(57)【要約】  硬度および耐欠損性がバランス良く向上した単結晶ダイヤモンド、当該単結晶ダイヤモンドの製造方法、当該ダイヤモンドを用いた工具を提供する。窒素原子を含む単結晶ダイヤモンドであって、前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合が、０．０２％以上４０％未満である、単結晶ダイヤモンドである。【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒素原子を含む単結晶ダイヤモンドであって、
前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．０２％以上４０％未満である、
単結晶ダイヤモンド。
【請求項２】
前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．１％以上２０％以下である、
請求項１に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項３】
前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は０．５ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であり、
前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度は１０ｐｐｂ以上８ｐｐｍ以下である、
請求項１又は２に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項４】
前記単結晶ダイヤモンドにおいて、｛１００｝面における＜１００＞方向のヌープ硬度は、８０ＧＰａ以上１２５ＧＰａ以下である、
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項５】
前記単結晶ダイヤモンドにおいて、直角のエッジ加工時の稜線１ｍｍ当たりの欠損の発生は、１μｍ以上の大きさの欠損が２個以下、かつ、１０μｍ以上の大きさの欠損が０個である、
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項６】
前記単結晶ダイヤモンドは、１３００℃以上の真空中でアニール処理されて得られる、
請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
【請求項７】
化学気相合成法による請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法であって、
主面の表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ以上１０μｍ以下の基板を準備する工程と、
前記基板上に単結晶ダイヤモンドを成長させる工程とを含み、
前記単結晶ダイヤモンドを成長させる工程の気相中、水素ガス濃度に対するメタンガス濃度の割合は７％以上３０％以下であり、前記メタンガス濃度に対する窒素ガス濃度の割合は０．０２％以上１０％以下である、
単結晶ダイヤモンドの製造方法。
【請求項８】
前記基板の主面は、｛００１｝面に対するオフ角が０°以上１５°以下である、
請求項７に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
【請求項９】
前記基板の主面は、（００１）面に対して±［１００］方向および±［０１０］方向の少なくともいずれかの方向に平行な溝を有する、
請求項７または請求項８に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンドを被削材との接触部分に用いた、切削バイト、フライスワイパー、エンドミル、ドリル、リーマー、カッター、ドレッサー、ワイヤーガイド、伸線ダイス、ウォータージェットノズル、ダイヤナイフ、ガラス切りならびにスクライバーからなる群から選択される工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は単結晶ダイヤモンド、その製造方法及び単結晶ダイヤモンドを用いた工具に関する。
【背景技術】
【０００２】
単結晶ダイヤモンドは、高い硬度、高い熱伝導率、高い光透過性などの優れた性能を有することから、切削工具、研削工具、耐摩工具などの工具、光学部品、半導体、電子部品などの各種製品（以下、「ダイヤモンド製品」ともいう。）に幅広く用いられている。【０００３】
ダイヤモンド製品に用いられる単結晶ダイヤモンドとして、天然ダイヤモンドと合成ダイヤモンドとを挙げることができる。天然ダイヤモンドは品質のばらつきが大きく、供給量が安定しない。一方、合成ダイヤモンドは一定の品質のものを安定的に供給できる。したがって、工業分野では合成ダイヤモンドが多く用いられている。【０００４】
ダイヤモンドの性能を決める主な要因の一つに、結晶中の不純物窒素がある。不純物窒素は硬度、靭性、半導体特性など、ダイヤモンドの多くの物性に影響を与える。たとえば、ダイヤモンド中の窒素濃度が減少すると、ダイヤモンドの硬度が大きくなり耐摩耗性が向上するが、耐欠損性が低下することが知られている。したがって、所望の物性の合成ダイヤモンドを得るために、ダイヤモンド中の窒素濃度を制御する技術が開発されている。【０００５】
合成ダイヤモンドの製造方法には、高温高圧合成法（ＨＰＨＴ：Ｈｉｇｈ  Ｐｒｅｓｓｕｒｅ  Ｈｉｇｈ  Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  Ｍｅｔｈｏｄ）ならびに、熱フィラメントＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉｃａｌ  Ｖａｐｏｒ  Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法、マイクロ波励起プラズマＣＶＤ法および直流プラズマＣＶＤ法などの化学気相合成（ＣＶＤ）法がある。【０００６】
高温高圧合成法では、ダイヤモンド合成時の窒素ゲッタや成長条件を調整することで、不純物窒素の濃度を約１ｐｐｍ〜２００ｐｐｍに制御することができる。【０００７】
ＣＶＤ法では、基板の表面上に単結晶ダイヤモンド（エピタキシャル成長層）を成長させる際の条件を調整することで、ダイヤモンド結晶中の窒素濃度を約１０ｐｐｂ〜５ｐｐｍに制御することができる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
高温高圧合成法で作製したダイヤモンドは、耐摩耗性の向上を目的として不純物窒素の濃度を小さくして硬度を大きくすると、破壊靭性が低下し、耐欠損性が不十分となる問題があった。また、ＣＶＤ法で作製したダイヤモンドは、不純物窒素の濃度を非常に小さくできるため、硬度が大きくなり耐摩耗性が優れているが、十分な破壊靭性および耐欠損性を得ることが難しいという問題があった。【０００９】
このように従来の単結晶ダイヤモンドは、ダイヤモンド工具の材料として用いる場合に、さらなる性能の向上が求められている。【００１０】
