JPH05178666A - 焼結チタン基炭窒化物とその製法 - Google Patents
焼結チタン基炭窒化物とその製法Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 焼結チタン基炭窒化物の切削インサートに有
利な、特に断続旋削に有利なようにタフネスの向上し
た、斯ゝる合金体とその製法を提供することにある。 【構成】 合金体の表面領域を従来通り内部よりもバイ
ンダ相含有量が多い富バインダ相領域にするが、従来と
異なり内部より単純グレン構造の硬質構成分に富むよう
にし、従って内部の硬質構成分を主としてコア−リム構
造にし、それにより表面領域の直下には従来のような貧
バインダ相の局域が存在しないようにする。
利な、特に断続旋削に有利なようにタフネスの向上し
た、斯ゝる合金体とその製法を提供することにある。 【構成】 合金体の表面領域を従来通り内部よりもバイ
ンダ相含有量が多い富バインダ相領域にするが、従来と
異なり内部より単純グレン構造の硬質構成分に富むよう
にし、従って内部の硬質構成分を主としてコア−リム構
造にし、それにより表面領域の直下には従来のような貧
バインダ相の局域が存在しないようにする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は所定の改良された特性、
具体的には格別にタフネスを要求される条件下の断続旋
削操作を行う切削工具のインサートに用いられたときに
発揮すべき特性が向上しているチタンを主成分にした炭
窒化物の焼結体に関する。
具体的には格別にタフネスを要求される条件下の断続旋
削操作を行う切削工具のインサートに用いられたときに
発揮すべき特性が向上しているチタンを主成分にした炭
窒化物の焼結体に関する。
【０００２】
【従来の技術】チタン基炭窒化物、所謂サーメットは、
金属切削産業の分野で今日常用されており、Ｃｏ及び／
或いはＮｉのバインダ相とこれに組込まれた炭窒化物の
硬質構成分から成る。硬質構成分はコア（芯部）とこれ
を取り囲みこれとは異なる組成のリム（外周部）から成
る複雑な構造を有している。
金属切削産業の分野で今日常用されており、Ｃｏ及び／
或いはＮｉのバインダ相とこれに組込まれた炭窒化物の
硬質構成分から成る。硬質構成分はコア（芯部）とこれ
を取り囲みこれとは異なる組成のリム（外周部）から成
る複雑な構造を有している。
【０００３】タングステン−カーバイド−コバルト基硬
質金属体としては、所謂漸次焼結グレードが被覆のコー
ティングと組合せることにより特性が向上し、市場での
有利な立場を確立している。この漸次焼結(gradual sin
tering) とは、焼結を金属体の表面領域がその内部より
も相対的に高いバインダ相を含有した異なる組成を有す
るように行うことを意味している。この分野の特許とし
ては、例えばＵＳ４，２７７，２８３、ＵＳ４，６１
０，９３１、ＵＳ４，４９７，８７４、ＵＳ４，６４
９，０４８、ＵＳ４，５４８，７８６、ＵＳ４，８３
０，９３０を数多くの同類のものから挙げ得る。ＵＳ
４，９１１，９８９は被覆硬質金属体に関し、硬度が５
０〜１００μｍ深さの表面領域で一本調子に増大してい
るものを開示している。
質金属体としては、所謂漸次焼結グレードが被覆のコー
ティングと組合せることにより特性が向上し、市場での
有利な立場を確立している。この漸次焼結(gradual sin
tering) とは、焼結を金属体の表面領域がその内部より
も相対的に高いバインダ相を含有した異なる組成を有す
るように行うことを意味している。この分野の特許とし
ては、例えばＵＳ４，２７７，２８３、ＵＳ４，６１
０，９３１、ＵＳ４，４９７，８７４、ＵＳ４，６４
９，０４８、ＵＳ４，５４８，７８６、ＵＳ４，８３
０，９３０を数多くの同類のものから挙げ得る。ＵＳ
４，９１１，９８９は被覆硬質金属体に関し、硬度が５
０〜１００μｍ深さの表面領域で一本調子に増大してい
るものを開示している。
【０００４】以前からチタン基炭窒化物合金体の種々の
形態の漸次焼結物が存在する。例えば、バインダ相が高
度に富んだ数μｍ深さの表面面部とその下にバインダ相
が欠乏した内部面部が２００〜４００μｍ深さまであ
る、斯ゝる表面領域とその下の内部から成り、貧バイン
