JPS5919176B2 - 超硬合金 - Google Patents
超硬合金Info
- Publication number
- JPS5919176B2 JPS5919176B2 JP16306678A JP16306678A JPS5919176B2 JP S5919176 B2 JPS5919176 B2 JP S5919176B2 JP 16306678 A JP16306678 A JP 16306678A JP 16306678 A JP16306678 A JP 16306678A JP S5919176 B2 JPS5919176 B2 JP S5919176B2
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- JP
- Japan
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- cemented carbide
- ratio
- tin
- tiw
- solid solution
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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Description
【発明の詳細な説明】
ＷＣ基焼結合金は、ＴｉＣ基焼結合金（以下サーメット
と記す）、Ａｌ２Ｏ３基焼結合金（以下セラミックと記
す）、ＴｉＣ２ＴｉＮ、ＴｉＮＣ２Ａｌ２Ｏ３等の硬質
被覆相をＷＣ基焼結合金の表面に施した表面被覆合金（
以下コーテッド合金と記す）に比し、機械的強度、耐熱
疲労性等にすぐれるため、サーメット、セラミック、コ
ーテッド合金では使用に耐えない分野で広く使用されて
いる。
と記す）、Ａｌ２Ｏ３基焼結合金（以下セラミックと記
す）、ＴｉＣ２ＴｉＮ、ＴｉＮＣ２Ａｌ２Ｏ３等の硬質
被覆相をＷＣ基焼結合金の表面に施した表面被覆合金（
以下コーテッド合金と記す）に比し、機械的強度、耐熱
疲労性等にすぐれるため、サーメット、セラミック、コ
ーテッド合金では使用に耐えない分野で広く使用されて
いる。
特に大型サイドカッター等、大きな衝撃力が働き、かつ
熱変動が工具刃先にか＼る鋼転削加工用分野では、大い
にその特徴を発揮している。
熱変動が工具刃先にか＼る鋼転削加工用分野では、大い
にその特徴を発揮している。
しかしながら、最近これらの分野においても、作業条件
の高能率化が進み、さらに工具寿命を改善させる要求が
高まりつ＼ある。
の高能率化が進み、さらに工具寿命を改善させる要求が
高まりつ＼ある。
本発明は、これらの要求を満たすべく、熱疲労性、衝撃
靭性を著しく改善した大型サイドカッター、重切削カッ
ター等の鋼転削加工用に特に好適なＷＣ基焼結合金に関
するものである。
靭性を著しく改善した大型サイドカッター、重切削カッ
ター等の鋼転削加工用に特に好適なＷＣ基焼結合金に関
するものである。
本発明による合金の特徴は、複合炭窒化物な含むＢｌ型
固溶体とＷＣ相からなる硬質相を鉄族結合金属で構成さ
れたＷＣ基焼結合金において、熱疲労性、衝撃靭性を最
大限発揮できるべく、これらの組合わせの最適化を図っ
たことにある。
固溶体とＷＣ相からなる硬質相を鉄族結合金属で構成さ
れたＷＣ基焼結合金において、熱疲労性、衝撃靭性を最
大限発揮できるべく、これらの組合わせの最適化を図っ
たことにある。
硬質相中のＷＣは、機械的強度が大きく、熱伝＊＊導率
が大きい特徴を持っているが、高温下での鉄との反応に
対する安定性や、耐酸化性等の特性が劣るため、これら
の特性にすぐれたＴｉＣと組み合わせることにより、切
削時の耐摩耗特性を改善することは良く知られていると
ころである。
が大きい特徴を持っているが、高温下での鉄との反応に
