WO2013115131A1 - 金型部品および金型部品用材料、ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

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WO2013115131A1
WO2013115131A1 PCT/JP2013/051757 JP2013051757W WO2013115131A1 WO 2013115131 A1 WO2013115131 A1 WO 2013115131A1 JP 2013051757 W JP2013051757 W JP 2013051757W WO 2013115131 A1 WO2013115131 A1 WO 2013115131A1
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太一 中道
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東洋鋼鈑株式会社
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    • C23C4/00—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge
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    • C23C4/04—Coating by spraying the coating material in the molten state, e.g. by flame, plasma or electric discharge characterised by the coating material
    • C23C4/06—Metallic material

Definitions

  • the present invention relates to a mold part, a material for a mold part, and a manufacturing method thereof.
  • hardened steel with high hardness is generally used as a member for such molds and mold parts in order to meet the demand for longer component life.
  • Corrosion resistance is low, and therefore the progress of corrosion due to corrosive gas cannot be suppressed.
  • Patent Document 1 attempts have been made to improve corrosion resistance by subjecting the steel surface to a surface treatment such as ceramic coating by PVD or CVD.
  • Patent Document 1 has a problem that the effect of improving the corrosion resistance is low because the formed film is thin and has a low density.
  • a method of forming the mold part itself with a ceramic sintered body and a method of joining the ceramic sintered body to the steel surface by diffusion bonding or brazing are also conceivable.
  • the processing time is long, and there is a problem that cracking occurs or breaks during actual processing or when used as a mold part.
  • the method of joining the ceramic sintered body to the steel material surface by diffusion bonding or brazing there is a problem that cracks occur in the ceramic sintered body due to the difference in thermal expansion due to heating during joining.
  • the present invention has been made in view of such a situation, and an object thereof is to provide a mold part having improved corrosion resistance and wear resistance in a place where corrosion resistance and wear resistance are required, a method for manufacturing the same, and the manufacturing method thereof. Another object of the present invention is to provide a mold part material used for manufacturing such a mold part and a method for manufacturing the same. Another object of the present invention is to provide a method for producing a built-up welded member capable of satisfactorily forming a cermet layer having excellent corrosion resistance and wear resistance at a place where corrosion resistance and wear resistance are required. .
  • the inventors of the present invention have provided a cermet layer containing a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride on a metal base material made of a steel material having a Rockwell hardness of HRC45 or more, with a thickness of 1 to 5 mm. Moreover, it has been found that the above-mentioned problems can be solved by forming the film with a width of 2 to 5 mm, and the present invention has been completed.
  • a gold is obtained by forming a cermet layer containing a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride on a metal base material made of a steel material having a Rockwell hardness of HRC45 or more.
  • the cermet layer has a thickness of 1 to 5 mm and a width of 2 to 5 mm and is formed on the metal base material, and the cermet layer has a pattern corresponding to a molding object.
  • a mold part is provided which is characterized in that
  • a gold obtained by forming a cermet layer containing a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride on a metal base material made of a steel material having a Rockwell hardness of HRC45 or more.
  • a mold part material wherein the cermet layer has a thickness of 1 to 5 mm and a width of 2 to 5 mm and is formed on the metal base material.
  • the cermet layer is composed of a hard phase containing a Mo 2 FeB 2 type double boride and a binder phase made of an Fe-based alloy, and contains the hard phase.
  • the proportion is preferably 35 to 95% by weight.
  • the cermet layer comprises a hard phase containing a Mo 2 NiB 2 type double boride and a binder phase made of a Ni-based alloy, and contains the hard phase.
  • the proportion is preferably 35 to 95% by weight.
  • the mold part and the mold part material of the present invention preferably include a weld diffusion layer between the cermet layer and the metal base material, and the thickness of the weld diffusion layer is 1 to 30 ⁇ m. It is more preferable.
  • a cermet layer containing a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride is formed on a metal base material made of a steel material having a Rockwell hardness of HRC45 or more. And a step of cutting at least a part of the cermet layer, and processing the cermet layer into a pattern according to a molding object. A method is provided.
  • a cermet layer containing a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride is formed on a metal base material made of a steel material having a Rockwell hardness of HRC45 or more.
  • variety is provided.
  • the cermet layer is welded at a welding speed of 10 to 20 cm / min and an irradiation energy density of 8000 to 9700 W along the longitudinal direction of the metal base material. It is preferably formed on the metal base material by overlay welding under the condition of / cm 2 .
  • a cermet layer containing Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride is deposited on the metal base material with a width of 2 to 5 mm by overlay welding.
  • a build-up welded member manufacturing method that is continuously formed along a longitudinal direction of a base material, wherein the cermet layer is formed at a welding speed of 10 to 20 cm / min in the longitudinal direction of the metal base material.
  • a method for manufacturing a built-up welded member is provided, which is formed under the condition of an irradiation energy density of 8000 to 9700 W / cm 2 for the build-up welding.
  • a plasma arc diameter of the overlay welding is equal to or less than a length in a short direction of a surface on which the metal base material is formed.
  • the cermet layer is composed of a hard phase containing a Mo 2 FeB 2 type double boride and a binder phase made of an Fe-based alloy, and the content ratio of the hard phase is 35 to 95% by weight. It is preferable that In the production method of the present invention, the cermet layer is composed of a hard phase containing a Mo 2 NiB 2 type double boride and a binder phase made of a Ni-based alloy, and the content ratio of the hard phase is 35 to 95% by weight.
  • the manufacturing method of the present invention it is preferable to use a metal base material having a length in the short direction of the surface to be welded of 2 to 5 mm.
  • the thickness of the weld diffusion layer formed between the cermet layer and the metal base material is 1 to 30 ⁇ m.
  • the present invention it is possible to provide a mold part having improved corrosion resistance and wear resistance in a place where corrosion resistance and wear resistance are required.
  • a cermet layer having a relatively fine width of 2 to 5 mm and having excellent corrosion resistance and wear resistance is formed, there are places where corrosion resistance and wear resistance are required. Even if it is relatively fine, corrosion resistance and wear resistance can be appropriately exhibited. Therefore, according to the present invention, the location where the corrosion resistance and wear resistance are required is used in a relatively fine range, in particular, a minute part of the mold part which requires corrosion resistance and wear resistance, or In addition, it can be suitably used as a component such as a minute mold component such as a core pin, which itself requires corrosion resistance and wear resistance.
  • the cermet layer is appropriately formed in the required fine place, so the cermet layer is more than necessary. Since it is not necessary to form, the cost required for forming the cermet layer can be reduced.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing an embodiment of a mold part material used for manufacturing a mold part of the present invention.
  • FIG. 2 is a perspective view showing an embodiment of a mold part material used for manufacturing the mold part of the present invention.
  • FIG. 3 is a sectional view showing an embodiment of the mold part of the present invention.
  • FIG. 4 is a perspective view showing an embodiment of the mold part of the present invention.
  • FIG. 5 is a perspective view showing an example of the metal base material 11 used in the method for manufacturing the overlay welding member of the present invention.
  • FIG. 6 is a diagram illustrating an example of a plasma overlay welding apparatus (PTA) used in the manufacturing method of the present invention.
  • FIG. 7 is a perspective view showing another embodiment of the mold part material used for manufacturing the mold part of the present invention.
  • PTA plasma overlay welding apparatus
  • FIG. 8 is a perspective view showing an embodiment of a mold part obtained by using the material for a mold part shown in FIG.
  • FIG. 9 is a perspective view showing another embodiment of a mold part material used for manufacturing the mold part of the present invention.
  • FIG. 10 is a perspective view showing an embodiment of a mold part material obtained using the mold part material shown in FIG. 9.
  • FIG. 11 is a graph showing the test results of the corrosion resistance test in the examples.
  • FIG. 12 is a graph showing the test results of the wear resistance test in Examples.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing one embodiment of a material for a mold part used for manufacturing the mold part of the present invention
  • FIG. 2 is a perspective view thereof.
  • a mold part material 100 according to an embodiment of the present invention has a longitudinal direction L of the metal base material 11 on at least one surface of the metal base material 11, as will be described later.
  • a cermet layer 12 formed by overlay welding is provided along (see FIG. 2).
  • the cermet layer 12 (shown in gray in FIG. 2) is a layer for imparting corrosion resistance / abrasion resistance to the metal base material 11, and therefore, a portion that requires corrosion resistance / abrasion resistance or In other words, it is formed on parts that require corrosion resistance and wear resistance.
  • the metal base material 11 has a fine length d S of 2 to 5 mm, preferably 3 to 4 mm in the short direction S on the surface for forming the cermet layer 12.
  • the cermet layer 12 is equal to the length d S in the short direction S or less than the length d S
  • the mold part material 100 is thus minute and has corrosion resistance and wear resistance. It can be used to manufacture mold parts that require high performance, for example, mold parts such as precision processing core pins.
  • the cermet layer 12 formed on the metal base material 11 includes a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride.
  • the cermet layer comprising Mo 2 FeB 2 type complex boride hard phase comprising Mo 2 FeB 2 type complex boride was contained in a proportion of 35-95 wt%, and the balance consists of Fe-based alloy bond Those composed of phases are preferred. By making the content rate of a hard phase into the said range, the improvement effect of corrosion resistance and abrasion resistance by forming a cermet layer can be exhibited appropriately. Further, the cermet layer containing the Mo 2 FeB 2 type double boride may contain one or more selected from W, Cr, Ni, Mn and Si.
  • the cermet layer comprising a Mo 2 NiB 2 type complex boride in a proportion of the hard phase comprising Mo 2 NiB 2 type complex boride from 35 to 95 wt%, the balance, the Ni-base alloy What is comprised with the binder phase which becomes is preferable.
  • the cermet layer containing the Mo 2 NiB 2 type double boride may contain one or more selected from W, Cr, V, Mn, and Si.
