CN101273150B - 烧结体及使用该烧结体的热挤压成形用模 - Google Patents

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Abstract

提供一种在大约400～600℃的环境下，具有高强度、高硬度、高韧性、高滑动性的滑动构件、成膜用材料以及热挤压成形用模及使用该热挤压成形用模的热挤压成形装置，其通过使用如下这种烧结体而实现：TiCN为58质量％以上92.5质量％以下、Ti为0.01质量％以上1质量％以下、TiC为0.01质量％以上2质量％以下、TiN为0.01质量％以上2质量％以下，余量由TaC、Ni、Cr构成。

Description

烧结体及使用该烧结体的热挤压成形用模
技术领域
本发明涉及烧结体及其制造方法与使用该烧结体的滑动构件、成膜用材料和热挤压成形用模以及使用该热挤压成形用模的热挤压成形装置及热挤压成形方法。
背景技术
历来，通过铝合金等的热挤压来成形挤压材时，如图5及9所示，从构成被装入热挤压成形装置111的模套(die case)102的轴承部的成为热挤压成形用模101的诱导部的贯通孔101a，将被加热到大约400～500℃的铝合金的板坯5挤压成形，由此能够形成希望形状的挤压材6。
而且，作为热挤压成形用模101的材质，通常采用超硬合金(以下称为超硬)和SKD61，由于超硬能够得到高硬度且可与金属材匹敌的高强度，而SKD61在高温下的硬度·强度难以劣化，出于这样的理由而被广泛使用。
然而，作为前述的高温下的铝合金等的热挤压成形用模101的材质，若使用超硬或SKD61，则超硬由于在大约400～500℃的高温下会热劣化，导致硬度和强度显著降低。另外，SKD61则连仅仅在使用上可充分承受的高硬度都得不到，此外，例如在成形铝合金的挤压材6时，在成为诱导部的贯通孔101a的内周面101b还会有铝凝结。由此，超硬或SKD61无法承受长时间的成形，而由于热挤压成形用模101破损或磨耗，还会导致对所成形的挤压材6的损伤发生以及尺寸不精确这样的问题发生。
最近，为了解决这样的问题，摸索出在由现有的超硬或SKD61制作的成为热挤压成形用模101的诱导部的贯通孔101a的内周面101b的部分，涂敷或加厚陶瓷或金属陶瓷，以及用陶瓷制作热挤压成形用模101。然而，由于大量的问题没有解决，因此一般处于无法普及的现状。
例如，在铝合金的热挤压成形所使用的成为轴承部的热挤压成形用模101的贯通孔101a的内周面101b涂敷陶瓷，在专利文献1、专利文献2、专利文献3中被公开。
在专利文献1、2中公开有，热挤压成形用模101的母材为高速钢(high-speed steel)，至少在构成与挤压材料的滑动面的部分以1μm的厚度涂敷TiC，由此能够降低挤压材6与成为热挤压成形用模101的诱导部的贯通孔101a的内周面101b的滑动阻抗，能够使挤压速度比以前提高20％。
另外，在专利文献3中提出，在成为热挤压形成用模101的诱导部的贯通孔101a的内周面101b，通过放电硬化处理在厚2～10μm的范围被覆TiC、VC、TaC、WC等的陶瓷层，关于热挤压成形用模101的母材虽没有触及，但公开了通过所被覆的陶瓷层的作用，耐磨耗性得到提高。
另外，在专利文献4中提出，在成为SKD材的热挤压成形用模101的诱导部的贯通孔101a的内周面101b的表面，在厚度4～15μm的范围加厚金属陶瓷。而且还公开有，作为金属陶瓷的组成，是从Cr3C2、NbC、WC、TiC、SiC的碳化物系陶瓷中选择一种或两种以上，并由Ni基或NiCr基的合金基体构成，所述陶瓷含有10～30wt％。由此，从热挤压成形时的贯通孔101a的内周面101b的表面至深4mm的位置，即使假定达到700℃也能够确保硬度，并能够防止磨耗，此外还能够抑制因热挤压成形时的热冲击造成的裂纹，防止进行了补强的部分的剥离。
此外，在专利文献5中提出，使热挤压成形用模101的主体为ZrO2-Y2O3、ZrO2-MgO等的锆系陶瓷，或者Si3N4氮化硅等的陶瓷。而且还公开有，既可抑制铝的热挤压成形时的在挤压材6上发生缺陷，也可实现挤压速度的增大。
另一方面，在专利文献6中，作为对铝熔汤的铸造等的高温加压强有要求的注射成形材或适于压铸储筒(die cast sleeve)的材质，提出有碳氮化钛(TiCN)烧结体，公开有使用碳氮化钛(TiCN)粉体64重量分，碳化钛(TiC)粉体30重量分，作为辅助剂使用AMF合金铁粉体6重量分来制作碳氮化钛系金属陶瓷烧结体。
专利文献1：特开2000-63972号公报
专利文献2：特开2000-63973号公报
专利文献3：特开2000-102816号公报
专利文献4：特开2000-63975号公报
专利文献5：特许第2535025号公报
专利文献6：特开2003-321718号公报
然而，在专利文献1、2所提出的由高速钢构成的贯通孔101a的内周部101b涂敷1μm的TiC时，由于母材的高速钢与被涂敷的TiC的热膨胀系数差大，因此容易发生涂层的剥离。另外，TiC在450℃以上的环境下容易发生氧化现象，从而就存在热劣化的问题，即，从高硬度材的TiC发生置换反应而成为硬度显著劣化的TiO2。
另外，专利文献3所提出的通过放电加工处理，在2～10μm的范围于贯通孔101a的内周面101b涂敷陶瓷层，其中，由于母材与被涂敷的陶瓷层的热膨胀系数差大，因此不能避免涂层的剥离的发生。
另外，专利文献4所提出的在SKD材的贯通孔101a的内周面101b，在厚4～15μm的范围加厚碳化物系的金属陶瓷，其中，作为碳化物系金属陶瓷的组成，虽然是从Cr3C2、NbC、WC、TiC、SiC的碳化物系陶瓷中选择一种或两种以上，但是该任何一种碳化物系陶瓷仅含有10～30wt％，即使使用也无法获得例如与铝合金一样高的滑动特性。因此，在铝合金的挤压材6的成形时成为诱导部的贯通孔101a的内周面101b容易凝结铝，从而不能避免破损这样的问题，还有由于磨耗导致对所成形的挤压材6的损伤和尺寸不精确的问题。
