JP2502362B2 - 工具用高硬度焼結体 - Google Patents
工具用高硬度焼結体Info
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- JP2502362B2 JP2502362B2 JP1052962A JP5296289A JP2502362B2 JP 2502362 B2 JP2502362 B2 JP 2502362B2 JP 1052962 A JP1052962 A JP 1052962A JP 5296289 A JP5296289 A JP 5296289A JP 2502362 B2 JP2502362 B2 JP 2502362B2
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- JP
- Japan
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- binder
- sintered body
- group
- cbn
- powder
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、立方晶窒化硼素（以下cBNという）を用
いた工具用高硬度焼結体の改良に関する。
いた工具用高硬度焼結体の改良に関する。
〔従来の技術〕 cBNは、ダイヤモンドに次ぐ高硬度物質であり、その
焼結体は種々の切削工具に使用されている。切削工具に
適したこの種のcCBN焼結体の一例が、特開昭53−77811
号公報に開示されている。
焼結体は種々の切削工具に使用されている。切削工具に
適したこの種のcCBN焼結体の一例が、特開昭53−77811
号公報に開示されている。
上記先行技術には、cBNを体積％で80−40％含有し、
残部が周期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属の炭化物、
窒化物、硼化物、硅化物もしくはこれらの混合物または
相互固溶体化合物を主体としたもの、さらにこれにAlお
よび／またはSiを添加したものからなる焼結体が開示さ
れている。この先行技術のcBN焼結体では、上記したよ
うな化合物が焼結体組織中において連続した結合相をな
している。
残部が周期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属の炭化物、
窒化物、硼化物、硅化物もしくはこれらの混合物または
相互固溶体化合物を主体としたもの、さらにこれにAlお
よび／またはSiを添加したものからなる焼結体が開示さ
れている。この先行技術のcBN焼結体では、上記したよ
うな化合物が焼結体組織中において連続した結合相をな
している。
上記高硬度工具用焼結体では、結合化合物として、周
期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属の炭化物、窒化物、
硼化物、硅化物またはこれらの相互固溶体化合物が用い
られているが、これらの化合物は熱伝導性に優れ高硬度
であるため、この焼結体は切削工具として一般的に高い
性能を示す。
期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属の炭化物、窒化物、
硼化物、硅化物またはこれらの相互固溶体化合物が用い
られているが、これらの化合物は熱伝導性に優れ高硬度
であるため、この焼結体は切削工具として一般的に高い
性能を示す。
しかしながら、上記の特開昭53−77811号公報に開示
され、現在市販されている焼結体においても、例えば、
鋼の高速切削では切削条件によりクレーター摩耗が発達
し、したがって、比較的寿命が短かい場合があった。
され、現在市販されている焼結体においても、例えば、
鋼の高速切削では切削条件によりクレーター摩耗が発達
し、したがって、比較的寿命が短かい場合があった。
そこで、本発明は上記した従来のcBN焼結体よりも耐
クレーター性に優れ、鋼の高速切削を可能とするcBN焼
結体を提供することを目的とする。
クレーター性に優れ、鋼の高速切削を可能とするcBN焼
結体を提供することを目的とする。
本発明者らは、上述の目的を達成するために鋭意検討
した結果、20体積％以上70体積％未満のcBN粉末と、残
部下記の結合材粉末とを混合してなる混合粉末を用いて
cBNの安定な条件で超高圧焼結すれば、従来のcBN焼結体
よりも硬度が高く、かつ耐クレーター性に優れる高硬度
工具用焼結体の得られることを見い出した。
した結果、20体積％以上70体積％未満のcBN粉末と、残
