WO2020175642A1 - 立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法 - Google Patents

立方晶窒化硼素多結晶体及びその製造方法 Download PDF

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倫子 松川
久木野　暁
泰助 東
真知子 阿部
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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 is a priority right based on Japanese Patent Application No. 2 0 1 9-0 3 6 2 6 1 filed on February 28, 2019, and January 2 020 Claim priority based on P. 0/0/0 0 1 4 36, which is an international application filed on 17th July. All contents described in the Japanese patent application and the international 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 polycrystal of the present disclosure comprises:
  • the dislocation density of the cubic boron nitride is larger 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 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 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 second step includes the step of maintaining the temperature and pressure in the heating and pressurizing path at the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more. It is a manufacturing method.
  • Fig. 1 is a pressure-temperature phase diagram of boron nitride.
  • FIG. 2 illustrates an example of a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure. ⁇ 02020/175642 3 (:171?2020/008149
  • FIG. 1 A first figure.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining another example of the method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure.
  • 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.
  • FIG. 6 is a diagram for explaining the aspect ratio of crystal grains.
  • an object of the present invention is to provide a cubic boron nitride polycrystal that can have a long tool life when used as a tool, especially even under high load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials.
  • the purpose is to
  • a cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life when used as a tool, especially even in high-load machining of iron-based materials and 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, ⁇ 02020/175642 4 (:171?2020/008149
  • 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.
  • a cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life when used as a tool, particularly in high-load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials. ..
  • the dislocation density is preferably 9 XI 0 15 / ⁇ 12 or more. According to this, the fracture resistance of the tool is improved.
  • the total content of alkali metal elements and alkaline earth metal elements in the cubic boron nitride polycrystal is preferably 10 11 or less on a mass basis.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal can have an excellent tool life even in the ultra-high speed high-load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials.
  • the area of plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is obtained.
  • the ratio is preferably 30 area% or less.
  • a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have an excellent tool life.
  • the area ratio of the plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is preferably 5 area% or less.
  • a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a further excellent tool life.
  • the cubic boron nitride polycrystalline body contains 0.01 volume% or more of compression type hexagonal boron nitride.
  • a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have an excellent tool life.
  • the cubic boron nitride polycrystal is made of wurtzite type boron nitride in an amount of 0.1 volume.
  • the content is at least %.
  • a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have an excellent tool life.
  • the dislocation density is modified by the modified II i am son -H al I method and modified. It is preferably calculated using the method.
  • the dislocation density has a good correlation with the performance of the cubic boron nitride polycrystal.
  • the dislocation density is preferably measured using synchrotron radiation as an X-ray source.
  • the dislocation density has a good correlation with the performance of the cubic boron nitride polycrystal.
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal according to the present disclosure is the method for producing a cubic boron nitride polycrystal as described above,
  • 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 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 second step includes the step of maintaining the temperature and pressure in the heating and pressurizing path at 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 has a long tool life when used as a tool, especially in high-load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials. You can
  • the rush temperature is preferably 300° or less. 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.
  • cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is a sintered body
  • the term “polycrystalline body” is used in the present disclosure because a sintered body is usually intended to include a binder. The term is used.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure can have a long tool life when used as a tool, particularly in high-load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials. The reason for this is not clear, but (_1) ⁇ Presumed to be the street ⁇ 02020/175642 7 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is a cubic boron nitride 98.5 volume.
  • a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even under high load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials.
  • the dislocation density of cubic boron nitride is higher than 8 ⁇ 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, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high load machining of iron-based materials and 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 long tool life even in high load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure has been described as having a long tool life in high load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials. It is not limited to these.
  • a tool such as a knife 6 8 8 V ⁇ 02020/175642 8 ⁇ (: 171?2020/008149
  • Examples of the alloy include a ⁇ alloy and a cobalt-chromium alloy.
  • Examples of 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 has a total of one or both of compression type hexagonal boron nitride and wurtzite type boron nitride in addition to cubic boron nitride nitride within a range that exhibits the effect of the present disclosure. .5% by volume or less may be included.
  • “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.
  • unavoidable impurities include hydrogen, oxygen, carbon, alkali metal elements (in the present specification, alkali metal elements include lithium (I-), sodium (3), potassium ( ⁇ )) and alkali.
  • Earth Metal Element In this specification, the alkaline earth metal element is calcium ( Examples include strontium (including 30 and barium (3)), silicon (3), aluminum (8I), and the like.
  • the content of the unavoidable impurities is preferably 0.1% by mass or less.
  • the content of inevitable impurities is determined by secondary ion mass spectrometry (3 Can be measured by
  • Alkali metal elements lithium (I -), sodium (N3), potassium ( ⁇ )) and alkaline earth metal elements (calcium (calcium (calcium ( The total content of strontium (30, barium (Mi) 3) is preferably 10 or less.
  • the alkali metal element and the alkaline earth metal element have a catalytic action for the phase conversion between hexagonal boron nitride and cubic boron nitride. Cubic nitriding ⁇ 02020/175642 9 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal has a cutting edge and a work material in a cutting environment. Even if the interface of the tool is exposed to high temperature and high pressure, it is possible to satisfactorily suppress the development of tool damage due to the conversion of part of the cubic boron nitride constituting the tool into hexagonal boron nitride. ..
  • the lower limit of the total content of the alkali metal element and the alkaline earth metal element in the hexagonal boron nitride polycrystal is preferably 0.01. That is, the total content of alkali metal element and alkaline earth metal element in the hexagonal boron nitride polycrystal is preferably 0 or more and 10 111 or less.
  • a conventional cubic boron nitride sintered body is prepared by using, for example, ⁇ mi 1 ⁇ ! abrasive grains as a starting material, as described in Japanese Unexamined Patent Publication No. 20000_2 0 1 2 1 6 It is made.
  • the total content of the catalyst components (alkali metal elements, alkaline earth metal elements) remaining in the ⁇ 1 ⁇ 1 abrasive grains ( ⁇ ! ⁇ 1 Content of the catalyst component in 1 mol) is 2. 4 X 1 ⁇ - 4 ⁇ 1 3. 5 X 1 0 _ 4 mol.
  • the total content of the catalyst components of the conventional cubic boron nitride polycrystal obtained by sintering the ⁇ 1 ⁇ 1 abrasive grains is ⁇ 0.01 mass% (100) or more. It will be obvious to those skilled in the art.
  • the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is, as will be described later, prepared by using hexagonal boron nitride as a starting material and heating and pressing the hexagonal boron nitride without using a catalyst. Obtained by converting to crystalline boron nitride. Therefore, the content of the catalyst component in the cubic boron nitride polycrystal can be 10 or less on a mass basis.
  • the total content of silicon (3) and aluminum (8I) in the cubic boron nitride polycrystal is preferably 50 or less on a mass basis. According to this, a tool using the cubic boron nitride polycrystal has a cubic shape that constitutes the tool even if the interface between the cutting edge and the work material is exposed to local temperature and local pressure in a cutting environment. It is possible to satisfactorily suppress the development of tool damage caused by the reaction of part of the boron nitride nitrite with M 3 or I.
  • the cubic boron nitride polycrystal substantially contains a binder, a sintering aid, a catalyst and the like. ⁇ 02020/175642 10 ⁇ (: 171?2020/008149
  • 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 upper limit of the cubic boron nitride content can be 100% by volume or less, 99.99% by volume or less, 99.9% by volume or less, 99.89% by volume or less.
  • 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! 0.5% by volume or less is preferable, 0% by volume or more and 1% by volume or less is preferable, and 0% by volume is preferable. That is, it is preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not contain any of compression type hexagonal boron nitride and 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 preferred. That is, it is preferable that the cubic boron nitride polycrystal does not contain compression type hexagonal boron nitride.
  • the content of wurtzite 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.
  • Hexagonal boron nitride, compression type hexagonal boron nitride and wurtzite type boron nitride have a small friction resistance and can reduce the adhesion of the work material during cutting and reduce the cutting property. .. Further, hexagonal boron nitride, compression type hexagonal boron nitride and wurtzite type boron nitride are softer than cubic boron nitride and have excellent crack propagation resistance.
  • the cubic boron nitride polycrystal contains hexagonal boron nitride, compression type hexagonal boron nitride and wurtzite type boron nitride.
  • the cubic boron nitride polycrystal is prepared by compressing hexagonal boron nitride to 0.0. ⁇ 02020/175642 11 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the cubic boron nitride polycrystalline body preferably contains 0.01 volume% or more and 1.5 volume% or less of compression type hexagonal boron nitride, and preferably contains 0.01 volume% or more and 1 volume% or less.
  • the cubic boron nitride polycrystal preferably contains 99.99% by volume or less of cubic boron nitride.
  • the cubic boron nitride polycrystal contains 0.1% by volume or more of wurtzite type boron nitride.
  • the cubic boron nitride polycrystal preferably contains wurtzite boron nitride in an amount of 0.1% by volume or more and 1.5% by volume or less, more preferably 0.1% by volume or more and 1% by volume or less.
  • the cubic boron nitride polycrystal preferably contains 99.9% by volume or less of cubic 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.
  • the cubic boron nitride polycrystal is cut with a diamond grindstone electrodeposition wire, and the cut surface is used as an observation surface.
  • Tube current 40 eight
  • X-ray diffraction method 0-20 method.
  • the content of the compression type hexagonal boron nitride is obtained by calculating the value of peak strength / (peak strength tens of peak strength + peak strength ⁇ .
  • Wurtzite type boron nitride content is the peak content. It is obtained by calculating the value of strength intensity / (peak strength + 10 peak strength + peak strength ⁇ 3)
  • the content of cubic boron nitride is: peak strength ⁇ 3/ (peak strength + 10 peak strength + peak strength) It is obtained by calculating the value of strength ⁇ .
  • the strength 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, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials.
  • the dislocation density is preferably 9X10 15 /2 or more. It is more preferable that the value is .times.
  • the upper limit of the dislocation density is not particularly limited, but from the viewpoint of production, 1.4X10 1 Can be That is, the dislocation density is greater than 8 x 10 15 / 2 1.
