WO2016129328A1 - 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 - Google Patents

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cubic boron
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桂子 有元
山本　佳津子
角谷　均
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Definitions

  • the present invention relates to a cubic boron nitride polycrystal, a cutting tool, an antiwear tool, a grinding tool, and a method for producing a cubic boron nitride polycrystal, and particularly useful as a cutting tool, an antiwear tool, and a grinding tool of an iron-based material.
  • the present invention relates to a cubic boron nitride polycrystal, a cutting tool, an anti-wear tool, a grinding tool, and a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • Cubic boron nitride (hereinafter also referred to as “cBN”) has hardness next to diamond, and is excellent in thermal stability and chemical stability. Further, since iron-based materials are more stable than diamond, cBN sintered bodies have been used as processing tools for iron-based materials.
  • this cBN sintered body contains about 10 to 40% by volume of a binder, and this binder causes a decrease in strength, heat resistance, and thermal diffusibility of the sintered body. Therefore, especially when cutting iron-based materials at a high speed, the heat load becomes large, and the cutting edge of the cutting edge and cracks are liable to occur, thereby shortening the tool life.
  • a method of producing a cBN sintered body using a catalyst without using a binder there is a method of producing a cBN sintered body using a catalyst without using a binder.
  • hexagonal boron nitride (hBN) is used as a raw material
  • magnesium boronitride (Mg 3 BN 3 ) or the like is used as a catalyst for reaction sintering. Since the cBN sintered body obtained by this method does not contain a binder, the cBNs are strongly bonded to each other, and the thermal conductivity is increased. Therefore, it is used for heat sink materials and TAB (Tape Automated Bonding) bonding tools.
  • a cBN sintered body can be obtained by converting normal pressure type BN (boron nitride) such as hBN directly from hBN to cBN and sintering at the same time without using a catalyst under an ultra-high pressure and high temperature (direct conversion sintering method). Is obtained.
  • normal pressure type BN boron nitride
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 47-034099
  • Patent Document 2 show a method for obtaining a cBN sintered body by converting hBN into cBN under ultra-high pressure and high temperature. Has been.
  • Patent Document 5 Japanese Patent Publication No. 49-027518
  • Patent Document 6 Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-246271
  • Patent Document 5 discloses a method of obtaining a cBN sintered body under conditions of a pressure of 6 GPa and 1100 ° C.
  • hBN contains boron oxide impurities or adsorbed gas of about several mass%. Therefore, due to the influence of these impurities and adsorbed gas, sintering does not proceed sufficiently, and since it contains an oxide, the hardness, strength, and heat resistance are lowered, and it cannot be used as a cutting tool or wear-resistant tool. .
  • Patent Document 6 discloses a method of synthesizing under conditions of 6 to 7 GPa and 1550 to 2100 ° C. using low crystalline hexagonal boron nitride as a raw material in order to solve the above problem. Further, it is disclosed that the cBN polycrystal synthesized by this method has a crystal grain size of about 0.1 to 1 ⁇ m.
  • the sintering temperature is lowered in order to obtain a cBN polycrystal having a small particle size useful for finishing and precision machining, the sinterability is lowered and the strength of the polycrystal is lowered. Furthermore, when the particle size is reduced, the toughness is lowered, and there is also a problem that the tool is easily chipped.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to one embodiment of the present invention includes cubic boron nitride, and the cubic boron nitride has an average particle size of 150 nm or less and 100 N / min using a diamond indenter of R200 ⁇ m. In the fracture strength test in which a load is applied at a speed of 1, the crack generation load is 25 N or more.
  • the method for producing a cubic boron nitride polycrystal includes: Preparing a hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m or less as a starting material; When the pressure is P (GPa) and the temperature is T (° C.), P ⁇ ⁇ 7.68 ⁇ 10 ⁇ 9 T 3 + 5.3003 ⁇ 10 ⁇ 5 T 2 ⁇ 0.1224T + 102.23, T ⁇ 2200 and P ⁇ 25 And a step of converting the hexagonal boron nitride powder into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintering at a temperature and pressure that satisfy the following conditions.
  • the cubic boron nitride polycrystal is a tough polycrystal with a fine grain size of the cubic boron nitride constituting it.
  • the present inventors have converted a fine structure by converting hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m or less into cubic boron nitride under high pressure and high temperature. It has been found that a tough cubic boron nitride polycrystal is obtained.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to one embodiment of the present invention includes cubic boron nitride, and the cubic boron nitride has an average particle diameter of 150 nm or less and has a diamond indenter of R200 ⁇ m. In the fracture strength test in which a load is applied at a speed of 100 N / min, the crack generation load is 25 N or more.
  • This cubic boron nitride polycrystal is a tough polycrystal having a fine grain size of the cubic boron nitride constituting it.
  • the cubic boron nitride preferably has an average particle size of 100 nm or less. By further reducing the average particle size in this way, application to applications where a small particle size is required becomes more suitable.
  • the cubic boron nitride polycrystal preferably contains 0.01% by volume or more of wurtzite boron nitride. Thereby, the structure of the polycrystalline body becomes denser.
  • the cubic boron nitride polycrystal preferably contains 0.01 to 0.5% by volume of a compressed hexagonal boron nitride. Thereby, progress of a crack can be prevented and toughness can be improved.
  • the cubic boron nitride has a ratio I (220) / I of the X-ray diffraction intensity I (220) of the (220) plane to the X-ray diffraction intensity I (111) of the ( 111 ) plane in X-ray diffraction.
  • (111) is preferably 0.1 or more and 0.3 or less.
  • a cutting tool includes the above-described cubic boron nitride polycrystal. This cutting tool is useful for cutting ferrous materials.
  • a wear-resistant tool of one embodiment of the present invention is provided with the above-described cubic boron nitride polycrystal. This wear-resistant tool is useful for processing ferrous materials.
  • a grinding tool of one embodiment of the present invention is provided with the above-described cubic boron nitride polycrystal. This grinding tool is useful for grinding ferrous materials.
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to an aspect of the present invention includes: Preparing a hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m or less as a starting material; When the pressure is P (GPa) and the temperature is T (° C.), P ⁇ ⁇ 7.68 ⁇ 10 ⁇ 9 T 3 + 5.3003 ⁇ 10 ⁇ 5 T 2 ⁇ 0.1224T + 102.23, T ⁇ 2200 and P ⁇ 25 And a step of converting the hexagonal boron nitride powder into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintering at a temperature and pressure that satisfy the following conditions.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by this production method is a tough polycrystal having a fine grain size of the cubic boron nitride constituting it.
  • the present embodiment an embodiment of the present invention (hereinafter referred to as “the present embodiment”) will be described in more detail.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment includes cubic boron nitride, and the cubic boron nitride has an average particle size of 150 nm or less.
  • the cubic boron nitride polycrystal has a crack generation load of 25 N or more in a fracture strength test in which a load is applied at a rate of 100 N / min using a diamond indenter of R 200 ⁇ m.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment includes cubic boron nitride.
  • inevitable impurities may be included in the range showing the effect of the present embodiment. Examples of inevitable impurities include nitrogen (N 2 ), hydrogen (H 2 ), oxygen (O 2 ), and the like.
  • the polycrystalline body substantially does not contain a binder, a sintering aid, a catalyst and the like, and is one of the advantages of the cubic boron nitride polycrystalline body of the present embodiment. This is because the disadvantages of including a binder, a sintering aid, and a catalyst as in a conventional cubic boron nitride sintered body can be eliminated.
