專利名稱：：燒結(jié)體及其制造方法與使用該燒結(jié)體的滑動構(gòu)件、成膜用材料和熱擠壓成形用模以及使...的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及燒結(jié)體及其制造方法與使用該燒結(jié)體的滑動構(gòu)件、成膜用材料和熱擠壓成形用模以及使用該熱擠壓成形用模的熱擠壓成形裝置及熱擠壓成形方法。
背景技術(shù)：
：歷來，通過鋁合金等的熱擠壓來成形擠壓材時，如圖5及9所示，從構(gòu)成被裝入熱擠壓成形裝置111的模套(diecase)102的軸承部的成為熱擠壓成形用模101的誘導(dǎo)部的貫通孔101a，將被加熱到大約400500°C的鋁合金的板坯5擠壓成形，由此能夠形成希望形狀的擠壓材6。而且，作為熱擠壓成形用模101的材質(zhì)，通常采用超硬合金(以下稱為超硬)和SKD61，由于超硬能夠得到高硬度且可與金屬材匹敵的高強度，而SKD61在高溫下的硬度強度難以劣化，出于這樣的理由而被廣泛使用。然而，作為前述的高溫下的鋁合金等的熱擠壓成形用模101的材質(zhì)，若使用超硬或SKD61,則超硬由于在大約40050(TC的高溫下會熱劣化，導(dǎo)致硬度和強度顯著降低。另外，SKD61則連僅僅在使用上可充分承受的高硬度都得不到，此外，例如在成形鋁合金的擠壓材6時，在成為誘導(dǎo)部的貫通孔101a的內(nèi)周面101b還會有鋁凝結(jié)。由此，超硬或SKD61無法承受長時間的成形，而由于熱擠壓成形用模101破損或磨耗，還會導(dǎo)致對所成形的擠壓材6的損傷發(fā)生以及尺寸不精確這樣的問題發(fā)生。最近，為了解決這樣的問題，摸索出在由現(xiàn)有的超硬或SKD61制作的成為熱擠壓成形用模101的誘導(dǎo)部的貫通孔101a的內(nèi)周面101b的部分，涂敷或加厚陶瓷或金屬陶瓷，以及用陶瓷制作熱擠壓成形用模101。然而，由于大量的問題沒有解決，因此一般處于無法普及的現(xiàn)狀。例如，在鋁合金的熱擠壓成形所使用的成為軸承部的熱擠壓成形用模101的貫通孔101a的內(nèi)周面101b涂敷陶瓷，在專利文獻l、專利文獻2、專利文獻3中被公開。在專利文獻1、2中公開有，熱擠壓成形用模101的母材為高速鋼(high-speedsteel),至少在構(gòu)成與擠壓材料的滑動面的部分以lpm的厚度涂敷TiC，由此能夠降低擠壓材6與成為熱擠壓成形用模101的誘導(dǎo)部的貫通孔101a的內(nèi)周面101b的滑動阻抗，能夠使擠壓速度比以前提高20%。另外，在專利文獻3中提出，在成為熱擠壓形成用模101的誘導(dǎo)部的貫通孔101a的內(nèi)周面101b，通過放電硬化處理在厚210|im的范圍被覆TiC、VC、TaC、WC等的陶瓷層，關(guān)于熱擠壓成形用模101的母材雖沒有觸及，但公開了通過所被覆的陶瓷層的作用，耐磨耗性得到提高。另外，在專利文獻4中提出，在成為SKD材的熱擠壓成形用模101的誘導(dǎo)部的貫通孔101a的內(nèi)周面101b的表面，在厚度415pm的范圍加厚金屬陶瓷。而且還公開有，作為金屬陶瓷的組成，是從Cr3C2、NbC、WC、TiC、SiC的碳化物系陶瓷中選擇一種或兩種以上，并由Ni基或NiCr基的合金基體構(gòu)成，所述陶瓷含有1030wt%。由此，從熱擠壓成形時的貫通孔101a的內(nèi)周面101b的表面至深4mm的位置，即使假定達到700。C也能夠確保硬度，并能夠防止磨耗，此外還能夠抑制因熱擠壓成形時的熱沖擊造成的裂紋，防止進行了補強的部分的剝離。此外，在專利文獻5中提出，使熱擠壓成形用模101的主體為Zr02-Y203、Zr02-MgO等的鋯系陶瓷，或者513^氮化硅等的陶瓷。而且還公開有，既可抑制鋁的熱擠壓成形時的在擠壓材6上發(fā)生缺陷，也可實現(xiàn)擠壓速度的增大。另一方面，在專利文獻6中，作為對鋁熔湯的鑄造等的高溫加壓強有要求的注射成形材或適于壓鑄儲筒(diecastsleeve)的材質(zhì)，提出有碳氮化鈦(TiCN)燒結(jié)體，公開有使用碳氮化鈦(TiCN)粉體64重量分，碳化鈦(TiC)粉體30重量分，作為輔助劑使用AMF合金鐵粉體6重量分來制作碳氮化鈦系金屬陶瓷燒結(jié)體。專利文獻1:特開2000-63972號公報專利文獻2:特開2000-63973號公報專利文獻3.'特開2000-102816號公報專利文獻4:特開2000-63975號公報專利文獻5:特許第2535025號公報專利文獻6:特開2003-321718號公報然而，在專利文獻l、2所提出的由高速鋼構(gòu)成的貫通孔101a的內(nèi)周部101b涂敷l(im的TiC時，由于母材的高速鋼與被涂敷的TiC的熱膨脹系數(shù)差大，因此容易發(fā)生涂層的剝離。另外，TiC在45(TC以上的環(huán)境下容易發(fā)生氧化現(xiàn)象，從而就存在熱劣化的問題，即，從高硬度材的TiC發(fā)生置換反應(yīng)而成為硬度顯著劣化的Ti02。另外，專利文獻3所提出的通過放電加工處理，在2l(^m的范圍于貫通孔101a的內(nèi)周面101b涂敷陶瓷層，其中，由于母材與被涂敷的陶瓷層的熱膨脹系數(shù)差大，因此不能避免涂層的剝離的發(fā)生。另外，專利文獻4所提出的在SKD材的貫通孔101a的內(nèi)周面101b，在厚415pm的范圍加厚碳化物系的金屬陶瓷，其中，作為碳化物系金屬陶瓷的組成，雖然是從Cr3C2、NbC、WC、TiC、SiC的碳化物系陶瓷中選擇一種或兩種以上，但是該任何一種碳化物系陶瓷僅含有1030wt%，即使使用也無法獲得例如與鋁合金一樣高的滑動特性。因此，在鋁合金的擠壓材6的成形時成為誘導(dǎo)部的貫通孔101a的內(nèi)周面101b容易凝結(jié)鋁，從而不能避免破損這樣的問題，還有由于磨耗導(dǎo)致對所成形的擠壓材6的損傷和尺寸不精確的問題。另外，專利文獻5所提出的用鋯系陶瓷或氮化硅陶瓷制作熱擠壓成形用模101主體，其中，出于所謂得不到可承受鋁合金的熱擠壓成形的充分的高強度這一理由，從而不能避免貫通孔101a的內(nèi)周面101b破損，或者由于磨耗導(dǎo)致對所成形的擠壓材6的損傷和尺寸不精確這樣的問題。另外，在專利文獻6中，作為適于鋁熔湯鑄造材的材質(zhì)，雖然公開了TiCN-TiC系金屬陶瓷燒結(jié)體的制造方法，但是TiC在450°C以上的環(huán)境下容易發(fā)生氧化現(xiàn)象，出于熱劣化的理由，§卩，從高硬度材的TiC發(fā)生置換反應(yīng)而成為硬度顯著劣化的Ti02，因此作為鋁合金等的熱擠壓成形用的模材不相稱。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明鑒于上述課題，其目的在于，提供一種特別是在大約400600t:的環(huán)境下，具有高強度、高硬度、高韌性、高滑動性的燒結(jié)體，和使用了該燒結(jié)體的滑動構(gòu)件、成膜用材料和熱擠壓成形用模及使用了該熱擠壓成形用模的熱擠壓成形裝置。