ダ相含有量がこの内部面部において内部のバインダ相含
有量レベルまて深さ方向で増大する斯ゝる形態の焼結物
がある。この漸次焼結物タイプでは、耐摩耗性が或る程
度のタフネスを犠牲にして増大している。硬度の最大値
は富バインダ相表面領域の真下で得られ、そこでは硬質
構成分が最大になる。
形態の漸次焼結物が存在する。例えば、バインダ相が高
度に富んだ数μｍ深さの表面面部とその下にバインダ相
が欠乏した内部面部が２００〜４００μｍ深さまであ
る、斯ゝる表面領域とその下の内部から成り、貧バイン
ダ相含有量がこの内部面部において内部のバインダ相含
有量レベルまて深さ方向で増大する斯ゝる形態の焼結物
がある。この漸次焼結物タイプでは、耐摩耗性が或る程
度のタフネスを犠牲にして増大している。硬度の最大値
は富バインダ相表面領域の真下で得られ、そこでは硬質
構成分が最大になる。
【０００５】タフネス挙動を改良する１つの方法は、表
面から約２０〜５０μｍの深さまでは相対的に富んだバ
インダ相を有し、その下に硬質構成分に富んだ、即ち硬
度が最大になる領域が続くようにする方法である。バイ
ンダ相に富むことによりタフネス挙動が良好になるが、
それと共に可塑変形の危険が増すことになる。硬質構成
分に富むことにより、必然的に耐摩耗性が増大する（摩
耗がこの領域に至ったときに）が、クラック伝搬の危険
が増すことになる、即ち可塑変形に対する抵抗性が増大
すると同時にタフネス挙動を劣化させる。
面から約２０〜５０μｍの深さまでは相対的に富んだバ
インダ相を有し、その下に硬質構成分に富んだ、即ち硬
度が最大になる領域が続くようにする方法である。バイ
ンダ相に富むことによりタフネス挙動が良好になるが、
それと共に可塑変形の危険が増すことになる。硬質構成
分に富むことにより、必然的に耐摩耗性が増大する（摩
耗がこの領域に至ったときに）が、クラック伝搬の危険
が増すことになる、即ち可塑変形に対する抵抗性が増大
すると同時にタフネス挙動を劣化させる。
【０００６】ＥＰ−Ａ−３６８，３３６は上記事例の１
つを開示しており、そこでは表面から５μｍと５０μｍ
の間に硬度が最大になる硬質表面局部層があり、その上
の表面領域では前記最大硬度の２０〜９０％の硬度があ
る。これは非還元雰囲気で１１００℃まで熱することか
ら出発し、それから窒化雰囲気に変え、最後に脱窒化雰
囲気に変えるようにして焼結する方法によって達成され
る。
つを開示しており、そこでは表面から５μｍと５０μｍ
の間に硬度が最大になる硬質表面局部層があり、その上
の表面領域では前記最大硬度の２０〜９０％の硬度があ
る。これは非還元雰囲気で１１００℃まで熱することか
ら出発し、それから窒化雰囲気に変え、最後に脱窒化雰
囲気に変えるようにして焼結する方法によって達成され
る。
【０００７】従って、通常、漸次焼結された硬質合金体
では、バインダ相の欠乏、即ち硬質構成分に富んだ領域
がバインダ相に富んだ領域の下に出現する。これはこの
貧バインダ相領域で耐摩耗性を増大させると共に可塑変
形抵抗を増大させるが、反面悪いことにタフネス挙動を
劣化させる。
では、バインダ相の欠乏、即ち硬質構成分に富んだ領域
がバインダ相に富んだ領域の下に出現する。これはこの
貧バインダ相領域で耐摩耗性を増大させると共に可塑変
形抵抗を増大させるが、反面悪いことにタフネス挙動を
劣化させる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】合金体の表面領域を特
殊な構造にすることにより、上記不利な特性挙動を回避
することである。
殊な構造にすることにより、上記不利な特性挙動を回避
することである。
【０００９】
【課題を解決する手段】合金体の表面領域を従来のよう
に内部よりもバインダ相含有量が多い富バインダ相領域
にするが、従来と異なり内部より単純グレン構造の硬質
構成分に富むようにし、他方内部の硬質構成分を主とし
てコア−リム構造にすることにより、表面領域の真下に
は従来の如き貧バインダ相の局域が存在しないようにす
る。このコア−リム構造はＳＥ特許出願８９０２３０６
−３に開示されている。
に内部よりもバインダ相含有量が多い富バインダ相領域
にするが、従来と異なり内部より単純グレン構造の硬質
構成分に富むようにし、他方内部の硬質構成分を主とし
