WO2020174921A1 - 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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polycrystal
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倫子 松川
久木野　暁
泰助 東
真知子 阿部
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Sumitomo Electric Hardmetal Corp
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    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase

Definitions

  • the present disclosure relates to a cubic boron nitride polycrystal and a method for manufacturing the same.
  • This application claims the priority right based on Japanese Patent Application No. 2 0 1 9 -0 3 6 2 6 1 filed on February 28, 2019 in Japan. All contents described in the Japanese patent application are incorporated herein by reference.
  • Cubic boron nitride (hereinafter, also referred to as " ⁇ mi 1 ⁇ 1”) has hardness second only to diamond, and is also excellent in thermal stability and chemical stability. Therefore, cubic boron nitride sintered bodies have been used as a material for tools.
  • the cubic boron nitride sintered body one containing a binder of about 10 to 40% by volume has been used.
  • the binder has been a cause of lowering the strength and thermal diffusivity of the sintered body.
  • a hexagonal boron nitride was directly converted into cubic boron nitride at ultrahigh pressure and high temperature without using a binder, and at the same time, the hexagonal boron nitride was sintered at the same time, so that the binder-free cubic
  • a method for obtaining a crystalline boron nitride sintered body has been developed.
  • Patent Document 1 discloses that a low crystalline hexagonal boron nitride is directly converted into a cubic boron nitride sintered body under ultrahigh temperature and high pressure, Moreover, a technique for obtaining a cubic boron nitride sintered body by sintering is disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 1 1 -2 4 6 2 7 1
  • a cubic boron nitride polycrystalline body of the present disclosure is
  • a cubic boron nitride polycrystal containing 98.5% by volume or more of cubic boron nitride ⁇ 2020/174921 2 ⁇ (:171? 2020/001436
  • the dislocation density of the cubic boron nitride is greater than 8 ⁇ 10 15 / 2 , the cubic boron nitride polycrystal includes a plurality of crystal grains,
  • the cubic boron nitride polycrystalline body has a circle-equivalent median diameter 50 of the plurality of crystal grains of not less than 0.1 and not more than 0.5.
  • the hexagonal boron nitride powder is heated to a temperature of 1 700° ⁇ or more and 2500° ⁇ or less and a pressure of 80 3 or more by passing through the temperature and pressure in the stable region of wurtzite type boron nitride.
  • the stable region of the wurtzite boron nitride is
  • the plunge temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is 500° or less
  • the heating and pressurizing step is a method for producing a cubic boron nitride polycrystal, which includes the step of maintaining the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more.
  • Fig. 1 is a pressure-temperature phase diagram of boron nitride.
  • FIG. 2 is a diagram for explaining an example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure.
  • FIG. 3 illustrates another example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure. ⁇ 2020/174921 3 ⁇ (:171? 2020/001436
  • FIG. 1 A first figure.
  • FIG. 4 is a diagram for explaining another example of the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure.
  • FIG. 5 is a diagram for explaining a conventional example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • 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, especially in high-load machining of difficult-to-cut materials. To aim.
  • a cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life when used as a tool, especially even under high load machining of difficult-to-cut materials.
  • a cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is a cubic boron nitride polycrystal containing 98.5 volume% or more of cubic boron nitride,
  • the dislocation density of the cubic boron nitride is greater than 8 ⁇ 10 15 / 2 , the cubic boron nitride polycrystal includes a plurality of crystal grains,
  • the cubic boron nitride polycrystal in which the median diameter 50 of the circle equivalent diameters of the plurality of crystal grains is not less than 0.1 and not more than 0.5.
  • a cubic boron nitride polycrystal body can have a long tool life when used as a tool, particularly even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the dislocation density is preferably 9 XI 0 15 / O 12 or more. to this ⁇ 2020/174921 4 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure is the above method for producing a cubic boron nitride polycrystal
  • the hexagonal boron nitride powder passes through the temperature and pressure within the stable region of the wurtzite boron nitride, 1 700 ° ⁇ As 2500 ° ⁇ following temperature and heated up to the pressure on 8_Rei 3 or more
  • the step of pressing
  • the stable region of the wurtzite boron nitride is a region that simultaneously satisfies the following formula 1 and formula 2 when the temperature is set to ( ° ⁇ , the pressure is ( ⁇ a), and the formula 1 is represented by: Ding + 1 1. 301
  • the plunge temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is 500 ° or less
  • the step of applying heat and pressure includes the step of maintaining the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by this manufacturing method can have a long tool life when used as a tool, especially even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the rush temperature is preferably 300° or less. according to this
  • the tool life using the obtained cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the heating and pressurizing step includes a step of holding at a temperature and a pressure within the stable region of the wurtzite type boron nitride for 15 minutes or more. According to this, the life of a tool using the obtained cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • the life of a tool using the obtained cubic boron nitride polycrystal is further improved.
  • a cubic boron nitride polycrystal according to an embodiment of the present disclosure will be described.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is a cubic boron nitride polycrystal containing cubic boron nitride in an amount of 98.5% by volume or more, and the dislocation density of the cubic boron nitride is 8 X 1 0 15 / 2 , the cubic boron nitride polycrystal contains a plurality of crystal grains, and the median diameter 50 of the circle-equivalent diameter of the plurality of crystal grains is not less than 0.1 and not more than 0.5111.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is a sintered body, but since a sintered body is usually intended to include a binder, it is referred to as a "polycrystal" in the present disclosure. The term is used.
  • the cubic boron nitride polycrystal body of the present disclosure When used as a tool, it can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials. The reason for this is not clear, but it is presumed to be as follows (()) to (()).
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is a cubic boron nitride 98.5 volume.
  • the dislocation density of cubic boron nitride is higher than 8 x 10 15 / 2 .
  • the cubic boron nitride polycrystal has a relatively large number of lattice defects in the polycrystal and a large strain, so that the strength is improved. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure has a median diameter of circular equivalent diameter of a plurality of crystal grains contained therein of 50 (hereinafter, also referred to as "grain size"). .1 or more and 0.5 or less.
  • grain size Conventionally, cubic boron nitride polycrystals were thought to have improved cutting performance because the smaller the grain size, the greater the strength. For this reason, the grain size of the crystal grains forming the cubic boron nitride polycrystal has been reduced (for example, the average grain size of 100 n However, due to this, the toughness tended to decrease.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure secures strength by increasing the dislocation density of cubic boron nitride, as described in (_
  • the tool using can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure has a long tool life in high-load machining of difficult-to-cut materials, but the work material and the processing method are not limited to these. Not done.
  • the work material include a Dingyo alloy such as Dingyo 688 V and Cobalt chrome alloy.
  • processing methods include turning and milling.
  • the cubic boron nitride polycrystalline body of the present disclosure contains 98.5% by volume or more of cubic boron nitride.
  • the cubic boron nitride polycrystal has excellent hardness and excellent thermal stability and chemical stability.
  • the cubic boron nitride polycrystal is a cubic boron nitride within a range showing the effect of the present disclosure. ⁇ 2020/174921 7 ⁇ (:171? 2020/001436
  • compression type hexagonal boron nitride and wurtzite type boron nitride may be contained in a total amount of not more than 1.5% by volume.
  • compressed hexagonal boron nitride has a crystal structure similar to that of ordinary hexagonal boron nitride, and the interplanar spacing in the ⁇ axis direction is that of the regular hexagonal boron nitride ( ⁇ 0.33 3 less than n).
  • the cubic boron nitride polycrystal may contain an unavoidable impurity within a range that exhibits the effects of the present disclosure.
  • Inevitable impurities include, for example, hydrogen, oxygen, carbon, alkali metal elements (lithium (!_ ⁇ ), sodium (1 ⁇ 1 , And metal elements such as potassium ( ⁇ ) and alkaline earth metal elements (calcium (03), magnesium, etc.).
  • the content of the unavoidable impurities is preferably not more than 0.1% by volume.
  • the content of unavoidable impurities can be measured by secondary ion mass spectrometry (3).
  • the cubic boron nitride polycrystal does not substantially contain a binder, a sintering aid, a catalyst and the like. As a result, 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 98.5% by volume or more and 100% by volume or less, and more preferably 99% by volume or more and 100% by volume or less. preferable.
  • the total content of the compression type hexagonal boron nitride and the wurtzite type boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is 0% by volume or more! .5% by volume or less is preferable, 0% by volume or more and 1% by volume or less is more preferable, and 0% by volume is most preferable. That is, it is most preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not contain either compression type hexagonal boron nitride or wurtzite type boron nitride.
  • the content of the compression type hexagonal boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is preferably 0 volume% or more and 1.5 volume% or less, more preferably 0 volume% or more and 1 volume% or less, and 0 volume% or less. % Is most preferred. That is, it is most preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not contain compression type hexagonal boron nitride. ⁇ 2020/174921 8 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • the content of wurtzite type boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal is 0% by volume or more.
  • the cubic boron nitride polycrystal does not contain wurtzite type boron nitride.
  • the content (volume %) of cubic boron nitride, compression type hexagonal boron nitride and wurtzite type boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal can be measured by an X-ray diffraction method.
  • the specific measuring method is as follows.
  • a cubic boron nitride polycrystal is cut with a diamond grindstone electrodeposition wire, and the cut surface is used as an observation surface.
  • X-ray diffraction method 0-20 method.
  • the content of the compression type hexagonal boron nitride can be obtained by calculating the value of peak strength/(peak strength tens peak strength ⁇ +peak strength ⁇ ). ⁇ 2020/174921 9 ⁇ (:171? 2020/001436
  • the content rate of boron nitride can be obtained by calculating the value of peak strength/(peak strength tens peak strength+peak strength ⁇ 3).
  • the cubic boron nitride content is obtained by calculating the values of peak strength ⁇ 3/ (peak strength tens peak strength + peak strength ⁇ ) compression type hexagonal boron nitride, wurtzite boron nitride and Since all cubic boron nitrides have the same electronic weight, the above X-ray peak intensity ratio can be regarded as the volume ratio in the cubic boron nitride polycrystal.
  • the dislocation density of the cubic boron nitride is greater than 8X 1 0 15 / ⁇ ! 2.
  • the cubic boron nitride polycrystal has relatively many lattice defects in the polycrystal and has a large strain, so that the strength is improved. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • Dislocation density 1 0 15 / Rei_1 more preferably 9X, 1. 0 X 1 0 16/2 or more is more preferable.
  • the upper limit of the dislocation density is not particularly limited, but from the viewpoint of manufacturing, 1.4 X 1 0 1 Can be That is, the dislocation density is preferably higher than 8 x 10 15 / 2 and not higher than 1.4 x 10 16 / ⁇ 12 and not less than 9 x 10 15 / ⁇ 12 ! 4 X 1 0 16 / ⁇ 12 or less is more preferable, and! .0 X 1 0 16 / ⁇ 12 or more! .4 X 1 0 16 / ⁇ 12 or less is more preferable ⁇
  • the dislocation density is calculated by the following procedure.
  • test piece made of a cubic boron nitride polycrystal is prepared.
  • the size of the test piece is 2.001111X2.00101 on the observation surface and 1.00101 on the thickness. Polish the observation surface of the test piece.
  • X-ray source Synchrotron radiation ⁇ 2020/174921 10 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • Incident slit Width 5 ⁇ 1 ⁇ 1 Height ⁇ 0.5 ⁇ 1 111
  • Double slit Double slit (width 3 ⁇ ! ⁇ ! X height ⁇ 0.5 ⁇ ! ⁇ !)
  • Measurement condition The number of measurement points should be 9 or more in the half-width.
  • the peak top strength shall be 2,000 0.003 or more. Since the bottom of the peak is also used for the analysis, the measurement range should be about 10 times the full width at half maximum.
  • the line profile obtained by the above X-ray diffraction measurement has a shape that includes both the true spread due to the physical quantity such as non-uniform strain of the sample and the spread due to the apparatus.
  • the instrument-induced components are 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 device-induced line profile by a pseudo ⁇ function and subtracting the device-induced line profile.
  • a standard sample for removing the diffraction line spread due to the equipment ! _ 3 and 6 were used.
  • synchrotron radiation with high parallelism is used, the diffraction line spread due to the device can be regarded as ⁇ .
  • ⁇ ⁇ [1-9 ( ⁇ + 2 1 2 + 1 ⁇ 2 1 2 )Pa +1 ⁇ 2 + 1 2 ) 2 ] (II) 0
  • the coefficients relating to the contrast factor ⁇ _ and the contrast factor of the screw dislocation and the edge dislocation are calculated by using the calculation code 8 1 ⁇ 1 ⁇ , and the slip system is ⁇ 1 1 0> ⁇ 1 1 1 ⁇ , elastic stiff 4409 a s ⁇ 12 is calculated as 1.90 3 and ⁇ 44 is calculated as 4.83 ⁇ 3.
  • the contrast factor ⁇ _ is ⁇ .203 for the screw dislocation and ⁇ 0.21 for the edge dislocation.
  • the coefficient 9 for the contrast factor is 1.65 for screw dislocations and 0.58 for edge dislocations.
  • the screw dislocation ratio is fixed at 0.5 and the edge dislocation ratio is fixed at 0.5.
