DE2828742C2

DE2828742C2 -

Info

Publication number: DE2828742C2
Application number: DE2828742A
Authority: DE
Inventors: Francis Raymond Westerville Ohio Us Corrigan
Original assignee: General Electric Co
Current assignee: General Electric Co
Priority date: 1977-07-01
Filing date: 1978-06-30
Publication date: 1989-02-02
Also published as: GB2002333A; AU3761978A; AU524584B2; NL7807196A; IE781320L; IT1096850B; MX149093A; IT7825186A0; IE47548B1; DK298578A; CH644091A5; NO153603B; ATA477478A; BR7804310A; JPS63394B2; SE447241B; DE2828742A1; BE868653A; ZA783449B; IN150013B

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von gesinterten, polykristallinen kubischen Bornitridpreßlingen gemäß Oberbegriff des Patentanspruches 1, sowie eine Verwendung der erhaltenen Preßlinge.

Es sind drei kristalline Formen von Bornitrid bekannt: (1) eine weiche graphitische (hexagonale) Form (HBN), deren Struktur graphitischem Kohlenstoff entspricht; (2) eine harte Wurtzit-Form (hexagonal; WBN), die hexagonalem Diamant entspricht; und (3) eine harte Zinkblende-Form (kubisch; CBN), die kubischem Diamant entspricht.

Man kann sich vorstellen, daß diese drei BN-Kristallstrukturen durch die Schichtung einer Reihe von Lagen (Schichten) von Atomen gebildet werden. Bei der graphitischen Niederdruckstruktur werden die Schichten aus planar verschmolzenen Hexagonen (vergleichbar mit Badezimmerkacheln) gebildet, wobei die Eckpunkte der Hexagone alternativ durch Bor- und Stickstoffatome gebildet werden und wobei die Eckpunkte vertikal so geschichtet sind, daß die B- und N- Atome auch in der Schichtrichtung [001] alternieren, wie in Fig. 1A erläutert wird. Bei den dichteren CBN- und WBN-Kristallstrukturen sind die Atome der Schichten aus der Ebene verschoben; die beiden dichten Strukturen resultieren aus Abwandlungen in der Schichtung dieser Schichten. Gemäß den Fig. 1B und 1C kann die Schicht-Schichtungs sequenz der CBN- und WBN-Strukturen daher folgendermaßen wiedergegeben werden:

. . . A B C A . . . und . . . A B A B . . .

Bei den HBN- und WBN-Kristallen sind die Schichten längs der Richtung [001] angeordnet (d. h. die kristallographische c-Achse verläuft senkrecht zu den Schichten), wobei beim CBN-Kristall die Schichten längs der Richtung [111] angeordnet sind. Diese Schichten werden als hexagonale Schichten bzw. Ebenen bezeichnet. Bei HBN ist die Bindung zwischen den Atomen in den Schichten vorwiegend eine starke kovalente Bindung, jedoch mit nur schwacher van der Waals- Bindung zwischen den Schichten. Bei WBN und CBN werden starke, überwiegend kovalente tetraedrische Bindungen zwischen jedem Atom und seinen vier Nachbarn gebildet.

Hartphasen-BN-Preßlinge liegen in zwei Grundtypen vor: als Bündelpreßlinge und als Verbundpreßlinge.

Ein Bündelpreßling wird als ein Bündel von Schleifmittel kristallen definiert, die entweder (1) selbstbindend, (2) durch ein bindendes Medium zwischen den Kristallen oder (3) durch eine Kombination von (1) und (2) verbunden sind. Es wird auf die US-PSen 31 36 615 und 32 33 988 hinsichtlich einer detaillierten Beschreibung bestimmter Typen von Bündelpreßlingen und von Methoden zu ihrer Herstellung hingewiesen.

Ein Verbundpreßling wird als Bündelpreßling definiert, der an ein Substratmaterial gebunden ist, z. B. Wolframcarbid-Hartmetall. Die Bindung an das Substrat kann entweder bei oder nach der Bildung des Bündelpreßlings ausgebildet werden. Hier wird auf die US-PSen 37 43 489 und 37 67 371 hinsichtlich einer detaillierten Beschreibung bestimmter Typen von Verbundpreßlingen und von Verfahren zu ihrer Herstellung hingewiesen.

Bekannte Verfahren zur Herstellung von CBN-Preßlingen können allgemein in vier Kategorien eingeteilt werden und werden wie hier definiert. (1) Katalytisches Umwandlungs verfahren; ein Einstufenverfahren, bei dem ein katalytisches Metall oder eine katalytische Legierung die Umwandlung von HBN in CBN gleichzeitig mit der Bildung des Preßlings fördern; (2) Bindemedium-Verfahren; ein Zweistufen verfahren, bei dem die erste Stufe die Umwandlung von HBN in CBN und die zweite Stufe die Bildung eines Preßlings aus gereinigten CBN-Kristallen im Gemisch mit einem Metall oder mit einer Legierung betrifft, die die Einbindung des CBN in den Preßling fördern; (3) direktes Sinterverfahren; ein Zweistufenverfahren, das Verfahren (2) mit der Ausnahme entspricht, daß der Preßling ohne Zugabe eines Metalls oder einer Legierung zum Fördern der Bindung der CBN-Kristalle gebildet wird; (4) direktes Umwandlungsverfahren: ein Einstufenverfahren, bei dem im wesentlichen reines HBN unmittelbar in CBN-Preßlinge ohne die Hilfe von Katalysatoren und/oder Bindemedien umgewandelt wird.

Katalytische Verfahren und Verfahren mit Bindemedium sind im allgemeinen nachteilig, da die Katalysatoren und das Bindemedium eine geringere Härte als CBN besitzen und von der resultierenden Masse zurückgehalten werden, was die Härte und die Abriebfestigkeit der Massen herabsetzt. Es wird insbesondere auf die US-PS 32 33 988 (Spalte 4, Zeile 3, bis Spalte 6, Zeile 41) und auf die US-PS 39 18 219 hinsichtlich einer eingehenderen Besprechung von katalytisch gebildeten CBN-Preßlingen und auf die US-PSen 37 43 489 und 37 67 371 für Einzelheiten von CBN-Preßlingen unter Verwendung von Bindemedien hingewiesen.

Es wurde festgestellt, daß das direkte Umwandlungsverfahren, das theoretisch möglich ist, in der Praxis zu hohe Verluste aufweist, da es schwierig ist, durchwegs eine ausreichende Anzahl von Kristall-Kristall-Bindungen in gleichmäßiger Verteilung durch den Preßling zu erzielen. Wenn das nicht der Fall ist, sind Festigkeit und Dichte des Preßlings weniger als ideal.

Die direkte Umwandlung unter statischem Druck von HBN zu den dichteren Wurtzit- oder den kubischen Phasen (Zink blende-Phasen) bei Drücken von 100 kbar und mehr ausführlich in J. Chem. Phys., 38, Seiten 1144-49, 1963 (Bundy et al.) und in der US-PS 32 12 852 beschrieben. Ein Nachteil dieser Methode besteht darin, daß im Druckbereich von mehr als 100 kbar das effektive Reaktionsvolumen begrenzt ist, wodurch die Größe der umgewandelten polykristallinen Preßlinge begrenzt wird.

In der letzten Zeit sind zahlreiche Berichte und Patente über die direkte Umwandlung von HBN in CBN-Bündelpreßlinge bei Drücken unter 100 kbar veröffentlicht worden. Beispiele für diese Veröffentlichungen sind:

1. Wakatsuki et al., JA-PS 49-27 518.
2. Wakatsuki et al., JA-PS 49-30 357.
3. Wakatsuki et al., JA-PS 49-22 925.
4. Wakatsuki et al., US-PS 38 52 078.
5. Wakatsuki et al., "Synthesis of Polycrystalline Cubic Boron Nitride", Mat. Res. Bull., 7, 999-1004 (1972).
6. Sirota, N., GB-PS 13 17 716, in der das Verfahren gemäß Oberbegriff des Patentanspruches 1 beschrieben ist.

Die Veröffentlichungen 1 bis 5 beschreiben, daß eine direkte Umwandlung bei Drucken von mehr als 50 kbar (vorzugsweise 60 kbar und darüber) und Temperaturen oberhalb 1100°C stattfindet, während Veröffentlichung 6 eine Umwandlung bei Drücken von 60 kbar und mehr im Temperaturbereich von 1800 bis 3000°C beschreibt.

Gemäß den Veröffentlichungen wurde im allgemeinen HBN-Pulver als Ausgangsmaterial verwendet. Es kann auf die US-PS 31 52 006 und 35 78 403 hinsichtlich einer eingehenderen Beschreibung von PBN und R-PBn und annehmbarer Verfahren zu ihrer Herstellung hingewiesen werden. Bei dem in der US-PS 35 78 403 beschriebenen Verfahren zum Rekristallisieren von pyrolytischem Bornitrid, wird bei einem Druck von bis zu 1,35 kbar ein Produkt erhalten, das einkristallinem hexagonalem Bornitrid verwandt ist.

