JP2008094670A - 立方晶窒化硼素焼結体 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）砥粒製造時に導入された欠陥及び微視的亀裂を解消し、耐磨耗性、耐欠損性が原料砥粒よりも高い立方晶窒化硼素粒子を含んだ立方晶窒化硼素焼結体を提供することを目的とする。
【解決手段】立方晶窒化硼素及び、結合材からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、立方晶窒化硼素が二以上の角部を有し、該角部のうち二以上の角度が９０°以下であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体により解決される。
【選択図】図１
【解決手段】立方晶窒化硼素及び、結合材からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、立方晶窒化硼素が二以上の角部を有し、該角部のうち二以上の角度が９０°以下であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体により解決される。
【選択図】図１
Description
本発明は立方晶窒化硼素（以下、ｃＢＮとも記す）焼結体に関するものである。特に、耐摩耗性及び耐欠損性に優れた切削工具用のｃＢＮ焼結体に関する。
ｃＢＮはダイヤモンドに次ぐ高硬度物質であり、ｃＢＮ焼結体は種々の切削工具、耐摩耗部品、耐衝撃部品などに使用されている（特許文献１〜３等）。これら通常のｃＢＮ焼結体は、ｈＢＮから合成したｃＢＮの粗粒を破砕して製造されたサブミクロン〜１０μｍ程度の粒径を持つ微粒のｃＢＮ砥粒を結合材原料粉と混合して焼結することにより製造される。この際の製造条件は、ｃＢＮが安定となる圧力−温度領域で行われるため、ｃＢＮ砥粒自体に結晶成長は生じない。このため破砕時にｃＢＮ内部に導入された亀裂・欠陥・歪を有したまま焼結されることになる。
更に焼結時に加わる応力によって、ｃＢＮ粒内の欠陥歪は助長される。このため、ｃＢＮ内の欠陥及び微視的亀裂を起点に粒内破壊や粒の欠損が生じやすくなってしまい、焼結前の砥粒よりも耐摩耗性・耐欠損性に劣る状態になるという問題があった。
そこで本発明は、ｃＢＮ砥粒製造時に導入されたｃＢＮ内の欠陥及び微視的亀裂を解消し、耐摩耗性、熱伝導率が原料砥粒よりも高いｃＢＮ粒子を含み、総合的に耐摩耗性に優れたｃＢＮ焼結体を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決すべく、焼結条件を鋭意研究した結果、ｈＢＮ安定領域に近い圧力−温度条件で焼結させることにより、ｃＢＮ砥粒製造時に導入された欠陥及び微視的亀裂を焼鈍することができることを見出し、本発明に至った。
すなわち、本発明は以下の構成を採用する。
すなわち、本発明は以下の構成を採用する。
（１）立方晶窒化硼素及び結合材からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、立方晶窒化硼素が二以上の角部を有し、該角部のうち二以上の角度が９０°以下であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体である。
（２）前記立方晶窒化硼素が焼結中に結晶成長したものであることを特徴とする上記（１）に記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（２）前記立方晶窒化硼素が焼結中に結晶成長したものであることを特徴とする上記（１）に記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（３）前記結合材がＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ及びＡｌからなる群より選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上を含む上記（１）又は（２）に記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（４）前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が０．２μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（５）前記立方晶窒化硼素含有率が４０〜７５体積％の範囲にあることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（４）前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が０．２μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（５）前記立方晶窒化硼素含有率が４０〜７５体積％の範囲にあることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
