JPS63394B2 - - Google Patents
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Description
本発明は多結晶質研摩材圧縮体の製造方法、特
に六方晶系窒化硼素（HBN）から立方晶系窒化
硼素（CBN）圧縮体を製造する直接転換法およ
びこれにより得られる生成物に関する。 窒化硼素は３つの結晶形態が知られている。 (1)黒鉛炭素に類似した構造の軟質黒鉛型（六方
晶系）形態（HBN）、(2)六方晶系ダイヤモンド
に類似した構造の硬質ウルツ鉱型（六方晶系）形
態（WBN）、および(3)立方晶系ダイヤモンドに
類似した構造の硬質閃亜鉛鉱型（立方晶系）形態
（CBN）の３種である。 この３種の窒化硼素（BN）結晶構造は、一連
の原子の薄板（層）を積重ねた形状として具象化
できる。低圧黒鉛型構造では、積重ね層は、六角
形の頂点が硼素および窒素原子で交互に占められ
た平面状融合六角形から構成され（タイル状）、
これらが垂直に積重ねられて、第１Ａ図に示すよ
うにＢおよびＮ原子が積重ね方向〔001〕に交互
に来るようになつている。これより稠密なCBN
およびWBN結晶構造では、積重ね層の原子が平
面からはずれてひだ状に配置され、層の積重ね方
の違いにより２種の稠密構造のいずれかとなる。
第１Ｂ図および第１Ｃ図に示すように、CBNお
よびWBN構造の層積重ね順序はそれぞれ ……ABCA……および……ABAB…… として記号表示できる。 HBNおよびWBN結晶においては、層が
〔001〕方向に沿つて積重ねられる（即ち、ｃ結晶
軸が層に直角である）が、CBN結晶においては
層が〔111〕方向に沿つて積重ねられている。こ
れらの層は六方晶系積重ね層または面と称され
る。HBNでは層内の原子間の結合が主として強
い共有結合であるが、層間には弱いフアン・デ
ル・ワールス結合が働くだけである。WBNおよ
びCBNでは１原子とそれに隣接する４つの原子
との間に主として強い共有四面体結合が形成され
る。 硬質相BN圧縮体は２つの一般タイプ、即ちク
ラスター圧縮体および複合圧縮体に分類される。 クラスター圧縮体は、(1)自己結合関係で、また
は(2)結晶間に位置する結合媒体により、または(3)
(1)および(2)の適当な組合せにより研摩材結晶が結
合されたクラスター（集結体）として定義され
る。特定のタイプのクラスター圧縮体およびその
製造方法の詳細は、例えば米国特許第3136615号
および第3233988号に開示されている。 複合圧縮体は、焼結炭化タングステンのような
基体材料に結合されたクラスター圧縮体として定
義される。基体への結合はクラスター圧縮体の形
成中または形成後に形成することができる。特定
のタイプの複合圧縮体およびその製造方法の詳細
は、例えば米国特許第3743489号および第3767371
号に開示されている。 既知のCBN圧縮体製造方法は一般に４つのカ
テゴリーに分類でき、それぞれ以下のように定義
されている。(1)触媒転換法、即ち触媒金属または
合金がHBNのCBNへの変態を補助し、同時に圧
縮体を形成する１段階プロセス。(2)結合媒体法、
即ち第１段階でHBNをCBNに転換し、第２段階
でCBNの圧縮体への結合を補助する金属または
合金と清浄なCBN結晶とを混合して圧縮体を形
成する２段階プロセス。(3)直接焼結法、即ち
CBN結晶の結合を補助する金属または合金を添
加せずに圧縮体を形成する以外はプロセス(2)と同
一である２段階プロセス。(4)直接転換法、即ち触
媒および／または結合媒体の助けなしで実質的に
純粋なHBNをCBN圧縮体に直接変態する１段階
プロセス。 触媒および結合媒体法は一般に不利である。そ
の理由は、触媒および結合媒体が硬さの点で
CBNより低く、最終的に得られる物体中に残留
し、これにより物体の硬さおよび耐摩耗性が減少
するからである。触媒形成CBN圧縮体の詳細に
ついては特に米国特許第3233988号、第４欄第３
行〜第６欄第41行および米国特許第3918219号を、
また結合媒体を用いるCBN圧縮体の詳細につい
ては特に米国特許第3743489号および第3767371号
を参照されたい。 直接転換法は、理論的には可能であるものの、
実際にはロスが大きいことが確められている。そ
の理由は、十分な数の結晶−結晶結合を圧縮体全
体にわたつて均一分布状態で一貫して達成するの
が困難だからである。このような結合がないと、
圧縮体の強度および密度が理想より低くなる。 静的圧力条件下での直接転換、即ち100Kbar以
上の圧力でのHBNのより稠密なウルツ鉱型また
は立方晶系（閃亜鉛鉱型）相への直接転換は、
“J.Chem.Phys.”第38巻（1963年）、第1144〜49
頁のバンデイ（Bundy）らの論文および米国特許
第3212852号に詳述されている。この方法の欠点
は、約100Kbarの圧力範囲で有効反応体積が限定
され、これがため転換される多結晶圧縮体生成物
の寸法が限定されることである。 もつと最近では、100Kbar以下の圧力での
HBNのCBNクラスター圧縮体への直接転化に関
する報告および特許が多数刊行されている。これ
らの刊行物の代表例を挙げると次の通りである。 １ 若槻らの特公昭49−27518号 ２ 若槻らの特公昭49−30357号 ３ 若槻らの特公昭49−22925号 ４ 若槻らの米国特許第3852078号 ５ 若規ら“Synthesis of Polycrystalline
Cubic Boron Nitride”、Mat.Res.Bull.、７、
999−1004（1972） ６ 市瀬ら“Synthesis of Polycrystalline
Cubic BN（Ｖ）”、Proceedings of the Fourth
International Conference on High
Pressure、京都、1974年、第436〜440頁 ７ 若槻ら“Synthesis of Polycrystalline
Cubic Boron Nitride（）”、Proceedings of
the Fourth International Conference on
High Pressure、京都、1974年、第441〜445頁 ８ 白田の英国特許第1317716号（1973年５月23
日）「立方晶系窒化硼素の製造方法」 上記刊行物１〜７は直接転換が圧力＞50Kbar
（好ましくは60Kbar以上）および温度＞1100℃で
起ることを報告しており、一方刊行物８は圧力
60Kbar以上および温度範囲1800〜3000℃での転
化を報告している。 これら刊行物では一般にHBN粉末を出発材料
として使用する。２つの刊行物６および７は熱分
解窒化硼素（PBN）を出発材料として用いるこ
とを報告している。PBNおよびＲ−PBNおよび
その採用可能な製造方法に関する詳細について
は、米国特許第3152006号および第3578403号を参
照されたい。 刊行物６では、CBNクラスター圧縮体の合成
用出発材料としてPBNを用い、直接転換法を
69Kbarの圧力および1800〜1900℃の温度で実施
している。かくして得られる生成物（第436頁の
表１）は種々の量の未転化HBNを有する「軟質
塊状体」として特徴付けられる。 刊行物７ではウルツ鉱型窒化硼素（WBN）お
よびCBNの合成用の出発材料としてPBNを使用
する。PBNを出発物質としてWBNまたはCBN
を成功裡に形成した結果は一つも報告されていな
い（第442頁の表１参照）。 PBNは代表的にはBCl3＋NH3蒸気を黒鉛基体
上で熱分解することにより生成される低圧力形
HBNである。堆積した状態でこの熱分解窒化硼
素は高純度99.99＋％で、密度が約2.0〜2.18ｇ／
cm3（結晶質HBNの密度は2.28）、結晶寸法が50〜
100Åおよび選択結晶配向が〔001〕方向（ｃ軸）
で50゜〜100゜である。炭素系における類似の熱分
解炭素の場合と同じく、PBNの構造はよくわか
つていない。PBNおよび熱分解炭素の構造を説
明するために種々のモデルが提案されている。タ
ーボストラテイツク（turbostratic）状態と称さ
れるよく用いられるモデルによれば、ＢおよびＮ
原子が融合六角形黒鉛型BN状層のほゞ平行な積
重ねを形成するが、積重ねは層に平行な移行に関
して不規則かつ層への垂線のまわりでの回転に関
して不規則である。他のモデルは層内での欠陥や
歪みを強調している。熱分解材料における層間の
間隔の増加（結晶質HBNの場合の3.33Åに対し
てPBNの場合3.42Å）は主として、積重ね方向
の乱れの結果として層間の弱いフアン・デル・ワ
ールス引力が減衰することに基づく。 PBNは著しく不規則であるが、結晶秩序がま
つたくないわけではない（非晶質ではない）。不
完全ではあるが、ＢおよびＮ原子が黒鉛型の層に
組織されている。層の規則的積重ね配列が存在し
ない点がもつとも顕著なことである。熱分解BN
を第１図に示すHBN構造に転換するには、広範
な構造変換が必要となる。 「堆積したまま」のタイプのPBNを以下「未
再結晶化熱分解窒化硼素（Ｕ−PBN）」と称す
る。 他の既知のタイプのPBNは再結晶化熱分解窒
化硼素（Ｒ−PBN）である。これはPBNの圧縮
アニールにより形成され、理論密度が2.28ｇ／cm3
で、層間間隔3.33Åを有する高度結晶質構造で、
純度が99.99＋％で、選択微結晶配向が〔001〕方
向（ｃ軸）で約2゜である。 各タイプのPBNは固体連続薄板の形状でつく
られ市場で入手できる。この薄板では、各微結晶
の六角形積重ね面が薄板の主平面に対して選択配
向度（゜）で整列されている。従つて、Ｕ−
PBNの六角形積重ね面（001）は薄板の主平面に
対して約50゜〜100゜の間で変化する角度で配置さ
れ、一方Ｒ−PBNの（001）面は薄板の主平面に
対して約2゜以下の範囲で変化する角度で配置され
ている。 Ｒ−PBNについては米国特許第3578403号を参
照されたい。 PBNは「基体核形成」および「連続再核形成」
として分類することもできる。基体核形成PBN
は、新しい核形成部位として作用する一緒に堆積
される気相生成粒子を実質的に含まない材料とし
て特徴付けられる。連続再核形成材料は、堆積処
理中に連続再核形成の原因となる一緒に堆積され
る気相生成粒子の存在により特徴付けられる。一
緒に堆積される気相生成粒子の濃度、従つて再核
形成度は堆積処理中に現われる成長円錐の寸法に
反映される。大きい成長円錐は基体核形成材料の
特徴であり、従つて低い再核形成度と関連してお
り、小さい成長円錐についてはその逆のことが言
える。成長円錐構造は低倍率で観察することがで
きる。用語「基体核形成」および「連続再核形
成」PBNは多かれ少なかれ最終ミクロ組織のタ
イプを定める。ミクロ組織の範囲は、高濃度の一
緒に堆積される気相生成粒子を含有する連続再核
形成ミクロ組織から一緒に堆積される粒子を含ま
ない基体核形成構造までの間に存在する。 また、前記米国特許第3212852号、第10欄第19
〜24行に、PBNを直接転換法の出発材料として
行い、直接転換を100Kbar以上の圧力で行うこと
が開示されている。 前記従来の刊行物の教示に従つて生成したクラ
スター圧縮体が、これら圧縮体の切削工具インサ
ートとしての有効性を測定するように設計された
試験において、所望の性能レベルを達成できてい
ないことを確かめた。 そのほか、電子機器の小型化傾向から、ソリツ
ドステート装置用の優れた熱消散基体（ヒートシ
ンク）が必要とされている。例えば、ほとんどす
べてのマイクロ波装置において、作動中に発生す
る熱により効率が低下することになる。発生した
熱の消散は作動を制限する臨界的因子である。よ
く用いられるヒートシンク材料、即ち酸素を含ま
ない高熱伝導性銅は熱伝導率が常温で約4W／cm
℃である。良好な誘電特性が必要な用途に対して
は、熱伝導率が銅の約半分であるが、焼結酸化ベ
リリウムがよく用いられる。高い熱伝導率と良好
な誘電特性とを組合せることが新しい基体材料と
して特に望ましい。 ａ型単結晶ダイヤモンドは既知の材料中もつ
とも高い常温熱伝導率を有し、現在一部のマイク
ロ液装置に限られた範囲で用いられている。優れ
た熱消散性を有するダイヤモンド基体の既知の用
途は、ソリツドステートマイクロ波発振器、例え
ばGunnおよびIMPATTダイオード用のヒートシ
ンクから、ソリツドステートレーザー、大電力用
トランジスタおよび集積回路用のヒートシンクま
での範囲にわたつている。この用途が左程広範で
はないのは、成形にコストがかゝり困難だからで
ある。 ａ型単結晶ダイヤモンドより安価な熱伝導率
の高い材料が、もしも良好な誘電特性を有し、か
つａ型ダイヤモンドより大きな部品に成形可能
であれば、それは非常に望ましいものである。 ダイヤモンド以外に、CBNが誘電性ヒートシ
ンク材料としての可能性をもつことが示唆されて
いる。スラツク（Slack）は、“J.Phys.Chem.
