(57)【要約】  本発明は、高い光学品質を有する単結晶ダイヤモンドおよびこのダイヤモンドを作製する方法に関する。このダイヤモンドは、約５以上の蛍光バックグラウンドに対して、２次ラマンピークのある強度比を有する。
2013532109.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
マイクロ波プラズマ化学気相成長法により生成される単結晶ダイヤモンドであって、当該ダイヤモンドが、約５以上の蛍光バックグラウンドに対して、２次ラマンピークのある強度比を有する、ダイヤモンド。
【請求項２】
光ルミネッセンススペクトルにおいて約７３７ｎｍのＳｉピークをさらに有する、請求項２に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項３】
目に見える層または条線を有さない、請求項１に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項４】
Ｊ以下のカラーグレードを有する、請求項１に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項５】
ＳＩ１以上のクラリティグレードを有する、請求項１に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項６】
１カラットを超える重さを有する、請求項１に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項７】
マイクロ波プラズマ化学気相成長法によりダイヤモンドを生成する方法であって、基板を提供するステップと、前記基板上へのダイヤモンドの成長をもたらすために十分な圧力および温度で、水素および炭素源を含む雰囲気中でマイクロ波プラズマボールを確立するステップとを含み、前記基板の結晶方位が｛１００｝から５〜１０度ずれている、方法。
【請求項８】
前記基板の結晶方位が、｛１００｝から約７度ずれている、請求項７に記載の方法。
【請求項９】
前記ダイヤモンドの成長温度が、約１２５０℃から約１３５０℃である、請求項７に記載の方法。
【請求項１０】
前記雰囲気が、窒素を含まない、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記ダイヤモンドが、１カラット以上の重さを有する、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
前記ダイヤモンドが、１０カラット以上の重さを有する、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
前記ダイヤモンドが、Ｊ以下のカラーグレードを有する、請求項１１に記載の方法。
【請求項１４】
前記ダイヤモンドが、ＳＩ１以上のクラリティグレードを有する、請求項１１に記載の方法。
【請求項１５】
アニールステップを含まない、請求項１１に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本出願は、２０１０年５月１７日出願の米国仮特許出願第６１／３４５，４１３号の優先権の利益を主張し、この出願は、参照することにより全体が本明細書に組み込まれる。
【０００２】
本発明は、ＮＳＦ−ＥＡＲ、ＤＯＥ−ＮＮＳＡ（ＣＤＡＣ）、Ｂａｌｚａｎ  ＦｏｕｎｄａｔｉｏｎおよびＤｅｂｏｒａｈ  Ｒｏｓｅ  Ｆｏｕｎｄａｔｉｏｎにより支援された。米国政府は、本発明に対しある特定の権利を有する。
【０００３】
本発明は、後続のアニールステップを用いることなく、マイクロ波プラズマ化学気相成長法（ＭＰＣＶＤ）を使用して、大型、無色、高純度、単結晶のダイヤモンドを生成するための方法に関する。
【背景技術】
【０００４】
合成ダイヤモンドの大量生成は、長い間研究および産業両方の目標であった。ダイヤモンドは、宝石としての特性に加えて、知られている最も硬い材料であり、知られている最も高い熱伝導率を有し、多種多様な電磁放射線に対して透明である。したがって、これらの、および他の特徴により、ダイヤモンドは、定着している宝石としての価値に加えて、産業上非常に価値があり、多くの産業における広範な用途を拡大している。
【０００５】