対する安定性や、耐酸化性等の特性が劣るため、これら
の特性にすぐれたＴｉＣと組み合わせることにより、切
削時の耐摩耗特性を改善することは良く知られていると
ころである。
一方ＴｉＣは機械的強度が小さく、熱伝導率も低いため
、添加量の増大により切削靭性を低下させる傾向にある
ことも知られている。
、添加量の増大により切削靭性を低下させる傾向にある
ことも知られている。
そこで、まず本発明の目的である鋼転削加工用として適
性な基本組成を得るため第１表の如く、主としてＴｉＣ
の含有量を種々変化させた組成で合金を配合して、実施
例１記載の方法と同様の工程で焼結合金を作成した。
性な基本組成を得るため第１表の如く、主としてＴｉＣ
の含有量を種々変化させた組成で合金を配合して、実施
例１記載の方法と同様の工程で焼結合金を作成した。
得られた合金の機械的特性は第１表に示す。これらの合
金を用いて行った鋼転削のテスト結果を第１図に示す。
金を用いて行った鋼転削のテスト結果を第１図に示す。
本テストの条件は、大型サイドカッターやホブ等の、特
に機械的衝撃疲労や、熱サイクルによる疲労を工具材質
に与えやすい転削形式の切削環境をシュミレートした切
削条件である。
に機械的衝撃疲労や、熱サイクルによる疲労を工具材質
に与えやすい転削形式の切削環境をシュミレートした切
削条件である。
即ち被削材５０Ｍ３（Ｈ＝３５’）を正面フライスカッ
ターにより、切削速度２００ｍ／分、切込み２ＷＬｍ、
送りＯ，１０１ｍ／刃という高速条件下で、切削時間と
空転時間の比が８となるように調整し、切刃にチッピン
グが発生するまで切削し、それまでの切削距離を測定し
、ＴｉＣ量の適正範囲を見たものである。
ターにより、切削速度２００ｍ／分、切込み２ＷＬｍ、
送りＯ，１０１ｍ／刃という高速条件下で、切削時間と
空転時間の比が８となるように調整し、切刃にチッピン
グが発生するまで切削し、それまでの切削距離を測定し
、ＴｉＣ量の適正範囲を見たものである。
この結果ＴｉＣの含有量があまりに多くても、少なくて
も、早期に欠損してしまう領域があることが判明した。
も、早期に欠損してしまう領域があることが判明した。
すなわちＷＣ＋Ｔ ｉ Ｃ中のＴｉＣの換算体積係が１
５％未満の場合は、ＷＣと鋼との親和性の影響が強いた
めの溶着によるチッピング、４０チを越える場合は、強
度不足によるチッピングが発生しやすく、工具寿命が短
いこと、また１５チから４０チでは熱亀裂によりチッピ
ングが発生するか、工具寿命は比較的長いことが判明し
た。
５％未満の場合は、ＷＣと鋼との親和性の影響が強いた
めの溶着によるチッピング、４０チを越える場合は、強
度不足によるチッピングが発生しやすく、工具寿命が短
いこと、また１５チから４０チでは熱亀裂によりチッピ
ングが発生するか、工具寿命は比較的長いことが判明し
た。
すなわち、サイドカッター等の機械的強度、耐熱疲労性
が要求される鋼転削の分野では、ＴｉＣ＋ＷＣ中のＴｉ
Ｃ体積チは１５〜４０％でなければ実用性をもたないこ
とが明らかとなった。
が要求される鋼転削の分野では、ＴｉＣ＋ＷＣ中のＴｉ
Ｃ体積チは１５〜４０％でなければ実用性をもたないこ
とが明らかとなった。
なお第１表の合金Ｃ−２は強度不足によるチッピングに
より、合金Ｃ−３は刃先変形により切削可能距離は１ｒ
ＩＬ以下と短く、Ｃｏの添加量にも制約があることが判
った。
より、合金Ｃ−３は刃先変形により切削可能距離は１ｒ
ＩＬ以下と短く、Ｃｏの添加量にも制約があることが判
った。
従って、上記範囲の硬質相組成に限定し、更に寿命を向
上させるため、種々の硬質相組成をもつ合金を試作し、
改良を行った。
上させるため、種々の硬質相組成をもつ合金を試作し、
改良を行った。
その結果、特定量のＴｉＮを含有する場合には、特に優
れた切削性能を得ることが判明した。
れた切削性能を得ることが判明した。