（６）前記立方晶窒化硼素焼結体のλ＝５３２ｎｍレーザ励起におけるＲａｍａｎ散乱スペクトルにおける立方晶窒化硼素に起因するＴｏ（１０５４ｃｍ-1）ピーク及びＬｏ（１３０４ｃｍ-1）ピークの半値幅が１０ｃｍ-1以下であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体である。
本発明により、ｃＢＮ砥粒製造時に導入されたｃＢＮ内の欠陥及び微視的亀裂が解消され、原料砥粒よりも耐摩耗性、熱伝導率が高いｃＢＮ粒子を含み、総合的に耐摩耗性、耐欠損性に優れたｃＢＮ焼結体を提供することができる。
従来、焼結はｃＢＮが安定となる圧力−温度領域で行なわれるため、ｃＢＮ砥粒自体が結晶成長することは無かった。また、ｈＢＮが安定となる圧力・温度領域は、ｃＢＮ安定領域よりも低温側であり、従来の焼結技術ではｈＢＮ安定領域においては結合相とｃＢＮの反応が十分促進されず、耐摩耗性や耐欠損性を損なわずにｃＢＮの粒子成長を促した焼結体を得ることは出来なかった。しかし、本発明者らの鋭意研究の結果、ｈＢＮが安定して出現する圧力・温度領域を通過させて、ｃＢＮを結晶成長させ、尚かつｃＢＮと結合相の反応を促進し耐摩耗性や耐欠損性を損なわないｃＢＮ焼結体を得ることが可能となった。好ましくはｈＢＮ安定領域下の圧力及び温度条件において５〜４０分程度焼結処理を行った後、ｃＢＮ安定領域下の圧力及び温度条件において焼結を行うことにより本発明に係るｃＢＮ焼結体を得ることができる。
また、高温且つ高圧力領域で焼結体の体積変化の許容度が大きいことを特徴とする焼結プロセスの開発により、ｃＢＮの結晶成長を伴う焼結体製造が可能となった。本焼結方法によりｃＢＮ砥粒を焼結中に結晶成長させてｃＢＮ砥粒製造時に導入された欠陥及び微視的亀裂を焼鈍することができるため、耐摩耗性・耐欠損性が原料砥粒よりも高いｃＢＮ粒を含んだｃＢＮ焼結体を得ることができる。
ｃＢＮ粒を結晶成長させるとｃＢＮ結晶特有の鋭角な面間角で囲まれた形状となる。ｃＢＮ結晶の（１００）及び（１１０）面に平行な断面はその対象性より長方形を、（１１１）面に平行な断面は三角形を有するなど結晶の対象性固有の形態を現す。したがって、本発明に係るｃＢＮ焼結体は、その断面において、ｃＢＮ部分が二以上の角部を有し、該角部のうち二以上の角度が９０°以下であることを特徴としている。なお角部とは、換言すれば、該断面平面において、ｃＢＮ粒子と結合相粒子（結合材部分）の界面が直線で構成されていて、その粒子間の界面を表す直線が４本以上の直線で構成されている多角形部分を含む場合に、隣接する２直線のなす角度（頂点部分）のことを言い、本発明は該角度のうち二つ以上が９０°以下であることを特徴としている。また、該断面においてｃＢＮ粒子は完全な多角形状である必要は無く、９０°以下の頂点を二以上有する多角形状部分を含んでいれば、他の部分に曲線形状を有するｃＢＮ粒子であっても、本発明に係るｃＢＮ焼結体であるものとする。
本発明に係るｃＢＮ焼結体は、結合材がＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ及びＡｌからなる群より選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び、酸化物のいずれか一つ以上を含むものであることが好ましい。
さらに本発明に係るｃＢＮ焼結体は、ｃＢＮの焼結後の粒径が０．２μｍ以上１０μｍ以下であることが好ましい。ｃＢＮの粒径が０．２μｍ未満になるとｃＢＮ粒子の熱伝導率が低下してしまい切削時の刃先温度が高くなり硬度・強度の著しい低下を招いてしまい耐摩耗性が悪化するため好ましくない。
本発明に係るｃＢＮ焼結体は、ｃＢＮの含有率が４０〜７５体積％の範囲にあることが好ましい。４０体積％未満であると、複合焼結体の強度が低下し、高負荷切削時に十分な刃先強度が保てず、耐欠損性に劣るものとなり好ましくない。また、７５体積％を超える場合には、焼結体中の結合材含有率が低くなりすぎるため、耐摩耗性が劣るものとなり好ましくない。
本発明に係るｃＢＮ焼結体は、λ＝５３２ｎｍのレーザ励起におけるＲａｍａｎ散乱スペクトルにおけるｃＢＮに起因するＴｏ（１０５４ｃｍ-1）ピーク及びＬｏ（１３０４ｃｍ-1）ピークの半値幅が１０ｃｍ-1以下であることが好ましい。該半値幅が１０ｃｍ-1を超える場合には、ｃＢＮ粒子の結晶性が低く、内包される欠陥密度が高く結晶歪みが強く、工具として使用した際に摩耗部に発生する微小クラックの進展を助長する。また粒子内部の欠陥や歪みによる熱流の散乱が生じ、ｃＢＮ粒子の熱伝導率が低くなるため、切削時の刃先温度が高くなり硬度・強度の著しい低下を招いてしまい耐摩耗性が悪化するため好ましくない。
（実施例１）