另外，专利文献5所提出的用锆系陶瓷或氮化硅陶瓷制作热挤压成形用模101主体，其中，出于所谓得不到可承受铝合金的热挤压成形的充分的高强度这一理由，从而不能避免贯通孔101a的内周面101b破损，或者由于磨耗导致对所成形的挤压材6的损伤和尺寸不精确这样的问题。
另外，在专利文献6中，作为适于铝熔汤铸造材的材质，虽然公开了TiCN-TiC系金属陶瓷烧结体的制造方法，但是TiC在450℃以上的环境下容易发生氧化现象，出于热劣化的理由，即，从高硬度材的TiC发生置换反应而成为硬度显著劣化的TiO2，因此作为铝合金等的热挤压成形用的模材不相称。
发明内容
本发明鉴于上述课题，其目的在于，提供一种特别是在大约400～600℃的环境下，具有高强度、高硬度、高韧性、高滑动性的烧结体，和使用了该烧结体的滑动构件、成膜用材料和热挤压成形用模及使用了该热挤压成形用模的热挤压成形装置。
本发明的烧结体，TiCN为58～92.5质量％，Ti为0.01～1质量％，TiC为0.01～2质量％，TiN为0.01～2质量％，余量由TaC、Ni、Cr构成。而且，优选具有TaC为1～11质量％，Ni为3～13质量％，Cr为3～13质量％。
另外，所述烧结体优选其粒度分布中具有2个峰值，1个峰值处于1.0～1.3μm的粒度范围，另一个峰值处于1.4～1.7μm的粒度范围，所述粒度分布中的1.0～1.3μm的粒度范围的晶粒与1.4～1.7μm的粒度范围的晶粒优选为3∶2～1∶1的重量比率。此外，所述烧结体的晶粒优选为球状。
本发明的滑动构件和成膜用材料，采用所述烧结体形成，例如有滑块(slider)和靶材等。
而且，本发明的热挤压成形用模，采用所述烧结体形成。而且，该热挤压成形用模可以在板状的中心附近具有贯通孔，至少在该贯通孔的内周面形成有非晶膜。此外，所述非晶膜由氧化铝或碳化硅(silicon Carbide)构成，该非晶膜其厚度可以为0.2～1.2μm。
本发明的热挤压成形装置，是将所述热挤压成形用模安装在筒状的模套的一端侧，将所述模套的另一端侧安装于筒状的容器(container)的一端侧，将用于从容器将挤压材挤压出的挤压机构配置在上述容器上。
本发明的热挤压成形用模的制造方法具有如下工序：将平均粒径0.3～0.7μm的TiCN粉末与平均粒径1.2～2μm的TiCN粉末以7∶3～9∶1的比率进行混合，再添加平均粒径1.5μm以下的TaC粉末和平均粒径2μm以下的Ni粉末及Cr粉末，与溶剂一起粉碎混合而成为浆料的工序。
本发明的烧结体由TiCN为58～92.5质量％、Ti为0.01～1质量％、TiC为0.01～2质量％、TiN为0.01～2质量％构成，因此采用所述烧结体形成的本发明的热挤压成形用模具有如下这样的效果：特别是在大约400～600℃的高温环境下，也能够保持高强度、高韧性，并且能够将挤压材的滑动阻抗抵制得很低。
另外，所述热挤压成形用模1，由于在板状的中心附近具有贯通孔，至少在该贯通孔的内周面形成有非晶膜，因此在热挤压成形的大约400～600℃附近的预备加热时，因为所述非晶膜防止贯通孔的内周面的氧化，所以能够防止热挤压成形前的热挤压成形用模的强度降低(粒子间结晶力降低)。
此外，由于所述非晶膜为氧化铝或碳化硅，从而具有达到约600℃左右的耐氧化作用，因此能够使热挤压成形前的预备加热时的热挤压成形用模的贯通孔的内周面的氧化防止效果进一步提高。
而且，所述非晶膜的优选厚度为0.2～1.2μm，如果厚度至少为0.2μm以上，则能够保护热挤压成形用模的表面没有斑点，能够防止高温下的源自表面的氧化问题。而且，因为本来是以预备加热时的氧化防止为目的，所以1.2μm就已经充分。若达到大幅超过1.2μm的程度的厚膜，尤其是超过2μm这样的厚膜时，则由于内部应力导致膜的紧贴性降低，在设置时等的作业中有可能发生非晶膜剥离。而且，由于预备加热温度约为500℃以下时形成碳化硅的非晶膜，约650℃以下时形成氧化铝的非晶膜，从而能够防止贯通孔的内周面的氧化。
而且，将所述热挤压成形用模安装在筒状的模套的一端侧，将上述模套的另一端侧安装在筒状的容器的一端侧，将用于把挤压材从容器中挤压出的挤压机构配置在上述容器上，如果作为这样的热挤压成形装置而加以使用，则所述热挤压成形用模由于在高温时的强度、硬度、韧性优异，因此能够防止热挤压成形用模的磨耗和破损，并且能够抑制对挤压材的损伤和尺寸问题，实现热挤压成形的连续成形时间的大幅的提高。
另外，本发明的热挤压成形用模的制造方法，是将平均粒径0.3～0.7μm的TiCN粉末和平均粒径1.2～2μm的TiCN粉末以7∶3～9∶1的比率进行混合，再添加平均粒径1.5μm以下的TaC粉末与平均粒径2μm以下的Ni粉末及Cr粉末，而形成成为TiCN系金属陶瓷材的原料粉体。而且，将该原料粉末与溶剂一起粉碎混合而成为浆料，由于是这样的工序，因此所述粗粒TiCN结晶粒子的周围被所述微细的TiCN结晶粒子填满，由此共价结合烧结或固相结合得到促进，因此能够将TiCN结晶粒子向Ti、TiC、TiN分解抑制得很低并使之烧结。若使用如此得到的烧结体来制作本发明的热挤压成形用模，则Ti、TiC、TiN的存在被抑制得很低，因此具有高温时的耐氧化性的抑制效果，其结果是能够确保高滑动性。
附图说明
图1是表示组装有本发明的热挤压成形用模的热挤压成形装置的一例的剖面图。
图2是本发明的试验片的立体图。
图3是表示3点弯曲抗折强度的测定方法的剖面图。
图4(a)是本发明的热挤压成形用模的俯视图，(b)是其剖面图。
图5是现有的热挤压成形用模的剖面图。
图6是构成本发明的热挤压成形用模的TiCN系金属陶瓷材的TG-DTA的差示热分析表。
图7是氧化铝非晶膜的TG-DTA差示热分析表。
图8是碳化硅非晶膜的TG-DTA差示热分析表。
图9是现有的热挤压成形装置的剖面图。
