TWI679289B

TWI679289B - 模具用修補焊接材料

Info

Publication number: TWI679289B
Application number: TW107140237A
Authority: TW
Inventors: 清水崇行; Takayuki Shimizu; 增田哲也; Tetsuya Masuda; 梅森直樹; Naoki Umemori
Original assignee: 日商大同特殊鋼股份有限公司; Daido Steel Co., Ltd.
Priority date: 2017-11-14
Filing date: 2018-11-13
Publication date: 2019-12-11
Also published as: JP2019089094A; KR20190054979A; CN109773368A; EP3483295A1; KR102090091B1; CN109773368B; EP3483295B1; TW201923109A; JP7069654B2; US20190143460A1

Abstract

本發明提供一種模具用修補焊接材料，其具有包含以下組分(以質量%計)的組成：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%，及O≦0.0050%，其餘為Fe及無可避免的雜質。

Description

模具用修補焊接材料

本發明係關於模具用修補焊接材料，及更明確言之，係關於用來進行由工具鋼製成之模具之修補焊接的模具用修補焊接材料。

由JIS SKD61或SKD11表示之工具鋼已被廣泛地使用來作為構成用於模製金屬性材料之模具的金屬性材料。由即使於進行若干次模製後仍抑制模具中之磨損的觀點來看，構成模具的金屬性材料需具有高硬度。

然而，即使由具高硬度之金屬性材料構成的模具中，當經使用若干次時，無可避免地會於模具中產生諸如磨損的損傷。當產生損傷時，經由使用模具用修補焊接材料焊接來修補受損部件。經常使用SKD61、SKD11、或具有與其類似之組分組成的金屬性材料來作為模具用修補焊接材料。即使在經修補部件中，抑制磨損仍係重要的，且由此觀點來看，已提出具有優良硬度的模具用修補焊接材料，如，例如，專利文件1中所述之模具用修補焊接材料。

專利文件1：JP-A 2014-147965

為抑制已使用模具用修補焊接材料進行修補焊接之模具的磨損，希望構成模具之基礎材料及修補焊接材料皆具有高硬度。然而，關於在經修補模具中造成磨損的因素，不僅由待形成物質與模具間之摩擦所造成之磨損(其可歸因於表面硬度不足)，並且由在模具基礎材料或修補焊接材料之表面上產生之氧化物或氮化物所造成的刮傷磨損係重要的。特定而言，在已利用修補焊接材料修補之經修補部件中，可能會因焊接期間的高溫而發生金屬性材料的氧化或氮化。在經修補模具中，存在於經修補部件之表面上產生之氧化物或氮化物自經修補部件之表面掉落並於經修補部件或模具基礎材料之表面上造成刮傷磨損的情況。

特定而言，在用於熱衝壓模製鋼材料的模具中，模具表面與已經加熱至諸如700℃或更高之高溫的待加工材料接觸，模具表面可能會受到構成待加工材料之表面之金屬之氧化物的摩擦。構成待加工材料之表面之金屬的氧化物在待加工材料係由未於其上進行電鍍之鋼材料製成的情況中主要為Fe之氧化物，或在已於待加工材料之表面上進行電鍍之情況中為諸如Al或Mg之電鍍金屬的氧化物。此外，在熱衝壓模製中，模具之表面可能會因自待加工材料之熱傳遞而被加熱至接近300℃。在此一情況，包括利用修補焊接材料修補之經修補部件的模具表面暴露至可能會促進氧化的環境。如前所述，在用於熱衝壓模製之模具中，可能會因於模具之表面上產生之氧化物因除於待加工材料之表面上之氧化物外與待加工材料接觸而產生刮傷磨損。

如前所述，即使在模具基礎材料及經修補部件在利用修補焊接材料修補之模具中具有高硬度的情況中，亦存在模具基礎材料或經修補部件可能會因由在經修補部件之表面上形成之氧化物或氮化物造成之刮傷磨損而經磨損的情況。在此一情況，即使當利用修補焊接材料修補模具時，亦將於短時期內發生後續磨損。

本發明試圖達成的一目的係提供一種模具用修補焊接材料，其能夠在已利用修補焊接材料進行修補焊接的模具中抑制刮傷磨損。

為達成前述目的，根據本發明之模具用修補焊接材料具有包含以下組分(以質量%計)的組成：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%，及O≦0.0050%，其餘為Fe及無可避免的雜質。

在此，模具用修補焊接材料較佳提供在室溫下具有30W/(m．K)或更高之導熱性的經焊接部分。

此外，經焊接部分較佳在室溫下具有45HRC或更高及60HRC或更低之硬度。

此外，模具用修補焊接材料之組成可包含(以質量%計)：Ni≦0.50%，Cu≦0.50%，及Co≦0.10%。

此外，模具用修補焊接材料可包含(以質量%計)： P≦0.030%，及S≦0.050%。

此外，模具用修補焊接材料可用於修補焊接在室溫下具有52HRC或更低之硬度的模具。

在根據本發明之模具用修補焊接材料中，特定而言，將Si、Cr及Mo之含量抑制於低水平。因此，在將模具用修補焊接材料用於修補焊接模具之情況中，不易於經修補部件之表面上形成具高硬度的氧化物或氮化物。此外，亦經由將模具用修補焊接材料中之O及N含量抑制於低水平來抑制於經修補部件中形成氧化物或氮化物。