  • the median diameter d 50 (hereinafter, also referred to as “median diameter d 50 ”) of the circle-equivalent diameter of a plurality of crystal grains contained in the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is 0.1 Mm or more and 0.5 or more. It is less than or equal to Mm.
  • cubic cubic boron nitride polycrystals were considered to have higher strength and smaller cutting performance as the grain size was smaller. For this reason, the grain size of the crystal grains forming the cubic boron nitride polycrystal was reduced (for example, the average grain size was less than 100 nm), but this tended to reduce toughness.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure as described in (N) above, strength is secured by increasing the dislocation density of cubic boron nitride. Can be made larger than before. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure has improved toughness and can have excellent crack propagation resistance. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the equivalent median diameter 50 is obtained by measuring the median diameters 50 of multiple crystal grains at each of the arbitrarily selected 5 measurement points and calculating the average value of these. Means the value.
  • the portion of the cubic boron nitride polycrystal is cut with a diamond grindstone electrodeposition wire or the like, and the cut cross section is polished. , Set 5 measurement points arbitrarily on the polished surface.
  • the cubic boron nitride polycrystal is cut with a diamond grindstone electrodeposition wire or the like so that the measurement points are exposed, and the cut surface is polished.
  • 3M IV! image is obtained by observing the measurement points on the polished surface using 3M IV! (“3 1 1//1-7500” (product name) manufactured by JEOL Ltd.). ..
  • the size of the measurement field of view is 1 2 15 and the observation magnification is 10000.
  • the image processing software 0 « _ ⁇ ⁇ ⁇ “. 7. 4. Using 5), calculate the distribution of equivalent circle diameters for each crystal grain.
  • the median diameter 50 is calculated with the entire measurement visual field as the denominator. Calculate the median diameter 50 from the distribution of equivalent circle diameters of crystal grains.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is suitable for use in cutting tools, abrasion resistant tools, grinding tools, and the like.
  • the cutting tool, the wear-resistant tool, and the grinding tool using the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure may each be entirely composed of the cubic boron nitride polycrystal. ⁇ 2020/174921 14 ⁇ (: 171? 2020 /001436
  • a part thereof may be composed of cubic boron nitride polycrystal.
  • a coating film may be formed on the surface of each tool.
  • Examples of cutting tools include drills, end mills, cutting edge exchangeable cutting tips for drills, cutting edge exchangeable cutting tips for end mills, cutting edge exchangeable cutting tips for milling, cutting edge exchangeable cutting tips for turning, metal saws, teeth. Mention may be made of cutting tools, reamers, dups, cutting bits, etc.
  • Examples of the wear resistant tool include a die, a scraper, a scribing wheel, and a dresser.
  • a grinding wheel can be used as the grinding tool.
  • FIGS. 1 to 5 A method for manufacturing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure will be described with reference to FIGS. 1 to 5.
  • Figure 1 is a pressure-temperature phase diagram for boron nitride.
  • 2 to 4 are diagrams for explaining a method for manufacturing a cubic boron nitride polycrystal body according to the present disclosure.
  • FIG. 5 is a diagram for explaining a conventional example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal.
  • the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure is the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the first embodiment.
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure includes a step of preparing a hexagonal boron nitride powder (hereinafter, also referred to as a “preparing step”), and a step of preparing the hexagonal boron nitride powder from wurtzite boron nitride.
  • the stable region of wurtzite boron nitride is a region that simultaneously satisfies the following formula 1 and formula 2 when the temperature is set to ( ° ⁇ ) and the pressure is set to (09 a). -0 ⁇ 0 0 3 7 + 1 1 .3 0 1
  • the plunge temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is 500 ° or less, and in the heating and pressing process, the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite type boron nitride is 10 min or more.
  • the step of holding is included.
  • boron nitride includes hexagonal boron nitride which is a stable phase at room temperature and normal pressure, cubic boron nitride which is a stable phase at high temperature and high pressure, and hexagonal boron nitride.
  • hexagonal boron nitride There are three phases of wurtzite boron nitride, which are metastable phases during the dislocation to cubic boron nitride.
  • each phase can be represented by a linear function.
  • the temperature and pressure in the stable region of each phase can be shown by using a linear function.
  • Min 1 ⁇ ! Stable region Is defined as the temperature and pressure that simultaneously satisfy the following formula 1 and formula 2 when the temperature is (° ⁇ ) and the pressure is ( ⁇ 3).
  • the temperature and pressure in the stable region of hexagonal boron nitride (in Fig. 1, referred to as "11M 1 ⁇ 1 stable region"), the temperature is exactly (° ⁇ ),
  • the pressure is ( ⁇ 3)
  • it is defined as the temperature and pressure that simultaneously satisfy the following equation 8 and the following equation, or the temperature and pressure that simultaneously satisfy the following equation ⁇ 3 and the following equation 0.
  • I will write it as " ⁇ Mi 1 ⁇ 1 stable region". ) Is defined as the temperature and pressure that simultaneously satisfy the following formula port and the following formula when the temperature is (° ⁇ ) and the pressure is (° 9 a).
  • the temperature in the stable region of cubic boron nitride hereinafter, also referred to as “target temperature”
  • pressure hereinafter, “When heating and pressurizing to the target pressure, first increase the pressure to the target pressure (about 80 3 in Fig. 5) (arrow 1 in Fig. 5), and then change the temperature to the target temperature (Fig. In Fig. 5, the temperature is raised to approximately 1900° ⁇ (arrow 2 in Fig. 5).
  • the heating and pressurizing operation is simple in the path of Fig. 5 because heating and pressurization are each performed once. , Which was previously adopted.
  • the cubic boron nitride polycrystal content in the cubic boron nitride polycrystal means that the cubic boron nitride polycrystal, together with the cubic boron nitride, contains hexagonal boron nitride and/or wurtzite boron nitride. When included, it means the content of cubic boron nitride when the total of the contents of cubic boron nitride, hexagonal boron nitride and wurtzite boron nitride is used as the denominator.
  • the plunge temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is related to the dislocation density of the cubic boron nitride.
  • the strength of the obtained cubic boron nitride polycrystal was affected.
  • the inventors of the present invention consider the above situation and the effect of the grain size of a plurality of crystal grains contained in the cubic boron nitride polycrystal on the toughness, while considering the cubic boron nitride polycrystal.
  • the route of pressure and temperature in the manufacturing process was thoroughly studied.
  • the present inventors have found a heating and pressurizing condition capable of obtaining a cubic boron nitride polycrystal that can have a long tool life even when processing difficult-to-cut materials.
  • FIGS. 2 to 4 will be described below. 2 to 4, the arrow indicates the heating/pressurizing path. A circle at the tip of the arrow indicates that the temperature and pressure are maintained for a certain period of time.
  • the routes shown in FIGS. 2 to 4 are examples, and the present invention is not limited to these.
  • a hexagonal boron nitride powder is prepared as a raw material for the cubic boron nitride polycrystal.
  • the hexagonal boron nitride powder has a purity (hexagonal boron nitride content) of 98.5% or more. ⁇ 2020/174921 18 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • the particle size of the hexagonal boron nitride powder is not particularly limited, but can be, for example, not less than 0.1 Mm and not more than 10 m.
  • the hexagonal boron nitride powder is passed through the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite type boron nitride to a temperature of 1700 ° C or higher and 2500 ° C or lower (hereinafter also referred to as “achieved temperature”). ) And, and heating and pressurization up to a pressure of 8 GPa or more (hereinafter also referred to as “attainment pressure”) (arrows A 1, A 2 and A 3 in FIG. 2, arrows B 1, B 2 in FIG. 3). , B3 and B4, arrows C1, C2, C3 and C4 in Figure 4).
  • the plunge temperature of wurtzite boron nitride into the stable region is 500 °C or less.
  • the heating/pressurizing step includes a step of maintaining the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more (a 1 in FIG. 2 and b in FIG. 3).
  • the rush 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 pressing step.
  • the plunge temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region was 5
  • the hexagonal boron nitride powder is converted into wurtzite type boron nitride in an environment where atomic diffusion does not easily occur, and then converted to cubic boron nitride. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has a relatively large number of lattice defects in the polycrystalline body, and the cubic boron nitride has a large dislocation density and a large strain, resulting in improved strength. doing. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials. ⁇ 2020/174921 19 ⁇ (:171? 2020/001436
  • the plunge temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is 300 ° C or less
  • Inrush temperature to the stable region of the wurtzite boron nitride is preferably 1 0 ° ⁇ As 5 00 ° ⁇ less, more preferably 1 0 ° ⁇ As 300 ° ⁇ below 1 0 ° ⁇ than the 1 00 ° ⁇ less Is more preferable.
  • the heating and pressurizing step is performed at a temperature and a pressure within the stable region of the wurtzite boron nitride.
  • the step of holding for 10 minutes or more since the retention time of the wurtzite boron nitride in the stable region is long, the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride is improved, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride is also increased. improves. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has an increased content of cubic boron nitride and is less likely to be damaged during processing. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the holding time of the wurtzite boron nitride at the temperature and pressure in the stable region is preferably 15 minutes or longer, more preferably 30 minutes or longer. From the viewpoint of production, the upper limit of the holding time is preferably 60 minutes.
  • the holding time is preferably 10 minutes or more and 60 minutes or less, more preferably 15 minutes or more and 60 minutes or less, and further preferably 30 minutes or more and 60 minutes or less.
  • heating and pressurizing process when the temperature is set to () and the pressure is set to ( ⁇ 3), the temperature and the pressure in the area satisfying the following formula 1, formula 2 and formula 3 at the same time are 10 minutes. It is preferable to include a step of holding the above (hereinafter also referred to as “heating and pressing step”).
  • a region that simultaneously satisfies the above formulas 1, 2 and 3 is defined as a stable region of wurtzite boron nitride and a stable region of hexagonal boron nitride and a stable region of wurtzite boron nitride. ⁇ 2020/174921 20 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a large number of lattice defects in the polycrystal and has a large strain, so that the strength is further improved. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a longer tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the holding time at the temperature and the pressure in the region simultaneously satisfying the above formulas 1, 2 and 3 is more preferably 15 minutes or more, further preferably 20 minutes or more. From the viewpoint of production, the upper limit of the holding time is preferably 60 minutes.
  • the holding time is preferably 10 minutes or more and 60 minutes or less, more preferably 15 minutes or more and 60 minutes or less, and further preferably 20 minutes or more and 60 minutes or less.
  • the heating/pressurizing step includes the step of holding for 10 minutes or more at the temperature and pressure in the region simultaneously satisfying the above formulas 1, 2 and 3, the heating/pressurizing step is followed by the following formula 2 And a step of holding at a temperature and pressure in a region satisfying the following formula 4 for 1 minute or more (hereinafter, also referred to as “heating and pressing step”).
  • Equation 2 9 £-0. 0 8 5 1 + 1 1 7
  • the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride is further improved, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride is also improved.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has an increased content of cubic boron nitride and is less likely to have defects during processing. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the holding time at the temperature and pressure in the region satisfying the above formulas 2 and 4 is more preferably 10 minutes or more, further preferably 15 minutes or more. From the viewpoint of manufacturing, the upper limit of the holding time is preferably 60 minutes.
  • the holding time is preferably 1 minute or more and 60 minutes or less, more preferably 10 minutes or more and 60 minutes or less, and further preferably 15 minutes or more and 60 minutes or less.
  • heating and pressing step only the above heating and pressing step may be performed, or the above heating and pressing step may be performed after the above heating and pressing step. Also, ⁇ 2020/174921 21 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • the heating/pressurizing step may be a step of holding for 10 minutes or more in a region satisfying the above formulas 2 and 4.
  • the ultimate pressure in the heating and pressurizing step is 8°C or higher, preferably 103°C or higher, and more preferably 13°C 3 or higher.
  • the upper limit of the ultimate pressure is not particularly limited, but may be, for example, 15° 3.
  • the ultimate pressure in the heating and pressurizing step is preferably 80 3 or more and 150 9 a or less, more preferably 10° 3 or more and 15 5 3 or less, and further preferably 13 3 3 or more 15 5 3 or less
  • heating and pressurizing step in the route of Figs. 2 to 4, heating is performed, then pressure is applied, and further heating is performed, but the heating and pressurizing route is not limited to this.
  • the heating and pressurizing route is such that the entry temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is 500 ° C or lower, and the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride can be maintained for 10 minutes or more.
  • heating and pressurization may be performed simultaneously.
  • a cubic boron nitride polycrystal can be obtained by subjecting the hexagonal boron nitride powder to the heating and pressing step.
  • a cubic boron nitride polycrystal body obtained by hot pressing step 1 7 0 0 ° ⁇ As 2 5 0 0 ° ⁇ temperatures below (hereinafter, "the final sintering temperature "and also referred.), and, 8 0 3 or more pressure (hereinafter, a step of holding" final sintered pressure "both referred.) 3 minutes or 6 0 minutes following conditions.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a large cubic boron nitride content, and a longer tool life can be achieved.
  • the final sintering temperature is preferably not less than 1900° and not more than 2400°.
  • the final sintering pressure is preferably 8°3 or more and 15°3 or less, more preferably 10°3 or more and 15°3 or less.
