本发明涉及制造氮化硼多晶体的方法、氮化硼多晶体、切削工具、耐磨工具以及研磨工具。本申请要求于2016年10月6日提交的日本专利申请no.2016-198135的优先权，其全部内容通过引用并入本文。
背景技术：
：立方氮化硼(以下也称为“cbn”)具有仅次于金刚石的硬度，并且cbn具有优异的热稳定性和化学稳定性。特别地，与金刚石相比，cbn烧结材料对于铁系材料更为稳定，因此被用作这种铁系材料的加工工具。还已知一种无结合剂的cbn烧结材料，其克服了当cbn烧结材料中包含结合剂时当出现的强度降低、耐热性降低以及热扩散性降低的问题。作为制造cbn烧结材料的方法，已知通过下述方式获得cbn烧结材料：在不用催化剂的情况下，在超高压力和高温下将具有在常压下稳定保持的晶体状态的氮化硼直接转化成cbn；并且同时进行烧结(直接转化烧结法)。这种氮化硼的实例包括六方氮化硼(以下也称为“hbn”)。例如，在日本专利公开no.47-034099(专利文献1)、日本专利公开no.03-159964(专利文献2)等中记载了该方法。例如，日本专利公开no.54-033510(专利文献3)、日本专利公开no.08-047801(专利文献4)等中记载了由热解氮化硼(pbn)作为原料制造cbn烧结材料的方法。在该方法中，为了获得cbn烧结材料，需要7gpa和2100℃以上的条件。日本专利公开no.49-027518(专利文献5)和日本专利公开no.11-246271(专利文献6)中记载了在比上述条件(7gpa和2100℃以上)更温和的条件下获得cbn烧结材料的方法。日本专利公开no.2015-205789(专利文献7)公开了使用微细颗粒前体粉末获得粒径为100nm以下的cbn多晶体的方法。引用列表专利文献专利文献1：日本专利公开no.47-034099专利文献2：日本专利公开no.03-159964专利文献3：日本专利公开no.54-033510专利文献4：日本专利公开no.08-047801专利文献5：日本专利公开no.49-027518专利文献6：日本专利公开no.11-246271专利文献7：日本专利公开no.2015-205789技术实现要素：根据本公开的一个实施方案的制造氮化硼多晶体的方法包括：通过在1300℃以上对高压相氮化硼粉末进行热处理，以获得热处理粉末的第一步骤；以及通过在8gpa至20gpa和1200℃至2300℃的条件下烧结所述热处理粉末，以获得氮化硼多晶体的第二步骤。根据本公开的一个实施方案的氮化硼多晶体包括立方氮化硼，所述立方氮化硼的平均粒径为25nm以下，在23℃±5℃和4.9n的测试载荷的努普硬度的测量中，比值b/a为0.07以下，所述比值b/a是努普压痕的较长对角线的长度a与较短对角线的长度b之比。根据本公开的一个实施方案的各切削工具、耐磨工具和研磨工具包括上述氮化硼多晶体。附图说明图1示出了努普压痕。具体实施方案[通过本公开解决的问题]专利文献5公开了在6gpa和1100℃的条件下获得cbn烧结材料的方法。在该方法中，作为原料的hbn颗粒需要为3μm以下，从而使hbn倾向于包含若干质量％的氧化硼杂质和吸附气体。在这样的cbn烧结材料中，由于杂质和吸附气体的影响，无法充分进行烧结，并且由于包含氧化物，使得硬度、强度和耐热性变低。这使得难以将该cbn烧结材料用作切削工具、耐磨工具等。专利文献6公开了通过使用低结晶性hbn作为原料，在6gpa至7gpa和1550℃至2100℃的条件下制造cbn多晶体的方法。该cbn多晶体的晶体粒径为约0.1μm至1μm。然而，在该cbn多晶体中，由于通过将烧结温度设定为较低温度从而获得可用于精加工、精密加工等的小粒径，因此烧结性较低。因此，由于粒径小，其强度较低、韧性也较低，并且容易发生崩裂。专利文献7公开了使用粒径为0.5μm的hbn微粒作为原料来制造具有微细晶粒的韧性立方氮化硼多晶体的方法。尽管由于hbn的高滑动性难以将其粉碎，但该方法需要进行粉碎粗hbn颗粒以制备hbn微粒的步骤。此外，由于hbn微粒具有较小的粒径，因此易于吸附大气成分中的氧气和水等杂质。因此，在使用这样的hbn微粒作为原料制造立方氮化硼多晶体时，氧气起到了阻碍其转化为cbn的作用，并且水以及水中氢的催化作用会促使cbn的急剧晶粒生长。杂质还会降低立方氮化硼多晶体的硬度和强度。因此，使用hbn微粒来制造韧性立方氮化硼多晶体微粒的方法的生产率较低。在专利文献7中，未获得具有25nm以下的微粒的立方氮化硼多晶体。因此，难以将其用于超精密加工等。基于上述内容，本公开的目的在于提供：一种制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体的方法；该氮化硼多晶体；切削工具；耐磨工具；以及研磨工具。