(57)【要約】  【課題】  約600〜700℃の環境下において、高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えた熱間押出成形用ダイスを提供すること。  【解決手段】  窒化チタンを主成分とし、ジルコニアおよびニッケルを含むセラミックスからなるダイスであって、ジルコニアの結晶の一部が窒化チタンの結晶内に分散されてなる硬質相と、ニッケルを主成分とし、硬質相を結合する結合相と、からなる熱間押出整形用ダイス１である。窒化チタンを主成分とする硬質相は、熱間押出成形中にその表層が酸化して体積膨張するものの、窒化チタンの結晶内に分散されたジルコニア結晶が窒化チタンの結晶を保護するため、窒化チタンの結晶の摩耗の進展が抑制されて、約600〜700℃の高温環境下においても、高強度、高靭性が保持できるとともに、押出材の摺動抵抗を低く抑制できる。【選択図】  図１
2008105091.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒化チタンを主成分とし、ジルコニアおよびニッケルを含むセラミックスからなるダイスであって、前記ジルコニアの結晶の一部が前記窒化チタンの結晶内に分散されてなる硬質相と、前記ニッケルを主成分とし、前記硬質相を結合する結合相と、からなることを特徴とする熱間押出成形用ダイス。
【請求項２】
前記ジルコニアは、前記セラミックスにおける含有量が４質量％以上１８質量％以下であり、かつ前記ジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が２０質量％以上５０質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱間押出成形用ダイス。
【請求項３】
前記セラミックスにおける前記窒化チタンの含有量が６７質量％以上９０質量％以下であり、前記ニッケルの含有量が４質量％以上２０質量％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の熱間押出成形用ダイス。
【請求項４】
前記結合相は、クロムを含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の熱間押出成形用ダイス。
【請求項５】
前記窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜２．５μｍであるとともに、前記窒化チタンの結晶内に分散した前記ジルコニアの結晶の平均結晶粒径が２５０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至４の何れかに記載の熱間押出成形用ダイス。
【請求項６】
前記硬質相における前記ジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上１８質量％以下であることを特徴とする請求項１乃至５の何れかに記載の熱間押出成形用ダイス。
【請求項７】
前記セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以上であることを特徴とする請求項１乃至６の何れかに記載の熱間押出成形用ダイス。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間押出法により押出材を成形するための熱間押出成形用ダイスに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、アルミニウム合金などの熱間押出法により押出材を成形する場合、図３に概略の断面図で示すような、熱間押出成形装置のダイケース102に組み込まれたベアリング部となる熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａから、約400〜500℃に加熱されたアルミニウム合金のビレット５を押出成形することにより、所望の形状の押出材６が成形される。
【０００３】
そして、熱間押出成形用ダイス101の材質としては、通常、超硬合金やＳＫＤ61が用いられていて、超硬合金は高硬度で、かつ金属材に匹敵する高強度が得られるという理由で、ＳＫＤ61は高温下での硬度・強度の劣化が出難いという理由で広く使用されている。
【０００４】
しかしながら、前述した高温下におけるアルミニウム合金等の熱間押出成形用ダイス101の材質として超硬合金やＳＫＤ61を用いると、超硬合金では約400〜500℃の高温下での熱劣化により著しく硬度および強度が低下すること、またＳＫＤ61では使用上十分に耐えうるだけの高硬度が得られず、さらには例えば、アルミニウム合金の押出材６を成形しているときに誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂにアルミニウム合金が凝着することにより、押出材６を押出成形することができなくなり、ひどい場合には、熱間押出成形用ダイス101が破損または摩耗して、成形された押出材６に傷がついたり、寸法不良になるという問題が発生していた。
【０００５】
最近では、このような問題を解決するために、従来の超硬合金やＳＫＤ61で作製した熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂの部分にセラミックスやサーメットをコーティングまたは肉盛することや、熱間押出成形用ダイス101をセラミックスで作製することが模索されているものの、多くの問題が解決されないことから一般に普及していないのが現状である。
【０００６】
例えば、アルミニウム合金の熱間押出成形に使用されるベアリング部となる熱間押出成形用ダイス101の貫通孔101ａの内周面101ｂにセラミックスをコーティングすることが、特許文献１、特許文献２、特許文献３に開示されている。
【０００７】
特許文献１、２では、熱間押出成形用ダイス101の母材をハイス鋼とし、少なくとも押出材料との摺動面となる部分にＴｉＣを１μｍの厚みでコーティングすることにより、押出材６と熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂとの摺動抵抗が低減でき、押出速度を従来比で20％向上できたことが開示されている。
【０００８】
また、特許文献３では、熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101bにＴｉＣ、ＶＣ、ＴａＣ、ＷＣなどのセラミックス層を放電加工処理により厚み２〜10μｍの範囲で被覆することが提案されており、熱間押出成形用ダイス101の母材については触れられてはいないが、被覆されたセラミックス層により、耐摩耗性が向上することが開示されている。
【０００９】