  • the holding time in the final sintering step is preferably 10 minutes or more and 20 minutes or less. ⁇ 2020/174921 22 ⁇ (:171? 2020 /001436
  • the temperature is raised from the starting point 3 to a predetermined temperature of 500 ° ⁇ or less (about 250 ° ⁇ in Fig. 2) (arrow 8 1), and then the wurtzite boron nitride is maintained while maintaining the temperature.
  • the pressure in the stable region (approx. 1309 a in Fig. 2) is increased (arrow 8), and it is maintained for 10 minutes or longer at that temperature (approx. 250° ⁇ and pressure (approx. 1309 a)) (Fig. 2). 3 1).
  • the temperature 1 700 ° ⁇ As 2500 ° ⁇ below (the temperature was raised to about 2000 ° ⁇ in Figure 2 (arrow 3) pressure, the at a temperature (about 2000 ° ⁇ and pressure (about 1 30 3), hold 3 minutes to 60 minutes or less (3 of Fig. 2 2) in.
  • Figure 2 the heating and pressing step, arrows 1, 2 and 3, And And the final sintering step is 32.
  • the entry temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is 500° ⁇ or less (about 250 ° ⁇ .
  • the hexagonal boron nitride powder is in an environment where atomic diffusion does not easily occur. Therefore, it is converted into wurtzite type boron nitride, and then converted into cubic boron nitride.. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has relatively many lattice defects in the polycrystal.
  • the cubic boron nitride has a large dislocation density and a large strain, the strength is improved, so that a tool using the cubic boron nitride polycrystal can be used even in high-load machining of difficult-to-cut materials. Can have long tool life.
  • the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride are maintained for 10 minutes or more.
  • the retention time of the wurtzite boron nitride in the stable region is long, the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride is improved, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride is also increased. improves. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal obtained has an increased content of cubic boron nitride, and is less likely to be damaged during processing. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the heating and pressurizing step is ⁇ 2020/174921 23 ⁇ (:171? 2020/001436
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a large cubic boron nitride content and can have a longer tool life.
  • the temperature is raised from the starting point 3 to a predetermined temperature of 500 ° ⁇ or less (about 250 ° ⁇ in Fig. 3) (arrow arrow 1), and then while maintaining the temperature, the following equation 1,
  • the pressure in the region that simultaneously satisfies the following formulas 2 and 3 is increased (arrow 2), and the temperature (about 250° ⁇ and the pressure (about 10.40a) is measured.
  • step 3 hold for 10 minutes or more (1 in Fig. 3).
  • the entry temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is 500° ⁇ or less (about 250 ° ⁇ .
  • the hexagonal boron nitride powder is in an environment where atomic diffusion does not easily occur. Therefore, it is converted into wurtzite type boron nitride, and then converted into cubic boron nitride.. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal has relatively many lattice defects in the polycrystal.
  • the path of Fig. 3 includes a step of holding the temperature and pressure in a region that simultaneously satisfies the above formula 1, formula 2 and formula 3 for 10 minutes or more. That is, the path of FIG. 3 is more stable than the path of FIG. 2 within the stable region of wurtzite boron nitride and at a temperature and pressure closer to the stable region of hexagonal boron nitride (i.e., of wurtzite boron nitride). The temperature and pressure in the vicinity of the boundary between the stable region and the stable region of hexagonal boron nitride are maintained for 10 minutes or more. For this reason, lattice defects are more likely to occur than in the route of FIG.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 3 becomes the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. Compared with this, it is considered that the polycrystalline body has more lattice defects and the strain is large, so that the strength is further improved. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 3 can have a longer tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the heating and pressurizing step was processed under the conditions of 1 700 °C or higher and 2500 °C or lower and pressure conditions of 8 GPa or higher. Hold for 60 minutes or more.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a large cubic boron nitride content and can have a longer tool life.
  • the temperature is raised from the starting point S to a predetermined temperature of 500 °C or less (about 250 ° C in Fig. 4) (arrow C 1), and then while maintaining the temperature, the following equation 1,
  • the pressure is raised to a pressure (about 10.4 GPa in Fig. 4) in the region that simultaneously satisfies the following formulas 2 and 3, and the temperature (about 250°C) and the pressure (about 10. Hold for 10 minutes or more at 4 GP a) (c 1 in Figure 3).
  • Equation 1 P3_. 0037 T+ 1 1. 301
  • Equation 3 P £-0. 0037 T+ 1 1.375.
  • Equation 2 P£-0. 085 T+ 1 1 7
  • Equation 4 P>-0. 0037 T+ 1 1.375.
  • the temperature was raised to 1 700 ° C or higher and 2500 °C or lower (about 2000 °C in Fig. 4) (arrow C4), Hold at the temperature (about 2000°C) and the pressure (about 13 GPa) for 3 minutes or more and 60 minutes or less (c 3 in Fig. 4).
  • the heating and pressing step is indicated by arrows C 1, C 2, 0 3 and 04, and c 1 and c 2, and the final sintering step is indicated by c 3.
  • the entry temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is 500°C or lower (about 250 ° C).
  • the hexagonal boron nitride powder is converted to wurtzite type boron nitride in an environment where atomic diffusion does not easily occur, and then converted to cubic boron nitride.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a relatively large number of lattice defects in the polycrystal, and the cubic boron nitride has a large dislocation density and a large strain. There is. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the path of Fig. 4 includes a step of maintaining the temperature and the pressure in the region where the above formula 1, the above formula 2 and the above formula 3 are simultaneously satisfied for 10 minutes or more. That is, the route of FIG. 4 is more stable than the route of FIG. 2 in the stable region of wurtzite boron nitride and at a temperature and pressure closer to the stable region of hexagonal boron nitride (ie, in the wurtzite boron nitride). The temperature and pressure in the vicinity of the boundary between the stable region and the stable region of hexagonal boron nitride are maintained for 10 minutes or more. Therefore, in the route of FIG.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal obtained through the route of FIG. 4 can have a longer tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • Equation 2 9 £-0.08 5 1 + 1 1 7
  • the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride is further improved as compared with the route of Fig. 3, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride is increased. Also improves. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. 4 has a higher content of cubic boron nitride nitride than the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of FIG. , It is unlikely that a defect will occur during processing. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a longer tool life even in high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained by the heating and pressurizing step is treated at a temperature of 1700 ° ° or more and 2500 ° ° or less, and 803 or more. Hold for 3 to 60 minutes under pressure.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained has a high cubic boron nitride content, and can achieve a longer tool life.
  • Example 1 the production conditions of the cubic boron nitride polycrystal, the composition of the obtained cubic boron nitride nitride polycrystal (composition, median diameter of crystal grains, dislocation density), and the cubic boron nitride polycrystal
  • composition, median diameter of crystal grains, dislocation density Composition, median diameter of crystal grains, dislocation density
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 1 to Sample 9 were manufactured according to the following procedure.
  • Hexagonal boron nitride powder (“Denka Boron Nitride” (trade name) manufactured by Denka Co., Ltd., particle size: 50) was prepared.
  • the above hexagonal boron nitride powder was put in a molybden capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the high temperature and high pressure treatment at the "attainment pressure” and “holding time” corresponds to the final sintering process.
  • the content of cubic boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal obtained above was measured by an X-ray diffraction method. Since the specific method of the X-ray diffraction method is as shown in the first embodiment, the description thereof will not be repeated. The results are shown in the “ ⁇ Mi content” column of Table 1. ⁇ 2020/174 921 29 ⁇ (: 171? 2020 /001436
  • the dislocation density of cubic boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal obtained above was corrected by the line profile obtained by X-ray diffraction measurement. 1 1 1 1 Method and modified 13 ““6 ⁇ 8 ⁇ 6 3 0 11 method was used for analysis. The specific calculation method of the dislocation density is as shown in the first embodiment. The results are shown in the “Dislocation density” column of Table 1.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained above was cut by laser and finished, and the insert model number 1 ⁇ 1 11 - ⁇ ⁇ 08 1 2 0 4 0 8 (Sumitomo Electric Ehard Metal Co., Ltd.) A cutting tool was produced. Using the cutting tool obtained, intermittently cut a 6-88-round 4 round bar (0 2 X 0 X 10 1, with one V-shaped slit) under the following cutting conditions to extend the tool life. evaluated. Note that the 6 I 4 round bar that is the work material is a difficult-to-cut material.
  • Feed amount ⁇ .01111/blade ⁇ 2020/174921 30 ⁇ (: 171-1? 2020 /001436
  • the above cutting conditions correspond to high load machining of difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystals from 1-1 to Sample 1_3 all contained 98.5% by volume or more of cubic boron nitride, and the dislocation density of cubic boron nitride was 8 1 It is larger, and the median diameter 50 of the crystal grains is not less than 0.1 and not more than 0.5, which corresponds to the example. It was confirmed that the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Sample 1 _ 1 to Sample 1 _ 3 have a long tool life even in the high load machining of difficult-to-cut materials.
  • Sample 1 _ 1 was longer than Sample 1 _ 3. This is because Sample 1-1 has a longer holding time at the ultimate temperature and ultimate pressure (that is, in the stable region of wurtzite boron nitride) in the second stage than Sample 1-3, so that it is a hexagonal crystal.
  • the conversion rate from boron nitride to wurtzite type boron nitride was further improved, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride was improved.
  • the cubic boron nitride polycrystals from 2-1 to Sample 2 _ 3 all contain cubic boron nitride in an amount of 98.5% by volume or more, and the dislocation density of cubic boron nitride is 8 1 It is larger, and the median diameter 50 of the crystal grains is not less than 0.1 and not more than 0.5, which corresponds to the example. It was confirmed that the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Samples 2 _ 1 to Sample 2 _ 3 have a long tool life even in high load machining of difficult-to-cut materials. ⁇ 2020/174921 33 ⁇ (:171? 2020/001436
  • Sample 2-1 was longer than Sample 2-3. This is because Sample 2-1 has a longer holding time at the ultimate temperature and ultimate pressure (that is, within the stable region of wurtzite type boron nitride) in the third stage than Sample 2-3, so hexagonal nitriding It is considered that the conversion rate from boron to wurtzite type boron nitride was further improved, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride was higher than that of sample 2 _ 3, and the content of cubic boron nitride was high.
  • Sample 3_1 to Sample 3_3 all correspond to the examples.
  • Cubic boron nitride polycrystal 1 Sample 3 _ 3 are both cubic boron nitride 9 8 5 comprises vol% or more, the dislocation density is 81 cubic boron nitride 0 1 5/2 It is larger, and the median diameter 50 of the crystal grains is not less than 0.1 and not more than 0.5, which corresponds to the example. It was confirmed that the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Samples 3 _ 1 to Sample 3 _ 3 have a long tool life even under high load machining of difficult-to-cut materials.
  • Sample 3-1 was longer than Sample 3-3. This is because Sample 3-1, compared to Sample 3-3, ⁇ 2020/174921 34 ⁇ (: 171? 2020 /001436
  • Cubic boron nitride polycrystal sample 4 and sample 7 are both comprise cubic boron nitride 9 8.5 body volume% or more, the dislocation density of the cubic boron nitride is greater than 8 X 1 0 1 5/2 , And the median diameter 50 of the crystal grains is not less than 0.1 and not more than 0.5, which corresponds to the example. It was confirmed that the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Sample 4 and Sample 7 have a long tool life even under high load machining of difficult-to-cut materials.
  • Sample 4 has a higher pressure in the final sintering step and has a higher cubic boron nitride content than Sample 7.
  • the manufacturing methods of Samples 5 and 6 both correspond to comparative examples, in which the inrush temperature of wurtzite boron nitride into the stable region exceeds 500°C.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 5 and Sample 6 each have a dislocation density of cubic boron nitride of 8 ⁇ 10 15 / ⁇ 12 or less, and thus correspond to Comparative Examples.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystals of Sample 5 and Sample 6 had a short tool life.
  • the manufacturing method of Sample 8 does not include the step of maintaining the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more, and corresponds to the comparative example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 8 has a cubic boron nitride content of 98.3 volume% and is a comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of sample 8 has a long tool life. ⁇ 2020/174 921 35 ⁇ (: 171? 2020 /001436
  • the manufacturing method of Sample 9 does not include the step of maintaining the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite type boron nitride for 10 minutes or more, and corresponds to the comparative example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 9 has a cubic boron nitride content of 98.2% by volume and corresponds to the comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 9 had a short tool life.
  • the manufacturing method of Sample 9 does not include the step of holding for 10 minutes or more at the temperature and pressure in the stable region of wurtzite boron nitride, so that the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride is high. It is thought that this is because the conversion rate to cubic boron nitride is low, resulting in a low cubic boron nitride content in the obtained cubic boron nitride polycrystal.
  • sample 9 was shorter than that of sample 4 because the retention time of the wurtzite type boron nitride in the stable region was shorter, resulting in a lower conversion rate to cubic boron nitride nitride and the obtained cubic It is considered that the content of cubic boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal became smaller, and as a result, the cubic boron nitride polycrystal of Sample 9 had a shorter tool life than Sample 4.