実施例１に示す如く、Ｔ ｉ Ｃ／（Ｔ ｉ Ｃ＋ＷＣ
）比が上記の値の範囲にあるＷＣＣ超超硬合金おいて、
粉末混合時に添加したＴｉＮは焼結時には、Ｔｉｃ。
）比が上記の値の範囲にあるＷＣＣ超超硬合金おいて、
粉末混合時に添加したＴｉＮは焼結時には、Ｔｉｃ。
ＷＣと固溶反応を生じて、Ｂｌ型固溶体（ＴｉＷ）（Ｃ
Ｎ）と、して一体化するが、このように窒素を含有する
Ｂｌ型固溶体と合金組織中に出現させた合金は、衝撃疲
労と熱疲労を伴う転削用途において、チッピングに対す
る強さが明らかに優れている。
Ｎ）と、して一体化するが、このように窒素を含有する
Ｂｌ型固溶体と合金組織中に出現させた合金は、衝撃疲
労と熱疲労を伴う転削用途において、チッピングに対す
る強さが明らかに優れている。
また同じ〈実施例１に示す如く窒素含有の効果は、配合
時のＴｉＮ分の形態を問わず認められる。
時のＴｉＮ分の形態を問わず認められる。
さらにＴｉＮの最適な量については、後述の実施例２、
第４表に示すとおり、Ｔ ｉ Ｎ／（Ｔ ｉ Ｃ＋Ｔｉ
Ｎ）または（ＴｉＷ）Ｎ／（（ＴｉＷ）Ｃ十（ＴｉＷ）
Ｎ）重量比で、０．１０以上で効果が認められる。
第４表に示すとおり、Ｔ ｉ Ｎ／（Ｔ ｉ Ｃ＋Ｔｉ
Ｎ）または（ＴｉＷ）Ｎ／（（ＴｉＷ）Ｃ十（ＴｉＷ）
Ｎ）重量比で、０．１０以上で効果が認められる。
０．６０以上を越えると焼結不足となり、かえって悪影
響カ出ルタメ、ＴｉＮ／（ＴｉＣ＋ＴｉＮ） または（
Ｔｉｅ）Ｎ／（（ＴｉＷ）Ｃ＋（ＴｉＷ）Ｎ）＝０．１
０〜０．６０が最適範囲である。
響カ出ルタメ、ＴｉＮ／（ＴｉＣ＋ＴｉＮ） または（
Ｔｉｅ）Ｎ／（（ＴｉＷ）Ｃ＋（ＴｉＷ）Ｎ）＝０．１
０〜０．６０が最適範囲である。
従って、ＴｉＮを含有する場合には、Ｔ ｉ Ｃ＋Ｔｉ
Ｎ＋ＷＣ中のＴｉＣ＋ＴｉＮの換算体積係が１５チ以下
の場合は、ＷＣＯ鋼との親和性の影響が強いための溶着
によるチッピング、４０φ以上の場合は、強度不足によ
るチッピングが発生しやすく、工具寿命が短いこと、ま
た１５〜４０％では、工具寿命は比較的長く実用性をも
つ。
Ｎ＋ＷＣ中のＴｉＣ＋ＴｉＮの換算体積係が１５チ以下
の場合は、ＷＣＯ鋼との親和性の影響が強いための溶着
によるチッピング、４０φ以上の場合は、強度不足によ
るチッピングが発生しやすく、工具寿命が短いこと、ま
た１５〜４０％では、工具寿命は比較的長く実用性をも
つ。
以上のような硬質相の組成で、サイドカッター等の機械
的強度、耐熱疲労性が要求される鋼転削の分野で性能を
発揮するが、さらにＴａ、Ｎｂが含有されることによっ
て靭性が大巾に向上する。
的強度、耐熱疲労性が要求される鋼転削の分野で性能を
発揮するが、さらにＴａ、Ｎｂが含有されることによっ
て靭性が大巾に向上する。
すなわち、ＴａＮｂＣを合金全体の１．０重装置から３
０重量％含有することによって、靭性が大巾に向上した
合金が得られる。
０重量％含有することによって、靭性が大巾に向上した
合金が得られる。
１．０重量φ以下ではＴａＮｂＣの添加効果が無く、３
０重量％以上では耐摩耗性が劣る。
０重量％以上では耐摩耗性が劣る。
また、これらの合金は焼結合金の組織に特徴が認められ
、Ｂｌ型固溶体の平均粒度が１μ以下と小さい。
、Ｂｌ型固溶体の平均粒度が１μ以下と小さい。
なお、切削テストにより本発明品の対象とする切削用途
に対しては、バインダーとして添加する鉄族金属は、合
金全体に対して７〜２０体積係の範囲にあることが必要
と判った。
に対しては、バインダーとして添加する鉄族金属は、合
金全体に対して７〜２０体積係の範囲にあることが必要
と判った。
実施例 １
第２表に示す組成で原料粉末を配合し、さらにプレス助
材としてのパラフィンを１．５重量係加え、１８−８ス
テンレス製の容器とＷＣ−Ｃｏ焼結合金製のボールを用
い、アセトン中で合金Ｇに関しては２００Ｈ１それ以外