  • the cubic boron nitride polycrystal preferably has a normal pressure boron nitride content of 0.1% by volume or less. This is because if the atmospheric pressure boron nitride exceeds 0.1% by volume, the strength may be significantly reduced.
  • cubic boron nitride polycrystal is a sintered body
  • the term “polycrystal” is used in this embodiment because the sintered body is usually intended to contain a binder. Yes.
  • the cubic boron nitride contained in the cubic boron nitride polycrystal of the present embodiment has a small particle size, preferably has an average particle size of 150 nm or less, and has an average particle size of 100 nm or less. Is more preferable. Moreover, since this average particle diameter is so preferable that it becomes small, it is not necessary to limit the lower limit, but from a manufacturing viewpoint, the lower limit is 10 nm.
  • the particle diameter of such cubic boron nitride is preferably uniform from the viewpoint of high strength without stress concentration, and therefore the average particle diameter herein preferably shows a normal distribution.
  • the average particle size shows a normal distribution and is uniform.
  • the term “cubic boron nitride particle size” simply indicates the particle size of the cubic boron nitride crystal grains constituting the cubic boron nitride polycrystal.
  • the above average particle diameter can be obtained by a cutting method using a scanning electron microscope. Specifically, first, a cubic boron nitride polycrystal is observed at a magnification of 1000 to 100,000 using a scanning electron microscope (SEM) to obtain an SEM image.
  • SEM scanning electron microscope
  • the observation magnification and the diameter of the circle are preferably set so that the number of cubic boron nitride particles (crystal grains) placed on one straight line is about 10 to 50.
  • the average intercept length is obtained by dividing the length of the straight line by the number of crossing, and the average intercept length is 1.128.
  • the numerical value obtained by multiplying the average particle size is defined as the average particle size (this method is based on the method of calculating the nominal particle size of the ASTM standard).
  • the average particle size is more preferably obtained by using several SEM images and obtaining the average particle size by the method described above for each image, and the average value of the average particle size is defined as the average particle size. It is preferable to do.
  • the measurement by the method as described above may include the particle size of particles other than cubic boron nitride (for example, wurtzite boron nitride crystal particles). Even if it is included, it is regarded as the average particle diameter of cubic boron nitride.
  • cubic boron nitride for example, wurtzite boron nitride crystal particles. Even if it is included, it is regarded as the average particle diameter of cubic boron nitride.
  • the cubic boron nitride contained in the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment has such a small particle size, so that it can be used for a wide range of applications such as a heavy load application and a fine machining application when used for a tool or the like. It will be applicable.
  • the cubic boron nitride polycrystal of this embodiment may contain wurtzite boron nitride (wBN), and preferably contains 0.01% by volume or more of such wurtzite boron nitride. Thereby, the structure of the polycrystalline body becomes denser.
  • the upper limit of the content of the wurtzite type boron nitride to be contained is 70% by volume or less from the viewpoint of the characteristics of the wurtzite type boron nitride.
  • wurtzite boron nitride has the effect of inhibiting crack growth and improving toughness, but wurtzite boron nitride is a metastable phase during the transition from hexagonal boron nitride to cubic boron nitride, It is inferior in stability to cubic boron nitride and has low wear resistance.
  • a more preferable range of the content of wurtzite boron nitride is 0.01 to 20% by volume.
  • the cubic boron nitride polycrystal includes wurtzite boron nitride, a plurality of cubic boron nitride crystal grains and a plurality of wurtzite boron nitride crystal grains are configured to be dispersed with each other.
  • the cubic boron nitrides, the wurtzite boron nitrides, and the cubic boron nitride and the wurtzite boron nitride are all firmly bonded and have a dense structure.
  • the cubic boron nitride polycrystal having a wurtzite boron nitride content of 0.01% by volume or more and the balance of cubic boron nitride and inevitable impurities has a cubic boron nitride content of 20 nm to It has an average particle diameter of about 72 nm, and the crack initiation load in the later-described fracture strength test is 33 N or more.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present embodiment may contain compressed hexagonal boron nitride, and preferably contains 0.01 to 0.5% by volume of such compressed hexagonal boron nitride.
  • action which prevents progress of a crack and improves toughness can be brought about.
  • the compression type hBN sintering is possible in a wide temperature range, and productivity is improved.
  • the compression type hBN exceeds 0.5% by volume, the stress concentration in the compression type hBN becomes large, and the strength may decrease.
  • the upper limit is 0.5% by volume.
  • the volume content of the compressed hBN is more preferably 0.01% by volume to 0.1% by volume, and particularly preferably 0.05% by volume to 0.1% by volume.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present embodiment requires a crack generation load of 25 N or more in a fracture strength test in which a load is applied at a rate of 100 N / min using a diamond indenter of R 200 ⁇ m.
  • This breaking strength test is carried out as follows.
  • R200 ⁇ m diamond indenter indicates that the radius of curvature of the tip shape of the diamond indenter is 200 ⁇ m. As long as this condition is satisfied, a diamond indenter can be used without any particular limitation.
  • the diamond indenter is brought into contact with the surface of the cubic boron nitride polycrystal, and a load is applied to the cubic boron nitride polycrystal at a rate of 100 N / min by the diamond indenter. Then, the load at the moment when a crack is generated in the cubic boron nitride polycrystal is measured, and this load is defined as a crack generation load. The moment when a crack occurs can be detected by an AE (acoustic emission) sensor.
  • AE acoustic emission
  • the crack generation load is more preferably 30N or more, and further preferably 40N or more.
  • the upper limit is not specifically limited. However, if cracks do not occur even when a load of 200 N or more is applied, the diamond indenter itself may be plastically deformed. Therefore, the upper limit (limit value) of crack generation load by this test (measurement method) is 200 N. Become.
  • the sample (cubic boron nitride polycrystal) is plastically deformed before the crack is generated, and the exact strength against the crack cannot be measured. Further, although measurement is possible using an indenter having a radius of curvature larger than R200 ⁇ m, a larger load is required until a crack occurs. Therefore, in the fracture strength test of the cubic boron nitride polycrystal of the present embodiment, an indenter of R200 ⁇ m was used.
  • the fracture strength test of the present embodiment is performed under a temperature condition of 23 ° C. ⁇ 5 ° C. This corresponds to approximately room temperature, for the purpose of excluding changes in the strength of the sample due to temperature and suppressing measurement variations.
  • rate which applies a load is 100 N / min as mentioned above, it may be a speed
  • the ratio I (220) / I (111) is preferably 0.1 or more and 0.3 or less.
  • the polycrystalline body When the ratio I (220) / I (111) is outside the above range, the polycrystalline body is oriented, and anisotropy occurs in the polycrystalline body. In this case, the polycrystalline body has a strength distribution, and there are a high strength surface and a weak surface. Therefore, it becomes inappropriate to use the polycrystalline body for a tool.
  • a rotary tool such as an end mill is divided into a surface that is likely to be worn or broken and a surface that is difficult to break, resulting in uneven wear. In order to eliminate the above disadvantages, it is preferable to make the polycrystal isotropic.
  • the ratio I (220) / I (111) is more preferably 0.15 or more and 0.25 or less.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present embodiment is suitable for use in cutting tools, antiwear tools, grinding tools and the like because the cubic boron nitride (crystal grains) has a fine grain size and is tough. Become. That is, the cutting tool, the wear-resistant tool, and the grinding tool of the present embodiment are each provided with the above cubic boron nitride polycrystal.
  • Each of the above-mentioned tools may be composed entirely of cubic boron nitride polycrystal, or only a part thereof (for example, a cutting edge portion in the case of a cutting tool) is made of cubic boron nitride polycrystal. It may be configured. Each tool may have a coating film formed on the surface thereof.