  • Example 2 the manufacturing conditions of the cubic boron nitride polycrystal, the composition of the obtained cubic boron nitride nitride polycrystal (composition, median diameter of crystal grains, dislocation density), and the cubic boron nitride polycrystal
  • composition, median diameter of crystal grains, dislocation density Composition, median diameter of crystal grains, dislocation density
  • Hexagonal boron nitride powder (“Denka Boron Nitride” (trade name) manufactured by Denka Co., Ltd., particle size: 50) was prepared.
  • the above hexagonal boron nitride powder was put in a molybden capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the median diameter 50 of the circular equivalent diameters was measured. Since the specific method is as shown in the first embodiment, the description thereof will not be repeated. The results are shown in the “Median diameter (50)” column of Table 2.
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained above was cut by laser and finished, and the insert model number A cutting tool manufactured by Sumitomo Electric Hardmetal Co., Ltd. was manufactured. Using the cutting tool obtained, under the following cutting conditions, gray iron ⁇ 300 block material
  • the above cutting conditions correspond to high-load machining of ferrous materials.
  • the manufacturing method of Sample 10 has a holding time of less than 3 minutes (2 minutes) in the third stage (final sintering step), and corresponds to the comparative example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 10 has a median particle size of 50 of less than 0. 1 (0. 08), which corresponds to the comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 10 had a short tool life. This is presumably because in Sample 10, the holding time in the final sintering step was short, grain growth became insufficient, and the median diameter 50 of the crystal grains became small.
  • the manufacturing methods of Sample 11 and Sample 12 both correspond to Examples.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 11 and Sample 12 each contained cubic boron nitride of 98.5% by volume or more, and the dislocation density of cubic boron nitride was 8 1
  • the median diameter 50 of the crystal grains is larger and is greater than or equal to 0.1 and less than or equal to 0.5, which corresponds to the example. It was confirmed that the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Sample 11 and Sample 12 have a long tool life even under high load machining of iron-based materials.
  • the manufacturing method of Sample 13 has a holding time of more than 60 minutes (70 minutes) in the third stage (final sintering step), and corresponds to the comparative example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 13 has a median particle size of 50 of more than 0.5 (0.59), which corresponds to the comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 13 had a short tool life. This is probably because Sample 13 had a longer holding time in the final sintering step, so grain growth proceeded excessively and the median diameter 50 of the crystal grains increased.
  • Specimen 4 has a manufacturing method of 3rd stage (final sintering step) temperature of 1700° ⁇ (1650° ⁇ ), which corresponds to Comparative Example.
  • the crystalline body has a median particle diameter of 50 of less than 0. 1 (0. 09), which corresponds to the comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 14 had a short tool life. This is probably because in Sample 14, the temperature of the final sintering step was low, so grain growth became insufficient and the median diameter 50 of the crystal grains became small.
  • the manufacturing method of Sample 1 5 the temperature is 2 5 0 0 ° ⁇ than the third stage (the final sintering step) (a 2 5 5 0 ° ⁇ corresponds to a comparative example.
  • the manufacturing method of Sample 1 6 is a rush temperature to the stable region of the wurtzite boron nitride exceeded a 5 0 0 ° ⁇ (1 0 0 0 ° ⁇ ) corresponds to a comparative example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 16 has a dislocation density of 8 x 1 of cubic boron nitride. Below (6. And corresponds to the comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 16 had a short tool life.

Landscapes

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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、前記立方晶窒化硼素の転位密度は８×１０１５／ｍ２より大きく、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。

Description

\¥02020/174921 1 卩（：17 2020/001436
明 細 書
発明の名称 ： 立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法 技術分野
[0001 ] 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 、 2 0 1 9年 2月 2 8日に出願した日本特許出願である特願 2 0 1 9 - 0 3 6 2 6 1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。
背景技術
[0002] 立方晶窒化硼素 （以下、 「〇巳1\1」 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。 このため、 立方晶窒化 硼素焼結体は工具の材料として用いられてきた。
[0003] 立方晶窒化硼素焼結体としては、 バインダーを 1 〇〜 4 0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。
[0004] 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。
[0005] 特開平 1 1 —2 4 6 2 7 1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。
先行技術文献
特許文献
[0006] 特許文献 1 :特開平 1 1 —2 4 6 2 7 1号公報
発明の概要
[0007] 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、
立方晶窒化硼素を 9 8 . 5体積％以上含む立方晶窒化硼素多結晶体であっ 〇 2020/174921 2 卩（：171? 2020 /001436
て、
前記立方晶窒化硼素の転位密度は 8 X 1 01 5/ 2より大きく、 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 複数の結晶粒を含み、
前記複数の結晶粒の円相当径のメジアン径 50は〇. 1 以上〇. 5 以下である、 立方晶窒化硼素多結晶体である。
［0008］ 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法は、
上記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、 1 700°〇以上 2500°〇以下の温度、 及び、 8〇 3以 上の圧力まで加熱加圧する工程と、
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、 1 70 0 °〇以上 2500 °〇以下の温度、 及び、 8◦ 3以上の圧力条件下で 3分以 上 60分以下保持する工程とを備え、
前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、
Figure imgf000004_0001
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、
式 1 : ³-0· 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
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 500 °〇以下であり、
前記加熱加圧する工程は、 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及 び圧力で 1 0分以上保持する工程を含む、 立方晶窒化硼素多結晶体の製造方 法である。
図面の簡単な説明
［0009］ ［図 1］図 1 は、 窒化硼素の圧力一温度相図である。
［図 2］図 2は、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の一例を説明する ための図である。
［図 3］図 3は、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の他の一例を説明 〇 2020/174921 3 卩（：171? 2020 /001436
するための図である。
［図 4］図 4は、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の他の一例を説明 するための図である。
［図 5］図 5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。
発明を実施するための形態
［0010］ ［本開示が解決しようとする課題］
近年、 航空機の部品として使用される丁 丨合金等の難削材の加工が増加し ている。 一般的に、 難削材に対して高負荷加工を行った場合、 刃先の欠損が 生じて、 工具寿命が短くなる傾向がある。 従って、 難削材の高負荷加工にお いても、 優れた工具寿命を示すことのできる工具が求められている。
［001 1］ そこで、 本目的は、 工具として用いた場合に、 特に難削材の高負荷加工に 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］
本開示によれば、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 工具として用いた場合に、 特に難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができる。 ［0012］ ［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。
［0013］ ( 1 ) 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 立方晶窒化硼素を 9 8 . 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の転位密度は 8 X 1 0 1 5/ 2より大きく、 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 複数の結晶粒を含み、
前記複数の結晶粒の円相当径のメジアン径 5 0は〇. 1 以上〇. 5 以下である、 立方晶窒化硼素多結晶体である。
［0014］ 本開示によれば、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 工具として用いた場合に、 特に難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができる。
［0015］ ( 2 ) 前記転位密度は 9 X I 0 1 5/〇1 2以上であることが好ましい。 これに 〇 2020/174921 4 卩（：171? 2020 /001436
よると、 工具の耐欠損性が向上する。
[0016] (3) 本開示の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、 1 700°〇以上 2500°〇以下の温度、 及び、 8〇 3以 上の圧力まで加熱加圧する工程と、
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、 1 70 0 °〇以上 2500 °〇以下の温度、 及び、 8◦ 3以上の圧力条件下で 3分以 上 60分以下保持する工程とを備え、
前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、 温度を丁 (°〇 、 圧力を (〇 a) 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、 式 1 : ³-0· 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
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 500 °〇以下であり、
前記加熱加圧する工程は、 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及 び圧力で 1 0分以上保持する工程を含む。
[0017] この製造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、 特に難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することがで きる。
[0018] (4) 前記突入温度は 300°〇以下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。
[0019] (5) 前記加熱加圧する工程は、 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の 温度及び圧力で 1 5分以上保持する工程を含むことが好ましい。 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。
[0020] (6) 前記加熱加圧する工程は、 温度を丁 (°〇 、 圧力を (〇 3) と した時に、 下記式 1、 下記式 2及び下記式 3を同時に満たす領域内の温度及 〇 2020/174921 5 卩（：171? 2020 /001436
び圧力で 1 0分以上保持する工程を含むことが好ましい。
[0021] 式 1 : ³-0. 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
式 3 : £-0· 0037丁+ 1 1. 375。
[0022] 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。
[0023] [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。
[0024] <立方晶窒化硼素多結晶体 >
本開示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 上含む立方晶窒化硼素多結晶体であって、 該立方晶窒化硼素の転位密度は 8 X 1 〇15/ 2より大きく、 該立方晶窒化硼素多結晶体は、 複数の結晶粒を含 み、 該複数の結晶粒の円相当径のメジアン径 50は〇. 1 以上 0. 5 111以下である。
[0025] 本開示の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、 本開示では 「多結晶体」 とい う用語を用いている。
[0026] 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 工具として用いた場合、 特に難削材 の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができる。 この理由は 明らかではないが、 下記の （丨） 〜 （丨丨丨） の通りと推察される。
[0027] （_〇 本開示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、 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。 従って、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用い た工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することがで 〇 2020/174921 6 卩（：171? 2020 /001436
きる。
