JP5601607B1 - 金属粉末、熱間加工用工具および熱間加工用工具の製造方法 - Google Patents
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Abstract
金敷や金型等の熱間鍛造用金型、熱間圧延ロール等の熱間加工用工具の作業面に形成することで、熱間加工用工具を高寿命とすることができる金属粉末を提供する。
質量％で、Ｂ：０．０２％以下、Ｏ：０．０５０％以下、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：３％以下、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる金属粉末。
質量％で、Ｂ：０．０２％以下、Ｏ：０．０５０％以下、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５〜２％、Ｓｉ：０〜１％、Ｍｎ：０〜１％、Ｔｉ：１〜３％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｃｏ：２〜１５％、Ｎｂ：３％以下、Ｍｏ：３〜７％、Ｔａ：１〜７％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１〜７％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる金属粉末。
Description
本発明は、熱間加工に使用される熱間加工用工具およびその製造方法並びに熱間加工用工具の肉盛等に用いられる金属粉末に関するものである。
金属粉末の用途は多岐に及んでいるが、多種の金属元素を含有する金属粉末の用途としては熱間加工用工具に用いられるものがある。熱間加工用工具の代表的な工具として、金敷や金型等の熱間鍛造用金型、熱間圧延ロール等が知られている。このうち例えば、熱間鍛造装置に用いられる熱間鍛造用金敷には、高温強度、耐摩耗性、耐高温へたり性、耐ヒートクラック性等の特性に優れていることが要求される。そのため、母材の作業面に高温強度に優れた組成を有する金属粉末を肉盛して使用されている。
例えば、本願出願人は、特開２００１−６２５４１号公報（特許文献１）や特開２００１−７１０８６号公報（特許文献２）において、熱間鍛造装置用の熱間鍛造用金敷を、全体を一体のγ’析出強化型Ｎｉ基合金で構成するか、Ｎｉ基合金でなる台金（母材）の作業面部（打撃面）にγ’析出強化型Ｎｉ基合金で肉盛して構成する熱間鍛造用金敷を提案した。
前述の特許文献１や特許文献２で提案した熱間鍛造用金敷では、打撃面に使用するγ’析出強化型Ｎｉ基合金として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種以上を、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａの合計で３質量％以上含むものが好ましいとし、具体的には、Ａｌｌｏｙ７１３Ｃ、Ａｌｌｏｙ７１８、Ｕｄｉｍｅｔ５２０（Ｕｄｉｍｅｔ（Ｒ）はスペシャルメタルズ社の登録商標）等を肉盛用の合金として挙げている。
例えば、本願出願人は、特開２００１−６２５４１号公報（特許文献１）や特開２００１−７１０８６号公報（特許文献２）において、熱間鍛造装置用の熱間鍛造用金敷を、全体を一体のγ’析出強化型Ｎｉ基合金で構成するか、Ｎｉ基合金でなる台金（母材）の作業面部（打撃面）にγ’析出強化型Ｎｉ基合金で肉盛して構成する熱間鍛造用金敷を提案した。
前述の特許文献１や特許文献２で提案した熱間鍛造用金敷では、打撃面に使用するγ’析出強化型Ｎｉ基合金として、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａの１種または２種以上を、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｔａの合計で３質量％以上含むものが好ましいとし、具体的には、Ａｌｌｏｙ７１３Ｃ、Ａｌｌｏｙ７１８、Ｕｄｉｍｅｔ５２０（Ｕｄｉｍｅｔ（Ｒ）はスペシャルメタルズ社の登録商標）等を肉盛用の合金として挙げている。
上記のγ’析出強化型Ｎｉ基合金を肉盛した熱間鍛造用金敷は、初期の高温強度は必ずしも高くないものの、使用中に硬化して、確かに高温強度、耐摩耗性、耐ヒートクラック性を向上させることが可能である。
しかしながら、肉盛された作業面の初期の高温強度が十分高くないと、金敷を使い始めたときに被鍛造材から受ける応力によって作業面が大きく塑性変形したり、作業面の一部が金敷表面から剥離したりして、作業面が硬化する前に金敷を継続して使用することができなくなってしまうおそれがある。
本発明の目的は、金敷や金型等の熱間鍛造用金型、熱間圧延ロール等の熱間加工用工具の高温強度を使用の初期から高め、長寿命とすることができる新規な熱間加工用工具およびその製造方法、さらにはかかる熱間加工用工具の製造方法に好適な金属粉末を提供することにある。
しかしながら、肉盛された作業面の初期の高温強度が十分高くないと、金敷を使い始めたときに被鍛造材から受ける応力によって作業面が大きく塑性変形したり、作業面の一部が金敷表面から剥離したりして、作業面が硬化する前に金敷を継続して使用することができなくなってしまうおそれがある。
本発明の目的は、金敷や金型等の熱間鍛造用金型、熱間圧延ロール等の熱間加工用工具の高温強度を使用の初期から高め、長寿命とすることができる新規な熱間加工用工具およびその製造方法、さらにはかかる熱間加工用工具の製造方法に好適な金属粉末を提供することにある。
本発明は上述の課題に鑑みてなされたものである。
すなわち本発明は、質量％で、Ｂ：０．０２％以下、Ｏ：０．０５０％以下、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３．０〜７．０％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる金属粉末である。
好ましくは、前述の金属粉末において、含有する元素Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，ＴａおよびＮｂから選ばれる１種以上の元素）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が原子％で２０〜４５％である。
前記金属粉末の粒径は５０〜３００μｍであることが好ましい。
また、前述した本発明の金属粉末は、肉盛用に好適である。
すなわち本発明は、質量％で、Ｂ：０．０２％以下、Ｏ：０．０５０％以下、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３．０〜７．０％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる金属粉末である。
好ましくは、前述の金属粉末において、含有する元素Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，ＴａおよびＮｂから選ばれる１種以上の元素）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が原子％で２０〜４５％である。
前記金属粉末の粒径は５０〜３００μｍであることが好ましい。
また、前述した本発明の金属粉末は、肉盛用に好適である。
また、本発明は、作業面の一部または全面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間加工用工具において、前記析出強化型耐熱合金層は、質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３．０〜７．０％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなることを特徴とする。
好ましくは、前記熱間加工用工具において、含有する元素Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ，およびＮｂから選ばれる１種以上の元素）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が原子％で２０〜４５％である。
さらに、前記熱間加工用工具において、前記合金層は肉盛層であることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具は、熱間鍛造用金型であることが好ましい。