图10是表示本发明的热挤压成形用模的Ti、TiC、TiN的组成的相图。
具体实施方式
以下，用附图对本发明的实施方式进行说明。
本发明的烧结体，重要的是含有TiCN：58～92.5质量％、Ti：0.01～1质量％、TiC：0.01～2质量％、TiN：0.01～2质量％，余量由TaC、Ni、Cr构成。此外，优选还具有TaC：1～11质量％。还优选具有Ni：3～13质量％、Cr：3～13质量％。还有，余量为Fe等不可避免的杂质。
所述烧结体在粒度分布中优选具有2个峰值，另外该峰值分别优选在1.0～1.3μm与1.4～1.7μm的粒度范围内。
若一方的峰值低于1.0μm，则容易发生仅限于微细粒子的凝集，因为微细粒子的凝集会成为异常粒子成长的核，所以存在脱粒和韧性及强度劣化这样的问题，若比1.3μm大，则共价结合烧结或固相结合不充分，因此存在TiCN结晶粒子向Ti、TiC、TiN分解这样的问题。
另外，若另一方的峰值低于1.4μm，则粒径变得过大，从而有不能确保滑动性这样的问题，若比1.7μm大，则共价结合烧结或固相结合不充分，因此存在TiCN结晶粒子向Ti、TiC、TiN分解这样的问题。
另外，在1.0～1.3μm的范围的峰值和1.4～1.7μm的峰值的比优选为3∶2～1∶1的重量比率。若1.0～1.3μm的峰值为60％以上，则容易发生微细粒子之间的凝集，并成为异常粒子成长的核而造成脱粒和强度劣化，因此有不能确保滑动性这样的问题，若低于50％，则共价结合烧结或固相结合不充分，因此存在TiCN结晶粒子向Ti、TiC、TiN分解这样的问题。
还有，所述烧结体的粒度分布中的2个峰值，通过采用将具有规定的粒度的微细粉末与粗粒粉末按规定的调配比进行了混合的TiCN原料粉体，便能够得到希望的粒度范围。
另外，所述烧结体的晶粒优选为球状。若所述晶粒为球状，则使用了烧结体的模表面的原料挤压时的滑动稳定。
本发明的烧结体，能够用于滑动构件和成膜用材料。将采用所述烧结体而形成的滑动构件用于热挤压成形用模或热拉深模时，能够得到高滑动性。另外，将采用所述烧结体而形成的成膜用材料形成于热挤压成形用模或热拉深模的滑动部时，能够得到高滑动性。
图1中，显示了本发明的热挤压成形用模1被嵌入筒状的模套2中的热挤压成形装置11的概略的纵剖面图。例如，铝合金的挤压材6的成形，是将加热了铝合金等的柱状铸锭而成的板坯5放入筒状的容器3中，通过由挤压机构4挤压，从作为套圈金属模的热挤压成形用模1成形希望的挤压材6。
本发明的热挤压成形用模1采用所述烧结体形成。之所以使形成所述热挤压成形用模1的烧结体的成分含量为TiCN：58～92.5质量％、TaC为1～11质量％、Ni为3～13质量％、Cr为3～13质量％，是由于TiCN低于58质量％时，不能获得高的滑动性(高滑动性)，若TiCN超过92.5质量％，则烧结性显著降低，得不到高硬度、高强度。
另外，TaC低于1质量％时，高温下的耐氧化性及烧结性降低，若超过11质量％％则滑动特性显著降低。另外，Ni与Cr分别低于3质量％时，将造成烧结性的降低及不能确保致密化，若Ni与Cr分别超过13质量％，则不能确保高硬度，耐磨耗性降低。
而且，之所以为Ti：0.01～1质量％、TiC：0.01～2质量％、TiN：0.01～2质量％，是由于若所述Ti超过1质量％、TiC超过2质量％、TiN超过2质量％，则TiC、TiN及Ti金属将在希望量以上存在，造成耐氧化性降低。其结果是，高滑动性将显著降低，将本烧结体作为热挤压成形用模1使用时，产生所谓在大约400～600℃的高温环境下的热劣化和滑动性受到阻碍这样的问题。
另外，如果Ti、TiC、TiN低于0.01质量％，则局部性的结晶增大化推进，结晶粒子状态不均一，有可能造成强度劣化，因此Ti、TiC、TiN的含量均为0.01质量％以上很重要。
根据上述的TiCN、Ti、TiC和TiN，通过采用将规定的微细粉末与粗粉末按规定的调配比加以混合的规定量的TiCN原料粉体并使之烧结，能够取得TiCN和由TiCN的分解生成的Ti、TiC和TiN分别达到希望的比例。
还有，通常一旦中断挤压材6的成形时，会用NaOH等对成为热挤压成形用模1的诱导部的贯通孔1a的内周面1b进行碱清洗，除去铝合金等的附着物而再度使用时，以前作为模原材被使用的超硬或SKD61由于这些清洗液有时造成表面层腐蚀，表面硬度显著降低。然而，本发明的热挤压成形用模1的以TiCN-TaC-Ni-Cr为主成分的烧结体在NaOH等的碱清洗时不会被腐蚀，能够多次反复使用直到因磨耗不能使用为止。
另外，所述贯通孔1a的内周面1b的优选表面粗糙度Ra为0.05μm以下，若所述Ra超过0.05μm，则无法获得挤压材6的表面的平滑性。
另外，所述贯通孔1a在板状的热挤压成形用模1的中心附近形成，优选至少在所述贯通孔1a的内周面1b上形成非晶膜1c。在铝合金等的热挤压成形中，从板坯5的均一加热和介于内部的空气脱泡的目的出发，要以大约400～600℃的温度对热挤压成形装置11的内面进行约1小时(hr)左右的预备加热。因此，出于防止该预备加热时的贯通孔1a的内周面1b的氧化的目的而形成非晶膜1c。
即，本发明的TiCN系金属陶瓷，虽然与现有的超硬、SKD61还有碳化物系金属陶瓷相比，是在高温下难以氧化的材质，但是仍不能抑制一定程度的氧化。因此，为了防止氧化造成的粒子间结合力降低，优选在所述贯通孔1a的内周面1b上形成非晶膜1c。
此外，所述非晶膜1c优选由氧化铝或碳化硅形成。由于氧化铝和碳化硅的热氧化反应从超过大约600℃开始，因此，如果热挤压成形时的预备加热温度在大约600℃以下，则能够防止预备加热时的所述内周面1b的氧化造成的强度降低。更具体地说，在挤压材6在成形前的预备加热温度为大约550℃以下时形成碳化硅的非晶膜1c，在大约600℃以下时形成氧化铝的非晶膜1c，由此能够防止贯通孔1a的内周面1b的氧化，根据预备加热温度适当选择非晶膜1c的材质即可。