PBN ist eine Niederdruckform von HBN, die typischerweise durch thermische Reaktion von BCl₃-NH₃-Dämpfen auf einem Graphitsubstrat gebildet wird. Der Niederschlag besitzt die hohe Reinheit von 99,99%, eine Dichte im Bereich von ca. 2,0 bis 2,18 g/cm³ (gegenüber 2,28 für kristallines HBN), eine Kristallitgröße im Bereich von 5 bis 10 nm und eine bevorzugte Kristallitorientierung im Bereich von 50 bis 100° in der Richtung [001] (c-Achse). Die Struktur von PBN ist wie bei dem analogen pyrolytischen Kohlenstoff im Kohlenstoffsystem wenig bekannt. Es sind verschiedene Modelle zur Erläuterung der Struktur von PBN und pyrolytischem Kohlenstoff vorgeschlagen worden. Nach einem der bekannteren Modelle (das turbostratischer Zustand genannt wird), bilden die B- und N-Atome mehr oder weniger parallele Lagen von verschmolzenen, hexagonalen, graphitischen BN-artigen Schichten, wobei die Schichtung jedoch in Richtung parallel zu den Schichten unregelmäßig und hinsichtlich einer Drehung um die Senkrechte zu diesen Schichten unregelmäßig ist. Andere Modelle betonen die Mängel und Störungen in den Schichten. Der erhöhte Schichtabstand der pyrolytischen Materialien (3,42 · 10-1 nm für PBN gegenüber 3,33 · 10^-1 nm für kristallines HBN) geht in erster Linie auf die Störung in der Schichtungsrichtung zurück, was zu einer schwachen van der Waals-Bindung zwischen den Schichten führt.

Trotz der hohen Störung fehlt PBN nicht jegliche kristallo graphische Ordnung (es ist nicht amorph). Es liegt eine, wenn auch unvollständige Anordnung der B- und N-Atome in graphitartigen Schichten vor; es ist die geordnete Schichtung der Schichten, die auffälligerweise fehlt. Es ist eine starke Strukturumwandlung erforderlich, um pyrolytisches BN zur HBN-Struktur der Fig. 1 umzuwandeln.

Das "niedergeschlagene" PBN wird nachstehend als unumkristallisiertes PBN (U-PBN) bezeichnet.

Ein anderer bekannter PBN-Typ ist rekristallisiertes PBN (R-PBN). Es wird durch Temperatur unter Druck von PBN gebildet und besitzt eine theoretische Dichte von 2,28 g/cm³, eine hochkristalline Struktur mit einem Schichtabstand von 3,33 · 10^-1 nm, eine Reinheit von 99,99% und eine bevorzugte Kristallitorientierung von etwa 2° in der Richtung [001] (c-Achse).

Jeder PBN-Typ wird in Form eines festen, zusammenhängenden Flachmaterials hergestellt und ist in dieser Form verfügbar, wobei die hexagonalen Schichtungsebenen jedes Kristallits mit den Hauptebenen des Flachmaterials bis zum Grad der bevorzugten Orientierung ausgerichtet sind. So sind die hexagonalen Schichtungsebenen (001) von U-PBN mit im Bereich von etwa 50 bis 100° variierenden Winkeln zu den Hauptebenen des Flachmaterials ausgerichtet, wobei die Ebenen (001) von R-PBN in im Bereich von etwa 2° oder weniger variierenden Winkeln in bezug auf die Hauptebenen des Flachmaterials ausgerichtet sind.

Bei der Klassifizierung von PBN unterscheidet man zwischen "Substratkeimbildung" oder "kontinuierlicher Keimbildung bzw. Keimumbildung". PBN mit Substratkeimbildung ist als Material gekennzeichnet, das im wesentlichen frei von mit abgeschiedenen, in der Gasphase gebildeten Teilchen ist, die als neue Keimbildungsstellen wirken. Material mit konti nuierlicher Keimbildung ist durch die Gegenwart von mitab geschiedenen, in der Gasphase gebildeten Teilchen gekennzeichnet, die zu einer kontinuierlichen Keimumbildung während des Abscheidungsvorgangs führen. Die Konzentration der mitabgeschiedenen, in der Gasphase gebildeten Teilchen und damit der Grad der Umbildung wird durch die Größe des Wachstumskonus wiedergespiegelt, der sich während des Abscheidungsvorgangs ausbildet. Ein großer Wachstumskonus ist für ein Material mit Substratkeimbildung charakteristisch und ist dementsprechend von einem niedrigen Grad von Keimumbildung begleitet und umgekehrt. Die Struktur des Wachstumskonus kann bei niedriger Vergrößerung beobachtet werden. Die Ausdrücke PBN mit "Substratkeimbildung" und "kontinuierlicher Keimumbildung" definieren mehr oder weniger entgegengesetzte Zustände des Gefüges. Es gibt einen Übergangsbereich der Mikrostruktur zwischen dem Gefüge der kontinuierlichen Keimumbildung mit einer hohen Konzentration an mitabge schiedenen, in der Gasphase gebildeten Teilchen zur Struktur der Substratkeimbildung ohne mitabgeschiedene Teilchen.

Ferner beschreibt die bereits angeführte US-PS 32 12 852 in Spalte 10 in den Zeilen 19 bis 24 die Verwendung von PBN als Ausgangsmaterial bei einem Direktumwandlungs verfahren, das bei Drucken von oberhalb 100 kbar durchgeführt wird.

Es wurde durch Experiment festgestellt, daß Bündelpreßlinge, die nach den Lehren der angeführten Veröffentlichungen hergestellt werden, die gewünschten Leistungsstandards bei Tests nicht erreichen, mit denen die Brauchbarkeit derartiger Preßlinge für Einsätze in Schneidwerkzeugen gemessen werden soll.

Ferner hat der Trend zur Verkleinerung auf dem Elektronik sektor zu einer Suche nach besseren wärmeableitenden Substraten für Festkörpervorrichtungen geführt. Z. B. gilt für fast alle Mikrowellenvorrichtungen, daß Wärme, die beim Betrieb erzeugt wird, zu einer verminderten Leistung führt; die Ableitung der erzeugten Wärme ist der kritische Faktor, der den Einsatz begrenzt. Ein üblicherweise verwendetes, sauerstoffreies, hochwärmeleitendes Kupfer (Kühlblech) besitzt eine Wärmeleitfähigkeit von etwa 4 W/cm °C bei Raumtemperatur. Für Anwendungszwecke, bei denen ausgezeichnete dielektrische Eigenschaften erforderlich sind, wird üblicherweise gesintertes Berylliumoxid verwendet, obgleich seine Wärmeleitfähigkeit nur etwa die Hälfte der Kupferleitfähigkeit beträgt. Eine Kombination von hoher Wärmeleitfähigkeit und guten dielektrischen Eigenschaften ist für neue Substratmaterialien hoch erwünscht.

Ein Einkristalldiamant vom Typ IIa besitzt die höchste Raum temperatur-Wärmeleitfähigkeit aller bekannten Materialien und wird gegenwärtig in begrenztem Umfang für einige Mikrowellenvorrichtungen verwendet. Bekannte Anwendungen für verbesserte wärmeableitende Diamantsubstrate reichen von Kühlblechen für Festkörpermikrowellengeneratoren, wie Gunn- und IMPATT-Dioden, bis zu Festkörperlasern, Hoch leistungstransistoren und integrierten Schaltungen. Die Verwendung ist hinsichtlich der Kosten und der Schwierigkeiten beim Formen begrenzt.

Ein hochwärmeleitfähiges Material, das billiger als Ein kristalldiamant vom Typ IIa ist, wäre sehr erwünscht, wenn es auch gute dielektrische Eigenschaften besäße und zu größeren Objekten als Diamant vom Typ IIa geformt werden könnte.

Zusätzlich zu Diamant wurde CBN als mögliches dielektrisches Kühlblechmaterial vorgeschlagen. Von Slack, J. Phys. Chem. Solids 34, 321 (1972) wurde für reines Einkristall-CBN eine thermische Leitfähigkeit bei Raumtemperatur von ca. 13 W/cm °C vorausgesagt. Bis jetzt wurden maximale Werte von nur ca. 2 W/cm °C für gesinterte CBN-Preßlinge beschrieben. In der JA-PS 61 413/50 wurden jedoch Wärmeleit fähigkeitswerte von 6,3 W/cm °C für gesinterte CBN- Preßlinge mit Isotopenanreicherung im Vergleich mit 1,7 W/cm °C für gesinterte Preßlinge mit der natürlichen Iso topenkonzentration beschrieben.

Es ist Aufgabe der Erfindung, polykristalline CBN-Preßlinge ohne Verunreinigungen (insbesondere Sauerstoff und Stickstoff als Verunreinigung) herzustellen, die als Gitterwellenstreuzentren wirken und damit die Wärme leitfähigkeit begrenzen würden.

Die vorstehende Aufgabe wird gemäß kennzeichnendem Teil des Patentanspruches 1 gelöst. Das Produkt des Verfahrens ist ein harter, abriebfester CBN-Bündel preßling mit vorzugsweise orientierten Kristalliten. Auch durch die Umwandlung von PBN in einem begrenzten Temperatur bereich (vorzugsweise etwa 2100 bis 2500°C) werden CBN-Bündelpreßlinge mit einer Wärmeleitfähigkeit im Bereich von etwa 2 bis 9 Watt/cm °C und mit einer Kristallit größe von weniger als 100 nm bis mehr als 1 × 10⁴ nm hergestellt. Es zeigen:

Fig. 1A, 1B und 1C schematische Ansichten der atomaren Kristallstrukturen von HBN, CBN bzw. WBN;

Fig. 2 eine axiale Querschnittsteilansicht einer HP/HT- Vorrichtung unter Einschluß einer bevorzugten Ausführungsform einer Reaktionszelle, die bei Ausübung der Erfindung verwendet wird;

Fig. 3 eine axiale Querschnittsteilansicht einer zweiten bevorzugten Ausführungsform einer HP/HT- Reaktionszelle, die bei Ausführung der Erfindung verwendet wird;

Fig. 4 ein Bundy-Wentorf-Bornitrid-Phasendiagramm;

Fig. 5 ein Bornitrid-Phasendiagramm mit Punkten, die den bevorzugten Arbeitsbereich gemäß der Erfindung erläutern;

Fig. 6 eine perspektivische Ansicht von einem Schneid werkzeugeinsatz mit einem Bündelpreßling, der erfindungsgemäß hergestellt wurde;

Fig. 7 eine graphische Darstellung der Abnutzung eines Preßlingwerkzeugs als Funktion der Zeit, wobei die Leistung eines gemäß der Erfindung erhaltenen Bündelpreßlingwerkzeugs mit bekannten Verbundpreßlingwerkzeugen verglichen wird;

Fig. 8 eine Röntgenstrahlenbeugung von R-PBN;

Fig. 9 eine Röntgenstrahlenbeugung eines gemäß der Erfindung erhaltenen CBN-Bündelpreßlings.