てコア−リム構造にすることにより、表面領域の真下に
は従来の如き貧バインダ相の局域が存在しないようにす
る。このコア−リム構造はＳＥ特許出願８９０２３０６
−３に開示されている。
【００１０】表面領域のバインダ相含有量は少くとも
１．２倍、好ましくは１．５〜３倍だけ内部より多くす
る。特定の硬質成分は表面バインダ相富領域でやゝ多い
場合もあり得る。いづれにしても、表面領域ではコア−
リム構造のグレンは殆んど皆無である、即ち単純グレン
の構造になっている。この表面領域の主グレンサイズ
は、約０．５μｍであり、その他は微細グレンである。
内部のグレンサイズは約１〜２μｍの通常の平均グレン
サイズである。表面領域は図１と図２に示されている。
１．２倍、好ましくは１．５〜３倍だけ内部より多くす
る。特定の硬質成分は表面バインダ相富領域でやゝ多い
場合もあり得る。いづれにしても、表面領域ではコア−
リム構造のグレンは殆んど皆無である、即ち単純グレン
の構造になっている。この表面領域の主グレンサイズ
は、約０．５μｍであり、その他は微細グレンである。
内部のグレンサイズは約１〜２μｍの通常の平均グレン
サイズである。表面領域は図１と図２に示されている。
【００１１】好ましい例では、合金体は、重量％で＜２
０％ＷＣ，４０〜６０％ＴｉＣ＋ＴｉＮ、各々＜１０％
のＴａＣ，ＶＣ並びにＭｏ2 Ｃ及び１０〜２０％Ｃｏ＋
Ｎｉのバインダ相を含んで成る。
０％ＷＣ，４０〜６０％ＴｉＣ＋ＴｉＮ、各々＜１０％
のＴａＣ，ＶＣ並びにＭｏ2 Ｃ及び１０〜２０％Ｃｏ＋
Ｎｉのバインダ相を含んで成る。
【００１２】合金体がＭｏを含んでいる場合、富バイン
ダ相領域にこのＭｏが多少多く含有される。Ｗ，Ｍｏ，
Ｔａ及び／或いはＶの含有量は１５０〜２００μｍ深さ
の表面領域において、＜１５％程度相対的に内部より多
いが、チタン（Ｔｉ）の含有量は逆に同程度だけ内部よ
り少い。
ダ相領域にこのＭｏが多少多く含有される。Ｗ，Ｍｏ，
Ｔａ及び／或いはＶの含有量は１５０〜２００μｍ深さ
の表面領域において、＜１５％程度相対的に内部より多
いが、チタン（Ｔｉ）の含有量は逆に同程度だけ内部よ
り少い。
【００１３】上記手段を実行したチタン基炭窒化物合金
体は、バインダ相のための粉末原料と硬質構成分のため
の粉末原料を所望組成で混合し、これを加圧成形してか
ら焼結するが、本発明は当該焼結工程に特徴がある。即
ち、脱ろう後の焼結が１００〜３００℃の酸素又は空気
の下での１０〜３０分間の酸化処理から始まる。その
後、真空にして１１００〜１２００℃に加熱し、これに
続いて１２００℃で真空の下での還元処理を３０分間行
う。その後、約１２００℃で還元Ｈ2 雰囲気の下で特定
時間更に還元処理を続け、その後１４００〜１６００℃
に温度を上昇させて、本格的に焼結する。温度上昇及び
／或いは本格焼結している間、窒素含有量を漸次ゼロに
まで低減させる。本格焼結の間、Ａｒガスを導入すると
有利である。焼結後の室温への冷却は真空又は不活性ガ
スの下で行う。
体は、バインダ相のための粉末原料と硬質構成分のため
の粉末原料を所望組成で混合し、これを加圧成形してか
ら焼結するが、本発明は当該焼結工程に特徴がある。即
ち、脱ろう後の焼結が１００〜３００℃の酸素又は空気
の下での１０〜３０分間の酸化処理から始まる。その
後、真空にして１１００〜１２００℃に加熱し、これに
続いて１２００℃で真空の下での還元処理を３０分間行
う。その後、約１２００℃で還元Ｈ2 雰囲気の下で特定
時間更に還元処理を続け、その後１４００〜１６００℃
に温度を上昇させて、本格的に焼結する。温度上昇及び
／或いは本格焼結している間、窒素含有量を漸次ゼロに
まで低減させる。本格焼結の間、Ａｒガスを導入すると
有利である。焼結後の室温への冷却は真空又は不活性ガ
スの下で行う。
【００１４】焼結工程の初期段階において、酸化雰囲気
に代え、粉末混合物として割込み平衡に関して強度に準
化学量論的な粉末混合物を用い、それにより前記酸化準
工程を省略し、本格焼結を準化学量論の相を化学量論の
相に変換する条件で実行してもよい。
に代え、粉末混合物として割込み平衡に関して強度に準
化学量論的な粉末混合物を用い、それにより前記酸化準
工程を省略し、本格焼結を準化学量論の相を化学量論の
相に変換する条件で実行してもよい。
