JP2019089094A - 金型補修溶接材料 - Google Patents

Abstract

【課題】補修溶接を行った金型において、引掻き摩耗を抑制することができる金型補修溶接材料を提供する。【解決手段】質量％で、０．１８％≦Ｃ≦０．３５％、０．０１％≦Ｓｉ≦０．２０％、１．３０％≦Ｍｎ≦１．９０％、０．５０％≦Ｃｒ≦１．５０％、１．５０％≦Ｍｏ≦２．５０％、０．３０％≦Ｖ≦１．００％、Ｎ≦０．０２０％、Ｏ≦０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる金型補修溶接材料とする。【選択図】図１

Description

本発明は、金型補修溶接材料に関し、さらに詳しくは、工具鋼よりなる金型を補修溶接するための金型補修溶接材料に関する。

金属材料の成形に用いられる金型を構成する金属材料としては、ＪＩＳ ＳＫＤ６１やＳＫＤ１１に代表される工具鋼が広く用いられている。多数回に及ぶ成形を経た際の摩耗を抑制する観点から、金型を構成する金属材料においては、高い硬さを有することが求められる。

高い硬さを有する金属材料より金型を構成したとしても、多数回の使用に伴って、金型に摩耗等の損傷が生じることは不可避であり、損傷が発生すると、金型補修溶接材料を用いて、損傷箇所に対して、溶接による補修が行われる。金型補修溶接材料としても、ＳＫＤ６１やＳＫＤ１１、あるいはそれらに類似した成分組成を有する金属材料が使用されることが多い。補修箇所においても、摩耗を抑制することが重要であり、その観点から、例えば特許文献１に示されるもののように、硬さに優れた金型補修溶接材料が提案されている。

特開２０１４−１４７９６５号公報

金型補修溶接材料による補修溶接を経た金型において、摩耗を抑制するためには、上記のように、金型を構成する母材および補修溶接材料が、高い硬さを有していることが望ましい。しかし、補修後の金型において摩耗が起こる要因としては、表面の硬さが不十分であることによる、被成形物と金型の間の摩擦による摩耗だけでなく、金型母材や補修溶接材料の表面に生成した酸化物や窒化物による引掻き摩耗も、重要である。特に、補修溶接材料によって補修を行った補修箇所においては、溶接時の高温により、金属材料の酸化や窒化が進行しやすい。補修後の金型において、補修箇所の表面に発生した酸化物や窒化物は、補修箇所の表面から脱落し、補修箇所や金型母材の表面において、引掻き摩耗を引き起こす場合がある。

中でも、鋼材のホットスタンプ成形に用いられる金型においては、金型の表面が、７００℃以上のような高温に加熱された被加工材に接触するため、被加工材の表面を構成する金属の酸化物による摩擦を受けやすい。被加工材の表面を構成する金属の酸化物とは、被加工材がめっきを施されない鋼材よりなる場合には、主にＦｅの酸化物であり、被加工材の表面にめっきが施される場合には、ＡｌやＭｇ等、めっき金属の酸化物である。さらに、ホットスタンプ成形においては、被加工材からの熱伝達によって、金型の表面が、３００℃近くにまで加熱されやすい。すると、補修溶接材料による補修箇所を含め、金型表面が酸化しやすい環境となる。このように、ホットスタンプ成形に用いられる金型においては、被加工材表面の酸化物に加えて、被加工材との接触で金型自体の表面に生じる酸化物によって、引掻き摩耗が発生しやすい。

このように、補修溶接材料を用いて補修を行った金型において、金型母材や補修箇所が高い硬さを有しているとしても、補修箇所の表面に形成される酸化物や窒化物による引掻き摩耗に起因して、金型母材や補修箇所の摩耗が起こりやすい場合がある。すると、一旦、補修溶接材料を用いて金型の補修を行ったとしても、短期間に次の摩耗が発生してしまうことになる。

本発明が解決しようとする課題は、補修溶接を行った金型において、引掻き摩耗を抑制することができる金型補修溶接材料を提供することにある。

上記課題を解決するために、本発明にかかる金型補修溶接材料は、質量％で、０．１８％≦Ｃ≦０．３５％、０．０１％≦Ｓｉ≦０．２０％、１．３０％≦Ｍｎ≦１．９０％、０．５０％≦Ｃｒ≦１．５０％、１．５０％≦Ｍｏ≦２．５０％、０．３０％≦Ｖ≦１．００％、Ｎ≦０．０２０％、Ｏ≦０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、というものである。

ここで、溶接部の熱伝導率が、室温にて、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であるとよい。

また、溶接部の硬さが、室温にて、４５ＨＲＣ以上、６０ＨＲＣ以下であるとよい。

また、上記金型補修溶接材料において、質量％で、Ｎｉ≦０．５０％、Ｃｕ≦０．５０％、Ｃｏ≦０．１０％であるとよい。

また、上記金型補修溶接材料において、質量％で、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０５０％であるとよい。

そして、上記金型補修溶接材料は、室温における硬さが５２ＨＲＣ以下である金型の補修溶接に用いられるとよい。

上記発明にかかる金型補修溶接材料によると、特にＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が少なく抑えられていることにより、金型の補修溶接に用いられた場合に、高硬度の酸化物や窒化物が補修箇所の表面に形成されにくい。また、金型補修溶接材料中のＯおよびＮの含有量が少なく抑えられていることによっても、補修箇所における酸化物や窒化物の形成が抑えられる。

さらに、上記発明にかかる金型補修溶接材料は、合金元素の含有量が少なく抑えられていることにより、高い熱伝導率を有する。そのため、金型補修溶接材料を用いて補修溶接を行った金型が、高温の被加工材と接触した際に、補修箇所の表面が高温になりにくく、補修箇所において、金属材料の酸化が進行しにくい。

