JP2653158B2 - ダイヤモンド被覆炭化タングステン基超硬合金製工具部材 - Google Patents
ダイヤモンド被覆炭化タングステン基超硬合金製工具部材Info
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- JP2653158B2 JP2653158B2 JP5053489A JP5053489A JP2653158B2 JP 2653158 B2 JP2653158 B2 JP 2653158B2 JP 5053489 A JP5053489 A JP 5053489A JP 5053489 A JP5053489 A JP 5053489A JP 2653158 B2 JP2653158 B2 JP 2653158B2
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- cemented carbide
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- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 この発明は、炭化タングステン（以下WCで示す）基超
硬合金基体の表面に対するダイヤモンド被覆層の密着強
度が著しく高いダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具部
材に関するものである。
硬合金基体の表面に対するダイヤモンド被覆層の密着強
度が著しく高いダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具部
材に関するものである。
一般に、結合相形成成分としてCo:1〜25％、を含有
し、さらに必要に応じて、 分散相形成成分としてＷを除く元素周期律表の4a、5
a、および6a族金属の炭化物、並びにこれらのWCを含む
２種以上の固溶体（以下これらを総称して「金属炭化
物」という）のうちの１種または２種以上:0.5〜30％、 を含有し、残りが同じく分散相形成成分としてのWCと不
可避不純物からなる組成（以下重量％、以下％は重量％
を示す）を有するWC基超硬合金基体の表面に、所定の寸
法出しのための研削を施し、ついで、例えば硝酸や硫酸
などの希釈酸性水溶液を用いてのエツチングによる基体
表面Co除去処理を施した状態で、通常の気相合成法にて
ダイヤモンド被覆層を0.5〜20μｍの平均層厚で形成し
てなるダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具部材が、例
えばスローアウエイチツプやエンドミル、さらに小径ド
リルやドリルなどの切削工具部材、さらに各種の耐摩耗
工具部材として適用されていることは良く知られるとこ
ろである。
し、さらに必要に応じて、 分散相形成成分としてＷを除く元素周期律表の4a、5
a、および6a族金属の炭化物、並びにこれらのWCを含む
２種以上の固溶体（以下これらを総称して「金属炭化
物」という）のうちの１種または２種以上:0.5〜30％、 を含有し、残りが同じく分散相形成成分としてのWCと不
可避不純物からなる組成（以下重量％、以下％は重量％
を示す）を有するWC基超硬合金基体の表面に、所定の寸
法出しのための研削を施し、ついで、例えば硝酸や硫酸
などの希釈酸性水溶液を用いてのエツチングによる基体
表面Co除去処理を施した状態で、通常の気相合成法にて
ダイヤモンド被覆層を0.5〜20μｍの平均層厚で形成し
てなるダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具部材が、例
えばスローアウエイチツプやエンドミル、さらに小径ド
リルやドリルなどの切削工具部材、さらに各種の耐摩耗
工具部材として適用されていることは良く知られるとこ
ろである。
しかし、上記の従来ダイヤモンド被覆WC基超硬合金製
工具部材においては、WC基超硬合金基体表面に対するダ
イヤモンド被覆層の密着強度が低いために、例えばこれ
をAl−Si合金などの断続切削や、高送りおよび高切込み
などの重切削などに用いた場合に剥離が発生し易く、相
対的にきわめて短かい使用寿命しか示さないのが現状で
ある。
工具部材においては、WC基超硬合金基体表面に対するダ
イヤモンド被覆層の密着強度が低いために、例えばこれ
をAl−Si合金などの断続切削や、高送りおよび高切込み
などの重切削などに用いた場合に剥離が発生し易く、相
対的にきわめて短かい使用寿命しか示さないのが現状で
ある。
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記