此外，由於將合金元素之含量抑制於低水平，因此根據本發明之模具用修補焊接材料具有高導熱性。因此，當已利用模具用修補焊接材料進行修補焊接之模具與待加工之高溫材料接觸時，經修補部件之表面不易達到高溫，且於經修補部件中不易發生金屬性材料之氧化。

歸因於各前述效應，不易於已利用模具用修補焊接材料進行修補焊接之部件的表面上生成堅硬的金屬性氧化物或金屬性氮化物。結果，可抑制在經修補部件或除經修補部件外之模具基礎材料之表面中因氧化物或氮化物而發生刮傷磨損。

在此，在經焊接部分於室溫下具有30W/(m．K)或更高之導熱性的情況中，經焊接部分具有充分高的導熱性。因此，可有效地抑制當已利用模具用修補焊接材料進行修補焊接之模具與待加工之高溫材料接觸時所發生之金屬性材料的氧化或隨之而來之模具表面的刮傷磨損。

此處，在經焊接部分在室溫下具有45HRC或更高及60 HRC或更低之硬度的情況中，經焊接部分不僅可確保作為模具所需之硬度，而且亦可確保用於切割或研磨的可加工性。經焊接部分之硬度不會對刮傷磨損之抑制有強烈影響。即使係在硬度經抑制於60HRC或更低之情況中，會造成刮傷磨損之具高硬度之氧化物或氮化物的形成如前所述受到抑制，及因此，可充分地抑制經焊接部分之表面的磨損。

此外，在模具用修補焊接材料滿足(以質量%計)Ni≦0.50%、Cu≦0.50%、及Co≦0.10%之情況中，此等元素對模具用修補焊接材料之特性的影響(諸如經焊接部分之導熱性的減小)可被抑制在不會影響刮傷磨損之抑制的範圍內。

此外，在模具用修補焊接材料滿足(以質量%計)P≦0.030%及S≦0.050%之情況中，此等元素對模具用修補焊接材料之特性的影響(諸如於經焊接部分中生成焊接缺陷)可被抑制在不會影響刮傷磨損之抑制的範圍內。

此外，在模具用修補焊接材料係用於修補焊接在室溫下具有52HRC或更低之硬度之模具的情況中，經修補部件中具高硬度之氧化物或氮化物的形成如前所述受到抑制。因此，即使係在模具基礎材料之硬度不夠高的情況中，亦不易發生模具基礎材料因於經修補部件之表面上產生之氧化物或氮化物所引起的刮傷磨損。

圖1顯示指示於模具用修補焊接材料中之合金元素含量與氧化物之硬度間之關係的試驗結果。

圖2顯示指示於模具用修補焊接材料中之氧化物硬度與因磨損產生之凹陷部分之最大深度間之關係的試驗結果。

圖3顯示指示於模具用修補焊接材料中之氧化物厚度與因磨損產生之凹陷部分之最大深度間之關係的試驗結果。

以下將詳細說明根據本發明之一具體例的模具用修補焊接材料。根據本具體例之模具用修補焊接材料係一種藉由焊接來修補模具(諸如用於熱衝壓模製之模具)的材料，且其具有如下文所述的組分組成及特性。

在本說明書中，針對利用修補焊接材料形成之經焊接部分或針對模具基礎材料描述的性質值(諸如導熱性或硬度)係在室溫下之值。此外，經焊接部分的性質值係於所謂「剛焊接」狀態(於焊接後未進行諸如熱處理之進一步處理的狀態)中獲得的值。經焊接部分之性質可利用在模擬利用修補焊接材料實際修補模具之焊接條件下產生之經焊接部分來評估。舉例來說，較佳使用於TIG焊接下產生的經焊接部分。此外，在歸因於形成於經焊接部分表面上之氧化物或氮化物而難以準確評估構成經焊接部分之金屬性材料之性質的情況中，可於經由研磨或類似方法適當移除經焊接部分表面上之氧化物或氮化物之後來評估性質。

(模具用修補焊接材料的組分組成)

根據本具體例之模具用修補焊接材料(以下於一些情況中簡稱為「修補焊接材料」)包含C、Si、Mn、Cr、Mo、及V作為基礎元素，其餘為Fe及無可避免的雜質。此外，N及O之含量受限於預定含量或更少。各別組分元素之含量及限制理由將說明於下。下文中各別組分元素之含量的單位為質量%。

(1)0.18%≦C≦0.35%

C含量顯著地影響修補焊接材料的硬度。當C含量增加時，硬度增加。C含量為0.18%或更高，使得可容易地於利用本修補焊接材料形成之經焊接部分中於剛焊接狀態中提供諸如45HRC或更高之高硬度，其一般為用於模製金屬性材料的模具(諸如用於熱衝壓之模具)所需。

由特定言之增加修補焊接材料之硬度的觀點來看，C含量更佳為0.27%或更高，其使得可容易地於經焊接部分中提供48HRC或更高之硬度。

另一方面，在C含量過大的情況中，改良經焊接部分之硬度的效應達到飽和。此外，如下文所述，關於模具用修補焊接材料之特性，由有效地利於抑制由源自合金元素含量減小等等之具高硬度之氧化物或氮化物所造成之刮傷磨損之效應的觀點來看，為抑制磨損，無需過度地增加經焊接部分的硬度。此外，在C含量過大的情況中，經焊接部分的導熱性減低。由此等觀點來看，將C含量設為0.35%或更低。此一C含量使得可容易地於經焊接部分於剛焊接狀態中將硬度抑制於60HRC或更低，且亦使得可容易地獲得諸如30W/(m．K)或更高之高導熱性。