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、その目的は、従来に比べて、硬度および耐欠損性がバランス良く向上した単結晶ダイヤモンド、当該単結晶ダイヤモンドの製造方法及び当該単結晶ダイヤモンドを用いた工具を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、結晶内に不純物や欠陥を適度に導入して素材を欠け難くする方法について検討した。その結果、単結晶ダイヤモンド中の不純物である全窒素原子の濃度および孤立置換型窒素原子の濃度が特定の範囲であると、単結晶ダイヤモンドの硬度と耐欠損性がバランス良く向上することを発見し、本発明を完成させたものである。【００１２】
すなわち、本発明は、窒素原子を含む単結晶ダイヤモンドであって、前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．０２％以上４０％未満である、単結晶ダイヤモンドである。【００１３】
また、本発明は、化学気相合成法による前記単結晶ダイヤモンドの製造方法であって、主面の表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ以上１０μｍ以下の基板を準備する工程と、前記基板上に単結晶ダイヤモンドを成長させる工程とを含み、前記単結晶ダイヤモンドを成長させる工程の気相中、水素ガス濃度に対するメタンガス濃度の割合は７％以上３０％以下であり、前記メタンガス濃度に対する窒素ガス濃度の割合は０．０２％以上１０％以下である、単結晶ダイヤモンドの製造方法である。【００１４】
また、本発明は、前記単結晶ダイヤモンドを被削材との接触部分に用いた、切削バイト、フライスワイパー、エンドミル、ドリル、リーマー、カッター、ドレッサー、ワイヤーガイド、伸線ダイス、ウォータージェットノズル、ダイヤナイフ、ガラス切りならびにスクライバーからなる群から選択される工具である。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、硬度および耐欠損性がバランス良く向上した単結晶ダイヤモンド、当該単結晶ダイヤモンドの製造方法及び当該単結晶ダイヤモンドを用いた工具を提供することができる。本発明の単結晶ダイヤモンドを工具材料に用いると、工具の耐摩耗性および耐欠損性を向上させることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
［本願発明の実施形態の説明］
初めに、本発明の実施の形態を列記して説明する。なお、本明細書中において、個別の方向を［］で示し、結晶幾何学的に等価な方向を含む総称的な方向を＜＞で示し、個別の面方位を（）で示し、結晶幾何学的に等価な面方位を含む総称的な面方位を｛｝で示す。
【００１７】
本発明の第１の態様は、窒素原子を含む単結晶ダイヤモンドであって、前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．０２％以上４０％未満であり、好ましくは０．１％以上２０％以下である、単結晶ダイヤモンドである。
【００１８】
本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドは、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、孤立置換型窒素原子数の割合を上記の範囲とすることで、硬度および耐欠損性がバランス良く向上する。
【００１９】
本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドにおいて、前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は０．５ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であり、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度は１０ｐｐｂ以上８ｐｐｍ以下であることが好ましい。これにより、単結晶ダイヤモンドの硬度および耐欠損性が、さらにバランス良く向上する。
【００２０】
本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドにおいて、｛１００｝面における＜１００＞方向のヌープ硬度は、８０ＧＰａ以上１２５ＧＰａ以下であることが好ましい。この硬度は、従来のＣＶＤ法により作製した単結晶ダイヤモンドよりも硬度が大きいため、単結晶ダイヤモンドを工具材料に用いた場合、工具の耐摩耗性が向上する。
【００２１】
本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドにおいて、直角のエッジ加工時の稜線１ｍｍ当たりの欠損の発生は、１μｍ以上の大きさの欠損が２個以下、かつ、１０μｍ以上の大きさの欠損が０個であることが好ましい。欠損の発生が前記範囲内にあることで、硬度と耐欠損性のバランスが良好となり、単結晶ダイヤモンドを工具材料に用いた場合、工具の耐摩耗性および耐欠損性がバランス良く向上する。ここで、直角のエッジ加工は、メタルボンドの研磨盤上で、１．２ｋｍ/分の速度で１時間研磨して行う。単結晶ダイヤモンドの（１００）面（オフ角は１５°以内の面）を研磨した後、その表面にほぼ垂直に加工して、直角のエッジ加工とする。
【００２２】
なお、高温高圧合成法により作製した高純度単結晶ダイヤモンドは、ヌープ硬度は１００ＧＰａを超えるものの、直角のエッジ加工時の欠損の発生に関しては、1μｍ以上の大きさの欠損が３個／ｍｍ以上であり、十分ではなかった。高温高圧合成法により作製した窒素含有単結晶ダイヤモンドは、耐欠損性に関しては、本発明と同等であったが、ヌープ硬度が９５ＧＰａ未満であり、硬度が不十分であった。
【００２３】
本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドにおいて、前記単結晶ダイヤモンドは、１３００℃以上の真空中でアニール処理されて得られることが好ましい。アニール処理を行うことにより、単結晶ダイヤモンド中の内部原子が再構成され、単結晶ダイヤモンドは、優れた硬度を維持しつつ、クラックの伝播が抑制される。
【００２４】
本発明の第２の態様は、化学気相合成法による本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドの製造方法であって、主面の表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ以上１０μｍ以下の基板を準備する工程と、前記基板上に単結晶ダイヤモンドを成長させる工程とを含み、前記単結晶ダイヤモンドを成長させる工程の気相中、水素ガス濃度に対するメタンガス濃度の割合は７％以上３０％以下であり、前記メタンガス濃度に対する窒素ガス濃度の割合は０．０２％以上１０％以下である、単結晶ダイヤモンドの製造方法である。主面の表面粗さ（Ｒａ）は、１００μｍ角エリアで測定した表面粗さを指し、その測定中心が基板表面の中央部（面重心の５００μｍ半径内）であるものである。表面粗さは、基板面で均質であることがさらに好ましい。ここで均質とは、基板表面の中央部（面重心の５００μｍ半径内）と、周辺部（基板表面の端から１ｍｍ以内に測定中心がある位置）の少なくとも１ケ所、好ましくは３ケ所以上、さらに好ましくは５ケ所以上とのそれぞれにおける１００μｍ角エリアで測定した表面粗さが、これらの測定値の中央値の１／３倍から３倍までの範囲にある状態である。さらに基板の形状は、主面が一辺３ｍｍ以上の正方形又は直方形であることが好ましい。