Solids”、34巻（1972年）、321頁で、純粋な単結
晶CBNが約13W／cm℃の常温熱伝導率を有する
ことを予想している。最近までのところ焼結
CBN圧縮体に関しては最高値約2W／cm℃が報告
されているにすぎない。しかし、特開昭50−
61413号に、自然に生じる同位体濃度の焼結圧縮
体の場合の熱伝導率1.7W／cm℃に対して、同位
体濃縮焼結CBN圧縮体の場合に、6.3W／mm℃の
ように高い熱伝導率の値が報告されている。 従つて本発明の目的は、優れた性能特性を有す
る強い耐摩耗性CBNクラスター圧縮体を製造す
ることにある。 本発明の他の目的は、高温高圧条件下でHBN
の直接転換により大寸法のCBNクラスター圧縮
体を製造することにある。 本発明の他の目的は、比較的経済的な高温高圧
条件下で材料除去用途に有用な寸法が十分大きい
CBNクラスター圧縮体を製造することにある。 本発明の他の目的は、常温（300〓）熱伝導率
（Ｋ）が2W／cm〓以上、好ましくは6W／cm〓以
上であるCBNクラスター圧縮体を製造すること
にある。 本発明の他の目的は、HBNのCBNへの直接転
換により、微結晶寸法が常温フオノン平均自由行
程長より大きく、粒子（微結晶）間の熱抵抗が粒
子境界の酸化物汚染により増加されない高熱伝導
性CBNクラスター圧縮体を製造することにある。 本発明の他の目的は、電子装置のヒートシンク
用途に適当な熱伝導率を有するCBNクラスター
圧縮体を経済的に製造することにある。 本発明の他の目的は、高い熱伝導率、高い電気
抵抗、低い比誘電率および低い誘電正接を有する
クラスター圧縮体を製造することにある。 本発明の他の目的は、二次結合剤または焼結助
剤相を含まない高熱伝導性多結晶CBN圧縮体を
製造することにある。 本発明の他の目的は、フオノン散乱中心として
働き、従つて熱伝導率を制限する不純物（特に酸
素および窒素不純物）を含まない多結晶CBN圧
縮体を製造することにある。 上述した目的を達成するために、本発明によれ
ば60Kbar以上、好ましくは約65Kbar以上の圧力
およびCBN安定領域内の約1800〜2000℃または
それ以上の温度でPBNの直接転換を行う。PBN
を立方晶系相に変態するとともに強い結晶間結合
を発達させるのに十分な長い時間の間この高温高
圧条件を維持する。出発材料としては基本核形成
PBNが好ましく、これにより極めて良好な結果
が得られる。本方法の生成物は、選択配向微結晶
を有する硬い耐摩耗性CBNクラスター圧縮体で
ある。PBNを限定された温度範囲（好ましくは
約2100〜2500℃）で変態させることにより、約２
〜9W／cm℃の熱伝導率および1000Å以下から１
×105Å以上までの結晶寸法を有するCBNクラス
ター圧縮体を生成することができる。 次に本発明を図面につき説明する。 第２〜５図はそれぞれ、本発明に従つてCBN
クラスター圧縮体を製造するのに用いる通常のベ
ルト型高温高圧装置と組み合わせるのに適当な、
円筒状反応セル１１，２０１，１３および１５を
示す。第２図にはベルト装置の好適例もその内部
に反応セル１１を収容した状態で簡単に図示して
ある。ベルト装置の詳細は米国特許第2941248号
に開示されている。 第２図において、ベルト装置１７は１対の焼結
炭化タングステンパンチ１９および２１と、同じ
材料の中間ベルトまたはダイ部材２２とを具え
る。ダイ部材２２は反応セル１１を内部配置し得
る開口２５を有する。パンチ１９とダイ２２との
間およびパンチ２１とダイ２２との間にガスケツ
ト／絶縁アセンブリ２７および２９を配置する。
各アセンブリは１対の熱絶縁および電気不導通性
パイロフイライト部材３０および３１と中間金属
ガスケツト３２とよりなる。 反応セル１１は円筒状溶岩ブツシング５１を具
える。ブツシングはほかにガラス、軟質セラミツ
ク、滑石、ステアタイト、パイロフイライトまた
は石けん石でつくることもできる。ブツシング５
１内に同心的に黒鉛の抵抗加熱管５３を隣接配置
する。管５３内に同心的にタンタルの汚染シール
ド管５５を配置する。シールド管５５の外側に、
熱間プレス窒化硼素または他の高温絶縁材料の栓
５７，５９を配置して加熱管５３の両端を閉じ
る。栓５７，５９を導電性炭素スリーブ６１，６
３で囲む。 黒鉛加熱管５３の両端に導電性金属の端部円板
３５，３７を配置して加熱管への電気接続部を形
成する。各円板３５，３７に端部キヤツプアセン
ブリ３９，４１を隣接させる。各アセンブリはパ
イロフイライトの栓または円板４５に導電性鋼リ
ング４６をはめた構成である。 シールド管５５内の中心にPBN出発材料の円
板６５を配置する。円板６５の両側に１対の炭素
のスペーサ円板６７，６９を一つ宛配置する。ス
ペーサ円板６７，６９のさらに外側に１対のタン
タルの汚染シールド円板７１，７３を配置する。
シールド円板７１，７３のさらに外側に１対の熱
間プレスBNの電気絶縁性円板７５，７６を配置
して、シールド管５５の両端を閉じる。 シールド管５５およびシールド円板７１，７３
は、転換および焼結過程に干渉するのが確かめら
れている汚染物が、高温高圧条件下での転換時に
サンプル中に拡散するのを防止する作用をなし、
或は汚染物のゲツタとして働らく。 シールド材料として、転換および焼結過程に干
渉せず、PBNサンプルへの不純物の侵入を防止
する他の金属を用いることもできる。他の金属シ
ールドは族金属、例えばチタンおよびバナジウ
ム、族金属、例えばジルコニウム、モリブデン
およびニオブ、および族金属、例えばハフニウ
ムおよびタングステンを包含するが、これらに限
定されない。 第３図は本発明を実施するのに好適な反応セル
の第２の例を示す。この反応セル２０１は第２図
の場合と同様の円筒形溶岩ブツシング（図示せ
ず）を具える。ブツシング内に同心的にタンタル
の汚染シールド管２０５を隣接配置する。さら
に、シールド管２０５内に同心的に黒鉛の抵抗加
熱管２０７を配置する。 加熱管２０７の中心にPBN出発材料の端縁斜
切円板２０９を配置する。円板２０９の両側に１
対の炭素のスペーサ円板２１１，２１３を一つ宛
配置する。スペーサ円板２１１，２１３のさらに
外側に１対のタンタルの汚染シールド円板２１
５，２１７を配置する。シールド円板２１５，２
１７のさらに外側に、順次、１対の電気絶縁性熱
間プレスBN円板２１９，２２１、１対の炭素円
板２２３，２２５および１対の熱間プレスBN円
板２２７，２２９を配置する。このセル構造は、
出発材料円板２０９とタンタル管２０５との間に
加熱管２０７を配置することにより円板２０９か
ら形成される圧縮体にタンタル管２０５が積層さ
れるのが回避され、このセルで生成した圧縮体に
は龜裂が少ないという点で、第２図のセル構造よ
り優れていることを確かめた。 本発明の他の特徴に従えば、セルで生成するク
ラスター圧縮体の龜裂をさらに減らすために、出
発材料円板２０９の円周端縁を面取りもしくは斜
切するのが有利なことが確かめられた。これは、
セルの圧力解除の際に誘発される端縁応力を解放
し、これにより圧縮体への龜裂の発生をさらに減
少させるためであると考えられる。円板２０９の
端縁斜切形状は転換後のクラスター圧縮体にその
まゝ保持される。このようなクラスター圧縮体か
ら切削工具を形成する場合には、所望に応じて斜
切端縁を研削除去すればよい。 第４および５図は反応セルの他の設計例を示
す。これらは特に好適なわけではないが、本発明
を成功裡に実施することができるものである。後
述するように、この設計では高温高圧条件下での
転換中に出発材料が汚染されるのを防ぐシールド
が含まれていない。 第４図に示すように、反応セル１３は円筒形溶
岩ブツシング１０１を具える。ブツシング１０１
内に同心的に黒鉛の電気抵抗加熱管１０３を隣接
配置する。加熱管１０３内に同心的に熱間プレス
窒化硼素管１０４を隣接配置する。この管１０４
はセル内部を加熱管１０３から電気的に隔離する
機能をなす。管１０４内にかつその両端に１対の
高温電気絶縁性端部栓１０５，１０７を配置す
る。栓１０５，１０７は熱間プレス窒化硼素、酸
化アルミニウム、溶岩または等価材料よりなる。
端部栓１０５，１０７に隣接する管１０４の内部
に１対の炭素栓１０９，１１１を配置する。栓１
０９，１１１は圧力伝達媒体として作用する。炭
素栓１０９，１１１間にPBN出発材料の円板１
１３を配置する。 第５図の反応セル１５は、管１０４を省いたこ
と以外は第４図のセルと同一である。第４図およ
び第５図で対応する部品には同一符号を付してあ
る。 複数の室を設けて複数のPBNサンプルを同時
に転換できるように、第２〜５図の反応セル１
１，１３，１５および２０１を設計変更し得るこ
とは当業者には明らかである。このことは、複数
の出発材料サンプル円板を黒鉛円板または他の不
活性分割部材間にはさむことによつて達成され
る。 上述した装置に高圧および高温の両方を同時に
加える操作技術は超高圧業界でよく知られてい
る。上述した説明は一つの高温高圧装置に言及し
ているだけである。種々の他の装置により本発明
に使用し得る所要の圧力および温度を得ることが
できる。 第６図にバンデイ（Bundy）およびウエントー
フ（Wentorf）が“J.Chem.Phys.”38巻（1963
年）1144〜1149頁に示した窒化硼素状態図を示
す。この状態図において、ABはCBNとHBNと
の相平衡境界である。領域EBC内でEB以上の圧
力ではHBNのWBNまたはCBNへの自然転換が
生じることが確められている。斜線区域FBの左
側の比較的低い温度では、領域FBE内で、主要
転換モードはWBNとなる。FBの右側の比較的
高い温度では、領域FBC内で、主要転換モード
はCBNとなる。 本発明の方法を実施するにあたつては、PBN
サンプルを入れた反応セルを高温高圧装置に装入
し、状態図（第６図）のバンデイーウエントーフ
の直接転換領域の下側（即ち、線EBの下側）の
温度および圧力値に、まず圧縮し、次いで加圧下
で加熱する。PBNを強く焼結されたCBNクラス
ター圧縮体に変換するのに十分な時間上記高温高
圧条件を維持する。次にサンプルを加圧下で十分
に冷却し、圧力解除前の再転換を防止する。 第６図および第７図（後述）に示す長方形Ｍは
第７図に示す好適操作領域と第６図の完全なバン
デイーウエントーフ状態図との全体的位置関係を
示す。 第７図は低圧力領域における一連の直接転換お
よび再転換実験の結果を示す。直接転換実験は
PBNサンプルに対して第２図の型式のセルで10
分の加熱時間の間行つた。再転換実験はPBNの
CBNへの直接転換により予め製造されている
CBNクラスター圧縮体に対して、同じく第２図
の型式のセルで10分の加熱時間の間行つた。第７
図において、PBNのCBNへの転換は領域JHI内
で達成され、CBNのHBNへの再転換は線GHIよ
り上の温度で達成された。第７図にはバンデイ−
ウエントーフ状態図からのCBN／HBN平衡線
ABの線分KLも示されている。この結果は、
CBN安定領域がバンデイーウエントーフ平衡線
KLを越えて延在することを示している。1850〜
1900℃の温度でPBNのCBNへの部分的転換が達
成されるけれども、実際上機械加工用途に適当な
CBN圧縮体を得るには約2000℃以上の温度が必
要であることを確かめた。 本発明を実施するためにPBN出発材料を選択
する場合、変換が進行しかつ大きな強いよく焼結
した塊状体が一層確実に生成させるようにするた
めには、基体核形成PBNを使用すべきであるこ
と確かめた。出発材料として連続再核形成PBN
を用いると、転換が抑制される。 本明細書において、用語「基体核形成PBN」
は、（連続再核形成材料に特徴的な）同時堆積さ
れる気相生成粒子の濃度が十分に低く、PBNの
強い緊密に結合したCBNクラスター圧縮体への
転換に干渉しないような材料を意味する。 本発明を実際に行う場合、PBNの転換および
焼結挙動に広範な変化が見られる。 PBN円板状サンプルについて下記のタイプの
挙動が観察された。 Ａ PBNがまつたく転換しない。 Ｂ 強く結合した（十分焼結された）クラスター
圧縮体へのほゞ完全な転換が起る。但し、約
1800〜2000℃以上の温度での限定された温度範
囲にわたつてのみ。 Ｃ PBN円板の頂面および底面に平行な層内に
強い結合を伴なう転換が起るが、サンプルの残
部は未転換のまゝである。Ｂの場合と同様、こ
の層型転換は1800〜2000℃以上の温度でのみ起
り、転換層は通常PBN円板の頂面または底面
いずれかに位置する。 Ｄ 一層広い温度範囲にわたつてPBNが貧弱に
焼結されたクラスター圧縮体にほゞ完全に転化
する。 上述した２種の完全転換型圧縮体ＢおよびＤ間
の外観および特性上の差は極めてはつきりしてい
る。Ｂ型圧縮体は外観上黒色で赤色光を透過し、
一方Ｄ型圧縮体は外観上くすんだ灰色から乳白色
で、HBN粉末の直換転換により形成された圧縮
体に色が酷似している。Ｂ型圧縮体はＤ型圧縮体
より密でかつ著しく硬い。 転換挙動の変化は理論上次の２要因により説明
される。 １ PBNのミクロ組織の変化。 ２ 最初純粋なPBNが高温高圧条件下での転換
中に、高温の周囲セル部品からの活性元素の
PBNへの拡散により汚染されること。 PBNを拡散障壁で包囲することによりPBNの
汚染を防止するよう設計されたセル１１（第２
図）のような反応セルにおいては、Ａ、Ｂおよび
Ｃの結果のみが得られた。本発明によれば、
PBN出発材料の純度（99.99＋％）が変換の間維
持され、従つて極めて高純度（99.99＋％）のク
ラスター圧縮体が形成されると考えられる。 汚染が起り得るセル、例えば第４，５図のセル
１３，１５では、４つの型の転換すべてが生じ、
Ｄ型転換が主であつた。これらの結果はＤ型転換
が不純物で誘起されることを示唆している。ま
た、清浄な環境下での転換挙動の変化（上記Ａ、
ＢおよびＣ型）はPBNのミクロ組織に関係づけ
得ることも確かめられた。特に、転換挙動は
PBNに見られる成長円錐の寸法と相関関係があ
ると考えられる。Ｂ型に転換したものは転換して
いないものに較べて著しく大きい（顕微鏡観察
で）成長円錐構造を有する。 円板におけるミクロ組織の変化が観察される
PBN円板はＣ型の層転換が生起し、転換層は未
転換層より大きい成長円錐を有する。Ｃ型層転換
を得るのに用いられた材料に一層高い温度および
圧力を加えると、Ｂ型転換が得られる。しかしこ
のような材料を用いることは好ましくない。その
理由は、一層高い温度および圧力の使用により、
良好なクラスター圧縮体を製造するコストおよび
困難性が非常に大きくなるからである。 さらに、種々の酸化物（Al2O3、MgOおよび
B2O3）をほかには汚染されていない実験に導入
すると、その結果PBNサンプルのミクロ組織に
関係なく、1500〜1700℃の低い温度範囲で転換が
生じることを確かめた。しかし、このようにして
形成された圧縮体は、清浄な条件下で基体核形成
PBNから製造された圧縮体と較べて、密度が低
く強度が著しく低く、そして汚染環境下で得られ
たＤ型圧縮体に類似している。これらの結果は、
酸化物が汚染源であり、CBNへの転換を促進す
る上で活性であるが、焼結に有害であることを示
唆しているようである。 酸化物添加により（または汚染環境下で）製造
された圧縮体は外観および強度の面で、HBN粉
末の高温高圧転換により製造された圧縮体と類似
している。連続再核形成PBNを用い、酸化物を
添加し、CBNへの転換に必要とされる温度より
低い温度で行つた実験において、PBN平板の連
続ターボストラテイツク構造が理想的六方晶構造
を有するHBN粉末に再結晶化させることを確か
めた。これらの結果は、PBNの酸化物誘起転換
において、最初にPBNが粉末状に再結晶され、
次いで再結晶（および汚染）粉末がCBNに転換
されることを示唆している。この機構は、PBN
の酸化物誘起転換およびBN粉末の転換により得
られる圧縮体の類似性を説明する。 粉末状出発材料から大きな多結晶塊状体を形成
することの主要欠点は、個々の粒子の表面汚染に
より粒子間の焼結（結合）が阻止され、従つて得
られる圧縮体の強度が減少することである。 B2O3および水分を含めて酸化物汚染物が反応
セル中に存在することは焼結過程にとつて特に有
害である。 水分（H2O）がHBN粉末のCBNへの転換に触
媒作用を有するが、焼結に有害作用をなすことは
既知である（例えば、上記刊行物６）。本発明に
おいても、PBN転換に対する種々の酸化物