部下記の結合材粉末とを混合してなる混合粉末を用いて
cBNの安定な条件で超高圧焼結すれば、従来のcBN焼結体
よりも硬度が高く、かつ耐クレーター性に優れる高硬度
工具用焼結体の得られることを見い出した。
すなわち、本発明は、２〜20重量％のAlまたはAlとTi
との化合物より選択された少なくとも１種以上と、２〜
20重量％のＷ、WCもしくはＷとTiの化合物より選択され
た少なくとも１種以上と、残部がTiNZ,TiCZ,Ti（C,
N）Z,（Ti,M）NZ,（Ti,M）CZ,および（Ti,M）（C,N）Ｚ
から成る群から選択した少なくとも１種以上のTi化合物
（ただし、ＭはTiを除く周期律表IV a,V a,VI a族の遷
移金属元素であり、0.1≦ｚ＜0.45）よりなり、かつ結
合材に含有されるTiとTi以外の周期律表第IV a,V a,VI
a族遷移金属元素Ｍの割合が原子比でTi:M＝67:33〜97:3
となるような結合材粉末をcBNと混合して得られた混合
粉末を超高圧焼結して得られた焼結体を提供する。
との化合物より選択された少なくとも１種以上と、２〜
20重量％のＷ、WCもしくはＷとTiの化合物より選択され
た少なくとも１種以上と、残部がTiNZ,TiCZ,Ti（C,
N）Z,（Ti,M）NZ,（Ti,M）CZ,および（Ti,M）（C,N）Ｚ
から成る群から選択した少なくとも１種以上のTi化合物
（ただし、ＭはTiを除く周期律表IV a,V a,VI a族の遷
移金属元素であり、0.1≦ｚ＜0.45）よりなり、かつ結
合材に含有されるTiとTi以外の周期律表第IV a,V a,VI
a族遷移金属元素Ｍの割合が原子比でTi:M＝67:33〜97:3
となるような結合材粉末をcBNと混合して得られた混合
粉末を超高圧焼結して得られた焼結体を提供する。
この発明のcBN焼結体は、cBNの他、Tiの炭化物、窒化
物もしくは炭窒化物またはこれらの相互固溶体、硼化チ
タン、硼化アルミニウム、窒化アルミニウム、タングス
テン化合物およびタングステン等を結合材中に含んでお
りcBN粒子は結合材相を介して相互に接合されている。
物もしくは炭窒化物またはこれらの相互固溶体、硼化チ
タン、硼化アルミニウム、窒化アルミニウム、タングス
テン化合物およびタングステン等を結合材中に含んでお
りcBN粒子は結合材相を介して相互に接合されている。
本発明の焼結体が耐クレーター性に優れているのは以
下の理由によるものと推測される。
下の理由によるものと推測される。
一般にクレーター摩耗が発達するのは高温の切り屑が
工具すくい面を摩擦することにより結合材が摩耗し、cB
N粒子が脱落していくことによるものと考えられてい
る。したがって、cBN焼結体の耐クレーター性を向上さ
せるには結合材の高温下での耐摩耗性を高くすること、
cBNと結合材または結合材自体が強固に接合させること
が必要であり、また工具すくい面は高温となるため上記
した結合材の強度、cBNと結合材もしくは結合材自体の
接合力が高温下でも低下しないことが必要である。
工具すくい面を摩擦することにより結合材が摩耗し、cB
N粒子が脱落していくことによるものと考えられてい
る。したがって、cBN焼結体の耐クレーター性を向上さ
せるには結合材の高温下での耐摩耗性を高くすること、
cBNと結合材または結合材自体が強固に接合させること
が必要であり、また工具すくい面は高温となるため上記
した結合材の強度、cBNと結合材もしくは結合材自体の
接合力が高温下でも低下しないことが必要である。
この発明では、結合材中のTi化合物やAlが高温高圧下
での焼結時にcBNと反応し硼化チタン、硼化アルミニウ
ム、窒化チタン、窒化アルミニウムが生成しそれらによ
ってcBNと結合材を強固に接合するものと考えられる。
特にTiNZ,TiCZ,Ti（C,N）Z,（Ti,M）NZ,（Ti,M）CZ,お
よび（Ti,M）（C,N）Ｚから成る群から選択された少な
くとも１種のTi化合物（ただし、ＭはTiを除く周期律表
第IV a,V a,VI a族の遷移金属元素であり、0.1≦ｚ＜0.
45）中の過剰なTiはcBN結晶と反応し易くTiB2やTiNを生
成する。
での焼結時にcBNと反応し硼化チタン、硼化アルミニウ
ム、窒化チタン、窒化アルミニウムが生成しそれらによ
ってcBNと結合材を強固に接合するものと考えられる。
特にTiNZ,TiCZ,Ti（C,N）Z,（Ti,M）NZ,（Ti,M）CZ,お
よび（Ti,M）（C,N）Ｚから成る群から選択された少な
くとも１種のTi化合物（ただし、ＭはTiを除く周期律表
第IV a,V a,VI a族の遷移金属元素であり、0.1≦ｚ＜0.
