模具用修补焊接材料的制作方法

本发明涉及一种模具用修补焊接材料，更具体地说，涉及一种用于对由工具钢制成的模具进行修补焊接的模具用修补焊接材料。

背景技术：

作为构成用于成型金属材料的模具的金属材料，已广泛使用以jisskd61或skd11为代表的工具钢。从甚至在进行多次成型之后抑制模具中的磨损的观点来看，要求构成模具的金属材料具有高的硬度。

然而，即使在由具有高硬度的金属材料构成的模具中，当多次使用时，在模具中也不可避免地产生诸如磨损之类的损坏。当产生损坏时，使用模具用修补焊接材料通过焊接来修补损坏的部分。作为模具用修补焊接材料，经常使用skd61、skd11或具有与其相似的成分组成的金属材料。即使在经修补的部分中，抑制磨损也很重要，并且从这个观点出发，已经提出了具有优异硬度的模具用修补焊接材料，例如专利文献1中描述的模具用修补焊接材料。

专利文献1：jp-a2014-147965

技术实现要素：

为了抑制已经使用模具用修补焊接材料进行修补焊接的模具中的磨损，期望的是构成模具的基材和修补焊接材料均具有高硬度。然而，作为在经修补的模具中引起磨损的因素，不只是由待成型物与模具之间的摩擦引起的磨损(这归因于表面的硬度不足)，由在模具基材或修补焊接材料表面上产生的氧化物或氮化物引起的刮擦磨损也是重要的。特别是，在通过使用修补焊接材料修补的经修补的部分中，由于焊接期间的高温，可能发生金属材料的氧化或硝化。在经修补的模具中，存在这样的情况：在经修补的部分的表面上产生的氧化物或氮化物从经修补的部分的表面掉落并且在经修补的部分或模具基材的表面上引起刮擦磨损。

特别地，在用于钢材的热冲压成型的模具中，模具的表面与已被加热到诸如700℃以上的高温的待加工材料接触，模具的表面很可能受到构成待加工材料表面的金属的氧化物的摩擦。在待加工材料由不进行电镀的钢材制成的情况下，构成待加工材料表面的金属的氧化物主要是fe的氧化物，或者在待加工材料的表面上进行电镀的情况下，构成待加工材料表面的金属的氧化物主要是电镀金属(例如al或mg)的氧化物。此外，在热冲压成型中，由于来自待加工材料的热传递，模具的表面可能被加热到接近300℃。在这种情况下，包括通过使用修补焊接材料修补的经修补的部分的模具表面暴露于易于促进氧化的环境中。如上所述，在用于热冲压成型的模具中，除了待加工材料表面上的氧化物之外，还由于因与待加工材料接触而在模具表面上产生的氧化物也可能产生刮擦磨损。

如上所述，即使在使用修补焊接材料修补的模具中模具基材和经修补的部分都具有高硬度的情况下，也存在以下情况：模具基材或经修补的部分可能由于刮擦磨损而磨损，刮擦磨损由在经修补的部分的表面上形成的氧化物或氮化物引起。在这种情况下，即使通过使用修补焊接材料修补模具，也会在短时间内发生随后的磨损。

本发明试图实现的目的是提供一种模具用修补焊接材料，其能够抑制已经使用修补焊接材料进行了修补焊接的模具中的刮擦磨损。

为了实现上述目的，根据本发明的模具用修补焊接材料具有以下组成，以质量％计，所述组成包含：

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％，以及

o≤0.0050％，

余量为fe和不可避免的杂质。

此处，模具用修补焊接材料优选地提供室温下的导热率为30w/(m·k)以上的焊接部分。

另外，焊接部分在室温下的硬度优选为45hrc以上60hrc以下。

另外，模具用修补焊接材料的组成以质量％计可以包含：

ni≤0.50％，

cu≤0.50％，以及

co≤0.10％。

另外，模具用修补焊接材料以质量％计可以包含：

p≤0.030％，和

s≤0.050％。

另外，模具用修补焊接材料可以用于室温下的硬度为52hrc以下的模具的修补焊接。

根据本发明的模具用修补焊接材料，特别地，将si、cr和mo的含量抑制在低水平。因此，在将模具用修补焊接材料用于模具的修补焊接的情况下，不容易在经修补的部分的表面上形成具有高硬度的氧化物或氮化物。另外，通过将模具用修补焊接材料中的o和n的含量抑制在低水平，还可以抑制在经修补的部分中形成氧化物或氮化物。

此外，根据本发明的模具用修补焊接材料具有高导热率，因为合金元素的含量被抑制在低水平。因此，当通过使用模具用修补焊接材料进行修补焊接的模具与待加工的高温材料接触时，经修补的部分的表面不易于达到高温并且在经修补的部分中不易于发生金属材料的氧化。

由于上述各种效果，在已经使用模具用修补焊接材料进行修补焊接的部分的表面上不容易产生硬质金属氧化物或金属氮化物。结果，可以抑制由于氧化物或氮化物引起的在经修补的部分中或除了经修补的部分之外的模具基材表面上发生刮擦磨损。