少なくとも最近２０年間、化学気相成長法（ＣＶＤ）により少量のダイヤモンドを生成するプロセスが利用可能となっている。B. V. Spitsynら、「Vapor Growth of Diamond on Diamond and Other Surfaces」、Journal of Crystal Growth、第52巻、219〜226頁を参照されたい。このプロセスは、減圧下、および８００〜１２００℃の温度で、メタンまたは別の単純な炭化水素ガスと水素ガスとの組合せを使用することによる、基板上へのダイヤモンドの化学気相成長（堆積）を含む。水素ガスは、ダイヤモンドが核生成および成長する際のグラファイトの形成を防止するために含有される。この技術により、最大１μｍ／時間の成長速度が報告された。
【０００６】
その後の研究、例えば「Diamond Synthesis from Gas Phase in Microwave Plasma」、Journal of Crystal Growth、第62巻、642〜644頁において報告されているようなKamoらの研究は、ＭＰＣＶＤを使用して、２．４５ＧＨｚの周波数で３００〜７００Ｗのマイクロ波出力により、１〜８ｋＰａの圧力および８００〜１０００℃の温度でダイヤモンドを生成することを実証している。Kamoらのプロセスでは、１〜３％のメタンガス濃度が使用された。このＭＰＣＶＤプロセスを使用して、３μｍ／時間の最大成長速度が報告された。上述のプロセスにおいて、および他の数々の報告されたプロセスにおいて、成長速度は、１時間当たりわずか数マイクロメートルに制限されている。
【０００７】
最近まで、知られているより成長速度の高いプロセスは、多結晶形態のダイヤモンドを生成するのみであった。しかしながら、単結晶ダイヤモンドは、多結晶ダイヤモンドに勝る様々な利点を提供する。したがって、近年、ＭＰＣＶＤによる単結晶ＣＶＤダイヤモンドの高速成長を可能にする手順の開発に対する著しい関心が見られている１〜４。例えば、ＭＰＣＶＤ反応化学（メタン／水素プラズマ）に対する窒素の添加は、｛１００｝ファセットの成長を大幅に促進し、滑らかで連続的なダイヤモンド表面を生成することができると報告されている１、５。Ｙａｎら１は、当初、ＣＶＤダイヤモンドを作製するための当時の標準的プロセスよりも２桁高い、最大１００μｍ／時間の高い成長速度を報告した。それ以降、単結晶ＣＶＤダイヤモンドの成長速度３を増加させる、または成長面積４を拡大するための取り組みがなされている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
また、近年、化学気相成長法により透き通った無色の高光学品質単結晶ダイヤモンドを生成する手順の開発に対する大きな関心が示されている。典型的には、そのような手順は、化学気相成長法により生成されたダイヤモンドをアニールする追加的ステップを含んでいた。しかしながら、化学気相成長法プロセスのみを使用して清澄な無色の高光学品質単結晶ダイヤモンドを効率的に生成することが必要とされている。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、非常に高い成長速度（最大２００μｍ／時間）で大きなダイヤモンド単結晶を生成するためのマイクロ波プラズマ支援化学気相成長法（ＭＰＣＶＤ）の技術を開発し、１２ｍｍを超える厚さ（または１０カラットを超えるサイズ）を有し、様々な光学的および機械的特性を有する単結晶の製造に成功した。
【００１０】
概して言えば、本発明は、アニールステップなしに、高い成長速度（１時間当たり５０マイクロメートルを超える）での清澄な無色の高光学品質単結晶ＣＶＤダイヤモンドの成長を可能にする、従来のマイクロ波プラズマ化学気相成長法（ＭＰＣＶＤ）の手順における改善を提供する。本発明は、そのような高光学品質単結晶ダイヤモンドを、約１２５０℃から１３５０℃の成長温度を維持する間、単結晶ダイヤモンドが成長する基板の結晶方位が｛１００｝から５〜１０度ずれるプロセスにおいて、ＭＰＣＶＤにより成長させることができるという発見に、かなりの程度で基づいている。さらに、窒素が成長（堆積）チャンバの雰囲気内に入ることがないよう対策が講じられる。
【００１１】
本発明は、添付の図面を参照することによって、より十分に説明される。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】０．２５カラットのＣＶＤダイヤモンドと比較した、２．３カラットの無色高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンドを示す図である。
【図２】無色高純度ＣＶＤダイヤモンドアンビルおよび高純度ＣＶＤダイヤモンドプレートのＵＶ−ＶＩＳ透過データを示す図である。