Fig. 10 eine Röntgenstrahlenbeugung einer Probe von gemahlenem Pulver eines gemäß der Erfindung erhaltenen CBN-Bündelpreßlings;

Fig. 11 eine graphische Darstellung der Kristallitgröße in Abhängigkeit von der Verarbeitungstemperatur eines gemäß der Erfindung erhaltenen Bündelpreßlings;

Fig. 12 eine graphische Darstellung der Wärmeleitfähigkeit in Abhängigkeit von der Material temperatur verschiedener Materialien unter Einschluß von gemäß der Erfindung erhaltenen Bündelpreßlingen;

Fig. 13 eine graphische Darstellung der Wärmeleit fähigkeit in Abhängigkeit von der Verarbeitungs temperatur eines gemäß der Erfindung erhaltenen Bündelpreßlings;

Fig. 14 eine schematische Darstellung einer elektronischen Vorrichtung mit einem gemäß der Erfindung erhaltenen CBN-Preßlingkühlblech.

Die Fig. 2 und 3 sind Querschnittsansichten von zylindrischen Reaktionszellen 11 und 201, die zur Verwendung mit üblichen Band-HP/HT-Vorrichtungen brauchbar sind, die zur Herstellung von CBN-Bündelpreßlingen gemäß der Erfindung verwendet werden. Eine bevorzugte Ausführungs form der Bandvorrichtung ist ferner teilweise in Fig. 2 mit darin angeordneter Reaktionszelle 11 und ausführlich in der US-PS 29 41 248 dargestellt.

Gemäß Fig. 2 umfaßt die Vorrichtung 17 ein Paar von Hartmetall-Wolframcarbidstempeln 19 und 21 und ein Zwischen band oder Preßwerkzeug 22 aus demselben Material. Das Preßwerkzeug 22 weist eine Öffnung 25 auf, in der die Reaktions zelle 11 angeordnet ist. Zwischen dem Stempel 19 und dem Preßwerkzeug 22 und zwischen dem Stempel 21 und dem Preßwerkzeug 22 befinden sich Dichtungs/Isolier-Einsätze 27, 29, die jeweils ein Paar von thermisch isolierenden und elektrisch nicht-leitenden Pyrophyllit-Elementen 30, 31 und eine dazwischenliegende Metalldichtung 32 umfassen.

Die Reaktionszelle 11 umfaßt eine zylindrische Lavabuchse 51. Die Buchse 51 kann alternativ aus Glas, weichem Keramikmaterial, Talk, Steatit oder Formen von Pyrophyllit oder Speckstein hergestellt sein. Konzentrisch in und benachbart zur Buchse 51 ist ein Graphitwiderstandsheizrohr 53 angeordnet. Im Rohr 53 befindet sich in konzentrischer Anordnung ein Kontaminations schutzrohr 55 aus Tantal. Außerhalb des Schutzrohrs 55 sind als Verschluß jedes Endes des Heizrohrs 53 Heiz rohrpfropfen 57, 59 aus heiß gepreßtem Bornitrid oder einem anderen Hochtemperaturisoliermaterial angeordnet. Die Pfropfen 57, 59 sind von elektrisch leitenden Kohlen stoffhülsen 61, 63 umgeben.

Es werden elektrisch leitende Metallendscheiben 35 und 37 an jedem Ende des Graphitheizrohres 53 verwendet, um einen elektrischen Kontakt vorzusehen. In Nachbarschaft zu jeder Scheibe 35, 37 befindet sich je ein Endkappeneinsatz 39, 41, von denen jeder einen Pyrophyllitpfropfen bzw. eine Pyrophyllitscheibe 45 umfaßt, die von einem elektrisch leitenden Stahlring 46 umgeben ist.

Die Scheibe 65 aus PBN-Ausgangsmaterial wird zentral im Schutzrohr 55 angeordnet. Von einem Paar Abstandshalter scheiben 67, 69 aus Kohlenstoff ist jeweils ein Abstands halter auf jeder Seite der Scheibe 65 angeordnet. Ein Paar von Kontaminationsschutzscheiben 71, 73 aus Tantal ist außerhalb der Abstandshalterscheiben 67, 69 angeordnet. Außerhalb der Schutzscheiben 71, 73 als Verschluß der jeweiligen Enden des Schutzrohrs 55 ist ein Paar von elektrisch isolierenden Scheiben 75, 76 aus heißgepreßtem BN angeordnet.

Das Schutzrohr 55 und die Schutzscheiben 71, 73 sollen eine Diffusion von Verunreinigungen verhindern bzw. wirken als Getter für Verunreinigungen, von denen festgestellt wurde, daß sie die Umwandlung und den Sintervorgang stören, wobei diese Verunreinigungen in die Probe bei der Umwandlung unter HP/HT-Bedingungen eindringen.

Es können auch andere Metalle, die den Umwandlungs/Sinter vorgang nicht stören und ein Eindringen von Verunreinigungen in die PBN-Probe verhindern, als Schutzmaterial verwendet werden. Zu anderen Metallschutzmaterialien können z. B. Metalle der Gruppe 4, wie Titan und Vanadin, Metalle der Gruppe 5, wie Zirkonium, Molybdän und Niob, und Metalle der Gruppe 6, wie Hafnium und Wolfram, gehören.

Fig. 3 zeigt eine zweite bevorzugte Ausführungsform einer Reaktionszelle 201 zur Durchführung der Erfindung. Die Reaktionszelle 201 umfaßt eine zylindrische Lavabuchse (nicht dargestellt) gemäß Fig. 2. Konzentrisch in und benachbart zu der Buchse befindet sich ein Kontaminations schutzrohr 205 aus Tantal. In dem Rohr 205 befindet sich ein konzentrisch angeordnetes Graphitwiderstands heizrohr 207.

Eine abgekantete Scheibe 209 aus PBN-Ausgangsmaterial ist zentral in dem Heizrohr 207 angeordnet. Ein Paar von Abstandshalterscheiben 211, 213 aus Kohlenstoff ist mit einer Scheibe auf jeder Seite der Scheibe 65 angeordnet. Ein Paar von Kontaminationsschutzscheiben 215, 217 aus Tantal befindet sich außerhalb der Abstandshalter scheiben 67, 69. Außerhalb der Schutzscheiben 215, 217 befindet sich in der angegebenen Reihenfolge ein Paar von elektrisch isolierenden Scheiben 219, 221 aus heißgepreßtem BN; ein Paar von Kohlenstoffscheiben 223, 225; und ein zweites Paar von Scheiben 227, 229 aus heißgepreßtem BN. Es wurde festgestellt, daß dieser Zellaufbau dem der Fig. 2 überlegen ist, da eine Laminierung des Ta-Rohrs 205 bzw. dessen Verbindung mit dem Preßling aus der Ausgangsmaterial scheibe 209 durch den Einsatz des Heizrohrs 207 zwischen der Scheibe 209 und dem Rohr 205 vermieden wird, wobei weniger Sprünge bzw. Risse in den Preßlingen aus derartigen Zellen gefunden wurden.

Gemäß einem anderen Merkmal der Erfindung wurde festgestellt, daß es hinsichtlich einer zusätzlichen Verminderung von Rissen in den Bündelpreßlingen aus derartigen Zellen vorteilhaft ist, die umlaufende Kante der Ausgangs materialscheibe 209 abzurunden oder abzukanten. Es wird angenommen, daß durch Kantenbeanspruchung bzw. -spannungen herabgesetzt werden, die bei der Dekompression der Zelle auftreten, wodurch eine weitere Verminderung von Preßlingrissen erzielt wird. Die abgerundeten Kanten der Scheibe 209 weist auch der umgewandelte Bündelpreßling auf. Bei der Herstellung eines Schneidwerkzeugs aus einem derartigen Bündelpreßling kann die abgerundete Kante erforderlichenfalls weggeschliffen werden.

Dem Fachmann ist es klar, daß die Reaktionszellen 11 und 201 der Fig. 2 und 3 so ausgebildet werden können, daß sie mehrere Kammern für die gleichzeitige Umwandlung einer Vielzahl von PBN-Proben umfassen. Man kann das dadurch erreichen, daß man mehrere Scheiben von Ausgangs materialproben durch Scheiben aus Graphit oder andere inerten Trennscheiben trennt.

