JP6250659B2 - 特異な立方晶窒化ホウ素結晶及びこれらの製造方法 - Google Patents

Description

〈関連出願の相互参照〉
本出願は２０１２年６月３０日付けで出願された仮出願第６１／６６６，８３１号の優先権を主張する。

本開示は、硬質研磨粒子及びこれらの製造方法に関し、より具体的にはダイヤモンド核又は立方晶窒化ホウ素結晶の成長に関する。

立方晶窒化ホウ素（ＣＢＮ：ｃｕｂｉｃ ｂｏｒｏｎ ｎｉｔｒｉｄｅ）超砥粒材料で製造されたビトリファイドボンド（ｖｉｔボンド）砥石車が、研削用途のために一般に使用されている。ＣＢＮが性質上ダイヤモンドに次ぐ硬度を有しているので、ＣＢＮで形成された砥石車は、低いホイール摩耗性、高い研削比、及び表面の良好な仕上がりを有する。しかしながらワークピースは、加速された研削条件で研削される場合、焼けが生じてしまうことがある。

従って、強靭さを要求する作業、例えば加速研削条件において使用することができる、超硬質複合材料から製造された研削工具の要望があることがわかる。

一実施態様において、超砥粒材料は、単結晶構造を有するコア、及びコアから外方へ向かって広がっている外方成長領域を含むことができ、外方成長領域のタフネス指数が、コアのタフネス指数よりも低い。

別の実施態様では、方法が、複数の六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ：ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｂｏｒｏｎ ｎｉｔｒｉｄｅ）粒を提供する工程；触媒を提供する工程；複数のｈＢＮ粒及び触媒に、単結晶構造を有するコアを形成するのに十分な第１の時間にわたる第１の高圧を加える工程；並びに複数のｈＢＮ粒及び触媒に、コアから外方へ向かって広がる外方成長領域を形成するのに十分な第２の時間にわたる第２の高圧を加える工程を含むことができる。

さらに別の実施態様では、超砥粒材料は、強靭なコア及び外方成長領域を有する単結晶を含むことができ、外方成長領域は、粗く砕けやすいブロック状の構造を有している。

上記の概要、及び実施態様の下記詳細な説明は、添付の図面とともに読めばより良く理解することができる。示された実施態様は、図示の正確な配置関係及び手段には限定されないことが理解されるべきである。

図１Ａは、典型的な一実施態様に基づく外方成長領域を備えたコア構造を示す概略図である。 図１Ｂは、別の典型的な一実施態様に基づく外方成長領域を備えたコア構造を示す概略図である。 図１Ｃは、さらに別の典型的な一実施態様に基づく外方成長領域を備えたコア構造を示す概略図である。 図２Ａは、超砥粒材料の典型的な一実施態様の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像を示す断面図である。 図２Ｂは、超砥粒材料の別の典型的な一実施態様の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像を示す断面図である。 図３は、典型的な一実施態様に基づく超砥粒材料製造方法を示すフローダイヤグラムである。 図４Ａは、典型的な一実施態様に基づく初期成長終了時における超砥粒材料の光学画像である。 図４Ｂは、典型的な一実施態様に基づく完全成長時における超砥粒材料の光学画像である。 図５は、典型的な一実施態様に基づく超砥粒材料に対する固有タフネス指数試験結果を、商業等級と比較して示すグラフである。 図６は、超砥粒材料のイオンミルされた典型的な一実施態様の走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）画像を示す断面図である。

典型的な一実施態様は特異な構造を有する砥粒を提供することができる。この特異な構造は、ガラス質ボンドの鋼研削中に他に引けを取らない研削比を維持しつつ、低い研削消費電力を有することができる。

典型的な一実施態様は、コアと、コアを超えて広がっている外方成長領域とを有する砥粒、例えばＣＢＮ又はダイヤモンド（超砥）粒を提供することができる。粒子は、高圧・高温のもとで成長させることができる。この高圧・高温は、コアと外方成長領域との間で異なるプロファイル設定値を有することができる。粒子のコアは低い成長速度で成長させることができる。粒子のコアは、外方成長領域のタフネス指数（ＴＩ）よりも高いタフネス指数を有することができる。過剰成長領域は、コアの成長速度よりも高い成長速度で成長させることができる。外方成長領域は、極めて粗い表面構造を有していてよく、砕けやすくてよい。砥粒の特異な構造的組合せは、ガラス質ボンド砥石車が、鋼研削に際して他に引けを取らない研削比を維持しながら、低い研削消費電力を実現するのを可能にする。