の合金は１００Ｈのボールミル混合を行った。
材としてのパラフィンを１．５重量係加え、１８−８ス
テンレス製の容器とＷＣ−Ｃｏ焼結合金製のボールを用
い、アセトン中で合金Ｇに関しては２００Ｈ１それ以外
の合金は１００Ｈのボールミル混合を行った。
これを乾燥後１．５ｔ／Ｃｒｌの圧力にて切削用チップ
をプレス成型した後、真空中で４００℃に保持し、パラ
フィンを除去した後、１０−２ｍｍＨｇ の真空下で１
４００℃に１時間保持し焼結体を得た。
をプレス成型した後、真空中で４００℃に保持し、パラ
フィンを除去した後、１０−２ｍｍＨｇ の真空下で１
４００℃に１時間保持し焼結体を得た。
なお、使用した原料であるＷＣ−１、ＷＣ−２゜ＴｉＮ
、Ｔｉ（ＣＮ）およびＣｏ は市販のものであり、（Ｔ
ｉ 、Ｗ） （Ｃ、Ｎ）は、市販のＴｉｃ粉末（平均粒
度ｌμ、全炭素量１９．６重装置、遊離炭素０．１重量
％）と上記ＴｉＮおよびＷＣを混合粉砕した後、カーボ
ンモールド中で１０−”ｍｉＨｇの真空下で、圧力２０
０ ｋ、ｇ／ｃｒｉｔ温度１９００℃にて２時間加熱圧
縮した後粉砕して得たものである。
、Ｔｉ（ＣＮ）およびＣｏ は市販のものであり、（Ｔ
ｉ 、Ｗ） （Ｃ、Ｎ）は、市販のＴｉｃ粉末（平均粒
度ｌμ、全炭素量１９．６重装置、遊離炭素０．１重量
％）と上記ＴｉＮおよびＷＣを混合粉砕した後、カーボ
ンモールド中で１０−”ｍｉＨｇの真空下で、圧力２０
０ ｋ、ｇ／ｃｒｉｔ温度１９００℃にて２時間加熱圧
縮した後粉砕して得たものである。
なお、合金の製造工程において、Ｃ、Ｎ等の形で脱ガス
する成分減少分を、配合時のカーボンブラックの適量添
加という同業者既知の方法にて調整した結果、得られた
合金は第２表記載の如く、η相等の脆い相を含まないＷ
Ｃ相とＢｌ型固溶体相とのみからなることが確認された
。
する成分減少分を、配合時のカーボンブラックの適量添
加という同業者既知の方法にて調整した結果、得られた
合金は第２表記載の如く、η相等の脆い相を含まないＷ
Ｃ相とＢｌ型固溶体相とのみからなることが確認された
。
これらの合金を用いて、（Ｔ ｉ Ｃ／Ｔ ｉ Ｃ＋Ｗ
Ｃ）比率と転削テストにおける耐チッピング性の相関性
（第１図）の切削条件 被削材： ｓ ＣＭ ３ （Ｈ８＝ ３５ ）、 ”１
ｏｏｘＬ、３ｏ。
Ｃ）比率と転削テストにおける耐チッピング性の相関性
（第１図）の切削条件 被削材： ｓ ＣＭ ３ （Ｈ８＝ ３５ ）、 ”１
ｏｏｘＬ、３ｏ。
切削様式：１枚刃、フライス切削
切削速度：ｖ＝２００ｍ／！ｍ
送り量：ｆ＝０．１朋／刃
切込み量：ｄ−２酎
１ （空転／切削）時間比率＝８
にて比較の結果、ＴｉＮを各種方法にて添加した本発明
合金は、炭化物のみからなる合金よりも明らかに寿命の
延長が認められた。
合金は、炭化物のみからなる合金よりも明らかに寿命の
延長が認められた。
また、これらの合金の特徴として、焼結合金組織中のＢ
ｌ型固溶体相の粒度が１μ以下と細かいことがある。
ｌ型固溶体相の粒度が１μ以下と細かいことがある。
また、焼結合金中のＷＣ粘度は相対的に粗い方が、チッ
ピング発生までの切削距離が長い傾向が認められた。
ピング発生までの切削距離が長い傾向が認められた。
１
実施例 ２
ＴｉＯ２粉末とＷ０３粉末を用いて、炭窒化反応により
（Ｔｉ 、Ｗ）（Ｃ，ＮＢ末を作った。
（Ｔｉ 、Ｗ）（Ｃ，ＮＢ末を作った。
この粉末と残部は実施例１で使用した原料を用い、第３
表の通りの配合組成の合金を作成した。
表の通りの配合組成の合金を作成した。
ボールミル混合時間シま１００時間、焼結温度は１３８
０℃である。
０℃である。
これらの合金の特性を第３表に示す。
これらの試作合金と、市販のＷＣ−ＴｉＣ−ＴａＣ−Ｃ
ｏ合金の内でＪＩＳ分類Ｐ２０．Ｐ２Ｏ，Ｐ４０相当材
質の合金を選択し、切削性能テストを行った。