  • 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. ⁇ 02020/175642 13 ⁇ (: 171?2020/008149
  • Incident slit Width 5 0 1 0 1 Height 0.
  • 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 including both a true spread due to a physical quantity such as nonuniform strain of the sample and a 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.
  • the parallelism ⁇ 02020/175642 14 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the diffraction line spread due to the device can be regarded as ⁇ .
  • Modify the obtained true line profile Method and Modification 1 «3""6 ⁇ -8" 3 ( ⁇ method is used to calculate the dislocation density.
  • Modified I ⁇ 3 1113 ( ⁇ - 1 I method and Modification 13 "" 6 8 ⁇ 61
  • the ⁇ 310 method is a known line profile analysis method used to determine dislocation density.
  • 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.
  • R e represents the effective radius of dislocation.
  • InA (L) InAs (L)-(TC L 2 pb 2 /2) ln (R e /L) (K 2 C) + 0 (K 2 C) 2 (IV) (Formula (IV ), A(L) is the Fourier series, AML) is the Fourier series related to the crystallite size, and L is the Fourier length. )
  • the median diameter d 50 (hereinafter, also referred to as “median diameter d 50 ”) of circle-equivalent diameters of a plurality of crystal grains contained in the cubic boron nitride polycrystal of the present disclosure is 0 1 m or more and 0.5 m. It is the following. Conventionally, 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 boron polycrystal has improved toughness and can have excellent crack propagation resistance. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials.
  • the area ratio of plate-like particles with an aspect ratio of 4 or more is 30 area%.
  • the following is preferable.
  • the decrease in toughness associated with the reduction in grain size was compensated by the presence of a plate-like structure in the cubic polycrystal.
  • these plate-like particles suddenly fall off from the cutting edge and cause damage to the cutting edge during high-efficiency machining of difficult-to-cut materials, causing a variation in tool life and a reduction in tool life.
  • the content of plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is reduced. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal is less likely to have a sudden edge loss due to the plate-like particles, and has a long tool life even in high-load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials. it can.
  • the area ratio of the plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is preferably 30 area% or less.
  • the area ratio of the plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more is preferably 0 area% or more and 30 area% or less, and more preferably 0 area% or more and 5 area% or less.
  • the median diameter 50 of the circle-equivalent diameter of a plurality of crystal grains contained in the cubic boron nitride polycrystal is a plurality of crystal grains at each of five arbitrarily selected measurement points. It means the value obtained by measuring the median diameter 50 of each and calculating the average value thereof.
  • the area ratio of plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more in a cubic boron nitride polycrystal means the aspect ratio at each of 5 arbitrarily selected measurement points. Means a value obtained by measuring the area ratio of plate-like particles having a value of 4 or more and calculating the average value of these. ⁇ 02020/175642 17 ⁇ (: 171?2020/008149
  • 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.
  • a method for measuring the median diameter 50 of the circle-equivalent diameters of a plurality of crystal grains and the area ratio of plate-like particles having an aspect ratio of 4 or more at each measurement location will be specifically described below.
  • 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.
  • Image processing software 0 « _ ⁇ ⁇ ⁇ “. 7. 4.
  • the grain boundaries of the crystal grains observed in the measurement visual field were separated. 5
  • the aspect ratio is the ratio of the major axis and the minor axis of the crystal grain at the cut surface (major axis/major axis). If the crystal grain shape is indefinite as shown in Fig. 6, the aspect ratio is calculated using image processing software according to the procedures in (3) to ( ⁇ ) below. Will be issued.
  • first line segment The longest line segment that can be drawn inside the crystal grain (both ends contact the crystal grain boundary) (hereinafter, also referred to as "first line segment") is specified, and Measure the length of the line segment !_ 1.
  • the longest line segment (both ends contacting the grain boundary) (hereinafter also referred to as the “second line segment”) is specified, and the length 1_2 of the second line segment is measured.
  • the median diameter 50 is calculated from the distribution of the equivalent circle diameters of all the crystal grains in the measurement visual field.
  • the area ratio of plate-like particles with an aspect ratio of 4 or more is calculated with the entire area of the measurement field of view as the denominator.
  • 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 be entirely composed of the cubic boron nitride polycrystal, or a part thereof (for example, in the case of a cutting tool, only the cutting edge portion) may be composed of cubic boron nitride polycrystal. Furthermore, a coating film may be formed on the surface of each tool.
  • a drill As the cutting tools, a drill, an end mill, a cutting edge exchangeable cutting tip for a drill, an exchangeable cutting edge tip for an end mill, an exchangeable cutting edge tip for milling, a cutting edge exchangeable cutting tip for turning, a metal saw, a tooth. 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 same as the cubic nitrogen nitride according to the first embodiment. ⁇ 02020/175642 19 ⁇ (: 171?2020/008149
  • a method for producing a cubic boron nitride polycrystal includes a first step of preparing hexagonal boron nitride powder (hereinafter, also referred to as “first step”), and the hexagonal boron nitride powder in wurtzite.
  • Type 2 pass through the temperature and pressure in the stable region of boron nitride, heat and pressurize it to a temperature of 1 700° ⁇ or more and 2500° ⁇ or less, and a pressure of 8 ⁇ 3 or more to obtain a boron nitride polycrystal.
  • Step (hereinafter, also referred to as “second step”) and the boron nitride polycrystal obtained in the second step, at a temperature of 1 700° ⁇ or more and 2500° ⁇ or less and a pressure condition of 8° 3 or more.
  • a third step of obtaining a cubic boron nitride polycrystal by holding it for 3 minutes or more and 60 minutes or less (hereinafter, also referred to as “third step”).
  • 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 ( ⁇ 3),
  • the plunge temperature of the wurtzite-type boron nitride into the stable region is 500° or less, and in the second step, the temperature and pressure in the heating/pressurizing route are set to the wurtzite type. This includes the step of maintaining the temperature and pressure within the stable region of boron nitride for 10 minutes or more.
  • 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 "11_1 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.
  • the temperature and pressure in the stable region of cubic boron nitride are the temperature (° ⁇ ),
  • the pressure is ( ⁇ 9 a)
  • it is defined as the temperature and pressure that simultaneously satisfy the following formula port and the following formula.
  • the starting point 3 passes through the stable region of the wurtzite boron nitride while it reaches the temperature and pressure in the stable region of the cubic boron nitride.
  • the time from the starting point 3 to reach the stable region of cubic boron nitride should be short.
  • the quality of the obtained cubic boron nitride polycrystal is improved by maintaining the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite type boron nitride for a certain time in the heating and pressurizing route of the second step. Did not exist either. For this reason, the heating and pressurizing conditions were set so that the time for passing through the stable region of wurtzite boron nitride would be shorter.
  • 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 inventors of the present invention considered 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 investigated.
  • the present inventors have found a heating and pressurizing condition that can obtain a cubic boron nitride polycrystal that can have a long tool life even when processing iron-based materials and difficult-to-cut materials. I heard
  • the ⁇ 1 ⁇ 1 powder was used as a starting material, and the ⁇ 1 ⁇ 1 powder was pressed and then heated and sintered. To do. It is inferred that, by pressurization, high hardness Omi 1 ⁇ 1 powders contact each other and dislocations are introduced into Omi 1 ⁇ 1 particles.
  • a low hardness II 1 1 ⁇ 1 powder is used as a starting material, and the II 1 1 ⁇ 1 powder is subjected to a heating and pressurizing treatment to form a cubic.
  • the dislocation density of the cubic boron nitride polycrystal could not be predicted.
  • the present inventors newly found the relationship between the heating and pressing conditions and the dislocation density and tool performance of the cubic boron nitride polycrystal.
  • 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 preferably 98.5% or more, more preferably 99% or more, and most preferably 100%.
  • the particle size of the hexagonal boron nitride powder is not particularly limited, but can be, for example, 0.1 or more and 10 or less.
  • a boron nitride polycrystal is obtained by heating and pressurizing to (arrows 8, 1, 8 and 8 3 in FIG. 2, arrows 1, 1, 2, 3, and 4 in FIG. 3, arrows 1, 0 in FIG. 4). 2, 03 and 04).
  • the plunge temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is 500° or less.
  • the second step includes the step of maintaining the temperature and pressure in the heating and pressurizing path at the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more ( 3 in FIG. 2, 3 in FIG. Seng 1 and 0 and 1 in Figure 4).
  • the sintered body obtained in the second step has a lower cubic boron nitride content than the cubic boron nitride polycrystal obtained in the third step. Therefore, in order to distinguish between the sintered body obtained by the second step and the cubic boron nitride polycrystalline body obtained after the third step, in this specification, the sintered body obtained by the second step is used. Is referred to as boron nitride sintered body.
  • the rush temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is the temperature at the time of reaching the stable region of the wurtzite type boron nitride for the first time in the heating/pressurizing route of the second step.
  • Temperature (It is about 250° ⁇ .
  • the plunge temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is 500 ° C or less.
  • the hexagonal boron nitride powder is converted to wurtzite type boron nitride in an environment where atom diffusion is unlikely to occur, and then converted to cubic boron nitride.
  • the cubic boron nitride polycrystal finally obtained 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. doing. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal is suitable for high-load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials. ⁇ 02020/175642 24 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the entry temperature of the wurtzite boron nitride into the stable region is preferably 300°C or less
  • Inrush temperature to the stable region of the wurtzite boron nitride is preferably 1 0 ° ⁇ As 5 0 0 ° ⁇ less, more preferably 1 0 ° ⁇ As 3 0 0 ° ⁇ below 1 0 ° ⁇ than the 1 0 0° or less is more preferable.
  • the second step includes the step of maintaining the temperature and pressure in the heating and pressurizing path at the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite boron nitride for 10 minutes or more.
  • the hexagonal boron nitride powder, or the powder containing II II 1 ⁇ 1 powder and a part of the phase-converted powder was subjected to temperature and pressure conditions within the stable region of wurtzite boron nitride. It will be held for 10 minutes or more.