立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）粒は、立方構造を形成するのに十分なある時間にわたる高圧・高温のもとで、六方晶窒化ホウ素触媒系、例えばアルカリ及びアルカリ土類金属窒化物から製造されることが知られている。反応塊を、立方晶窒化ホウ素結晶の形成を熱力学的に支援する圧力・温度条件下に維持する。次いで、当業者に知られた回収法を用いて、水、酸性溶液、又は苛性化学物質の組合せを使用して、反応塊から立方晶窒化ホウ素を回収する。なお、他の立方晶窒化ホウ素製造方法も知られており、すなわち温度勾配法又は衝撃波法を介して立方晶窒化ホウ素を製造することもできる。また本出願において教示された方法の変形態様を用いて、特異な特徴を有する砥粒を製造することもできる。

六方晶窒化ホウ素及び触媒の両方を提供する出発成分の任意の組合せを採用してよい。出発反応混合物の一実施態様は、ホウ素源、窒素源、及び触媒金属源を含有することができる。ホウ素源は元素ホウ素、六方晶窒化ホウ素、又は反応条件下で元素ホウ素に分解し得る水素化ホウ素のうちの１種等の材料であってよい。窒素源は六方晶窒化ホウ素であるか、又は反応条件下で窒素源を提供し得る触媒金属の窒素含有化合物であってよい。触媒金属は金属元素として、又は反応条件下で触媒金属若しくは触媒金属窒化物に分解し得る触媒化合物として採用してよい。

このプロセスは、ただ１種の触媒材料を伴う六方晶窒化ホウ素から立方晶窒化ホウ素への触媒変換には限定されない。従って、２種又は３種以上の触媒材料の混合物を採用してもよい。これらの混合物は、１種若しくは２種以上の触媒金属、１種若しくは２種以上の触媒窒化物、又は金属及び窒化物の１種若しくは２種以上の組合せを含んでよい。加えて、本発明の実施に際して合金を採用することもできる。これらの合金は、２種以上の触媒金属の合金、及び触媒金属と非触媒金属との合金を含む。原材料の他の組合せも可能である。

このプロセスは、超砥粒を製造するために用いられる圧力及び温度を生じさせ得る任意のタイプの機器内で実施することができる。使用し得る機器は、米国特許第２，９４１，２４１号明細書及び同第２，９４１，２４８号明細書に記載されている。他の機器の例はベルト・プレス、キュービック・プレス、及び分割球プレスを含む。

この機器は、制御可能な温度及び圧力が与えられ、そして所望の時間にわたってこれらが維持される、反応容積を含んでいる。上述の特許明細書中に開示されている機器は、液圧プレスの圧盤間に挿入するための高圧装置である。高圧装置は、実質的に円筒形の反応区域を画定する環状部材と、このほぼ円筒形の反応区域内に嵌入するように設計された２つの円錐形のピストン型部材又はパンチと、環状部材のいずれかの側から環状部材のほぼ円筒形の部分内に嵌入するように設計された２つの円錐形のピストン型部材又はパンチとから成っている。特異な特徴を有する粒子を製造する際に所望の圧力に達するように、２つのピストン部材又は６つのピストン部材によって、環状部材内に嵌入する反応容器を圧縮することができる。所要の温度は、適宜の手段、例えば誘導加熱、直接若しくは間接抵抗加熱、又は他の方法によって得られる。