（Al2O3、MgO、B2O3）について同じ作用が観察
された（実施例４参照）。 本発明の他の特徴によれば、選択配向PBN出
発材料とCBNクラスター圧縮体との構造的関係
が転移の間維持され、従つて生成するCBNクラ
スター圧縮体も選択配向されていることが確認さ
れた。 前述したように、Ｒ−PBNおよびＵ−PBN平
板材料はその微結晶Ｃ軸が平板サンプルの主平面
に直角な軸線に対して選択配向されている。Ｒ−
PBNは約2゜またはそれ以下の選択配向を有し、
Ｕ−PBNは約50゜〜100゜の選択微結晶配向を有す
る。 Ｒ−PBNのCBNへの直接転移において、元の
形状と転換形状との間のエピタキシヤル関係は六
角形積重ね層の平行度である。即ち、Ｒ−PBN
の（001）面はCBNの（111）面にほゞ平行であ
る。Ｕ−PBNでは、六角形積重ね面の配向が
CBNへの転換後も同一であると考えられる。 Ｕ−PBNおよびＲ−PBNの双方について、活
性化エネルギーは約200Kcal／ｇであると考えら
れる（この値は気化エネルギーに一致する）。こ
のような高い活性化エネルギーは、直接転換プロ
セスにとつて、原子がCBNに再形成される前に
PBN格子の分裂が本質的に必要であることを意
味する。両タイプのPBNに見られるエピタキシ
ヤル関係は、格子の分裂およびCBNへの再配置
が、中間の不規則相を経過せずに規則的に進行す
ることを示唆している。Ｕ−PBN平板に関する
加圧方向に直交する転換CBN表面のＸ線回折走
査はCBNの（111）および（220）反射が大きく
発現することを示し、これは六角形積重ね面（ま
たはｃ軸）の配向の比較的広い変動が維持され、
最初のＵ−PBN平板の配向の比較的広い変動と
一致することを示唆している。このことはCBN
の六角形積重ね面が加えられる圧力（六角形積重
ね面に直角に加えられる）の方向により影響され
ないことを意味する。その理由は、積重ね面が加
えられた圧力の方向に直角に整列された状態にな
らないからである。Ｒ−PBNにおいてｃ軸の角
分布が著しく狭い場合には、極めて弱いCBN
（200）回折が見られる。これらの結果は、Ｕ−
PBNの微細再結晶が高い圧力でCBNへの変換以
前に起ることを示唆し、CBNに転化してＲ−
PBNの構造に類似の高度配向構造となる以前に
Ｕ−PBNが最初に再結晶することはない。 実施例14は、本発明のCBNクラスター圧縮体
の結晶構造に関する前記の説明と関係している。 本発明の理解を一層深めるために、以下に本発
明の実施例を示す。 以下の実施例では厚さ1.65〜6.4mmの長方形平
板の形状の熱分解窒化硼素（PBN）を用いた。
平板を一辺約13mmの正方形に切断し、これを円筒
形高圧セルに適合するように手によるやすり仕上
げで円板とした。 円板をセルに装填した後、セルを第２図に示す
通りのベルト装置に配置し、所望の圧力に加圧し
た。次にセルに電流を流してサンプルを加熱し
た。セルに供給される電力を手動調節することに
より加熱を制御した。所望の時間加熱した後、電
力を切り、サンプルを冷却し、しかる後圧力を解
除した。 以下の実施例で言及する複合圧縮体（基準例）
は米国特許第3767371号の教示に従つて製造した。 実施例 １ 直径約12.6mm、厚さ約1.65mmのＵ−PBN円板形
サンプルを第４図に示す通りのセルに入れた。装
填済みセルをベルト装置で約65Kbarに加圧した。
セルに電流を流してサンプルを加熱した。種々の
サンプルに対する加熱温度および時間を第１表に
示す。すべてのサンプルが多結晶CBNに転換さ
れたが、第１表に示すように良好に焼結され強く
結合したクラスター圧縮体と不十分に焼結され弱
く結合したクラスター圧縮体とが得られた。
に六方晶系窒化硼素（HBN）から立方晶系窒化
硼素（CBN）圧縮体を製造する直接転換法およ
びこれにより得られる生成物に関する。 窒化硼素は３つの結晶形態が知られている。 (1)黒鉛炭素に類似した構造の軟質黒鉛型（六方
晶系）形態（HBN）、(2)六方晶系ダイヤモンド
に類似した構造の硬質ウルツ鉱型（六方晶系）形
態（WBN）、および(3)立方晶系ダイヤモンドに
類似した構造の硬質閃亜鉛鉱型（立方晶系）形態
（CBN）の３種である。 この３種の窒化硼素（BN）結晶構造は、一連
の原子の薄板（層）を積重ねた形状として具象化
できる。低圧黒鉛型構造では、積重ね層は、六角
形の頂点が硼素および窒素原子で交互に占められ
た平面状融合六角形から構成され（タイル状）、
これらが垂直に積重ねられて、第１Ａ図に示すよ
うにＢおよびＮ原子が積重ね方向〔001〕に交互
に来るようになつている。これより稠密なCBN
およびWBN結晶構造では、積重ね層の原子が平
面からはずれてひだ状に配置され、層の積重ね方
の違いにより２種の稠密構造のいずれかとなる。
第１Ｂ図および第１Ｃ図に示すように、CBNお
よびWBN構造の層積重ね順序はそれぞれ ……ABCA……および……ABAB…… として記号表示できる。 HBNおよびWBN結晶においては、層が
〔001〕方向に沿つて積重ねられる（即ち、ｃ結晶
軸が層に直角である）が、CBN結晶においては
層が〔111〕方向に沿つて積重ねられている。こ
れらの層は六方晶系積重ね層または面と称され
る。HBNでは層内の原子間の結合が主として強
い共有結合であるが、層間には弱いフアン・デ
ル・ワールス結合が働くだけである。WBNおよ
びCBNでは１原子とそれに隣接する４つの原子
との間に主として強い共有四面体結合が形成され
る。 硬質相BN圧縮体は２つの一般タイプ、即ちク
ラスター圧縮体および複合圧縮体に分類される。 クラスター圧縮体は、(1)自己結合関係で、また
は(2)結晶間に位置する結合媒体により、または(3)
(1)および(2)の適当な組合せにより研摩材結晶が結
合されたクラスター（集結体）として定義され
る。特定のタイプのクラスター圧縮体およびその
製造方法の詳細は、例えば米国特許第3136615号
および第3233988号に開示されている。 複合圧縮体は、焼結炭化タングステンのような
基体材料に結合されたクラスター圧縮体として定
義される。基体への結合はクラスター圧縮体の形
成中または形成後に形成することができる。特定
のタイプの複合圧縮体およびその製造方法の詳細
は、例えば米国特許第3743489号および第3767371
号に開示されている。 既知のCBN圧縮体製造方法は一般に４つのカ
テゴリーに分類でき、それぞれ以下のように定義
されている。(1)触媒転換法、即ち触媒金属または
合金がHBNのCBNへの変態を補助し、同時に圧
縮体を形成する１段階プロセス。(2)結合媒体法、
即ち第１段階でHBNをCBNに転換し、第２段階
でCBNの圧縮体への結合を補助する金属または
合金と清浄なCBN結晶とを混合して圧縮体を形
成する２段階プロセス。(3)直接焼結法、即ち
CBN結晶の結合を補助する金属または合金を添
加せずに圧縮体を形成する以外はプロセス(2)と同
一である２段階プロセス。(4)直接転換法、即ち触
媒および／または結合媒体の助けなしで実質的に
純粋なHBNをCBN圧縮体に直接変態する１段階
プロセス。 触媒および結合媒体法は一般に不利である。そ
の理由は、触媒および結合媒体が硬さの点で
CBNより低く、最終的に得られる物体中に残留
し、これにより物体の硬さおよび耐摩耗性が減少
するからである。触媒形成CBN圧縮体の詳細に
ついては特に米国特許第3233988号、第４欄第３
行〜第６欄第41行および米国特許第3918219号を、
また結合媒体を用いるCBN圧縮体の詳細につい
ては特に米国特許第3743489号および第3767371号
を参照されたい。 直接転換法は、理論的には可能であるものの、
実際にはロスが大きいことが確められている。そ
の理由は、十分な数の結晶−結晶結合を圧縮体全
体にわたつて均一分布状態で一貫して達成するの
が困難だからである。このような結合がないと、
圧縮体の強度および密度が理想より低くなる。 静的圧力条件下での直接転換、即ち100Kbar以
上の圧力でのHBNのより稠密なウルツ鉱型また
は立方晶系（閃亜鉛鉱型）相への直接転換は、
“J.Chem.Phys.”第38巻（1963年）、第1144〜49
頁のバンデイ（Bundy）らの論文および米国特許
第3212852号に詳述されている。この方法の欠点
は、約100Kbarの圧力範囲で有効反応体積が限定
され、これがため転換される多結晶圧縮体生成物
の寸法が限定されることである。 もつと最近では、100Kbar以下の圧力での
HBNのCBNクラスター圧縮体への直接転化に関
する報告および特許が多数刊行されている。これ
らの刊行物の代表例を挙げると次の通りである。 １ 若槻らの特公昭49−27518号 ２ 若槻らの特公昭49−30357号 ３ 若槻らの特公昭49−22925号 ４ 若槻らの米国特許第3852078号 ５ 若規ら“Synthesis of Polycrystalline
Cubic Boron Nitride”、Mat.Res.Bull.、７、
999−1004（1972） ６ 市瀬ら“Synthesis of Polycrystalline
Cubic BN（Ｖ）”、Proceedings of the Fourth
International Conference on High
Pressure、京都、1974年、第436〜440頁 ７ 若槻ら“Synthesis of Polycrystalline
Cubic Boron Nitride（）”、Proceedings of
the Fourth International Conference on
High Pressure、京都、1974年、第441〜445頁 ８ 白田の英国特許第1317716号（1973年５月23
日）「立方晶系窒化硼素の製造方法」 上記刊行物１〜７は直接転換が圧力＞50Kbar
（好ましくは60Kbar以上）および温度＞1100℃で
起ることを報告しており、一方刊行物８は圧力
60Kbar以上および温度範囲1800〜3000℃での転
化を報告している。 これら刊行物では一般にHBN粉末を出発材料
として使用する。２つの刊行物６および７は熱分
解窒化硼素（PBN）を出発材料として用いるこ
とを報告している。PBNおよびＲ−PBNおよび
その採用可能な製造方法に関する詳細について
は、米国特許第3152006号および第3578403号を参
照されたい。 刊行物６では、CBNクラスター圧縮体の合成
用出発材料としてPBNを用い、直接転換法を
69Kbarの圧力および1800〜1900℃の温度で実施
している。かくして得られる生成物（第436頁の
表１）は種々の量の未転化HBNを有する「軟質
塊状体」として特徴付けられる。 刊行物７ではウルツ鉱型窒化硼素（WBN）お
よびCBNの合成用の出発材料としてPBNを使用
する。PBNを出発物質としてWBNまたはCBN
を成功裡に形成した結果は一つも報告されていな
い（第442頁の表１参照）。 PBNは代表的にはBCl3＋NH3蒸気を黒鉛基体
上で熱分解することにより生成される低圧力形
HBNである。堆積した状態でこの熱分解窒化硼
素は高純度99.99＋％で、密度が約2.0〜2.18ｇ／
cm3（結晶質HBNの密度は2.28）、結晶寸法が50〜
100Åおよび選択結晶配向が〔001〕方向（ｃ軸）
で50゜〜100゜である。炭素系における類似の熱分
解炭素の場合と同じく、PBNの構造はよくわか
つていない。PBNおよび熱分解炭素の構造を説
明するために種々のモデルが提案されている。タ
ーボストラテイツク（turbostratic）状態と称さ
れるよく用いられるモデルによれば、ＢおよびＮ
原子が融合六角形黒鉛型BN状層のほゞ平行な積
重ねを形成するが、積重ねは層に平行な移行に関
して不規則かつ層への垂線のまわりでの回転に関
して不規則である。他のモデルは層内での欠陥や
歪みを強調している。熱分解材料における層間の
間隔の増加（結晶質HBNの場合の3.33Åに対し
てPBNの場合3.42Å）は主として、積重ね方向
の乱れの結果として層間の弱いフアン・デル・ワ
ールス引力が減衰することに基づく。 PBNは著しく不規則であるが、結晶秩序がま
つたくないわけではない（非晶質ではない）。不
完全ではあるが、ＢおよびＮ原子が黒鉛型の層に
組織されている。層の規則的積重ね配列が存在し
ない点がもつとも顕著なことである。熱分解BN
を第１図に示すHBN構造に転換するには、広範
な構造変換が必要となる。 「堆積したまま」のタイプのPBNを以下「未
再結晶化熱分解窒化硼素（Ｕ−PBN）」と称す
る。 他の既知のタイプのPBNは再結晶化熱分解窒
化硼素（Ｒ−PBN）である。これはPBNの圧縮
アニールにより形成され、理論密度が2.28ｇ／cm3
で、層間間隔3.33Åを有する高度結晶質構造で、
純度が99.99＋％で、選択微結晶配向が〔001〕方
向（ｃ軸）で約2゜である。 各タイプのPBNは固体連続薄板の形状でつく
られ市場で入手できる。この薄板では、各微結晶
の六角形積重ね面が薄板の主平面に対して選択配
向度（゜）で整列されている。従つて、Ｕ−
PBNの六角形積重ね面（001）は薄板の主平面に
対して約50゜〜100゜の間で変化する角度で配置さ
れ、一方Ｒ−PBNの（001）面は薄板の主平面に
対して約2゜以下の範囲で変化する角度で配置され
ている。 Ｒ−PBNについては米国特許第3578403号を参
照されたい。 PBNは「基体核形成」および「連続再核形成」
として分類することもできる。基体核形成PBN
は、新しい核形成部位として作用する一緒に堆積
される気相生成粒子を実質的に含まない材料とし
て特徴付けられる。連続再核形成材料は、堆積処
理中に連続再核形成の原因となる一緒に堆積され
る気相生成粒子の存在により特徴付けられる。一
緒に堆積される気相生成粒子の濃度、従つて再核
形成度は堆積処理中に現われる成長円錐の寸法に
反映される。大きい成長円錐は基体核形成材料の
特徴であり、従つて低い再核形成度と関連してお
り、小さい成長円錐についてはその逆のことが言
える。成長円錐構造は低倍率で観察することがで
きる。用語「基体核形成」および「連続再核形
成」PBNは多かれ少なかれ最終ミクロ組織のタ
イプを定める。ミクロ組織の範囲は、高濃度の一
緒に堆積される気相生成粒子を含有する連続再核
形成ミクロ組織から一緒に堆積される粒子を含ま
ない基体核形成構造までの間に存在する。 また、前記米国特許第3212852号、第10欄第19
〜24行に、PBNを直接転換法の出発材料として
行い、直接転換を100Kbar以上の圧力で行うこと
が開示されている。 前記従来の刊行物の教示に従つて生成したクラ
スター圧縮体が、これら圧縮体の切削工具インサ
ートとしての有効性を測定するように設計された
試験において、所望の性能レベルを達成できてい
ないことを確かめた。 そのほか、電子機器の小型化傾向から、ソリツ
ドステート装置用の優れた熱消散基体（ヒートシ
ンク）が必要とされている。例えば、ほとんどす
べてのマイクロ波装置において、作動中に発生す
る熱により効率が低下することになる。発生した
熱の消散は作動を制限する臨界的因子である。よ
く用いられるヒートシンク材料、即ち酸素を含ま
ない高熱伝導性銅は熱伝導率が常温で約4W／cm
℃である。良好な誘電特性が必要な用途に対して
は、熱伝導率が銅の約半分であるが、焼結酸化ベ
リリウムがよく用いられる。高い熱伝導率と良好
な誘電特性とを組合せることが新しい基体材料と
して特に望ましい。 ａ型単結晶ダイヤモンドは既知の材料中もつ
とも高い常温熱伝導率を有し、現在一部のマイク
ロ液装置に限られた範囲で用いられている。優れ
た熱消散性を有するダイヤモンド基体の既知の用
途は、ソリツドステートマイクロ波発振器、例え
ばGunnおよびIMPATTダイオード用のヒートシ
ンクから、ソリツドステートレーザー、大電力用
トランジスタおよび集積回路用のヒートシンクま
での範囲にわたつている。この用途が左程広範で
はないのは、成形にコストがかゝり困難だからで
ある。 ａ型単結晶ダイヤモンドより安価な熱伝導率
の高い材料が、もしも良好な誘電特性を有し、か
つａ型ダイヤモンドより大きな部品に成形可能
であれば、それは非常に望ましいものである。 ダイヤモンド以外に、CBNが誘電性ヒートシ
ンク材料としての可能性をもつことが示唆されて
いる。スラツク（Slack）は、“J.Phys.Chem.
