"立方晶ダイヤモンドと、六方晶ダイヤモンドとを、含み、前記立方晶ダイヤモンドの111面に関するX線回折ピーク強度に対する前記六方晶ダイヤモンドの100面のX線回折ピーク強度の比率が0.01以上であるダイヤモンド多結晶体。800°C以上1200°C以下の温度域における抗折力が、室温での抗折力の90以上であることを特徴とする、請求項1に記載のダイヤモンド多結晶体。1000°C以上1200°C以下の温度域における抗折力が、室温での抗折力より高いことを特徴とする請求項2記載のダイヤモンド多結晶体。800°Cにおける硬度が、室温での硬度の80以上であることを特徴とする、請求項1記載のダイヤモンド多結晶体。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成される先端部を備え、前記先端部が3あるいは4ポイントで構成されるスクライブツール。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成されるホイールを備えた、スクライブホイール。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成される先端部を備えたドレッサー。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体を備えた線引ダイス。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成されるオリフィスを備えたノズル。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成される刃先を備えた研削工具。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成される切刃を備えた切削工具。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成される切刃を備えた回転切削工具。請求項1~4のいずれかに記載のダイヤモンド多結晶体で構成されるワイヤーガイド。グラファイト化度が0.58以下の非ダイヤモンド状炭素材料を準備する工程と、前記非ダイヤモンド状炭素材料を、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下で、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく、直接的に立方晶ダイヤモンドおよび六方晶ダイヤモンドに変換させるとともに焼結させる工程と、を備えるダイヤモンド多結晶体の製造方法。本発明は、以上の従来の技術の問題点を解決するためになされたものであり、切削バイトや、ドレッサー、ダイスなどの工具や、掘削ビットとして好適に用いられる高い硬度および高い強度を有するダイヤモンド多結晶体およびその製造方法を提供することを目的とする。本発明は、立方晶ダイヤモンドと六方晶ダイヤモンドとを含み、立方晶ダイヤモンドに対する六方晶ダイヤモンドの比率が所定の範囲内にあるダイヤモンド多結晶体が、上記の立方晶ダイヤモンドに対する六方晶ダイヤモンドの比率が所定の範囲外にあるダイヤモンド多結晶体に比べて、より高い硬度およびより高い強度を有することを見出すことにより、完成された。すなわち、本発明は、立方晶ダイヤモンドと、六方晶ダイヤモンドとを、含み、立方晶ダイヤモンドの111面に関するX線回折ピーク強度に対する六方晶ダイヤモンドの100面のX線回折ピーク強度の比率h/c比率が0.01以上であるダイヤモンド多結晶体である。また、本発明は、グラファイト化度が所定値以下の非ダイヤモンド状炭素材料を、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下で、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく直接焼結させると、上記h/c比率が上記の所定の範囲内にあるダイヤモンド多結晶体が製造されることを見出すことにより、完成された。すなわち、本発明は、グラファイト化度が0.58以下の非ダイヤモンド状炭素材料を準備する工程と、非ダイヤモンド状炭素材料を、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下で、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく、直接的に立方晶ダイヤモンドおよび六方晶ダイヤモンドに変換させるとともに焼結させる工程と、を備えるダイヤモンド多結晶体の製造方法である。上記のように、本発明によれば、切削バイトや、ドレッサー、ダイスなどの工具や、掘削ビットとして好適に用いられる高い硬度および高い強度を有するダイヤモンド多結晶体およびその製造方法が提供される。実施形態1本発明の一実施形態であるダイヤモンド多結晶体は、立方晶ダイヤモンド以下、c-ダイヤモンドというと、六方晶ダイヤモンド以下、h-ダイヤモンドというとを、含み、c-ダイヤモンドの111面に関するX線回折ピーク強度に対するh-ダイヤモンドの100面のX線回折ピーク強度の比率以下、h/c比率というが0.01以上である。