WO2020066517A1 - 立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法 - Google Patents

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cubic boron
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久木野　暁
慧 平井
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住友電工ハードメタル株式会社
住友電気工業株式会社
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    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
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Definitions

  • the present disclosure relates to a cubic boron nitride polycrystal and a method for producing the same.
  • This application claims the priority based on Japanese Patent Application No. 2018-182264 filed on Sep. 27, 2018. The entire contents described in the Japanese patent application are incorporated herein by reference.
  • Cubic boron nitride (hereinafter also referred to as “cBN”) has hardness next to diamond and is excellent in thermal stability and chemical stability.
  • cBN is more stable for iron-based materials than diamond. Therefore, a cubic boron nitride sintered body has been used as a processing tool for iron-based materials.
  • a cubic boron nitride sintered body containing about 10 to 40% by volume of a binder has been used.
  • the binder has caused the strength and thermal diffusivity of the sintered body to be reduced.
  • the heat load is increased, and the cutting edge tends to be chipped or cracked, and the tool life tends to be shortened.
  • cubic boron nitride containing no binder is sintered by directly converting hexagonal boron nitride to cubic boron nitride under ultra-high pressure and high temperature without using a binder. Methods for obtaining the body have been developed.
  • Patent Document 1 discloses that cubic boron nitride is obtained by directly converting low-crystallinity hexagonal boron nitride into a cubic boron nitride sintered body under ultra-high temperature and pressure and sintering. A technique for obtaining a boron sintered body is disclosed.
  • Cubic boron nitride polycrystal according to one embodiment of the present disclosure, A cubic boron nitride polycrystal containing at least 98.5% by volume of cubic boron nitride, The cubic boron nitride polycrystal is a cubic boron nitride polycrystal having a dislocation density of 8 ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to an aspect of the present disclosure A method for producing the above cubic boron nitride polycrystal, Preparing a hexagonal boron nitride powder; Heating and pressurizing the hexagonal boron nitride powder to a temperature of 1900 ° C. or more and 2400 ° C. or less, and a pressure of 8 GPa or more by passing the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride.
  • the stable region of the wurtzite boron nitride is a region that satisfies the following formulas 1 and 2 simultaneously when the temperature is T ° C.
  • a cubic boron nitride polycrystal is provided, wherein a temperature at which the wurtzite boron nitride enters a stable region is 600 ° C. or higher.
  • FIG. 1 is a pressure-temperature phase diagram of boron nitride.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining a method (pattern A) for producing a cubic boron nitride polycrystal according to an embodiment of the present disclosure.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining a method (pattern B) of producing a cubic boron nitride polycrystal according to another embodiment of the present disclosure.
  • FIG. 4 is a diagram for describing a method (pattern C) of manufacturing a cubic boron nitride polycrystal according to another embodiment of the present disclosure.
  • FIG. 1 is a pressure-temperature phase diagram of boron nitride.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining a method (pattern A) for producing a cubic boron nitride polycrystal according to an embodiment of the present disclosure.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining a method (pattern B) of producing a cubic boron
  • FIG. 5 is a diagram for explaining a method (pattern D) of manufacturing a cubic boron nitride polycrystal according to another embodiment of the present disclosure.
  • FIG. 6 is a view for explaining a conventional example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • FIG. 7 is a view for explaining a reference example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • FIG. 8 is a diagram for explaining the aspect ratio of a crystal grain.
  • the cubic boron nitride sintered body of Patent Literature 1 has a high hardness due to a small particle diameter of the cubic boron nitride particles constituting the sintered body, but has a tendency to have reduced toughness. Therefore, when an iron-based material is cut at a high speed using a cubic boron nitride sintered body, chipping or cracking of the cutting edge is likely to occur, and the tool life tends to be shortened.
  • an object of the present invention is to provide a cubic boron nitride polycrystal that can have a long tool life even when used as a tool even in high-speed machining of an iron-based material.
  • a cubic boron nitride polycrystal according to one embodiment of the present disclosure includes: A cubic boron nitride polycrystal containing at least 98.5% by volume of cubic boron nitride, The cubic boron nitride polycrystal is a cubic boron nitride polycrystal or a cubic boron nitride polycrystal having a dislocation density of 8 ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • the cubic boron nitride polycrystal When used as a tool, the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-speed machining of an iron-based material.
  • the dislocation density is preferably 7 ⁇ 10 15 / m 2 or less. According to this, the life of the tool using the cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the cubic boron nitride polycrystal includes a plurality of crystal grains, When the cross section of the cubic boron nitride polycrystal is observed at a magnification of 10,000 times using a scanning electron microscope, the area ratio S1 of crystal grains having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is 20 area% or less. Is preferred. According to this, the life of the tool using the cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the area ratio S1 is preferably 15% by area or less. According to this, the life of the tool using the cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the median diameter d50 of the circle-equivalent diameter of the plurality of crystal grains is preferably 0.1 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less. According to this, the wear resistance of the cubic boron nitride polycrystal is improved.
  • the area ratio S2 of the plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is 5 area% or less. It is preferred that According to this, the life of the tool using the cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to an embodiment of the present disclosure includes: The method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to any one of the above (1) to (6), Preparing a hexagonal boron nitride powder; Heating and pressurizing the hexagonal boron nitride powder to a temperature of 1900 ° C. or more and 2400 ° C. or less, and a pressure of 8 GPa or more by passing the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride.
  • the stable region of the wurtzite boron nitride is a region that satisfies the following formulas 1 and 2 simultaneously when the temperature is T ° C. and the pressure is PGPa, P ⁇ ⁇ 0.0037T + 11.301 Equation 1 P ⁇ ⁇ 0.085T + 117 Equation 2
  • a cubic boron nitride polycrystal is provided, wherein a temperature at which the wurtzite boron nitride enters a stable region is 600 ° C. or higher.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by this method can have a long tool life even in high-speed processing of an iron-based material when used as a tool.
  • the rush temperature is 900 ° C. or higher. According to this, the life of the tool using the obtained cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the inrush temperature is preferably 1200 ° C. or higher. According to this, the life of the tool using the obtained cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • a step of pressurizing the hexagonal boron nitride powder to a pressure of 0.5 GPa to 6 GPa while maintaining a temperature range of -50 ° C to 100 ° C is provided. Is preferred.
  • the gap between the hexagonal boron nitride powders can be compressed, and unnecessary gas present in the hexagonal boron nitride powder can be discharged out of the system. Therefore, it is possible to prevent quality deterioration due to a chemical reaction between the gas and the hexagonal boron nitride powder.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the step of heating and pressurizing is heated at a temperature of 1900 ° C. or more and 2400 ° C. or less and a pressure of 8 GPa or more for 10 minutes or more. It is preferable to include a temperature and pressure holding step of holding. According to this, the life of the tool using the obtained cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment is a cubic boron nitride polycrystal containing 98.5% by volume or more of cubic boron nitride, and the dislocation density of the cubic boron nitride polycrystal is 8%. ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment is a sintered body, usually the sintered body is often intended to include a binder, and therefore, in the present embodiment, the term “polycrystalline” is used. Used.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment contains 98.5% by volume or more of cubic boron nitride and does not substantially contain a binder, a sintering aid, a catalyst, and the like. For this reason, the cubic boron nitride is firmly bonded to each other, and the strength and thermal diffusivity of the cubic boron nitride polycrystal are improved. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-speed machining of an iron-based material.
  • the dislocation density of the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment is 8 ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • the strength and toughness of the cubic boron nitride polycrystal are improved. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-speed machining of an iron-based material.
  • the cubic boron nitride polycrystal contains 98.5% by volume or more of cubic boron nitride. Thereby, the cubic boron nitride polycrystal has excellent hardness, and also has excellent thermal stability and chemical stability.
  • the cubic boron nitride polycrystal has a volume of one or both of compression-type hexagonal boron nitride and wurtzite-type boron nitride in addition to cubic boron nitride in a range where the effects of the present embodiment are exhibited. % Or less may be contained.
  • “compressed hexagonal boron nitride” has a similar crystal structure to normal hexagonal boron nitride, and has a c-axis plane spacing that is larger than that of normal hexagonal boron nitride (0.333 nm). Show small ones.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment may contain unavoidable impurities as long as the effects of the present embodiment are exhibited.
  • Examples of inevitable impurities include hydrogen, oxygen, carbon, alkali metal elements (lithium (Li), sodium (Na), potassium (K), etc.) and alkaline earth metal elements (calcium (Ca), magnesium (Mg), etc.). And the like.
  • the content of the unavoidable impurities is preferably 0.1% by volume or less.
  • the content of the unavoidable impurities can be measured by secondary ion mass spectrometry (SIMS).
  • the cubic boron nitride polycrystal substantially does not contain a binder, a sintering aid, a catalyst, and the like. Thereby, the strength and thermal diffusivity of the cubic boron nitride polycrystal are improved.
  • the content of cubic boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is preferably from 98.5% by volume to 100% by volume, and more preferably from 99% by volume to 100% by volume.
  • the total content of the compression-type hexagonal boron nitride and the wurtzite-type boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is preferably from 0% by volume to 1.5% by volume, more preferably from 0% by volume to 1% by volume. More preferably, 0 vol% is most preferable. That is, it is most preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not include any of compression-type hexagonal boron nitride and wurtzite-type boron nitride.
  • the content of the compressed hexagonal boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is preferably from 0% by volume to 1.5% by volume, more preferably from 0% by volume to 1% by volume, and most preferably 0% by volume. . That is, it is most preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not include the compression type hexagonal boron nitride.
  • the content of wurtzite-type boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is preferably from 0% by volume to 1.5% by volume, more preferably from 0% by volume to 1% by volume, and most preferably 0% by volume. That is, it is most preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not contain wurtzite-type boron nitride.
  • the content (volume%) of cubic boron nitride, compressed hexagonal boron nitride and wurtzite boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal can be measured by an X-ray diffraction method.
  • the specific measuring method is as follows.
  • the cubic boron nitride polycrystal is cut with a diamond grindstone electrodeposited wire, and the cut surface is used as an observation surface.
  • Characteristic X-ray Cu-K ⁇ (wavelength 1.54 °) Tube voltage: 45kV Tube current: 40mA Filter: Multilayer mirror Optical system: Focusing method X-ray diffraction method: ⁇ -2 ⁇ method.
  • the content of the compression-type hexagonal boron nitride can be obtained by calculating the value of peak intensity A / (peak intensity A + peak intensity B + peak intensity C).
  • the content of wurtzite boron nitride can be obtained by calculating the value of peak intensity B / (peak intensity A + peak intensity B + peak intensity C).
  • the content of cubic boron nitride can be obtained by calculating the value of peak intensity C / (peak intensity A + peak intensity B + peak intensity C).
  • the above X-ray peak intensity ratio is determined by the volume ratio in the cubic boron nitride polycrystal. Can be considered.
  • the dislocation density of the cubic boron nitride polycrystal is 8 ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • the dislocation density is preferably 7 ⁇ 10 15 / m 2 or less, more preferably 6 ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • the lower limit of the dislocation density is not particularly limited, it can be 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 or more from the viewpoint of manufacturing.
  • the dislocation density is calculated by the following procedure.
  • a test piece made of cubic boron nitride polycrystal is prepared.
  • the observation surface is 2.0 mm ⁇ 2.0 mm and the thickness is 1.0 mm.
  • the observation surface of the test piece is polished.