还有，所述非晶膜1c未必局限于氧化铝或碳化硅，如果是用于热交换机用的铝制冷剂管用的热挤压成形，则使用氮化硅、氮化钛、二氧化钛都没有什么问题。
此外，所述非晶膜1c的厚度t优选为0.2～1.2μm，如果非晶膜1c的厚度t至少为0.2μm以上，则能够保护贯通孔1a的内周部1b没有斑点，能够防止高温下的来自表层的氧化的问题。另一方面，若所述非晶膜1c的厚度t成为超过1.2μm这样的厚膜，则特别是为超过2μm这样的厚膜时，膜的紧贴性降低，在设置时等的作业中非晶膜1c会剥离。还有，更优选的非晶膜1c的厚度t为0.5～1.0μm。
而且，若所述非晶膜1c不仅形成于热挤压成形用模1的贯通孔1a的内周面1b上，而且形成为侧面1d上，则能够抑制来自周围的氧化造成的劣化。
另外，若开始挤压材6的热挤压成形时，非晶膜1c会因与板坯5的滑动阻抗而立即剥离消失，但是由于挤压材6吸收氧和热，致使诱导部的接触温度降低，从而达不到造成氧化问题的水平。
但是如前述，一旦中断挤压材6的成形，再度开始成形时，有时还要用NaOH等对贯通孔1a的内周面1b进行碱清洗，除去铝合金的附着物而再度使用。这时，为了防止再度预备加热时的氧化，如果再度附加剥离了的非晶膜1c，则可以反复使用没有任何问题。
其次，如图1所示，本发明的热挤压成形装置11是将本发明的热挤压成形用模1安装在筒状的模套2的一端侧，将上述模套2的另一端侧安装在筒状的容器2的一端侧，将用于把挤压材6从容器3中挤压出的挤压机械4配置在上述容器3而成。若将该热挤压成形装置11用于约400～600℃的高温下的热挤压成形，由于最易损害的热挤压成形用模1在高温时的强度、硬度、韧性优异，因此其磨耗和破损的可能性少，因此对挤压材6的损伤和尺寸的问题的发生得到抑制，可实现连续成形时间的大幅地提高。
其次，对于本发明的热挤压成形用模1的制造方法进行说明。
本发明的热挤压成形用模1的制造方法具有如下工序：作为原料粉体是将平均粒径0.3～0.7μm的微细TiCN粉末与平均粒径1.2～2μm的粗粒TiCN粉末以7∶3～9∶1的比率按规定量进行混合，再以规定量添加平均粒径1.5μm以下的TaC粉末与平均粒径2μm以下的Ni粉末及Cr粉末，并与溶剂一起粉碎混合而成为浆料。
在此，将TiCN原料粉体的平均粒径0.3～0.7μm的微细TiCN粉末与平均粒径1.2～2μm的粗粒TiCN粉末以7∶3～9∶1的比率按规定量进行混合的理由是，在烧结阶段，由于粗粒TiCN结晶粒子的周围被微细TiCN结晶粒子填满，共价结合烧结或固相结合得到促进，能够抑制TiCN结晶粒子分解成Ti、TiC、TiN并使之烧结。
然后，将得到的浆料用公知的喷雾干燥器(spray dryer)干燥造粒。
其次，将根据前述的方法制作的粉体用公知的橡胶压块机(rubberpress)成形为板状的成形体，通过公知的切削加工得到希望的形状。还有，若在板状的成形体的中心附近预先形成贯通孔，则在成形体的烧成后通过线放电加工，能够加工成希望的贯通孔。
接下来，用公知的真空炉在减压至1.33Pa以下的气氛下，以最高保持温度1350～1500℃对所述成形体进行1小时(hr)烧成。由于烧成温度为1350℃以下时无法使之充分致密化，若超过1500℃则金属成分升华，另外TiCN组成开始分解，因此优选的烧成温度为1350～1500℃。
接着，通过线放电加工及磨削加工使得到的烧结体成为希望的形状后，用流体磨粒对挤压材6的贯通孔1a的内周面1b进行抛光，使表面粗糙度成为0.05μm以下。
本发明的热挤压成形用模1虽然按以上的工序制作，但是在贯通孔1a的内周面1b上形成非晶膜1c时，优选通过喷溅法，在厚度t为0.2～1.2μm的范围对氧化铝或碳化硅成膜。还有，非晶膜1c不仅形成于贯通孔1a的内周面1b，而且形成于侧面1d也没有任何问题，这种情况下，可以从两侧面1d实施。
如上，本发明的热挤压成形用模1和使用了它的本发明的热挤压成形装置11，由于在高温下具有高的强度和耐磨耗性，所以适合作为产业用和家庭用的铝合金挤压材的热挤压成形用，不过，特别是能够适用于车载用的热交换器(radiator)、中间冷却器(intercooler)、空气冷凝器等的制冷剂管和散热片的成形用。
另外，其用途并不限于所述铝合金热挤压成形用，还适合作为铜合金和钛合金热挤压成形用。
以下具体地说明本发明的实施例，但是本发明并不受这些实施例的限定。
(实施例1)
将各个粉体分成6个水准的含量制作作为本发明的热挤压成形用模1的母材的由TiCN系金属陶瓷构成的烧结体。TiCN粉末是将平均粒径0.5μm的微细TiCN粉末与平均粒径1.7μm的粗粒TiCN粉末以8∶2的比率按规定量进行混合，余量为规定量的以平均粒径计1.2μm的TaC粉末与1.6μm的Ni粉末及1.4μm的Cr粉末，将其放入SUS制的球磨机，使SUS制的尺寸2Φ5的粉碎用球相当于总粉体的同容量，再加上相当于2倍容量的乙醇及以总粉体质量比计为3％的石蜡系蜡，进行48小时(hr)粉碎混合而制作浆料。
在此，将上述TiCN、TaC、Ni、Cr的合计含量设为100质量％时的各含量为TiCN＝63质量％、TaC＝11质量％、Ni＝13质量％、Cr＝13质量％，此为试料No.1，TiCN＝79质量％、TaC＝6质量％、Ni＝7质量％、Cr＝8质量％，此为试料No.2，TiCN＝93质量％、TaC＝1质量％、Ni＝3质量％、Cr＝3质量％，此为试料No.3。
另外，作为本发明的范围外的比较例，是使TiCN原料粉体的平均粒径和微细TiCN粉末与粗粒TiCN粉末的比率与本发明实施例同等，为8∶2，上述各成分量为TiCN＝60质量％、TaC＝12质量％、Ni＝14质量％、Cr＝14质量％，此为试料No.4，TiCN＝63质量％、TaC＝1质量％、Ni＝18质量％、Cr＝18质量％、此为试料No.5，TiCN＝96质量％、TaC＝0质量％、Ni＝2质量％、Cr＝2质量％，此为试料No.6。
此外，还追加变更了微细TiCN粉末与粗粒TiCN粉末的调配比率的试料。