これらの各効果により、上記金型補修溶接材料を用いて補修溶接を行った箇所において、表面に硬い金属酸化物や金属窒化物が生成しにくくなる。その結果、それら酸化物や窒化物によって、補修箇所や、補修箇所以外の金型母材の表面で、引掻き摩耗が発生するのを抑制することができる。

ここで、溶接部の熱伝導率が、室温にて、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上である場合には、溶接部が十分に高い熱伝導率を有することで、金型補修溶接材料を用いて補修溶接を行った金型が高温の被加工材と接触した際の金属材料の酸化や、それに伴う金型表面の引掻き摩耗を、効果的に抑制することができる。

また、溶接部の硬さが、室温にて、４５ＨＲＣ以上、６０ＨＲＣ以下である場合には、溶接部において、金型として要求される硬さを担保することができるともに、切削や研削による溶接部の加工性を確保することができる。引掻き摩耗の抑制には、溶接部の硬さはあまり効果を有さず、硬さが６０ＨＲＣ以下に抑えられていても、上記のように、引掻き摩耗を引き起こす高硬度の酸化物や窒化物の形成が抑制されていることにより、溶接部の表面の摩耗を、十分に抑制することができる。

また、金型補修溶接材料において、質量％で、Ｎｉ≦０．５０％、Ｃｕ≦０．５０％、Ｃｏ≦０．１０％である場合には、これらの元素による溶接部の熱伝導率の低下等、金型補修溶接材料の特性への影響を、引掻き摩耗の抑制において影響のない範囲内に、抑えることができる。

また、金型補修溶接材料において、質量％で、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０５０％である場合には、溶接部における溶接欠陥の生成等、これらの元素による金型補修溶接材料の特性への影響を、引掻き摩耗の抑制において影響のない範囲内に、抑えることができる。

そして、金型補修溶接材料が、室温における硬さが５２ＨＲＣ以下である金型の補修溶接に用いられる場合には、上記のように、補修箇所における硬さの高い酸化物および窒化物の形成が抑えられることにより、金型母材の硬さがそれほど高くなくても、補修箇所の表面に生成する酸化物や窒化物による金型母材の引掻き摩耗が、起こりにくい。

金型補修溶接材料における合金元素含有量と、酸化物の硬さとの関係を示す試験結果である。 金型補修溶接材料における酸化物の硬さと、摩耗による凹部の最大深さとの関係を示す試験結果である。 金型補修溶接材料における酸化物の厚さと、摩耗による凹部の最大深さとの関係を示す試験結果である。

以下、本発明の一実施形態にかかる金型補修溶接材料について、詳細に説明する。本実施形態にかかる金型補修溶接材料は、ホットスタンプ成形用金型をはじめとする金型を、溶接によって補修するための材料であり、以下のような成分組成と特性を有する。

本明細書において、補修溶接材を用いて形成される溶接部や金型母材について記載される熱伝導率や硬さ等の物性値は、室温における値とする。また、溶接部についてのそれらの物性値は、溶接ままの状態（溶接を行ったまま、熱処理等、他の処理を施していない状態）で得られる値とする。溶接部の物性は、実際に補修溶接材料を用いて金型を補修する際の溶接条件を模擬して作製した溶接部に対して評価すればよく、例えば、ＴＩＧ溶接によって作製した溶接部を用いることが好ましい。また、溶接部の表面に形成された酸化物や窒化物によって、溶接部を構成する金属材料に対して、正確な物性の評価を行いにくい場合には、適宜、研削等によって、溶接部表面の酸化物や窒化物を除去してから、評価を行えばよい。

＜金型補修溶接材料の成分組成＞
本実施形態にかかる金型補修溶接材料（以下、単に補修溶接材料と称する場合がある）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを必須元素として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。また、ＮおよびＯが所定の含有量以下に制限されている。各成分元素の含有量とその限定理由を以下に説明する。以下、各成分元素の含有量の単位は、質量％である。

（１）０．１８％≦Ｃ≦０．３５％
Ｃの含有量は、補修溶接材料の硬さに大きく影響し、含有量が多いほど、硬さが高くなる。Ｃの含有量を０．１８％以上とすれば、ホットスタンプ用金型をはじめ、金属材料の成形に用いられる金型に対して一般に要求される、溶接ままの状態で４５ＨＲＣ以上のような高硬度を、本補修溶接材料を用いて形成した溶接部において、得やすくなる。

補修溶接材料の硬さを特に高める観点から、Ｃの含有量は、０．２７％以上であれば、さらに好ましい。その場合には、溶接部において、４８ＨＲＣ以上の硬さを得やすい。

一方、Ｃの含有量を多くしすぎても、溶接部の硬さを向上させる効果が飽和してしまう。また、下記において金型補修溶接材料の特性として説明するように、合金元素の含有量の低減等によってもたらされる、高硬度の酸化物および窒化物による引掻き摩耗の抑制の効果を、有効に享受する観点から、摩耗の抑制を目的として溶接部の硬さを過剰に高める必要はない。さらに、Ｃの含有量を多くしすぎると、溶接部の熱伝導率が低くなってしまう。これらの観点から、Ｃの含有量は、０．３５％以下とされる。これにより、溶接ままの状態の溶接部において、硬さが６０ＨＲＣ以下に抑えられやすい。また、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上のように、高い熱伝導率が得られやすい。