  • X-ray diffraction measurement conditions X-ray source: synchrotron radiation Equipment conditions: detector NaI (cut off the fluorescence with an appropriate ROI) Energy: 18 keV (wavelength: 0.6888 °) Dispersion crystal: Si (111) Incident slit: width 5 mm x height 0.5 mm Light receiving slit: Double slit (width 3mm x height 0.5mm) Mirror: Platinum-coated mirror Incident angle: 2.5 mrad Scanning method: 2 ⁇ - ⁇ scan Measurement peaks: six (111), (200), (220), (311), (400), and (331) cubic boron nitrides. However, when it is difficult to obtain a profile due to the texture and orientation, the peak of the plane index is excluded.
  • Measurement conditions The number of measurement points should be 9 or more in the half width.
  • the peak top intensity shall be 2000counts or more. Since the tail of the peak is also used in the analysis, the measurement range is about 10 times the half width.
  • the line profile obtained by the above-mentioned X-ray diffraction measurement has a shape including both the true spread caused by a physical quantity such as non-uniform strain of the sample and the spread caused by the device.
  • a component caused by the apparatus is removed from the measured line profile to obtain a true line profile.
  • the true line profile is obtained by fitting the obtained line profile and the line profile caused by the device with a pseudo Voigt function, and subtracting the line profile caused by the device.
  • the diffraction line spread caused by the device can be regarded as zero.
  • the dislocation density is calculated by analyzing the obtained true line profile using the modified Williamson-Hall method and the modified Warren-Averbach method.
  • the modified Williamson-Hall method and the modified Warren-Averbach method are known line profile analysis methods used for obtaining dislocation density.
  • lnA (L) lnA S ( L) - in ( ⁇ L 2 ⁇ b 2/2) ln (R e / L) (K 2 C) + O (K 2 C) 2 (IV) (the formula (IV), A (L) is the Fourier series, a S (L) is the Fourier series regarding crystallite size, L is shows a Fourier length.)
  • the cubic boron nitride polycrystal is composed of cubic boron nitride grains and, optionally, a plurality of grains including compression-type hexagonal boron nitride grains and wurtzite-type boron nitride grains.
  • the area ratio S1 of crystal grains having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more (hereinafter, also referred to as “area ratio S1”) Is not more than 20 area%.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle having the same area as the area of the crystal grain in the cross section.
  • the cubic boron nitride polycrystal has improved homogeneity in the structure of the sintered body, so that strength and toughness are improved, and a long tool life can be obtained even in high-speed processing of an iron-based material.
  • the homogeneity of the crystal structure of the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment can be confirmed by, for example, observing the cubic boron nitride with an SEM (Scanning Electron Microscope, scanning electron microscope). it can.
  • the area ratio S1 of crystal grains having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is preferably 0 to 20 area%, more preferably 0 to 15 area%, and still more preferably 0 to 10 area%.
  • the plurality of crystal grains contained in the cubic boron nitride polycrystal preferably have a median diameter d50 (hereinafter also referred to as “median diameter d50”) of an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and 0.5 ⁇ m or less.
  • median diameter d50 the median diameter of a cubic boron nitride polycrystal is improved as the grain size of the crystal grains is smaller. For this reason, the grain size of the crystal grains constituting the cubic boron nitride polycrystal has been reduced (for example, less than 100 nm in average grain size), but this has tended to reduce toughness.
  • the median diameter d50 of the equivalent circle diameter of the crystal grains is more preferably 0.15 ⁇ m or more and 0.35 ⁇ m or less, and further preferably 0.2 ⁇ m or more and 0.3 ⁇ m or less.
  • the area ratio S2 of the plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more Is preferably 5% by area or less.
  • a decrease in toughness due to a reduction in grain size was compensated for by the presence of a plate-like structure in the cubic polycrystal.
  • the plate-like particles suddenly fall off from the cutting edge and cause chipping of the cutting edge particularly during high-efficiency machining of difficult-to-cut materials, which causes a variation and a reduction in tool life.
  • the content of plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is reduced. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal is unlikely to cause a sudden loss of the cutting edge caused by the plate-like particles, and can have a long tool life even in high-speed machining of an iron-based material.
  • the area ratio S2 of the plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is preferably 0 area% or more and 5 area% or less, more preferably 0 area% or more and 3 area% or less, and still more preferably 0 area% or more and 2 area% or less.
  • cubic boron nitride polycrystal When the cubic boron nitride polycrystal is used as a part of a cutting tool, a portion of the cubic boron nitride polycrystal is cut out by wire electric discharge machining or a diamond grindstone electrodeposited wire, and the cut cross section is cut. Polishing and arbitrarily setting five measurement points on the polished surface.
  • Binarization processing is performed on each of the five SEM images so that the crystal grain boundaries become clear. For example, using image processing software (Win @ Roof @ ver. 7.4.5), automatic binarization is performed, and the threshold value is appropriately checked and finely adjusted by checking the image. For example, the finely adjusted threshold value is 75.
  • the aspect ratio of each crystal grain, the area of each crystal grain, and the distribution of the circle equivalent diameter of the crystal grain Is calculated.
  • the aspect ratio means a value (major axis / minor axis) of the ratio of the major axis to the minor axis on the cut surface.
  • first line segment The longest line segment that can be drawn inside the crystal grain (both ends are in contact with the crystal grain boundary) (hereinafter also referred to as “first line segment”) is specified, and the first line segment is specified. Measure the length L1.
  • the longest line segment (hereinafter, also referred to as “second line segment”) that is perpendicular to the first line segment and that can be drawn inside the crystal grain (both ends contact the crystal grain boundary). ) Is specified, and the length L2 of the second line segment is measured.
  • (C) Calculate the value (L1 / L2) of the ratio of the length L1 of the first line segment to the length L2 of the second line segment.
  • the value of (L1 / L2) is defined as the aspect ratio.
  • the area ratio S1, the area ratio S2, and the median diameter d50 are calculated using the entire measurement visual field as a denominator. Based on the area of each crystal grain and the aspect ratio of each crystal grain, the area ratio S1 of crystal grains having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and the area ratio S2 of plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more are calculated. The median diameter d50 is calculated from the distribution of the circle equivalent diameter of the crystal grains.
  • the cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment is preferably used for a cutting tool, a wear-resistant tool, a grinding tool, and the like.
  • Each of the cutting tool, the wear-resistant tool, and the grinding tool according to the present embodiment may be entirely formed of cubic boron nitride polycrystal, or only a part thereof (for example, in the case of a cutting tool, a cutting edge portion). It may be composed of a cubic boron nitride polycrystal. Further, a coating film may be formed on the surface of each tool.
  • Cutting tools include drills, end mills, replaceable cutting tips for drills, replaceable cutting tips for end mills, replaceable cutting tips for milling, replaceable cutting tips for turning, metal saws, gear cutting tools, reamers , Taps, cutting tools, and the like.
  • ⁇ Dies, scribers, scribing wheels, dressers, etc. can be mentioned as the wear-resistant tools.
  • the grinding tool include a grinding wheel.
  • FIG. 1 is a pressure-temperature phase diagram of boron nitride.
  • 2 to 5 are diagrams for explaining a method of manufacturing a cubic boron nitride polycrystal according to an embodiment of the present disclosure.
  • FIG. 6 is a view for explaining a conventional example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • FIG. 7 is a view for explaining a reference example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present embodiment is the method for producing the cubic boron nitride polycrystal of the first embodiment.
  • the production method includes a step of preparing hexagonal boron nitride powder (hereinafter, also referred to as a “preparation step”), and passing the hexagonal boron nitride powder through a temperature and a pressure in a stable region of wurtzite-type boron nitride. And a step of heating and pressurizing to a temperature of 1900 ° C. or more and 2400 ° C.
  • the stable region of the wurtzite type boron nitride is a region that satisfies the following formulas 1 and 2 simultaneously when the temperature is T ° C. and the pressure is PGPa, P ⁇ ⁇ 0.0037T + 11.301 Equation 1 P ⁇ ⁇ 0.085T + 117 Equation 2
  • the temperature at which the wurtzite boron nitride enters the stable region is 600 ° C. or higher.
  • the hexagonal boron nitride powder is kept at a temperature in the range of ⁇ 50 ° C. to 100 ° C.
  • a step of pressurizing to a pressure of 6 GPa or less (hereinafter, also referred to as “pretreatment step”) can be provided.
  • the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to this embodiment includes, after the step of heating and pressing, a step of heating and pressing the cubic boron nitride polycrystal obtained at a temperature of 1900 ° C. or more and 2400 ° C. or less, Further, a step of holding for 10 minutes or more under a pressure condition of 8 GPa or more (hereinafter, also referred to as a “temperature and pressure holding step”) can be provided.
  • boron nitride includes hexagonal boron nitride, which is a stable phase at normal temperature and normal pressure, cubic boron nitride, which is a stable phase at high temperature and pressure, and from hexagonal boron nitride to cubic boron nitride.
  • hexagonal boron nitride which is a stable phase at normal temperature and normal pressure
  • cubic boron nitride which is a stable phase at high temperature and pressure
  • hexagonal boron nitride to cubic boron nitride.
  • each phase can be represented by a linear function.
  • the temperature and the pressure in the stable region of each phase can be expressed by using a linear function.
  • wBN stable region the temperature and pressure in the stable region of wurtzite-type boron nitride (referred to as “wBN stable region” in FIG. 1) are expressed by the following formula 1 when the temperature is T ° C. and the pressure is PGPa. It is defined as a temperature and a pressure that simultaneously satisfy the following Expression 2.
  • the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride (referred to as “hBN stable region” in FIG. 1) are represented by the following formula (A) when the temperature is T ° C. and the pressure is PGPa. And the temperature and pressure satisfying the following formula (B) at the same time, or the temperature and pressure satisfying the following formula (C) and the following formula (D) at the same time.
  • the hexagonal boron nitride powder is heated and pressed to a temperature of 1900 ° C. to 2400 ° C. and a pressure of 7.7 GPa or more, preferably 8 GPa or more, more preferably 10 GPa or more.
  • the temperature and pressure are those at which cubic boron nitride having excellent tool performance is obtained.
  • hexagonal boron nitride is brought to a temperature (1900 ° C. or more and 2400 ° C. or less) and a pressure (7.7 GPa or more) within a stable region of cubic boron nitride that can provide cubic boron nitride having excellent tool performance.
  • a path shown in FIG. 6 (hereinafter, also referred to as a “path in FIG. 6”) has been studied as a path of temperature and pressure for this purpose.
  • the pressure is increased from the starting temperature and the starting pressure (normal temperature and normal pressure) to a pressure (for example, 10 GPa or more) in the stable region of cubic boron nitride (arrow E1 in FIG. 6).
  • a pressure for example, 10 GPa or more
  • the control of the heating and pressurizing operation is simple and conventionally employed.
  • the intrusion temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region is less than 600 ° C.
  • the atomic diffusion hardly occurs, and the phase transition from hexagonal boron nitride to the wurtzite-type boron nitride does not occur.
  • Diffusion type phase transition is the main.
  • this cubic boron nitride tends to cause sudden defects during processing, and the tool life tends to be shortened.
  • the temperature (for example, 1500 ° C.) in the stable region of cubic boron nitride is determined from the starting temperature and the starting pressure (normal temperature and normal pressure) so as not to pass through the stable region of wurtzite boron nitride. ) And pressure (for example, 9 GPa) by heating and pressurizing (arrows F1, F2, and F3 in FIG. 7), and then further raising the temperature (for example, 2100 ° C.) (arrow F4 in FIG. 7).
  • hexagonal boron nitride is directly phase-transformed into cubic boron nitride.