[本公开的有益效果]根据以上描述，可以提供：一种制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体的方法；该氮化硼多晶体；切削工具；耐磨工具；以及研磨工具。[实施方案的说明]首先将列出并描述本发明的实施方案。[1]根据本公开的一个实施方案的制造氮化硼多晶体的方法包括：通过在1300℃以上对高压相氮化硼粉末进行热处理，以获得热处理粉末的第一步骤；以及通过在8gpa至20gpa和1200℃至2300℃的条件下烧结所述热处理粉末，以获得氮化硼多晶体的第二步骤。通过这样的构成，可以制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体。[2]在所述制造氮化硼多晶体的方法中，优选的是，所述第一步骤中的所述热处理在2100℃以下进行。因此，可以高效地制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体。[3]所述高压相氮化硼优选为立方氮化硼。因此，可以更高效地制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体。[4]所述高压相氮化硼优选为纤锌矿型氮化硼。因此，也可以更高效地制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体。[5]根据本公开的一个实施方案的氮化硼多晶体包括立方氮化硼，所述立方氮化硼的平均粒径为25nm以下，在23℃±5℃和4.9n的测试载荷的努普硬度的测量中，比值b/a为0.07以下，所述比值b/a是努普压痕的较长对角线的长度a与较短对角线的长度b之比。通过这样的构成，氮化硼多晶体具有微细结构并变得具有韧性。[6]在所述努普硬度的测定中，所述努普硬度优选为40gpa至60gpa。因此，可以获得具有更微细结构的韧性更高的氮化硼多晶体。[7]所述氮化硼多晶体优选包含0.01体积％以上的纤锌矿型氮化硼。因此，可以获得具有更微细结构的韧性更高的氮化硼多晶体。[8]所述氮化硼多晶体优选包含0.01体积％以上0.5体积％以下的压缩型六方氮化硼。因此，还可以获得具有更微细结构的韧性更高的氮化硼多晶体。[9]根据本公开的一个实施方案的切削工具优选包括上述氮化硼多晶体。因此，可以获得包含具有微细结构的韧性氮化硼多晶体的切削工具。该切削工具可用于切削铁系材料。[10]根据本公开的一个实施方案的耐磨工具优选包含上述氮化硼多晶体。因此，可以获得包含具有微细结构的韧性氮化硼多晶体的耐磨工具。该耐磨工具可用于加工铁系材料。[11]根据本公开的一个实施方案的研磨工具优选包含上述氮化硼多晶体。因此，可以获得包含具有微细结构的韧性氮化硼多晶体的工具。该研磨工具可用于研磨铁系材料。[实施方案的详述]以下将更详细地说明本发明的实施方案(以下称为“本实施方案”)。在此，在本说明书中，表述“a至b”表示上限至下限(即，大于或等于a小于或等于b)的范围。当a没有单位而仅b有单位时，a的单位与b的单位相同。另外，在本说明书中，当化合物等由化学式表示，并且对于原子比没有特别的限制时，认为其包括现有公知的所有原子比。原子比不一定仅限于化学计量范围内的一种原子笔。在本说明书中，除非另有特别的限制，否则术语“粒度”和“粒径”是指平均粒度和平均粒径。<<制造氮化硼多晶体的方法>>作为深入研究的结果，发明人通过在预定温度下对高压相氮化硼粉末进行热处理，从而获得了热处理粉末。发明人发现通过以下方式获得具有微细结构的韧性氮化硼多晶体：使用该热处理粉末作为起始原料，在高温高压下将其转化为立方氮化硼或立方氮化硼与纤锌矿型氮化硼这两者；烧结立方氮化硼或立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者。由此完成了本发明。因此，根据本公开的一个实施方案的制造氮化硼多晶体的方法包括：通过在1300℃以上对高压相氮化硼粉末进行热处理，以获得热处理粉末的第一步骤；以及通过在8gpa至20gpa和1200℃至2300℃的条件下烧结所述热处理粉末，以获得氮化硼多晶体的第二步骤。通过该制造方法获得的氮化硼多晶体具有微细粒径的立方氮化硼或具有微细粒径的立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者，并且该氮化硼多晶体具有韧性。在此，在本说明书中，术语“高压相氮化硼”是指在高压下热力学稳定的或亚稳态的氮化硼。