  • the specific composition of the cermet layer 12 includes B: 4.2 to 6.5% by weight, Mo: 35 to 55% by weight, Cr: 0 when Mo 2 FeB 2 type double boride is included. 0.5 to 25.0 wt%, Ni: 0 to 15 wt%, Fe: balance is preferred. In addition to these, other elements such as W and Co may be contained.
  • Fe (iron), together with B and Mo, is an element for forming double borides to be hard phase particles and constitutes the main component of the binder phase.
  • Fe content is less than 10% by weight, a sufficient liquid phase does not appear and a dense sintered body cannot be obtained, resulting in a decrease in strength.
  • the total amount of elements other than Fe, such as B, Mo, Cr, and Ni exceeds 90% by weight and 10% by weight of Fe cannot be contained, it goes without saying that the allowable weight of each element. In the range of%, the amount is reduced to secure 10% by weight or more of Fe in the balance. On the other hand, if it is too much, wear resistance and corrosion resistance may be lowered.
  • the cermet layer 12 contains a Mo 2 NiB 2 type double boride
  • the composition is B: 4.2 to 6.5 wt%, Mo: 35 to 55 wt%, Cr: 7
  • V 0.1 to 10% by weight
  • Ni balance.
  • other elements such as W and Co may be contained.
  • Ni like B and Mo, is an element necessary for forming double borides. Moreover, it is a main element constituting the binder phase and contributes to excellent corrosion resistance. When the Ni content is less than 10% by weight, a sufficient liquid phase does not appear and a dense sintered body cannot be obtained, resulting in a decrease in strength. In addition, when the total amount of elements other than Ni, such as B, Mo, Cr, and V, exceeds 90% by weight and Ni cannot be contained by 10% by weight, it goes without saying that the allowable weight of each element. In the range of%, the amount is reduced to ensure 10% by weight or more of Ni in the balance.
  • Cr has a solid solution with Ni in the double boride and has the effect of stabilizing the crystal structure of the double boride to tetragonal crystals.
  • the added Cr also dissolves in the binder phase and greatly improves the corrosion resistance, wear resistance, high temperature characteristics and mechanical characteristics of the cermet.
  • borides such as Cr5 B3 ⁇ are formed and the strength is lowered.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • a part of V is also dissolved in the binder phase, thereby having the effect of improving corrosion resistance, wear resistance, high temperature characteristics, and mechanical characteristics. If the content of V is too small, it is difficult to obtain the effect of adding V. On the other hand, if the content is too large, borides such as VB are formed and the mechanical strength is lowered.
  • the thickness t of the cermet layer 12 is preferably 1 to 5 mm, more preferably 3 to 4 mm, from the viewpoint of corrosion resistance and wear resistance. If the thickness t of the cermet layer 12 is too thin, the effect of improving the corrosion resistance and wear resistance due to the formation of the cermet layer 12 is reduced. On the other hand, if the thickness is greater than 5 mm, the heat input is increased during overlay welding. The problem is that the metal base material 11 is deformed and the hard phase grows in the cermet layer 12, thereby causing a decrease in hardness and inferior wear resistance. There is a problem.
  • the metal base material 11 a metal material having a Rockwell hardness of preferably HRC 45 or more, more preferably HRC 52 or more is used. If the Rockwell hardness is too low, bending or bending of the member may occur during use when the overlay welding member 10 is used for various purposes.
  • the length d S (see FIG. 2) in the short direction S on the surface for forming the cermet layer 12 of the metal base material 11 is preferably 2 to 5 mm, more preferably 3 to 4 mm, as described above. It is.
  • length d L (refer FIG. 2) of the longitudinal direction L is not specifically limited, What is necessary is just to set suitably according to the shape of metal mold
  • FIG. 3 is a sectional view showing an embodiment of the mold part of the present invention
  • FIG. 4 is a perspective view thereof.
  • a mold part 10 according to an embodiment of the present invention has a predetermined pattern on the surface on which the cermet layer 12 of the mold part material 100 shown in FIGS. 1 and 2 is formed. It can be obtained by processing at That is, as shown in FIG. 3 and FIG. 4, the mold part 10 has a convex portion in which the cermet layer 12 is formed on the surface along the longitudinal direction L on the surface on which the cermet layer 12 is formed, and a concave portion. And are formed alternately.
  • the mold part 10 is used for pressing and molding an object to be molded (for example, resin) by a convex portion on which a cermet layer 12 (shown in gray in FIG. 4) is formed.
  • the convex portion on which the cermet layer 12 is formed has a width approximately the same as the length d S of the metal base material 11 in the short direction S, specifically, a width of 2 to 5 mm, preferably 3 to 4 mm. Since it is set, it becomes possible to perform fine processing on the workpiece by this convex portion. That is, it becomes possible to form a fine recess.
  • the molded article is, for example, a resin obtained by mixing various raw material resins with additives such as glass fibers and flame retardants. Even in the case of a mixture or a resin that generates corrosive gas, wear and corrosion due to these are effectively suppressed. Therefore, according to the mold part 10, it is possible to perform fine processing on the molding object, and it is excellent in corrosion resistance and wear resistance. Therefore, productivity when molding the molding object is achieved. In addition, the life of the mold part 10 itself is long, so that the frequency of replacement repairs can be kept low, and the production cost can be effectively reduced. Therefore, the mold component 10 according to an embodiment of the present invention can be suitably used as various mold components used for fine processing such as core pins.
  • the cermet layer 12 formed on the metal base material 11 is the same as the mold part material 100 shown in FIGS. 1 and 2. It contains a Mo 2 FeB 2 type or Mo 2 NiB 2 type double boride having the same composition as the mold part material 100, and the thickness t is also the same. Further, the metal base material 11 constituting the mold part 10 is the same as the mold part material 100.
  • the depth of the concave portion of the mold part 10 (height of the convex portion on which the cermet layer 12 is formed) is not particularly limited, and may be set as appropriate according to the shape of the molded article. It is ⁇ 20 mm, preferably 5 to 10 mm.
  • the mold components of this invention are The present invention is not limited to such an embodiment, and any surface may be used as long as a pattern corresponding to the object to be molded is formed on the surface where the cermet layer 12 is formed.
  • the mold part 10 when the mold part 10 is obtained from the mold part material 100, the surface of the mold part material 100 on which the cermet layer 12 is formed is processed in a predetermined pattern.
  • milling processing, wire cut electric discharge machining, etc. are mentioned.
  • polishing may be performed by milling process, sculpting electric discharge process or the like.
  • the cermet layer is formed by overlay welding along the longitudinal direction L of the metal base material 11 on the one principal surface P of the metal base material 11 shown in FIG.
  • a build-up welding member having a cermet layer formed by build-up welding on the metal base material 11 is obtained, and in this embodiment, build-up welding thus obtained is obtained.
  • the member is a mold part material 100.
  • the overlay welding member thus obtained is used as the mold part material 100 will be described as an example.
  • the overlay welding member thus obtained is It is not limited to mold part materials, and can be used for applications other than mold part materials.
  • FIG. 5 is a perspective view showing an example of the metal base material 11 used for manufacturing the mold part material 100 as an example of the overlay welding member
  • FIG. 6 is an example of the overlay welding member.
  • It is a schematic sectional drawing which shows an example of the plasma build-up welding apparatus (PTA) used by manufacture of the material 100 for metal mold components.
  • PTA plasma build-up welding apparatus
  • the 6 includes a torch 20, a pilot arc power supply 30, and a plasma arc power supply 40.
  • the torch 20 includes a tungsten electrode 21, a first nozzle 22, and a second nozzle 23.
  • the torch 20 can be moved in the longitudinal direction L by a driving means (not shown).
  • the first nozzle 22 provided in the torch 20 is a nozzle for plasma arc convergence and powder feeding
  • the second nozzle 23 is a nozzle for shield gas.
  • a plasma gas passage 24 is formed between the tungsten electrode 21 and the first nozzle 22, and argon gas as a plasma gas is supplied from the plasma gas passage 24. Further, a powder supply gas passage 25 is formed in the first nozzle 22, and cermet powder for forming the cermet layer 12 is supplied from the powder supply gas passage 25 together with the carrier gas. It can be done.
  • a cermet sintered body for forming the cermet layer 12 in a powder form having a particle size of 53 to 150 ⁇ m can be used.
  • the pilot arc power source 30 is a power source for supplying electric power for generating a voltage between the tungsten electrode 21 and the metal base material 11.
  • the plasma arc power source 40 is a power source for controlling the voltage generated between the tungsten electrode 21 and the metal base material 11 to be stabilized.
  • mold part material 100 can be manufactured by the method described below using such a plasma overlay welding apparatus.
  • cermet powder for forming the cermet layer 12 is supplied from the powder supply gas passage 25 together with the carrier gas, and the tungsten electrode 21 and the metal matrix are supplied.
  • the cermet layer 12 is continuously formed along the longitudinal direction L by overlay welding while generating the plasma arc 50 between the materials 11 and moving the torch 20 in the longitudinal direction L of the metal base material 11.
  • the mold part material 100 is manufactured.
  • the cermet powder supplied from the powder supply gas passage 25 is indicated by a broken line.
  • the welded portion of the metal base material 11 is shielded by the shielding gas supplied from the shielding gas passage 26 formed between the first nozzle 22 and the second nozzle 23, Overlay welding is performed in a shielded state.
  • specific overlay welding conditions are set as follows. That is, first, in the width direction of the cermet layer 12 formed on the metal base material 11 by overlay welding, that is, in the short direction S (direction perpendicular to the traveling direction of the torch 20) of the metal base material 11 shown in FIG.
  • the cermet layer 12 is formed so that the width of the cermet layer 12 is in the range of 2 to 5 mm, preferably 3 to 4 mm.
  • the width of the cermet layer 12 to be formed is less than 2 mm, the metal base material 11 is greatly melted into the cermet layer 12 and the characteristics of the cermet layer 12 are deteriorated.
