JP6387897B2 - ダイヤモンド多結晶体、切削工具、耐摩工具、および研削工具 - Google Patents

Description

本発明は、ダイヤモンド多結晶体、切削工具、耐摩工具、研削工具、およびダイヤモンド多結晶体の製造方法に関し、特に切削工具、耐摩工具、研削工具として有用なダイヤモンド多結晶体、切削工具、耐摩工具、研削工具、およびダイヤモンド多結晶体の製造方法に関するものである。

従来のダイヤモンド工具で使用されるダイヤモンド焼結体は、焼結助剤や結合材として、コバルト（Ｃｏ）などの金属や、炭化ケイ素（ＳｉＣ）などのセラミックスが用いられている。また、焼結助剤として炭酸塩を用いる方法が、たとえば特開平４−０７４７６６号公報（特許文献１）および特開平４−１１４９６６号公報（特許文献２）に示されている。これらは、ダイヤモンドの粉末を焼結助剤や結合材とともにダイヤモンドが熱力学的に安定な高圧高温条件下（通常、圧力５〜８ＧＰａ、温度１３００〜２２００℃）で焼結することにより得られる。一方、天然に産出するダイヤモンド多結晶体（カーボナードやバラス）も知られ、一部掘削ビットとして使用されているが、材質のバラツキが大きく、また産出量も少ないため、工業的にはあまり使用されていない。

焼結助剤を用いたダイヤモンド多結晶体には、用いた焼結助剤が多結晶体に含まれて、これがダイヤモンドの黒鉛化を促す触媒として作用するため耐熱性に劣る。また、熱を加えると触媒とダイヤモンドとの熱膨張差による微細クラックが入りやすく、機械的特性が低下する。

ダイヤモンド多結晶体の耐熱性を上げるために、ダイヤモンド粒子の粒界の金属を除去したものも知られており、この方法により耐熱温度は約１２００℃と向上するが、多結晶体が多孔質となるため強度がさらに低下する。また、結合材としてＳｉＣを用いたダイヤモンド多結晶体は、耐熱性に優れるが、ダイヤモンド粒子同士は結合が無いため、強度は低い。

一方、グラファイト、無定形炭素などの非ダイヤモンド炭素を、超高圧高温下で、触媒および／または溶媒を用いずに直接にダイヤモンドに変換させると同時に焼結させる方法（直接変換焼結法）がある。たとえば、J. Chem. Phys., 38 (1963) 631-643（非特許文献１）、Japan. J. Appl. Phys., 11 (1972) 578-590（非特許文献２）、およびNature 259 (1976) 38（非特許文献３）は、グラファイトを出発物質として、１４〜１８ＧＰａ、３０００Ｋ以上の超高圧高温下でダイヤモンド多結晶体が得られることを示す。

しかしながら、非特許文献１、非特許文献２、および非特許文献３におけるダイヤモンド多結晶体の製造においては、いずれもグラファイトなどの導電性のある非ダイヤモンド炭素に直接電流を流すことで加熱する直接通電加熱法を用いているため、かかる方法で得られたダイヤモンド多結晶体にはグラファイトなどの非ダイヤモンド炭素が残留しており、さらにダイヤモンドの結晶粒径が不均一であったため、硬度や強度が不十分であった。

そこで、上記の硬度や強度を高める観点から、New Diamond and Frontier Carbon Technology, 14 (2004) 313（非特許文献４）およびＳＥＩテクニカルレビュー１６５（２００４）６８（非特許文献５）は、高純度のグラファイトを原料とし、１２ＧＰａ以上、２２００℃以上の超高圧高温下で間接加熱による直接変換焼結法により、緻密で高純度なダイヤモンド多結晶体を得る方法を示す。

特開平４−０７４７６６号公報 特開平４−１１４９６６号公報

J. Chem. Phys., 38 (1963) 631-643 Japan. J. Appl. Phys., 11 (1972) 578-590 Nature 259 (1976) 38 New Diamond and Frontier Carbon Technology, 14 (2004) 313 ＳＥＩテクニカルレビュー１６５（２００４）６８

非特許文献４および非特許文献５におけるダイヤモンド多結晶体の製造においては、超精密加工など小さい粒径のダイヤモンド多結晶体を得るために、焼結温度を低くすると、焼結性が低くなり多結晶体の強度が低くなるという問題点があった。また、ダイヤモンド粒子の粒径が小さくなると靭性が低くなり、工具が欠けやすくなるという問題点もあった。

そこで、上記の問題点を解決して、小さい粒径で、かつ強靭なダイヤモンド多結晶体、切削工具、耐摩工具、研削工具、およびダイヤモンド多結晶体の製造方法を提供することを目的とする。