さらに、前記熱間鍛造用金型は、複数個の熱間金型片の組立体であることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具において、前記析出強化型耐熱合金層が、前記組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように配置されていることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具において、合金工具鋼でなる基材と前記析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層をさらに具備することが好ましい。
好ましくは、前記熱間加工用工具において、含有する元素Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ，およびＮｂから選ばれる１種以上の元素）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が原子％で２０〜４５％である。
さらに、前記熱間加工用工具において、前記合金層は肉盛層であることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具は、熱間鍛造用金型であることが好ましい。
さらに、前記熱間鍛造用金型は、複数個の熱間金型片の組立体であることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具において、前記析出強化型耐熱合金層が、前記組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように配置されていることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具において、合金工具鋼でなる基材と前記析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層をさらに具備することが好ましい。
本発明の熱間加工用工具の製造方法は、作業面の一部または全面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間加工用工具の製造方法であって、前記析出強化型耐熱合金層は、質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３．０〜７．０％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、肉盛溶接によって形成されることを特徴とする。
また、前記熱間加工用工具の製造方法において、前記肉盛溶接は金属粉末を用いて行われることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具の製造方法において、前記熱間加工用工具は、複数個の熱間金型片の組立体として構成された熱間鍛造用金型であり、前記析出強化型耐熱合金層は、前記組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように形成されることが好ましい。
さらに、前記析出強化型耐熱合金層を形成する前に、合金工具鋼でなる基材と前記析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層を形成することが好ましい。
また、前記熱間加工用工具の製造方法において、前記肉盛溶接は金属粉末を用いて行われることが好ましい。
さらに、前記熱間加工用工具の製造方法において、前記熱間加工用工具は、複数個の熱間金型片の組立体として構成された熱間鍛造用金型であり、前記析出強化型耐熱合金層は、前記組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように形成されることが好ましい。
さらに、前記析出強化型耐熱合金層を形成する前に、合金工具鋼でなる基材と前記析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層を形成することが好ましい。
本発明の金属粉末を熱間加工用工具の作業面に肉盛して用いることにより、使用初期の高温強度に優れるとともに、熱間での使用中の金属間化合物の析出によりさらに強度を向上させた熱間加工用工具を提供することができる。これにより熱間鍛造用金敷等の熱間加工用工具に、より一層の高温強度、耐摩耗性、耐高温へたり性、耐ヒートクラック性を付与し、熱間加工用工具の使用効率向上および長寿命化に寄与する。また、本発明の熱間加工用工具およびその製造方法によれば、高温強度が使用の初期から高められ、従来の熱間加工用工具よりも、更に長寿命の熱間加工用工具が提供できるため、熱間加工における加工精度の向上、手入れ工数の削減に大きな効果を有する。
上述したように、本発明に係る金属粉末の重要な特徴は、熱間加工用工具の作業面に肉盛した場合に、初期の高温強度が高く、且つ、鍛造作業中の金属間化合物の析出によりさらに強度が向上し、熱間鍛造用金敷等の熱間加工用工具の高寿命化に寄与できることである。また、本発明に係る熱間加工用工具の重要な特徴は、熱間加工用工具の作業面に最適な析出強化型耐熱合金層を形成したことにあり、その形成には例えば上記本発明に係る金属粉末が好適に用いられる。
ところで、熱間加工用工具では初期の強度を高くしつつ、且つ、時効効果を熱間加工中に発現できるように、添加する合金元素を適正にする必要がある。初期の強度においては、従来合金のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金を肉盛した後の硬さは、おおよそ３７０ＨＶ程度である。初期の高温強度を得ようとすると、少なくともおおよそ４００ＨＶ程度の硬さに調整することが好ましい。そのため、肉盛で形成される析出強化型耐熱合金層およびその形成に用いられる肉盛用の金属粉末には、４００ＨＶ程度の硬さが得られる合金組成とする必要がある。本発明の金属粉末および析出強化型耐熱合金層の組成を詳しく説明する。なお、化学組成は特に記載のない限り質量％として記す。
本発明では、ＷとＭｏは基地（マトリックス）のオーステナイト相を強化し、初期の強度を高めるため、必須で添加する元素である。
Ｗ：３．０〜７．０％
Ｗは、基地の固溶化元素として、後述するＭｏと同様、初期からの高温強度を高め、更に、引張強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｗは最低３．０％を必要とする。しかし、７．０％を越えるＷの添加は、Ｍｏと同様、組織の安定性に悪影響を及ぼすため、Ｗの上限を７．０％とする。より好ましいＷの下限は３．５％であり、更に好ましくは４．０％である。より好ましいＷの上限は５％である。
Ｍｏ：３．０〜７．０％
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶して、基地を強化し、初期からの高温強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｏは最低３．０％以上を必要とする。しかし、７．０％を超えるＭｏの添加は、後述するＣｒと同様、組織を不安定にするため、Ｍｏの上限を７．０％とする。より好ましいＭｏの下限は４．０％であり、より好ましいＭｏの上限は５．０％である。
ところで、熱間加工用工具では初期の強度を高くしつつ、且つ、時効効果を熱間加工中に発現できるように、添加する合金元素を適正にする必要がある。初期の強度においては、従来合金のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金を肉盛した後の硬さは、おおよそ３７０ＨＶ程度である。初期の高温強度を得ようとすると、少なくともおおよそ４００ＨＶ程度の硬さに調整することが好ましい。そのため、肉盛で形成される析出強化型耐熱合金層およびその形成に用いられる肉盛用の金属粉末には、４００ＨＶ程度の硬さが得られる合金組成とする必要がある。本発明の金属粉末および析出強化型耐熱合金層の組成を詳しく説明する。なお、化学組成は特に記載のない限り質量％として記す。
本発明では、ＷとＭｏは基地（マトリックス）のオーステナイト相を強化し、初期の強度を高めるため、必須で添加する元素である。
Ｗ：３．０〜７．０％
Ｗは、基地の固溶化元素として、後述するＭｏと同様、初期からの高温強度を高め、更に、引張強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｗは最低３．０％を必要とする。しかし、７．０％を越えるＷの添加は、Ｍｏと同様、組織の安定性に悪影響を及ぼすため、Ｗの上限を７．０％とする。より好ましいＷの下限は３．５％であり、更に好ましくは４．０％である。より好ましいＷの上限は５％である。
Ｍｏ：３．０〜７．０％
Ｍｏは、オーステナイト相に固溶して、基地を強化し、初期からの高温強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｍｏは最低３．０％以上を必要とする。しかし、７．０％を超えるＭｏの添加は、後述するＣｒと同様、組織を不安定にするため、Ｍｏの上限を７．０％とする。より好ましいＭｏの下限は４．０％であり、より好ましいＭｏの上限は５．０％である。