の従来ダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具部材に着目
し、これらのダイヤモンド被覆層のWC基超硬合金基体表
面に対する密着強度を向上せしめるべく研究を行なつた
結果、上記の従来ダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具
部材においては、これを構成する基体表面に対するＸ線
回折で、WCの（211）面に、単一のピーク波形か、ある
いは高低差のある２つの連続ピーク波形が現われ、かつ
前記２つの連続ピーク波形の場合、２つの連続ピーク間
の谷部から高い方のピーク高さをＬ、同じく低い方のピ
ーク高さをｌとすると、L/lが40以上になる回折曲線を
示すが、前記基体に、表面研削とCo除去処理の間で、非
酸化性雰囲気中、1000〜1500℃の所定温度に所定時間保
持の熱処理を施すと、ダイヤモンド被覆層形成後の基体
は、その表面に対するＸ線回折で、WCの（211）面に現
われる波形が、第１図に例示されるように上記の２つの
連続ピーク波形ではあるが、L/lの比が35以下の高低差
の小さくなつた回折曲線を示すようになり、このような
波形の変化は、表面研削時に基体表面に圧着あるいはこ
れに圧入して剥離の起点となつていた研削屑が加熱時に
結合相に固溶し、凝固時に析出して結晶化することによ
る基体との一体化およびこれに伴なう基体表面の粗面
化、並びに研削時に発生した表面部内部歪の除去に原因
するものであると推定され、上記波形を示すダイヤモン
ド被覆WC基超硬合金製工具部材においては、ダイヤモン
ド被覆層のWC基超硬合金基体表面に対する密着強度が著
しく高く、したがつて、これを、上記の各種切削工具部
材や、さらに各種のダイスやプリンターヘツド、さらに
熱間加工用ガイドローラや製管用シーミングロールなど
の耐摩耗工具部材として用いた場合に、すぐれた性能を
著しく長期に亘つて発揮するようになるという知見を得
たのである。
の従来ダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具部材に着目
し、これらのダイヤモンド被覆層のWC基超硬合金基体表
面に対する密着強度を向上せしめるべく研究を行なつた
結果、上記の従来ダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具
部材においては、これを構成する基体表面に対するＸ線
回折で、WCの（211）面に、単一のピーク波形か、ある
いは高低差のある２つの連続ピーク波形が現われ、かつ
前記２つの連続ピーク波形の場合、２つの連続ピーク間
の谷部から高い方のピーク高さをＬ、同じく低い方のピ
ーク高さをｌとすると、L/lが40以上になる回折曲線を
示すが、前記基体に、表面研削とCo除去処理の間で、非
酸化性雰囲気中、1000〜1500℃の所定温度に所定時間保
持の熱処理を施すと、ダイヤモンド被覆層形成後の基体
は、その表面に対するＸ線回折で、WCの（211）面に現
われる波形が、第１図に例示されるように上記の２つの
連続ピーク波形ではあるが、L/lの比が35以下の高低差
の小さくなつた回折曲線を示すようになり、このような
波形の変化は、表面研削時に基体表面に圧着あるいはこ
れに圧入して剥離の起点となつていた研削屑が加熱時に
結合相に固溶し、凝固時に析出して結晶化することによ
る基体との一体化およびこれに伴なう基体表面の粗面
化、並びに研削時に発生した表面部内部歪の除去に原因
するものであると推定され、上記波形を示すダイヤモン
ド被覆WC基超硬合金製工具部材においては、ダイヤモン
ド被覆層のWC基超硬合金基体表面に対する密着強度が著
しく高く、したがつて、これを、上記の各種切削工具部
材や、さらに各種のダイスやプリンターヘツド、さらに
熱間加工用ガイドローラや製管用シーミングロールなど
の耐摩耗工具部材として用いた場合に、すぐれた性能を
著しく長期に亘つて発揮するようになるという知見を得
たのである。
この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであ
つて、 結合相形成成分としてCo:1〜25％、 を含有し、さらに必要に応じて、 分散相形成成分として金属炭化物のうちの１種または
２種以上:0.5〜30％、 を含有し、残りが分散相形成成分としてのWCと不可避不
純物からなる組成を有するWC基超硬合金基体の研削表面
に、気相合成法によるダイヤモンド被覆層を0.2〜20μ
ｍの平均層厚で形成してなるダイヤモンド被覆WCの基超