  • the obtained mold part material 100 is processed and used for a minute mold part application such as the mold part 10, or corrosion resistance and wear resistance are required.
  • a minute mold part application such as the mold part 10, or corrosion resistance and wear resistance are required.
  • the machining allowance increases, the machining time increases, and the production efficiency decreases.
  • the welding speed of overlay welding that is, the moving speed of the torch 20 in the longitudinal direction L of the metal base material 11 during overlay welding is preferably 10 to 20 cm / min, more preferably 10 to 15 cm / min. Minutes.
  • the welding speed is less than 10 cm / min, the penetration of the cermet and the metal base material increases, the hardness of the resulting cermet layer 12 decreases, and the wear resistance becomes insufficient.
  • the welding speed is higher than 20 cm / min, there arises a problem that the thickness of the cermet layer 12 becomes thin.
  • the irradiation energy density of the plasma arc 50 when performing overlay welding is preferably in the range of 8000 to 9700 W / cm 2 .
  • the irradiation energy density is less than 8000 W / cm 2 , the cermet powder is not sufficiently melted, so that the amount of cermet deposited on the metal base material is reduced, and the thickness of the resulting cermet layer 12 becomes too thin. It will be inferior to corrosion resistance and abrasion resistance.
  • the irradiation energy density exceeds 9700 W / cm 2 , the penetration of the cermet and the metal base material increases, the hardness of the obtained cermet layer 12 decreases, and the wear resistance becomes insufficient.
  • the irradiation energy density of the plasma arc 50 when performing overlay welding can be controlled by adjusting the current and voltage supplied from the pilot arc power supply 30.
  • the arc diameter (bead diameter) of the plasma arc 50 on the metal base material 11 when overlay welding is performed may be equal to or shorter than the length d S of the metal base material 11 on which overlay welding is performed. More specifically, it is in the range of the length d S or less in the lateral direction, preferably in the range of 2 to 5 mm, more preferably in the range of 3 to 4 mm.
  • the angle of the tip of the tungsten electrode 21 is preferably in the range of 60 to 90 °, more preferably 60 to 75. A method of setting in the range of ° can be mentioned.
  • the arc diameter (bead diameter) can be made fine as described above, and thereby the width of the cermet layer 12 formed by overlay welding. Can be as fine as 2 to 5 mm, preferably 3 to 4 mm. If the angle of the tip of the tungsten electrode 21 is too small, the arc diameter is diffused and the width of the cermet layer 12 is increased.
  • the obtained mold part material 100 is processed into the mold part 10.
  • machining allowance increases, machining time increases, and production efficiency decreases. End up.
  • the angle of the tip of the tungsten electrode 21 can be defined as the angle of the tip when the tip of the tungsten electrode 21 (portion where the plasma arc is generated) is projected.
  • the diameter of the tungsten electrode 21 (the diameter of the portion other than the tip portion) is not particularly limited, but is preferably 2 to 5 mm, more preferably 3 to 4 mm.
  • the plasma gas flow rate during overlay welding is preferably 1.0 to 2.0 L / min, and the carrier gas flow rate is preferably 1.5 to 4.0 L / min.
  • the gas flow rate is preferably 12 to 18 L / min.
  • the metal base material 11 when performing overlay welding, in order to prevent overheating of the metal base material 11, it is preferable to fix the metal base material 11 with a water-cooled copper plate and perform overlay welding while cooling. If cooling is not performed when overlay welding is performed, the penetration of the metal base material 11 into the cermet layer 12 may increase, and the characteristics of the cermet layer 12 may deteriorate.
  • the mold part material 100 shown in FIGS. 1 and 2 is manufactured.
  • the mold part material 100 is formed with the cermet layer 12 by overlay welding as described above, the cermet layer 12 and the metal base material 11 are affected by the influence of heat during the overlay welding.
  • a weld diffusion layer composed of a metal base material and cermet is formed between them. The thickness of such a weld diffusion layer is usually 1 to 30 ⁇ m, preferably 10 to 20 ⁇ m.
  • the cermet layer is formed by overlay welding along the longitudinal direction L of the metal base material 11 on one main surface P of the metal base material 11 shown in FIG.
  • a build-up welding member is obtained by forming it and used as a mold part material 100
  • such a build-up welding member is not particularly limited to the mold part material 100. .
  • the width of the cermet layer 12 in the short direction is 2 to 5 mm. Even when it is fine, a cermet layer can be formed by overlay welding. Therefore, according to the present invention, the overlay welding member thus obtained, and the mold part material 100 as an example of the overlay welding member, can be applied to various raw material resins as in the mold part 10 described above. Corrosive gas is generated from the raw material resin by heating during molding, such as a resin mixture made by mixing fillers such as glass fiber, or good wear resistance is required for the filler contained in the resin mixture. It can use suitably for the metal mold
  • the width of the cermet layer 12 is as fine as 2 to 5 mm, a cermet layer by overlay welding can be satisfactorily formed.
  • the overlay welding member obtained in this way, and the mold part material 100 as an example of the overlay welding member, as in the above-described mold part 10, are places where corrosion resistance and wear resistance are required.
  • the cermet layer 12 of the mold part material 100 as an example of the build-up welding member obtained in this way was formed, for example, in a predetermined pattern by milling, wire cut electric discharge machining, or the like. According to one embodiment of the present invention as shown in FIGS. 3 and 4, polishing is performed on the surface of the cermet layer 12 in order to perform processing and planarize the surface of the cermet layer 12 as necessary.
  • a mold part 10 can be obtained.
  • the metal base material 11 together with the cermet layer 12 may be used. It is good also as a structure which excises.
  • a weld diffusion layer composed of a metal base material and a cermet is usually 1-30 ⁇ m between the cermet layer 12 and the metal base material 11.
  • the thickness is preferably 10 to 20 ⁇ m.
  • the width is 2 along the short direction (direction perpendicular to the welding direction) of the cermet layer 12.
  • the mold part material 100 and the mold part 10 having the fine cermet layer 12 having a thickness of ⁇ 5 mm, preferably 3 to 4 mm can be appropriately manufactured.
  • TIG welding is performed other than the method using a plasma build-up welding apparatus. The same applies to the case of using a device to perform.
  • the length d S in the short direction S is the same as the width of the cermet layer 12 formed on the metal base material 11 as the metal base material 11 for constituting the mold part material 100.
  • the length d S in the short direction S is the width of the cermet layer 12 formed on the metal base material 11. (That is, 2 to 5 mm, preferably 3 to 4 mm), and a cermet layer having a width of 2 to 5 mm, preferably 3 to 4 mm, is formed on a part of the surface on which the cermet layer 12 is formed. 12 may be formed. Then, with respect to the mold part material 100a shown in FIG.
  • the surface of the mold part material 100a on which the cermet layer 12 is formed is processed in a predetermined pattern by, for example, milling or wire cut electric discharge machining.
  • a mold part 10a as shown in FIG. 8 can be obtained.
  • a plurality of cermet layers 12 are formed with a width of 2 to 5 mm, preferably a width of 3 to 4 mm, along the longitudinal direction L of the metal base material 11.
  • a plurality of mold parts 10 as shown in FIG. 4 can be obtained, for example, by performing processing according to the above-described method on the obtained plurality of mold part materials 100c.
  • Example 1 The raw material powder was blended so that the blending composition would be B: 5% by weight, Mo: 44.4% by weight, Cr: 5% by weight, Fe: remainder, and the raw material powder was wet-ground by a ball mill. Next, the wet pulverized powder is granulated by a stirring granulation method, and the obtained granulated powder is held at 1100 ° C. for 0.5 hour, and then classified to obtain a Mo 2 FeB 2 type double boride. A cermet powder for build-up welding in which the content ratio of the hard phase contained was 62.3% by weight and the balance was an Fe-based alloy was obtained.
  • a sample of the mold part material 100 shown in Fig. 6 was obtained, and various conditions when using the plasma overlay welding apparatus shown in Fig. 6 were as follows.
  • Angle of tip of tungsten electrode 21 60 ° Diameter of tungsten electrode 21: 4 mm Welding speed (moving speed of torch 20): 10 cm / min Current of pilot arc power supply 30: 20A Pilot arc power supply 30 voltage: 24.2V Power of pilot arc power supply 30: 484W Plasma arc diameter on metal base 11: 2.7 mm Plasma arc area on metal matrix 11: 0.057 cm 2 Plasma arc irradiation energy density: 8453 W / cm 2 Shielding gas flow rate: 14 L / min Carrier gas flow rate: 3 L / min Plasma gas flow rate: 1.5 L / min Note that the plasma arc diameter was measured by measuring the bead diameter. The plasma arc area was regarded as the plasma arc area by measuring the bead area.
  • the thickness of the cermet layer 12 and the diffusion joining layer (welding diffusion layer) formed, and the Rockwell hardness (HRA) of the cermet layer 12 was measured.
  • the thicknesses of the cermet layer 12 and the diffusion bonding layer were measured by observing a cross section with a scanning electron microscope (SEM) after cutting the sample. Further, the Vickers hardness of the cermet layer 12 was measured using a Vickers hardness meter (indenter: 120 ° diamond conical indenter) under the condition of a load of 100 g ⁇ f, and the obtained result was converted to Rockwell hardness (HRA). . The results are shown in Table 1.
  • Example 2 When performing overlay welding, the current, voltage, and power of the pilot arc power supply 30 are changed as shown in Table 1, and the plasma arc diameter, plasma arc area, and plasma arc irradiation energy density are changed as shown in Table 1. A sample of the mold part material 100 was obtained in the same manner as in Example 1 except that the evaluation was performed in the same manner. The results are shown in Table 1.