【００２５】
本発明の第２の態様の単結晶ダイヤモンドの製造方法によれば、本発明の第１の態様の単結晶ダイヤモンドを得ることができる。
【００２６】
本発明の第２の態様の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、基板の主面は、｛００１｝面に対するオフ角が０°以上１５°以下であることが好ましい。
【００２７】
これによると、単結晶ダイヤモンドを基板上に効率的に厚く形成することができる。さらに単結晶ダイヤモンドの均質性が向上する。
【００２８】
本発明の第２の態様の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種基板の主面は、（００１）面に対して±［１００］方向および±［０１０］方向の少なくともいずれかの方向に平行な溝を有することが好ましい。
【００２９】
基板の主面が上記の溝を有すると、その上への成長過程で、すぐに溝は埋まるが、溝が埋まった成長後のその表面は単結晶ダイヤモンド中に取り込まれる全窒素原子の量を大きくすることができるものとなる。さらに、全窒素原子数に対する孤立置換型窒素原子数の割合を小さくすることができるものとなる。
【００３０】
［本願発明の実施形態の詳細］
以下、本発明に係る単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法について、さらに詳細に説明する。
【００３１】
＜単結晶ダイヤモンド＞
本発明の一実施の形態において、単結晶ダイヤモンドは窒素原子を含み、前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．０２％以上４０％未満であり、好ましくは０．１％以上２０％以下である。
【００３２】
前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は０．５ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であり、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度は１０ｐｐｂ以上８ｐｐｍ以下であることが好ましい。より好ましくは、全窒素原子の濃度は５ｐｐｍ以上７０ｐｐｍ以下であり、孤立置換型窒素原子の濃度は５０ｐｐｂ以上４ｐｐｍ以下である。さらに好ましくは、全窒素原子の濃度は１０ｐｐｍ以上５０ｐｐｍ以下であり、孤立置換型窒素原子の濃度は２００ｐｐｂ以上２ｐｐｍ以下である。
【００３３】
本実施形態において、単結晶ダイヤモンドは不純物として窒素原子を含む。単結晶ダイヤモンド中に窒素原子が存在すると、単結晶ダイヤモンドの結晶中に欠陥や格子歪みが生じる。一般的に、単結晶ダイヤモンドはクラックが発生した場合にクラックが伝播しやすく、このため耐欠損性が不十分である。一方、ダイヤモンド結晶中に欠陥や格子歪みが存在すると、この欠陥や格子歪みがクラックの伝播を抑制するため、ダイヤモンド結晶の耐欠損性が向上する。したがって、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、クラックの伝播を抑制でき、優れた耐欠損性を有することができる。また本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、工具材料として用いた場合に、工具の耐欠損性を向上させることができる。
【００３４】
本発明の一実施の形態において、単結晶ダイヤモンドは窒素原子を含み、前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．０２％以上４０％未満である。全窒素原子数に対する孤立置換型窒素原子数の割合が０．０２％以上４０％未満の範囲であると、単結晶ダイヤモンドにアニール処理を施した場合などによる内部原子の再構成で、単結晶ダイヤモンドは優れた硬度を維持しつつ、クラックの伝播を抑制することができる。なお、アニール処理は、１３００℃以上の真空中で行われる。
【００３５】
本発明者らは、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する孤立置換型窒素原子数の割合が、硬度及び耐欠損性に大きな影響を与えることを見い出した。さらに、本発明者らは、本発明の単結晶ダイヤモンドに真空中でアニール処理を施すことにより、単結晶ダイヤモンドの特性が改善することを見い出した。アニール処理による特性改善効果を得るためには、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する孤立置換型窒素原子数の割合が、所望の範囲、具体的には０．０２％以上４０％未満にあることが重要である。該割合が前記の範囲から外れる場合は、アニール処理を施しても、単結晶ダイヤモンドの硬度は向上するものの、欠けが増えるなど、特性が劣化するからである。
【００３６】
前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．１％以上２０％以下が好ましい。全窒素原子数に対する孤立置換型窒素原子数の割合が０．１％以上２０％以下の範囲であると、単結晶ダイヤモンドにアニール処理を施さなくても、単結晶ダイヤモンドは優れた硬度を維持しつつ、クラックの伝播を抑制することができる。全窒素原子数に対する孤立置換型窒素原子数の割合は、０．５％以上１５％以下がさらに好ましく、１％以上１０％以下がよりさらに好ましい。なお、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、孤立置換型窒素原子数の割合が、０．０２％以上４０％未満の範囲外であると、単結晶ダイヤモンドにアニール処理を施しても、高硬度で耐クラック伝播性に優れた単結晶ダイヤモンドは得られない。
【００３７】
前記単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は０．５ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であることが好ましい。
【００３８】
単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度が０．５ｐｐｍ未満であると、ダイヤモンド結晶中の欠陥や歪みの量が少なく、クラックの伝播を十分に抑制することができない。一方、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度が１００ｐｐｍを超えると、ダイヤモンド結晶中の欠陥や歪みの量が多くなりすぎ、硬度が低下する。単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は、５ｐｐｍ以上７０ｐｐｍ以下がより好ましく、１０ｐｐｍ以上５０ｐｐｍ以下がさらに好ましい。単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は、ＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ  Ｉｏｎ  Ｍａｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）によって測定した値である。
