JPS62238302A - 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 - Google Patents
炭化タングステン基超硬合金の強靭化法Info
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- JPS62238302A JPS62238302A JP61081898A JP8189886A JPS62238302A JP S62238302 A JPS62238302 A JP S62238302A JP 61081898 A JP61081898 A JP 61081898A JP 8189886 A JP8189886 A JP 8189886A JP S62238302 A JPS62238302 A JP S62238302A
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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〕
この発明は、切削工具、摩耗工具、鉱山工具。
金型、ダイス等の製造に広く用いられているＷＣＣ超超
硬合金強靱化法に関するものである。
硬合金強靱化法に関するものである。
従来、焼結により製造したＷＣＣ超超硬合金内部欠陥（
巣、ボア、ボイド等）を除去して靭性を向上させるには
、この焼結したＷＣＣ超超硬合金対して、Ｉ（ＩＰｆｉ
理が施されていた。
巣、ボア、ボイド等）を除去して靭性を向上させるには
、この焼結したＷＣＣ超超硬合金対して、Ｉ（ＩＰｆｉ
理が施されていた。
ところが、上記ＷＣＣ超超硬合金対する焼結後のＨＩＰ
処理は、上記内部欠陥（巣、ボア、ボイド等）を除去す
るものの、結合相リッチのパイングーブールと称するも
のを形成し、かかるパイングーブールは、割れ、チッピ
ング等の発生起点となっており、必ずしも最良の強靱化
法とは言えず、また、ｆ（Ｉ Ｐ装置は、高価であるば
かりでなく。
処理は、上記内部欠陥（巣、ボア、ボイド等）を除去す
るものの、結合相リッチのパイングーブールと称するも
のを形成し、かかるパイングーブールは、割れ、チッピ
ング等の発生起点となっており、必ずしも最良の強靱化
法とは言えず、また、ｆ（Ｉ Ｐ装置は、高価であるば
かりでなく。
高圧容器を必要とするために、その取扱いおよび保守に
は多大の労力を必要としていた。
は多大の労力を必要としていた。
そこで、本発明者らは、上述のような観点から、内部欠
陥（巣、ボア、ボイド等）を一層簡単な手段で除去し、
もってＷＣＣ超超硬合金強靭化をはかるべく研究を行な
った結果、 （１） ＷＣＣ超超硬合金焼結体または焼結中のＷＣＣ
超超硬合金、９００〜１５００℃の高＠（好ましくは、
ｔｏｏｏ℃〜１４５０℃）で熱間塑性加工を加えると、
ＷＣＣ超超硬合金内部生じｆＷｃ粒子などの硬質粒子の
凝集体が分解され、結合相リッチの部分が均一に分断さ
れ、さらに、内部欠陥（巣、ボア、？イド等）が結合相
のみで充填されたバインダープールを形成せずに消滅で
きること、（２）上記熱間塑性加工を行ないつつ、ある
いは、熱間圧縮加工金施した直後に急冷することにより
、さらに一層の特性向上がはかれること、以」＝＜１）
および（２）に示される知見を得たのである。
陥（巣、ボア、ボイド等）を一層簡単な手段で除去し、
もってＷＣＣ超超硬合金強靭化をはかるべく研究を行な
った結果、 （１） ＷＣＣ超超硬合金焼結体または焼結中のＷＣＣ
超超硬合金、９００〜１５００℃の高＠（好ましくは、
ｔｏｏｏ℃〜１４５０℃）で熱間塑性加工を加えると、
ＷＣＣ超超硬合金内部生じｆＷｃ粒子などの硬質粒子の
凝集体が分解され、結合相リッチの部分が均一に分断さ
れ、さらに、内部欠陥（巣、ボア、？イド等）が結合相
のみで充填されたバインダープールを形成せずに消滅で
きること、（２）上記熱間塑性加工を行ないつつ、ある
いは、熱間圧縮加工金施した直後に急冷することにより
、さらに一層の特性向上がはかれること、以」＝＜１）
および（２）に示される知見を得たのである。
