JP5254011B2 - ダイヤモンド種結晶を被覆する方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ダイヤモンド種結晶をクラディング又は被覆（コーティング）するステップを含む、ダイヤモンドの製造方法に関するものである。とりわけ、この方法は、比較的融点の低い合金を使用してダイヤモンド種結晶をクラッディング（被覆）するステップを含む、ダイヤモンドの製造方法に係るものである。
高圧高温（ＨＰＨＴ）条件下でのダイヤモンド合成のための反応体積体として、炭素源（通常には黒鉛）、並びに適切な金属及びそれらの合金を基本的に含む成形体の使用が、当技術分野で周知である。金属は、通常は、鉄、ニッケル、クロム、マンガン、コバルト、及び／又はこれらの合金から選択される。それらは、ＵＨＰＴ条件下で溶媒／触媒の両機能を有しており、炭素源を溶解し、ダイヤモンドの成長を促進する働きをすると考えられる。通常は、ダイヤモンド成長の種とするために、小さなダイヤモンド粒子が、そのような反応体積体成形体（ＲＶＣ）内に置かれる。そのようなＲＶＣを使用する必須条件は、選択された雰囲気及び／又は比較的低圧の環境下で高温（通常は＞５００℃、より典型的には＞約９００℃、かつ＜約１２００℃）で成形体を加熱することであり、それにより、ダイヤモンド合成プロセスの前に成形体内の酸素及び窒素含有量を減少させる。
特許文献１（ＥＰ０７３７５１０Ｂ１）（スミトモ）によって教示されるように、被覆されたダイヤモンド種結晶粒子を含む顆粒を使用してＲＶＣを製造することには幾つかの利点が存在する。その被覆体には、少なくとも１種の溶媒金属粉末と、ダイヤモンド成長のための炭素源（特に黒鉛源）と、場合によっては有機結合剤材料とを含む。そのような顆粒は、ＲＶＣを作製するために圧密されることができ、それにより、ＲＶＣ内で、微細なダイヤモンド種結晶は、規則的に配置され、又は少なくとも互いにある最小距離だけ離隔される。当技術分野でよく知られており、特許文献１で論じられるように、ダイヤモンドを合成するためにそのような成形体を使用することは、種結晶ダイヤモンドが成形体全体にわたってランダムに分散される場合よりも多量の高品質ダイヤモンドを生産することができる。
特許文献１に開示される発明の実施例の１つは、種結晶ダイヤモンドが、めっき又は化学蒸着（ＣＶＤ）法を使用して金属に被覆又はクラッディングされ、その後、被覆された種結晶が、様々な組合せでの金属、黒鉛、及び結合剤材料の混合体により被覆されるものである。流動床法を使用して更に被覆する前に、めっき又はＣＶＤ法を使用して金属により種結晶ダイヤモンドを被覆又はクラッディングする。その利点の１つは、得られる種結晶ダイヤモンド／金属複合物粒子を種結晶ダイヤモンド自体よりもかなり大きくかつ重くすることができ、それにより、後続の流動床被覆又は他の被覆法を容易にすることである。これは特に、種結晶ダイヤモンドが、できるだけ小さい、通常は直径約０．２ｍｍ未満である必要のある場合に当てはまる。直径約２ｍｍよりも小さい高品質ダイヤモンドの商業的な製造の場合と同様に、成長したダイヤモンド結晶内の金属異物の取込みを最小限にするために、できるだけ小さい種結晶を使用することが望ましい。
また、特許文献２（ＵＳ２００５０１３６６６７）は、種結晶と周囲の炭素源との間の直接的な接触を防止するために、Ｃｏ、Ｆｅ、及びＮｉなどの溶媒／触媒金属の厚い層により種結晶をクラッディングすることを論じている。特許文献２では、Ｎｉ又はＮｉ合金の被覆が好ましいことが主張されている。
特許文献３（ＪＰ５９１６４６０７）（昭和電工）は、非常に低い濃度の酸素及び窒素を有する金属被覆によりダイヤモンド種結晶を被覆することにより、金属異物の減少した非常に純粋なダイヤモンド粒子を形成できる可能性があることを主張している。