[0028] （丨丨） 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体において、 立方晶窒化硼素の転位 密度は 8 X 1 0 1 5/ 2より大きい。 該立方晶窒化硼素多結晶体は、 多結晶体 中に比較的多くの格子欠陥を有し、 歪みが大きいため、 強度が向上している 。 従って、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工 においても、 長い工具寿命を有することができる。
[0029] （丨丨丨） 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 これに含まれる複数の結晶粒 の円相当径のメジアン径 5 0 （以下、 「粒径」 とも記す。 ） が〇. 1 以上〇. 5 以下である。 従来、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 結晶粒の粒 径が小さいほど強度が大きくなるため、 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 1 0 0 n
Figure imgf000008_0001
未満） が、 これにより靱性が低下する 傾向があった。 _方、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 上記 （_| _0 に記 載の通り、 立方晶窒化硼素の転位密度を大きくすることにより強度を確保し ているため、 粒径を従来よりも大きくすることができる。 このため、 本開示 の立方晶窒化硼素多結晶体は、 靱性が向上し、 優れた耐亀裂伝搬性を有する ことができる。 従って、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材 の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができる。
[0030] なお、 上記では本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 難削材の高負荷加工 において長い工具寿命を有することを説明したが、 被削材及び加工方法はこ れらに限定されない。 被削材としては、 丁 丨 6八 丨 V等の丁 丨合金や、 コ バルトークロム合金等が挙げられる。 加工方法としては、 旋削加工やフライ ス加工等が挙げられる。
[0031 ] <組成 >
本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 立方晶窒化硼素を 9 8 . 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。
[0032] 立方晶窒化硼素多結晶体は、 本開示の効果を示す範囲において、 立方晶窒 〇 2020/174921 7 卩（：171? 2020 /001436
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、 〇軸方向 の面間隔が通常の六方晶窒化硼素の面間隔 （〇. 3 3 3 n ） よりも小さい ものを示す。
[0033] 立方晶窒化硼素多結晶体は、 本開示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 （!_ 丨） 、 ナトリウム （1\1
Figure imgf000009_0001
、 カリウ ム （＜） 等） 及びアルカリ土類金属元素 （カルシウム （〇 3） 、 マグネシウ ム 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〇. 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 （3 により測定することができる。
[0034] 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。
[0035] 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、 9 8 . 5体積％ 以上 1 0 0体積％以下が好ましく、 9 9体積％以上 1 0 0体積％以下が更に 好ましい。
[0036] 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·！ . 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。
[0037] 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。 〇 2020/174921 8 卩（：171? 2020 /001436
[0038] 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。
[0039] 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。
[0040] 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。
[0041 ] X線回折装置 （[¾ I
Figure imgf000010_0001
n 1 I 6 x 6 0 0」 （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。
[0042] 特性 X線：
Figure imgf000010_0002
（波長 1 . 5 4 ）
管電圧：
Figure imgf000010_0003
管電流： 4 0 八
フィルター： 多層ミラー
光学系： 集中法
X線回折法： 0— 2 0法。
[0043] 得られた X線スペクトルにおいて、 下記のピーク強度八、 ピーク強度巳及 びピーク強度〇を測定する。
[0044] ピーク強度 ：回折角 2 0 = 2 8 . 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。
[0045] ピーク強度巳 ：回折角 2 0 = 4〇. 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。
[0046] ピーク強度〇 ：回折角 2 0 = 4 3 . 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。
[0047] 圧縮型六方晶窒化硼素の含有率は、 ピーク強度 / （ピーク強度 十ピー ク強度巳+ピーク強度〇 の値を算出することにより得られる。 ウルツ鉱型 〇 2020/174921 9 卩（：171? 2020 /001436
窒化硼素の含有率は、 ピーク強度巳/ （ピーク強度 十ピーク強度巳 +ピー ク強度＜3） 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＜3/ （ピーク強度 十ピーク強度巳+ピーク強度〇 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。
[0048] ＜転位密度＞
本開示の立方晶窒化硼素多結晶体において、 立方晶窒化硼素の転位密度は 8X 1 015/〇!2より大きい。 該立方晶窒化硼素多結晶体は、 多結晶体中に比 較的多くの格子欠陥を有し、 歪が大きいため、 強度が向上している。 従って 、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工において も、 長い工具寿命を有することができる。 転位密度は、 9X 1 015/〇12以上 が好ましく、 1. 0 X 1 016/ 2以上が更に好ましい。 転位密度の上限は特 に限定されないが、 製造上の観点から、 1. 4 X 1 01
Figure imgf000011_0001
とすることがで きる。 すなわち、 転位密度は 8 X 1 015/ 2より大きく 1. 4X 1 016/〇1 2以下が好ましく、 9 X 1 015/〇12以上·！ . 4 X 1 016/〇12以下がより好 ましく、 ·！ . 0 X 1 016/〇12以上·！ . 4 X 1 016/〇12以下が更に好ましい 〇
[0049] 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. 001111X2. 00101であり、 厚みが 1. 00101である。 試験片 の観察面を研磨する。
[0050] 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 （1 1 1） 、 （200） 、 （220） 、 （3 1 1
） 、 （400） 、 （33 1） 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。
[0051] （X線回折測定条件）
X線源：放射光 〇 2020/174921 10 卩（：171? 2020 /001436
装置条件：検出器 1\1 3 I （適切な［¾〇 I により蛍光をカッ トする。 ） エネルギー： 1 8 1< 6 V （波長： 〇. 6 8 8 8 ）
分光結晶： 3 丨 （1 1 1）
入射スリッ ト ：幅5〇1〇1 高さ〇. 5〇1 111
受光スリッ ト ：ダブルスリッ ト （幅 3〇!〇! X高さ〇. 5〇!〇!）
ミラー： 白金コート鏡
入射角 ： 2 . 5〇! 「 8〇1
走査方法： 2 0 - 0 3 0 3 11
測定ピーク ：立方晶窒化硼素の （1 1 1） 、 （2 0 0） 、 （2 2 0） 、 （
3 1 1） 、 （4 0 0） 、 （3 3 1） 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。
［0052］ 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 2 0 0 0〇〇 3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 1 〇倍程度とする。
［0053］ 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 〇 †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、 ！_ 3巳6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〇とみなすことが できる。
［0054］ 得られた真のラインプロファイルを修正
Figure imgf000012_0001
法及び修正 1«3「「6门 -八 「 3（^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 I 丨 3 1113（^- 1 I法及び修正
Figure imgf000012_0002
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。 〇 2020/174921 11 卩（：171? 2020 /001436
[0055]
Figure imgf000013_0001
法の式は、 下記式 （丨） で示される〇
[0056] [数 1]
【數 1】
Figure imgf000013_0002
[0057] （上記式 （ I） において、
Figure imgf000013_0003
はラインプロファイルの半値幅、 0は結晶子 サイズ、 IV!は配置パラメータ、 匕はバーガースベクトル、 |〇は転位密度、 < は散乱ベクトル、 〇 （<2〇） は <2〇の高次項、 〇はコントラストファクタ —の平均値を示す。 ）
上記式 （I） における〇は、 下記式 （II） で表される。
[0058] 〇=〇議 [ 1 - 9（^+ 212 + 1<212）パ + 1<2 + 12）2] （II） 0
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 ラストファクター〇_およびコントラストファクターに関する係数 は、 計算 コード八1\1 丨 〇を用い、 すべり系が <1 1 0> {1 1 1 } 、 弾性スティフ
Figure imgf000013_0004
4409 as 〇12が 1. 90 3、 〇44が 4. 83◦ 3として 求める。 コントラストファクター〇_は、 らせん転位は〇. 203であり、 刃 状転位は〇. 2 1 2である。 コントラストファクターに関する係数 9は、 らせ ん転位は 1. 65であり、 刃状転位は〇. 58である。 なお、 らせん転位比 率は 0. 5、 刃状転位比率は〇. 5に固定する。
[0059] 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〇を用いて下 記式 （III） の関係が成り立つ。
[0060] <£（し ンニ 〇匕2/47^）1门（[^/1_） （III）
（上記式 （III） において、
Figure imgf000013_0005
は転位の有効半径を示す。 ）
上記式 （III） の関係と、
Figure imgf000013_0006
の式より、 下記式 （IV） の様に 表すことができ、
Figure imgf000013_0007
して、 転位密度）0及び結晶子サイ ズを求めることができる。
Figure imgf000013_0008
\¥02020/174921 12 卩（：17 2020/001436
（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 Wi U iamson-HaU法及び修正 Warren-Averbach法の詳細は、 “T. Ungar and A. Borbe Ly, ihe effect of dislocation contrast on x- ray Une broadening: A new approach to Une profile analysis
” Appl. Phys. Lett. , vo L. 69, no. 21, p. 3173, 1996.” 及び “T· Ungar, S. Ott, P. Sanders, A. Borbe Ly, 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。
[0062] <結晶粒 >
（メジアン径 d 50）
本開示の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 d 50 （以下、 「メジアン径 d 50」 とも記す。 ） は 0. 1 Mm以 上 0. 5 Mm以下である。 従来、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 結晶粒の粒径 が小さいほど高強度となり、 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 1 00 n m未満） が、 これにより靱性が低下する傾向があっ た。
[0063] _方、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 上記 （N） に記載の通り、 立 方晶窒化硼素の転位密度を大きくすることにより強度を確保しているため、 粒径を従来よりも大きくすることができる。 このため、 本開示の立方晶窒化 硼素多結晶体は、 靱性が向上し、 優れた耐亀裂伝搬性を有することができる 。 従って、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工 においても、 長い工具寿命を有することができる。
[0064] （メジアン径 d 50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含まれる複数の結晶粒の円 〇 2020/174921 13 卩（：171? 2020 /001436
相当径のメジアン径 5 0とは、 任意に選択された 5箇所の各測定箇所にお いて、 複数の結晶粒のメジアン径 5 0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。
[0065] なお、 出願人が測定した限りでは、 同一の試料においてメジアン径 5 0 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。
[0066] 立方晶窒化硼素多結晶体が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、 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。
[0067] 各測定箇所における複数の結晶粒の円相当径のメジアン径 5 0の測定方 法について下記に具体的に説明する。
[0068] 測定箇所が露出するように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 3巳 IV! （日本電子株式会社社製 「」 3 1\/1 - 7 5 0 0 」 （商品名） ） を用いて観 察し、 3巳 IV!画像を得る。 測定視野のサイズは 1 2 1 5 とし、 観 察倍率は 1 0 0 0 0倍とする。
[0069] 5つの 3巳1\/1画像のそれぞれについて、 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、 画像処理ソフト 0« _ 〇† \^「. 7. 4. 5） を用いて 、 各結晶粒の円相当径の分布を算出する。
[0070] メジアン径 5 0は、 測定視野の全体を分母として算出する。 結晶粒の円 相当径の分布から、 メジアン径 5 0を算出する。
[0071 ] <用途 >
本開示の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。
[0072] 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた切削工具、 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 〇 2020/174921 14 卩（：171? 2020 /001436
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。
[0073] 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、 夕 ップ、 切削バイ トなどを挙げることができる。
[0074] 耐摩工具としては、 ダイス、 スクライパー、 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。
[0075] [実施の形態 2 :立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法]
本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法を、 図 1〜図 5を用いて説明 する。 図 1は、 窒化硼素の圧力一温度相図である。 図 2〜図 4は、 本開示の 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 5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。
[0076] 本開示の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。 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造 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、 1 7 0 0 °〇以上 2 5 0 0 °〇以下の温度、 及び、 8◦ 8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、 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、 1 7 0 0 °〇以上 2 5 0 0 °〇以下の温度、 及び、 8◦ 3以上の圧力条件下で 3分以上 6 0分以下保持する工程 （以下、 「最終焼結工程」 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、 温度を丁 （°〇） 、 圧力を （ 0 9 a） 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、 式 1 : ³ - 0 · 0 0 3 7丁+ 1 1 . 3 0 1
式 2 : £ - 0 . 0 8 5丁+ 1 1 7 〇 2020/174921 15 卩（：171? 2020 /001436
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 500°〇以下であり、 加熱加圧する工程は、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域 内の温度及び圧力で 1 〇分以上保持する工程を含む。
[0077] 本開示の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について 説明する。
[0078] 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位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。
[0079] 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
[0080] 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、 「 巳1\!安定領域」 と記す。 ） は、 温度を丁 （°〇） 、 圧力を （〇 3） 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。
[0081] 式 1 : ³-0· 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 70