45）中の過剰なTiはcBN結晶と反応し易くTiB2やTiNを生
成する。
TiB2の生成はTiB2の硬度が高く耐摩耗性に優れてお
り、cBNや結合材との結合力も強くかつ高温下でもそれ
らの特性が低下しないので好ましい。上記Ti化合物の一
般式中のｚは0.1≦ｚ＜0.45の範囲内とするが、その理
由は、ｚが0.45を越えるとTiB2の生成量が減少し、結合
材の強度や耐摩耗性が低下し好ましくないからである。
またｚが0.1未満では焼結体中の結合材に金属Tiとして
残存するため結合材の耐摩耗性は劣化する。
り、cBNや結合材との結合力も強くかつ高温下でもそれ
らの特性が低下しないので好ましい。上記Ti化合物の一
般式中のｚは0.1≦ｚ＜0.45の範囲内とするが、その理
由は、ｚが0.45を越えるとTiB2の生成量が減少し、結合
材の強度や耐摩耗性が低下し好ましくないからである。
またｚが0.1未満では焼結体中の結合材に金属Tiとして
残存するため結合材の耐摩耗性は劣化する。
Tiの窒化物、炭窒化物に周期律表第IV a,V a,VI a族
遷移金属の窒化物、炭窒化物を固溶また混合すれば、結
合材の強度や耐摩耗性はさらに高くなり、Ti化合物のみ
を結合材として用いた場合よりもさらに特性が改善され
る。この結合材中のTi含有量は、TiとTi以外の周期律表
第IV a,V a,VI a族金属の原子比で67:33〜97:3となるこ
とが必要である。Tiの含有量が67％未満では、結合材と
cBNとの結合力が低下して好ましくない。他方、上記原
子比が97％を越えると結合材の耐摩耗性ならびに強度が
低下する。
遷移金属の窒化物、炭窒化物を固溶また混合すれば、結
合材の強度や耐摩耗性はさらに高くなり、Ti化合物のみ
を結合材として用いた場合よりもさらに特性が改善され
る。この結合材中のTi含有量は、TiとTi以外の周期律表
第IV a,V a,VI a族金属の原子比で67:33〜97:3となるこ
とが必要である。Tiの含有量が67％未満では、結合材と
cBNとの結合力が低下して好ましくない。他方、上記原
子比が97％を越えると結合材の耐摩耗性ならびに強度が
低下する。
Alの結合材中の含有量は、２〜20重量％とする。Alは
cBN粒子と結合材の結合力を向上させる作用を有する
が、その含有量が２％未満ではその効果が少なく、20％
を越えると結合材全体の硬度が低下し、耐摩耗性も劣化
する。
cBN粒子と結合材の結合力を向上させる作用を有する
が、その含有量が２％未満ではその効果が少なく、20％
を越えると結合材全体の硬度が低下し、耐摩耗性も劣化
する。
W,WCおよび／またはＷとTiの化合物からなる群から選
択される少なくとも１種の含有量は２〜20重量％とす
る。その含有量が２％未満では結合材の強度の改善がな
されず、20％を越えるとTi化合物の含有量が低下し、cB
Nと結合材との接合強度が低下し好ましくない。特に上
述した化学式におけるＭとしてＷを用いた場合には、結
合材の強度が改善され良好な特性を示すことがわかっ
た。
択される少なくとも１種の含有量は２〜20重量％とす
る。その含有量が２％未満では結合材の強度の改善がな
されず、20％を越えるとTi化合物の含有量が低下し、cB
Nと結合材との接合強度が低下し好ましくない。特に上
述した化学式におけるＭとしてＷを用いた場合には、結
合材の強度が改善され良好な特性を示すことがわかっ
た。
この発明の焼結体では、上述したような結合材よりな
る結合相によりcBN粒子が保持されている。こゝでcBNの
含有量は20体積％以上70体積％未満とする。その理由
は、cBN粒子が20体積％未満では硬度が低下してcBN焼結
体としての特性が発揮されず、他方cBN粒子が70体積％
以上では焼結体の靭性が低下し性能が劣化する。
る結合相によりcBN粒子が保持されている。こゝでcBNの
含有量は20体積％以上70体積％未満とする。その理由
は、cBN粒子が20体積％未満では硬度が低下してcBN焼結
体としての特性が発揮されず、他方cBN粒子が70体積％
以上では焼結体の靭性が低下し性能が劣化する。
この発明では、cBNにTi化合物、Al、WC等を含む結合
材を混合し超高圧高温下で焼結して得られ、結合材中に
はAlが２〜20重量％含有され、硼化アルミニウム、窒化