Ｃの含有量は、０．３３％以下であれば、さらに好ましい。その場合には、溶接部の硬さが、過剰に高くならず、５８ＨＲＣ以下程度に抑えられやすい。

（２）０．０１％≦Ｓｉ≦０．２０％
Ｓｉは、非常に硬い酸化物を形成する元素である。また、鉄酸化物中に多く含有されると、鉄酸化物の硬さを上昇させてしまう。さらに、Ｓｉの含有量が多くなると、補修溶接材料の熱伝導率が低下してしまう。よって、補修溶接材料において、高硬度の酸化物が形成されるのを抑制するとともに、熱伝導率を向上させる観点から、Ｓｉの含有量は少ない方が好ましく、０．２０％以下に制限される。

高硬度の酸化物の形成の抑制および熱伝導率向上の観点から、Ｓｉの含有量は少ないほど好ましいが、Ｓｉは、鋼材の製造工程において、成分調整や精錬のために、不可避的に含有される元素である。補修溶接材料におけるＳｉの含有量を０．０１％未満とすることは、工業的に非常に困難であるため、Ｓｉの含有量は、０．０１％以上とされる。

（３）１．３０％≦Ｍｎ≦１．９０％
Ｍｎを含有させることで、補修溶接材料の焼入れ性が向上される。ＣｒやＭｏも焼入れ性を向上させる元素であるが、本実施形態にかかる補修溶接材料においては、下記のように、硬い酸化物の生成を抑制する観点から、ＣｒやＭｏを多量に含有させることは好ましくないため、Ｍｎの含有によって、十分な焼入れ性を確保する。焼入れを経た補修溶接材料を用いて形成した溶接部において、溶接ままの状態で４５ＨＲＣ以上のような硬さを得る観点から、Ｍｎの含有量は、１．３０％以上とされる。Ｍｎは、ＣｒやＭｏと異なり、硬い酸化物を形成しにくい。

一方、Ｍｎを多量に含有させすぎると、補修溶接材料の熱伝導率が低下してしまう。熱伝導率を確保する観点から、Ｍｎの含有量は、１．９０％以下とされる。

（４）０．５０％≦Ｃｒ≦１．５０％
（５）１．５０％≦Ｍｏ≦２．５０％
ＣｒおよびＭｏは、補修溶接材料の硬さを向上させる元素である。溶接ままの状態の溶接部において、４５ＨＲＣ以上のように、金型としての使用に耐えるのに十分な硬さを得る観点から、Ｃｒの含有量は、０．５０％以上とされ、Ｍｏの含有量は、１．５０％以上とされる。

一方、ＣｒおよびＭｏも、Ｓｉと同様、非常に硬い酸化物を形成する元素である。また、鉄酸化物中に多く含有されると、鉄酸化物の硬さを上昇させてしまう。また、ＣｒやＭｏの含有量が多くなると、補修溶接材料の熱伝導率が低下してしまう。よって、補修溶接材料において、高硬度の酸化物が形成されるのを抑制するとともに、熱伝導率を向上させる観点から、ＣｒおよびＭｏの含有量は少ない方が好ましく、Ｃｒは１．５０％以下、Ｍｏは２．５０％以下に制限される。ＣｒおよびＭｏは、鋼材の焼入れ性を向上させる元素であるが、本補修溶接材料においては、ＣｒおよびＭｏの含有量が制限されており、これらの元素による焼入れ性向上の効果を十分に利用することができないが、上記のように、Ｍｎによって、焼入れ性が担保される。

（６）０．３０％≦Ｖ≦１．００％
Ｖは、補修溶接材料中で、結晶粒を微細化する効果を有する。補修溶接材料を用いて溶接を行うと、溶接部において、金属材料が、液体状態から急激に冷却されるため、結晶粒が粗大化しやすい傾向があるが、Ｖを含有させることで、結晶粒の粗大化を抑制することができる。補修溶接材料において、結晶粒を微細化することで、溶接作業中に溶接部に発生する割れを抑制する効果を得ることができる。結晶粒微細化の効果を十分に得る観点から、Ｖの含有量は、０．３０％以上とされる。

一方、Ｖを含有させすぎると、粒径１０μｍを超えるような、粗大な窒化物を形成しやすくなる。溶接部において、窒化物による引掻き摩耗を抑制する観点から、Ｖの含有量は、１．００％以下とされる。

本実施形態にかかる補修溶接材料は、上記所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖを含有し、残部は、Ｆｅと不可避的不純物よりなる。ここで、不可避的不純物としては、以下のような元素および上限量が想定される。

（７）Ｎ≦０．０２０％
（８）Ｏ≦０．００５０％
ＮやＯは、工業的に鋼材を製造する際に、大気中からＦｅ中に溶解するため、補修溶接材料に、不可避的に混入する。しかし、ＮおよびＯの含有量が多くなりすぎると、溶接時に、ブローホール（溶接欠陥）を生成する。そして、ＮおよびＯは、補修溶接材料中で、金属元素の窒化物および酸化物をそれぞれ形成する。金属窒化物および金属酸化物、特に粒径の大きなものが、金型において、溶接によって補修された補修箇所の表面に形成されると、補修箇所の表面や、補修箇所以外の金型母材の表面に、引掻き摩耗を引き起こしやすい。

よって、ＮおよびＯの含有量は、可及的に低減することが好ましい。Ｎの含有量を０．０２０％以下、Ｏの含有量を０．００５０％以下に抑えておけば、粗大な窒化物や酸化物の形成を、効果的に抑制することができる。また、補修溶接材料の製造工程において、ＮやＯを低減するほど、製造コストが増大するので、製造コストの過剰な上昇を避ける観点から、ＮおよびＯの含有量を、上記上限の範囲内程度で管理することが好ましい。