具体而言，术语“高压相氮化硼”是指在一般已知的氮化硼p(压力)-t(温度)相图中在立方氮化硼稳定区域内热力学稳定的或亚稳态的氮化硼。立方氮化硼稳定区域是指在p(压力)-t(温度)相图中，相对于立方氮化硼(cbn)-六方氮化硼(hbn)平衡线位于高压侧的区域。更具体而言，术语“高压相氮化硼”是指立方氮化硼、纤锌矿型氮化硼和压缩型hbn。另一方面，术语“常压相氮化硼”和“常压型氮化硼”均指在常压下热力学稳定的或亚稳态的氮化硼。具体而言，术语“常压相氮化硼”和“常压型氮化硼”均指在氮化硼的上述p(压力)-t(温度)相图中，在六方氮化硼稳定区域内热力学稳定的或亚稳态的氮化硼。六方氮化硼稳定区域是在上述p(压力)-t(温度)相图中，相对于cbn-hbn平衡线位于低压侧的区域。更具体而言，常压下热力学稳定的或亚稳态的氮化硼包括六方氮化硼、无定形氮化硼、菱形bn(rbn)、具有乱层结构的bn(tbn)等。常压下热力学稳定的或亚稳态的氮化硼也包括如下所述的bn纳米管(比较例4中使用的原料)和氮化硼烧结材料(比较例5中使用的原料)。<第一步骤>根据本实施方案的制造氮化硼多晶体的方法包括通过在1300℃以上的温度下对高压相氮化硼粉末(例如，由立方氮化硼、纤锌矿型氮化硼和压缩hbn中的一种或两种以上构成的氮化硼粉末)进行热处理以获得热处理粉末的第一步骤。此外，在制造氮化硼多晶体的方法中，第一步骤中的热处理优选在在2100℃以下进行。在根据本实施方案的制造氮化硼多晶体的方法中，通过在第一步骤中将高压相氮化硼粉末在1300℃以上2100℃以下进行热处理，从而将高压相氮化硼转化为常压相氮化硼(以下也称为“热处理氮化硼”)，由此获得热处理粉末(即，作为热处理氮化硼的晶粒的集合体的粉末)。热处理氮化硼具有在常压下保持热力学稳定或亚稳态的晶体状态。然而，热处理氮化硼的各晶粒的形状具有可描述为球形或具有圆角的多角形的形状，而不是六方氮化硼(其为在常压下保持热力学稳定或亚稳态的氮化硼之一)的形状。此外，具有上述球形或多角形形状的热处理氮化硼基本上没有悬空键，因此与六方氮化硼相比，诸如氧气和水之类的大气成分不易于被吸附至其上。与无定形氮化硼(其为在常压下保持热力学稳定或亚稳态的另一种氮化硼)相比，大气成分不易于吸附至热处理氮化硼上。因此，热处理氮化硼粉末(即热处理粉末)易于管理，从而可以高效地制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体。高压相氮化硼优选为立方氮化硼。此外，高压相氮化硼优选为纤锌矿型氮化硼。由于高压相氮化硼的组成是立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼中的一种，因此可以更高效地制造具有微细结构的韧性氮化硼多晶体。在此，可以根据x射线衍射法检测高压相氮化硼的组成。例如，可以使用x射线衍射仪(产品名称：由spectris提供的“x'pert”)。例如，可以如下所示设置该装置的条件。特征x射线：cu-kα(波长)管电压：45kv管电流：40ma滤波片：多层镜光学系统：集中法x射线衍射法：θ-2θ法。在第一步骤中，不应特别限制高压相氮化硼晶粒的粒径，但考虑到生产效率，优选为10nm以上10mm以下。热处理温度根据高压相氮化硼晶粒的粒径而不同。优选在粒径较小时设定较低的热处理温度。然而，如果在低于1300℃的温度下进行热处理，则高压相氮化硼不转化为热处理氮化硼。如果在超过2100℃的温度下进行热处理，则热处理氮化硼的晶粒变得接近六方氮化硼的结构，并且在这种情况下倾向于急剧生长。这可能导致粒径较大。因此，第一步骤中的热处理温度理想地为2100℃以下。此外，第一步骤中的热处理时间优选在2小时以内。热处理理想地在具有少量氧气的气氛或在不包含氧气的气氛(如真空或氩气气氛)中进行。如果在氧气气氛下对高压相氮化硼粉末进行热处理，则热处理粉末被氧化，结果在下述的第二步骤中其向立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼的转化倾向于受阻，并且在第二步骤中获得的氮化硼多晶体的强度往往较低。此外，理想的是，在第一步骤中，进行热处理直至高压相氮化硼完全转化；然而，高压相氮化硼可能会部分残留在热处理粉末中。高压相氮化硼的允许剩余量根据热处理粉末中氮化硼的粒径而不同。例如，当热处理粉末中氮化硼的粒径为10nm至100nm时，为了在第二步骤中获得粒径为数十纳米的氮化硼多晶体，剩余量优选为50体积％以下。当热处理粉末中氮化硼的粒径大于100nm且小于或等于5μm时，剩余量优选为30体积％以下。