本發(fā)明的燒結(jié)體，TiCN為5892.5質(zhì)量％，Ti為0.011質(zhì)量％，TiC為0.012質(zhì)量％，TiN為0.012質(zhì)量％,余量由TaC、Ni、Cr構(gòu)成。而且，優(yōu)選具有TaC為111質(zhì)量％，Ni為313質(zhì)量％,Cr為313質(zhì)量％。'另外，所述燒結(jié)體優(yōu)選其粒度分布中具有2個峰值，1個峰值處于1.01.3(im的粒度范圍，另一個峰值處于1.41.7pm的粒度范圍，所述粒度分布中的1.01.3pm的粒度范圍的晶粒與1.41.7pm的粒度范圍的晶粒優(yōu)選為3:21:1的重量比率。此外，所述燒結(jié)體的晶粒優(yōu)選為球狀。本發(fā)明的滑動構(gòu)件和成膜用材料，采用所述燒結(jié)體形成，例如有滑塊(slider)和耙材等。而且，本發(fā)明的熱擠壓成形用模，采用所述燒結(jié)體形成。而且，該熱擠壓成形用?？梢栽诎鍫畹闹行母浇哂胸炌祝辽僭谠撠炌椎膬?nèi)周面形成有非晶膜。此外，所述非晶膜由氧化鋁或碳化硅(siliconCarbide)構(gòu)成，該非晶膜其厚度可以為0.21.2pm。本發(fā)明的熱擠壓成形裝置，是將所述熱擠壓成形用模安裝在筒狀的模套的一端側(cè)，將所述模套的另一端側(cè)安裝于筒狀的容器(container)的一端側(cè)，將用于從容器將擠壓材擠壓出的擠壓機構(gòu)配置在上述容器上。本發(fā)明的熱擠壓成形用模的制造方法具有如下工序?qū)⑵骄?.30.7lam的TiCN粉末與平均粒徑1.22pm的TiCN粉末以7:39:1的比率進行混合，再添加平均粒徑1.5pm以下的TaC粉末和平均粒徑2pm以下的Ni粉末及Cr粉末，與溶劑一起粉碎混合而成為漿料的工序。本發(fā)明的燒結(jié)體由TiCN為5892.5質(zhì)量％、Ti為0.011質(zhì)量％、TiC為0.012質(zhì)量y。、TiN為0.012質(zhì)量。/。構(gòu)成，因此采用所述燒結(jié)體形成的本發(fā)明的熱擠壓成形用模具有如下這樣的效果特別是在大約400600。C的高溫環(huán)境下，也能夠保持高強度、高韌性，并且能夠?qū)D壓材的滑動阻抗抵制得很低。另外，所述熱擠壓成形用模1，由于在板狀的中心附近具有貫通孔，至少在該貫通孔的內(nèi)周面形成有非晶膜，因此在熱擠壓成形的大約40060(TC附近的預(yù)備加熱時，因為所述非晶膜防止貫通孔的內(nèi)周面的氧化，所以能夠防止熱擠壓成形前的熱擠壓成形用模的強度降低(粒子間結(jié)晶力降低)。此外，由于所述非晶膜為氧化鋁或碳化硅，從而具有達到約60(TC左右的耐氧化作用，因此能夠使熱擠壓成形前的預(yù)備加熱時的熱擠壓成形用模的貫通孔的內(nèi)周面的氧化防止效果進一步提高。而且，所述非晶膜的優(yōu)選厚度為0.21.2pm，如果厚度至少為0.2pm以上，則能夠保護熱擠壓成形用模的表面沒有斑點，能夠防止高溫下的源自表面的氧化問題。而且，因為本來是以預(yù)備加熱時的氧化防止為目的，所以1.2pm就已經(jīng)充分。若達到大幅超過1.2pm的程度的厚膜，尤其是超過2pm這樣的厚膜時，則由于內(nèi)部應(yīng)力導(dǎo)致膜的緊貼性降低，在設(shè)置時等的作業(yè)中有可能發(fā)生非晶膜剝離。而且，由于預(yù)備加熱溫度約為50(TC以下時形成碳化硅的非晶膜，約65(TC以下時形成氧化鋁的非晶膜，從而能夠防止貫通孔的內(nèi)周面的氧化。而且，將所述熱擠壓成形用模安裝在筒狀的模套的一端側(cè)，將上述模套的另一端側(cè)安裝在筒狀的容器的一端側(cè)，將用于把擠壓材從容器中擠壓出的擠壓機構(gòu)配置在上述容器上，如果作為這樣的熱擠壓成形裝置而加以使用，則所述熱擠壓成形用模由于在高溫時的強度、硬度、韌性優(yōu)異，因此能夠防止熱擠壓成形用模的磨耗和破損，并且能夠抑制對擠壓材的損傷和尺寸問題，實現(xiàn)熱擠壓成形的連續(xù)成形時間的大幅的提高。另外，本發(fā)明的熱擠壓成形用模的制造方法，是將平均粒徑0.30.7pm的TiCN粉末和平均粒徑1.22|Lim的TiCN粉末以7:39:1的比率進行混合，再添加平均粒徑1.5pm以下的TaC粉末與平均粒徑2pm以下的Ni粉末及Cr粉末，而形成成為TiCN系金屬陶瓷材的原料粉體。而且，將該原料粉末與溶劑一起粉碎混合而成為漿料，由于是這樣的工序，因此所述粗粒TiCN結(jié)晶粒子的周圍被所述微細的TiCN結(jié)晶粒子填滿，由此共價結(jié)合燒結(jié)或固相結(jié)合得到促進，因此能夠?qū)iCN結(jié)晶粒子向Ti、TiC、TiN分解抑制得很低并使之燒結(jié)。若使用如此得到的燒結(jié)體來制作本發(fā)明的熱擠壓成形用模，則Ti、TiC、TiN的存在被抑制得很低，因此具有高溫時的耐氧化性的抑制效果，其結(jié)果是能夠確保高滑動性。圖1是表示組裝有本發(fā)明的熱擠壓成形用模的熱擠壓成形裝置的一例的剖面圖。圖2是本發(fā)明的試驗片的立體圖。圖3是表示3點彎曲抗折強度的測定方法的剖面圖。圖4(a)是本發(fā)明的熱擠壓成形用模的俯視圖，(b)是其剖面圖。圖5是現(xiàn)有的熱擠壓成形用模的剖面圖。圖6是構(gòu)成本發(fā)明的熱擠壓成形用模的TiCN系金屬陶瓷材的TG-DTA的差示熱分析表。圖7是氧化鋁非晶膜的TG-DTA差示熱分析表。圖8是碳化硅非晶膜的TG-DTA差示熱分析表。圖9是現(xiàn)有的熱擠壓成形裝置的剖面圖。圖10是表示本發(fā)明的熱擠壓成形用模的Ti、TiC、TiN的組成的相圖。具體實施方式以下，用附圖對本發(fā)明的實施方式進行說明。本發(fā)明的燒結(jié)體，重要的是含有TiCN:5892.5質(zhì)量％、Ti:0.011質(zhì)量％、TiC:0.012質(zhì)量％、TiN:0.012質(zhì)量％，余量由TaC、Ni、Cr構(gòu)成。此外，優(yōu)選還具有TaC:111質(zhì)量％。還優(yōu)選具有Ni:313質(zhì)量％、Cr:313質(zhì)量％。還有，余量為Fe等不可避免的雜質(zhì)。所述燒結(jié)體在粒度分布中優(yōu)選具有2個峰值，另外該峰值分別優(yōu)選在1.01.3,與1.41.7|im的粒度范圍內(nèi)。若一方的峰值低于l.O)im，則容易發(fā)生僅限于微細粒子的凝集，因為微細粒子的凝集會成為異常粒子成長的核，所以存在脫粒和韌性及強度劣化這樣的問題，若比1.3pm大，則共價結(jié)合燒結(jié)或固相結(jié)合不充分，因此存在TiCN結(jié)晶粒子向Ti、TiC、TiN分解這樣的問題。