アルミニウム等を形成しており、また該結合材中にはＷ
成分が２〜20重量％含有され、これはW,W化合物等とし
て存在し、さらにはTiの炭化物、窒化物、炭窒化物等が
含有されるので、結合材の強度が高く、cBNと結合材ま
たは結合材自体の接合強度が優れている高硬度工具用焼
結体を得ることができる。特にこの発明の焼結体は耐ク
レーター摩耗性に優れているので鋼や鋳鉄の高速切削等
の用途に適する。
材を混合し超高圧高温下で焼結して得られ、結合材中に
はAlが２〜20重量％含有され、硼化アルミニウム、窒化
アルミニウム等を形成しており、また該結合材中にはＷ
成分が２〜20重量％含有され、これはW,W化合物等とし
て存在し、さらにはTiの炭化物、窒化物、炭窒化物等が
含有されるので、結合材の強度が高く、cBNと結合材ま
たは結合材自体の接合強度が優れている高硬度工具用焼
結体を得ることができる。特にこの発明の焼結体は耐ク
レーター摩耗性に優れているので鋼や鋳鉄の高速切削等
の用途に適する。
実施例１ Tiを含有する窒化物または炭窒化物粉末と、アルミニ
ウム粉末およびWC粉末とを混合し、これを超硬合金製の
ポットおよびボールを用いて平均粒度１μｍ以下の第１
表に示す組織を有する結合材粉末を作製した。これらの
結合材粉末と、粒度３μｍ以下のcBN粉末とを体積比で4
5対55となるように混合し、混合粉末を作製した。Mo製
の容器にWC−10重量％Co組成の超硬合金からなる円板を
入れた後これらの混合粉末を充填した。次に、該容器を
超高圧、高温装置にいれ、圧力50kb、温度1250℃で25分
間焼結した。
ウム粉末およびWC粉末とを混合し、これを超硬合金製の
ポットおよびボールを用いて平均粒度１μｍ以下の第１
表に示す組織を有する結合材粉末を作製した。これらの
結合材粉末と、粒度３μｍ以下のcBN粉末とを体積比で4
5対55となるように混合し、混合粉末を作製した。Mo製
の容器にWC−10重量％Co組成の超硬合金からなる円板を
入れた後これらの混合粉末を充填した。次に、該容器を
超高圧、高温装置にいれ、圧力50kb、温度1250℃で25分
間焼結した。
得られた焼結体をＸ線回折により調べたところ、全て
の焼結体に於て、cBN、Tiを含む窒化物、炭化物および
炭窒化物、TiB2,AlB2,AlNとＷの硼化物、炭化物もしく
はＷと思われるピークが観察された。
の焼結体に於て、cBN、Tiを含む窒化物、炭化物および
炭窒化物、TiB2,AlB2,AlNとＷの硼化物、炭化物もしく
はＷと思われるピークが観察された。
これらの焼結体のピッカース硬度測定結果を第２表に
示す。
示す。
上記各焼結体を切削加工用チップに加工し、直径が10
0mmであり、SUJ 2（HRC59−61）からなる丸棒を切削し
た。切削条件は、切削速度:210m/分、切込み:0.15mm、
送り:0.1mm/rev、乾式である。刃先が欠損するまでの切
削時間を測定したところ、第２表に示す結果が得られ
た。
0mmであり、SUJ 2（HRC59−61）からなる丸棒を切削し
た。切削条件は、切削速度:210m/分、切込み:0.15mm、
送り:0.1mm/rev、乾式である。刃先が欠損するまでの切
削時間を測定したところ、第２表に示す結果が得られ
た。
なお、第１表に於て原子比〔Ti:M〕はTiと周期律表第
IV a,V a,VI a族の遷移金属元素との原子比を示す。
IV a,V a,VI a族の遷移金属元素との原子比を示す。
第１〜２表中、試料No.8〜12は比較例である。
実施例２ （Ti0.9Zr0.1）（Ｃ0.5Ｎ0.5）0.25、AlおよびWC粉末
を混合し、１μｍ以下の粒度の結合材を得た。この結合
材の組成は、重量％で、76％（Ti0.9Zr0.1）（Ｃ0.5Ｎ
0.5）0.25−12％Al−12％WCである。なお、結合材中のT
iとＷの原子比は86.1対13.9である。この結合材粉末とc
BN粉末とを第３表に示すように混合し混合粉末を作製し
た。
を混合し、１μｍ以下の粒度の結合材を得た。この結合
材の組成は、重量％で、76％（Ti0.9Zr0.1）（Ｃ0.5Ｎ
0.5）0.25−12％Al−12％WCである。なお、結合材中のT
iとＷの原子比は86.1対13.9である。この結合材粉末とc