図１Ａ〜１Ｃに示されているように、超砥粒材料１０はコア１２と外方成長領域１４とを含んでいてよい。コア１２は単結晶構造を有することができる。コア１２は、立方晶窒化ホウ素と、ダイヤモンドと、ダイヤモンド複合材料とから成る群から選択された材料を含んでよい。外方成長領域１４は、コア１２から外方へ向かって広がっている単結晶を含有することができる。外方成長領域１４は、典型的な一実施態様に基づいて図１Ａに示されているように、コア１２の一方の側に配置されていてよい。外方成長領域１４は、図１Ｂに示されているように外方成長領域１４の中心に配置されていてもよい。或いは外方成長領域１４は、図１Ｃに示されているように、コア１２が食い込んでいる部分であってもよい。本明細書中に使用される「超砥粒（ｓｕｐｅｒａｂｒａｓｉｖｅ）」という用語は、ヌープ硬度が約４０００を上回る材料を意味する。

コア１２は単結晶構造を有することができる。典型的な一実施態様では、コア１２の単結晶構造は外方成長領域とは異なる化学組成を有していてよい。例えば、コアはダイヤモンド、ｃＢＮ、又はセラミック化合物であってよい。外方成長領域は例えばｃＢＮ又はダイヤモンドであってよい。別の典型的な実施態様では、単結晶構造は外方成長領域と同じ化学組成を有していてよい。例えば単結晶構造及び外方成長領域はｃＢＮ結晶であってよい。コア１２及び外方成長領域のサイズは例えば０．１μｍ〜１，０００μｍの範囲であってよい。外方成長領域の厚さに対するコア１２の半径の比は０．１〜２０であってよい。

コア１２の単結晶構造は実質的にファセット形状であってよい。本明細書中に使用される「ファセット（ｆａｃｅｔ）」という用語は、幾何学的形状における平らな面であって、例えばエッジ１５、１６、１７、１８及び１９によって画定された、図１Ｂの符号１３で示された面を意味する。外方成長領域１４はブロック状であり、かつ粗くてよい。外方成長領域１４の結晶は実質的に変形していてよい。本明細書中に使用される「ブロック状（ｂｌｏｃｋｙ）」という用語は、ブロックとしての形状及び固体性（ｓｏｌｉｄｉｔｙ）を意味し、外観は３つの次元で類似している。

外方成長領域１４のタフネス指数はコア１２のタフネス指数よりも低くてよい。ｃＢＮが鉄ワークピースと比較的非反応性であることから、硬質鉄合金ワークピースを研削する際には、超砥粒材料、例えば立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）がしばしば使用される。従って、ｃＢＮ材料は、しばしば研削工具及び機械加工工具へと形成される。標準的な砕けやすさ（ｆｒｉａｂｉｌｉｔｙ）試験によって測定されたｃＢＮ材料の強靭さは、研削性能のファクターであり得る。砕けやすさ試験は、制御条件下である量の生成物をボールミル粉砕し、そして残留物を篩にかけて生成物の破壊を測定することを伴う。タフネス指数（ＴＩ）は室温で測定される。熱タフネス指数（ＴＴＩ）は、生成物が高温で焼成された後に測定される。多くの場合、結晶が強靭であればあるほど、研削工具又は機械加工工具における結晶の寿命は長くなり、従って、工具の寿命も長くなる。このことは工具摩耗の低減をもたらし、最終的には工具コスト全体を低下させる。

図３に示されているように、典型的な一実施態様に基づく超砥粒材料の製造方法３０は、工程３２において複数の六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）粒を提供する工程；及び工程３４において触媒を提供する工程を含むことができる。ｈＢＮ粒を成長させるために選択された触媒系は、例えばリチウム化合物を触媒として含んでいてよい。典型的な一実施態様は更に、工程３６において複数のｈＢＮ粒及び触媒に、単結晶構造を有するコアを形成するのに十分な第１の時間にわたる第１の高圧を加えること；並びに工程３８において複数のｈＢＮ粒及び触媒に、コアから外方へ向かって広がっている外方成長領域を形成するのに十分な第２の時間にわたる第２の高圧を加えることを含むことができる。典型的な一実施態様は更に、水、酸性溶液又は苛性化学物質の組合せを使用して、生成物を清浄化する工程を含むことができる。