另外，若另一方的峰值低于1.4pm，則粒徑變得過大，從而有不能確保滑動性這樣的問題，若比1.7]im大，則共價結(jié)合燒結(jié)或固相結(jié)合不充分，因此存在TiCN結(jié)晶粒子向Ti、TiC、TiN分解這樣的問題。另外，在1.01.3pm的范圍的峰值和1.41.7pm的峰值的比優(yōu)選為3:21:1的重量比率。若1.0L3|im的峰值為60%以上，則容易發(fā)生微細粒子之間的凝集，并成為異常粒子成長的核而造成脫粒和強度劣化，因此有不能確?；瑒有赃@樣的問題，若低于50%，則共價結(jié)合燒結(jié)或固相結(jié)合不充分，因此存在TiCN結(jié)晶粒子向Ti、TiC、TiN分解這樣的問題。還有，所述燒結(jié)體的粒度分布中的2個峰值，通過采用將具有規(guī)定的粒度的微細粉末與粗粒粉末按規(guī)定的調(diào)配比進行了混合的TiCN原料粉體，便能夠得到希望的粒度范圍。另外，所述燒結(jié)體的晶粒優(yōu)選為球狀。若所述晶粒為球狀，則使用了燒結(jié)體的模表面的原料擠壓時的滑動穩(wěn)定。本發(fā)明的燒結(jié)體，能夠用于滑動構(gòu)件和成膜用材料。將采用所述燒結(jié)體而形成的滑動構(gòu)件用于熱擠壓成形用模或熱拉深模時，能夠得到高滑動性。另外，將采用所述燒結(jié)體而形成的成膜用材料形成于熱擠壓成形用模或熱拉深模的滑動部時，能夠得到高滑動性。圖1中，顯示了本發(fā)明的熱擠壓成形用模1被嵌入筒狀的模套2中的熱擠壓成形裝置11的概略的縱剖面圖。例如，鋁合金的擠壓材6的成形，是將加熱了鋁合金等的柱狀鑄錠而成的板坯5放入筒狀的容器3中，通過由擠壓機構(gòu)4擠壓，從作為套圈金屬模的熱擠壓成形用模1成形希望的擠壓材6。本發(fā)明的熱擠壓成形用模1采用所述燒結(jié)體形成。之所以使形成所述熱擠壓成形用模1的燒結(jié)體的成分含量為TiCN:5892.5質(zhì)量％、TaC為111質(zhì)量％、Ni為313質(zhì)量。/。、Cr為313質(zhì)量0/。，是由于TiCN低于58質(zhì)量％時，不能獲得高的滑動性(高滑動性)，若TiCN超過92.5質(zhì)量％，則燒結(jié)性顯著降低，得不到高硬度、高強度。另外，TaC低于l質(zhì)量。/。時，高溫下的耐氧化性及燒結(jié)性降低，若超過11質(zhì)量％%則滑動特性顯著降低。另外，Ni與Cr分別低于3質(zhì)量％時，將造成燒結(jié)性的降低及不能確保致密化，若Ni與Cr分別超過13質(zhì)量％，則不能確保高硬度，耐磨耗性降低。而且，之所以為Ti:0.011質(zhì)量％、TiC:0.012質(zhì)量％、TiN:0.012質(zhì)量％，是由于若所述Ti超過1質(zhì)量％、TiC超過2質(zhì)量。/。、TiN超過2質(zhì)量％，則TiC、TiN及Ti金屬將在希望量以上存在，造成耐氧化性降低。其結(jié)果是，高滑動性將顯著降低，將本燒結(jié)體作為熱擠壓成形用模1使用時，產(chǎn)生所謂在大約40060(TC的高溫環(huán)境下的熱劣化和滑動性受到阻礙這樣的問題。另外，如果Ti、TiC、TiN低于O.Ol質(zhì)量％，則局部性的結(jié)晶增大化推進，結(jié)晶粒子狀態(tài)不均一，有可能造成強度劣化，因此Ti、TiC、TiN的含量均為0.01質(zhì)量％以上很重要。根據(jù)上述的TiCN、Ti、TiC和TiN，通過采用將規(guī)定的微細粉末與粗粉末按規(guī)定的調(diào)配比加以混合的規(guī)定量的TiCN原料粉體并使之燒結(jié)，能夠取得TiCN和由TiCN的分解生成的Ti、TiC和TiN分別達到希望的比例。還有，通常一旦中斷擠壓材6的成形時，會用NaOH等對成為熱擠壓成形用模1的誘導(dǎo)部的貫通孔la的內(nèi)周面lb進行堿清洗，除去鋁合金等的附著物而再度使用時，以前作為模原材被使用的超硬或SKD61由于這些清洗液有時造成表面層腐蝕，表面硬度顯著降低。然而，本發(fā)明的熱擠壓成形用模1的以TiCN-TaC-Ni-Cr為主成分的燒結(jié)體在NaOH等的堿清洗時不會被腐蝕，能夠多次反復(fù)使用直到因磨耗不能使用為止。另夕卜，所述貫通孔la的內(nèi)周面lb的優(yōu)選表面粗糙度Ra為0.05pm以下，若所述Ra超過0.05pm,則無法獲得擠壓材6的表面的平滑性。另外，所述貫通孔la在板狀的熱擠壓成形用模1的中心附近形成，優(yōu)選至少在所述貫通孔la的內(nèi)周面lb上形成非晶膜lc。在鋁合金等的熱擠壓成形中，從板坯5的均一加熱和介于內(nèi)部的空氣脫泡的目的出發(fā)，要以大約40060(TC的溫度對熱擠壓成形裝置11的內(nèi)面進行約1小時(hr)左右的預(yù)備加熱。因此，出于防止該預(yù)備加熱時的貫通孔la的內(nèi)周面lb的氧化的目的而形成非晶膜lc。艮P，本發(fā)明的TiCN系金屬陶瓷，雖然與現(xiàn)有的超硬、SKD61還有碳化物系金屬陶瓷相比，是在高溫下難以氧化的材質(zhì)，但是仍不能抑制一定程度的氧化。因此，為了防止氧化造成的粒子間結(jié)合力降低，優(yōu)選在所述貫通孔la的內(nèi)周面lb上形成非晶膜lc。此外，所述非晶膜lc優(yōu)選由氧化鋁或碳化硅形成。由于氧化鋁和碳化硅的熱氧化反應(yīng)從超過大約60(TC開始，因此，如果熱擠壓成形時的預(yù)備加熱溫度在大約60(TC以下，則能夠防止預(yù)備加熱時的所述內(nèi)周面lb的氧化造成的強度降低。更具體地說，在擠壓材6在成形前的預(yù)備加熱溫度為大約55(TC以下時形成碳化硅的非晶膜lc，在大約60(TC以下時形成氧化鋁的非晶膜lc，由此能夠防止貫通孔la的內(nèi)周面lb的氧化，根據(jù)預(yù)備加熱溫度適當選擇非晶膜lc的材質(zhì)即可。還有，所述非晶膜lc未必局限于氧化鋁或碳化硅，如果是用于熱交換機用的鋁制冷劑管用的熱擠壓成形，則使用氮化硅、氮化鈦、二氧化鈦都沒有什么問題。此外，所述非晶膜lc的厚度t優(yōu)選為0.21.2jim，如果非晶膜lc的厚度t至少為0.2pm以上，則能夠保護貫通孔la的內(nèi)周部lb沒有斑點，能夠防止高溫下的來自表層的氧化的問題。另一方面，若所述非晶膜lc的厚度t成為超過1.2pm這樣的厚膜，則特別是為超過2pm這樣的厚膜時，膜的緊貼性降低，在設(shè)置時等的作業(yè)中非晶膜lc會剝離。還有，更優(yōu)選的非晶膜lc的厚度t為0.51.(Him。而且，若所述非晶膜lc不僅形成于熱擠壓成形用模1的貫通孔la的內(nèi)周面lb上，而且形成為側(cè)面ld上，則能夠抑制來自周圍的氧化造成的劣化。