C含量更佳為0.33%或更低，其可防止經焊接部分之硬度過高且使得可容易地將硬度抑制於大約58HRC或更低。

(2)0.01%≦Si≦0.20%

Si係形成極硬氧化物的元素。此外，在大量Si包括於氧化鐵中之情況中，氧化鐵的硬度增加。此外，在Si含量增加的情況中，修補焊接材料的導熱性減低。因此，由抑制具高硬度之氧化物形成及改良修補焊接材料中之導熱性的觀點來看，Si含量較佳儘可能地小且限於0.20%或更低。

由前述觀點來看，Si含量較佳儘可能地小，但Si係於鋼材料之製造步驟中為調整組分或精煉而無可避免地包含的元素。於工業上極難將修補焊接材料中之Si含量降至低於0.01%，及因此將Si含量設為0.01%或更高。

(3)1.30%≦Mn≦1.90%

包含Mn改良修補焊接材料的可硬化性。Cr及Mo亦係改良可硬化性的元素；然而，在根據本具體例之修補焊接材料中，如下所述，由抑制硬氧化物生成的觀點來看，包含大量Cr及Mo並不佳。因此，經由包含Mn來確保充足的可硬化性。由在已經淬火之利用修補焊接材料形成之經焊接部分中於剛焊接狀態中獲得45HRC或更高之硬度的觀點來看，將Mn含量設為1.30%或更高。不同於Cr及Mo，Mn不易形成硬氧化物。

另一方面，在添加過大量Mn的情況中，修補焊接材料的導熱性減低。由確保導熱性的觀點來看，將Mn含量設為1.90%或更低。

(4)0.50%≦Cr≦1.50%

(5)1.50%≦Mo≦2.50%

Cr及Mo係改良修補焊接材料之硬度的元素。由達成足夠高之硬度以耐受使用作為模具(諸如45HRC或更高)的觀點來看，在經焊接部分中於剛焊接狀態中，將Cr含量設為0.50%或更高，及將Mo含量設為1.50%或更高。

另一方面，與Si相似，Cr及Mo亦係形成極硬氧化物的元素。此外，於氧化鐵中包含大量Cr或Mo會增加氧化鐵之硬度。此外，增加Cr或Mo含量會導致修補焊接材料之導熱性減小。因此，在修補焊接材料中，由抑制具高硬度之氧化物形成及改良導熱性的觀點來看，Cr及Mo含量較佳儘可能地小。因此，將Cr含量限制為1.50%或更低，及將Mo含量限制為2.50%或更低。Cr及Mo亦係改良鋼材料之可硬化性的元素。然而，在本修補焊接材料中，Cr及Mo含量受限，且無法充分地展現得自此等元素之改良可硬化性的效果。然而，如前所述，可硬化性係由Mn來確保。Cr含量較佳為0.8%或更高及1.3%或更低，且Mo含量較佳為1.7%或更高及2.2%或更低。

(6)0.30%≦V≦1.00%

V具有於修補焊接材料中使晶體顆粒最小化的效應。當利用修補焊接材料進行焊接時，金屬性材料於經焊接部分中自液態快速冷卻，及因此存在晶體顆粒可能變粗的傾向。包含V可抑制晶體顆粒變粗。在修補焊接材料中，使晶體顆粒最小化可提供於焊接操作期間抑制於經焊接部分中生成裂紋的效應。由充分獲得最小化晶體顆粒之效應的觀點來看，將V含量設為0.30%或更高。

另一方面，在過量包含V的情況中，可能形成具有，例如，大於10μm之粒徑的粗氮化物。由抑制於經焊接部分由氮化物造成刮傷磨損的觀點來看，將V含量設為1.00%或更低。

根據本具體例之修補焊接材料包含前述預定量之C、Si、Mn、Cr、Mo、及V，其餘為Fe及無可避免的雜質。在此，關於無可避免的雜質，採用如下所述之元素及上限量。

(7)N≦0.020%

(8)O≦0.0050%

N及O於鋼材料之工業製造期間自大氣溶解至Fe中，及因此，其係無可避免地包含於修補焊接材料中。然而，過大量的N及O會導致於焊接期間生成氣孔(焊接缺陷)。此外，N及O分別於修補焊接材料中形成金屬性元素的氮化物及氧化物。當於模具中經由焊接修補之經修補部件之表面上形成金屬性氮化物及金屬性氧化物(特定言之，具有大粒徑的彼等物)時，可能會在經修補部件之表面或除經修補部件外之模具基礎材料的表面上引起刮傷磨損。

因此，較佳儘可能地減少N及O含量。經減小至0.020%或更低之N含量及經減小至0.0050%或更低之O含量可有效地抑制粗氮化物及氧化物形成。另一方面，在修補焊接材料之製造步驟中，當N及O含量減小時，製造成本增加。因此，由避免製造成本過度增加的觀點來看，較佳將N及O含量控制在前述上限或更低之範圍內。

(9)Ni≦0.50%

(10)Cu≦0.50%

(11)Co≦0.10%

Ni、Cu、及Co係自諸如廢鐵或鐵合金之原料無可避免地混合至修補焊接材料中。然而，即使係在包含其等之情況中，具有上述各別上限值或更低之含量的元素並不易對修補焊接材料之特性具有顯著影響，諸如抑制粗氮化物及氧化物之形成，從而確保足夠的導熱性，及因此抑制刮傷磨損。因此，較佳將此等元素之含量抑制至各別上限或更低。