Die Arbeitsweise des gleichzeitigen Anwendens von hohem Druck und hoher Temperatur in der vorstehend beschriebenen Vorrichtung ist dem Fachmann der Hochdrucktechnik bekannt. Die vorstehende Beschreibung bezieht sich lediglich auf eine HP/HT-Vorrichtung. Es sind viele andere Vorrichtungen zur Erzeugung der erforderlichen Drucke und Temperaturen geeignet, die erfindungsgemäß eingesetzt werden können.

Fig. 4 zeigt ein Bornitridphasendiagramm gemäß Bundy und Wentorf (J. Chem. Phys., 38, 1144-1149 (1963)). In diesem Diagramm bedeutet AB die Phasengleichgewichtsgrenze für CBN und HBN. Bei Drucken oberhalb EB im Bereich EBC wurde festgestellt, daß eine spontane Umwandlung von HBN zu WBN oder CBN eintritt. Bei niedrigeren Temperaturen links vom gestrichelten Bereich FB im Bereich FBE findet vorwiegend eine Umwandlung zu WBN statt. Bei den höheren Temperaturen rechts von FB im Bereich von FBC findet überwiegend eine Umwandlung zu CBN statt.

Bei der Ausübung der Erfindung wird eine Reaktionszelle mit einer PBN-Probe in eine HP/HT-Vorrichtung gegeben, zusammengepreßt und danach unter einem Druck bei Temperatur- und Druckwerten unterhalb des von Bundy und Wentorf angegebenen Bereichs für die Direktumwandlung (d. h. unterhalb der Kurve EB) des Phasendiagramms erhitzt (Fig. 4). Die HP/HT-Bedingungen werden ausreichend lange für eine Umwandlung von PBN in einen stark gesinterten CBN-Bündelpreßling beibehalten. Man läßt die Probe danach ausreichend unter Druck abkühlen, um eine Rückumwandlung vor dem Ablassen des Drucks zu verhindern.

Das Rechteck M der Fig. 4 und 5 (die nachstehend besprochen werden) zeigt die allgemeine Beziehung des bevorzugten Arbeitsbereichs der Fig. 5 in bezug auf das vollständige Bundy-Wentorf-Phasendiagramm (Fig. 4).

Fig. 5 zeigt die Ergebnisse einer Reihe von Direktum wandlungs- und Rückumwandlungsversuchen im Niederdruckbereich. Die Direktumwandlungsversuche wurden mit PBN- Proben in Zellen gemäß Fig. 2 und einer Erhitzungsdauer von 10 min durchgeführt. Die Rückumwandlungsversuche wurden mit CBN-Bündelpreßlingen, die zuvor durch direkte Umwandlung von PBN in CBN hergestellt worden waren, gleichfalls in einer Zelle gemäß Fig. 2 bei einer Erhitzungsdauer von 10 min durchgeführt. Bei Fig. 5 wurde eine Umwandlung von PBN in CBN im Bereich JHI und eine Rückumwandlung von CBN in HBN bei Temperaturen oberhalb der Kurve GHI erzielt. Ferner ist in Fig. 5 ein Schnitt KL der CBN/HBN-Gleichgewichtskurve AB des Bundy-Wentorf-Diagramms wiedergegeben. Die gefundenen Ergebnisse zeigen, daß sich der CBN-Stabilitätsbereich über die Bundy-Wentorf-Gleich gewichtskurve KL hinaus erstreckt. Obgleich eine Teilumwandlung von PBN in CBN bei Temperaturen von 1850 bis 1900°C erreicht wurde, werden für die Praxis Temperaturen von etwa oberhalb 2000°C als erforderlich angesehen, um CBN-Preßlinge zu erhalten, die bearbeitet werden können.

Bei der Auswahl von PBN-Ausgangsmaterialien zur Ausübung der Erfindung wurde festgestellt, daß PBN mit Substrat keimbildung verwendet werden soll, damit die Umwandlung abläuft und damit große, feste, gut gesinterte Massen besser reproduzierbar hergestellt werden können. Wenn PBN mit kontinuierlicher Keimumbildung als Ausgangsmaterial verwendet wird, wird die Umwandlung inhibiert.

Im vorliegenden Zusammenhang bedeutet der Ausdruck PBN mit Substratkeimbildung ein Material, bei dem die Konzentration der mitabgeschiedenen, in der Gasphase gebildeten Teilchen (die für ein Material mit kontinuierlicher Keimumbildung charakteristisch sind) ausreichend niedrig ist, so daß keine Störung mit der Umwandlung des PBN zu einem festen, fest gebundenen CBN-Bündelpreßling eintritt.

Bei der Ausübung der Erfindung sind die Umwandlung und das Sinterverhalten von PBN sehr variabel.

Die folgenden Verhaltenstypen bzw. -muster wurden bei PBN- Scheibenproben beobachtet:

A. PBN wandelt sich überhaupt nicht um.
B. Es tritt eine im wesentlichen vollständige Umwandlung zu einem fest gebundenen (gut gesinterten) Bündelpreßling ein, jedoch nur in einem begrenzteren Temperaturbereich bei Temperaturen oberhalb etwa 1800 bis 2000°C.
C. Die Umwandlung unter starker Bindung tritt in Schichten parallel zur PBN-Scheibendeck- und -bodenfläche ein, wobei der Rest der Probe unumgewandelt bleibt. Wie bei B. tritt dieser Schichtumwandlungstyp nur bei Temperaturen oberhalb 1800 bis 2000°C ein, wobei die umgewandelten Schichten im allgemeinen entweder an der Deckfläche oder an der Bodenfläche der PBN-Scheibe angeordnet sind.
D. PBN wird im wesentlichen vollständig in einem breiteren Temperaturbereich zu einem wenig gesinterten Bündel preßling umgewandelt.

Der Unterschied im Aussehen und den Eigenschaften zwischen den beiden vollständig umgewandelten Preßlingtypen B und D ist recht beträchtlich. Preßlinge B sind schwarz und lassen rotes Licht durch, während Preßlinge D opak grau bis milchig weiß sind und in der Farbe Preßlingen sehr ähnlich sind, die durch direkte Umwandlung von HBN-Pulver gebildet wurden. Preßlinge B sind dichter und beträchtlich härter als Preßlinge D.

Es wird angenommen, daß der Unterschied im Umwandlungs verhalten auf zwei Faktoren beruht:

1. Unterschiede im Gefüge des PBN.
2. Verunreinigung des anfänglich reinen PBN während der Umwandlung unter HP/HT-Bedingungen offenbar durch Diffusion von aktivem Material in das PBN aus umgebenden Zellbereichen bei der hohen Temperatur.

In einer Reaktionszelle wie der Zelle 11 (Fig. 2), die eine Kontamination des PBN dadurch verhindert, daß man PBN mit einer Diffusionsbarriere umgibt, werden nur Ergebnisse gemäß A, B und C erhalten. Es wird angenommen, daß die Reinheit des PBN-Ausgangsmaterials (99,99+%) während der Umwandlung beibehalten wird; dementsprechend wird angenommen, daß ein hochreiner Bündelpreßling (99,99+%) erfindungsgemäß hergestellt wird.

Schichtumwandlungsergebnisse gemäß Typ C wurden mit PBN- Scheiben erhalten, bei denen eine Abwandlung des Gefüges in der Scheibe beobachtet wurde, wobei die sich umwandelnde Schicht einen größeren Wachstumskonus als sich nicht umwandelnde Schichten besaß. Wenn man das Material, das für eine Schichtumwandlung vom Typ C verwendet wurde, hohen Temperaturen und Drucken unterwirft, wird eine Umwandlung vom Typ B erreicht. Jedoch ist die Verwendung von derartigem Material nicht bevorzugt, da die Anwendung hoher Temperaturen und Drucke beträchtlich die Kosten und die Schwierigkeiten bei der Herstellung von guten Bündelpreßlingen erhöht.

Es wurde ferner festgestellt, daß die Erfindung von verschiedenen Oxiden (Al₂O₃, MgO und B₂O₃) bei im übrigen nicht kontaminierten Versuchen zu einer Umwandlung bei Temperaturen im Bereich von 1500 bis 1700°C unabhängig vom Gefüge der PBN-Proben führte. Jedoch sind Preßlinge, die auf diese Weise gebildet wurden, weniger dicht und beträchtlich weniger fest als Preßlinge, die aus PBN mit Substratkeimbildung unter sauberen Bedingungen hergestellt wurden; sie entsprechen den Preßlingen vom Typ D, die bei einer kontaminierten Umgebung erhalten werden. Diese Ergebnisse scheinen anzuzeigen, daß Oxide eine Quelle für Kontaminierung sind und aktiv die Umwandlung zu CBN fördern können, jedoch für das Sintern nachteilig sind.

Der Hauptnachteil bei der Bildung von großen polykristallinen Massen mit pulverförmigem Ausgangsmaterial scheint darin zu beruhen, daß die Oberflächenverunreinigung der einzelnen Teilchen das Sintern (Binden) zwischen den Teilchen inhibiert und so die Festigkeit des resultierenden Preßlings herabsetzt. Die Gegenwart von Oxidverunreinigungen in der Reaktionszelle unter Einschluß von B₂O₃ und Feuchtigkeit ist besonders nachteilig für den Sintervorgang.

Gemäß einem anderen Merkmal der Erfindung wurde festgestellt, daß die Strukturbeziehung zwischen dem vorzugsweise orientierten PBN-Ausgangsmaterial und dem CBN-Bündel preßling bei der Umwandlung beibehalten wird, so daß der hergestellte CBN-Bündelpreßling gleichfalls vorzugsweise orientiert ist.