  • Example 3 As the tungsten electrode 21 used for overlay welding, a tungsten electrode having a tip angle of 90 ° is used. As shown in Table 1, the current, voltage and power of the pilot arc power source 30 when overlay welding is performed. The sample of the mold part material 100 was obtained in the same manner as in Example 1 except that the plasma arc diameter, the plasma arc area, and the irradiation energy density of the plasma arc were changed as shown in Table 1, Evaluation was performed in the same manner. The results are shown in Table 1.
  • Example 4 A sample of the mold part material 100 was obtained and evaluated in the same manner as in Example 2 except that the welding speed (moving speed of the torch 20) was changed from 10 cm / min to 18 cm / min. The results are shown in Table 1.
  • Reference Examples 2 to 4 the welding speed at the time of overlay welding was set to 6 cm / min, and the current, voltage, and power of the pilot arc power source 30 were changed as shown in Table 1, respectively.
  • a sample of the mold part material 100 was obtained and evaluated in the same manner as in Example 1 except that the plasma arc area and the plasma arc irradiation energy density were changed as shown in Table 1. . The results are shown in Table 1.
  • the width of the cermet layer is as fine as 2 to 5 mm, and the conditions during overlay welding are set at a welding speed of 10 to 20 cm / min.
  • the obtained cermet layer has a sufficient thickness and high hardness, and Rockwell hardness. (HRA) was high, and the wear resistance was excellent.
  • the cermet layers formed in Examples 1 to 4 include hard phase particles made of Mo 2 FeB 2 , in addition to wear resistance, the corrosion resistance inherent in Mo 2 FeB 2 as a double boride and It was also excellent in heat resistance.
  • Example 1 ⁇ Corrosion resistance test / Abrasion resistance test> Next, the sample of the mold part material 100 obtained in Example 1 was subjected to a corrosion resistance test and an abrasion resistance test by the method described below.
  • the weight loss after immersion for 10 hours was measured to determine the weight loss per unit area and unit time, and this was defined as corrosion weight loss (unit: mg / (mm 2 ⁇ h).
  • the results are shown in FIG.
  • the same measurement was performed for a steel material sample (KPS6) not subjected to overlay welding and a sample obtained by performing Cr plating on the steel material (plating conditions: JIS H8615 EP / ICr10 / 1LH). These results are also shown in Fig. 11.
  • Te is the only surface of the Cr plating layer, 10% phosphoric acid aqueous solution, by immersion in a 10% aqueous solution of hydrochloric acid and 50% sulfuric acid aqueous solution, was subjected to the above evaluation.
  • the wear resistance test was performed by performing a sliding wear test on the sample of the mold part material 100 obtained in Example 1 using an Ogoshi type wear tester and measuring the amount of wear.
  • the sliding wear test was performed with a final load of 19.8 kgf, a sliding distance of 20 m, a sliding speed of 0.2 m / s, 0.45 m / s, 0.9 m / s, and 2.28 m / s. And 4.21 m / s.
  • the results are shown in FIG.
  • a steel material sample (KPS6) not subjected to overlay welding and a sample obtained by subjecting the steel material to Cr plating were measured in the same manner. The results are also shown in FIG.
  • the sample of the mold part material 100 of the present invention is extremely excellent in corrosion resistance and wear resistance.
  • the sample of the mold part material 100 of the present invention has high corrosion resistance against phosphoric acid in addition to hydrochloric acid and sulfuric acid, and therefore, for example, even when a resin containing a phosphorus atom is used, the sample is generated from the resin. It is recognized that it is possible to achieve excellent corrosion resistance against possible phosphoric acid.
  • the mold parts obtained by processing the sample of the mold part material 100 are also extremely excellent in corrosion resistance and wear resistance.

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Abstract

　ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層が形成されてなる金型部品であって、前記サーメット層が、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で、前記金属母材上に形成されており、前記サーメット層が、被成形物に応じたパターンを有していることを特徴とする金型部品を提供する。

Description

金型部品および金型部品用材料、ならびにこれらの製造方法
　本発明は、金型部品および金型部品用材料、ならびにこれらの製造方法に関する。
　各種原料樹脂にグラスファイバーなどのフィラーや難燃材などの添加物を混合してなる樹脂混合物を原料として、金型を用いた射出成形や押出成形により所望形状の成形品を製造する技術が知られている。このような技術においては、原料樹脂や添加物の種類によっては、成形時の加熱により、フッ素ガスや塩素ガス、硫化ガス、リン酸ガスなどの腐食性のガスが発生する場合があり、そのため、成形に用いられる金型や、コアピンなどの金型部品が腐食摩耗してしまうという課題がある。
　特に、このような金型や金型部品用の部材としては、部品寿命の長期化の要求に対応するために、高硬度の焼入鋼が一般的に用いられているが、焼入鋼は耐食性が低く、そのため、腐食性のガスによる腐食の進行を抑制できないものであった。
　これに対して、たとえば、特許文献１に記載されているように、鋼材表面にＰＶＤやＣＶＤなどによりセラミックスコーティング等の表面処理を施すことにより、耐食性の改善が試みられている。
特開平５－１９５１９９号公報
　しかしながら、上述した特許文献１の方法では、形成される皮膜は、厚みが薄く、また、緻密性が低いものであるため、耐食性の改善効果が低いという課題があった。これに対し、金型部品自体をセラミックス焼結体で構成する方法や、拡散接合やロウ付けにより鋼材表面にセラミックス焼結体を接合する方法なども考えられるが、たとえば、金型部品自体をセラミックス焼結体で構成する方法では、加工時間が長く、加工中や金型部品として実際に使用した際に、割れが発生したり、折損してしまうという不具合が生じてしまう。また、拡散接合やロウ付けにより鋼材表面にセラミックス焼結体を接合する方法では、接合時の加熱による熱膨張差により、セラミックス焼結体に割れが発生してしまうという不具合が生じてしまう。