Solids”、34巻（1972年）、321頁で、純粋な単結
晶CBNが約13W／cm℃の常温熱伝導率を有する
ことを予想している。最近までのところ焼結
CBN圧縮体に関しては最高値約2W／cm℃が報告
されているにすぎない。しかし、特開昭50−
61413号に、自然に生じる同位体濃度の焼結圧縮
体の場合の熱伝導率1.7W／cm℃に対して、同位
体濃縮焼結CBN圧縮体の場合に、6.3W／mm℃の
ように高い熱伝導率の値が報告されている。 従つて本発明の目的は、優れた性能特性を有す
る強い耐摩耗性CBNクラスター圧縮体を製造す
ることにある。 本発明の他の目的は、高温高圧条件下でHBN
の直接転換により大寸法のCBNクラスター圧縮
体を製造することにある。 本発明の他の目的は、比較的経済的な高温高圧
条件下で材料除去用途に有用な寸法が十分大きい
CBNクラスター圧縮体を製造することにある。 本発明の他の目的は、常温（300〓）熱伝導率
（Ｋ）が2W／cm〓以上、好ましくは6W／cm〓以
上であるCBNクラスター圧縮体を製造すること
にある。 本発明の他の目的は、HBNのCBNへの直接転
換により、微結晶寸法が常温フオノン平均自由行
程長より大きく、粒子（微結晶）間の熱抵抗が粒
子境界の酸化物汚染により増加されない高熱伝導
性CBNクラスター圧縮体を製造することにある。 本発明の他の目的は、電子装置のヒートシンク
用途に適当な熱伝導率を有するCBNクラスター
圧縮体を経済的に製造することにある。 本発明の他の目的は、高い熱伝導率、高い電気
抵抗、低い比誘電率および低い誘電正接を有する
クラスター圧縮体を製造することにある。 本発明の他の目的は、二次結合剤または焼結助
剤相を含まない高熱伝導性多結晶CBN圧縮体を
製造することにある。 本発明の他の目的は、フオノン散乱中心として
働き、従つて熱伝導率を制限する不純物（特に酸
素および窒素不純物）を含まない多結晶CBN圧
縮体を製造することにある。 上述した目的を達成するために、本発明によれ
ば60Kbar以上、好ましくは約65Kbar以上の圧力
およびCBN安定領域内の約1800〜2000℃または
それ以上の温度でPBNの直接転換を行う。PBN
を立方晶系相に変態するとともに強い結晶間結合
を発達させるのに十分な長い時間の間この高温高
圧条件を維持する。出発材料としては基本核形成
PBNが好ましく、これにより極めて良好な結果
が得られる。本方法の生成物は、選択配向微結晶
を有する硬い耐摩耗性CBNクラスター圧縮体で
ある。PBNを限定された温度範囲（好ましくは
約2100〜2500℃）で変態させることにより、約２
〜9W／cm℃の熱伝導率および1000Å以下から１
×105Å以上までの結晶寸法を有するCBNクラス
ター圧縮体を生成することができる。 次に本発明を図面につき説明する。 第２〜５図はそれぞれ、本発明に従つてCBN
クラスター圧縮体を製造するのに用いる通常のベ
ルト型高温高圧装置と組み合わせるのに適当な、
円筒状反応セル１１，２０１，１３および１５を
示す。第２図にはベルト装置の好適例もその内部
に反応セル１１を収容した状態で簡単に図示して
ある。ベルト装置の詳細は米国特許第2941248号
に開示されている。 第２図において、ベルト装置１７は１対の焼結
炭化タングステンパンチ１９および２１と、同じ
材料の中間ベルトまたはダイ部材２２とを具え
る。ダイ部材２２は反応セル１１を内部配置し得
る開口２５を有する。パンチ１９とダイ２２との
間およびパンチ２１とダイ２２との間にガスケツ
ト／絶縁アセンブリ２７および２９を配置する。
各アセンブリは１対の熱絶縁および電気不導通性
パイロフイライト部材３０および３１と中間金属
ガスケツト３２とよりなる。 反応セル１１は円筒状溶岩ブツシング５１を具
える。ブツシングはほかにガラス、軟質セラミツ
ク、滑石、ステアタイト、パイロフイライトまた
は石けん石でつくることもできる。ブツシング５
１内に同心的に黒鉛の抵抗加熱管５３を隣接配置
する。管５３内に同心的にタンタルの汚染シール
ド管５５を配置する。シールド管５５の外側に、
熱間プレス窒化硼素または他の高温絶縁材料の栓
５７，５９を配置して加熱管５３の両端を閉じ
る。栓５７，５９を導電性炭素スリーブ６１，６
３で囲む。 黒鉛加熱管５３の両端に導電性金属の端部円板
３５，３７を配置して加熱管への電気接続部を形
成する。各円板３５，３７に端部キヤツプアセン
ブリ３９，４１を隣接させる。各アセンブリはパ
イロフイライトの栓または円板４５に導電性鋼リ
ング４６をはめた構成である。 シールド管５５内の中心にPBN出発材料の円
板６５を配置する。円板６５の両側に１対の炭素
のスペーサ円板６７，６９を一つ宛配置する。ス
ペーサ円板６７，６９のさらに外側に１対のタン
タルの汚染シールド円板７１，７３を配置する。
シールド円板７１，７３のさらに外側に１対の熱
間プレスBNの電気絶縁性円板７５，７６を配置
して、シールド管５５の両端を閉じる。 シールド管５５およびシールド円板７１，７３
は、転換および焼結過程に干渉するのが確かめら
れている汚染物が、高温高圧条件下での転換時に
サンプル中に拡散するのを防止する作用をなし、
或は汚染物のゲツタとして働らく。 シールド材料として、転換および焼結過程に干
渉せず、PBNサンプルへの不純物の侵入を防止
する他の金属を用いることもできる。他の金属シ
ールドは族金属、例えばチタンおよびバナジウ
ム、族金属、例えばジルコニウム、モリブデン
およびニオブ、および族金属、例えばハフニウ
ムおよびタングステンを包含するが、これらに限
定されない。 第３図は本発明を実施するのに好適な反応セル
の第２の例を示す。この反応セル２０１は第２図
の場合と同様の円筒形溶岩ブツシング（図示せ
ず）を具える。ブツシング内に同心的にタンタル
の汚染シールド管２０５を隣接配置する。さら
に、シールド管２０５内に同心的に黒鉛の抵抗加
熱管２０７を配置する。 加熱管２０７の中心にPBN出発材料の端縁斜
切円板２０９を配置する。円板２０９の両側に１
対の炭素のスペーサ円板２１１，２１３を一つ宛
配置する。スペーサ円板２１１，２１３のさらに
外側に１対のタンタルの汚染シールド円板２１
５，２１７を配置する。シールド円板２１５，２
１７のさらに外側に、順次、１対の電気絶縁性熱
間プレスBN円板２１９，２２１、１対の炭素円
板２２３，２２５および１対の熱間プレスBN円
板２２７，２２９を配置する。このセル構造は、
出発材料円板２０９とタンタル管２０５との間に
加熱管２０７を配置することにより円板２０９か
ら形成される圧縮体にタンタル管２０５が積層さ
れるのが回避され、このセルで生成した圧縮体に
は龜裂が少ないという点で、第２図のセル構造よ
り優れていることを確かめた。 本発明の他の特徴に従えば、セルで生成するク
ラスター圧縮体の龜裂をさらに減らすために、出
発材料円板２０９の円周端縁を面取りもしくは斜
切するのが有利なことが確かめられた。これは、
セルの圧力解除の際に誘発される端縁応力を解放
し、これにより圧縮体への龜裂の発生をさらに減
少させるためであると考えられる。円板２０９の
端縁斜切形状は転換後のクラスター圧縮体にその
まゝ保持される。このようなクラスター圧縮体か
ら切削工具を形成する場合には、所望に応じて斜
切端縁を研削除去すればよい。 第４および５図は反応セルの他の設計例を示
す。これらは特に好適なわけではないが、本発明
を成功裡に実施することができるものである。後
述するように、この設計では高温高圧条件下での
転換中に出発材料が汚染されるのを防ぐシールド
が含まれていない。 第４図に示すように、反応セル１３は円筒形溶
岩ブツシング１０１を具える。ブツシング１０１
内に同心的に黒鉛の電気抵抗加熱管１０３を隣接
配置する。加熱管１０３内に同心的に熱間プレス
窒化硼素管１０４を隣接配置する。この管１０４
はセル内部を加熱管１０３から電気的に隔離する
機能をなす。管１０４内にかつその両端に１対の
高温電気絶縁性端部栓１０５，１０７を配置す
る。栓１０５，１０７は熱間プレス窒化硼素、酸
化アルミニウム、溶岩または等価材料よりなる。
端部栓１０５，１０７に隣接する管１０４の内部
に１対の炭素栓１０９，１１１を配置する。栓１
０９，１１１は圧力伝達媒体として作用する。炭
素栓１０９，１１１間にPBN出発材料の円板１
１３を配置する。 第５図の反応セル１５は、管１０４を省いたこ
と以外は第４図のセルと同一である。第４図およ
び第５図で対応する部品には同一符号を付してあ
る。 複数の室を設けて複数のPBNサンプルを同時
に転換できるように、第２〜５図の反応セル１
１，１３，１５および２０１を設計変更し得るこ
とは当業者には明らかである。このことは、複数
の出発材料サンプル円板を黒鉛円板または他の不
活性分割部材間にはさむことによつて達成され
る。 上述した装置に高圧および高温の両方を同時に
加える操作技術は超高圧業界でよく知られてい
る。上述した説明は一つの高温高圧装置に言及し
ているだけである。種々の他の装置により本発明
に使用し得る所要の圧力および温度を得ることが
できる。 第６図にバンデイ（Bundy）およびウエントー
フ（Wentorf）が“J.Chem.Phys.”38巻（1963
年）1144〜1149頁に示した窒化硼素状態図を示
す。この状態図において、ABはCBNとHBNと
の相平衡境界である。領域EBC内でEB以上の圧
力ではHBNのWBNまたはCBNへの自然転換が
生じることが確められている。斜線区域FBの左
側の比較的低い温度では、領域FBE内で、主要
転換モードはWBNとなる。FBの右側の比較的
高い温度では、領域FBC内で、主要転換モード
はCBNとなる。 本発明の方法を実施するにあたつては、PBN
サンプルを入れた反応セルを高温高圧装置に装入
し、状態図（第６図）のバンデイーウエントーフ
の直接転換領域の下側（即ち、線EBの下側）の
温度および圧力値に、まず圧縮し、次いで加圧下
で加熱する。PBNを強く焼結されたCBNクラス
ター圧縮体に変換するのに十分な時間上記高温高
圧条件を維持する。次にサンプルを加圧下で十分
に冷却し、圧力解除前の再転換を防止する。 第６図および第７図（後述）に示す長方形Ｍは
第７図に示す好適操作領域と第６図の完全なバン
デイーウエントーフ状態図との全体的位置関係を
示す。 第７図は低圧力領域における一連の直接転換お
よび再転換実験の結果を示す。直接転換実験は
PBNサンプルに対して第２図の型式のセルで10
分の加熱時間の間行つた。再転換実験はPBNの
CBNへの直接転換により予め製造されている
CBNクラスター圧縮体に対して、同じく第２図
の型式のセルで10分の加熱時間の間行つた。第７
図において、PBNのCBNへの転換は領域JHI内
で達成され、CBNのHBNへの再転換は線GHIよ
り上の温度で達成された。第７図にはバンデイ−
ウエントーフ状態図からのCBN／HBN平衡線
ABの線分KLも示されている。この結果は、
CBN安定領域がバンデイーウエントーフ平衡線
KLを越えて延在することを示している。1850〜
1900℃の温度でPBNのCBNへの部分的転換が達
成されるけれども、実際上機械加工用途に適当な
CBN圧縮体を得るには約2000℃以上の温度が必
要であることを確かめた。 本発明を実施するためにPBN出発材料を選択
する場合、変換が進行しかつ大きな強いよく焼結
した塊状体が一層確実に生成させるようにするた
めには、基体核形成PBNを使用すべきであるこ
と確かめた。出発材料として連続再核形成PBN
を用いると、転換が抑制される。 本明細書において、用語「基体核形成PBN」
は、（連続再核形成材料に特徴的な）同時堆積さ
れる気相生成粒子の濃度が十分に低く、PBNの
強い緊密に結合したCBNクラスター圧縮体への
転換に干渉しないような材料を意味する。 本発明を実際に行う場合、PBNの転換および
焼結挙動に広範な変化が見られる。 PBN円板状サンプルについて下記のタイプの
挙動が観察された。 Ａ PBNがまつたく転換しない。 Ｂ 強く結合した（十分焼結された）クラスター
圧縮体へのほゞ完全な転換が起る。但し、約
1800〜2000℃以上の温度での限定された温度範
囲にわたつてのみ。 Ｃ PBN円板の頂面および底面に平行な層内に
強い結合を伴なう転換が起るが、サンプルの残
部は未転換のまゝである。Ｂの場合と同様、こ
の層型転換は1800〜2000℃以上の温度でのみ起
り、転換層は通常PBN円板の頂面または底面
いずれかに位置する。 Ｄ 一層広い温度範囲にわたつてPBNが貧弱に
焼結されたクラスター圧縮体にほゞ完全に転化
する。 上述した２種の完全転換型圧縮体ＢおよびＤ間
の外観および特性上の差は極めてはつきりしてい
る。Ｂ型圧縮体は外観上黒色で赤色光を透過し、
一方Ｄ型圧縮体は外観上くすんだ灰色から乳白色
で、HBN粉末の直換転換により形成された圧縮
体に色が酷似している。Ｂ型圧縮体はＤ型圧縮体
より密でかつ著しく硬い。 転換挙動の変化は理論上次の２要因により説明
される。 １ PBNのミクロ組織の変化。 ２ 最初純粋なPBNが高温高圧条件下での転換
中に、高温の周囲セル部品からの活性元素の
PBNへの拡散により汚染されること。 PBNを拡散障壁で包囲することによりPBNの
汚染を防止するよう設計されたセル１１（第２
図）のような反応セルにおいては、Ａ、Ｂおよび
Ｃの結果のみが得られた。本発明によれば、
PBN出発材料の純度（99.99＋％）が変換の間維
持され、従つて極めて高純度（99.99＋％）のク
ラスター圧縮体が形成されると考えられる。 汚染が起り得るセル、例えば第４，５図のセル
１３，１５では、４つの型の転換すべてが生じ、
Ｄ型転換が主であつた。これらの結果はＤ型転換
が不純物で誘起されることを示唆している。ま
た、清浄な環境下での転換挙動の変化（上記Ａ、
ＢおよびＣ型）はPBNのミクロ組織に関係づけ
得ることも確かめられた。特に、転換挙動は
PBNに見られる成長円錐の寸法と相関関係があ
ると考えられる。Ｂ型に転換したものは転換して
いないものに較べて著しく大きい（顕微鏡観察
で）成長円錐構造を有する。 円板におけるミクロ組織の変化が観察される
PBN円板はＣ型の層転換が生起し、転換層は未
転換層より大きい成長円錐を有する。Ｃ型層転換
を得るのに用いられた材料に一層高い温度および
圧力を加えると、Ｂ型転換が得られる。しかしこ
のような材料を用いることは好ましくない。その
理由は、一層高い温度および圧力の使用により、
良好なクラスター圧縮体を製造するコストおよび
困難性が非常に大きくなるからである。 さらに、種々の酸化物（Al2O3、MgOおよび
B2O3）をほかには汚染されていない実験に導入
すると、その結果PBNサンプルのミクロ組織に
関係なく、1500〜1700℃の低い温度範囲で転換が
生じることを確かめた。しかし、このようにして
形成された圧縮体は、清浄な条件下で基体核形成
PBNから製造された圧縮体と較べて、密度が低
く強度が著しく低く、そして汚染環境下で得られ
たＤ型圧縮体に類似している。これらの結果は、
酸化物が汚染源であり、CBNへの転換を促進す
る上で活性であるが、焼結に有害であることを示
唆しているようである。 酸化物添加により（または汚染環境下で）製造
された圧縮体は外観および強度の面で、HBN粉
末の高温高圧転換により製造された圧縮体と類似
している。連続再核形成PBNを用い、酸化物を
添加し、CBNへの転換に必要とされる温度より
低い温度で行つた実験において、PBN平板の連
続ターボストラテイツク構造が理想的六方晶構造
を有するHBN粉末に再結晶化させることを確か
めた。これらの結果は、PBNの酸化物誘起転換
において、最初にPBNが粉末状に再結晶され、
次いで再結晶（および汚染）粉末がCBNに転換
されることを示唆している。この機構は、PBN
の酸化物誘起転換およびBN粉末の転換により得
られる圧縮体の類似性を説明する。 粉末状出発材料から大きな多結晶塊状体を形成
することの主要欠点は、個々の粒子の表面汚染に
より粒子間の焼結（結合）が阻止され、従つて得
られる圧縮体の強度が減少することである。 B2O3および水分を含めて酸化物汚染物が反応
セル中に存在することは焼結過程にとつて特に有