当热处理粉末中氮化硼的粒径大于5μm时，剩余量优选为10体积％以下。可以通过采用扫描电子显微镜(sem)的截距法确定高压相氮化硼和热处理氮化硼各自的粒径(平均粒径)。具体而言，首先使用sem以x1000至x30000的放大倍数观察各高压相氮化硼和热处理氮化硼，由此获得sem图像。接着，在sem图像上绘制圆，然后从圆的中心向圆的外周径向地绘制八条直线，使得直线之间的相交角彼此基本相等。此时，将观察倍率和圆的直径优选设定为在每条直线上存在约10至50个氮化硼粒子(晶粒)。此外，计算每条直线穿过的氮化硼晶粒边界的数量，然后将直线的长度除以该数量以计算平均截距长度。然后，将平均截距长度乘以1.128，并将所得的值作为平均粒径(该方法符合astm规范中的计算标称粒径的方法)。对于高压相氮化硼和热处理氮化硼各自的平均粒径，优选采用三个sem图像并通过上述方法确定每个图像的平均粒径，以获得平均粒径的平均值。可以使用上述sem图像确定热处理氮化硼晶粒的形状。<第二步骤>根据本实施实施方案的制造氮化硼多晶体的方法包括：通过在8至20gpa和1200至2300℃的条件下烧结热处理粉末，从而获得氮化硼多晶体的第二步骤。在第二步骤获得的氮化硼多晶体中，立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼的晶粒是微细晶粒，并且氮化硼多晶体为韧性的多晶体。在第二步骤中压力需达到8至20gpa，温度需达到1200℃至2300℃。特别地，高于2300℃的温度条件不是优选的，因为其不利于晶粒生长，而低于1200℃的温度条件也不是优选的，因为未转化的热处理氮化硼可能会残留在氮化硼多晶体中。如果温度低于1200℃，则倾向于无法满足下述比值b/a为0.07以下。比值b/a是努普压痕的对角线的比值，其是氮化硼多晶体的物理性质。此外，如果压力条件小于8gpa，则在氮化硼多晶体中残留大量的未转化的热处理氮化硼，其结果是倾向于无法满足下述比值b/a为0.07以下。比值b/a是努普压痕的对角线的比值，其是氮化硼多晶体的物理性质。另一方面，压力的上限不需要特别的限制，但基于装置(超高压和高温发生器)的技术原因，将压力的上限设定为20gpa。第二步骤中的压力和温度优选施加1分钟至20分钟。如果短于1分钟，则烧结不充分。如果长于20分钟，烧结状态没有区别，这在经济上是不利的。更优选施加10至20分钟。第二步骤是将第一步骤所得的热处理粉末转化为立方氮化硼或立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者，并烧结立方氮化硼或立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者。在此步骤中，不使用烧结助剂和催化剂而将热处理粉末中的氮化硼直接转化为立方氮化硼或立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者。通常，在第二步骤中，在烧结过程中同时进行向立方氮化硼的转化和向立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者的转化。由第二步获得的氮化硼多晶体具有韧性，因为包含在其中的立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼的粒径是微细粒径，并且氮化硼多晶体表现出弹性行为，从而改善了耐崩裂性。因此，氮化硼多晶体可适用于切削工具、耐磨工具、研磨工具用基材等涉及高载荷的高速微加工用途。<<氮化硼多晶体>>根据本实施方案的氮化硼多晶体包括立方氮化硼，并且该立方氮化硼的平均粒径为25nm以下。在上述氮化硼多晶体中，在23℃±5℃和4.9n的测试载荷的努普硬度的测量中，比值b/a为0.07以下，所述比值b/a是努普压痕的较长对角线的长度a与较短对角线的长度b之比。此外，在测定努普硬度时，努普硬度优选为40至60gpa。因此，氮化硼多晶体具有微细结构并变得具有韧性。氮化硼多晶体基本上不含结合剂、烧结助剂、催化剂等。因此，可以克服由于包含结合剂、烧结助剂和催化剂中的至少一种而导致的常规cbn烧结材料的缺点。可以在表现出本实施方案的效果的程度内包含杂质，只要氮化硼多晶体包括立方氮化硼即可。杂质的实例包括氮(n)、氢(h)、氧(o)等。理想的杂质的含量如下：每种杂质的含量小于1000ppma(百万分之一原子)，并且杂质的总含量小于2000ppma。对于杂质总含量超过2000ppma的氮化硼多晶体，由于多晶体中基于杂质而产生空隙，因此其强度降低。