  • the cutting tool includes a drill, an end mill, a cutting edge exchangeable cutting tip for a drill, a cutting edge exchangeable cutting tip for an end mill, a cutting edge exchangeable cutting tip for milling, a cutting edge exchangeable cutting tip for turning, a metal saw, a tooth
  • Examples include cutting tools, reamers, taps, cutting tools, and the like.
  • examples of the anti-wear tool include a die, a scriber, a scribing wheel, and a dresser.
  • the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to this embodiment is as follows.
  • a step of preparing hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m or less as a starting material (hereinafter also referred to as “preparation step”);
  • T temperature
  • sintering step a step of converting the hexagonal boron nitride powder into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintering
  • the cubic boron nitride polycrystal described above can be manufactured by the above manufacturing method. That is, the cubic boron nitride polycrystal obtained by this production method has a fine grain size (that is, an average grain size of 150 nm or less) of the cubic boron nitride constituting it and is strong (that is, the above-described fracture strength test).
  • the polycrystal is a crack generation load at 25 N or more.
  • the hexagonal boron nitride powder as the starting material has a particle size slightly larger than the average particle size of the cubic boron nitride of the resulting cubic boron nitride polycrystal. Also good.
  • the bond between hBN is cut and recombined through recombination of atoms, so the particle size of cubic boron nitride is smaller than the particle size of the raw material. It is.
  • the particle size of the raw material is small, there will be many grain boundaries without bonds between the original hBN, and the particle size of the cubic boron nitride after conversion will be small.
  • the particle size of the cubic boron nitride is increased. Therefore, the particle size of the hexagonal boron nitride powder is 0.5 ⁇ m or less, and its lower limit is 0.05 ⁇ m for manufacturing reasons.
  • a more preferable particle size is 0.1 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less.
  • the particle diameter of the hexagonal boron nitride powder is an average particle diameter measured by a laser diffraction scattering method using laser light.
  • Such a preparation step is not limited as long as the above hexagonal boron nitride powder is prepared.
  • a hexagonal boron nitride powder is produced by a conventionally known synthesis method, or a commercially available hexagonal crystal is obtained.
  • the means include obtaining boron nitride powder.
  • the pressure P (GPa) and temperature T (° C.) in the above-described sintering process are caused by problems such as grain growth on the high temperature side and residual unconverted hBN on the low temperature side, resulting in a decrease in strength.
  • the temperature T (° C.) is not particularly limited as long as the cubic boron nitride polycrystal is obtained, and it is not necessary to define the lower limit value.
  • the temperature T (° C.) is more preferably 1300 to 2100 ° C.
  • the pressure P (GPa) is not particularly limited as long as the cubic boron nitride polycrystal is obtained, and it is not necessary to define the lower limit thereof.
  • This pressure P (GPa) is more preferably 10 to 20 GPa.
  • the crack generation load of the obtained cubic boron nitride polycrystal becomes 25 N or more.
  • the application time of the temperature and pressure in the sintering process is 5 to 20 minutes. If it is shorter than 5 minutes, the sintering is insufficient, and even if it is longer than 20 minutes, there is no difference in the sintered state, which is economically disadvantageous. A more preferable application time is 10 minutes to 20 minutes.
  • Such a sintering process is a process in which hexagonal boron nitride powder is converted into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintered.
  • the conversion to type boron nitride is one in which hexagonal boron nitride is directly converted directly into cubic boron nitride and wurtzite type boron nitride without using a sintering aid or catalyst. It will be done at the same time.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the manufacturing method as described above has a toughness with improved fracture resistance because the grain size of the cubic boron nitride constituting it is fine and exhibits elastic behavior. It becomes a polycrystal.
  • the cubic boron nitride polycrystal can be suitably used for a cutting tool, an anti-abrasion tool, a grinding tool, and the like used for applications such as high-speed fine processing with a large load.
  • Examples 1 to 7 Cubic boron nitride polycrystals according to Examples 1 to 7 were produced by the following method. First, a hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m was prepared as a starting material (shown as “fine-grained hBN powder” in the column of starting material in Table 1 below) (preparation step).
  • the hexagonal boron nitride powder prepared above is put into a capsule made of a refractory metal and held for 20 minutes at the temperature and pressure described in Table 1 (in the column of “Synthesis conditions”) using an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the hexagonal boron nitride powder was converted into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintered (sintering step). Thereby, a cubic boron nitride polycrystal was obtained.
  • the temperature and pressure in Table 1 satisfy the condition of P ⁇ ⁇ 7.68 ⁇ 10 ⁇ 9 T 3 + 5.3003 ⁇ 10 ⁇ 5 T 2 ⁇ 0.1224T + 102.23.
  • a cubic boron nitride polycrystal according to Comparative Example 1 was produced by the following method. First, a hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m was prepared as a starting material (shown as “fine-grained hBN powder” in the column of starting material in Table 1 below) (preparation step).
  • the hexagonal boron nitride powder prepared above is put into a capsule made of a refractory metal and held for 20 minutes at the temperature and pressure described in Table 1 (in the column of “Synthesis conditions”) using an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the hexagonal boron nitride powder was converted into cubic boron nitride and sintered (sintering step). Thereby, a cubic boron nitride polycrystal was obtained.
  • ⁇ Comparative example 2> A cubic boron nitride polycrystal according to Comparative Example 2 was produced by the following method. First, a hexagonal boron nitride powder having a particle size of 0.5 ⁇ m was prepared as a starting material (shown as “fine-grained hBN powder” in the column of starting material in Table 1 below) (preparation step).
  • the hexagonal boron nitride powder prepared above is put into a capsule made of a refractory metal, and the temperature and pressure described in Table 1 (“Synthesis conditions” column) using a belt-type high-pressure high-temperature generator of the vertical pressurization type.
  • the hexagonal boron nitride powder was converted into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintered (sintering step). Thereby, a cubic boron nitride polycrystal was obtained.
  • a cubic boron nitride polycrystal according to Comparative Example 3 was produced by the following method. First, a hexagonal boron nitride powder having a particle size of 5 ⁇ m or less (shown as “coarse hBN powder” in the column of the starting material in Table 1 below) was prepared as a starting material (preparation step).
  • the hexagonal boron nitride powder prepared above is put into a capsule made of a refractory metal and held for 20 minutes at the temperature and pressure described in Table 1 (in the column of “Synthesis conditions”) using an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the hexagonal boron nitride powder was converted into cubic boron nitride and wurtzite boron nitride and sintered (sintering step). Thereby, a cubic boron nitride polycrystal was obtained.
  • the above conditions satisfy the relationship of P ⁇ ⁇ 7.68 ⁇ 10 ⁇ 9 T 3 + 5.3003 ⁇ 10 ⁇ 5 T 2 ⁇ 0.1224T + 102.23, but the starting material has a particle size of 5 ⁇ m or less. Therefore, the particle size is different from that of the starting materials of the examples.
  • a cubic boron nitride sintered body according to Comparative Example 4 was produced by the following method. First, cubic boron nitride powder having an average particle diameter of 2 ⁇ m or less and a Co-based metal binder powder (shown as “cBN powder / metal binder powder” in the column of the starting material in Table 1 below) were prepared as starting materials. (Preparation process).
  • the cubic boron nitride powder and the Co-based metal binder powder prepared above are put in a capsule made of a refractory metal and described in Table 1 ("Synthesis conditions" column) using an ultrahigh pressure and high temperature generator. Sintering was carried out by holding at the temperature and pressure for 20 minutes (sintering step). Thereby, a cubic boron nitride sintered body was obtained.