ｏ合金の内でＪＩＳ分類Ｐ２０．Ｐ２Ｏ，Ｐ４０相当材
質の合金を選択し、切削性能テストを行った。
その結果第４表に示す結果が得られた。
即ち本発明合金は市販のＰ２０〜Ｐ４０グレード超硬合
金に比して靭性においても、耐熱亀裂性においても、は
るかに優れるものであると判った。
金に比して靭性においても、耐熱亀裂性においても、は
るかに優れるものであると判った。
なおＴ ｉ Ｎ／Ｔ ｉ Ｃの比率は重量比０９１以上
０．６以下に適性値が存在することが確められた。
０．６以下に適性値が存在することが確められた。
０．１より小さければ効果は少なく、０，６より大きい
とかえって工具寿命を低下させる。
とかえって工具寿命を低下させる。
〉＊実施
例 ３ 実施例１で作成した合金Ｊ（’第２表（１） 、 （２
） ）を用い大型サイドカッターによるテストを行った
。
例 ３ 実施例１で作成した合金Ｊ（’第２表（１） 、 （２
） ）を用い大型サイドカッターによるテストを行った
。
比較材種として市販超硬材種のＰ３０相当品を用いた。
その結果は第５表に示すとおりであり、本発明品の優秀
性が歴然と認められた。
性が歴然と認められた。
実施例 ４
実施例２の第３表に示す本発明品Ｍを用いて、市販超硬
Ｐ３０相蟲品、市販超硬Ｐ４０相当品を比較材種に選択
して行った重切削カッターによるテストの結果を第６表
に示す。
Ｐ３０相蟲品、市販超硬Ｐ４０相当品を比較材種に選択
して行った重切削カッターによるテストの結果を第６表
に示す。
本発明品は摩耗、靭性、耐スポール性、すべてに市販品
より優れることが分る。
より優れることが分る。
実施例 ５
実施例２で作成した合金りを用い、ロー付はホブを作成
しテストを行った。
しテストを行った。
その結果、市販超硬ロー付はホブに比較し、第７表に示
すとおり、工具摩耗量が約１／２ と少なく、且つ耐
チッピング性に蓬かに優れる超硬ホブの完成が本発明合
金によって可能となったことが判った。
すとおり、工具摩耗量が約１／２ と少なく、且つ耐
チッピング性に蓬かに優れる超硬ホブの完成が本発明合
金によって可能となったことが判った。
【図面の簡単な説明】
第１図は（Ｔ ｉ ｃ／Ｔｉ Ｃ＋ＷＣ）Ｊｔ率と転削
テストにおける耐チッピング性の相関性を示す図である
。
テストにおける耐チッピング性の相関性を示す図である
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ｉ ｗｃとＢｌ型の結晶構造を有する（Ｔｉ、Ｗ）（
Ｃ、Ｎ）固溶体からなる硬質相とＣｏを主体とするＦｅ
族金属からなる結合相で構成された超硬合金において、
硬質相の成分の中でＴｉおよび／又はＷの炭化物および
／又は窒化物の部分が（ＴｉＣ２ＴｉＮ）／（ＴｉＣ＋
ＴｉＮ−ｔＷＣ）比率に換算し、容積比率で０．１５乃
至０．４０の範囲にあり、Ｂｌ型固溶体がＴｉＮ／（Ｔ
ｉＣ＋ＴｉＮ）比率または（ＴｉＷ）Ｎ／（（ＴｉＷ）
Ｃ＋（ＴｉＷ）Ｎ）比率に換算し、重量比率で０．１乃
至０．６０の範囲にあるＮを含有し、Ｃｏを主体とする
結合相が最終合金全体の７チ乃至２０飴の容積比を占め
ることを特徴とする超硬合金。 ２、特許請求の範囲第１項において、最終焼結体に存在
するＢｌ型固溶体硬質相が平均粒径ｌμ以下であること
を特徴とする超硬合金。 ３ 特許請求の範囲第１項または第２項において、高靭
性で耐熱亀裂損傷性、耐塑性変形性に優れた大型サイド
カッター用途用の超硬合金。 ４ ＷＣとＢｌ型の結晶構造を有する（Ｔｉ、Ｗ）（
Ｃ、Ｎ）固溶体からなる硬質相とＣｏを主体とするＦｅ
族金属からなる結合相で構成された超硬合金において、
硬質相の成分の中でＴｉ−８ｒよび／又はＷの炭化物お
よび／又は窒化物の部分が（ＴｉＣ＋ＴｉＮ）／（Ｔｉ
Ｃ２ＴｉＮ＋ＷＣ）比率に換算し、容積比率で０．１５