種結晶ダイヤモンドの分散がランダムではなくて制御されているＲＶＣを実現するための代替方法が、従来技術に開示されている。具体的には、特許文献４（ＥＰ０５２８１９５Ｂ１）（スミトモ）及び特許文献５（ＵＳ４５４７２５７）（ショウワ・デンコウ）が、種結晶ダイヤモンドが比較的秩序立てられた非ランダムな様式で互いに配列している成形体を作製するために、様々な種類のディスク状の層の表面に２次元配列で種結晶ダイヤモンドを配置し、次いで、ディスクを積層して配列し、得られた積層体を圧密することに関する方法を開示している。この方法を行う利点は、合成プロセスから生じる高品質ダイヤモンドの生産量の増大に関して上記に論じられたものと同様である。
上記に開示されたものなどのように任意の方法による合成反応体積体への種結晶の配置の前に、十分に厚い金属の層により種結晶ダイヤモンドを被覆又はクラッディングすることの１つの大きな欠点は、主として金属の層によって種結晶ダイヤモンドが取り囲まれるのではなく金属と黒鉛との混合物によって取り囲まれる従来の手法と比較すると、金属層が、種結晶上でのダイヤモンドの初期段階成長を乱すことが有害なことである。初期成長状態のこの乱れは、所要の合成プロセス制御条件、及び／又は得られる成長したダイヤモンド生成物の特性を変化させる可能性がある。制御条件が、種結晶の周りの被覆又はクラッディングを補償するように変えられない場合、得られる成長したダイヤモンドの品質は、劣ったものになりやすい。
欧州特許第０７３７５１０号明細書
米国特許出願公開第２００５０１３６６６７号明細書
特開昭５９−１６４６０７号公報
欧州特許第０５２８１９５号明細書
米国特許第４５４７２５７号明細書
本明細書で前述したように、従来技術の方法が初期成長状態の乱れによって阻害されないことが必要とされる。
本発明の第１の観点によれば、ダイヤモンドの製造方法であって、
被覆されたダイヤモンド種結晶を作製するために、ダイヤモンド種結晶上に溶媒金属又は溶媒金属合金の第１被覆体を形成するステップと、
被覆されたダイヤモンド種結晶を、溶媒金属及び／又は炭素源を含む触媒系に近接して位置させるステップと、
被覆されたダイヤモンド種結晶及び触媒系を高温にするステップと
を含み、
第１被覆体の融点が、触媒系の融点よりも少なくとも２０℃低い、ダイヤモンドの製造方法が提供される。
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それにより、本発明は、様々な種類のディスク上に２次元配列で種結晶ダイヤモンドを配置するために使用されるなどの、後続の流動床被覆又は他の粒子操作方法が比較的容易であるという被覆による利点を保ちながら、合成プロセス制御条件および成長したダイヤモンドの特性に対する、種結晶ダイヤモンド上に溶媒金属を被覆することの悪影響を低減させるための方法に関する。本発明による方法は、ダイヤモンドを製造するための周知の方法、例えば高圧高温（ＨＰＨＴ）に関連して使用できる。
溶媒金属は、ニッケル、コバルト、クロム、鉄又はマンガン、又はこれらの組合せを含む。第１被覆体は、前述した溶媒金属とリン、ホウ素、及び／又は硫黄との合金を含むことができる。また、酸素及び窒素などの他の化学物質も、不純物として存在することができ、又は意図的に取り込まれることもできる。
好ましくは、比較的低い融点（大気圧で、炭素の存在時に約１０００℃未満）を有する溶媒金属基合金が、ダイヤモンド種結晶を被覆するために使用される。
ダイヤモンド粒子に第１被覆体を被着するための当技術分野で知られている幾つかの方法の任意のものを使用することができる（例えば、無電解法、電解法、又は流動床法）。
第１被覆体の合金は、好ましくは、過剰に炭素が存在する時の合金の融点（液相線温度）が、過剰に炭素の存在する時の触媒系の融点よりも少なくとも約２０℃低い、より好ましくは少なくとも約３０℃低い、より好ましくは少なくとも約４０℃低い、より好ましくは少なくとも約５０℃低い、より好ましくは少なくとも約６０℃低い、より好ましくは少なくとも約７０℃低い、より好ましくは少なくとも約８０℃低い、より好ましくは少なくとも約９０℃低い、最も好ましくは約１００℃以上低いように選択されるべきである。