另外，若開始擠壓材6的熱擠壓成形時，非晶膜lc會因與板坯5的滑動阻抗而立即剝離消失，但是由于擠壓材6吸收氧和熱，致使誘導(dǎo)部的接觸溫度降低，從而達不到造成氧化問題的水平。但是如前述，一旦中斷擠壓材6的成形，再度開始成形時，有時還要用NaOH等對貫通孔la的內(nèi)周面lb進行堿清洗，除去鋁合金的附著物而再度使用。這時，為了防止再度預(yù)備加熱時的氧化，如果再度附加剝離了的非晶膜lc，則可以反復(fù)使用沒有任何問題。其次，如圖1所示，本發(fā)明的熱擠壓成形裝置11是將本發(fā)明的熱擠壓成形用模1安裝在筒狀的模套2的一端側(cè)，將上述模套2的另一端側(cè)安裝在筒狀的容器2的一端側(cè)，將用于把擠壓材6從容器3中擠壓出的擠壓機械4配置在上述容器3而成。若將該熱擠壓成形裝置11用于約400600"C的高溫下的熱擠壓成形，由于最易損害的熱擠壓成形用模1在高溫時的強度、硬度、韌性優(yōu)異，因此其磨耗和破損的可能性少，因此對擠壓材6的損傷和尺寸的問題的發(fā)生得到抑制，可實現(xiàn)連續(xù)成形時間的大幅地提咼°其次，對于本發(fā)明的熱擠壓成形用模l的制造方法進行說明。本發(fā)明的熱擠壓成形用模1的制造方法具有如下工序作為原料粉體是將平均粒徑0.30.7pm的微細TiCN粉末與平均粒徑1.22)im的粗粒TiCN粉末以7:39:1的比率按規(guī)定量進行混合，再以規(guī)定量添加平均粒徑1.5pm以下的TaC粉末與平均粒徑2pm以下的Ni粉末及Cr粉末，并與溶劑一起粉碎混合而成為漿料。在此，將TiCN原料粉體的平均粒徑0.30.7jim的微細TiCN粉末與平均粒徑1.22|im的粗粒TiCN粉末以7:39:1的比率按規(guī)定量進行混合的理由是，在燒結(jié)階段，由于粗粒TiCN結(jié)晶粒子的周圍被微細TiCN結(jié)晶粒子填滿，共價結(jié)合燒結(jié)或固相結(jié)合得到促進，能夠抑制TiCN結(jié)晶粒子分解成Ti、TiC、TiN并使之燒結(jié)。然后，將得到的漿料用公知的噴霧干燥器(spraydryer)干燥造粒。其次，將根據(jù)前述的方法制作的粉體用公知的橡膠壓塊機(mbberpress)成形為板狀的成形體，通過公知的切削加工得到希望的形狀。還有，若在板狀的成形體的中心附近預(yù)先形成貫通孔，則在成形體的燒成后通過線放電加工，能夠加工成希望的貫通孔。接下來，用公知的真空爐在減壓至1.33Pa以下的氣氛下，以最高保持溫度1350150(TC對所述成形體進行1小時(hr)燒成。由于燒成溫度為135(TC以下時無法使之充分致密化，若超過150(TC則金屬成分升華，另外TiCN組成開始分解，因此優(yōu)選的燒成溫度為13501500°C。接著，通過線放電加工及磨削加工使得到的燒結(jié)體成為希望的形狀后，用流體磨粒對擠壓材6的貫通孔la的內(nèi)周面lb進行拋光，使表面粗糙度成為0.05pm以下。本發(fā)明的熱擠壓成形用模1雖然按以上的工序制作，但是在貫通孔la的內(nèi)周面lb上形成非晶膜lc時，優(yōu)選通過噴濺法，在厚度t為0.21.2|im的范圍對氧化鋁或碳化硅成膜。還有，非晶膜lc不僅形成于貫通孔la的內(nèi)周面lb，而且形成于側(cè)面ld也沒有任何問題，這種情況下，可以從兩側(cè)面ld實施。如上，本發(fā)明的熱擠壓成形用模1和使用了它的本發(fā)明的熱擠壓成形裝置ll，由于在高溫下具有高的強度和耐磨耗性，所以適合作為產(chǎn)業(yè)用和家庭用的鋁合金擠壓材的熱擠壓成形用，不過，特別是能夠適用于車載用的熱交換器(radiator)、中間冷卻器(intercooler)、空氣冷凝器等的制冷劑管和散熱片的成形用。另外，其用途并不限于所述鋁合金熱擠壓成形用，還適合作為銅合金和鈦合金熱擠壓成形用。以下具體地說明本發(fā)明的實施例，但是本發(fā)明并不受這些實施例的限定。(實施例1)將各個粉體分成6個水準的含量制作作為本發(fā)明的熱擠壓成形用模1的母材的由TiCN系金屬陶瓷構(gòu)成的燒結(jié)體。TiCN粉末是將平均粒徑0.5nm的微細TiCN粉末與平均粒徑1.7pm的粗粒TiCN粉末以8:2的比率按規(guī)定量進行混合，余量為規(guī)定量的以平均粒徑計1.2pm的TaC粉末與1.6pm的Ni粉末及1.4pm的Cr粉末，將其放入SUS制的球磨機，使SUS制的尺寸205的粉碎用球相當于總粉體的同容量，再加上相當于2倍容量的乙醇及以總粉體質(zhì)量比計為3%的石蠟系蠟，進行48小時(hr)粉碎混合而制作漿料。在此，將上述TiCN、TaC、Ni、Cr的合計含量設(shè)為100質(zhì)量％時的各含量為TiCN=63質(zhì)量％、TaC-ll質(zhì)量。/。、Ni=13質(zhì)量％、Cr=13質(zhì)量％，此為試料No.l，TiCN=79質(zhì)量％、TaC=6質(zhì)量％、Ni=7質(zhì)量％、Cr=8質(zhì)量％，此為試料No.2，TiCN=93質(zhì)量％、TaC=l質(zhì)量％、Ni=3質(zhì)量％、C產(chǎn)3質(zhì)量％，此為試料No.3。另外，作為本發(fā)明的范圍外的比較例，是使TiCN原料粉體的平均粒徑和微細TiCN粉末與粗粒TiCN粉末的比率與本發(fā)明實施例同等，為8:2，上述各成分量為TiCN=60質(zhì)量％、TaC=12質(zhì)量％、Ni=14質(zhì)量％、Cr=14質(zhì)量％，此為試料No.4，TiCN二63質(zhì)量G/。、TaOl質(zhì)量％、^=18質(zhì)量％、Cf18廣量。/。、此為試料No.5，TiCN二96質(zhì)量。/。、TaC=0質(zhì)量％、Ni=2質(zhì)量％、&=2質(zhì)量％，此為試料No.6。此外，還追加變更了微細TiCN粉末與粗粒TiCN粉末的調(diào)配比率的試料。TiCN粉末采用平均粒徑0.5nm的微細TiCN粉末與平均粒徑1.7pm的粗粒TiCN粉末，余量為規(guī)定量以平均粒徑計1.2pm的TaC粉末與1.6pm的Ni粉末及1.4nm的Cr粉末，使TiCN=79質(zhì)量％、TaC=6質(zhì)量％、Ni=7質(zhì)量％、Cr=8質(zhì)量％，所述微細TiCN粉末與粗粒TiCN粉末的調(diào)配比為此為7:3，9:1，將其作為本發(fā)明的實施例的試料Na8、9。而且，使所述調(diào)配比為6:4、9.5:0.5，將其作為本發(fā)明的范圍外的試料No.7、10。其他的添加劑和調(diào)合方法與前述相同。其次，以溫度12(TC、曝露時間l秒的條件，用噴霧干燥器將得到的漿料高速干燥造粒。其后，用液壓手動壓力機制作長方體的成形體，作為燒結(jié)后的3點彎曲抗折強度的試驗片。