【００１５】
【作用】本発明によれば、硬質構成分に富んだ内部領域
では耐摩耗性は従来のようには増大しない。もっとも、
この耐摩耗性の切削工具の合金体が大きく摩耗された後
でなければ、発揮されないものであるし、しかも使用域
が鋭いエッジを維持した仕上加工用の切削工具のケース
においては、この耐摩耗性のこと自体は、大きな関心事
ではない。しかし、もしも本発明の合金体において、こ
れが大きな関心事になる使用ケースにあっては、耐摩耗
性増大のために１又は複層の被覆を公知技術によって施
こすのが良い。この場合、ＴｉＮやＴｉ（ＣｉＮ）をＰ
ＶＤ法により本発明の合金体を基体として、これに施こ
せば良い。
では耐摩耗性は従来のようには増大しない。もっとも、
この耐摩耗性の切削工具の合金体が大きく摩耗された後
でなければ、発揮されないものであるし、しかも使用域
が鋭いエッジを維持した仕上加工用の切削工具のケース
においては、この耐摩耗性のこと自体は、大きな関心事
ではない。しかし、もしも本発明の合金体において、こ
れが大きな関心事になる使用ケースにあっては、耐摩耗
性増大のために１又は複層の被覆を公知技術によって施
こすのが良い。この場合、ＴｉＮやＴｉ（ＣｉＮ）をＰ
ＶＤ法により本発明の合金体を基体として、これに施こ
せば良い。
【００１６】本発明によれば、合金体内部のコア−リム
構造とは異なる構造（即ち単純グレン構造）の硬質構成
分を富バインダ相表面領域が有しているので、この表面
領域によりタフネス挙動が強化される。表面領域では、
コア相に相当するグレン部分が溶出せず、従って対応す
るリムが生成されないので、結果の硬質構成分グレンは
均質構造、即ち非コア−リム構造の単純グレンとなる。
本発明では、本来脆性のリム相が欠乏しているが故に、
タフネスが一段と増大することになる。
構造とは異なる構造（即ち単純グレン構造）の硬質構成
分を富バインダ相表面領域が有しているので、この表面
領域によりタフネス挙動が強化される。表面領域では、
コア相に相当するグレン部分が溶出せず、従って対応す
るリムが生成されないので、結果の硬質構成分グレンは
均質構造、即ち非コア−リム構造の単純グレンとなる。
本発明では、本来脆性のリム相が欠乏しているが故に、
タフネスが一段と増大することになる。
【００１７】
例１ １２．４％Ｃｏ，６．２％Ｎｉ，３４．９％ＴｉＮ，
７．０％ＴａＣ，４．４％ＶＣ，８．７％Ｍｏ2 Ｃ及び
２６．４％ＴｉＣ（重量％）から成る粉末混合物を湿式
ミル処理し、これを乾燥し、次いで形式ＴＮＭＧ１６０
４０８−ＱＦのインサートに加圧成形し、このインサー
トを下記の工程に従って焼結した。 ａ）真空で脱ろう ｂ）１５０℃の空気で１５分間酸化 ｃ）真空で１２００℃まで加熱 ｄ）真空で３０分間１２００℃において還元 １２００℃，１０ｍバールのＨ2 ガスを１５分間流供給 ｆ）１２００℃から１５００℃に加熱する間にＮ2 ガス
を流供給 ｇ）１５５０℃，１０ｍバールのＡｒガスを９０分間流
供給して焼結 ｈ）真空で冷却
７．０％ＴａＣ，４．４％ＶＣ，８．７％Ｍｏ2 Ｃ及び
２６．４％ＴｉＣ（重量％）から成る粉末混合物を湿式
ミル処理し、これを乾燥し、次いで形式ＴＮＭＧ１６０
４０８−ＱＦのインサートに加圧成形し、このインサー
トを下記の工程に従って焼結した。 ａ）真空で脱ろう ｂ）１５０℃の空気で１５分間酸化 ｃ）真空で１２００℃まで加熱 ｄ）真空で３０分間１２００℃において還元 １２００℃，１０ｍバールのＨ2 ガスを１５分間流供給 ｆ）１２００℃から１５００℃に加熱する間にＮ2 ガス
を流供給 ｇ）１５５０℃，１０ｍバールのＡｒガスを９０分間流
供給して焼結 ｈ）真空で冷却
【００１８】得られた焼結合金のＸ線回折の解析は、２
種のラインのみ、即ち立方晶炭窒化物の硬質構成分相と
バインダ相から生じたラインのみを示していた。この硬
質構成分の相が不均質であるが、種々の組成を有してい
ることから、単純な限定された特定相の解析と較べ著し
い幅広のラインが得られた。
種のラインのみ、即ち立方晶炭窒化物の硬質構成分相と
バインダ相から生じたラインのみを示していた。この硬
質構成分の相が不均質であるが、種々の組成を有してい
ることから、単純な限定された特定相の解析と較べ著し
い幅広のラインが得られた。