好ましくは、第１被覆体の合金の第２の成分（すなわち、Ｎｉ又はＣｏではないもの。ＮｉおよびＣｏのどちらも、ダイヤモンド安定条件下でダイヤモンドの成長を助長する）は、その成分のダイヤモンド成長に対する影響を最小にするために、できるだけ少なくすべきである。
好ましくは、第１被覆体の厚さは、当技術分野で望ましいとされ記載されているように、種結晶の取扱い、造粒、配置、又は他の操作を可能にするのに十分であるべきであるが、この目的に必要とされるよりも厚くされるべきではない。
最も好ましい第１被覆系はＮｉＰである。好ましくは、Ｐ含有量は、ＮｉＰ合金の少なくとも６重量パーセント（ｗｔ％）、より好ましくは、少なくとも７ｗｔ％であって１４ｗｔ％以下、好ましくは１３ｗｔ％以下（すなわち６〜１４ｗｔ％の範囲）であるべきである。最も好ましくは、Ｐ含有量は、ＮｉＰ合金の７〜１３ｗｔ％の範囲にあるべきである。
ＣｏＰ系を使用すると、Ｐ含有量は、好ましくは９〜１３ｗｔ％の範囲にあるべきである。
ＮｉＢ系を使用すると、Ｂ含有量は、好ましくは８〜１６ｗｔ％又は３〜５ｗｔ％の範囲にあるべきであり、最も好ましくは１０〜１６ｗｔ％の範囲にあるべきである。
ＮｉＳ系を使用すると、Ｓ含有量は、好ましくは１５ｗｔ％を超えるべきであり、最も好ましくは１９〜４０ｗｔ％の範囲にあるべきである。
理論に縛られることなく、選択された第１被覆体の溶媒合金の融点よりも高い温度で本発明によるＲＶＣを焼成すると、合金は溶融し、周囲の材料内に拡散し、それにより、原材料黒鉛から種結晶ダイヤモンドを離隔する合金金属の量を減少させると考えられる。これは、種結晶ダイヤモンド上のかなりの金属被覆体又はクラッディングの存在を補償するために合成プロセス制御条件を変更する必要がなく、初期ダイヤモンド成長状態、従って成長したダイヤモンドの特性に対する被覆の悪影響を低減させる効果を有する。
本発明の第２の観点によれば、１１００℃未満、より好ましくは約１０００℃未満の融点を有する溶媒金属及び／又は金属基合金を含む被覆を含むダイヤモンド種結晶が提供される。
本発明の第３の観点によれば、複数のダイヤモンド種結晶を含む成形体であって、少なくとも１つの種結晶が、溶媒金属及び／又は溶媒金属基合金を含む第１被覆体を含み、成形体が、溶媒金属及び／又は炭素源を含む触媒系を更に含み、第１被覆体の融点が、触媒系の融点よりも少なくとも２０℃低い成形体が提供される。
本明細書で前述した変数及び好ましい選択肢が、必要な変更を加えて、本発明の第２及び第３の観点に適用される。
約１〜１００ミクロンのサイズのダイヤモンド種結晶粒子が、電解又は無電解めっき、或いは他の方法によって、比較的低い融点を有する金属溶媒基合金により被覆される。溶媒金属は、ニッケル、コバルト、クロム、鉄又はマンガン、又はこれらの組合せを含む。被覆体は、これらとリン、ホウ素、又は硫黄との合金を含む。また、酸素及び窒素など他の化学物質も、不純物として存在することができ、又は意図的に取り込まれることができる。好ましくは、合金被覆体は、炭素の存在する時、大気圧で、約１１００℃未満、より好ましくは約１０００℃未満の融点を有する。融点を低くするにするため、又は何らかの他の事前選択された最適な条件を実現するために、状態図を使用して、合金成分の最適な比率を得ることができる。
１つの手法では、選択された合金でそのようにして被覆された種結晶ダイヤモンドは、その後、特許文献４によって教示されるように更なる被覆を受け、任意の様々な可能な構成で黒鉛及び触媒金属粉末により被覆される。
別の手法では、合金被覆された種結晶ダイヤモンドは、何らかの配置方法によって、触媒金属、黒鉛、又はこれらの組合せを備えるディスク上に２次元配置に位置決めされる（特許文献５参照）。
選択された被覆合金の融点よりも高いが、周囲の触媒系の融点よりも低い温度でＲＶＣを焼成すると、合金は溶融し、周囲の材料内に拡散し、それにより、原材料黒鉛から種結晶ダイヤモンドを離隔する合金金属の量が減少する。これは、種結晶ダイヤモンド上のかなりの金属被覆体又はクラッディングの存在を補償するために合成プロセス制御条件を変更するが必要なく、初期ダイヤモンド成長状態、従って成長したダイヤモンドの特性に対する被覆の悪影響を低減させる効果を有する。