  • hexagonal boron nitride and cubic boron nitride have greatly different crystal structures, lattice defects tend to occur during the phase transition. Therefore, this cubic boron nitride tends to have a short tool life.
  • the hexagonal boron nitride and the cubic boron nitride have greatly different crystal structures, the conversion to cubic boron nitride is less than 98.5% by volume. Therefore, the performance of the tool using the obtained cubic boron nitride polycrystal is deteriorated.
  • a hexagonal boron nitride powder is prepared as a raw material of the cubic boron nitride polycrystal.
  • the hexagonal boron nitride powder preferably has a purity (content of hexagonal boron nitride) of 98.5% or more, more preferably 99% or more, and most preferably 100%.
  • the particle size of the hexagonal boron nitride powder is not particularly limited, but may be, for example, 0.1 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less.
  • the hexagonal boron nitride powder is pressurized to a pressure of 0.5 GPa or more and 6 GPa or less while maintaining a temperature range of -50 ° C. or more and 100 ° C. or less using an ultra-high pressure and high temperature generator (arrow in FIG. 2).
  • A1, arrow B1 in FIG. 3, arrow C1 in FIG. 4, and arrow D1 in FIG. 5 are examples of an ultra-high pressure and high temperature generator
  • the gap between the hexagonal boron nitride powders can be compressed, and unnecessary gas existing in the hexagonal boron nitride powder can be discharged out of the system. Therefore, it is possible to prevent quality deterioration due to a chemical reaction between the gas and the hexagonal boron nitride powder.
  • the pretreatment step By performing the pretreatment step, it is possible to increase the density of the hexagonal boron nitride powder to such a degree that the external shape hardly changes even when the pressure is further increased. In this state, the heating and pressurizing step can be performed, so that stable production can be achieved.
  • the temperature in the pretreatment step is preferably maintained in a temperature range of ⁇ 50 ° C. or more and 100 ° C. or less, more preferably in a temperature range of 0 ° C. or more and 50 ° C. or less.
  • the ultimate pressure in the pretreatment step is preferably 0.5 GPa or more and 5 GPa or less, more preferably 1 GPa or more and 3 GPa or less.
  • the pretreatment step is an optional step. Therefore, after the above-described preparation step, a heating and pressing step described later can be performed without performing the pretreatment step.
  • the hexagonal boron nitride powder is heated and pressurized to a temperature of 1900 ° C. or higher and 2400 ° C. or lower and a pressure of 8 GPa or higher through the temperature and pressure in the stable region of wurtzite-type boron nitride (FIG. 2).
  • the temperature at which the wurtzite boron nitride enters the stable region is 600 ° C. or higher.
  • the intrusion temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region means the temperature at the time when the wurtzite boron nitride reaches the stable region for the first time in the heating and pressurizing step.
  • the temperature at which the wurtzite boron nitride enters the stable region is 600 ° C. or higher.
  • hexagonal boron nitride powder is converted into wurtzite-type boron nitride in an environment where atom diffusion easily occurs, and then converted into cubic boron nitride polycrystal. Therefore, in the obtained cubic boron nitride polycrystal, lattice defects are reduced, and the strength and toughness of the cubic boron nitride polycrystal are improved. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-speed machining of an iron-based material.
  • the temperature at which the wurtzite boron nitride enters the stable region is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 1200 ° C. or higher. As the intrusion temperature increases, atomic diffusion tends to occur and lattice defects tend to decrease.
  • the upper limit of the inrush temperature can be, for example, 1500 ° C. or less.
  • the ultimate pressure in the heating and pressurizing step is 8 GPa or more.
  • the upper limit of the ultimate pressure is not particularly limited, but may be, for example, 15 GPa or less.
  • the pressure is preferably increased to 10 GPa or more after the wurtzite-type boron nitride enters the stable region.
  • the holding time of the wurtzite-type boron nitride at the temperature and pressure in the stable region can be, for example, 5 minutes or more and 60 minutes or less.
  • heating and pressurizing step in the paths shown in FIGS. 2 to 5, pressure is applied after heating, and further heating is performed, but the present invention is not limited to this.
  • the method of heating and pressurizing is not particularly limited as long as the intrusion temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region can be set to 600 ° C. or higher. For example, heating and pressurizing may be performed simultaneously. .
  • a cubic boron nitride polycrystal can be obtained by subjecting the hexagonal boron nitride powder to a heating and pressurizing step.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the heating and pressurizing step is heated to a temperature of 1900 ° C. or more and 2400 ° C. or less (hereinafter also referred to as “sintering temperature”) and 8 GPa.
  • a step of holding for 10 minutes or more under the above pressure conditions hereinafter, also referred to as “sintering pressure” can be performed.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a high cubic boron nitride content, and can achieve a longer tool life.
  • the sintering temperature in the temperature and pressure holding step is preferably from 1900 ° C to 2400 ° C, more preferably from 2100 ° C to 2300 ° C.
  • the sintering pressure in the temperature and pressure holding step is preferably 8 GPa or more and 15 GPa or less, and more preferably 9 GPa or more and 12 GPa or less.
  • the sintering time in the temperature and pressure holding step is preferably from 10 minutes to 60 minutes, more preferably from 10 minutes to 30 minutes.
  • the intrusion temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is about 1200 ° C.
  • hexagonal boron nitride powder is converted into wurtzite boron nitride in an environment in which atomic diffusion is very likely to occur.
  • wurtzite boron nitride has few lattice defects and a very low dislocation density.
  • the wurtzite-type boron nitride is further heated to be converted into a cubic boron nitride polycrystal, and then maintained at a temperature of about 2200 ° C. and a pressure of about 9 GPa. These temperature and pressure conditions are such that grain growth of cubic boron nitride does not occur. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has a very low dislocation density and has no coarse grains.
  • the intrusion temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is about 600 ° C. According to this, hexagonal boron nitride powder is converted into wurtzite-type boron nitride in an environment where atomic diffusion occurs. For this reason, wurtzite boron nitride has few lattice defects and low dislocation density.
  • the intrusion temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region is lower than the path in FIG. 2 and non-diffusion phase transition occurs, so that coarse particles may be generated.
  • the wurtzite-type boron nitride is further heated to be converted into a cubic boron nitride polycrystal, and then maintained at a temperature of about 2200 ° C. and a pressure of about 9 GPa.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a low dislocation density, but may have coarse grains.
  • the inrush temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region is about 1200 ° C.
  • hexagonal boron nitride powder is converted into wurtzite boron nitride in an environment in which atomic diffusion is very likely to occur.
  • wurtzite boron nitride has few lattice defects and a very low dislocation density.
  • the wurtzite-type boron nitride is further heated to be converted into a cubic boron nitride polycrystal, and then maintained at a temperature of about 2500 ° C. and a pressure of about 9 GPa. These temperature and pressure conditions cause grain growth of cubic boron nitride. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has a very low dislocation density but has coarse grains.
  • the inrush temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is about 1200 ° C.
  • hexagonal boron nitride powder is converted into wurtzite boron nitride in an environment in which atomic diffusion is very likely to occur.
  • wurtzite boron nitride has few lattice defects and a very low dislocation density.
  • the wurtzite-type boron nitride is further heated to be converted into a cubic boron nitride polycrystal, and then maintained at a temperature of about 2200 ° C. and a pressure of about 15 GPa. These temperature and pressure conditions are such that grain growth of cubic boron nitride does not occur. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has a very low dislocation density and suppresses the formation of coarse grains.
  • a comparison between the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 2 and the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 3 shows that the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. The lower the dislocation density, the less coarse grains. It is considered that the reason for this is that the wurtzite-type boron nitride has a higher entry temperature into the stable region and the atom diffusion is more likely to occur in the route shown in FIG.
  • a comparison between the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 2 and the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 4 shows that the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. There are fewer coarse grains. The reason for this is that the temperature and pressure holding conditions in the stable region of cubic boron nitride are such that no grain growth of cubic boron nitride occurs in the path of FIG. 2, and in the path of FIG. This is considered to be due to conditions that cause grain growth.
  • the dislocation density is the same, but the volume of the obtained sintered body is Is larger in the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route shown in FIG. This is because the holding pressure in the cubic boron nitride stable region is smaller in the path of FIG. Therefore, from the viewpoint of productivity, the path shown in FIG. 2 is more preferable.
  • the production conditions of the cubic boron nitride polycrystal and the composition (composition, dislocation density, area ratio S1 of crystal grains having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or more, and plate-like particles (Area ratio S2, median diameter) and performance.
  • Example 1 to Sample 6 (Pretreatment step) 6 g of hexagonal boron nitride powder ("Denka boron nitride" (trade name) manufactured by Denka Corporation, particle size: 5 m) was prepared. The hexagonal boron nitride powder is placed in a capsule made of molybdenum, and is described in the “first stage pressurizing pressure” column of “pretreatment step” in Table 1 at 25 ° C. (room temperature) using an ultra-high pressure and high temperature generator. The pressure was increased to the required pressure.
  • the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating device was increased to the pressure described in the “second stage pressurizing pressure” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride changed from the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride to the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride.
  • the intrusion temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region was the temperature described in the “wBN stable region intruding temperature” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • the temperature inside the ultrahigh-pressure high-temperature generator was heated to the temperature described in the “Temperature” column of “Temperature and pressure holding step” in Table 1.
  • the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating apparatus maintained the pressure described in the “second stage pressurizing pressure” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • Example 7 to Sample 9 (Pretreatment step) 6 g of hexagonal boron nitride powder ("Denka boron nitride" (trade name) manufactured by Denka Corporation, particle size: 5 m) was prepared. The hexagonal boron nitride powder is placed in a capsule made of molybdenum, and is described in the “first stage pressurizing pressure” column of “pretreatment step” in Table 1 at 25 ° C. (room temperature) using an ultra-high pressure and high temperature generator. The pressure was increased to the required pressure.
  • the temperature in the ultrahigh-pressure high-temperature generating device was heated to the temperature described in the “wBN stable region entry temperature” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating device maintained the pressure described in the “first stage pressurizing pressure” column of the “pretreatment step” in Table 1.
  • the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride changed from the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride to the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride.
  • the intrusion temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region was the temperature described in the “wBN stable region intruding temperature” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • the temperature in the ultrahigh-pressure high-temperature generating device was further heated to the temperature described in the column “Temperature” of “Temperature-pressure maintaining step” in Table 1. During this time, the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating device maintained the pressure described in the “first stage pressurizing pressure” column of the “pretreatment step” in Table 1.
  • Example 10 (Pretreatment step and heating and pressing step) 6 g of hexagonal boron nitride powder ("Denka boron nitride" (trade name) manufactured by Denka Corporation, particle size: 5 m) was prepared. The hexagonal boron nitride powder is placed in a capsule made of molybdenum, and is described in the “first stage pressurizing pressure” column of “pretreatment step” in Table 1 at 25 ° C. (room temperature) using an ultra-high pressure and high temperature generator. Pressure (12 GPa).
  • the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride changed from the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride to the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride.
  • the intrusion temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region was the temperature (25 ° C.) described in the “wBN stable region intrusion temperature” column in the “Heating and pressing step” in Table 1.
  • the temperature in the ultrahigh-pressure high-temperature generating device was further heated to the temperature described in the column “Temperature” of “Temperature-pressure maintaining step” in Table 1. During this time, the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating device maintained the pressure described in the “first stage pressurizing pressure” column of the “pretreatment step” in Table 1.
