JP3619994B2 - 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル - Google Patents
高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル Download PDFInfo
- Publication number
- JP3619994B2 JP3619994B2 JP2001051311A JP2001051311A JP3619994B2 JP 3619994 B2 JP3619994 B2 JP 3619994B2 JP 2001051311 A JP2001051311 A JP 2001051311A JP 2001051311 A JP2001051311 A JP 2001051311A JP 3619994 B2 JP3619994 B2 JP 3619994B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- thin layer
- nitrogen gas
- carbide end
- cemented carbide
- 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 - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Physical Vapour Deposition (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、高熱発生を伴なう鋼などの高速切削に用いた場合に、すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、被覆超硬エンドミルという）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、一般に、鋼や鋳鉄などの被削材の面加工や溝加工、さらに肩加工などに、例えば図１（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面図で例示される形状を有する被覆超硬エンドミルが用いられており、また前記被覆超硬エンドミルとして、超硬基体の表面に、ＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］層のうちのいずれか、または両方で構成された硬質被覆層を０．８〜１０μｍの平均層厚で形成してなる被覆超硬エンドミルが知られている。
【０００３】
さらに、上記の被覆超硬エンドミルの硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層が、例えば図２に概略説明図で示される物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置を用い、ヒータで装置内を、例えば雰囲気を３Ｐａの真空として、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖのバイアス電圧を印加する条件で形成されることも良く知られるところである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は切削機械の高性能化とも相俟って高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬エンドミルの場合、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高速切削条件で用いると、切削時に発生する高熱によって、特に切刃部の外周刃および底刃に、これがきわめて薄肉であることと相俟って、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生するようになるばかりでなく、前記外周刃および底刃の高温硬さの著しい低下とも重なって、外周刃および底刃の摩耗進行が促進し、この結果比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の従来被覆超硬エンドミルに着目し、これの耐熱塑性変形性の向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）例えば原料粉末として、Ｔｉ粉末およびＡｌ粉末、さらに酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）粉末を用い、これら原料粉末を所定の配合割合に配合し、混合した後、圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、通常の条件、例えば真空雰囲気中、５００〜６００℃の範囲内の所定の温度に所定時間保持の条件で焼結して、所定の組成をもった焼結体を形成し、例えばアークイオンプレーティング装置にて、前記焼結体をカソード電極（蒸発源）として用い、反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入して、上記超硬基体表面に硬質被覆層を形成すると、形成された硬質被覆層は、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎまたは（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮからなる素地にＡｌ２Ｏ３相が分散分布した組織をもつものとなること。
【０００６】
（ｂ）上記（ａ）の硬質被覆層の素地を、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎおよび（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮに特定し、かつこの素地に分散分布するＡｌ２Ｏ３相の割合を走査型電子顕微鏡による組織観察で５〜４０面積％とすると、この結果の混合相組織層は、前記素地の作用によるすぐれた靭性と共に、前記Ａｌ２Ｏ３相の作用による高硬度とすぐれた耐熱性を具備するようになること。
【０００７】