(12)P≦0.030%

(13)S≦0.050%

P及S亦係源自原料或其類似物之無可避免地混合至修補焊接材料中之元素。然而，即使係在包含其等之情況中，具有上述各別上限值或更低之含量的元素並不易對修補焊接材料之特性具有顯著影響，諸如抑制粗氮化物及氧化物之形成，從而確保足夠的導熱性，及因此抑制刮傷磨損。因此，較佳將此等元素之含量抑制至各別上限或更低。

除上述N、O、Ni、Cu、Co、P、及S外，可例舉以下元素作為所假定的無可避免之雜質：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%，及諸如此類。

(模具用修補焊接材料之特性)

根據本具體例之模具用修補焊接材料具有前述組分組成。特定而言，由於Si、Cr及Mo之含量經抑制於低水平，及N及O之含量經抑制於低水平，因此不易生成具高硬度之金屬性氧化物或金屬性氮化物。

當利用由鋼材料製成之焊接材料進行焊接時，熔融焊接材料於焊接期間自大氣吸收或排出氮或氧。在焊接材料具有高氮或氧濃度之情況中，氮或氧於焊接期間作為氣體排出並可能形成氣孔或可能與鋼材料中之合金元素結合形成氮化物或氧化物。此時，在焊接材料包含大量合金元素(諸如Si、Cr及Mo)之情況中，可能形成包含高濃度之此等合金元素之具高硬度的氧化物。此外，此等合金元素包含於氧化鐵中。含有此等合金元素之氧化鐵具有較單獨鐵之氧化物(FeO、Fe₂O₃、或Fe₃O₄)高的硬度。

當在已利用修補焊接材料進行修補之模具之經修補部件之表面上形成金屬性氧化物或金屬性氮化物時，氧化物或氮化物可能會因於利用模具模製金屬性材料期間與待加工材料之摩擦而自經修補部件之表面掉落。存在掉落的氧化物或氮化物與經修補部件之表面或除經修補部件外之模具基礎材料之表面經歷摩擦，從而於經修補部件之表面或模具基礎材料之表面上引起刮傷磨損的可能性。具有較高硬度之氧化物或氮化物可能會將其顆粒更深地埋入至經修補部件或模具基礎材料之表面中，從而增加磨損量。

特定而言，在焊接過程中於經修補部件中形成之氧化物或氮化物經常具有較經由模具基礎材料之表面之氧化或氮化所形成之氧化物或氮化物大的粒徑。通常，於經修補部件中形成之氧化物或氮化物具有大約1至10μm之粒徑。具大粒徑之氧化物或氮化物可能會促成經修補部件或模具基礎材料之表面的磨損。

然而，根據本具體例之修補焊接材料具有有限含量之合金元素(包括Si、Cr及Mo)、及有限含量之N及O，其皆經抑制於低水平。因此，於焊接前的修補焊接材料本身具有經抑制於低水平之有限量的氧化物或氮化物。此外，即使係於焊接步驟中材料熔融後，氧化物或氮化物之量亦不易增加。即使當於相同溫度下進行焊接時，小含量之Si、Cr及Mo、及小含量之N及O使於焊接期間形成之氧化物層的厚度或質量減小。此外，如於下述實施例中所述，於模具(包括用於熱衝壓模製之模具)之表面上，於經修補部件中形成之氧化物的硬度對刮傷磨損之磨損量的影響較氧化物量的影響大。氧化物之硬度經由抑制諸如Si、Cr及Mo之合金元素的含量而降低。因此，於經修補模具中，形成於經修補部件表面上之氧化物或氮化物的量或硬度減小。因此，可抑制經修補部件或模具基礎材料之表面因氧化物或氮化物所引起的刮傷磨損。

此外，根據本具體例之修補焊接材料具有前述組分組成。特定而言，由於C、Si、Cr及Mo之含量經抑制於低水平，因此可獲致高導熱性。舉例而言，已利用根據本具體例之修補焊接材料進行焊接之經焊接部分可提供30W/(m．K)或更高之導熱性。用於模具之一般修補焊接之SKD61或SKD11具有未經最佳化為焊接材料之組分且具有18至25W/(m．K)之導熱性。根據本具體例之修補焊接材料展現較SKD61及SKD11高的導熱性。導熱性的上限並無特定限制。

一般而言，當鋼材料之表面溫度增高時，更可能於表面上發生氧化且表面上之氧化物的厚度或質量增加。在模具中，待加工之高溫材料與模具表面接觸，因此，模具表面之溫度因自待加工材料之熱傳遞而立即增加，且更可能發生氧化物形成。氧化物之形成在大約100℃或更高之溫度下變得顯著。特定而言，在熱衝壓模製中，可能發生因自待加工材料之熱傳遞所引起的模具表面氧化。

然而，在已利用根據本具體例之修補焊接材料進行修補之模具中，經焊接部分具有高導熱性。因此，自待加工材料傳遞至經修補部件表面的熱因熱傳遞至金屬性材料之內部而於短時期內耗散。因此，經修補部件之表面溫度不易提高，且即使當提高時，溫度亦可能於短時期內降低。因此，於模製期間不易於經修補部件之表面上發生氧化物形成。如前所述，由於經焊接部分具有高導熱性，結合修補焊接材料之組分組成的前述效應，可更有效地抑制於模具之經修補部件中形成具高硬度之氧化物及隨之而來於經修補部件及模具基礎材料之表面上的刮傷磨損。