  • the long retention time of wurtzite boron nitride in the stable region improves the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride, and as a result also improves the conversion rate to cubic boron nitride. .. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal finally obtained has an increased content of cubic boron nitride and is less likely to cause defects during processing. Therefore, a tool using the cubic boron nitride polycrystal can have a long tool life even in high-load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials.
  • the holding time of the wurtzite type boron nitride at the temperature and pressure in the stable region is preferably 15 minutes or more, more preferably 30 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 30 minutes or more and 60 minutes or less.
  • the second step when the temperature and the pressure in the heating and pressurizing path are set to be exactly (° ⁇ , pressure is ( ⁇ 3), the following formula 1, formula 2 and formula 3 are simultaneously calculated. It is preferable to include a step of holding the temperature and pressure in the area to be filled for 10 minutes or more (hereinafter, also referred to as “the 28th step”).
  • the region that simultaneously satisfies the above formulas 1, 2 and 3 is within the stable region of the wurtzite boron nitride, near the boundary between the stable region of hexagonal boron nitride and the stable region of the wurtzite boron nitride. Area. According to this, the hexagonal boron nitride powder, or the powder containing the II II 1 ⁇ 1 powder and a part of it converted into phase, under the temperature and pressure conditions that simultaneously satisfy the above formulas 1, 2 and 3. It will be held for 10 minutes or more. By holding for 10 minutes or more in this region, lattice defects are more likely to occur.
  • the cubic boron nitride polycrystal finally obtained has many 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 iron-based materials and 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, still more 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, still more preferably 20 minutes or more and 60 minutes or less.
  • the second process includes the heating and pressurizing route. After that, a step of holding the temperature and the pressure for 1 minute or more at the temperature and the pressure in the region satisfying the following formula 2 and the following formula 4 (hereinafter, also referred to as “the second step”) may be included.
  • Equation 2 9 £-0. 0851+ 1 1 7
  • the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite type boron nitride is further improved, and as a result, the conversion rate to cubic boron nitride is also improved. Therefore, the cubic boron nitride polycrystal finally obtained has an increased content of cubic boron nitride and is less likely to be damaged during processing. Therefore, the use of the cubic boron nitride polycrystal ⁇ 02020/175642 26 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the tool can have a long tool life even in high-load machining of ferrous materials and 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.
  • the second step only the above-mentioned second eighth step may be carried out, or after the above-mentioned second eighth step, the above-mentioned second hollow step may be carried out.
  • the second step may be a step of holding for 10 minutes or more in a region that satisfies the above formulas 2 and 4.
  • the ultimate pressure in the second step is at least 8°3, preferably at least 103, more preferably at least 13°3.
  • the upper limit of the ultimate pressure is not particularly limited, but may be, for example, 15° 3.
  • the ultimate pressure in the second step is preferably 80 9 a or higher and 15 ⁇ 3 or lower, more preferably 10 ⁇ 3 or higher and 15 ⁇ 3 or lower, and further preferably 13 ⁇ 3 or higher and 15 ⁇ 3 or lower.
  • heating is performed, then pressure is applied, and further heating is performed, but the route of heating and pressurization is not limited to this.
  • the heating/pressurizing route is such that the inrush temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is 500°C or less, and the temperature and pressure in the stable region of the wurtzite type boron nitride can be maintained for 10 minutes or more.
  • heating and pressurization may be performed simultaneously.
  • a boron nitride polycrystal can be obtained.
  • the resulting boron nitride polycrystals by the second step 1 7 0 0 ° ⁇ As 2 5 0 0 ° ⁇ temperatures below (hereinafter, also referred to as "the final sintering temperature.” ) ⁇ 02020/175642 27 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained has a high cubic boron nitride content, and can achieve a longer tool life.
  • 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 third step is preferably 10 minutes or more and 20 minutes or less.
  • the temperature is raised from the starting point 3 to a predetermined temperature of 500°C or less (about 250°C in Fig. 2) (arrow 8 1), and then the wurtz is maintained while maintaining the temperature.
  • the pressure in the stable region of ore-type boron nitride (about 1309A in Fig. 2) is increased (arrow 8), and the temperature (approx. 250°C) and the pressure (approx. in), holds more than 1 0 minutes (3 in FIG. 2 1).
  • the entry temperature of the wurtzite type boron nitride into the stable region is not more than 500 ° ⁇ (about 250 ° ⁇ ).
  • the hexagonal boron nitride powder is atomically diffused. In an environment in which is less likely to occur, it is converted to wurtzite-type boron nitride and then converted to cubic boron nitride. Therefore, the obtained cubic boron nitride polycrystal is relatively large in the polycrystal.
  • the cubic boron nitride Since the cubic boron nitride has a large dislocation density and a large strain due to the large strain, it has an improved strength, so the tool using the cubic boron nitride polycrystal is not suitable for iron-based materials and difficult materials. Long tool life can be achieved even in high-load machining of cutting materials. ⁇ 02020/175642 28 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the temperature and pressure in the stable region of 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 ferrous materials and difficult-to-cut materials.
  • the boron nitride polycrystal obtained in the second step is treated for 3 minutes or longer at a temperature of 1 700 ° ⁇ or higher and 2500 ° ⁇ or lower, and a pressure condition of 8 ° 3 or higher. Hold less than a minute.
  • 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°C or less (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 iron-based materials and difficult-to-cut materials.
  • the route of Fig. 3 includes a step of maintaining the temperature and pressure in a region that simultaneously satisfies the above equation 1, equation 2 and equation 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 the high load machining of iron-based materials and difficult-to-cut materials.
  • the boron nitride polycrystal obtained in the second step was subjected to a temperature of 1700 °C or higher and 250 °C or lower and a pressure condition of 8 GPa or higher. Hold for 3 to 60 minutes.
  • 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, following ⁇ 02020/175642 30 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the pressure is increased to the pressure (about 10 .409 a in Fig. 4) in the region that simultaneously satisfies the formula 1, the formula 2 and the formula 3 (arrow 02), and the temperature (about 250° ⁇ and the pressure (about 10°). . 40 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. 4 includes a step of maintaining the temperature and pressure in a region that simultaneously satisfies the above formula 1, the above formula 2, and the above formula 10 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 cubic boron nitride polycrystalline body obtained by the route of FIG. 4 is the cubic crystal obtained by the route of FIG.
  • the polycrystal has many crystal defects and the strain is large, so it is considered that the strength is further improved. Therefore, the tool using the cubic boron nitride polycrystal obtained by the route of Fig. 4 can have a longer tool life even under high load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials. ..
  • Equation 2 9 £-0. 0 8 5 1 + 1 1 7
  • the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite type 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, a tool using the cubic boron nitride polycrystal is suitable for high-load machining of ferrous materials and difficult-to-cut materials. ⁇ 02020/175642 32 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the boron nitride polycrystal obtained in the second step was processed under the conditions of a temperature of 1700 ° ° or more and 2500 ° ° or less and a pressure of 8 ° 3 or more. Hold for 3 to 60 minutes.
  • the obtained cubic boron nitride polycrystal has a large cubic boron nitride content, and a longer tool life can be achieved.
  • 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 pressure was increased to the pressure to be applied, and the pressure was held for the length described in the column "holding time".
  • the high temperature and high pressure treatment at “attainment pressure” and “holding time” corresponds to the third step.
  • the high-temperature and high-pressure treatment at the “achieved temperature”, “attained pressure”, and “holding time” described in “Fourth stage” corresponds to the third step.
  • 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 (manufactured by Sumitomo Electric Hardmetal Co., Ltd.) A cutting tool was produced. Using the cutting tool obtained, intermittently cut a 6-88-round 4 round bar (0 2 ⁇ ⁇ 101, 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. ⁇ 02020/175642 35 ⁇ (: 171?2020/008149
  • 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. ⁇ 02020/175642 38 ⁇ (: 171?2020/008149
  • Sample 2-1 was longer than Samples 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, ⁇ 02020/175642 39 ⁇ (: 171?2020/008149
  • 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 had a higher pressure in the third step than Sample 7 and had a higher cubic boron nitride content.
  • 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. ⁇ 02020/175642 40 ⁇ (: 171?2020/008149
  • 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
  • a commercially available hexagonal boron nitride powder (particle size: 50) was prepared.
  • the above hexagonal boron nitride powder was placed in a molybdenum capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • 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 ratio” column of Table 2.
  • 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 (Sumitomo Denhard Hardmetal
  • a cutting tool manufactured by 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 retention time of less than 3 minutes (2 minutes) in the 3rd step (3rd step), and corresponds to the comparative example.
  • the cubic boron nitride polycrystal of Sample 10 had a median particle diameter 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 considered to be because in Sample 10, the holding time in the third 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 retention time of more than 60 minutes (70 minutes) in the third step (third step), which 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 long holding time in the third step, so grain growth proceeded excessively and the median diameter 50 of the crystal grains increased.
  • the temperature of the 3rd stage (3rd process) is less than 1700°
  • the body has a median particle size 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 presumably because in Sample 14, the temperature in the third step was low, grain growth became insufficient, and the median diameter 50 of the crystal grains became small.
  • the manufacturing method of Sample 15 has a temperature in the third stage (third step) of more than 2500°° (2550°°), which corresponds to the comparative example.
  • the polycrystalline body has a median particle diameter of 50 of more than 0.5 (0.60), which corresponds to a comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 15 is The tool life was short, probably because Sample 15 had a high temperature in the third step, which led to excessive grain growth and an increase in the median diameter 50 of the crystal grains.
  • 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.
  • Example 3 the contents of the alkali metal element and the alkaline earth metal in the cubic boron nitride polycrystal, and the ultra-high speed high-load machining of difficult-to-cut materials with a tool using the cubic boron nitride polycrystal. The relationship between the tool life and the tool life was investigated.
  • Sample 1 7 has been more prepared to above samples 2-2 the same raw materials and the manufacturing process, resulting cubic boron nitride polycrystal also sample 2 - 2 to be the same _.
  • a commercially available hexagonal boron nitride powder (particle size: 50) was prepared.