此处，在焊接部分在室温下具有30w/(m·k)以上的导热率的情况下，焊接部分具有足够高的导热率。因此，能够有效抑制当通过使用模具用修补焊接材料进行修补焊接的模具与高温待加工材料接触时发生的金属材料的氧化，或者模具表面随后的刮擦磨损。

此处，在焊接部分在室温下的硬度为45hrc以上60hrc以下的情况下，焊接部分不仅可以确保作为模具所需的硬度，而且可以确保用于切削或磨削的可加工性。焊接部分的硬度对刮擦磨损的抑制没有很大影响。即使在硬度被抑制在60hrc以下的情况下，如上所述也抑制了导致刮擦磨损的高硬度的氧化物或氮化物的形成，因此，可以充分抑制焊接部分的表面的磨损。

另外，在模具用修补焊接材料满足(以质量％计)：ni≤0.50％、cu≤0.50％和co≤0.10％的情况下，可以将这些元素对模具用修补焊接材料的特性的影响(例如焊接部分的导热率的降低)抑制在不影响抑制刮擦磨损的范围内。

另外，在模具用修补焊接材料满足(以质量％计)：p≤0.030％和s≤0.050％的情况下，可以将这些元素对模具用修补焊接材料的特性的影响(例如焊接部分中焊接缺陷的产生)抑制在不影响抑制刮擦磨损的范围内。

另外，在模具用修补焊接材料用于室温下硬度为52hrc以下的模具的修补焊接的情况下，如上所述，抑制了经修补的部分中具有高硬度的氧化物或氮化物的形成。因此，即使在模具基材的硬度不那么高的情况下，也不易于由在经修补的部分的表面上产生的氧化物或氮化物引起模具基材的刮擦磨损。

附图说明

图1示出了表明模具用修补焊接材料中合金元素含量与氧化物硬度之间的关系的试验结果。

图2示出了表明模具用修补焊接材料中的氧化物的硬度与磨损引起的凹部的最大深度之间的关系的试验结果。

图3示出了表明模具用修补焊接材料中的氧化物的厚度与磨损引起的凹部的最大深度之间的关系的试验结果。

具体实施方式

在下文中，将详细描述根据本发明实施方案的模具用修补焊接材料。根据本实施方案的模具用修补焊接材料是用于通过焊接修补模具(诸如用于热冲压成型的模具)的材料，并且具有如下所述的成分组成和特性。

在本说明书中，关于通过使用修补焊接材料形成的焊接部分或者关于模具基材而进行描述的属性值(例如导热率或硬度)为室温下的值。另外，焊接部分的属性值是在所谓的“焊态(as-welded)”状态(在焊接之后未进行诸如热处理等进一步处理的状态)下获得的值。焊接部分的性能可以使用在下述焊接条件下制造的焊接部分而进行评价，所述条件为通过使用修补焊接材料来模拟实际修补。例如，优选使用在tig焊接下制造的焊接部分。另外，在由于在焊接部分的表面上形成的氧化物或氮化物而难以精确地评价构成焊接部分的金属材料的性能的情况下，可以在通过研磨等适当地去除焊接部分表面上的氧化物或氮化物之后对其性能进行评价。

(模具用修补焊接材料的成分组成)

根据本实施方案的模具用修补焊接材料(在下文中，在一些情况下简称为“修补焊接材料”)包含作为必要元素的c、si、mn、cr、mo和v，余量为fe和不可避免的杂质。另外，n和o的含量限于预定含量或更少。下面将描述各成分元素的含量和限制原因。在下文中，各成分元素的含量单位是质量％。

(1)0.18％≤c≤0.35％

c的含量显著影响修补焊接材料的硬度。随着c含量的增加，硬度增加。c的含量为0.18％以上使得易于在通过使用本修补焊接材料形成的焊接部分中在焊态状态下提供45hrc以上的高硬度，这通常对于用于成型金属材料的模具(例如热冲压模具)是需要的。

从特别提高修补焊接材料的硬度的观点出发，c的含量更优选为0.27％以上，这使得在焊接部分中易于提供48hrc以上的硬度。

另一方面，在c的含量过多的情况下，提高焊接部分的硬度的效果饱和。另外，如作为模具用修补焊接材料的特征而在下面描述的，从有效地有利于抑制由具有高硬度的氧化物或氮化物引起的刮擦磨损的效果(这是由合金元素等的含量减少得到的)的观点来看，不需要过度增加焊接部分的硬度来抑制磨损。此外，在c的含量过多的情况下，焊接部分的导热率降低。从这些观点出发，c的含量设为0.35％以下。这样的c含量易于将焊态状态的焊接部分中的硬度抑制在60hrc以下，并且还易于获得高导热率，例如30w/(m·k)以上。

c的含量更优选为0.33％以下，这可以防止焊接部分的硬度过高，并且易于将硬度抑制在约58hrc以下。

(2)0.01％≤si≤0.20％

si是形成极硬氧化物的元素。另外，在氧化铁中包含大量si的情况下，氧化铁的硬度增加。此外，在si含量增加的情况下，修补焊接材料的导热率降低。因此，从抑制具有高硬度的氧化物的形成和改善修补焊接材料的导热率的观点来看，si的含量优选尽可能小并且限制在0.20％以下。