ＴｉＮ粉末とＡｌ粉末を８０：２０の質量比で均一に混合した後、真空炉でこの混合粉末を真空中で１２００℃に３０分間保ち熱処理を施した。その後、超硬合金製ポットと超硬合金製ボールとからなるボールミルで上記の熱処理済み混合粉末を粉砕して結合材用の原料粉末を得た。
結合材原料粉末と粒径が０．５〜６μｍである立方晶窒化硼素粉末とを上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末が６５体積％となるような配合比で均一に混合した。この後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、５．５ＧＰａ、１４００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に再度５分間保持した。再度圧力を向上させて圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、１８００℃まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約１０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
ＴｉＮ粉末とＡｌ粉末を８０：２０の質量比で均一に混合した後、真空炉でこの混合粉末を真空中で１２００℃に３０分間保ち熱処理を施した。その後、超硬合金製ポットと超硬合金製ボールとからなるボールミルで上記の熱処理済み混合粉末を粉砕して結合材用の原料粉末を得た。
結合材原料粉末と粒径が０．５〜６μｍである立方晶窒化硼素粉末とを上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末が６５体積％となるような配合比で均一に混合した。この後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、５．５ＧＰａ、１４００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に再度５分間保持した。再度圧力を向上させて圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、１８００℃まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約１０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
（実施例２）
実施例１で作成した結合材原料粉末に粒径が０．５〜５μｍである立方晶窒化硼素粉末を、上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末が６５体積％となるような配合比で均一に混合した。この後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、５．５ＧＰａ、１５００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に再度５分間保持した。更に続けて、同装置により、５．５ＧＰａ、１６００℃まで昇温し、この圧力温度条件下で５分間保持した後、再度加圧して圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、１８００℃まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約２０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
実施例１で作成した結合材原料粉末に粒径が０．５〜５μｍである立方晶窒化硼素粉末を、上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末が６５体積％となるような配合比で均一に混合した。この後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、５．５ＧＰａ、１５００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に再度５分間保持した。更に続けて、同装置により、５．５ＧＰａ、１６００℃まで昇温し、この圧力温度条件下で５分間保持した後、再度加圧して圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、１８００℃まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約２０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
（実施例３〜６）