  • the above hexagonal boron nitride powder was placed in a molybdenum capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • cubic boron nitride powder (average particle size: 40) was heat-treated at 1900° for 1 hour in an argon atmosphere. As a result, cubic boron nitride was converted to hexagonal boron nitride, and hexagonal boron nitride powder was obtained. The obtained hexagonal boron nitride powder was put into a molybdenum capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the above hexagonal boron nitride powder was used while maintaining the pressure from the temperature and pressure described in the "temperature” and “pressure” columns of "starting point” in Table 3 while maintaining the pressure.
  • the temperature was raised to the temperature described in the "Achieved temperature” column of "1st stage” and held for the length described in the "Retention time” column.
  • the high temperature and high pressure treatment at “attainment pressure” and “holding time” corresponds to the third step.
  • the total content of the alkali metal element and the alkaline earth metal element in the cubic boron nitride polycrystal obtained as described above is 3 Measured with I! ⁇ /!3.
  • the specific measurement method is as shown in the first embodiment, and therefore the description thereof will not be repeated.
  • the total content of alkali metal elements and alkaline earth metal elements is shown in the column "Alkali metal/Alkaline earth metal-containing children" in Table 3.
  • 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.
  • the above cutting conditions correspond to ultra-high speed and high load machining of difficult-to-cut materials.
  • the dislocation density of cubic boron nitride is 8 x 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.
  • the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Sample 17 to Sample 19 were able to achieve a tool life of 15 minutes or more even in ultra-high speed and high-load machining of difficult-to-cut materials.
  • Samples 17 and 18 had longer tool life than sample 19. This is because the cubic boron nitride polycrystals of Sample 17 and Sample 18 have a total content of alkali metal elements and alkaline earth metal elements of 10 or less, and the cutting edge of the tool and the work material under the cutting environment. It is considered that the conversion from cubic boron nitride to hexagonal boron nitride is unlikely to occur even when the interface with and becomes high temperature and high pressure.
  • Samples 17 and 18 differed in composition, total content of alkali metal elements and alkaline earth metal elements, median diameter of grains 50, and dislocation density of cubic boron nitride. It is considered that this is due to variations in the amount of impurities and particle size of the raw material hexagonal boron nitride.
  • Example 4 the contents of the compression type hexagonal boron nitride and the wurtzite type boron nitride in the cubic boron nitride polycrystal, and the high content of the hard-to-cut material with the tool using the cubic boron nitride polycrystal.
  • the relationship with the tool life when load machining was performed was investigated.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 17 to Sample 19 were manufactured according to the following procedure.
  • a commercially available hexagonal boron nitride powder (particle size: 50) was prepared.
  • the above hexagonal boron nitride powder was placed in a molybdenum capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the high temperature and high pressure treatment at “attainment pressure” and “holding time” corresponds to the third step.
  • the composition content of cubic boron nitride, compression type hexagonal crystal
  • ⁇ .11 Mi 1 ⁇ 1 the composition (content of cubic boron nitride, compression type hexagonal crystal) Boron Nitride
  • 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.
  • the above cutting conditions correspond to high load machining of difficult-to-cut materials.
  • Sample 20 to Sample 22 all correspond to Examples.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 20 to Sample 22 are all made of cubic boron nitride 98.
  • the dislocation density of cubic boron nitride is 8 x 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.
  • the tools using the cubic boron nitride polycrystals of Sample 20 to Sample 22 were able to achieve long tool life even under high load machining of difficult-to-cut materials.
  • Sample 20 and sample 21 had longer tool life than sample 2 2.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 20 and Sample 21 contained compression type hexagonal boron nitride and/or wurtzite type boron nitride, and the adhesion resistance and slidability were improved.
  • the manufacturing method of Sample 23 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 23 had a cubic boron nitride content of 98.2% by volume, which corresponds to a comparative example.
  • the tool using the cubic boron nitride polycrystal of Sample 23 had a short tool life.
  • the manufacturing method of Sample 23 does not include the step of holding for 10 minutes or more at the temperature and pressure within the stable region of wurtzite boron nitride, and thus the conversion rate from hexagonal boron nitride to wurtzite boron nitride. 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.
  • Example 5 the area ratio of the plate-like particles in the cubic boron nitride polycrystal, and the tool life when the iron-based material was subjected to high-load machining with a tool using the cubic boron nitride polycrystal I investigated the relationship with.
  • a commercially available hexagonal boron nitride powder (particle size: 50) was prepared.
  • the above hexagonal boron nitride powder was placed in a molybdenum capsule and placed in an ultrahigh pressure and high temperature generator.
  • the above-mentioned hexagonal boron nitride powder was used while maintaining the pressure from the temperature and pressure described in the "temperature” and “pressure” columns of "starting point” in Table 5. The temperature was raised to the temperature described in the “Achieved temperature” column of "1st stage” and held for the length described in the "Retention time” column.
  • the high temperature and high pressure treatment at “attainment pressure” and “holding time” corresponds to the third step.
  • the area ratio of plate-like particles was measured. Since the specific measurement method is as shown in the first embodiment, ⁇ 02020/175642 56
  • the cubic boron nitride polycrystal obtained above was cut by laser and finished, and the insert model number (Sumitomo Denhard Hardmetal
  • a cutting tool manufactured by 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 methods of Sample 24 to Sample 28 all correspond to the examples.
  • the cubic boron nitride polycrystals of Sample 24 to Sample 28 are all made of cubic boron nitride 9 8. ⁇ 02020/175642 58 ⁇ (: 171?2020/008149
  • the dislocation density of cubic boron nitride is 8 x 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 24 to Sample 28 have a long tool life even in the high load machining of iron-based materials.

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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

\¥02020/175642 1 卩（：17 2020/008149
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、 及び、 2 0 2 0年 1月 1 7日に出願した国際出 願である 〇丁/」 P 2 0 2 0 / 0 0 1 4 3 6に基づく優先権を主張する。 当該日本特許出願及び国際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 \¥02020/175642 2 卩（：171?2020/008149
［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 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 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第 1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して窒化硼素多結晶体を得る第 2工程と、
前記第 2工程により得られた窒化硼素多結晶体を、 1 700°〇以上250 0 °〇以下の温度、 及び、 80 ? 3以上の圧力条件下で 3分以上 60分以下保 持して立方晶窒化硼素多結晶体を得る第 3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
前記第 2工程の加熱加圧経路において、 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、
前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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 \¥02020/175642 3 卩（：171?2020/008149
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 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。
［図 6］図 6は、 結晶粒のアスぺクト比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、 鉄系材料に加えて、 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、 鉄系 材料や、 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、 鉄系材料や難削材の 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、 鉄系材料や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、 \¥02020/175642 4 卩（：171?2020/008149
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。