【図３】４５７ｎｍレーザ励起を用いた室温での２．３ｃｔ高純度ＣＶＤダイヤモンドアンビルの光ルミネッセンススペクトルを示す図であり、挿入スペクトルは２次ラマンピークを示す。
【図４】５３２ｎｍレーザ励起を用いた室温での２．３ｃｔ高純度ＣＶＤダイヤモンドアンビルの光ルミネッセンススペクトルを示す図である。
【図５】２．３ｃｔアンビルのキューレットからガードルに至る成長方向に沿って測定した光ルミネッセンススペクトルおよび対応するカソードルミネッセンスの写真を示す図である。
【図６】２．３ｃｔ高純度ＣＶＤダイヤモンドにおける内包物に対する共焦点ラマンマッピングを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明者らは、非常に高い成長速度（最大２００μｍ／時間）で大きなダイヤモンド単結晶を生成するためのマイクロ波プラズマ支援化学気相成長法（ＭＰＣＶＤ）技術を開発し、１２ｍｍを超える厚さ（または１０カラットを超えるサイズ）を有し、様々な光学的および機械的特性を有する単結晶の製造に成功した。重要なことに、本発明のＭＰＣＶＤ技術は、後続のアニールステップなしに大きな高光学品質単結晶ダイヤモンドを生成するために使用することができる。
【００１４】
最近、これらの技術は、大形、高純度、単結晶のダイヤモンドアンビル（anvil）を生成するために精密化されている。図１に示される例は、水素以外の不純物の非存在下で高い成長速度（約５０μｍ／時間）で成長させた１３．５カラットのＳＣ−ＣＶＤダイヤモンドブロックからカットされた。
【００１５】
高純度ＣＶＤ単結晶材料は、褐色材料よりも成長させるのが技術的に困難である。産業が直面している１つの課題は、１カラットより大きい合成ダイヤモンドの手順が決まった信頼性の高い生成手法を発見することである。
【００１６】
ある米国特許および特許出願は、単結晶ＣＶＤダイヤモンドを生成するための方法に関連した情報を提供している。出願人らは、以下の特許および特許出願を、参照により本明細書に組み込む：米国特許第６，８５８，０７８号；Ｕ．Ｓ．；米国特許出願第１１／４３８，２６０号および米国特許出願第１２／６２４，７６８号。
【００１７】
本発明の方法により作製されるダイヤモンドの表を、以下に記載する。
【００１８】
【表１】
2013532109.tif 000003
【００１９】
ＵＶ−ＶＩＳ吸収、ラマン／光ルミネッセンス分光法、カソードルミネッセンス、複屈折トポグラフィーを使用して、ダイヤモンドアンビルおよび他の相当物を特性決定した。測定結果は、材料が高い光学品質およびクラリティ（透明度）を有することを示している。試験は、高純度ＣＶＤ単結晶材料が高い成長速度（約５０μｍ／時間）で成長したことを示した。材料は、層構造なしに、高い光学品質およびクラリティを有する。高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンドは、バックグラウンドに対する２次ラマンピークの高い強度比（５を超える）を有する。そのようなダイヤモンドは、高圧窓用材料としてだけでなく、これらに限定されないが、宝石、高圧アンビルならびに他の電子および機械デバイスを含む他の用途における材料としての有望性を示す。
【００２０】
成長条件は、ＣＶＤチャンバ内への窒素の導入を排除するための高度な対策を講じることを含む。反応ガス（例えば、Ｈ２、ＣＨ４、ＣＯ２、Ｏ２）中の窒素含量は、ＤからＪの色の無色のダイヤモンドを生成するためには１ｐｐｍ未満となるべきである。また、他の不純物の導入を排除するための措置も講じられる。
【００２１】
本発明のある特定の実施形態において、基板の結晶方位は、｛１００｝から０〜１５度ずれている。理論に束縛されないが、これは、核生成速度を増加させ、不純物のレベルを低減すると考えられている。好ましい実施形態において、基板の結晶方位は、｛１００｝から約５〜１０度ずれている。別の好ましい実施形態において、基板の結晶方位は、｛１００｝から約７度ずれている。
【００２２】
本発明の一実施形態において、ダイヤモンドの成長温度は、約１０００℃から約１４００℃である。別の実施形態において、成長温度は、約１２５０℃から約１３５０℃である。別の実施形態において、ダイヤモンドの成長温度は、約１３００℃である。理論に束縛されないが、この最適成長温度範囲での操作は、成長するダイヤモンド結晶の靱性を増加させ、ひいては成長を制限する亀裂の可能性を低減すると考えられている。窒素の非存在下で成長させたダイヤモンドは、窒素ドープダイヤモンドよりも亀裂を生じやすい。したがって、大きな成長サイズの単結晶ダイヤモンドを達成するためには、亀裂の形成を防止することが重要である。