次に本発明において、熱間加工中の温度により時効効果を発現させる元素について説明する。具体的には、Ｔａ，Ａｌ，Ｔｉについては必須で添加し、ＮｂはＴａの一部を置換することができる。これらの元素はγ’相を析出させる元素である。通常、時効処理を行ってγ'相を析出させるところを、本発明では熱間加工中の温度を利用して時効処理と同じ効果を得るものである。
Ｔａ：１．０〜７．０％
Ｔａは、後述するＴｉと同様、Ｎｉ３ＡｌのＡｌ側に固溶してγ’の格子定数を大きくし、引張強度を向上させる。上記の効果を得るために、Ｔａは最低１．０％を必要とする。しかし、Ｔａが７．０％を越えるとδ相（Ｎｉ３Ｔａ）の析出を生じて延性を劣化させるため、Ｔａの上限を７．０％とする。より好ましいＴａの下限は３．０％であり、より好ましいＴａの上限は５．０％である。なお、Ｔａは、前述のＷ、Ｍｏと同様に基地のオーステナイト相に固溶して強化する元素であり、１．０〜７．０％の範囲で含有させることにより、初期からの高温強度を高める効果も発揮する。
Ｎｂ：３％以下、Ｔａ＋２Ｎｂ：１．０〜７．０％
Ｎｂは、Ｔａと同族の元素であり、Ｔａの一部を３．０％以下のＮｂで置換できる。しかし、Ｎｂの原子量はＴａの約１／２であることから、Ｎｂを添加する場合はＴａ＋２Ｎｂを含有量の規定に用いる。また、Ｎｂは高温強度を向上させ、前述するＴａと同様の効果を及ぼす。また、Ｎｂの添加は熱間加工用工具として用いた際に、耐ヒートクラック性を向上させる効果がある。そのため、Ｎｂを添加して耐ヒートクラック性を向上させるには、Ｎｂを１．０％以上添加するこのが好ましい。なお、Ｎｂの高温強度を向上させる効果はＴａに及ばないため、Ｎｂを添加する場合においてはＴａと共に複合添加する。ＮｂとＴａを複合添加した場合でも、その総量はＴａを単独添加したときと同じく、１．０〜７．０％である。
Ｔａ：１．０〜７．０％
Ｔａは、後述するＴｉと同様、Ｎｉ３ＡｌのＡｌ側に固溶してγ’の格子定数を大きくし、引張強度を向上させる。上記の効果を得るために、Ｔａは最低１．０％を必要とする。しかし、Ｔａが７．０％を越えるとδ相（Ｎｉ３Ｔａ）の析出を生じて延性を劣化させるため、Ｔａの上限を７．０％とする。より好ましいＴａの下限は３．０％であり、より好ましいＴａの上限は５．０％である。なお、Ｔａは、前述のＷ、Ｍｏと同様に基地のオーステナイト相に固溶して強化する元素であり、１．０〜７．０％の範囲で含有させることにより、初期からの高温強度を高める効果も発揮する。
Ｎｂ：３％以下、Ｔａ＋２Ｎｂ：１．０〜７．０％
Ｎｂは、Ｔａと同族の元素であり、Ｔａの一部を３．０％以下のＮｂで置換できる。しかし、Ｎｂの原子量はＴａの約１／２であることから、Ｎｂを添加する場合はＴａ＋２Ｎｂを含有量の規定に用いる。また、Ｎｂは高温強度を向上させ、前述するＴａと同様の効果を及ぼす。また、Ｎｂの添加は熱間加工用工具として用いた際に、耐ヒートクラック性を向上させる効果がある。そのため、Ｎｂを添加して耐ヒートクラック性を向上させるには、Ｎｂを１．０％以上添加するこのが好ましい。なお、Ｎｂの高温強度を向上させる効果はＴａに及ばないため、Ｎｂを添加する場合においてはＴａと共に複合添加する。ＮｂとＴａを複合添加した場合でも、その総量はＴａを単独添加したときと同じく、１．０〜７．０％である。
Ａｌ：０．５〜２．０％
Ａｌは、Ｎｉと結合して安定なγ’相を析出させ、熱間加工中の高温強度を与えるために、不可欠な元素であり、最低０．５％を必要とする。しかし、本合金では高温強度の向上のために、γ’相中の｛Ｔｉ＋Ｔａ（＋Ｎｂ）｝／Ａｌ比を高くしてγ’相の格子定数を大きくし、γ’の析出による格子歪を高める必要がある。また過度のＡｌの添加は溶接性を阻害する恐れがある。そのため、Ａｌの上限を２．０％とする。より好ましいＡｌ下限は１．０％であり、より好ましいＡｌの上限は１．６％である。
Ｔｉ：１．０〜３．０％
Ｔｉは、Ａｌと同様Ｎｉと結合してγ’相を析出させ、高温強度を高める作用を有し、最低１％を必要とする。しかし、３．０％を越える多量のＴｉは本発明にとって重要な元素であるＴａのγ’相中への固溶度を減少させ、また、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出して強度を低下させる。また、過度のＴｉの添加は溶接性を阻害するおそれがある。そのため、Ｔｉの上限を３．０％とする。より好ましいＴｉの下限は２．１％であり、より好ましいＴｉの上限は２．７％である。
Ａｌは、Ｎｉと結合して安定なγ’相を析出させ、熱間加工中の高温強度を与えるために、不可欠な元素であり、最低０．５％を必要とする。しかし、本合金では高温強度の向上のために、γ’相中の｛Ｔｉ＋Ｔａ（＋Ｎｂ）｝／Ａｌ比を高くしてγ’相の格子定数を大きくし、γ’の析出による格子歪を高める必要がある。また過度のＡｌの添加は溶接性を阻害する恐れがある。そのため、Ａｌの上限を２．０％とする。より好ましいＡｌ下限は１．０％であり、より好ましいＡｌの上限は１．６％である。
Ｔｉ：１．０〜３．０％
Ｔｉは、Ａｌと同様Ｎｉと結合してγ’相を析出させ、高温強度を高める作用を有し、最低１％を必要とする。しかし、３．０％を越える多量のＴｉは本発明にとって重要な元素であるＴａのγ’相中への固溶度を減少させ、また、η相（Ｎｉ３Ｔｉ）が析出して強度を低下させる。また、過度のＴｉの添加は溶接性を阻害するおそれがある。そのため、Ｔｉの上限を３．０％とする。より好ましいＴｉの下限は２．１％であり、より好ましいＴｉの上限は２．７％である。
次に、上述した元素以外の各元素について説明する。
Ｂ：０．０２％以下
Ｂは、粒界強化作用により、高温強度と延性を高めるのに有効であり、必要に応じて添加することができる。例えば、被加工材が難加工性の材質である場合等は、Ｂを添加することが好ましい。しかし、過剰なＢの添加は硼化物を形成する。硼化物は、溶接時に硼化物の局部溶解が生じ高温割れの原因となるため、Ｂの上限を０．０２％とする。Ｂを添加する場合のより好ましい下限は０．００１％（１０ｐｐｍ）であり、より好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、Ｃｒを主体として粒界にＭ２３Ｃ６型の炭化物を不連続に析出し、粒界を強化させる作用を有する。そのため、Ｃは最低０．０１％を必要とする。しかし、０．１５％を越える過剰のＣは一次炭化物の生成量を増加させ、靭延性を低下させるので、Ｃの上限を０．１５％とする。
Ｏ：０．０５０％以下
Ｏは、肉盛用金属粉末を肉盛溶接時に酸化させる有害元素である。本発明では、活性なＴｉやＡｌを含むため、Ｏはできる限り低い方が良く、金属粉末においては、その上限を０．０５０％以下とする。Ｏを低減するには、肉盛用金属粉末製造時に不活性ガス雰囲気中で製造するのが好ましい。なお、Ｏの下限については特に限定しないが、現実的には０．００５％が限界である。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは脱酸及び脱硫によって高温での粒界延性を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｍｇを０．０１％を超えて添加しても前記の効果の向上は望めないことから、Ｍｇを添加する場合の上限を０．０１％とする。
Ｂ：０．０２％以下
Ｂは、粒界強化作用により、高温強度と延性を高めるのに有効であり、必要に応じて添加することができる。例えば、被加工材が難加工性の材質である場合等は、Ｂを添加することが好ましい。しかし、過剰なＢの添加は硼化物を形成する。硼化物は、溶接時に硼化物の局部溶解が生じ高温割れの原因となるため、Ｂの上限を０．０２％とする。Ｂを添加する場合のより好ましい下限は０．００１％（１０ｐｐｍ）であり、より好ましい上限は０．０１５％である。
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、Ｃｒを主体として粒界にＭ２３Ｃ６型の炭化物を不連続に析出し、粒界を強化させる作用を有する。そのため、Ｃは最低０．０１％を必要とする。しかし、０．１５％を越える過剰のＣは一次炭化物の生成量を増加させ、靭延性を低下させるので、Ｃの上限を０．１５％とする。
Ｏ：０．０５０％以下
Ｏは、肉盛用金属粉末を肉盛溶接時に酸化させる有害元素である。本発明では、活性なＴｉやＡｌを含むため、Ｏはできる限り低い方が良く、金属粉末においては、その上限を０．０５０％以下とする。Ｏを低減するには、肉盛用金属粉末製造時に不活性ガス雰囲気中で製造するのが好ましい。なお、Ｏの下限については特に限定しないが、現実的には０．００５％が限界である。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは脱酸及び脱硫によって高温での粒界延性を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｍｇを０．０１％を超えて添加しても前記の効果の向上は望めないことから、Ｍｇを添加する場合の上限を０．０１％とする。
