JPH0243330A - 超硬質焼結体の製造方法 - Google Patents
超硬質焼結体の製造方法Info
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- JPH0243330A JPH0243330A JP63193876A JP19387688A JPH0243330A JP H0243330 A JPH0243330 A JP H0243330A JP 63193876 A JP63193876 A JP 63193876A JP 19387688 A JP19387688 A JP 19387688A JP H0243330 A JPH0243330 A JP H0243330A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明はニッケル、鉄、コバルト等を素地とする超合金
等を切削加工する際に利用される超硬質焼結体の製造方
法に関する。
等を切削加工する際に利用される超硬質焼結体の製造方
法に関する。
（従来の技術）
近年、機械加工分野に於いて、加工の精密度並びに加工
速度の高速化に対する要望が高くなって来た所から、市
場では加工に供される工具についても性能面での一層の
向上が要求され、各企業が競って研究開発を進めている
所である。
速度の高速化に対する要望が高くなって来た所から、市
場では加工に供される工具についても性能面での一層の
向上が要求され、各企業が競って研究開発を進めている
所である。
上記の如き市場の要求に応えるべく、特に、切削加工の
領域では、ダイヤモンド並びに立方晶型窒化硼素の焼結
体等が使用に供されて居り、高性能を有する工具として
大いに期待されている。
領域では、ダイヤモンド並びに立方晶型窒化硼素の焼結
体等が使用に供されて居り、高性能を有する工具として
大いに期待されている。
然し乍ら、ダイヤモンド並びに立方晶型窒化硼素の焼結
体は高温下での耐酸化性に乏しく、大気中、高温下での
加工には限度があると言う事から、米国特許第３７０３
３６８号及び特開昭５５−９７４４９号に開示されてい
る様に、（Ｔｉ、Ｗ）Ｃ□−９を硬質相としＷを結合相
とする耐熱切削工具用の材料が開発された。
体は高温下での耐酸化性に乏しく、大気中、高温下での
加工には限度があると言う事から、米国特許第３７０３
３６８号及び特開昭５５−９７４４９号に開示されてい
る様に、（Ｔｉ、Ｗ）Ｃ□−９を硬質相としＷを結合相
とする耐熱切削工具用の材料が開発された。
（発明が解決しようとする課題）
然し乍ら、この材料は溶解、鋳造作業によって製造され
る場合には特殊な鋳造方法が要求される為、複雑な工具
形状が得られにくいばかりか、単純形状の工具としても
製品の寸法精度が著しく低くなり、その後の仕上げ加工
に多くの費用を費いやさなければならなかった。
る場合には特殊な鋳造方法が要求される為、複雑な工具
形状が得られにくいばかりか、単純形状の工具としても
製品の寸法精度が著しく低くなり、その後の仕上げ加工
に多くの費用を費いやさなければならなかった。
更に、ホットプレス法を採用する事によって、粉末を原
料とする工具の入手が可能になったものの、工具の成型
に際しては黒鉛製の組型を使用する為、圧粉体の強度は
低く、局部的に応力のかかる様な複雑形状をもった製品
を成型する場合には組型の損耗が激しくなる事から、極
く、単純な形状のものにしか成型出来なかった。一方、
ホットプレス法によって製造された製品は接離加工材で
あって後加工を施す事が容易でなく、結局、加工工具と
しては利用出来ないという欠点があった。
料とする工具の入手が可能になったものの、工具の成型
に際しては黒鉛製の組型を使用する為、圧粉体の強度は
低く、局部的に応力のかかる様な複雑形状をもった製品
を成型する場合には組型の損耗が激しくなる事から、極
く、単純な形状のものにしか成型出来なかった。一方、
ホットプレス法によって製造された製品は接離加工材で
あって後加工を施す事が容易でなく、結局、加工工具と
しては利用出来ないという欠点があった。
（課題を解決するための手段）
本発明者等は、上記の問題点を解決する為の手段に関し
て、鋭意研究を重ねた結果、平均粒径が０．１ミクロン
以下の高融点金属粉が添加された超硬質焼結体は、超微
粒子が有する表面エネルギー増大能の利用により焼結温
度の低下が起こる事、又、超硬質粉体と、高融点金属粉
とを混合した際に、両者が均一に分布される様になる事
、更に、超高圧利用の装置を使用しなくても容易に高密
度の焼結体が得られる事を見出し、これ等の知見に基づ
いて本発明に到達した。
て、鋭意研究を重ねた結果、平均粒径が０．１ミクロン
以下の高融点金属粉が添加された超硬質焼結体は、超微
粒子が有する表面エネルギー増大能の利用により焼結温
度の低下が起こる事、又、超硬質粉体と、高融点金属粉
とを混合した際に、両者が均一に分布される様になる事
、更に、超高圧利用の装置を使用しなくても容易に高密
度の焼結体が得られる事を見出し、これ等の知見に基づ
いて本発明に到達した。
即ち、本発明は、炭化タングステン粉末１００容積部に