【００２３】
本発明のダイヤモンドは、約１００〜２００トルの範囲の圧力で合成された。一実施形態において、圧力は、約１５０トルであった。本発明の実施形態において、ガス流速は、約３０〜８０ｓｃｃｍ  ＣＨ４（炭素源として使用された）および３００〜５００Ｈ２の範囲であった。
【実施例】
【００２４】
本発明者らは、非常に高い成長速度（最大２００μｍ／時間）で大きなダイヤモンド単結晶を生成するためのマイクロ波プラズマ支援化学気相成長法（ＭＰＣＶＤ）技術を開発し、１２ｍｍを超える厚さ（または１０カラットを超えるサイズ）を有し、様々な光学的および機械的特性を有する単結晶ダイヤモンドの製造に成功した［１〜５］。
【００２５】
最近、これらの技術は、大形、高純度、単結晶のダイヤモンドアンビルを生成するために精密化されている。２．３カラットの無色円形ＣＶＤダイヤモンドが、アニールなしで高い成長速度で成功裏に製造されている。これは、水素以外の不純物の非存在下で約５０μｍ／時間で成長させた１３．５カラットの粗ダイヤモンドブロックからカットされた。顕微鏡学的および分光学的測定結果は、この材料が、目に見える層なしに、高い光学品質およびクラリティを有することを示している。
【００２６】
上述のように、高純度ＣＶＤ単結晶材料は、褐色材料よりも成長させるのが技術的に困難である。産業が直面している１つの課題は、１カラットより大きい合成ダイヤモンド［７］、特にほぼ無色および無色のダイヤモンドを定常的および確実に生成するための手法を発見することであった。制限の１つは、高品質材料を得るために必要であった非常に遅い成長速度であり、これは、合成された結晶の厚さを数マイクロメートルに制限していた［１４］。
【００２７】
窒素は、合成ダイヤモンドにおける最も一般的な不純物である。窒素がダイヤモンド成長環境中に存在する場合、成長結晶の格子内に容易に含有される［１３］。窒素を含まない成長には、改善された真空度が必要である。
【００２８】
別の制限は、窒素を含まずに成長させたＣＶＤダイヤモンド内の応力により、非常に容易に亀裂が生じることであり、これはまた、大きな体積の高純度ダイヤモンド結晶の達成を妨げる。
【００２９】
本発明において、５ｋＷ、２．４５ＧＨｚのＡＳＴＥＸ  ＭＰＣＶＤシステムを、単結晶ダイヤモンド合成に使用した。｛１００｝表面および最低表面欠陥を有するＨＰＨＴ合成タイプ−Ｉｂおよび単結晶ＣＶＤダイヤモンドを、ダイヤモンド成長用基板として使用した。パラジウム精製器を有する水素発生器を使用して、７Ｎ純度を有する清浄な水素を生成した。高純度メタン（９９．９９９５％）もまた使用した。
【００３０】
ダイヤモンドは、約１００〜２００トルの範囲の圧力で合成した。一実施形態において、圧力は、約１５０トルであった。ガス流速は、約３０〜８０ｓｃｃｍ  ＣＨ４（炭素源として使用された）および３００〜５００  Ｈ２の範囲であった。成長温度は、約１２５０℃から約１３５０℃の範囲であった。別の実施形態において、ダイヤモンドの成長温度は、約１３００℃である。
【００３１】
これまでに生成されたファセット合成ダイヤモンドのほとんどは、小さく（０．３０ｃｔ以下）、極めて色付いていたことに留意すべきである。ほぼ無色または無色の実験室成長ダイヤモンドはほとんど見られなかった［１２］。２０１０年５月、ＧＩＡ  Ｌａｂは、１カラットを超えるＣＶＤ合成ダイヤモンド（１．０５カラットの洋ナシ形、ほぼ無色）の初の同定を発表した［１０］。その後、２０１０年１１月、Ｇｅｍｅｓｉｓ社は、ほとんどが０．５カラットを超え、最大の石が１．１１カラットである、無色ＣＶＤダイヤモンドの生成を主張した［１１］。これらのダイヤモンドは、その特性決定が以下に示される本発明の方法により生成されたダイヤモンドと対照を成している。
【００３２】
高い光学品質
ＵＶ−ＶＩＳ吸収、マイクロラマン／光ルミネッセンス分光法およびカソードルミネッセンス、ならびに複屈折顕微鏡法を使用して、本発明のダイヤモンドアンビルおよび他の相当物を特性決定した。測定結果は、材料が高い光学品質を有することを示している。
【００３３】
顕微鏡下で観察すると、高純度ＣＶＤダイヤモンドは無色透明であり、比較的内包物および亀裂を有していない。５ｍｍを超える厚さ以内の断面図からは、目に見える層（または成長界面）および条線はない。図１に示されるように、８．５×８．５×５．２ｍｍの寸法の成長直後の２．３カラットの円形ブリリアントカットダイヤモンドは、ほぼ無色のカラーグレードであった（Ｊグレード）。そのクラリティグレードは、ＳＩ１に等しかった。中心部には内包物が観察されず、ダイヤモンドはガードル上にいくつかの内包物を含有するのみである。