（ｃ）上記の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる単一相組織層のうちのいずれか、または両方と、上記（ｂ）の混合相組織層のうちのいずれか、または両方との交互積層とすると共に、これらの個々の層厚を平均層厚で０．０１〜０．１μｍのきわめて薄い薄層とした状態で、０．８〜１０μｍの全体平均層厚の硬質被覆層を構成すると、この硬質被覆層は前記両薄層による薄膜化交互積層構造によってそれぞれの薄層のもつ特性、すなわち上記単一相組織層（以下、第１薄層という）によるすぐれた靭性（耐欠損性）、上記混合相組織層（以下、第２薄層という）による高硬度とすぐれた耐熱性（耐熱塑性変形性）を具備するようになることから、この結果の被覆超硬エンドミルは、これを特に鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴なう高速切削加工に用いても、切刃部の外周刃や底刃に欠けやチッピングの発生がなく、かつ偏摩耗の原因となる熱塑性変形の発生も著しく抑制されるようになることから、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００８】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
超硬基体の表面に、０．８〜１０μｍの全体平均層厚で物理蒸着した硬質被覆層が、個々の平均層厚が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄層の交互積層からなり、
上記第１薄層を、アークイオンプレーティング装置にて、Ｔｉ−Ａｌ合金をカソード電極（蒸発源）として用い、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスからなる反応雰囲気中で形成され、かつ、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる単一相組織層のうちのいずれか、または両方で構成し、
上記第２薄層を、アークイオンプレーティング装置にて、ＴｉとＡｌとＡｌ２Ｏ３ の焼結体をカソード電極（蒸発源）として用い、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスからなる反応雰囲気中で形成され、かつ、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる素地に、Ａｌ２Ｏ３相が、走査型電子顕微鏡による組織観察で５〜４０面積％の割合で分散分布した組織を有する混合相組織層のうちのいずれか、または両方で構成してなる、高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬エンドミルに特徴を有するものである。
【０００９】
なお、この発明の被覆超硬エンドミルにおいて、硬質被覆層の交互積層を構成する第１薄層および第２薄層の個々の平均層厚をそれぞれ０．０１〜０．１μｍとしたのは、いずれの薄層においても、その平均層厚が０．０１μｍ未満になると、それぞれの薄層のもつ特性、すなわち第１薄層によるすぐれた靭性、第２薄層による高硬度とすぐれた耐熱性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚がそれぞれ０．１μｍを越えると、それぞれの薄層のもつ問題点、すなわち第１薄層による熱塑性変形および第２薄層による耐欠損性低下が硬質被覆層に現われるようになるという理由によるものである。
【００１０】
また、この発明の被覆超硬エンドミルにおいて、硬質被覆層の第１薄層の単一相組織層および第２薄層の混合相組織層の素地を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＡｌはＴｉＮおよびＴｉＣＮに対して硬さを高め、もって耐摩耗性を向上させるために固溶するものであり、したがって組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ｍＮｍ、のＸ値が原子比（以下同じ）で、０．３未満では所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その値が０．７を越えると、切刃部の外周刃や底刃に欠けやチッピングが発生し易くなると云う理由によりＸ値を０．３〜０．７と定めた。望ましくはＸ値を０．３５〜０．６５とするのがよい。
【００１１】
上記の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＣ成分には、硬さを向上させる作用があるので、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して相対的に高い硬さをもつが、この場合上記の組成式におけるＣ成分の割合が０．０１未満、すなわちｍ値が０．９９を越えると所定の硬さ向上効果が得られず、一方Ｃ成分の割合が０．４を越える、すなわちｍ値が０．６未満になると靭性が急激に低下するようになることから、ｍ値を０．６〜０．９９と定めた。望ましくはｍ値を０．８〜０．９とするのがよい。
【００１２】
さらに、上記の硬質被覆層の第２薄層の混合相組織層の素地に分散分布するＡｌ２Ｏ３相には、上記の通り高硬度とすぐれた耐熱性を付与し、もって高い発熱を伴なう、高速切削でも切刃部の外周刃や底刃に偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生するのを著しく抑制する作用があるが、第２薄層の混合相組織層におけるＡｌ２Ｏ３相の割合が、走査型電子顕微鏡による組織観察で５面積％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方同割合が４０面積％を超えると素地によってもたらされる靭性が急激に低下するよになることから、Ａｌ２Ｏ３相の割合を５〜４０面積％、望ましくは１０〜３０面積％と定めた。
【００１３】
また、硬質被覆層の全体平均層厚を０．８〜１０μｍとしたのは、その層厚が０．８μｍでは所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方その層厚が１０μｍを越えると、切刃部の外周刃や底刃に欠けやチッピングが発生し易くなるという理由によるものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の被覆超硬エンドミルを実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、表１に示される通りのＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ ３ Ｃ ２ 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表１に示される組合せで、かつ同じく表１に示される寸法（切刃部の直径×長さ）および形状をもった超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０をそれぞれ製造した。