この発明は、かかる知見にもとづいてなされたものでろ
って、上記加熱温度ｆ：９００℃〜１５００°Ｃに限定
した理由は次の通りである。すなわち、加熱温度が９０
０℃未満では、塑性加工が困難であり、一方加熱温度が
１５００℃を越えると、ＷＣＣ超超硬合金おけるバイン
ダー融液量が多くなって、バインダープールが形成され
るようになることから、加熱温度を９００−１５００℃
と足めた。
って、上記加熱温度ｆ：９００℃〜１５００°Ｃに限定
した理由は次の通りである。すなわち、加熱温度が９０
０℃未満では、塑性加工が困難であり、一方加熱温度が
１５００℃を越えると、ＷＣＣ超超硬合金おけるバイン
ダー融液量が多くなって、バインダープールが形成され
るようになることから、加熱温度を９００−１５００℃
と足めた。
また上記の加熱ＷＣＣ超超硬合金対す′る塑性加工手段
としては、一般の加工手段、例えば、引抜き、圧延、鍛
造、スエーノヤー、単純引張り、単純圧縮等の手段音用
いることができる。さらに上記の熱間塑性加工を行なう
雰囲気は、真空または不活性ガス中が好ましいが、加熱
時間全短縮できるような抵抗加熱または誘導加熱等の加
熱手段を利用すれば、製品によっては大気中でも可能で
ある。
としては、一般の加工手段、例えば、引抜き、圧延、鍛
造、スエーノヤー、単純引張り、単純圧縮等の手段音用
いることができる。さらに上記の熱間塑性加工を行なう
雰囲気は、真空または不活性ガス中が好ましいが、加熱
時間全短縮できるような抵抗加熱または誘導加熱等の加
熱手段を利用すれば、製品によっては大気中でも可能で
ある。
つぎに、この発明の′ｙ５′法を実施例により具体的に
説明する。
説明する。
実施例 １
原料粉末として、平均粒径：３．８μｍを有するＷＣ粉
末と同１．５μｍ１１７）ｃｏ粉末を用い、これら原料
粉末’ｅ Ｎ を比で７５／２ｓの割合に配合し、有機
溶剤を加えて通常のアトライターで混合し、乾燥した後
、圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を温度：
１３５０℃に３０分間保持の条件で焼結して一辺が２０
ｆｌの立方体形状のＷＣＣ超超硬合金製造したう つき゛に、この結果得られ７’ｌＶＣ基超硬合全超硬高
周波加熱炉を用いて１０００℃に加熱し、この加熱状態
で、５ｔｏｗの荷重を加えて圧縮率：２％の熱間圧縮加
工前施し、放冷することによって本発明法を実施した。
末と同１．５μｍ１１７）ｃｏ粉末を用い、これら原料
粉末’ｅ Ｎ を比で７５／２ｓの割合に配合し、有機
溶剤を加えて通常のアトライターで混合し、乾燥した後
、圧粉体にプレス成形し、ついでこの圧粉体を温度：
１３５０℃に３０分間保持の条件で焼結して一辺が２０
ｆｌの立方体形状のＷＣＣ超超硬合金製造したう つき゛に、この結果得られ７’ｌＶＣ基超硬合全超硬高
周波加熱炉を用いて１０００℃に加熱し、この加熱状態
で、５ｔｏｗの荷重を加えて圧縮率：２％の熱間圧縮加
工前施し、放冷することによって本発明法を実施した。
この熱間圧縮加工を施したＷＣＣ超超硬合金組織を観察
したところ、熱間圧縮加工前に見られたボアが完全に消
滅しており、かつＨ１Ｆ処理では、その形成が避けられ
ないＣｏ リッチのバインダープールの形成も全く見ら
れなかった。
したところ、熱間圧縮加工前に見られたボアが完全に消
滅しており、かつＨ１Ｆ処理では、その形成が避けられ
ないＣｏ リッチのバインダープールの形成も全く見ら
れなかった。
実施例 ２
原料粉末として、平均粒径：２．５μｍのＷＣ粉末、同
１．５μｍのＣｏ粉末、同２μｍのＮｉ粉末、および同
２．５μｍのＣｒ粉末を用意し、これら原料粉末を１重
量％で、ＷＣ：８８％、 Ｃｏ ： ：３％、Ｎｉニア
Ｘ。
１．５μｍのＣｏ粉末、同２μｍのＮｉ粉末、および同
２．５μｍのＣｒ粉末を用意し、これら原料粉末を１重
量％で、ＷＣ：８８％、 Ｃｏ ： ：３％、Ｎｉニア
Ｘ。
Ｃｒ ： ２％の割合に配合し、溶剤を加えて、通常の
アトライターで混合し、乾燥した後、圧粉体にプレス成
形し、ついでこの圧粉体を温度： １３５０℃。
アトライターで混合し、乾燥した後、圧粉体にプレス成