此外，如果将第二步骤中获得的氮化硼多晶体放置在大气中，即在氧气气氛下或高湿度气氛下，则杂质的总含量倾向于大于2000ppma。例如，如果氮化硼多晶体在相对湿度为60％以上的大气环境下放置一天，则杂质的总含量变得大于2000ppma。例如可以通过二次离子质谱法(sims)测定每种杂质的含量。当使用sims测定每种杂质的含量时，例如可以在以下条件下进行分析。测定装置：产品名称(项目编号)：“ims-7f”，由cameca提供一次离子种类：铯(cs+)一次加速电压：15kv检测区域：30(μmφ)测定精度：±40％(2σ)。在此，根据本实施方案的氮化硼多晶体是烧结材料。然而，通常，烧结材料意图包含结合剂。为此，为了与包含结合剂的产品明确区分，在本说明书中使用术语“多晶体”代替术语“烧结材料”。此外，不应特别限制制造如上所述构成的氮化硼多晶体的方法。然而，通过使用上述制造氮化硼多晶体的方法，可以高效地制造根据本实施方案的氮化硼多晶体。<立方氮化硼>立方氮化硼的平均粒径为25nm以下。立方氮化硼的平均粒径优选为20nm以下，并且平均粒径更优选小于20nm。由于立方氮化硼的平均粒径越小越优选，所以不应限制其下限。然而，由于难以与无定形氮化硼区分，优选将下限设定为1nm。由于氮化硼多晶体包含立方氮化硼，因此氮化硼多晶体的硬度高，还具有优异的热稳定性和化学稳定性。此外，由于立方氮化硼具有25nm以下的小粒径，因此当其用于工具等时，立方氮化硼可以广泛地应用于涉及大载荷、微加工应用等的应用中。氮化硼多晶体中的立方氮化硼各自的粒径优选是均匀的，以实现无应力集中并实现高强度。因此，立方氮化硼晶粒各自的粒径优选呈现具有窄偏差的正态分布。当粒径的偏差较大或粒径不均匀时，应力集中在偏离部分上，因此导致强度较低。在本申请中，表述“立方氮化硼的粒径”表示氮化硼多晶体中包含的立方氮化硼晶粒的粒径。采用透射电子显微镜(tem)并根据截距法来确定立方氮化硼的粒径(平均粒径)，以取代用于测定高压相氮化硼和热处理氮化硼各自的平均粒径的方法的扫描电子显微镜。采用透射电子显微镜以x200000至x500000的放大倍数观察氮化硼多晶体，以获得tem图像。在tem图像上绘制圆。随后，可以通过与测定各高压相氮化硼和热处理氮化硼的平均粒径的方法相同的程序确定平均粒径。此外，对于立方氮化硼的平均粒径，优选采用三个tem图像并通过上述方法确定每个图像的平均粒径，从而获得平均粒径的平均值。<努普硬度>在根据本实施方案的氮化硼多晶体中，在23℃±5℃和4.9n的测试载荷的努普硬度的测量中，比值b/a为0.07以下，所述比值b/a是努普压痕的较长对角线的长度a与较短对角线的长度b之比。此外，在测定努普硬度时，努普硬度优选为40至60gpa。在例如jisz2251：2009中定义了如此测定的努普硬度，并且其已知为作为表示工业材料的硬度的量度之一。通过在预定温度和预定载荷(测试载荷)下将努普压头压在目标材料上以进行努普硬度的测定，从而确定目标材料的硬度。努普压头是指由金刚石构成的压头，该压头呈底表面为菱形的四角棱柱形状。底表面的菱形被定义为满足比值b/a为0.141，该比值b/a是较长对角线的长度a与较短对角线的长度b之比。此外，努普压痕指的是在目标材料的一部分上留下的痕迹，其中在上述温度和测试载荷下将努普压头压在该部分上，并在按压后随即释放努普压头使其离开该部分。根据本实施方案的氮化硼多晶体的一个特征在于努普压痕的比值b/a(0.07以下)小于努普压头的原始比值b/a(0.141)。该特征意味着目标材料(即，本实施方案中的氮化硼多晶体)表现出弹性并且在压痕进行弹性复原至初始形式的过程中发生了恢复(弹性恢复)。下面参照图1描述与上述弹性恢复有关的现象，从概念上示出努普压痕。例如，如果目标材料完全不显示弹性恢复，则努普压头的截面和努普压痕的形状相同，图1中用虚线表示为“原始努普压痕”的菱形。然而，在根据本实施方案的氮化硼多晶体的努普压痕中，很可能沿图中箭头的方向发生弹性恢复，因此其努普压痕在图中为以实线表示的菱形形式。换句话说，其表明：随着图中箭头方向的恢复变大，比值b/a的值变小；而且这个值越小，弹性恢复(弹性)就越大。根据本实施方案的氮化硼多晶体由于其努普压痕的比值b/a为0.07以下，因而具有较大的弹性恢复。弹性恢复越大，韧性越高。因此，氮化硼多晶体具有韧性。如上所述，努普压痕的比值b/a可以作为指示氮化硼多晶体的弹性恢复大小的指标。在根据本实施例的氮化硼多晶体中，努普压痕的比值b/a较小是优选的，因为当比值b/a较小时，弹性恢复增大至一定程度。