[0082] 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、 「11巳1\1安定領域」 と記す。 ） は、 温度を丁 （°〇） 、 圧力を （〇 3） とした時に、 下記式八及び下記式巳を同時に満たす温度及び圧力、 又 は下記式＜3及び下記式 0を同時に満たす温度及び圧力として定義する。
[0083] 式八 ： £— 0. 0037丁+ 1 1. 301
式巳 ： £-0. 085丁+ 1 1 7
式〇 ： £0· 0027丁 +〇. 3333
式 0 : ³-0. 085丁+ 1 1 70
[0084] 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 〇 2020/174921 16 卩（：171? 2020 /001436
おいて、 「〇巳1\1安定領域」 と記す。 ） は、 温度を丁 （°〇） 、 圧力を （◦ 9 a） とした時に、 下記式口及び下記式巳を同時に満たす温度及び圧力とし て定 する。
[0085] 式 0 : ³— 0 . 0 8 5 1 + 1 1 7
Figure imgf000018_0001
[0086] 従来、 六方晶窒化硼素を、 立方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力ま で到達させるための加熱加圧経路として、 図 5に示される経路 （以下、 「図 5の経路」 とも記す。 ） が検討されていた。
[0087] 図 5の経路では、 開始点 3の温度及び圧力 （常温常圧） から、 立方晶窒化 硼素の安定領域内の温度 （以下、 「目的温度」 とも記す。 ） 及び圧力 （以下 、 「目的圧力」 とも記す。 ） まで加熱加圧する際に、 まず、 圧力を目的圧力 （図 5では約 8 0 3） まで上げ （図 5の矢印巳 1） 、 その後に、 温度を目 的温度 （図 5では約 1 9 0 0 °〇 まで上げる （図 5の矢印巳 2） 。 図 5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。
[0088] 図 5の経路では、 開始点 3から立方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧 力へ到達する途中で、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域を通過する。 従来は、 製造工程のサイクルタイムを短くするために、 開始点 3から立方晶窒化硼素 の安定領域内へ到達するための時間は短い方が良いと考えられていた。 また 、 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 で一定時間保持することにより、 得られる立方晶窒化硼素多結晶体の品質が 向上するという知見も存在しなかった。 このため、 加熱加圧条件は、 ウルツ 鉱型窒化硼素の安定領域を通過する時間がより短くなるように設定されてい た。
[0089] しかし、 図 5の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体では、 加工時に欠 損が生じやすく、 工具寿命が短くなる傾向があった。 本発明者らは、 その理 由を究明すべく図 5の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体について分析 評価を行ったところ、 立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の含有率 〇 2020/174921 17 卩（：171? 2020 /001436
が工具寿命に影響を与えると推察された。 ここで、 立方晶窒化硼素多結晶体 中の立方晶窒化硼素の含有率とは、 立方晶窒化硼素多結晶体が立方晶窒化硼 素とともに、 六方晶窒化硼素及び/又はウルツ鉱型窒化硼素を含む場合、 立 方晶窒化硼素、 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を分 母とした場合の立方晶窒化硼素の含有率を意味する。
[0090] 具体的には、 図 5の経路では、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内での保持 時間が短いため、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素への変換率が低下 し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率も低下する傾向があると推察され た。 このため、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体では、 立方晶窒化硼素の含 有率が低下し、 加工時に欠損が生じやすく、 工具寿命が短くなる傾向がある と推察された。
[0091 ] 更に本発明者らが検討を重ねた結果、 立方晶窒化硼素多結晶体の製造工程 において、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度が、 立方晶窒化硼素 の転位密度と関係し、 結果として、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体の強度 に影響を与えることが推察された。
[0092] 本発明者らは上記の状況、 並びに、 立方晶窒化硼素多結晶体に含まれる複 数の結晶粒の粒径が靱性に与える影響を考慮しつつ、 立方晶窒化硼素多結晶 体の製造工程における圧力及び温度の経路を鋭意検討した。 この結果、 本発 明者らは、 難削材の加工においても、 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加熱加圧条件を見いだした。
[0093] 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法の各工程の詳細について、 図
2〜図 4を用いて下記に説明する。 なお、 図 2〜図 4において、 矢印は加熱 加圧経路を示す。 また、 矢印の先端に丸が記載されている場合は、 その温度 及び圧力で一定時間保持されることを示す。 また、 図 2〜図 4で示される経 路は一例であり、 これに限定されるものではない。
[0094] <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 9 8 . 5 %以上 〇 2020/174921 18 卩（：171? 2020 /001436
が好ましく、 99%以上がより好ましく、 1 00%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、 〇. 1 Mm以上 1 〇 m以下とすることができる。
[0095] <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、 1 700°C以上 2500°C以下の温度 （以下、 「到達温 度」 とも記す。 ） 、 及び、 8G P a以上の圧力 （以下、 「到達圧力」 とも記 す。 ） まで加熱加圧する （図 2では矢印 A 1、 A 2及び A 3、 図 3では矢印 B 1、 B 2、 B3及び B4、 図 4では矢印 C 1、 C2、 C3及び C4） 。 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 500 °C以下である。 更に、 加熱加圧工程は、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の 温度及び圧力で 1 0分以上保持する工程を含む （図 2では a 1、 図 3では b
I、 図 4では c 1及び c 2） 。
[0096] 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 A2と P = _0. 0037 T+ 1 1. 301の線との交点における温度 （約 250°C） であり、 図 3で は、 矢印 B 2と P = _0. 0037 T+ 1 1. 301の線との交点における 温度 （約 250°C） であり、 図 4では、 矢印 C2と P =— 0. 0037 T +
I I . 301の線との交点における温度 （約 250°〇 である。
[0097] 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 5
00°C以下である。 これによると、 六方晶窒化硼素粉末は原子拡散が起こり 難い環境で、 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は、 多結晶体中に比 較的多くの格子欠陥を有し、 立方晶窒化硼素の転位密度が大きく、 歪みが大 きいため、 強度が向上している。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用い た工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することがで きる。 〇 2020/174921 19 卩（：171? 2020 /001436
[0098] ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は 300 °〇以下が好ましく、
1 00°〇以下が更に好ましい。 突入温度が低いほど原子拡散が起こりにくく 、 格子欠陥が増加する傾向がある。 突入温度の下限は、 例えば 1 0°〇とする 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 1 0°〇以上 5 00 °〇以下が好ましく、 1 0 °〇以上 300 °〇以下がより好ましく、 1 0 °〇以 上 1 00°〇以下が更に好ましい。
[0099] 加熱加圧する工程は、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力で
1 〇分以上保持する工程を含む。 これによると、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定 領域内での保持時間が長いため、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素へ の変換率が向上し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率も向上する。 この ため、 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増加 し、 加工時に欠損が生じ難い。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた 工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができ る。
[0100] 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、 1 5分 以上が好ましく、 30分以上がより好ましい。 保持時間の上限は、 製造上の 観点から、 60分が好ましい。 保持時間は 1 0分以上 60分以下が好ましく 、 1 5分以上 60分以下がより好ましく、 30分以上 60分以下が更に好ま しい。
[0101] 加熱加圧する工程は、 温度を丁 （で） 、 圧力を （〇 3） とした時に、 下記式 1、 下記式 2及び下記式 3を同時に満たす領域内の温度及び圧力で 1 0分以上保持する工程 （以下、 「加熱加圧工程 」 とも記す。 ） を含むこと が好ましい。
[0102] 式 1 : ³_0. 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
式 3 : £-0· 0037丁+ 1 1. 375。
[0103] 上記式 1、 式 2及び式 3を同時に満たす領域とは、 ウルツ鉱型窒化硼素の 安定領域内で、 六方晶窒化硼素の安定領域とウルツ鉱型窒化硼素の安定領域 〇 2020/174921 20 卩（：171? 2020 /001436
との境界近傍の領域である。 この領域で 1 0分以上保持することにより、 格 子欠陥が更に生じやすくなる。 このため、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体 は、 多結晶体中に多くの格子欠陥を有し、 歪みが大きいため、 更に強度が向 上すると考えられる。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 更に長い工具寿命を有することができる。
[0104] 上記式 1、 式 2及び式 3を同時に満たす領域内の温度及び圧力での保持時 間は、 1 5分以上がより好ましく、 2 0分以上が更に好ましい。 保持時間の 上限は、 製造上の観点から、 6 0分が好ましい。 保持時間は 1 0分以上 6 0 分以下が好ましく、 1 5分以上 6 0分以下がより好ましく、 2 0分以上 6 0 分以下が更に好ましい。
[0105] 加熱加圧工程が上記式 1、 式 2及び式 3を同時に満たす領域内の温度及び 圧力で 1 〇分以上保持する工程を含む場合、 加熱加圧工程は、 その後、 更に 下記式 2及び下記式 4を満たす領域内の温度及び圧力で 1分以上保持するエ 程 （以下、 「加熱加圧工程巳」 とも記す。 ） を含むことができる。
[0106] 式 2 : 9£-0. 0 8 5 1 + 1 1 7
式 4 : ＞- 0 . 0 0 3 7丁+ 1 1 . 3 7 5。
[0107] これによると、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素への変換率が更に 向上し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率も向上する。 このため、 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増加し、 加工時 に欠損が生じ難い。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難 削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができる。
[0108] 上記式 2及び式 4を満たす領域内の温度及び圧力での保持時間は、 1 0分 以上がより好ましく、 1 5分以上が更に好ましい。 保持時間の上限は、 製造 上の観点から、 6 0分が好ましい。 保持時間は 1分以上 6 0分以下が好まし く、 1 0分以上 6 0分以下がより好ましく、 1 5分以上 6 0分以下が更に好 ましい。
[0109] 加熱加圧工程において、 上記の加熱加圧工程 のみを行っても良いし、 上 記の加熱加圧工程 の後に、 上記の加熱加圧工程巳を行っても良い。 また、 〇 2020/174921 21 卩（：171? 2020 /001436
加熱加圧工程は、 上記式 2及び上記式 4を満たす領域内で 1 0分以上保持す る工程とすることもできる。
[01 10] 加熱加圧工程における到達圧力は 8◦ 3以上であり、 1 0〇 3以上が 好ましく、 1 3◦ 3以上が更に好ましい。 該到達圧力の上限は特に限定さ れないが、 例えば、 1 5◦ 3とすることができる。 加熱加圧工程における 到達圧力は、 8〇 3以上 1 5 0 9 a以下が好ましく、 1 0◦ 3以上 1 5 ◦ 3以下がより好ましく、 1 3◦ 3以上 1 5◦ 3以下が更に好ましい
[01 1 1 ] 加熱加圧工程において、 図 2〜図 4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、 加熱加圧の経路はこれに限定されない。 加 熱加圧の経路は、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度を 5 0 0 °〇以 下とし、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力で 1 0分以上保持 でき、 到達温度を 1 7 0 0 °〇以上 2 5 0 0 °〇以下、 到達圧力を 8◦ 3以上 とすることができる経路であればよい。 例えば、 加熱と加圧を同時に行って もよい。
[01 12] 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。
[01 13] <最終焼結工程 >
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、 1 7 0 0 °〇以上 2 5 0 0 °〇以下の温度 （以下、 「最終焼結温度 」 とも記す。 ） 、 及び、 8 0 3以上の圧力 （以下、 「最終焼結圧力」 とも 記す。 ） 条件下で 3分以上 6 0分以下保持する工程を行う。 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。
[01 14] 最終焼結温度は 1 9 0 0 °〇以上 2 4 0 0 °〇以下が好ましい。 最終焼結圧力 は 8◦ 3以上 1 5◦ 3以下が好ましく、 1 0◦ 3以上 1 5◦ 3以下 がより好ましい。 最終焼結工程における保持時間は 1 0分以上 2 0分以下が 好ましい。 〇 2020/174921 22 卩（：171? 2020 /001436
[0115] ＜図 2〜図 4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]
図 2の経路では、 まず、 開始点 3から 500 °〇以下の所定温度 （図 2では 約 250°〇） まで昇温し （矢印八 1） 、 その後、 温度を維持したままウルツ 鉱型窒化硼素の安定領域内の圧力 （図 2では約 1309 a） まで加圧し （矢 印八2） 、 該温度 （約 250°〇 及び該圧力 （約 1309 a） において、 1 0分以上保持する （図 2の 3 1） 。 その後、 該圧力 （約 1 3〇 3） を維持 したまま、 温度を 1 700°〇以上 2500°〇以下 （図 2では約 2000°〇 に昇温し （矢印 3） 、 該温度 （約 2000°〇 及び該圧力 （約 1 30 3 ） において、 3分以上 60分以下保持する （図 2の 32） 。 図 2では、 加熱 加圧工程は、 矢印 1、 2及び 3、 並びに
Figure imgf000024_0001
で示され、 最終焼結工程 は 32で される。
[0116] 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 500°〇 以下 （約 250°〇 である。 これによると、 六方晶窒化硼素粉末は原子拡散 が起こり難い環境で、 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は、 多結晶 体中に比較的多くの格子欠陥を有し、 立方晶窒化硼素の転位密度が大きく、 歪みが大きいため、 強度が向上している。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶 体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有する ことができる。
[0117] 図 2の経路では、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力で 1 0 分以上保持する。 これによると、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内での保持 時間が長いため、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素への変換率が向上 し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率も向上する。 このため、 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増加し、 加工時に欠 損が生じ難い。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材 の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することができる。
[0118] 図 2の経路では、 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 〇 2020/174921 23 卩（：171? 2020 /001436
、 1 700°〇以上 2500°〇以下の温度、 及び、 8◦ 3以上の圧力条件下 で 3分以上 60分以下保持する。 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有する ことができる。
[0119] [図 3の経路]
図 3の経路では、 まず、 開始点 3から 500 °〇以下の所定温度 （図 3では 約 250°〇） まで昇温し （矢印巳 1） 、 その後、 温度を維持したまま、 下記 式 1、 下記式 2及び下記式 3を同時に満たす領域内の圧力 （図 3では約 1 0 . 409 a） まで昇圧し （矢印巳 2） 、 該温度 （約 250°〇 及び該圧力 （ 約 1 〇. 40 3） において、 1 0分以上保持する （図 3の匕 1） 。
[0120] 式 1 : ³_0. 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
式 3 : £-0· 0037丁+ 1 1. 375。