【００１９】下記の格子定数が判明した。 硬質構成分（Å） バインダ相（Å） インサート表面 ４．２７４ ３．５８８ インサート内部 ４．２８８ ３．５９４ この分析はインサート表面が相対的に大量の窒化物を含
み、インサート内部のバインダ相が相対的に良く合金化
されていることを示している。
み、インサート内部のバインダ相が相対的に良く合金化
されていることを示している。
【００２０】比較用に、ＥＰ−Ａ−３６８３３６による
同一形式、同一組成のインサートを作成した。
同一形式、同一組成のインサートを作成した。
【００２１】例２ 例１のインサートを下記条件の下で断続旋削操作で試験
した。 工作物：ＳＳ２２４４ 切削速度：１１０ｍ／分 切削深さ：１．５mm 送り：０．１１mm／回転から９０秒毎に二倍になるよう
に連続増大
した。 工作物：ＳＳ２２４４ 切削速度：１１０ｍ／分 切削深さ：１．５mm 送り：０．１１mm／回転から９０秒毎に二倍になるよう
に連続増大
【００２２】結果：発明品インサートの５０％は、０．
２１mm／回転の送りに相当する１．４１分に達した後に
破損した。
２１mm／回転の送りに相当する１．４１分に達した後に
破損した。
【００２３】発明品インサートは、従って顕著に優れた
タフネスを発揮したことが判明した。
タフネスを発揮したことが判明した。
【００２４】
【発明の効果】以上の通り、本発明に係わる合金体は、
従来品に比較してタフネスが格段に向上しており、従っ
て切削工具インサート、特に断続旋削用のインサートに
用いると、非常に有益であることが確認された。
従来品に比較してタフネスが格段に向上しており、従っ
て切削工具インサート、特に断続旋削用のインサートに
用いると、非常に有益であることが確認された。
【図１】本発明の合金体の表面領域を断面において５０
００倍の倍率で撮った金属組織の図面に代る写真であ
る。
００倍の倍率で撮った金属組織の図面に代る写真であ
る。
【図２】図１の合金体表面領域の断面におけるＣｏ，
Ｗ，Ｔｉ及びＭｏの分布のマイクロプローブ記録を示す
グラフである。
Ｗ，Ｔｉ及びＭｏの分布のマイクロプローブ記録を示す
グラフである。
Ａ…合金体表面
Claims (10)
- 【請求項１】 Ｃｏ及び／或いはＮｉに基づく５〜３０
％のバインダ相に、チタンに加えてＺｒ，Ｈｆ，Ｖ，Ｎ
ｂ，Ｔａ，Ｃｒ，Ｍｏ或いはＷの１又は複数の金属に基
づく硬質構成分を含有する焼結チタン基炭窒化物合金体
において、 該合金体がバインダ相に関して合金体内部より豊富な表
面領域を有し、且つ当該富バインダ相表面領域が単純グ
レン構造の硬質構成分に富んでいることを特徴とする焼
結チタン基炭窒化物。 - 【請求項２】 該表面領域のバインダ相含有量が合金体
内部のものよりも少くとも１．２倍多いことを特徴とす
る請求項１に記載した焼結チタン基炭窒化物。 - 【請求項３】 該表面領域直下の合金体局部におけるバ
インダ相含有量が合金体内部のものと同水準であること
を特徴とする請求項１又は２に記載の焼結炭窒化物。 - 【請求項４】 該硬質構成分のグレンサイズが該表面領
域で約０．５μｍ、該合金体の残余部分で約１〜２μｍ
であることを特徴とする請求項３に記載の焼結炭窒化
物。 - 【請求項５】 該合金体が、＜２０％ＷＣ，４０〜６０
％ＴｉＣ＋ＴｉＮ、各々＜１０％のＴａＣ，ＶＣ及びＭ
ｏ2 Ｃ及び１０〜２０％Ｃｏ＋Ｎｉのバインダ相を含む
ことを特徴とする請求項４に記載の焼結炭窒化物。 - 【請求項６】 該合金体の１５０〜２００μｍ厚の表面
領域におけるＷ，Ｍｏ，Ｔａ及び／或いはＶの含有量が
内部より＜１５％だけ大きく、同領域のチタン含有量が
内部より上記増大に対応した分だけ減少していることを
特徴とする請求項５に記載の焼結炭窒化物。 - 【請求項７】 バインダ相を構成する粉末と硬質相を構
成する粉末を湿式ミル処理して所望組成の混合物を調製
し、該混合物を加圧成形し、そして該成形物を焼結する
工程を含む焼結炭窒化物合金体の製造方法において、該
成形物を１００〜３００℃の酸素又は空気に１０〜３０
分間だけ接触させ、真空で１１００〜１２００℃に加熱
し、真空において約１２００℃で約３０分間放置し、約
１２００℃の加熱状態で１５〜３０分間還元Ｈ2 ガスの
雰囲気の下に置き、Ｎ2 ガスの雰囲気の下で焼結温度１
４００〜１６００℃で本焼結し、そして真空又は不活性