TiCN粉末采用平均粒径0.5μm的微细TiCN粉末与平均粒径1.7μm的粗粒TiCN粉末，余量为规定量以平均粒径计1.2μm的TaC粉末与1.6μm的Ni粉末及1.4μm的Cr粉末，使TiCN＝79质量％、TaC＝6质量％、Ni＝7质量％、Cr＝8质量％，所述微细TiCN粉末与粗粒TiCN粉末的调配比为此为7∶3，9∶1，将其作为本发明的实施例的试料No.8、9。而且，使所述调配比为6∶4、9.5∶0.5，将其作为本发明的范围外的试料No.7、10。其他的添加剂和调合方法与前述相同。
其次，以温度120℃、曝露时间1秒的条件，用喷雾干燥器将得到的浆料高速干燥造粒。
其后，用液压手动压力机制作长方体的成形体，作为烧结后的3点弯曲抗折强度的试验片。
然后，用真空炉在减压至真空度1.33Pa的环境下，以最高温度1450℃对所述成形体进行1小时(hr)烧成，制作TiCN系金属陶瓷的烧结体。
然后，通过用平面磨床(使用编号#400的树脂金刚石)对所述烧结体进行磨削，从而如图2所示，加工成为基于JIS-R1601的3点弯曲试验方法的试验片12，其为短边尺寸12a为3mm，长边尺寸12b为4mm，长度12c为40mm的长方体。
对于所述试验片12的本发明的实施例的试料No.1～3、8、9和本发明的范围外的比较例的试料No.4～7、10，进行了烧成后的烧结体的组成分析，并分别针对这5个试料数测定了其在大气气氛中以550℃进行了1小时(hr)加热处理后的3点弯曲抗折强度、维氏硬度、破坏韧性值。
组成分析采用理学电气株式会社制的X射线衍射装置RINT1100型，以X射线40kV、40mA实施。在此，各成分的组成比的计算，是对试料用X射线衍射装置测定时，根据各成分的衍射峰值而另行作成检量线，基于该检量线求得定量值，再根据将它们进行了合算的值求得各成分的比率。另外，因为测定界限值为0.01质量％，所以低于0.01质量％时记为一。
还有，3点弯曲抗折强度是基于JIS-R1601的3点弯曲试验方法，使用ァィコ一ェンジニァリンゲ株式会社制的数字载荷试验机，如图3所示，使跨距13为30mm，十字头14的速度为0.5mm/min，由此测定试验片12断裂的强度。
另外，维氏硬度是根据JIS-R1610，使用明石制作所制AVK-A型硬度计，以HvLoad10kg实施。
另外，破坏韧性值是根据基于JIS-R1607的SEPB法(Single EdgePrecracked Beam)，硬度计使用明石制作所制AVK-A型，万能试验机使用ィンストロン社制MODEL1125型，自动绘图仪(autograph)使用岛津制作所公司制AGS-500B型，光学式测长计使用ミットョ社制测定机进行测定。
关于所述3点弯曲抗折强度、维氏硬度、破坏韧性值的判定标准为，均满足3点弯曲抗折强度为1150MPa以上，维氏硬度为1400GPa以上，破坏韧性值为10MPa·m1/2以上的，综合评价为良(○)，不满足任何一个的为不可使用(×)。另外，其理由是由于，若3点抗折强度低于1150MPa，则热挤压成形作业时容易发生因强度不足导致的裂纹，另外若维氏硬度低于1400GPa，则耐磨耗性不充分，容易发生磨耗和变形，另外若破坏韧性值低于10MPa·m1/2，则热挤压成形作业时容易发生缺陷和裂纹。
以上的结果显示在表1中。还有，组成、特性值是5个试料数的平均值。
[表1]
Figure B2006800350687D00131
*表示本发明的范围之外的试料。
注：TiCN的配合比(微细粉末：粗粒粉末)
如表1所表明的，用于本发明的热挤压成形用模1的烧结体的试料No.1、2、3，其组成的范围是TiCN：58～92.5质量％、TiC：1～11质量％、Ni：3～13质量％、Cr：3～13质量％，因TiCN分解造成的Ti的出现为0.01～1质量％，TiC、TiN的出现均在0.01～2质量％的范围，因此，即使将所述烧结体加热到550℃后，也没有发生因烧结体的表面氧化带来的粒子间结合力降低，由于能够维持本来的高强度、高硬度、高韧性的特性，所以3点弯曲抗折强度1180MPa以上，维氏硬度为1460GPa以上，破坏韧性值为10MPa·m1/2以上，均没有确认到高温下的表面的劣化，综合评价为良好。
相对于此，在本发明的范围外的试料No.4，在加热处理至550℃后，烧结体的表面的氧化被促进，粒子间结合力降低，因此3点弯曲抗折强度为低至1040MPa的值，维氏硬度为低至1030GPa的值。另外，试料No.5由于TiCN分解导致的Ti、TiC、TiN的出现，特别是TaC低于1质量％以及Ti大大超过1质量％，而TiN也超过2质量％，因此在加热处理至550℃后，由于烧结体的表面的氧化被促进，粒子间结合力降低，以及烧结性也低，所以3点弯曲抗折强度为900MPa，维氏硬度为1040GPa，破坏韧性值为7MPa·m1/2，均为很低的值。另外，虽然试料No.6因TiCN分解导致的Ti、TiC、TiN的出现均低于0.01质量％，但是特别是由于TaC低于1质量％，所以在加热处理至550℃后，由于耐热劣化性和本来的烧结性就低，所以3点弯曲抗折强度为890MPa，维氏硬度为1180GPa，破坏韧性值为7MPa·m1/2，均为很低的值，综合评价为试料No.4、5、6都差而不可使用。
还有，作为不可避免的杂质，在试料No.2～4、6中，Fe被检测出有0.45～0.97质量％。优选不可避免的杂质接近于0，但因其氧化给周围造成劣化的温度会高达800℃。因而，在作为热挤压成形用的模使用时的温度约为400～600℃的情况下，其不会成为强度劣化等的要因，因此含有1质量％左右没有问题。
此外，TiCN粉末的微细TiCN粉末和粗粒TiCN粉末的调配比为7∶3、9∶1的本发明的实施例的试料No.8、9，由于能够使烧结性活性促进，在烧结时能够抑制异常粒成长，因此能够抑制Ti、TiC、TiN的出现，其结果是，不使高温环境下的氧化进行，3点弯曲抗折强度以及维氏硬度、破坏韧性值都不会降低，综合评价为良好。
