(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アークイオンプレーティング装置にて、炭化タングステン基超硬合金で構成されたエンドミル基体の表面に、
（ａ）カソード電極（蒸発源）として金属Ｔｉを用い、反応ガスとしてメタンガス、窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して形成された、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層のうちのいずれか、または２種以上からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、反応ガスとして窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して形成された、組成式：（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｎおよび同（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｃ1-ｍ  Ｎｍ  で現した場合、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は０．３０〜０．７０、ｍは０．５〜０．９９を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層のうちのいずれか、または両方からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして酸素を導入して形成された酸化アルミニウム層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
（ｄ）カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして窒素ガスを導入して形成された窒化アルミニウム層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する表面放熱層、
以上（ａ）〜（ｄ）で構成された耐摩耗被覆層を形成してなる、耐摩耗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。
【請求項２】
アークイオンプレーティング装置にて、炭化タングステン基超硬合金で構成されたドリル基体の表面に、
（ａ）カソード電極（蒸発源）として金属Ｔｉを用い、反応ガスとしてメタンガス、窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して形成された、Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層のうちのいずれか、または２種以上からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、反応ガスとして窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して形成された、組成式：（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｎおよび同（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｃ1-ｍ  Ｎｍ  で現した場合、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は０．３０〜０．７０、ｍは０．５〜０．９９を満足するＴｉとＡｌの複合窒化物層およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層のうちのいずれか、または両方からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして酸素を導入して形成された酸化アルミニウム層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
（ｄ）カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして窒素ガスを導入して形成された窒化アルミニウム層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する表面放熱層、
以上（ａ）〜（ｄ）で構成された耐摩耗被覆層を形成してなる、耐摩耗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ドリル。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、特に高熱発生を伴なう鋼などの高速切削で、耐摩耗被覆層がすぐれた放熱性を発揮して、過熱による摩耗進行を抑制し、もって一段の使用寿命の延命化を可能ならしる表面被覆超硬合金製エンドミルおよびドリル（以下、被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルと云う）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
切削工具として、各種の鋼や鋳鉄などの被削材の穴あけ切削加工などに用いられる被覆超硬ドリルや被覆超硬ミニチュアドリル、さらに前記被削材の面削加工や溝加工、肩加工などに用いられるソリッドタイプの被覆超硬エンドミルが知られている。
【０００３】