硬合金製工具部材において、 上記ダイヤモンド被覆層形成後の基体が、その表面に
対するＸ線回折で、WCの（211）面に、高低差のある２
つの連続ピークからなり、かつ前記連続ピーク間の谷部
から高い方のピーク高さをＬ、同じく低い方のピーク高
さをｌとした場合、L/l:35以下を満足する波形が現われ
る回折曲線を示すダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具
部材（以下被覆超硬部材と略記する）に特徴を有するも
のである。
つて、 結合相形成成分としてCo:1〜25％、 を含有し、さらに必要に応じて、 分散相形成成分として金属炭化物のうちの１種または
２種以上:0.5〜30％、 を含有し、残りが分散相形成成分としてのWCと不可避不
純物からなる組成を有するWC基超硬合金基体の研削表面
に、気相合成法によるダイヤモンド被覆層を0.2〜20μ
ｍの平均層厚で形成してなるダイヤモンド被覆WCの基超
硬合金製工具部材において、 上記ダイヤモンド被覆層形成後の基体が、その表面に
対するＸ線回折で、WCの（211）面に、高低差のある２
つの連続ピークからなり、かつ前記連続ピーク間の谷部
から高い方のピーク高さをＬ、同じく低い方のピーク高
さをｌとした場合、L/l:35以下を満足する波形が現われ
る回折曲線を示すダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工具
部材（以下被覆超硬部材と略記する）に特徴を有するも
のである。
なお、この発明の被覆超硬部材において、基体のCo含
有量を１〜25％と限定したのは、その含有量が１％未満
では所望の靭性および強度を確保することができず、一
方その含有量が25％を越えると、耐摩耗性の低下が著し
い（特に切削工具部材にあつては10％以下の含有が望ま
しい）という理由によるものであり、また耐摩耗性を向
上させる目的で必要に応じて含有される金属炭化物の含
有量を0.5〜30％としたのは、その含有量が0.5％未満で
は所望の耐摩耗性向上効果が得られず、一方その含有量
が30％を越えると靭性の低下が著しいという理由による
ものであり、さらにダイヤモンド被覆層の平均層厚を0.
5〜20μｍとしたのは、その平均層厚が0.5μｍ未満では
所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均
層厚が20μｍを越えると、被覆層に欠けやチツピングが
発生し易くなるという理由によるものである。
有量を１〜25％と限定したのは、その含有量が１％未満
では所望の靭性および強度を確保することができず、一
方その含有量が25％を越えると、耐摩耗性の低下が著し
い（特に切削工具部材にあつては10％以下の含有が望ま
しい）という理由によるものであり、また耐摩耗性を向
上させる目的で必要に応じて含有される金属炭化物の含
有量を0.5〜30％としたのは、その含有量が0.5％未満で
は所望の耐摩耗性向上効果が得られず、一方その含有量
が30％を越えると靭性の低下が著しいという理由による
ものであり、さらにダイヤモンド被覆層の平均層厚を0.
5〜20μｍとしたのは、その平均層厚が0.5μｍ未満では
所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その平均
層厚が20μｍを越えると、被覆層に欠けやチツピングが
発生し易くなるという理由によるものである。
また、WCの（211）面に現われる２つの連続ピーク波
形におけるL/lの割合が、従来被覆超硬合金におけるよ
うに40以上ではダイヤモンド被覆層の基体表面に対する
密着性は不十分であり、この割合を35以下とすることに
よつて強固な密着強度が得られるようになるが、このL/
l:35以下のピーク波形は、熱処理時の加熱温度を1000℃
以上とすることによつて可能となるものであり、しか
し、その加熱温度が1500℃を越えると、結晶粒が粗大化
して強度が低下するようになることから、熱処理時の加
熱温度を1000〜1500℃とするのが望ましく、この場合の
保持時間は、例えば切削用スローアウエイチツプで30〜
90分で十分である。
形におけるL/lの割合が、従来被覆超硬合金におけるよ
うに40以上ではダイヤモンド被覆層の基体表面に対する
密着性は不十分であり、この割合を35以下とすることに
よつて強固な密着強度が得られるようになるが、このL/
l:35以下のピーク波形は、熱処理時の加熱温度を1000℃
以上とすることによつて可能となるものであり、しか
し、その加熱温度が1500℃を越えると、結晶粒が粗大化
して強度が低下するようになることから、熱処理時の加