[0121] 次に、 該温度 （約 250°〇） を維持したまま、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定 領域内で昇圧する （図 3では約 1309 a） （矢印巳3） 。 続いて、 該圧力 （約 1309 a） を維持したまま、 温度を 1 700°〇以上 2500°〇以下 （ 図 3では約 2000°〇 に昇温し （矢印巳4） 、 該温度 （約 2000°〇 及 び該圧力 （約 1 30 3） において、 3分以上 60分以下保持する （図 3の 匕 2） 。 図 3では、 加熱加圧工程は、 矢印巳 1、 巳 2、 巳 3及び巳 4、 並び に、 13 1で示され、 最終焼結工程は匕 2で示される。
[0122] 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 500°〇 以下 （約 250°〇 である。 これによると、 六方晶窒化硼素粉末は原子拡散 が起こり難い環境で、 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は、 多結晶 体中に比較的多くの格子欠陥を有し、 立方晶窒化硼素の転位密度が大きく、 歪みが大きいため、 強度が向上している。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶 体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有する ことができる。 〇 2020/174921 24 卩（：171? 2020 /001436
[0123] 図 3の経路では、 上記式 1、 上記式 2及び上記式 3を同時に満たす領域内 の温度及び圧力で 1 〇分以上保持する工程を含む。 すなわち、 図 3の経路は 、 図 2の経路に比べて、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内で、 より六方晶窒 化硼素の安定領域に近い温度及び圧力 （すなわち、 ウルツ鉱型窒化硼素の安 定領域と六方晶窒化硼素の安定領域の境界近傍の温度及び圧力） で 1 〇分以 上保持している。 このため、 図 2の経路よりも、 格子欠陥が更に生じやすく 、 図 3の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、 図 2の経路で得られた 立方晶窒化硼素多結晶体に比べて、 多結晶体中により多くの格子欠陥を有し 、 歪みが大きいため、 更に強度が向上すると考えられる。 よって、 図 3の経 路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工 においても、 更に長い工具寿命を有することができる。
[0124] 図 3の経路では、 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 、 1 700°C以上 2500°C以下の温度、 及び、 8 G P a以上の圧力条件下 で 3分以上 60分以下保持する。 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有する ことができる。
[0125] [図 4の経路]
図 4の経路では、 まず、 開始点 Sから 500 °C以下の所定温度 （図 4では 約 250°C） まで昇温し （矢印 C 1） 、 その後、 温度を維持したまま、 下記 式 1、 下記式 2及び下記式 3を同時に満たす領域内の圧力 （図 4では約 1 0 . 4G P a） まで昇圧し （矢印 C2） 、 該温度 （約 250°C） 及び該圧力 （ 約 1 0. 4 G P a） において、 1 0分以上保持する （図 3の c 1） 。
[0126] 式 1 : P³_0. 0037 T+ 1 1. 301
式 2 : P£-0. 085 T+ 1 1 7
式 3 : P£-0. 0037 T+ 1 1. 375。
[0127] 次に、 該温度 （約 250°C） を維持したまま、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定 領域内で昇圧し （図 4では約 1 3 G P a） （矢印 C3） 、 該温度 （約 250 °C） 及び該圧力 （約 1 3 G P a） （図 4の c 2で示される温度及び圧力） に 〇 2020/174921 25 卩（：171? 2020 /001436
おいて、 1分以上保持する。 すなわち、 図 4の経路では、 上記式 1、 上記式 2及び上記式 3を同時に満たす温度及び圧力で 1 0分以上保持する工程の後 に、 更に下記式 2及び下記式 4を満たす領域内の温度及び圧力で 1分以上保 持する工程を含む。
[0128] 式 2 : P£-0. 085 T+ 1 1 7
式 4 : P>-0. 0037 T+ 1 1. 375。
[0129] 続いて、 上記の圧力 （約 1 3 G P a） を維持したまま、 温度を 1 700°C 以上 2500°C以下 （図 4では約 2000°C） に昇温し （矢印 C4） 、 該温 度 （約 2000°C） 及び該圧力 （約 1 3 G P a） において、 3分以上 60分 以下保持する （図 4の c 3） 。 図 4では、 加熱加圧工程は、 矢印 C 1、 C2 、 〇3及び04、 並びに、 c 1及び c 2で示され、 最終焼結工程は c 3で示 される。
[0130] 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 500°C 以下 （約 250°C） である。 これによると、 六方晶窒化硼素粉末は原子拡散 が起こり難い環境で、 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は、 多結晶 体中に比較的多くの格子欠陥を有し、 立方晶窒化硼素の転位密度が大きく、 歪みが大きいため、 強度が向上している。 よって、 該立方晶窒化硼素多結晶 体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有する ことができる。
[0131] 図 4の経路では、 上記式 1、 上記式 2及び上記式 3を同時に満たす領域内 の温度及び圧力で 1 〇分以上保持する工程を含む。 すなわち、 図 4の経路は 、 図 2の経路に比べて、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内で、 より六方晶窒 化硼素の安定領域に近い温度及び圧力 （すなわち、 ウルツ鉱型窒化硼素の安 定領域と六方晶窒化硼素の安定領域の境界近傍の温度及び圧力） で 1 〇分以 上保持している。 このため、 図 4の経路では、 図 2の経路よりも、 格子欠陥 が更に生じやすく、 図 4の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体は、 図 2 の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体に比べて、 多結晶体中に多くの格 〇 2020/174921 26 卩（：171? 2020 /001436
子欠陥を有し、 歪みが大きいため、 更に強度が向上すると考えられる。 よっ て、 図 4の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材 の高負荷加工においても、 更に長い工具寿命を有することができる。
[0132] 図 4の経路では、 上記式 1、 上記式 2及び上記式 3を同時に満たす領域内 の温度及び圧力で 1 0分以上保持する工程の後、 更に、 ウルツ鉱型窒化硼素 の安定領域内で昇圧し （図 4では約 1 3 0 9 a） （矢印 0 3） 、 該温度 （約 2 5 0 °〇 及び該圧力 （約 1 3◦ 3） において、 1分以上保持する （図 4 の〇 2） 。 すなわち、 図 4の経路では、 上記式 1、 上記式 2及び上記式 3を 同時に満たす温度及び圧力で 1 〇分以上保持する工程の後に、 更に下記式 2 及び下記式 4を満たす領域内の温度及び圧力で 1分以上保持する工程を含む
[0133] 式 2 : 9 £ - 0 . 0 8 5 1 + 1 1 7
式 4 : ＞- 0 . 0 0 3 7丁+ 1 1 . 3 7 5。
[0134] このため、 図 4の経路では、 図 3の経路よりも、 六方晶窒化硼素からウル ツ鉱型窒化硼素への変換率が更に向上し、 結果として立方晶窒化硼素への変 換率も更に向上する。 このため、 図 4の経路で得られた立方晶窒化硼素多結 晶体は、 図 3の経路で得られた立方晶窒化硼素多結晶体に比べて、 立方晶窒 化硼素の含有率が増加し、 加工時に欠損が生じ難い。 よって、 該立方晶窒化 硼素多結晶体を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 更に長いエ 具寿命を有することができる。
[0135] 図 4の経路では、 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 、 1 7 0 0 °〇以上 2 5 0 0 °〇以下の温度、 及び、 8〇 3以上の圧力条件下 で 3分以上 6 0分以下保持する。 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。
実施例
[0136] 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。 〇 2020/174921 27 卩（：171? 2020 /001436
[0137] [実施例 1 ]
実施例 1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、 結晶粒のメジアン径、 転位密度） と、 該立方 晶窒化硼素多結晶体を用いた工具で難削材の高負荷加工を行った場合の工具 寿命との関係を調べた。
[0138] <立方晶窒化硼素多結晶体の作製 >
試料 1 _ 1〜試料 9の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。
[0139] （準備工程）
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 5 〇） を 6 9準備した。 上記の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に設置した。
[0140] （加熱加圧工程及び最終焼結工程）
[試料 1 _ 1、 試料 1 _ 3、 試料 2 _ 2、 試料 3 _ 2、 試料 4〜試料 9 ] 上記の六方晶窒化硼素粉末を、 超高圧高温発生装置を用いて、 表 1の 「開 始点」 の 「温度」 及び 「圧力」 欄に記載される温度及び圧力から、 「第 1段 階」 の 「到達温度」 及び 「到達圧力」 欄に記載される温度及び圧力まで昇温 及び/又は昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0141 ] 続いて、 温度を維持したまま、 表 1の 「第 2段階」 の 「到達圧力」 欄に記 載される圧力まで昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0142] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 1の 「第 3段階」 の 「到達温度」 欄に記 載される温度まで昇温し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持して立 方晶窒化硼素多結晶体を得た。 試料 1 _ 1、 試料 1 _ 3、 試料 2 _ 2、 試料 3— 2、 試料 4〜試料 9では、 「第 3段階」 に記載されている 「到達温度」
、 「到達圧力」 及び 「保持時間」 での高温高圧処理は最終焼結工程に該当す る。
[0143] [試料 1 _ 2 ]
上記の六方晶窒化硼素粉末を、 超高圧高温発生装置を用いて、 表 1の 「開 〇 2020/174921 28 卩（：171? 2020 /001436
始点」 の 「温度」 及び 「圧力」 欄に記載される温度及び圧力から、 温度を維 持したまま、 「第 1段階」 の 「到達圧力」 欄に記載される圧力まで昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0144] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 1の 「第 2段階」 の 「到達温度」 欄に記 載される温度まで昇温し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持して立 方晶窒化硼素多結晶体を得た。 試料 1 _ 2では、 「第 2段階」 に記載されて いる 「到達温度」 、 「到達圧力」 及び 「保持時間」 での高温高圧処理は最終 焼結工程に該当する。
[0145] [試料 2 _ 1、 試料 2 _ 3、 試料 3 _ 1、 試料 3 _ 3 ]
上記の六方晶窒化硼素粉末を、 超高圧高温発生装置を用いて、 表 1の 「開 始点」 の 「温度」 及び 「圧力」 欄に記載される温度及び圧力から、 「第 1段 階」 の 「到達温度」 及び 「到達圧力」 欄に記載される温度及び圧力まで昇温 及び昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0146] 続いて、 温度を維持したまま、 表 1の 「第 2段階」 の 「到達圧力」 欄に記 載される圧力まで昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0147] 続いて、 温度を維持したまま、 表 1の 「第 3段階」 の 「到達圧力」 欄に記 載される圧力まで昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0148] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 1の 「第 4段階」 の 「到達温度」 欄に記 載される温度まで昇温し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持して立 方晶窒化硼素多結晶体を得た。 試料 2 _ 1、 試料 2 _ 3、 試料 3 _ 1、 試料 3— 3では、 「第 4段階」 に記載されている 「到達温度」 、 「到達圧力」 及 び 「保持時間」 での高温高圧処理は最終焼結工程に該当する。
[0149] <評価 >
（組成の測定）
上記で得られた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。 結果を表 1の 「〇巳 含有率」 欄に示す。 〇 2020/174921 29 卩（：171? 2020 /001436
[0150] なお、 全ての試料において、 〇巳1\1、 巳 1\1及び圧縮型 巳 1\1以外の成分 は同定されなかった。
[0151 ] （転位密度の測定）
上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の転位密度を 、 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 1 1 1 1
Figure imgf000031_0001
法 及び修正 13「「6^八¥6 3〇11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。 結果を表 1の 「転位密度」 欄に示す。
[0152] （結晶粒のメジアン径 5 0の測定）
上記で得られた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 5 0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。 結果を表 1の 「メジアン径 （ 5 0） 」 欄に示す。
[0153] （切削試験）
上記で得られた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 1\1 11 -〇 〇八 1 2 0 4 0 8 （住友電エハードメタ 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 削条件で丁 丨 6八 丨 4 丸棒 （0 2〇〇〇1〇1、 V形状スリッ ト 1本あり） の 断続切削を行い、 工具寿命を評価した。 なお、 被削材である丁 丨 6 I 4 丸棒は難削材である。
[0154] （切削条件）
被削材： 丁 丨 6八 丨 4 丸棒 （0 2〇〇〇1〇1、 V形状スリッ ト 1本あり） 工具形状：
ホルダー型番口〇
Figure imgf000031_0002
2 5 2 5 （住友電エハードメタル （株） 製） インサート型番 1\! II—〇 〇八 1 2 0 4 0 8 （住友電エハードメタル （株 ） 製）
切削速度： 1 8 0 111 / 111 丨
送り量： 〇. 1 01 111 /刃 〇 2020/174921 30 卩（：171? 2020 /001436
切込み量： 〇. 1 5 01 01
クーラント ： 巳丁
なお、 上記の切削条件は、 難削材の高負荷加工に該当する。
[0155] 上記の切削条件で切削し、 逃げ面から観察した工具の欠損量が 1 〇〇 以上となるまでの加工時間を工具寿命として測定した。 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。 結果を表 1の 「工具 寿命」 欄に示す。
[0156]
\¥0 2020/174921 31 卩（：17 2020 /001436
Figure imgf000033_0001
[0157] ＜考察＞ 〇 2020/174921 32 卩（：171? 2020 /001436
[試料 1 _ 1〜試料 1 _ 3 ]
試料 1 _ 1〜試料 1 _ 3の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料
1 - 1〜試料 1 _ 3の立方晶窒化硼素多結晶体は、 いずれも立方晶窒化硼素 を 9 8 . 5体積％以上含み、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 1
Figure imgf000034_0001
よ り大きく、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 以上〇. 5 以下であ り、 実施例に該当する。 試料 1 _ 1〜試料 1 _ 3の立方晶窒化硼素多結晶体 を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有するこ とが確認された。
[0158] なお、 試料 1 _ 1〜試料 1 _ 3の工具寿命を比べると、 試料 1 _ 1及び試 料 1 _ 3は、 試料 1 _ 2よりも長かった。 これは、 試料 1 _ 1及び試料 1 —
3は、 第 1段階での到達温度及び到達圧力が、 上記式 1、 式 2及び式 3を同 時に満たす温度及び圧力であり、 該温度及び該圧力で 1 0分以上保持するエ 程を含むため、 該工程を含まない試料 1 _ 2よりも格子欠陥が生じやすく、 強度が大きいためと考えられる。
[0159] 更に、 試料 1 _ 1及び試料 1 _ 3の工具寿命を比べると、 試料 1 _ 1は、 試料 1 _ 3よりも長かった。 これは、 試料 1 — 1は、 試料 1 —3に比べて、 第 2段階での到達温度及び到達圧力 （すなわち、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定 領域内） での保持時間が長いため、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素 への変換率が更に向上し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率が試料 1 _
3よりも高く、 立方晶窒化硼素の含有率が大きいためと考えられる。
[0160] [試料 2 _ 1〜試料 2 _ 3 ]
試料 2 _ 1〜試料 2 _ 3の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料
2 - 1〜試料 2 _ 3の立方晶窒化硼素多結晶体は、 いずれも立方晶窒化硼素 を 9 8 . 5体積％以上含み、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 1
Figure imgf000034_0002
よ り大きく、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 以上〇. 5 以下であ り、 実施例に該当する。 試料 2 _ 1〜試料 2 _ 3の立方晶窒化硼素多結晶体 を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有するこ とが確認された。 〇 2020/174921 33 卩（：171? 2020 /001436
[0161 ] なお、 試料 2 _ 1〜試料 2— 3の工具寿命を比べると、 試料 2— 1及び試 料 2— 3は、 試料 2— 2よりも長かった。 これは、 試料 2— 1及び試料 2—
3は、 第 2段階での到達温度及び到達圧力が、 上記式 1、 式 2及び式 3を同 時に満たす温度及び圧力であり、 該温度及び該圧力で 1 0分以上保持するエ 程を含むため、 該工程を含まない試料 2 _ 2よりも格子欠陥が生じやすく、 強度が大きいためと考えられる。
[0162] 更に、 試料 2 _ 1及び試料 2— 3の工具寿命を比べると、 試料 2— 1は、 試料 2— 3よりも長かった。 これは、 試料 2— 1は、 試料 2— 3に比べて、 第 3段階の到達温度及び到達圧力 （すなわち、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領 域内） での保持時間が長いため、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素へ の変換率が更に向上し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率が試料 2 _ 3 よりも高く、 立方晶窒化硼素の含有率が大きいためと考えられる。