根據本具體例之修補焊接材料較佳提供具有45HRC或更高之硬度的所形成經焊接部分。在經焊接部分之硬度低於45HRC的情況中，經修補模具在一些情況中幾乎無法耐受作為模具使用。特定而言，在熱衝壓模製中，在經焊接部分之硬度低於45HRC的情況中，在模具表面上之經修補部件中表面壓力局部變高的部分中可能會發生塑性變形，且在一些情況中可能無法維持模製物件的尺寸準確度。經焊接部分之硬度特佳為48HRC或更高。

另一方面，在經焊接部分過硬的情況中，很難在已於模具修補中進行堆焊(building-up welding)之部件中進行意圖調整模具形狀的切割加工或研磨加工。因此，經焊接部分之硬度較佳為60HRC或更低，及特佳為58HRC或更低。由修補焊接材料形成之經焊接部分的硬度係由修補焊接材料的組分組成決定。

咸信當金屬性材料變得較硬時，可更大程度地抑制金屬性材料的磨損。然而，關於由與形成於經焊接部分之表面上之氧化物或氮化物摩擦所引起之模具的刮傷磨損，特定言之，關於在熱衝壓模製期間之刮傷磨損，如以下實施例中所展示，經焊接部分之硬度並不具有大的影響。反而，所形成之氧化物或氮化物的量或硬度，特定而言，硬度具有大的影響。因此，即使係於經焊接部分之硬度相對地低，如60HRC或更低之情況中，如前所述，歸因於組分組成及高導熱性之效應，硬氧化物或氮化物的生成受到抑制。因此，於經修補部件之表面上的刮傷磨損不易成為嚴重問題。

(製造模具用修補焊接材料之方法)

根據本具體例之修補焊接材料可經由以下步驟製造為例如焊接用線棒(焊接棒)：自以預定組成比溶解預定組分的熔融鋼中產生鑄錠，及將鑄錠於900℃至1,250℃之溫度下加熱以進行鍛造及輥軋。此外，可於經輥軋材上進行拉線或類似操作。當於減壓下進行熔融鋼之製備及鑄錠之產生時，可容易地抑制所製得修補焊接材料中的N及O濃度。

此外，本修補焊接材料較佳經由進行作為熱處理步驟的退火來製造。關於退火條件，可例舉將材料於800℃至950℃之溫度下加熱3小時或更長及以50℃/小時或更低之冷卻速率緩慢冷卻至700℃或更低的球化退火，及將材料於600℃至780℃之溫度下加熱5小時或更長時間及於空氣中或利用水冷卻的低溫退火。

(模具之修補焊接方法)

根據本具體例之修補焊接材料可較佳地用於修補焊接模具。本修補焊接材料亦可較佳地應用於任何的TIG焊接及雷射焊接。

在模具中，可在因磨損等等而需要修補的部件上利用本修補焊接材料進行堆焊。此外，可經由利用諸如切割或研磨之機械加工移除經焊接部分的膨脹部分來調整模具之形狀，以使經焊接部分具有與模具表面相同的表面。亦可視需要於經焊接部分上進行後熱處理。

於其上利用本修補焊接材料進行修補之模具的種類並無特定限制。其實例包括用於金屬性材料之各種加工(諸如熱衝壓(熱壓)、冷壓、及輥軋)的模具、用於模鑄之模具、及其類似物。其中，本修補焊接材料較佳用於用來熱衝壓模製之模具。在熱衝壓模製中，歸因於經加熱之待加工材料與模具間的接觸，可能會發生於模具表面上形成氧化物或氮化物，氧化物或氮化物掉落，及因經掉落之氧化物或氮化物引起之摩擦。然而，可經由利用根據本具體例之修補焊接材料進行修補來抑制此等現象。

構成作為焊接對象之模具的金屬性材料(模具基礎材料)並無特定限制。然而，模具基礎材料較佳具有45HRC或更高之硬度。與以上關於使用修補焊接材料之經焊接部分之硬度所述者相似，在模具基礎材料之硬度低於45HRC之情況中，經修補模具在一些情況中幾乎無法耐受使用作為模具(包括用於熱衝壓模製之模具)。

另一方面，模具基礎材料之硬度較佳為52HRC或更低。如前所述，在利用根據本具體例之修補焊接材料進行修補之經修補部件中，歸因於修補焊接材料之組分組成及高導熱性之效應，具高硬度之氧化物或氮化物的生成受到抑制。因此，即使係於模具基礎材料之硬度並非相當高，例如52HRC或更低之情況中，亦不易因源自經修補部件之氧化物或氮化物而引起模具基礎材料表面的刮傷磨損。

模具基礎材料較佳具有18W/(m．K)或更高之導熱性。此係由於在不僅使用修補焊接材料之經修補部件並且模具基礎材料具有高導熱性之情況中，自經加熱之待加工材料傳遞之熱易自經修補部件之表面耗散。另一方面，模具基礎材料之導熱性較佳為25W/(m．K)或更低。即使係在大尺寸模具之情況中，模具基礎材料亦需具有優異的可硬化性，以於熱處理後獲得所需硬度。當以更足以賦予足夠可硬化性之平衡方式添加提升可硬化性之元素(諸如C、Mn、Cr、及Mo)時，導熱性可能達到25W/(m．K)或更低。