Ｓｉ：０〜１．０％
Ｓｉは、脱酸元素として添加する。Ｓｉが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｓｉの上限を１．０％とする。好ましいＳｉの上限は０．５％である。前述の脱酸の効果をより確実に得るには、Ｓｉの下限を０．０５％とするのが好ましい。
Ｍｎ：０〜１．０％
ＭｎもＳｉと同様に脱酸元素として添加する。Ｍｎが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｍｎの上限を１％とする。好ましいＭｎの上限は０．５％である。前述の脱酸の効果をより確実に得るには、Ｍｎの下限を０．０５％とするのが好ましい。
なお、前述のようにＳｉとＭｎは共に脱酸元素であるため、ＳｉとＭｎの一方の元素で十分に脱酸を行うことができれば、他方の元素の添加は必ずしも必要でなくなる。このことから、ＳｉとＭｎの下限を０％（無添加）とする。
Ｓｉは、脱酸元素として添加する。Ｓｉが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｓｉの上限を１．０％とする。好ましいＳｉの上限は０．５％である。前述の脱酸の効果をより確実に得るには、Ｓｉの下限を０．０５％とするのが好ましい。
Ｍｎ：０〜１．０％
ＭｎもＳｉと同様に脱酸元素として添加する。Ｍｎが１．０％を超えると有害相の析出や高温強度が低下する。そのため、Ｍｎの上限を１％とする。好ましいＭｎの上限は０．５％である。前述の脱酸の効果をより確実に得るには、Ｍｎの下限を０．０５％とするのが好ましい。
なお、前述のようにＳｉとＭｎは共に脱酸元素であるため、ＳｉとＭｎの一方の元素で十分に脱酸を行うことができれば、他方の元素の添加は必ずしも必要でなくなる。このことから、ＳｉとＭｎの下限を０％（無添加）とする。
Ｃｒ：１５．０〜２２．０％
Ｃｒは、合金の基地中に置換型元素として固溶し、引張強さ、弾性限および硬さを高める。また耐摩耗性を向上させる効果があるため、Ｃｒは最低１５．０％を必要とする。しかし、２２．０％を越えるＣｒの添加は、組織を不安定とするだけでなく、Ｍｏ、Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなるので、Ｃｒの上限を２２．０％とする。より好ましいＣｒの下限は１７．０％であり、より好ましいＣｒの上限は１９．０％である。
Ｃｏ：２．０〜１５．０％
Ｃｏは、高温域でのγ’の固溶量を増加させる効果と、溶接性を改善させる効果を有するため、最低２．０％を必要とする。しかし、Ｃｏが多量に存在する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやすくするため、Ｃｏの上限を１５．０％とする。より好ましいＣｏの下限は８．０％であり、より好ましいＣｏの上限は１２．０％である。
残部のＮｉはオーステナイト基地とＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）または、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）なるγ’析出強化相を構成する基本元素である。
本発明合金においては、不純物として、通常、Ｆｅ，Ｐ，Ｓ，Ｃａ，Ｚｒ等の混入が考えられるが、以下の含有量であれば特性上特に問題はないので、本発明合金中に含まれてもよい。
Ｆｅ≦３．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ｃａ≦０．０２％、Ｚｒ≦０．０１％
Ｃｒは、合金の基地中に置換型元素として固溶し、引張強さ、弾性限および硬さを高める。また耐摩耗性を向上させる効果があるため、Ｃｒは最低１５．０％を必要とする。しかし、２２．０％を越えるＣｒの添加は、組織を不安定とするだけでなく、Ｍｏ、Ｗとともに脆化相であるσ相を生成しやすくなるので、Ｃｒの上限を２２．０％とする。より好ましいＣｒの下限は１７．０％であり、より好ましいＣｒの上限は１９．０％である。
Ｃｏ：２．０〜１５．０％
Ｃｏは、高温域でのγ’の固溶量を増加させる効果と、溶接性を改善させる効果を有するため、最低２．０％を必要とする。しかし、Ｃｏが多量に存在する場合にはラーベス相などの有害相の析出を生じやすくするため、Ｃｏの上限を１５．０％とする。より好ましいＣｏの下限は８．０％であり、より好ましいＣｏの上限は１２．０％である。
残部のＮｉはオーステナイト基地とＮｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ）または、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｎｂ）なるγ’析出強化相を構成する基本元素である。
本発明合金においては、不純物として、通常、Ｆｅ，Ｐ，Ｓ，Ｃａ，Ｚｒ等の混入が考えられるが、以下の含有量であれば特性上特に問題はないので、本発明合金中に含まれてもよい。
Ｆｅ≦３．０％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．０３％、Ｃａ≦０．０２％、Ｚｒ≦０．０１％
ところで、時効効果を熱間鍛造等の熱間加工中に発現できるように、本発明では強度に寄与するＭｏとＷとを適正化したうえで、更に、含有する元素Ｍ（ただし、ＭはＡｌ、ＴｉおよびＴａの３種の元素を表し、さらにＮｂを含有する場合にはこれらにＮｂを加えた４種の元素を表す。）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が、計算上、原子％で２０〜４５％となる組成に調整するのが好ましい。
これにより、例えば、熱間鍛造等の熱間加工中の温度でγ’相を析出させて時効効果を発現させるものである。計算上のγ’相形成元素の合計が２０原子％未満では前述の時効効果が不十分となり、また、４５原子％を超えるとかえって靭性が劣化したり、溶接性が阻害されるおそれがあるため、γ’相の原子％を２０〜４５％の範囲とする。
なお、上記のγ’相は、Ａｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂが全てγ’相（Ｎｉ３Ｍ）となると仮定した計算に基づくものである。計算は、先ず、金属粉末または析出強化型耐熱合金層の成分を原子％で表記し、Ａｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂの総和から、Ｎｉ３Ｍを形成する元素の割合を計算上求めるものである。
これにより、例えば、熱間鍛造等の熱間加工中の温度でγ’相を析出させて時効効果を発現させるものである。計算上のγ’相形成元素の合計が２０原子％未満では前述の時効効果が不十分となり、また、４５原子％を超えるとかえって靭性が劣化したり、溶接性が阻害されるおそれがあるため、γ’相の原子％を２０〜４５％の範囲とする。
なお、上記のγ’相は、Ａｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂが全てγ’相（Ｎｉ３Ｍ）となると仮定した計算に基づくものである。計算は、先ず、金属粉末または析出強化型耐熱合金層の成分を原子％で表記し、Ａｌ，Ｔｉ,Ｔａ，Ｎｂの総和から、Ｎｉ３Ｍを形成する元素の割合を計算上求めるものである。
粒径：５０〜３００μｍ
本発明の金属粉末では、粒径を５０〜３００μｍとすることが好ましい。本発明の金属粉末を肉盛用として用いる場合、その粒径が５０μｍ未満であると、肉盛溶接時に金属粉末の酸化が著しくなり易く、前述した合金元素の作用効果が損なわれるおそれがある。一方、金属粉末の粒径が３００μｍを超えると、金属粉末が溶解しきれない場合がある。そのため、本発明では金属粉末の粒径を５０〜３００μｍとすることが好ましい。なお、平均粒径としては１５０〜２００μｍの範囲が好ましい。これは、平均粒径が過度に小さいと肉盛時にヒュームとして蒸発しやすくなる。また、平均粒径が過度に大きいと肉盛時の粉末の供給が不安定になる場合がある。
本発明の金属粉末は、初期の高温強度に優れ、熱間での使用中に金属間化合物の析出によりさらに強度を向上させることが可能であることから、特に、熱間加工用工具用の肉盛用粉末に好適である。その他の用途としては、例えば３Ｄプリンタの原料粉末がある。３Ｄプリンタの原料とすることで、高歩留りで複雑形状の熱間加工用工具を形成することが出来る。