Wie bereits besprochen wurde, zeigt das R-PBN- und U-PBN- Plattenmaterial eine bevorzugte Orientierung der Kristallit achse c in bezug auf eine Achse senkrecht zur Hauptebene der Plattenprobe. R-PBN besitzt eine bevorzugte Orientierung von etwa 2° oder weniger und U-PBN eine be vorzugte Kristallorientierung im Bereich von etwa 50 bis 100°.

Bei der direkten Umwandlung von R-PBN zu CBN stellt die epitaxiale Beziehung zwischen der Ausgangs- und der umge wandelten Form eine Parallele zu der übereinandergelagerten hexagonalen Schichten (hexagonal stacking layers) dar; d. h. die R-PBN-Ebene (001) verläuft im wesentlichen parallel zur CBN-Ebene (111). Für U-PBN wird gleichfalls angenommen, daß die Orientierung der übereinandergelagerten hexagonalen Schichten nach der Umwandlung zu CBN die gleiche ist.

Für U-PBN und R-PBN wird angenommen, daß die Aktivierungs energien etwa 837 kJ/g betragen (das entspricht der Verdampfungsenergie). Diese hohen Aktivierungsenergien legen nahe, daß der direkte Umwandlungsvorgang im wesentlichen eine Auflösung des PBN-Gitters erfordert, bevor sich die Atome zu CBN zusammensetzen können. Die epitaxiale Beziehung, die für beide PBN-Typen beobachtet wurde, zeigt an, daß der Gitterabbau und das Wiederzusammenfügen zu CBN normal ablaufen, ohne daß eine ungeordnete Zwischenphase durchlaufen wird. Röntgenbeugungen an umgewandelten CBN-Flächen (die Normale zur Preßrichtung der U-PBN-Platte) zeigen gut entwickelte CBN-(111)- und CBN-(220)-Beugungen, was anzeigt, daß eine relativ breite Variation der Orientierung der übereinanderliegenden hexagonalen Ebenen (bzw. c-Achsen) beibehalten wird; das entspricht einer relativ breiten Variation der Orientierung der ursprünglichen U-PBN-Platte. Das legt nahe, daß die hexagonalen Schichten des CBN von der Richtung des angelegten Drucks (der senkrecht zu den hexagonalen Ebenen angelegt wird) nicht beeinflußt wird, da sie nicht senkrecht zur Richtung des angelegten Drucks ausgerichtet werden. Bei der viel engeren c-Achsenwinkelverteilung des R-PBN wird nur eine sehr schwache CBN-(200)-Beugung beobachtet. Diese Ergebnisse zeigen folgendes; während eine Mikroum kristallisation des U-PBN vor der Umwandlung in CBN bei hohem Druck eintreten kann, kristallisiert das U-PBN nicht vor der Umwandlung in CBN zu einer hochorientierten Struktur analog der Struktur von R-PBN um.

Das folgende Beispiel 8 betrifft die vorstehende Besprechung der Kristallstruktur eines CBN-Bündelpreßlings gemäß der Erfindung.

Nachstehend wird die Erfindung durch Beispiele näher erläutert.

Das PBN, das in den folgenden Beispielen verwendet wurde, lag in Form rechteckiger Platten vor (1,65 bis 6,4 mm dick). Die Platten wurden zu Quadraten zerschnitten (etwa 13 mm), die von Hand zu Scheiben gefeilt wurden, so daß sie in die zylindrischen Hochdruckzellen paßten.

Nach dem Zusammensetzen wurden die Zellen in eine Bandvorrichtung gemäß Fig. 2 gegeben und bis zum gewünschten Druck zusammengepreßt. Die Proben wurden danach erhitzt, indem man einen elektrischen Strom durch die Zellen leitete. Das Erhitzen wurde manuell gesteuert, indem man die an die Zellen abgegebene Energie einstellte. Nachdem man die gewünschte Zeit lang erhitzt hatte, wurden der Strom abgeschaltet und die Proben abgekühlt, bevor man den Druck abließ.

Die Verbundpreßlinge (Standard), die in den folgenden Beispielen angeführt werden, wurden gemäß der US-PS 37 67 371 hergestellt.

Beispiel 1

Es wurde eine 1,65 mm dicke U-PBN-Scheibe in einer Zelle gemäß Fig. 2 bei einem Druck von 65 kbar und etwa 2300 bis 2400°C 30 min lang behandelt. Es wurde ein stark gebundener, gut gesinterter Bündelpreßling erhalten, der leicht einen Verbundpreßling kratzte. Die Probe wurde mit Diamanten geschliffen, um Unregelmäßigkeiten der Oberfläche zu entfernen, und für einen Härtetest glatt poliert.

Vergleichsbeispiel

Die folgenden Beispiele erläutern den Einfluß verschiedener anorganischer Oxide auf das HP/HT-Umwandlungsverhalten von PBN. Bei diesen Versuchen wurden dünne Schichten aus B₂O₃-, MgO- und Al₂O₃-Pulver in Nachbarschaft zu 1,65 mm starken U-PBN-Scheiben in Zellen gemäß Fig. 2 angeordnet. Die Versuchsbedingungen und die Ergebnisse sind der folgenden Tabelle zu entnehmen:

Tabelle 1

Diese Ergebnisse zeigen den katalytischen Einfluß der verschiedenen Oxide sowohl auf die Umkristallisation als auch auf die Umwandlung von PBN. Obgleich einige stark gebundene polykristalline CBN-Fragmente bei diesen Versuchen erhalten wurden, fand überwiegend eine Umwandlung zu wenig festen Körpern statt.

Beispiel 2

Es wurde eine 1,65 mm dicke U-PBN-Scheibe bei 65 kbar und 2200 bis 2300°C 30 min lang in einer Zelle gemäß Fig. 2 behandelt. Die Probe wurde teilweise umgewandelt, wobei sich eine stark gebundene polykristalline CBN-Schicht an einer Fläche der Scheibe ausbildete und der Rest der Probe unumgewandelt blieb. Eine mikroskopische Untersuchung der PBN-Platte, aus der diese Probe herausgeschnitten wurde, zeigte ein unterschiedliches Gefüge der Platte. Insbesondere wurde festgestellt, daß der Wachstumskonus auf der Seite der Platte, auf der eine Umwandlung stattfand, größer und charakteristischer für Material und Substratkeimbildung war als der Konus auf der anderen Seite der Platte, auf der keine Umwandlung stattfand.

Beispiel 3

Es wurde eine zweite U-PBN-Scheibe, die aus derselben PBN-Platte des Beispiels 2 herausgeschnitten worden war, bei 65 kbar und 2250 bis 2350°C 30 min lang gleichfalls in einer Zelle gemäß Fig. 3 mit demselben Ergebnis behandelt, d. h. Umwandlung einer stark gebundenen Schicht auf einer Seite der Scheibe, wobei der Rest der Probe unumgewandelt blieb.

Beispiel 4

Es wurde eine weitere U-PBN-Scheibe mit gleichfalls unter schiedlichem Gefüge, die jedoch aus einer anderen Platte als bei den Beispielen 2 und 3 herausgeschnitten worden war, gleichfalls in einer Zelle gemäß Fig. 2 bei 2200 bis 2300°C und 65 kbar 30 min lang behandelt. Wie in den Beispielen 2 und 3 zeigte eine Seite der Scheibe einen großen Wachstumskonus, der für Material mit Substratkeimbildung charakteristisch ist, während die andere Seite einen kleineren Wachstumskonus zeigte, der mehr für Material mit kontinuierlicher Keimumbildung charakteristisch ist. Die Umwandlung fand wieder nur in einer Schicht auf der Seite der PBN-Scheibe mit größeren Wachstumskonussen statt.

Beispiel 5

Es wurde eine 2,41 mm starke U-PBN-Scheibe bei 65 kbar und 2200 bis 2300°C 30 min lang in einer Zelle gemäß Fig. 2 behandelt. Eine mikroskopische Untersuchung der PBN-Platte, von der diese Probe abgeschnitten worden war, zeigte einen großen Wachstumskonus, wie er für PBN mit Substratkeimbildung charakteristisch ist, auf beiden Plattenflächen. Der resultierende stark gebundene CBN- Bündelpreßling wurde auf der Oberfläche auf beiden Seiten flach und bis zu einem Durchmesser von 8,89 mm zylindrisch geschliffen, um ihn als Schneidwerkzeugeeinsatz zu verwenden.

Beispiel 6

Es wurde eine 1,65 mm dicke U-PBN-Scheibe, die einen großen Wachstumskonus zeigte, der typisch für pyrolytisches BN mit Substratkeimbildung ist, in derselben Zelle und unter denselben Bedingungen wie in Beispiel 5 behandelt. Der resultierende stark gebundene Bündelpreßling wurde gleichfalls auf seiner Oberfläche flach und bis zu einem Durchmesser von 8,89 mm zur Verwendung als Schneidwerkzeugeinsatz zylindrisch geschliffen.