然后，用真空爐在減壓至真空度1.33Pa的環(huán)境下，以最高溫度1450'C對所述成形體進行1小時(hr)燒成，制作TiCN系金屬陶瓷的燒結(jié)體。然后，通過用平面磨床(使用編號糾00的樹脂金剛石)對所述燒結(jié)體進行磨削，從而如圖2所示，加工成為基于JIS-R1601的3點彎曲試驗方法的試驗片12，其為短邊尺寸12a為3mm，長邊尺寸12b為4mm，長度12c為40mm的長方體。對于所述試驗片12的本發(fā)明的實施例的試料No.13、8、9和本發(fā)明的范圍外的比較例的試料No.47、10，進行了燒成后的燒結(jié)體的組成分析，并分別針對這5個試料數(shù)測定了其在大氣氣氛中以55(TC進行了1小時(hr)加熱處理后的3點彎曲抗折強度、維氏硬度、破壞韌性值。組成分析采用理學電氣株式會社制的X射線衍射裝置RINT1100型，以X射線40kV、40mA實施。在此，各成分的組成比的計算，是對試料用X射線衍射裝置測定時，根據(jù)各成分的衍射峰值而另行作成檢量線，基于該檢量線求得定量值，再根據(jù)將它們進行了合算的值求得各成分的比率。另外，因為測定界限值為0.01質(zhì)量％，所以低于0.01質(zhì)量％時記為一。還有，3點彎曲抗折強度是基于JIS-R1601的3點彎曲試驗方法，使用了一〕一工y^二了i;y夕'株式會社制的數(shù)字載荷試驗機，如圖3所示，使跨距13為30mm，十字頭14的速度為0.5mm/min，由此測定試驗片12斷裂的強度。另外，維氏硬度是根據(jù)JIS-R1610，使用明石制作所制AVK-A型硬度計，以HvLoadlOkg實施。另外，破壞韌性值是根據(jù)基于JIS-R1607的SEPB法(SingleEdgePrecrackedBeam)，硬度計使用明石制作所制AVK-A型，萬能試驗機使用卜口y社制MODEL1125型，自動繪圖儀(autograph)使用島津制作所公司制AGS-500B型，光學式測長計使用$、乂卜3社制測定機進行測定。'關(guān)于所述3點彎曲抗折強度、維氏硬度、破壞韌性值的判定標準為，均滿足3點彎曲抗折強度為1150MPa以上，維氏硬度為1400GPa以上，破壞韌性值為10MPa*m1/2以上的，綜合評價為良(〇)，不滿足任何一個的為不可使用(X)。另外，其理由是由于，若3點抗折強度低于1150MPa，則熱擠壓成形作業(yè)時容易發(fā)生因強度不足導(dǎo)致的裂紋，另外若維氏硬度低于1400GPa，則耐磨耗性不充分，容易發(fā)生磨耗和變形，另外若破壞韌性值低于10MPam1/2，則熱擠壓成形作業(yè)時容易發(fā)生缺陷和裂紋。以上的結(jié)果顯示在表l中。還有，組成、特性值是5個試料數(shù)的平均值。[表l]<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>*表示本發(fā)明的范圍之外的試料。注〕TiCN的配合比(微細粉末粗粒粉末)如表1所表明的，用于本發(fā)明的熱擠壓成形用模1的燒結(jié)體的試料No.l、2、3，其組成的范圍是TiCN:5892.5質(zhì)量％、TiC:111質(zhì)量%、Ni:313質(zhì)量％、Cr:313質(zhì)量％，因TiCN分解造成的Ti的出現(xiàn)為0.011質(zhì)量％，TiC、TiN的出現(xiàn)均在0.012質(zhì)量％的范圍，因此，即使將所述燒結(jié)體加熱到55(TC后，也沒有發(fā)生因燒結(jié)體的表面氧化帶來的粒子間結(jié)合力降低，由于能夠維持本來的高強度、高硬度、高韌性的特性，所以3點彎曲抗折強度1180MPa以上，維氏硬度為1460GPa以上，破壞韌性值為10MPa'm^以上，均沒有確認到高溫下的表面的劣化，綜合評價為良好。相對于此，在本發(fā)明的范圍外的試料No.4，在加熱處理至55(TC后，燒結(jié)體的表面的氧化被促進，粒子間結(jié)合力降低，因此3點彎曲抗折強度為低至1040MPa的值，維氏硬度為低至1030GPa的值。另外，試料No.5由于TiCN分解導(dǎo)致的Ti、TiC、TiN的出現(xiàn)，特別是TaC低于1質(zhì)量％以及Ti大大超過l質(zhì)量。/。，而TiN也超過2質(zhì)量。/。，因此在加熱處理至550"C后，由于燒結(jié)體的表面的氧化被促進，粒子間結(jié)合力降低，以及燒結(jié)性也低，所以3點彎曲抗折強度為900MPa，維氏硬度為1040GPa，破壞韌性值為7MPam1/2，均為很低的值。另外，雖然試料No.6因TiCN分解導(dǎo)致的Ti、TiC、TiN的出現(xiàn)均低于0.01質(zhì)量。/。，但是特別是由于TaC低于1質(zhì)量％，所以在加熱處理至55(TC后，由于耐熱劣化性和本來的燒結(jié)性就低，所以3點彎曲抗折強度為890MPa，維氏硬度為1180GPa，破壞韌性值為7MPam1/2，均為很低的值，綜合評價為試料No.4、5、6都差而不可使用。還有，作為不可避免的雜質(zhì)，在試料No.24、6中，F(xiàn)e被檢測出有0.450.97質(zhì)量％。優(yōu)選不可避免的雜質(zhì)接近于O，但因其氧化給周圍造成劣化的溫度會高達SO0。C。因而，在作為熱擠壓成形用的模使用時的溫度約為40060(TC的情況下，其不會成為強度劣化等的要因，因此含有1質(zhì)量％左右沒有問題。此外，TiCN粉末的微細TiCN粉末和粗粒TiCN粉末的調(diào)配比為7:3、9:1的本發(fā)明的實施例的試料No.8、9，由于能夠使燒結(jié)性活性促進，在燒結(jié)時能夠抑制異常粒成長，因此能夠抑制Ti、TiC、TiN的出現(xiàn)，其結(jié)果是，不使高溫環(huán)境下的氧化進行，3點彎曲抗折強度以及維氏硬度、破壞韌性值都不會降低，綜合評價為良好。相對于此，在TiCN粉末的微細TiCN粉末和粗粒TiCN粉末的調(diào)配比為6:4、9.5:0.5的本發(fā)明的范圍外的試料No.7、10中，試料No.7由于局部性地結(jié)晶粒子分解肥大化，所以在燒結(jié)時刻Ti、TiC、TiN的出現(xiàn)量多，其結(jié)果是，因為高溫環(huán)境下的氧化進行，所以試料No.7其3點彎曲抗折強度低于1150MPa，維氏硬度低于1400GPa，破壞韌性值低于10MPam1/2，試料10維氏硬度低于1400GPa，破壞韌性值低于10MPa*m1/2，綜合評價均差，不可使用。根據(jù)以上的結(jié)果可知，TiCN:5892.5質(zhì)量％、TiC:111質(zhì)量％、Ni:313質(zhì)量％、Cr:313質(zhì)量％，由TiCN分解導(dǎo)致的Ti的出現(xiàn)為0.011質(zhì)量％，TiC、TiN的出現(xiàn)均為0.012質(zhì)量。/。