また、特許文献４では、ＳＫＤ材の熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂの表面にサーメットを厚み４〜15ｍｍの範囲で肉盛することが提案されていて、サーメットの組成として、Ｃｒ３Ｃ２、ＮｂＣ、ＷＣ、ＴｉＣ、ＳｉＣの炭化物系セラミックスの１種または２種以上から選択され、Ｎｉ基またはＮｉＣｒ基の合金マトリックスからなり、前記セラミックスが10〜30ｗｔ％含有してなるものであって、熱間押出成形時における熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂの表面から深さ４ｍｍの位置で700℃に達したと仮定しても硬度を確保でき摩耗を防止できることと、さらに、肉盛量を15ｍｍ以下としたことから、熱間押出成形時の熱衝撃によるクラックを抑制して肉盛部の剥離を防止できることが開示されている。
【００１０】
さらに、特許文献５では、熱間押出成形用ダイス101の本体を、ＺｒＯ２−Ｙ２Ｏ３、ＺｒＯ２−ＭｇＯ等のジルコニア系セラミックスまたは、Ｓｉ３Ｎ４（窒化珪素）等のセラミックスにすることが提案されていて、アルミニウムの熱間押出成形時の押出材６への表面欠陥の発生を抑止しつつ、押出速度の増大を図ることが開示されている。
【００１１】
一方、特許文献６では、アルミニウム溶湯の鋳造等における高温加圧強度が要求される射出成形材やダイキャストスリーブに適した材質として、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）焼結体が提案されていて、炭窒化チタン（ＴｉＣＮ）粉体64重量部、炭化チタン（ＴｉＣ）粉体30重量部、助剤としてＡＭＦ合金鉄粉体６重量部を使用し炭窒化チタン系サーメット焼結体を作製することが開示されている。
【特許文献１】特開2000−63972号公報
【特許文献２】特開2000−63973号公報
【特許文献３】特開2000−102816号公報
【特許文献４】特開2000−63975号公報
【特許文献５】特許第2535025号公報
【特許文献６】特開2003−321718号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
しかしながら、特許文献１、２で提案された、ハイス鋼からなる熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂにＴｉＣを１μｍコーティングした場合は、母材のハイス鋼とコーティングされたＴｉＣとの熱膨張係数差が大きいことからコーティングの剥離が生じやすいという問題と、また、ＴｉＣは450℃以上の環境下で酸化現象が起こり易くなり、高硬度材のＴｉＣから著しく硬度劣化となるＴｉＯ２に置換反応が生じる熱劣化の問題があった。
【００１３】
また、特許文献３で提案された、セラミックス層を熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂに放電加工処理により厚み２〜10μｍの範囲でコーティングしたものにおいては、母材とコーティングされたセラミック層との熱膨張係数差が大きいことからコーティングの剥離の発生を回避できるものではなかった。
【００１４】
また、特許文献４で提案された、ＳＫＤ材の熱間押出成形用ダイス101の誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂに炭化物系のサーメットを厚み４〜15ｍｍの範囲で肉盛したものにおいては、炭化物系サーメットの組成として、Ｃｒ３Ｃ２、ＮｂＣ、ＷＣ、ＴｉＣ、ＳｉＣの炭化物系セラミックスの１種または２種以上から選択されるが、これらの何れの炭化物系セラミックを僅か10〜30ｗｔ％含有させて使用しても、例えばアルミニウム合金との高い摺動特性が得られないことから、アルミニウム合金の押出材６の成形時に誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂにアルミニウム合金が凝着し易くなり、熱間押出成形用ダイス101が破損するという問題や、または摩耗により成形された押出材６への傷の発生や寸法不良といった問題を回避できるものではなかった。
【００１５】
また、特許文献５で提案された、熱間押出成形用ダイス101本体をジルコニア系セラミックスあるいは窒化珪素セラミックスで作製したものにおいては、アルミニウム合金の熱間押出成形に耐えられる十分な高強度が得られないと言う理由から、アルミニウム合金の押出材６の成形時に誘導部となる貫通孔101ａの内周面101ｂが破損または摩耗により成形された押出材６への傷の発生や寸法不良といった問題を回避できるものではなかった。
【００１６】
また、特許文献６では、アルミニウム溶湯鋳造材に適した材質として、ＴｉＣＮ−ＴｉＣ系サーメット焼結体の製造方法が開示されているものの、ＴｉＣは450℃以上の環境下で酸化現象が起こり易くなり、高硬度材のＴｉＣから著しく硬度劣化となるＴｉＯ２に置換反応が生じる熱劣化の理由から、アルミニウム合金等の熱間押出成形用のダイス材としては相応しいものではなかった。
【００１７】
本発明は、上記課題を解決すべく案出されたものであり、約600〜700℃の環境下において、高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えた熱間押出成形用ダイスを提供することを目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
本発明の熱間押出成形用ダイスは、窒化チタンを主成分とし、ジルコニアおよびニッケルを含むセラミックスからなるダイスであって、前記ジルコニアの結晶の一部が前記窒化チタンの結晶内に分散されてなる硬質相と、前記ニッケルを主成分とし、前記硬質相を結合する結合相と、からなることを特徴とするものである。
【００１９】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスは、上記構成において、前記ジルコニアは、前記セラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつ前記ジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下であることを特徴とするものである。
【００２０】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスは、上記各構成において、前記セラミックスにおける前記窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、前記ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下であることを特徴とするものである。
【００２１】
さらに、本発明の熱間押出成形用ダイスは、上記各構成において、前記結合相は、クロムを含有することを特徴とするものである。
【００２２】