　本発明は、このような実状に鑑みてなされ、その目的は、耐食性および耐摩耗性が必要とされる箇所における、耐食性および耐摩耗性が向上された金型部品およびその製造方法、ならびに、このような金型部品を製造するために用いる金型部品用材料およびその製造方法を提供することにある。また、本発明は、耐食性および耐摩耗性が必要とされる箇所に、耐食性および耐摩耗性に優れたサーメット層を良好に形成可能な肉盛溶接部材の製造方法を提供することも目的とする。
　本発明者等は、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、厚み１～５ｍｍで、しかも、２～５ｍｍの幅で形成することにより、上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成させるに至った。
　すなわち、本発明によれば、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層が形成されてなる金型部品であって、前記サーメット層が、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で、前記金属母材上に形成されており、前記サーメット層が、被成形物に応じたパターンを有していることを特徴とする金型部品が提供される。
　あるいは、本発明によれば、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層が形成されてなる金型部品用材料であって、前記サーメット層が、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で、前記金属母材上に形成されていることを特徴とする金型部品用材料が提供される。
　本発明の金型部品および金型部品用材料において、前記サーメット層が、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｆｅ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることが好ましい。
　本発明の金型部品および金型部品用材料において、前記サーメット層が、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｎｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることが好ましい。
　本発明の金型部品および金型部品用材料は、前記サーメット層と、前記金属母材との間に、溶接拡散層を備えることが好ましく、前記溶接拡散層の厚みが、１～３０μｍであることがより好ましい。
　また、本発明によれば、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、２～５ｍｍの幅で形成する工程と、前記サーメット層のうち、少なくとも一部を切除し、前記サーメット層を被成形物に応じたパターン状に加工する工程と、を備えることを特徴とする金型部品の製造方法が提供される。
　さらに、本発明によれば、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、２～５ｍｍの幅で形成する工程を備えることを特徴とする金型部品用材料の製造方法が提供される。
　本発明における金型部品の製造方法および金型部品用材料の製造方法において、前記サーメット層を、前記金属母材の長手方向に沿って、溶接速度１０～２０ｃｍ／分、照射エネルギー密度８０００～９７００Ｗ／ｃｍ２の条件にて肉盛溶接することにより、前記金属母材上に形成することが好ましい。
　加えて、本発明によれば、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、肉盛溶接にて、２～５ｍｍの幅で金属母材上に、前記金属母材の長手方向に沿って連続的に形成する肉盛溶接部材の製造方法であって、前記サーメット層を、前記金属母材の長手方向における、前記肉盛溶接の溶接速度１０～２０ｃｍ／分、前記肉盛溶接の照射エネルギー密度８０００～９７００Ｗ／ｃｍ２の条件にて形成することを特徴とする肉盛溶接部材の製造方法が提供される。
　本発明の肉盛溶接部材の製造方法において、前記金属母材として、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材を使用することが好ましい。
　本発明の製造方法において、前記肉盛溶接のプラズマアーク径を、前記金属母材の被形成面の短手方向の長さ以下とすることが好ましい。
　本発明の製造方法において、前記サーメット層が、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｆｅ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることが好ましい。
　本発明の製造方法において、前記サーメット層が、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｎｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることが好ましい。
　本発明の製造方法において、前記金属母材として、被溶接面の短手方向の長さが２～５ｍｍであるものを使用することが好ましい。
　本発明の製造方法において、前記サーメット層と、前記金属母材との間に形成される溶接拡散層の厚みが、１～３０μｍであることが好ましい。
　本発明によれば、耐食性および耐摩耗性が必要とされる箇所における、耐食性および耐摩耗性が向上された金型部品を提供することができる。特に、本発明によれば、幅２～５ｍｍと比較的微細な幅で耐食性および耐摩耗性に優れたサーメット層が形成されてなるものであるため、耐食性・耐摩耗性が要求される箇所が、比較的微細なものであっても、耐食性・耐摩耗性を適切に発揮することができる。そのため、本発明によれば、耐食性・耐摩耗性が要求される箇所が、比較的微細な範囲とされる用途、特に、金型部品のうち耐食性・耐摩耗性が要求される微小部分、あるいは、コアピン等の微小な金型部品などのそれ自体が耐食性・耐摩耗性が要求される部品などに好適に用いることができる。また、耐食性・耐摩耗性が必要とされる箇所が微細なものである場合に、必要とされる微細な箇所に適切にサーメット層を形成してなるものであるため、必要以上にサーメット層を形成する必要がなくなるため、サーメット層の形成に要するコストを低減することができる。
図１は、本発明の金型部品の製造に用いられる金型部品用材料の一実施形態を示す断面図である。 図２は、本発明の金型部品の製造に用いられる金型部品用材料の一実施形態を示す斜視図である。 図３は、本発明の金型部品の一実施形態を示す断面図である。 図４は、本発明の金型部品の一実施形態を示す斜視図である。 図５は、本発明の肉盛溶接部材の製造方法に用いる金属母材１１の一例を示す斜視図である。 図６は、本発明の製造方法に用いられるプラズマ肉盛溶接装置（ＰＴＡ）の一例を示す図である。 図７は、本発明の金型部品の製造に用いられる金型部品用材料の他の実施形態を示す斜視図である。 図８は、図７に示す金型部品用材料を用いて得られる金型部品の一実施形態を示す斜視図である。 図９は、本発明の金型部品の製造に用いられる金型部品用材料の他の実施形態を示す斜視図である。 図１０は、図９に示す金型部品用材料を用いて得られる金型部品用材料の一実施形態を示す斜視図である。 図１１は、実施例における耐食性試験の試験結果を示すグラフである。 図１２は、実施例における耐摩耗性試験の試験結果を示すグラフである。
　まず、本発明の金型部品について説明する前に、本発明の金型部品の製造に用いられる金型部品用材料について説明する。
　図１は、本発明の金型部品の製造に用いられる金型部品用材料の一実施形態を示す断面図であり、図２は、その斜視図である。図１、図２に示すように、本発明の一実施形態に係る金型部品用材料１００は、後述するように、金属母材１１の少なくとも一つの表面に、金属母材１１の長手方向Ｌ（図２参照）に沿って、肉盛溶接により形成されたサーメット層１２を備えるものである。サーメット層１２（図２中においては、灰色で示した。）は、金属母材１１に耐食性・耐摩耗性を付与するための層であり、そのため、耐食性・耐摩耗性が要求される部分や、耐食性・耐摩耗性が要求される部品に形成されることとなる。ここで、図２に示す例においては、金属母材１１として、サーメット層１２を形成するための面における短手方向Ｓの長さｄＳが２～５ｍｍ、好ましくは３～４ｍｍと微細なものを用い、サーメット層１２を短手方向Ｓの長さｄＳと同じか、長さｄＳ以下とするため、金型部品用材料１００は、このように微小であり、かつ、耐食性・耐摩耗性が要求される金型部品、たとえば、精密加工用のコアピン等の金型部品を製造するために用いることができるものである。
　金属母材１１上に形成するサーメット層１２としては、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むものである。
　Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含むサーメット層としては、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相を３５～９５重量％の割合で含有し、残部が、Ｆｅ基合金からなる結合相で構成されるものが好ましい。硬質相の含有割合を上記範囲とすることにより、サーメット層を形成することによる、耐食性および耐摩耗性の向上効果を適切に発揮させることができる。また、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含むサーメット層には、Ｗ，Ｃｒ，Ｎｉ，ＭｎおよびＳｉから選択される１種または２種以上が含有されていてもよい。
　あるいは、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層としては、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含む硬質相を３５～９５重量％の割合で含有し、残部が、Ｎｉ基合金からなる結合相で構成されるものが好ましい。硬質相の含有割合を上記範囲とすることにより、サーメット層を形成することによる、耐食性および耐摩耗性の向上効果を適切に発揮させることができる。また、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層には、Ｗ，Ｃｒ，Ｖ，ＭｎおよびＳｉから選択される１種または２種以上が含有されていてもよい。
　サーメット層１２の具体的な組成としては、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含むものである場合には、Ｂ：４．２～６．５重量％、Ｍｏ：３５～５５重量％、Ｃｒ：０．５～２５．０重量％、Ｎｉ：０～１５重量％、Ｆｅ：残部であることが好ましい。また、これらに加えて、Ｗ、Ｃｏなど他の元素を含有していてもよい。
　Ｆｅ（鉄）は、Ｂ，Ｍｏとともに、硬質相粒子となる複硼化物を形成するための元素であるとともに、結合相の主成分を構成する。Ｆｅ含有量が１０重量％未満の場合は、十分な液相が出現せず緻密な焼結体が得られず、強度の低下を招く。なお、Ｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｉ等のＦｅ以外の元素の合計量が９０重量％を越えてしまい、Ｆｅを１０重量％含有できない場合には、いうまでもなく、各元素の許容される重量％の範囲内において、その量を減じて、残部に１０重量％以上のＦｅを確保する。一方、多すぎると、耐摩耗性および耐食性が低下するおそれがある。