なお、本発明の金属粉末を肉盛用として用いて実際に肉盛層を形成する場合、肉盛溶接機で使用するアークガス、シールドガス及びキャリアガスなどのガス成分中のＯ含有量は０．０００１ｖｏｌ％以下が好ましい。これは、Ｏを多く含有した雰囲気では、本発明の肉盛用金属粉末が酸化してしまうおそれがあるためである。用いるガスとしては不活性ガスやこれらを主成分とした混合ガスであれば良い。なお、不活性ガスのうち、Ｎ２を含有するガスは肉盛層が窒化するおそれがあることから、用いるガスとしてはＡｒガスを用いるのが好ましい。
本発明の金属粉末では、粒径を５０〜３００μｍとすることが好ましい。本発明の金属粉末を肉盛用として用いる場合、その粒径が５０μｍ未満であると、肉盛溶接時に金属粉末の酸化が著しくなり易く、前述した合金元素の作用効果が損なわれるおそれがある。一方、金属粉末の粒径が３００μｍを超えると、金属粉末が溶解しきれない場合がある。そのため、本発明では金属粉末の粒径を５０〜３００μｍとすることが好ましい。なお、平均粒径としては１５０〜２００μｍの範囲が好ましい。これは、平均粒径が過度に小さいと肉盛時にヒュームとして蒸発しやすくなる。また、平均粒径が過度に大きいと肉盛時の粉末の供給が不安定になる場合がある。
本発明の金属粉末は、初期の高温強度に優れ、熱間での使用中に金属間化合物の析出によりさらに強度を向上させることが可能であることから、特に、熱間加工用工具用の肉盛用粉末に好適である。その他の用途としては、例えば３Ｄプリンタの原料粉末がある。３Ｄプリンタの原料とすることで、高歩留りで複雑形状の熱間加工用工具を形成することが出来る。
なお、本発明の金属粉末を肉盛用として用いて実際に肉盛層を形成する場合、肉盛溶接機で使用するアークガス、シールドガス及びキャリアガスなどのガス成分中のＯ含有量は０．０００１ｖｏｌ％以下が好ましい。これは、Ｏを多く含有した雰囲気では、本発明の肉盛用金属粉末が酸化してしまうおそれがあるためである。用いるガスとしては不活性ガスやこれらを主成分とした混合ガスであれば良い。なお、不活性ガスのうち、Ｎ２を含有するガスは肉盛層が窒化するおそれがあることから、用いるガスとしてはＡｒガスを用いるのが好ましい。
次に、本発明に係る熱間加工用工具およびその製造方法の組成以外の構成について、さらに詳述する。本発明に係る熱間加工用工具は、作業面の一部または全面に上述の組成等を有する析出強化型耐熱合金層を有する。
作業面に析出強化型耐熱合金層を形成させる方法はその工具の種類に応じて、適切な方法を採用すると良い。例えば、熱間圧延ロールであれば遠心鋳造法や肉盛溶接を適用すると良い。また、熱間鍛造用金型や金敷であれば、肉盛溶接などの公知の技術を採用することができる。肉盛溶接は、複雑な形状にも適用が可能であり、析出強化型耐熱合金層を形成する方法として特に好ましい。
肉盛の方法には、例えば、上記合金をワイヤに加工して肉盛する方法と、上記合金組成を有する金属粉末を用いる方法とがあり、何れの方法を用いてもよい。
但し、上記の合金は、凝固速度が遅いと偏析しやすいこと、更には、ワイヤまでの加工が必要なことを考慮すると、金属粉末を用いて肉盛するのが好ましい。金属粉末による肉盛では、成分偏析も抑制できるうえ、ワイヤまでの加工も必要ないことから、肉盛した合金の特性の観点と製造コストの観点からしても有利である。
なお、本発明において、本発明の析出強化型耐熱合金層を一部に形成するか、或いは全面に形成するかは、熱間加工用工具の種類に応じて適宜決定すると良い。例えば、熱間鍛造用金敷であれば全面に析出強化型耐熱合金層を形成するのが好ましい。また、熱間鍛造用金型であれば、応力が加わる箇所を選定して析出強化型耐熱合金層を形成しても良いし、もちろん、全面に析出強化型耐熱合金層を形成しても良い。
作業面に析出強化型耐熱合金層を形成させる方法はその工具の種類に応じて、適切な方法を採用すると良い。例えば、熱間圧延ロールであれば遠心鋳造法や肉盛溶接を適用すると良い。また、熱間鍛造用金型や金敷であれば、肉盛溶接などの公知の技術を採用することができる。肉盛溶接は、複雑な形状にも適用が可能であり、析出強化型耐熱合金層を形成する方法として特に好ましい。
肉盛の方法には、例えば、上記合金をワイヤに加工して肉盛する方法と、上記合金組成を有する金属粉末を用いる方法とがあり、何れの方法を用いてもよい。
但し、上記の合金は、凝固速度が遅いと偏析しやすいこと、更には、ワイヤまでの加工が必要なことを考慮すると、金属粉末を用いて肉盛するのが好ましい。金属粉末による肉盛では、成分偏析も抑制できるうえ、ワイヤまでの加工も必要ないことから、肉盛した合金の特性の観点と製造コストの観点からしても有利である。
なお、本発明において、本発明の析出強化型耐熱合金層を一部に形成するか、或いは全面に形成するかは、熱間加工用工具の種類に応じて適宜決定すると良い。例えば、熱間鍛造用金敷であれば全面に析出強化型耐熱合金層を形成するのが好ましい。また、熱間鍛造用金型であれば、応力が加わる箇所を選定して析出強化型耐熱合金層を形成しても良いし、もちろん、全面に析出強化型耐熱合金層を形成しても良い。
また、本発明に係る析出強化型耐熱合金層を形成する場合、安価な合金工具鋼を基材として、作業面に本発明で規定する合金を肉盛すると、経済的に有利となる。
例えば、合金工具鋼を基材として、作業面に本発明で規定する組成の合金を肉盛すると、基材と打撃面とが異種合金で構成されるため、それぞれの異種合金が有する異なる特性を付与することができる。
具体的には、作業面は被加工材を打撃や押圧するに必要な高硬度を付与しつつ、基材には高い剛性を実現し、熱間加工用工具の応力を緩和することを可能とするものである。
基材となる合金工具鋼は、ＪＩＳ−Ｇ４４０４に記されるものであれば良い。中でも熱間での使用に好適なものが好ましく、典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ:０．２５〜０．５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８〜５．５％、Ｎｉ：０〜４．３％、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜９．５％、Ｖ：０〜２．１％、Ｃｏ：０〜４．５％を含み、残部はＦｅ及び不純物でなる合金である。基材となる合金工具鋼を、例えば８００〜１１００℃の焼入と、５００〜７００℃の焼戻しを実施し、通常、３３０〜３８０ＨＢＷ程度の硬さに調整した状態で使用する。
例えば、合金工具鋼を基材として、作業面に本発明で規定する組成の合金を肉盛すると、基材と打撃面とが異種合金で構成されるため、それぞれの異種合金が有する異なる特性を付与することができる。
具体的には、作業面は被加工材を打撃や押圧するに必要な高硬度を付与しつつ、基材には高い剛性を実現し、熱間加工用工具の応力を緩和することを可能とするものである。
基材となる合金工具鋼は、ＪＩＳ−Ｇ４４０４に記されるものであれば良い。中でも熱間での使用に好適なものが好ましく、典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ:０．２５〜０．５％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８〜５．５％、Ｎｉ：０〜４．３％、Ｍｏ：０〜３．０％、Ｗ：０〜９．５％、Ｖ：０〜２．１％、Ｃｏ：０〜４．５％を含み、残部はＦｅ及び不純物でなる合金である。基材となる合金工具鋼を、例えば８００〜１１００℃の焼入と、５００〜７００℃の焼戻しを実施し、通常、３３０〜３８０ＨＢＷ程度の硬さに調整した状態で使用する。
また、本発明では、熱間鍛造用金型、金敷等に本発明の析出強化型耐熱合金層を形成する場合、合金工具鋼でなる基材と本発明で規定する合金でなる析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層をさらに具備することができる。
中間層として固溶強化型耐熱合金を具備することにより、基材となる合金工具鋼と打撃面となる析出強化型耐熱合金層との溶接性を向上させ、基材と打撃面との間に発生する応力をより確実に緩和させることができ、熱間鍛造用金敷等の寿命をより一層向上することができる。
本発明の場合、中間層で用いる固溶強化型耐熱合金は、その固溶強化型耐熱合金の有する強化機構を利用するものでなく、上記のように溶接性を改善したり、応力を緩和したりする層として用いるものである。中間層は、単層でも良いし、二以上の成分の異なる固溶強化型耐熱合金を積層して用いても良い。
なお、本発明で言う固溶強化型耐熱合金とは、例えば、ＪＩＳ−Ｇ４９０１やＧ４９０２に示される組成を有する合金のうち、合金元素を固溶させて基地（マトリックス）を強化することが可能な組成を有する合金や、ＡＳＴＭ−Ａ４９４に記される合金であればよい。