本発明のある局面にかかるダイヤモンド多結晶体は、ダイヤモンド粒子を含み、該ダイヤモンド粒子は、５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、２３℃±５℃における試験荷重４．９Ｎのヌープ硬度の測定において、ヌープ圧痕の対角線の長い方の対角線の長さａに対する短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａが０．０８０以下となるものである。

本発明の別の局面にかかるダイヤモンド多結晶体の製造方法は、出発物質として粒径０．５μｍ以下の非ダイヤモンド炭素粉末を準備する工程と、圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、Ｐ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４、Ｔ≦２３００、およびＰ≦２５という条件を満たす温度および圧力において、該非ダイヤモンド炭素粉末をダイヤモンド粒子に変換させ、かつ焼結させる工程と、を備える。

上記によれば、小さい粒径で、かつ強靭なダイヤモンド多結晶体、切削工具、耐摩工具、研削工具、およびダイヤモンド多結晶体の製造方法が提供される。

ヌープ圧痕を説明する図である。

[本願発明の実施形態の説明]
本発明者らは、上記問題点を解決するため鋭意研究を重ねた結果、高圧高温下において、粒径０．５μｍ以下のグラファイトなどの非ダイヤモンド炭素粉末をダイヤモンド粒子に直接変換することにより、微細な組織を有し、かつ強靱なダイヤモンド多結晶体が得られることを見出した。

［１］すなわち、本発明のある局面にかかるダイヤモンド多結晶体は、ダイヤモンド粒子を含み、該ダイヤモンド粒子は、５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、２３℃±５℃における試験荷重４．９Ｎのヌープ硬度の測定において、ヌープ圧痕の対角線の長い方の対角線の長さａに対する短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａが０．０８０以下となるものである。このダイヤモンド多結晶体は、それを構成するダイヤモンド粒子の粒径が微細で、かつ強靭な多結晶体となる。

［２］上記ダイヤモンド粒子は、３０ｎｍ以下の平均粒径を有することが好ましい。このように平均粒径をさらに小さくすることにより、小さな粒径が求められる用途への適用がより好適になる。

［３］上記ダイヤモンド粒子は、Ｘ線回折において、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ₍₁₁₁₎に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ₍₂₂₀₎の比Ｉ₍₂₂₀₎／Ｉ₍₁₁₁₎が０．１以上０．３以下であることが好ましい。これにより、多結晶体が等方的なものとなり、工具などとした場合に偏摩耗が低減される。

［４］本発明の別の局面にかかる切削工具は、上記のダイヤモンド多結晶体を備えたものである。この切削工具は、各種材料の切削に有用である。

［５］本発明のさらに別の局面にかかる耐摩工具は、上記のダイヤモンド多結晶体を備えたものである。この耐摩工具は、各種材料の加工に有用である。

［６］本発明のさらに別の局面にかかる研削工具は、上記のダイヤモンド多結晶体を備えたものである。この研削工具は、各種材料の研削に有用である。

［７］本発明のさらに別の局面にかかるダイヤモンド多結晶体の製造方法は、出発物質として粒径０．５μｍ以下の非ダイヤモンド炭素粉末を準備する工程と、圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、Ｐ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４、Ｔ≦２３００、およびＰ≦２５という条件を満たす温度および圧力において、該非ダイヤモンド炭素粉末をダイヤモンド粒子に変換させ、かつ焼結させる工程と、を備える。この製造方法により得られるダイヤモンド多結晶体は、それを構成するダイヤモンド粒子の粒径が微細で、かつ強靭な多結晶体となる。

[本願発明の実施形態の詳細]
以下、本願発明の実施形態（以下「本実施形態」と記す）についてさらに詳細に説明する。

＜ダイヤモンド多結晶体＞
本実施形態にかかるダイヤモンド多結晶体は、ダイヤモンド粒子を含み、該ダイヤモンド粒子は、５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、２３℃±５℃における試験荷重４．９Ｎのヌープ硬度の測定において、ヌープ圧痕の対角線の長い方の対角線の長さａに対すると短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａが０．０８０以下となるものである。

このように本実施形態にかかるダイヤモンド多結晶体は、ダイヤモンド粒子を含む。ダイヤモンド粒子を含む限り、本実施形態の効果を示す範囲において不可避不純物を含んでいても差し支えない。不可避不純物としては、たとえば窒素（Ｎ）、水素（Ｈ）、酸素（Ｏ）などを挙げることができる。該多結晶体は、実質的にバインダー、焼結助剤、触媒などを含んでおらず、本実施形態のダイヤモンド多結晶体の有利な点の一つである。なぜなら、従来のダイヤモンド焼結体のように、バインダーを含んだり、焼結助剤や触媒を含むことによるデメリットを解消できるからである。