[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、 特に鉄系材料や、 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 015/〇12以上であることが好ましい。 これに よると、 工具の耐欠損性が向上する。
[0016] (3) 前記立方晶窒化硼素多結晶体のアルカリ金属元素及びアルカリ土類 金属元素の合計含有量は、 質量基準で 1 0 111以下であることが好ましい
[0017] これによると、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 鉄系材料や、 難削材の超高速高負荷加工においても、 優れた工具寿命を有することができ る。
[0018] (4) 前記立方晶窒化硼素多結晶体において、 その断面を走査型電子顕微 鏡を用いて 1 0000倍の倍率で観察した場合、 アスぺクト比が 4以上の板 状粒子の面積比率は 30面積％以下であることが好ましい。 該立方晶窒化硼 素多結晶体を用いた工具は、 優れた工具寿命を有することができる。
[0019] (5) 前記アスペクト比が 4以上の板状粒子の面積比率は 5面積％以下で あることが好ましい。 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 更に優れ た工具寿命を有することができる。
[0020] (6) 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 圧縮型六方晶窒化硼素を 0. 01 体積％以上含むことが好ましい。 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は 、 優れた工具寿命を有することができる。
[0021] (7) 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 ウルツ鉱型窒化硼素を〇. 1体積
%以上含むことが好ましい。 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 優 れた工具寿命を有することができる。
[0022] (8) 前記転位密度は、 修正 丨 I I i am s o n -H a l I法及び修正
Figure imgf000006_0001
法を用いて算出されることが好ましい。 該 \¥02020/175642 5 卩（：171?2020/008149
転位密度は立方晶窒化硼素多結晶体の性能との相関が良好である。
[0023] (9) 前記転位密度は、 放射光を X線源として測定されることが好ましい
。 該転位密度は立方晶窒化硼素多結晶体の性能との相関が良好である。
[0024] (1 0) 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第 1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して窒化硼素多結晶体を得る第 2工程と、
前記第 2工程により得られた窒化硼素多結晶体を、 1 700°〇以上250 0 °〇以下の温度、 及び、 80 ? 3以上の圧力条件下で 3分以上 60分以下保 持して立方晶窒化硼素多結晶体を得る第 3工程とを備え、
前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、
Figure imgf000007_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
前記第 2工程の加熱加圧経路において、 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、
前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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
[0025] 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、 特に鉄系材料や、 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。
[0026] (1 1 ) 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。
[0027] (1 2) 前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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分以上保持するエ \¥02020/175642 6 卩（：171?2020/008149
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。
[0028] (1 3) 前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 温 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を含むことが 好ましい。
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
[0029] 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。
[0030] [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。
[0031] [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。
[0032] <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。
[0033] 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。
[0034] 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、 特に鉄系材 料や、 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 (_1) 〜
Figure imgf000008_0001
の通りと推察される \¥02020/175642 7 卩（：171?2020/008149
[0035] （_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 9 8 . 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、 鉄系材料や、 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。
[0036] （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、 鉄系材料や、 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。
[0037] （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 imgf000009_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、 鉄系材 料や、 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
[0038] なお、 上記では本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 鉄系材料や、 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 \¥02020/175642 8 卩（：171?2020/008149
彳合金や、 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。
[0039] <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。
[0040] 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 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。
[0041 ] 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 （本明細書において、 アルカリ金属元素は、 リチウ ム （I - 丨） 、 ナトリウム （ 3） 、 カリウム （<） を含む。 ） 及びアルカリ 土類金属元素 （本明細書において、 アルカリ土類金属元素は、 カルシウム （
Figure imgf000010_0001
ストロンチウム （3 〇 、 バリウム （巳 3 ） を含む。 ） 、 ケイ素 （3 丨） 、 アルミニウム （八 I） 等を挙げることがで 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質量％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 丨
Figure imgf000010_0002
により測定することができる。
[0042] 立方晶窒化硼素多結晶体のアルカリ金属元素 （リチウム （I - 丨） 、 ナトリ ウム （N 3） 、 カリウム （<） ） 及びアルカリ土類金属元素 （カルシウム （
Figure imgf000010_0003
ストロンチウム （3 〇 、 バリウム （巳 3 ） ） の合計含有量は 1 0 以下であることが好ましい。 上記の不可避不 純物の中で、 アルカリ金属元素及びアルカリ土類金属元素は、 六方晶窒化硼 素と立方晶窒化硼素との間の相変換に対する触媒作用を有する。 立方晶窒化 \¥02020/175642 9 卩（：171?2020/008149
硼素多結晶体のアルカリ金属元素及びアルカリ土類金属元素の合計含有量が 1 〇 以下であると、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 切削 環境下で刃先と被削材との界面が高温高圧にさらされた場合であっても、 エ 具を構成する立方晶窒化硼素の一部が六方晶窒化硼素に変換することによる 工具の損傷の進展を良好に抑制することができる。 六方晶窒化硼素多結晶体 中のアルカリ金属元素及びアルカリ土類金属元素の合計含有量の下限は 0 01であることが好ましい。 すなわち、 六方晶窒化硼素多結晶体中のアルカ リ金属元素及びアルカリ土類金属元素の合計含有量は、 0 以上 1 0 111以下が好ましい。
[0043] 従来の立方晶窒化硼素焼結体は、 例えば、 特開 2 0 0 6 _ 2 0 1 2 1 6号 公報に記載されているように、 〇巳 1\!砥粒を出発原料として作製されている 。 ここで、 該〇巳 1\1砥粒に残留している触媒成分 （アルカリ金属元素、 アル カリ土類金属元素） の合計含有量 （〇巳!\1 1モル中の触媒成分の含有量） は 2 . 4 X 1 〇- 4〜 1 3 . 5 X 1 0 _4モルである。 従って、 該〇巳 1\1砥粒を焼 結して得られた従来の立方晶窒化硼素多結晶体の触媒成分の合計含有量は、 〇. 0 1質量％ （1 0 0 ） 以上であることは当業者に自明である。
[0044] —方、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体は、 後述するように、 六方晶窒化 硼素を出発原料とし、 触媒を用いることなく、 該六方晶窒化硼素を加熱加圧 して立方晶窒化硼素に変換させて得られる。 従って、 該立方晶窒化硼素多結 晶体の触媒成分の含有量は、 質量基準で 1 0 以下とすることができる
[0045] 立方晶窒化硼素多結晶体のケイ素 （3 丨） 及びアルミニウム （八 I） の合 計含有量は、 質量基準で 5 0 以下であることが好ましい。 これによる と、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具は、 切削環境下で刃先と被削材 との界面が局温局圧にさらされた場合であっても、 工具を構成する立方晶窒 化硼素の一部が 3 丨や I と反応することによる工具の損傷の進展を良好に 抑制することができる。
[0046] 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 \¥02020/175642 10 卩（：171?2020/008149
まないことが好ましい。 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。
[0047] 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。 立方晶窒化硼素の含有率の上限は、 1 0 0体積％以下、 9 9 . 9 9体積％以下、 9 9 . 9体積％以下、 9 9 . 8 9体積％以下とすることがで きる。
[0048] 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％以下が好ましく、 0体積％が好ましい。 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好ましい。
[0049] 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％以下が好ましく、 0 体積％が好ましい。 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好ましい。
[0050] 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％以下が好ましく、 0体 積％が好ましい。 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好ましい。
[0051 ] 六方晶窒化硼素、 圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型窒化硼素は摩擦抵 抗が小さく、 切削加工時の被削材の凝着を減少させ、 切削的を小さくするこ とができる。 更に、 六方晶窒化硼素、 圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型 窒化硼素は、 立方晶窒化硼素に比べて柔らかく、 優れた耐亀裂伝搬性を有す る。 このため、 加工の用途により、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 六方晶窒化 硼素、 圧縮型六方晶窒化硼素及びウルツ鉱型窒化硼素を含むことが好ましい 場合がある。
[0052] 上記の場合、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 圧縮型六方晶窒化硼素を 0 . 0 \¥02020/175642 11 卩（：171?2020/008149
1体積％以上含むことが好ましい。 立方晶窒化硼素多結晶体は、 圧縮型六方 晶窒化硼素を 0. 01体積％以上 1. 5体積％以下含むことが好ましく、 0 . 〇 1体積％以上 1体積％以下含むことが好ましい。 この場合、 立方晶窒化 硼素多結晶体は、 立方晶窒化硼素を 99. 99体積％以下含むことが好まし い。
[0053] 上記の場合、 立方晶窒化硼素多結晶体は、 ウルツ鉱型窒化硼素を 0. 1体 積％以上含むことが好ましい。 立方晶窒化硼素多結晶体は、 ウルツ鉱型窒化 硼素を〇 . 1体積％以上 1. 5体積％以下含むことが好ましく、 0. 1体積 %以上 1体積％以下含むことが好ましい。 この場合、 立方晶窒化硼素多結晶 体は、 立方晶窒化硼素を 99. 9体積％以下含むことが好ましい。
[0054] 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。
[0055] 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。
[0056] X線回折装置 （[¾ I
Figure imgf000013_0001
リ社製 「M i n i F l e x 600」 （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。
[0057] 特性 X線：
Figure imgf000013_0002
（波長 1. 54 ）
管電圧：
Figure imgf000013_0003
管電流： 40 八
フィルター： 多層ミラー
光学系： 集中法
X線回折法： 0— 20法。
[0058] 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。
[0059] ピーク強度八 ：回折角 20 = 28. 5° 付近のピーク強度から、 バックグ ランドを除いた圧縮型六方晶窒化硼素のピーク強度。 \¥02020/175642 12 卩（：171?2020/008149
[0060] ピーク強度巳 ：回折角 20 = 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。
[0061] ピーク強度〇 ：回折角 20 = 43. 5° 付近のピーク強度から、 バックグ ラウンドを除いた立方晶窒化硼素のピーク強度。
[0062] 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 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。
[0063] ＜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、 鉄系材料や、 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/ 2以上が好ましく、 ·！ . 〇 1 〇16/ 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. 4X 1 01
Figure imgf000014_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.
4 X 1 016/ 2以下が好ましく、 9 X 1 015/ 2以上·！ . 4 X 1 0 ^ 6/,^ 2以下がより好ましく、 ·! . 〇 1 016/ 2以上·！ . 4X 1 016/^^以下 が更に好ましい。
[0064] 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。 \¥02020/175642 13 卩（：171?2020/008149
[0065] 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） 、 （2 0 0） 、 （2 2 0） 、 （3 1 1
） 、 （4 0 0） 、 （3 3 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。
[0066] （X線回折測定条件）
X線源：放射光
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：
Figure imgf000015_0001
（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.
Figure imgf000015_0002
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 .