  • the starting materials are different from the starting materials in the examples.
  • the generated load was measured by the following method.
  • each cross section of the cubic boron nitride polycrystal and the cubic boron nitride sintered body was observed using a scanning electron microscope (SEM) to obtain an SEM image.
  • SEM scanning electron microscope
  • a circle was drawn on the SEM image, and eight straight lines were drawn from the center of the circle to the outer circumference of the circle in a radial pattern (so that the crossing angle between the straight lines was almost equal).
  • the observation magnification and the circle diameter were set so that the number of cubic boron nitride particles placed on one straight line was about 10 to 50.
  • the average intercept length is obtained by dividing the length of the straight line by the number of crossing, and the average intercept length is 1.128.
  • the magnification of the above SEM image was 30000 times. The reason is that at a magnification less than this, the number of grains in the circle increases, the grain boundary becomes difficult to see and count errors occur, and the possibility of including a plate-like structure when drawing a line increases. It is. Further, when the magnification is higher than this, the number of grains in the circle is too small, and an accurate average particle diameter cannot be calculated. However, in Comparative Examples 1 and 4, since the particle size was too large, the magnification was set to 3000 times.
  • a diamond indenter of R 200 ⁇ m was prepared as an indenter, and the indenter was pressed against a sample (each cubic boron nitride polycrystal and cubic boron nitride sintered body) at a speed of 100 N / min at 23 ° C. ⁇ 5 ° C. A load was applied until cracking occurred, and the load when cracking occurred was measured as the cracking load. This measurement was performed three times. Further, as a crack generation load of each sample, an average value of three values obtained as a result of measurement three times as described above was obtained, and the result is shown in the column of “crack generation load” in Table 1.
  • Examples 1 to 4, 6, and 7 were confirmed to contain 0.6 to 62% by volume of wurtzite boron nitride (wBN).
  • the average particle size of the cubic boron nitride of Examples 1 to 7 was 20 to 88 nm.
  • the crack generation load of Examples 1 to 7 was 27 to 55.
  • the average particle size of the cubic boron nitride of Comparative Example 1 was 1240 nm, which was larger than Examples 1-7. Further, the crack generation load of Comparative Example 1 is 17 N, which is lower than Examples 1 to 7, and it is clear that the strength is low.
  • Comparative Example 2 the ratio I (220) / I (111) in X-ray diffraction of cubic boron nitride is 0.03, and the orientation is large and is not isotropic. Further, the crack generation load of Comparative Example 2 is 15 N, which is lower than those of Examples 1 to 7, and it is clear that the strength is low.
  • Comparative Example 4 uses cubic boron nitride powder and a binder as raw materials, and the crack generation load is 10 N, which is clearly lower than Examples 1 to 7, and thus the strength is also low.
  • the cubic boron nitride polycrystals and the cubic boron nitride sintered bodies of the respective examples and comparative examples were attached to the tip of a ball end mill tool having a tip diameter of 0.5 mm, and the cutting performance was evaluated.
  • a hardened steel of HRC60 was prepared as a work material, and 24 m was cut under the conditions of a rotational speed of 60000 rpm, a cutting speed of 200 mm / min, a cutting depth of 5 ⁇ m, and a feed amount of 3 ⁇ m.
  • Table 2 shows the wear amount of the tool at the end of cutting as a tool wear relative ratio.
  • Example 7 As shown in Table 2, on the basis of Example 7 with the smallest amount of wear, the amount of wear in Examples was 1 to 2.0. On the other hand, in Comparative Example 1 and Comparative Example 2, large chips occurred at the cutting lengths of 12 m and 10 m, respectively, and the processing was stopped. Further, in Comparative Examples 3 and 4, the wear amount was 3.5 times and 8.1 times that of Example 7 and was significantly worn. For this reason, it was confirmed that the cubic boron nitride polycrystal of the example was tougher than the cubic boron nitride polycrystal of the comparative example and the cubic boron nitride sintered body.