（９）Ｎｉ≦０．５０％
（１０）Ｃｕ≦０．５０％
（１１）Ｃｏ≦０．１０％
Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏは、鉄スクラップや合金鉄等の原料中から、補修溶接材料に不可避的に混入する。しかし、上記各上限値以下の量であれば、含有されても、粗大な窒化物および酸化物の形成の抑制、十分な熱伝導率の確保、またそれらによる引掻き摩耗の抑制等、補修溶接材料としての特性に顕著な影響を与えるものとはなりにくい。よって、上記各上限内の含有量に抑えることが好ましい。

（１２）Ｐ≦０．０３０％、
（１３）Ｓ≦０．０５０％
ＰおよびＳも、原料等に起因して、補修溶接材料に不可避的に混入するものである。しかし、上記各上限値以下の量であれば、含有されても、粗大な窒化物および酸化物の形成の抑制、十分な熱伝導率の確保、またそれらによる引掻き摩耗の抑制等、補修溶接材料としての特性に顕著な影響を与えるものとはなりにくい。よって、上記各上限内の含有量に抑えることが好ましい。

上記のＮ、Ｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｐ、Ｓ以外に、想定される不可避的不純物としては、以下のようなものが挙げられる。つまり、Ａｌ＜０．０５０％、Ｗ＜０．１０％、Ｎｂ＜０．１０％、Ｔａ＜０．０１％、Ｔｉ＜０．１０％、Ｚｒ＜０．０１％、Ｂ＜０．０１０％、Ｃａ＜０．０１０％、Ｓｅ＜０．０３％、Ｔｅ＜０．０１％、Ｂｉ＜０．０１％、Ｐｂ＜０．０３％、Ｍｇ＜０．０２％、ＲＥＭ＜０．１０％等が想定される。

＜金型補修溶接材料の特性＞
本実施形態にかかる金型補修溶接材料においては、上記成分組成を有することにより、特にＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が少なく抑えられていることにより、また、ＮおよびＯの含有量が少なく抑えられていることにより、高硬度の金属酸化物や金属窒化物が生成しにくくなっている。

鋼材よりなる溶接材を用いて溶接を行う際には、溶接中に、溶融した溶接材が、大気中から窒素や酸素を吸収したり放出したりする。溶接材中の窒素や酸素の濃度が高いと、溶接時に、それら窒素や酸素が気体として放出され、ブローホールを形成したり、鋼材中の合金元素と結合し、窒化物や酸化物を形成したりしやすい。この際、溶接材中に、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏのような合金元素が多く含有されると、それらの合金元素を高濃度で含む高硬度の酸化物が形成されやすい。また、鉄酸化物中にそれらの合金元素が含有されることになる。それら合金元素を含有した鉄酸化物は、鉄のみの酸化物（ＦｅＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｆｅ_３Ｏ_４）よりも高硬度になる。

金属酸化物や金属窒化物が、補修溶接材料を用いて補修を行った金型の補修箇所の表面に形成されると、金型を用いた金属材料の成形時に、被加工材との摩擦により、酸化物や窒化物が補修箇所の表面から脱落しやすい。脱落した窒化物や酸化物は、補修箇所の表面や、補修箇所以外の金型母材の表面との間で摩擦を起こし、補修箇所の表面や金型母材の表面に、引掻き摩耗を引き起こす可能性がある。硬さの高い酸化物や窒化物の方が、補修箇所や金型母材の表面に粒子が深く埋没しやすいため、摩耗量が多くなる。

特に、溶接の過程で、補修箇所に形成される酸化物や窒化物は、金型母材の表面の酸化や窒化によって形成される酸化物や窒化物よりも、大きな粒径を有することが多い。典型的には、１〜１０μｍ程度の粒径を有する。粒径の大きな酸化物や窒化物は、補修箇所や金型母材の表面の摩耗に寄与しやすい。

しかし、本実施形態にかかる補修溶接材料においては、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏをはじめとする合金元素、およびＮ、Ｏの含有量が少なく抑えられていることにより、溶接前の補修溶接材料自体において、酸化物や窒化物の量が少なく抑えられている。さらに、溶接工程において、材料の溶融を経ても、酸化物や窒化物の量が増加しにくくなっている。同じ温度で溶接を行ったとしても、Ｓｉ、Ｃｒ、ＭｏやＮ、Ｏの含有量が少ない方が、溶接中に形成される酸化物層の厚さや質量が小さくなる。また、後の実施例に示すように、ホットスタンプ成形用金型をはじめとする金型表面においては、補修箇所に形成される酸化物の量よりも、酸化物の硬さの方が、引掻き摩耗による摩耗量への影響が大きいが、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素の含有量を抑えることで、酸化物の硬さが低くなる。それらの結果、補修後の金型において、補修箇所の表面に形成される酸化物や窒化物の量、また硬さが低下し、酸化物や窒化物による補修箇所および金型母材の表面の引掻き摩耗を抑制することができる。

さらに、本実施形態にかかる補修溶接材料は、上記成分組成を有することにより、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が少なく抑えられていることにより、高い熱伝導率を有する。例えば、本実施形態にかかる金型溶接材料を用いて溶接を行った溶接部は、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上の熱伝導率を備えることができる。一般に金型の補修溶接に用いられるＳＫＤ６１やＳＫＤ１１は、溶接材として成分が最適化されたものではなく、熱伝導率が１８〜２５Ｗ／（ｍ・Ｋ）であるが、本実施形態にかかる補修溶接材料は、これよりも高い熱伝導率を示す。熱伝導率に上限は特に設けられない。

一般に、鋼材の表面の温度が高くなるほど、表面で酸化が進行しやすく、表面の酸化物の厚さや質量が増加する。金型においては、高温の被加工材が金型表面に接触することで、被加工材からの熱伝達によって、金型表面の温度が瞬間的に高くなり、酸化物の形成が進行しやすくなる。酸化物の形成は、概ね１００℃以上の温度で顕著となる。特に、ホットスタンプ成形においては、被加工材からの熱伝達による金型表面の酸化が起こりやすい。