【００１５】
また、原料粉末として、Ｔｉ粉末およびＡｌ粉末、さらにＡｌ２Ｏ３粉末を用い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、５００〜６００℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で焼結して、Ｔｉ、Ａｌ、およびＡｌ２Ｏ３の含有割合を所定の含有割合とした種々の第２薄層形成用焼結体を製造した。
さらに、別途第１薄層形成用としてＴｉとＡｌの含有割合が異なる各種のＴｉ−Ａｌ合金も用意した。
【００１６】
ついで、これらの超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に例示される通常のアークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に装着し、一方カソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもった第１薄層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金と第２薄層形成用焼結体を装置内の所定位置に装着し、またボンバート洗浄用金属Ｔｉも装着し、まず装置内を排気して０．５Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を７００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で回転する超硬基体に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、カソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を、第１薄層形成時には−１００Ｖ、第２薄層形成時には−３００ｖとする条件で行い、かつ前記第１薄層形成と第２薄層形成の間には反応ガス排出のための真空引きを１０秒間行う条件で、前記カソード電極（第１薄層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金または第２薄層形成用焼結体）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、表２、３に示される目標組成および目標層厚の第１薄層と第２薄層とを表４に示される組み合わせで、同じく表４に示される交互積層数からなる硬質被覆層を蒸着することにより、本発明被覆超硬エンドミル１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１７】
また、比較の目的で、同じく上記のアークイオンプレーティング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金を装着する以外は同一の条件で、上記超硬基体の表面に表５に示される通りの目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層または（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層で構成された硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬エンドミル１〜１３をそれぞれ製造した。
【００１８】
さらに、この結果得られた各種の被覆超硬エンドミルについて、これを構成する各種硬質被覆層の組成および層厚を、エネルギー分散型Ｘ線測定装置およびオージェ分光分析装置、さらに走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、表２〜５の目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚（任意５ヶ所測定の平均値との比較）を示した。
【００１９】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜１６よび従来被覆超硬エンドミル１〜１３のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜６および従来被覆超硬エンドミル１〜５については、
被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚さを有するＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
回転速度：１８００ｒ．ｐ．ｍ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：６５０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル７〜１１および従来被覆超硬エンドミル６〜９については、
被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚さを有するＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、
回転速度：３８００ｒ．ｐ．ｍ．、
溝深さ（切り込み）：４．５ｍｍ、
テーブル送り：４００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル１２〜１６および従来被覆超硬エンドミル１０〜１３については、
被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚さを有するＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
回転速度：６０００ｒ．ｐ．ｍ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：４２０ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、
をそれぞれ行い、いずれの湿式高速溝切削加工試験でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表４、５にそれぞれ示した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】