実施例１で作成した結合材原料粉末に、それぞれ粒径が異なる立方晶窒化硼素粉末を均一に混合した後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、５．５ＧＰａ、１４００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件
下に再度５分間保持した。再度圧力を向上させて圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、それぞれ焼結温度まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約１０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
実施例３〜６に係る立方晶窒化硼素の粒径・体積含有率・焼結温度を表１に示す。
実施例１で作成した結合材原料粉末に、それぞれ粒径が異なる立方晶窒化硼素粉末を均一に混合した後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、５．５ＧＰａ、１４００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件
下に再度５分間保持した。再度圧力を向上させて圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、それぞれ焼結温度まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約１０分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
実施例３〜６に係る立方晶窒化硼素の粒径・体積含有率・焼結温度を表１に示す。
（比較例１）
実施例１で作成した結合材原料粉末に粒径が０．５〜５μｍである立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末が６５体積％となるような配合比で均一に混合した。この後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、更に圧力を向上させて圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、１８００℃まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約１５分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
実施例１で作成した結合材原料粉末に粒径が０．５〜５μｍである立方晶窒化硼素粉末を上記のボールミルを用いて立方晶窒化硼素粉末が６５体積％となるような配合比で均一に混合した。この後、この混合粉末を真空炉にて９００℃で３０分間保持して脱ガスした。
次に脱ガス済みの混合粉末をモリブデン製カプセルに充填後、超高圧装置を用いて３ＧＰａ、１２００℃まで加圧と同時に昇温してこの圧力温度条件下に５分間保持した。続いて同装置により、更に圧力を向上させて圧力が６．５ＧＰａに達したところで加圧を止め、１８００℃まで急激に加熱してこの温度圧力条件下で約１５分間保持して焼結させ、立方晶窒化硼素と結合相を含む立方晶窒化硼素焼結体を製造した。
上記の実施例１〜６及び比較例１で製造された複合焼結体に対して面出し加工により平滑な観察面を作成して立方晶窒化硼素の組織モフォロジーを走査型電子顕微鏡（以下、ＳＥＭと記す）により観察した。ＳＥＭによる組織観察は１０ｎｍの粒径が識別可能な倍率で行った。
また、顕微型ラマン分光器を用いて、実施例１〜６及び比較例１の７種類の焼結体中のｃＢＮ粒子のラマンスペクトルを測定し、ｃＢＮ固有のピークであるＴｏ（１０５４ｃｍ-1）及び、Ｌｏ（１３０４ｃｍ-1）ピークの半値幅を測定し、ｃＢＮ粒子の結晶性を評価した。
続いて、上記７種類の複合焼結体を用いて切削工具を作成した。具体的には、上記の製法で製造された複合焼結体を超硬合金製の基材にロウ付けして所定の形状（ＩＳＯ型番：ＳＮＧＡ１２０４０８）に成型することにより切削工具を作成した。この切削工具を用いて下記条件で焼入鋼に対して高速断続切削を行う切削試験を実施して、欠損に至るまでの工具寿命を評価した。
また、顕微型ラマン分光器を用いて、実施例１〜６及び比較例１の７種類の焼結体中のｃＢＮ粒子のラマンスペクトルを測定し、ｃＢＮ固有のピークであるＴｏ（１０５４ｃｍ-1）及び、Ｌｏ（１３０４ｃｍ-1）ピークの半値幅を測定し、ｃＢＮ粒子の結晶性を評価した。
続いて、上記７種類の複合焼結体を用いて切削工具を作成した。具体的には、上記の製法で製造された複合焼結体を超硬合金製の基材にロウ付けして所定の形状（ＩＳＯ型番：ＳＮＧＡ１２０４０８）に成型することにより切削工具を作成した。この切削工具を用いて下記条件で焼入鋼に対して高速断続切削を行う切削試験を実施して、欠損に至るまでの工具寿命を評価した。
＜切削試験条件＞
被削材 ：ＳＣＭ４１５丸棒（φ１００×Ｌ ３００ｍｍ）