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Abstract

　立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素を含み、該立方晶窒化ホウ素は、１５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を用いて１００Ｎ／ｍｉｎの速度で荷重をかけていく破壊強度試験において、亀裂発生荷重が２５Ｎ以上であるものである。

Description

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
　本発明は、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に関し、特に鉄系材料の切削工具、耐摩工具、および研削工具として有用な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に関するものである。
　立方晶窒化ホウ素（以下「ｃＢＮ」とも記す）はダイヤモンドに次ぐ硬度を有し、熱的安定性および化学的安定性にも優れる。また、鉄系材料に対しては、ダイヤモンドよりも安定なため、鉄系材料の加工工具としてｃＢＮ焼結体が用いられてきた。
　しかし、このｃＢＮ焼結体には、１０～４０体積％程度のバインダーが含まれており、このバインダーが、焼結体の強度、耐熱性、熱拡散性を低下させる原因となっていた。そのため、特に鉄系材料を高速で切削加工する場合に、熱負荷が大きくなり、刃先の欠損や亀裂が生じやすく工具の寿命を短くしていた。
　この問題を解決する手法として、バインダーを用いずに、触媒を用いてｃＢＮ焼結体を製造する方法がある。この方法では、六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）を原料とし、ホウ窒化マグネシウム（Ｍｇ3ＢＮ3）等を触媒として反応焼結させる。この方法で得られたｃＢＮ焼結体は、バインダーを含まないため、ｃＢＮ同士が強く結合しており、熱伝導率が高くなる。そのため、ヒートシンク材やＴＡＢ（Ｔａｐｅ　Ａｕｔｏｍａｔｅｄ　Ｂｏｎｄｉｎｇ）ボンディングツールなどに用いられている。しかし、この焼結体の中には触媒が少量残留しているため、熱を加えると触媒とｃＢＮとの熱膨張差による微細クラックが入りやすく、切削工具等には向かない。また、粒径が１０μｍ前後と大きいため、熱伝導率が高いものの、強度は弱く、負荷の大きい切削用途等には耐えられない。
　一方、ｈＢＮ等の常圧型ＢＮ（窒化ホウ素）を、超高圧高温下で触媒を用いず、直接ｈＢＮからｃＢＮへ変換させると同時に焼結させること（直接変換焼結法）によってもｃＢＮ焼結体は得られる。たとえば、特開昭４７－０３４０９９号公報（特許文献１）や特開平０３－１５９９６４号公報（特許文献２）に、ｈＢＮを超高圧高温下でｃＢＮに変換させｃＢＮ焼結体を得る方法が示されている。また、熱分解窒化ホウ素（ｐＢＮ）を原料とし、ｃＢＮ焼結体を得る方法がある。この種の方法が、例えば特開昭５４－０３３５１０号公報（特許文献３）や特開平０８－０４７８０１号公報（特許文献４）に示されている。この方法では７ＧＰａ、２１００℃以上の条件が必要である。
　上記の条件よりもマイルドな条件でｃＢＮ焼結体を得る方法が、特公昭４９－０２７５１８号公報（特許文献５）および特開平１１－２４６２７１号公報（特許文献６）に記載されている。
特開昭４７－０３４０９９号公報 特開平０３－１５９９６４号公報 特開昭５４－０３３５１０号公報 特開平０８－０４７８０１号公報 特公昭４９－０２７５１８号公報 特開平１１－２４６２７１号公報
　特許文献５は、圧力６ＧＰａ、１１００℃という条件でｃＢＮ焼結体を得る方法を開示している。この方法では原料であるｈＢＮの粒子を３μｍ以下にするため、ｈＢＮが数質量％程度の酸化ホウ素不純物や吸着ガスを含む。したがって、これらの不純物や吸着ガスの影響により、焼結が十分に進行せず、また、酸化物を含むために硬度、強度、耐熱性が低くなり、切削工具および耐摩工具等として用いることができない。
　特許文献６は、上記の問題を解決するために、低結晶性の六方晶窒化ホウ素を原料とし、６～７ＧＰａ、１５５０～２１００℃の条件で合成する方法を開示している。また、この方法で合成されたｃＢＮ多結晶体では結晶粒径が０．１～１μｍ程度であることが開示されている。
　しかしながら、仕上げ加工用および精密加工用などに有用な小さい粒径のｃＢＮ多結晶体を得るために焼結温度を低くすると、焼結性が低くなり多結晶体の強度が低くなる。さらに、粒径が小さくなると靭性が低くなり、工具が欠けやすくなるという課題もある。
　そこで、上記のような課題に鑑み、小さい粒径で、かつ強靭な立方晶窒化ホウ素多結晶体を提供することを目的とする。
　本発明の一態様に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素を含み、該立方晶窒化ホウ素は、１５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を用いて１００Ｎ／ｍｉｎの速度で荷重をかけていく破壊強度試験において、亀裂発生荷重が２５Ｎ以上であるものである。
　また、本発明の一態様に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体の製造方法は、
　出発物質として粒径０．５μｍ以下の六方晶窒化ホウ素粉末を準備する工程と、
　圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、
Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３、
Ｔ≦２２００、および
Ｐ≦２５
という条件を満たす温度および圧力において、該六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させる工程と
を備えている。
　上記によれば、立方晶窒化ホウ素多結晶体は、それを構成する立方晶窒化ホウ素の粒径が微細で、かつ強靭な多結晶体となる。
　[本発明の実施形態の説明]
　最初に本発明の実施態様を列記して説明する。
　本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意研究を重ねた結果、高圧高温下において、粒径０．５μｍ以下の六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素に変換することにより、微細な組織を有し、かつ強靱な立方晶窒化ホウ素多結晶体が得られることを見出した。
　［１］すなわち、本発明の一態様に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素を含み、該立方晶窒化ホウ素は、１５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を用いて１００Ｎ／ｍｉｎの速度で荷重をかけていく破壊強度試験において、亀裂発生荷重が２５Ｎ以上であるものである。この立方晶窒化ホウ素多結晶体は、それを構成する立方晶窒化ホウ素の粒径が微細で、かつ強靭な多結晶体となる。
　［２］上記立方晶窒化ホウ素は、１００ｎｍ以下の平均粒径を有することが好ましい。このように平均粒径をさらに小さくすることにより、小さな粒径が求められる用途への適用がより好適になる。
　［３］上記立方晶窒化ホウ素多結晶体は、ウルツ鉱型窒化ホウ素を０．０１体積％以上含むことが好ましい。これにより、多結晶体の組織がより緻密なものとなる。
　［４］上記立方晶窒化ホウ素多結晶体は、圧縮型六方晶窒化ホウ素を０．０１～０．５体積％含むことが好ましい。これにより、亀裂の進展を阻止し靭性を向上させることができる。
　［５］上記立方晶窒化ホウ素は、Ｘ線回折において、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ(111)に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ(220)の比Ｉ(220)／Ｉ(111)が０．１以上０．３以下であることが好ましい。これにより、多結晶体が等方的なものとなり、工具等とした場合に偏摩耗が低減される。
　［６］本発明の一態様の切削工具は、上記の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えたものである。この切削工具は、鉄系材料の切削に有用である。
　［７］本発明の一態様の耐摩工具は、上記の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えたものである。この耐摩工具は、鉄系材料の加工に有用である。
　［８］本発明の一態様の研削工具は、上記の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えたものである。この研削工具は、鉄系材料の研削に有用である。
　［９］本発明の一態様に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体の製造方法は、
　出発物質として粒径０．５μｍ以下の六方晶窒化ホウ素粉末を準備する工程と、
　圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、
Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３、
Ｔ≦２２００、および
Ｐ≦２５
という条件を満たす温度および圧力において、該六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させる工程と
を備えている。この製造方法により得られる立方晶窒化ホウ素多結晶体は、それを構成する立方晶窒化ホウ素の粒径が微細で、かつ強靭な多結晶体となる。
　[本発明の実施形態の詳細]
　以下、本発明の実施形態（以下「本実施形態」と記す）についてさらに詳細に説明する。
　＜立方晶窒化ホウ素多結晶体＞