  • Example 11 (Pretreatment step) 6 g of hexagonal boron nitride powder ("Denka boron nitride" (trade name) manufactured by Denka Corporation, particle size: 5 m) was prepared. The hexagonal boron nitride powder is placed in a capsule made of molybdenum, and is described in the “first stage pressurizing pressure” column of “pretreatment step” in Table 1 at 25 ° C. (room temperature) using an ultra-high pressure and high temperature generator. The pressure was increased to the required pressure.
  • the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating device was increased to the pressure described in the “second stage pressurizing pressure” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride changed from the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride to the temperature and pressure in the stable region of cubic boron nitride.
  • the temperature inside the ultrahigh-pressure high-temperature generator was heated to the temperature described in the “Temperature” column of “Temperature and pressure holding step” in Table 1.
  • the pressure in the ultrahigh-pressure and high-temperature generating apparatus maintained the pressure described in the “second stage pressurizing pressure” column of the “heating and pressurizing step” in Table 1.
  • Control example As a control example, "BN7000" (trade name) manufactured by Sumitomo Electric Hardmetal Corp. was prepared. This is a cubic boron nitride sintered body containing a usual binder.
  • the dislocation densities of the cubic boron nitride polycrystals of Samples 1 to 11 were calculated by analyzing a line profile obtained by X-ray diffraction measurement using the modified Williamson-Hall method and the modified Warren-Averbach method. Since the specific method of calculating the dislocation density is as described in Embodiment 1, the description will not be repeated.
  • the X-ray diffraction measurement was performed at the BL (BL) for Sumitomo Electric within the Saga Prefectural Kyushu Synchrotron Light Research Center. The results are shown in the column of "dislocation density" in Table 1.
  • a cutting speed of 1500 m / min is standard, and when it exceeds 2000 m / min, chipping tends to occur. Therefore, the cutting conditions at a cutting speed of 2500 m / min are high-speed machining conditions.
  • Samples 1 to 8 are manufactured by passing a hexagonal boron nitride powder through a temperature and a pressure in a stable region of wurtzite boron nitride at a temperature of 1900 ° C. to 2400 ° C. and a pressure of 8 GPa or more.
  • a step of heating and pressurizing the wurtzite-type boron nitride to a stable region is performed at a temperature of 600 ° C. or higher, which corresponds to an example.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Samples 1 to 8 each contain 98.5% by volume or more of cubic boron nitride and have a dislocation density of 8 ⁇ 10 15 / m 2 or less, which corresponds to Examples. It was confirmed that the cubic boron nitride polycrystals of Samples 1 to 8 had a long tool life even in high-speed processing of an iron-based material.
  • the intrusion temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region was 600 ° C. or more, and then the pressure was increased to 10 GPa or more in the heating and pressurizing step.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Samples 1 to 6 are more excellent than the cubic boron nitride polycrystals of Samples 7 and 8 obtained without increasing the pressure to 10 GPa or more in the heating and pressing step. Had a long tool life.
  • the intrusion temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region is 600 ° C. or higher, and the pressure is thereafter increased to 10 GPa or higher. It has been confirmed that it is more preferable to include a step of pressurizing to the maximum.
  • the manufacturing methods of Samples 9 and 10 correspond to Comparative Examples in which the wurtzite-type boron nitride has a temperature of entering the stable region of less than 600 ° C.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Samples 9 and 10 contain cubic boron nitride in an amount of 98.5% by volume or more, but have a dislocation density of more than 8 ⁇ 10 15 / m 2 and correspond to Comparative Examples. It was confirmed that the tool life of the cubic boron nitride polycrystals of Samples 9 and 10 was shorter than that of Samples 1 to 8 in high-speed processing of an iron-based material.
  • the method for producing Sample 11 does not pass through the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride, and thus corresponds to Comparative Example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 11 has a cubic boron nitride content of less than 98.5% by volume and a dislocation density of more than 8 ⁇ 10 15 / m 2 , which corresponds to Comparative Example. It was confirmed that the tool life of the cubic boron nitride polycrystal of Sample 11 was shorter than that of Samples 1 to 8 in high-speed processing of an iron-based material.

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Abstract

立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含む立方晶窒化硼素多結晶体であって、立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度は８×１０１５／ｍ２以下である。

Description

立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法
　本開示は、立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法に関する。本出願は、２０１８年９月２７日に出願した日本特許出願である特願２０１８－１８２４６４号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。
　立方晶窒化硼素（以下、「ｃＢＮ」とも記す。）はダイヤモンドに次ぐ硬度を有し、熱的安定性及び化学的安定性にも優れる。また、ｃＢＮは、鉄系材料に対しては、ダイヤモンドよりも安定なため、鉄系材料の加工工具として立方晶窒化硼素焼結体が用いられてきた。
　立方晶窒化硼素焼結体としては、バインダーを１０～４０体積％程度含むものが用いられていた。しかし、バインダーは焼結体の強度、熱拡散性を低下させる原因となっていた。特に、立方晶窒化硼素焼結体を用いて鉄系材料を高速で切削加工する場合に、熱負荷が大きくなり、刃先の欠損や亀裂が生じやすく、工具の寿命が短くなる傾向があった。
　この問題を解決するために、バインダーを用いずに、六方晶窒化硼素を超高圧高温下で立方晶窒化硼素へ直接変換させると同時に焼結させることにより、バインダーを含まない立方晶窒化硼素焼結体を得る方法が開発されている。
　特開平１１－２４６２７１号公報（特許文献１）には、低結晶性の六方晶窒化硼素を超高温高圧下で立方晶窒化硼素焼結体に直接変換させ、かつ焼結させて、立方晶窒化硼素焼結体を得る技術が開示されている。
特開平１１－２４６２７１号公報
　本開示の一態様に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、
　立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含む立方晶窒化硼素多結晶体であって、
　前記立方晶窒化硼素多結晶体は、転位密度が８×１０１５／ｍ２以下である、立方晶窒化硼素多結晶体である。
　本開示の一態様に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法は、
　上記の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法であって、
　六方晶窒化硼素粉末を準備する工程と、
　前記六方晶窒化硼素粉末を、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する工程と、を備え、
　前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式１及び下記式２を同時に満たす領域であり、
　Ｐ≧－０．００３７Ｔ＋１１．３０１　　式１
　Ｐ≦－０．０８５Ｔ＋１１７　　式２
　前記加熱加圧する工程において、前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法である。
図１は、窒化硼素の圧力－温度相図である。 図２は、本開示の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法（パターンＡ）を説明するための図である。 図３は、本開示の他の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法（パターンＢ）を説明するための図である。 図４は、本開示の他の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法（パターンＣ）を説明するための図である。 図５は、本開示の他の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法（パターンＤ）を説明するための図である。 図６は、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の従来例を説明するための図である。 図７は、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の参考例を説明するための図である。 図８は、結晶粒のアスペクト比を説明するための図である。
[本開示が解決しようとする課題]
　特許文献１の立方晶窒化硼素焼結体は、これを構成する立方晶窒化硼素粒子の粒径が小さいため、高い硬度を有するが、一方で、靱性が低下する傾向があった。このため、立方晶窒化硼素焼結体を用いて鉄系材料を高速で切削加工する場合に、刃先の欠損や亀裂が生じやすく、工具の寿命が短くなる傾向があった。