的TiCN系金屬陶瓷材，不會招致高溫環(huán)境下的強度、硬度、韌性的降低，因此和為熱擠壓成形用模l的母材是相稱的材質(zhì)。(實施例2)制作圖4(a)、(b)所示的熱擠壓成形用模l、101，安裝到熱擠壓成形裝置ll、lll上進行熱擠壓成形，實施熱擠壓成形用模l、101的評價。使用實施例1的試料No.13的燒結(jié)體制作熱擠壓成形用模1的是本發(fā)明的實施例的試料No.1113，使用實施例1的試料No.4、6的燒結(jié)體的是本發(fā)明的范圍外的試料No.14、15。作為比較例，熱擠壓成形用模101的材質(zhì)采用由Zr02:94質(zhì)量％、Y203:6質(zhì)量％構(gòu)成的鋯陶瓷，此為試料No.16。此外，作為比較例，如圖5所示，熱擠壓成形用模101的主體為SKD61，在貫通孔101a的內(nèi)周面101b上，由NiCr/Cr3CVNbC所構(gòu)成的金屬陶瓷材形成了厚度t為5mm的補強部分7，其中Cr3C2-NbC為25質(zhì)量％的組成，此為試料No.17。還有，上述金屬陶瓷材的補強部分7通過放電熔敷方法形成。還有，本發(fā)明的實施例、比較例，其熱擠壓成形用模l、101的厚度T為20mm，由外徑Ol為30mm的圓盤狀構(gòu)成，在該圓盤狀的中心附近形成有貫通孔la、101a，該貫通孔la、101a是寬度d為1.5mm，長度1為15mm的長方形的狹縫，4角由大約0.5mm的C面c構(gòu)成。將所述熱擠壓成形用模1、101安裝在熱擠壓成形裝置11、111上，以50(TC實施1小時(hr)的預(yù)備加熱處理后，以46(TC的溫度實施鋁合金的熱擠壓成形。此成形條件是使擠壓速度為30m/min.，如此控制擠壓機構(gòu)4的擠壓力來進行成形。然后，實施連續(xù)成形直到擠壓材6的表面發(fā)生異常的傷痕。在此，發(fā)生在擠壓材6的表面的傷為異常的判定基準是，傷的深度為10)im，寬為20pm以上。該基準并不是基于業(yè)界標準，但是例如，汽車空調(diào)用鋁制冷劑管在無氟利昂氣時，采用的氣體其壓力是處于現(xiàn)有之上的高壓力，由于處于這一方向，因此預(yù)測到要有更為嚴格的辨?zhèn)?guī)格。還有，傷的測定使用小坂研究所社制表面粗糙度計進行。在熱擠壓成形中，異常的發(fā)生首先是呈現(xiàn)為擠壓材6的表面狀態(tài)，但是，同時也有熱擠壓成形用模1、101破損，或內(nèi)周面lb、101b發(fā)生剝離，該破損和剝離均包含在內(nèi)而實施確認。還有，試料數(shù)均為l個。然后，出現(xiàn)上述任何一種異常發(fā)生的連續(xù)成形時間低于24小時(hr)的情況的綜合評價為不可使用(X)，24小時(hr)以上、低于36小時(hr)為可以使用(△)，36小時(hr)以上、低于48小時(hr)為良好(〇)。其理由是，由現(xiàn)狀品的超硬和SKD61制作的熱擠壓成形用模101的壽命僅為半日低于1日，因此連續(xù)成形時間現(xiàn)有水平是低于24小時(hr)，為不可使用，另外，作為期待值的1.5日2日為良，在其中間為可以使用。以上的結(jié)果顯示在表2中。[表2]<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>*:表示本發(fā)明范圍之外的試料。1)異常是對擠壓材的傷2)異常是熱擠壓成形用模的破損由表2的結(jié)果可知，本發(fā)明實施例的試料N0.1113，鋁合金的擠壓材6的連續(xù)成形時間至少能夠?qū)嵤?2小時(hr)以上，異常發(fā)生理由全部是使擠壓材6有傷，在這一時刻，未見熱擠壓成形用模l的裂紋和破損，以及內(nèi)周面1的剝離的發(fā)生，綜合評價為良好。另外，本發(fā)明的范圍外的試料No.14、15，可知上述連續(xù)成形時間為27小時(hr)、29小時(hr)，比本發(fā)明實施例少大約40%左右。該異常全部是使擠壓材6有傷，雖然這一時刻的熱擠壓成形用模1未見裂紋、破損和剝離等，但是受高溫下的強度、硬度、韌性的降低影響，作為誘導(dǎo)部的貫通孔la的內(nèi)周面lb劣化。還有，由于至少能夠進行l(wèi)日以上的連續(xù)成形，所以綜合評價為可以使用。此外，由鋯系陶瓷制作熱擠壓成形用模101的主體的比較例的試料No.16，所述連續(xù)成形時間僅為5小時(hr)，其原因是由于熱擠壓成形用模101破損。由此可見，雖然鋯系陶瓷也有所謂表面光滑，滑動性高的長處，但是由于單晶(單斜相)增加造成高溫強度低，因此作為熱擠壓成形用模的材質(zhì)不相稱，綜合評價為X。此外，熱擠壓成形用模101的主體是SKD材，擠壓材6的貫通孔101a的內(nèi)周面101b加厚了由NiCr/Cr3C2/NbC構(gòu)成金屬陶瓷的比較例的試料No.17，其連續(xù)成形時間為18小時(hr),其中擠壓材6上發(fā)生異常的傷，其結(jié)果是內(nèi)周面101b的補強部分7的剝離。該補強部分7的剝離其重大的要因被視為是由于SKD61材與NiCr/Cr3C2/NbC系金屬陶瓷材的熱膨脹系數(shù)的差大，約為6X1(T6。另外，即使沒有發(fā)生所述剝離，由于NiCr/Cr3C2/NbC系金屬陶瓷由碳化物系金屬陶瓷構(gòu)成，所以其與本發(fā)明的TiCN系金屬陶瓷相比，更容易發(fā)生因高溫環(huán)境下的氧化造成的劣化。由以上的結(jié)果可知，若在鋁合金等的熱擠壓成形中使用本發(fā)明的由TiCN系金屬陶瓷構(gòu)成的熱擠壓成形用模1，其與現(xiàn)有的超硬、SKD61、鋯陶瓷、金屬陶瓷材以及碳化物系金屬陶瓷等所制作的模比較，則至少能夠期待12日以上的高壽命。(實施例3)對本發(fā)明的熱擠壓成形用模1的貫通孔la的內(nèi)周面lb形成有非晶膜lc和沒形成的，以及非晶膜lc為氧化鋁或碳化硅時，進一步確認其制作厚度t為0.11.5,的范圍的情況下對高溫環(huán)境下的連續(xù)成形時間產(chǎn)生的效果。構(gòu)成熱擠壓成形用模1的燒結(jié)體使用與實施例2的試料N0.12為同一組成、同一形狀的。然后，如圖1所示，在貫通孔la的內(nèi)周面lb形成氧化鋁和碳化硅的非晶膜lc，使其厚度t為O.l、0.2、0.5、1.0、1.2、1.5拜這6個水準，各制作1個并將其安裝在熱擠壓成形裝置11上，進行l(wèi)hr的預(yù)備加熱后，以30m/min的速度對鋁合金的擠壓材6實施連續(xù)成形。沒有形成非晶膜lc的為實施例2的試料No.12，以其為基準進行比較。在此，沒有在貫通孔la的內(nèi)周面lb上形成非晶膜lc的試料No.12的預(yù)備加熱溫度為50(TC進行1小時(hr)，鋁合金的成形溫度為460。C，所述非晶膜lc為氧化鋁的，使其預(yù)備加熱溫度為55(TC，成形溫度為480°C。另外，所述非晶膜lc為碳化硅的，使其預(yù)備加熱溫度為500°C，成形溫度為46(TC。