【発明の効果】
表４、５に示される結果から、硬質被覆層が第１薄層と第２薄層の交互多重積層からなる本発明被覆超硬エンドミル１〜１６は、いずれも鋼の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、高硬度とすぐれた耐熱性を有する前記第２薄層による作用で耐熱塑性変形性が著しく向上し、切刃部の外周面や底刃に偏摩耗の原因となる熱塑性変形の発生がなく、すぐれた靭性（耐欠損性）を有する前記第１薄層の作用とも相俟って、欠けやチッピングなどの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層の組成が実質的に前記第１薄層と同じ従来被覆超硬エンドミル１〜１３においては、いずれも高速切削時に発生する高熱によって偏摩耗の原因となる熱塑性変形を起し、このため摩耗進行が著しく促進し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆超硬エンドミルは、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での面加工や溝加工、さらに肩加工などの切削加工は勿論のこと、特にこれらの高速切削加工においてもすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、エンドミルによる切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は被覆超硬エンドミルを例示する概略正面図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図２】アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、高熱発生を伴なう鋼などの高速切削に用いた場合に、すぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル（以下、被覆超硬エンドミルという）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、一般に、鋼や鋳鉄などの被削材の面加工や溝加工、さらに肩加工などに、例えば図１（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面図で例示される形状を有する被覆超硬エンドミルが用いられており、また前記被覆超硬エンドミルとして、超硬基体の表面に、ＴｉとＡｌの複合窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］層のうちのいずれか、または両方で構成された硬質被覆層を０．８〜１０μｍの平均層厚で形成してなる被覆超硬エンドミルが知られている。
【０００３】
さらに、上記の被覆超硬エンドミルの硬質被覆層である（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層が、例えば図２に概略説明図で示される物理蒸着装置の１種であるアークイオンプレーティング装置を用い、ヒータで装置内を、例えば雰囲気を３Ｐａの真空として、５００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金がセットされたカソード電極（蒸発源）との間に、例えば電圧：３５Ｖ、電流：９０Ａの条件でアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入し、一方超硬基体には、例えばー２００Ｖのバイアス電圧を印加する条件で形成されることも良く知られるところである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
一方、近年の切削加工に対する省力化および省エネ化、さらに低コスト化の要求は強く、これに伴い、切削加工は切削機械の高性能化とも相俟って高速化の傾向にあるが、上記の従来被覆超硬エンドミルの場合、これを鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工に用いた場合には問題はないが、これを高速切削条件で用いると、切削時に発生する高熱によって、特に切刃部の外周刃および底刃に、これがきわめて薄肉であることと相俟って、偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生するようになるばかりでなく、前記外周刃および底刃の高温硬さの著しい低下とも重なって、外周刃および底刃の摩耗進行が促進し、この結果比較的短時間で使用寿命に至るのが現状である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の従来被覆超硬エンドミルに着目し、これの耐熱塑性変形性の向上を図るべく研究を行った結果、
（ａ）例えば原料粉末として、Ｔｉ粉末およびＡｌ粉末、さらに酸化アルミニウム（以下、Ａｌ２Ｏ３で示す）粉末を用い、これら原料粉末を所定の配合割合に配合し、混合した後、圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を、通常の条件、例えば真空雰囲気中、５００〜６００℃の範囲内の所定の温度に所定時間保持の条件で焼結して、所定の組成をもった焼結体を形成し、例えばアークイオンプレーティング装置にて、前記焼結体をカソード電極（蒸発源）として用い、反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入して、上記超硬基体表面に硬質被覆層を形成すると、形成された硬質被覆層は、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎまたは（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮからなる素地にＡｌ２Ｏ３相が分散分布した組織をもつものとなること。
【０００６】
（ｂ）上記（ａ）の硬質被覆層の素地を、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎおよび（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮに特定し、かつこの素地に分散分布するＡｌ２Ｏ３相の割合を走査型電子顕微鏡による組織観察で５〜４０面積％とすると、この結果の混合相組織層は、前記素地の作用によるすぐれた靭性と共に、前記Ａｌ２Ｏ３相の作用による高硬度とすぐれた耐熱性を具備するようになること。