対して平均粒径が０．１ミクロン以下の高融点金属粉を
０．１〜２０容積部添加し、混合した後、１〜２ｔ／ａ
＃の圧力にて成型し、真空又は水素雰囲気にて、１７０
０℃以上２０００℃以下の温度にて焼結する事を特徴と
するものである。
対して平均粒径が０．１ミクロン以下の高融点金属粉を
０．１〜２０容積部添加し、混合した後、１〜２ｔ／ａ
＃の圧力にて成型し、真空又は水素雰囲気にて、１７０
０℃以上２０００℃以下の温度にて焼結する事を特徴と
するものである。
（作用）
本発明は、所記の限定範囲内に於て、用いる高融点金属
超微粒子が有する粒子表面における活性エネルギーの増
大のために、焼結温度を最低１７００℃、最高２０００
℃としてもＷＣ粉相互の焼結性が良く耐摩耗性も良好で
あると共に（Ｈｖ１２００以上）、焼結体内にガスを閉
じ込めることがなく稠密なものとなり（相対密度９７％
迄）、超硬材料としての適性が高く、シかもその製造プ
ロセスとして極く普通の圧粉、焼結成型法を適用し得る
。揚起の限定理由は次の如くである。
超微粒子が有する粒子表面における活性エネルギーの増
大のために、焼結温度を最低１７００℃、最高２０００
℃としてもＷＣ粉相互の焼結性が良く耐摩耗性も良好で
あると共に（Ｈｖ１２００以上）、焼結体内にガスを閉
じ込めることがなく稠密なものとなり（相対密度９７％
迄）、超硬材料としての適性が高く、シかもその製造プ
ロセスとして極く普通の圧粉、焼結成型法を適用し得る
。揚起の限定理由は次の如くである。
本発明にあって使用される高融点金属粉の平均粒径が０
．１ミクロン以下に限定したのは、高融点金属粉の平均
粒径を００１ミクロンを超えると、超微粒子が有する表
面エネルギー増大能の利用による焼結体の焼結温度の低
下が見られず、本発明の基本となっている炭化タングス
テン粉末の分解が起こらない２０００℃以下の焼結を行
う事が不可能となる為である。
．１ミクロン以下に限定したのは、高融点金属粉の平均
粒径を００１ミクロンを超えると、超微粒子が有する表
面エネルギー増大能の利用による焼結体の焼結温度の低
下が見られず、本発明の基本となっている炭化タングス
テン粉末の分解が起こらない２０００℃以下の焼結を行
う事が不可能となる為である。
炭化タングステン粉末１００容積部に対して高融点金属
粉を０．１〜２０容積部を限定して添加、混合したのは
、高融点金属粉が０．１容積部未満になると、炭化タン
グステン粉末の粒子表面を全て高融点金属粉で満たすこ
とが出来なくなる為、十分な焼結作用が得にくくなって
、焼結体の強度を十分に保てなくなる為であり、高融点
金属粉が２０容積部を超えると、炭化タングステンの占
める領域が少なくなり、結果的に焼結体の耐摩耗性が低
下してくる為である。
粉を０．１〜２０容積部を限定して添加、混合したのは
、高融点金属粉が０．１容積部未満になると、炭化タン
グステン粉末の粒子表面を全て高融点金属粉で満たすこ
とが出来なくなる為、十分な焼結作用が得にくくなって
、焼結体の強度を十分に保てなくなる為であり、高融点
金属粉が２０容積部を超えると、炭化タングステンの占
める領域が少なくなり、結果的に焼結体の耐摩耗性が低
下してくる為である。
焼結に供する成型体を成型する際の成型圧力をｉｔ／ａ
＃〜２ｔ、、ｌｄに限定したのは、１七／ｄ未満では成
型体の強度が低くて取扱いが容易でない為であり、２ｔ
、／ｃｄを越えると成型体表面の緻密度が極端に高くな
り、原料粉末の表面に吸着したガス成分が焼結後も焼結
体の内部に閉じこめられたままとなり、結果的に焼結体
の密度を高める事が出来なくなる為である。
＃〜２ｔ、、ｌｄに限定したのは、１七／ｄ未満では成
型体の強度が低くて取扱いが容易でない為であり、２ｔ
、／ｃｄを越えると成型体表面の緻密度が極端に高くな
り、原料粉末の表面に吸着したガス成分が焼結後も焼結
体の内部に閉じこめられたままとなり、結果的に焼結体
の密度を高める事が出来なくなる為である。
焼結雰囲気を真空又は水素雰囲気としたのは、焼結時に
成型体よりの脱ガス効果を促進する為のものである。
成型体よりの脱ガス効果を促進する為のものである。
焼結温度を１７００℃以上２０００℃以下としたのは、
１７００℃未満では焼結体の強度が十分に高くならない
為であり、２０００℃を超えると炭化タングステンの分
解が始まって、焼結体の性能に劣化が見られて来る為で
ある。
１７００℃未満では焼結体の強度が十分に高くならない
為であり、２０００℃を超えると炭化タングステンの分
解が始まって、焼結体の性能に劣化が見られて来る為で
ある。
（実施例）
実施例１
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．０１８ミクロンのタングステ
ン粉末を１０容積部添加した後、湿式ボールミルにより
アセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処
理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした
。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径
６ｗｎの金型を用いてｉｔ／ｃＪの圧力で成型した。そ
の後、この成型体を高純度水素ガス雰囲気中１０００℃
にて１時間脱ガスを行った後、１７００℃で１時間の焼
結処理を行った焼結体について、その密度とビッカース
硬度を測定したところ、相対密度８３％、硬度１２００
が得られた。
積部に対し、平均粒径０．０１８ミクロンのタングステ
ン粉末を１０容積部添加した後、湿式ボールミルにより
アセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処
理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした
。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径
６ｗｎの金型を用いてｉｔ／ｃＪの圧力で成型した。そ
の後、この成型体を高純度水素ガス雰囲気中１０００℃
にて１時間脱ガスを行った後、１７００℃で１時間の焼
結処理を行った焼結体について、その密度とビッカース
硬度を測定したところ、相対密度８３％、硬度１２００
が得られた。
実施例２
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．０３６ミクロンのモリブデン
粉末を２０容積部添加した後、湿式ボールミルによりア
セントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理
された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。
積部に対し、平均粒径０．０３６ミクロンのモリブデン
粉末を２０容積部添加した後、湿式ボールミルによりア
セントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理
された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。
上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し１、直径
６■の金型を用いて２ｔ／ａ（の圧力で成型した。その
後、この成型体を１．０−２ｔｏｒｒの真空中で１００
０℃にて１時間脱ガスを行った後、２０００℃で１時間
の焼結処理を行った焼結体について、その密度とビッカ
ース硬度を測定したところ、相対密度９７％、硬度１４
９０が得られた。
６■の金型を用いて２ｔ／ａ（の圧力で成型した。その
後、この成型体を１．０−２ｔｏｒｒの真空中で１００
０℃にて１時間脱ガスを行った後、２０００℃で１時間
の焼結処理を行った焼結体について、その密度とビッカ
ース硬度を測定したところ、相対密度９７％、硬度１４
９０が得られた。
実施例３
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．０３６ミクロンのモリブデン
粉末を０．５容積部添加した後、湿式ボールミルにより
アセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処
理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした
。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径
６ｎｗｎの金型を用いて２ｔ／ｃｘ＃の圧力で成型した
。その後、この成型体を１０−２ｔｏｒｒの真空中で１
０００℃にて１時間脱ガスを行った後、２０００℃で１
時間の焼結処理を行った焼結体について、その密度とビ
ッカース硬度を測定したところ、相対密度８８％、硬度
１４３０が得られた。
積部に対し、平均粒径０．０３６ミクロンのモリブデン
粉末を０．５容積部添加した後、湿式ボールミルにより
アセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処
理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした
。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径
６ｎｗｎの金型を用いて２ｔ／ｃｘ＃の圧力で成型した
。その後、この成型体を１０−２ｔｏｒｒの真空中で１
０００℃にて１時間脱ガスを行った後、２０００℃で１
時間の焼結処理を行った焼結体について、その密度とビ
ッカース硬度を測定したところ、相対密度８８％、硬度
１４３０が得られた。
比較例１
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．０１８ミクロンのタングステ
ン粉末を１０．０容積部添加した後、湿式ボールミルに
よりアセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い
、処理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料と