また、炭化タングステン（以下、ＷＣで示す）基超硬合金からなるエンドミル基体またはドリル基体の表面に、図１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７００℃の温度に加熱した状態で、アノード電極と、下地強靭層形成には金属Ｔｉ、下側硬質層形成には所定組成を有するＴｉ−Ａｌ合金、さらに上側硬質層形成には金属Ａｌがセットされたカソード電極（蒸発源）との間にアーク放電を発生させ、同時に装置内に反応ガスとしてメタンガスおよび／または窒素ガス、あるいは酸素を導入し、一方前記アノード電極およびカソード電極と所定間隔をもって対向配置されたエンドミル基体またはドリル基体には、例えば−１２０Ｖのバイアス電圧を印加した条件で、
（ａ）Ｔｉの炭化物層、窒化物層、および炭窒化物層（以下、それぞれＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層で示す）のうちの１種の単層または２種以上の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）組成式：（Ｔｉ1-XＡｌX）Ｎおよび同（Ｔｉ1 -X ＡｌX ）Ｃ1-ｍ  Ｎｍ  （ただし、原子比で、厚さ方向中央部のオージェ分光分析装置による測定で、Ｘは０．３〜０．７、ｍは０．５〜０．９９を示す）を有するＴｉとＡｌの複合窒化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎで示す］およびＴｉとＡｌの複合炭窒化物層［以下、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮで示す］のうちのいずれかの単層、または両方の複層からなり、かつ０．１〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）酸化アルミニウム（以下、Ａｌ2Ｏ3で示す）層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
以上（ａ）〜（ｃ）で構成された耐摩耗被覆層を形成することにより被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルを製造する試みがなされている。
【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または被覆超硬ドリルにおいては、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、切削加工時に発生する高熱によって、特に耐摩耗被覆層の温度が上昇し、この結果耐摩耗被覆層の摩耗は一段と促進されるようになることから、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または被覆超硬ドリルに着目し、特に高速切削時における耐摩耗被覆層の温度上昇を抑制すべく研究を行った結果、
上記の従来被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルの耐摩耗被覆層の表面層として、同じくアークイオンプレーティング装置を用い、カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして窒素ガスを導入して窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮで示す）層を形成すると、この結果の耐摩耗被覆層においては、前記ＡｌＮ層がすぐれた熱伝導性および熱的安定性を発揮するようになって、耐摩耗被覆層の放熱性が一段と向上し、高速切削時に発生する高熱に曝されても耐摩耗被覆層自体の過熱は著しく抑制され、かつ前記下地強靭層、下側硬質層、および上側硬質層によって耐摩耗被覆層はすぐれた靭性と高温硬さ、さらにすぐれた耐熱性も併せ持つようになることから、この耐摩耗被覆層を形成してなる被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルは、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、耐摩耗被覆層はすぐれた放熱性を発揮し、これ自体の過熱による摩耗進行が抑制され、一段とすぐれた耐摩耗性を発揮するようになる、という研究結果を得たのである。
【０００６】
この発明は、上記の研究結果にもとづいてなされたものであって、アークイオンプレーティング装置にて、ＷＣ基超硬合金で構成されたエンドミル基体またはドリル基体の表面に、
（ａ）カソード電極（蒸発源）として金属Ｔｉを用い、反応ガスとしてメタンガス、窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して形成された、ＴｉＣ層、ＴｉＮ層、およびＴｉＣＮ層のうちの１種の単層または２種以上の複層からなり、かつ０．１〜１０μｍの平均層厚を有する下地強靭層、
（ｂ）カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、反応ガスとして窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して形成された、組成式：（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｎおよび同（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｃ1-ｍ  Ｎｍ  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：０．５〜０．９９を満足する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれか、または両方からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する下側硬質層、
（ｃ）カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして酸素を導入して形成されたＡｌ2 Ｏ3層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する上側硬質層、
（ｄ）カソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、反応ガスとして窒素ガスを導入して形成されたＡｌＮ層からなり、かつ０．５〜１５μｍの平均層厚を有する表面放熱層、
以上（ａ）〜（ｄ）で構成した耐摩耗被覆層を形成してなる、耐摩耗被覆層がすぐれた放熱性を発揮する被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルに特徴を有するものである。
【０００７】
つぎに、この発明の被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルにおいて、これの耐摩耗被覆層を構成する下地強靭層、下側硬質層、上側硬質層、および表面放熱層について説明する。
（ａ）下地強靭層
下地強靭層には、耐摩耗被覆層にすぐれた靭性と強度を付与する作用があるが、その平均層厚が０．１μｍ未満では、前記作用に所望の効果が得られず、一方その平均層厚が１０μｍを越えると、切削時に発生する高熱によって熱塑性変形を起し、切刃に偏摩耗が発生し、これが原因で摩耗進行が急激に促進されるようになることから、その平均層厚を０．１〜１０μｍと定めた。
【０００８】
（ｂ）下側硬質層
下側硬質層を構成する（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層には、耐摩耗被覆層に硬さと靭性を付与せしめ、もってチッピングの発生なく、すぐれた耐摩耗性を上側硬質層との共存において発揮する作用がある。すなわち前記下側硬質層におけるＡｌは高靭性を有するＴｉＮ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-X ＡｌX ）Ｎおよび同（Ｔｉ1-X ＡｌX ）Ｃ1-ｍ  Ｎｍ  のＸ値が０．３未満では所望の硬さ向上効果が得られず、一方その値が０．７を越えると、耐摩耗被覆層に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（原子比）と定めたものであり、また、（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層におけるＣ成分には、さらに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０．５を越える、すなわちｍ値が０．５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０．５〜０．９９と定めたのである。
また、この場合その平均層厚が０．５μｍ未満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１５μｍを越えると、耐摩耗被覆層にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．５〜１５μｍと定めた。
【０００９】
（ｃ）上側硬質層
上側硬質層を構成するＡｌ2Ｏ3層は、すぐれた高温硬さと耐熱性を有し、上記の下側硬質層と共存した状態で耐摩耗被覆層の耐摩耗性を一段と向上させる作用があるが、その平均層厚が０．５μｍでは所望のすぐれた耐摩耗性を確保することができず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると、耐摩耗被覆層にチッピングが発生し易くなることから、その平均層厚を０．５〜１５μｍと定めた。
【００１０】
（ｄ）表面放熱層
表面放熱層には、上記の通り耐摩耗被覆層にすぐれた熱伝導性と熱的安定性を付与せしめ、もって放熱性の一段の向上をもたらす作用があるが、その平均層厚が０．５μｍ未満では前記作用に所望の向上効果が得られず、一方その平均層厚が１５μｍを越えると切刃部に偏摩耗が発生し易くなり、これが摩耗進行を促進するようになることから、その平均層厚を０．５〜１５μｍと定めた。
【００１１】
さらに、上記耐摩耗被覆層の上に、最表面層として、必要に応じてＴｉＮ層を０．１〜２μｍの平均層厚で形成してもよく、これはＴｉＮ層が黄金色の色調を有し、この色調によって被覆超硬エンドミルおよびドリルの使用前と使用後の識別が容易になるという理由からで、この場合その層厚が０．１μｍ未満では前記色調の付与が不十分であり、一方前記色調の付与は２μｍまでの平均層厚で十分である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
ついで、この発明の被覆超硬エンドミルまたは被覆超硬ドリルを実施例により具体的に説明する。
（実施例１）
原料粉末として、平均粒径：５．５μｍを有する中粗粒ＷＣ粉末、同０．８μｍの微粒ＷＣ粉末、同１．３μｍのＴａＣ粉末、同１．２μｍのＮｂＣ粉末、同１．２μｍのＺｒＣ粉末、同２．３μｍのＣｒ3Ｃ2粉末、同１．５μｍのＶＣ粉末、同１．０μｍの（Ｔｉ，Ｗ）Ｃ粉末、および同１．８μｍの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、切刃部の直径×長さがそれぞれ６ｍｍ×１３ｍｍ、１０ｍｍ×２２ｍｍ、および２０ｍｍ×４５ｍｍの寸法をもったエンドミル基体ａ〜ｇをそれぞれ製造した。
【００１３】
ついで、これらのエンドミル基体ａ〜ｇの表面を、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、図１に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、一方カソード電極（蒸発源）として、金属Ｔｉ（下地強靭層形成用）、種々の成分組成をもったＴｉ−Ａｌ合金（下側硬質層形成用）、さらに金属Ａｌ（上側硬質層形成用）をそれぞれ装着し、
装置内を排気して１．３×１０-3Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を５００℃に加熱した後、Ａｒガスを装置内に導入して２．５ＰａのＡｒ雰囲気とし、この状態でエンドミル基体に−８００Ｖの電圧を印加して前記基体表面をＡｒガスボンバート洗浄し、
ついで装置内を１．３×１０-3Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を６００〜７００℃の範囲内の所定の温度に加熱した状態で、装置内に反応ガスとしてメタンガス、窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入して２．８Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記基体に印加するバイアス電圧を−１５０Ｖに下げて、前記カソード電極（金属Ｔｉ）とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、もって前記基体のそれぞれの表面に、表２に示される目標組成および目標層厚の下地強靭層を形成し、
カソード電極（蒸発源）としてＴｉ−Ａｌ合金を用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして窒素ガス、またはメタンガスと窒素ガスを導入する以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、前記下地強靭層の表面に、同じく表２に示される目標組成および目標層厚の（Ｔｉ，Ａｌ）Ｎ層および（Ｔｉ，Ａｌ）ＣＮ層のうちのいずれか、または両方からなる下側硬質層を形成し、
さらにカソード電極（蒸発源）として金属Ａｌを用い、アノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして酸素を導入して１．３Ｐａの反応雰囲気とすると共に、前記基体に印加するパルスバイアス電圧を−３００Ｖとする以外は前記下地強靭層形成条件と同一の条件で、前記下側硬質層の表面に、同じく表２に示される目標層厚のＡｌ2Ｏ3層からなる上側硬質層を形成することにより、耐摩耗被覆層が以上の下地強靭層、下側硬質層、および上側硬質層からなり、かつ図２（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に切刃部の概略横断面図で示される形状を有する比較被覆超硬エンドミル１〜７をそれぞれ製造した。
【００１４】
さらに、上記の比較被覆超硬エンドミル１〜７の表面に、同じく図１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、金属Ａｌを装着し、装置内を排気して１．３×１０-3Ｐａの真空に保持しながら、ヒーターで装置内を６００〜７００℃の範囲内の所定の温度に加熱した状態で、前記カソード電極とアノード電極との間にアーク放電を発生させ、装置内に反応ガスとして、窒素ガスを導入して３Ｐａの反応雰囲気とし、かつ基体に印加するパルスバイアス電圧を−２８０Ｖとすることにより、表３に示される目標層厚の表面放熱層を耐摩耗被覆層の構成層として蒸着形成することにより同じく図２に示される形状をもった本発明被覆超硬エンドミル１〜７をそれぞれ製造した。
【００１５】
また、この結果得られた各種の被覆超硬エンドミルについて、これの耐摩耗被覆層の構成層の組成および層厚を、オージェ分光分析装置および走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、表２，３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。
【００１６】
つぎに、上記本発明被覆超硬エンドミル１〜７および比較被覆超硬エンドミル１〜７のうち、本発明被覆超硬エンドミル１〜３および比較被覆超硬エンドミル１〜３については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＣＭ４４０の板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：３ｍｍ、
テーブル送り：５２０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝加工試験、本発明被覆超硬エンドミル４，５および比較被覆超硬エンドミル４，５については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＫＤ６１（硬さＨＲＣ５０）の板材、
切削速度：７５ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：５ｍｍ、
テーブル送り：１５０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の乾式高速溝加工試験、本発明被覆超硬エンドミル６，７および比較被覆超硬エンドミル６，７については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ３００の板材、
切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ．、
溝深さ（切り込み）：８ｍｍ、
テーブル送り：３００ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄の乾式高速溝加工試験をそれぞれ行い、いずれの高速溝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に至るまでの切削溝長を測定した。この測定結果を表２，３にそれぞれ示した。
【００１７】
【表１】
0003847117.tif 000002
【００１８】
【表２】
0003847117.tif 000003
【００１９】
【表３】
0003847117.tif 000004
【００２０】
（実施例２）
上記の実施例１で製造した直径が８ｍｍ（エンドミル基体ｂ，ｃ形成用）、１３ｍｍ（エンドミル基体ｄ，ｅ形成用）、および２６ｍｍ（エンドミル基体ｇ形成用）の３種の丸棒焼結体を用い、この３種の丸棒焼結体から、研削加工にて、溝形成部の直径×長さがそれぞれ４ｍｍ×１３ｍｍ（ドリル基体ｂ′，ｃ′）、８ｍｍ×２２ｍｍ（ドリル基体ｄ′，ｅ′）、および１６ｍｍ×４５ｍｍ（ドリル基体ｇ′）の寸法をもったドリル基体ｂ′〜ｅ′およびｇ′をそれぞれ製造した。
【００２１】
ついで、これらのドリル基体ｂ′〜ｅ′およびｇ′の表面に、アセトン中で超音波洗浄し、乾燥した状態で、同じく図１に例示される通常のアークイオンプレーティング装置に装入し、上記実施例１と同じ条件で、表４に示される目標組成および目標層厚の下地強靭層、下側硬質層、および上側硬質層からなる耐摩耗被覆層を蒸着形成することにより、図３（ａ）に概略正面図で、同（ｂ）に溝形成部の概略横断面図で示される形状を有する比較被覆超硬ドリル１〜５をそれぞれ製造した。
【００２２】
さらに、上記の比較被覆超硬ドリル１〜５の表面に、同じくアークイオンプレーティング装置にて、上記実施例１と同一の条件で、表５に示される目標層厚の表面放熱層を耐摩耗被覆層の構成層として蒸着形成することにより、同じく図３に示される形状をもった本発明被覆超硬ドリル１〜５をそれぞれ製造した。
【００２３】
さらに、この結果得られた各種の被覆超硬ドリルについて、同じくこれの耐摩耗被覆層の構成層の組成および層厚を、オージェ分光分析装置および走査型電子顕微鏡を用いて測定したところ、表４，５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。
【００２４】
つぎに、上記本発明被覆超硬ドリル１〜５および比較被覆超硬ドリル１〜５のうち、本発明被覆超硬ドリル１，２および比較被覆超硬ドリル１，２については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・Ｓ４５Ｃの板材、
回転速度：８２００ｍｉｎ−１、
送り：１１５０ｍｍ／分、
の条件での炭素鋼の湿式高速穴あけ加工試験、本発明被覆超硬ドリル３，４および比較被覆超硬ドリル３，４については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＳＮＣＭ４３９の板材、
回転速度：４０００ｍｉｎ−１、
送り：７２０ｍｍ／分、
の条件での合金鋼の湿式高速穴あけ加工試験、本発明被覆超硬ドリル５および比較被覆超硬ドリル５については、
被削材：平面寸法：１００ｍｍ×２５０ｍｍ、厚さ：５０ｍｍのＪＩＳ・ＦＣ２５０の板材、
回転速度：１８００ｍｉｎ−１、
送り：４８０ｍｍ／分、
の条件での鋳鉄の湿式高速穴あけ加工試験、
をそれぞれ行い、いずれの湿式（水溶性切削油使用）高速穴あけ加工試験でも先端切刃面の逃げ面摩耗幅が０．３ｍｍに至るまでの穴あけ加工数を測定した。この測定結果を表４，５にそれぞれ示した。
【００２５】
【表４】
0003847117.tif 000005
【００２６】
【表５】
0003847117.tif 000006
【００２７】
【発明の効果】
表２〜５に示される結果から、本発明被覆超硬エンドミル１〜７または本発明被覆超硬ドリル１〜５は、いずれも各種鋼の切削加工を高い発熱を伴う高速で行っても、表面放熱層の発揮するすぐれた熱伝導性および熱的安定性によって耐摩耗被覆層はすぐれた放熱性を発揮し、耐摩耗被覆層自体が過熱されることがなくなることから、同じく構成層である下地強靭層、下側硬質層、および上側硬質層の作用と相俟って、切刃に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、耐摩耗被覆層の構成層として前記表面放熱層の形成がない比較被覆超硬エンドミル１〜７および比較被覆超硬ドリル１〜５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耐摩耗被覆層自体の温度が上昇し、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または被覆超硬ドリルは、各種の鋼や鋳鉄などの通常の条件での切削加工は勿論のこと、特に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、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】  アークイオンプレーティング装置の概略説明図である。
【図２】  （ａ）は被覆超硬エンドミルの概略正面図、（ｂ）は同切刃部の概略横断面図である。
【図３】  （ａ）は被覆超硬ドリルの概略正面図、（ｂ）は同溝形成部の概略横断面図である。
【図１】
0003847117.tif 000007
【図２】
0003847117.tif 000008
【図３】
0003847117.tif 000009