高圧・高温は、第１の時間中の第１の圧力が初期成長範囲においてｈＢＮとｃＢＮとの平衡線を僅かに上回る程度に低く保たれるように形成することができる。或いは、第１の時間中の第１の高圧における第１の高温を、第２の時間中の第２の高圧における第２の高温と同じ温度、又はこれよりも高い温度に設定することによって、ｃＢＮの成長が良好なファセットの特徴を伴うようにすることもできる。典型的な一実施態様では、例えば、第１の高温は１６００〜２０００℃の範囲であり、第１の高圧は５０〜６０ｋｂａｒの範囲であってよい。例えば、第２の高温は１４００〜１６００℃の範囲であり、第２の高圧は７０〜９０ｋｂａｒの範囲であってよい。

第１の高圧・高温における第１の時間中のｃＢＮの初期成長後に、ｃＢＮ成長ゾーン内で所定の第２の高温まで温度を低下させつつ、圧力を第２の高圧まで急上昇させることができる。本明細書中で使用されるｃＢＮ成長ゾーンは、立方晶窒化ホウ素粒が析出して熱力学的安定条件下で成長する、温度及び圧力の範囲を意味する。第２の高温・高圧の設定値は、ｃＢＮ結晶成長速度の促進を支援することができる。このことは、単結晶、例えばｃＢＮ結晶の強靭なコアに続く過剰成長領域内により多くの成長欠陥を生成すると予想される。

図４Ａに示されているように、第１の高圧は第２の高圧よりも低くてよいので、ｃＢＮ結晶成長速度は低くてよい。ｃＢＮ単結晶の大部分は、十分に制御された形状及び均一性を有する状態で形成することができる。第１の時間にわたって第１の高圧・高温で形成されるｃＢＮ結晶は、透明な外観及び平滑なファセットを備えた四面体形状又は切頂四面体形状を有することができる。

図４Ｂに示されているように、第２の高圧はより高く、ｃＢＮ結晶は欠陥、例えば転移、ボイド、双晶、ひび、又は亀裂が成長し得る。これらの欠陥は、後続のｃＢＮ成長をより不規則にすることができる。結果として、ｃＢＮ結晶の大部分はブロック状であり、粗く、角ばっており、ファセットが少なく、かつ半透明であり得る。過剰成長ｃＢＮのＴＩ値は、強靭なｃＢＮコアのＴＩ値よりも例えば少なくとも５ポイント低くてよい。結晶個体群の約９０％超が平滑なファセットを欠き得る。このように設計されたｃＢＮ結晶は、自由な切削能力、及び研削用途において比較的低いホイール摩耗性を有することができる。

製造されたｃＢＮの機械強度はタフネス指数（ＴＩ）によって評価することができる。図５に示されているように、ｃＢＮの商業等級、例えばＣＢＮ ４００を使用して、図３に示された方法３０によって製造された粒子と比較することができる。図３に示された反応が生じた後、メッシュ篩を使用して生成物粒子をサイズによって分類することができる。このタフネス指数試験に際して、１２０／１４０のサイズを出発サイズとして選択することができる。ｃＢＮのタフネス指数をグリットサイズ画分１２０／１４０に対してスクリーニングすることができる。所定量の試料及び鋼球を２ｍＬカプセル内に入れることができる。カプセルをバイブレータ内にセットし、これに所定の周波数で振動を加え、これにより、カプセル内に含まれるｃＢＮ粒子を鋼球で粉砕することができる。得られた粉末を１４０／１７０メッシュ篩によってスクリーニングすることができる。スクリーン上に残った試料の重量を測定し、粉末全体に対する重量パーセントとして表すことができる。

第２のＴＩ試験を１４０／１７０サイズで実施することができる。試験後、ＴＩ試験の一部であるＴＩ破砕後に、１７０／２００篩を使用して１７０／２００サイズのｃＢＮを得ることができる。第３ＴＩ試験を１７０／２００サイズで実施することによって、サイズ１７０／２００のタフネス指数を評価することができる。図５に示されているように、１２０／１４０サイズは商業等級のものよりもＴＩ値が低くてよい。ＴＩ破砕後、ｃＢＮの外方成長領域の少なくとも一部を除去することができる。サイズ１４０／１７０のＴＩは商業等級のものに近くてよい。更なるＴＩ破砕後、ｃＢＮの外方成長領域の少なくともほとんどを、商業等級のものよりもＴＩ値が高い残留ｃＢＮのコアと一緒に除去することができる。図５は、典型的な一実施態様が、砕けやすいｃＢＮによって支持された、より強靭なコアを有することができることを証明することができる。仮晶（ｐｓｅｕｄｏｍｏｒｐｈｉｃ）過剰成長ｃＢＮ層は高度欠陥結晶を含有し得る。