　そこで、本目的は、工具として用いた場合に、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することのできる立方晶窒化硼素多結晶体を提供することを目的とする。
[本開示の効果]
　上記態様によれば、立方晶窒化硼素多結晶体は、工具として用いた場合に、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　［本開示の実施形態の説明］
　最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
　（１）本開示の一態様に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、
　立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含む立方晶窒化硼素多結晶体であって、
　前記立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度は８×１０１５／ｍ２以下である、立方晶窒化硼素多結晶体、立方晶窒化硼素多結晶体である。
　この立方晶窒化硼素多結晶体は、工具として用いた場合に、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　（２）前記転位密度は７×１０１５／ｍ２以下であることが好ましい。これによると、立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　（３）前記立方晶窒化硼素多結晶体は、複数の結晶粒を含み、
　前記立方晶窒化硼素多結晶体において、その断面を走査型電子顕微鏡を用いて１００００倍の倍率で観察した場合、円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１は２０面積％以下であることが好ましい。これによると、立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　（４）前記面積比率Ｓ１は１５面積％以下であることが好ましい。これによると、立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　（５）前記複数の結晶粒の円相当径のメジアン径ｄ５０は０．１μｍ以上０．５μｍ以下であることが好ましい。これによると、立方晶窒化硼素多結晶体の耐摩耗性が向上する。
　（６）前記立方晶窒化硼素多結晶体において、その断面を走査型電子顕微鏡を用いて１００００倍の倍率で観察した場合、アスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２は５面積％以下であることが好ましい。これによると、立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　（７）本開示の一態様に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法は、
　上記（１）から（６）のいずれかに記載の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法であって、
　六方晶窒化硼素粉末を準備する工程と、
　前記六方晶窒化硼素粉末を、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する工程と、を備え、
　前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式１及び下記式２を同時に満たす領域であり、
　Ｐ≧－０．００３７Ｔ＋１１．３０１　　式１
　Ｐ≦－０．０８５Ｔ＋１１７　　式２
　前記加熱加圧する工程において、前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法である。
　この方法で得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、工具として用いた場合に、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　（８）前記突入温度は９００℃以上であることが好ましい。これによると、得られた立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　（９）前記突入温度は１２００℃以上であることが好ましい。これによると、得られた立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　（１０）前記加熱加圧する工程の前に、前記六方晶窒化硼素粉末を、－５０℃以上１００℃以下の温度範囲を保持しつつ、０．５ＧＰａ以上６ＧＰａ以下の圧力まで加圧する工程を備えることが好ましい。
　上記工程を行うことにより、六方晶窒化硼素粉末の間隙を圧縮し、六方晶窒化硼素粉末中に存在する不要なガスを系外に排出することができる。よって、当該ガスと六方晶窒化硼素粉末との化学反応に起因する品質低下を防止することができる。
　上記工程を行うことにより、更なる加圧を行っても外形の変化がほとんど生じない程度に六方晶窒化硼素粉末の密度を高くすることができる。この状態で、加熱加圧する工程を行うことができるため、安定して製造することができる。
　（１１）前記加熱加圧する工程の後に、前記加熱加圧する工程により得られた立方晶窒化硼素多結晶体を、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力条件下で１０分以上保持する温度圧力保持工程を備えることが好ましい。これによると、得られた立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具の寿命が更に向上する。
　［本開示の実施形態の詳細］
　本開示の一実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法を、以下に図面を参照しつつ説明する。
　［実施の形態１：立方晶窒化硼素多結晶体］
　本開示の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体について説明する。
　＜立方晶窒化硼素多結晶体＞
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含む立方晶窒化硼素多結晶体であって、該立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度は８×１０１５／ｍ２以下である。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体は焼結体であるが、通常焼結体とはバインダーを含むことを意図する場合が多いため、本実施形態では「多結晶体」という用語を用いている。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、工具として用いた場合、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。この理由は、下記の（i）及び（ii）の通りと推察される。
　（i）本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含み、実質的にバインダー、焼結助剤、触媒等を含まない。このため、立方晶窒化硼素同士が強固に結合しており、立方晶窒化硼素多結晶体の強度及び熱拡散性が向上している。よって、該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　（ii）本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度は８×１０１５／ｍ２以下である。該立方晶窒化硼素多結晶体では、多結晶体中の格子欠陥が減少しているため、立方晶窒化硼素多結晶体の強度及び靱性が向上している。よって、該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　＜組成＞
　立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含む。これにより、立方晶窒化硼素多結晶体は、優れた硬度を有し、熱的安定性及び化学的安定性にも優れる。
　立方晶窒化硼素多結晶体は、本実施形態の効果を示す範囲において、立方晶窒化硼素に加えて、圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型窒化硼素の一方又は両方を合計で１．５体積％以下含んでいても構わない。ここで、「圧縮型六方晶窒化硼素」とは、通常の六方晶窒化硼素と結晶構造が類似し、ｃ軸方向の面間隔が通常の六方晶窒化硼素の面間隔（０．３３３ｎｍ）よりも小さいものを示す。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、本実施形態の効果を示す範囲において不可避不純物を含んでいても構わない。不可避不純物としては、例えば、水素、酸素、炭素、アルカリ金属元素（リチウム（Ｌｉ）、ナトリウム（Ｎａ）、カリウム（Ｋ）等）及びアルカリ土類金属元素（カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）等）等の金属元素を挙げることができる。立方晶窒化硼素多結晶体が不可避不純物を含む場合は、不可避不純物の含有量は０．１体積％以下であることが好ましい。不可避不純物の含有量は、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）により測定することができる。
　該立方晶窒化硼素多結晶体は、実質的にバインダー、焼結助剤、触媒等を含まない。これにより、立方晶窒化硼素多結晶体の強度及び熱拡散性が向上している。
　立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の含有率は、９８．５体積％以上１００体積％以下が好ましく、９９体積％以上１００体積％以下が更に好ましい。
　立方晶窒化硼素多結晶体中の圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型窒化硼素の含有率の合計は、０体積％以上１．５体積％以下が好ましく、０体積％以上１体積％以下が更に好ましく、０体積％が最も好ましい。すなわち、立方晶窒化硼素多結晶体には、圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型窒化硼素のいずれも含まれないことが最も好ましい。
　立方晶窒化硼素多結晶体中の圧縮型六方晶窒化硼素の含有率は０体積％以上１．５体積％以下が好ましく、０体積％以上１体積％以下がより好ましく、０体積％が最も好ましい。すなわち、立方晶窒化硼素多結晶体には、圧縮型六方晶窒化硼素が含まれないことが最も好ましい。
　立方晶窒化硼素多結晶体中のウルツ鉱型窒化硼素の含有率は０体積％以上１．５体積％以下が好ましく、０体積％以上１体積％以下がより好ましく、０体積％が最も好ましい。すなわち、立方晶窒化硼素多結晶体には、ウルツ鉱型窒化硼素が含まれないことが最も好ましい。
　立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素、圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型窒化硼素の含有率（体積％）は、Ｘ線回折法により測定することができる。具体的な測定方法は下記の通りである。
　立方晶窒化硼素多結晶体をダイヤモンド砥石電着ワイヤーで切断し、切断面を観察面とする。
　Ｘ線回折装置（Ｒｉｇａｋｕ社製「ＭｉｎｉＦｌｅｘ６００」（商品名））を用いて立方晶窒化硼素多結晶体の切断面のＸ線スペクトルを得る。このときのＸ線回折装置の条件は、下記の通りとする。
　特性Ｘ線：　Ｃｕ－Ｋα（波長１．５４Å）
　管電圧：　４５ｋＶ
　管電流：　４０ｍＡ
　フィルター：　多層ミラー
　光学系：　集中法
　Ｘ線回折法：　θ－２θ法。
　得られたＸ線スペクトルにおいて、下記のピーク強度Ａ、ピーク強度Ｂ及びピーク強度Ｃを測定する。
　ピーク強度Ａ：回折角２θ＝２８．５°付近のピーク強度から、バックグランドを除いた圧縮型六方晶窒化硼素のピーク強度。
　ピーク強度Ｂ：回折角２θ＝４０．８°付近のピーク強度から、バックグラウンドを除いたウルツ鉱型窒化硼素のピーク強度。
　ピーク強度Ｃ：回折角２θ＝４３．５°付近のピーク強度から、バックグラウンドを除いた立方晶窒化硼素のピーク強度。
　圧縮型六方晶窒化硼素の含有率は、ピーク強度Ａ／（ピーク強度Ａ＋ピーク強度Ｂ＋ピーク強度Ｃ）の値を算出することにより得られる。ウルツ鉱型窒化硼素の含有率は、ピーク強度Ｂ／（ピーク強度Ａ＋ピーク強度Ｂ＋ピーク強度Ｃ）の値を算出することにより得られる。立方晶窒化硼素の含有率は、ピーク強度Ｃ／（ピーク強度Ａ＋ピーク強度Ｂ＋ピーク強度Ｃ）の値を算出することにより得られる。圧縮型六方晶窒化硼素、ウルツ鉱型窒化硼素及び立方晶窒化硼素は、全て同程度の電子的な重みを有するため、上記のＸ線ピーク強度比を立方晶窒化硼素多結晶体中の体積比と見なすことができる。
　＜転位密度＞
　立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度は８×１０１５／ｍ２以下である。該立方晶窒化硼素多結晶では、多結晶体中の格子欠陥が減少しているため、立方晶窒化硼素多結晶体の強度及び靱性が向上している。よって、該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。転位密度は、７×１０１５／ｍ２以下が好ましく、６×１０１５／ｍ２以下が更に好ましい。転位密度の下限値は特に限定されないが、製造上の観点から、１．０×１０１５／ｍ２以上とすることができる。
　本明細書において、転位密度とは下記の手順により算出される。
　立方晶窒化硼素多結晶体からなる試験片を準備する。試験片の大きさは、観察面が２．０ｍｍ×２．０ｍｍであり、厚みが１．０ｍｍである。試験片の観察面を研磨する。
　該試験片の観察面について、下記の条件でＸ線回折測定を行い、立方晶窒化硼素の主要な方位である（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（４００）、（３３１）の各方位面からの回折ピークのラインプロファイルを得る。
　（Ｘ線回折測定条件）
　Ｘ線源：放射光
　装置条件：検出器ＮａＩ（適切なＲＯＩにより蛍光をカットする。）
　エネルギー：１８ｋｅＶ（波長：０．６８８８Å）
　分光結晶：Ｓｉ（１１１）
　入射スリット：幅５ｍｍ×高さ０．５ｍｍ
　受光スリット：ダブルスリット（幅３ｍｍ×高さ０．５ｍｍ）
　ミラー：白金コート鏡
　入射角：２．５ｍｒａｄ
　走査方法：２θ－θｓｃａｎ
　測定ピーク：立方晶窒化硼素の（１１１）、（２００）、（２２０）、（３１１）、（４００）、（３３１）の６本。ただし、集合組織、配向によりプロファイルの取得が困難な場合は、その面指数のピークを除く。
　測定条件：半値幅中に、測定点が９点以上となるようにする。ピークトップ強度は２０００counts以上とする。ピークの裾も解析に使用するため、測定範囲は半値幅の１０倍程度とする。
　上記のＸ線回折測定により得られるラインプロファイルは、試料の不均一ひずみなどの物理量に起因する真の拡がりと、装置起因の拡がりの両方を含む形状となる。不均一ひずみや結晶子サイズを求めるために、測定されたラインプロファイルから、装置起因の成分を除去し、真のラインプロファイルを得る。真のラインプロファイルは、得られたラインプロファイルおよび装置起因のラインプロファイルを擬Voigt関数によりフィッティングし、装置起因のラインプロファイルを差し引くことにより得る。装置起因の回折線拡がりを除去するための標準サンプルとしては、ＬａＢ６を用いた。また、平行度の高い放射光を用いる場合は、装置起因の回折線拡がりは０とみなすことができる。
　得られた真のラインプロファイルを修正Williamson-Hall法及び修正Warren-Averbach法を用いて解析することによって転位密度を算出する。修正Williamson-Hall法及び修正Warren-Averbach法は、転位密度を求めるために用いられている公知のラインプロファイル解析法である。