害である。 水分（H2O）がHBN粉末のCBNへの転換に触
媒作用を有するが、焼結に有害作用をなすことは
既知である（例えば、上記刊行物６）。本発明に
おいても、PBN転換に対する種々の酸化物
（Al2O3、MgO、B2O3）について同じ作用が観察
された（実施例４参照）。 本発明の他の特徴によれば、選択配向PBN出
発材料とCBNクラスター圧縮体との構造的関係
が転移の間維持され、従つて生成するCBNクラ
スター圧縮体も選択配向されていることが確認さ
れた。 前述したように、Ｒ−PBNおよびＵ−PBN平
板材料はその微結晶Ｃ軸が平板サンプルの主平面
に直角な軸線に対して選択配向されている。Ｒ−
PBNは約2゜またはそれ以下の選択配向を有し、
Ｕ−PBNは約50゜〜100゜の選択微結晶配向を有す
る。 Ｒ−PBNのCBNへの直接転移において、元の
形状と転換形状との間のエピタキシヤル関係は六
角形積重ね層の平行度である。即ち、Ｒ−PBN
の（001）面はCBNの（111）面にほゞ平行であ
る。Ｕ−PBNでは、六角形積重ね面の配向が
CBNへの転換後も同一であると考えられる。 Ｕ−PBNおよびＲ−PBNの双方について、活
性化エネルギーは約200Kcal／ｇであると考えら
れる（この値は気化エネルギーに一致する）。こ
のような高い活性化エネルギーは、直接転換プロ
セスにとつて、原子がCBNに再形成される前に
PBN格子の分裂が本質的に必要であることを意
味する。両タイプのPBNに見られるエピタキシ
ヤル関係は、格子の分裂およびCBNへの再配置
が、中間の不規則相を経過せずに規則的に進行す
ることを示唆している。Ｕ−PBN平板に関する
加圧方向に直交する転換CBN表面のＸ線回折走
査はCBNの（111）および（220）反射が大きく
発現することを示し、これは六角形積重ね面（ま
たはｃ軸）の配向の比較的広い変動が維持され、
最初のＵ−PBN平板の配向の比較的広い変動と
一致することを示唆している。このことはCBN
の六角形積重ね面が加えられる圧力（六角形積重
ね面に直角に加えられる）の方向により影響され
ないことを意味する。その理由は、積重ね面が加
えられた圧力の方向に直角に整列された状態にな
らないからである。Ｒ−PBNにおいてｃ軸の角
分布が著しく狭い場合には、極めて弱いCBN
（200）回折が見られる。これらの結果は、Ｕ−
PBNの微細再結晶が高い圧力でCBNへの変換以
前に起ることを示唆し、CBNに転化してＲ−
PBNの構造に類似の高度配向構造となる以前に
Ｕ−PBNが最初に再結晶することはない。 実施例14は、本発明のCBNクラスター圧縮体
の結晶構造に関する前記の説明と関係している。 本発明の理解を一層深めるために、以下に本発
明の実施例を示す。 以下の実施例では厚さ1.65〜6.4mmの長方形平
板の形状の熱分解窒化硼素（PBN）を用いた。
平板を一辺約13mmの正方形に切断し、これを円筒
形高圧セルに適合するように手によるやすり仕上
げで円板とした。 円板をセルに装填した後、セルを第２図に示す
通りのベルト装置に配置し、所望の圧力に加圧し
た。次にセルに電流を流してサンプルを加熱し
た。セルに供給される電力を手動調節することに
より加熱を制御した。所望の時間加熱した後、電
力を切り、サンプルを冷却し、しかる後圧力を解
除した。 以下の実施例で言及する複合圧縮体（基準例）
は米国特許第3767371号の教示に従つて製造した。 実施例 １ 直径約12.6mm、厚さ約1.65mmのＵ−PBN円板形
サンプルを第４図に示す通りのセルに入れた。装
填済みセルをベルト装置で約65Kbarに加圧した。
セルに電流を流してサンプルを加熱した。種々の
サンプルに対する加熱温度および時間を第１表に
示す。すべてのサンプルが多結晶CBNに転換さ
れたが、第１表に示すように良好に焼結され強く
結合したクラスター圧縮体と不十分に焼結され弱
く結合したクラスター圧縮体とが得られた。
【表】
硬さ基準として、強いクラスター圧縮体は複合
圧縮体に容易に擦り傷をつけ、弱いクラスター圧
縮体は同じ複合圧縮体に擦り傷をつけないことを
確かめた。 検量済密度のフロートを備える目盛付密度カラ
ムを用いてこれら２タイプのクラスター圧縮体の
密度を測定した。単結晶CBNの密度3.48〜3.49
ｇ／cm3に比較して、試験Ｅで得られた強い圧縮体
は3.43ｇ／cm3の測定密度を呈した。試験Ｆで得ら
れた弱い圧縮体は著しく密度が低く、3.36ｇ／cm3
以下の密度を有することが確認された（この密度
は使用した密度カラムで測定し得る最低密度であ
る）。 実施例 ２ 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第２図のセル内
で65Kbarの圧力および約2300〜2400℃の温度で
30分間処理した。かくして得られた強く結合し十
分焼結されたクラスター圧縮体は複合圧縮体に容
易に擦り傷をつけた。サンプルをダイヤモンド研
削して表面の凹凸をとり、滑らかにつや出しして
極さ試験用とした。 実施例 ３ ３個の厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第４図の
セルに入れた。３個のPBN円板を厚さ2.54mmの
炭素スペーサ円板で隔離し、65Kbarおよび約
2300〜2400℃で30分間処理した。中央のPBN円
板は硬い強く結合したCBNクラスター圧縮体に
転換されたが、外側の２つの円板は弱いCBNク
ラスター圧縮体に転換された。２つの弱いクラス
ター圧縮体のうち１つを表面研削し、つや出しし
て硬さ試験用とした。 ヌーブ・ダイヤモンド圧子付きのツーコン硬さ
試験機を用いて、実施例２および３のつや出しサ
ンプルに硬さ試験を行つた。第２表にまとめられ
た硬さ試験の結果は、強く結合したクラスター圧
縮体の硬さが優秀であることを示している。比較
例として測定した複合圧縮体の硬さは3000ｇの圧
子荷重に対して3000〜3500Kg／mm2の範囲に入つ
た。
圧縮体に容易に擦り傷をつけ、弱いクラスター圧
縮体は同じ複合圧縮体に擦り傷をつけないことを
確かめた。 検量済密度のフロートを備える目盛付密度カラ
ムを用いてこれら２タイプのクラスター圧縮体の
密度を測定した。単結晶CBNの密度3.48〜3.49
ｇ／cm3に比較して、試験Ｅで得られた強い圧縮体
は3.43ｇ／cm3の測定密度を呈した。試験Ｆで得ら
れた弱い圧縮体は著しく密度が低く、3.36ｇ／cm3
以下の密度を有することが確認された（この密度
は使用した密度カラムで測定し得る最低密度であ
る）。 実施例 ２ 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第２図のセル内
で65Kbarの圧力および約2300〜2400℃の温度で
30分間処理した。かくして得られた強く結合し十
分焼結されたクラスター圧縮体は複合圧縮体に容
易に擦り傷をつけた。サンプルをダイヤモンド研
削して表面の凹凸をとり、滑らかにつや出しして
極さ試験用とした。 実施例 ３ ３個の厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第４図の
セルに入れた。３個のPBN円板を厚さ2.54mmの
炭素スペーサ円板で隔離し、65Kbarおよび約
2300〜2400℃で30分間処理した。中央のPBN円
板は硬い強く結合したCBNクラスター圧縮体に
転換されたが、外側の２つの円板は弱いCBNク
ラスター圧縮体に転換された。２つの弱いクラス
ター圧縮体のうち１つを表面研削し、つや出しし
て硬さ試験用とした。 ヌーブ・ダイヤモンド圧子付きのツーコン硬さ
試験機を用いて、実施例２および３のつや出しサ
ンプルに硬さ試験を行つた。第２表にまとめられ
た硬さ試験の結果は、強く結合したクラスター圧
縮体の硬さが優秀であることを示している。比較
例として測定した複合圧縮体の硬さは3000ｇの圧
子荷重に対して3000〜3500Kg／mm2の範囲に入つ
た。
【表】
実施例 ４
下記の実験は種々の無機酸化物がPBNの高温
高圧転換挙動に与える作用を示す。これらの実験
では、B2O3、MgOおよびAl2O3粉末の薄層を第
２図のセル内で厚さ1.65mmのＵ−PBN円板に隣
接配置した。また、第５図に示す通りのセル内で
PBN粉末およびB2O3粉末の50重量％混合物につ
いても実験を行つた。処理条件および結果を次表
に示す。
高圧転換挙動に与える作用を示す。これらの実験
では、B2O3、MgOおよびAl2O3粉末の薄層を第
２図のセル内で厚さ1.65mmのＵ−PBN円板に隣
接配置した。また、第５図に示す通りのセル内で
PBN粉末およびB2O3粉末の50重量％混合物につ
いても実験を行つた。処理条件および結果を次表
に示す。
【表】
これらの結果は種々の酸化物がPBNの再結晶
および転化の双方に触媒作用を示すことを示して
いる。これらの実験ではいくつかの強く結合した
多結晶CBN破片が確察されたが、主要転換モー
ドは低強度部材への転換であつた。 実施例 ５ 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第２図に示すセ
ル内で65Kbarおよび2200〜2300℃の条件下で30
分間処理した。サンプルが部分的に転換され、強
く結合した多結晶CBN層が円板の一表面に形成
され、サンプルの残りの部分は未転化であつた。
このサンプルを切取つたPBN平板を顕微鏡観察
したところ、平板のミクロ組織に変化があること
がわかつた。特に、平板の転換を起した片側の成
長円錐が、平板の転換を起さなかつた他方の側の
成長円錐と較べて、大きくかつ基体核形成材料の
特徴をより多く具えていることが確かめられた。 実施例 ６ 実施例５で用いたのと同じPBN平板から切取
つた第２のＵ−PBN円板を、第３図のセル内で
65Kbarおよび2250〜2350℃で30分間処理した。
結果は同じで、円板の片側に転換が生じ強く結合
した層ができ、サンプルの残りの部分は未転化の
まゝであつた。 実施例 ７ 実施例５および６で使用した平板とは異なる平
板から切取られ、同じくミクロ組織が変化する他
のＵ−PBN円板を、第２図の型式のセルで2200
〜2300℃Ｗおよび65Kbarで30分間処理した。実
施例５および６の場合と同様、円板の片側には基
体核形成材料に特徴的な大きい成形円錐が生じ、
他方の側には連続再核形成材料により特徴的な小
さい成長円錐が生じた。本例でも大きい成長円錐
を有するPBN円板の片側の層にのみ転換が起つ
た。 実施例 ８ 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第５図のセルで
65Kbarおよび2350〜2450℃で30分間処理した。
得られた強く結合したCBNクラスター圧縮体を
表面研削して両側面とも平坦に厚さを約0.762mm
とし（元の厚さは約1.17mmであつた）、これを直
径12.7mm、厚さ3.17mmの焼結炭化タングステンベ
ースにエポキシ接着した。次に接着ユニツトを直
径8.89mmの円筒状に研削して切削工具インサート
として使えるようにした。 以下の実施例8Aおよび8BはBN粉末からの直
接転換により形成されるCBNクラスター圧縮体
を示す。 実施例 8A 窒化硼素粉末（カーボランダム社
Carborundum Co.、Grade HPF）のサンプル
0.5ｇを第４図の型式のセルに入れ、約68Kbarの
圧力および2100℃の温度で30分間処理した。得ら
れた円板形圧縮体をＸ線回折分析したところ、
BN粉末がCBNに転化していることが確認され
た。圧縮体を表面研削して頂面および底面を平坦
にし、この圧縮体を焼結炭化タングステン円板
（厚さ1/8インチ）にエポキシ接着した。次に接着
ユニツトを直径8.89mmの円筒状に研削して切削工
具インサートとして使えるようにした。 実施例 8B 実施例8Aと同じBN粉末のサンプル2.0ｇを第
５図の型式のセルに入れ、約68Kbarおよび2100
℃で30分間処理した。Ｘ線回折により、六方晶系
BN粉末がCBNに転化していることが確認され
た。サンプルを３つの円板形スラツグの形状に再
生した。これらの円板のうちの１つを実施例8A
に記載したのと同様に切削工具インサートに成形
した。 シリカ研摩材充填硬質ゴムの円筒状加工品を旋
削する摩耗試験において、直接転化されたクラス
ター圧縮体は、複合圧縮体および実施例8Aおよ
び8Bの２つのクラスター圧縮体と比較して、優
れた耐摩耗性を示した。この試験では工具を研摩
加工品に対して下記の期間作用させ、しかる後工
具の刃（ランド）摩耗を測定した。試験は切削速
度137表面ｍ／分、送り速度0.127mm／回転および
切込み0.762mmで行つた。結果を第４表に示す。
および転化の双方に触媒作用を示すことを示して
いる。これらの実験ではいくつかの強く結合した
多結晶CBN破片が確察されたが、主要転換モー
ドは低強度部材への転換であつた。 実施例 ５ 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第２図に示すセ
ル内で65Kbarおよび2200〜2300℃の条件下で30
分間処理した。サンプルが部分的に転換され、強
く結合した多結晶CBN層が円板の一表面に形成
され、サンプルの残りの部分は未転化であつた。
このサンプルを切取つたPBN平板を顕微鏡観察
したところ、平板のミクロ組織に変化があること
がわかつた。特に、平板の転換を起した片側の成
長円錐が、平板の転換を起さなかつた他方の側の
成長円錐と較べて、大きくかつ基体核形成材料の
特徴をより多く具えていることが確かめられた。 実施例 ６ 実施例５で用いたのと同じPBN平板から切取
つた第２のＵ−PBN円板を、第３図のセル内で
65Kbarおよび2250〜2350℃で30分間処理した。
結果は同じで、円板の片側に転換が生じ強く結合
した層ができ、サンプルの残りの部分は未転化の
まゝであつた。 実施例 ７ 実施例５および６で使用した平板とは異なる平
板から切取られ、同じくミクロ組織が変化する他
のＵ−PBN円板を、第２図の型式のセルで2200
〜2300℃Ｗおよび65Kbarで30分間処理した。実
施例５および６の場合と同様、円板の片側には基
体核形成材料に特徴的な大きい成形円錐が生じ、
他方の側には連続再核形成材料により特徴的な小
さい成長円錐が生じた。本例でも大きい成長円錐
を有するPBN円板の片側の層にのみ転換が起つ
た。 実施例 ８ 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を第５図のセルで
65Kbarおよび2350〜2450℃で30分間処理した。
得られた強く結合したCBNクラスター圧縮体を
表面研削して両側面とも平坦に厚さを約0.762mm
とし（元の厚さは約1.17mmであつた）、これを直
径12.7mm、厚さ3.17mmの焼結炭化タングステンベ
ースにエポキシ接着した。次に接着ユニツトを直
径8.89mmの円筒状に研削して切削工具インサート
として使えるようにした。 以下の実施例8Aおよび8BはBN粉末からの直
接転換により形成されるCBNクラスター圧縮体
を示す。 実施例 8A 窒化硼素粉末（カーボランダム社
Carborundum Co.、Grade HPF）のサンプル
0.5ｇを第４図の型式のセルに入れ、約68Kbarの
圧力および2100℃の温度で30分間処理した。得ら
れた円板形圧縮体をＸ線回折分析したところ、
BN粉末がCBNに転化していることが確認され
た。圧縮体を表面研削して頂面および底面を平坦
にし、この圧縮体を焼結炭化タングステン円板
（厚さ1/8インチ）にエポキシ接着した。次に接着
ユニツトを直径8.89mmの円筒状に研削して切削工
具インサートとして使えるようにした。 実施例 8B 実施例8Aと同じBN粉末のサンプル2.0ｇを第
５図の型式のセルに入れ、約68Kbarおよび2100
℃で30分間処理した。Ｘ線回折により、六方晶系
BN粉末がCBNに転化していることが確認され
た。サンプルを３つの円板形スラツグの形状に再
生した。これらの円板のうちの１つを実施例8A
に記載したのと同様に切削工具インサートに成形
した。 シリカ研摩材充填硬質ゴムの円筒状加工品を旋