Figure imgf000015_0003
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。
[0067] 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。
[0068] 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 \¥02020/175642 14 卩（：171?2020/008149
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。
[0069] 得られた真のラインプロファイルを修正
Figure imgf000016_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 13「「6 八¥61^3〇11法は、 転位密度を求めるために用いら れている公知のラインプロファイル解析法である。
[0070]
Figure imgf000016_0002
法の式は、 下記式 （ I） で示される。
[0071] [数 1]
【數 1】
Figure imgf000016_0003
[0072] （上記式 （ I） において、
Figure imgf000016_0004
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。
[0073] 〇=〇議 [ 1 -9〇1 2+11212 + 1<212）パ 112 + 1<2 + 12）2] （II）
上記式 （II） において、 らせん転位と刃状転位におけるそれぞれのコント ラストファクター〇_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 imgf000016_0005
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。
[0074] 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。 [0075] <£（し ンニ 〇 匕 2/477：）1门（[^/1_） （III）
（上記式 （III） において、 Reは転位の有効半径を示す。 ）
上記式 （III） の関係と、 Warren-Averbachの式より、 下記式 （IV） の様に 表すことができ、 修正 Warren-Averbach法として、 転位密度 |〇及び結晶子サイ ズを求めることができる。
[0076] InA （L） = InAs（ L） -（ TC L 2 p b 2/ 2） ln（ R e/ L）（ K 2 C） + 0（ K 2 C） 2 （IV） （上記式 （IV） において、 A（L）はフーリエ級数、 AML）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 i amson-Ha 11法及び修正 Warren-Averbach法の詳細は、 “T. Ungar and A. Borbe Ly, 'The effect of dislocation contrast on x-ray L me broadening: A new approach to Une profi le analysis AppL.P hys. Lett. , vo L.69, no.21, p.3173, 1996·” 及び “ T· Ungar, S. Ott, P. Sanders, A. Borbe Ly, J. Weertman, “Di s Locat i ons, grain size and planar faults i n nanostructured copper determined by high resolution X-ray d i f f ract i on and a new procedure of peak profi le analysis Acta Mater. , vol.46, no.10, pp.3693-3699, 1998.” に記載されている。
[0077] <結晶粒 >
（メジアン径 d 5〇）
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 m以 上〇. 5 m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。
[0078] _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 \¥02020/175642 16 卩（：171?2020/008149
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、 鉄系材料や、 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。
[0079] （アスぺクト比が 4以上の板状粒子の面積比率）
立方晶窒化硼素多結晶体において、 その断面を走査型電子顕微鏡を用いて 1 〇〇〇〇倍の倍率で観察した場合、 アスペクト比が 4以上の板状粒子の面 積比率は 3 0面積％以下であることが好ましい。 従来の立方晶窒化硼素多結 晶体では、 粒径を小さくすることに伴う靱性の低下を、 立方晶多結晶体中に 板状組織を存在させることにより補っていた。 しかし、 この板状粒子は、 特 に難削材の高能率加工中に、 突発的に刃先から脱落して刃先の欠損を生じさ せるため、 工具寿命のばらつき及び低下の要因となっていた。
[0080] 本実施形態に係る該立方晶窒化硼素多結晶体においては、 アスぺクト比が 4以上の板状粒子の含有率が低減されている。 よって、 該立方晶窒化硼素多 結晶体は、 板状粒子に起因する突発的な刃先の欠損が生じにくく、 鉄系材料 や、 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。
[0081 ] アスペク ト比が 4以上の板状粒子の面積比率は、 3 0面積％以下が好まし い。 アスペク ト比が 4以上の板状粒子の面積比率は、 0面積％以上 3 0面積 %以下が好ましく、 0面積％以上 5面積％以下がより好ましい。
[0082] （メジアン径 5 0、 アスぺクト比が 4以上の板状粒子の面積比率の測定 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 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。
[0083] 本明細書において、 立方晶窒化硼素多結晶体におけるアスペク ト比が 4以 上の板状粒子の面積比率とは、 任意に選択された 5箇所の各測定箇所におい て、 アスペク ト比が 4以上の板状粒子の面積比率をそれぞれ測定し、 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。 \¥02020/175642 17 卩（：171?2020/008149
[0084] 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 及びアスぺクト比が 4以上の板状粒子の面積比率を測定する限り、 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。
[0085] 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。
[0086] 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及びアス ぺクト比が 4以上の板状粒子の面積比率の測定方法について下記に具体的に 説明する。
[0087] 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。
[0088] 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 、 各結晶粒のアスペクト比及び各結晶粒の円相当径を算出する。 ここでアス ぺクト比は、 切断面における結晶粒の長径と短径との比の値 （長径/短径） を意味する。 結晶粒の形状が図 6に示されるような不定形状の場合は、 アス ぺクト比は、 画像処理ソフトを用いて、 下記 （3） 〜 （〇） の手順に従い算 出される。
[0089] （a） 結晶粒の内部で引くことができる （両端が結晶粒界に接する） 最も 長い線分 （以下、 「第 1の線分」 とも記す。 ） を特定し、 該第 1の線分の長 さ !_ 1 を測定する。
[0090] （b） 上記の第 1の線分に直交し、 かつ、 結晶粒の内部で引くことができ \¥02020/175642 18 卩（：171?2020/008149
る （両端が結晶粒界に接する） 最も長い線分 （以下、 「第 2の線分」 とも記 す。 ） を特定し、 該第 2の線分の長さ 1_ 2を測定する。
[0091 ] （〇） 第 1の線分の長さ !_ 1 と第 2の線分の長さ !_ 2との比の値 （1_ 1 /
!_ 2） を算出する。 該 （1_ 1 / 1_ 2） の値をアスペクト比とする。
[0092] 測定視野の全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 。 アスペク ト比が 4以上の板状粒子の面積比率は、 測定視野の全体の面積を 分母として算出する。
[0093] <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。
[0094] 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 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。
[0095] 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。
[0096] 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。
[0097] [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。
[0098] 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 \¥02020/175642 19 卩（：171?2020/008149
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第 1工程 （以下、 「第 1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、 1 700°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して窒化硼素多結晶体を得る第 2工程 （以下 、 「第 2工程」 とも記す。 ） と、 第 2工程により得られた窒化硼素多結晶体 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分以下保持して立方晶窒化硼素多結晶体を得る第 3工程 （ 以下、 「第 3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 （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
第 2工程の加熱加圧経路において、 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、 第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及 び圧力を、 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。
[0099] 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。
[0100] 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。
[0101] 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
[0102] 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 \¥02020/175642 20 卩（：171?2020/008149
1 において、 「 巳1\!安定領域」 と記す。 ） は、 温度を丁 （°〇） 、 圧力を （◦ 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。
[0103] 式 1 : ³_0. 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
[0104] 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 （◦ 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。
[0105] 式八 ： £_〇. 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 7
[0106] 本明細書において、 立方晶窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力 （図 1 に おいて、 「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。
[0107] 式 0 : ³_〇. 0851+ 1 1 7
Figure imgf000022_0001
[0108] 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。
[0109] 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 80 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 1 900°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 \¥02020/175642 21 卩（：171?2020/008149
単純であり、 従来採用されていた。
[01 10] 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 、 第 2工程の加熱加圧経路において、 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。
[01 1 1 ] 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 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。
[01 12] 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。
[01 13] 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 \¥02020/175642 22 卩（：171?2020/008149
に影響を与えることが推察された。
[01 14] 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、 鉄系材料や、 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。
[01 15] なお、 従来の〇巳 1\1焼結体の製造方法では、 〇巳 1\1粉末を出発原料とし、 該〇巳 1\1粉末を加圧した後に加熱して焼結を行う。 加圧により、 高硬度の〇 巳 1\1粉末同士が接触し、 〇巳 1\1粒子に転位が導入されることは類推される。 しかし、 本開示の立方晶窒化硼素多結晶体の製造方法のように、 低硬度の II 巳 1\1粉末を出発原料とし、 該 II巳 1\1粉末に対して加熱加圧処理を行い立方晶 窒化硼素多結晶体に変換させる場合、 該立方晶窒化硼素多結晶体の転位密度 は予測できなかった。 本発明者らは鋭意検討の結果、 加熱加圧条件と、 立方 晶窒化硼素多結晶体の転位密度及び工具性能との関係を新たに見出した。
[01 16] 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。
[01 17] ＜第 1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 が好ましく、 9 9 %以上がより好ましく、 1 0 0 %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 以上 1 〇 以下とすることができる。
[01 18] ＜第 2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 \¥02020/175642 23 卩（：171?2020/008149
び圧力を通過して、 1 700°〇以上 2500°〇以下の温度 （以下、 「到達温 度」 とも記す。 ） 、 及び、 80 3以上の圧力 （以下、 「到達圧力」 とも記 す。 ） まで加熱加圧して窒化硼素多結晶体を得る （図 2では矢印八 1、 八 2 及び八 3、 図 3では矢印巳 1、 巳 2、 巳 3及び巳 4、 図 4では矢印〇 1、 〇 2、 03及び 04） 。 第 2工程の加熱加圧経路において、 ウルツ鉱型窒化硼 素の安定領域への突入温度は 500°〇以下である。 更に、 第 2工程は、 その 加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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 3 1、 図 3では匕 1、 図 4では〇 1及び〇 2） 。
[0119] 第 2工程により得られる焼結体は、 第 3工程の後に得られる立方晶窒化硼 素多結晶体よりも、 立方晶窒化硼素の含有率が低い。 従って、 第 2工程によ り得られる焼結体と、 第 3工程の後に得られる立方晶窒化硼素多結晶体とを 区別するために、 本明細書中、 第 2工程により得られる焼結体は、 窒化硼素 焼結体と記す。
[0120] 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、 第 2工程 の加熱加圧経路において、 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、 矢印八2と =_0 . 0037丁+ 1 1. 301の線との交点における温度 （約 250°〇 であ り、 図 3では、 矢印巳 2と =_〇. 0037丁+ 1 1. 301の線との交 点における温度 （約 250°〇 であり、 図 4では、 矢印〇2と =— 0. 0 037丁 + 1 1. 301の線との交点における温度 （約 250°〇 である。
[0121] 第 2工程の加熱加圧経路において、 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、 最終的に得られる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、 鉄系材料や、 難削材の高負荷加工においても \¥02020/175642 24 卩（：171?2020/008149
、 長い工具寿命を有することができる。
[0122] ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域への突入温度は 3 0 0 °〇以下が好ましく、
1 0 0 °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 0 0 °〇以下が好ましく、 1 0 °〇以上 3 0 0 °〇以下がより好ましく、 1 0 °〇以 上 1 0 0 °〇以下が更に好ましい。
[0123] 第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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、 六方晶窒化硼素粉末、 又は、 II巳 1\1粉末とその一部が相変換したも のを含む粉末が、 ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域内の温度及び圧力条件下で 1 0分以上保持されることになる。 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、 最終的 に得られる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、 鉄系材料や、 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。
[0124] 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、 3 0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、 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、 3 0分以上 6 0分以下が更に好ま しい。
[0125] 第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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び圧力で 1 〇分以上保持する工程 （以下、 「第 2八 工程」 とも記す。 ） を含むことが好ましい。
[0126] 式 1 : ³ _ 0 . 0 0 3 7丁+ 1 1 . 3 0 1 \¥02020/175642 25 卩（：171?2020/008149
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
式 3 : £-0· 0037丁+ 1 1. 375
[0127] 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 との境界近傍の領域である。 これによると、 六方晶窒化硼素粉末、 又は、 II 巳 1\1粉末とその一部が相変換したものを含む粉末が、 上記式 1、 式 2及び式 3を同時に満たす温度及圧力条件下で 1 0分以上保持されることになる。 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、 最終的に得られる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、 鉄系材料や、 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。
[0128] 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、 20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、 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、 20分以上 60 分以下が更に好ましい。
[0129] 第 2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 0分以上保持する工程を含む場合、 第 2工程は、 その加熱加圧経路にお ける温度及び圧力を、 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分以上保持する工程 （以下、 「第 2巳工程」 とも記す。 ） を含むことができる。
[0130] 式 2 : 9£-0. 0851+ 1 1 7
式 4 : ＞-0. 0037丁+ 1 1. 375
[0131] 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、 最終 的に得られる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エ \¥02020/175642 26 卩（：171?2020/008149
具は、 鉄系材料や、 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。
[0132] 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。
[0133] 第 2工程において、 上記の第 2八工程のみを行っても良いし、 上記の第 2 八工程の後に、 上記の第 2巳工程を行っても良い。 また、 第 2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。
[0134] 第 2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。 第 2工程における到達圧力 は、 8 0 9 a以上 1 5◦ 3以下が好ましく、 1 0◦ 3以上 1 5◦ 3以 下がより好ましく、 1 3◦ 3以上 1 5◦ 3以下が更に好ましい。
[0135] 第 2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 0 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。
[0136] 上記の通り、 六方晶窒化硼素粉末に第 2工程を行うことにより、 窒化硼素 多結晶体を得ることができる。
[0137] ＜第 3工程＞