於室溫下具有45至52HRC之硬度及18至25W/(m．K)之導熱性之模具基礎材料的實例包括SKD61、SKD11、SKH51、SKD6、SKD7、SKD12、SKT4等等。

[實施例]

以下將說明本發明之實施例及比較例。同時，不應將本發明解釋為受限於此等實施例。以下除非另外特定說明，否則試驗皆係於大氣中於室溫(25℃)下進行。

試驗1：合金元素含量與氧化物硬度之間的關係

為揭示於修補焊接材料中之合金元素含量與形成於經焊接部分表面上之氧化物硬度之間的關係，製造具有不同含量之Si、Cr及Mo的修補焊接材料作為模型，且評估氧化物之硬度。

(試樣之製造)

以如下方式製備分別含有表1所示之組分元素且其餘為Fe及無可避免之雜質的修補焊接材料。首先，於真空感應爐中製備30kg之熔融鋼，隨後進行鑄造，藉此產生鑄錠。將所得鑄錠於1,200℃下加熱5小時，然後熱鍛造直至直徑達到30mm為止。於鍛造後，使鑄錠於空氣中冷卻。於達到室溫後，使鑄錠再次於900℃下加熱3小時並緩慢冷卻，藉此進行球化退火。

由以上獲得之修補焊接材料，製造直徑20mm×高度10mm之試樣。將試樣於700℃下維持10小時，並於空氣中冷卻，藉此使試樣氧化。於實際經焊接部分中之氧化條件通常較前述者溫和；然而，為容易明瞭氧化之影響，採用容易地發生氧化的前述條件。

(氧化物之硬度測量)

利用Micro Vickers試驗儀(Digital Micro硬度試驗儀，FM-800，FUTURE-TECH Corporation製造)測量以上獲得之經氧化試樣之表面的硬度。將測量負荷設定為100g。於試樣表面上的20個位置處進行測量，計算平均值並定義為氧化物之硬度。

(試驗結果)

表1顯示各別試樣的組分組成及氧化物硬度的測量結果(平均值)。此外，圖1顯示Si(試樣A1至A3)、Cr(試樣A1、A4、及A5)、及Mo(試樣A1、A6、及A7)之含量與氧化物硬度之間的關係。

根據表1及圖1，氧化物之硬度根據合金元素之含量顯著地改變。特定而言，如圖1所示，當Si、Cr及Mo之各別含量增加時，氧化物之硬度增加。如由圖1中之虛線繪示之近似直線可見，頃發現氧化物之硬度幾乎隨此等合金元素中各者之含量線性地增加。特定而言，氧化物之硬度與Si之量具有顯著依賴性。

由此等結果，發現在修補焊接材料中，希望將Si、Cr及Mo之各別含量抑制於低水平，以抑制具高硬度之氧化物的生成。

試驗2：氧化物之硬度與磨損量間之關係

為揭示形成於經焊接部分之表面上之氧化物之硬度與經焊接部分中之磨損量之間的關係，在作為模型之其中形成具有不同硬度之氧化物的修補焊接材料中評估磨損程度。

(磨損試驗)

利用於試驗1中使用之試樣A1至A7之修補焊接材料進行磨損試驗。試樣係經由切割試樣A1至A7之各別修補焊接材料之一部分來獲得。將各試樣於1,030℃下加熱1小時，然後經由噴氣冷卻淬火，及於550℃至650℃下加熱1小時以進行回火，藉此將試樣之硬度調整為55HRC±1HRC。最後，將試樣加工成直徑25mm×高度10mm之盤狀。

在如前所述獲得之試樣的各者上，以球盤(ball-on-disc)方式進行磨損試驗。此時，將盤溫度設為500℃，及使用由S40C材料製成之球作為球。在60rpm之盤旋轉速度下進行磨損試驗1分鐘，然後使試樣靜置5分鐘，藉此氧化盤之表面。將此循環重複100次，然後利用接觸型輪廓測度儀(輪廓測量設備，SURFCOM 2000SD2，由 TOKYO SEIMITSU CO.,LTD.製造)測量形成於盤表面上之凹陷部分的最大深度。在此磨損試驗中之氧化條件下，氧化較於實際經焊接部分中之氧化條件下更容易地進行。

(試驗結果)

表2及圖2顯示試樣表面上之氧化物之硬度(平均值)與凹陷部分之最大深度之間的關係。

由表2及圖2中顯示之結果，頃發現當所形成氧化物之硬度增加時，因磨損所形成之凹陷部分的最大深度增加，亦即，磨損量增加。如由圖2中之虛線繪示之近似直線可見，頃發現凹陷部分之最大深度幾乎隨氧化物之硬度線性地增加。

由此等結果，發現在修補焊接材料中，希望抑制具高硬度之表面氧化物的形成，以抑制經焊接部分中之磨損。試驗1之結果顯示較佳將Si、Cr及Mo之各別含量各別地抑制於低水平，以抑制具高硬度之表面氧化物的形成。

試驗3：氧化物之厚度與磨損量間之關係

為揭示形成於經焊接部分之表面上之氧化物之厚度與經焊接部分中之磨損量之間的關係，在作為模型之其中形成具有不同厚度之氧化物的修補焊接材料中評估磨損程度。

(試樣之製造)

藉由如同試驗1中使用之修補焊接材料相同的方式製備分別含有表3所示之組分元素且其餘為Fe及無可避免之雜質的修補焊接材料。

(磨損試驗)