切削条件：切削速度Ｖ＝２００ｍ／ｍｉｎ、送りｆ＝０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込みｄ＝０．２ｍｍ、乾式
寿命判定：切削長１００ｍ毎に刃先摩耗状態を観察し、逃げ面からの観察で刃先の稜線
が、切削前の刃先稜線より１００μｍ以上摩耗するか若しくは、刃先の急激な
欠損により切削を継続できなくなった状態を寿命と定め、寿命に到達するまで
の時間を計測した。
被削材 ：ＳＣＭ４１５丸棒（φ１００×Ｌ ３００ｍｍ）
切削条件：切削速度Ｖ＝２００ｍ／ｍｉｎ、送りｆ＝０．１ｍｍ／ｒｅｖ、
切り込みｄ＝０．２ｍｍ、乾式
寿命判定：切削長１００ｍ毎に刃先摩耗状態を観察し、逃げ面からの観察で刃先の稜線
が、切削前の刃先稜線より１００μｍ以上摩耗するか若しくは、刃先の急激な
欠損により切削を継続できなくなった状態を寿命と定め、寿命に到達するまで
の時間を計測した。
＜評価結果＞
ＳＥＭ観察による組織モフォロジーの特徴は以下の通りである。
実施例１，３〜６及び比較例１
ｃＢＮの微粒が比較的大きな粒子の周辺に凝集しており、ｃＢＮ粒子と結合相粒子の界面が直線で構成されており、個々のｃＢＮ粒子が三角形状をしている。この三角形状粒子のサイズは大小様々であるが、三角形の辺が平行になるように揃った方向に重なって配しており、重なった分で結合している。図１にｃＢＮ粒子モフォロジーの模式図を示す。
また実施例３〜６についても特徴的なモフォロジーは一致していた。
比較のため図２として、比較例１に係るｃＢＮ粒子モフォロジーの模式図を示す。
ＳＥＭ観察による組織モフォロジーの特徴は以下の通りである。
実施例１，３〜６及び比較例１
ｃＢＮの微粒が比較的大きな粒子の周辺に凝集しており、ｃＢＮ粒子と結合相粒子の界面が直線で構成されており、個々のｃＢＮ粒子が三角形状をしている。この三角形状粒子のサイズは大小様々であるが、三角形の辺が平行になるように揃った方向に重なって配しており、重なった分で結合している。図１にｃＢＮ粒子モフォロジーの模式図を示す。
また実施例３〜６についても特徴的なモフォロジーは一致していた。
比較のため図２として、比較例１に係るｃＢＮ粒子モフォロジーの模式図を示す。
実施例２
実施例１と同様にｃＢＮの微粒が比較的大きな粒子の周辺に凝集している。ｃＢＮ粒子と結合相粒子の界面が直線で構成されており、個々のｃＢＮ粒子が四角形状をしている。この四角形状粒子のサイズは大小様々であるが、四角形の辺が平行になるように揃った方向に重なって配しており、重なった分で結合している。図３にｃＢＮ粒子モフォロジーの模式図を示す。
実施例１と同様にｃＢＮの微粒が比較的大きな粒子の周辺に凝集している。ｃＢＮ粒子と結合相粒子の界面が直線で構成されており、個々のｃＢＮ粒子が四角形状をしている。この四角形状粒子のサイズは大小様々であるが、四角形の辺が平行になるように揃った方向に重なって配しており、重なった分で結合している。図３にｃＢＮ粒子モフォロジーの模式図を示す。
次に実施例１〜６及び比較例１に対するＲａｍａｎ分光分析によるＴｏ及びＬｏピークの半値幅、切削試験の評価結果を表２に示す。切削試験結果は、実施例３の工具における寿命到達時間を１．０とした場合の、寿命到達時間を相対値で表示した。
実施例１〜６で作成した焼結体を用いての切削試験評価で良好な結果を示すことが確認された。
Claims (6)
- 立方晶窒化硼素及び結合材からなる立方晶窒化硼素焼結体であって、当該立方晶窒化硼素焼結体の断面において、立方晶窒化硼素が二以上の角部を有し、該角部のうち二以上の角度が９０°以下であることを特徴とする立方晶窒化硼素焼結体。
- 前記立方晶窒化硼素が焼結中に結晶成長したものであることを特徴とする請求項１に記載の立方晶窒化硼素焼結体。
- 前記結合材がＦｅ，Ｃｏ，Ｎｉ及びＡｌからなる群より選択される元素の単体、相互固溶体、炭化物、窒化物、炭窒化物、硼化物及び酸化物のいずれか一つ以上を含む請求項１又は２に記載の立方晶窒化硼素焼結体。
- 前記立方晶窒化硼素の焼結後の粒径が、０．２μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
- 前記立方晶窒化硼素含有率が４０〜７５体積％の範囲にあることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
- 前記立方晶窒化硼素焼結体のλ＝５３２ｎｍレーザ励起におけるＲａｍａｎ散乱スペクトルにおける立方晶窒化硼素に起因するＴｏ（１０５４ｃｍ-1）ピーク及びＬｏ（１３０４ｃｍ-1）ピークの半値幅が１０ｃｍ-1以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の立方晶窒化硼素焼結体。
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