Beispiel 7

Es wurde eine 2,41 mm dicke U-PBN-Scheibe in einer Zelle gemäß Fig. 2 bei 65 kbar und 2200 bis 2300°C 30 min lang umgewandelt. Die PBN-Scheibe wies große Wachstums konusse auf, wie sie für Material mit Substratkeimbildung typisch sind. Der resultierende stark gebundene Bündel preßling wurde in einen Wolframcarbidring auf einem Wolframcarbidträger gemäß der Arbeitsweise des Beispiels 11 mit der Ausnahme eingelötet, daß der Carbidring einen Sitz mit einem Durchmesser von 1,00 cm besaß und einen Bündelpreßling vor dem Löten nicht zylindrisch geschliffen worden war. Nach (1) dem Verlöten des Carbidrings, des Preßlings und des Carbidträgers und (2) dem Flachschleifen der Oberfläche des Rings und des Preßlings wurde eine feste Carbidscheibe unter Verwendung derselben Lötlegierung an den Ring und die Probe angelötet, bevor die Mitte der Einheit ausge schliffen wurde. Nach dem zylindrischen Schliff wurde die Carbidkappe, die vollständig den Preßling bedeckte, auf ihrer Oberfläche bis zu einer Stärke von etwa 0,305 mm geschliffen. Die Aufgabe der Carbidkappe besteht darin, Schnitzel bzw. Späne während des Schneid vorganges zu zerkleinern.

Die Schneidwerkzeuge, die aus direkt umgewandelten Bündel preßlingen der Beispiele 5 bis 7 hergestellt worden waren, wurden für Schneidtests verwendet, bei denen gehärtete Stahlwerkstücke (Iconel 718 und T-1) abgedreht wurden.

Die Tests mit Iconel 718 wurden mit den Werkzeugen der Beispiele 5, 6 und 7 und zwei Standard-Verbund preßling-Einsatzwerkzeugen durchgeführt. Bei diesem Test wurde jedes der Werkzeuge gegen einen festen Iconel- 718-Block 1,75 min lang bei einem Vorschub von 0,127 mm/ Umdrehung, einer Schneidtiefe von 0,508 mm und einer Schneidgeschwindigkeit gemäß Tabelle 2 geführt. Nach dem Testen wurde der eingetretene Kantenabtrag jeder Probe gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 zusammen gestellt.

Tabelle 2

Wie man Tabelle 2 entnehmen kann, sind die Werte der direkt umgewandelten Werkzeuge mit denen der Standard- Verbundpreßling-Werkzeuge vergleichbar.

Das Werkzeug des Beispiels 5 wurde beim Abdrehen von gehärteten Werkzeugstahlwerkstücken (T-1; Härte = R _c 58 bis 60) getestet. Es wurden zwei Tests bei verschiedenen Abdrehbedingungen durchgeführt. Bei diesen Tests wurde der Werkzeugkantenabtrag als Funktion der Schneiddauer sowohl für die direkt umgewandelten Bündelpreßlinge als auch für die Standard-Verbundpreßlinge unter denselben Bedingungen gemessen.

Die Testbedingungen und die Werkzeuglebensdauer (für einen Kantenabtrag von 0,38 mm) sind in Tabelle 3 zusammengestellt. Die Fig. 7 zeigt graphische Darstellungen des Werkzeugkantenabtrags als Funktion der Zeit bei hoch- und niedertourigen Tests. Es ist zu ersehen, daß die Bündelpreßlinge den Standard-Verbundpreßlingen bei beiden Tests überlegen sind. Gesinterte Wolframcarbid-Einsätze (Carboloy - Handelsbezeichnung 883 und 55A) fielen rasch aus (in etwa 15 sec unter diesen Bedingungen).

Tabelle 3

Beispiel 8

Es wurde eine scheibenförmige Probe aus R-PBN (Durchmesser 10 mm und Dicke 15 bis 20 mm) in CBN bei einem Druck von 65 kbar und einer Temperatur im Bereich von etwa 2200 bis 2300°C unter Verwendung einer Reaktionszelle gemäß Fig. 2 umgewandelt. Fig. 8 zeigt ein Röntgenstrahlen beugungsmuster, das mit einer CuK-Strahlung auf die flache Oberfläche der R-PBN-Scheibe erhalten wurde. Es wurden nur die Reflexionen (002) und (004) der graphitischen Grundebenen beobachtet, wobei alle Reflexionen vom Typ (h) ≠ 0, k, l) fehlten, was die stark orientierte Natur der Probe mit den hexagonal übereinander angeordneten Ebenen parallel zur Scheibenoberfläche anzeigte (d. h. die c-Achse war senkrecht zur Scheibenoberfläche).

Fig. 9 zeigt das Beugungsmuster derselben Oberfläche der intakten Scheibe nach Umwandlung in CBN; Fig. 10 zeigt das Muster einer Pulverprobe, die durch Schlagmahlen eines Teils der Scheibe erhalten wurde. In Fig. 9 zeigt die sehr geringe Intensität (bzw. das Fehlen) der Reflexionen (002) und (200), daß die Scheibe mit den CBN- Ebenen-(111) parallel zur Oberfläche hoch orientiert ist, wie es bei den Ebenen (001) der Ausgangs-R-PBN-Probe der Fall war. Das bedeutet, daß die Richtung (001) (c-Achse) des ursprünglichen R-PBN die Richtung (111) der umgewandelten CBN-Scheibe wird. In Fig. 10 sind die Reflexionen (200) und (220) in der unregelmäßigeren Pulverprobe deutlicher.

Es wurden Bereiche der umgewandelten Scheibe nach und nach von der Oberfläche abgeschliffen (bis zu etwa der halben Dicke); die Beugungstemperatur der nach und nach frei gelegten Flächen zeigten, daß die Vorzugsorientierung durch das Innere der Probe verläuft.

Bei der Durchführung des Verfahrens zur Umwandlung von PBN in CBN-Bündelpreßlinge gemäß der Erfindung wurde festgestellt, daß mit einer steigenden Umwandlung bzw. HP/HT-Verarbeitungstemperatur ein allmählicher Anstieg der Wärmeleitfähigkeit des hergestellten Preßlings eintritt, bis eine Temperatur von etwa 2200°C erreicht wird, wonach die Wärmeleitfähigkeit scharf mit steigender Temperatur ansteigt. Es wurde ferner festgestellt, daß die Wärmeleitfähigkeit in unmittelbarer Beziehung zu der Kristallitgröße des Preßlings steht. Die Preßlinge sind dadurch gekennzeichnet, daß sie (gemessen bei Raum temperatur) Wärmeleitfähigkeiten von etwa 3 bis 9 Watt/cm °K in Abhängigkeit von der Kristallitgröße besitzen. Es wird angenommen, daß diese Feststellungen dadurch erklärt werden können, daß in nicht-metallischen elektrisch isolierenden Kristallen die Wärmeenergie durch Gitterwellen (Schallquant bzw. Phonon) geleitet wird und direkt proportional der mittleren freien Gitterwellen wegstrecke ist, und daß Gitterstörungen von der Größenordnung wie die mittlere Gitterwellenwegstrecke bei perfekten Kristallen die mittlere freie Gitterwellenwegstrecke reduzieren und dadurch die Wärmeleitfähigkeit herabsetzen können.

Die Preßlinge mit größeren Kristalliten (Preßlinge mit größerem k) zeigen ein T^-1-Verhalten der Wärmeleitfähigkeit einer reinen, begrenzten Gitterwellen/Gitterwellen- Streuungs-Wärmeübertragung; d. h., daß eine geringe oder überhaupt keine Gitterwellenstreuung an den Kristallitgrenzen eintritt. Die Preßlinge sind frei von sekundären Bindemittel/ Katalysator-Phasen, die die erzielbare Wärmeleitfähigkeit begrenzen würden. Wegen der hohen Reinheit des eingesetzten PBN-Ausgangsmaterials und wegen der Verarbeitung unter sauberen Bedingungen wird angenommen, daß die Preßlinge frei von Verunreinigungen sind, die als Gitterwellenstreuzentren wirken und die Wärmeleitfähigkeit begrenzen würden. Auch wegen der hohen Reinheit und des Fehlens von elektrisch leitenden Phasen besitzen derartige Preßlinge einen hohen elektrischen Widerstand, eine niedrige relative Dielektrizitätskonstante und einen kleinen dielektrischen Verlusttangens.

Die Preßlinge zeigen eine Vorzugsorientierung der Kristallite, wobei sie die Vorzugsorientierungseigenschaften des PBN-Ausgangsmaterials beibehalten. Da die Grenzflächen Gitterwellenstreuung zwischen Kristalliten proportional zum Grad der Kristallitgitterabweichung ist, müßte der Grenzflächenwärmewiderstand zwischen Kristalliten infolge der Vorzugsorientierung kleiner sein als der Grenzflächen wärmewiderstand von unregelmäßiger orientierten Preßlingen, die durch Sintern von CBN-Pulvern oder durch direkte Umwandlung von HBN-Pulvern erhalten werden.

Die erfindungsgemäße Lehre zur Herstellung von CBN-Bündel preßlingen mit hoher Wärmeleitfähigkeit wird aus den folgenden Beispielen verständlicher.

Beispiele 9 bis 24

In den Beispielen 9 bis 2 wurden mehrere Bündelpreßlinge aus abgekanteten scheibenförmigen Proben aus U-PBN in einer Reaktionszelle gemäß Fig. 3 hergestellt. In allen Beispielen wurde mit Ausnahme von Beispiel 24, das bei 45 bis 50 kbar durchgeführt wurde, mit etwa 70 kbar bei den Temperaturen und Zeitspannen der Tabelle 4 gearbeitet. Die Zeitspannen der Tabelle 4 gelten für die maximale Temperatur, d. h. jeder angegebene Wert bedeutet die Gesamt wärmebehandlungsdauer abzüglich der Zeit, die zum Erreichen der maximalen Temperatur erforderlich ist.

Die Beispiele 23 und 24 betreffen einen Preßling des Stands der Technik aus direkt umgewandelten HBN-Pulver und einen CBN-Verbundpreßling des Stands der Technik; sie sind in Tabelle 4 zu Vergleichszwecken aufgenommen.