熱温度を1000〜1500℃とするのが望ましく、この場合の
保持時間は、例えば切削用スローアウエイチツプで30〜
90分で十分である。
つぎに、この発明の被覆超硬部材を実施例により具体
的に説明する。
的に説明する。
原料粉末として、いずれも0.5〜10μｍの範囲内の所
定の平均粒径を有するWC粉末、各種の金属炭化物粉末、
およびCo粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ第１
表に示される配合組成に配合し、ボールミルで72時間湿
式混合し、乾燥した後、1.5ton/cm2の圧力で圧粉体にプ
レス成形し、この圧粉体を、１×10-3torrの真空中、13
50〜1500℃の範囲内の所定温度に90分間保持の条件で焼
結して配合組成と実質的に同一の成分組成をもつたWC基
超硬合金基体を製造し、この基体表面に上下面および外
周研削機を用いて研削加工を施して、その形状をCIS
（超硬工具協会）規格SPP422のスローアウエイチツプと
し、引続いてこのチツプ基体に、１×10-3torrの真空
中、1000〜1500℃の範囲内の所定温度に30〜90分間保持
の条件で熱処理を施し、さらにこの熱処理後の表面を５
％硝酸水溶液にてエツチングして表面部のCoを除去し、
この状態で金属Ｗ製フライメントを備えた直径:120mmの
石英製管状反応容器内に装入し、 雰囲気圧力:35torr、基体温度:700℃、 反応ガス:CH4/H2＝0.05、 の条件で３〜６時間の範囲内の所定時間の気相合成反応
を行なつて同じく第１表に示される平均層 厚のダイヤモンド被覆層を上記チツプ基体表面に形成す
ることにより本発明被覆超硬チツプ１〜18をそれぞれ製
造した。
定の平均粒径を有するWC粉末、各種の金属炭化物粉末、
およびCo粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ第１
表に示される配合組成に配合し、ボールミルで72時間湿
式混合し、乾燥した後、1.5ton/cm2の圧力で圧粉体にプ
レス成形し、この圧粉体を、１×10-3torrの真空中、13
50〜1500℃の範囲内の所定温度に90分間保持の条件で焼
結して配合組成と実質的に同一の成分組成をもつたWC基
超硬合金基体を製造し、この基体表面に上下面および外
周研削機を用いて研削加工を施して、その形状をCIS
（超硬工具協会）規格SPP422のスローアウエイチツプと
し、引続いてこのチツプ基体に、１×10-3torrの真空
中、1000〜1500℃の範囲内の所定温度に30〜90分間保持
の条件で熱処理を施し、さらにこの熱処理後の表面を５
％硝酸水溶液にてエツチングして表面部のCoを除去し、
この状態で金属Ｗ製フライメントを備えた直径:120mmの
石英製管状反応容器内に装入し、 雰囲気圧力:35torr、基体温度:700℃、 反応ガス:CH4/H2＝0.05、 の条件で３〜６時間の範囲内の所定時間の気相合成反応
を行なつて同じく第１表に示される平均層 厚のダイヤモンド被覆層を上記チツプ基体表面に形成す
ることにより本発明被覆超硬チツプ１〜18をそれぞれ製
造した。
また、比較の目的で、上記WC基超硬合金基体に対する
研削後の熱処理を施さない以外は、同一の条件で従来被
覆超硬チツプ１〜18をそれぞれ製造した。
研削後の熱処理を施さない以外は、同一の条件で従来被
覆超硬チツプ１〜18をそれぞれ製造した。
つぎに、この結果得られた本発明被覆超硬チツプ１〜
18および従来被覆超硬チツプ１〜18について、まず、チ
ツプ基体表面に対して、 管球:Cu、フイルター:Ni、 管電圧:40KV、管電流:40mA、 時定数:5、 レコーダー速度:40mm/2θ（度）、 レコーダーフルスケール:10000cps、 の条件でＸ線回折を施して回折曲線を求め、この回折曲
線からWCの（211）面に現われた波形のL/l比を算出し
た。
18および従来被覆超硬チツプ１〜18について、まず、チ
ツプ基体表面に対して、 管球:Cu、フイルター:Ni、 管電圧:40KV、管電流:40mA、 時定数:5、 レコーダー速度:40mm/2θ（度）、 レコーダーフルスケール:10000cps、 の条件でＸ線回折を施して回折曲線を求め、この回折曲
線からWCの（211）面に現われた波形のL/l比を算出し
た。
さらに、上記の各種の被覆超硬チツプについて、 被削材:Al−11％Si合金の溝入り材、 切削速度:500m/min、 切込み:2.0mm、 送り:0.2mm/rev.、 切削時間:30分、 の条件でのAl合金の乾式フライス断続切削試験、並び