形し、ついでこの圧粉体を温度： １３５０℃。
に３０分間保持の条件で焼結することにより、外径：５
０ｈ＊Ｘ内面最小径：８ＬＩＸ高さ：４０ｕの寸法を有
し、かつリベット成型金型として用いられるリング状の
ＷＣ基超硬合金ｆ：製造した。
０ｈ＊Ｘ内面最小径：８ＬＩＸ高さ：４０ｕの寸法を有
し、かつリベット成型金型として用いられるリング状の
ＷＣ基超硬合金ｆ：製造した。
ついで、このリング状のＷＣＣ超超硬合金対して、高周
波加熱炉で１４５０″Ｇ Ｋ加熱した状態で、圧カニ１
．５ｔｏｗで上下面から熱間圧縮加工を３．５％の圧扁
率で施し、放冷することにより本発明法を実施し念。
波加熱炉で１４５０″Ｇ Ｋ加熱した状態で、圧カニ１
．５ｔｏｗで上下面から熱間圧縮加工を３．５％の圧扁
率で施し、放冷することにより本発明法を実施し念。
この結果得られたＷＣＣ超超硬合金組ｍを観察し念とこ
ろ、ボアおよびパイングーグールハ全く存在せず、さら
にこれを８４５Ｃ（炭素鋼）のすペット成型に用いたと
ころ、１１０００シヨツトの成形をすることができた。
ろ、ボアおよびパイングーグールハ全く存在せず、さら
にこれを８４５Ｃ（炭素鋼）のすペット成型に用いたと
ころ、１１０００シヨツトの成形をすることができた。
一方、熱間圧縮加工を施さないＷＣＣ超超硬合金、８０
００シヨツトで使用寿命に至り、また上記の熱間圧縮加
工を施したＷＣＣ超超硬合金１８０Ｑ！／−の抗折力を
示したのに対して、これを施さない上記のＷＣＣ超超硬
合金１６０ Ｋｇ／ｍｄの抗折力しか示さず、熱間圧縮
加工によって著しい靭性の向上が見られることが明らか
である。
００シヨツトで使用寿命に至り、また上記の熱間圧縮加
工を施したＷＣＣ超超硬合金１８０Ｑ！／−の抗折力を
示したのに対して、これを施さない上記のＷＣＣ超超硬
合金１６０ Ｋｇ／ｍｄの抗折力しか示さず、熱間圧縮
加工によって著しい靭性の向上が見られることが明らか
である。
実施例 ３
原料粉末として、平均粒径：０．８μｍｔ−有するＷＣ
粉末と同１．５μｍのＣｏ粉末を用い、これらを重量比
で７５／２５の割合に配合し、同様に溶剤を加え、通常
のアトライターで混合し、線状の圧粉体に押出し成形し
、ついでこの圧粉体を、温度： １３６０℃に３０分間
保持の条件で焼結することによって、直径＝１１を有す
る線状のＷＣＣ超超硬合金製造した。
粉末と同１．５μｍのＣｏ粉末を用い、これらを重量比
で７５／２５の割合に配合し、同様に溶剤を加え、通常
のアトライターで混合し、線状の圧粉体に押出し成形し
、ついでこの圧粉体を、温度： １３６０℃に３０分間
保持の条件で焼結することによって、直径＝１１を有す
る線状のＷＣＣ超超硬合金製造した。
ついで、このＷＣＣ超超硬合金対して、直接抵抗加熱炉
で１２５０℃に加熱した状態で、５．５％の熱間引張り
加工を施し、百ちに液体窒素を用いて急冷することによ
り本発明法を実施した。
で１２５０℃に加熱した状態で、５．５％の熱間引張り
加工を施し、百ちに液体窒素を用いて急冷することによ
り本発明法を実施した。
この結果得られたＷＣＣ超超硬合金組織を観察したとこ
ろ、熱間引張り加工前に見られた多数のボアが完全に消
滅しており、かつ同じく見られたＷＣの凝集体も分割さ
れて微細化されたものになってい念。
ろ、熱間引張り加工前に見られた多数のボアが完全に消
滅しており、かつ同じく見られたＷＣの凝集体も分割さ
れて微細化されたものになってい念。
りき゛に、上記の熱間引張り加工を施したもの（以下本
発明ＷＣＣ超超硬合金いう）、この熱間引張シ加工を施
す前の上記のＷＣＣ超超硬合金以下従来ＷＣＣ超超硬合
金いう）、およびこの従来ＷＣＣ超超硬合金熱間引張９
加工に代ってＨＩＰを施し友もの（以下従来ＨＩＰ処理
ＷＣ基超硬合金という）について、応力１ｋ１２０’ｆ
／−にセットし、繰返し曲げ試験を行なったところ、２
０本の平均値で、従来ＷＣＣ超超硬合金５５０回、従来
ＨＩＰ処理ＷＣ基超硬合金は１４０００回でそれぞれ折
損したのに対して、本発明ＷＣＣ超超硬合金折損するま
でに４ Ｘ １０’回ｔ−数えるものであり、熱間塑性
加工の付与によシ著しい靭性の向上がはかられるように