BN粉末とを第３表に示すように混合し混合粉末を作製し
た。
得られた混合粉末を実施例１と同様にして超高圧焼結
し、焼結体を得た。さらに、これらの焼結体を加工し、
切削加工用のチップとした。
し、焼結体を得た。さらに、これらの焼結体を加工し、
切削加工用のチップとした。
上記のようにして得られたチップを用いて、直径300m
mのSCM435（HRC22）からなる丸棒の外周を切削した。切
削条件は、切削速度580m/分、切込み;0.6mm、送り;0.2m
m/rev、乾式である。切削可能であった時間を測定した
ところ、第３表に示す結果が得られた。第３表中、試料
No.18,19は比較例である。
mのSCM435（HRC22）からなる丸棒の外周を切削した。切
削条件は、切削速度580m/分、切込み;0.6mm、送り;0.2m
m/rev、乾式である。切削可能であった時間を測定した
ところ、第３表に示す結果が得られた。第３表中、試料
No.18,19は比較例である。
実施例３ 第４表に示したＺ値の（Ti0.9Ｖ0.05Nb0.05）（Ｃ0.2
Ｎ0.8）Ｚ粉末と、Al粉末とWC粉末を混合し、１μｍ以
下の粒度の結合材粉末を得た。これら結合材粉末の組成
は80重量％（Ti0.9Ｖ0.05Nb0.05）（Ｃ0.2Ｎ0.8）Ｚ−1
2重量％Al−８重量％WCである。これらの結合材粉末
と、粒度３〜５μｍのcBN粉末とを体積比で50対50とな
るように混合し、混合粉末を作製した。
Ｎ0.8）Ｚ粉末と、Al粉末とWC粉末を混合し、１μｍ以
下の粒度の結合材粉末を得た。これら結合材粉末の組成
は80重量％（Ti0.9Ｖ0.05Nb0.05）（Ｃ0.2Ｎ0.8）Ｚ−1
2重量％Al−８重量％WCである。これらの結合材粉末
と、粒度３〜５μｍのcBN粉末とを体積比で50対50とな
るように混合し、混合粉末を作製した。
得られた混合粉末を実施例１と同様にして超高圧焼結
し、焼結体を得た。これらの焼結体のビッカース硬度測
定結果を第４表に示す。
し、焼結体を得た。これらの焼結体のビッカース硬度測
定結果を第４表に示す。
上述のようにして得られた焼結体を加工し、切削加工
用のチップとして、直径80mmのSKD11種（HRC60）からな
る丸棒の外周を切削した。切削条件は、切削速度230m/
分、切込み;0.15mm、送り;0.08mm/rev、乾式である。切
削可能であった時間を第４表に示す。
用のチップとして、直径80mmのSKD11種（HRC60）からな
る丸棒の外周を切削した。切削条件は、切削速度230m/
分、切込み;0.15mm、送り;0.08mm/rev、乾式である。切
削可能であった時間を第４表に示す。
なお第４表において原子比〔Ti:M〕は結合材中のTiと
Tiを除く周期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属元素の割
合を示す。第４表中、試料No.20,26,27は比較例を示
す。
Tiを除く周期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属元素の割
合を示す。第４表中、試料No.20,26,27は比較例を示
す。
実施例４ 実施例１と同様にして第５表に示す組織を有する結合
材粉末を作製した。これらの結合材粉末と粒度２μｍ以
下のcBN粉末とを体積比で70対30となるように混合し、
混合粉末を得た。次にこれらの混合粉末を実施例１と同
様にして超高圧焼結し、焼結体を得た。これらの焼結体
のビッカース硬度測定結果を第５表に示す。
材粉末を作製した。これらの結合材粉末と粒度２μｍ以
下のcBN粉末とを体積比で70対30となるように混合し、
混合粉末を得た。次にこれらの混合粉末を実施例１と同
様にして超高圧焼結し、焼結体を得た。これらの焼結体
のビッカース硬度測定結果を第５表に示す。
次に、これらの焼結体を加工し、切削加工用のチップ
として、直径70mmの浸炭焼入れ鋼SNCM415（HRC58〜61）
からなる丸棒の外周を切削した。切削条件は、切削速度
180m/分、切込み;0.1mm、送り;0.08mm/rev、乾式であ
る。切削可能であった時間を第６表に示す。
として、直径70mmの浸炭焼入れ鋼SNCM415（HRC58〜61）