【００３９】
単結晶ダイヤモンド中の窒素は、その存在形態により置換型窒素原子と非置換型窒素原子に分類することができる。
【００４０】
置換型窒素原子とは、ダイヤモンド結晶中の炭素原子の位置に置換して存在する窒素原子である。置換型窒素原子は、ダイヤモンド結晶中の窒素の配置により、さらに、孤立置換型窒素原子、ダイマー置換型窒素原子、テトラマー置換型窒素原子などに分類することができる。
【００４１】
孤立置換型窒素原子とは、ダイヤモンド結晶中の炭素原子の位置に窒素原子が孤立して置換しているものであり、Ｉｂ型ダイヤモンド中に存在する。孤立置換型窒素原子を含む単結晶ダイヤモンド中には、窒素原子由来の不対電子が存在するため、たとえばＥＳＲ分析（ＥＳＲ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｓｐｉｎ  Ｒｅｓｏｎａｎｃｅ、電子スピン共鳴）で孤立置換型窒素原子の濃度を測定することができる。ＥＳＲでは、孤立置換型窒素以外にも不対電子を有する欠陥などの信号も検出するが、ｇ値によって分離するか、信号の緩和時間によって分離する。
【００４２】
ダイマー置換型窒素原子は窒素２原子ペアともいい、２つの窒素原子が共有結合をし、かつ、炭素原子と置換しているものであり、ＩａＡ型ダイヤモンド中に存在する。テトラマー置換型窒素原子は窒素４原子凝縮ともいい、４つの窒素原子が１つの空孔に隣接して存在し、かつ、炭素原子と置換しているものであり、ＩａＢ型ダイヤモンド中に存在する。ダイマー置換型窒素原子およびテトラマー置換型窒素原子を含む単結晶ダイヤモンド中には不対電子が極少量しか存在しない。したがって、ダイマー置換型窒素原子およびテトラマー置換型窒素原子は、ＥＳＲ分析を行うと非常に微弱な吸収しか示さない。
【００４３】
非置換型窒素原子とは、単結晶ダイヤモンド中に存在する窒素原子のうち、置換型窒素原子に該当しないものである。非置換型窒素原子は、単結晶ダイヤモンド中で炭素原子同士の結合を阻害しつつ、隣接する炭素原子または窒素原子とファンデルワールス力による弱い結合力で結合している。単結晶ダイヤモンドにクラックなどの外部からの力が加わった場合、非置換型窒素原子は容易にその配置がずれるため、クラックの伝播が抑制される。また、単結晶ダイヤモンド中に非置換型窒素原子が存在すると、単結晶ダイヤモンド中に空孔が形成される。単結晶ダイヤモンド中に空孔が存在すると、空孔部分においてクラックの伝播が抑制される。すなわち、単結晶ダイヤモンド中に非置換型窒素原子が存在すると、クラックの伝播を抑制することができる。
【００４４】
本発明の一実施の形態において、単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度は１０ｐｐｂ以上８ｐｐｍが好ましい。孤立置換型窒素原子は、単結晶ダイヤモンドの結晶構造自体に大きな影響を与えないため、クラックの伝播の抑制に寄与しない。一方、非置換型窒素原子は、単結晶ダイヤモンドにおいてクラックの伝播を抑制することができる。したがって、単結晶ダイヤモンド中に存在する窒素原子のうち、クラックの伝播の抑制に寄与しない孤立置換型窒素原子の濃度を小さくすることで、非置換型窒素原子によるクラックの伝播の抑制効果を向上させることができる。単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度が１０ｐｐｂ未満であると非置換型窒素原子も導入し難くなる。したがって、孤立置換型窒素原子は、ある程度の混入が必要である。一方、単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度が８ｐｐｍを超えると、結晶各部の結合力が弱くなり、却ってクラックを助長する。クラックの抑制効果と硬度とのバランスの観点から、単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度は、３０ｐｐｂ以上５ｐｐｍ以下が好ましく、５０ｐｐｂ以上４ｐｐｍ以下が好ましく、１００ｐｐｂ以上８００ｐｐｂ以下が好ましく、２００ｐｐｂ以上２ｐｐｍ以下がさらに好ましい。単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度はＥＳＲ分析によって測定した値である。
【００４５】
本発明の一実施の形態において、単結晶ダイヤモンドは、｛１００｝面における＜１００＞方向のヌープ硬度は、８０ＧＰａ以上１２５ＧＰａ以下であることが好ましく、９５ＧＰａ以上１２０ＧＰａ以下であることがさらに好ましく、１００ＧＰａ以上１２０ＧＰａ以下であることがさらに好ましい。この硬度は、ヌープ型の圧子を１０〜２０Ｎでダイヤモンド表面に押し付けた際の圧痕の大きさから求めることができる。硬度が前記範囲内にある単結晶ダイヤモンドは、従来用いられてきた窒素を含む天然ダイヤモンドまたは高温高圧ダイヤモンド単結晶よりも硬度が大きく、耐摩耗性が優れている。
【００４６】
単結晶ダイヤモンドは、直角のエッジ加工時の欠損によって耐欠損性を評価できる。直角のエッジ加工は、通常のメタルボンドの研磨盤上で、１．２ｋｍ/分の速度で１時間研磨して行う。これは通常のダイヤモンドを平坦にする加工条件である。単結晶の（１００）面（オフ角は１５°以内の面）を研磨した後、その表面にほぼ垂直に加工して、直角のエッジ加工とする。時間はあまり大きくは影響しない。時間が長くとも、新しい面を平坦に加工してゆくからである。垂直の稜線から内側に向かって１ｍｍが平坦になる時間で十分である。耐欠損性は稜線の単位長さ（１ｍｍ）当たりに存在する欠損の大きさおよび個数で評価する。なお、欠損の大きさとは、１μｍより小さい（高い）分解能の観察手段（例えば、走査型電子顕微鏡：ＳＥＭ）で観察して、稜線の直線性から０．３μｍ以上離れた部分（欠損部）の長さを意味する。
【００４７】
本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、直角のエッジ加工時の稜線１ｍｍ当たりの欠損の発生は、１μｍ以上の大きさの欠損が２個以下、かつ、１０μｍ以上の大きさの欠損が０個であることが好ましい。１μｍ以上の大きさの欠損は稜線１ｍｍ当たり１個以下がさらに好ましく、稜線１ｍｍ当たり０個が最も好ましい。
【００４８】
＜単結晶ダイヤモンドの製造方法＞
本発明の一実施の形態における単結晶ダイヤモンドは、たとえば、以下の方法で作製することができる。
【００４９】
［基板の準備］
はじめに、基板として、高温高圧合成法または化学気相合成法によって作製された単結晶ダイヤモンドを準備する。高温高圧合成法によって作製された単結晶ダイヤモンドは、結晶歪みが比較的少ないため好ましい。基板の厚さは、取り扱いの観点から１００μｍ以上が好ましく、入手の容易性から３ｍｍ以下が好ましい。基板の厚さとは、基板主面の中心近傍で測定した厚さとする。
【００５０】
次に基板の主面の表面粗さ（Ｒａ）を０．００６μｍ以上１０μｍ以下に調整する。ここで、表面粗さ（Ｒａ）とは算術平均粗さを意味し、粗さ曲線からその平均線の方向に基準長さだけを抜き取り、この抜取り部分の平均線の方向にＸ軸を、縦倍率の方向にＹ軸を取り、粗さ曲線をｙ＝ｆ（ｘ）で表したときに、以下の式（１）によって求められる値をマイクロメートル（μｍ）で表したものをいう。