しかし、本実施形態にかかる補修溶接材料を用いて補修を行った金型においては、溶接部の熱伝導率が高いため、被加工材から補修箇所の表面に伝達された熱が、短時間で、金属材料内部への熱伝導により、散逸される。よって、補修箇所の表面の温度が、上昇しにくく、また、上昇しても、短時間で低下しやすい。よって、成形時に、補修箇所の表面における酸化物の形成が進行しにくい。このように、溶接部が高熱伝導率を有することで、上記のような補修溶接材料の成分組成の効果と合わせて、金型の補修箇所における高硬度の酸化物の形成と、それによる補修箇所および金型母材の表面における引掻き摩耗を、効果的に抑制することができる。

本実施形態にかかる補修溶接材料は、形成された溶接部において、４５ＨＲＣ以上の硬さを有することが好ましい。溶接部の硬さが、４５ＨＲＣよりも低いと、補修を経た金型が、金型としての使用に耐えるのが難しくなる。特に、ホットスタンプ成形においては、４５ＨＲＣよりも金型の硬さが低いと、金型表面の補修箇所において、局所的に面圧が高くなる部位で、塑性変形が起こり、成形品の寸法精度が保てなくなる場合がある。溶接部の硬さは、４８ＨＲＣ以上であると、特に好ましい。

一方、溶接部が硬すぎると、金型の補修の際に、肉盛溶接を行った箇所に対して、金型形状の調整のために、切削加工や研削加工を行うのが困難になる。そこで、溶接部の硬さは、６０ＨＲＣ以下であることが好ましい。５８ＨＲＣ以下であると、特に好ましい。補修溶接材料より形成される溶接部の硬さは、補修溶接材料の成分組成によって決まる。

一般に、金属材料の摩耗は、金属材料が硬いほど抑制できるとされている。しかし、溶接部の表面に形成された酸化物や窒化物との摩擦による金型の引掻き摩耗、特に、ホットスタンプ成形時の引掻き摩耗においては、後の実施例に示すように、溶接部の硬さの影響は大きくない。むしろ、形成される酸化物や窒化物の量や硬さ、特に硬さの影響が大きい。よって、溶接部の硬さが６０ＨＲＣ以下のように、比較的低くても、上記のように、成分組成および高熱伝導率の効果によって、硬い酸化物や窒化物の生成が抑制されることで、補修箇所の表面における引掻き摩耗が深刻な問題となりにくい。

＜金型補修溶接材料の製造方法＞
本実施形態にかかる補修溶接材料は、例えば、所定成分を所定の組成比で溶解させた溶湯からインゴットを作製し、９００℃から１２５０℃に加熱して鍛造、圧延を行うことで、溶接用線材（溶接棒）として製造することができる。また、圧延後の材料に伸線等を行っても良い。溶湯の調製およびインゴットの作製を、減圧下で行えば、製造される補修溶接材料中のＮやＯの濃度を低く抑えやすい。

さらに、本補修溶接材料は、熱処理工程として、焼なましを経て製造することが好適である。焼なまし条件としては、８００〜９５０℃で３時間以上加熱し、５０℃／時間以下の冷却速度で７００℃以下まで徐冷する球状化焼なましや、６００〜７８０℃で５時間以上加熱し、空冷や水冷を行う低温焼きなましを、例示することができる。

＜金型の補修溶接の方法＞
本実施形態にかかる補修溶接材料は、金型の補修溶接に、好適に使用することができる。本補修溶接材料は、ＴＩＧ溶接およびレーザー溶接のいずれにも好適に適用できる。

金型において、摩耗等によって補修が必要となった箇所に対して、本補修溶接材料を用いて、肉盛溶接を行えばよい。そして、溶接部の盛り上がった箇所を、切削、研削等の機械加工によって除去して、溶接部を金型表面と面一に仕上げ、金型の形状を調整すればよい。必要に応じて、溶接部に対して予後熱処理を行ってもよい。

本補修溶接材料によって補修を行う金型の種類は特に限定されるものではない。ホットスタンプ（熱間プレス）、冷間プレス、圧延等、金属材料の各種加工に用いられる金型やダイカスト用金型等を挙げることができる。中でも、ホットスタンプ成形用の金型に用いることが好適である。ホットスタンプ成形においては、加熱された被加工材と金型が接触することで、金型表面での酸化物や窒化物の形成、およびそれら酸化物や窒化物の脱落、そして脱落した酸化物や窒化物による摩擦が起こりやすいが、本実施形態にかかる補修溶接材料を用いて補修を行うことで、それらの現象を抑制することができる。

補修の対象となる金型を構成する金属材料（金型母材）についても、特に限定されるものではない。しかし、金型母材は、４５ＨＲＣ以上の硬さを有することが好ましい。上記において、補修溶接材料による溶接部の硬さについて記載したのと同様に、金型母材の硬さについても、４５ＨＲＣよりも低いと、補修を経た金型が、ホットスタンプ成形用金型をはじめとして、金型としての使用に耐えるのが難しくなる。

一方、金型母材の硬さは、５２ＨＲＣ以下であることが好ましい。上記のように、本実施形態にかかる補修溶接材料を用いて補修を行った補修箇所においては、補修溶接材料の成分組成と高熱伝導率の効果により、硬さの高い酸化物や窒化物の生成が抑制されているので、金型母材の硬さが、５２ＨＲＣ以下のように、比較的高くない場合でも、補修箇所に由来する酸化物や窒化物による金型母材表面の引掻き摩耗が起こりにくい。