此外，较大的弹性恢复是优选的，这是因为在要求超精密切削的情况下，弹性变大能够允许切削刃发生弹性形变，由此不易造成由切削痕迹导致的衍射现象(所谓的“虹彩图案”)，其中在镜面加工等中，切削痕迹会成为问题。出于这个原因，不应该限制比值b/a的下限；然而，如果弹性恢复变得过大，则当用作工具时，加工期间的弹性形变变大，结果加工性倾向于劣化。基于此，优选将比值b/a的下限设定为0.04。在根据本实施方案的氮化硼多晶体中，努普压痕的比值b/a进一步优选为0.05至0.07。<纤锌矿型氮化硼>根据本实施方案的氮化硼多晶体优选包含0.01体积％以上的纤锌矿型氮化硼(wbn)。因此，氮化硼多晶体的结构变得更致密。尽管不应对纤锌矿型氮化硼的含量的上限加以特别的限制，但考虑到纤锌矿型氮化硼的下述特性，上限优选为70体积％以下。由于氮化硼多晶体中含有纤锌矿型氮化硼，因此趋向于阻碍裂纹的发展，从而倾向于提高韧性。然而，纤锌矿型氮化硼是一种由六方氮化硼向立方氮化硼转变的亚稳态相，因此其稳定性较低，耐磨性比立方氮化硼低。因此，纤锌矿型氮化硼的含量的更优选的范围是0.01体积％至20体积％。当氮化硼多晶体包含纤锌矿型氮化硼时，立方氮化硼的多个晶粒与纤锌矿型氮化硼的多个晶粒在多晶体中彼此相间地分布。在这种分布状态下，立方氮化硼的晶粒彼此牢固地结合，纤锌矿型氮化硼的晶粒彼此牢固地结合，立方氮化硼晶粒与纤锌矿型氮化硼彼此牢固地结合，由此氮化硼多晶体具有致密的结构。在包含0.01体积％以上的纤锌矿型氮化硼且余量为立方氮化硼和杂质的氮化硼多晶体中，立方氮化硼的平均粒径可以为约5nm至25nm。<压缩型六方氮化硼>本实施方案的氮化硼多晶体优选含有0.01体积％至0.5体积％的压缩型六方氮化硼(压缩型hbn)。因此，裂纹的发展受到阻碍并且韧性得到改善。由于包含压缩型hbn，因此可以在较宽的温度范围内进行烧结，从而提高了生产率。然而，如果其中包含大于0.5体积％的压缩型hbn，则应力集中在压缩型hbn上，其结果是强度倾向于降低。本实施方案的氮化硼多晶体更优选包含0.01体积％以上0.1体积％以下的压缩型hbn，进一步优选包含0.05体积％以上0.1体积％以下的压缩型hbn。术语“压缩型六方氮化硼”是指c轴上的面间距比普通面间距更窄的六方氮化硼。此外，在氮化硼多晶体中，常压型氮化硼的含量优选为0.1体积％以下。这是因为当常压型氮化硼的含量大于0.1体积％时，强度可能会显著下降。术语“常压型氮化硼”是指hbn、菱形bn(rbn)、具有乱层结构的bn(tbn)和无定形氮化硼。因此，表述“常压型氮化硼的含量为0.1体积％以下”是指这些氮化硼的总含量为0.1体积％以下。可以根据x射线衍射法来检测氮化硼多晶体的组成和氮化硼多晶体的组成中组分的体积比，并且可以使用上述x射线衍射仪(产品名称：“x'pert”，由spectris提供)来测定。例如，可以如下设置设备的条件。特征x射线：cu-kα(波长)管电压：45kv管电流：40ma滤波片：多层镜光学系统：集中法x射线衍射法：θ-2θ法。<<切削工具、耐磨工具以及研磨工具>>由于本实施方案的氮化硼多晶体包含具有微细粒径的晶粒的立方氮化硼并且具有韧性，因此氮化硼多晶体适用于切削工具、耐磨工具、研磨工具等。换句话说，根据本实施方案的各切削工具、耐磨工具以及研磨工具优选具有上述氮化硼多晶体。根据本实施方案的各切削工具、耐磨工具以及研磨工具可以全部由所述氮化硼多晶体构成，或者可以仅其一部分由氮化硼多晶体构成(例如，在为切削工具的情况下，仅切削刃部分由氮化硼多晶体构成)。而且，可以在各工具的表面上形成覆膜。根据本实施方案的切削工具的实例包括：钻头、端铣刀、钻头用替换型刀片、端铣刀用替换型刀片、铣削用替换型刀片、车削用替换型刀片、金工锯、齿轮切削刀具、铰刀、螺丝攻和切削刀头等。根据本实施方案的耐磨工具的实例包括：模具、划线器(scriber)、划线轮和修整器(dresser)等。根据本实施方案的研磨工具的实例包括砂轮等。[实施例]尽管下面将参考实施例对本发明进行更详细的描述，但是本发明不限于此。<<实施例1至10>><热处理粉末的制备>为了制造实施例1至10的氮化硼多晶体，首先通过以下方法制备热处理粉末。首先，在表1所示的温度条件下对具有表1所示组成和粒径的高压相氮化硼粉末进行真空热处理。由此，制备表1中显示为原料a至f的热处理氮化硼粉末(即热处理粉末)(第一步骤)。<氮化硼多晶体的制造>接着，将原料a至f置于分别由高熔点金属(原料：钽)构成的胶囊中，并使用超高压高温发生器在表2所示的温度和压力条件下保持20分钟，由此将原料a至f各自转化为立方氮化硼或者立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者并烧结(第二步骤)。