した。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、
直径６ｍの金型を用いて２ｔ／ｃｎｆの圧力で成型した
。その後、この成型体を１０−２ｔｏｒｒの真空中で１
０００℃にて１時間脱ガスを行った後、１．５００℃で
１時間の焼結処理を行った焼結体について、その密度と
ビッカース硬度を測定したところ、相対密度６９％、硬
度７４０が得られた。
積部に対し、平均粒径０．０１８ミクロンのタングステ
ン粉末を１０．０容積部添加した後、湿式ボールミルに
よりアセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い
、処理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料と
した。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、
直径６ｍの金型を用いて２ｔ／ｃｎｆの圧力で成型した
。その後、この成型体を１０−２ｔｏｒｒの真空中で１
０００℃にて１時間脱ガスを行った後、１．５００℃で
１時間の焼結処理を行った焼結体について、その密度と
ビッカース硬度を測定したところ、相対密度６９％、硬
度７４０が得られた。
比較例２
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．Ｏ］、８ミクロンのタングス
テン粉末を２０容積部添加した後、湿式ボールミルによ
りアセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、
処理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とし
た。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直
径６＋ｎｍの金型を用いて２ｔ／ｃＪの圧力で成型した
。その後、この成型体を１．０”−”ｔｏｒｒの真空中
で１０００″Ｃにて１時間脱ガスを行った後、１２５０
℃で１時間の焼結処理を行った焼結体について、その密
度とビッカース硬度を測定したところ、相対密度６２％
、硬度４００が得られた。
積部に対し、平均粒径０．Ｏ］、８ミクロンのタングス
テン粉末を２０容積部添加した後、湿式ボールミルによ
りアセントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、
処理された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とし
た。上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直
径６＋ｎｍの金型を用いて２ｔ／ｃＪの圧力で成型した
。その後、この成型体を１．０”−”ｔｏｒｒの真空中
で１０００″Ｃにて１時間脱ガスを行った後、１２５０
℃で１時間の焼結処理を行った焼結体について、その密
度とビッカース硬度を測定したところ、相対密度６２％
、硬度４００が得られた。
比較例３
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．０３６ミクロンのモリブデン
粉末を２０容積部添加した後、湿式ボールミルによりア
セントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理
された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。
積部に対し、平均粒径０．０３６ミクロンのモリブデン
粉末を２０容積部添加した後、湿式ボールミルによりア
セントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理
された混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。
上記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径６
ｍｍの金型を用いて２ｔ／ｃＪの圧力で成型した。その
後、この成型体を１０ ”−２ｔｏｒｒの真空中で１０
００℃にて１時間脱ガスを行った後、１５００°Ｃで１
時間の焼結処理を行った焼結体について、その密度とビ
ッカース硬度を測定したところ、相対密度８５％、硬度
１０４０が得られた。
ｍｍの金型を用いて２ｔ／ｃＪの圧力で成型した。その
後、この成型体を１０ ”−２ｔｏｒｒの真空中で１０
００℃にて１時間脱ガスを行った後、１５００°Ｃで１
時間の焼結処理を行った焼結体について、その密度とビ
ッカース硬度を測定したところ、相対密度８５％、硬度
１０４０が得られた。
比較例４
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．７ミクロンのモリブデン粉末
を１０容積部添加した後、湿式ボールミルによりアセン
トンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理され