【０００７】
（ｃ）上記の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる単一相組織層のうちのいずれか、または両方と、上記（ｂ）の混合相組織層のうちのいずれか、または両方との交互積層とすると共に、これらの個々の層厚を平均層厚で０．０１〜０．１μｍのきわめて薄い薄層とした状態で、０．８〜１０μｍの全体平均層厚の硬質被覆層を構成すると、この硬質被覆層は前記両薄層による薄膜化交互積層構造によってそれぞれの薄層のもつ特性、すなわち上記単一相組織層（以下、第１薄層という）によるすぐれた靭性（耐欠損性）、上記混合相組織層（以下、第２薄層という）による高硬度とすぐれた耐熱性（耐熱塑性変形性）を具備するようになることから、この結果の被覆超硬エンドミルは、これを特に鋼や鋳鉄などの高熱発生を伴なう高速切削加工に用いても、切刃部の外周刃や底刃に欠けやチッピングの発生がなく、かつ偏摩耗の原因となる熱塑性変形の発生も著しく抑制されるようになることから、すぐれた耐摩耗性を長期に亘って発揮するようになること。
以上（ａ）〜（ｃ）に示される研究結果を得たのである。
【０００８】
この発明は、上記の研究結果に基づいてなされたものであって、
超硬基体の表面に、０．８〜１０μｍの全体平均層厚で物理蒸着した硬質被覆層が、個々の平均層厚が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄層の交互積層からなり、
上記第１薄層を、アークイオンプレーティング装置にて、Ｔｉ−Ａｌ合金をカソード電極（蒸発源）として用い、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスからなる反応雰囲気中で形成され、かつ、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる単一相組織層のうちのいずれか、または両方で構成し、
上記第２薄層を、アークイオンプレーティング装置にて、ＴｉとＡｌとＡｌ２Ｏ３ の焼結体をカソード電極（蒸発源）として用い、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスからなる反応雰囲気中で形成され、かつ、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層からなる素地に、Ａｌ２Ｏ３相が、走査型電子顕微鏡による組織観察で５〜４０面積％の割合で分散分布した組織を有する混合相組織層のうちのいずれか、または両方で構成してなる、高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する被覆超硬エンドミルに特徴を有するものである。
【０００９】
なお、この発明の被覆超硬エンドミルにおいて、硬質被覆層の交互積層を構成する第１薄層および第２薄層の個々の平均層厚をそれぞれ０．０１〜０．１μｍとしたのは、いずれの薄層においても、その平均層厚が０．０１μｍ未満になると、それぞれの薄層のもつ特性、すなわち第１薄層によるすぐれた靭性、第２薄層による高硬度とすぐれた耐熱性を硬質被覆層に十分に具備せしめることができず、一方その平均層厚がそれぞれ０．１μｍを越えると、それぞれの薄層のもつ問題点、すなわち第１薄層による熱塑性変形および第２薄層による耐欠損性低下が硬質被覆層に現われるようになるという理由によるものである。
【００１０】
また、この発明の被覆超硬エンドミルにおいて、硬質被覆層の第１薄層の単一相組織層および第２薄層の混合相組織層の素地を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＡｌはＴｉＮおよびＴｉＣＮに対して硬さを高め、もって耐摩耗性を向上させるために固溶するものであり、したがって組成式：（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｎおよび同（Ｔｉ１−ＸＡｌＸ）Ｃ１−ｍＮｍ、のＸ値が原子比（以下同じ）で、０．３未満では所望の耐摩耗性を確保することができず、一方その値が０．７を越えると、切刃部の外周刃や底刃に欠けやチッピングが発生し易くなると云う理由によりＸ値を０．３〜０．７と定めた。望ましくはＸ値を０．３５〜０．６５とするのがよい。
【００１１】
上記の（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＣ成分には、硬さを向上させる作用があるので、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層は上記（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層に比して相対的に高い硬さをもつが、この場合上記の組成式におけるＣ成分の割合が０．０１未満、すなわちｍ値が０．９９を越えると所定の硬さ向上効果が得られず、一方Ｃ成分の割合が０．４を越える、すなわちｍ値が０．６未満になると靭性が急激に低下するようになることから、ｍ値を０．６〜０．９９と定めた。望ましくはｍ値を０．８〜０．９とするのがよい。
【００１２】
さらに、上記の硬質被覆層の第２薄層の混合相組織層の素地に分散分布するＡｌ２Ｏ３相には、上記の通り高硬度とすぐれた耐熱性を付与し、もって高い発熱を伴なう、高速切削でも切刃部の外周刃や底刃に偏摩耗の原因となる熱塑性変形が発生するのを著しく抑制する作用があるが、第２薄層の混合相組織層におけるＡｌ２Ｏ３相の割合が、走査型電子顕微鏡による組織観察で５面積％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方同割合が４０面積％を超えると素地によってもたらされる靭性が急激に低下するよになることから、Ａｌ２Ｏ３相の割合を５〜４０面積％、望ましくは１０〜３０面積％と定めた。
【００１３】
また、硬質被覆層の全体平均層厚を０．８〜１０μｍとしたのは、その層厚が０．８μｍでは所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方その層厚が１０μｍを越えると、切刃部の外周刃や底刃に欠けやチッピングが発生し易くなるという理由によるものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の被覆超硬エンドミルを実施例により具体的に説明する。