【００３４】
別の特徴的な光学特性は、本発明の単結晶ダイヤモンドにおいて層が存在しないことである。ほとんどのＣＶＤダイヤモンドにおいて、成長ステップの傾斜部（riser）およびテラス（terrace）上の欠陥の異なる取り込みの結果、層または条線が形成する［６］。これは、ＣＶＤダイヤモンド、特に窒素ドープＣＶＤダイヤモンドにおいて特徴的である。そのような層は、この高純度ダイヤモンドにおいては目に見えない。
【００３５】
可視透過
図２は、高純度ＣＶＤダイヤモンドプレートおよび２．３カラットのアンビルに対する３００Ｋでの可視透過スペクトルを示す。プレートは、可視領域においていかなる吸収線または吸収バンドも示さない。５ｍｍの光路では、アンビルは、可視範囲（４００ｎｍから８００ｎｍ）において比較的高い透過率を示し、窒素ドープダイヤモンドよりはるかに低い吸収を有する。プレートと比較してより低い透明度は、漏洩による窒素の意図的でない取り込みに起因し得る（以下で説明する）。ケイ素空格子点関連中心（silicon-vacancy-related center）（Ｓｉ−Ｖ）からの７３７ｎｍでの吸収は、目に見えないか、または非常に弱い。
【００３６】
ラマン／光ルミネッセンス
４５７ｎｍレーザ（図３）および５３２ｎｍレーザ（図４）を励起に使用して、ラマン／光ルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルを室温で測定した。ＮＶ０およびＮＶ−中心によりもたらされる５７５ｎｍおよび６３７ｎｍでの光ルミネッセンスは見られなかった。図３に示されるように、鋭いダイヤモンド１次ラマンピークおよび２次ラマンピークが観察された。蛍光に対する２次ラマンピークの強度比は、非常に良好な結晶品質を示しており、したがってダイヤモンドは高圧光学窓に好ましいものとなる。窒素を取り込んだＣＶＤダイヤモンドは、通常、５７５ｎｍおよび６３７ｎｍのルミネッセンスを有する。これは、特徴的な橙赤色の蛍光をもたらし、これはダイヤモンドアンビルセル内の試料からの光信号に重複する。ＮＶ中心の非存在下では、高純度ＣＶＤダイヤモンドは、橙／橙赤色蛍光を示さない。図４に示されるように、５３２ｎｍのレーザ励起では、ＰＬスペクトルにおいて７３７ｎｍのＳｉ−Ｖピークが見られる。
【００３７】
色の起源
２．３ｃｔアンビルに対し、カソードルミネッセンス顕微鏡法を行った。強い橙色発光を示す窒素添加ＣＶＤダイヤモンドとは異なり、この試料は、１／４セクションにおける橙色の細い線（約２０〜５０μｍ）を除き、発光を有さない（図５）。アンビルのキューレットからガードルに至る成長方向に沿って、光ルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルを測定した（図４）。スペクトルは全て、同一の高さのダイヤモンドラマンピークを有するように正規化された。橙ＣＬ線の領域の付近でより高い蛍光が検出された。理論に束縛されないが、これは、漏洩によりもたらされる窒素の意図的でない取り込みに起因すると考えられる。さらに、これは、アンビルの色Ｊをもたらし得る。
【００３８】
（内包物）
共焦点ラマン画像化分光法を使用して、内包物もまた特性決定する。図６は、ガードルに近い小さな（約３０μｍ）黒色内包物に対するラマン画像化の結果を示す。第１の画像は、ダイヤモンドピーク強度のマップである。第２の画像は、非晶質炭素によりもたらされるブロードなＧバンドのマップである。第３の画像は、グラファイトまたはナノ結晶ダイヤモンドによりもたらされる１６１０ｃｍ−１のマップである。結果として、内包物は、非晶質炭素、グラファイトおよびナノ結晶ダイヤモンドで構成されている。
【００３９】
高純度ＣＶＤ単結晶材料が、高い成長速度（約５０μｍ／時間）で成長している。この材料は、目に見える層なしに、高い光学品質およびクラリティを有する。高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンドは、バックグラウンドに対する２次ラマンピークの高い強度比（５を超える）を有する。これは、高圧光学窓用の有望な材料である。色は、窒素の漏洩に起因し得る。内包物は、非晶質炭素、グラファイトおよびナノ結晶ダイヤモンドで構成されている。ＰＬにおける７３７ｎｍのＳｉピーク、ＣＬ顕微鏡法における条線、ならびにグラファイト、非晶質炭素およびナノ結晶ダイヤモンドで構成される内包物は、天然ダイヤモンドからこれらの高純度ＣＶＤダイヤモンドを識別するための特徴となり得る。この促進された高速成長により、１カラットを超える高光学品質単結晶ＣＶＤダイヤモンドアンビルを定常的に製造することができる。