从上述观点来看，si的含量优选尽可能小，但si是不可避免地包含的元素，以便在钢材的制造步骤中进行成分调整或精炼。在工业上极难将修补焊接材料中的si含量降低至小于0.01％，因此si的含量设定为0.01％以上。

(3)1.30％≤mn≤1.90％

mn的含有提高了修补焊接材料的淬硬性。cr和mo也是提高淬硬性的元素；然而，在根据本实施方案的修补焊接材料中，从抑制如下所述的硬质氧化物的产生的观点来看，包含大量的cr和mo是不优选的。因此，通过包含mn确保了足够的淬硬性。从在使用已经淬火的修补焊接材料形成的焊接部分中在焊态状态下获得45hrc以上的硬度的观点来看，mn的含量设定为1.30％以上。与cr和mo不同，mn不易形成硬质氧化物。

另一方面，在添加过大量的mn的情况下，修补焊接材料的导热率降低。从确保导热率的观点出发，将mn的含量设为1.90％以下。

(4)0.50％≤cr≤1.50％

(5)1.50％≤mo≤2.50％

cr和mo是改善修补焊接材料的硬度的元素。从获得足够高的硬度以在焊态状态下的焊接部分中承受作为模具的用途(诸如45hrc以上)的观点来看，cr的含量设定为0.50％以上，并且mo的含量设定为1.50％以上。

另一方面，类似于si，cr和mo也是形成极硬氧化物的元素。另外，在氧化铁中包含大量cr或mo会增加氧化铁的硬度。另外，cr或mo含量的增加导致修补焊接材料的导热率降低。因此，在修补焊接材料中，从抑制具有高硬度的氧化物的形成和提高导热率的观点来看，cr和mo的含量优选尽可能小。因此，将cr的含量限制在1.50％以下，mo的含量限制在2.50％以下。cr和mo也是提高钢材的淬硬性的元素。然而，在本修补焊接材料中，对cr和mo的含量进行限制，并且不能充分发挥由这些元素衍生的提高淬硬性的效果。但是，如上所述，mn保证了淬硬性。cr的含量优选为0.8％以上1.3％以下，mo的含量优选为1.7％以上2.2％以下。

(6)0.30％≤v≤1.00％

v具有使修补焊接材料中的晶粒微细化的效果。当通过使用修补焊接材料进行焊接时，在焊接部分中金属材料由液态快速冷却，因此存在晶粒可能粗化的趋势。包含v可以抑制晶粒粗化。在修补焊接材料中，晶粒的微细化可以提供在焊接操作期间抑制裂缝在焊接部分中产生的效果。从充分获得使晶粒微细化的效果的观点出发，v的含量设为0.30％以上。

另一方面，在过量包含v的情况下，可能形成粒径(例如)大于10μm的粗大氮化物。从抑制焊接部分中由氮化物引起的刮擦磨损的观点来看，将v的含量设定为1.00％以下。

根据本实施方案的修补焊接材料包含上述预定量的c、si、mn、cr、mo和v，余量为fe和不可避免的杂质。此处，关于不可避免的杂质，假设如下所述的元素和上限量。

(7)n≤0.020％

(8)o≤0.0050％

在钢材的工业制造过程中，n和o从大气中溶入fe中，因此，它们不可避免地包含在修补焊接材料中。但是，过大含量的n和o会导致焊接期间产生气孔(焊接缺陷)。另外，n和o分别在修补焊接材料中形成金属元素的氮化物和氧化物。当在模具中的通过焊接修补的修补部分的表面上形成金属氮化物和金属氧化物，特别是具有大粒径的金属氧化物和金属氧化物时，可能在经修补的部分的表面或除了经修补的部分之外的模具基材的表面上产生刮擦磨损。

因此，优选尽可能减少n和o的含量。n的含量降低至0.020％以下且o的含量降低至0.0050％以下可以有效地抑制粗大的氮化物和氧化物的生成。另一方面，在修补焊接材料的制造步骤中，随着n和o的含量减少，制造成本增加。因此，从避免制造成本过度增加的观点来看，n和o的含量优选在上述上限以下的范围内进行管理。

(9)ni≤0.50％

(10)cu≤0.50％

(11)co≤0.10％

ni、cu和co不可避免地从诸如铁屑或铁合金的原材料混入修补焊接材料中。然而，即使在包含它们的情况下，具有上述各个上限值以下含量的元素也不容易对修补焊接材料的特性(例如抑制粗大的氮化物和氧化物的形成，确保足够的导热率，并因此抑制刮擦磨损)产生显著影响。因此，优选将这些元素的含量抑制到各自的上限以下。