原料粉末として、表１に示される通りのＷＣ粉末、ＴｉＣ粉末、ＺｒＣ粉末、ＶＣ粉末、ＴａＣ粉末、ＮｂＣ粉末、Ｃｒ ３ Ｃ ２ 粉末、ＴｉＮ粉末、ＴａＮ粉末、およびＣｏ粉末を用意し、これら原料粉末をそれぞれ表１に示される配合組成に配合し、さらにワックスを加えてアセトン中で２４時間ボールミル混合し、減圧乾燥した後、１００ＭＰａの圧力で所定形状の各種の圧粉体にプレス成形し、これらの圧粉体を、６Ｐａの真空雰囲気中、７℃／分の昇温速度で１３７０〜１４７０℃の範囲内の所定の温度に昇温し、この温度に１時間保持後、炉冷の条件で焼結して、直径が８ｍｍ、１３ｍｍ、および２６ｍｍの３種の超硬基体形成用丸棒焼結体を形成し、さらに前記の３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、表１に示される組合せで、かつ同じく表１に示される寸法（切刃部の直径×長さ）および形状をもった超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０をそれぞれ製造した。
【００１５】
また、原料粉末として、Ｔｉ粉末およびＡｌ粉末、さらにＡｌ２Ｏ３粉末を用い、これら原料粉末を所定の配合組成に配合し、ボールミルで７２時間湿式混合し、乾燥した後、１００ＭＰａ の圧力で圧粉体にプレス成形し、この圧粉体を６Ｐａの真空中、５００〜６００℃の範囲内の所定の温度に１時間保持の条件で焼結して、Ｔｉ、Ａｌ、およびＡｌ２Ｏ３の含有割合を所定の含有割合とした種々の第２薄層形成用焼結体を製造した。
さらに、別途第１薄層形成用としてＴｉとＡｌの含有割合が異なる各種のＴｉ−Ａｌ合金も用意した。
【００１６】
ついで、これらの超硬基体Ａ−１〜Ａ−１０のそれぞれを、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図２に例示される通常のアークイオンプレーティング装置内の回転テーブル上に装着し、一方カソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもった第１薄層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金と第２薄層形成用焼結体を装置内の所定位置に装着し、またボンバート洗浄用金属Ｔｉも装着し、まず装置内を排気して０．５Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を７００℃に加熱した後、前記回転テーブル上で回転する超硬基体に−１０００Ｖのバイアス電圧を印加して、カソード電極の前記金属Ｔｉとアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって超硬基体表面をＴｉボンバート洗浄し、ついで装置内に反応ガスとして窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスを導入して４Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記超硬基体に印加するバイアス電圧を、第１薄層形成時には−１００Ｖ、第２薄層形成時には−３００ｖとする条件で行い、かつ前記第１薄層形成と第２薄層形成の間には反応ガス排出のための真空引きを１０秒間行う条件で、前記カソード電極（第１薄層形成用Ｔｉ−Ａｌ合金または第２薄層形成用焼結体）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記超硬基体の表面に、表２、３に示される目標組成および目標層厚の第１薄層と第２薄層とを表４に示される組み合わせで、同じく表４に示される交互積層数からなる硬質被覆層を蒸着することにより、本発明被覆超硬エンドミル１〜１６をそれぞれ製造した。
【００１７】
また、比較の目的で、同じく上記のアークイオンプレーティング装置にて、カソード電極（蒸発源）として、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金を装着する以外は同一の条件で、上記超硬基体の表面に表５に示される通りの目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層または（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層で構成された硬質被覆層を蒸着することにより、従来被覆超硬エンドミル１〜１３をそれぞれ製造した。
【００１８】
さらに、この結果得られた各種の被覆超硬エンドミルについて、これを構成する各種硬質被覆層の組成および層厚を、エネルギー分散型Ｘ線測定装置およびオージェ分光分析装置、さらに走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、表２〜５の目標組成および目標層厚と実質的に同じ組成および平均層厚（任意５ヶ所測定の平均値との比較）を示した。
【００１９】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜１６よび従来被覆超硬エンドミル１〜１３のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜６および従来被覆超硬エンドミル１〜５については、
被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚さを有するＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
回転速度：１８００ｒ．ｐ．ｍ．、
溝深さ（切り込み）：４ｍｍ、
テーブル送り：６５０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル７〜１１および従来被覆超硬エンドミル６〜９については、
被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚さを有するＪＩＳ・Ｓ５０Ｃの板材、
回転速度：３８００ｒ．ｐ．ｍ．、
溝深さ（切り込み）：４．５ｍｍ、
テーブル送り：４００ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、本発明被覆超硬エンドミル１２〜１６および従来被覆超硬エンドミル１０〜１３については、
被削材：１００ｍｍ×２５０の平面寸法、５０ｍｍの厚さを有するＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