Der Preßling des Beispiels 23 aus direkt umgewandeltem HBN-Pulver wurde durch direkte Umwandlung einer Probe (1,4 g) von HBN-Pulver (Corborundum Company, HPF) hergestellt. Die Probe wurde in eine Zelle gemäß Fig. 3 gegeben und hinsichtlich der Temperaturen und Zeitspanne gemäß Tabelle 4 behandelt.

Nach der Umwandlung wurden die Oberflächen der Preßlinge der Beispiele 9 bis 22 flach und parallel geschliffen und durch Röntgenstrahlenbeugung analysiert. Der Durchmesser der direkt umgewandelten Proben variierte von etwa 11,7 bis 12,4 mm bei Stärken von 1,57 bis 3,66 mm. Danach wurden die Probendichten der Tabelle 4 bestimmt. Mit Ausnahme der Beispiele 18, 21 und 22, die bei den niedrigsten Temperaturen hergestellt wurden, entsprachen die Dichten im Rahmen der experimentellen Fehler der Einkristalldichte.

In Beispiel 24 wurde eine Bündelpreßlingprobe aus einem Verbundpreßling durch Entfernen des Carbidsubstrats hergestellt, indem geschliffen und geläppt wurde, bis alle Carbidspuren entfernt waren. Die Endstärke betrug 0,94 mm.

Die effektive Kristallitgröße der Preßlinge wurde durch Analyse der Röntgenstrahlenbeugungslinienbreite (bzw. -peakbreite) bestimmt.

Analysen nach dieser Technik basieren auf der Tatsache, daß Abweichungen von der perfekten kristallinen Struktur, z. B. verminderte Kristallitgröße, Gitterverformung durch ungleichmäßige Beanspruchung oder Gitterstörungen, zu besonderen Peaks mit einer Verbreiterung führen können. Entsprechend der Natur der Röntgenstrahlenbeugungsarbeitsweise treten Linien mit einer Verbreiterung nur dann auf, wenn die Kristallitgröße oder die Abweichung der Gitterstörung kleiner als etwa 100 nm sind; der Beugungsstrahl kann also keine Gitterstörung bei Abständen von mehr als etwa 100 nm ermitteln.

In nichtmetallischen, isolierenden Kristallen wird die Wärme energie durch Gitterwellen geleitet. Bei gut wärmeleitenden isolierenden Kristallen, wie hochreinem Diamant oder CBN-Einkristallen, kann die mittlere freie Wegstrecke bei Raumtemperatur der wärmeleitenden Gitterwellen etwa 100 nm oder mehr betragen, wobei die mittlere freie Wegstrecke bei niedrigeren Temperaturen ansteigt und bei höheren Temperaturen abnimmt. Da die Wärmeenergie in diesen Kristallen durch Gitterwellen übertragen wird, neigen Gitterstörungen von der gleichen Größenordnung wie die mittlere Gitterwellenstrecke bei perfekten Kristallen zur Herabsetzung der mittleren freien Gitterwellenwegstrecke und somit zur Herabsetzung der Wärmeleitfähigkeit (die Wärme leitfähigkeit ist direkt proportional der mittleren freien Gitterwellenwegstrecke).

Gitterstörungen in der Größenordnung, die zu Röntgenstrahlen beugungslinien mit Verbreiterung führen, sind von derselben Größenordnung (oder kleiner) wie die mittlere freie Gitterwellenwegstrecke bei Raumtemperatur in CBN; man kann also erwarten, daß Gitterstörungen in der Größenordnung, die zu Röntgenstrahlenbeugungslinien mit Verbreiterung führt, die Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur in negativer Weise beeinflussen.

Bei einer Linienverbreiterung allein auf Grund einer Kristallit größenverkleinerung kann die effektive Kristallitgröße bzw. die relative kristalline Perfektion nach der folgenden Gleichung berechnet werden:

wobei t die Kristallitstärke senkrecht zu den Beugungsebenen ist, R der Beugungswinkel ist, g die Wellenlänge der Röntgenstrahlen ist und B mit der Peakbreite folgendermaßen zusammenhängt:

B² = B²_M - B²_s

wobei B _M die Peakbreite bei der halben maximalen Intensität (FWHM) und B _s die Peakbreite des Bezugsstandards für große Kristallitgröße bedeuten (d. h. Instrumental peakbreite).

Obgleich die vorstehende Formel nur für eine Linienverbreiterung auf Grund von Kristallitgrößeneffekten gilt und selbst in diesem Fall nicht sehr genau ist und zu einer Unterbewertung der Kristallitgröße führt, ist sie als Parameter zum Vergleich der relativen Werte der "effektiven Kristallitgröße" oder der relativen kristallinen Perfektion im Mikrobereich brauchbar.

Es wurden Röntgenstrahlenbeugungs-Linienverbreiterungs- Raster von CBN-(111) und CBN-(220)-Beugungspeaks der Beispiele 9 bis 24 aufgenommen. Es wurde die berechnete effektive Kristallitstärke in der CBN-[111]-Richtung in Tabelle 4 eingesetzt, wobei man eine mehr oder weniger allgemeine Zunahme der Kristallitgröße mit steigender Verarbeitungstemperatur bei den PBN-Preßlingen feststellt. Eine entsprechende Zunahme der Größe bei steigender Verarbeitungstemperatur wurde auch in der Richtung [220] beobachtet. Die restlichen Peakintensitäten des gepreßten HBN, die an die Wärmediffusionsproben beobachtet wurden, wurden in Tabelle 4 zusammengestellt.

Auch Röntgenstrahlenanalysen des Beispiels 23 und von anderen umgewandelten HBN-Pulverpreßlingen, die in einer Zelle gemäß Fig. 3 bei verschiedenen Temperaturen hergestellt wurden, zeigten, daß die Kristallitgröße mit wachsender Temperatur zunimmt. Wesentliche Unterschiede wurden jedoch im höheren Temperaturbereich beobachtet. Bei PBN- Ausgangsmaterial trat eine allmähliche Zunahme der Kristallitgröße mit steigender Temperatur ein, bis Temperaturen im Bereich von etwa 2200°C erreicht wurden, wo das Wachstum viel ausgeprägter mit steigender Temperatur zunahm. Beim HBN-Pulverausgangsmaterial war die Rate der Wachstumszunahme mit steigender Temperatur konstant bis zur Rückumwandlungstemperatur.

Fig. 11 erläutert die Kristallitgröße als Funktion der HP/HT-Verarbeitungstemperatur (Tabelle 4, Spalte 5) für die Beispiele 9 bis 24 und mehrere andere Bündelpreßlinge, die in ähnlicher Weise durch direkte Umwandlung von U-PBN- und HBN-Pulvern hergestellt wurden. Im Niedertemperatur- U-PBN-Bereich der Festphasenlinie wurde die Kristallitgröße der U-PBN-Preßlinge durch Röntgen strahlenbeugungslinienverbreiterung ermittelt. Die Ausdehnung in diesem Bereich spiegelt die gefundene Variationsbreite der Kristallitgröße gegenüber den Temperatur werten wieder, was möglicherweise auf Unterschieden von Ansatz zu Ansatz hinsichtlich der Struktur des U-PBN-Ausgangsmaterials beruht. Bei höheren Temperaturen wird die Kristallitgröße der U-PBN-Preßlinge zu groß, um durch Röntgen strahlenbeugung ermittelt zu werden. Im Hochtemperaturbereich (U-PBN (SEM) der Fig. 11 zeigte eine Rasterelektronen mikroskopanalyse (SEM) Kristallitgrößen im Bereich von 10 bis 20 + µm bei einem Preßling mit großen Kristalliten. Der U-PBN-Bereich der gestrichelten Kurven verbindet die Röntgenstrahlen- und SEM-Bereiche. In diesem Bereich, in dem der scharfe Anstieg der Kurven eintritt, ist die Kristallitgröße zu groß, um durch Röntgenstrahlen beugung bestimmt zu werden und zu klein, um mit den verfügbaren Rasterelektronenmikroskopen untersucht zu werden. Bei den umgewandelten Preßlingen aus HBN-Pulver blieb die Kristallitgröße ausreichend klein, um durch Röntgenstrahlenanalyse bis zu den höchsten Temperaturen bestimmt zu werden.

Das unterschiedliche Kristallwachstumsverhalten der umgewandelten Preßlinge aus U-PBN- und HBN-Pulver kann folgendermaßen interpretiert werden. Das HBN-Pulverausgangsmaterial setzt sich aus einzelnen plättchenartigen Teilchen von Submikron-Stärke zusammen. Bei der Umwandlung der einzelnen Teilchen wird die Kristallitgröße in den Teilchen reduziert. Danach kann das Kristallitwachstum in jedem Teilchen einsetzen. Jedoch ist das Ausmaß des Kristallitwachstums durch die jeweiligen Teilchengrenzen begrenzt; so kann das Kristallitwachstum nicht über Teilchen-Teilchen-Grenzflächen fortgehen, so daß die maximale Kristallitgröße durch die Größe der einzelnen Pulverpartikel im eingesetzten HBN-Pulver begrenzt wird.