相对于此，在TiCN粉末的微细TiCN粉末和粗粒TiCN粉末的调配比为6∶4、9.5∶0.5的本发明的范围外的试料No.7、10中，试料No.7由于局部性地结晶粒子分解肥大化，所以在烧结时刻Ti、TiC、TiN的出现量多，其结果是，因为高温环境下的氧化进行，所以试料No.7其3点弯曲抗折强度低于1150MPa，维氏硬度低于1400GPa，破坏韧性值低于10MPa ·m1/2，试料10维氏硬度低于1400GPa，破坏韧性值低于10MPa·m1/2，综合评价均差，不可使用。
根据以上的结果可知，TiCN：58～92.5质量％、TiC：1～11质量％、Ni：3～13质量％、Cr：3～13质量％，由TiCN分解导致的Ti的出现为0.01～1质量％，TiC、TiN的出现均为0.01～2质量％的TiCN系金属陶瓷材，不会招致高温环境下的强度、硬度、韧性的降低，因此和为热挤压成形用模1的母材是相称的材质。
(实施例2)
制作图4(a)、(b)所示的热挤压成形用模1、101，安装到热挤压成形装置11、111上进行热挤压成形，实施热挤压成形用模1、101的评价。使用实施例1的试料No.1～3的烧结体制作热挤压成形用模1的是本发明的实施例的试料No.11～13，使用实施例1的试料No.4、6的烧结体的是本发明的范围外的试料No.14、15。
作为比较例，热挤压成形用模101的材质采用由ZrO2：94质量％、Y2O3：6质量％构成的锆陶瓷，此为试料No.16。
此外，作为比较例，如图5所示，热挤压成形用模101的主体为SKD61，在贯通孔101a的内周面101b上，由NiCr/Cr3C2/NbC所构成的金属陶瓷材形成了厚度t为5mm的补强部分7，其中Cr3C2-NbC为25质量％的组成，此为试料No.17。还有，上述金属陶瓷材的补强部分7通过放电熔敷方法形成。
还有，本发明的实施例、比较例，其热挤压成形用模1、101的厚度T为20mm，由外径Φ1为30mm的圆盘状构成，在该圆盘状的中心附近形成有贯通孔1a、101a，该贯通孔1a、101a是宽度d为1.5mm，长度1为15mm的长方形的狭缝，4角由大约0.5mm的C面c构成。
将所述热挤压成形用模1、101安装在热挤压成形装置11、111上，以500℃实施1小时(hr)的预备加热处理后，以460℃的温度实施铝合金的热挤压成形。此成形条件是使挤压速度为30m/min.，如此控制挤压机构4的挤压力来进行成形。然后，实施连续成形直到挤压材6的表面发生异常的伤痕。
在此，发生在挤压材6的表面的伤为异常的判定基准是，伤的深度为10μm，宽为20μm以上。该基准并不是基于业界标准，但是例如，汽车空调用铝制冷剂管在无氟利昂气时，采用的气体其压力是处于现有之上的高压力，由于处于这一方向，因此预测到要有更为严格的辨伤规格。还有，伤的测定使用小坂研究所社制表面粗糙度计进行。
在热挤压成形中，异常的发生首先是呈现为挤压材6的表面状态，但是，同时也有热挤压成形用模1、101破损，或内周面1b、101b发生剥离，该破损和剥离均包含在内而实施确认。还有，试料数均为1个。
然后，出现上述任何一种异常发生的连续成形时间低于24小时(hr)的情况的综合评价为不可使用(×)，24小时(hr)以上、低于36小时(hr)为可以使用(△)，36小时(hr)以上、低于48小时(hr)为良好(○)。其理由是，由现状品的超硬和SKD61制作的热挤压成形用模101的寿命仅为半日～低于1日，因此连续成形时间现有水平是低于24小时(hr)，为不可使用，另外，作为期待值的1.5日～2日为良，在其中间为可以使用。以上的结果显示在表2中。
[表2]
Figure B2006800350687D00161
*：表示本发明范围之外的试料。
1)异常是对挤压材的伤
2)异常是热挤压成形用模的破损
由表2的结果可知，本发明实施例的试料No.11～13，铝合金的挤压材6的连续成形时间至少能够实施42小时(hr)以上，异常发生理由全部是使挤压材6有伤，在这一时刻，未见热挤压成形用模1的裂纹和破损，以及内周面1的剥离的发生，综合评价为良好。
另外，本发明的范围外的试料No.14、15，可知上述连续成形时间为27小时(hr)、29小时(hr)，比本发明实施例少大约40％左右。该异常全部是使挤压材6有伤，虽然这一时刻的热挤压成形用模1未见裂纹、破损和剥离等，但是受高温下的强度、硬度、韧性的降低影响，作为诱导部的贯通孔1a的内周面1b劣化。还有，由于至少能够进行1日以上的连续成形，所以综合评价为可以使用。
此外，由锆系陶瓷制作热挤压成形用模101的主体的比较例的试料No.16，所述连续成形时间仅为5小时(hr)，其原因是由于热挤压成形用模101破损。由此可见，虽然锆系陶瓷也有所谓表面光滑，滑动性高的长处，但是由于单晶(单斜相)增加造成高温强度低，因此作为热挤压成形用模的材质不相称，综合评价为×。
此外，热挤压成形用模101的主体是SKD材，挤压材6的贯通孔101a的内周面101b加厚了由NiCr/Cr3C2/NbC构成金属陶瓷的比较例的试料No.17，其连续成形时间为18小时(hr)，其中挤压材6上发生异常的伤，其结果是内周面101b的补强部分7的剥离。该补强部分7的剥离其重大的要因被视为是由于SKD61材与NiCr/Cr3C2/NbC系金属陶瓷材的热膨胀系数的差大，约为6×10-6。另外，即使没有发生所述剥离，由于NiCr/Cr3C2/NbC系金属陶瓷由碳化物系金属陶瓷构成，所以其与本发明的TiCN系金属陶瓷相比，更容易发生因高温环境下的氧化造成的劣化。
由以上的结果可知，若在铝合金等的热挤压成形中使用本发明的由TiCN系金属陶瓷构成的热挤压成形用模1，其与现有的超硬、SKD61、锆陶瓷、金属陶瓷材以及碳化物系金属陶瓷等所制作的模比较，则至少能够期待1～2日以上的高寿命。
(实施例3)