た混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。上記
の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径６ｍの
金型を用いて２ｔ／ｃＪの圧力で成型した。その後、こ
の成型体を１０−”ｔｏｒｒの真空中で１０００℃にて
１時間脱ガスを行った後、１７００℃で１時間の焼結処
理を行った焼結体について、その密度とビッカース硬度
を測定したところ、相対密度８１％、硬度１０７０が得
られた。
積部に対し、平均粒径０．７ミクロンのモリブデン粉末
を１０容積部添加した後、湿式ボールミルによりアセン
トンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理され
た混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。上記
の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径６ｍの
金型を用いて２ｔ／ｃＪの圧力で成型した。その後、こ
の成型体を１０−”ｔｏｒｒの真空中で１０００℃にて
１時間脱ガスを行った後、１７００℃で１時間の焼結処
理を行った焼結体について、その密度とビッカース硬度
を測定したところ、相対密度８１％、硬度１０７０が得
られた。
比較例５
粒径０．６８ミクロンの炭化タングステン粉末１００容
積部に対し、平均粒径０．５ミクロンのタングステン粉
末を１０容積部添加した後、湿式ボールミルによりアセ
ントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理さ
れた混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。上
記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径６＋
ｎｍの金型を用いて２ｔ／ｃｄの圧力で成型した。その
後、この成型体を１０−２ｔｏｒｒの真空中で１０００
℃にて１時間脱ガスを行った後、１５００℃で１時間の
焼結処理を行った焼結体について、その密度とビッカー
ス硬度を測定したところ、相対密度６５％、硬度４５０
が得られた。
積部に対し、平均粒径０．５ミクロンのタングステン粉
末を１０容積部添加した後、湿式ボールミルによりアセ
ントンを媒体として１２時間の混合処理を行い、処理さ
れた混合粉を乾燥して成型工程に供する原料とした。上
記の如くして入手された混合粉３ｇを秤量し、直径６＋
ｎｍの金型を用いて２ｔ／ｃｄの圧力で成型した。その
後、この成型体を１０−２ｔｏｒｒの真空中で１０００
℃にて１時間脱ガスを行った後、１５００℃で１時間の
焼結処理を行った焼結体について、その密度とビッカー
ス硬度を測定したところ、相対密度６５％、硬度４５０
が得られた。
以上を表示すると第１表の如くなる。
尚、この他の実施例として実施例１並びに実施例２と同
一の原料粉末を用い、タングステン並びにモリブデンの
添加量を変化させると共に、焼結温度を変化させた場合
の実施例４〜実施例１０における相対密度とビッカース
硬度を第２表に示す。
一の原料粉末を用い、タングステン並びにモリブデンの
添加量を変化させると共に、焼結温度を変化させた場合
の実施例４〜実施例１０における相対密度とビッカース
硬度を第２表に示す。
又、この他の比較例として、比較例４並びに比較例５と
同一の原料粉末を用い、タングステン並びにモリブデン
の添加量を変化させると共に、焼結温度を変化させた場
合の比較例６〜比較例８における相対密度とビッカース
硬度を第３表に示す。
同一の原料粉末を用い、タングステン並びにモリブデン
の添加量を変化させると共に、焼結温度を変化させた場
合の比較例６〜比較例８における相対密度とビッカース
硬度を第３表に示す。
（以下余白）
第１表及び第２表より、本発明実施例のものは次の性質
、傾向を備えている。
、傾向を備えている。
（ｉ）全体としてＨｖ１２００以上の高い硬度を備えて
いる。
いる。
（ｉｌ）そして相対密度８０％以上を備えている。
（ｉｉｉ）焼結温度が高い程、硬度上昇に役立つ。
（１ｖ）焼結温度が１７００℃以下となると、その他の
条件が本発明範囲内でもＨｖ １２００を実現出来ない
。
条件が本発明範囲内でもＨｖ １２００を実現出来ない
。
（Ｖ）高融点金属微粉末の粒径が〉０．１μｍとなると
、その他の条件が本発明範囲内でもＨｖ１２００に至ら
ない。
、その他の条件が本発明範囲内でもＨｖ１２００に至ら
ない。
（ｖｉ）高融点金属微粉末の使用量の増減は焼結温度の
高低に較へて硬度、相対密度への影響が小さい。
高低に較へて硬度、相対密度への影響が小さい。
（煽）同上微粉末の粒径が〉０．１μｍの場合は焼結温
度を高くしてもＨｖ ｉ ２００以下となる。
度を高くしてもＨｖ ｉ ２００以下となる。
なお、表１〜表３には表示していないが成型圧力がｉｔ
／−以下となると成型体の強度不足のためにその取扱い