削する摩耗試験において、直接転化されたクラス
ター圧縮体は、複合圧縮体および実施例8Aおよ
び8Bの２つのクラスター圧縮体と比較して、優
れた耐摩耗性を示した。この試験では工具を研摩
加工品に対して下記の期間作用させ、しかる後工
具の刃（ランド）摩耗を測定した。試験は切削速
度137表面ｍ／分、送り速度0.127mm／回転および
切込み0.762mmで行つた。結果を第４表に示す。
【表】
実施例 ９
厚さ2.41mmのＵ−PBN円板を第２図に示す通
りのセルで65Kbarおよび2200〜2300℃で30分間
処理した。このサンプルを切取つたPBN平板を
顕微鏡観察したところ、平板の両表面に基体核形
成PBNに代表的な大きい成長円錐が見出された。
得られた強く結合したCBNクラスター圧縮体を
表面研削して両側面とも平坦にし、直径8.89mmの
円筒状に研削して切削工具インサートとして使え
るようにした。 実施例 10 基体核形成熱分解BNに代表的な大きい成長円
錐を呈する厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を、実施
例９で用いたのと同じ型式のセルおよび同じ条件
で処理した。得られた強く結合したクラスター圧
縮体も表面研削して平坦にし、直径8.89mmの円筒
状に研削して切削工具インサートとして使えるよ
うにした。 実施例 11 基体核形成熱分解BNに代表的な大きい成長円
錐を呈する厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を、第４
図の型式のセルで65Kbarおよび2100〜2200℃で
30分間処理した。得られた強く結合したCBNク
ラスター圧縮体を下記の手順で切削工具インサー
トに加工した。 サンプルを表面研削して片側面を平坦にし、円
筒状に研削して、外径16mmの焼結炭化タングステ
ンワツシヤの内径7.44mmの収容部にはめた。サン
プル、炭化物ワツシヤおよびワツシヤと同一外径
の炭化物ベース円板を炭素サスセプタ
（Susceptor）に配置し、互にろう付けして一体
ユニツトを形成した。ろう付け材料としては、チ
タンと通常の銅、銀、カドミウム、亜鉛合金との
混合物、例えば「Easy Flo 45」（商標名）を使
用した。 ろう付け後、炭化物ワツシヤおよびサンプルの
頂面を平坦に研削し、ユニツトを偏心研削して圧
縮体の切刃を露出させ、かくして第８図に示す通
りクラスター圧縮体１３１、炭化物ワツシヤ１３
３および炭化物ベース１３５よりなる切削工具イ
ンサートを形成した。 実施例 12 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を、第４図に示す
型式のセルで65Kbarおよび2350〜2450℃で30分
間処理して、多結晶CBNに転換した。PBNサン
プルのミクロ組織は知られていなかつた。しか
し、強く結合した圧縮体が得られ、これを実施例
11に記載した通りに切削工具インサートに加工し
た。 実施例 13 厚さ2.41mmのＵ−PBN円板を第２図の型式の
セルで65Kbarおよび2200〜2300℃の条件で30分
間で転化させた。PBN円板は基体核形成材料に
代表的な大きな成長円錐を呈した。得られた強く
結合したクラスター圧縮体を、実施例11に記載し
た手順に従つて炭化タングステンベース上の炭化
タングステンワツシヤ内にろう付けした。但し炭
化物ワツシヤは直径0.38インチの収容部を有し、
クラスター圧縮体をろう付け前に円筒状に研削し
た。(1)炭化物ワツシヤ、圧縮体および炭化物ベー
スをろう付けし、(2)ワツシヤおよび圧縮体を平坦
に表面研削した後、同じろう付け合金を用いて固
体炭化物円板をワツシヤおよびサンプルにろう付
けし、しかる後ユニツトを偏心研削した。円筒状
に研削した後、圧縮体を完全に覆う炭化物キヤツ
プを厚さ約0.305mmまで表面研削した。炭化物キ
ヤツプの目的は研削作業中に切粉ブレーカとして
作用することにある。 実施例８〜13の直接転換クラスター圧縮体から
製造した切削工具を用いて、Iconel718およびＴ
−１焼入鋼加工品を旋削する切削試験を行つた。 Iconel718に対する試験は、実施例８、９、10、
11および13からの工具および２つの標準複合圧縮
体インサート工具で行つた。これらの試験では各
工具を固体Iconel718棒に対して、送り速度0.127
mm／回転、切込み0.508mmおよび第５表に示す切
削速度で1.75分間作用させた。試験後、各サンプ
ルに生じた刃の摩耗を測定した。結果を第５表に
示す。
りのセルで65Kbarおよび2200〜2300℃で30分間
処理した。このサンプルを切取つたPBN平板を
顕微鏡観察したところ、平板の両表面に基体核形
成PBNに代表的な大きい成長円錐が見出された。
得られた強く結合したCBNクラスター圧縮体を
表面研削して両側面とも平坦にし、直径8.89mmの
円筒状に研削して切削工具インサートとして使え
るようにした。 実施例 10 基体核形成熱分解BNに代表的な大きい成長円
錐を呈する厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を、実施
例９で用いたのと同じ型式のセルおよび同じ条件
で処理した。得られた強く結合したクラスター圧
縮体も表面研削して平坦にし、直径8.89mmの円筒
状に研削して切削工具インサートとして使えるよ
うにした。 実施例 11 基体核形成熱分解BNに代表的な大きい成長円
錐を呈する厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を、第４
図の型式のセルで65Kbarおよび2100〜2200℃で
30分間処理した。得られた強く結合したCBNク
ラスター圧縮体を下記の手順で切削工具インサー
トに加工した。 サンプルを表面研削して片側面を平坦にし、円
筒状に研削して、外径16mmの焼結炭化タングステ
ンワツシヤの内径7.44mmの収容部にはめた。サン
プル、炭化物ワツシヤおよびワツシヤと同一外径
の炭化物ベース円板を炭素サスセプタ
（Susceptor）に配置し、互にろう付けして一体
ユニツトを形成した。ろう付け材料としては、チ
タンと通常の銅、銀、カドミウム、亜鉛合金との
混合物、例えば「Easy Flo 45」（商標名）を使
用した。 ろう付け後、炭化物ワツシヤおよびサンプルの
頂面を平坦に研削し、ユニツトを偏心研削して圧
縮体の切刃を露出させ、かくして第８図に示す通
りクラスター圧縮体１３１、炭化物ワツシヤ１３
３および炭化物ベース１３５よりなる切削工具イ
ンサートを形成した。 実施例 12 厚さ1.65mmのＵ−PBN円板を、第４図に示す
型式のセルで65Kbarおよび2350〜2450℃で30分
間処理して、多結晶CBNに転換した。PBNサン
プルのミクロ組織は知られていなかつた。しか
し、強く結合した圧縮体が得られ、これを実施例
11に記載した通りに切削工具インサートに加工し
た。 実施例 13 厚さ2.41mmのＵ−PBN円板を第２図の型式の
セルで65Kbarおよび2200〜2300℃の条件で30分
間で転化させた。PBN円板は基体核形成材料に
代表的な大きな成長円錐を呈した。得られた強く
結合したクラスター圧縮体を、実施例11に記載し
た手順に従つて炭化タングステンベース上の炭化
タングステンワツシヤ内にろう付けした。但し炭
化物ワツシヤは直径0.38インチの収容部を有し、
クラスター圧縮体をろう付け前に円筒状に研削し
た。(1)炭化物ワツシヤ、圧縮体および炭化物ベー
スをろう付けし、(2)ワツシヤおよび圧縮体を平坦
に表面研削した後、同じろう付け合金を用いて固
体炭化物円板をワツシヤおよびサンプルにろう付
けし、しかる後ユニツトを偏心研削した。円筒状
に研削した後、圧縮体を完全に覆う炭化物キヤツ
プを厚さ約0.305mmまで表面研削した。炭化物キ
ヤツプの目的は研削作業中に切粉ブレーカとして
作用することにある。 実施例８〜13の直接転換クラスター圧縮体から
製造した切削工具を用いて、Iconel718およびＴ
−１焼入鋼加工品を旋削する切削試験を行つた。 Iconel718に対する試験は、実施例８、９、10、
11および13からの工具および２つの標準複合圧縮
体インサート工具で行つた。これらの試験では各
工具を固体Iconel718棒に対して、送り速度0.127
mm／回転、切込み0.508mmおよび第５表に示す切
削速度で1.75分間作用させた。試験後、各サンプ
ルに生じた刃の摩耗を測定した。結果を第５表に
示す。
【表】
第５表から明らかなように、直接転換圧縮体工
具の性能は標準複合圧縮体工具の性能に匹敵す
る。 実施例11の工具および複合圧縮体工具の１つ
を、Iconel718棒に対する長時間切削に関しても
試験した。この試験では工具の刃の摩耗を時間の
函数として測定した。第９図に各工具の工具刃摩
耗を時間の函数としてプロツトして示す。ここで
も直接転換クラスター圧縮体工具の性能が標準複
合圧縮体工具の性能に匹敵することがわかる。 Ｔ−１焼入工具鋼加工品（硬さ＝Rc58〜60）
を旋削して実施例９および12からの工具を試験し
た。異なる旋削条件下で２組の試験を行つた。こ
れらの試験では、同一条件下で用いられる直接転
換クラスター圧縮体および標準複合圧縮体の双方
について工具刃摩耗を切削時間の函数として測定
した。 試験条件および工具寿命（0.38mmの刃摩耗まで
の時間）を第６表に示す。第１０図および第１１
図はそれぞれ、高速度および低速度試験について
工具刃摩耗を時間の函数としてプロツトした図で
ある。両方の試験ともクラスター圧縮体が標準複
合圧縮体より高性能であることがわかる。焼結炭
化タングステンインサート（商標品Carboloyに
て等級883および55Aとして市販されている）は
この条件下ですぐに、即ち約15秒以内に駄目にな
つた。
具の性能は標準複合圧縮体工具の性能に匹敵す
る。 実施例11の工具および複合圧縮体工具の１つ
を、Iconel718棒に対する長時間切削に関しても
試験した。この試験では工具の刃の摩耗を時間の
函数として測定した。第９図に各工具の工具刃摩
耗を時間の函数としてプロツトして示す。ここで
も直接転換クラスター圧縮体工具の性能が標準複
合圧縮体工具の性能に匹敵することがわかる。 Ｔ−１焼入工具鋼加工品（硬さ＝Rc58〜60）
を旋削して実施例９および12からの工具を試験し
た。異なる旋削条件下で２組の試験を行つた。こ
れらの試験では、同一条件下で用いられる直接転
換クラスター圧縮体および標準複合圧縮体の双方
について工具刃摩耗を切削時間の函数として測定
した。 試験条件および工具寿命（0.38mmの刃摩耗まで
の時間）を第６表に示す。第１０図および第１１
図はそれぞれ、高速度および低速度試験について
工具刃摩耗を時間の函数としてプロツトした図で
ある。両方の試験ともクラスター圧縮体が標準複
合圧縮体より高性能であることがわかる。焼結炭
化タングステンインサート（商標品Carboloyに
て等級883および55Aとして市販されている）は
この条件下ですぐに、即ち約15秒以内に駄目にな
つた。
【表】
実施例 14
Ｒ−PBNの円板状サンプル（直径10mm、厚さ
15〜20mm）を、第２図に示すセルと同様の反応セ
ルを用いて、圧力65Kbarおよび温度約2200〜
2300℃でCBNに転換した。第１２図にＲ−PBN
円板の平坦な表面にCuK放射線を入射させて得
たＸ線回折図を示す。黒鉛型基礎面からの（002）
および（004）反射のみが観察され、タイプ（ｈ
≠Ｏ、ｋ、ｌ）の反射すべてが存在せず、サンプ
ルの高度に配向した性質を示しており、六角形積
重ね面が円板表面に平行である（即ち、ｃ軸が円
板表面に直角である）。 第１３図はCBNへの転換後の無傷そのままの
円板の同じ表面の回折図を示し、第１４図はこの
円板の一部を衝撃フライス削りして得た粉末サン
プルの回折図を示す。第１３図において、（002）
および（200）反射の極めて弱い強度（または欠
如）は、円板が高度に配向されかつ元のＲ−
PBNサンプルの（001）面の場合と同様にCBN
（111）面が表面に平行であることを示している。
従つて、元のＲ−PBNのｃ軸（001）方向は転換
済みCBN円板では（111）方向となる。第１４図
は、より不規則な粉末サンプルでは（200）およ
び（220）反射が顕著であることを示している。 転換済み円板の一部を順次表面研削した（約半
分の厚さまで）。順次露出された表面の回折図は
選択配向がサンプルの内部にまで及んでいること
を示した。 本発明に従つてPBNをCBNクラスター圧縮体
に変換させる方法を実施するなかで、変換、即ち
高温高圧処理の温度の上昇につれて、約2200℃の
温度に達するまでは生成圧縮体の熱伝導率が徐々
に増加し、その後熱伝導率が温度上昇と共に急激
に増加することを見出した。また、熱伝導率が圧
縮体の微結晶寸法に直接関与していることを見出
した。圧縮体は、微結晶寸法に従つて約３〜
9W／cm〓の測定常温熱伝導率を有することで特
徴付けられる。これらの発見は次の事実により説
明できると考えられる。即ち、非金属電気絶縁性
結晶において、熱エネルギーは格子波（フオノ
ン）により伝導され、フオノン平均自由行程に正
比例すること、および完全結晶に関するフオノン
平均行程と同じスケールでの格子欠陥がフオノン
平均自由行程を減少させ、従つて熱伝導率を低下
しがちであることである。 比較的大きい微結晶寸法の圧縮体（Ｋの大きい
圧縮体）は純粋なフオノン／フオノン散乱限定型
熱移動に特徴的なＴ−１挙動の熱伝導率を呈する
（即ち、微結晶境界でフオノン散乱がほとんどま
たはまつたく起らない）。この圧縮体は得られる
熱伝導率を限定する可能性のある二次結合剤／触
媒相を含まない。最初のPBN出発材料が高純度
であり、かつ清浄な条件下で処理するので、圧縮
体はフオノン散乱中心として働らき熱伝導率を限
定する可能性のある不純物を含まないと考えられ
る。また、高純度でありかつ導電相が存在しない
ので、この圧縮体は大きな電気抵抗、低い比誘電
率および低い誘電正接を有する。 圧縮体は微結晶の選択配向を示し、PBN出発
材料に特徴的な選択配向を保持する。微結晶間の
界面フオノン散乱が微結晶格子の不整合度に比例
するので、微結晶間の界面熱抵抗は、選択配向が
原因で、CBN粉末の焼結またはHBN粉末の直接
転換により得られる不規則配向圧縮性の場合の界
面熱抵抗より小さくなるだろう。 高い熱伝導率を有するCBNクラスター圧縮体
を製造する実際の工程を説明するために、以下に
さらに実施例を示す。 実施例 15〜30 実施例15〜30では、Ｕ−PBNの端縁斜切円板
形状サンプルから第３図に示す通りの反応セルに
て複数個のクラスター圧縮体を製造した。
15〜20mm）を、第２図に示すセルと同様の反応セ
ルを用いて、圧力65Kbarおよび温度約2200〜
2300℃でCBNに転換した。第１２図にＲ−PBN
円板の平坦な表面にCuK放射線を入射させて得
たＸ線回折図を示す。黒鉛型基礎面からの（002）
および（004）反射のみが観察され、タイプ（ｈ
≠Ｏ、ｋ、ｌ）の反射すべてが存在せず、サンプ
ルの高度に配向した性質を示しており、六角形積
重ね面が円板表面に平行である（即ち、ｃ軸が円
板表面に直角である）。 第１３図はCBNへの転換後の無傷そのままの
円板の同じ表面の回折図を示し、第１４図はこの
円板の一部を衝撃フライス削りして得た粉末サン
プルの回折図を示す。第１３図において、（002）
および（200）反射の極めて弱い強度（または欠
如）は、円板が高度に配向されかつ元のＲ−
PBNサンプルの（001）面の場合と同様にCBN
（111）面が表面に平行であることを示している。
従つて、元のＲ−PBNのｃ軸（001）方向は転換
済みCBN円板では（111）方向となる。第１４図
は、より不規則な粉末サンプルでは（200）およ
び（220）反射が顕著であることを示している。 転換済み円板の一部を順次表面研削した（約半
分の厚さまで）。順次露出された表面の回折図は
選択配向がサンプルの内部にまで及んでいること
を示した。 本発明に従つてPBNをCBNクラスター圧縮体
に変換させる方法を実施するなかで、変換、即ち