(12)p≤0.030％

(13)s≤0.050％

p和s也是不可避免地混入修补焊接材料中的元素，其衍生自原材料等。然而，即使在包含它们的情况下，具有上述各个上限值以下含量的元素也不容易对修补焊接材料的特性(例如抑制粗大的氮化物和氧化物的形成，确保足够的导热率，并因此抑制刮擦磨损)产生显著影响。因此，优选将这些元素的含量抑制到各自的上限以下。

除了上述n、o、ni、cu、co、p和s之外，以下元素可以作为假定的不可避免的杂质而被示例出：

al<0.050％，

w<0.10％，

nb<0.10％，

ta<0.01％，

ti<0.10％，

zr<0.01％，

b<0.010％，

ca<0.010％，

se<0.03％，

te<0.01％，

bi<0.01％，

pb<0.03％，

mg<0.02％，

rem<0.10％等。

(模具用修补焊接材料的特性)

根据本实施方案的模具用修补焊接材料具有上述成分组成。特别地，由于si、cr和mo的含量被抑制在低水平，并且n和o的含量被抑制在低水平，因此不易于产生具有高硬度的金属氧化物或金属氮化物。

当通过使用由钢材制成的焊接材料进行焊接时，熔融的焊接材料在焊接期间从大气中吸收或排出氮或氧。在焊接材料具有高氮或高氧浓度的情况下，氮或氧在焊接期间作为气体排出，并且可能形成气孔或可能与钢材中的合金元素结合从而形成氮化物或氧化物。此时，在焊接材料含有大量合金元素如si、cr和mo的情况下，易于形成含有高浓度这些合金元素的具有高硬度的氧化物。另外，这些合金元素包含在氧化铁中。含有这些合金元素的氧化铁的硬度高于单独的铁氧化物(feo、fe2o3或fe3o4)的硬度。

当在通过使用修补焊接材料进行修补的模具的经修补的部分的表面上形成金属氧化物或金属氮化物时，在使用模具对金属材料进行成型期间，氧化物或氮化物可能由于与待加工材料之间的摩擦而从经修补的部分的表面掉落。掉落的氧化物或氮化物可能与经修补的部分的表面或除了经修补的部分之外的模具基材的表面发生摩擦，从而导致经修补的部分的表面或模具基材表面上的刮擦磨损。具有较高硬度的氧化物或氮化物容易使其颗粒更深地埋入经修补的部分或模具基材的表面中，从而增加了磨损量。

特别地，在焊接过程中在经修补的部分中形成的氧化物或氮化物通常具有比模具基材的表面的氧化或氮化而形成的氧化物或氮化物更大的直径。典型地，在经修补的部分中形成的氧化物或氮化物的粒径大约为1μm至10μm。具有大粒径的氧化物或氮化物可能有助于经修补的部分或模具基材的表面的磨损。

然而，根据本实施方案的修补焊接材料具有含量被限制的包含si、cr和mo的合金元素和含量被限制的n和o，它们均被抑制在低水平。因此，焊接前的修补焊接材料本身具有被抑制在低水平的限制量的氧化物或氮化物。此外，即使在焊接步骤中材料熔融之后，氧化物或氮化物的量也不容易增加。即使在相同温度下进行焊接，少量的si、cr和mo以及少量的n和o也会减少焊接过程中形成的氧化物层的厚度或质量。另外，如下面描述的实施例中所述，在模具(包括用于热冲压成型的模具)的表面上，在经修补的部分中形成的氧化物的硬度对刮擦磨损的磨损量的影响大于氧化物的量所产生的影响。通过抑制诸如si、cr和mo的合金元素的含量来降低氧化物的硬度。因此，在经修补的模具中，在经修补的部分的表面上形成的氧化物或氮化物的量或硬度降低。因此，可以抑制由氧化物或氮化物引起的经修补的部分或模具基材的表面的刮擦磨损。

此外，根据本实施方案的修补焊接材料具有上述成分组成。特别地，由于c、si、cr和mo的含量被抑制在低水平，因此可以实现高导热率。例如，通过使用根据本实施方案的修补焊接材料进行焊接的焊接部分可以具有30w/(m·k)以上的导热率。用于模具的一般修补焊接的skd61或skd11具有未被优化为焊接材料的成分，并且其导热率为18w/(m·k)至25w/(m·k)。根据本实施方案的修补焊接材料表现出比skd61和skd11更高的导热率。对于导热率的上限没有特别的限制。

通常，随着钢材表面温度的升高，氧化更易于在表面上进行，并且表面上的氧化物的厚度或质量增加。在模具中，待加工的高温材料与模具表面接触，因此模具表面的温度由于来自待加工材料的热传递而立即升高，并且更易于形成氧化物。在约100℃以上的温度下，氧化物的形成变得显著。特别地，在热冲压成型中，易于发生由于来自待加工材料的热传递而导致的模具表面的氧化。