【００５１】
【数１】
2016010028.tif 000002
【００５２】
化学気相合成法では、エピタキシャル成長させる単結晶ダイヤモンドの均質性を高めるために、基板表面は機械研磨などにより平滑化、清浄化されるのが一般的である。一方、本発明の一実施の形態においては、基板として、表面が粗面化され、表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ以上１０μｍ以下の単結晶ダイヤモンド基板を用いる。基板の表面を粗面化して凹凸を形成すると、基板上に単結晶ダイヤモンドをエピタキシャル成長させる際に、該凹凸が単結晶ダイヤモンドへの不純物窒素の混入や単結晶ダイヤモンド中の空孔の形成の起点となる。したがって、得られた単結晶ダイヤモンドには窒素原子および空孔が含まれる。単結晶ダイヤモンド中の窒素原子や空孔はクラックの伝播を抑制することができるため、単結晶ダイヤモンドは優れた耐欠損性を有することができる。
【００５３】
なお、単結晶ダイヤモンドに不純物窒素を混入したり空孔を形成するための方法としては、電子線照射、中性子線照射、イオン注入などが一般的である。しかし、これらの方法は、照射によって弾き飛ばされた過剰な炭素がグラファイト成分となるため、単結晶ダイヤモンドの硬度が小さくなり、耐摩耗性が低下する。一方、表面が粗面化された基板を用いて単結晶ダイヤモンドをエピタキシャル成長させると、単結晶ダイヤモンド中にグラファイト成分がほとんど形成されないため、単結晶ダイヤモンドの硬度を低下させることなく、耐欠損性を向上することができる。単結晶ダイヤモンド中のグラファイトの有無は、たとえば、Ｘ線回折、ラマン分光法、電子エネルギー損失分光法（ＥＥＬＳ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｅｎｅｒｇｙ−Ｌｏｓｓ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、Ｘ線光電子分光法（ＸＰＳ：Ｘ−ｒａｙ  Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）、カソードルミネッサンス（ＣＬ：Ｃａｔｈｏｄｅ  Ｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ）によって確認できる。
【００５４】
基板の表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ未満であると、エピタキシャル成長時に不純物窒素の混入や空孔の形成が不十分となり、アニール処理を施しても、得られた単結晶ダイヤモンドの耐欠損性を向上することができない。一方、基板の表面粗さ（Ｒａ）が１０μｍを超えると、単結晶ダイヤモンドをエピタキシャル成長させることができない。基板の表面粗さ（Ｒａ）は０．０３μｍ以上１０μｍ以下が好ましく、０．０５μｍ以上１μｍ以下がさらに好ましい。また、基板の表面粗さ（Ｒａ）は、０．０５μｍ以上１０μｍ以下が好ましく、０．１μｍ以上５μｍ以下が好ましく、０．５μｍ以上１μｍ以下が好ましい。基板の表面粗さ（Ｒａ）は、走査型白色干渉の原理を使った顕微鏡によって測定された値である。
【００５５】
基板の表面を粗面化する方法は特に限定されない。たとえば、メタルボンド砥石を使い、通常のダイヤモンドを研磨する方法を用いて、研磨速度を定常的な動摩擦係数よりも１０〜３０％高い係数になるように調整して、＜１００＞方向に研磨することによって基板の主面に研磨傷の溝を形成する方法が挙げられる。あるいは、通常の平坦研磨後に、レーザー、フォトリソグラフィー、またはメタルマスクを用いたエッチングによって、アスペクト比（深さ/幅比）が２以上の溝を形成し、その後、窒素を含まない条件で、ダイヤモンドを１０分〜６０分、好ましくは０．５〜５時間、溝の埋まり具合（溝の幅と成長速度）に合わせて合成することが有効である。単結晶ダイヤモンドがこのように種基板の溝を埋める過程でできた表面構造を有することで、窒素を特異的に含有し、単結晶ダイヤモンドの耐欠損性が向上する。レーザーでは、溝入れの加工以外にも、表面をスライスするように表面にほぼ平行に加工するような直接表面を荒らす加工も可能である。しかし、レーザーにより得られる表面粗さＲａは５μｍ以上となる。本実施の形態における表面の粗さは、単純に溝を形成するというだけのものではなく、その後のノンドープエピタキシャル成長によって溝を埋めることで、隙間が閉じた部分に段差が生じることを利用して、表面の粗さを制御することが重要である。この方法では溝の幅が同じ場合は、基板のオフ角に依存して表面の粗さが大きくなり、０〜１５°のオフ角が、主面の表面粗さ（Ｒａ）を０．００６μｍ以上１０μｍ以下に形成しやすいため好ましい。フォトリソグラフィーを使用すると、表面粗さを面内で均一に形成できるので都合がよい。機械研磨を使用する場合は、表面粗さを面内で均一に形成することが重要であるので、荷重や研磨方向などを制御しなければならない。
【００５６】
基板の主面の溝は、（００１）面に対して±［１００］方向および±［０１０］方向の少なくともいずれかの方向に平行であることが好ましい。溝の方向が、（００１）面に対して±［１１０］方向および［０１１］の少なくともいずれかの方向であると、基板を自立させた時に割れやすくなるため好ましくない。溝の密度は、３本／ｍｍ以上１０００本／ｍｍ以下であることが、単結晶ダイヤモンドへの窒素原子の混入と空孔の形成の観点から好ましい。溝の密度は、３０本／ｍｍ以上１００本／ｍｍ以下がさらに好ましい。
【００５７】
基板の主面は、｛００１｝面に対するオフ角が０°以上１５°以下であることが好ましい。オフ角が０°以上１５°以下であると、基板の主面上にエピタキシャル成長させて単結晶ダイヤモンドを得ようとした時の結晶成長モードである島状成長とステップフロー成長のうち、低靭性の要因となるステップフロー成長を抑制することができる。ステップフロー成長の抑制効果を向上させ、膜成長時に不純物を導入するという観点から、前記オフ角は７°以下が好ましく、３°以下がさらに好ましい。一方、オフ角が大きい方が、機械研磨や、レーザーやフォトリソグラフィーによる溝入れや、その後のノンドープエピタキシャル成長後の表面形状改質によっても、最大表面粗さ（Ｒｍａｘ）が大きくなる。すなわち、その１／３〜１／３０の値の表面粗さ（Ｒａ）も大きくなる。この表面の荒れを大きくするという観点でみると、オフ角は０．５°以上が好ましく、５°以上が好ましい。以上を総合的に勘案すると、０．５°以上８°以下が好ましく、２°以上７°以下がさらに好ましい。
【００５８】
［単結晶ダイヤモンドの成長］
次に、基板上に単結晶ダイヤモンドを成長させる。成長方法は特に限定されず、熱フィラメントＣＶＤ法、マイクロ波プラズマＣＶＤ法、直流プラズマＣＶＤ法、直流アーク放電プラズマ法などを用いることができる。中でも、マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、意図しない不純物の混入が少ないため好ましい。
【００５９】