　本実施形態に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素を含み、該立方晶窒化ホウ素は、１５０ｎｍ以下の平均粒径を有する。そして、当該立方晶窒化ホウ素多結晶体は、Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を用いて１００Ｎ／ｍｉｎの速度で荷重をかけていく破壊強度試験において、亀裂発生荷重が２５Ｎ以上であるものである。
　このように本実施形態に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素を含む。立方晶窒化ホウ素を含む限り、本実施形態の効果を示す範囲において不可避不純物を含んでいても差し支えない。不可避不純物としては、たとえば窒素（Ｎ2）、水素（Ｈ2）、酸素（Ｏ2）などを挙げることができる。該多結晶体は、実質的にバインダー、焼結助剤、触媒などを含んでおらず、本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体の有利な点の一つである。なぜなら、従来の立方晶窒化ホウ素焼結体のように、バインダーを含んだり、焼結助剤や触媒を含むことによるデメリットを解消できるからである。
　また、該立方晶窒化ホウ素多結晶体は、常圧型窒化ホウ素の含有率が０．１体積％以下であることが好ましい。常圧型窒化ホウ素が０．１体積％を超えて含有すると、強度が大幅に低下する可能性があるためである。
　なお、該立方晶窒化ホウ素多結晶体は焼結体であるが、通常焼結体とはバインダーを含むことを意図する場合が多いため、本実施形態では「多結晶体」という用語を用いている。
　＜立方晶窒化ホウ素＞
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体に含まれる立方晶窒化ホウ素は、小さい粒径を有するものであり、１５０ｎｍ以下の平均粒径を有することが好ましく、１００ｎｍ以下の平均粒径を有することがより好ましい。また、この平均粒径は、小さくなればなる程好ましいため、その下限をあえて限定する必要はないが、製造的観点からその下限は１０ｎｍである。
　このような立方晶窒化ホウ素の粒径は、応力集中が無く高強度になるという観点から均一であることが好ましく、このためここでいう平均粒径とは正規分布を示すことが好ましい。粒径が大きい粒子や小さい粒子が含まれる場合、そこに応力が集中してしまい強度が低くなるため、平均粒径は正規分布を示し、均一であることが好ましい。なお、本願において、単に立方晶窒化ホウ素の粒径という場合は、立方晶窒化ホウ素多結晶体を構成する立方晶窒化ホウ素の結晶粒の粒径を示すものとする。
　上記の平均粒径は、走査電子顕微鏡を用いた切断法により求めることができる。具体的には、まず走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて立方晶窒化ホウ素多結晶体を１０００～１０００００倍の倍率で観察し、ＳＥＭ画像を得る。
　次にそのＳＥＭ画像に円を描き、その円の中心から８本の直線を放射状（各直線間の交差角度がほぼ等しくなるよう）に円の外周まで引く。この場合、上記の観察倍率および円の直径は、上記の直線１本あたりに載る立方晶窒化ホウ素粒子（結晶粒）の個数が１０～５０個程度になるように設定することが好ましい。
　引続き、上記の各直線毎に立方晶窒化ホウ素の結晶粒界を横切る数を数え、直線の長さをその横切る数で割ることにより平均切片長さを求め、その平均切片長さに１．１２８をかけて得られる数値を平均粒径とする（この方法は、ＡＳＴＭ規格の公称粒径を算出する方法に準じたものである）。なお、このような平均粒径は、より好ましくは数枚のＳＥＭ画像を用いて、各画像毎に上記のような方法で平均粒径を求め、その平均粒径の平均値を平均粒径とすることが好適である。また、上記のような方法による測定では、立方晶窒化ホウ素以外の粒子（たとえばウルツ鉱型窒化ホウ素の結晶粒）の粒径を含む可能性があるが、このように他の粒子の粒径を含む場合であっても、立方晶窒化ホウ素の平均粒径とみなすものとする。
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体に含まれる立方晶窒化ホウ素は、このように小さい粒径を有することにより、工具等に用いる場合に負荷の大きな用途や微細加工用途など広範囲の用途に適用することができるものとなる。
　＜ウルツ鉱型窒化ホウ素＞
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体は、ウルツ鉱型窒化ホウ素（ｗＢＮ）を含んでいても良く、このようなウルツ鉱型窒化ホウ素を０．０１体積％以上含むことが好ましい。これにより、多結晶体の組織がより緻密なものとなる。なお、含有されるウルツ鉱型窒化ホウ素の含有量の上限は、ウルツ鉱型窒化ホウ素の特性の観点から７０体積％以下である。ウルツ鉱型窒化ホウ素が存在すると亀裂進展を阻害し靱性を向上させる効果があるが、ウルツ鉱型窒化ホウ素は六方晶窒化ホウ素から立方晶窒化ホウ素への転移の間の準安定相であるため、立方晶窒化ホウ素よりも安定性に劣り、耐摩耗性が低いという特性を有する。ウルツ鉱型窒化ホウ素の含有量のより好ましい範囲は、０．０１～２０体積％である。
　立方晶窒化ホウ素多結晶体がウルツ鉱型窒化ホウ素を含む場合、複数の立方晶窒化ホウ素の結晶粒と複数のウルツ鉱型窒化ホウ素の結晶粒とが、互いに分散するように構成される。そして、立方晶窒化ホウ素同士、ウルツ鉱型窒化ホウ素同士、さらに立方晶窒化ホウ素とウルツ鉱型窒化ホウ素とは、いずれも強固に結合し、緻密な組織を有することになる。
　なお、ウルツ鉱型窒化ホウ素の含有率が０．０１体積％以上であって、残部が立方晶窒化ホウ素および不可避不純物で構成される立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素が２０ｎｍ～７２ｎｍ程度の平均粒径を有し、後述の破壊強度試験における亀裂発生荷重が３３Ｎ以上となる。
　＜圧縮型六方晶窒化ホウ素＞
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体は、圧縮型六方晶窒化ホウ素を含んでいても良く、このような圧縮型六方晶窒化ホウ素を０．０１～０．５体積％含むことが好ましい。これにより、亀裂の進展を阻止し靭性を向上させる作用をもたらすことができる。また圧縮型ｈＢＮの存在を許容することで、広い温度範囲で焼結が可能となり、生産性が向上する。ただし圧縮型ｈＢＮが０．５体積％を超えると、圧縮型ｈＢＮでの応力集中が大きくなり強度が低下する場合もある。したがって立方晶窒化ホウ素多結晶体が圧縮型ｈＢＮをさらに含む場合、その上限は０．５体積％である。圧縮型ｈＢＮの体積含有率は、より好ましくは０．０１体積％以上０．１体積％以下であり、特に好ましくは０．０５体積％以上０．１体積％以下である。
　＜破壊強度試験＞
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体は、Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を用いて１００Ｎ／ｍｉｎの速度で荷重をかけていく破壊強度試験において、亀裂発生荷重が２５Ｎ以上であることを要する。この破壊強度試験は次のようにして実施する。
　まず、Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を準備する。「Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子」とは、当該ダイヤモンド圧子の先端形状の曲率半径が２００μｍであることを示す。この条件を満たす限り、他は特に限定することなくダイヤモンド圧子を用いることができる。
　次いで、このダイヤモンド圧子を立方晶窒化ホウ素多結晶体の表面に当接させ、このダイヤモンド圧子により１００Ｎ／ｍｉｎの速度で立方晶窒化ホウ素多結晶体に荷重をかけていく。そして、立方晶窒化ホウ素多結晶体に亀裂が発生した瞬間の荷重を測定し、この荷重を亀裂発生荷重とする。なお、亀裂が発生する瞬間はＡＥ（アコースティック・エミッション）センサーで検知することができる。
　この亀裂発生荷重が大きいほど強度が高いことを示す。よって、亀裂発生荷重は３０Ｎ以上であることがより好ましく、４０Ｎ以上であることがさらに好ましい。なお、亀裂発生荷重は大きいほど好ましいためその上限は特に限定されない。しかし、２００Ｎ以上の荷重をかけても亀裂が発生しない場合は、ダイヤモンド圧子自体が塑性変形する可能性があるため、この試験（測定手法）による亀裂発生荷重の上限値（限界値）は２００Ｎとなる。
　この亀裂発生荷重が２５Ｎ未満の場合、切削加工時等において容易に欠損する傾向にあり、切削加工等の用途に適さないものとなる。
　なお、上記の曲率半径がＲ２００μｍよりも小さくなると、亀裂が発生する前に試料（立方晶窒化ホウ素多結晶体）が塑性変形してしまい、亀裂に対する正確な強度を測定できない。また、曲率半径がＲ２００μｍよりも大きい圧子を用いても測定は可能であるが、亀裂が発生するまでにより大きな荷重が必要となる。そのため、本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体の破壊強度試験ではＲ２００μｍの圧子を用いることにした。
　また、本実施形態の破壊強度試験は、２３℃±５℃の温度条件下で実行されることが好ましい。これは、略室温に相当し、温度による試料の強度変化の除外や測定バラツキの抑制のためである。また、上記のように荷重をかける速度は１００Ｎ／ｍｉｎとしているが、これよりも小さい速度であっても差し支えない。しかし、１００Ｎ／ｍｉｎを超える速度で荷重をかけると、測定値がバラツキやすくなるため好ましくない。
　＜Ｘ線回折＞
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体に含まれる立方晶窒化ホウ素は、Ｘ線回折において、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ(111)に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ(220)の比Ｉ(220)／Ｉ(111)が０．１以上０．３以下であることが好ましい。これにより、多結晶体が等方的なものとなり、工具等とした場合に偏摩耗が低減される。