[0163] [試料 3 _ 1〜試料 3 _ 3 ]
試料 3 _ 1〜試料 3 _ 3の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料 3 - 1〜試料 3 _ 3の立方晶窒化硼素多結晶体は、 いずれも立方晶窒化硼素 を 9 8 . 5体積％以上含み、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 1 0 1 5/ 2よ り大きく、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 以上〇. 5 以下であ り、 実施例に該当する。 試料 3 _ 1〜試料 3 _ 3の立方晶窒化硼素多結晶体 を用いた工具は、 難削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有するこ とが確認された。
[0164] なお、 試料 3 _ 1〜試料 3— 3の工具寿命を比べると、 試料 3— 1及び試 料 3— 3は、 試料 3— 2よりも長かった。 これは、 試料 3— 1及び試料 3—
3は、 第 2段階での到達温度及び到達圧力が、 上記式 1、 式 2及び式 3を同 時に満たす温度及び圧力であり、 該温度及び該圧力で 1 0分以上保持するエ 程を含むため、 該工程を含まない試料 3 _ 2よりも格子欠陥が生じやすく、 強度が大きいためと考えられる。
[0165] 更に、 試料 3 _ 1及び試料 3— 3の工具寿命を比べると、 試料 3— 1は、 試料 3— 3よりも長かった。 これは、 試料 3— 1は、 試料 3— 3に比べて、 〇 2020/174921 34 卩（：171? 2020 /001436
第 3段階での到達温度及び到達圧力 （すなわち、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定 領域内） での保持時間が長いため、 六方晶窒化硼素からウルツ鉱型窒化硼素 への変換率が更に向上し、 結果として立方晶窒化硼素への変換率が試料 3 _
3よりも高く、 立方晶窒化硼素の含有率が大きいためと考えられる。
[0166] [試料 4、 試料 7 ]
試料 4及び試料 7の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料 4及び 試料 7の立方晶窒化硼素多結晶体は、 いずれも立方晶窒化硼素を 9 8 . 5体 積％以上含み、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 X 1 0 1 5/ 2より大きく、 結 晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 以上〇. 5 以下であり、 実施例に 該当する。 試料 4及び試料 7の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 難 削材の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することが確認された。
[0167] なお、 試料 4及び試料 7の工具寿命を比べると、 試料 4の方が長かった。
これは、 試料 4は、 試料 7よりも、 最終焼結工程における圧力が高く、 立方 晶窒化硼素の含有率が大きいためと考えられる。
[0168] [試料 5、 試料 6 ]
試料 5及び試料 6の製造方法は、 いずれもウルツ鉱型窒化硼素の安定領域 内への突入温度が 5 0 0 °〇を超えており、 比較例に該当する。 試料 5及び試 料 6の立方晶窒化硼素多結晶体は、 いずれも立方晶窒化硼素の転位密度が 8 X 1 0 1 5/〇1 2以下であり、 比較例に該当する。 試料 5及び試料 6の立方晶窒 化硼素多結晶体を用いた工具は、 工具寿命が短かった。 これは、 試料 5及び 試料 6の製造方法では、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内への突入温度が 5 0 0 °〇を超えているため、 格子欠陥が生じ難く、 得られた立方晶窒化硼素多 結晶体において転位密度が小さくなり、 強度が低下したためと考えられる。
[0169] [試料 8 ]
試料 8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で 1 0分以上保持する工程を含まず、 比較例に該当する。 試料 8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 9 8 . 3体積％であり、 比較例 に該当する。 試料 8の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 工具寿命が 〇 2020/174921 35 卩（：171? 2020 /001436
短かった。 これは、 試料 8の製造方法はウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の 温度及び圧力で 1 0分以上保持する工程を含ないため、 六方晶窒化硼素から ウルツ鉱型窒化硼素への変換率が低く、 結果として立方晶窒化硼素への変換 率も低くなり、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体の立方晶窒化硼素の含有率 が小さいためと考えられる。 また、 試料 8の製造方法は、 試料 4及び試料 7 に比べて、 最終焼結工程における焼結圧力が低いため、 立方晶窒化硼素への 変換率が低くなり、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体において立方晶窒化硼 素の含有率が小さくなり、 結果として、 試料 8の立方晶窒化硼素多結晶体は 、 試料 4及び試料 7に比べて、 工具寿命が短くなったと考えられる。
[0170] [試料 9 ]
試料 9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で 1 0分以上保持する工程を含まず、 比較例に該当する。 試料 9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 9 8 . 2体積％であり、 比較例 に該当する。 試料 9の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 工具寿命が 短かった。 これは、 試料 9の製造方法はウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の 温度及び圧力で 1 0分以上保持する工程を含ないため、 六方晶窒化硼素から ウルツ鉱型窒化硼素への変換率が低く、 結果として立方晶窒化硼素への変換 率も低くなり、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体において立方晶窒化硼素の 含有率が小さいためと考えられる。 また、 試料 9の製造方法は、 試料 4に比 ベて、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内での保持時間が短いため、 立方晶窒 化硼素への変換率が低くなり、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体において立 方晶窒化硼素の含有率が小さくなり、 結果として、 試料 9の立方晶窒化硼素 多結晶体は、 試料 4に比べて、 工具寿命が短くなったと考えられる。
[0171 ] [実施例 2 ]
実施例 2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、 結晶粒のメジアン径、 転位密度） と、 該立方 晶窒化硼素多結晶体を用いた工具で鉄系材料の高負荷加工を行った場合のエ 具寿命との関係を調べた。 〇 2020/174921 36 卩（：171? 2020 /001436
[0172] <立方晶窒化硼素多結晶体の作製 >
試料 1 〇〜試料 1 6の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。
[0173] （準備工程）
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 5 〇） を 6 9準備した。 上記の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に設置した。
[0174] （加熱加圧工程及び最終焼結工程）
[試料 1〜試料 1 6 ]
上記の六方晶窒化硼素粉末を、 超高圧高温発生装置を用いて、 表 1の 「開 始点」 の 「温度」 及び 「圧力」 欄に記載される温度及び圧力から、 圧力を維 持したまま、 「第 1段階」 の 「到達温度」 欄に記載される温度まで昇温し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0175] 続いて、 温度を維持したまま、 表 1の 「第 2段階」 の 「到達圧力」 欄に記 載される圧力まで昇圧し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持した。
[0176] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 1の 「第 3段階」 の 「到達温度」 欄に記 載される温度まで昇温し、 「保持時間」 の欄に記載される長さで保持して立 方晶窒化硼素多結晶体を得た。 なお、 「第 3段階」 に記載されている 「到達 温度」 、 「到達圧力」 及び 「保持時間」 での高温高圧処理は最終焼結工程に 該当する。
[0177] <評価 >
（組成の測定）
上記で得られた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。 結果を表 2の 「〇巳 含有率」 欄に示す。
[0178] （転位密度の測定）
上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体中の立方晶窒化硼素の転位密度を 〇 2020/174921 37 卩（：171? 2020 /001436
、 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 1111
Figure imgf000039_0001
法 及び修正 13「「6^八¥6 3〇11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。 結果を表 2の 「転位密度」 欄に示す。
[0179] （結晶粒のメジアン径 50の測定）
上記で得られた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 50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。 結果を表 2の 「メジアン径 （ 50） 」 欄に示す。
[0180] （切削試験）
上記で得られた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
Figure imgf000039_0002
（住友電エハードメタル （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 条件でねずみ錶鉄 〇 300ブロック材
Figure imgf000039_0003
111） の正面フライス加工を行い、 工具寿命を評価した。
[0181] （切削条件）
被削材：ねずみ錶鉄 〇 300ブロック材 （80111111X300111111X 1 5
Figure imgf000039_0004
（住友電エハードメタル （株） 製）
インサート型番 1\! II—〇 〇八 1 20408 （住友電エハードメタル （株 ） 製）
切削速度： 240〇111/|11 I 〇
送り量： 〇. 1 501111/刃
切込み量： 〇. 40101
クーラント ： 0 丫
なお、 上記の切削条件は、 鉄系材料の高負荷加工に該当する。
[0182] 上記の切削条件で切削し、 逃げ面から観察した工具の欠損量が 25〇 »栅。簦酣珈厂 (叫 ? ^ ^ ^ 8 ^ ^ ^±㈠㈠㈠7'·-
Table 2 »
〔〔¾0 ¥ 3__
Figure imgf000040_0002
Figure imgf000040_0001
〇 2020/174921 39 卩（：171? 2020 /001436
[0184] <考察 >
[試料 1 〇]
試料 1 0の製造方法は、 第 3段階 （最終焼結工程） における保持時間が 3 分未満 （2分） であり、 比較例に該当する。 試料 1 0の立方晶窒化硼素多結 晶体は、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 未満 （〇. 0 8 ） であ り、 比較例に該当する。 試料 1 〇の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は 、 工具寿命が短かった。 これは、 試料 1 0では、 最終焼結工程での保持時間 が短かったため、 粒成長が不十分となり、 結晶粒のメジアン径 5 0が小さ くなったためと考えられる。
[0185] [試料 1 1及び試料 1 2 ]
試料 1 1及び試料 1 2の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料 1 1及び試料 1 2の立方晶窒化硼素多結晶体は、 いずれも立方晶窒化硼素を 9 8 . 5体積％以上含み、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 1
Figure imgf000041_0001
より大 きく、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 以上〇. 5 以下であり、 実施例に該当する。 試料 1 1及び試料 1 2の立方晶窒化硼素多結晶体を用い た工具は、 鉄系材料の高負荷加工においても、 長い工具寿命を有することが 確認された。
[0186] [試料 1 3 ]
試料 1 3の製造方法は、 第 3段階 （最終焼結工程） における保持時間が 6 〇分超 （7 0分） であり、 比較例に該当する。 試料 1 3の立方晶窒化硼素多 結晶体は、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 5 超 （〇. 5 9 ） であ り、 比較例に該当する。 試料 1 3の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は 、 工具寿命が短かった。 これは、 試料 1 3では、 最終焼結工程での保持時間 が長かったため、 粒成長が過剰に進み、 結晶粒のメジアン径 5 0が大きく なったためと考えられる。
[0187] [試料 1 4 ]
試料】 4の製造方法は、 第 3段階 （最終焼結工程） の温度が 1 7 0 0 °〇未 満 （1 6 5 0 °〇 であり、 比較例に該当する。 試料 1 4の立方晶窒化硼素多 〇 2020/174921 40 卩（：171? 2020 /001436
結晶体は、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 1 未満 （〇. 0 9 ） で あり、 比較例に該当する。 試料 1 4の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具 は、 工具寿命が短かった。 これは、 試料 1 4では、 最終焼結工程の温度が低 かったため、 粒成長が不十分となり、 結晶粒のメジアン径 5 0が小さくな ったためと考えられる。
[0188] [試料 1 5 ]
試料 1 5の製造方法は、 第 3段階 （最終焼結工程） の温度が 2 5 0 0 °〇超 （2 5 5 0 °〇 であり、 比較例に該当する。 試料 1 5の立方晶窒化硼素多結 晶体は、 結晶粒のメジアン径 5 0が〇. 5 超 （〇. 6 0 ） であり
、 比較例に該当する。 試料 1 5の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 工具寿命が短かった。 これは、 試料 1 5では、 最終焼結工程の温度が高かっ たため、 粒成長が過剰に進み、 結晶粒のメジアン径 5 0が大きくなったた めと考えられる。
[0189] [試料 1 6 ]
試料 1 6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 5 0 0 °〇を超えており （1 0 0 0 °〇） であり、 比較例に該当する。 試料 1 6の 立方晶窒化硼素多結晶体は、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 X 1
Figure imgf000042_0001
以 下 （6 .
Figure imgf000042_0002
であり、 比較例に該当する。 試料 1 6の立方晶窒 化硼素多結晶体を用いた工具は、 工具寿命が短かった。 これは、 試料 1 6で は、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内への突入温度が 5 0 0 °〇を超えている ため、 格子欠陥が生じ難く、 転位密度が小さくなり、 強度が低下したためと 考えられる。
[0190] 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。
[0191 ] 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、 芾 I」 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 \¥02020/174921 41 卩（：17 2020/001436
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

〇 2020/174921 42 卩（：171? 2020 /001436 請求の範囲
[請求項 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の転位密度は 8 X 1 015/ 2より大きく、 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 複数の結晶粒を含み、
前記複数の結晶粒の円相当径のメジアン径 50は〇. 1 以上 〇. 5 〇!以下である、 立方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 2] 前記転位密度は 9 X 1
Figure imgf000044_0001
以上である、 請求項 1 に記載の立 方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 3] 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、 1 700°〇以上 2500°〇以下の温度、 及び 、 8◦ 3以上の圧力まで加熱加圧する工程と、
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、 1 700°〇以上 2500°〇以下の温度、 及び、 8◦ 3以上の圧力条 件下で 3分以上 60分以下保持する工程とを備え、 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、
Figure imgf000044_0002
圧力を 〇 3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、 式 1 : ³-0· 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
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 500 °〇以下であり、
前記加熱加圧する工程は、 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の 温度及び圧力で 1 〇分以上保持する工程を含む、 立方晶窒化硼素多結 晶体の製造方法。
[請求項 4] 前記突入温度は 300°〇以下である、 請求項 3に記載の立方晶窒化 〇 2020/174921 43 卩（：171? 2020 /001436
硼素多結晶体の製造方法。
[請求項 5] 前記加熱加圧する工程は、 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の 温度及び圧力で 1 5分以上保持する工程を含む、 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の製造方法。
[請求項 6] 前記加熱加圧する工程は、
Figure imgf000045_0001
圧力を 〇 3とした時に
、 下記式 1、 下記式 2及び下記式 3を同時に満たす領域内の温度及び 圧力で 1 〇分以上保持する工程を含む、
式 1 : ³-0· 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
式 3 : £-0· 0037丁+ 1 1. 375
請求項 3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 晶体の製造方法。
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