以前，預(yù)備加熱溫度一般比成形溫度低，其理由是為了防止因預(yù)備加熱時的所述貫通孔的內(nèi)周面的氧化帶來的劣化。但是，由于本來是用于保持緊接成形開始之后的擠壓材6的尺寸精度、表面狀態(tài)的品質(zhì)的預(yù)備加熱，所以優(yōu)選將預(yù)備加熱的溫度設(shè)定為成形時的溫度的同等以上，因此在本實施例中，預(yù)備加熱溫度設(shè)定得比成形溫度高。還有，氧化鋁、碳化硅的非晶膜lc的形成方法為濺射法，其條件為250。C。所述非晶膜lc的材質(zhì)為氧化鋁，其厚度t為O.l、0.2、0.5、1.0、1.2、1.5pm的均為本發(fā)明的實施例，作為試料No.2126。另外，所述非晶膜lc的材質(zhì)為碳化硅，其厚度t為O.l、0.2、0.5、1.0、1.2、1.5pm的為本發(fā)明的實施例，作為試料No，2732。然后，如前述在規(guī)定的預(yù)備加熱后，實施鋁合金的連續(xù)成形，測定在擠壓材6的表面顯現(xiàn)傷的深度為l(Vm、寬為20pm以上的時刻的連續(xù)成形時間。然后，綜合評價與實施例2—樣，連續(xù)成形時間低于24小時(hr)的情況的綜合評價為不可使用(X)，24小時(hr)以上、低于36小時(hr)為可以使用(△)，36小時以上(hr)、低于48小時(hr)為良好(〇)，48小時(hr)以上的為優(yōu)良(◎)。以上的結(jié)果顯示在表3中。而且，本發(fā)明的TiCN系金屬陶瓷材的熱擠壓成形用模1的TG-DTA差示熱分析結(jié)果顯示在圖6、7、8中。圖6是沒有在貫通孔la的內(nèi)周面lb上形成非晶膜lc的TiCN系金屬陶瓷的分析表，圖7是在貫通孔la的內(nèi)周面lb所形成的氧化鋁的非晶膜lc的分析表，圖S是在貫通孔la的內(nèi)周面lb所形成的碳化硅的非晶膜lc的分析表。還有，TG-DTA差示熱分析使用精工電子工業(yè)株式會社制SSC5000型差示熱分析裝置。[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>*:表示本發(fā)明范圍外的試料。由表3的結(jié)果可知，與沒有在熱擠壓成形用模1的擠壓材6的貫通孔la的內(nèi)周面lb上形成非晶膜lc的試料No.12比較，形成有所述非晶膜lc的，其連續(xù)成形時間約提高2580%。而且，所述非晶膜lc由氧化鋁形成的試料No.2126，雖然預(yù)備加熱溫度比碳化硅的試料No.2732高50°C，但連續(xù)成形時間卻提高約10%左右。由此可見，在預(yù)備加熱溫度和成形溫度約以40060(TC進行的鋁合金等的熱擠壓成形中，在比較高的高溫區(qū)域，優(yōu)選采用形成有氧化鋁的非晶膜lc的熱擠壓成形用模1，而在低溫區(qū)域則優(yōu)選采用形成有碳化硅的非晶膜lc的熱擠壓成形用模l。而且，非晶膜lc的厚度t和連續(xù)成形時間的關(guān)系，如氧化鋁的非晶膜lc的試料No.21、22、23以及碳化硅的非晶膜lc的試料27、28、29所見，隨著其厚度t變厚為O.l、0.2、0.5)im，連續(xù)成形時間也隨之提高。特別是在所述氧化鋁的非晶膜lc的厚度t為0.2,以上的試料No.2226中，與沒有形成非晶膜lc的試料No.12相比，連續(xù)成形時間提高約55%以上，本發(fā)明的實施例的試料No.2226可以進行約33.5日的連續(xù)成形，較之由現(xiàn)有的超硬和SKD61材構(gòu)成的擠壓成形用模101—般所說的約半曰的壽命，其具有顯著的效果。但是，非晶膜lc的厚度t為0.1pm的試料No.21、27與沒有形成非晶膜lc的情況相比，雖然連續(xù)成形時間提高，但是其效果小，因為其過薄，所以被認為在預(yù)備加熱時從表面開始發(fā)生氧化。另夕卜，非晶膜lc的厚度t為1.5)am的試料No.26、32，比起所述厚度t為l.O、1.2pm的情況，可知其連續(xù)成形時間有所下降。其結(jié)果被推測為是由于非晶膜lc的輕微剝離造成的氧化。譬如說厚度t，可知若形成厚達2pm左右以上，雖在這次的實施例中沒有記述，但在設(shè)置熱擠壓成形用模l等時，若發(fā)生與物件接觸等，則非晶膜lc容易剝落，另外，若只考慮延長由濺射形成非晶膜lc的時間，則所述非晶膜lc的優(yōu)選厚度t為0.21.2)im，更優(yōu)選為0.51.2拜。然后，如圖6、7、8所示，如根據(jù)TG-DTA差示熱分析表可知如下結(jié)果用于本發(fā)明的熱擠壓成形用模1的TiCN系金屬陶瓷的氧化反應(yīng)約為55(TC，氧化鋁的非晶膜lc的氧化反應(yīng)為最高60(TC以上，另外碳化硅的非晶膜lc的氧化反應(yīng)約為60(TC以上。在圖6所示的TG-DTA差示熱分析表中，由于氧化反應(yīng)能夠確認在55(TC開始，所以本發(fā)明的熱擠壓成形用模1即使在擠壓材6的貫通孔la的內(nèi)周面lb沒有形成非晶膜lc的情況下，即使預(yù)備加熱溫度在50(TC左右也不必擔心有任何劣化。此外，形成有氧化鋁或碳化硅的非晶膜lc的，可知即使預(yù)備加熱溫度最終達到60(TC左右，也不會因熱氧化造成的貫通孔la的內(nèi)周面lb的劣化。如此，若將本發(fā)明的熱擠壓成形用模l用作熱擠壓成形用，就不必如以前那樣將預(yù)備加熱溫度控制在比成形溫度低的溫度下，因此在擠壓材6的成形一開始之后便能夠得到穩(wěn)定的尺寸、表面狀態(tài)的品質(zhì)，并且還能夠顯著提高其連續(xù)成形時間。還有，以下說明各組成的臨界的意義。首先，TiCN、Ti、TiC、TiN的組成的臨界的意義顯示在表4中。[表4]<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>*:表示本發(fā)明范圍外的試料。注)由千燒結(jié)性低下不能制作還有，關(guān)于試料No.43，因為不滿足燒結(jié)性所以不能制作。如果TiCN多則滑動性高，另外作為TiCN的分解生成物的Ti、TiC、TiN不可超過上限，但是適量含有可顯示出高滑動性。這是由于，若Ti、TiN、TiC作為雜質(zhì)不是具有一定程度被含有，則TiCN局部性地發(fā)生結(jié)晶化的部分，模表面的狀態(tài)將變得不穩(wěn)定。其次，TaC的組成的臨界的意義顯示在表5中。[表5]<table>tableseeoriginaldocumentpage24</column></row><table>注)滑動性低下在此作為耐氧化性的評價，通過XPS(X-rayPhotoelectronSpectroscopy)分析，比較表面的氧化面積比。TaC多時耐氧化性高，但是若超過上限則滑動性降低，作為模有不能使用的傾向。其次，Ni、Cr的組成的臨界的意義顯示在表6中。