さらにまた、本発明の熱間押出成形用ダイスは、上記各構成において、前記窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、前記窒化チタンの結晶内に分散した前記ジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下であることを特徴とするものである。
【００２３】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスは、上記各構成において、前記硬質相における前記ジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下であることを特徴とするものである。
【００２４】
また、本発明の熱間押出成形ダイスは、上記各構成において、前記セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以上であることを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、窒化チタンを主成分とし、ジルコニアおよびニッケルを含むセラミックスからなるダイスであって、ジルコニアの結晶の一部が窒化チタンの結晶内に分散されてなる硬質相と、ニッケルを主成分とし、硬質相を結合する結合相と、からなることから、窒化チタンからなる硬質相は、熱間押出中にその表層が酸化して体積膨張するものの、窒化チタン結晶内に分散されているジルコニア結晶が窒化チタン結晶を保護するため、窒化チタン結晶の摩耗の進展が抑制されて、約600〜700℃の高温環境下においても、高強度、高靭性が保持できるとともに、押出材の摺動抵抗を低く抑制できるという効果を有する。
【００２６】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、ジルコニアは、セラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下であるときには、セラミックス全体の破壊靱性をより高め、セラミックス内のクラックの進展を食い止めることが可能となり、その結果、優れた耐久性を有する。
【００２７】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、セラミックスにおける窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下であるときには、耐熱性と耐久性を兼ね備えた熱間押出成形用ダイスとすることができる。
【００２８】
さらに、本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、結合相がクロムを含有することにより、熱間押出成形用ダイスの耐酸化性を高めることができる。
【００２９】
さらにまた、本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下であるときには、窒化チタンの結晶内に分散するジルコニアの結晶の分散性が向上し、窒化チタンの結晶より優れた耐酸化性を示すことができるものとなる。
【００３０】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、硬質相におけるジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下であるときには、窒化チタン結晶の摩耗の進展が抑制される。
【００３１】
また、本発明の熱間押出成形用ダイスによれば、セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるときには、熱間押出成形用ダイスの摩耗や破損を防止できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３２】
以下、本発明の実施の形態の例について図面を用いて説明する。
【００３３】
図１は、本発明の熱間押出成形用ダイス１が筒状のダイケース２に嵌入された熱間押出成形装置１１の概略の断面図を示し、例えば、アルミニウム合金の押出材６の成形は、アルミニウム合金等の柱状鋳塊を加熱したビレット５を筒状のコンテナ３の中に入れ、押出機構４で押し出すことにより、口金金型である熱間押出成形用ダイス１から所望の押出材６が押し出されて成形される。
【００３４】
本発明の熱間押出成形用ダイス１は、窒化チタンを主成分とし、ジルコニアおよびニッケルを含むセラミックスからなるダイスであって、ジルコニアの結晶の一部が窒化チタンの結晶内に分散されてなる硬質相と、ニッケルを主成分とし、硬質相を結合する結合相とからなることが重要である。
【００３５】
窒化チタンを主成分としたのは、熱間押出成形を行なう600〜700℃の温度下において口金（ダイス）が酸化して劣化することを抑制するためである。また、窒化チタンの結晶の表層は酸化されて体積膨張するため、摩耗しやすい状態となるが、窒化チタンの結晶内に分散されたジルコニアの結晶は、窒化チタンの結晶の体積膨張を抑制して摩耗の進展を抑制する作用を為す。また、ニッケルを結合相の主成分としたのは、焼結時に窒化チタンとの濡れ性が良好であることや、ダイス表面のニッケルに酸化膜が形成されてセラミックス内部に酸化が進むことを防止することができるためである。
【００３６】
なお、通常、押出材６の成形を一旦中断した際は、熱間押出成形用ダイス１の誘導部となる貫通孔１ａの内周面１ｂをＮａＯＨなどを用いてアルカリ洗浄をし、アルミニウム合金等の付着物を除去して再度使用することもあるが、従来のダイス素材として使用されていた超硬合金やＳＫＤ61ではこれらの洗浄液により表面層が腐食されてしまい表面硬度が著しく低下することがあるが、本発明の熱間押出成形用ダイス１はＮａＯＨなどのアルカリ洗浄では腐食されることはなく、摩耗で使えなくなるまで何度でも繰り返し使用することができる。
【００３７】
さらに、本発明の熱間押出成形用ダイス１に含まれるジルコニアは、セラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下であることが好ましい。
【００３８】
セラミックスにおけるジルコニアの含有量は、４質量％以上18質量％以下あればダイスの耐摩耗性を維持しつつ窒化チタン結晶を強化することができるので、ダイスの耐久性が高くなる。
【００３９】