对本发明的热挤压成形用模1的贯通孔1a的内周面1b形成有非晶膜1c和没形成的，以及非晶膜1c为氧化铝或碳化硅时，进一步确认其制作厚度t为0.1～1.5μm的范围的情况下对高温环境下的连续成形时间产生的效果。
构成热挤压成形用模1的烧结体使用与实施例2的试料No.12为同一组成、同一形状的。然后，如图1所示，在贯通孔1a的内周面1b形成氧化铝和碳化硅的非晶膜1c，使其厚度t为0.1、0.2、0.5、1.0、1.2、1.5μm这6个水准，各制作1个并将其安装在热挤压成形装置11上，进行1hr的预备加热后，以30m/min的速度对铝合金的挤压材6实施连续成形。没有形成非晶膜1c的为实施例2的试料No.12，以其为基准进行比较。
在此，没有在贯通孔1a的内周面1b上形成非晶膜1c的试料No.12的预备加热温度为500℃进行1小时(hr)，铝合金的成形温度为460℃，所述非晶膜1c为氧化铝的，使其预备加热温度为550℃，成形温度为480℃。另外，所述非晶膜1c为碳化硅的，使其预备加热温度为500℃，成形温度为460℃。以前，预备加热温度一般比成形温度低，其理由是为了防止因预备加热时的所述贯通孔的内周面的氧化带来的劣化。但是，由于本来是用于保持紧接成形开始之后的挤压材6的尺寸精度、表面状态的品质的预备加热，所以优选将预备加热的温度设定为成形时的温度的同等以上，因此在本实施例中，预备加热温度设定得比成形温度高。
还有，氧化铝、碳化硅的非晶膜1c的形成方法为溅射法，其条件为250℃。
所述非晶膜1c的材质为氧化铝，其厚度t为0.1、0.2、0.5、1.0、1.2、1.5μm的均为本发明的实施例，作为试料No.21～26。
另外，所述非晶膜1c的材质为碳化硅，其厚度t为0.1、0.2、0.5、1.0、1.2、1.5μm的为本发明的实施例，作为试料No.27～32。
然后，如前述在规定的预备加热后，实施铝合金的连续成形，测定在挤压材6的表面显现伤的深度为10μm、宽为20μm以上的时刻的连续成形时间。然后，综合评价与实施例2一样，连续成形时间低于24小时(hr)的情况的综合评价为不可使用(×)，24小时(hr)以上、低于36小时(hr)为可以使用(△)，36小时以上(hr)、低于48小时(hr)为良好(○)，48小时(hr)以上的为优良(◎)。
以上的结果显示在表3中。
而且，本发明的TiCN系金属陶瓷材的热挤压成形用模1的TG-DTA差示热分析结果显示在图6、7、8中。图6是没有在贯通孔1a的内周面1b上形成非晶膜1c的TiCN系金属陶瓷的分析表，图7是在贯通孔1a的内周面1b所形成的氧化铝的非晶膜1c的分析表，图8是在贯通孔1a的内周面1b所形成的碳化硅的非晶膜1c的分析表。
还有，TG-DTA差示热分析使用精工电子工业株式会社制SSC5000型差示热分析装置。
[表3]
Figure B2006800350687D00191
*：表示本发明范围外的试料。
由表3的结果可知，与没有在热挤压成形用模1的挤压材6的贯通孔1a的内周面1b上形成非晶膜1c的试料No.12比较，形成有所述非晶膜1c的，其连续成形时间约提高25～80％。
而且，所述非晶膜1c由氧化铝形成的试料No.21～26，虽然预备加热温度比碳化硅的试料No.27～32高50℃，但连续成形时间却提高约10％左右。由此可见，在预备加热温度和成形温度约以400～600℃进行的铝合金等的热挤压成形中，在比较高的高温区域，优选采用形成有氧化铝的非晶膜1c的热挤压成形用模1，而在低温区域则优选采用形成有碳化硅的非晶膜1c的热挤压成形用模1。
而且，非晶膜1c的厚度t和连续成形时间的关系，如氧化铝的非晶膜1c的试料No.21、22、23以及碳化硅的非晶膜1c的试料27、28、29所见，随着其厚度t变厚为0.1、0.2、0.5μm，连续成形时间也随之提高。特别是在所述氧化铝的非晶膜1c的厚度t为0.2μm以上的试料No.22～26中，与没有形成非晶膜1c的试料No.12相比，连续成形时间提高约55％以上，本发明的实施例的试料No.22～26可以进行约3～3.5日的连续成形，较之由现有的超硬和SKD61材构成的挤压成形用模101一般所说的约半日的寿命，其具有显著的效果。
但是，非晶膜1c的厚度t为0.1μm的试料No.21、27与没有形成非晶膜1c的情况相比，虽然连续成形时间提高，但是其效果小，因为其过薄，所以被认为在预备加热时从表面开始发生氧化。
另外，非晶膜1c的厚度t为1.5μm的试料No.26、32，比起所述厚度t为1.0、1.2μm的情况，可知其连续成形时间有所下降。其结果被推测为是由于非晶膜1c的轻微剥离造成的氧化。譬如说厚度t，可知若形成厚达2μm左右以上，虽在这次的实施例中没有记述，但在设置热挤压成形用模1等时，若发生与物件接触等，则非晶膜1c容易剥落，另外，若只考虑延长由溅射形成非晶膜1c的时间，则所述非晶膜1c的优选厚度t为0.2～1.2μm，更优选为0.5～1.2μm。
然后，如图6、7、8所示，如根据TG-DTA差示热分析表可知如下结果：用于本发明的热挤压成形用模1的TiCN系金属陶瓷的氧化反应约为550℃，氧化铝的非晶膜1c的氧化反应为最高600℃以上，另外碳化硅的非晶膜1c的氧化反应约为600℃以上。
在图6所示的TG-DTA差示热分析表中，由于氧化反应能够确认在550℃开始，所以本发明的热挤压成形用模1即使在挤压材6的贯通孔1a的内周面1b没有形成非晶膜1c的情况下，即使预备加热温度在500℃左右也不必担心有任何劣化。此外，形成有氧化铝或碳化硅的非晶膜1c的，可知即使预备加热温度最终达到600℃左右，也不会因热氧化造成的贯通孔1a的内周面1b的劣化。
如此，若将本发明的热挤压成形用模1用作热挤压成形用，就不必如以前那样将预备加热温度控制在比成形温度低的温度下，因此在挤压材6的成形一开始之后便能够得到稳定的尺寸、表面状态的品质，并且还能够显著提高其连续成形时间。
还有，以下说明各组成的临界的意义。