乃至０．４０の範囲にあり、８１型固溶体がＴｉＮ／（
ＴｉＣ＋ＴｉＮ）または（ＴｉＷ）Ｎ／（（ＴｉＷ）Ｃ
＋（ＴｉＷ）Ｎ）比率に換算し、重量比率で０．１乃至
０．６０の範囲にあるＮを含有し、ＴａＮｂＣを合金全
体の１．０重量％から３０重量％を含有し、Ｃｏを主体
とする結合相が最終合金全体の７チ乃至２０％の容積比
率を占めることを特徴とする超硬合金。 ５ 特許請求の範囲第４項において、最終焼結体に存在
するＢｌ型固溶体硬質相が平均粒径ｌμ以下であること
を特徴とする超硬合金。 ６ 特許請求の範囲第４項または第５項において、高靭
性で耐熱亀裂損傷性、耐塑性変形性に優れた大型サイド
カッター用途用の超硬合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16306678A JPS5919176B2 (ja) | 1978-12-29 | 1978-12-29 | 超硬合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16306678A JPS5919176B2 (ja) | 1978-12-29 | 1978-12-29 | 超硬合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5591953A JPS5591953A (en) | 1980-07-11 |
| JPS5919176B2 true JPS5919176B2 (ja) | 1984-05-02 |
Family
ID=15766524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16306678A Expired JPS5919176B2 (ja) | 1978-12-29 | 1978-12-29 | 超硬合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5919176B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0322012U (ja) * | 1989-07-15 | 1991-03-06 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| USRE34180E (en) * | 1981-03-27 | 1993-02-16 | Kennametal Inc. | Preferentially binder enriched cemented carbide bodies and method of manufacture |
| US4610931A (en) * | 1981-03-27 | 1986-09-09 | Kennametal Inc. | Preferentially binder enriched cemented carbide bodies and method of manufacture |
| JPH0711049B2 (ja) * | 1989-06-02 | 1995-02-08 | 日立ツール株式会社 | 超硬合金及び製造方法 |
-
1978
- 1978-12-29 JP JP16306678A patent/JPS5919176B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0322012U (ja) * | 1989-07-15 | 1991-03-06 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5591953A (en) | 1980-07-11 |
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