　Ｎｉ（ニッケル）およびＣｒ（クロム）は、いずれも本発明のサーメット層の耐食性および耐酸化性を向上させる効果を示す。また、ＮｉとＣｒを組み合わせて使用（複合含有）することで、結合相をマルテンサイト、フェライト、オーステナイトおよびこれらの混相組織に任意に制御することにより、機械的特性および耐摩耗性を低減することなく、用途に応じた耐食性、耐熱性および非磁性化の付与が可能である。
　あるいは、サーメット層１２が、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むものである場合には、その組成は、Ｂ：４．２～６．５重量％、Ｍｏ：３５～５５重量％、Ｃｒ：７．５～１５重量％、Ｖ：０．１～１０重量％、Ｎｉ：残部であることが好ましい。また、これらに加えて、Ｗ、Ｃｏなど他の元素を含有していてもよい。
　Ｎｉは、ＢおよびＭｏ同様に、複硼化物を形成するために必要な元素である。また、結合相を構成する主な元素であり、優れた耐食性に寄与する。Ｎｉ含有量が１０重量％未満の場合は、十分な液相が出現せず緻密な焼結体が得られず、強度の低下を招く。なお、Ｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ等のＮｉ以外の元素の合計量が９０重量％を越えてしまい、Ｎｉを１０重量％含有できない場合には、いうまでもなく、各元素の許容される重量％の範囲内において、その量を減じて、残部に１０重量％以上のＮｉを確保する。
　Ｃｒは、複硼化物中のＮｉと置換固溶し、複硼化物の結晶構造を正方晶に安定化させる効果を有する。また添加したＣｒは、結合相中にも固溶し、サーメットの耐食性、耐摩耗性、高温特性、および機械的特性を大幅に向上させる。Ｃｒ含有量が多くなりすぎると、Ｃｒ5 Ｂ3 などの硼化物を形成し、強度が低下する。
　また、Ｖ（バナジウム）は、硬質相粒子となる複硼化物中のＮｉと置換固溶し、複硼化物の結晶構造を正方晶に安定化させる効果を有する。また、Ｖの一部は、結合相中にも固溶し、これにより耐食性、耐摩耗性、高温特性、および機械的特性を向上させる効果を有する。Ｖの含有量が少なすぎると、Ｖの添加効果が得難くなり、一方、多すぎると、ＶＢなどの硼化物を形成してしまい、機械的強度が低下してしまう。
　なお、サーメット層１２の厚みｔは、耐食性・耐摩耗性の観点より、好ましくは１～５ｍｍであり、より好ましくは３～４ｍｍである。サーメット層１２の厚みｔが薄すぎると、サーメット層１２を形成することによる耐食性および耐摩耗性の改善効果が小さくなり、一方、５ｍｍを超えて厚くする場合には、肉盛溶接時に入熱量が大きくなってしまい、金属母材１１が変形してしまうという問題や、サーメット層１２中において硬質相が粒成長してしまい、これにより硬度低下が引き起こされ、耐摩耗性に劣るものとなってしまうという問題がある。
　また、金属母材１１としては、各種金属材料を用いることができるが、ロックウェル硬度が好ましくはＨＲＣ４５以上、より好ましくはＨＲＣ５２以上の金属材料を用いる。ロックウェル硬度が低すぎると、肉盛溶接部材１０を各種用途に用いた場合に、使用中に、部材の曲がりや屈曲が発生してしまう場合がある。また、金属母材１１のサーメット層１２を形成するための面における短手方向Ｓの長さｄＳ（図２参照）は、上述したように、好ましくは２～５ｍｍ、より好ましくは３～４ｍｍである。一方、長手方向Ｌの長さｄＬ（図２参照）は、特に限定されず、金型部品およびこれを用いて製造する成形品の形状に応じて適宜設定すればよい。
　そして、本発明の金型部品は、このような金型部品用材料１００を用いて得られるものである。
　ここで、図３は、本発明の金型部品の一実施形態を示す断面図であり、図４は、その斜視図である。図３、図４に示すように、本発明の一実施形態に係る金型部品１０は、図１、図２に示す金型部品用材料１００のサーメット層１２が形成された面について、所定パターンにて加工を行なうことにより得られるものである。すなわち、金型部品１０は、図３、図４に示すように、サーメット層１２が形成された面において、長手方向Ｌに沿って、その表面にサーメット層１２が形成された凸部と、凹部とが交互に形成されてなるものである。
　そして、金型部品１０は、サーメット層１２（図４中においては、灰色で示した。）が形成された凸部により、被成形物（たとえば、樹脂）を押圧し成形するために用いられるものであり、サーメット層１２が形成された凸部は、金属母材１１の短手方向Ｓの長さｄＳと同程度の幅、具体的には、幅２～５ｍｍ、好ましくは３～４ｍｍに設定されるため、この凸部により、被成形物に対し微細な加工を施すことが可能となる。すなわち、微細な凹部を形成することが可能となる。加えて、サーメット層１２は、耐食性および耐摩耗性に優れるものであるため、被成形物が、たとえば、各種原料樹脂にグラスファイバーなどのフィラーや難燃材などの添加物を混合してなる樹脂混合物である場合や、腐食性のガスを発生する樹脂である場合であっても、これらによる摩耗や腐食が有効に抑制されたものである。そのため、金型部品１０によれば、被成形物に対し微細な加工を施すことが可能であり、しかも、耐食性・耐摩耗性に優れるものであるため、被成形物を成形する際における生産性を著しく向上させることができ、しかも、金型部品１０自体の寿命が長く、そのため、交換補修を行なう頻度を低く抑えることができるため、生産コストを効果的に低減することができる。そのため、本発明の一実施形態に係る金型部品１０は、コアピンなどの微細加工に用いられる各種金型部品として好適に用いることができる。
　なお、本発明の一実施形態に係る金型部品１０においても、金属母材１１上に形成されるサーメット層１２としては、図１、図２に示す金型部品用材料１００と同様に、金型部品用材料１００と同様の組成のＭｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むものとなり、また、その厚みｔも同様となる。さらに、金型部品１０を構成する金属母材１１としても、金型部品用材料１００と同様のものである。
　また、金型部品１０の凹部の深さ（サーメット層１２が形成された凸部の高さ）は、特に限定されず、被成形物の形状に応じて適宜設定すればよいが、通常、１～２０ｍｍ、好ましくは５～１０ｍｍである。
　また、本実施形態では、図３、図４に示すように、長手方向Ｌに沿って、凸部と、凹部とが交互に形成されてなる態様を例示したが、本発明の金型部品は、このような態様に限定されず、サーメット層１２が形成された面に、被成形物に応じたパターンが形成されたものであれば何でもよい。
　さらに、本発明において、金型部品用材料１００から金型部品１０を得る際に、金型部品用材料１００のサーメット層１２が形成された面について、所定パターンにて加工を行なう方法としては、特に限定されないが、たとえば、ミーリング加工や、ワイヤーカット放電加工などが挙げられる。また、金型部品用材料１００から金型部品１０を得る際には、サーメット層１２の表面を平坦化するために、ミーリング加工や、形彫放電加工などにより、研磨を行なってもよい。
　次いで、図１、図２に示す本発明の一実施形態に係る金型部品用材料１００について説明する。本実施形態においては、肉盛溶接装置を用いて、図５に示す金属母材１１の一主面Ｐ上に、金属母材１１の長手方向Ｌに沿って、肉盛溶接により、サーメット層を形成することで、金属母材１１上に、肉盛溶接により形成されたサーメット層を有する肉盛溶接部材を得るものであり、そして、本実施形態では、このようにして得られた肉盛溶接部材を金型部品用材料１００とするものである。なお、以下の説明においては、このようにして得られる肉盛溶接部材を、金型部品用材料１００として用いる場合を例示して説明するが、このようにして得られる肉盛溶接部材は、金型部品用材料に限定されるものではなく、金型部品用材料以外の用途にも用いることができる。ここで、図５は、肉盛溶接部材の一例としての金型部品用材料１００の製造に用いる金属母材１１の一例を示す斜視図であり、図６は、肉盛溶接部材の一例としての金型部品用材料１００の製造で用いるプラズマ肉盛溶接装置（ＰＴＡ）の一例を示す概略断面図である。
　図６に示すプラズマ肉盛溶接装置は、トーチ２０と、パイロットアーク電源３０と、プラズマアーク電源４０とを備えている。トーチ２０は、タングステン電極２１と、第１ノズル２２と、第２ノズル２３とを備えており、トーチ２０は、図示しない駆動手段により、長手方向Ｌに移動可能となっている。なお、トーチ２０に備えられている第１ノズル２２は、プラズマアーク収束用および粉体送給用のノズルであり、また、第２ノズル２３はシールドガス用のノズルである。
　タングステン電極２１と第１ノズル２２との間には、プラズマ用ガス通路２４が形成されており、このプラズマ用ガス通路２４から、プラズマ用ガスとしてのアルゴンガスが供給されるようになっている。また、第１ノズル２２内には、粉体供給用ガス通路２５が形成されており、この粉体供給用ガス通路２５から、キャリアガスと共に、サーメット層１２を形成するためのサーメット粉体を供給できようになっている。なお、サーメット粉体としては、サーメット層１２を形成するためのサーメット焼結体を粒径５３～１５０μｍの粉末状としたものなどを用いることができる。
　パイロットアーク電源３０は、タングステン電極２１と金属母材１１との間に電圧を発生させるための電力を供給するための電源である。また、プラズマアーク電源４０は、タングステン電極２１と金属母材１１との間に発生させた電圧を安定させるために制御するための電源である。
　そして、金型部品用材料１００は、このようなプラズマ肉盛溶接装置を用いて、以下に説明する方法によって製造することができる。
　すなわち、プラズマ用ガス通路２４から、アルゴンガスを供給しつつ、粉体供給用ガス通路２５から、キャリアガスと共に、サーメット層１２を形成するためのサーメット粉体を供給し、タングステン電極２１と金属母材１１との間でプラズマアーク５０を発生させ、トーチ２０を金属母材１１の長手方向Ｌに移動させながら、肉盛溶接によってサーメット層１２を長手方向Ｌに沿って連続的に形成していくことにより、金型部品用材料１００は製造される。なお、図６中においては、粉体供給用ガス通路２５から供給されるサーメット粉体を破線で示した。また、この際において、金属母材１１における溶接部分は、第１ノズル２２と第２ノズル２３の間に形成されたシールドガス用通路２６から供給されるシールドガスにより、シールドされた状態とされ、シールドされた状態にて肉盛溶接が行なわれることとなる。
　なお、本発明においては、具体的な肉盛溶接条件を以下のように設定する。すなわち、まず、肉盛溶接を行ない金属母材１１上に形成するサーメット層１２の幅、すなわち、図５に示す金属母材１１の短手方向Ｓ（トーチ２０の進行方向と垂直な方向）におけるサーメット層１２の幅が、２～５ｍｍ、好ましくは３～４ｍｍの範囲となるように、サーメット層１２を形成する。形成するサーメット層１２の幅を２ｍｍ未満とすると、サーメット層１２への金属母材１１の溶け込みが大きくなり、サーメット層１２の特性が低下してしまう。一方、サーメット層１２の幅を５ｍｍ超とすると、得られる金型部品用材料１００を加工し、金型部品１０のような微小な金型部品用途に用いる場合や、耐食性・耐摩耗性が要求される微小部分に用いる場合に、加工取代が大きくなってしまい、加工時間が増大し、生産効率が低下してしまう。
　また、肉盛溶接の溶接速度、すなわち、肉盛溶接を行なう際の金属母材１１の長手方向Ｌにおける、トーチ２０の移動速度は、好ましくは１０～２０ｃｍ／分、より好ましくは１０～1５ｃｍ／分とする。溶接速度を１０ｃｍ／分未満とすると、サーメットと金属母材との溶け込みが大きくなり、得られるサーメット層１２の硬度が低下し、耐摩耗性が不十分となってしまう。一方、溶接速度を２０ｃｍ／分超とすると、サーメット層１２の厚みが薄くなるという不具合が生じてしまう。