　修正Williamson-Hall法の式は、下記式（Ｉ）で示される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
（上記式（Ｉ）において、ΔＫはラインプロファイルの半値幅、Ｄは結晶子サイズ、Ｍは配置パラメータ、ｂはバーガースベクトル、ρは転位密度、Ｋは散乱ベクトル、Ｏ（Ｋ２Ｃ）はＫ２Ｃの高次項、Ｃはコントラストファクターの平均値を示す。）
　上記式（I）におけるＣは、下記式（II）で表される。
　Ｃ＝Ｃh00［１－q(h２k２＋h２l２＋k２l２)/(h２＋k２＋l２)２］　（II）。
　上記式（II）において、らせん転位と刃状転位におけるそれぞれのコントラストファクターＣh00およびコントラストファクターに関する係数qは、計算コードＡＮＩＺＣを用い、すべり系が＜１１０＞｛１１１｝、弾性スティフネスＣ11が８．４４ＧＰａ、Ｃ12が１．９ＧＰａ、Ｃ44が４．８３ＧＰａとして求める。コントラストファクターＣh00は、らせん転位は０．２０３であり、刃状転位は０．２１２である。コントラストファクターに関する係数qは、らせん転位は１．６５であり、刃状転位は０．５８である。なお、らせん転位比率は０．５、刃状転位比率は０．５に固定する。
　また、転位と不均一ひずみの間にはコントラストファクターＣを用いて下記式（III）の関係が成り立つ。
　＜ε(Ｌ)２＞＝(ρＣｂ２/４π)ln(Ｒｅ/Ｌ)　（III）
（上記式（III）において、Ｒｅは転位の有効半径を示す。）
　上記式（III）の関係と、Warren-Averbachの式より、下記式（IV）の様に表すことができ、修正Warren-Averbach法として、転位密度ρ及び結晶子サイズを求めることができる。
　lnA（Ｌ）＝lnAＳ(Ｌ)－(πＬ２ρｂ２/２)ln(Ｒｅ/Ｌ)(Ｋ２Ｃ)＋Ｏ(Ｋ２Ｃ)２　(IV)（上記式（IV）において、A(Ｌ)はフーリエ級数、AＳ(Ｌ)は結晶子サイズに関するフーリエ級数、Ｌはフーリエ長さを示す。）
　修正Williamson-Hall法及び修正Warren-Averbach法の詳細は、“T.　Ungar　and　A.　Borbely,　“The　effect　of　dislocation　contrast　on　x-ray　line　broadening:　A　new　approach　to　line　profile　analysis”　Appl.　Phys.　Lett.,　vol.　69,　no.　21,　p.　3173,　1996.”及び“T.　Ungar,　S.　Ott,　P.　Sanders,　A.　Borbely,　J.　Weertman,　“Dislocations,　grain　size　and　planar　faults　in　nanostructured　copper　determined　by　high　resolution　X-ray　diffraction　and　a　new　procedure　of　peak　profile　analysis”　Acta　Mater.,　vol.　46,　no.　10,　pp.　3693　-　3699,　1998.”に記載されている。
　＜結晶粒＞
　（円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１）
　立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素の結晶粒、並びに、任意で圧縮型六方晶窒化硼素の結晶粒及びウルツ鉱型窒化硼素の結晶粒を含む複数の結晶粒から構成される。立方晶窒化硼素多結晶体において、その断面を走査型電子顕微鏡を用いて１００００倍の倍率で観察した場合、円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１（以下、「面積比率Ｓ１」とも記す。）は２０面積％以下である。ここで円相当径とは、該断面において、結晶粒の面積と同一の面積を有する円の直径を意味する。
　該立方晶窒化硼素多結晶体では、円相当径が１μｍ以上の粗大粒の含有率が低減されている。よって、該立方晶窒化硼素多結晶体は、焼結体組織の均質性が向上するため、強度及び靱性が向上し、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の結晶体組織が均質であることは、例えば、立方晶窒化硼素をＳＥＭ（Scanning　Electron　Microscope、走査型電子顕微鏡）で観察することにより確認することができる。
　円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１は、０面積％以上２０面積％以下が好ましく、０面積％以上１５面積％以下がより好ましく、０面積％以上１０面積％以下が更に好ましい。
　（メジアン径ｄ５０）
　立方晶窒化硼素多結晶体に含まれる複数の結晶粒は、円相当径のメジアン径ｄ５０（以下、「メジアン径ｄ５０」とも記す。）が０．１μｍ以上０．５μｍ以下であることが好ましい。従来、立方晶窒化硼素多結晶体は、結晶粒の粒径が小さいほど切削性能が向上すると考えられていた。このため、立方晶窒化硼素多結晶体を構成する結晶粒の粒径を小さくしていた（例えば、平均粒径１００ｎｍ未満）が、これにより靱性が低下する傾向があった。一方、本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体においては、結晶粒の粒径が、従来に比べて大きいため、立方晶窒化硼素多結晶体の靱性が向上し、耐摩耗性が向上する。結晶粒の円相当径のメジアン径ｄ５０は、０．１５μｍ以上０．３５μｍ以下がより好ましく、０．２μｍ以上０．３μｍ以下が更に好ましい。
　（アスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２）
　立方晶窒化硼素多結晶体において、その断面を走査型電子顕微鏡を用いて１００００倍の倍率で観察した場合、アスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２（以下、「面積比率Ｓ２」とも記す。）が５面積％以下であることが好ましい。従来の立方晶窒化硼素多結晶体では、粒径を小さくすることに伴う靱性の低下を、立方晶多結晶体中に板状組織を存在させることにより補っていた。しかし、この板状粒子は、特に難削材の高能率加工中に、突発的に刃先から脱落して刃先の欠損を生じさせるため、工具寿命のばらつき及び低下の要因となっていた。
　本実施形態に係る該立方晶窒化硼素多結晶体においては、アスペクト比が４以上の板状粒子の含有率が低減されている。よって、該立方晶窒化硼素多結晶体は、板状粒子に起因する突発的な刃先の欠損が生じにくく、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　アスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２は、０面積％以上５面積％以下が好ましく、０面積％以上３面積％以下がより好ましく、０面積％以上２面積％以下が更に好ましい。
　（面積比率Ｓ１、面積比率Ｓ２、及び、結晶粒の円相当径のメジアン径ｄ５０の測定方法）
　本明細書において、立方晶窒化硼素多結晶体における円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１、アスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２、及び、立方晶窒化硼素多結晶体に含まれる複数の結晶粒の円相当径のメジアン径ｄ５０とは、任意に選択された５箇所の各測定箇所において、面積比率Ｓ１、面積比率Ｓ２及び結晶粒のメジアン径ｄ５０をそれぞれ測定し、これらの平均値を算出することにより得られた値を意味する。
　なお、出願人が測定した限りでは、同一の試料において面積比率Ｓ１、面積比率Ｓ２及びメジアン径ｄ５０を測定する限り、立方晶窒化硼素多結晶体における測定視野の選択個所を変更して複数回算出しても、測定結果のばらつきはほとんどなく、任意に測定視野を設定しても恣意的にはならないことが確認された。
　立方晶窒化硼素多結晶体が切削工具の一部として用いられている場合は、立方晶窒化硼素多結晶体の部分を、ワイヤー放電加工やダイヤモンド砥石電着ワイヤー等で切り出して、切り出した断面を研磨し、当該研磨面において５箇所の測定箇所を任意に設定する。
　各測定箇所における面積比率Ｓ１、面積比率Ｓ２及び結晶粒の円相当径のメジアン径ｄ５０の測定方法について下記に具体的に説明する。
　測定箇所が露出するように立方晶窒化硼素多結晶体をワイヤー放電加工やダイヤモンド砥石電着ワイヤー等で切断し、切断面を研磨する。当該研磨面上の測定箇所をＳＥＭ（日本電子株式会社社製「ＪＳＭ－７５００Ｆ」（商品名））を用いて観察し、ＳＥＭ画像を得る。測定視野のサイズは１２μｍ×１５μｍとし、観察倍率は１００００倍とする。
　５つのＳＥＭ画像のそれぞれについて、結晶粒界が鮮明になるように、二値化処理を行う。例えば、画像処理ソフト（Ｗｉｎ　Ｒｏｏｆ　ｖｅｒ．７．４．５）を用い、自動二値化を実施し、閾値を適宜画像を確認して微調整する。例えば、微調整した閾値は７５である。
　測定視野内に観察される結晶粒の粒界を分離した状態で、上記の画像処理ソフトを用いて、各結晶粒のアスペクト比及び各結晶粒の面積、及び、結晶粒の円相当径の分布を算出する。ここでアスペクト比は、切断面における結晶粒の長径と短径との比の値（長径／短径）を意味する。結晶粒の形状が図８に示されるような不定形状の場合は、アスペクト比は、画像処理ソフトを用いて、下記（ａ）～（ｃ）の手順に従い算出される。
　（ａ）結晶粒の内部で引くことができる（両端が結晶粒界に接する）最も長い線分（以下、「第１の線分」とも記す。）を特定し、該第１の線分の長さＬ１を測定する。
　（ｂ）上記の第１の線分に直交し、かつ、結晶粒の内部で引くことができる（両端が結晶粒界に接する）最も長い線分（以下、「第２の線分」とも記す。）を特定し、該第２の線分の長さＬ２を測定する。
　（ｃ）第１の線分の長さＬ１と第２の線分の長さＬ２との比の値（Ｌ１／Ｌ２）を算出する。該（Ｌ１／Ｌ２）の値をアスペクト比とする。
　面積比率Ｓ１、面積比率Ｓ２及びメジアン径ｄ５０は、測定視野の全体を分母として算出する。各結晶粒の面積及び各結晶粒のアスペクト比に基づき、円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１及びアスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２を算出する。結晶粒の円相当径の分布から、メジアン径ｄ５０を算出する。
　＜用途＞
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体は、切削工具、耐摩工具、研削工具などに用いることが好適である。
　本実施形態に係る切削工具、耐摩工具および研削工具はそれぞれ、その全体が立方晶窒化硼素多結晶体で構成されていても良いし、その一部（たとえば切削工具の場合、刃先部分）のみが立方晶窒化硼素多結晶体で構成されていても良い。さらに、各工具の表面にコーティング膜が形成されていても良い。
　切削工具としては、ドリル、エンドミル、ドリル用刃先交換型切削チップ、エンドミル用刃先交換型切削チップ、フライス加工用刃先交換型切削チップ、旋削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、切削バイトなどを挙げることができる。
　耐摩工具としては、ダイス、スクライバー、スクライビングホイール、ドレッサーなどを挙げることができる。研削工具としては、研削砥石などを挙げることができる。
　［実施の形態２：立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法］
　本開示の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法を、図１～図７を用いて説明する。図１は、窒化硼素の圧力－温度相図である。図２～図５は、本開示の一実施の形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法を説明するための図である。図６は、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の従来例を説明するための図である。図７は、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の参考例を説明するための図である。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法は、実施の形態１の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法である。該製造方法は、六方晶窒化硼素粉末を準備する工程（以下、「準備工程」とも記す。）と、該六方晶窒化硼素粉末を、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する工程（以下、「加熱加圧工程」とも記す。）と、を備える。ここで、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式１及び下記式２を同時に満たす領域であり、
　Ｐ≧－０．００３７Ｔ＋１１．３０１　　式１
　Ｐ≦－０．０８５Ｔ＋１１７　　式２
上記加熱加圧する工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法は、加熱加圧する工程の前に、六方晶窒化硼素粉末を、－５０℃以上１００℃以下の温度範囲を保持しつつ、０．５ＧＰａ以上６ＧＰａ以下の圧力まで加圧する工程（以下、「前処理工程」とも記す。）を備えることができる。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法は、加熱加圧する工程の後に、加熱加圧する工程により得られた立方晶窒化硼素多結晶体を、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力条件下で１０分以上保持する工程（以下、「温度圧力保持工程」とも記す。）を備えることができる。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の詳細な説明を行う前に、その理解を助けるため、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の従来例及び参考例について説明する。
　図１に示されるように、窒化硼素には、常温常圧の安定相である六方晶窒化硼素、高温高圧の安定相である立方晶窒化硼素、及び、六方晶窒化硼素から立方晶窒化硼素への転移の間の準安定相であるウルツ鉱型窒化硼素の３つの相が存在する。
　各相の境界は一次関数で表すことができる。本明細書において、各相の安定領域内の温度及び圧力は、一次関数を用いて示すことができるものとする。
　本明細書において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力（図１において、「ｗＢＮ安定領域」と記す。）は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式１及び下記式２を同時に満たす温度及び圧力として定義する。
　Ｐ≧－０．００３７Ｔ＋１１．３０１　　式１
　Ｐ≦－０．０８５Ｔ＋１１７　　式２
　本明細書において、六方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力（図１において、「ｈＢＮ安定領域」と記す。）は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式（Ａ）及び下記式（Ｂ）を同時に満たす温度及び圧力、又は下記式（Ｃ）及び下記式（Ｄ）を同時に満たす温度及び圧力として定義する。
　Ｐ≦－０．００３７Ｔ＋１１．３０１　　（Ａ）
　Ｐ≦－０．０８５Ｔ＋１１７　　（Ｂ）
　Ｐ≦０．００２７Ｔ＋０．３３３３　　（Ｃ）
　Ｐ≧－０．０８５Ｔ＋１１７　　（Ｄ）
　本明細書において、立方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力（図１において、「ｃＢＮ安定領域」と記す。）は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式（Ｄ）及び下記式（Ｅ）を同時に満たす温度及び圧力として定義する。
　Ｐ≧－０．０８５Ｔ＋１１７　　（Ｄ）