使以上獲得之修補焊接材料以如同試驗2之情況的相同方式經受切割、淬火及回火，及將試樣之硬度調整為55HRC±1HRC。在氧化試樣表面之同時以如同試驗2之情況的相同方式進行磨損試驗，及測量凹陷部分的最大深度。

(氧化物之厚度的測量)

由已於其上進行磨損試驗之試樣，切割出非磨損部分。然後觀察切割部分之橫截面，及利用光學顯微鏡測量氧化物層之厚度。於橫截面影像中之四個位置處測量厚度，計算平均值並定義為氧化物之厚度。

(試驗結果)

表3顯示各別試樣的組分組成、氧化物厚度的測量結果(平均值)及凹陷部分的最大深度。此外，圖3顯示氧化物厚度之測量結果(平均值)與凹陷部分之最大深度之間的關係。

根據表3及圖3，當所形成之氧化物的厚度經由改變組分組成而增加時，因磨損而形成之凹陷部分之最大深度增加。氧化物之厚度主要根據O及N之含量來改變。

如由圖3中之虛線繪示之近似直線可見，頃發現凹陷部分之最大深度幾乎隨氧化物之厚度線性地增加。然而，在顯示凹陷部分之最大深度對氧化物之硬度之依賴性的圖2中，當氧化物之硬度自300HV加倍至600HV時，凹陷部分之最大深度自大約0.1mm增加大約四倍至大約0.4mm；而在顯示凹陷部分之最大深度對氧化物之厚度之依賴性的圖3中，即使當氧化物之厚度自60μm加倍至120μm時，凹陷部分之最大深度並未加倍，亦即，僅自大約0.15mm增加至大約0.25mm。由此事實，可發現磨損程度更顯著地依賴於氧化物之硬度而非厚度。

由此等結果，發現在修補焊接材料中，希望將表面氧化物之厚度抑制於低水平，以抑制經焊接部分的磨損。然而，對於抑制磨損，抑制氧化物之硬度較厚度(質量)更有效。

試驗4：修補焊接材料之組分組成與各種特性之間的關係

研究修補焊接材料之組分組成與諸如經焊接部分之硬度或導熱性之性質、經焊接部分中之缺陷形成、及磨損程度之間的關係。

(試樣之製造)

以如下方式製備分別含有表4至7所示之組分元素且其餘為Fe及無可避免之雜質的修補焊接材料。首先，於真空感應爐中製備50kg之熔融鋼，隨後進行鑄造，藉此產生鑄錠。將所得鑄錠於1,200℃下加熱5小時，然後熱鍛造、輥軋及拉線直至直徑達到2.0mm為止。於熱加工後，使鑄錠於700℃下保持10小時然後緩慢冷卻，藉此進行低溫退火。

將以上製得之材料使用作為焊接棒，及於已利用熱工具鋼SKD61(硬度：50HRC，導熱性：23W/(m．K))製得之直徑30mm×高度15mm之焊接基礎材料之直徑30mm的表面上進行TIG焊接。關於焊接期間之條件，將焊接電流設為100A至150A，及進行10個焊接路徑以形成五層。不進行交織，且不進行預加熱及後加熱。將路徑之間的溫度設為300℃或更低，焊接係在後退分段(backstep)焊接之條件下進行，且進行堆焊直至大約5mm之高度為止。

(各種特性之評估) 經焊接部分之硬度

針對以上製得之試樣，經由研磨將大約1mm之部分自經堆焊部分之表面移除，然後利用洛克威爾C標度(Rockwell C scale)測量經堆焊部分之表面的硬度。

經焊接部分之導熱性

於以上製得之試樣中，經由車削自經堆焊部分切割出直徑10mm×高度1mm之試樣。利用熱恆定測量設備(TC-7000H，由ULVAC-RIKO,Inc.製造)對試樣進行雷射閃光型導熱性測量，藉此獲得其導熱性。

焊接缺陷之確定

於以上製得之試樣中，以色卡(color-check)方式確定經堆焊部分之外觀上表面裂紋的存在與否。此外，將試樣之直徑30mm的表面切成一半，及將切割表面鏡面拋光，然後利用光學顯微鏡觀察。此外，判定氣孔的存在與否及在5mm×3mm之視野中是否形成10個或10個以上長度超過5μm的氧化物或氮化物。

耐磨損性之評估

針對以上製得之試樣，經由研磨將大約1mm之部分自經堆焊部分之表面移除，然後類似於試驗2，以球盤方式進行伴隨氧化的磨損試驗。然後測量所形成凹陷部分之最大深度。

可將凹陷部分之最大深度大約為0.15mm或更小的情況評定為耐磨損性優良。另一方面，將凹陷部分之最大深度大於0.15mm的情況評定為耐磨損性不良。特定而言，可將凹陷部分之最大深度超過0.3mm的情況評定為耐磨損性顯著不良。

(試驗結果)

表4至7概述根據各別實施例及各別比較例之修補焊接材料的組分組成及各別特性的評估結果。關於組分組成，符號「-」指示除了作為雜質包含外，並不包括對應元素。此外，關於焊接缺陷之評估結果，符號「-」指示未觀察到焊接缺陷。

根據表4及5，各具有於本發明之具體例中指定範圍內之組分組成之根據各別實施例的修補焊接材料於經焊接部分中具有30W/(m．K)或更高之導熱性。此外，修補焊接材料於經焊接部分中具有45HRC或更高及60HRC或更低之硬度。此外，根據各別實施例的修補焊接材料不會引起焊接缺陷，且關於耐磨損性，最大磨損深度經抑制於0.15mm或以下。經確定根據各別實施例的修補焊接材料具有優異的耐磨損性。