１〜１００μｍ直径のダイヤモンド種結晶粒子が、約４０〜１５０μｍ超の直径の更なる顆粒調製に好適な最終サイズまで、低融点金属合金によりクラッディングされることができる。好ましくは、約２０〜３０μｍのダイヤモンド種結晶が、約１００μｍの最終直径までクラッディングされることができる。用語「直径」は、粒子の凝集直径を表し、理解されるように、これは必ずしも球形ではない。
低融点合金は、Ｎｉ、ＣｏとＰ、Ｂ、Ｓとの合金を含む。これらは、当技術分野でよく知られている無電解めっきプロセスを使用して、ダイヤモンド種結晶粒子上に好適にクラッディング又は被覆できる。Ｎｉ／Ｐ合金が、好ましい低融点合金系である。Ｎｉ合金の融点は、８７０℃の温度にある共晶点での１１ｗｔ％までＰ含有量を増加させることによって、（純粋なＮｉに関する）１４５５℃から基本的に線形的に減少させることができることが分かっている。３成分Ｎｉ／Ｐ／炭素共晶は、８６０℃という更に低い温度である。有用な共晶組成及び温度を表１に示す。
次に、本発明について、以下の非限定的な例を図１〜図５を参照して説明する。図は、当該の焼成段階の最後での、部分的に埋め込まれたダイヤモンド粒子の顕微鏡写真を示す。
「実施例１」
ニッケル−リンが、無電解クラッディング法を使用して平均直径２０μのダイヤモンド粒子にクラッディングされた。この方法を使用してＮｉＰクラッディング又は被覆体のＰ含有量を制御する方法は、当技術分野では周知である。実際には、ダイヤモンドのサイズは、直径が約５〜３５μｍの範囲であった。種結晶として意図された約５０ｇのこのダイヤモンドが、約６０ｇのＮｉＣｌ２塩、６０ｇのＮａＨ２ＰＯ２、および２５ｇのＣＨ３ＣＯＯＮａの緩衝剤を含む約３リットルの溶液中に懸濁された。めっき条件は、この系で可能な最低融点の合金を有するために、共晶量に近いクラッディングのＮｉ／Ｐ組成、すなわち１１ｗｔ％Ｐを形成するように選択された。めっきが主として単粒子上で生じること、及び粒子凝集が最小限にされることを保証するように注意が払われた。溶液は、活性試薬中で希釈されたので、定期的に交換された。１３２時間の長いめっき時間の後、ほぼ球状のＮｉ／Ｐクラッド粒子が、９５μの平均直径で得られた。Ｎｉクラッディングのリン含有量は、重量測定法を使用して全金属質量の１０．３ｗｔ％と測定された。その重量測定法は、ピロリン酸マグネシウム（Ｍｇ２Ｐ２Ｏ７）析出物が重量測定される。この方法は、金属リン合金分析の分野で周知である。
ニッケル−リンが、無電解クラッディング法を使用して平均直径２０μのダイヤモンド粒子にクラッディングされた。この方法を使用してＮｉＰクラッディング又は被覆体のＰ含有量を制御する方法は、当技術分野では周知である。実際には、ダイヤモンドのサイズは、直径が約５〜３５μｍの範囲であった。種結晶として意図された約５０ｇのこのダイヤモンドが、約６０ｇのＮｉＣｌ２塩、６０ｇのＮａＨ２ＰＯ２、および２５ｇのＣＨ３ＣＯＯＮａの緩衝剤を含む約３リットルの溶液中に懸濁された。めっき条件は、この系で可能な最低融点の合金を有するために、共晶量に近いクラッディングのＮｉ／Ｐ組成、すなわち１１ｗｔ％Ｐを形成するように選択された。めっきが主として単粒子上で生じること、及び粒子凝集が最小限にされることを保証するように注意が払われた。溶液は、活性試薬中で希釈されたので、定期的に交換された。１３２時間の長いめっき時間の後、ほぼ球状のＮｉ／Ｐクラッド粒子が、９５μの平均直径で得られた。Ｎｉクラッディングのリン含有量は、重量測定法を使用して全金属質量の１０．３ｗｔ％と測定された。その重量測定法は、ピロリン酸マグネシウム（Ｍｇ２Ｐ２Ｏ７）析出物が重量測定される。この方法は、金属リン合金分析の分野で周知である。