かり、疲労強度が向上することが明らかである。
発明ＷＣＣ超超硬合金いう）、この熱間引張シ加工を施
す前の上記のＷＣＣ超超硬合金以下従来ＷＣＣ超超硬合
金いう）、およびこの従来ＷＣＣ超超硬合金熱間引張９
加工に代ってＨＩＰを施し友もの（以下従来ＨＩＰ処理
ＷＣ基超硬合金という）について、応力１ｋ１２０’ｆ
／−にセットし、繰返し曲げ試験を行なったところ、２
０本の平均値で、従来ＷＣＣ超超硬合金５５０回、従来
ＨＩＰ処理ＷＣ基超硬合金は１４０００回でそれぞれ折
損したのに対して、本発明ＷＣＣ超超硬合金折損するま
でに４ Ｘ １０’回ｔ−数えるものであり、熱間塑性
加工の付与によシ著しい靭性の向上がはかられるように
かり、疲労強度が向上することが明らかである。
実施例 ４
原料粉末として、平均粒径：２．１μｍを有するＷＣ粉
末、同１．５μｍのＣｏ粉末、同２．０ｔｔｍのＴＩＣ
粉末、および同２．２μｍのＴａＣ粉末を用い、これら
原料粉末を、重量％で、ＷＣ： ７ ＬＸ、Ｃｏ ：
１０％。
末、同１．５μｍのＣｏ粉末、同２．０ｔｔｍのＴＩＣ
粉末、および同２．２μｍのＴａＣ粉末を用い、これら
原料粉末を、重量％で、ＷＣ： ７ ＬＸ、Ｃｏ ：
１０％。
Ｔｔｅ、：ｃ＋％、 ＴａＣ： １０％の割合に配合し
、溶剤を加えてアトライターで混合し、乾燥した後、厚
さ： ７ｕｘ＠： ３０１１ｓＸ長さ： ｔｏｏａの寸
法をもった板状の圧粉体にブレス成形し、ついでこの圧
粉体を温度： １３５０℃に３０分間保持の条件で焼結
した後、直ちに炉から取り出して、これに減面率： １
４．３％の熱間圧延加工（加工温度は１３００℃）を施
し、放冷することによって本発明法を実施し、本発明Ｗ
ＣＣ超超硬合金製造した。
、溶剤を加えてアトライターで混合し、乾燥した後、厚
さ： ７ｕｘ＠： ３０１１ｓＸ長さ： ｔｏｏａの寸
法をもった板状の圧粉体にブレス成形し、ついでこの圧
粉体を温度： １３５０℃に３０分間保持の条件で焼結
した後、直ちに炉から取り出して、これに減面率： １
４．３％の熱間圧延加工（加工温度は１３００℃）を施
し、放冷することによって本発明法を実施し、本発明Ｗ
ＣＣ超超硬合金製造した。
また、比較の目的で、上記の熱間圧延加工を行なわない
以外は同一の条件で従来ＷＣＣ超超硬合金製造した。
以外は同一の条件で従来ＷＣＣ超超硬合金製造した。
ついで、この結果得られた本発明ＷＣＣ超超硬合金よび
従来ＷＣＣ超超硬合金ついて、抗折力を測定したところ
、前者が２４０−名４ｄを示したのに対して、後者は２
１０Ｋｇ／、ｄＬか示さず、この結果から熱間圧延加工
によって靭性が向上することが明らかである。
従来ＷＣＣ超超硬合金ついて、抗折力を測定したところ
、前者が２４０−名４ｄを示したのに対して、後者は２
１０Ｋｇ／、ｄＬか示さず、この結果から熱間圧延加工
によって靭性が向上することが明らかである。
また、上記の本発明ＷＣＣ超超硬合金よび従来ＷＣＣ超
超硬合金ら切削チップを切り出し、被削材：８０Ｍ４１
５、 切削速度： １４０ ＦＭ／ｍｉｎ、 送Ｊ ： ０．１５１ｊｌ／ｒ、Ｖ、 切込み：２ｍ＋１゜ 切削時間：３０分、 の条件で鋼の断続切削試験′ｆ１：１２個の切刃につい
て行ない、チッピング発生個数を測定したところ、本発
明ＷＣＣ超超硬合金製切刃はチッピングの発生は全く見
られなかったのに対して、従来ｗｃ基超硬合金製切刃に
は、１２個のうち３個にチッピングの発生が見られた。
超硬合金ら切削チップを切り出し、被削材：８０Ｍ４１
５、 切削速度： １４０ ＦＭ／ｍｉｎ、 送Ｊ ： ０．１５１ｊｌ／ｒ、Ｖ、 切込み：２ｍ＋１゜ 切削時間：３０分、 の条件で鋼の断続切削試験′ｆ１：１２個の切刃につい
て行ない、チッピング発生個数を測定したところ、本発
明ＷＣＣ超超硬合金製切刃はチッピングの発生は全く見
られなかったのに対して、従来ｗｃ基超硬合金製切刃に
は、１２個のうち３個にチッピングの発生が見られた。
実施例 ５
原料粉末として、平均粒径：０．９μｍを有するｗｃ粉
末、同１．５μｍのＣｏ粉末、同２μｍのＮｌ粉末、同
２，８ｔｔｍのＣｒ、Ｃ，粉末、および同１．８ｐｍｔ