マイクロ波プラズマＣＶＤ法によるダイヤモンドのエピタキシャル成長においては、原料ガスとして水素ガス、メタンガス、窒素ガスを合成炉内に導入して、炉内圧力を４ｋＰａ以上５３．２ｋＰａ以下に保ち、周波数２．４５ＧＨｚ（±５０ＭＨｚ）、あるいは９１５ＭＨｚ（±５０ＭＨｚ）のマイクロ波を電力１００Ｗ〜６０ｋＷ投入することによりプラズマを発生させて、基板上に活性種を堆積させることにより単結晶ダイヤモンドをエピタキシャル成長させることができる。
【００６０】
炉内圧力は、４ｋＰａ以上５３．２ｋＰａ以下が好ましく、８ｋＰａ以上４０ｋＰａ以下がさらに好ましく、１０ｋＰａ以上２０ｋＰａ以下がさらに好ましい。炉内圧力が４ｋＰａ未満であると成長に時間がかかったり、多結晶が成長しやすくなったりする。一方、炉内圧力が５３．２ｋＰａを超えると放電が不安定になったり、成長中に１ケ所に集中したりして、長時間の成長が困難となる。
【００６１】
基板の温度は、８００℃以上１３００℃以下であることが好ましく、９００℃以上１１００℃以下であることがさらに好ましい。基板の温度が８００℃未満であると成長に時間がかかる。一方、基板の温度が１３００℃を超えるとグラファイトが成長しやすくなる。
【００６２】
単結晶ダイヤモンド合成する気相中、水素ガス濃度に対するメタンガス濃度の割合は７％以上３０％以下であり、メタンガス濃度に対する窒素ガス濃度の割合は０．０２％以上１０％以下である。ここで、ガス濃度の割合は、反応炉中の各ガスのモル％に基づき算出される値であり、標準状態のガス流量比（割合）に等しい。これにより、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合が、０．０２％以上４０％未満である単結晶ダイヤモンドを得ることができる。さらに、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度が０．５ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下、かつ、孤立置換型窒素原子の濃度が１０ｐｐｂ以上８ｐｐｍ以下である単結晶ダイヤモンドを得ることができる。水素ガス濃度に対するメタンガス濃度の割合は１０％以上２０％以下がさらに好ましく、１０％以上１５％以下がさらに好ましい。メタンガス濃度に対する窒素ガス濃度の割合は０．１％以上５％以下がさらに好ましく、０．５％以上１０％以下が好ましく、１％以上１０％以下が好ましい。さらに、窒素ガス濃度Ｃｎ（％）とメタンガス濃度Ｃｃ（％）とが、以下の式（２）の関係を満たすことが好ましい。
Ａ＋Ｂ×ｌｏｇ１０Ｃｎ＝Ｃｃ      式（２）
（式（２）中、１０≦Ａ≦２０、２≦Ｂ≦７である。）
窒素ガス濃度Ｃｎ（％）とメタンガス濃度Ｃｃ（％）とが上記式（２）の関係を満たすと、単結晶ダイヤモンドの硬度を維持しつつ、耐欠損性を向上させることができる。
【００６３】
［単結晶ダイヤモンドの分離］
次に、エピタキシャル成長させた単結晶ダイヤモンドを基板から分離して、単結晶ダイヤモンドを得る。分離方法は、たとえば、レーザー照射により切断する方法、イオン注入で予め分離境界を形成しておき、イオン注入面上にダイヤモンドを合成し、その後イオン注入の分離境界面で分離する方法などが挙げられる。
【００６４】
得られた単結晶ダイヤモンドは、従来の化学気相合成法によって作製された単結晶ダイヤモンドと同等の硬度を維持したまま、耐欠損性が向上している。
【００６５】
＜単結晶ダイヤモンドを用いた工具＞
本発明の一実施の形態において、単結晶ダイヤモンドはダイヤモンド製品に好適に用いることができる。具体的には、切削バイト（ダイヤモンドバイト）、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（フライスワイパー）、切削加工用刃先交換型切削チップ、メタルソー、歯切工具、リーマ、タップ、カッター、ウォータージェットノズル、ダイヤナイフ、ガラス切りなどの切削工具に用いることができる。また、切削工具に限られず、研削工具、耐摩工具、部品などにも用いることができる。研削工具としては、ドレッサーなどを挙げることができる。耐摩工具、部品としては、伸線ダイス、スクライバー、水または粉末噴出ノズル、ワイヤーガイド、また放熱部品（ヒートシンク）やＸ線窓材などを挙げることができる。後者の工具に関係のない部品ではあるが、レーザーマウント用の精度を有する端面（鏡面加工を要する）や応力のかかる窓材では、欠損が起点となって割れることを極力防ぐ必要の成る部品では耐欠損性を重要とするからである。
【実施例１】
【００６６】
［試料１〜５］
（基板の準備）
基板として、高温高圧合成法によって作製されたＩｂ型の単結晶ダイヤモンドからなる基板（厚み５００μｍ、５ｍｍ角）を準備した。この基板の主面の面方位は（００１）面であった。【００６７】
準備した基板の主面に関し、（００１）面から［０１０］方向に２°オフするように機械研磨した。その後、試料１〜試料４で用いる基板は、基板の表面が表１に示す表面粗さになるようにメタルボンドダイヤ砥石で速度を制御して研磨傷を形成し、粗面化した。試料５で用いる基板は、従来のＣＶＤ法で用いる基板と同様の処理を行った。具体的には、研磨傷が微分干渉顕微鏡によって観察できない程度にまで機械研磨した後、さらに、酸素ガスおよびＣＦ４ガスを用いた反応性イオンエッチング（ＲＩＥ：Ｒｅａｃｔｉｖｅ  Ｉｏｎ  Ｅｔｃｈｉｎｇ）により厚み方向に２μｍエッチングした。【００６８】
（単結晶ダイヤモンドの成長）
作製した基板を公知のマイクロ波プラズマＣＶＤ装置内に配置して、単結晶ダイヤモンドをエピタキシャル成長させた。成長条件を表１に示す。なお、マイクロ波周波数は２．４５ＧＨｚ、マイクロ波電力は５ｋＷ、成長時間は６０時間であった。【００６９】
成長の結果、厚さが１．２ｍｍの気相合成単結晶ダイヤモンドが得られた。
（単結晶ダイヤモンドの分離）
基板と気相合成単結晶ダイヤモンドとをレーザーで切断、分離し、その後、平坦に通常の研磨をした。【００７０】
（測定）
得られた単結晶ダイヤモンドおよび、比較例として準備した高温高圧合成Ｉｂ型ダイヤモンドについて、全窒素原子濃度、孤立置換型窒素原子濃度、ヌープ硬度および耐欠損性を測定した。【００７１】
全窒素原子濃度は、ＳＩＭＳによって測定した。
孤立置換型窒素原子濃度は、ＥＳＲ分析によって測定した。【００７２】
硬度は、単結晶ダイヤモンドの（００１）面の＜１００＞方向に荷重５Ｎで５点圧痕をつけ、得られた圧痕幅の最大と最小を除いた３点の平均値を、あらかじめ硬度の分かっている標準サンプル（高温高圧ＩＩａ型単結晶ダイヤモンド）の結果と比較することで求めた。【００７３】
耐欠損性は、直角のエッジ加工時の欠損によって評価した。具体的には、ダイヤモンド単結晶の（１００）面（オフ角は３°以内の面）をメタルボンドの研磨盤上で、１．２ｋｍ/分の速度で研磨した後、それにほぼ垂直（８７〜９３°の範囲）に加工して、直角のエッジ加工とする。垂直の稜線から内側に向かって１ｍｍが平坦になるまで研磨する。稜線の単位長さ（１ｍｍ）当たりの欠けの長さおよび個数を計測した。【００７４】
結果を表１に示す。【００７５】
【表１】
2016010028.tif 000003
【００７６】
（評価結果）
試料１〜試料３は、表面粗さ（Ｒａ）が０．０５μｍ以上０．５μｍ以下の基板を用いて作製された単結晶ダイヤモンドであり、全窒素原子濃度が１ｐｐｍ以上５０ｐｐｍ以下、かつ、孤立置換型窒素原子濃度が１００ｐｐｂ以上４００ｐｐｂ以下であった。これらの単結晶ダイヤモンドは、硬度が９５Ｇａ以上１２０ＧＰａ以下であった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが０個以上２個以下であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個であった。【００７７】