回転速度：６０００ｒ．ｐ．ｍ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：４２０ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄の湿式高速溝切削加工試験（水溶性切削油使用）、
をそれぞれ行い、いずれの湿式高速溝切削加工試験でも外周刃の逃げ面摩耗量が使用寿命の目安とされる０．１ｍｍに至るまでの切削長を測定した。この測定結果を表４、５にそれぞれ示した。
【００２０】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
【発明の効果】
表４、５に示される結果から、硬質被覆層が第１薄層と第２薄層の交互多重積層からなる本発明被覆超硬エンドミル１〜１６は、いずれも鋼の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、高硬度とすぐれた耐熱性を有する前記第２薄層による作用で耐熱塑性変形性が著しく向上し、切刃部の外周面や底刃に偏摩耗の原因となる熱塑性変形の発生がなく、すぐれた靭性（耐欠損性）を有する前記第１薄層の作用とも相俟って、欠けやチッピングなどの発生なく、すぐれた耐摩耗性を発揮するのに対して、硬質被覆層の組成が実質的に前記第１薄層と同じ従来被覆超硬エンドミル１〜１３においては、いずれも高速切削時に発生する高熱によって偏摩耗の原因となる熱塑性変形を起し、このため摩耗進行が著しく促進し、比較的短時間で使用寿命に至ることが明らかである。
上述のように、この発明の被覆超硬エンドミルは、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での面加工や溝加工、さらに肩加工などの切削加工は勿論のこと、特にこれらの高速切削加工においてもすぐれた耐摩耗性を発揮するものであるから、エンドミルによる切削加工の省力化および省エネ化、さらに低コスト化に十分満足に対応できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は被覆超硬エンドミルを例示する概略正面図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図２】アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
Claims (1)
- 炭化タングステン基超硬合金基体の表面に、０．８〜１０μｍの全体平均層厚で物理蒸着した硬質被覆層が、個々の平均層厚が０．０１〜０．１μｍの第１薄層と第２薄層の交互積層からなり、
上記第１薄層を、アークイオンプレーティング装置にて、Ｔｉ−Ａｌ合金をカソード電極（蒸発源）として用い、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスからなる反応雰囲気中で形成され、かつ、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物からなる単一相組織層のうちのいずれか、または両方で構成し、
上記第２薄層を、アークイオンプレーティング装置にて、ＴｉとＡｌと酸化アルミニウムの焼結体をカソード電極（蒸発源）として用い、窒素ガス、または窒素ガスとメタンガスからなる反応雰囲気中で形成され、かつ、組成式：［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｎおよび同［Ｔｉ１−ＸＡｌＸ］Ｃ１−ｍＮｍで表わした場合、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、原子比で、Ｘ：０．３０〜０．７０、ｍ：０．６〜０．９９を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物からなる素地に、酸化アルミニウム相が、走査型電子顕微鏡による組織観察で５〜４０面積％の割合で分散分布した組織を有する混合相組織層のうちのいずれか、または両方で構成したこと、
を特徴とする高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001051311A JP3619994B2 (ja) | 2001-02-27 | 2001-02-27 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001051311A JP3619994B2 (ja) | 2001-02-27 | 2001-02-27 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002254236A JP2002254236A (ja) | 2002-09-10 |
| JP3619994B2 true JP3619994B2 (ja) | 2005-02-16 |
Family
ID=18912119
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001051311A Expired - Fee Related JP3619994B2 (ja) | 2001-02-27 | 2001-02-27 | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3619994B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6503818B2 (ja) * | 2015-03-20 | 2019-04-24 | 三菱マテリアル株式会社 | 表面被覆切削工具 |
-
2001
- 2001-02-27 JP JP2001051311A patent/JP3619994B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002254236A (ja) | 2002-09-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2007152456A (ja) | 高硬度鋼の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP6296295B2 (ja) | 耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