典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜３０．０％、Ｗ：０〜１０．０％、Ｎｂ：０〜４．０％、Ｔａ：０〜４．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ａｌ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２０．０％、Ｍｎ：０〜４．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる合金である。
勿論、中間層を形成した熱間加工用工具であっても、打撃面の硬さを３３０ＨＶ以上とすることが好ましい。打撃面の硬さが３３０ＨＶ以上である場合、鍛造温度時における打撃面の強度を十分確保することができる。好ましくは３５０ＨＶ以上である。
中間層として固溶強化型耐熱合金を具備することにより、基材となる合金工具鋼と打撃面となる析出強化型耐熱合金層との溶接性を向上させ、基材と打撃面との間に発生する応力をより確実に緩和させることができ、熱間鍛造用金敷等の寿命をより一層向上することができる。
本発明の場合、中間層で用いる固溶強化型耐熱合金は、その固溶強化型耐熱合金の有する強化機構を利用するものでなく、上記のように溶接性を改善したり、応力を緩和したりする層として用いるものである。中間層は、単層でも良いし、二以上の成分の異なる固溶強化型耐熱合金を積層して用いても良い。
なお、本発明で言う固溶強化型耐熱合金とは、例えば、ＪＩＳ−Ｇ４９０１やＧ４９０２に示される組成を有する合金のうち、合金元素を固溶させて基地（マトリックス）を強化することが可能な組成を有する合金や、ＡＳＴＭ−Ａ４９４に記される合金であればよい。
典型的な成分範囲を示すと、質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５．０〜３０．０％、Ｃｏ：０〜３．０％、Ｍｏ：０〜３０．０％、Ｗ：０〜１０．０％、Ｎｂ：０〜４．０％、Ｔａ：０〜４．０％、Ｔｉ：０〜１．０％、Ａｌ：０〜２．０％、Ｆｅ：０〜２０．０％、Ｍｎ：０〜４．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなる合金である。
勿論、中間層を形成した熱間加工用工具であっても、打撃面の硬さを３３０ＨＶ以上とすることが好ましい。打撃面の硬さが３３０ＨＶ以上である場合、鍛造温度時における打撃面の強度を十分確保することができる。好ましくは３５０ＨＶ以上である。
次に、本発明の熱間加工用工具の好ましい適用例として、熱間鍛造用金敷と熱間鍛造用金型への適用例について説明する。
図１には熱間鍛造用金敷の例を示す。熱間鍛造用金敷１は、合金工具鋼でなる基材２の上面の打撃面（作業面）に析出強化型耐熱合金層３を有する。図１に示す熱間鍛造用金敷１では、析出強化型耐熱合金層３と基材２との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層４が配置されている。
また、図２には、熱間鍛造用金型の例を示す。熱間鍛造用金型は一つの基材で構成することも可能であるが、図２に示す例では、複数個の熱間金型片の組立体で構成されている。円柱状の熱間金型片６（以下、円柱状熱間金型片）を、組み立てた時の中心とし、その周囲に外周部リング状の熱間金型片７（以下、外周部リング状熱間金型片）を同心状に嵌合することで一体化した熱間鍛造用金型５を得る。複数の熱間金型片の組立体である熱間鍛造用金型５の作業面に析出強化型耐熱合金層３を配置する。この構成は、例えば、ディスク状の熱間鍛造材を製造する場合に用いる。
また、例えば図３に示すように、リング状熱間金型片８を、組み立てた時の中心とし、その周囲に外周部リング状熱間金型片７を同心状に嵌合することで、一体化した熱間鍛造用金型５を構成することもできる。この構成は、例えば、リング状の熱間鍛造材を製造する場合に用いる。
何れの構成も、被加工材の大きさに応じて、幾つかの外周部リング状熱間金型片を同心状に嵌合わせることにより、熱間鍛造用金型の直径を大きくすることができる。しかも、金型片同士が鍛造中に拘束し合うことができるため、強度的には一体物の金型に匹敵する。また、複数個の金型片を嵌合することで、非常に大きな素材ブロックからの削りだしによる従来の一体型の金型の作製と比較して、金型作製時の削りだし工数を削減でき、生産性も向上させることができる。
また、図２および図３に示す例では、析出強化型耐熱合金層３が、組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように配置されている。析出強化型耐熱合金層が熱間金型片の境界を跨ぐような前記構成を採用することによって、熱間金型片同士の境界での変形を抑制する効果も期待できる。
図１には熱間鍛造用金敷の例を示す。熱間鍛造用金敷１は、合金工具鋼でなる基材２の上面の打撃面（作業面）に析出強化型耐熱合金層３を有する。図１に示す熱間鍛造用金敷１では、析出強化型耐熱合金層３と基材２との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層４が配置されている。
また、図２には、熱間鍛造用金型の例を示す。熱間鍛造用金型は一つの基材で構成することも可能であるが、図２に示す例では、複数個の熱間金型片の組立体で構成されている。円柱状の熱間金型片６（以下、円柱状熱間金型片）を、組み立てた時の中心とし、その周囲に外周部リング状の熱間金型片７（以下、外周部リング状熱間金型片）を同心状に嵌合することで一体化した熱間鍛造用金型５を得る。複数の熱間金型片の組立体である熱間鍛造用金型５の作業面に析出強化型耐熱合金層３を配置する。この構成は、例えば、ディスク状の熱間鍛造材を製造する場合に用いる。
また、例えば図３に示すように、リング状熱間金型片８を、組み立てた時の中心とし、その周囲に外周部リング状熱間金型片７を同心状に嵌合することで、一体化した熱間鍛造用金型５を構成することもできる。この構成は、例えば、リング状の熱間鍛造材を製造する場合に用いる。
何れの構成も、被加工材の大きさに応じて、幾つかの外周部リング状熱間金型片を同心状に嵌合わせることにより、熱間鍛造用金型の直径を大きくすることができる。しかも、金型片同士が鍛造中に拘束し合うことができるため、強度的には一体物の金型に匹敵する。また、複数個の金型片を嵌合することで、非常に大きな素材ブロックからの削りだしによる従来の一体型の金型の作製と比較して、金型作製時の削りだし工数を削減でき、生産性も向上させることができる。
また、図２および図３に示す例では、析出強化型耐熱合金層３が、組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように配置されている。析出強化型耐熱合金層が熱間金型片の境界を跨ぐような前記構成を採用することによって、熱間金型片同士の境界での変形を抑制する効果も期待できる。
なお、例えば、上型に本発明の熱間鍛造用金型を用いようとすると、各熱間金型片の落下を確実に防止するために被鍛造材と接触する面側の直径を広げておくのが良い。嵌合による一体化の方法は、例えば、単に嵌合わせるものの他、焼嵌め、冷し嵌め等の方法を用いることができる。
また、本発明で規定する各熱間金型片を製造するには、例えば、中心部を構成する円柱状熱間金型片の場合は、用意した円柱状熱間金型片素材を切削によって加工するのが簡便である。また、リング状熱間金型片や外周部リング状熱間金型片の場合は、芯金を用いた中空鍛造（芯金鍛造）またはリングミル圧延によりリング状熱間金型片素材や外周部リング状熱間金型片素材を製造して、その素材を切削加工によって所望の寸法に加工するのが簡便である。
また、図２及び図３では、リング状やディスク状の適用例を示したが、例えば、熱間金型片を並列に並べて長尺とし、シャフト等の長尺用の熱間鍛造用金型としても良い。
また、本発明で規定する各熱間金型片を製造するには、例えば、中心部を構成する円柱状熱間金型片の場合は、用意した円柱状熱間金型片素材を切削によって加工するのが簡便である。また、リング状熱間金型片や外周部リング状熱間金型片の場合は、芯金を用いた中空鍛造（芯金鍛造）またはリングミル圧延によりリング状熱間金型片素材や外周部リング状熱間金型片素材を製造して、その素材を切削加工によって所望の寸法に加工するのが簡便である。
また、図２及び図３では、リング状やディスク状の適用例を示したが、例えば、熱間金型片を並列に並べて長尺とし、シャフト等の長尺用の熱間鍛造用金型としても良い。
（実施例１）
以下に本発明を更に詳しく説明する。
本発明の金属粉末を肉盛用として用いたときの効果を確認した。本発明の金属粉末と、比較例として、特許文献１及び２で開示されたＵｄｉｍｅｔ５２０相当合金をガスアトマイズで作製した。ガスアトマイズで製造する際に、酸素含有量の上昇を防止する目的で、用いたガスはＡｒガス（４Ｎ）とした。両者の平均粒径をそろえて比較を容易にするために、肉盛用金属粉末の粒径を６５〜２５０μｍに分級し、平均粒径を測定したところ１８０μｍであった。得られた肉盛用金属粉末の化学組成を表１に示す。なお、本発明の合金組成を原子比に換算し、それをＮｉ３Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ）に当てはめてγ’相を形成する元素の合計を計算すると２７．２％であった。なお、Ｎｉ３Ｍによるγ’相の計算は、Ｎｉ３（Ａｌ０．３６Ｔｉ０．４５Ｔａ０．１９）として計算した。