然而，在通过使用根据本实施方案的修补焊接材料进行了修补的模具中，焊接部分具有高导热率。因此，从待加工材料传递到经修补的部分的表面的热量由于热量传递到金属材料的内部而在短时间内消散。因此，经修补的部分的表面温度不易于升高，并且即使升高，该温度也可能在短时间内降低。因此，在成型期间，在经修补的部分的表面上不易于形成氧化物。如上所述，由于焊接部分具有高导热率，结合修补焊接材料的成分组成的上述效果，因此可以更有效地抑制在模具的经修补的部分中形成具有高硬度的氧化物以及后续的在经修补的部分和模具基材的表面上的磨损。

根据本实施方案的修补焊接材料优选地提供形成为具有45hrc以上的硬度的焊接部分。在焊接部分的硬度小于45hrc的情况下，经修补的模具在某些情况下难以经受作为模具的用途。特别地，在热冲压成型中，在焊接部分的硬度小于45hrc的情况下，在模具表面上的经修补的部分中表面压力局部变高的部分可能会发生塑性变形，并且在某些情况下，不能保持成型制品的尺寸精度。焊接部分的硬度特别优选为48hrc以上。

另一方面，在焊接部分太硬的情况下，难以进行切削加工或研磨加工，这些加工意图在修补模具时在已经进行了堆焊的部分中调整模具形状。因此，焊接部分的硬度优选为60hrc以下，特别优选为58hrc以下。由修补焊接材料形成的焊接部分的硬度由修补焊接材料的成分组成决定。

通常认为，随着金属材料变硬，可以更能够抑制金属材料的磨损。然而，关于由与焊接部分的表面上形成的氧化物或氮化物的摩擦引起的模具的刮擦磨损，特别是关于热冲压成型期间的刮擦磨损，如以下实施例所示，焊接部分的硬度不会产生很大影响。相反，所形成的氧化物或氮化物的量或硬度，特别是硬度具有很大的影响。因此，即使在焊接部分的硬度相对低至60hrc以下的情况下，如上所述，由于成分组成和高导热率的效果，硬质氧化物或氮化物的产生也受到抑制。因此，经修补的部分的表面上的刮擦磨损不容易成为严重的问题。

(模具用修补焊接材料的制造方法)

根据本实施方案的修补焊接材料例如可以通过以下方式制造为焊接用线材(焊条)：由钢水(其中预定成分以预定的组成比溶解)生产铸锭，并且在900℃至1,250℃的温度下加热铸锭以进行锻造和轧制。另外，可以对轧制材料进行拉丝等。当在减压下进行钢水的制备和铸锭的制造时，易于抑制制造的修补焊接材料中的n和o的浓度。

此外，本修补焊接材料优选通过进行退火作为热处理步骤来制造。关于退火条件，可以举出球化退火，其中材料在800℃至950℃的温度下加热3小时或更长时间，并以50℃/小时的冷却速率缓慢冷却至700℃以下；以及低温退火，其中材料在600℃至780℃的温度下加热5小时或更长时间，并在空气中或用水冷却。

(模具的修补焊接方法)

根据本实施方案的修补焊接材料可以优选地用于模具的修补焊接。本修补焊接材料也可以优选地应用于tig焊接和激光焊接中的任一者。

在模具中，可以通过在由于磨损等而需要修补的部分上使用本修补焊接材料来进行堆焊。另外，可以通过机械加工(例如切削或研磨)去除焊接部分的鼓起部分，以使焊接部分具有与模具表面相同的表面，从而调节模具的形状。如果需要，也可以对焊接部分进行后热处理。

对于通过使用本修补焊接材料进行修补的模具的种类没有特别的限制。其实例包括用于金属材料的各种加工(例如热冲压(热压)、冷压和轧制)的模具、用于压铸的模具等。其中，本修补焊接材料优选用于热冲压成型用模具。在热冲压成型中，由于待加工加热材料与模具之间的接触，在模具表面上形成氧化物或氮化物、氧化物或氮化物的掉落、由掉落的氧化物或氮化物引起的摩擦易于发生。然而，通过使用根据本实施方案的修补焊接材料进行修补，可以抑制这些现象。

对于构成作为焊接对象的模具的金属材料(模具基材)没有特别的限制。然而，模具基材优选具有45hrc以上的硬度。类似于上面关于使用了修补焊接材料的焊接部分的硬度所描述的，在模具基材的硬度小于45hrc的情况下，经修补的模具在一些情况下几乎不能承受用作模具(包括用于热冲压成型的模具)的用途。

另一方面，模具基材的硬度优选为52hrc以下。如上所述，在通过使用根据本实施方案的修补焊接材料进行了修补的经修补的部分中，由于修补焊接材料的成分组成和高导热率的效果，抑制了具有高硬度的氧化物或氮化物的产生。因此，即使在模具基材的硬度不是相对高的情况下，例如，52hrc以下，也不易于引起由来自经修补的部分的氧化物或氮化物引起的模具基材表面的刮擦磨损。