に、 被削材:Al−20％Si合金の丸棒、 切削速度:130m/min、 切込み:1.5mm、 送り:0.5mM/rev.、 切削時間:10分、 の条件でのAl合金の乾式高送り連続切削試験をそれぞれ
10個の切刃について行ない、切刃:10個の平均逃げ面摩
耗幅を測定すると共に、切刃におけるダイヤモンド被覆
層の剥離発生本数を測定した。これらの測定結果を第１
表に示した。
に、 被削材:Al−20％Si合金の丸棒、 切削速度:130m/min、 切込み:1.5mm、 送り:0.5mM/rev.、 切削時間:10分、 の条件でのAl合金の乾式高送り連続切削試験をそれぞれ
10個の切刃について行ない、切刃:10個の平均逃げ面摩
耗幅を測定すると共に、切刃におけるダイヤモンド被覆
層の剥離発生本数を測定した。これらの測定結果を第１
表に示した。
第１表に示される結果から、本発明被覆超硬チツプ１
〜18は、いずれもWCの（211）面における波形が高低差
のある２つの連続ピーク波形を示し、かつそのL/l比が3
5以下を示し、ダイヤモンド被覆層のWC基超硬合金基体
に対する密着強度が著しく強固なので、苛酷な条件下で
の切削となるフライス断続切削や高送り切削で、ダイヤ
モンド被覆層の剥離がほとんどなく、すぐれた耐摩耗性
を示すのに対して、従来被覆超硬チツプ１〜18では、い
ずれもWCの（211）面における波形が、単一波形か、２
つの連続ピーク波形を示しても、両ピークの高低差が著
しく大きく、いずれもL/l比が40以上となつており、こ
の結果ダイヤモンド被覆層の基体表面に対する密着性が
不十分なものとなつているので、いずれの切削試験でも
半数以上に剥離が発生しており、かつ著しい摩耗の発生
が見られることが明らかである。
〜18は、いずれもWCの（211）面における波形が高低差
のある２つの連続ピーク波形を示し、かつそのL/l比が3
5以下を示し、ダイヤモンド被覆層のWC基超硬合金基体
に対する密着強度が著しく強固なので、苛酷な条件下で
の切削となるフライス断続切削や高送り切削で、ダイヤ
モンド被覆層の剥離がほとんどなく、すぐれた耐摩耗性
を示すのに対して、従来被覆超硬チツプ１〜18では、い
ずれもWCの（211）面における波形が、単一波形か、２
つの連続ピーク波形を示しても、両ピークの高低差が著
しく大きく、いずれもL/l比が40以上となつており、こ
の結果ダイヤモンド被覆層の基体表面に対する密着性が
不十分なものとなつているので、いずれの切削試験でも
半数以上に剥離が発生しており、かつ著しい摩耗の発生
が見られることが明らかである。
上述のように、この発明のダイヤモンド被覆WC基超硬
合金製工具部材は、ダイヤモンド被覆層のWC基超硬合金
基体に対する密着強度がきわめて高いので、切削工具や
耐摩耗工具として、通常の条件は勿論のこと、特に断続
切削や重切削などの苛酷な条件での適用に際してもすぐ
れた耐摩耗性を示し、使用寿命の著しい延命化を可能と
するものである。
合金製工具部材は、ダイヤモンド被覆層のWC基超硬合金
基体に対する密着強度がきわめて高いので、切削工具や
耐摩耗工具として、通常の条件は勿論のこと、特に断続
切削や重切削などの苛酷な条件での適用に際してもすぐ
れた耐摩耗性を示し、使用寿命の著しい延命化を可能と
するものである。
第１図はこの発明のダイヤモンド被覆WC基超硬合金製工
具部材を構成する基体表面へのＸ線回折でWCの（211）
面に現われた波形を例示する図である。
具部材を構成する基体表面へのＸ線回折でWCの（211）
面に現われた波形を例示する図である。
Claims (2)
- 【請求項１】結合相形成成分としてCo:1〜25％、 を含有し、残りが分散相形成成分としての炭化タングス
テンと不可避不純物からなる組成（以上重量％）を有す
る炭化タングステン基超硬合金基体の研削表面に、気相
合成法によるダイヤモンド被覆層を0.5〜20μｍの平均
層厚で形成してなるダイヤモンド被覆炭化タングステン
基超硬合金製工具部材において、 上記ダイヤモンド被覆層形成後の基体が、その表面に対
するＸ線回折で、炭化タングステンの（211）面に、高
低差のある２つの連続ピークからなり、かつ前記２つの
連続ピーク間の谷部から高い方のピーク高さをＬ、同じ
く低い方のピーク高さをｌとした場合、L/l:35以下を満
足する波形が現われる回折曲線を示すことを特徴とする
密着強度の高いダイヤモンド被覆炭化タングステン基超
硬合金製工具部材。 - 【請求項２】結合相形成成分としてCo:1〜25％、 を含有し、さらに、 分散相形成成分としてＷを除く元素周期律表の4a、5a、
および6a族金属の炭化物、並びにこれらの炭化タングス
テンを含む２種以上の固溶体のうち１種または２種以