以下に本発明を更に詳しく説明する。
本発明の金属粉末を肉盛用として用いたときの効果を確認した。本発明の金属粉末と、比較例として、特許文献１及び２で開示されたＵｄｉｍｅｔ５２０相当合金をガスアトマイズで作製した。ガスアトマイズで製造する際に、酸素含有量の上昇を防止する目的で、用いたガスはＡｒガス（４Ｎ）とした。両者の平均粒径をそろえて比較を容易にするために、肉盛用金属粉末の粒径を６５〜２５０μｍに分級し、平均粒径を測定したところ１８０μｍであった。得られた肉盛用金属粉末の化学組成を表１に示す。なお、本発明の合金組成を原子比に換算し、それをＮｉ３Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ）に当てはめてγ’相を形成する元素の合計を計算すると２７．２％であった。なお、Ｎｉ３Ｍによるγ’相の計算は、Ｎｉ３（Ａｌ０．３６Ｔｉ０．４５Ｔａ０．１９）として計算した。
次に、簡易的にγ’相の析出による硬さの変化を調査した。調査は、熱間加工用工具のうち、熱間鍛造用金敷に本発明を適用した場合を想定して行った。具体的には、実際に熱間鍛造する時の熱間鍛造用金敷の打撃面の温度である７００〜９００℃の温度域のうち、最も低温側の７００℃にて所定の時間加熱保持し、表１に示す本発明の肉盛用金属粉末を溶解して凝固させた５つの試験片を用いて、その断面を、加熱前、２０分、１時間、２時間、４時間後の硬さをビッカース硬度計にて測定した。その結果を表２に示す。
表２に示すように、本発明で規定する金属粉末を用いた試験片では、溶解して凝固させた後に、低いものでも３９０ＨＶ以上、平均では４００ＨＶ以上の硬さが得られた。なお、比較例のＵｄｉｍｅｔ５２０相当合金は溶解して凝固させたままの硬さが３７０ＨＶ程度であるため、本発明の肉盛用金属粉末は初期の強度に優れるものであった。また、本発明の金属粉末を用いた試験片は、時間の経過とともに硬さが上昇していることが分かる。
以上の結果から、本発明の金属粉末によれば、熱間加工用工具の初期の高温強度が高められるだけでなく、加熱された被鍛造材の温度と、熱間鍛造中の発熱による温度を利用して、熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果も得られることが確認された。
表２に示すように、本発明で規定する金属粉末を用いた試験片では、溶解して凝固させた後に、低いものでも３９０ＨＶ以上、平均では４００ＨＶ以上の硬さが得られた。なお、比較例のＵｄｉｍｅｔ５２０相当合金は溶解して凝固させたままの硬さが３７０ＨＶ程度であるため、本発明の肉盛用金属粉末は初期の強度に優れるものであった。また、本発明の金属粉末を用いた試験片は、時間の経過とともに硬さが上昇していることが分かる。
以上の結果から、本発明の金属粉末によれば、熱間加工用工具の初期の高温強度が高められるだけでなく、加熱された被鍛造材の温度と、熱間鍛造中の発熱による温度を利用して、熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果も得られることが確認された。
次に、上記の表１に示す本発明で規定する肉盛用金属粉末と比較例の合金をＰＴＡ法にて肉盛して凝固させた合金について、肉盛層からφ６ｍｍ×１０ｍｍの試験片を採取して、グリーブル試験にて熱間での強度を調査した。試験条件は歪速度を０．１ｓ−１として、７００℃と９００℃にて試験を実施した。なお、グリーブル試験片の試験温度保持時間は１０分とし、初期の高温強度の優位性を評価した。試験結果を図４（７００℃）及び図５（９００℃）に示す。
図４に示すように、試験温度が７００℃の場合、本発明の肉盛層から切り出した析出強化型耐熱合金では５０％の圧縮でも２５００ＭＰａを超える高い強度が得られるが、比較例の合金ではおおよそ４０％の圧縮で剪断破壊を生じることが分かる。また、図５に示すように、試験度が９００℃の場合、本発明の肉盛層から切り出した析出強化型耐熱合金では５０％の圧縮でも１８００ＭＰａ程度の高い強度を維持できるが、従来合金ではおおよそ３０％の圧縮で１４００ＭＰａ程度の強度となり、その後は飽和状態となることが分かる。
以上の結果から、本発明の金属粉末は初期の高温強度に優れることが分かる。
図４に示すように、試験温度が７００℃の場合、本発明の肉盛層から切り出した析出強化型耐熱合金では５０％の圧縮でも２５００ＭＰａを超える高い強度が得られるが、比較例の合金ではおおよそ４０％の圧縮で剪断破壊を生じることが分かる。また、図５に示すように、試験度が９００℃の場合、本発明の肉盛層から切り出した析出強化型耐熱合金では５０％の圧縮でも１８００ＭＰａ程度の高い強度を維持できるが、従来合金ではおおよそ３０％の圧縮で１４００ＭＰａ程度の強度となり、その後は飽和状態となることが分かる。
以上の結果から、本発明の金属粉末は初期の高温強度に優れることが分かる。
次に、熱間加工用工具のうち、熱間加工用工具への負荷が大きい熱間鍛造用金敷に対して、本発明に係る構成を適用した。具体的には、本発明に係る金属粉末を用いて肉盛し、作業面に析出強化型耐熱合金層を形成した。以下に、本発明例で用いた熱間鍛造用金敷の製造方法について説明する。
８７０℃×１時間での焼入れと６４０℃×４時間での焼戻しにより、ブリネル硬さで３５２ＨＢＷに調整したＪＩＳ−ＳＫＴ４で作製した基材２に、中間層４として質量％で０．０４％Ｃ−１６％Ｃｒ−１６％Ｍｏ−４％Ｗ−５．５％Ｆｅ−残部Ｎｉと不純物でなる合金層を肉盛溶接し、更に、析出強化型耐熱合金層３として表１に示す組成を有する肉盛用金属粉末を用いてＰＴＡ（Ｐｌａｓｍａ−Ｔｒａｎｓｆｅｒｒｅｄ−Ａｒｃ）溶接により２０ｍｍ肉盛して図１に示す構造の熱間鍛造用金敷を作製した。また、上述の本発明と同様の基材と中間層を形成した後、比較例としての肉盛を行った。肉盛に用いた合金は、Ａｌｌｏｙ７１８合金などと比較して高温強度に有利な、特許文献１に記されたＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金であり、該合金粉末を２０ｍｍ肉盛して、比較例の熱間鍛造用金敷を得た。表３に比較例の析出強化型耐熱合金層（作業面）の組成と中間層の組成を示す。なお、本発明例及び比較例ともに、肉盛層である析出強化型耐熱合金層は作業面の全面に形成した。
８７０℃×１時間での焼入れと６４０℃×４時間での焼戻しにより、ブリネル硬さで３５２ＨＢＷに調整したＪＩＳ−ＳＫＴ４で作製した基材２に、中間層４として質量％で０．０４％Ｃ−１６％Ｃｒ−１６％Ｍｏ−４％Ｗ−５．５％Ｆｅ−残部Ｎｉと不純物でなる合金層を肉盛溶接し、更に、析出強化型耐熱合金層３として表１に示す組成を有する肉盛用金属粉末を用いてＰＴＡ（Ｐｌａｓｍａ−Ｔｒａｎｓｆｅｒｒｅｄ−Ａｒｃ）溶接により２０ｍｍ肉盛して図１に示す構造の熱間鍛造用金敷を作製した。また、上述の本発明と同様の基材と中間層を形成した後、比較例としての肉盛を行った。肉盛に用いた合金は、Ａｌｌｏｙ７１８合金などと比較して高温強度に有利な、特許文献１に記されたＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金であり、該合金粉末を２０ｍｍ肉盛して、比較例の熱間鍛造用金敷を得た。表３に比較例の析出強化型耐熱合金層（作業面）の組成と中間層の組成を示す。なお、本発明例及び比較例ともに、肉盛層である析出強化型耐熱合金層は作業面の全面に形成した。
次に、前述の本発明例と比較例の熱間鍛造用金敷を用いて４面鍛造により荷重７００〜７５０ｔｏｎで、８角１３０ｍｍからφ９０ｍｍまで熱間鍛造を行った。被鍛造材は難加工性のＵｄｉｍｅｔ（Ｒ）５２０相当合金でなる長尺品であり、すべて同一の形状、重量を有していた。また、鍛造中の打撃面の温度は約８５０℃であり、本発明の熱間鍛造用金敷を用いた熱間鍛造の総作業時間は約５時間であり、温度と時間のから熱間鍛造しながらγ’相を析出させる時効処理の効果を十分に発揮できるものであった。
熱間鍛造後の熱間鍛造用金敷の磨耗量を比較するため、４面鍛造装置に設置した４つの熱間鍛造用金敷（型１〜４）の打撃面が平均で１ｍｍ磨耗するまで熱間鍛造を行った。また、それまでに鍛造することができた被鍛造材の本数を求めた。
なお、磨耗量の測定は、熱間鍛造用金敷が最も磨耗する打撃面の中央部を測定し、測定にはゲージを用いた。その結果を表３に示す。
熱間鍛造後の熱間鍛造用金敷の磨耗量を比較するため、４面鍛造装置に設置した４つの熱間鍛造用金敷（型１〜４）の打撃面が平均で１ｍｍ磨耗するまで熱間鍛造を行った。また、それまでに鍛造することができた被鍛造材の本数を求めた。