Bei PBN liegen jedoch keine einzelnen Teilchen vor. Die PBN-Struktur ist trotz hoher Fehlordnung in allen drei Dimensionen kontinuierlich. Man kann die PBN-Ausgangs materialscheibe als einen langen, wenn auch höchst unvollkommenen Kristall ansehen; daher ist das resultierende Kristallwachstum nach einer Umwandlung zu CBN nicht durch die jeweiligen Teilchengrenzen begrenzt, wie es bei den HBN-Pulverausgangsmaterialien der Fall ist. Es wird angenommen, daß die Umwandlung zu PBN unmittelbar von der turbostratischen PBN-Struktur zur quasi amorphen CBN- Struktur abläuft, von der dann das Kristallwachstum ausgeht; es wird also nicht angenommen, daß die Umwandlung durch anfängliche Umkristallisation der turbostratischen Struktur zur hexagonalen Struktur vor der Umwandlung des CBN abläuft. Die turbostratische Struktur des PBN ist bis zu sehr hohen Temperaturen stabil; eine Umkristallisation zur HBN-Struktur tritt nicht bei Atmosphärendruck bis zur Sublimationstemperatur ein (2300 bis 2400°C). Eine Umkristallisation kann unter uniaxialem Niederdruck zusammenpressen, jedoch nur bei Temperaturen von 2300°C oder mehr eintreten, d. h. oberhalb der Hochdruckumwandlungs temperatur von PBN in CBN (1700 bis 1800°C).

Temperaturleitvermögen-Messungen mit den Preßlingen wurden unter Anwendung der Blitzheizmethode durchgeführt. Bei der Blitzmethode setzt man die Stirnfläche des Preßlings einem kurzen Energiestoß aus und mißt den resultierenden Temperaturanstieg der Rückseite. Vorzugsweise wird ein Festkörperlaser als Energiequelle verwendet; das Temperaturleitvermögen wird aus dem Temperaturverlauf der Rückseite berechnet. Es wurden Messungen im Temperaturbereich von -100 bis 650°C durchgeführt.

Die gemessenen Temperaturleitvermögen-Werte alpha wurden in die Wärmeleitfähigkeit k mit der folgenden Beziehung umgerechnet:

k = α C _p ρ

wobei C _p die spezifische Wärme und ρ die Massendichte bedeuten. Die Dichten wurden dadurch bestimmt, daß man die Schwebekörpertechnik anwendete und bekannte Werte für die spezifische Wärme einsetzte.

Die Wärmeleitfähigkeitswerte sind in Fig. 12 dargestellt. Außerdem sind in Fig. 12 die Wärmeleitfähigkeiten von hochreinem Kupfer, polykristallinem BeO und Einkristall- BeO und auch die Wärmeleitfähigkeitswerte bei Raumtemperatur für natürliche Einkristalldiamanten vom Typ Ia bei verschiedenen Stickstoffkonzentrationen zu Vergleichszwecken angegeben.

Aus Tabelle 4 und Fig. 12 kann man einen Anstieg der Wärmeleitfähigkeit mit steigender Verarbeitungstemperatur für U-PBN-Preßlinge entnehmen. Das wurde in Fig. 13 graphisch dargestellt, wo die Wärmeleitfähigkeit bei -50°C für die Beispiele 10-12, 14, 15 und 18 bis 22 als Funktion der maximalen Verarbeitungstemperatur aufgetragen ist.

Der Anstieg des k-Wertes mit steigender Verarbeitungs temperatur wird von einem mehr oder weniger allgemeinen Anstieg der effektiven Kristallitgröße und einer Abnahme der Menge an unumgewandelter Restphase des gepreßten HBN begleitet. Diese beiden Effekte tragen zur Abnahme von k bei niedrigeren Verarbeitungstemperaturen bei. Im Raumtemperatur bereich werden Verbesserungen vom Faktor 3 bis 4 der Wärmeleitfähigkeit beim Vergleich der Hochtemperatur- und Niedertemperatur-U-PBN-Preßlinge beobachtet. Diesen Unterschied kann man einer erhöhten Gitterwellenbeugung auf Grund von Kristallstörungen (geringere Kristallit größe) und einem erhöhten Wärmewiderstand auf Grund der restlichen unumgewandelten HBN-Phase in den Nieder temperaturpreßlingen zuschreiben.

Die Wärmeleitfähigkeit bei Raumtemperatur der besten U- PBN-Preßlinge ist um den Faktor 6 bis 8 im Vergleich zum direkt umgewandelten Preßling aus HBN-Pulver (Beispiel 23) und um den Faktor ca. 10 im Vergleich zum Verbund preßling (Beispiel 24) besser. Ferner ist die Leitfähigkeit des umgewandelten Preßlings aus HBN-Pulver beträchtlich kleiner (um einen Faktor von etwa 4) als bei PBN- Preßlingen, die eine ähnliche Röntgenstrahlenlinienver breiterung zeigen. Der besondere Wärmewiderstand des um gewandelten Preßlings aus HBN-Pulver wird dem erhöhten Zwischen kornwärmewiderstand in diesem Preßling zugeschrieben. In gleicher Weise ist die Wärmeleitfähigkeit des Verbund preßlings beträchtlich kleiner als bei U-PBN-Preßlingen mit vergleichbarer Röntgenstrahlenlinienverbreiterung, was wiederum einem erhöhten Zwischenkornwärmewiderstand im Verbundpreßling zugeschrieben wird.

Gegenüber Kupfer besitzt ein PBN-Preßling gemäß der Erfindung eine höhere Wärmeleitfähigkeit, wobei er eine Verbesserung um den Faktor 2 im Bereich von Raumtemperatur bis 200°C erreicht. Außerdem ist die Wärmeleitfähigkeit wesentlich größer als die von polykristallinem BeO im untersuchten Temperaturbereich (Verbesserung um einen Faktor von etwa 4 im Raumtemperaturbereich).

Fig. 14 zeigt eine schematische Ansicht einer Ausführungsform gemäß der Erfindung, die erläutert, wie ein CBN- Bündelpreßling (Wärmeleiter 253) mit einer hohen Wärmeleit fähigkeit gemäß der Erfindung verwendet werden kann, um ein Kühlblech für eine elektronische Vorrichtung 251 vorzusehen. Zur Wärmeabfuhr von der Vorrichtung 251 ist ein hochwärmeleitendes Material 253 (CBN-Bündelpreßling) durch Verlöten von Legierungsschichten 255 zwischen die Vorrichtung 251 und ein großes Kühlblech 257 gebunden.

Zu Techniken zum Herstellen von Schichten 255 gehören die Metallisierung dieses Substratmaterials unter Verwendung eines sehr dünn verteilten epitaxialen Nickelfilms gemäß Hudson, J. Phys. D: Appl. Phys. 9, 225 (1976), und die Verwendung einer hochwärmeleitenden verbindenden Legierung auf Silberbasis.

Tabelle 4

Wärmeleitfähigkeitsbeispiele

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von gesinterten, polykristallinen, kubischen Bornitridpreßlingen unter hoher Temperatur und hohem Druck, wobei man

(a) pyrolytisches, hexagonales Bornitrid in Form einer abgekanteten Scheibe in einer Reaktionszelle anordnet;
(b) die Zelle und ihren Inhalt unter einen Druck im Bereich von etwa 50 bis 100 kbar setzt;
(c) die Zelle und ihren Inhalt auf eine Temperatur von mindestens etwa 1800°C im stabilen Bereich des kubischen Bornitrids des Bornitridphasendiagramms erhitzt;
(d) die Druck- und Temperaturbedingungen der Stufen (b) und (c) so lange beibehält, daß sich das pyrolytische Bornitrid in einen gesinterten, polykristallinen, kubischen Bornitridpreßling umwandelt;
(e) das Erhitzen der Zelle beendet; und
(f) den an die Zelle angelegten Druck abläßt;

dadurch gekennzeichnet, daß in Stufe (a) in einer bevorzugten Weise orientiertes Bornitrid eingesetzt wird, wobei das Bornitrid im wesentlichen frei von katalytisch aktiven Materialien ist, und in der Reaktions-Zelle eine Einrichtung vorgesehen wird, um das pyrolytische Bornitrid während der Umwandlung vor Verunreinigung zu schützen.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man ein pyrolytisches, hexagonales Bornitrid verwendet, das durch Substratkeimbildung gebildet worden ist.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß man ein pyrolytisches Bornitrid aus mehr als 99,99% Bornitrid verwendet.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß man ein pyrolytisches Bornitrid mit einer Dichte im Bereich von 1,8 bis 2,28 g/cm³ verwendet.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß als Einrichtung zum Schutz des Bornitrids eine Metallabschirmung verwendet wird, die das Bornitrid während der Umwandlung umgibt.

6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß man als Ausgangsmaterial einen einheitlichen Körper verwendet.

7. Verwendung eines nach dem Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6 erhaltenen Bornitridpreßlings in einer elektronischen Vorrichtung als Wärmeleiter zur Wärmeabfuhr der Vorrichtung, wobei der Wärmeleiter im wesentlichen aus CBN-Kristalliten mit (III)-Ebenen mit Vorzugsorientierung besteht.

8. Verwendung nach Anspruch 7, gekennzeichnet durch eine Durchschnittsgröße der Kristallite von mindestens 100 nm.

9. Verwendung nach Anspruch 7 oder 8, gekennzeichnet durch eine Vorzugsorientierung im Bereich von etwa 50 bis 100°.

10. Verwendung nach Anspruch 7 oder 8, gekennzeichnet durch eine Vorzugsorientierung im Bereich von etwa 2 bis 0°.

11. Verwendung nach einem der Ansprüche 7 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß der Preßling im wesentlichen aus CBN mit einer Reinheit von mehr als 99,99% besteht.