上述したように調製されたＮｉ／Ｐクラッドのダイヤモンド種結晶は、次いで、ダイヤモンド合成の目的に適した黒鉛、Ｎｉ、及びＦｅにより被覆されて、上記で概説した種結晶配列技術で使用するのに適した球状顆粒を形成した。球状顆粒は、押圧されて、当技術分野で公知のダイヤモンド合成プロセスで使用するための有孔素地になり、それにより、黒鉛、Ｎｉ、及びＦｅのマトリックスのクラッド種結晶の離間した３次元配列が得られた。これらの素地は、ダイヤモンド合成プロセスの前に真空中で１０００℃で処理される。この温度は、（約１１２０℃〜１１７０℃の範囲の）触媒系の融点よりも実質的に低く、しかし（約８６０℃〜９００℃の範囲の）Ｎｉ／Ｐクラッディングの融点よりも高くなるように選択された。熱処理後、それぞれの種結晶の周りの金属クラッディングが溶融され、黒鉛、Ｎｉ、Ｆｅマトリックスの本体内に拡散されたことが観察された。マトリックス内のダイヤモンド種結晶の離間した３次元配列は、擾乱されなかった。ダイヤモンド合成後、非常に良質の光学的に透明なダイヤモンドが生成され、成長したダイヤモンド結晶の中央ブレミッシュ（斑点）が最小限に抑えられたことが観察された。これは、元のダイヤモンド種結晶粒子上に純粋なＮｉのクラッディングが採用された場合よりも優れていることが判明した。
熱処理条件下でのＮｉＰクラッディングの溶融及び拡散を実証するために、上記説明による幾つかのクラッド種結晶が、黒鉛粉末と、Ｆｅ及びＮｉ粉末の７０：３０の比率の混合体とを含む幾つかのディスクに部分的に埋め込まれた。黒鉛と金属との比率は、質量比で約３５：６５であった。ディスクは、実質的に同一であった。ディスクを構成する粉末は、メチルセルロース結合剤によって保持された。ディスク組成及び多孔率は、焼成（脱バインダ（ｄｅｂｉｎｄｅｒｉｎｇ）及び／又は精製）段階中の反応体積又は顆粒内のクラッド種結晶の周りの環境のものと実質的に同様であった。クラッド種結晶を担持するディスクは、約４．５分間、炭素の存在時に、実質的に大気圧で、クラッディング合金の融点よりも低い温度から高い温度までの範囲にわたる様々な温度で、水素／窒素気体中で焼成を行なった。各場合におけるピーク温度は、８００℃、８５０℃、９００℃、１０００℃、及び１１３０℃であった。
図１〜図５は、ＮｉＰクラッディングが約９００℃で溶融し始め、約１０００℃で完全に溶融したことを明確に示す。これは、図１及び図２におけるクラッディングの実質的に丸まった鈍い外観に比べて、図３〜図５における輝く反射性の外観を有するファセット・ダイヤモンド表面の外観から明らかである。更に、Ｆｅ及びＮｉ粉末は、明らかに、使用された温度で溶融されていない。このことは重要である。最も重要なことには、溶融されたＮｉＰクラッディングは、周囲の有孔ディスク環境に拡散したと思われる（必要なときに、熱処理中に結合剤が実質的に除去されて、ディスク多孔率を増加させることに留意されたい）。
「実施例２」
当技術分野で公知の以下の典型的な条件の下で、還元剤として水酸化ホウ素ナトリウムを使用し、ｐＨ４〜５で、無電解法を使用して、最大４％のＢを有するＮｉＢ被覆を種結晶粒子に被着させることができる。
塩化ニッケル：３０ｇ／ｌ
水酸化ナトリウム：４０ｇ／ｌ
エチレンジアミン：５２ｇ／ｌ
水酸化ホウ素ナトリウム：１．２ｇ／ｌ
温度：８０〜９０℃
当技術分野で公知の以下の典型的な条件の下で、還元剤として水酸化ホウ素ナトリウムを使用し、ｐＨ４〜５で、無電解法を使用して、最大４％のＢを有するＮｉＢ被覆を種結晶粒子に被着させることができる。
塩化ニッケル：３０ｇ／ｌ
水酸化ナトリウム：４０ｇ／ｌ
エチレンジアミン：５２ｇ／ｌ
水酸化ホウ素ナトリウム：１．２ｇ／ｌ
温度：８０〜９０℃
無電解ニッケル／ホウ素めっきは、非常に高価であり、めっき浴は、特に水酸化ホウ素ナトリウムが使用されると安定する傾向がある。
「実施例３」
無電解コバルト／リンめっきは、アルカリめっき浴内でのみ行うことができる。典型的なめっき浴は、以下のものである。
塩化コバルト：３０ｇ／ｌ
次亜リン酸ナトリウム：２０ｇ／ｌ
クエン酸ナトリウム：３５〜１００ｇ／ｌ
塩化アンモニウム：５０ｇ／ｌ
ｐＨ：９（最適）
温度：＞８５℃
無電解コバルト／リンめっきは、アルカリめっき浴内でのみ行うことができる。典型的なめっき浴は、以下のものである。