ＤＶＣ粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、Ｗ
Ｃ：８１．５％、 Ｃｏ ： ｌ ６％、 Ｎｉ ：
１％、 Ｃｒ）Ｃ４： Ｉ Ｘ。
末、同１．５μｍのＣｏ粉末、同２μｍのＮｌ粉末、同
２，８ｔｔｍのＣｒ、Ｃ，粉末、および同１．８ｐｍｔ
ＤＶＣ粉末を用意し、これら原料粉末を、重量％で、Ｗ
Ｃ：８１．５％、 Ｃｏ ： ｌ ６％、 Ｎｉ ：
１％、 Ｃｒ）Ｃ４： Ｉ Ｘ。
ＶＣ：０．５Ｘの割合に配合し、溶剤を加えてアトライ
ターで混合し、乾燥した後、直径：１．５．Ｉｊの線状
圧粉体に押出し成形し、ついで温度： １３５０°Ｃに
３０分間保持の条件で焼結し、焼結後、室温まで冷却す
ることな（＋Ｉちに、減面率：１３Ｘにて熱間引抜き加
工および熱間スクエーソヤー加工をそれぞれ施し、この
熱間塑性加工終了後、直ちに液体窒素を用いて急冷する
ことにより本発明法を実施し、直径：１．４ｆｌを有す
る線状の本発明ＷＣＣ超超硬合金：２橿製造した。
ターで混合し、乾燥した後、直径：１．５．Ｉｊの線状
圧粉体に押出し成形し、ついで温度： １３５０°Ｃに
３０分間保持の条件で焼結し、焼結後、室温まで冷却す
ることな（＋Ｉちに、減面率：１３Ｘにて熱間引抜き加
工および熱間スクエーソヤー加工をそれぞれ施し、この
熱間塑性加工終了後、直ちに液体窒素を用いて急冷する
ことにより本発明法を実施し、直径：１．４ｆｌを有す
る線状の本発明ＷＣＣ超超硬合金：２橿製造した。
また、比較の目的で、上記の熱間塑性加工を行なわない
以外は同一の条件（ただしこの場合焼結後の冷却は炉冷
）で従来ＷＣ基超硬合金ｔ−製造した。
以外は同一の条件（ただしこの場合焼結後の冷却は炉冷
）で従来ＷＣ基超硬合金ｔ−製造した。
ついで、この結果得られ良熱間引抜き加工の本発明ＷＣ
Ｃ超超硬合金同じく熱間スウエーゾヤー加工の本発明Ｗ
ＣＣ超超硬合金および従来ＷＣＣ超超硬合金ついて、応
力を１２０ ’／＋ｉｔにセットし、繰返し曲げ試験を
行なったところ、前記の２種の本発明ＷＣＣ超超硬合金
いずれも２゜２ Ｘ １０６回で折損したのに対して、
上記従来ＷＣＣ超超硬合金これより著しく低い回数の１
．９ Ｘ １０’回で折損するものであった。
Ｃ超超硬合金同じく熱間スウエーゾヤー加工の本発明Ｗ
ＣＣ超超硬合金および従来ＷＣＣ超超硬合金ついて、応
力を１２０ ’／＋ｉｔにセットし、繰返し曲げ試験を
行なったところ、前記の２種の本発明ＷＣＣ超超硬合金
いずれも２゜２ Ｘ １０６回で折損したのに対して、
上記従来ＷＣＣ超超硬合金これより著しく低い回数の１
．９ Ｘ １０’回で折損するものであった。
また、上記の２種の本発明ＷＣＣ超超硬合金組織ｔ−観
察したところ、イアは存在せず、かつ結合相の平均粒径
も１２０μｍと微細なものであった。
察したところ、イアは存在せず、かつ結合相の平均粒径
も１２０μｍと微細なものであった。
なお、上記従来ＷＣＣ超超硬合金おける結合相の平均粒
径は７００μｍでめった。
径は７００μｍでめった。
上述のように、この発明の方法によれば、Ｔｆ！アヤ巣
等が存在せず％またＨＩＰ処理では、その形成が避けら
れなかったパイングーブールの形成もなく、さらに結合
相の微細化したＷＣＣ超超硬合金製造することができ、
したがってこの結果のＷＣＣ超超硬合金すぐれた靭性を
もつようになるので、これを切削工具や各種の耐摩工具
、さらに金型。
等が存在せず％またＨＩＰ処理では、その形成が避けら
れなかったパイングーブールの形成もなく、さらに結合
相の微細化したＷＣＣ超超硬合金製造することができ、
したがってこの結果のＷＣＣ超超硬合金すぐれた靭性を
もつようになるので、これを切削工具や各種の耐摩工具
、さらに金型。
ダイス、熱間ロール、および鉱山工具等として使用した
場合にはすぐれた性能を発揮するよ５になるなど工業上
有用な効果が得られるのである。
場合にはすぐれた性能を発揮するよ５になるなど工業上
有用な効果が得られるのである。
Claims (4)
- （１）炭化タングステン基超硬合金を、９００〜１５０
０℃の温度に加熱し、この加熱温度で熱間塑性加工を施