[表6]<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>法l)燒結(jié)性低下注2)耐磨耗性低下在此，作為對于致密性的評價，評價相對密度(根據(jù)阿基米德原理)，即理想密度所對應(yīng)的比。若Ni、Cr被適量含有，則接近理想密度，但是若超過上限，則耐磨耗性降低，若低于下限則有燒結(jié)性降低這樣的傾向。其次，關(guān)于本發(fā)明的燒結(jié)體的粒度分布中的2個峰值的粒度范圍和重量比率的臨界的意義顯示在表7中。[表7]<table>tableseeoriginaldocumentpage25</column></row><table>在此進行評價滑動性、TiCN的分解性的試驗。評價的燒結(jié)體使用與實施例1的試料No.l為相同組成的，采用根據(jù)與其同樣的方法調(diào)整并獲得的、粒度分布中的2個峰值各自不同的試料No.6273。另外，試料No.7478是改變了2個峰值的晶粒的比率的。對于燒結(jié)體的韌性、強度及滑動性進行評價。韌性的規(guī)格值為10MPam1/2以上，10MPam1/2以上為良好(〇)，7MPam1/2以上、低于10MPa*m1/2為可以使用(△)。強度的規(guī)格值為1150MPa以上，1150MPa以上為良好(O)，1000MPa以上、低于1150MPa為可以使用(A)。關(guān)于滑動性，是根據(jù)實際擠壓鋁材的24小時后的鋁材上有無傷痕來評價，沒有出現(xiàn)傷的為良好(〇)，產(chǎn)生少量傷的為可以使用(△)。如表7所示，本發(fā)明的燒結(jié)體的粒度分布中的2個峰值中的粒度范圍和比率處于本發(fā)明的范圍內(nèi)時，TiCN的分解不會發(fā)生，滑動性顯示為良好。若粒度分布中的1個峰值比本發(fā)明的范圍的下限值小，則粒度分布過細，由于脫粒造成的強度劣化和韌性降低導(dǎo)致滑動性變差，若比上限值大，則強度、韌性處于變低的傾向。另外，若粒度分布中的另一峰值比本發(fā)明的范圍的下限值小，則粒度分布過細，容易發(fā)生TiCN的分解，因此滑動性變差，若比上限值大，則粗大粒的影響容易顯現(xiàn)，因此強度劣化。而且，若2個峰值的晶粒的比率比本發(fā)明的范圍的下限值小，則強度劣化，若比上限值大，則滑動性差。這是由于，若比率小則脫粒等的影響容易顯現(xiàn)，若比率大則容易發(fā)生TiCN的分解。還有，圖10是表示本發(fā)明的熱擠壓成形用模的涉及到Ti、TiC、TiN的組成的相圖，為了方便將Ti、TiC、TiN的各頂點設(shè)為3y。。顯示為"CL1"的6角形的影線部分是涉及到本申請的第一發(fā)明的Ti、TiC、TiN的范圍。權(quán)利要求1.一種燒結(jié)體，其特征在于，TiCN為58～92.5質(zhì)量％、Ti為0.01～1質(zhì)量％、TiC為0.01～2質(zhì)量％、TiN為0.01～2質(zhì)量％，余量由TaC、Ni、Cr構(gòu)成。2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的燒結(jié)體，其特征在于，具有111質(zhì)量％的TaC。3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的燒結(jié)體，其特征在于，具有313質(zhì)量o/。的Ni、313質(zhì)量。/。的Cr。4.根據(jù)權(quán)利要求13中任一項所述的燒結(jié)體，其特征在于，所述燒結(jié)體的粒度分布具有2個峰值。5.根據(jù)權(quán)利要求4所述的燒結(jié)體，其特征在于，所述粒度分布中的l個峰值處于1.01.3(am的粒度范圍，另一個峰值處于1.41.7(im的粒度范圍。6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的燒結(jié)體，其特征在于，所述粒度分布中的1.01.3^im的粒度范圍的峰值與1.41.7pm的粒度范圍的峰值為3:2l:l的比率。7.根據(jù)權(quán)利要求16中任一項所述的燒結(jié)體，其特征在于，所述燒結(jié)體的晶粒為球狀。8.—種滑動構(gòu)件，其特征在于，使用權(quán)利要求17中任一項所述的燒結(jié)體形成。9.一種成膜用材料，其特征在于，使用權(quán)利要求17中任一項所述的燒結(jié)體形成。10.—種熱擠壓成形用模，其特征在于，使用權(quán)利要求17中任一項所述的燒結(jié)體形成。11.根據(jù)權(quán)利要求10所述的熱擠壓成形用模，其特征在于，在板狀的中心附近具有貫通孔，至少在該貫通孔的內(nèi)周面形成有非晶膜。12.根據(jù)權(quán)利要求11所述的熱擠壓成形用模，其特征在于，所述非晶膜由氧化鋁或碳化硅構(gòu)成。13.根據(jù)權(quán)利要求II所述的熱擠壓成形用模，其特征在于，所述非晶膜的厚度為0.21.2|tim。14.一種熱擠壓成形裝置，其特征在于，將權(quán)利要求1013中任一項所述的熱擠壓成形用模安裝在筒狀的模套的一端側(cè)，將上述模套的另一端側(cè)安裝在筒狀的容器的一端側(cè)，將用于從容器中將擠壓材擠壓出的擠壓機構(gòu)配置在上述容器上。15.—種熱擠壓成形方法，其特征在于，使用了權(quán)利要求1013中任一項所述的熱擠壓成形用模。16.—種熱擠壓成形方法，其特征在于，使用權(quán)利要求1013中任一項所述的熱擠壓成形用模來成形鋁合金。17.—種燒結(jié)體的制造方法，是權(quán)利要求17中任一項所述的燒結(jié)體的制造方法，其特征在于，具有如下工序?qū)⑵骄?.30.7pm的TiCN粉末與平均粒徑1.22lam的TiCN粉末以7:39:1的重量比率進行混合，再添加平均粒徑1.5pm以下的TaC粉末與平均粒徑2pm以下的Ni粉末及Cr粉末，并與溶劑一起粉碎混合而成為漿料。全文摘要提供一種在大約400～600℃的環(huán)境下，具有高強度、高硬度、高韌性、高滑動性的滑動構(gòu)件、成膜用材料以及熱擠壓成形用模及使用該熱擠壓成形用模的熱擠壓成形裝置，其通過使用如下這種燒結(jié)體而實現(xiàn)TiCN為58質(zhì)量％以上92.5質(zhì)量％以下、Ti為0.01質(zhì)量％以上1質(zhì)量％以下、TiC為0.01質(zhì)量％以上2質(zhì)量％以下、TiN為0.01質(zhì)量％以上2質(zhì)量％以下，余量由TaC、Ni、Cr構(gòu)成。文檔編號B22F1/00GK101273150SQ200680035068公開日2008年9月24日申請日期2006年9月29日優(yōu)先權(quán)日2005年9月29日發(fā)明者浜島浩申請人:京瓷株式會社