首先，TiCN、Ti、TiC、TiN的组成的临界的意义显示在表4中。
[表4]
Figure B2006800350687D00211
*：表示本发明范围外的试料。
注)由于烧结性低下不能制作
还有，关于试料No.43，因为不满足烧结性所以不能制作。
如果TiCN多则滑动性高，另外作为TiCN的分解生成物的Ti、TiC、TiN不可超过上限，但是适量含有可显示出高滑动性。这是由于，若Ti、TiN、TiC作为杂质不是具有一定程度被含有，则TiCN局部性地发生结晶化的部分，模表面的状态将变得不稳定。
其次，TaC的组成的临界的意义显示在表5中。
[表5]
Figure B2006800350687D00212
注)滑动性低下
在此作为耐氧化性的评价，通过XPS(X-ray PhotoelectronSpectroscopy)分析，比较表面的氧化面积比。
TaC多时耐氧化性高，但是若超过上限则滑动性降低，作为模有不能使用的倾向。
其次，Ni、Cr的组成的临界的意义显示在表6中。
[表6]
Figure B2006800350687D00221
注1)烧结性低下
注2)耐磨耗性低下
在此，作为对于致密性的评价，评价相对密度(根据阿基米德原理)，即理想密度所对应的比。
若Ni、Cr被适量含有，则接近理想密度，但是若超过上限，则耐磨耗性降低，若低于下限则有烧结性降低这样的倾向。
其次，关于本发明的烧结体的粒度分布中的2个峰值的粒度范围和重量比率的临界的意义显示在表7中。
[表7]
Figure B2006800350687D00222
在此进行评价滑动性、TiCN的分解性的试验。
评价的烧结体使用与实施例1的试料No.1为相同组成的，采用根据与其同样的方法调整并获得的、粒度分布中的2个峰值各自不同的试料No.62～73。另外，试料No.74～78是改变了2个峰值的晶粒的比率的。
对于烧结体的韧性、强度及滑动性进行评价。韧性的规格值为10MPa·m1/2以上，10MPa·m1/2以上为良好(○)，7MPa·m1/2以上、低于10MPa·m1/2为可以使用(△)。强度的规格值为1150MPa以上，1150MPa以上为良好(○)，1000MPa以上、低于1150MPa为可以使用(△)。关于滑动性，是根据实际挤压铝材的24小时后的铝材上有无伤痕来评价，没有出现伤的为良好(○)，产生少量伤的为可以使用(△)。
如表7所示，本发明的烧结体的粒度分布中的2个峰值中的粒度范围和比率处于本发明的范围内时，TiCN的分解不会发生，滑动性显示为良好。
若粒度分布中的1个峰值比本发明的范围的下限值小，则粒度分布过细，由于脱粒造成的强度劣化和韧性降低导致滑动性变差，若比上限值大，则强度、韧性处于变低的倾向。
另外，若粒度分布中的另一峰值比本发明的范围的下限值小，则粒度分布过细，容易发生TiCN的分解，因此滑动性变差，若比上限值大，则粗大粒的影响容易显现，因此强度劣化。
而且，若2个峰值的晶粒的比率比本发明的范围的下限值小，则强度劣化，若比上限值大，则滑动性差。这是由于，若比率小则脱粒等的影响容易显现，若比率大则容易发生TiCN的分解。
还有，图10是表示本发明的热挤压成形用模的涉及到Ti、TiC、TiN的组成的相图，为了方便将Ti、TiC、TiN的各顶点设为3％。
显示为“CL1”的6角形的影线部分是涉及到本申请的第一发明的Ti、TiC、TiN的范围。

Claims (17)

1.一种烧结体，其特征在于，TiCN为58～92.5质量％、Ti为0.01～1质量％、TiC为0.01～2质量％和TiN为0.01～2质量％，余量由TaC、Ni和Cr构成。
2.根据权利要求1所述的烧结体，其特征在于，具有1～11质量％的TaC。
3.根据权利要求1或2所述的烧结体，其特征在于，具有3～13质量％的Ni和3～13质量％的Cr。
4.根据权利要求1所述的烧结体，其特征在于，所述烧结体的粒度分布具有2个峰值。
5.根据权利要求4所述的烧结体，其特征在于，所述粒度分布中的1个峰值处于1.0～1.3μm的粒度范围，另一个峰值处于1.4～1.7μm的粒度范围。
6.根据权利要求5所述的烧结体，其特征在于，所述粒度分布中的1.0～1.3μm的粒度范围的峰值与1.4～1.7μm的粒度范围的峰值为3∶2～1∶1的比率。
7.根据权利要求1所述的烧结体，其特征在于，所述烧结体的晶粒为球状。
8.一种滑动构件，其特征在于，使用权利要求1所述的烧结体形成。
9.一种成膜用材料，其特征在于，使用权利要求1所述的烧结体形成。
10.一种热挤压成形用模，其特征在于，使用权利要求1所述的烧结体形成。
11.根据权利要求10所述的热挤压成形用模，其特征在于，在板状的中心附近具有贯通孔，至少在该贯通孔的内周面形成有非晶膜。
12.根据权利要求11所述的热挤压成形用模，其特征在于，所述非晶膜由氧化铝或碳化硅构成。
13.根据权利要求11所述的热挤压成形用模，其特征在于，所述非晶膜的厚度为0.2～1.2μm。
14.一种热挤压成形装置，其特征在于，将权利要求10所述的热挤压成形用模安装在筒状的模套的一端侧，将上述模套的另一端侧安装在筒状的容器的一端侧，将用于从容器中将挤压材挤压出的挤压机构配置在上述容器上。
15.一种热挤压成形方法，其特征在于，使用了权利要求10所述的热挤压成形用模。
16.一种热挤压成形方法，其特征在于，使用权利要求10所述的热挤压成形用模来成形铝合金。
17.一种烧结体的制造方法，是权利要求1所述的烧结体的制造方法，其特征在于，具有如下工序：将平均粒径0.3～0.7μm的TiCN粉末与平均粒径1.2～2μm的TiCN粉末以7∶3～9∶1的重量比率进行混合，再添加平均粒径1.5μm以下的TaC粉末与平均粒径2μm以下的Ni粉末及Cr粉末，并与溶剂一起粉碎混合而成为浆料。
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