【００４０】
上記の概要および続く詳細な説明はいずれも例示的なものであり、特許請求される本発明をさらに説明するためのものであることを理解されたい。
【００４１】
（参考文献一覧）
[I] Yan C. S et al, Proc. Natl. Acad. Sci. 2002, 99,12523-12525. 
[2] Yan C. S.; Mao H. K.; Li W.; Qian J.; Zhao Y.; Hemley R. J. Phys. Stat. Sol. (a) 2004, 201, R25-R27. 
[3] Ho S. S.; Yan C. S.; Liu Z.; Mao H. K.; Hemley R. J. Industrial Diam. Rev. 2006, 1, 28-32. 
[4] Meng Y. F.; Yan C. S.; Lai J.; Krasnicki S.; Shu H. Y.; Yu T.; Liang Q.; Mao H. K.; Hemley R. J. Proc. Natl. Acad. Sci. 2008, 105, 17620-17625. 
[5] Liang Q.; Yan C. S.; Meng Y. F.; Lai J.; Krasnicki S.; Mao H. K.; Hemley R. J. Diamond Relat. Mater. 2009, 18, 698-703. 
[6] Martineau P. M.; Lawson S.C.; Taylor A. J.; Quinn S. J.; Evans D. J. F.; Crowder M. J. Gems Gemol. 2004, 40, 2-25.
[7] https://mitsloan.mit.edu/MSTIR/IndustryEvolution/DeBeersDilemma/Pages/default.aspx
[8] Mao W. L.; Mao H. K.; Yan C. S.; Shu J. F.; Hu J. Z.; Hemley R. J. Appl. Phys. Lett. 2003, 83, 5190-5192. 
[9] Zha C. S.; Krasnicki S.; Meng Y. F.; Yan C. S.; Lai J.; Liang Q.; Mao H. K.; Hemley R. J. High Pressure Res. 2009, 29, 317-324. 
[10] https://app.e2ma.net/app/view:CampaignPublic/id:1401417.6668131527/rid:c3c6053875c2f236bfff5f6b594f31a
[11] Information on http://www.jckonline.eom/2010/l1/22/jck-exclusive-gemesis-to-mass-produce-lab-grown-colorless-diamonds
http://www.jckonline.com/blogs/cutting-remarks/2010/11/23/lab-grown-diamonds-living-colorless
[12] James E. Shigley, Gems & Gemology in Review: Synthetic Diamond 2005, 268-271.
[13] H. Sumiya, S. Satoh, Diamond Relat. Mater. 1996, 5, 1359-1365. 
[14] A. Tallaire, A. T. Collins, D. Charles, J. Achard, R. Sussmann, A. Gicquel, M. E. Newton, A. M. Edmonds, R. J. Cruddace. Diamond Relat. 
【図２】
2013532109.tif 000004
【図３】
2013532109.tif 000005
【図４】
2013532109.tif 000006
【図１】
2013532109.tif 000007
【図５】
2013532109.tif 000008
【図６】
2013532109.tif 000009
【国際調査報告】
2013532109.tif 000010