在各別實施例中，據解釋，高耐磨損性的達成係由於在經焊接部分中具高硬度之氧化物或氮化物之形成歸因於以下事實而受到抑制：經焊接部分具有源自組分組成之效應的高導熱性，及組分組成本身之效應(亦即，特定而言，諸如Si、Cr、及Mo之合金元素的含量)經抑制於低水平且O及N含量亦受到限制。此外，歸因於組分組成之效應，不易生成焊接缺陷(諸如形成氮化物)。

此外，當關注C時，C含量為0.27%或更高之實施例可於經焊接部分中提供48HRC或更高之特別高的硬度。其中，C含量為0.33%或更低之實施例滿足經焊接部分之硬度在48HRC或更高及58HRC或更低之範圍內。

另一方面，表6及7顯示根據各別比較例的修補焊接材料不具有在由本發明之具體例所指定範圍內的組分組成。因此，比較例於磨損試驗中展現較實施例大的最大深度且具有較差的耐磨損性。

比較例1至4之組分組成分別對應於SKD61、SKD11、SUH11、及SKH51。此等材料已被廣泛傳播為TIG焊接材料。在所有比較例1至4中，Si及Cr之含量大於由本發明之具體例所指定的上限值。因此，經焊接部分的導熱性低於30W/(m．K)。此外，凹陷部分之最大深度超過0.3mm，其指示不良的耐磨損性。此外，在比較例1至3中，亦生成作為焊接缺陷的表面裂紋。表面裂紋的生成係由大含量的C或Cr所導致。

Si或Cr含量大的情況顯示高硬度。特定而言，在比較例1、3及4中，觀察到根據本發明之具體例之修補焊接材料所不需要之超過60HRC的硬度。然而，儘管可獲得此一高硬度，但經焊接部分顯示極差的耐磨損性。此事實指示經焊接部分之硬度的改良就抑制經焊接部分的刮傷磨損而言不具有強烈效應。反之，可說包括Si及Cr之合金元素之含量的減小、及抑制於經焊接部分之表面上形成具高硬度之氧化物或氮化物就抑制刮傷磨損而言具有強烈效應。

比較例5之組分組成經廣泛傳播為低合金焊接材料，但Si及Cr之含量超過由本發明之具體例所指定的上限值。因此，雖然經焊接部分的導熱性稍微超過30W/(m．K)，但凹陷部分之最大深度超過0.15mm，其指示不良的耐磨損性。此外，主要由於C含量小，因此硬度未達到45HRC。

在比較例6及7中，Si含量超過由本發明之具體例所指定的上限值。在比較例8及9中，Cr含量超過由本發明之具體例所指定的上限值。在比較例10中，Mo含量超過由本發明之具體例所指定的上限值。因此，在所有此等比較例中，經焊接部分的導熱性變為小於30W/(m．K)。此外，凹陷部分之最大深度超過0.15mm，其指示不良的耐磨損性。

在比較例11及12中，Cr及Mo之各別含量變為小於由本發明之具體例所指定的下限值。因此，經焊接部分的硬度無法達到作為模具使用所需的下限值，亦即，45HRC。

在比較例13中，C含量過小。因此，經焊接部分無法達到45HRC或更高的硬度。

在比較例14中，C含量過大。因此，經焊接部分的導熱性變得小於30W/(m．K)。

在比較例15中，N及O含量變得大於由本發明之具體例所指定的上限值。因此，可能會於經焊接部分之表面上生成具高硬度的氧化物或氮化物，且凹陷部分之最大深度超過0.3mm，其指示不良的耐磨損性。關於焊接缺陷，亦確認生成氮化物。

至此已詳細描述本發明之具體例，但本發明不受限於前述具體例，且各種修改在本發明主旨之範疇內係可能的。

本申請案係基於2017年11月14日提出申請之日本專利申請案第2017-218923號，其內容以引用的方式併入本文。

Claims

一種模具用修補焊接材料，其具有包含以下以質量%計之組分的組成：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%，及O≦0.0050%，其餘為Fe及無可避免的雜質。
如請求項1之模具用修補焊接材料，其提供在室溫下具有30W/(m．K)或更高之導熱性的經焊接部分。
如請求項1之模具用修補焊接材料，其提供在室溫下具有45HRC或更高及60HRC或更低之硬度的經焊接部分。
如請求項1之模具用修補焊接材料，其中，該組成包含，以質量%計：Ni≦0.50%，Cu≦0.50%，及Co≦0.10%。
如請求項1之模具用修補焊接材料，其中，該組成包含，以質量%計：P≦0.030%，及 S≦0.050%。
如請求項1至5中任一項之模具用修補焊接材料，其係用於修補焊接在室溫下具有52HRC或更低之硬度的模具。
一種模具，其包含基礎材料及經焊接部分，其中該基礎材料在室溫下具有52HRC或更低之硬度，及該經焊接部分係由請求項1至5中任一項之修補焊接材料形成。
一種模具用修補焊接材料，其具有由以下以質量%計之組分所組成的組成：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%，Ni≦0.50%，Cu≦0.50%，Co≦0.10%，P≦0.030%，S≦0.050%，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%，及REM<0.10%，其餘為Fe及無可避免的雜質。