　Ｐ≧０．００２７Ｔ＋０．３３３３　　（Ｅ）
　本実施形態に係る製造方法では、六方晶窒化硼素粉末を、温度１９００℃以上２４００℃以下及び圧力７．７ＧＰａ以上、好ましくは８ＧＰａ以上、より好ましくは１０ＧＰａ以上まで加熱加圧する。この温度及び圧力は、優れた工具性能を有する立方晶窒化硼素が得られる温度及び圧力である。
　従来、六方晶窒化硼素を、優れた工具性能を有する立方晶窒化硼素が得られる立方晶窒化硼素の安定領域内の温度（１９００℃以上２４００℃以下）及び圧力（７．７ＧＰａ以上）まで到達させるための温度及び圧力の経路として、図６に示される経路（以下、「図６の経路」とも記す。）が検討されていた。
　図６の経路では、開始温度及び開始圧力（常温常圧）から、圧力を立方晶窒化硼素の安定領域内の圧力（例えば、１０ＧＰａ以上）まで上げ（図６の矢印Ｅ１）、その後に、温度を立方晶窒化硼素の安定領域内の温度（例えば、１９００℃以上）まで上げる（図６の矢印Ｅ２）。図６の経路は、加熱と加圧がそれぞれ１回ずつ行われるため、加熱加圧操作の制御が単純であり、従来採用されていた。
　しかし、図６の経路は、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が６００℃未満であり、原子拡散が起こりにくく、六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素への相転移は、無拡散型相転移が主となる。このため、得られた立方晶窒化硼素多結晶体では、格子欠陥や粗大粒が存在しやすい。よって、この立方晶窒化硼素は、加工時に突発的な欠損が生じやすく、工具寿命が短くなる傾向がある。
　一方、原子拡散を起こりやすくするために、相転移の温度を上げることも考えらえる。例えば、図７の経路では、開始温度及び開始圧力（常温常圧）から、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域を通過しないように、立方晶型窒化硼素の安定領域内の温度（例えば、１５００℃）及び圧力（例えば、９ＧＰａ）まで加熱加圧し（図７の矢印Ｆ１、Ｆ２、Ｆ３）、その後に、更に、温度を上げる（例えば、２１００℃）（図７の矢印Ｆ４）。
　図７の経路では、六方晶窒化硼素は立方晶窒化硼素へ直接相転移されるが、六方晶窒化硼素と立方晶窒化硼素とは結晶構造が大きく異なるため、相転移時に格子欠陥が生じやすい。よって、この立方晶窒化硼素は工具寿命が短くなる傾向がある。更に、六方晶窒化硼素と立方晶窒化硼素とは結晶構造が大きく異なるため、立方晶窒化硼素への変換率が９８．５体積％未満となる。よって、得られた立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、性能が低下する。
　上記の通り、従来検討されてきた温度及び圧力の経路では、格子欠陥の発生を抑制することが困難であり、優れた工具寿命を有する立方晶窒化硼素多結晶体を製造することができない。本出願人らはこの状況を鑑み、圧力及び温度の経路を鋭意検討した結果、六方晶窒化硼素を、上記の加熱加圧工程に規定される温度及び圧力条件で処理することにより、焼結体中の格子欠陥の発生が抑制され、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる立方晶窒化硼素多結晶体を得ることができることを見いだした。本実施形態に係る製造方法の各工程の詳細について、図２～図５を用いて下記に説明する。
　＜準備工程＞
　立方晶窒化硼素多結晶体の原料として、六方晶窒化硼素粉末を準備する。六方晶窒化硼素粉末は、純度（六方晶窒化硼素の含有率）が９８．５％以上が好ましく、９９％以上がより好ましく、１００％が最も好ましい。六方晶窒化硼素粉末の粒径は特に限定されないが、例えば、０．１μｍ以上１０μｍ以下とすることができる。
　＜前処理工程＞
　次に、六方晶窒化硼素粉末を、超高圧高温発生装置を用いて、－５０℃以上１００℃以下の温度範囲を保持しつつ、０．５ＧＰａ以上６ＧＰａ以下の圧力まで加圧する（図２の矢印Ａ１、図３の矢印Ｂ１、図４の矢印Ｃ１、図５の矢印Ｄ１）。
　前処理工程を行うことにより、六方晶窒化硼素粉末間の間隙を圧縮し、六方晶窒化硼素粉末中に存在する不要なガスを系外に排出することができる。よって、当該ガスと六方晶窒化硼素粉末との化学反応に起因する品質低下を防止することができる。
　前処理工程を行うことにより、更なる加圧を行っても外形の変化がほとんど生じない程度に六方晶窒化硼素粉末の密度を高くすることができる。この状態で、加熱加圧工程を行うことができるため、安定して製造することができる。
　前処理工程における温度は、－５０℃以上１００℃以下の温度範囲に保持することが好ましく、０℃以上５０℃以下の温度範囲に保持することがより好ましい。前処理工程における到達圧力は、０．５ＧＰａ以上５ＧＰａ以下が好ましく、１ＧＰａ以上３ＧＰａ以下が更に好ましい。
　本実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法において、前処理工程は任意で行われる工程である。従って、上記の準備工程の後に、前処理工程を行わずに、後述する加熱加圧工程を行うことができる。
　＜加熱加圧工程＞
　次に、六方晶窒化硼素粉末を、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する（図２では矢印Ａ２、Ａ３及びＡ４、図３では矢印Ｂ２、Ｂ３及びＢ４、図４では矢印Ｃ２、Ｃ３及びＣ４の途中まで、図５では矢印Ｄ２、Ｄ３及びＤ４）。加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である。
　本明細書中、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度とは、加熱加圧工程において、初めてウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内へ到達した時点での温度を意味する。該突入温度は、図２では、矢印Ａ３とＰ＝－０．００３７Ｔ＋１１．３０１の線との交点における温度（約１２００℃）であり、図３では、矢印Ｂ３とＰ＝－０．００３７Ｔ＋１１．３０１の線との交点における温度（約６００℃）であり、図４では、矢印Ｃ３とＰ＝－０．００３７Ｔ＋１１．３０１の線との交点における温度（約１２００℃）であり、図５では、矢印Ｄ３とＰ＝－０．００３７Ｔ＋１１．３０１の線との交点における温度（約１２００℃）である。
　上記の前処理工程を行った場合は、前処理工程後の六方晶窒化硼素粉末を、前処理工程の最後に到達した到達温度、及び、到達圧力から、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する。この場合も、加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である。
　加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である。これによると、六方晶窒化硼素粉末は原子拡散が起こりやすい環境で、ウルツ鉱型窒化硼素に変換され、その後、立方晶窒化硼素多結晶体に変換される。このため、得られた立方晶窒化硼素多結晶体では、格子欠陥が減少し、立方晶窒化硼素多結晶体の強度及び靱性が向上している。よって、該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することができる。
　ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は９００℃以上が好ましく、１２００℃以上が更に好ましい。突入温度が高いほど原子拡散が起こりやすく、格子欠陥が減少する傾向がある。突入温度の上限値は、例えば１５００℃以下とすることができる。
　加熱加圧工程における到達圧力は８ＧＰａ以上である。該到達圧力の上限値は特に限定されないが、例えば、１５ＧＰａ以下とすることができる。加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内への突入後に、圧力を１０ＧＰａ以上まで加圧することが好ましい。
　加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力での保持時間は、例えば５分以上６０分以下とすることができる。
　加熱加圧工程において、図２～図５の経路では、加熱を行った後に加圧を行い、更に加熱を行っているが、これに限定されない。加熱加圧の方法は、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度を６００℃以上とすることができる方法であれば、特に限定されず、例えば、加熱と加圧を同時に行ってもよい。
　上記の通り、六方晶窒化硼素粉末に加熱加圧工程を行うことにより、立方晶窒化硼素多結晶体を得ることができる。
　＜温度圧力保持工程＞
　上記の加熱加圧工程の後に、加熱加圧工程により得られた立方晶窒化硼素多結晶体を、１９００℃以上２４００℃以下の温度（以下、「焼結温度」とも記す。）、及び、８ＧＰａ以上の圧力（以下、「焼結圧力」とも記す。）条件下で１０分以上保持する工程を行うことができる。これにより、得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素の含有率が大きくなり、更に長い工具寿命を達成することができる。
　温度圧力保持工程における焼結温度は１９００℃以上２４００℃以下が好ましく、２１００℃以上２３００℃以下がより好ましい。温度圧力保持工程における焼結圧力は８ＧＰａ以上１５ＧＰａ以下が好ましく、９ＧＰａ以上１２ＧＰａ以下がより好ましい。温度圧力保持工程における焼結時間は１０分以上６０分以下が好ましく、１０分以上３０分以下がより好ましい。
　＜図２～図５の経路により得られる立方晶窒化硼素多結晶体の特性＞
　図２の経路では、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が約１２００℃である。これによると、六方晶窒化硼素粉末は原子拡散が非常に起こりやすい環境で、ウルツ鉱型窒化硼素に変換される。このため、ウルツ鉱型窒化硼素は格子欠陥が少なく、転位密度が非常に低くなる。その後、ウルツ鉱型窒化硼素は、更に加熱されて立方晶窒化硼素多結晶体に変換され、その後、温度約２２００℃、圧力約９ＧＰａで保持される。この温度及び圧力条件は、立方晶窒化硼素の粒成長を生じさせないものである。よって、得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、転位密度が非常に低く、粗大粒も存在しない。
　図３の経路では、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が約６００℃である。これによると、六方晶窒化硼素粉末は原子拡散の生じる環境で、ウルツ鉱型窒化硼素に変換される。このため、ウルツ鉱型窒化硼素は格子欠陥が少なく、転位密度が低くなる。一方、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が図２の経路よりも低温側であり、無拡散相転移も生じるため、粗大粒が発生する場合がある。その後、ウルツ鉱型窒化硼素は、更に加熱されて立方晶窒化硼素多結晶体に変換され、その後、温度約２２００℃、圧力約９ＧＰａで保持される。得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、転位密度が低いが、粗大粒が存在する場合がある。
　図４の経路では、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が約１２００℃である。これによると、六方晶窒化硼素粉末は原子拡散が非常に起こりやすい環境で、ウルツ鉱型窒化硼素に変換される。このため、ウルツ鉱型窒化硼素は格子欠陥が少なく、転位密度が非常に低くなる。その後、ウルツ鉱型窒化硼素は、更に加熱されて立方晶窒化硼素多結晶体に変換され、その後、温度約２５００℃、圧力約９ＧＰａで保持される。この温度及び圧力条件は、立方晶窒化硼素の粒成長を生じさせるものである。よって、得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、転位密度が非常に低いが、粗大粒が存在する。
　図５の経路では、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が約１２００℃である。これによると、六方晶窒化硼素粉末は原子拡散が非常に起こりやすい環境で、ウルツ鉱型窒化硼素に変換される。このため、ウルツ鉱型窒化硼素は格子欠陥が少なく、転位密度が非常に低くなる。その後、ウルツ鉱型窒化硼素は、更に加熱されて立方晶窒化硼素多結晶体に変換され、その後、温度約２２００℃、圧力約１５ＧＰａで保持される。この温度及び圧力条件は、立方晶窒化硼素の粒成長を生じさせないものである。よって、得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、転位密度が非常に低く、粗大粒の生成が抑制される。
　図２の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体と、図３の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体とを比較すると、図２の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体の方が、転位密度が低く、粗大粒も少ない。この理由は、図２の経路の方がウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が高く、原子拡散が起こりやすいためと考えられる。
　図２の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体と、図４の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体とを比較すると、図２の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体の方が、粗大粒が少ない。この理由は、立方晶窒化硼素の安定領域での温度圧力保持条件が、図２の経路では、立方晶窒化硼素の粒成長を生じさせない条件であり、図４の経路では、立方晶窒化硼素の粒成長を生じさせる条件のためであると考えられる。
　図２の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体と、図５の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体とを比較すると、転位密度は同等であるが、得られる焼結体の体積は、図２の経路で得られる立方晶窒化硼素多結晶体の方が大きい。これは、立方晶窒化硼素安定領域での保持圧力が、図２の経路の方が小さいためである。よって、生産性の観点からは、図２の経路の方が好ましい。
　本実施の形態を実施例によりさらに具体的に説明する。ただし、これらの実施例により本実施の形態が限定されるものではない。
　本実施例では、立方晶窒化硼素多結晶体の製造条件と、得られる立方晶窒化硼素多結晶体の構成（組成、転位密度、円相当径１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１、板状粒子の面積比率Ｓ２、メジアン径）及び、性能との関係を調べた。
　＜立方晶窒化硼素多結晶体の作製＞
　立方晶窒化硼素多結晶体を、下記の手順に従って作製した。
　［試料１～試料６］
　（前処理工程）
　六方晶窒化硼素粉末（デンカ社製の「デンカボロンナイトライド」（商品名）、粒径５μｍ）を６ｇ準備した。該六方晶窒化硼素粉末をモリブデン製のカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて、２５℃（室温）で、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力まで加圧した。
　（加熱加圧工程）
　続いて、超高圧高温発生装置内の温度を、表１の「加熱加圧工程」の「ｗＢＮ安定領域突入温度」欄に記載される温度まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。