h/c比率が0.01以上である本実施形態のダイヤモンド多結晶体は、h-ダイヤモンドが含まれないすなわちh/c比率が0のダイヤモンド多結晶体またはh/c比率が0.01より低いダイヤモンド多結晶体に比べて、硬度および強度がより高く、具体的には、強度、坑折力、耐摩耗などがより高くなる。ここで、c-ダイヤモンドとは結晶構造が立方晶であるダイヤモンドをいい、h-ダイヤモンドとは結晶構造が六方晶であるダイヤモンドをいう。c-ダイヤモンドおよびh-ダイヤモンドは、X線回折により得られる回折ピークのパターンにより識別される。すなわち、c-ダイヤモンドおよびh-ダイヤモンドを含むダイヤモンド多結晶体のX線回折においては、c-ダイヤモンドの回折ピークのパターンとh-ダイヤモンドの回折ピークのパターンとが混合したパターンが得られる。c-ダイヤモンドに対するh-ダイヤモンドの比率は、本願においては、c-ダイヤモンドの111面に関するX線回折ピーク強度に対するh-ダイヤモンドの100面のX線回折ピーク強度の比率であるh/c比率により表す。実施形態2本発明の他の実施形態であるダイヤモンド多結晶体の製造方法は、グラファイト化度が0.58以下の非ダイヤモンド状炭素材料を準備する工程と、この非ダイヤモンド状炭素材料を、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下で、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく、直接的に立方晶ダイヤモンドおよび六方晶ダイヤモンドに変換させるとともに焼結させる工程と、を備える。本実施形態のダイヤモンド多結晶体の製造方法によれば、c-ダイヤモンド立方晶ダイヤモンドとh-ダイヤモンド六方晶ダイヤモンドとを含み、h/c比率c-ダイヤモンドの111面に関するX線回折ピーク強度に対するh-ダイヤモンドの100面のX線回折ピーク強度の比率が0.01以上である、硬度および強度具体的には、強度、抗折強度、耐摩耗性などが高いダイヤモンド多結晶体が得られる。非ダイヤモンド状炭素材料の準備工程本実施形態のダイヤモンド多結晶体の製造方法は、まず、グラファイト化度が0.58以下の非ダイヤモンド状炭素材料を準備する工程を備える。本準備工程において準備される非ダイヤモンド状炭素材料は、グラファイト化度が0.58以下でありダイヤモンドでない炭素材料であれば特に制限はなく、微粉砕したグラファイトなどのグラファイト化度の低いグラファイトであっても、アモルファスカーボン、グラッシーカーボンなどの非結晶質炭素材料であっても、それらの混合物であってもよい。ここで、非ダイヤモンド状炭素材料のグラファイト化度Pは、以下のようにして求められる。非ダイヤモンド状炭素材料のX線回折により、非ダイヤモンド状炭素材料のグラファイトの002面の面間隔d002を測定して、以下の1式により、d002=3.440-0.086×1-p21非ダイヤモンド状炭素材料の乱層構造部の比率pが算出される。こうして得られた乱層構造部の比率pから、以下の2式により、P=1-p2グラファイト化度Pが算出される。また、非ダイヤモンド状炭素材料は、結晶粒の成長を抑制する観点から、不純物である鉄族元素金属を含まないものが好ましい。また、結晶粒の成長を抑制しまたダイヤモンドへの変換を促進する観点から、不純物である水素H、酸素Oなどの含有量が低いものが好ましい。非ダイヤモンド状炭素原料から、c-ダイヤモンドおよびh-ダイヤモンドへの変換および焼結工程本実施形態のダイヤモンド多結晶体の製造方法は、次いで、上記の非ダイヤモンド状炭素材料を、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下で、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく、直接的に立方晶ダイヤモンドおよび六方晶ダイヤモンドに変換させるとともに焼結させる工程を備える。上記の非ダイヤモンド状炭素材料を、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下に置くことにより、非ダイヤモンド状炭素材料が直接的にc-ダイヤモンドおよびh-ダイヤモンドに変換するとともに焼結され、h/c比率が0.01以上である、高硬度かつ高強度のダイヤモンド多結晶体が得られる。ここで、焼結助剤とは、原料となる材料の焼結を促進する触媒をいい、たとえば、Co、Ni、Feなどの鉄族元素金属、CaCO3などの炭酸塩などが挙げられる。また、結合剤とは、原料となる材料を結合させる材料をいい、たとえばSiCなどのセラミックスなどが挙げられる。ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件とは、カーボン系材料において、ダイヤモンド相が熱力学的に安定な相である圧力および温度の条件をいい、焼結助剤および結合剤のいずれも添加せずに焼結可能な条件としては、具体的には、圧力が12GPa以上、温度が2000°C~2600°Cの条件であり、好ましくは、圧力が16GPa以上、温度が2200°C~2300°Cの条件である。また、本実施形態のダイヤモンド多結晶体の製造方法において用いられる高圧高温発生装置は、ダイヤモンド相が熱力学的に安定な相である圧力および温度の条件が得られる装置であれば特に制限はないが、生産性および作業性を高める観点から、ベルト型またはマルチアンビル型が好ましい。また、原料である非ダイヤモンド状炭素材料を収納する容器は、耐高圧高温性の材料であれば特に制限はなく、たとえば、Taなどが好適に用いられる。実施例1~6、比較例1~2非ダイヤモンド状炭素材料として、表1に示すように、グラファイト化度および粒径が異なる複数のグラファイト粉末を準備した。次に、複数の上記非ダイヤモンド状炭素材料のそれぞれを、高圧高温発生装置を用いて、焼結助剤および結合剤のいずれも添加することなく、圧力が16GPaおよび温度が2200°Cこれは、ダイヤモンドが熱力学的に安定な圧力および温度の条件下で高圧高温処理した。得られた複数のダイヤモンド多結晶体について、それぞれ、硬度、抗折強度および耐摩耗性を評価した。硬度は、ヌープ硬度計を用いて、4.9Nの荷重を10秒間負荷する条件で測定したヌープ硬度である。抗折強度は、三点曲げ強度試験機により測定した。耐磨耗性は、ダイヤモンド研磨機を用いて荷重が3kg/mm2の条件で測定して、実施例1の値を1.0としたときの相対値で示した。ここで相対値が高いほど、耐磨耗性が高いことを示す。結果を表1にまとめた。表1を参照して、h/c比率が0.01以上のダイヤモンド多結晶体実施例1~6は、h/c比率が0.01未満のダイヤモンド多結晶体比較例1~2に比べて、硬度、抗折強度および耐磨耗性のいずれもが高くなり、強度特性および耐磨耗性に優れることがわかった。また、実施例1,3,6の試料と比較例1,2の試料の高温における抗折力と硬度を評価した。いずれの測定もアルゴン気流中で行った。結果を表2にまとめた。この結果から、h/c比率が0.01以上のダイヤモンド多結晶体実施例1、3、6は、高温下でも抗折力、硬度は高く、それぞれの温度上昇に伴う低下率は、h/c比率が0.01未満のダイヤモンド多結晶体比較例1、2に比べて小さい。前者実施例1,3,6の、800°C以上1200°C以下の温度域における抗折力は、室温25°Cの値より10以上低下せず、また、800°Cにおける硬度は、室温25°Cの値と比べて20以上低下しない。また、実施例1,3,6の1200°Cにおける抗折力は、室温25°Cにおける抗折力より高くなっている。実施例7上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を金属製のシャンクにロウ付けして、先端が4ポイント4角形平面状のスクライブツールをそれぞれ製作した。作製されたそれぞれのスクライブツールを用いて、サファイヤ基板に負荷20gで長さ50mmのスクライブ溝を200本形成した。その後、それぞれのスクライブツールの先端部分のダイヤモンド多結晶体の摩耗量は、電子顕微鏡により観察したところ、比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のスクライブツールに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のスクライブツールは、いずれも0.80倍以下に少なくなった。実施例8上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を金属製のシャンクに埋め込み、先端がシングルポイント円錐状のドレッサーを製作した。作製されたそれぞれのドレッサーを、WAホワイトアルミナ砥石を用いて、湿式で、砥石周速が30m/sec、切り込み量が0.05mmの条件で、磨耗させた。その後、それぞれのドレッサーの磨耗量は、高さゲージ計により測定したところ、比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のドレッサーに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のドレッサーは、いずれも0.85倍以下に少なくなった。実施例9上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を丸型金属製枠に埋め込み、孔径がφ20μmのダイスを作製した。作製されたそれぞれのダイスを用いて、線速500m/分でCu線の線引を行なった。このとき、ダイス径がφ20.2μmまで摩耗するまでの線引時間は、比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のダイスに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のダイスは、いずれも1.12倍以上に長くなった。