| JP2009090395A (ja) | 重切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐欠損性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP3620456B2 (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製ドリル | |
| JP2020151774A (ja) | 耐熱亀裂性および耐欠損性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
| JP2002263941A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた放熱性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP3619994B2 (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP2010207917A (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP2019018286A (ja) | 硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性と耐チッピング性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP3619996B2 (ja) | 高速重切削ですぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP2012076156A (ja) | 超硬合金およびその製造方法 | |
| JP4120500B2 (ja) | 高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2007152457A (ja) | 耐熱合金の高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆切削工具 | |
| JP4244379B2 (ja) | 高速切削加工で表面被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2020131426A (ja) | 表面被覆切削工具 | |
| JP3451949B2 (ja) | 基体が高靭性を有する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP3991262B2 (ja) | 高速切削加工ですぐれた耐摩耗性を発揮する硬質被覆層を切削工具表面に形成する方法 | |
| JP2002187004A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製エンドミル | |
| JP2002254228A (ja) | 高速切削ですぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製ドリル | |
| JP3959737B2 (ja) | 高速歯切加工ですぐれた耐チッピング性を発揮する硬質被覆層を超硬合金製むく歯切工具の表面に形成する方法 | |
| JP4697389B2 (ja) | 高速切削加工で硬質被覆層がすぐれた耐摩耗性を発揮する表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP3451857B2 (ja) | 耐摩耗性のすぐれた表面被覆超硬合金製切削工具 | |
| JP2019171495A (ja) | 耐熱亀裂性および耐摩耗性にすぐれた表面被覆切削工具 | |
| JP2002273615A (ja) | 高速切削加工で切刃部がすぐれた耐チッピング性を発揮する表面被覆炭窒化チタン系サーメット製エンドミル | |
| WO2022208654A1 (ja) | 表面被覆切削工具 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20041104 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| R360 | Written notification for declining of transfer of rights |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R360 |
|
| R371 | Transfer withdrawn |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R371 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081126 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081126 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091126 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091126 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101126 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101126 Year of fee payment: 6 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101126 Year of fee payment: 6 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101126 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111126 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121126 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121126 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131126 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |