CN103764597A - 立方氮化硼复合多晶体及其制造方法、以及切削工具、拉丝模具和研磨工具 - Google Patents

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Abstract

一种立方氮化硼复合多晶物质，其具有粒状立方氮化硼（1）和板状立方氮化硼（2）。粒状立方氮化硼（1）的平均粒径为500nm以下。板状立方氮化硼（2）的短边（3）的最大值为10nm以上10000nm以下。因此本发明能够提供具有高硬度的立方氮化硼复合多晶物质及其制造方法，以及切削工具、拉丝模具和研磨工具。

Description

立方氮化硼复合多晶体及其制造方法、以及切削工具、拉丝模具和研磨工具
技术领域
本发明的一个方面涉及立方氮化硼复合多晶体及其制造方法，以及切削工具、拉丝模具和研磨工具，具体而言，涉及可用于黑色金属材料用切削工具和耐磨工具的立方氮化硼复合多晶体、包含该多晶体的切削工具、拉丝模具和研磨工具。
本发明的另一个方面涉及含有纤锌矿型氮化硼（wBN）和立方氮化硼（cBN）的立方氮化硼复合多晶体及其制造方法，以及切削工具、拉丝模具和研磨工具，具体而言，涉及可用于切削黑色金属材料的立方氮化硼复合多晶体、包含该多晶体的切削工具、拉丝模具和研磨工具。
背景技术
传统上，用作切削工具或耐磨工具的立方氮化硼（cBN）烧结体中含有烧结剂或粘合剂如TiN、TiC和Co。该烧结体是通过在约4GPa至5GPa的压力下将cBN粉末与烧结剂或粘合剂烧结而得到的。该烧结体中含有约10%至40%的粘合剂。粘合剂极大地影响烧结体的强度、耐热性和热扩散性，尤其在切削黑色金属材料时，在切削刃上容易出现缺陷和裂纹，这缩短了工具的寿命。
作为延长工具寿命的方法，已知有不使用粘合剂的cBN烧结体制造方法。在该方法中，将六方氮化硼（hBN）和诸如氮硼化镁之类的催化剂用作原材料，将它们烧结并反应。根据该方法，由于不使用粘合剂，cBN个体彼此强烈地结合并且导热率变得高达6至7W/cm℃。因而，cBN烧结体用作散热器材料或用于TAB（卷带自动结合）工具等中。然而，由于若干部分的催化剂将残留在烧结体中，并且当烧结体受热时，由于cBN和催化剂之间的热膨胀差异，因而容易产生细裂纹。从而，耐热温度低至约700℃，这对于切削工具而言将是一个大的问题。此外，由于粒径粗达10μm左右，这虽然提高了导热率但削弱了其强度，使其无法承受大的切削负荷。
通常，用作切削工具的cBN烧结体是通过在约4GPa至5GPa的压力下将cBN粉末与TiN、TiC和Co等粘合剂烧结而制造的。所制造的烧结体中含有约10%至40%的粘合剂，并且粘合剂使烧结体的强度、耐热性和热扩散性劣化。从而，在高速切削时、尤其是在切削黑色金属材料时，在切削刃上容易出现缺陷和裂纹，这缩短了工具的寿命。
作为解决该问题的方法，已知有不使用粘合剂的cBN烧结体制造方法。在该方法中，将六方氮化硼（hBN）和氮硼化镁等催化剂用作原材料，将它们烧结并反应。根据该方法，由于不使用粘合剂，cBN个体彼此强烈地结合并且导热率变得高达6W/cm℃至7W/cm℃。因而，cBN烧结体用作散热器材料或用于TAB（卷带自动结合）工具等中。然而，由于若干部分的催化剂将残留在烧结体中，并且当烧结体受热时，由于cBN和催化剂之间的热膨胀差异，容易产生细裂纹。从而，耐热温度低至约700℃，这对于切削工具而言将是一个大的问题。此外，由于粒径粗达10μm左右，这虽然提高了导热率但削弱了其强度，使其无法承受大的切削负荷。
另一方面，cBN烧结体也可以通过在超高压力和温度下烧结hBN等常压型BN经直接转化而得到。例如，日本专利公开No.47-34099（专利文献1）和日本专利公开No.3-159964（专利文献2）中公开了在超高压力和温度下通过将hBN转化为cBN而得到cBN烧结体这样的方法。
此外，有使用热解氮化硼（pBN）作为原材料来获得cBN烧结体的方法，该方法例如在日本专利公布No.63-394（专利文献3）和日本专利公开No.8-47801（专利文献4）中公开了。然而，在这种方法中，需要7GPa和2100℃以上的苛刻条件。
日本专利公布No.49-27518（专利文献5）中公开了另一种方法：在比以上条件相对温和的6GPa压力和1100℃温度下获得cBN烧结体。在这种方法中，由于用作原材料的hBN的颗粒为3μm以下，所以hBN含有若干百分比的氧化硼杂质和吸附气体。由于杂质和吸附气体的影响，烧结将不能充分进行或者硬度因氧化物的存在而减小，这使其无法用作切削工具和耐磨工具。
为了解决以上问题，日本专利公开No.11-246271（专利文献6）公开了一种方法：在6GPa至7GPa和1550℃至2100℃下使用低结晶性六方氮化硼作为原材料来合成cBN烧结体。
引用列表
专利文献
专利文献1：日本专利公开No.47-34099
专利文献2：日本专利公开No.3-159964
专利文献3：日本专利公布No.63-394
专利文献4：日本专利公开No.8-47801
专利文献5：日本专利公布No.49-27518
专利文献6：日本专利公开No.11-246271
发明内容
技术问题
然而，通过这种方法合成的cBN多晶体具有500nm的粒径，这使其不适用于微加工应用中的切削工具或耐磨工具。另一方面，如果通过温度控制使cBN多晶体的粒径变得较小，则这种cBN多晶体可用于微加工应用中。然而，减小粒径将会促进裂纹的发展并降低韧性，这使其难以承受高负荷加工。
鉴于上面提到的一个问题，根据本发明一个方面的目的是提供具有高硬度的立方氮化硼复合多晶体及其制造方法，以及含有该多晶体的切削工具、拉丝模具和研磨工具。
通过日本专利公开No.11-246271中的方法合成的cBN多晶体具有高达500nm的平均粒径，这使其不适用于微加工和超精密加工应用中的切削工具。
鉴于上面提到的另一个问题，根据本发明另一方面的目的是提供具有高硬度和小的平均粒径的立方氮化硼复合多晶体及其制造方法，以及含有该多晶体的切削工具、拉丝模具和研磨工具。
解决问题的方案
为了解决上述问题，在深入研究之后，本发明人发现：在超高压力和温度下将六方氮化硼直接转化为立方氮化硼时，如果具有层叠的相对粗糙的板状颗粒的立方氮化硼分散在粒状立方氮化硼的微粒之间，则可以获得非常坚硬和强韧并有效抑制细裂纹发展的立方氮化硼复合多晶体。
根据本发明一个方面的立方氮化硼复合多晶体包含粒状立方氮化硼和板状立方氮化硼的复合结构。粒状立方氮化硼的平均粒径为500nm以下。板状立方氮化硼的短边的最大值为10nm以上10000nm以下。这里，“板状”是指某个方向上具有较长的平面形状。更具体而言，“板状”是指具有这样的形状：其中，较长方向上的长度（即，长边的长度）至少是较短方向上的长度（即，短边的长度）的3倍。这里，“短边”是指大致垂直于较长方向的晶体长度。
优选的是，在立方氮化硼复合多晶体中，粒状立方氮化硼的平均粒径为300nm以下。
优选的是，在立方氮化硼复合多晶体中，板状立方氮化硼的短边的最大值为10nm以上1000nm以下。
优选的是，立方氮化硼复合多晶体还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼和不可避免的杂质，并且纤锌矿型氮化硼的含量为0.1v/v%至95v/v%。
优选的是，立方氮化硼复合多晶体还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼和不可避免的杂质，并且纤锌矿型氮化硼的含量为0.1v/v%至10v/v%。
优选的是，在立方氮化硼复合多晶体中，粒状立方氮化硼的平均粒径为200nm以下。
优选的是，立方氮化硼复合多晶体还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼、压缩型六方氮化硼和不可避免的杂质，纤锌矿型氮化硼的含量为0.1v/v%至3v/v%，并且压缩型六方氮化硼的含量为0.01v/v%至0.5v/v%。
根据本发明一个方面的立方氮化硼复合多晶体制造方法包括以下步骤：制备常压型氮化硼作为原材料，以及烧结该常压型氮化硼同时将其直接转化为立方氮化硼。烧结步骤在8GPa以上的压力和1300℃至2200℃的温度条件下进行。
应该注意，不必将全部六方氮化硼都转化为立方氮化硼。例如，可以将部分六方氮化硼转化为立方氮化硼，并将其剩余部分转化为纤锌矿型氮化硼或压缩型六方氮化硼。
优选的是，上述制造方法包括以下步骤：制备六方氮化硼作为原材料，以及烧结该六方氮化硼同时将其直接转化为立方氮化硼。烧结步骤在8GPa以上的压力和1600℃至2100℃的温度条件下进行。
优选的是，在所述制造方法中，通过X射线衍射法确定的原材料的石墨化指数小于5。
根据本发明一个方面的切削工具包含上述的立方氮化硼复合多晶体。
根据本发明一个方面的拉丝模具包含上述的立方氮化硼复合多晶体。
根据本发明一个方面的研磨工具包含上述的立方氮化硼复合多晶体。
为了解决上述的问题，在深入研究之后，本发明人发现：通过在11GPa以上的压力和小于2100℃的温度条件下将常压型氮化硼直接转化为立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼，能够得到这样的立方氮化硼复合多晶体，该复合多晶体含有10v/v%至95v/v%的纤锌矿型氮化硼以及作为剩余部分的立方氮化硼和不可避免的杂质、并具有200nm以下的平均粒径和高硬度。
根据本发明另一方面的立方氮化硼复合多晶体含有10v/v%至95v/v%的纤锌矿型氮化硼、以及作为剩余部分的立方氮化硼和不可避免的杂质。立方氮化硼的平均粒径为200nm以下。这里，不可避免的杂质包括（例如）氮、氢、氧等。
优选的是，在立方氮化硼复合多晶体中，纤锌矿型氮化硼的含量大于立方氮化硼的含量。
优选的是，在立方氮化硼复合多晶体中，其努氏硬度为50GPa以上。
根据本发明另一方面的立方氮化硼复合多晶体制造方法包括以下步骤：制备常压型氮化硼作为原材料，以及烧结该常压型氮化硼同时将其直接转化为立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼。烧结步骤在11GPa以上的压力和小于2100℃的温度条件下进行。
优选的是，在上述制造方法中，原材料为通过X射线衍射法确定的石墨化指数小于5的六方氮化硼。
根据本发明另一方面的切削工具包含上述的立方氮化硼复合多晶体。
根据本发明另一方面的拉丝模具包含上述的立方氮化硼复合多晶体。
根据本发明另一方面的研磨工具包含上述的立方氮化硼复合多晶体。
本发明的有益效果
根据本发明的一个方面，可以制造具有高硬度的立方氮化硼复合多晶体。而且，根据本发明的一个方面，可以得到具有优异硬度的切削工具、拉丝模具和研磨工具。
根据本发明的另一方面，可以制造具有小的平均粒径和高硬度的立方氮化硼复合多晶体。而且，根据本发明的另一方面，可以得到其中包含该多晶体并具有优异特性的切削工具、拉丝模具和研磨工具。
附图说明
图1是示出了根据本发明实施方式1的粒状立方氮化硼和板状立方氮化硼的复合结构的例子的示意图。
具体实施方式
（实施方式1）
下面参照图1描述本发明的实施方式。
如图1所示，根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体包含粒状立方氮化硼1和板状立方氮化硼2。根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体不包含任何烧结剂或催化剂，并且实质上仅由高压相氮化硼形成。
立方氮化硼2可以作为单独的板状结晶板而存在于立方氮化硼复合多晶体中，并且如图1所示，多个板状立方氮化硼2可以排列成层状而存在于立方氮化硼复合多晶体中。另一方面，图1中示例的粒状立方氮化硼1作为颗粒沿着板状立方氮化硼2的周边排列，该颗粒的粒径可以小于沿较长方向a延伸的板状立方氮化硼2的短边3。如图1所示，多个粒状立方氮化硼1沿着板状立方氮化硼2的周边排列存在。
如上所述，由于大且细长的板状立方氮化硼2存在于多个小的粒状立方氮化硼1间，所以能够抑制塑性变形或裂纹的发展。因此，根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体具有高硬度。换句话说，根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体非常强韧并显示出高硬度特性。因此，根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体可以用作需要高硬度的切削工具和耐磨工具。
粒状立方氮化硼1的平均粒径为约500nm以下。粒状立方氮化硼1的平均粒径优选为约300nm以下。下文中描述的各个实施例证实了：如果将粒状立方氮化硼1的平均粒径控制在约93nm至210nm，能够获得具有50GPa以上的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。然而，可以想到的是，如果将粒状立方氮化硼1的平均粒径控制在约500nm以下，能够获得相同的效果。
粒状立方氮化硼1的平均粒径更优选为约100nm以下。参考下文中描述的各个实施例，可以想到的是，如果将粒状立方氮化硼1的平均粒径控制在约100nm以下，能够获得具有55GPa以上的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。
板状立方氮化硼2的短边3的最大值为10nm以上10000nm以下。板状立方氮化硼2的短边3的最大值优选为10nm以上1000nm以下。如果短边3的最大值太小（例如，小于10nm），抑制塑性变形或裂纹发展的效果将会减小。另一方面，如果短边3的最大值太大（例如，大于10000nm），由板状立方氮化硼2本身的塑性变形或解理（穿晶断裂）产生的影响将会增加，从而降低了立方氮化硼复合多晶体的硬度和强度。
通过下文中描述的各个实施例可以确认：如果将板状立方氮化硼2的短边3的最大值控制在约552nm以上1103nm以下，能够获得具有50GPa以上的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。然而，可以想到的是，如果将板状立方氮化硼2的短边3的最大值控制在约10nm至10000nm，能够获得相同的效果。
立方氮化硼复合多晶体优选还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼和不可避免的杂质。纤锌矿型氮化硼的含量（例如）为0.1v/v%至10v/v%。这里，粒状立方氮化硼1的平均粒径优选为200nm以下。不可避免的杂质可以是（例如）氮、氢、氧等。
通过下文中描述的各个实施例可以确认：如果纤锌矿型氮化硼的含量为约0.83v/v%至7.5v/v%并且粒状立方氮化硼1的平均粒径为约93nm至190nm，能够获得具有50GPa以上的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。然而，可以想到的是，如果纤锌矿型氮化硼的含量为约0.1v/v%至10v/v%并且粒状立方氮化硼1的平均粒径为约200nm以下，能够获得相同的效果。
立方氮化硼复合多晶体优选还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼、压缩型六方氮化硼和不可避免的杂质。这里，纤锌矿型氮化硼的含量（例如）为0.1v/v%至3v/v%，并且压缩型六方氮化硼的含量（例如）为0.01v/v%至0.5v/v%。不可避免的杂质可以是（例如）氮、氢、氧等。
通过下文中描述的各个实施例可以确认：如果纤锌矿型氮化硼的含量为约0.83v/v%至0.95v/v%并且压缩型六方氮化硼的含量为约0.21v/v%至0.24v/v%，能够获得具有50GPa以上的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。然而，可以想到的是，如果纤锌矿型氮化硼的含量为约0.1v/v%至3v/v%并且压缩型六方氮化硼的含量为约0.01v/v%至0.5v/v%，能够获得相同的效果。
根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体可以用于切削工具、拉丝模具、研磨工具等。更具体而言，它可以用作精密工具（如切削工具钻头、模具和微型工具）的材料。
下文中，将描述根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体的制造方法。
首先，准备六方氮化硼（hBN）作为原材料。优选具有高结晶性的六方氮化硼。这里，原材料的高结晶性是指通过X射线衍射法确定的石墨化指数（GI指数）小于5。该GI指数是通过将hBN的三个X射线衍射峰即(100)、(101)和(102)峰的面积引入到方程式1中而得到的。
方程式1
GI=(I(100)+I(101))/I(102)
随着hBN的结晶性增大，GI指数将会减小。这里，I(XXX)表示hBN晶体的(XXX)面中的衍射峰的面积。
然后，通过使用超高温高压发生装置烧结高结晶性的hBN原材料同时将六方氮化硼转化为立方氮化硼。烧结在8GPa以上的压力和1600℃至2200℃的温度的条件下进行，并且在cBN热力学稳定的压力下保持预定的时间。更优选的是，烧结压力为10GPa以上并且烧结温度为1600℃至2100℃。进一步优选的是，烧结压力为10GPa以上16.5GPa以下并且烧结温度为1600℃至2100℃。在本实施方式中，在未添加烧结剂或催化剂的情况下在超高压力和超高温度下将hBN直接转化为高压相BN并且随后烧结。
在本实施方式的制造方法中，不必将全部六方氮化硼都转化为立方氮化硼。例如，可以将部分六方氮化硼转化为立方氮化硼，而将其剩余部分转化为纤锌矿型氮化硼或压缩型六方氮化硼。
根据本发明制造高硬度的cBN多晶体时的重要因素是烧结温度不应该升得太高。如果温度太高（例如，2200℃以上），细颗粒cBN晶体的粒径将会增大并且板状cBN将会失去其自形形状。因此，需要降低温度。抑制cBN晶体的颗粒生长并保留板状cBN的温度将依赖压力而不同。
根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体的制造方法，能够获得包含粒状立方氮化硼1和板状立方氮化硼2的立方氮化硼复合多晶体，粒状立方氮化硼1的平均粒径为500nm以下，板状立方氮化硼2的短边3的最大值为10nm以上10000nm以下。此外，根据本实施方式的制造方法，能够稳定且便宜地获得上述立方氮化硼复合多晶体。而且，根据本实施方式的制造方法，能够减少试剂带来的特性差异。
（实施方式2）
下文中，将描述本实施方式。
根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体包含多个立方氮化硼（cBN）和多个纤锌矿型氮化硼（wBN），并且具有这样的致密的复合结构：其中，立方氮化硼之间、纤锌矿型氮化硼之间、以及立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼之间彼此牢牢地结合。具体而言，该多晶体由大约10v/v%至95v/v%的纤锌矿型氮化硼、以及作为剩余部分的立方氮化硼和不可避免的杂质构成。换句话说，纤锌矿型氮化硼的含量为约10v/v%至95v/v%，立方氮化硼和不可避免的杂质的含量为约90v/v%至5v/v%。不可避免的杂质可以是（例如）氮、氢、氧等。这里，立方氮化硼的平均粒径为约200nm以下。该多晶体实质上不含粘合剂、烧结剂、催化剂等。
根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体具有小的平均粒径和高硬度。通过下文中描述的实施例可以确认：含有约10.2v/v%至63v/v%含量的纤锌矿型氮化硼和作为剩余部分的立方氮化硼和不可避免的杂质的立方氮化硼复合多晶体具有约53nm至166nm的平均粒径和约50GPa至57GPa的努氏硬度。然而，可以想到的是，如果纤锌矿型氮化硼的含量为约10v/v%至95v/v%并且剩余部分为立方氮化硼和不可避免的杂质，可以获得同样的效果。此外，根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体强度优异，能够抑制多晶体中裂纹的发展，并且韧性优异。
立方氮化硼复合多晶体中，纤锌矿型氮化硼的含量优选大于立方氮化硼的含量。通过下文中描述的实施例可以确认：如果将纤锌矿型氮化硼的含量控制在约63%以上，能够获得具有约57GPa以上的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。然而，可以想到的是，如果使纤锌矿型氮化硼的含量大于立方氮化硼的含量，同样能够获得具有高硬度的立方氮化硼。
根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体可以用于切削工具、拉丝模具、研磨工具等。更具体而言，它可以用作精密工具（如切削工具钻头、模具和微型工具）的材料。
在下文中，将会描述根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体的制造方法。
根据本实施方式的立方氮化硼复合多晶体可以通过适当控制cBN成分颗粒之间以及wBN成分颗粒之间的粘合力、它们的粒径、wBN的产生量等来获得。例如，将具有高结晶性的常压型氮化硼用于原材料中，并且在几乎不发生颗粒生长的温度范围内进行烧结。
具体而言，首先，准备六方氮化硼（hBN）、热解氮化硼（pBN）等作为原材料。优选具有高结晶性的六方氮化硼。这里，原材料的高结晶性是指通过X射线衍射法确定的石墨化指数（GI指数）小于5。该GI指数是通过将hBN的三个X射线衍射峰即(100)、(101)和(102)峰的面积引入到实施方式1中所描述的方程式1中而得到的。
随着hBN的结晶性增大，GI指数将会减小。这里，I(XXX)表示hBN晶体的(XXX)面中的衍射峰的面积。
然后，通过使用超高温高压发生装置烧结原材料（即常压型氮化硼）同时将其转化为立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼。烧结在11GPa以上的压力和低于2100℃的温度的条件下进行，并且在cBN热力学稳定的压力下保持预定的时间。更优选的是，烧结压力为13GPa以上并且烧结温度为小于2100℃。进一步优选的是，烧结压力为13GPa以上并且烧结温度为小于1600℃。
在制造立方氮化硼复合多晶体时，烧结温度尤其重要。如果烧结温度太高（例如，2100℃以上），wBN的产生量将会变得非常少；如果烧结温度太低（例如，1200℃以下），将会剩余太多未转化的hBN。此外，适于合成cBN多晶体的烧结温度随压力而变化，从而，当压力低时需要高温，如果压力升高，合成可以在低的温度下进行。而且，合成cBN多晶体的压力和温度条件依赖原材料的结晶性和粒径而变化。
根据本实施方式的制造方法，能够获得含有约10v/v%至95v/v%的纤锌矿型氮化硼、以及作为剩余部分的立方氮化硼和不可避免的杂质的立方氮化硼复合多晶体，并且立方氮化硼的平均粒径为约200nm以下。在测试负荷为49N的条件下，立方氮化硼复合多晶体的努氏硬度为约50GPa至57GPa。这样的努氏硬度比通过使用烧结剂而得到的cBN烧结体的努氏硬度高，并且也比在未使用任何粘合剂的情况下在8GPa的压力下合成的粒径为500nm的cBN烧结体的努氏硬度高。
通过下文中描述的实施例可以确认：如果这样设置烧结条件，使得压力为约13GPa以上20GPa以下、温度为约1300℃以上1700℃以下，则能够获得具有约53nm至166nm的平均粒径和约50GPa至57GPa的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。然而，可以想到的是，如果这样设置烧结条件，使得压力为约11GPa以上且温度低于2100℃，则能够获得具有相同特性的立方氮化硼复合多晶体。
在本实施方式的制造方法中，原材料优选为通过X射线衍射法确定的石墨化指数小于5的六方氮化硼（高结晶性hBN）。通过下文中描述的实施例可以确认：在原材料为具有小于5的石墨化指数的六方氮化硼的情况下，能够获得具有约101nm至166nm的平均粒径和约53GPa至57GPa的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。另一方面，可以确认：在原材料为热解氮化硼（pBN）的情况下，能够获得具有约53nm至87nm的平均粒径和约50GPa至51GPa的努氏硬度的立方氮化硼复合多晶体。
在下文中，将会描述本发明的实施例。
（实验1）
按照以下方式制备根据实施例1至7的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用GI指数为3.6的颗粒形式的市售高结晶性hBN作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中，并且使用超高温高压发生器在表1所列出的压力和温度条件下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN。
按照下述方式制备根据比较例1和2的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用GI指数为3.6的颗粒形式的市售高结晶性hBN作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中，并且在通过使用带式高压发生器而产生的7.7GPa的压力下在2300℃的温度下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN。
按照下述方式制备根据比较例3的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用GI指数为3.6的颗粒形式的市售高结晶性hBN作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中，并且在通过使用带式高压发生器而产生的10GPa的压力下在2300℃的温度下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN。
按照下述方式制备根据比较例4的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用热解氮化硼（pBN）作为原材料。使用超高温高压发生器将该原材料在10GPa和2100℃的条件下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN。
根据以下方法测量实施例1至7和比较例1至4中通过上述方式所得的各多晶体的组成、粒径和硬度。
通过使用X射线衍射装置（X'Pert，PANalytical制造）识别各相来获得各相的组成。该装置的X射线源是Cu，其发射波长为
Figure BDA0000468833410000131
的Kα射线。
粒状晶体（粒状立方氮化硼1）的平均粒径通过使用扫描电子显微镜（ULTRA55，Carl Zeiss公司制造）来测量。用分割法（sectionmethod）来获得平均粒径。在该方法中，首先，在扫描电子显微镜（SEM）的图像上画圆圈，从圆的中心到外圆周放射状地画8条直线，并计算圆内被直线切割的晶界的数目。通过直线的长度除以切割的数目来确定截距（section）的平均长度，并且通过截距的平均长度乘以1.128来获得平均晶体粒径。此外，由于比较例4中最小的平均粒径为1000nm，因此不能使用分割法。
分割法中所用的SEM图像的放大率为30000倍。这是因为：如果放大率低于上述倍数时，圆内颗粒的数目增加，因而难以观察晶界，这使得可能算错晶界的数目并且在画线时可能包含板状结构；如果放大率高于上述倍数时，圆内颗粒的数目变得过少，从而不可能正确地计算平均粒径。
在实验中，对于一个样品，使用在不同位置拍摄的3张SEM图像。将分割法应用于每张SEM图像，并且计算平均值作为平均粒径。
板状结构的长边和短边的长度通过使用3000倍放大率的SEM图像来测量。用这种放大率进行测量的原因在于：在高于3000倍的放大率下极有可能只拍摄到较大的板状晶体的一部分。
测量努氏硬度作为硬度。在测量努氏硬度时使用微型努氏压头。在测量中，负荷设置为4.9N。使用Mitutoyo Corporation制造的VLPAK2000作为测量设备。测量进行5次，除去最大和最小值，将剩余三个值的平均值确定为样品的硬度。
实施例1至7和比较例1至4中各多晶体的组成、粒径和硬度的结果在表1中示出。
[表1]
如表1所示，发现实施例1至7中的多晶体含有板状晶体（板状立方氮化硼2）。板状晶体（板状立方氮化硼2）的短边的最大值为450nm至1103nm，并且粒状晶体（粒状立方氮化硼1）的平均粒径为41nm至285nm。而且，发现实施例1至3、5和6中的多晶体含有wBN。实施例1至7中多晶体的努氏硬度为50GPa至55GPa。
另一方面，发现比较例1至4中的多晶体不含板状晶体（板状立方氮化硼2）并且比较例1至3中的多晶体不含wBN。比较例1至4中的粒状晶体（粒状立方氮化硼1）的平均粒径为332nm以上，比实施例1至7中的大。而且，比较例1至4中多晶体的努氏硬度为49GPa以下，比实施例1至7中的小。
在下文中，将描述切削工具的实施方式。
分别使用根据实施例1、比较例1和比较例5的多晶体作为切削工具的材料。在比较例5中，多晶体是含有5%至10%烧结剂的cBN烧结体。将各多晶体加工成切削刀片的形状，并且使用这些切削刀片在铁基烧结合金D40的端面上进行连续切削以考察切削刀片的寿命。进行的切削为干式切削。使用切削速度V=250m/分钟、进给率f=0.1mm、切削深度d=0.3mm作为切削条件。
结果显示：使用实施例1的多晶体的切削工具所具有的寿命长度是使用比较例1的多晶体的切削工具的1.4倍，并且使用实施例1的多晶体的切削工具所具有的寿命长度是使用比较例5的多晶体的切削工具的2倍。
在下文中，将描述拉丝模具的实施方式。
分别使用根据实施例2和比较例1的多晶体作为拉丝模具的材料。将各多晶体固定在圆形金属框架内以制备具有φ20μm孔径的拉丝模具。使用所制备的拉丝模具对盘条SUS304进行拉丝以考察拉丝模具的孔的磨损量（孔的扩大量）。进行的拉丝为湿式拉丝。拉丝速度设置为500m/分钟，拉丝时间设置为10小时。
结果显示：使用实施例2的多晶体的拉丝模具的孔的磨损量是使用比较例1的多晶体的拉丝模具的0.85倍。
在下文中，将描述研磨工具的实施方式。
分别使用根据实施例3和比较例2的多晶体作为研磨工具的材料。将各多晶体焊接在硬质合金柄上以制备直径为φ3mm并且切削刃角度为50°的圆盘式研磨工具。使用制备的研磨工具在铁基烧结合金D40的表面上形成V形槽以考察切削刃的磨损量。以4000rpm/分钟的转速和2μm的切割深度进行研磨1小时。
结果显示：使用实施例3的多晶体的研磨工具的切削刃磨损量是使用比较例2的多晶体的研磨工具的0.7倍。
（实验2）
按照以下方式制备根据实施例11和12的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用GI指数为3.6的颗粒形式的市售高结晶性hBN作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中并且使用超高温高压发生器在表2所列出的压力和温度条件下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN和wBN。
按照以下方式制备根据实施例13和14的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用pBN作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中，并且使用超高温高压发生器在表2所列出的压力和温度条件下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN和wBN。由于(100)、(101)和(102)峰很宽并且相互重叠，因此无法计算pBN的GI指数。然而，由于pBN的(100)面与(002)面的X射线衍射强度比（(100)面的衍射强度/(002)面的衍射强度）为0.016，因此pBN晶体发生取向。
按照下述方式制备根据比较例11的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用GI指数为3.6的颗粒形式的市售高结晶性hBN作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中，并且在通过使用带式高压发生器而产生的7.7GPa的压力下在2300℃的温度下保持15分钟，以将原材料直接转化为cBN。
按照下述方式制备根据比较例12的立方氮化硼复合多晶体。首先，使用热解氮化硼（pBN）作为原材料。将该原材料放入由高熔点金属制成的囊体中，并且在通过使用超高温高压发生器而获得的10GPa的压力和2100℃的温度下保持20分钟，以将原材料直接转化为cBN和wBN。
使用X射线衍射装置（X'Pert，PANalytical制造）来获得hBN的GI指数和pBN的取向。
根据以下方法测量实施例11至14以及比较例11和12中按照上述方式所得的各多晶体的组成、粒径和硬度。
通过使用X射线衍射装置（X'Pert，PANalytical制造）识别各相来获得各相的组成。该装置的X射线源是Cu，其发射波长为
Figure BDA0000468833410000181
的Kα射线。
表2中列出的样品的平均粒径是通过使用扫描电子显微镜（ULTRA55，Carl Zeiss公司制造）来测量的。用分割法来获得平均粒径。在该方法中，首先，在扫描电子显微镜（SEM）的图像上画圆圈，从圆的中心到外圆周放射状地画8条直线，并计算圆内被直线切割的晶界的数目。通过直线的长度除以切割的数目来确定截距的平均长度，并且通过截距的平均长度乘以1.128来获得平均晶体粒径。
分割法中所用的SEM图像的放大率为30000倍。这是因为：如果放大率低于上述倍数时，圆内颗粒的数目增加，因而难以观察晶界，这使得可能算错晶界的数目并且在画线时可能包含板状结构；如果放大率高于上述倍数时，圆内颗粒的数目变得过少，从而不可能正确地计算平均粒径。
在实验中，对于一个样品，使用在不同位置拍摄的3张SEM图像。将分割法应用于每张SEM图像，并且计算平均值作为平均粒径。
测量努氏硬度作为硬度。在测量努氏硬度时使用微型努氏压头。在测量中，负荷设置为4.9N。使用Mitutoyo Corporation制造的VLPAK2000作为测量设备。测量进行5次，除去最大和最小值，将剩余三个值的平均值确定为样品的硬度。
实施例11至14以及比较例11和12中的各多晶体的组成、粒径和硬度的结果在表2中示出。
[表2]
Figure BDA0000468833410000191
如表2所示，发现实施例11至14中的多晶体含有10v/v%以上（10.2v/v%至63v/v%）的纤锌矿型氮化硼（wBN）。实施例11至14中平均粒径为53nm至166nm。实施例11至14中努氏硬度为50GPa至57GPa。
另一方面，比较例11中的多晶体不含纤锌矿型氮化硼（wBN），并且比较例12中的多晶体含微量（0.69v/v%）的纤锌矿型氮化硼（wBN）。比较例11和12中的平均粒径为353nm以上，比实施例11至14中的平均粒径大。而且，比较例11和12中的努氏硬度为49GPa以下，比实施例11至14中的努氏硬度小。
根据该实验，可以确认：与比较例11和12中的多晶体相比，实施例11至14中的多晶体具有较小的平均粒径和较高的硬度。
以上描述了本发明的实施方式和实施例，可以对上述的实施方式和实施例进行各种修改。意图在于：本发明的范围不受以上实施方式和实施例限制，而由权利要求的范围所限定，并且包括与权利要求的含义和范围等同的所有修改。
参考符号列表
1：粒状立方氮化硼；2：板状立方氮化硼；3：短边；4：长边；
a：较长方向

Claims (21)

1.一种立方氮化硼复合多晶体，包含：
粒状立方氮化硼；以及
板状立方氮化硼；
所述粒状立方氮化硼的平均粒径为500nm以下，并且
所述板状立方氮化硼的短边的最大值为10nm以上10000nm以下。
2.根据权利要求1所述的立方氮化硼复合多晶体，其中所述粒状立方氮化硼的平均粒径为300nm以下。
3.根据权利要求1或2所述的立方氮化硼复合多晶体，其中所述板状立方氮化硼的所述短边的最大值为10nm以上1000nm以下。
4.根据权利要求1至3中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体，还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼和不可避免的杂质，其中
所述纤锌矿型氮化硼的含量为0.1v/v%至95v/v%。
5.根据权利要求4所述的立方氮化硼复合多晶体，其中所述纤锌矿型氮化硼的所述含量为0.1v/v%至10v/v%。
6.根据权利要求4或5所述的立方氮化硼复合多晶体，其中所述粒状立方氮化硼的平均粒径为200nm以下。
7.根据权利要求1至3中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体，还包含作为剩余部分的纤锌矿型氮化硼、压缩型六方氮化硼和不可避免的杂质，其中
所述纤锌矿型氮化硼的含量为0.1v/v%至3v/v%，并且
所述压缩型六方氮化硼的含量为0.01v/v%至0.5v/v%。
8.一种立方氮化硼复合多晶体的制造方法，包括以下步骤：
制备常压型氮化硼作为原材料；以及
在8GPa以上的压力和1300℃至2200℃的温度条件下烧结所述常压型氮化硼同时将其直接转化为立方氮化硼。
9.根据权利要求8所述的立方氮化硼复合多晶体的制造方法，其中
充当原材料的所述常压型氮化硼是六方氮化硼，
在烧结所述常压型氮化硼同时将其直接转化为立方氮化硼的步骤中，在8GPa以上的压力和1600℃至2100℃的温度条件下将所述六方氮化硼直接转化为立方氮化硼并同时进行烧结。
10.根据权利要求8或9所述的立方氮化硼复合多晶体的制造方法，其中所述原材料通过X射线衍射法确定的石墨化指数小于5。
11.一种切削工具，包含根据权利要求1至7中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体。
12.一种拉丝模具，包含根据权利要求1至7中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体。
13.一种研磨工具，包含根据权利要求1至7中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体。
14.一种立方氮化硼复合多晶体，包含：
10v/v%至95v/v%的纤锌矿型氮化硼；以及
作为剩余部分的立方氮化硼和不可避免的杂质，
所述立方氮化硼的平均粒径为200nm以下。
15.根据权利要求14所述的立方氮化硼复合多晶体，其中所述纤锌矿型氮化硼的含量大于所述立方氮化硼的含量。
16.根据权利要求14或15所述的立方氮化硼复合多晶体，其中其努氏硬度为50GPa以上。
17.一种立方氮化硼复合多晶体的制造方法，包含以下步骤：
制备常压型氮化硼作为原材料；以及
在11GPa以上的压力和小于2100℃的温度条件下烧结所述常压型氮化硼同时将其直接转化为立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼。
18.根据权利要求17所述的立方氮化硼复合多晶体的制造方法，其中所述原材料是通过X射线衍射法确定的石墨化指数小于5的六方氮化硼。
19.一种切削工具，包含根据权利要求14至16中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体。
20.一种拉丝模具，包含根据权利要求14至16中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体。
21.一种研磨工具，包含根据权利要求14至16中任意一项所述的立方氮化硼复合多晶体。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105127430A (zh) * 2015-08-24 2015-12-09 珠海市钜鑫科技开发有限公司 一种具有立方氮化硼、纤锌矿型氮化硼和金刚石的超硬材料及其制备方法
CN107207364A (zh) * 2015-02-09 2017-09-26 住友电气工业株式会社 立方氮化硼多晶体、切削工具、耐磨工具、研磨工具、和立方氮化硼多晶体的制造方法
CN107207363A (zh) * 2015-02-04 2017-09-26 住友电气工业株式会社 立方氮化硼多晶材料、切削工具、耐磨工具、研磨工具、和制造立方氮化硼多晶材料的方法
CN109415271A (zh) * 2016-06-29 2019-03-01 史密斯国际有限公司 利用六面顶式压机进行的无粘合剂cbn烧结
CN112334434A (zh) * 2018-06-18 2021-02-05 住友电工硬质合金株式会社 多晶立方氮化硼及其制造方法

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6291986B2 (ja) * 2014-04-14 2018-03-14 住友電気工業株式会社 立方晶窒化ホウ素複合焼結体およびその製造方法、ならびに切削工具、耐摩工具および研削工具
JP6256169B2 (ja) * 2014-04-14 2018-01-10 住友電気工業株式会社 立方晶窒化ホウ素複合焼結体およびその製造方法、ならびに切削工具、耐摩工具および研削工具
JP6291995B2 (ja) * 2014-04-18 2018-03-14 住友電気工業株式会社 立方晶窒化ホウ素多結晶体、切削工具、耐摩工具、研削工具、および立方晶窒化ホウ素多結晶体の製造方法
KR101500343B1 (ko) * 2014-06-17 2015-03-12 일진다이아몬드(주) 다결정 cbn 및 그 제조방법
KR20170112716A (ko) * 2016-04-01 2017-10-12 일진다이아몬드(주) 다결정 입방정 질화붕소
WO2018088369A1 (ja) * 2016-11-11 2018-05-17 国立大学法人愛媛大学 立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法、並びに切削工具及び研削工具
GB201717270D0 (en) * 2017-10-20 2017-12-06 Element Six Ltd Polycrystalline cubic boron nitride body
EP3858803A4 (en) * 2018-09-27 2022-05-11 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. POLYCRYSTALLINE BODY OF CUBIC BORON NITRIDE AND METHOD FOR PRODUCTION
EP3932890A4 (en) * 2019-02-28 2022-04-27 Sumitomo Electric Hardmetal Corp. POLYCRYSTALLINE CUBIC BORON NITRIDE AND METHOD FOR PRODUCTION
WO2020174922A1 (ja) * 2019-02-28 2020-09-03 住友電工ハードメタル株式会社 立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法
EP4173735A4 (en) 2020-08-24 2024-07-24 Almt Corp STRETCHING DIE

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0113731B2 (zh) * 1983-03-16 1989-03-08 Tokyo Inki Kk
JP2008019164A (ja) * 2007-08-08 2008-01-31 National Institute For Materials Science 超微粒子ｃＢＮ焼結体

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3212851A (en) 1962-05-02 1965-10-19 Gen Electric Boron nitride having a new structure
US3212852A (en) 1962-07-30 1965-10-19 Gen Electric Method for converting hexagonal boron nitride to a new structure
JPS4113731Y1 (zh) 1964-08-28 1966-06-27
JPS515660B2 (zh) 1972-07-11 1976-02-21
JPS5219208B2 (zh) * 1973-04-04 1977-05-26
US4188194A (en) 1976-10-29 1980-02-12 General Electric Company Direct conversion process for making cubic boron nitride from pyrolytic boron nitride
IN150013B (zh) 1977-07-01 1982-06-26 Gen Electric
GB2058840B (en) 1979-09-28 1983-07-13 Inst Khim Fiz An Sssr Production of polycrystalline cubic boron nitride
DE3050564A1 (en) * 1980-07-31 1982-09-23 G Adaurov Method of obtaining diamond and/or diamond-like modifications of boron nitride
FR2508429A1 (fr) 1981-06-30 1982-12-31 Bruss Politekhn Procede de preparation de polycristal de nitrure de bore compose de ses modifications compactes et polycristal obtenu par ledit procede
JPS5835999U (ja) 1981-09-02 1983-03-09 海洋工業株式会社 浄水装置
US4361543A (en) * 1982-04-27 1982-11-30 Zhdanovich Gennady M Process for producing polycrystals of cubic boron nitride
CA1301775C (en) 1986-06-04 1992-05-26 Karel Petrus Agnes Maria Van Putte Fractionation of fat blends
JP2590413B2 (ja) 1989-11-17 1997-03-12 科学技術庁無機材質研究所長 透光性高純度立方晶窒化ほう素焼結体の製造法
US5108966A (en) 1990-03-23 1992-04-28 Regents Of The University Of California Process for producing wurtzitic or cubic boron nitride
JPH063394A (ja) 1992-06-24 1994-01-11 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 電磁環境計測装置
JP3472630B2 (ja) 1994-08-05 2003-12-02 電気化学工業株式会社 切削工具用立方晶窒化ほう素燒結体及び切削工具
JP4106574B2 (ja) 1998-02-28 2008-06-25 住友電気工業株式会社 立方晶窒化ホウ素焼結体およびその製造方法
KR100567279B1 (ko) 1998-05-22 2006-04-05 스미토모덴키고교가부시키가이샤 입방정 질화 붕소 소결체 절삭 공구
JP2000042807A (ja) * 1998-05-22 2000-02-15 Sumitomo Electric Ind Ltd 精密切削用工具

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0113731B2 (zh) * 1983-03-16 1989-03-08 Tokyo Inki Kk
JP2008019164A (ja) * 2007-08-08 2008-01-31 National Institute For Materials Science 超微粒子ｃＢＮ焼結体

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
吴志英: "六方氮化硼合成工艺及对其性能的影响", 《金刚石与磨料磨具工程》, no. 1, 31 December 1992 (1992-12-31), pages 34 - 37 *

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107207363A (zh) * 2015-02-04 2017-09-26 住友电气工业株式会社 立方氮化硼多晶材料、切削工具、耐磨工具、研磨工具、和制造立方氮化硼多晶材料的方法
CN107207363B (zh) * 2015-02-04 2020-10-16 住友电气工业株式会社 立方氮化硼多晶材料、切削工具、耐磨工具、研磨工具、和制造立方氮化硼多晶材料的方法
CN107207364A (zh) * 2015-02-09 2017-09-26 住友电气工业株式会社 立方氮化硼多晶体、切削工具、耐磨工具、研磨工具、和立方氮化硼多晶体的制造方法
CN105127430A (zh) * 2015-08-24 2015-12-09 珠海市钜鑫科技开发有限公司 一种具有立方氮化硼、纤锌矿型氮化硼和金刚石的超硬材料及其制备方法
CN109415271A (zh) * 2016-06-29 2019-03-01 史密斯国际有限公司 利用六面顶式压机进行的无粘合剂cbn烧结
CN112334434A (zh) * 2018-06-18 2021-02-05 住友电工硬质合金株式会社 多晶立方氮化硼及其制造方法
CN112334434B (zh) * 2018-06-18 2023-06-30 住友电工硬质合金株式会社 多晶立方氮化硼及其制造方法

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