金型母材の熱伝導率は、１８Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であることが好ましい。補修溶接材料による補修箇所のみならず、金型母材においても、熱伝導率が高い方が、加熱された被加工材から伝達される熱が、補修箇所の表面から散逸されやすくなるからである。一方、金型母材の熱伝導率は、２５Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であることが好ましい。金型サイズが大きくなった場合でも、熱処理後に必要な硬さを得るために、金型母材は優れた焼入れ性を有する必要があり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等の焼入れ性を高める元素を、十分な焼入れ性を与える量でバランスよく添加すると、熱伝導率が２５Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下となりやすい。

室温で、４５〜５２ＨＲＣの硬さと、１８〜２５Ｗ／（ｍ・Ｋ）の熱伝導率を有する金型母材として、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ１１、ＳＫＨ５１、ＳＫＤ６、ＳＫＤ７、ＳＫＤ１２、ＳＫＴ４等を例示することができる。

以下に本発明の実施例、比較例を示す。なお、本発明はこれら実施例によって限定されるものではない。以下、いずれの試験も、特記しないかぎり、室温、大気中にて行っている。

＜試験１：合金元素含有量と酸化物の硬さの関係＞
補修溶接材料における合金元素の含有量と、溶接部表面に形成される酸化物の硬さとの関係を明らかにするため、モデルとして、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を変化させた補修溶接材料を作製し、酸化物の硬さを評価した。

（試料の作製）
表１に示す成分元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる補修溶接材料として、真空誘導炉にて３０ｋｇの溶湯を調製し、鋳造を行って、インゴットを作製した。得られたインゴットを、１２００℃で５時間加熱した後、φ３０ｍｍになるまで、熱間鍛造を行った。鍛造後、空冷を行い、室温に達した後、再度９００℃で３時間加熱し、徐冷することで、球状化焼鈍を行った。

上記で得た補修溶接材料から、φ２０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を作製した。そして、試験片を７００℃にて１０時間保持し、空冷することで、試験片を酸化させた。実際の溶接部における酸化の条件は、これよりも穏やかなものである場合が多いが、酸化の影響を分かりやすくするため、このような酸化の進行しやすい条件を採用している。

（酸化物の硬さの測定）
上記で得られた酸化後の試験片に対して、マイクロビッカース試験機を用いて、表面の硬さを測定した。測定荷重は、１００ｇとした。測定は、試験片表面の２０か所で行い、平均値を算出した。

（試験結果）
表１に、各試料の成分組成と、酸化物の硬さの測定結果（平均値）を示す。また、図１に、Ｓｉ（試料Ａ１〜Ａ３）、Ｃｒ（試料Ａ１、Ａ４、Ａ５）、Ｍｏ（試料Ａ１、Ａ６、Ａ７）の含有量と酸化物の硬さの関係を示す。

表１および図１によると、合金元素の含有量により、酸化物の硬さが大きく変化している。特に、図１に示したように、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏのそれぞれの含有量を多くするほど、酸化物の硬さが上昇している。図１中に点線で近似直線を示すように、いずれの元素についても、含有量に対して、酸化物の硬さがほぼ線形に上昇していることが分かる。特に、Ｓｉの含有量に対して、酸化物の硬さの依存性が大きくなっている。

この結果から、補修溶接材料において、高硬度の酸化物の生成を抑制するためには、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏのそれぞれの含有量を少なく抑えることが望ましいことが分かる。

＜試験２：酸化物の硬さと摩耗量の関係＞
溶接部の表面に形成される酸化物の硬さと、溶接部における摩耗量との関係を明らかにするため、モデルとして、硬さの異なる酸化物を形成した補修溶接材料において、摩耗の程度を評価した。

（摩耗試験）
上記試験１に用いた試料Ａ１〜Ａ７の補修溶接材料を用いて、摩耗試験を行った。試料Ａ１〜Ａ７の各補修溶接材料を一部切断して試験片とした。そして、試験片に対して、１０３０℃で１時間加熱した後、衝風冷却により焼入れし、５５０〜６５０℃で１時間加熱して焼戻しを行い、試験片の硬さを５５ＨＲＣ±１ＨＲＣに調整した。最終的に、試験片を、φ２５ｍｍ×１０ｍｍのディスク状に加工した。

このようにして得られた試験片に対して、ボールオンディスク形式にて摩耗試験を行った。この際、ディスクの温度を５００℃とし、ボールとしては、Ｓ４０Ｃ材よりなるものを使用した。ディスク回転数６０ｒｐｍで１分間の摩耗試験を実施した後、５分間放置することで、ディスクの表面を酸化させた。このサイクルを１００回繰り返した後、ディスクの表面に形成された凹部の最大深さを、接触式段差計にて測定した。この摩耗試験における酸化条件も、実際の溶接部における酸化条件よりも、酸化が進行しやすいものである。

（試験結果）
表２および図２に、試料表面の酸化物の硬さ（平均値）と、凹部の最大深さとの関係を示す。

表２および図２の結果より、形成される酸化物の硬さが高いほど、摩耗によって形成される凹部の最大深さが大きくなる、つまり、摩耗量が多くなることが分かる。図２中に、点線で近似直線を示すように、酸化物の硬さに対して、凹部の最大深さが、ほぼ線形に上昇していることが分かる。

この結果から、補修溶接材料において、溶接部における摩耗を抑制するためには、高硬度の表面酸化物の形成を抑えることが望ましいことが分かる。上記試験１の結果より、そのためには、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏのそれぞれの含有量をそれぞれ少なく抑えるとよい。

＜試験３：酸化物の厚さと摩耗量の関係＞
溶接部の表面に形成される酸化物の厚さと、溶接部における摩耗量との関係を明らかにするため、モデルとして、厚さの異なる酸化物を形成した補修溶接材料において、摩耗の程度を評価した。