さらに、ジルコニアの結晶は、高温において立方晶となり、常温付近では立方晶から正方晶または単斜晶に変態する。特に単斜晶に変態した際には、約７％程度の体積膨張を伴い、ジルコニアの結晶を主成分とするセラミックスを作製した場合に、クラックが入る等の不具合が発生しやすい。そこで、ジルコニアの結晶中に予め、Ｙ２Ｏ３、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＣｅＯ２等の安定化剤を固溶することで、単斜晶ジルコニアの結晶の変態が抑制され、体積膨張を防止することが可能となる。本発明の熱間押出成形用ダイス１は、窒化チタンの結晶内にジルコニアの結晶の少なくとも一部が分散されてなることから、焼成工程において高温から常温へ温度低下する際にジルコニア結晶に単斜晶への変態が生じた場合に、体積膨張により、窒化チタンの結晶が圧縮された状態になりやすい。これにより、セラミックスの破壊靱性が高まり、セラミックス内のクラック進展を食い止めることが可能となり、その結果、優れた耐チッピング性を示すものとすることができる。単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％未満においては、前述のようなジルコニアの結晶の体積膨張が十分に生じることなく、窒化チタンの結晶の圧縮も大きくないため、クラックの進展抑制効果を十分に発揮することができない傾向がある。一方、単斜晶ジルコニアの結晶の割合が50質量％を超えると、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の体積膨張が大きくなるため、窒化チタンの結晶の圧縮応力が大き過ぎて、破壊靱性が低下し、耐チッピング性が低下する傾向がある。したがって、ジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合は20質量％以上50質量％以下とすることが好ましく、さらに、25質量％以上45質量％以下とすることにより、耐チッピング性をより高めることができる。
【００４０】
また、本発明の熱間押出成形用ダイス１はセラミックスにおける窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下であることが好ましい。
【００４１】
これは、主成分である窒化チタンの結晶は、耐酸化性を高めるものであり、また硬質相として耐磨耗性を保持するものであるので、含有量が多いほうがよく、67質量％以上だと、耐酸化性に優れ、かつ硬質相の割合が多くなるため、耐磨耗性も好ましいからである。しかしながら、含有量が90質量％を超えると、ニッケルを主成分とし、硬質相を結合する結合相の量が相対的に減少し、焼結性が著しく低下して、機械的強度等の機械的特性が低下する傾向にある。
【００４２】
また、ニッケルを主成分とする結合相は、セラミックスにおける含有量が４質量％以上20質量％以下であることが好ましく、結合相を４質量％以上とすることによってセラミックスをより緻密化できるのでダイス用としてより好ましく、20質量％以下とすればより耐酸化性を保つことができるので好ましい。したがって、ニッケルの含有量は、４質量％以上、20質量％以下が好ましく、さらに、14質量％以下がより好ましい。また、結合相にはニッケル以外にクロムを含んでいてもよく、クロムはセラミックスにおける含有量が６質量％以下であることが好適である。
【００４３】
なお、結合相においてニッケルを主成分とするとは、結合相を構成する成分に対してニッケルが50質量％以上を占めることをいい、特に52質量％以上であることが好適である。
【００４４】
また、本発明の熱間押出成形用ダイス１の結合相は、クロムを含有することが好ましい。
【００４５】
クロムを含有することで結合相の主成分のニッケルの酸化が抑制されて安定し、耐酸化性をより高めることができる。クロムを添加するときの化合物形態としては、例えば炭化クロムがあり、セラミックス100質量％のうち7.6質量％以下で含有することがより好ましい。
【００４６】
さらに、本発明の熱間押出成形用ダイス１は、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下であることが好ましい。
【００４７】
ジルコニアの結晶は、その平均結晶粒径が耐磨耗性に影響する。平均結晶粒径が大きいと窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶が熱間押出中にダイス１の表面で磨耗し易くなり、ジルコニアの結晶が磨耗すると、その磨耗痕が成長して内周面１ｂの表面粗さが荒くなり、摺動抵抗が増大する。これは、ジルコニアが窒化チタンよりも硬度が低く、先に磨耗して凹部となるが、平均結晶粒径が大きいと凹部となっても内部にビレット５が入り込み易く、さらに磨耗を進展させて表面粗さが荒くなるためである。このような観点より、本発明の熱間押出成形用ダイス１では、ジルコニアの結晶の平均結晶粒径は250ｎｍ以下とすることが好ましく、この範囲にすることで、ジルコニアの結晶が磨耗したときの凹部にビレット５が入り込みにくく、磨耗が進展しにくいので、耐磨耗性を高くすることができる。ジルコニアの結晶の平均結晶粒径については、走査型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと言う。）を用い、サンプルの破断面や鏡面を倍率4000〜20000倍で撮影し、その画像より窒化チタンの結晶内に分散されているジルコニアの結晶を特定し、それらの長径の値と短径の値とを測定し、両者を足して２で割ることにより算出すればよく、サンプル数は５以上とすれば十分である。また、ジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶内に分散されている状態は、ＳＥＭ画像とエネルギー分散型（ＥＤＳ）Ｘ線マイクロアナライザーによって検出されるチタンおよびジルコニウムの分布状態を示す画像とを照合することで確認することができる。
【００４８】
また、セラミックスの主成分である窒化チタンの結晶の平均結晶粒径は、１〜2.5μｍとすることが好ましく、焼結の際にジルコニアの結晶は窒化チタンの結晶内に取り込まれやすくなり容易に分散することができるとともに、窒化チタンの結晶の脱粒や摩耗の進展を抑制することができる。窒化チタンの結晶の平均結晶粒径は、その大きさが大きいほどジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶内に分散しやすくなるが、平均結晶粒径が大き過ぎると、窒化チタンの結晶の表層は酸化されて体積膨張するため、その周辺にクラックが発生して脱粒しやすくなる。一方、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が小さ過ぎると、焼結中に窒化チタンの結晶が粒成長する際にジルコニアの結晶をその内部に十分に取り込むことができず、ジルコニアの結晶は結合相に多く残留することになり、窒化チタンの結晶内に分散しにくくなる。
【００４９】
なお、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径は、ＳＥＭを用いて倍率4000〜6000倍の画像で表した熱間押出成形用ダイスの断面をインターセプト法で測定するか、あるいはＳＥＭで得られた倍率4000〜6000倍の画像を数値解析することで求めることができる。インターセプト法を用いる場合であれば、具体的には、画像より一定長さの直線上にある結晶粒界の個数から粒径を測定して、その平均を算出する。ここで、直線の本数は、平均結晶粒径の測定値に片寄りがでないようにするため、５本以上にすることが好適である。この場合の平均結晶粒径は、各測定した本数の直線毎の各平均値を足して、その合計値を測定本数で割った数値である。