　また、肉盛溶接を行なう際におけるプラズマアーク５０の照射エネルギー密度は、好ましくは８０００～９７００Ｗ／ｃｍ２の範囲とする。照射エネルギー密度が８０００Ｗ／ｃｍ２未満であると、サーメット粉体が十分に溶融しないためにサーメットの金属母材への溶着量が減少し、得られるサーメット層１２の厚みが薄くなりすぎてしまい、耐食性および耐摩耗性に劣るものとなってしまう。一方、照射エネルギー密度が９７００Ｗ／ｃｍ２を超えると、サーメットと金属母材との溶け込みが大きくなり、得られるサーメット層１２の硬度が低下し、耐摩耗性が不十分となってしまう。なお、肉盛溶接を行なう際におけるプラズマアーク５０の照射エネルギー密度は、パイロットアーク電源３０により供給する電流および電圧を調整することにより、制御することができる。
　また、肉盛溶接を行なう際におけるプラズマアーク５０の金属母材１１上におけるアーク径（ビード径）を、肉盛溶接を行なう金属母材１１の短手方向の長さｄＳ以下とすることが好ましく、具体的には、短手方向の長さｄＳ以下の範囲であり、かつ、２～５ｍｍの範囲とすることが好ましく、３～４ｍｍの範囲とすることがより好ましい。
　なお、プラズマアーク５０の金属母材１１上におけるアーク径（ビード径）を上記範囲とする方法としては、タングステン電極２１の先端の角度を好ましくは６０～９０°の範囲、より好ましくは６０～７５°の範囲に設定する方法が挙げられる。タングステン電極２１の先端の角度を上記範囲とすることにより、アーク径（ビード径）を上記したように微細なものとすることができ、これにより、肉盛溶接により形成されるサーメット層１２の幅を、２～５ｍｍ、好ましくは３～４ｍｍと微細なものとすることが可能となる。タングステン電極２１の先端の角度が小さ過ぎると、アーク径が拡散してしまい、サーメット層１２の幅が大きくなり、結果として、得られる金型部品用材料１００を加工し、金型部品１０とする場合のような微小な金型部品用途に用いる場合や、耐食性・耐摩耗性が要求される微小部分に用いる場合に、加工取代が大きくなってしまい、加工時間が増大し、生産効率が低下してしまう。一方、タングステン電極２１の先端の角度が大き過ぎると、アーク径が収束してしまい、金属母材１１に与えられる熱量が大きくなってしまい、サーメット層１２への金属母材１１の溶け込みが大きくなり、サーメット層１２の特性が低下してしまう場合がある。なお、タングステン電極２１の先端の角度は、タングステン電極２１の先端部分（プラズマアークが発生する部分）を、投影した場合における先端部分の角度と定義することができる。なお、タングステン電極２１の直径（先端部分以外の部分の直径）は、特に限定されないが、好ましくは２～５ｍｍ、より好ましくは３～４ｍｍである。
　また、肉盛溶接を行なう際における、プラズマガスの流量は、好ましくは１．０～２．０Ｌ／分であり、キャリアガス流量は、好ましくは１．５～４．０Ｌ／分であり、シールドガスの流量は、好ましくは１２～１８Ｌ／分である。
　さらに、肉盛溶接を行なう際には、金属母材１１の過熱を防止するために、金属母材１１を水冷式の銅板で固定し、冷却しながら、肉盛溶接を行なうことが好ましい。肉盛溶接を行なう際に冷却を行なわない場合には、サーメット層１２への金属母材１１の溶け込みが大きくなり、サーメット層１２の特性が低下してしまう場合がある。
　以上のようにして、図１、図２に示す金型部品用材料１００が製造される。なお、金型部品用材料１００は、上述したように、肉盛溶接によりサーメット層１２が形成されるものであるため、肉盛溶接時の熱の影響により、サーメット層１２と金属母材１１との間には、通常、金属母材とサーメットからなる溶接拡散層が形成されることとなる。このような溶接拡散層の厚みは、通常、１～３０μｍであり、好ましくは１０～２０μｍである。
　なお、上記においては、肉盛溶接装置を用いて、図５に示す金属母材１１の一主面Ｐ上に、金属母材１１の長手方向Ｌに沿って、肉盛溶接により、サーメット層を形成することにより肉盛溶接部材を得て、これを金型部品用材料１００とする例を示したが、このような肉盛溶接部材は金型部品用材料１００に特に限定されるものではない。
　本発明によれば、上述した製造方法により、金属母材１１上にサーメット層１２を形成するものであるため、サーメット層１２の短手方向（溶接方向と垂直な方向）の幅を２～５ｍｍと微細なものとした場合でも、良好に肉盛溶接によるサーメット層を形成することができる。そのため、本発明によれば、このようにして得られる肉盛溶接部材、および肉盛溶接部材の一例としての金型部品用材料１００は、上述した金型部品１０のように、各種原料樹脂にグラスファイバーなどのフィラーを混合してなる樹脂混合物など、成形時の加熱により原料樹脂から腐食性のガスが発生したり、あるいは樹脂混合物に含有されるフィラーに対して良好な耐摩耗性が要求されるような樹脂成形用の金型用途に好適に用いることができる。とりわけ、本発明の製造方法によれば、上述したように、サーメット層１２の幅を２～５ｍｍと微細なものとした場合でも、良好に肉盛溶接によるサーメット層を形成することができることから、このようにして得られる肉盛溶接部材、および肉盛溶接部材の一例としての金型部品用材料１００は、上述した金型部品１０のように、耐食性・耐摩耗性が要求される箇所が、比較的微細な範囲とされる用途、特に、金型部品のうち耐食性・耐摩耗性が要求される微小部分、あるいは、コアピン等の微小な金型部品などのそれ自体が耐食性・耐摩耗性が要求される部品に好適に用いることができる。
　そして、このようにして得られる肉盛溶接部材の一例としての金型部品用材料１００のサーメット層１２が形成された面について、たとえば、ミーリング加工や、ワイヤーカット放電加工などにより、所定パターンにて加工を行ない、必要に応じて、サーメット層１２の表面を平坦化するために、サーメット層１２の表面の研磨を行なうことで、図３、図４に示すような本発明の一実施形態に係る金型部品１０を得ることができる。なお、金型部品用材料１００について所定パターンにて加工を行なう際には、必要に応じて、サーメット層１２のみを切除するような構成としてもよいし、あるいは、サーメット層１２と共に金属母材１１を切除するような構成としてもよい。さらには、サーメット層１２について加工を行なった後、金属母材１１について加工を行なうというように段階的に加工を行なうような構成としてもよい。また、金型部品１０においても、金型部品用材料１００と同様に、サーメット層１２と金属母材１１との間には、金属母材とサーメットからなる溶接拡散層が、通常、１～３０μｍ、好ましくは１０～２０μｍの厚みで形成されることとなる。
　本発明によれば、このような製造方法により、金属母材１１上にサーメット層１２を形成することにより、サーメット層１２の短手方向（溶接方向と垂直な方向）に沿って、幅が２～５ｍｍ、好ましくは３～４ｍｍである微細なサーメット層１２を有する金型部品用材料１００および金型部品１０を適切に製造することができる。
　なお、上記説明においては、図６に示すプラズマ肉盛溶接装置（ＰＴＡ）を用いて肉盛溶接を行なう場合を例示して説明したが、プラズマ肉盛溶接装置を用いる方法の他、ＴＩＧ溶接を行う装置を用いた場合でも、同様とすることができる。
　また、上記説明においては、金型部品用材料１００を構成するための金属母材１１として、短手方向Ｓの長さｄＳが、金属母材１１上に形成するサーメット層１２の幅と同程度のものを用いる場合を例示したが、たとえば、図７に示すように、金属母材１１として、短手方向Ｓの長さｄＳが、金属母材１１上に形成するサーメット層１２の幅（すなわち、２～５ｍｍ、好ましくは３～４ｍｍ）と比較して大きなものを用い、サーメット層１２を形成する面の一部に、２～５ｍｍの幅、好ましくは３～４ｍｍの幅でサーメット層１２を形成するような構成としてもよい。そして、図７に示す金型部品用材料１００ａについて、金型部品用材料１００ａのサーメット層１２が形成された面に、たとえば、ミーリング加工や、ワイヤーカット放電加工などにより、所定パターンにて加工を行なうことで、図８に示すような金型部品１０ａを得ることができる。また、図８に示す例において、さらに加工を行い、図４に示す例のように、長手方向Ｌに沿って複数の凸部および凹部を有するような構成としてもよい。
　加えて、本実施形態においては、図９に示すように、金属母材１１の長手方向Ｌに沿って、複数のサーメット層１２を、２～５ｍｍの幅、好ましくは３～４ｍｍの幅で形成することで、金型部品用材料１００ｂを得るような構成としてもよい。この場合においては、たとえば、図９に示す金型部品用材料１００ｂについて、ミーリング加工や、ワイヤーカット放電加工などにより、図１０に示すように、金型部品用材料１００ｂから複数（図１０に示す例においては、２つ）の金型部品用材料１００ｃを得ることができる。そして、得られた複数の金型部品用材料１００ｃについて、上述した方法にしたがい加工を行うことで、たとえば、図４に示すような金型部品１０を複数得ることができる。
　以下に、実施例を挙げて、本発明についてより具体的に説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。
＜実施例１＞
　配合組成が、Ｂ：５重量％、Ｍｏ：４４．４重量％、Ｃｒ：５重量％、Ｆｅ：残部となるように、原料粉末を配合し、原料粉末をボールミルにより湿式粉砕した。次いで、湿式粉砕した粉末を撹拌造粒法によって造粒し、得られた造粒粉体を１１００℃で０．５時間保持した後、分級することにより、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相の含有割合が６２．３重量％であり、残部がＦｅ基合金である肉盛溶接用のサーメット粉体を得た。
　次いで、得られたサーメット粉体を用いて、図５に示すような金属母材１１（長手方向Ｌの長さｄＬ＝５ｃｍ、短手方向Ｓの長さｄＳ＝３ｍｍ、鋼材ＳＫＤ１１（ＨＲＣ５６）を用いて、図６に示すプラズマ肉盛溶接装置を用いて、肉盛溶接により、幅３ｍｍのサーメット層１２を、長さｄＬ＝５ｃｍに渡って形成することで、図１、図２に示す金型部品用材料１００のサンプルを得た。なお、図６に示すプラズマ肉盛溶接装置を用いた際における各種条件は、以下のとおりとした。
　　タングステン電極２１の先端の角度：６０°
　　タングステン電極２１の直径：４ｍｍ
　　溶接速度（トーチ２０の移動速度）：１０ｃｍ／分
　　パイロットアーク電源３０の電流：２０Ａ
　　パイロットアーク電源３０の電圧：２４．２Ｖ
　　パイロットアーク電源３０の電力：４８４Ｗ
　　金属母材１１上におけるプラズマアーク径：２．７ｍｍ
　　金属母材１１上におけるプラズマアーク面積：０．０５７ｃｍ２
　　プラズマアークの照射エネルギー密度：８４５３Ｗ／ｃｍ２
　　シールドガス流量：１４Ｌ／分
　　キャリアガス流量：３Ｌ／分
　　プラズマガス流量：１．５Ｌ／分
 なお、プラズマアーク径はビード径を測定しプラズマアーク径とみなした。プラズマアーク面積はビード面積を測定しプラズマアーク面積とみなした。
　そして、得られた金型部品用材料１００のサンプルについて、以下の方法により、形成されたサーメット層１２および拡散接合層（溶接拡散層）の厚み、ならびに、サーメット層１２のロックウェル硬度（ＨＲＡ）の測定を行なった。
　すなわち、サーメット層１２および拡散接合層の厚みを、サンプルを切断した後、断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察しその画像より測定した。また、ビッカース硬度計（圧子：１２０°ダイアモンド円錐圧子）を用いて、荷重１００ｇ・ｆの条件で、サーメット層１２のビッカース硬度の測定し、得られた結果をロックウェル硬度（ＨＲＡ）に換算した。結果を表１に示す。
＜実施例２＞
　肉盛溶接を行なう際における、パイロットアーク電源３０の電流、電圧および電力を表１に示すように変更し、プラズマアーク径、プラズマアーク面積およびプラズマアークの照射エネルギー密度を表１に示すように変化させた以外は、実施例１と同様にして、金型部品用材料１００のサンプルを得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
＜実施例３＞