塩化コバルト：３０ｇ／ｌ
次亜リン酸ナトリウム：２０ｇ／ｌ
クエン酸ナトリウム：３５〜１００ｇ／ｌ
塩化アンモニウム：５０ｇ／ｌ
ｐＨ：９（最適）
温度：＞８５℃
ｐＨが高くなるとそれだけ、めっき速度が速くなる傾向がある。最適なｐＨでは、４０〜５０ｇ／ｌの次亜リン酸塩濃度で、最高めっき速度が得られる。良質のクラッディングを形成するのに最適なクエン酸ナトリウム及び塩化アンモニウム濃度は、それぞれ１００ｇ／ｌ及び５０ｇ／ｌである。塩化コバルト濃度が３０ｇ／ｌよりも高くなっても、ごくわずかしか全体的な効果しかを有さない。
無電解コバルトめっきは、従来の無電解ニッケルめっきよりもかなり高価である。
Claims (13)
- ダイヤモンドの製造方法において、
被覆されたダイヤモンド種結晶を作製するために、ダイヤモンド種結晶上に、ニッケル、コバルト、クロム、鉄又はマンガン、又はこれらの元素の組み合わせと、リン、ホウ素、及び／又は硫黄との合金を含む第１被覆体を形成する段階と、
前記被覆されたダイヤモンド種結晶を、溶媒金属及び炭素源を含む触媒系に近接して位置させる段階と、
前記被覆されたダイヤモンド種結晶及び前記触媒系を、ダイヤモンドの成長を起こさせるのに充分な高圧かつ高温状態にする段階と
を含み、
前記第１被覆体の融点が、前記触媒系の融点よりも少なくとも２０℃低い、ダイヤモンドの製造方法。 - 前記第１被覆体が、酸素及び窒素を含むが、それらには限定されない他の化学物質を含有する請求項１に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- ダイヤモンド粒子に前記第１被覆体を被着するために、無電解法、電解法、又は流動床法を使用する請求項１又は請求項２に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- 前記合金は、炭素の存在する場合の前記合金の融点が前記触媒系の融点よりも少なくとも約１００℃低いように選択される請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- 第１被覆体が、ＮｉＰ合金を含む請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- Ｐ含有量が、ＮｉＰ合金の６〜１４ｗｔ％の範囲である請求項５に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- 前記被覆体が、ＣｏＰ合金を含む請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- Ｐ含有量が、前記合金の９〜１３ｗｔ％の範囲である請求項７に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- 前記被覆体が、ＮｉＢ合金を含む請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- Ｂ含有量が、前記合金の８〜１６ｗｔ％の範囲である請求項９に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- 前記被覆体が、ＮｉＳ合金を含む請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- Ｓ含有量が、前記合金の１９〜４０ｗｔ％の範囲である請求項１１に記載されたダイヤモンドの製造方法。
- 複数のダイヤモンド種結晶を含む成形体において、少なくとも１つの種結晶が、ニッケル、コバルト、クロム、鉄又はマンガン、又はこれらの元素の組み合わせと、リン、ホウ素、及び／又は硫黄との合金を含む第１被覆体を含み、前記成形体が、溶媒金属及び炭素源を含む触媒系を更に含み、前記第１被覆体の融点が、前記触媒系の融点よりも少なくとも２０℃低い、成形体。
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