【００５０】
なお、結合相は粒界相を形成するために非晶質となるので、平均結晶粒径の算出対象からは必然的に除外される。
【００５１】
一方、数値解析を用いる場合は、それぞれの窒化チタンの結晶粒の面積を求め、それぞれの円相当径を算出し、それらを合計して窒化チタンの結晶粒の個数で割ることにより求めることができる。
【００５２】
さらにまた、本発明の熱間押出成形用ダイス１は、硬質相（ジルコニアの結晶が分散されてなる窒化チタンの結晶）におけるジルコニア結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下であることにより、破壊靭性Ｋ１Ｃを５ＭＰａ・ｍ１／２以上とすることができる。ジルコニアの結晶の含有量が５質量％未満になると、ジルコニアの結晶による窒化チタンの結晶の強化機構が十分に作用せず、他方、18質量％を超えると、ダイス１のアルミ合金誘導部（内周面）１ｂに存在する窒化チタンの結晶の表面のジルコニア量が増加し、そのジルコニアから摩耗が進展するため好ましくない。
【００５３】
さらに、本発明の熱間押出成形用ダイス１は、セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃを５ＭＰａ・ｍ１／２以上とすることにより、マイクロクラックの発生を抑制でき、ダイス１にチッピングやクラックが発生することを防止することができる。
【００５４】
なお、破壊靱性Ｋ１Ｃについては、ＪＩＳ  Ｒ  1607−1995で規定するＩＦ法に準拠して求めればよい。
【００５５】
そして、破壊靱性Ｋ１Ｃを５ＭＰａ・ｍ１／２以上とするには、セラミックスを作製する際にジルコニアの粉末を10質量％以上18質量％以下の含有量とすることでできる。また、破壊靱性Ｋ１Ｃは５ＭＰａ・ｍ１／２以上としたが、６ＭＰａ・ｍ１／２以上とするとより好ましい。
【００５６】
なお、本発明の熱間押出成形用ダイス１は押出材６についてアルミニウム合金を例に説明したが、本発明の熱間押出成形用ダイス１の用途はこれに限られず、銅合金やチタン合金等の熱間押出成形用ダイスとしても好適であることは言うまでもないことである。
【実施例】
【００５７】
以下、本発明の実施例を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００５８】
先ず、窒化チタン粉末（純度99％以上、平均粒径２μｍ）、ニッケル粉末（純度99.5％以上、平均粒径12.8μｍ）およびジルコニア粉末（純度99.5％以上、平均粒径75ｎｍ）を秤量し、混合して調合原料とした。また、ジルコニアの平均粒径が大きな試料を作製するため、平均粒径が大きなジルコニア粉末（純度99.5％以上、平均粒径２μｍ）を用いたものも必要に応じて使用した。
【００５９】
次に、上記各調合原料に溶媒としてメタノールを加え、振動ミルを用いて48〜120時間粉砕混合した後、ポリエチレングリコール等のバインダーを調合原料に対し３質量％添加し、混合して、噴霧乾燥法により顆粒とした。そして、得られた顆粒を圧力20〜147ＭＰａで加圧成形して、熱間押出成形用ダイス１，101の成形体を作製した。これら成形体を窒素雰囲気中、600℃で脱脂した後、窒素雰囲気中、温度1400〜1600℃、保持時間１〜５時間で焼成してセラミックスとし、機械加工を加えて熱間押出成形用ダイスを作製した。そして、セラミックスを構成する窒化チタンの結晶やジルコニアの結晶の平均結晶粒径は、調合原料の粉砕時間と成形体の焼成温度や保持時間とで調整した。例えば、平均粒径を大きくするには、調合原料の粉砕時間を短くする方法や成形体の焼成温度を高くする方法などがあり、平均粒径を小さくするには調合原料の粉砕時間を長くする方法や焼成温度を低くする方法などがある。
【００６０】
つまり、窒化チタンの結晶とジルコニアの結晶との平均結晶粒径を調整するには、それぞれの粉末を予め粉砕して粒径を調整しておいて用いればよい。
【００６１】
窒化チタンの結晶の平均結晶粒径については、ＳＥＭを用い、倍率6000倍の画像で撮影した熱間押出成形用ダイス１，101の鏡面状態の表面についてインターセプト法で測定した。具体的には、画像に一定長さの直線を５本引き、これら直線上にある結晶粒界の個数から粒径を測定して、その平均を算出した。ジルコニアの結晶の平均結晶粒径については、ＳＥＭを用い、倍率20000倍の画像より、撮影箇所を５ヶ所として同様に測定して算出した。
【００６２】
そして、硬質相（ジルコニアの結晶が分散されてなる窒化チタンの結晶）における、ジルコニアの結晶が含有された割合（含有量）については、蛍光Ｘ線分析法により、熱間押出成形用ダイス１，101を構成する各成分を半定量分析し、検出されたジルコニウムを酸化物換算して求めた。
【００６３】
ただし、硬質相と結合相とにまたがって存在するジルコニアの結晶については、硬質相に50面積％以上存在するものを窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶とみなし、割合を求めた。
【００６４】
なお、本発明の実施例、比較例ともに、図２（ａ）に熱間押出成形用ダイスの平面図を、  図２（ｂ）にその断面図を示すように、熱間押出成形用ダイス１，101は、厚みＴは20ｍｍで、外径Ｒが30ｍｍの円盤状とし、この円盤状の中心付近に貫通孔１ａ，101ａが形成され、この貫通孔１ａ，101ａは幅ｄが1.5ｍｍ、長さｌが15ｍｍの長方形状のスリットで４コーナーが約0.5ｍｍのＣ面Ｃからなっているものとした。
【００６５】
熱間押出成形用ダイス１，101を熱間押出成形装置11，111に取り付けて、650℃で１時間の予備加熱処理を施した後、600℃の温度でアルミニウム合金の熱間押出成形を実施した。その成形条件は、押出速度を30ｍ／分となるように押出機構４の押圧力を制御して成形した。そして、押出材６の表面に異常な傷が発生するまで連続成形を実施した。
【００６６】
ここで、押出材６の表面に発生する傷の異常の判定基準は、傷の深さが10μｍ、幅が20μｍ以上のものを異常とした。この基準は、業界標準に基づくものではないが、例えば、カーエアコン用アルミニウム冷媒管は、脱フロン対策として代替フロン仕様となるに際して、従来以上に圧力の高いガスを用いる方向にあることから、より厳しい傷規格となることを予測したものである。
【００６７】
熱間押出成形において、異常の発生は、まず押出材６の表面状態となって現れるが、同時に熱間押出成形用ダイス１，101が破損することや、または、内周面１ｂ，101ｂに剥離が発生することもあるので、この破損や剥離も含めて確認を実施した。なお、いずれも評価した試料数は１個である。
【００６８】