　続いて、超高圧高温発生装置内の圧力を、表１の「加熱加圧工程」の「第２段階加圧圧力」欄に記載される圧力まで加圧した。この間に、超高圧高温発生装置内は、六方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力から、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力へ変化した。該加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は、表１の「加熱加圧工程」の「ｗＢＮ安定領域突入温度」欄に記載される温度であった。
　続いて、超高圧高温発生装置内の温度を、表１の「温度圧力保持工程」の「温度」欄に記載される温度まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「加熱加圧工程」の「第２段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。
　（温度圧力保持工程）
　表１の「温度圧力保持工程」の「温度」及び「圧力」欄に記載される温度及び圧力にて１０分間保持して、立方晶窒化硼素多結晶体を得た。
　［試料７～試料９］
　（前処理工程）
　六方晶窒化硼素粉末（デンカ社製の「デンカボロンナイトライド」（商品名）、粒径５μｍ）を６ｇ準備した。該六方晶窒化硼素粉末をモリブデン製のカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて、２５℃（室温）で、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力まで加圧した。
　（加熱加圧工程）
　続いて、超高圧高温発生装置内の温度を、表１の「加熱加圧工程」の「ｗＢＮ安定領域突入温度」欄に記載される温度まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。この間に、超高圧高温発生装置内は、六方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力から、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力へ変化した。該加熱加圧工程において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は、表１の「加熱加圧工程」の「ｗＢＮ安定領域突入温度」欄に記載される温度であった。
　その後、更に、超高圧高温発生装置内の温度を、表１の「温度圧力保持工程」の「温度」欄に記載される温度まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。
　（温度圧力保持工程）
　表１の「温度圧力保持工程」の「温度」及び「圧力」欄に記載される温度及び圧力にて１０分間保持して、立方晶窒化硼素多結晶体を得た。
　［試料１０］
　（前処理工程及び加熱加圧工程）
　六方晶窒化硼素粉末（デンカ社製の「デンカボロンナイトライド」（商品名）、粒径５μｍ）を６ｇ準備した。該六方晶窒化硼素粉末をモリブデン製のカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて、２５℃（室温）で、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力（１２ＧＰａ）まで加圧した。
　この間に、超高圧高温発生装置内は、六方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力から、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力へ変化した。試料１０では、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は、表１の「加熱加圧工程」の「ｗＢＮ安定領域突入温度」欄に記載される温度（２５℃）であった。
　その後、更に、超高圧高温発生装置内の温度を、表１の「温度圧力保持工程」の「温度」欄に記載される温度まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。
　（温度圧力保持工程）
　表１の「温度圧力保持工程」の「温度」及び「圧力」欄に記載される温度及び圧力にて１０分間保持して、立方晶窒化硼素多結晶体を得た。
　［試料１１］
　（前処理工程）
　六方晶窒化硼素粉末（デンカ社製の「デンカボロンナイトライド」（商品名）、粒径５μｍ）を６ｇ準備した。該六方晶窒化硼素粉末をモリブデン製のカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて、２５℃（室温）で、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力まで加圧した。
　（加熱加圧工程）
　続いて、超高圧高温発生装置内の温度を、１５００℃まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「前処理工程」の「第１段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。
　続いて、超高圧高温発生装置内の圧力を、表１の「加熱加圧工程」の「第２段階加圧圧力」欄に記載される圧力まで加圧した。この間に、超高圧高温発生装置内は、六方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力から、立方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力へ変化した。
　続いて、超高圧高温発生装置内の温度を、表１の「温度圧力保持工程」の「温度」欄に記載される温度まで加熱した。この間、超高圧高温発生装置内の圧力は、表１の「加熱加圧工程」の「第２段階加圧圧力」欄に記載される圧力を保持した。
　（温度圧力保持工程）
　表１の「温度圧力保持工程」の「温度」及び「圧力」欄に記載される温度及び圧力にて１０分間保持して、立方晶窒化硼素多結晶体を得た。
　［対照例］
　対照例として、住友電工ハードメタル（株）製の「ＢＮ７０００」（商品名）を準備した。これは、通常の結合材を含む立方晶窒化硼素焼結体である。
　＜評価＞
　（組成の測定）
　試料１～試料１１の立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の含有率を、Ｘ線回折法により測定した。Ｘ線回折法の具体的な方法は、実施の形態１に示される通りであるため、その説明は繰り返さない。
　試料１～試料１１について、ｃＢＮ、ｗＢＮ及び圧縮型ｈＢＮ以外の成分は同定されなかった。試料１～試料１０において、立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の含有率は、９８．５体積％以上であった。試料１１において、立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の含有率は９８．５体積％未満であった。
　（転位密度の測定）
　試料１～試料１１の立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度を、Ｘ線回折測定により得られるラインプロファイルを修正Williamson-Hall法及び修正Warren-Averbach法を用いて解析することにより算出した。転位密度の具体的な算出方法は、実施の形態１に示される通りであるため、その説明は繰り返さない。なお、Ｘ線回折測定は、佐賀県立九州シンクロトロン光研究センター内の住友電工専用ＢＬ（ＢＬ）にて行った。結果を表１の「転位密度」の欄に示す。
　（結晶粒の測定）
　試料１～試料１１の立方晶窒化硼素多結晶体に含まれる結晶粒について、円相当径のメジアン径ｄ５０、円相当径１μｍ以上の結晶粒の面積比率及び板状粒子の面積比率Ｓ２を測定した。具体的な方法は、実施の形態１に示される通りであるため、その説明は繰り返さない。表１の「メジアン径ｄ５０」、「円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１」、「板状粒子の面積比率Ｓ２」の欄に示す。
　（切削試験）
　試料１～試料１１の立方晶窒化硼素多結晶体を、レーザにより切断して仕上げ加工し、インサート型番ＳＮＥＷ１２０３ＡＤＴＲ（住友電工ハードメタル（株）製）の切削工具を作製した。得られた切削工具を用いて、以下の切削条件でねずみ鋳鉄ＦＣ３００ブロック材（８０ｍｍ×３００ｍｍ×１５０ｍｍ）の正面フライス加工を行い、工具寿命を評価した。
　（切削条件）
　使用カッタ：ＦＭＵ４１００Ｒ（住友電工ハードメタル（株）製）
　インサート型番：ＳＮＥＷ１２０３ＡＤＴＲ（住友電工ハードメタル（株）製）
　切削速度：２５００ｍ／ｍｉｎ
　切込み量：０．３ｍｍ
　送り量：０．２ｍｍ／刃
　Ｄｒｙ加工
　上記の切削条件で切削し、０．２ｍｍ以上の欠損が生じるまでの加工時間を測定した。加工時間が長いほど、耐欠損性に優れ、工具寿命が長いことを示している。なお、従来の立方晶窒化硼素焼結体を用いた工具では、切削速度は１５００ｍ／ｍｉｎが標準的であり、２０００ｍ／ｍｉｎを超えると欠損が生じやすい。よって、切削速度２５００ｍ／ｍｉｎの切削条件は、高速加工条件である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜考察＞
　試料１～試料８の製造方法は、六方晶窒化硼素粉末を、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する工程を備え、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上であり、実施例に該当する。試料１～試料８の立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含み、転位密度が８×１０１５／ｍ２以下であり、実施例に該当する。試料１～試料８の立方晶窒化硼素多結晶体は、鉄系材料の高速加工においても、長い工具寿命を有することが確認された。
　中でも、試料１～試料６の製造方法ではウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が６００℃以上であり、その後、加熱加圧工程において圧力を１０ＧＰａ以上まで加圧した。試料１～試料６の立方晶窒化硼素多結晶体は、加熱加圧工程において圧力を１０ＧＰａ以上まで加圧しないで得られた試料７及び試料８の立方晶窒化硼素多結晶体に比べて、より長い工具寿命を有していた。この結果から、本開示の一実施形態に係る立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法において、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が６００℃以上であり、かつ、その後圧力を１０ＧＰａ以上まで加圧する工程を含むことがより好ましいことが確認された。
　試料９及び試料１０の製造方法は、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が６００℃未満であり、比較例に該当する。試料９及び試料１０の立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含むが、転位密度が８×１０１５／ｍ２超であり、比較例に該当する。試料９及び試料１０の立方晶窒化硼素多結晶体は、鉄系材料の高速加工において、試料１～試料８に比べて、工具寿命が短いことが確認された。
　試料１１の製造方法は、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過せず、比較例に該当する。試料１１の立方晶窒化硼素多結晶体は、立方晶窒化硼素の含有率が９８．５体積％未満であり、転位密度が８×１０１５／ｍ２超であり、比較例に該当する。試料１１の立方晶窒化硼素多結晶体は、鉄系材料の高速加工において、試料１～試料８に比べて、工具寿命が短いことが確認された。
　以上のように本開示の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本開示の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (11)

  1. 　立方晶窒化硼素を９８．５体積％以上含む立方晶窒化硼素多結晶体であって、
    　前記立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度は８×１０１５／ｍ２以下である、立方晶窒化硼素多結晶体。
  2. 　前記転位密度は７×１０１５／ｍ２以下である、請求項１に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
  3. 　前記立方晶窒化硼素多結晶体は、複数の結晶粒を含み、
    　前記立方晶窒化硼素多結晶体において、その断面を走査型電子顕微鏡を用いて１００００倍の倍率で観察した場合、円相当径が１μｍ以上の結晶粒の面積比率Ｓ１は２０面積％以下である、請求項１又は請求項２に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
  4. 　前記面積比率Ｓ１は１５面積％以下である、請求項３に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
  5. 　前記複数の結晶粒の円相当径のメジアン径ｄ５０は０．１μｍ以上０．５μｍ以下である、請求項３又は請求項４に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
  6. 　前記立方晶窒化硼素多結晶体において、その断面を走査型電子顕微鏡を用いて１００００倍の倍率で観察した場合、アスペクト比が４以上の板状粒子の面積比率Ｓ２は５面積％以下である、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
  7. 　請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法であって、
    　六方晶窒化硼素粉末を準備する工程と、
    　前記六方晶窒化硼素粉末を、ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力を通過して、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力まで加熱加圧する工程と、を備え、
    　前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、温度をＴ℃、圧力をＰＧＰａとした時に、下記式１及び下記式２を同時に満たす領域であり、
    　Ｐ≧－０．００３７Ｔ＋１１．３０１　　式１
    　Ｐ≦－０．０８５Ｔ＋１１７　　式２
    　前記加熱加圧する工程において、前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は６００℃以上である、立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法。
  8. 　前記突入温度は９００℃以上である、請求項７に記載の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法。
  9. 　前記突入温度は１２００℃以上である、請求項８に記載の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法。
  10. 　前記加熱加圧する工程の前に、前記六方晶窒化硼素粉末を、－５０℃以上１００℃以下の温度範囲を保持しつつ、０．５ＧＰａ以上６ＧＰａ以下の圧力まで加圧する工程を備える、請求項７から請求項９のいずれか１項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法。
  11. 　前記加熱加圧する工程の後に、前記加熱加圧する工程により得られた立方晶窒化硼素多結晶体を、１９００℃以上２４００℃以下の温度、及び、８ＧＰａ以上の圧力条件下で１０分以上保持する工程を備える、請求項７から請求項１０のいずれか１項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法。
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