模具基材优选具有18w/(m·k)以上的导热率。这是因为，在不仅使用修补焊接材料的经修补的部分而且模具基材也具有高导热率的情况下，从经加热的待加工材料传递的热量容易从经修补的部分的表面消散。另一方面，模具基材的导热率优选为25w/(m·k)以下。即使在大型模具的情况下，也需要模具基材具有优异的淬硬性，以便在热处理后获得必要的硬度。当增强淬硬性的元素如c、mn、cr和mo以足够均衡的方式加入从而赋予足够的淬硬性时，导热率可能达到25w/(m·k)以下。

在室温下硬度为45hrc至52hrc且导热率为18w/(m·k)至25w/(m·k)的模具基材的实例包括skd61、skd11、skh51、skd6、skd7、skd12、skt4，等等。

实施例

在下文中，将描述本发明的实施例和比较例。同时，本发明不应被解释为限于这些实施例。在下文中，除非特别说明，否则试验均在室温(25℃)下在大气中进行。

试验1：合金元素含量与氧化物硬度之间的关系

为了揭示修补焊接材料中合金元素的含量与在焊接部分表面上形成的氧化物的硬度之间的关系，制造了具有不同si、cr和mo含量的修补焊接材料作为模型，并对氧化物的硬度进行评价。

(试样的制造)

以下列方式制备分别含有表1中所示的成分元素以及余量为fe和不可避免的杂质的修补焊接材料。首先，在真空感应炉中制备30kg的钢水，然后进行铸造，从而制造铸锭。将获得的铸锭在1,200℃加热5小时，然后热锻，直至直径达到30mm。锻造后，将铸锭在空气中冷却。达到室温后，将铸锭再次在900℃加热3小时并缓慢冷却，从而进行球化退火。

由上面得到的修补焊接材料制成直径20mm×高10mm的试验片。将试验片在700℃保持10小时并在空气中冷却，从而氧化试验片。实际焊接部分中的氧化条件通常比上面描述的更温和；但是，为了容易理解氧化的影响，采用上述易于进行氧化的条件。

(氧化物的硬度的测量)

通过使用microvickers测试仪(digitalmicro硬度测试仪，fm-800，由future-tech公司制造)测量上面获得的氧化试验片的表面的硬度。测量载荷设定为100g。在试验片表面上的20处进行该测量，计算平均值并将其定义为氧化物的硬度。

(试验结果)

表1示出了各个试样的成分组成和氧化物硬度的测量结果(平均值)。另外，图1示出了si(试样a1至a3)、cr(试样a1、a4和a5)和mo(试样a1、a6和a7)的含量与氧化物的硬度之间的关系。

根据表1和图1所示，氧化物的硬度随着合金元素的含量而显著变化。特别地，如图1所示，随着si、cr和mo各自含量的增加，氧化物的硬度增加。从图1中虚线所示的近似直线可以看出，发现氧化物的硬度随着这些合金元素中的每一种的含量升高而几乎线性地增加。特别地，氧化物的硬度显著依赖于si的量。

从这些结果可知，在修补焊接材料中，为了抑制具有高硬度的氧化物的生成，优选将si、cr、mo的各自的含量抑制在低水平。

试验2：氧化物硬度与磨损量之间的关系

为了揭示在焊接部分的表面上形成的氧化物的硬度与焊接部分中的磨损量之间的关系，在作为模型的形成有具有不同硬度的氧化物的修补焊接材料中，对磨损程度进行评价。

(磨损试验)

通过使用在试验1中使用的试样a1至a7的修补焊接材料进行磨损试验。通过切割试样a1至a7的各个修补焊接材料的一部分获得试验片。将每个试验片在1,030℃加热1小时，然后通过鼓风冷却淬火，并在550℃至650℃加热1小时以进行回火，从而将试验片的硬度调节为55hrc±1hrc。最后，将试验片加工成直径25mm×高10mm的圆盘形状。

在如上所述获得的每个试验片上，以球-盘(ball-on-disc)方式进行磨损试验。此时，盘的温度设定为500℃，并且使用由s40c材料制成的球作为所述球。磨损试验在60rpm的盘转速下进行1分钟，然后将试验片静置5分钟，从而氧化盘的表面。将该循环重复100次，然后通过使用接触式台阶轮廓仪(轮廓测量装置，surfcom2000sd2，由tokyoseimitsu公司制造)测量在盘表面上形成的凹陷部分的最大深度。在该磨损试验中的氧化条件下，比在实际焊接部分中的氧化条件下更容易进行氧化。

(试验结果)

表2和图2示出了试样表面上的氧化物的硬度(平均值)与凹陷部分的最大深度之间的关系。

[表2]

从表2和图2中所示的结果可以发现，随着形成的氧化物的硬度增加，由于磨损而形成的凹陷部分的最大深度增加，即，磨损量增加。从图2中虚线所示的近似直线可以看出，发现凹陷部分的最大深度随氧化物的硬度升高而几乎线性地增加。