　比Ｉ(220)／Ｉ(111)が上記の範囲外である場合、多結晶体は配向することとなり、多結晶体に異方性が生じることになる。この場合、多結晶体に強度の分布が生じてしまい、強度の高い面と弱い面とが存在することなる。したがって、多結晶体を工具用途に用いることが不適切となる。特にエンドミルといった回転工具では摩耗もしくは欠損しやすい面としにくい面とに分かれてしまい、偏摩耗が生じる。上記の欠点を無くすために多結晶体を等方的にすることが好ましい。
　上記の比Ｉ(220)／Ｉ(111)は、より好ましくは０．１５以上０．２５以下である。
　＜用途＞
　本実施形態の立方晶窒化ホウ素多結晶体は、立方晶窒化ホウ素（結晶粒）の粒径が微細であり、かつ強靭であるため、切削工具、耐摩工具、研削工具などに用いることが好適となる。すなわち、本実施形態の切削工具、耐摩工具、および研削工具は、それぞれ上記の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えたものである。
　なお、上記の各工具は、その全体が立方晶窒化ホウ素多結晶体で構成されていても良いし、その一部（たとえば切削工具の場合、刃先部分）のみが立方晶窒化ホウ素多結晶体で構成されていても良い。また、各工具は、その表面にコーティング膜が形成されていても良い。
　ここで、上記切削工具としては、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、切削バイト等を挙げることができる。
　また、上記耐摩工具としては、ダイス、スクライバー、スクライビングホイール、ドレッサーなどを挙げることができる。
　また、上記研削工具としては、研削砥石などを挙げることができる。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体の製造方法は、
　出発物質として粒径０．５μｍ以下の六方晶窒化ホウ素粉末を準備する工程（以下「準備工程」とも記す）と、
　圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、
Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３、
Ｔ≦２２００、および
Ｐ≦２５
という条件を満たす温度および圧力において、該六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させる工程（以下「焼結工程」とも記す）と
を備えている。
　上記の製造方法により、上記で説明してきた立方晶窒化ホウ素多結晶体を製造することができる。すなわち、この製造方法により得られる立方晶窒化ホウ素多結晶体は、それを構成する立方晶窒化ホウ素の粒径が微細（すなわち平均粒径が１５０ｎｍ以下）で、かつ強靭（すなわち上記の破壊強度試験における亀裂発生荷重が２５Ｎ以上）な多結晶体となる。
　上記準備工程において、出発物質である六方晶窒化ホウ素粉末の粒径は、得られる立方晶窒化ホウ素多結晶体の立方晶窒化ホウ素の平均粒径よりも少し大きな粒径を有するものを採用しても良い。六方晶窒化ホウ素から立方晶窒化ホウ素へと転移する際にｈＢＮ間の結合を切って、原子の組み換えを経て再結合するために原料の粒径よりも立方晶窒化ホウ素の粒径が小さくなるためである。ただし、原料の粒径が小さいと本来のｈＢＮ間の結合が無い粒界が多くなるため、変換後の立方晶窒化ホウ素の粒径は小さくなる。逆に原料の粒径が大きいと立方晶窒化ホウ素の粒径が大きくなる。したがって、六方晶窒化ホウ素粉末の粒径は０．５μｍ以下とし、製造的理由からその下限値は０．０５μｍである。より好ましい粒径は、０．１μｍ以上０．５μｍ以下である。
　なお、六方晶窒化ホウ素粉末の粒径は、レーザー光を利用したレーザー回折散乱法により測定された平均粒径をいう。
　このような準備工程は、上記の六方晶窒化ホウ素粉末を準備するものである限り、その手段は限定されず、たとえば六方晶窒化ホウ素粉末を従来公知の合成法により製造したり、市販の六方晶窒化ホウ素粉末を入手する等の手段を挙げることができる。
　また、上記の焼結工程における圧力Ｐ（ＧＰａ）および温度Ｔ（℃）は、高温側では粒成長、低温側では未変換ｈＢＮの残留などの問題が発生し、強度が下がってしまうという理由から、以下の
Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３、
Ｔ≦２２００、および
Ｐ≦２５
という条件を満たすことが必要である。
　ここで、温度Ｔ（℃）は、立方晶窒化ホウ素多結晶体が得られる温度であれば特に限定はなく、その下限値を規定する必要はない。この温度Ｔ（℃）は、より好ましくは１３００～２１００℃である。
　また、圧力Ｐ（ＧＰａ）も、立方晶窒化ホウ素多結晶体が得られる圧力であれば特に限定はなく、その下限値を規定する必要はない。この圧力Ｐ（ＧＰａ）は、より好ましくは１０～２０ＧＰａである。
　上記した好適な範囲の温度および圧力を採用しかつ上記の関係式を満たす焼結工程を実行すると、得られる立方晶窒化ホウ素多結晶体の亀裂発生荷重は２５Ｎ以上となる。
　なお、上記焼結工程における上記温度および圧力の適用時間は、５分～２０分である。５分より短い場合、焼結が不十分となり、２０分より長くしても焼結状態に差はなく経済的に不利となる。より好ましい適用時間は、１０分～２０分である。
　このような焼結工程は、六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させる工程であるが、六方晶窒化ホウ素粉末の立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素への変換は、焼結助剤や触媒を用いることなく、六方晶窒化ホウ素が単独で直接立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換されるものであり、通常この変換は焼結と同時に行なわれることになる。
　上記のような製造方法により得られる立方晶窒化ホウ素多結晶体は、それを構成する立方晶窒化ホウ素の粒径が微細で、かつ弾性的な振舞を示すため、耐欠損性が向上した強靭な多結晶体となる。このため、立方晶窒化ホウ素多結晶体は、負荷の大きな高速の微細加工等の用途に使用される切削工具、耐摩工具、研削工具等に好適に用いることができる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　＜実施例１～７＞
　実施例１～実施例７に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として粒径０．５μｍの六方晶窒化ホウ素粉末（以下の表１の出発物質の欄に「微粒ｈＢＮ粉末」と示す）を準備した（準備工程）。
　次いで、上記で準備した六方晶窒化ホウ素粉末を高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した温度および圧力において２０分間保持することにより、六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、立方晶窒化ホウ素多結晶体を得た。
　なお、表１の温度および圧力は、Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３という条件を満たしている。
　＜比較例１＞
　比較例１に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として粒径０．５μｍの六方晶窒化ホウ素粉末（以下の表１の出発物質の欄に「微粒ｈＢＮ粉末」と示す）を準備した（準備工程）。
　次いで、上記で準備した六方晶窒化ホウ素粉末を高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した温度および圧力において２０分間保持することにより、六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、立方晶窒化ホウ素多結晶体を得た。
　なお、上記の条件は、温度が２４００℃であるため、Ｔ≦２２００という条件を満たさない。
　＜比較例２＞
　比較例２に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として粒径０．５μｍの六方晶窒化ホウ素粉末（以下の表１の出発物質の欄に「微粒ｈＢＮ粉末」と示す）を準備した（準備工程）。
　次いで、上記で準備した六方晶窒化ホウ素粉末を高融点金属からなるカプセルに入れ、上下加圧式のベルト型高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した温度および圧力において２０分間保持することにより、六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、立方晶窒化ホウ素多結晶体を得た。
　なお、上記の条件は、Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３という関係を満たさず、Ｘ線回折強度Ｉ(220)の比Ｉ(220)／Ｉ(111)が０．１以上０．３以下という関係も満たしていない。
　＜比較例３＞
　比較例３に係る立方晶窒化ホウ素多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として粒径５μｍ以下の六方晶窒化ホウ素粉末（以下の表１の出発物質の欄に「粗粒ｈＢＮ粉末」と示す）を準備した（準備工程）。
　次いで、上記で準備した六方晶窒化ホウ素粉末を高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した温度および圧力において２０分間保持することにより、六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、立方晶窒化ホウ素多結晶体を得た。
　なお、上記の条件は、Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３という関係を満たしているが、出発物質の粒径が５μｍ以下とされているため、実施例の出発物質に比し粒径が大きい点が異なっている。