上記の第 2工程の後に、 第 2工程により得られた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。 ） \¥02020/175642 27 卩（：171?2020/008149
、 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。
[0138] 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。 第 3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。
[0139] ＜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 5 0 0 °〇以下の所定温度 （図 2では 約 2 5 0 °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 1 3 0 9 a） まで加圧し （矢 印八2） 、 該温度 （約 2 5 0 °〇 及び該圧力 （約 1 3 0 9 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 7 0 0 °〇以上 2 5 0 0 °〇以下 （図 2では約 2 0 0 0 °〇 に昇温し （矢印 3） 、 該温度 （約 2 0 0 0 °〇 及び該圧力 （約 1 3 0 3 ） において、 3分以上 6 0分以下保持する （図 2の 3 2） 。 図 2では、 第 2 工程は、 矢印八 1、 八 2及び八 3、 並びに
Figure imgf000029_0001
で示され、 第 3工程は 3 2で される。
[0140] 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 5 0 0 °〇 以下 （約 2 5 0 °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、 鉄系材料や、 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。 \¥02020/175642 28 卩（：171?2020/008149
[0141] 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、 鉄系材 料や、 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
[0142] 図 2の経路では、 第 2工程により得られた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。 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。
[0143] [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） 。
[0144] 式 1 : 9³-0. 0037丁+ 1 1. 301
式 2 : £-0. 085丁+ 1 1 7
式 3 : £-0· 0037丁+ 1 1. 375
[0145] 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 1 309 a） （矢印巳3） 。 続いて、 該圧力 （約 1 309 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、 第 2工程は、 矢印巳 1、 巳 2、 巳 3及び巳 4、 並びに、 b 1で示され、 第 3工程は b 2で示される。
[0146] 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 5 0 0 °C 以下 （約 2 5 0 °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、 鉄系材料や、 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。
[0147] 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、 鉄系材料や、 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。
[0148] 図 3の経路では、 第 2工程により得られた窒化硼素多結晶体を、 1 7 0 0 °C以上 2 5 0 0 °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 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有することができ る。
[0149] [図 4の経路]
図 4の経路では、 まず、 開始点 Sから 5 0 0 °C以下の所定温度 （図 4では 約 2 5 0 °C） まで昇温し （矢印 C 1） 、 その後、 温度を維持したまま、 下記 \¥02020/175642 30 卩（：171?2020/008149
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 . 409 a） まで昇圧し （矢印 02） 、 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の〇 1） 。
[0150] 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
[0151] 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 領域内で昇圧し （図 4では約 1309 a） （矢印〇3） 、 該温度 （約 250 °〇） 及び該圧力 （約 1309 a） （図 4の〇 2で示される温度及び圧力） に 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。
[0152] 式 2 : £_〇. 0851+ 1 1 7
式 4 : ＞-0. 0037丁+ 1 1. 375
[0153] 続いて、 上記の圧力 （約 1 30 3） を維持したまま、 温度を 1 700°〇 以上 2500 °〇以下 （図 4では約 2000°〇 に昇温し （矢印〇4） 、 該温 度 （約 2000°〇 及び該圧力 （約 1309 a） において、 3分以上 60分 以下保持する （図 4の〇 3） 。 図 4では、 第 2工程は、 矢印〇 1、 〇2、 〇 3及び 04、 並びに、
Figure imgf000032_0001
及び〇 2で示され、 第 3工程は〇 3で示される。
[0154] 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°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、 鉄系材料や、 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。 \¥02020/175642 31 卩（：171?2020/008149
[0155] 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 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、 鉄系材 料や、 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。
[0156] 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 1309 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
[0157] 式 2 : 9£-0. 0 8 5 1 + 1 1 7
式 4 : ＞- 0 . 0 0 3 7丁+ 1 1 . 3 7 5
[0158] 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、 鉄系材料や、 難削材の高負荷加工においても \¥02020/175642 32 卩（：171?2020/008149
、 更に長い工具寿命を有することができる。
[0159] 図 4の経路では、 第 2工程により得られた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。 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
[0160] 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。
[0161 ] [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。
[0162] <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。
[0163] （第 1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。
[0164] （第 2工程及び第 3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。
[0165] 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 \¥02020/175642 33 卩（：171?2020/008149
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。
[0166] 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第 3工程に該当する。
[0167] [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 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。
[0168] 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第 3 工程に該当する。
[0169] [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。
[0170] 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。
[0171 ] 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。
[0172] 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 \¥02020/175642 34 卩（：171?2020/008149
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第 3工程に該当する。
[0173] <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。
[0174] 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。
[0175] （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 imgf000036_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。
[0176] （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。
[0177] （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。 \¥02020/175642 35 卩（：171?2020/008149
[0178] （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 imgf000037_0001
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
Figure imgf000037_0002
送り量： 〇. 1 01 111 /刃
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。
[0179] 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。
[0180]
S I—I
Table 1
Figure imgf000038_0001
0 〔〕M AV08 \¥02020/175642 37 卩（：171?2020/008149
[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 imgf000039_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。
[0182] 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。
[0183] 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。
[0184] [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 imgf000039_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。 \¥02020/175642 38 卩（：171?2020/008149
[0185] 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。
[0186] 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。
[0187] [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。
[0188] 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。
[0189] 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、 \¥02020/175642 39 卩（：171?2020/008149
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。
[0190] [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。
[0191 ] 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、 第 3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。
[0192] [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。
[0193] [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 \¥02020/175642 40 卩（：171?2020/008149
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、 第 3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。
[0194] [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。
[0195] [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。 \¥02020/175642 41 卩（：171?2020/008149
[0196] <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。
[0197] （第 1工程）
市販の六方晶窒化硼素粉末 （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。
[0198] （第 2工程及び第 3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。
[0199] 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。
[0200] 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第 3工程に該当 する。
[0201 ] <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。
[0202] （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 \¥02020/175642 42 卩（：171?2020/008149
、 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 imgf000044_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。
[0203] （結晶粒のメジアン径〇150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。
[0204] （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 imgf000044_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 imgf000044_0003
111） の正面フライス加工を行い、 工具寿命を評価した。
[0205] （切削条件）
被削材：ねずみ錶鉄 〇 300ブロック材 （80111111X300111111X 1 5
Figure imgf000044_0004
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。
[0206] 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 \¥02020/175642 43 卩（：17 2020/008149
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 2の 「工具 寿命」 欄に示す。
[0207] [表 2]
3 I
Figure imgf000045_0001
\¥02020/175642 44 卩（：171?2020/008149
[0208] <考察 >
[試料 1 〇]
試料 1 0の製造方法は、 第 3段階 （第 3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、 エ 具寿命が短かった。 これは、 試料 1 〇では、 第 3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。
[0209] [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 imgf000046_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。
[0210] [試料 1 3 ]
試料 1 3の製造方法は、 第 3段階 （第 3工程） における保持時間が 6 0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、 エ 具寿命が短かった。 これは、 試料 1 3では、 第 3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。
[021 1 ] [試料 1 4 ]
試料】 4の製造方法は、 第 3段階 （第 3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結晶 \¥02020/175642 45 卩（：171?2020/008149
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、 第 3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。
[0212] [試料 1 5 ]
試料 1 5の製造方法は、 第 3段階 （第 3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、 第 3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。
[0213] [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 imgf000047_0001
以 下 （6 .
Figure imgf000047_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。
[0214] [実施例 3 ]
実施例 3では、 立方晶窒化硼素多結晶体中のアルカリ金属元素及びアルカ リ土類金属の含有量と、 該立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具で難削材の 超高速高負荷加工を行った場合の工具寿命との関係を調べた。
[0215] <立方晶窒化硼素多結晶体の作製 >
試料 1 7〜試料 1 9の立方晶窒化硼素多結晶体を、 下記の手順に従って作 \¥02020/175642 46 卩（：171?2020/008149
製した。 なお、 試料 1 7は、 上記の試料 2— 2と同一の原料及び製造工程に より作製されたものであり、 得られた立方晶窒化硼素多結晶体も試料 2 - 2 と同 _である。
[0216] （第 1工程）
[試料 1 7、 試料 1 8 ]
市販の六方晶窒化硼素粉末 （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。
[0217] [試料 1 9 ]
市販の立方晶窒化硼素粉末 （平均粒径 4 〇） に対して、 アルゴン雰囲気 下、 1 9 0 0 °〇で 1時間熱処理を行った。 これにより、 立方晶窒化硼素が六 方晶窒化硼素に変換され、 六方晶窒化硼素粉末が得られた。 得られた六方晶 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。
[0218] （第 2工程及び第 3工程）
[試料 1 7〜試料 1 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 3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。
[0219] 続いて、 温度を維持したまま、 表 3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。
[0220] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 3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。 「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第 3工程に該当する。
[0221 ] <評価 >
（立方晶窒化硼素の含有率の測定、 転位密度の測定、 結晶粒のメジアン径 \¥02020/175642 47 卩（：171?2020/008149
¢1 5 0の測定）
上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体について、 立方晶窒化硼素の含有 率、 立方晶窒化硼素の転位密度、 及び、 結晶粒のメジアン径〇1 5 0の測定を 行った。 具体的な測定方法は、 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 3の 「〇巳 1\1含有率」 、 「〇巳 1\!転位密度 」 、 「メジアン径 （ 5 0） 」 欄に示す。
[0222] 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。
[0223] （アルカリ金属元素及びアルカリ土類金属元素の合計含有量の測定） 上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体中のアルカリ金属元素及びアルカ リ土類金属元素の合計含有量を、 3 I !\/! 3により測定した。 具体的な測定方 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。 アルカリ金属元素及びアルカリ土類金属元素の合計含有量を表 3の 「アルカ リ金属/アルカリ土類金属含有童」 欄に す。
[0224] （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。
[0225] （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 imgf000049_0001
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： 2 5 0 111 / 111 I 〇 \¥02020/175642 48 卩（：171?2020/008149 送り量： 〇. 1 01 111 /刃
切込み量： 〇. 1 5〇!〇!