ガスの雰囲気の下で冷却する、斯ゝる焼結工程を特徴と
する請求項１〜６のいづれか１項に記載の焼結チタン基
炭窒化物の製造方法。 - 【請求項８】 前記Ｎ2 ガス雰囲気の窒素含有量が加熱
及び／或いは焼結の期間に漸次ゼロまで減少することを
特徴とする請求項７に記載の焼結チタン基炭窒化物の製
造方法。 - 【請求項９】 前記Ｎ2 ガス雰囲気の窒素含有量が加熱
及び／或いは焼結の期間に漸次ゼロまで減じ、他方該Ｎ
2 ガス雰囲気に約１００ｍバールのＡｒを加入すること
を特徴とする請求項８に記載の焼結チタン基炭窒化物の
製造方法。 - 【請求項１０】 前記粉末混合物として割込み平衡に関
して極度に準化学量論的に粉末混合物を用い、前記焼結
工程を初期段階の前記酸化準工程を省略して実行するこ
とを特徴とする請求項７〜９のいづれか１項に記載の焼
結チタン基炭窒化物の製造方法。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SE9101590-9 | 1991-05-24 | ||
| SE9101590A SE9101590D0 (sv) | 1991-05-24 | 1991-05-24 | Sintrad karbonitridlegering med bindefasanrikning |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05178666A true JPH05178666A (ja) | 1993-07-20 |
| JP3350558B2 JP3350558B2 (ja) | 2002-11-25 |
Family
ID=20382843
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15624792A Expired - Lifetime JP3350558B2 (ja) | 1991-05-24 | 1992-05-25 | 焼結チタン基炭窒化物とその製法 |
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|---|---|
| US (2) | US5306326A (ja) |
| EP (1) | EP0515340B1 (ja) |
| JP (1) | JP3350558B2 (ja) |
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| DE (1) | DE69208520T2 (ja) |
| SE (1) | SE9101590D0 (ja) |
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| JP2005272877A (ja) * | 2004-03-23 | 2005-10-06 | Kyocera Corp | Ｔｉ基サーメットおよびその製造方法並びに切削工具 |
| JP2012117121A (ja) * | 2010-12-01 | 2012-06-21 | Sumitomo Electric Hardmetal Corp | サーメット |
| WO2022085647A1 (ja) * | 2020-10-21 | 2022-04-28 | 京セラ株式会社 | サーメット製インサート及びこれを備えた切削工具 |
| WO2022085649A1 (ja) * | 2020-10-21 | 2022-04-28 | 京セラ株式会社 | サーメット製インサート及びこれを備えた切削工具 |
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| JP2792391B2 (ja) * | 1993-05-21 | 1998-09-03 | 株式会社神戸製鋼所 | サーメット焼結体 |
| DE4423451A1 (de) * | 1994-05-03 | 1995-11-09 | Krupp Widia Gmbh | Cermet und Verfahren zu seiner Herstellung |
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