そして、上記いずれかの異常が発生するまでの連続成形時間が36時間未満の場合の総合評価を×とし、36時間以上42時間未満を○とし、42時間以上を◎とした。その理由は、現状品の超硬合金やＳＫＤ61で作製された熱間押出成形用ダイス101の寿命が半日〜１日未満しかないことから、連続成形時間が36時間未満を×とし、期待値である42時間以上を◎とし、その中間の36時間以上42時間未満を○としたものである。以上の結果を表１に示す。
【表１】
2008105091.tif 000003
【００６９】
先ず、窒化チタンを主成分とし、ジルコニアおよびニッケルを含むセラミックスからなるダイスであって、ジルコニアの結晶の一部が窒化チタンの結晶内に分散されてなる硬質相と、ニッケルを主成分とし、硬質相を結合する結合相と、からなる本発明の熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．１〜31について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【００７０】
このとき、窒化チタンの結晶の内部にジルコニアの結晶が分散していない比較例の試料を作製するには、原料調合時に窒化チタンと窒化チタン以外の組成とを別個に調合し、それらを個別に粉砕し、窒化チタンの方は粉砕粒度が粗い状態で粉砕を停止するが、窒化チタン以外の組成の方は通常通り粉砕した。その後、両方の粉砕原料をスラリーの状態で混合して通常通りの工程でセラミックスとした。本発明では、窒化チタンは焼成時に粒成長する過程でジルコニアを結晶内に取り込むが、窒化チタンの粉砕粒度が粗いと窒化チタンは殆ど粒成長をしないため、ジルコニアの結晶も窒化チタンの結晶に取り込まれることはない。
【００７１】
本発明の範囲外である比較例の試料Ｎｏ．１，９，10は、連続成形時間が18時間，７時間，28時間と、本発明の実施例の試料より短いことが分かる。これは、試料Ｎｏ．１，10の異常は、押出材６への傷であり、その時点における熱間押出成形用ダイス１のクラックや破損、剥離等は見られないものの、ジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶内に分散されておらずジルコニアの結晶の体積膨張による窒化チタンの結晶の強化機構が働かないため、高温下における強度、硬度、靭性の低下が影響し、誘導部である貫通孔１ａの内周面１ｂが劣化したためと推測できる。なお、高温のアルミニウム合金と摺動状態にあるダイス用材料の強度や硬度などを擬似的にでも測定することは非常に困難であるため、ここではテスト結果をもってそれらの特性が低下したと判断した。
【００７２】
本発明の範囲外となる試料Ｎｏ．９の異常はダイスの破損であり、ニッケルを含有しないため特に高温下における靭性の低下が影響し、内周面１ｂに発生した微小な傷からクラックが進展したためである。
【００７３】
次に、本発明の範囲内である試料Ｎｏ．２〜８，９〜31は、アルミニウム合金の押出材６の連続成形時間が少なくとも36時間以上実施でき、熱間押出成形用ダイス１のクラックや破損、および内周面１ｂの剥離の発生は見られず、総合評価は○か◎であった。
【００７４】
次に、ジルコニアのセラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．２〜８，９〜18について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【００７５】
ジルコニアのセラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下であるという条件から外れる試料Ｎｏ．２，３，６，７，14，15，17，18について、その中から先ず、試料Ｎｏ．２，３は、連続成形時間が36時間、37時間となり、総合評価は○であった。これは、ジルコニアの含有量が４質量％未満になると、ジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶の体積膨張を抑制する効果が小さくなったためである。また、試料Ｎｏ．17，18は、連続成形時間が37時間、36時間となり、総合評価は○であった。これは、ジルコニアの含有量が18質量％を超えるために、窒化チタンの結晶よりも軟質なジルコニアの結晶が増えてくるために耐摩耗性を低下させたためである。
【００７６】
また、試料Ｎｏ．６，７は、連続成形時間が37時間、38時間となり、総合評価は○であった。これは、単斜晶のジルコニアの割合が20％未満のために、ジルコニアの結晶の体積膨張による窒化チタンの結晶の圧縮が小さくなり、クラックの進展抑制効果も十分ではなくなるためである。
【００７７】
さらに、試料Ｎｏ．14，15は、連続成形時間が38時間、37時間となり、総合評価は○であった。これは、単斜晶ジルコニアの割合が50％を超えて、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の体積膨張が大きくなるために、窒化チタンの結晶の圧縮応力が大き過ぎて窒化チタンの結晶の強度が低下するためである。
【００７８】
以上のように、ジルコニアのセラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下であるという条件から外れる試料Ｎｏ．２，３，６，７，14，15，17，18については、上記の様な種々の問題はあるものの、いずれも従来の超硬合金製のダイスを上回る連続成形時間を達成することができ、熱間押出成形用ダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【００７９】
次に、ジルコニアのセラミックスにおける含有量が４質量％以上18質量％以下であり、かつジルコニアの結晶のうち単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20質量％以上50質量％以下である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．４，５，８，11〜13，16は、連続成形時間が42時間以上となり、総合評価は◎であった。これは、ジルコニアの含有量が４〜18質量％の範囲にあり、単斜晶ジルコニアの結晶の割合が20〜50質量％の範囲にあるため、窒化チタンの結晶の体積膨張を適切に抑制することができたためである。
【００８０】
次に、セラミックスにおける窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下である熱間押出成形用ダイスを評価するために、試料Ｎｏ．19〜28について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【００８１】
セラミックスにおける窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下であるという条件から外れる試料Ｎｏ．19，20，23，24，25，27，28について、その中から先ず、試料Ｎｏ．19，20は、連続成形時間が37時間、39時間となり、総合評価は○であった。これは、窒化チタンの含有量が67質量％未満であるために、結合相から磨耗が進展しやすくなるために耐摩耗性が低下したためである。