クーラント ： 巳丁
なお、 上記の切削条件は、 難削材の超高速高負荷加工に該当する。
[0226] 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 3の 「工具 寿命」 欄に示す。
[0227]
^ 饋 06 1恸 〜 1恸
[6 1恸 〜 1恸 ]
Tabe 3
<礬 > [8220]
Figure imgf000051_0001
[£挙] †7 Zt9^Ll/0Z0Z OAV \¥02020/175642 50 卩（：171?2020/008149
〜試料 1 9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
Figure imgf000052_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 7〜試料 1 9の立方晶窒化硼素多結晶体を用いた工具 は、 難削材の超高速高負荷加工においても、 1 5分以上の工具寿命を達成す ることができた。
[0229] 試料 1 7及び試料 1 8は、 試料 1 9よりも工具寿命がより長かった。 これ は、 試料 1 7及び試料 1 8の立方晶窒化硼素多結晶体は、 アルカリ金属元素 及びアルカリ土類金属元素の合計含有量が 1 〇 以下であり、 切削環境 下で工具刃先と被削材との界面が高温高圧となった場合においても、 立方晶 窒化硼素から六方晶窒化硼素への変換が生じにくいためと考えられる。
[0230] 試料 1 7及び試料 1 8では、 組成、 アルカリ金属元素及びアルカリ土類金 属元素の合計含有量、 結晶粒のメジアン径 5 0、 立方晶窒化硼素の転位密 度が異なっていた。 これは原料の六方晶窒化硼素の不純物量や粒径等のばら つきに起因すると考えられる。
[0231 ] [実施例 4 ]
実施例 4では、 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ゥ ルツ鉱型窒化硼素の含有量と、 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。
[0232] <立方晶窒化硼素多結晶体の作製 >
試料 1 7〜試料 1 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。
[0233] （第 1工程）
市販の六方晶窒化硼素粉末 （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。
[0234] （第 2工程及び第 3工程）
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 4の 「開 \¥02020/175642 51 卩（：171?2020/008149
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。
[0235] 続いて、 温度を維持したまま、 表 4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。
[0236] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 4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。 「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第 3工程に該当する。
[0237] <評価 >
（組成の測定、 転位密度の測定、 結晶粒のメジアン径〇1 5 0の測定） 上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体について、 組成 （立方晶窒化硼素 の含有率、 圧縮型六方晶窒化硼素 （以下、 「〇〇 . 11巳1\1」 とも記す。
） の含有率、 ウルツ鉱型窒化硼素の含有率） 、 立方晶窒化硼素の転位密度、 及び、 結晶粒のメジアン径 5 0の測定を行った。 具体的な測定方法は、 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 4の 「〇巳1\1含有率」 、 「〇〇〇1 . |1巳1\1含有率」 、 「\«巳1\1含有率」 、 「〇巳 1\1転位密度」 、 「メジアン径 （ 5 0） 」 欄に示す。
[0238] 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。
[0239] （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。
[0240] （切削条件） \¥02020/175642 52 卩（：171?2020/008149
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 imgf000054_0001
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 2 0 111 / 111 丨
Figure imgf000054_0002
送り量： 〇. 1 01 111 /刃
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。
[0241 ] 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 4の 「工具 寿命」 欄に示す。
[0242]
\¥02020/175642 53 卩（：17 2020/008149
Figure imgf000055_0001
[0243] <考察 >
[試料 2 0〜試料 2 2 ] \¥02020/175642 54 卩（：171?2020/008149
試料 2 0〜試料 2 2の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料 2 0 〜試料 2 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 X 1
Figure imgf000056_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 2 0〜試料 2 2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、 長い工具寿命を達成することができた
[0244] 試料 2 0及び試料 2 1は、 試料 2 2よりも工具寿命が長かった。 こでは、 試料 2 0及び試料 2 1の立方晶窒化硼素多結晶体が圧縮型六方晶窒化硼素及 び/又はウルツ鉱型窒化硼素を含み、 耐凝着性及び摺動性が向上したためと 考えられる。
[0245] [試料 2 3 ]
試料 2 3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 2 3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 2 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 2 3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。
[0246] [実施例 5 ]
実施例 5では、 立方晶窒化硼素多結晶体中の板状粒子の面積比率と、 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 工具寿命との関係を調べた。
[0247] <立方晶窒化硼素多結晶体の作製 >
試料 2 4〜試料 2 8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。 \¥02020/175642 55 卩（：171?2020/008149
[0248] （第 1工程）
市販の六方晶窒化硼素粉末 （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。
[0249] （第 2工程及び第 3工程）
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 5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。
[0250] 続いて、 温度を維持したまま、 表 5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。
[0251 ] 続いて、 圧力を維持したまま、 表 5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。 「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第 3工程に該当する。
[0252] <評価 >
（立方晶窒化硼素の含有率の測定、 転位密度の測定、 結晶粒のメジアン径 ¢1 5 0の測定）
上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体について、 立方晶窒化硼素の含有 率、 立方晶窒化硼素の転位密度、 及び、 結晶粒のメジアン径〇1 5 0の測定を 行った。 具体的な測定方法は、 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 5の 「〇巳 1\1含有率」 、 「〇巳 1\!転位密度 」 、 「メジアン径 （ 5 0） 」 欄に示す。
[0253] 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。
[0254] （板状粒子の面積比率の測定）
上記で得られた立方晶窒化硼素多結晶体について、 板状粒子の面積比率を 測定した。 具体的な測定方法は、 実施の形態 1 に示される通りであるため、 \¥02020/175642 56 卩（：171?2020/008149
その説明は繰り返さない。 結果を表 5の 「板状粒子の面積比率」 欄に示す。
[0255] （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 imgf000058_0001
（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 imgf000058_0002
111） の正面フライス加工を行い、 工具寿命を評価した。
[0256] （切削条件）
被削材：ねずみ錶鉄 〇 300ブロック材 （80111111X300111111X 1 5
Figure imgf000058_0004
タル （株） 製）
切削速度
Figure imgf000058_0003
n
送り量： 〇. 1 301111/刃
切込み量： 〇. 45〇!〇!
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。
[0257] 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 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 5の 「工具 寿命」 欄に示す。 \¥02020/175642 57 2020/008149
[表 5]
—
Figure imgf000059_0001
[0259] [試料 2 4〜試料 2 8 ]
試料 2 4〜試料 2 8の製造方法は、 いずれも実施例に該当する。 試料 2 4 〜試料 2 8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 . \¥02020/175642 58 卩（：171?2020/008149
5体積％以上含み、 立方晶窒化硼素の転位密度が 8 X 1
Figure imgf000060_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 2 4〜試料 2 8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。
[0260] 試料 2 4〜試料 2 8を比べると、 板状粒子の面積比率が小さいほど、 工具 寿命が長くなる傾向が確認された。 これは、 板状粒子の面積比率が小さいほ ど、 板状粒子に起因する突発的な刃先の欠損が生じ難いためと考えられる。
[0261 ] 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。
[0262] 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 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

\¥02020/175642 59 卩（：17 2020/008149 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 1 015/〇!2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] 前記立方晶窒化硼素多結晶体のアルカリ金属元素及びアルカリ土類 金属元素の合計含有量は、 質量基準で 1
Figure imgf000061_0001
以下である、 請求項 1又は請求項 2に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 4] 前記立方晶窒化硼素多結晶体において、 その断面を走査型電子顕微 鏡を用いて 1 0000倍の倍率で観察した場合、 アスぺクト比が 4以 上の板状粒子の面積比率は 30面積％以下である、 請求項 1から請求 項 3のいずれか 1項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 5] 前記アスぺクト比が 4以上の板状粒子の面積比率は 5面積％以下で ある、 請求項 4に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 6] 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 圧縮型六方晶窒化硼素を〇. 〇 1 体積％以上含む、 請求項 1から請求項 5のいずれか 1項に記載の立方 晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 7] 前記立方晶窒化硼素多結晶体は、 ウルツ鉱型窒化硼素を〇. 1体積
%以上含む、 請求項 1から請求項 6のいずれか 1項に記載の立方晶窒 化硼素多結晶体。
[請求項 8] 前記転位密度は、 修正 丨 I I i am s o n -H a l I法及び修正
Figure imgf000061_0002
請求項 1か ら請求項 7のいずれか 1項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 9] 前記転位密度は、 放射光を X線源として測定される、 請求項 1から \¥02020/175642 60 卩（：171?2020/008149
請求項 8のいずれか 1項に記載の立方晶窒化硼素多結晶体。
[請求項 10] 請求項 1から請求項 9のいずれか 1項に記載の立方晶窒化硼素多結 晶体の製造方法であって、
六方晶窒化硼素粉末を準備する第 1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して窒化硼素多結晶体を得る第 2 工程と、
前記第 2工程により得られた窒化硼素多結晶体を、 1 700°〇以上 2500 °〇以下の温度、 及び、 80 ? 3以上の圧力条件下で 3分以上 60分以下保持して立方晶窒化硼素多結晶体を得る第 3工程とを備え 前記ウルツ鉱型窒化硼素の安定領域は、
Figure imgf000062_0001
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
前記第 2工程の加熱加圧経路において、 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、
前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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。
[請求項 11] 前記突入温度は 300°〇以下である、 請求項 1 0に記載の立方晶窒 化硼素多結晶体の製造方法。
[請求項 12] 前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 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 1 〇又は請求項 1 1 に記載の立方晶窒化硼素多 結晶体の製造方法。
[請求項 13] 前記第 2工程は、 その加熱加圧経路における温度及び圧力を、 温度 \¥02020/175642 61 卩（：171?2020/008149
Figure imgf000063_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 0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 1 0から請求項 1 2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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