試料４は、表面粗さ（Ｒａ）が０．２μｍの基板を用いて作製された単結晶ダイヤモンドであり、全窒素原子濃度が０．４ｐｐｍ、かつ、孤立置換型窒素原子濃度が１００ｐｐｂであった。試料４の単結晶ダイヤモンドは、硬度が１１０ＧＰａであった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが５個であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個であった。【００７８】
試料５は、表面粗さ（Ｒａ）が０．００５μｍの基板を用いて作製された単結晶ダイヤモンドであり、全窒素原子濃度が０．２ｐｐｍ、かつ、孤立置換型窒素原子濃度が８０ｐｐｂであった。試料５の単結晶ダイヤモンドは、硬度が１２０ＧＰａであった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが８個であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個であった。【００７９】
高温高圧合成Ｉｂ型ダイヤモンドは、全窒素原子濃度が１５０ｐｐｍ、かつ、孤立置換型窒素原子濃度が１５０ｐｐｂ、硬度が８５ＧＰａであった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが１個であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個であった。【００８０】
以上の結果から、試料１〜試料３の単結晶ダイヤモンドは、硬度および耐欠損性がバランス良く向上しており、工具として用いた場合に、優れた耐摩耗性および耐欠損性を示すと考えられる。
【実施例２】
【００８１】
［試料１−１〜１−５］
（試料の準備）
試料１−１〜１−５は、それぞれ実施例１で作製した試料１〜５に、１５００℃の真空中で１時間アニール処理を施して作製した。得られた試料において、耐欠損性を評価した。結果を表２に示す。なお、各試料において、アニール処理を行っても、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は変化しなかった。【００８２】
【表２】
2016010028.tif 000004
【００８３】
実施例１の評価結果に示される通り、試料１及び試料２は、大きさ１μｍ以上の欠損の数が、それぞれ２個、１個であった。これらの試料にアニール処理を施して得られた試料１−１及び試料１−２では、大きさ１μｍ以上の欠損の数がいずれも０個になり、工具にとっての性能が改善された。【００８４】
試料４は、大きさ１μｍ以上の欠損の数が５個であった。試料４にアニール処理を施して得られた試料１−４では、大きさ１μｍ以上の欠損の数が１個となり、良品になることが確認できた。【００８５】
試料５は、大きさ１μｍ以上の欠損の数が８個であった。試料５にアニール処理を施して得られた試料１−５では、大きさ１μｍ以上の欠損の数が４個となり、良品への大きな改善には至らなかった。【００８６】
上記の結果から、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、孤立置換型窒素原子数の割合は２５％以下であると、アニール処理により、単結晶ダイヤモンドの耐欠損性が非常に向上することが確認された。【００８７】
なお、試料１〜５について、それぞれアニール処理を、１３００℃の真空中で５０時間、又は１４００℃の真空中で８時間行った場合も、得られた試料について、上記と同様の結果を得られた。
【実施例３】
【００８８】
［試料１１〜２２］
試料１１〜２２では、基板のオフ角、処理方法、溝幅及び表面粗さを変化させて、表４に示す条件で単結晶ダイヤモンド合成を行った。【００８９】
（基板の準備）
基板として、高温高圧合成法によって作製されたＩｂ型の単結晶ダイヤモンドからなる基板（厚み５００μｍ、５ｍｍ角）を準備した。この基板の主面の面方位は（００１）面であった。【００９０】
準備した基板の主面に関し、（００１）面から［０１０］方向に表３に示すような値のオフ角となるように、全ての試料を機械研磨した。その後、試料１１、１２、１６、１８、２１で用いる基板は、基板の表面が表３に示す表面粗さになるようにメタルボンドダイヤ砥石で速度を制御して研磨傷を形成し、機械研磨で粗面化した（機械研磨）。試料１３、１４、１５、１７、１９で用いる基板は、基板の表面が表３に示す表面粗さになるようにフォトリソグラフィーによる溝形成と、その後溝が埋まるようにダイヤモンドエピタキシャル成長を行って、粗面化した（溝埋合成）。ここで、溝を埋めるエピタキシャル成長条件は、水素ガスに対するメタンガス流量は７％、窒素ガスは添加しなかった。圧力は１３ｋＰａ、基板温度は１１８０℃であった。試料２０、２２で用いる基板は、レーザー加工によって、表面をほぼ平行に（スライスするように）照射することによって、粗面化した（レーザー加工）。最後に、試料２１で用いる基板は、実施例１の試料５と同じ処理をした。【００９１】
【表３】
2016010028.tif 000005
【００９２】
（単結晶ダイヤモンドの成長）
作製した基板を公知のマイクロ波プラズマＣＶＤ装置内に配置して、単結晶ダイヤモンドをエピタキシャル成長させた。成長条件を表４に示す。なお、マイクロ波周波数は２．４５ＧＨｚ、マイクロ波電力は５ｋＷ、成長時間は成長厚さが約１ｍｍ前後になるよう調整した。【００９３】
（単結晶ダイヤモンドの分離）
基板と気相合成単結晶ダイヤモンドとをレーザーで切断、分離し、その後、平坦に通常の研磨をした。【００９４】
（アニール）
試料１１〜２２について、実施例２と同様に、１５００℃の真空中で１時間アニール処理を施して作製した。得られた試料において、耐欠損性を評価した。結果を表４に示す。なお、各試料において、アニール処理を行っても、単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は変化しなかった。【００９５】
（測定）
全窒素原子濃度、孤立置換型窒素原子濃度、ヌープ硬度および耐欠損性に関しては、実施例１と同様な方法で測定した。結果を表４に示す。【００９６】
【表４】
2016010028.tif 000006
【００９７】
（評価結果）
試料１１〜試料１６と試料１９は、表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ以上０．５μｍ以下の基板を用いて作製された単結晶ダイヤモンドであり、全窒素原子濃度が０．９ｐｐｍ以上９５ｐｐｍ以下、かつ、孤立置換型窒素原子濃度が１２５ｐｐｂ以上１０４０ｐｐｂ以下であった。これらの単結晶ダイヤモンドは、硬度が８２ＧＰａ以上１１９ＧＰａ以下であった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが０個以上２個以下であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個であった。１５００℃でのアニール処理を施した後には、長さが１μｍ以上の欠けが０個以上１個以下となった。【００９８】