上:0.5〜30％、を含有し、残りが分散相形成成分として
の炭化タングステンと不可避不純物からなる組成（以上
重量％）を有する炭化タングステン基超硬合金基体の研
削表面に、気相合成法によるダイヤモンド被覆層を0.5
〜20μｍの平均層厚で形成してなるダイヤモンド被覆炭
化タングステン基超硬合金製工具部材において、 上記ダイヤモンド被覆層形成後の基体が、その表面に対
するＸ線回折で、炭化タングステンの（211）面に、高
低差のある２つの連続ピークからなり、かつ前記２つの
連続ピーク間の谷部から高い方のピーク高さをＬ、同じ
く低い方のピーク高さをｌとした場合、L/l:35以下を満
足する波形が現われる回折曲線を示すことを特徴とする
密着強度の高いダイヤモンド被覆炭化タングステン基超
硬合金製工具部材。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5053489A JP2653158B2 (ja) | 1989-03-02 | 1989-03-02 | ダイヤモンド被覆炭化タングステン基超硬合金製工具部材 |
| EP89123666A EP0374923B2 (en) | 1988-12-21 | 1989-12-21 | Diamond-coated tool member, substrate thereof and method for producing same |
| US07/454,513 US5068148A (en) | 1988-12-21 | 1989-12-21 | Diamond-coated tool member, substrate thereof and method for producing same |
| ES89123666T ES2057084T5 (es) | 1988-12-21 | 1989-12-21 | Elemento de herramienta revestido de diamante, substrato correspondiente y metodo para fabricarlo. |
| DE68916207T DE68916207T3 (de) | 1988-12-21 | 1989-12-21 | Diamantbeschichtetes Werkzeug, Substrate dafür und Verfahren zu dessen Herstellung. |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5053489A JP2653158B2 (ja) | 1989-03-02 | 1989-03-02 | ダイヤモンド被覆炭化タングステン基超硬合金製工具部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02232105A JPH02232105A (ja) | 1990-09-14 |
| JP2653158B2 true JP2653158B2 (ja) | 1997-09-10 |
Family
ID=12861666
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5053489A Expired - Lifetime JP2653158B2 (ja) | 1988-12-21 | 1989-03-02 | ダイヤモンド被覆炭化タングステン基超硬合金製工具部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2653158B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5585176A (en) * | 1993-11-30 | 1996-12-17 | Kennametal Inc. | Diamond coated tools and wear parts |
| US5716170A (en) * | 1996-05-15 | 1998-02-10 | Kennametal Inc. | Diamond coated cutting member and method of making the same |
-
1989
- 1989-03-02 JP JP5053489A patent/JP2653158B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH02232105A (ja) | 1990-09-14 |
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