が面倒となり、また、焼結温度が２０００℃を超えた場
合、炭化珪素の分解が起きて強度が低下することが夫々
判明している。
／−以下となると成型体の強度不足のためにその取扱い
が面倒となり、また、焼結温度が２０００℃を超えた場
合、炭化珪素の分解が起きて強度が低下することが夫々
判明している。
上記よりＨｖ １２００以上、相対密度８０％以上の炭
化珪素焼結体を得るために本発明の限定範囲の有効性が
確認されたと思う。
化珪素焼結体を得るために本発明の限定範囲の有効性が
確認されたと思う。
（発明の効果）
以上詳細に述べた如く、本発明法に拠る時は高密度、高
性能の難加工材切削用治具を通常の工程を経るのみにて
容易に入手出来る為、斯業界に寄与するところ極めて大
なるものがある。
性能の難加工材切削用治具を通常の工程を経るのみにて
容易に入手出来る為、斯業界に寄与するところ極めて大
なるものがある。
以上
Claims (1)
- １、炭化タングステン粉末１００容積部に対して平均粒
径が０．１ミクロン以下の高融点金属粉を０．１〜２０
容積部添加し、混合した後、１〜２ｔ／ｃｍ＾２の圧力
にて成型し、真空又は水素雰囲気にて、１７００℃以上
２０００℃以下の温度にて焼結する事を特徴とする超硬
質焼結体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63193876A JPH0243330A (ja) | 1988-08-03 | 1988-08-03 | 超硬質焼結体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63193876A JPH0243330A (ja) | 1988-08-03 | 1988-08-03 | 超硬質焼結体の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0243330A true JPH0243330A (ja) | 1990-02-13 |
Family
ID=16315216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63193876A Pending JPH0243330A (ja) | 1988-08-03 | 1988-08-03 | 超硬質焼結体の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0243330A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018003877A1 (ja) * | 2016-06-30 | 2018-01-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 超硬質焼結体 |
| WO2018168735A1 (ja) * | 2017-03-13 | 2018-09-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質焼結体 |
-
1988
- 1988-08-03 JP JP63193876A patent/JPH0243330A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018003877A1 (ja) * | 2016-06-30 | 2018-01-04 | 三菱マテリアル株式会社 | 超硬質焼結体 |
| CN108884530A (zh) * | 2016-06-30 | 2018-11-23 | 三菱综合材料株式会社 | 硬质烧结体 |
| JPWO2018003877A1 (ja) * | 2016-06-30 | 2019-08-08 | 三菱マテリアル株式会社 | 超硬質焼結体 |
| WO2018168735A1 (ja) * | 2017-03-13 | 2018-09-20 | 三菱マテリアル株式会社 | 硬質焼結体 |
| CN110392743A (zh) * | 2017-03-13 | 2019-10-29 | 三菱综合材料株式会社 | 硬质烧结体 |
| KR20190127701A (ko) * | 2017-03-13 | 2019-11-13 | 미쓰비시 마테리알 가부시키가이샤 | 경질 소결체 |
| EP3597782A4 (en) * | 2017-03-13 | 2020-08-05 | Mitsubishi Materials Corporation | HARD SINTER BODY |
| CN110392743B (zh) * | 2017-03-13 | 2021-07-09 | 三菱综合材料株式会社 | 硬质烧结体 |
| US11313017B2 (en) | 2017-03-13 | 2022-04-26 | Mitsubishi Materials Corporation | Hard sintered body |
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