　肉盛溶接を行なう際に用いるタングステン電極２１として、先端の角度が９０°のものを用いるとともに、肉盛溶接を行なう際における、パイロットアーク電源３０の電流、電圧および電力を表１に示すように変更し、プラズマアーク径、プラズマアーク面積およびプラズマアークの照射エネルギー密度を表１に示すように変化させた以外は、実施例１と同様にして、金型部品用材料１００のサンプルを得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
＜実施例４＞
　溶接速度（トーチ２０の移動速度）を１０ｃｍ／分から１８ｃｍ／分に変更した以外は、実施例２と同様にして、金型部品用材料１００のサンプルを得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
＜参考例１＞
　肉盛溶接を行なう際における、パイロットアーク電源３０の電流、電圧および電力を表１に示すように変更し、プラズマアーク径、プラズマアーク面積およびプラズマアークの照射エネルギー密度を表１に示すように変化させた以外は、実施例１と同様にして、金型部品用材料１００のサンプルを得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
＜参考例２～４＞
　参考例２～４においては、肉盛溶接を行なう際における、溶接速度を６ｃｍ／分とし、かつ、パイロットアーク電源３０の電流、電圧および電力を表１に示すようにそれぞれ変更し、プラズマアーク径、プラズマアーク面積およびプラズマアークの照射エネルギー密度を表１に示すように変化させた以外は、実施例１と同様にして、金型部品用材料１００のサンプルを得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
＜参考例５～７＞
　参考例５～７においては、肉盛溶接を行なう際に用いる、タングステン電極２１の先端部分の角度を２０°に変更し、かつ、パイロットアーク電源３０の電流、電圧および電力を表１に示すようにそれぞれ変更し、プラズマアーク径、プラズマアーク面積およびプラズマアークの照射エネルギー密度を表１に示すように変化させた以外は、実施例１と同様にして、金型部品用材料１００のサンプルを得て、同様に評価を行った。結果を表１に示す。
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　表１に示すように、肉盛溶接によりサーメット層を形成する際に、サーメット層の幅を２～５ｍｍと微細なものとし、かつ、肉盛溶接時の条件を、溶接速度１０～２０ｃｍ／分の範囲、プラズマアークの照射エネルギー密度を８０００～９７００Ｗ／ｃｍ２の範囲とした実施例１～４においては、得られるサーメット層は、十分な厚みを有し、またその硬度も高く、ロックウェル硬度（ＨＲＡ）が、いずれも高く、耐摩耗性に優れるものであった。また、実施例１～４で形成されたサーメット層は、Ｍｏ２ＦｅＢ２からなる硬質相粒子を含むものであるため、耐摩耗性に加えて、複硼化物としてのＭｏ２ＦｅＢ２が本来有する耐食性および耐熱性にも優れるものであった。
＜耐食性試験・耐摩耗性試験＞
　次いで、実施例１で得られた金型部品用材料１００のサンプルについて、以下に説明する方法にて、耐食性試験および耐摩耗試験を行った。
　耐食性試験は、実施例１で得られた金型部品用材料１００のサンプルについて、サーメット層１２の表面のみを、１０％リン酸水溶液、１０％塩酸水溶液および５０％硫酸水溶液に浸した場合における、サーメット層１２の腐食減量を測定することにより評価を行った。なお、１０％リン酸水溶液および１０％塩酸水溶液への浸漬は、温度４０℃、１０時間の条件で行い、５０％硫酸水溶液への浸漬は、温度５０℃、１０時間の条件で行い、各溶液に１０時間浸漬した後の減量を測定し、単位面積および単位時間当たりの減量を求め、これを腐食減量（単位は、ｍｇ／（ｍｍ２・ｈ）とした。結果を図１１に示す。また、本実施例においては、比較のため、肉盛溶接を行っていない鋼材サンプル（ＫＰＳ６）、および鋼材にＣｒめっきを行なったサンプル（めっき条件：ＪＩＳ　Ｈ８６１５　ＥＰ／ＩＣｒ１０／１ＬＨ）についても同様に測定を行い、これらの結果も図１１に示した。なお、肉盛溶接を行っていない鋼材サンプルについては、任意の面の表面のみを、鋼材にＣｒめっきを行なったサンプルについては、Ｃｒめっき層の表面のみを、１０％リン酸水溶液、１０％塩酸水溶液および５０％硫酸水溶液に浸すことで、上記評価を行った。
　また、耐摩耗性試験は、実施例１で得られた金型部品用材料１００のサンプルについて、大越式摩耗試験機によって、すべり摩耗試験を行い、摩耗量を測定することにより行なった。なお、本実施例においては、すべり摩耗試験は、最終荷重：１９．８ｋｇｆ、すべり距離２０ｍ、すべり速度：０．２ｍ／ｓ、０．４５ｍ／ｓ、０．９ｍ／ｓ、２．２８ｍ／ｓおよび４．２１ｍ／ｓの条件で行なった。結果を図１２に示す。また、本実施例においては、耐食性試験と同様に、比較のため、肉盛溶接を行っていない鋼材サンプル（ＫＰＳ６）、および鋼材にＣｒめっきを行なったサンプルについても同様に測定を行い、これらの結果も図１２に示した。
　図１１、図１２より、本発明の金型部品用材料１００のサンプルは、耐食性・耐摩耗性に極めて優れたものであることが確認できる。特に、本発明の金型部品用材料１００のサンプルは、塩酸および硫酸に加えて、リン酸に対する耐食性も高く、そのため、たとえば、リン原子を含有する樹脂を用いた場合でも、該樹脂から発生する可能性があるリン酸に対して優れた耐食性を実現可能なものであると認められる。加えて、本実施例によれば、これらの結果から、金型部品用材料１００のサンプルを加工して得られる金型部品も同様に、耐食性・耐摩耗性に極めて優れたものとなるといえる。
１０…金型部品
１００…金型部品用材料
　１１…金属母材
　１２…サーメット層
２０…トーチ
　２１…タングステン電極
　２２…第１ノズル
　２３…第２ノズル
３０…パイロットアーク電源
４０…プラズマアーク電源
５０…プラズマアーク

Claims (19)

  1. 　ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層が形成されてなる金型部品であって、
    　前記サーメット層が、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で、前記金属母材上に形成されており、
    　前記サーメット層が、被成形物に応じたパターンを有していることを特徴とする金型部品。
  2. 　前記サーメット層が、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｆｅ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることを特徴とする請求項１に記載の金型部品。
  3. 　前記サーメット層が、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｎｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることを特徴とする請求項１に記載の金型部品。
  4. 　前記サーメット層と、前記金属母材との間に、溶接拡散層を備えることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の金型部品。
  5. 　前記溶接拡散層の厚みが、１～３０μｍであることを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の金型部品。
  6. 　ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層が形成されてなる金型部品用材料であって、
    　前記サーメット層が、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で、前記金属母材上に形成されていることを特徴とする金型部品用材料。
  7. 　ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で形成する工程と、
    　前記サーメット層のうち、少なくとも一部を切除し、前記サーメット層を被成形物に応じたパターン状に加工する工程と、を備えることを特徴とする金型部品の製造方法。
  8. 　前記サーメット層を、前記金属母材の長手方向に沿って、溶接速度１０～２０ｃｍ／分、照射エネルギー密度８０００～９７００Ｗ／ｃｍ２の条件にて肉盛溶接することにより、前記金属母材上に形成することを特徴とする請求項７に記載の金型部品の製造方法。
  9. 　前記肉盛溶接のプラズマアーク径を、前記金属母材の被形成面の短手方向の長さ以下とすることを特徴とする請求項８に記載の金型部品の製造方法。
  10. 　前記サーメット層が、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｆｅ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることを特徴とする請求項７～９のいずれかに記載の金型部品の製造方法。
  11. 　前記サーメット層が、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｎｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることを特徴とする請求項７～９のいずれかに記載の金型部品の製造方法。
  12. 　ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材からなる金属母材上に、Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、厚み１～５ｍｍ、２～５ｍｍの幅で形成する工程を備えることを特徴とする金型部品用材料の製造方法。
  13. 　Ｍｏ２ＦｅＢ２型またはＭｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含むサーメット層を、肉盛溶接にて、２～５ｍｍの幅で金属母材上に、前記金属母材の長手方向に沿って連続的に形成する肉盛溶接部材の製造方法であって、
    　前記サーメット層を、前記金属母材の長手方向における、前記肉盛溶接の溶接速度１０～２０ｃｍ／分、前記肉盛溶接の照射エネルギー密度８０００～９７００Ｗ／ｃｍ２の条件にて形成することを特徴とする肉盛溶接部材の製造方法。
  14. 　前記肉盛溶接のプラズマアーク径を、前記金属母材の被溶接面の短手方向の長さ以下とすることを特徴とする請求項１３に記載の肉盛溶接部材の製造方法。
  15. 　前記金属母材として、ロックウェル硬度がＨＲＣ４５以上である鋼材を使用することを特徴とする請求項１３または１４に記載の肉盛溶接部材の製造方法。
  16. 　前記サーメット層が、Ｍｏ２ＦｅＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｆｅ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることを特徴とする請求項１３～１５のいずれかに記載の肉盛溶接部材の製造方法。
  17. 　前記サーメット層が、Ｍｏ２ＮｉＢ２型の複硼化物を含む硬質相と、Ｎｉ基合金からなる結合相とからなり、前記硬質相の含有割合が３５～９５重量％であることを特徴とする請求項１３～１５のいずれかに記載の肉盛溶接部材の製造方法。
  18. 　前記金属母材として、被溶接面の短手方向の長さが２～５ｍｍであるものを使用することを特徴とする請求項１３～１７のいずれかに記載の肉盛溶接部材の製造方法。
  19. 　前記サーメット層と、前記金属母材との間に形成される溶接拡散層の厚みが、１～３０μｍであることを特徴とする請求項１３～１８のいずれかに記載の肉盛溶接部材の製造方法。
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