試料１７、試料１８、試料２０は、表面粗さ（Ｒａ）が０．０３μｍ以上９．５μｍ以下の基板を用いて作製された単結晶ダイヤモンドであり、全窒素原子濃度が１２ｐｐｍ以上８０ｐｐｍ以下、かつ、孤立置換型窒素原子濃度が１３．６ｐｐｂ以上４６００ｐｐｂ以下であった。これらの単結晶ダイヤモンドは、硬度が８０ＧＰａ以上１１０ＧＰａ以下であった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが５個以上８個以下であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個以上１個以下であった。１５００℃のアニール処理を施した後には、長さが１μｍ以上の欠けが２個であり、長さが１０μｍ以上の欠けが０個であった。【００９９】
試料２１と２２は、表面粗さ（Ｒａ）が０．００３μｍと１１μｍの基板を用いて作製された単結晶ダイヤモンドであり、全窒素原子濃度が０．４ｐｐｍと１１０ｐｐｍかつ、孤立置換型窒素原子濃度が２４０ｐｐｂと１１ｐｐｂであった。これらの単結晶ダイヤモンドは、硬度が１２５ＧＰａと７０ＧＰａであった。耐欠損性については、長さが１μｍ以上の欠けが１０個と３０個であり、長さが１０μｍ以上の欠けが３個と３個であった。１５００℃のアニール処理を施した後には、長さが１μｍ以上の欠けが６個と２０個であり、長さが１０μｍ以上の欠けが２個と２個であった。
【実施例４】
【０１００】
試料１１〜１４を切削バイト、フライスワイパー、エンドミル、ドリル、リーマー、カッター、ドレッサー、ワイヤーガイド、伸線ダイス、ウォータージェットノズル、ダイヤナイフ、ガラス切りならびにスクライバーの被削材と接する主要部分に適用し、従来の高温高圧法により合成されたＩｂ型のダイヤモンド単結晶を適用した工具と比較したところ、いずれの試料も、従来のダイヤモンド単結晶を用いた工具よりも摩耗量が５％〜３０％以上少なく、耐欠損性が同等以上（欠損が起こる箇所が１個以下）であることがわかった。本発明の範囲外の試料２１を用いた工具は、摩耗量は、従来のダイヤモンド単結晶を用いた工具よりも２０％程少ないが、欠損が発生しやすかった（欠損が起こる箇所が４〜７個）。【０１０１】
以上の結果から、試料１１〜試料１６と試料１９の単結晶ダイヤモンドは、硬度および耐欠損性がバランス良く向上しており、工具として用いた場合に、優れた耐摩耗性および耐欠損性を示すと考えられる。また、試料１７、試料１８、試料２０も、耐欠損性がやや劣るもののアニール処理後には改善する特性を有しており、工具素材として優れていると考えられる。試料２１、試料２２は、工具用素材としては不十分と考えられる。【０１０２】
今回開示された実施形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて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。
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
本発明の単結晶ダイヤモンドは、切削工具、研削工具、耐摩工具などの工具の他、光学部品、半導体、電子部品などの各種製品に利用可能である。
【手続補正書】
【提出日】平成27年10月20日(2015.10.20)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
窒素原子を含む合成単結晶ダイヤモンドであって、
前記合成単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記合成単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．０２％以上４０％未満である、
合成単結晶ダイヤモンド。
【請求項２】
前記合成単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子数に対する、前記合成単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子数の割合は、０．１％以上２０％以下である、
請求項１に記載の合成単結晶ダイヤモンド。
【請求項３】
前記合成単結晶ダイヤモンド中の全窒素原子の濃度は０．５ｐｐｍ以上１００ｐｐｍ以下であり、
前記合成単結晶ダイヤモンド中の孤立置換型窒素原子の濃度は１０ｐｐｂ以上８ｐｐｍ以下である、
請求項１又は２に記載の合成単結晶ダイヤモンド。
【請求項４】
前記合成単結晶ダイヤモンドにおいて、｛１００｝面における＜１００＞方向のヌープ硬度は、８０ＧＰａ以上１２５ＧＰａ以下である、
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の合成単結晶ダイヤモンド。
【請求項５】
前記合成単結晶ダイヤモンドにおいて、直角のエッジ加工時の稜線１ｍｍ当たりの欠損の発生は、１μｍ以上の大きさの欠損が２個以下、かつ、１０μｍ以上の大きさの欠損が０個である、
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の合成単結晶ダイヤモンド。
【請求項６】
前記合成単結晶ダイヤモンドは、１３００℃以上の真空中でアニール処理されて得られる、
請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の合成単結晶ダイヤモンド。
【請求項７】
化学気相合成法による請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の合成単結晶ダイヤモンドの製造方法であって、
主面の表面粗さ（Ｒａ）が０．００６μｍ以上１０μｍ以下の基板を準備する工程と、
前記基板上に合成単結晶ダイヤモンドを成長させる工程とを含み、
前記合成単結晶ダイヤモンドを成長させる工程の気相中、水素ガス濃度に対するメタンガス濃度の割合は７％以上３０％以下であり、前記メタンガス濃度に対する窒素ガス濃度の割合は０．０２％以上１０％以下である、
合成単結晶ダイヤモンドの製造方法。
【請求項８】
前記基板の主面は、｛００１｝面に対するオフ角が０°以上１５°以下である、
請求項７に記載の合成単結晶ダイヤモンドの製造方法。
【請求項９】
前記基板の主面は、（００１）面に対して±［１００］方向および±［０１０］方向の少なくともいずれかの方向に平行な溝を有する、
請求項７または請求項８に記載の合成単結晶ダイヤモンドの製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の合成単結晶ダイヤモンドを被削材との接触部分に用いた、切削バイト、フライスワイパー、エンドミル、ドリル、リーマー、カッター、ドレッサー、ワイヤーガイド、伸線ダイス、ウォータージェットノズル、ダイヤナイフ、ガラス切りならびにスクライバーからなる群から選択される工具。
【国際調査報告】
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2016010028.tif 000008
2016010028.tif 000009
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