【００８２】
また、試料Ｎｏ．23，24は、連続成形時間が37時間、36時間となり、総合評価は○であった。これは、窒化チタンの含有量が90質量％を超えたために、結合相の量が相対的に減少し、焼結性が著しく低下するので機械的強度等の機械的特性が低下したためである。
【００８３】
さらに、試料Ｎｏ．25は、連続成形時間が38時間となり、総合評価は○であった。これは、ニッケルの含有量が４質量％未満のために、焼結性が著しく低下するので機械的強度等の機械的特性が低下したためである。
【００８４】
さらにまた、試料Ｎｏ，27，28は、連続成形時間が38時間、37時間となり、総合評価は○であった。これは、ニッケルの含有量が20質量％を超えると、結合相が増加して耐摩耗性が低下したためである。
【００８５】
以上のように、本発明の実施例である、セラミックスの窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下であるという条件から外れる試料Ｎｏ．19，20，23，24，25，27，28は、上記の様な種々の問題はあるものの、いずれも従来の超硬合金製のダイスを上回る連続成形時間を達成することができ、熱間押出成形用のダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【００８６】
次に、セラミックスの窒化チタンの含有量が67質量％以上90質量％以下であり、ニッケルの含有量が４質量％以上20質量％以下である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．21，22，26は、連続成形時間が42時間以上となり、総合評価は◎であった。これは、窒化チタンの含有量が67〜90質量％であることから、耐酸化性に優れ硬質相の割合が多くなるために耐摩耗性が高く、またニッケルの含有量が４〜20質量％であることから、焼結性が良好であることによって機械的強度も優れたダイスとなった。
【００８７】
次に、結合相がクロムを含有する熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．29，30，31について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【００８８】
先ず、試料Ｎｏ．29は連続成形時間が36時間となり、総合評価は○であった。これは、結合相にクロムが含有されていないことで、結合相の耐酸化性が低下したためである。
【００８９】
次に、試料Ｎｏ．30は、連続成形時間が42時間以上となり、総合評価は◎であった。これは、結合相にクロムを含有することで結合相の主成分であるニッケルの酸化が抑制されて安定し、熱間押出成形用ダイスの耐酸化性がより高まったためである。
【００９０】
さらに、試料Ｎｏ．31は、連続成形時間が38時間となり、総合評価は○であった。これは、結合相のクロムの含有量が13質量％を超えているために焼結性が低下したことによるものである。
【００９１】
以上のように、本発明の実施例である試料Ｎｏ．29，30，31については、上記の様な種々の問題はあるものの、いずれも従来の超硬合金製のダイスを上回る連続成形時間を達成することができ、熱間押出成形用のダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【００９２】
次に、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下である本発明の熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．32〜42について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【００９３】
窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下であるという条件から外れる試料Ｎｏ，32，33，37，38，41，42について、その中から先ず、試料Ｎｏ．32，33は、連続成形時間が37時間、38時間となり総合評価は○であった。これは、窒化チタンの平均結晶粒径が１μｍ未満になると、ジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶内に分散しにくく、窒化チタンの耐摩耗性が向上しにくくなったためである。
【００９４】
また、試料Ｎｏ．37，38は、連続成形時間が37時間、36時間となり、総合評価は○であった。これは、窒化チタンの平均結晶粒径が2.5μｍを超えると、窒化チタンの結晶の表層が酸化されたときに体積膨張し、その周辺にクラックが発生して脱粒しやすくなったためである。
【００９５】
さらに、試料Ｎｏ．41，42は、連続成形時間が39時間、37時間となり、総合評価は○であった。これは、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍを超えたために、ジルコニアの結晶の分散性が低下して窒化チタンの結晶を強化する作用が小さくなったためである。そして、ジルコニアの結晶の分散性が低下すると、ジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶の体積膨張を抑制する作用は窒化チタンの結晶内で不均等に働き、抑制作用が低下した箇所から磨耗が進展しやすくなるからである。
【００９６】
以上のように、本発明の実施例である、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下であるという条件から外れる試料Ｎｏ，32，33，37，38，41，42の熱間押出成形用ダイスは、上記の様な種々の問題はあるものの、従来品に比べて連続成形時間が延び、熱間押出成形用のダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【００９７】
次に、各試料についてアルミニウム合金の摺動性を確認するために、従来の超硬合金製のダイスで押出材の押し出される長さを100％とした場合に、アルミニウム合金の押出材が押し出される長さ（押出長さ）を比較した。その結果、特に、試料Ｎｏ．34〜36，39，40は、押出長さが25％以上も上昇した。これは、窒化チタンの結晶の脱粒や酸化が窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶により抑制されて良好な摺動特性が得られたためである。また、試料Ｎｏ．32，33は、窒化チタンの結晶が小さいために窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアが十分な量ではなく、摺動特性がやや低下したためである。