高温高圧処理の温度の上昇につれて、約2200℃の
温度に達するまでは生成圧縮体の熱伝導率が徐々
に増加し、その後熱伝導率が温度上昇と共に急激
に増加することを見出した。また、熱伝導率が圧
縮体の微結晶寸法に直接関与していることを見出
した。圧縮体は、微結晶寸法に従つて約３〜
9W／cm〓の測定常温熱伝導率を有することで特
徴付けられる。これらの発見は次の事実により説
明できると考えられる。即ち、非金属電気絶縁性
結晶において、熱エネルギーは格子波（フオノ
ン）により伝導され、フオノン平均自由行程に正
比例すること、および完全結晶に関するフオノン
平均行程と同じスケールでの格子欠陥がフオノン
平均自由行程を減少させ、従つて熱伝導率を低下
しがちであることである。 比較的大きい微結晶寸法の圧縮体（Ｋの大きい
圧縮体）は純粋なフオノン／フオノン散乱限定型
熱移動に特徴的なＴ−１挙動の熱伝導率を呈する
（即ち、微結晶境界でフオノン散乱がほとんどま
たはまつたく起らない）。この圧縮体は得られる
熱伝導率を限定する可能性のある二次結合剤／触
媒相を含まない。最初のPBN出発材料が高純度
であり、かつ清浄な条件下で処理するので、圧縮
体はフオノン散乱中心として働らき熱伝導率を限
定する可能性のある不純物を含まないと考えられ
る。また、高純度でありかつ導電相が存在しない
ので、この圧縮体は大きな電気抵抗、低い比誘電
率および低い誘電正接を有する。 圧縮体は微結晶の選択配向を示し、PBN出発
材料に特徴的な選択配向を保持する。微結晶間の
界面フオノン散乱が微結晶格子の不整合度に比例
するので、微結晶間の界面熱抵抗は、選択配向が
原因で、CBN粉末の焼結またはHBN粉末の直接
転換により得られる不規則配向圧縮性の場合の界
面熱抵抗より小さくなるだろう。 高い熱伝導率を有するCBNクラスター圧縮体
を製造する実際の工程を説明するために、以下に
さらに実施例を示す。 実施例 15〜30 実施例15〜30では、Ｕ−PBNの端縁斜切円板
形状サンプルから第３図に示す通りの反応セルに
て複数個のクラスター圧縮体を製造した。
【表】
【表】
＊＊ 加熱を迅速に変化させたので時間および温
度条件を定められない。
実施例はすべて約70Kbarで第７表に示す温度
および時間で行つた。但し、実施例30は45〜
50Kbarで行つた。第７表に示す時間は最高温度
での時間である。即ち、各値は総熱処理時間から
最高温度に達するまでに要する時間を引いた値で
ある。 実施例29および30はそれぞれ従来法で直接転換
されたHBN粉末圧縮体および従来のCBN複合圧
縮体を示し、比較の目的で第７表に示してある。 実施例29では、直接転換HBN粉末圧縮体を製
造するのに、HBN粉末（カーボランダム社製、
Grade HPF）のサンプル1.4ｇの直接転換を行つ
た。サンプルを第３図のセルに入れ、第７表に示
す温度および時間で処理した。 転換後、実施例15〜29の圧縮体を平坦かつ平行
に表面研削し、Ｘ線回折により分析した。直接転
換サンプルの直径は約11.7〜12.4mmで、厚さは
1.57〜3.66mmの範囲であつた。次に第７表に示す
サンプル密度を測定した。最低温度で製造した実
施例24、27および28を除いては、密度は実験誤差
の範囲内で単結晶密度に等しい。 実施例30では、クラスター圧縮体サンプルは、
複合圧縮体から炭化物基体を除去することによつ
て製造した。炭化物痕跡が完全になくなるまで研
削およびラツプ仕上げした。最終厚さは0.94mmで
あつた。 圧縮体の有効微結晶寸法をＸ線回折線（または
ピーク）幅の分析によつて求めた。この技術によ
る分析は、完全結晶構造からのずれ、例えば減少
した微結晶寸法、不均一な歪から生じる格子歪ま
たは格子欠陥が大きなピーク幅拡大をもたらすと
いう事実に基づくものである。Ｘ線散乱過程の性
質により、線幅の拡大は、微結晶寸法または格子
欠陥間隔が約1000Å（0.1μ）以下であるときにの
み生じる。回折ビームは約1000Å以上の距離での
格子歪を検出できない。 非金属絶縁性結晶において、熱エネルギーは格
子波（フオノン）により伝達される。高純度ダイ
ヤモンドやCBN単結晶のような良熱伝導性絶縁
性結晶において、熱伝導フオノンの常温平均自由
行程は1000Å程度またはそれ以上であり、平均自
由行程は温度が低くなると増加し、温度が高くな
ると減少する。これらの結晶中の熱エネルギーは
格子波により移動されるので、完全結晶のフオノ
ン平均行程と同じスケールでの格子欠陥は、フオ
ノン平均自由行程を減少し、従つて熱伝導率を低
下する傾向がある（熱伝導率はフオノン平均自由
行程に正比例する）。 Ｘ線回折線幅の拡大をもたらすスケールでの格
子欠陥は、CBNにおける常温フオノン平均自由
行程と同程度またはこれより低いオーダーであ
る。即ち、Ｘ線回折線幅の拡大をもたらすスケー
ルでの格子欠陥は常温熱伝導率にマイナスの影響
を与えると考えられる。 微結晶寸法の減少のみに基づく線幅の拡大に関
して、有効微結晶寸法または相対的結晶完成度は
次の関係式から推定できる。 ｔ＝0.9λ／Bcosθ 但し、ｔは回折面に直角な方向での微結晶厚
さ、θは回折角、λはＸ線の波長、Ｂはピーク幅
と次式： B2＝BM 2−BS 2 の関係にある。但し、BMは最高強度の半分で測
定したピーク幅（半値幅FWHM）であり、Bsは
大きな微結寸法の参照標準のピーク幅（即ち、測
定器ピーク幅）である。 上式は微結晶寸法の作用に基づく線幅の拡大に
のみ適用し、その場合であつても非常に正確なわ
けではなく、微結晶寸法を過小評価し勝ちである
が、「有効微結晶寸法」の相対値またはミクロス
ケールでの相対的結晶完全性を比較するパラメー
タとしては有用である。 Ｘ線回折線幅拡大の走査は、実施例15〜30それ
ぞれのCBN（111）およびCBN（220）回折ピーク
について行つた。CBN〔111〕方向における計算
有効微結晶厚さを第７表に示す。処理温度の上昇
に伴なつて多かれ少なかれ微結晶寸法が増加する
傾向が、PBN圧縮体に関して見られる。〔220〕
方向においても、処理温度の上昇に伴なう寸法の
同様の増加が観察された。温度拡散率について測
定した残留圧縮HBNピーク強度を第７表に示
す。 第３図の型式のセル内で種々の温度で形成され
た実施例２９および他のHBN粉末転換圧縮体の
Ｘ線分析は、温度の上昇とともに微結晶寸法が増
加することを明らかにしている。しかし、比較的
高い高温領域では重要な違いが見られる。PBN
出発材料の場合、温度上昇に伴なつて微結晶寸法
の漸増が起り約2200℃の領域の温度に達するまで
漸増が続くが、この温度領域から成長は温度上昇
に伴なつて非常に激しく増加した。HBN出発材
料の場合、温度上昇に伴なう微結晶寸法の増加割
合は再転換温度まで一定であつた。 第１５図に、Ｕ−PBNおよびHBN粉末の直接
転換により同様に製造したクラスター圧縮体およ
び実施例15〜30の圧縮体の微結晶寸法を高温高圧
処理の温度（第７表第５欄）の函数として示す。
実線で囲まれた低温のＵ−PBN（Ｘ線）領域で
は、Ｕ−PBN圧縮体の微結晶寸法をＸ線回折線
幅の拡大によつて測定した。この区域の広がりは
微結晶寸法対温度データに見出される変動を表わ
し、これはＵ−PBN出発材料の構造におけるロ
ツト毎の変動によるものと考えられる。これより
高い温度では、Ｕ−PBN圧縮体の微結晶寸法が
大きくなりすぎてＸ線回折では測定できなくな
る。第１５図にＵ−PBN（SEM）で示される高
温領域では、走査電子顕微鏡（SEM）分析が大
きな微結晶寸法の圧縮体に関して10〜20＋μの範
囲の微結晶寸法を示した。破線のＵ−PBN領域
はＸ線領域とSEM領域とをつないだものである。
この領域では曲線が急上昇しているが、微結晶寸
法が大きすぎてＸ線回折では測定できず、他方
SEM分析には小さすぎる。HBN粉末転換圧縮体
の場合には、微結晶寸法が最高温度に至るまでＸ
線分析により測定するのに十分な小さい寸法に留
まる。 Ｕ−PBNおよびHBN粉末転換圧縮体の異なる
結晶成長挙動は次のように推測できる。HBN粉
末出発材料は厚さ1μ未満の各別の小板型粒子よ
りなる。個々の粒子の転換時に、粒子における微
結晶寸法が減少する。次に各粒子内で微結晶成長
が起る。しかし、微結晶成長の範囲は個々の粒子
の境界により限定される。即ち、微結晶成長は粒
子−粒子界面を横切つては進まない。従つて、最
大微結晶寸法は出発HBN粉末における個々の粉
末粒子の寸法により限定される。 しかし、PBNの場合、個別粒子が存在しない。
PBN構造は非常に不規則であるが、三次元的に
連続である。PBN出発材料円板は非常に不完全
ではあるが１つの大きな結晶であるとみなすこと
ができ、従つてCBNへの転換後に生じる微結晶
成長はHBN粉末出発材料の場合のように個々の
粒子の境界で限定されてはいない。PBNの転換
はターボストラテイツクPBN構造から直接準非
晶質CBN構造に進行し、ここから結晶成長が進
行するものと考えられる。即ち、CBNの転換に
先立つターボストラテイツクPBN構造から六方
晶構造への最初の再結晶によつては転換が進まな
いと考えられる。PBNのターボストラテイツク
構造は極めて高い温度まで安定であり、HBN構
造への再結晶は常圧下では昇華温度（2300〜2400
℃）まで起らない。再結晶は低圧力の一軸方向圧
縮下で、しかし2300℃またはそれ以上の温度、即
ち高温PBN−CBN転換温度（1700〜1800℃）よ
り高い温度でのみ起る。 圧縮体の温度拡散率は、フラツシユ加熱法を用
いて測定した。フラツシユ法では、圧縮体の前面
に短いエネルギーパルスを加え、裏面に生じる温
度上昇をモニターする。エネルギー源として固体
レーザーを用いるのが好ましく、裏面温度履歴か
ら温度拡散率を計算する。−100℃から650℃まで
の温度範囲にわたつて測定を行つた。 測定した温度拡散率αを次式に従つて熱伝導率
ｋに変換する。 ｋ＝αCpρ 但し、Cpは比熱、ρは密度である。高度は浮
沈法により測定し、比熱は既知の値を用いた。 第１６図に熱伝導率の測定値をプロツトして示
す。第１６図には高純度銅、多結晶および単結晶
BeOの熱伝導率とともに、種々の窒素濃度の
ａ型天然単結晶ダイヤモンドの常温熱伝導率の値
を参照値として合わせ示す。 第７表および第１６図から、Ｕ−PBN圧縮体
について処理温度の上昇に伴なう熱伝導率の増加
が確かめられる。このことは第１７図にグラフ表
示されている。即ち、第１７図では実施例16〜
18、20、21および24〜28の−50℃での熱伝導率を
最高処理温度の函数としてプロツトしてある。 処理温度の上昇に伴なうｋの増加は、有効微結
晶寸法が多かれ少なかれほゞ増加し、かつ残留未
転換圧縮HBN相の量が減少する結果である。こ
れらの現象は双方とも低い処理温度ではｋの減少
に寄与する。常温領域では、高温および低温Ｕ−
PBN圧縮体間で熱伝導率が３〜４倍改善される。
この差は、結晶欠陥（減少した微結晶寸法）から
生じるフオノン散乱の増加および低温圧縮体中の
残留未転換HBN相から生じる熱抵抗の増加に帰
せられる。 最良のＵ−PBN圧縮体の常温熱伝導率は、直
接転換HBN粉末圧縮体（実施例29）と比較して
６〜８倍高く、複合圧縮体（実施例30）と比較し
て約10倍高い。その上、HBN粉末転換圧縮体の
熱伝導率は、同様のＸ線回折線幅の拡大を示す
PBN圧縮体と比較して著しく低い（約４倍）。 HBN粉末転換圧縮体の特別な熱抵抗は、この
圧縮体における粒子間熱抵抗の増加に帰せられ
る。同じく、複合圧縮体の熱伝導率は、同等のＸ
線回折線幅の拡大を有するＵ−PBN圧縮体より
著しく低く、これも複合圧縮体における粒子間熱
抵抗の増加に帰せられる。 銅と比較して、本発明のPBN圧縮体は高い熱
伝導率を有し、常温から200℃までの範囲で２倍
近く向上している。本発明のPBN圧縮体の熱伝
導率は、測定した温度範囲にわたつて多結晶
BeOを十分に超えている（常温領域において約
４倍の向上）。 第１８図に本発明の１実施例を示す。本発明の
高い熱伝導率を有するCBNクラスター圧縮体の
熱伝導体２５３を用いて電子装置２５１用のヒー
トシンクを得る。熱消散すべき装置２５１に関し
て、装置２５１と大きなヒートシンク２５７との
間に、合金層２５５のろう付けにより高熱伝導性
材料２５３（CBNクラスター圧縮体）を結合す
る。 層２５５を形成する技術では、J.Phys.D：
Appl.Phys.9巻（1976年）225頁のハドソン
（Hudson）の論文に記載されているような極め
て薄いスパツタリングされたエピタキシヤルニツ
ケル薄膜を用て基板を金属化し、またナツプ
（Knapp）らの米国特許出願第645786号（1975年
12月31日出願）に記載されているような高熱伝導
率の銀基材結合合金を用いる。 本発明を特定の方法および装置について説明し
たが、本発明はこれらの特定の構成または構造に
限定されず、本発明の要旨を逸脱しない範囲で
種々の変更が可能である。
度条件を定められない。
実施例はすべて約70Kbarで第７表に示す温度
および時間で行つた。但し、実施例30は45〜
50Kbarで行つた。第７表に示す時間は最高温度
での時間である。即ち、各値は総熱処理時間から
最高温度に達するまでに要する時間を引いた値で
ある。 実施例29および30はそれぞれ従来法で直接転換
されたHBN粉末圧縮体および従来のCBN複合圧
縮体を示し、比較の目的で第７表に示してある。 実施例29では、直接転換HBN粉末圧縮体を製
造するのに、HBN粉末（カーボランダム社製、
Grade HPF）のサンプル1.4ｇの直接転換を行つ
た。サンプルを第３図のセルに入れ、第７表に示
す温度および時間で処理した。 転換後、実施例15〜29の圧縮体を平坦かつ平行
に表面研削し、Ｘ線回折により分析した。直接転
換サンプルの直径は約11.7〜12.4mmで、厚さは
1.57〜3.66mmの範囲であつた。次に第７表に示す
サンプル密度を測定した。最低温度で製造した実
施例24、27および28を除いては、密度は実験誤差
の範囲内で単結晶密度に等しい。 実施例30では、クラスター圧縮体サンプルは、
複合圧縮体から炭化物基体を除去することによつ
て製造した。炭化物痕跡が完全になくなるまで研
削およびラツプ仕上げした。最終厚さは0.94mmで
あつた。 圧縮体の有効微結晶寸法をＸ線回折線（または
ピーク）幅の分析によつて求めた。この技術によ
る分析は、完全結晶構造からのずれ、例えば減少
した微結晶寸法、不均一な歪から生じる格子歪ま
たは格子欠陥が大きなピーク幅拡大をもたらすと
いう事実に基づくものである。Ｘ線散乱過程の性
質により、線幅の拡大は、微結晶寸法または格子
欠陥間隔が約1000Å（0.1μ）以下であるときにの
み生じる。回折ビームは約1000Å以上の距離での
格子歪を検出できない。 非金属絶縁性結晶において、熱エネルギーは格
子波（フオノン）により伝達される。高純度ダイ
ヤモンドやCBN単結晶のような良熱伝導性絶縁
性結晶において、熱伝導フオノンの常温平均自由
行程は1000Å程度またはそれ以上であり、平均自
由行程は温度が低くなると増加し、温度が高くな
ると減少する。これらの結晶中の熱エネルギーは
格子波により移動されるので、完全結晶のフオノ
ン平均行程と同じスケールでの格子欠陥は、フオ
ノン平均自由行程を減少し、従つて熱伝導率を低
下する傾向がある（熱伝導率はフオノン平均自由
行程に正比例する）。 Ｘ線回折線幅の拡大をもたらすスケールでの格
子欠陥は、CBNにおける常温フオノン平均自由
行程と同程度またはこれより低いオーダーであ
る。即ち、Ｘ線回折線幅の拡大をもたらすスケー
ルでの格子欠陥は常温熱伝導率にマイナスの影響
を与えると考えられる。 微結晶寸法の減少のみに基づく線幅の拡大に関
して、有効微結晶寸法または相対的結晶完成度は
次の関係式から推定できる。 ｔ＝0.9λ／Bcosθ 但し、ｔは回折面に直角な方向での微結晶厚
さ、θは回折角、λはＸ線の波長、Ｂはピーク幅
と次式： B2＝BM 2−BS 2 の関係にある。但し、BMは最高強度の半分で測
定したピーク幅（半値幅FWHM）であり、Bsは
大きな微結寸法の参照標準のピーク幅（即ち、測
定器ピーク幅）である。 上式は微結晶寸法の作用に基づく線幅の拡大に