〈例１〉
主としてアルカリ及びアルカリ土類金属の窒化物及び水素化物を有する触媒系と、六方晶窒化ホウ素とを含有する混合物を使用して立方晶窒化ホウ素（ＣＢＮ）粒を製造した。この例では、ＣＢＮ粒を成長させるために、Ｌｉ₃Ｎ、ＬｉＯＨ及びＬｉＨ触媒を選択した（米国特許第７００１５７７号明細書の例３を参照されたい）。混合物を、窒素が豊富な環境内で十分に混ぜ合わせ、アイソスタティック（ｉｓｏｓｔａｔｉｃ）圧密化によってセル内に圧密化した。セルは、高圧・高温機器の反応カプセルに適合するように形成した（米国特許出願公開第２０１０／００６４５９４号明細書を参照されたい。このタイプの機器は米国特許第２，９４１，２４１号明細書及び同第２，９４１，２４８号明細書に記載されている）。

高温・高圧プロセス（例えば約１７００℃で約５５Ｋｂａｒの圧力）中、六方晶窒化ホウ素を触媒と反応させて、アルカリ性窒化ホウ素を共晶相で形成した。共晶相から立方晶窒化ホウ素粒を析出させて熱力学的安定条件下で成長させた（このようなプロセスは米国特許第３，７０１，８２６号明細書に教示されている）。プロセス全体には約１時間かかった。

ＨＰＨＴ条件は、圧力を低く維持する（ほぼ５５ｋｂａｒ）ように、すなわち初期成長範囲においてｈＢＮとＣＢＮとの平衡線を僅かに上回る値に設定し、これに対して成長温度は、良好なファセットの特徴を伴うＣＢＮの成長を可能にするように、第１の高温（ほぼ１８００℃）に設定した。続いて、初期成長段階直後に、圧力を（ほぼ７０ｋｂａｒまで）急上昇させるのに対して、温度をｃＢＮ成長ゾーン内で所定の温度（ほぼ１５００℃）まで低下させた。（この設定値はＣＢＮ結晶成長速度を促進して、強靭なコアに続く過剰成長ＣＢＮ部分内により多くの成長欠陥が発生するようになる傾向がある。）この設定値はｃＢＮ成長サイクルの終了まで維持した。本明細書中に使用される「強靭なコア」という用語は、破壊強度が高く及び砕けやすさが低い構造を有するコアを意味する。

次いで、反応カプセルをＨＰＨＴ条件から解放し、室温及び周囲圧力に戻した。反応カプセル内の混合物の反応塊をタンタル・バレル内へ取り出し、これを温水で十分に濯ぐことにより、残留六方晶窒化ホウ素から立方晶窒化ホウ素粒を精製した。混合物を約１０分間にわたって攪拌し、次いで六方晶窒化ホウ素懸濁液をバレルから静かに注いだ。六方晶窒化ホウ素粉末は白色であり、立方晶窒化ホウ素粒の回収中に容易に認識することができる。このプロセスを、六方晶窒化ホウ素のほとんどが除去されるまで２回繰り返した。主としてＣＢＮを含有する残りの混合物を約１０分間にわたって２５０ワットのヒートランプ下で加熱することによって、混合物を乾燥させた。次いで、金属球体（１／８”）を混合物／球体比＝１：５で満たされた金属缶内に、混合物を移した。蓋を挟持することにより金属缶を堅く密閉し、これをＴｕｂｕｌａｒミル内に入れ、そして例えば約１０分間にわたって４０ＲＰＭでボールミル粉砕した。このプロセスは凝集体、並びにより弱い立方晶窒化ホウ素粒を破砕した。