因此，获得了实施例1至10的氮化硼多晶体。当使用下述测定方法测定时，实施例5的氮化硼多晶体包含表2所示的量的压缩型六方氮化硼(压缩型hbn)。<<比较例1和2>>通过以下方法制造根据比较例1和2中的各氮化硼多晶体。具体而言，将原料a置于上述胶囊中，如表2所示，使用超高压高温发生器，在表2所示的温度和压力条件下保持20分钟，由此将原料a转化为立方氮化硼或立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼这两者并进行烧结。因此，获得了比较例1和2中的各氮化硼多晶体。当使用下述测定方法测定时，如表2所示，比较例2的氮化硼多晶体含有一定量的压缩型六方氮化硼(压缩型hbn)。在此，通过上述方法(即，采用x射线衍射仪的x射线衍射法)确定实施例1至10以及比较例1和2中所用的高压相氮化硼粉末的组成。此外，还通过上述采用扫描电子显微镜(sem)的截距法确定这些高压相氮化硼各自的粒径。还通过采用上述sem图像的方法确定热处理粉末(原料a至e)的晶粒各自的形状。<<比较例3>>通过以下方法制造比较例3的氮化硼多晶体。首先，使用市售的粒径为5μm以下的六方氮化硼粉末(在下文中，也称为“粗颗粒hbn粉末”，也如表2中所述)代替实施例1至10的热处理粉末(原料a至f)。接着，将该粗颗粒hbn置于上述胶囊中，并使用超高压高温发生器在表2所示的温度和压力条件下保持20分钟，从而将粗颗粒hbn粉末转化为立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼并将它们烧结。由此，获得比较例3的氮化硼多晶体。<<比较例4>>通过以下方法制造比较例4的氮化硼多晶体。首先，使用市售的粒径为20nm以下的bn纳米管粉末(在下文中，也称为“bn纳米管”，也如表2中所述)代替实施例1至10的热处理粉末(原料a至f)。接着，将该bn纳米管粉末置于上述胶囊中，并使用超高压高温发生器在表2所示的温度和压力条件下保持20分钟，从而将bn纳米管粉末转化为立方氮化硼和纤锌矿型氮化硼并将它们烧结。由此获得比较例4的氮化硼多晶体。<<比较例5>>通过以下方法制造比较例5的立方氮化硼烧结材料。首先，制备混合物粉末(以下也称为“cbn/金属结合剂”，也如表2中所述)代替实施例1至10的热处理粉末(原料a至f)，其中在所述混合物粉末中，将平均粒径均为2μm以下的市售的立方氮化硼粉末和市售的co系金属结合剂粉末混合。接着，将该cbn/金属结合剂粉末置于上述胶囊中，并且通过使用超高压高温发生器在表2所示的温度和压力条件下将cbn/金属结合剂粉末保持20分钟并进行烧结。由此获得比较例5的立方氮化硼烧结材料。<<评价>>通过下述方法测定实施例1至10、比较例1至4的各氮化硼多晶体以及比较例5的立方氮化硼烧结材料的组成、粒径、努普硬度以及努普压痕的比值b/a。<组成>使用上述x射线衍射装置(spectris公司制，商品名“x'pert”)，在上述条件下确定实施例1至10、比较例1至4的各氮化硼多晶体以及比较例5的立方氮化硼烧结材料所包含的立方氮化硼(cbn)、压缩型六方氮化硼(压缩型hbn)以及纤锌矿型氮化硼(wbn)各自的组成和体积比。即，该装置具有x射线辐射源，该x射线辐射源为cu并提供波长为的kα射线。结果如表2的“组成(体积％)”一栏所示。在比较例5中，不考虑立方氮化硼烧结材料中所含的金属结合剂的体积比，测定上述各种氮化硼的组成。此外，通过上述使用sims的方法测定实施例1至10和比较例1至4的氮化硼多晶体中杂质的含量。比较例5的立方氮化硼烧结材料含有金属结合剂，因此不用sims进行分析。结果，实施例1至10和比较例1至3的氮化硼多晶体中杂质的含量如下：800ppma以下的氢；200ppma以下的氮；以及30ppma以下的氧。比较例4的氮化硼多晶体含有3,000ppma以上的氢作为杂质。<粒径>通过采用tem图像的截距法测定实施例1至10以及比较例2和4的各氮化硼多晶体中包含的立方氮化硼的平均粒径。此时tem的放大倍数为x200000。这是由于下述原因。即，当放大倍数小于x200000时，在一个视野中存在太多的晶粒，导致晶界变得不易于识别并且往往会错误计数，这造成测定粒径的误差较大。另外，当放大倍数大于x200000时，一个视野中的晶粒太少，其结果是不能精确地确定平均粒径。用于测定比较例1和3中各立方氮化硼的平均粒径的tem的放大倍数设为x30000，这是因为其粒径较大。用于测定比较例5中立方氮化硼的平均粒径的tem的放大倍数设为x3000，这是因为其粒径大于比较例1和3中各立方氮化硼的粒径。