根据这些结果发现，在修补焊接材料中，为了抑制焊接部分的磨损，期望抑制具有高硬度的表面氧化物的形成。试验1的结果表明，为了抑制具有高硬度的表面氧化物的形成，优选将si、cr和mo各自的含量分别抑制在低水平。

试验3：氧化物的厚度与磨损量之间的关系

为了揭示在焊接部分的表面上形成的氧化物的厚度与焊接部分中的磨损量之间的关系，在作为模型的形成有具有不同厚度的氧化物的修补焊接材料中，对磨损程度进行评价。

(试样的制造)

通过与试验1中使用的修补焊接材料相同的方式制造分别包含表3中所示成分元素以及余量为fe和不可避免的杂质的修补焊接材料。

(磨损试验)

以与试验2的情况相同的方式对上面获得的修补焊接材料进行切割、淬火和回火，并且将试验片的硬度调节至55hrc±1hrc。在氧化试样表面的同时，以与试验2的情况相同的方式进行磨损试验，并测量凹陷部分的最大深度。

(氧化物厚度的测量)

从进行了磨损试验的试验片上切下未磨损的部分。然后，观察切割部分的横截面，并通过使用光学显微镜测量氧化物的层的厚度。在横截面图像中的四个位置处测量厚度，计算平均值并将其定义为氧化物的厚度。

(试验结果)

表3示出了各个试样的成分组成、氧化物厚度的测量结果(平均值)和凹陷部分的最大深度。另外，图3示出了氧化物厚度的测量结果(平均值)与凹陷部分的最大深度之间的关系。

根据表3和图3，随着通过改变成分组成而使所形成的氧化物的厚度增加，由于磨损而形成的凹陷部分的最大深度增加。氧化物的厚度主要取决于o和n的含量而变化。

从图3中虚线所示的近似直线可以看出，发现凹陷部分的最大深度随氧化物的厚度增加而几乎线性地增加。但是，在示出了凹陷部分的最大深度对氧化物硬度的依赖性的图2中，当氧化物的硬度从300hv倍增到600hv时，凹陷部分的最大深度大约增加四倍，即，从大约0.1mm增加到大约0.4mm；而在示出了凹陷部分的最大深度对氧化物厚度的依赖性的图3中，即使氧化物的厚度从60μm倍增到120μm，凹陷部分的最大深度也不能加倍，即，仅从约0.15mm增加到约0.25mm。从这一事实可以发现，磨损程度更显著地依赖于硬度而不是氧化物的厚度。

根据这些结果发现，在修补焊接材料中，为了抑制焊接部分中的磨损，有利的是将表面氧化物的厚度抑制在低水平。然而，抑制硬度比氧化物的厚度(质量)能更有效地抑制磨损。

试验4：修补焊接材料的成分组成与各种特性之间的关系

研究了修补焊接材料的成分组成与焊接部分的特性(例如硬度或导热率)、焊接部分中的缺陷的形成以及磨损程度之间的关系。

(试样的制造)

以下列方式制备分别含有表4至7中所示的成分元素以及余量为fe和不可避免的杂质的修补焊接材料。首先，在真空感应炉中制备50kg的钢水，然后进行铸造，从而制造铸锭。将得到的铸锭在1,200℃加热5小时，然后进行热锻、轧制和拉丝直至直径达到2.0mm。在热加工之后，将铸锭在700℃保持10小时，然后缓慢冷却，从而进行低温退火。

将上述制造的材料用作焊条，并在直径30mm×高度15mm的焊接基材的直径为30mm的表面上进行tig焊接，该焊接基材采用热工具钢skd61(硬度：50hrc，导热率：23w/(m·k))制造。作为焊接期间的条件，将焊接电流设定为100a至150a，并且进行10道焊接以形成五个层。没有进行编织(weaving)，也没有进行预热和后加热。将各道之间的温度设定为300℃以下，焊接在分段退焊的条件下进行，并且进行堆积直至高度为约5mm。

(各种特性的评价)

焊接部分的硬度

对于上面制得的试样，通过研磨从堆焊部分的表面除去约1mm的部分，然后使用rockwellc标尺测量堆焊部分的表面的硬度。

焊接部分的导热率

在上面制备的试样中，通过车削从堆焊部分切出直径10mm×高1mm的试验片。使用热常数测量装置(tc-7000h，由ulvac-riko,inc.制造)对试验片进行激光闪光型导热率测量，从而获得其导热率。

焊接缺陷的确定

在上面制备的试验片中，以着色检验方式确定在堆焊部分的外观上是否存在表面裂缝。此外，将试样的直径为30mm的表面切成两半，并将切割面镜面抛光，然后使用光学显微镜观察。另外，判断是否存在气孔，以及是否在5mm×3mm的视野内形成10个以上长度超过5μm的氧化物或氮化物。