ボールミル粉砕後、篩を使用して混合物を球体から分離し、次いでニッケル坩堝（１０００ｍｌサイズ）内に入れた。水酸化ナトリウム粉末を添加することによって、立方晶窒化ホウ素粒をカバーした。ニッケル坩堝を炉の中心へ挿入し、約４００℃の温度で約１時間にわたって加熱した。次いで、坩堝を炉から取り出し、１時間にわたって通気フードの内部で冷却した。次いで混合物を、温水を使用して濯ぎ、そして反応副生成物を溶液の状態で坩堝から溶かし出した。次いで立方晶窒化ホウ素粒をＴＥＦＬＯＮ（登録商標）ビーカーに移した。粒子を約１０分間にわたってビーカー内で窒化物酸性溶液で濯いだ。次いでＤＩ水を使用して、約５分間にわたってこの酸性溶液を洗い流した。最後に、粒子をイソプロパノールで濯ぎ、そして１５分間にわたって８０℃で熱乾燥させた。次いでこの粒子を室温まで冷却した。メッシュ篩を使用して粒子をサイズによって分類した。粒子は１２のメッシュサイズ、すなわち、＋６０； ６０／８０； ８０／１００； １００／１２０； １２０／１４０； １４０／１７０； １７０／２００； ２００／２３０； ２３０／２７０； ２７０／３２５； ３２５／４００； 及び４００−に選別した。

〈例２〉
例１に記載されたものと同じ化学物質で２つのセルを調製し、例１と正確に同じ手順に従ってＨＰＨＴ ＣＢＮ成長を実施した。約２０分間かかる初期成長の終了時まで第１のセルをＨＰＨＴ条件下で稼働させた。成長が終了したら、ＨＰＨＴ条件を室温及び周囲圧力に戻した。このセルを反応カプセルから取り出し、ｃＢＮ粒の回収処理を行った。ｃＢＮ粒の回収は溶解、酸処理、及び濯ぎプロセスを含むことができる。第１のセルと同じ反応カプセル内に第２のセルを装填し、そして例１に記載されているのと同じ成長設定値に従った。このセルは全サイクル時間にわたって稼働させた（例えば約１時間）。反応が終了した後、試験したこのセルを引き離し、例１に記載されているように回収した。

第１のセル内で成長したＣＢＮ粒は極めて均一な形状、例えば平滑なファセットを備えた四面体形状又は切頂四面体形状を有していた。全体的に見て、ＣＢＮ粒は初期成長時にはサイズが極めて微細である。この第１のセル内に形成されたＣＢＮをコア部分と呼ぶ。対照的に、第２のセル内で成長したＣＢＮは極めて粗い表面構造を有し、この構造はブロック状の不規則な形状であった。ＣＢＮ粒の大部分はサイズ範囲が６０〜２００ミクロンであり、ブロック状であった。全反応サイクル後のほとんど全てのＣＢＮ粒が厚く粗い外殻層で終わった。我々はこの特徴を過剰成長外殻と見なす。両方のタイプのＣＢＮ粒においてタフネス指数（ＴＩ）試験をそれぞれ実施した。試験のために採用したＣＢＮサイズは１２０／１４０である。ＣＢＮコア部分のＴＩは７２であり、これは完全成長したＣＢＮのＴＩよりも約６ポイント高い。従って、ＣＢＮコア部分は、単結晶構造における硬質コアとみなすことができる。

〈例３〉
製造された第２のセルｃＢＮのＣＢＮ ６０／８０粒子１グラムを接着母材中に結合させ、そして室温で乾燥させた。続いて、ＣＢＮ粒にイオンミル研磨を施すことにより、ＣＢＮ粒の断面を暴露した。次いで走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用して、研磨済ＣＢＮ粒を調査した。図６は、このような研磨済ＣＢＮ単一結晶粒の断面図を示しており、この図で観察されるＣＢＮコアは規則的な形状、平滑なファセット、及びサイズ６０〜８０μｍを有していた。コア外部の過剰成長外殻部分も観察された。外殻の最大厚は約８０μｍであった。コア及び過剰成長外殻は界面によって明らかに区別されていた。

幾つかの特定の実施態様を参照してきたが、これらの実施態様の思想及び範囲を逸脱することなしに他の当業者によって他の実施態様及び変形態様を案出し得ることは明らかである。添付の請求項は、全てのこのような実施態様及び同等の変形態様を含むと解釈されることを意図している。

Claims (20)