なお、磨耗量の測定は、熱間鍛造用金敷が最も磨耗する打撃面の中央部を測定し、測定にはゲージを用いた。その結果を表３に示す。
表３に示すように、本発明例の熱間鍛造用金敷では鍛造本数が３６本であったのに対し、比較例の熱間鍛造用金敷では鍛造本数が１８本であり、本発明例熱間鍛造用金敷は、比較例と比べて２倍の本数を鍛造することができた。このことから、本発明例の熱間鍛造用金敷では、比較例にくらべて初期の高温強度に優れ、且つ、熱間鍛造中に時効処理と同様、γ’相析出効果が得られるために、高寿命を実現できていることが確認できた。
今回の結果は、被鍛造材を難加工性のＮｉ基のγ’析出強化型合金として行った結果であり、特に、超耐熱合金などの難加工材の熱間鍛造において優れた耐磨耗性を示すことが期待できる。
以上の結果から、本発明の肉盛用金属粉末を肉盛した熱間加工用工具は、特に高温で高い強度を維持できることから、熱間加工用工具の高寿命化がはかれるだけでなく、破壊や割れ等の欠陥も抑制できることから、熱間加工における加工精度の向上、手入れ工数の削減に大きな効果を有する。
今回の結果は、被鍛造材を難加工性のＮｉ基のγ’析出強化型合金として行った結果であり、特に、超耐熱合金などの難加工材の熱間鍛造において優れた耐磨耗性を示すことが期待できる。
以上の結果から、本発明の肉盛用金属粉末を肉盛した熱間加工用工具は、特に高温で高い強度を維持できることから、熱間加工用工具の高寿命化がはかれるだけでなく、破壊や割れ等の欠陥も抑制できることから、熱間加工における加工精度の向上、手入れ工数の削減に大きな効果を有する。
（実施例２）
次に、実際に熱間加工用工具として用いた際に問題となる耐ヒートクラック性に及ぼす元素を調査した。検討した組成を表４に示す。粒径を６５〜２５０μｍに分級し、平均粒径を測定したところ１８０μｍであった。この本発明の金属粉末を肉盛用として用いて、ＰＴＡ法にて肉盛して肉盛層とした。その肉盛層からφ４ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取して、熱膨張測定装置にて熱膨張係数を測定した。また、Ｎｉ３Ｍによるγ’相の計算は、表５に示す割合で計算した。
熱膨張測定は、リガク製ＴＭＡ８３１０型の熱膨張測定装置を用いて、昇温速度を１０℃／ｍｉｎとして、Ａｒ雰囲気下で常温から１０００℃まで昇温する条件にて行った。熱間加工における使用温度範囲と想定される５００℃から９００℃の範囲の試験結果を表６及び図６に示す。
次に、実際に熱間加工用工具として用いた際に問題となる耐ヒートクラック性に及ぼす元素を調査した。検討した組成を表４に示す。粒径を６５〜２５０μｍに分級し、平均粒径を測定したところ１８０μｍであった。この本発明の金属粉末を肉盛用として用いて、ＰＴＡ法にて肉盛して肉盛層とした。その肉盛層からφ４ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取して、熱膨張測定装置にて熱膨張係数を測定した。また、Ｎｉ３Ｍによるγ’相の計算は、表５に示す割合で計算した。
熱膨張測定は、リガク製ＴＭＡ８３１０型の熱膨張測定装置を用いて、昇温速度を１０℃／ｍｉｎとして、Ａｒ雰囲気下で常温から１０００℃まで昇温する条件にて行った。熱間加工における使用温度範囲と想定される５００℃から９００℃の範囲の試験結果を表６及び図６に示す。
表６及び図６の結果から、本発明で規定する範囲内のＮｂ量及びＴａ＋Ｎｂ量では、いずれも優れた低熱膨張特性を有していることが分かる。また、Ｔａ＋Ｎｂ量を増やすことで、熱膨張係数が低下することが分かる。これは、金属結合における高い結合エネルギーを持つＮｂが基材中に固溶することで、熱膨張を抑制したためと考えられる。
以上の結果から、析出強化元素であるＮｂを添加することで、高強度を有しながら耐ヒートクラック性に優れた特性を示すことが分かった。このことから、高温強度と耐ヒートクラック性を高める場合に、Ｎｂの積極添加は有効である。
以上の結果から、析出強化元素であるＮｂを添加することで、高強度を有しながら耐ヒートクラック性に優れた特性を示すことが分かった。このことから、高温強度と耐ヒートクラック性を高める場合に、Ｎｂの積極添加は有効である。
１ 熱間鍛造用金敷
２ 基材
３ 析出強化型耐熱合金層
４ 中間層
５ 熱間鍛造用金型
６ 円柱状熱間金型片
７ 外周部リング状熱間金型片
８ リング状熱間金型片
２ 基材
３ 析出強化型耐熱合金層
４ 中間層
５ 熱間鍛造用金型
６ 円柱状熱間金型片
７ 外周部リング状熱間金型片
８ リング状熱間金型片
Claims (15)
- 質量％で、Ｂ：０．０２％以下、Ｏ：０．０５０％以下、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：３．０％以下、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３．０〜７．０％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなることを特徴とする金属粉末。
- 含有する元素Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ，およびＮｂから選ばれる１種以上の元素）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が原子％で２０〜４５％となることを特徴とする請求項１に記載の金属粉末。
- 前記金属粉末の粒径が５０〜３００μｍであることを特徴とする請求項１または２に記載の金属粉末。
- 請求項１乃至３の何れかに記載の金属粉末は、肉盛用であることを特徴とする金属粉末。
- 作業面の一部または全面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間加工用工具において、前記析出強化型耐熱合金層は、質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３〜７％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなることを特徴とする熱間加工用工具。
- 含有する元素Ｍ（ＭはＡｌ，Ｔｉ，Ｔａ，およびＮｂから選ばれる１種以上の元素）の全てがＮｉ３Ｍで表わされるγ’相を形成するとみなして求められるγ’相形成元素の合計が原子％で２０〜４５％となることを特徴とする請求項５に記載の熱間加工用工具。
- 前記合金層は肉盛層であることを特徴とする請求項５または６に記載の熱間加工用工具。
- 熱間加工用工具は、熱間鍛造用金型であることを特徴とする請求項５乃至７の何れかに記載の熱間加工用工具。
- 請求項８に記載の熱間鍛造用金型は、複数個の熱間金型片の組立体であることを特徴とする熱間加工用工具。
- 前記析出強化型耐熱合金層が、前記組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように配置されたことを特徴とする請求項９に記載の熱間加工用工具。
- 合金工具鋼でなる基材と前記析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層をさらに具備することを特徴とする請求項５乃至１０の何れかに記載の熱間加工用工具。
- 作業面の一部または全面に析出強化型耐熱合金層を有する熱間加工用工具の製造方法であって、
前記析出強化型耐熱合金層は、質量％で、Ｂ：０〜０．０２％、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ａｌ：０．５〜２．０％、Ｓｉ：０〜１．０％、Ｍｎ：０〜１．０％、Ｔｉ：１．０〜３．０％、Ｃｒ：１５．０〜２２．０％、Ｃｏ：２．０〜１５．０％、Ｎｂ：０〜３．０％、Ｍｏ：３．０〜７．０％、Ｔａ：１．０〜７．０％、Ｗ：３．０〜７．０％、且つ、Ｔａ単独またはＴａ＋２Ｎｂの合計で１．０〜７．０％を含み、残部はＮｉ及び不純物でなり、肉盛溶接によって形成されることを特徴とする熱間加工用工具の製造方法。 - 前記肉盛溶接は金属粉末を用いて行われることを特徴とする請求項１２に記載の熱間加工用工具の製造方法。
- 前記熱間加工用工具は、複数個の熱間金型片の組立体として構成された熱間鍛造用金型であり、
前記析出強化型耐熱合金層は、前記組立体の熱間金型片同士の境界の少なくとも一部を覆うように形成されることを特徴とする請求項１３に記載の熱間加工用工具の製造方法。 - 前記析出強化型耐熱合金層を形成する前に、合金工具鋼でなる基材と前記析出強化型耐熱合金層との間に、固溶強化型耐熱合金でなる中間層を形成することを特徴とする請求項１２乃至１４の何れかに記載の熱間加工用工具の製造方法。
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