耐磨性的评价

对于上面制备的试样，通过研磨从堆焊部分的表面除去约1mm的部分，然后，与试验2类似，以球-盘方式进行伴随氧化的磨损试验。然后，测量所形成的凹陷部分的最大深度。

可以将凹陷部分的最大深度约为0.15mm以下的情况评价为耐磨性优异。另一方面，将凹陷部分的最大深度大于0.15mm的情况评价为耐磨性差。特别地，可以将凹陷部分的最大深度超过0.3mm的情况评价为耐磨性特别差。

(试验结果)

表4至7总结了根据各个实施例和各个比较例的修补焊接材料的成分组成和各个特性的评估结果。对于各成分组成，标记“-”表示除了包含杂质之外不包括相应的元素。另外，对于焊接缺陷的评估结果，标记“-”表示没有观察到焊接缺陷。

根据表4和5，根据各个实施例的各自具有本发明实施方案中所规定的范围内的成分组成的修补焊接材料在焊接部分中具有30w/(m·k)以上的导热率。另外，修补焊接材料在焊接部分的硬度为45hrc以上60hrc以下。另外，根据各个实施例的修补焊接材料没有出现焊接缺陷，并且关于耐磨性，最大磨损深度被抑制在0.15mm以下。根据各个实施例的修补焊接材料被确定为具有优异的耐磨性。

在各个实施例中，解释了因为以下原因实现了高耐磨性：由于焊接部分具有源于成分组成的效果的高导热率，并且由于成分组成本身的效果，也就是说，特别是，si、cr和mo等合金元素的含量被抑制在低水平并且o和n的含量被限制，因而在焊接部分中抑制了具有高硬度的氧化物或氮化物的形成。另外，由于成分组成的效果，不易于产生诸如形成氮化物之类的焊接缺陷。

此外，当注意c时，c含量为0.27％以上的实施例可以在焊接部分中提供48hrc以上的特别高的硬度。其中，c含量为0.33％以下的实施例满足了焊接部分的硬度在48hrc以上58hrc以下的范围内。

另一方面，表6和7示出，根据各个比较例的修补焊接材料不具有本发明实施方案所规定的范围内的成分组成。因此，比较例在磨损试验中显示出比实施例更大的最大深度并且具有较差的耐磨性。

比较例1至4的成分组成分别对应于skd61、skd11、suh11和skh51。这些材料作为tig焊接材料而广泛普及。在所有比较例1至4中，si和cr的含量均大于由本发明实施方案所规定的上限值。因此，焊接部分的导热率低于30w/(m·k)。另外，凹陷部分的最大深度超过0.3mm，这表明耐磨性差。另外，在比较例1至3中，还产生了作为焊接缺陷的表面裂缝。表面裂缝的产生是由大量的c或cr所导致的。

si或cr的含量大的情况显示出了高硬度。特别地，在比较例1、3和4中，观察到大于60hrc的硬度，这对于根据本发明实施方案的修补焊接材料来说是不需要的。然而，尽管可以获得如此高的硬度，焊接部分仍然显示出极差的耐磨性。这一事实表明，焊接部分硬度的改善在抑制焊接部分的刮擦磨损方面没有很大的作用。相反，可以说降低包括si和cr的合金元素的含量，以及在焊接部分的表面上抑制形成高硬度的氧化物或氮化物在抑制刮擦磨损方面具有明显的效果。

比较例5的成分组成作为低合金焊接材料而广泛普及，但si和cr的含量超过由本发明的实施方案所规定的上限值。因此，虽然焊接部分的导热率略微超过30w/(m·k)，但是凹陷部分的最大深度超过0.15mm，这表明耐磨性差。另外，主要是因为c的含量少，硬度未达到45hrc。

在比较例6和7中，si的含量超过了由本发明的实施方案所规定的上限值。在比较例8和9中，cr的含量超过了由本发明的实施方案所规定的上限值。在比较例10中，mo的含量超过了由本发明实施方案所规定的上限值。因此，在所有这些比较例中，焊接部分的导热率变得小于30w/(m·k)。另外，凹陷部分的最大深度超过0.15mm，这表明耐磨性差。

在比较例11和12中，cr和mo各自的含量变得小于由本发明实施方案所规定的下限值。因此，焊接部分的硬度不能达到用作模具所要求的下限值，即45hrc。

在比较例13中，c的含量太小。因此，焊接部分不能达到45hrc以上的硬度。

在比较例14中，c的含量太大。因此，焊接部分的导热率变得小于30w/(m·k)。

在比较例15中，n和o的含量变得大于由本发明的实施方案所规定的上限值。因此，在焊接部分的表面上易于产生具有高硬度的氧化物或氮化物，并且凹陷部分的最大深度超过0.3mm，这表明耐磨性差。作为焊接缺陷，还确认了氮化物的产生。

到目前为止，已经详细描述了本发明的实施方案，但是本发明不限于上述实施方案，并且在本发明的主旨的范围内可以进行各种修改。

本申请基于2017年11月14日提交的日本专利申请no.2017-218923，其内容通过引用并入本文。