1. 単結晶構造を有するコア；及び
   前記コアから外方へ向かって広がっている外方成長領域
   を具備しており、前記外方成長領域のタフネス指数が前記コアのタフネス指数よりも低い、超砥粒材料であって、コア及び外方成長領域が立方晶窒化ホウ素である、超砥粒材料。
2. 前記外方成長領域が、立方晶窒化ホウ素、ダイヤモンド、及びダイヤモンド複合材料からなる群から選択される材料を含有している、請求項１に記載の超砥粒材料。
3. 前記コアが、立方晶窒化ホウ素、ダイヤモンド、及びダイヤモンド複合材料からなる群から選択される材料を含有している、請求項１又は２に記載の超砥粒材料。
4. 前記コアの前記単結晶構造が、前記外方成長領域の化学組成とは異なる化学組成を有している、請求項１〜３のいずれか一項に記載の超砥粒材料。
5. 前記コアの前記単結晶構造が、前記外方成長領域の化学組成と同じ化学組成を有している、請求項１〜３のいずれか一項に記載の超砥粒材料。
6. 前記コアの単結晶構造が、実質的にファセット形状である、請求項１〜５のいずれか一項に記載の超砥粒材料。
7. 前記外方成長領域の単結晶が、実質的に不規則な形状である、請求項１〜６のいずれか一項に記載の超砥粒材料。
8. 前記外方成長領域が、ブロック状であり、かつ粗い、請求項１〜７のいずれか一項に記載の超砥粒材料。
9. 複数の六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）粒を提供すること；
   触媒を提供すること；
   前記複数のｈＢＮ粒及び前記触媒に、単結晶構造を有するコアを形成するのに十分な第１の時間にわたる第１の高圧を加えること；並びに
   前記複数のｈＢＮ粒及び前記触媒に、前記コアから外方へ向かって広がっている外方成長領域を形成するのに十分な第２の時間にわたる第２の高圧を加えること
   を含み、第１の高温が、１６００〜２０００℃の範囲であり、かつ第１の高圧が５０〜６０ｋｂａｒの範囲であり、第２の高温が、１４００〜１６００℃の範囲であり、かつ第２の高圧が７０〜９０ｋｂａｒの範囲である、方法。
10. 水、酸性溶液又は苛性化学物質の組合せを使用することにより、生成物を清浄化することを更に含む、請求項９に記載の方法。
11. 前記第２の高圧が、前記第１の高圧よりも高い、請求項９又は１０に記載の方法。
12. 前記複数のｈＢＮ粒及び前記触媒を、高温状態に曝すことを更に含む、請求項１０又は１１に記載の方法。
13. 前記複数のｈＢＮ粒及び前記触媒を、第１の時間にわたって前記第１の高圧で第１の高温に曝すことを更に含む、請求項１０〜１２のいずれか一項に記載の方法。
14. 前記複数のｈＢＮ粒及び前記触媒を、第２の時間にわたって前記第２の高圧で第２の高温に曝すことを更に含み、前記第２の高温が第１の高温よりも低い、請求項１３に記載の方法。
15. 前記複数のｈＢＮ粒及び前記触媒を、第２の時間にわたって前記第２の高圧で第２の高温に曝すことを更に含み、前記第２の高温が前記第１の高温と同じである、請求項１３に記載の方法。
16. 前記コアが立方晶窒化ホウ素（ｃＢＮ）の単結晶である、請求項１０〜１５のいずれか一項に記載の方法。
17. 前記外方成長領域が単結晶立方晶窒化ホウ素である、請求項１０〜１６のいずれか一項に記載の方法。
18. 前記外方成長領域の立方晶窒化ホウ素の前記単結晶が、粗いブロック状表面を有している、請求項１０〜１７のいずれか一項に記載の方法。
19. 前記コアを、前記外方成長領域の成長速度よりも遅い成長速度で成長させる、請求項１０〜１８のいずれか一項に記載の方法。
20. 立方晶窒化ホウ素の単結晶構造を有するコア；及び
    前記コアから外方へ向かって広がっている外方成長領域
    を具備しており、前記外方成長領域のタフネス指数が前記コアのタフネス指数よりも低い、立方晶窒化ホウ素。

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