実施例10上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を丸型の金属製枠に埋め込み、オリフィス孔径がφ200μm、オリフィス高さが5mm、オリフィス孔面の算術平均粗さRaが290nmのオリフィスを作製した。作製されたそれぞれのオリフィスを用いて、水の吐出圧力が200MPaのウオータージェットノズルを形成して、厚さ10mmのステンレス板の切断性能を評価した。オリフィス径がφ300μmに拡がるまでの切断できた時間は、比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のオリフィスに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のオリフィスは、いずれも1.15倍以上に長くなった。実施例11上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を超硬の台金にロウ付けして、先端角度が90°で先端アールRが100nmの切削工具を製作した。作製されたそれぞれの切削工具を用いて、厚さ30mmの銅板に厚さ20μmのニッケルメッキした金属板を、深さ5μmで5μmピッチの溝加工を施した。このとき、切削工具の先端が1μm摩耗するまでの時間は、比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製の切削工具に比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製の切削工具は、いずれも1.30倍以上に長くなった。実施例12上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を超硬のシャンクにロウ付けして、直径φ1mm、刃長3mmのドリルを作製した。作製されたそれぞれのドリルを用いて、ドリル回転数4000回転/分、送り2μm/回の条件で、厚さ1.0mmの超硬合金WC-Co製板に孔をあけた。ドリルが磨耗または破損するまでにあけることができた孔の数は、比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のドリルに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のドリルは、いずれも1.20倍以上に多くなった。実施例13上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を超硬のシャンクにロウ付けして、直径φ3mm、刃先角度60°の円板型研削工具を作製した。作製したそれぞれの研削工具を用いて、回転数4000回転数/分、切り込み2μmの条件で、加工時間2時間、超硬合金WC-Coの表面にV溝を形成した時の、刃先摩耗量を調査した。比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製の研削工具に比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製の研削工具の刃先摩耗量は、いずれも0.7倍以下と少なかった。実施例14上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体を金属製の枠に取り付け、放電加工用電極ガイドを作製した。線径70μmの電極ワイヤーを10m/分の速度でワイヤーを送り、100時間後のガイド孔部の摩耗量を調査した。比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のドリルに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のドリルは、いずれも0.8倍以下と摩耗量は少なかった。実施例15上記実施例1~6および比較例1~2で得られたそれぞれのダイヤモンド多結晶体で直径φ3.5、厚さ0.6mmのスクライブホイールを作製した。作製したそれぞれのスクライブホイールを用いて、送り速度100mm/秒、押し付け荷重2.5kgで、セラミックス基板を用いてスクライブテストを実施し、50時間の摩耗量を調査した。比較例1~2のダイヤモンド多結晶体製のスクライブホイールに比べて、実施例1~6のダイヤモンド多結晶体製のスクライブホイールは、いずれも0.75倍以下と摩耗量は少なかった。上記実施例7~15を参照して、本発明にかかるダイヤモンド多結晶体実施例1~6は、従来のダイヤモンド多結晶体比較例1~2に比べて、はるかに優れた硬度、強度および耐摩耗性を有しているため、スクライブツール、ドレッサー、ダイス、オリフィス、切削工具、ドリルエンドミルなどの回転切削工具、研削工具、電極ガイド、スクライブホイールなどの材料として非常に有用であることがわかった。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のすべての変更が含まれることが意図される。"