此外，对于各实施例和比较例，使用在一个样品中的不同部分捕获的三个tem图像，通过上述方法确定每个tem图像的平均粒径，将获得的3个平均粒径的平均值作为实施例和比较例的立方氮化硼的平均粒径。结果如表2的“平均粒径”一栏所示。<努普硬度和努普压痕的比值b/a>在下述条件下测定实施例1至10和比较例1至4的氮化硼多晶体以及比较例5的立方氮化硼烧结材料的努普硬度和努普压痕的比值b/a。即，使用微努普压头(顶角172.5°和130°，对角线长度比为1:7.11)作为努普压头，并且在23℃±5℃和4.9n的测试载荷下测定努普硬度5次。根据5次测定的结果，确定除最小值和最大值之外的三个值的平均值，并将其视为各实施例和比较例中的努普硬度。结果如表2的“努普硬度”一栏所示。此外，对于每次测定，使用激光显微镜(产品名称：“ols3000”，由olympus提供)来测定努普压痕的较长对角线的长度a与较短对角线的长度b之间的比值b/a，并且将其平均值视为努普压痕的比值b/a。结果如表2的“努普压痕(比值b/a)”一栏所示。根据对努普压痕进行5次测定的结果，确定除最小值和最大值之外的三个值的平均值。如表2所示，确认实施例1、2以及4至10分别含有0.8体积％至50体积％的纤锌矿型氮化硼(wbn)。各实施例1至10的立方氮化硼的平均粒径为5nm至25nm。此时，各实施例1至10中的努普压痕的比值b/a为0.050至0.070。由上述内容可知，实施例1至10的氮化硼多晶体具有微细结构，并且具有韧性。特别地，实施例1至9中各氮化硼多晶体具有40gpa以上的努普硬度，并且从立方氮化硼的平均粒径和努普压痕的比值b/a的结果来看，也认为它们的韧性更高。另一方面，在比较例1中，立方氮化硼的平均粒径为200nm，并且努普压痕的比值b/a为0.093。在比较例2中，压缩型六方氮化硼的含量为10体积％，并且努普压痕的比值b/a比为0.099。在使用粗颗粒hbn粉末作为原料的比较例3中，立方氮化硼的平均粒径为191nm，并且努普压痕的比值b/a比为0.091。在使用bn纳米管作为原料的比较例4中，平均粒径为9nm，其与实施例1至10中的平均粒径相当，但是努普压痕的比值b/a为0.080。据推测这是由于以下原因：由于bn纳米管由包含氢的气体制造，所以在其生产过程中包含大量的氢。在比较例4中的杂质测定(sims分析)中，其含有3000ppma以上的氢。在使用混合有立方氮化硼粉末和金属结合剂的粉末作为原料的比较例5中，平均粒径为2000nm，并且努普压痕的比值b/a为0.113。由此可知，相比于比较例1至5，实施例1至10的所有氮化硼多晶体都具有更微细的结构，并且相比于比较例1至5，实施例1至10的所有氮化硼多晶体都具有更高的韧性。<切削性能>将实施例1至10和比较例1至4的氮化硼多晶体以及比较例5的立方氮化硼烧结材料分别安装在尖端直径为0.5mm的球头端铣刀的尖端。评价其各自的切削性能。具体而言，准备hrc60淬火钢作为被切削材料，在转速80000rpm、切断速度200mm/min、切入量5μm、供给量3μm的条件下切削24m。表3中示出了完成切削时各实施例和比较例的磨损量。可以这样进行评价：磨损量越小，包含氮化硼多晶体或立方氮化硼烧结材料的切削工具(球头端铣刀工具)的韧性越高。[表3]磨损量(μm)实施例12实施例23实施例35实施例45实施例54实施例66实施例74实施例86实施例95实施例106比较例115比较例2由于切削刃发生较大崩裂，中断加工。比较例320比较例4由于切削刃发生较大崩裂，中断加工。比较例541如表3所示，当将实施例1的磨损量(其为最小磨损量)作为参照时，实施例2至10的磨损量落入实施例1的磨损量的1至3倍的范围内。另一方面，在比较例2和4中，在切削长度分别为15m和11m时发生较大崩裂，因此中断加工。此外，比较例1、3、5的磨损量较大，具体而言，其磨损量分别为实施例1的磨损量的7.5倍、10倍、20.5倍。因此，可以确认，与包含比较例1至4的各氮化硼多晶体的切削工具以及包含比较例5的立方氮化硼烧结材料的切削工具相比，包含实施例1至10的各氮化硼多晶体的切削工具的韧性更高。至此，已对本发明的实施方案和实施例进行了说明，但最初预期对各实施方案和实施例中的特征进行适当的组合及各种修改。本文所公开的实施方案和实施例在各方面都是说明性和非限制性的。本发明的范围是由权利要求的条款限制，而非上述的实施方案和实施例，并且本发明的范围旨在包括与权利要求的条款等同的范围和含义内的任何修改。附图标记列表a：菱形的较长对角线的长度；b：菱形的较短对角线的长度。当前第1页12