【００９８】
また、試料Ｎｏ．37，38は、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が2.5μｍを超えたため、窒化チタンの結晶の表面が酸化されて摺動面が荒くなり、押出長さは20％の上昇に留まった。
【００９９】
さらに、試料Ｎｏ．41，42は、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアのの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍを超えるため、ジルコニアの結晶の磨耗の影響が摺動特性に影響を与えたためである。
【０１００】
以上のように、本発明の実施例である、試料Ｎｏ．32〜42の熱間押出成形用ダイスは、上記の様な種々の問題はあるものの、従来の超硬製の熱間押出成形用ダイスを上回る押出長さを達成しており、熱間押出成形用のダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【０１０１】
次に、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであるとともに、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．34〜36，39，40は、連続成形時間が42時間以上となり、総合評価は◎であった。これは、窒化チタンの結晶の平均結晶粒径が１〜2.5μｍであり、窒化チタンの結晶内に分散したジルコニアの結晶の平均結晶粒径が250ｎｍ以下であるために、窒化チタンの結晶の脱粒や摩耗の進展を抑制することができたためである。
【０１０２】
次に、硬質相（ジルコニアの結晶が分散されてなる窒化チタンの結晶）におけるジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．43〜49について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【０１０３】
先ず、試料Ｎｏ．43，44は、連続成形時間が38時間、39時間となり、総合評価は○であった。これは、窒化チタンの結晶におけるジルコニアの結晶の含有量が５質量％未満のために、窒化チタンの結晶の体積膨張を抑制する効果が十分ではなかったためである。
【０１０４】
次に、試料Ｎｏ．48，49は、連続成形時間が40時間、39時間となり、総合評価は○であった。これは、窒化チタンの結晶におけるジルコニアの結晶の含有量が18質量％を超えたために、窒化チタンの結晶の表面のジルコニア量が増加し、そのジルコニアから摩耗が進展したためである。
【０１０５】
さらに、硬質相（ジルコニアの結晶が分散されてなる窒化チタンの結晶）におけるジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下である試料Ｎｏ．45，46，47は、連続成形時間が42時間以上となり、総合評価は◎であった。これは、窒化チタンの結晶におけるジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下であるために、窒化チタンの結晶内に分散されたジルコニアの結晶が窒化チタンの結晶の体積膨張を抑制して摩耗の進展の抑制をしたためである。
【０１０６】
以上のように、本発明の実施例である、硬質相（ジルコニアの結晶が分散されてなる窒化チタンの結晶）におけるジルコニアの結晶の含有量が５質量％以上18質量％以下である条件から外れる試料Ｎｏ．45，46，47は、上記の様な種々の問題はあるものの、従来の超硬合金製の熱間押出成形用ダイスを上回る押出長さを達成し、熱間押出成形用のダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【０１０７】
次に、セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以上である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．50〜53について、異常発生までの連続成形時間を評価した。
【０１０８】
破壊靱性Ｋ１Ｃについては、ＪＩＳ  Ｒ  1607−1995で規定するＩＦ法により、硬度計には明石製作所製ＡＶＫ−Ａ型を用いて測定した。ここで、試料Ｎｏ．50〜53は、顆粒の成形圧力を20〜147ＭＰａの範囲とし、セラミックスに残留するボイドの量を変えて、破壊靭性Ｋ１Ｃを調節した。
【０１０９】
先ず、セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以下である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．50，51は、連続成形時間が36時間、37時間となり、総合評価は○であった。これは、熱間押出成形用ダイスに用いたセラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２未満であるために、熱間押出成形用ダイスは36時間または、37時間使用できたが、異常の発生時に破損したものであった。だが、従来品に比べて連続成形時間が延び、熱間押出成形用のダイスとしては良好な高強度、高硬度、高靭性、高摺動性を備えたものであった。
【０１１０】
次に、セラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以上である熱間押出成形用ダイスの試料Ｎｏ．52，53は、連続成形時間が42時間以上となり、総合評価は◎であった。これは、熱間押出成形用ダイスに用いたセラミックスの破壊靱性Ｋ１Ｃが５ＭＰａ・ｍ１／２以上であるために、マイクロクラックの発生を抑制できたものであり、それにより熱間押出成形用ダイスは破損せず高寿命となった。
【０１１１】
以上のように、本発明の実施例の試料Ｎｏ．２〜８，11〜53は、比較例の試料Ｎｏ．１，９，10に比べて良好であり、中でも試料Ｎｏ．４，５，８，11，12、21，22，26，31，34〜36，39，40，45〜47，52，53は、特に優れた結果であった。
【図面の簡単な説明】
【０１１２】
【図１】本発明の熱間押出成形用ダイスを用いた熱間押出成形装置の概略の断面図である。
【図２】（ａ）は熱間押出成形用ダイスの平面図であり、（ｂ）はその断面図である。
【図３】従来の熱間押出成形用ダイスを用いた熱間押出成形装置の概略の断面図である。
【符号の説明】
【０１１３】
１，101：熱間押出成形用ダイス
１ａ，101ａ：貫通孔
１ｂ，101ｂ：内周面
１ｄ：側面
２，102：ダイケース
３：コンテナ
４：押出機構
５：ビレット
６：押出材
11，111：熱間押出成形装置
【図１】
2008105091.tif 000004
【図２】
2008105091.tif 000005
【図３】
2008105091.tif 000006