（試料の作製）
表３に示す成分元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる補修溶接材料を、上記試験１に用いた補修溶接材料と同様の方法で作製した。

（摩耗試験）
上記で得られた補修溶接材料に対して、試験２の場合と同様に、切断と焼入れ・焼戻しを行い、試験片の硬さを５５ＨＲＣ±１ＨＲＣに調整した。さらに、試験２の場合と同様に、試料表面を酸化させながらの摩耗試験を行い、凹部の最大深さ測定した。

（酸化物の厚さの測定）
上記摩耗試験を行った後の試験片に対して、摩耗されていない部分を切断した。そして、切断部の断面観察を行い、酸化物の層の厚さを、光学顕微鏡にて測定した。
厚さの測定は、断面像中の４か所にて行い、平均値を算出した。

（試験結果）
表３に、各試料の成分組成と、酸化物の厚さの測定結果（平均値）、凹部の最大深さを示す。また、図３に、酸化物の厚さの測定結果（平均値）と、凹部の最大深さとの関係を示す。

表３および図３によると、成分組成の変化によって、形成される酸化物の厚さを大きくすると、摩耗による凹部の最大深さが大きくなっている。酸化物の厚さは、主にＯおよびＮの含有量によって変化している。

図３中に、点線で近似直線を示すように、酸化物の厚さに対して、凹部の最大深さが、ほぼ線形に上昇していることが分かる。しかし、凹部最大深さの酸化物硬さに対する依存性を示す図２では、酸化物硬さが３００ＨＶから６００ＨＶに２倍になると、凹部最大深さが約０．１ｍｍから約０．４ｍｍへと、４倍程度も上昇しているのに対し、凹部最大深さの酸化物厚さに対する依存性を示す図３では、酸化物厚さが６０μｍから１２０μｍに２倍になっても、凹部最大深さが約０．１５ｍｍから約０．２５ｍｍへと、２倍にもなっていない。このことから、摩耗の程度は、酸化物の厚さよりも硬さに大きく依存することが分かる。

以上の結果から、補修溶接材料において、溶接部における摩耗を抑制するためには、表面酸化物の厚さを抑えることが望ましいことが分かる。ただし、酸化物の厚さ（質量）よりも、硬さを抑制することが、摩耗の抑制に高い効果を有する。

＜試験４：補修溶接材料の成分組成と各種特性の関係＞
補修溶接材料の成分組成と、溶接部の硬さや熱伝導率等の物性、また溶接部における欠陥の形成や摩耗の程度との関係を調べた。

（試料の作製）
表４，５に示す成分元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる補修溶接材料として、真空誘導炉にて５０ｋｇの溶湯を調製し、鋳造を行って、インゴットを作製した。得られたインゴットを、１２００℃で５時間加熱した後、φ２．０ｍｍになるまで、熱間鍛造・圧延・伸線加工を行った。熱間加工後、７００℃で１０時間保持した後、徐冷して、低温焼鈍を実施した。

上記で作製した材料を溶接棒として用い、熱間工具鋼ＳＫＤ６１（硬さ：５０ＨＲＣ、熱伝導率：２３Ｗ／（ｍ・Ｋ））で作製したφ３０ｍｍ×１５ｍｍの溶接母材のφ３０ｍｍの面に、ＴＩＧ溶接を行った。溶接時の条件としては、溶接電流を１００〜１５０Ａとし、１０パス５層の溶接を行った。ウィービングは行わず、予熱および後熱はいずれも行わなかった。パス間温度は３００℃以下とし、後進法の条件で溶接を行い、およそ高さ５ｍｍまで肉盛を行った。

（各種特性の評価）
・溶接部の硬さ
上記で作製した試料に対して、肉盛溶接部の表面からおよそｌｍｍ分を研削加工で除去した後、ロックウェルＣスケールを用いて、肉盛溶接部の表面の硬さを測定した。

・溶接部の熱伝導率
上記で作製した試料に対して、肉盛溶接部から、旋盤加工で、φ１０ｍｍ×１ｍｍの試験片を削り出した。その試験片に対して、レーザーフラッシュ式熱伝導率測定を行い、熱伝導率を求めた。

・溶接欠陥の判定
上記で作製した試料において、肉盛溶接部の外観に対して、カラーチェック方式にて、表面割れの有無を判定した。さらに、試料のφ３０ｍｍの面を半分に切断し、切断面を鏡面研磨した後、光学顕微鏡で観察した。そして、ブローホールの有無や、長さ５μｍを超える酸化物や窒化物が、５ｍｍ×３ｍｍの視野に１０個以上形成されているかどうかを判定した。

・耐摩耗性の評価
上記で作製した試料に対して、肉盛溶接部の表面からおよそｌｍｍ分を研削加工で除去した後、上記試験２と同様に、ボールオンディスク方式で、酸化を伴う摩耗試験を行った。そして、形成された凹部の最大深さを計測した。

概ね、凹部の最大深さが、０．１５ｍｍ以下であれば、耐摩耗性が高いと評価することができる。一方、凹部の最大深さが、０．１５ｍｍよりも大きければ、耐摩耗性が低いことになる。中でも、凹部の最大深さが０．３ｍｍを超えていると、耐摩耗性が特に低いと言える。

（試験結果）
表４，５に、各実施例および比較例にかかる補修溶接材料の成分組成と、各特性の評価結果をまとめる。成分組成において、符号「−」は、その元素が含有されないことを示す。また、溶接欠陥の評価結果において、符号「−」は、溶接欠陥が観測されなかったことを示す。

表４によれば、本発明の実施形態に規定される範囲内の成分組成を有している、各実施例にかかる補修溶接材料は、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上の溶接部熱伝導率を有している。そして、４５ＨＲＣ以上、６０ＨＲＣ以下の硬さを有している。また、溶接欠陥を生じておらず、耐摩耗性に関しても、最大摩耗深さが０．１５ｍｍ以下に抑えられており、高い耐摩耗性を有していると判定される。