　＜比較例４＞
　比較例４に係る立方晶窒化ホウ素焼結体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として平均粒径２μｍ以下の立方晶窒化ホウ素粉末とＣｏ系の金属結合材粉末（以下の表１の出発物質の欄に「ｃＢＮ粉末／金属結合材粉末」と示す）を準備した（準備工程）。
　次いで、上記で準備した立方晶窒化ホウ素粉末とＣｏ系の金属結合材粉末とを高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した温度および圧力において２０分間保持することにより焼結させた（焼結工程）。これにより、立方晶窒化ホウ素焼結体を得た。
　なお、上記の条件は、出発物質が実施例の出発物質と異なっている。
　＜評価＞
　上記の様にして得られた実施例１～７および比較例１～３の立方晶窒化ホウ素多結晶体、比較例４の立方晶窒化ホウ素焼結体の組成、Ｘ線回折、粒径、亀裂発生荷重を下記の手法で測定した。
　＜組成＞
　各立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体に含まれる立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）、圧縮型六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）、およびウルツ鉱型窒化ホウ素（ｗＢＮ）を、Ｘ線回折装置により同定した。この装置のＸ線の線源はＣｕであり、波長１．５４ÅのＫα線であった。その結果を表１の「組成」の欄に示す。
　＜Ｘ線回折＞
　各立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体に含まれる立方晶窒化ホウ素について、Ｘ線回折装置により、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ(111)に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ(220)の比Ｉ(220)／Ｉ(111)を求めた。この装置のＸ線の線源はＣｕであり、波長１．５４ÅのＫα線であった。その結果を表１の「ＸＲＤ　Ｉ(220)／Ｉ(111)」の欄に示す。
　＜粒径＞
　各立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体に含まれる立方晶窒化ホウ素の平均粒径を、走査電子顕微鏡を用いた切断法により求めた。
　すなわち、まず走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体の各断面を観察し、ＳＥＭ画像を得た。
　次にそのＳＥＭ画像に円を描き、その円の中心から８本の直線を放射状（各直線間の交差角度がほぼ等しくなるよう）に円の外周まで引いた。この場合、上記の観察倍率および円の直径は、上記の直線１本あたりに載る立方晶窒化ホウ素粒子の個数が１０～５０個程度になるように設定した。
　引続き、上記の各直線毎に立方晶窒化ホウ素の結晶粒界を横切る数を数え、直線の長さをその横切る数で割ることにより平均切片長さを求め、その平均切片長さに１．１２８をかけて得られる数値を平均粒径とした。
　なお、上記のＳＥＭ画像の倍率は３００００倍とした。その理由は、これ以下の倍率では、円内の粒の数が多くなり、粒界が見えにくくなるとともに数え間違いが発生する上、線を引く際に板状組織を含める可能性が高くなるからである。また、これ以上の倍率では、円内の粒の数が少な過ぎて、正確な平均粒径が算出できないからである。ただし、比較例１および４に関しては、粒径が大きすぎるため、倍率を３０００倍とした。
　また、各実施例および各比較例毎に、１つの試料に対して別々の箇所を撮影した３枚のＳＥＭ画像を使用し、各ＳＥＭ画像毎に上記の方法で平均粒径を求め、得られた３つの平均粒径の平均値を平均粒径とした。その結果を表１の「平均粒径」の欄に示す。
　＜亀裂発生荷重＞
　各立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体について、亀裂発生荷重を測定するために、以下の条件で破壊強度試験を実施した。
　すなわち、圧子としてＲ２００μｍのダイヤモンド圧子を準備し、２３℃±５℃において１００Ｎ／ｍｉｎの速度で圧子を試料（各立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体）に押し付けて、亀裂が発生するまで荷重をかけ、亀裂が発生した際の荷重を亀裂発生荷重として測定した。この測定を３回行なった。また、各試料の亀裂発生荷重として、上記のように３回測定した結果の３つの値の平均値を求め、その結果を表１の「亀裂発生荷重」の欄に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、実施例１～４、６、７は、０．６～６２体積％のウルツ鉱型窒化ホウ素（ｗＢＮ）を含有していることが確認された。また、実施例１～７の立方晶窒化ホウ素の平均粒径は、２０～８８ｎｍであった。このとき、実施例１～７の亀裂発生荷重は２７～５５であった。
　これに対し、比較例１の立方晶窒化ホウ素の平均粒径は１２４０ｎｍと実施例１～７と比較して大きかった。また比較例１の亀裂発生荷重は１７Ｎであり、実施例１～７よりも低く、以って強度が低いことは明らかである。
　また、比較例２は、立方晶窒化ホウ素のＸ線回折における比Ｉ(220)／Ｉ(111)が０．０３となっており、配向性が大きく、等方的ではない。また比較例２の亀裂発生荷重は１５Ｎであり、実施例１～７よりも低く、以って強度が低いことは明らかである。
　また、比較例３は、粒径５μｍの六方晶窒化ホウ素粉末を原料としており、平均粒径が１６５ｎｍで実施例１～７と比較して大きかった。このとき、亀裂発生荷重は２１Ｎであり、実施例１～７よりも低く、以って強度も低いことは明らかである。
　また、比較例４は立方晶窒化ホウ素粉末と結合材を原料としており、亀裂発生荷重は１０Ｎであり、実施例１～７よりも低く、以って強度も低いことは明らかである。
　さらに、各実施例および各比較例の立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体を先端径０．５ｍｍのボールエンドミル工具の先端に取り付け、切削性能について評価を行なった。被削材としてＨＲＣ６０の焼入鋼を準備し、回転数６００００ｒｐｍ、切削速度２００ｍｍ／ｍｉｎ、切り込み量５μｍ、送り量３μｍの条件で、２４ｍの切削を行なった。切削終了時の工具の摩耗量を工具損耗相対比として表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、一番摩耗量が少なかった実施例７を基準とすると実施例の摩耗量は１～２．０であった。これに対し、比較例１および比較例２はそれぞれ切削長１２ｍおよび１０ｍの段階で大きな欠けが発生し、加工を中止した。また、比較例３および４は実施例７に対して摩耗量が３．５倍と８．１倍と大きく摩耗していた。このため、実施例の立方晶窒化ホウ素多結晶体が比較例の立方晶窒化ホウ素多結晶体および立方晶窒化ホウ素焼結体に対し、強靭であることが確認された。
　以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (9)

  1. 　立方晶窒化ホウ素を含み、
    　前記立方晶窒化ホウ素は、１５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、
    　Ｒ２００μｍのダイヤモンド圧子を用いて１００Ｎ／ｍｉｎの速度で荷重をかけていく破壊強度試験において、亀裂発生荷重が２５Ｎ以上である、立方晶窒化ホウ素多結晶体。
  2. 　前記立方晶窒化ホウ素は、１００ｎｍ以下の平均粒径を有する、請求項１に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体。
  3. 　前記立方晶窒化ホウ素多結晶体は、ウルツ鉱型窒化ホウ素を０．０１体積％以上含む、請求項１または請求項２に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体。
  4. 　前記立方晶窒化ホウ素多結晶体は、圧縮型六方晶窒化ホウ素を０．０１～０．５体積％含む、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体。
  5. 　前記立方晶窒化ホウ素は、Ｘ線回折において、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ(111)に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ(220)の比Ｉ(220)／Ｉ(111)が０．１以上０．３以下である、請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えた切削工具。
  7. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えた耐摩工具。
  8. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の立方晶窒化ホウ素多結晶体を備えた研削工具。
  9. 　出発物質として粒径０．５μｍ以下の六方晶窒化ホウ素粉末を準備する工程と、
    　圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、
    Ｐ≧－７．６８×１０-9Ｔ3＋５．３００３×１０-5Ｔ2－０．１２２４Ｔ＋１０２．２３、
    Ｔ≦２２００、および
    Ｐ≦２５
    という条件を満たす温度および圧力において、前記六方晶窒化ホウ素粉末を立方晶窒化ホウ素およびウルツ鉱型窒化ホウ素に変換させ、かつ焼結させる工程と
    を備えた、立方晶窒化ホウ素多結晶体の製造方法。
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