すことを特徴とする炭化タングステン基超硬合金の強靱
化法。 - （２）熱間塑性加工を行ないつつ、または熱間塑性加工
終了後直ちに急冷することを特徴とする特許請求の範囲
第（１）項記載の炭化タングステン基超硬合金の強靱化
法。 - （３）圧粉体を、１３００〜１５００℃の温度で焼結し
、この焼結過程の９００〜１５００℃の温度で熱間塑性
加工を施すことを特徴とする炭化タングステン基超硬合
金の強靱化法。 - （４）熱間塑性加工を行ないつつ、または熱間塑性加工
終了後直ちに急冷することを特徴とする特許請求の範囲
第（３）項記載の炭化タングステン基超硬合金の強靱化
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61081898A JPS62238302A (ja) | 1986-04-09 | 1986-04-09 | 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61081898A JPS62238302A (ja) | 1986-04-09 | 1986-04-09 | 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62238302A true JPS62238302A (ja) | 1987-10-19 |
Family
ID=13759259
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61081898A Pending JPS62238302A (ja) | 1986-04-09 | 1986-04-09 | 炭化タングステン基超硬合金の強靭化法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62238302A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51126309A (en) * | 1975-04-28 | 1976-11-04 | Daijietsuto Kogyo Kk | Process for producing a tungsten carbide-based super alloy |
| JPS51151207A (en) * | 1975-06-20 | 1976-12-25 | Toshiba Corp | A process for production of carbide particle dispersing type alloy |
| JPS6134130A (ja) * | 1984-07-26 | 1986-02-18 | Mitsubishi Metal Corp | 耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法 |
-
1986
- 1986-04-09 JP JP61081898A patent/JPS62238302A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51126309A (en) * | 1975-04-28 | 1976-11-04 | Daijietsuto Kogyo Kk | Process for producing a tungsten carbide-based super alloy |
| JPS51151207A (en) * | 1975-06-20 | 1976-12-25 | Toshiba Corp | A process for production of carbide particle dispersing type alloy |
| JPS6134130A (ja) * | 1984-07-26 | 1986-02-18 | Mitsubishi Metal Corp | 耐欠損性の優れた高強度炭窒化チタン基サーメットの製造方法 |
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