からなる丸棒の外周を切削した。切削条件は、切削速度
180m/分、切込み;0.1mm、送り;0.08mm/rev、乾式であ
る。切削可能であった時間を第６表に示す。
なお第５表において原子比〔Ti:M〕は結合材中のTiと
Tiを除く周期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属元素の割
合を示す。第５〜６表中、試料No.31〜33は比較例を示
す。
Tiを除く周期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属元素の割
合を示す。第５〜６表中、試料No.31〜33は比較例を示
す。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 29/02 Ｃ０４Ｂ 35/58 １０３Ｈ
Claims (3)
- 【請求項１】立方晶型窒化硼素粉末を20体積％以上70体
積％未満含有し、残部が結合材粉末からなる混合粉末を
超高圧、高温下で処理することにより得られる焼結体に
おいて、前記結合材がAlおよびAlとTiとの化合物からな
る群から選択される少なくとも１種２〜20重量％（Al換
算）、Ｗ、WCおよびＷとTiの化合物からなる群から選択
される少なくとも１種２〜20重量％、および残部がTi
NZ,Ti（C,N）Z,TiCZ,（Ti,M）NZ,（Ti,M）（C,N）Ｚお
よび（Ti,M）CZからなる群から選択される少なくとも１
種のTi化合物（ただし、ＭはTi以外の周期律表IV a,V
a,VI a族の遷移金属元素であり、0.1≦ｚ＜0.45であ
る）よりなり、かつ結合材に含有されるTiとTi以外の周
期律表第IV a,V a,VI a族遷移金属元素Ｍの割合が原子
比でTi:M＝67:33〜97:3であり、前記立方晶型窒化硼素
が結合相を介して相互に結合されている工具用高硬度焼
結体。 - 【請求項２】前記焼結体が立方晶窒化硼素の他にTiN,Ti
C,Ti（C,N），（Ti,M）N,（Ti,M）Ｃおよび（Ti,M））
（C,N）からなる群から選択した１種以上のTi化合物、
硼化チタン、硼化アルミニウム、窒化アルミニウム、タ
ングステン化合物ならびにタングステンの一種以上を含
む、請求項（１）に記載の工具用高硬度焼結体。 - 【請求項３】Ｍがタングステンである請求項（１）また
は（２）に記載の工具用高硬度焼結体。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1052962A JP2502362B2 (ja) | 1989-03-07 | 1989-03-07 | 工具用高硬度焼結体 |
| US07/451,441 US5041399A (en) | 1989-03-07 | 1989-12-13 | Hard sintered body for tools |
| EP89123215A EP0386338B1 (en) | 1989-03-07 | 1989-12-15 | Hard sintered body for tools |
| ES89123215T ES2057082T3 (es) | 1989-03-07 | 1989-12-15 | Cuerpo sinterizado duro para herramientas. |
| DE68915739T DE68915739T2 (de) | 1989-03-07 | 1989-12-15 | Harter Sinterkörper für Werkzeuge. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1052962A JP2502362B2 (ja) | 1989-03-07 | 1989-03-07 | 工具用高硬度焼結体 |
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- 1989-03-07 JP JP1052962A patent/JP2502362B2/ja not_active Expired - Fee Related
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