のみ適用し、その場合であつても非常に正確なわ
けではなく、微結晶寸法を過小評価し勝ちである
が、「有効微結晶寸法」の相対値またはミクロス
ケールでの相対的結晶完全性を比較するパラメー
タとしては有用である。 Ｘ線回折線幅拡大の走査は、実施例15〜30それ
ぞれのCBN（111）およびCBN（220）回折ピーク
について行つた。CBN〔111〕方向における計算
有効微結晶厚さを第７表に示す。処理温度の上昇
に伴なつて多かれ少なかれ微結晶寸法が増加する
傾向が、PBN圧縮体に関して見られる。〔220〕
方向においても、処理温度の上昇に伴なう寸法の
同様の増加が観察された。温度拡散率について測
定した残留圧縮HBNピーク強度を第７表に示
す。 第３図の型式のセル内で種々の温度で形成され
た実施例２９および他のHBN粉末転換圧縮体の
Ｘ線分析は、温度の上昇とともに微結晶寸法が増
加することを明らかにしている。しかし、比較的
高い高温領域では重要な違いが見られる。PBN
出発材料の場合、温度上昇に伴なつて微結晶寸法
の漸増が起り約2200℃の領域の温度に達するまで
漸増が続くが、この温度領域から成長は温度上昇
に伴なつて非常に激しく増加した。HBN出発材
料の場合、温度上昇に伴なう微結晶寸法の増加割
合は再転換温度まで一定であつた。 第１５図に、Ｕ−PBNおよびHBN粉末の直接
転換により同様に製造したクラスター圧縮体およ
び実施例15〜30の圧縮体の微結晶寸法を高温高圧
処理の温度（第７表第５欄）の函数として示す。
実線で囲まれた低温のＵ−PBN（Ｘ線）領域で
は、Ｕ−PBN圧縮体の微結晶寸法をＸ線回折線
幅の拡大によつて測定した。この区域の広がりは
微結晶寸法対温度データに見出される変動を表わ
し、これはＵ−PBN出発材料の構造におけるロ
ツト毎の変動によるものと考えられる。これより
高い温度では、Ｕ−PBN圧縮体の微結晶寸法が
大きくなりすぎてＸ線回折では測定できなくな
る。第１５図にＵ−PBN（SEM）で示される高
温領域では、走査電子顕微鏡（SEM）分析が大
きな微結晶寸法の圧縮体に関して10〜20＋μの範
囲の微結晶寸法を示した。破線のＵ−PBN領域
はＸ線領域とSEM領域とをつないだものである。
この領域では曲線が急上昇しているが、微結晶寸
法が大きすぎてＸ線回折では測定できず、他方
SEM分析には小さすぎる。HBN粉末転換圧縮体
の場合には、微結晶寸法が最高温度に至るまでＸ
線分析により測定するのに十分な小さい寸法に留
まる。 Ｕ−PBNおよびHBN粉末転換圧縮体の異なる
結晶成長挙動は次のように推測できる。HBN粉
末出発材料は厚さ1μ未満の各別の小板型粒子よ
りなる。個々の粒子の転換時に、粒子における微
結晶寸法が減少する。次に各粒子内で微結晶成長
が起る。しかし、微結晶成長の範囲は個々の粒子
の境界により限定される。即ち、微結晶成長は粒
子−粒子界面を横切つては進まない。従つて、最
大微結晶寸法は出発HBN粉末における個々の粉
末粒子の寸法により限定される。 しかし、PBNの場合、個別粒子が存在しない。
PBN構造は非常に不規則であるが、三次元的に
連続である。PBN出発材料円板は非常に不完全
ではあるが１つの大きな結晶であるとみなすこと
ができ、従つてCBNへの転換後に生じる微結晶
成長はHBN粉末出発材料の場合のように個々の
粒子の境界で限定されてはいない。PBNの転換
はターボストラテイツクPBN構造から直接準非
晶質CBN構造に進行し、ここから結晶成長が進
行するものと考えられる。即ち、CBNの転換に
先立つターボストラテイツクPBN構造から六方
晶構造への最初の再結晶によつては転換が進まな
いと考えられる。PBNのターボストラテイツク
構造は極めて高い温度まで安定であり、HBN構
造への再結晶は常圧下では昇華温度（2300〜2400
℃）まで起らない。再結晶は低圧力の一軸方向圧
縮下で、しかし2300℃またはそれ以上の温度、即
ち高温PBN−CBN転換温度（1700〜1800℃）よ
り高い温度でのみ起る。 圧縮体の温度拡散率は、フラツシユ加熱法を用
いて測定した。フラツシユ法では、圧縮体の前面
に短いエネルギーパルスを加え、裏面に生じる温
度上昇をモニターする。エネルギー源として固体
レーザーを用いるのが好ましく、裏面温度履歴か
ら温度拡散率を計算する。−100℃から650℃まで
の温度範囲にわたつて測定を行つた。 測定した温度拡散率αを次式に従つて熱伝導率
ｋに変換する。 ｋ＝αCpρ 但し、Cpは比熱、ρは密度である。高度は浮
沈法により測定し、比熱は既知の値を用いた。 第１６図に熱伝導率の測定値をプロツトして示
す。第１６図には高純度銅、多結晶および単結晶
BeOの熱伝導率とともに、種々の窒素濃度の
ａ型天然単結晶ダイヤモンドの常温熱伝導率の値
を参照値として合わせ示す。 第７表および第１６図から、Ｕ−PBN圧縮体
について処理温度の上昇に伴なう熱伝導率の増加
が確かめられる。このことは第１７図にグラフ表
示されている。即ち、第１７図では実施例16〜
18、20、21および24〜28の−50℃での熱伝導率を
最高処理温度の函数としてプロツトしてある。 処理温度の上昇に伴なうｋの増加は、有効微結
晶寸法が多かれ少なかれほゞ増加し、かつ残留未
転換圧縮HBN相の量が減少する結果である。こ
れらの現象は双方とも低い処理温度ではｋの減少
に寄与する。常温領域では、高温および低温Ｕ−
PBN圧縮体間で熱伝導率が３〜４倍改善される。
この差は、結晶欠陥（減少した微結晶寸法）から
生じるフオノン散乱の増加および低温圧縮体中の
残留未転換HBN相から生じる熱抵抗の増加に帰
せられる。 最良のＵ−PBN圧縮体の常温熱伝導率は、直
接転換HBN粉末圧縮体（実施例29）と比較して
６〜８倍高く、複合圧縮体（実施例30）と比較し
て約10倍高い。その上、HBN粉末転換圧縮体の
熱伝導率は、同様のＸ線回折線幅の拡大を示す
PBN圧縮体と比較して著しく低い（約４倍）。 HBN粉末転換圧縮体の特別な熱抵抗は、この
圧縮体における粒子間熱抵抗の増加に帰せられ
る。同じく、複合圧縮体の熱伝導率は、同等のＸ
線回折線幅の拡大を有するＵ−PBN圧縮体より
著しく低く、これも複合圧縮体における粒子間熱
抵抗の増加に帰せられる。 銅と比較して、本発明のPBN圧縮体は高い熱
伝導率を有し、常温から200℃までの範囲で２倍
近く向上している。本発明のPBN圧縮体の熱伝
導率は、測定した温度範囲にわたつて多結晶
BeOを十分に超えている（常温領域において約
４倍の向上）。 第１８図に本発明の１実施例を示す。本発明の
高い熱伝導率を有するCBNクラスター圧縮体の
熱伝導体２５３を用いて電子装置２５１用のヒー
トシンクを得る。熱消散すべき装置２５１に関し
て、装置２５１と大きなヒートシンク２５７との
間に、合金層２５５のろう付けにより高熱伝導性
材料２５３（CBNクラスター圧縮体）を結合す
る。 層２５５を形成する技術では、J.Phys.D：
Appl.Phys.9巻（1976年）225頁のハドソン
（Hudson）の論文に記載されているような極め
て薄いスパツタリングされたエピタキシヤルニツ
ケル薄膜を用て基板を金属化し、またナツプ
（Knapp）らの米国特許出願第645786号（1975年
12月31日出願）に記載されているような高熱伝導
率の銀基材結合合金を用いる。 本発明を特定の方法および装置について説明し
たが、本発明はこれらの特定の構成または構造に
限定されず、本発明の要旨を逸脱しない範囲で
種々の変更が可能である。
第１Ａ図、第１Ｂ図および第１Ｃ図はそれぞれ
HBN、CBNおよびWBNの原子結晶構造を示す
模型図。第２図は本発明の方法に用いる反応セル
の第１好適例を収容した高温高圧装置を示す軸方
向断面図。第３図は本発明の方法に用いる高温高
圧反応セルの第２好適例を示す軸方向断面図。第
４図および第５図はそれぞれ本発明の方法に用い
る反応セルの別の実施例を示す軸方向断面図。第
６図はバンデイーウエントーフの窒化硼素状態図
（図中、Ｓ−CBN；安定CBN、Ｌ；液体）。 第７図は本発明の好適作動領域を示す第６図の
窒化硼素状態図の一部の拡大図（図中〇転換例、
斜線＝転換度；口再転換例、斜線＝再転換度）。 第８図は本発明に従つて製造したクラスター圧
縮体を組込んだ切削工具インサートの斜視図。第
９図、第１０図および第１１図はそれぞれ本発明
に従つて製造したクラスター圧縮体工具と従来の
複合圧縮体工具とを比較して圧縮体工具の摩耗と
時間との関係を示すグラフ（第９図はInconel718
旋削時の工具摩耗、速度110〜120表面ｍ／分、送
り0.127mm／回転、切込み0.508mm、切削剤＝水＋
油、そしてNo.２；標準No.２；Ex.１１；実施例
11。第１０図はＴ−１工具鋼旋削時の工具摩耗、
速度126〜136表面ｍ／分、送り0.127mm／回転、
切込み0.508mm、切削剤乾式、そしてNo.１；標準
No.１、No.２；標準No.２、Ex.９；実施例９。第１
１図はＴ−１焼入鋼旋削時の工具摩耗、速度84〜
93表面ｍ／分、送り0.1092mm／回転、切込み
0.305mm、切削剤乾式、そしてNo.１；標準No.１、
Ex.１２；実施例12。） 第１２図はＲ−PBNのＸ線回折図。第１３図
はＲ−PBNから転換された本発明のCBNクラス
ター圧縮体円板のＸ線回折図。第１４図はＲ−
PBNから転換された本発明のCBNクラスター圧
縮体の粉砕粉末サンプルのＸ線回折図。第１５図
は本発明のクラスター圧縮体の微結晶寸法と処理
温度との関係を示すグラフ（図中、CBN−Ｄ；
CBN〔111〕方向、PCC；粉末転換圧縮体；Ｘ；
Ｘ線、RC；再転換）。 第１６図は本発明のクラスター圧縮体および他
の材料の熱伝導率と材料温度との関係を示すグラ
フ（図中、１５−２８；Ｕ−PBN圧縮体、２
９；HBN粉末転換圧縮体、３０；複合圧縮体、
Ａ；単結晶BeO、Ｂ；多結晶BeO、Ｃ；高純度
銅、〓；ａ型ダイヤモンドＮ＝1.7×1020、
〓；ａ型ダイヤモンドＮ＝3.5×1020）。 第１７図は本発明のクラスター圧縮体の熱伝導
率と処理温度との関係を示すグラフ（図中、
RC；再転換） 第１８図は本発明のCBN圧縮体をヒートシン
クとして設けた電子装置を示す断面図。 １１，１３，１５，２０１……セル、５３，１
０３，２０３……加熱管、５５，２０５……シー
ルド管、５７，５９，１０５，１０７，１０９，
１１１……栓、６５，１１３，２１３……PBN
出発材料。
HBN、CBNおよびWBNの原子結晶構造を示す
模型図。第２図は本発明の方法に用いる反応セル
の第１好適例を収容した高温高圧装置を示す軸方
向断面図。第３図は本発明の方法に用いる高温高
圧反応セルの第２好適例を示す軸方向断面図。第
４図および第５図はそれぞれ本発明の方法に用い
る反応セルの別の実施例を示す軸方向断面図。第
６図はバンデイーウエントーフの窒化硼素状態図
（図中、Ｓ−CBN；安定CBN、Ｌ；液体）。 第７図は本発明の好適作動領域を示す第６図の
窒化硼素状態図の一部の拡大図（図中〇転換例、
斜線＝転換度；口再転換例、斜線＝再転換度）。 第８図は本発明に従つて製造したクラスター圧
縮体を組込んだ切削工具インサートの斜視図。第
９図、第１０図および第１１図はそれぞれ本発明
に従つて製造したクラスター圧縮体工具と従来の
複合圧縮体工具とを比較して圧縮体工具の摩耗と
時間との関係を示すグラフ（第９図はInconel718
旋削時の工具摩耗、速度110〜120表面ｍ／分、送
り0.127mm／回転、切込み0.508mm、切削剤＝水＋
油、そしてNo.２；標準No.２；Ex.１１；実施例
11。第１０図はＴ−１工具鋼旋削時の工具摩耗、
速度126〜136表面ｍ／分、送り0.127mm／回転、
切込み0.508mm、切削剤乾式、そしてNo.１；標準
No.１、No.２；標準No.２、Ex.９；実施例９。第１
１図はＴ−１焼入鋼旋削時の工具摩耗、速度84〜
93表面ｍ／分、送り0.1092mm／回転、切込み
0.305mm、切削剤乾式、そしてNo.１；標準No.１、
Ex.１２；実施例12。） 第１２図はＲ−PBNのＸ線回折図。第１３図
はＲ−PBNから転換された本発明のCBNクラス
ター圧縮体円板のＸ線回折図。第１４図はＲ−
PBNから転換された本発明のCBNクラスター圧
縮体の粉砕粉末サンプルのＸ線回折図。第１５図
は本発明のクラスター圧縮体の微結晶寸法と処理
温度との関係を示すグラフ（図中、CBN−Ｄ；
CBN〔111〕方向、PCC；粉末転換圧縮体；Ｘ；
Ｘ線、RC；再転換）。 第１６図は本発明のクラスター圧縮体および他
の材料の熱伝導率と材料温度との関係を示すグラ
フ（図中、１５−２８；Ｕ−PBN圧縮体、２
９；HBN粉末転換圧縮体、３０；複合圧縮体、
Ａ；単結晶BeO、Ｂ；多結晶BeO、Ｃ；高純度
銅、〓；ａ型ダイヤモンドＮ＝1.7×1020、
〓；ａ型ダイヤモンドＮ＝3.5×1020）。 第１７図は本発明のクラスター圧縮体の熱伝導
率と処理温度との関係を示すグラフ（図中、
RC；再転換） 第１８図は本発明のCBN圧縮体をヒートシン
クとして設けた電子装置を示す断面図。 １１，１３，１５，２０１……セル、５３，１
０３，２０３……加熱管、５５，２０５……シー
ルド管、５７，５９，１０５，１０７，１０９，
１１１……栓、６５，１１３，２１３……PBN
出発材料。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ (a) 実質的に触媒活性物質のない選択配向・
六方晶系の熱分解窒化硼素を端縁斜切円板の形
状にて、変換している間汚染から上記窒化硼素
を保護する手段を有する反応セルに入れ、 (b) 上記セルおよびその内容物を約50〜100キロ
バールの圧力にて圧縮し、 (c) 上記セルおよびその内容物を窒化硼素状態図
の立方晶系窒化硼素安定領域内の約1800℃以上
の温度に加熱し、 (d) 上記工程(b)および(c)の圧力および温度条件を
上記熱分解窒化硼素の焼結多結晶立方晶系窒化
硼素圧縮体への変換に十分な期間維持し、 (e) 上記セルの加熱をやめ、さらに (f) 上記セルに加えられた圧力を解除することを
特徴とする焼結多結晶立方晶系窒化硼素圧縮体の
高温高圧製造方法。 ２ 上記熱分解窒化硼素を基体核形成によつて形
成する特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ 上記熱分解窒化硼素を純度99.99％以上の窒
化硼素とする特許請求の範囲第１又は２項記載の
方法。 ４ 上記熱分解窒化硼素の密度を1.8〜2.28ｇ／
cm3とする特許請求の範囲第１乃至３項のいずれか
に記載の方法。 ５ 上記保護手段が、変換中に上記窒化硼素を包
囲するための金属シールドよりなる特許請求の範
囲第１乃至４項のいずれかに記載の方法。 ６ 上記窒化硼素を単一本体とする特許請求の範
囲第１乃至５項のいずれかに記載の方法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US05/812,283 US4188194A (en) | 1976-10-29 | 1977-07-01 | Direct conversion process for making cubic boron nitride from pyrolytic boron nitride |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5433510A JPS5433510A (en) | 1979-03-12 |
| JPS63394B2 true JPS63394B2 (ja) | 1988-01-06 |
Family
ID=25209106
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7877378A Granted JPS5433510A (en) | 1977-07-01 | 1978-06-30 | Cubic boronnnitride compressed body and method of making same |
Country Status (20)
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