各実施例においては、成分組成の効果で、溶接部が高い熱伝導率を有することによって、また特にＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏの各合金元素の含有量が少なく抑えられ、ＯおよびＮの含有量も制限されているという成分組成自体の効果で、溶接部における高硬度の酸化物や窒化物の形成が抑制されていることによって、高い耐摩耗性が得られていると解釈される。また、成分組成の効果により、窒化物の形成等の溶接欠陥も発生しにくくなっている。

さらに、Ｃに着目すると、含有量が０．２７％以上である実施例では、溶接部において、４８ＨＲＣ以上の特に高い硬さが得られている。それらの中でも、Ｃの含有量が０．３３％以下となっている実施例においては、溶接部の硬さが、４８ＨＲＣ以上、５８ＨＲＣ以下の範囲に収まっている。

一方、表５によると、各比較例にかかる補修溶接材料は、本発明の実施形態に規定される範囲内の成分組成を有していない。このことと対応して、比較例群は、摩耗試験において、実施例群よりも値の大きな領域の最大深さを示しており、耐摩耗性に劣っている。

比較例１〜４の成分組成は、それぞれ、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ１１、ＳＵＨ１１、ＳＫＨ５１に相当する組成である。これらの各材料は、ＴＩＧ溶接材として広く普及しているものである。比較例１〜４のいずれにおいても、ＳｉおよびＣｒの含有量が、上記本発明の実施形態に規定される上限値よりも多くなっている。それに対応して、溶接部熱伝導率が３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）よりも低くなっている。また、凹部最大深さが０．３ｍｍを超えており、耐摩耗性も低くなっている。また、比較例１〜３においては、溶接欠陥として、表面割れも発生している。表面割れの発生は、ＣやＣｒの含有量が多いことによるものである。

硬さに関しては、ＳｉやＣｒの含有量が多いこととも対応して、高くなっている。特に、比較例１、３、４においては、本発明の実施形態にかかる補修溶接材料において要求されない６０ＨＲＣを超える硬さが観測されている。しかし、溶接部において、そのように高い硬さが得られているにもかかわらず、耐摩耗性は非常に低くなっている。このことは、溶接部の引掻き摩耗の抑制においては、溶接部の硬さの向上はあまり効果を有さないことを示している。むしろ、ＳｉやＣｒをはじめとする合金元素の含有量を低減し、溶接部表面における硬度の高い酸化物や窒化物の形成を抑制することが、引掻き摩耗の抑制に高い効果を有すると言える。

比較例５の成分組成は、低合金溶接材として広く普及しているものであるが、やはり、ＳｉおよびＣｒの含有量が、上記本発明の実施形態に規定される上限値よりも多くなっている。それに対応して、溶接部熱伝導率は３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）を少し上回っているものの、やはり、凹部最大深さが０．１５ｍｍを超えており、耐摩耗性が低くなっている。また、主にＣの含有量が少ないことにより、硬さが、４５ＨＲＣに達していない。

比較例６、７においてはＳｉが、比較例８、９においてはＣｒが、比較例１０においてはＭｏが、それぞれ、本発明の実施形態に規定される上限値よりも多く含有されている。それに対応して、それらいずれの比較例においても、溶接部熱伝導率が３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）よりも低くなっている。また、凹部最大深さが０．１５ｍｍを超えており、耐摩耗性も低くなっている。

一方、比較例１１、１２においては、それぞれＣｒ、Ｍｏの含有量が、本発明の実施形態に規定される下限値よりも少なくなっている。それに対応して、溶接部において、４５ＨＲＣとの金型としての使用に求められる硬さの下限値が得られていない。

比較例１３においては、Ｃの含有量が少なすぎる。これに対応して、溶接部において、４５ＨＲＣ以上の硬さが得られていない。

一方、比較例１４においては、Ｃの含有量が多すぎる。これに対応して、溶接部の熱伝導率が、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）よりも低くなっている。

比較例１５においては、ＮおよびＯの含有量が、本発明の実施形態に規定される上限値よりも多くなっている。そのため、溶接部の表面に高硬度の酸化物や窒化物が生成しやすく、凹部最大深さが０．３ｍｍを超えており、耐摩耗性が低くなっている。溶接欠陥として、窒化物の生成も確認されている。

以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明は上記実施形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で種々の改変が可能である。

Claims (6)

1. 質量％で、
   ０．１８％≦Ｃ≦０．３５％、
   ０．０１％≦Ｓｉ≦０．２０％、
   １．３０％≦Ｍｎ≦１．９０％、
   ０．５０％≦Ｃｒ≦１．５０％、
   １．５０％≦Ｍｏ≦２．５０％、
   ０．３０％≦Ｖ≦１．００％、
   Ｎ≦０．０２０％、
   Ｏ≦０．００５０％を含有し、
   残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする金型補修溶接材料。
2. 溶接部の熱伝導率が、室温にて、３０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であることを特徴とする請求項１に記載の金型補修溶接材料。
3. 溶接部の硬さが、室温にて、４５ＨＲＣ以上、６０ＨＲＣ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の金型補修溶接材料。
4. 質量％で、
   Ｎｉ≦０．５０％、
   Ｃｕ≦０．５０％、
   Ｃｏ≦０．１０％であることを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の金型補修溶接材料。
5. 質量％で、
   Ｐ≦０．０３０％、
   Ｓ≦０．０５０％であることを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の金型補修溶接材料。
6. 室温における硬さが５２ＨＲＣ以下である金型の補修溶接に用いることを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の金型補修溶接材料。

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