なお、該ダイヤモンド多結晶体は焼結体であるが、通常焼結体とはバインダーを含むことを意図する場合が多いため、本実施形態では「多結晶体」という用語を用いている。

＜ダイヤモンド粒子＞
本実施形態のダイヤモンド多結晶体に含まれるダイヤモンド粒子は、小さい粒径を有するものであり、具体的には、５０ｎｍ以下の平均粒径を有するものであり、３０ｎｍ以下の平均粒径を有することが好ましい。また、この平均粒径は、小さくなればなる程好ましいため、その下限をあえて限定する必要はないが、製造的観点からその下限は１０ｎｍである。

このようなダイヤモンド粒子の粒径は、応力集中が無く高強度になるという観点から均一であることが好ましく、その分布は正規分布を示すことが好ましく、平均粒径とはその正規分布の平均であることが好ましい。なお、本願において、単にダイヤモンド粒子の粒径という場合は、ダイヤモンド多結晶体を構成するダイヤモンド粒子の結晶粒子の粒径を示すものとする。

上記の平均粒径は、走査電子顕微鏡を用いた切断法により求めることができる。具体的には、まず走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてダイヤモンド多結晶体を１０００〜１０００００倍の倍率で観察し、ＳＥＭ画像を得る。

次にそのＳＥＭ画像に円を描き、その円の中心から８本の直線を放射状（各直線間の交差角度がほぼ等しくなるよう）に円の外周まで引く。この場合、上記の観察倍率および円の直径は、上記の直線１本あたりに載るダイヤモンド粒子（結晶粒子）の個数が１０〜５０個程度になるように設定することが好ましい。

引続き、上記の各直線毎に各直線がダイヤモンド粒子の結晶粒界を横切る数を数え、直線の長さをその横切る数で割ることにより平均切片長さを求め、その平均切片長さに１．１２８をかけて得られる数値を平均粒径とする。なお、このような平均粒径は、より好ましくは数枚のＳＥＭ画像を用いて、各画像毎に上記のような方法で平均粒径を求め、その平均粒径の平均値を平均粒径とすることが好適である。

本実施形態のダイヤモンド多結晶体に含まれるダイヤモンド粒子は、このように小さい粒径を有することにより、工具等に用いる場合に負荷の大きな用途や微細加工用途など広範囲の用途に適用することができるものとなる。

＜ヌープ硬度＞
本実施形態のダイヤモンド多結晶体は、２３℃±５℃における試験荷重４．９Ｎのヌープ硬度の測定において、ヌープ圧痕の対角線の長い方の対角線の長さａに対する短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａが０．０８０以下となるものである。

このようなヌープ硬度の測定は、たとえばＪＩＳ Ｚ２２５１：２００９で規定されているように工業材料の硬さを表す尺度の一つとして公知であり、所定の温度および所定の荷重（試験荷重）によりヌープ圧子を被測定材料に押圧させてその材料の硬度を求めるものである。

ここでヌープ圧子とは、底面が菱型の四角柱の形状を有するダイヤモンド製の圧子である。そして、その底面の菱型は、対角線の長い方の対角線の長さａに対する短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａが０．１４１と規定されている。また、ヌープ圧痕とは、上記の温度および試験荷重でヌープ圧子を被測定材料（本実施形態ではダイヤモンド多結晶体）に押圧させた直後に該ヌープ圧子をリリースさせた箇所に残る痕跡をいう。

本実施形態のダイヤモンド多結晶体は、ヌープ圧痕の上記比ｂ／ａ（０．０８０以下）が本来のヌープ圧子の比ｂ／ａ（０．１４１）よりも小さくなることを特徴の一つとしている。これは被測定材料（すなわち本実施形態ではダイヤモンド多結晶体）が弾性的に振る舞い、圧痕が弾性的に元に戻ろうとする回復（弾性回復）が生じているからである。

すなわち、ヌープ圧痕を概念的に示した図１を用いて上記の現象を説明すると、たとえば被測定材料が全く弾性回復を示さない場合はヌープ圧子の断面とヌープ圧痕とは等しい形状となるが（図１中の「本来のヌープ圧痕」として表示した部分）、図中の矢印の方向に弾性回復が生じやすいため、本実施形態のヌープ圧痕は、図中の実線で示した菱型となる。つまり、図中の矢印の方向の戻りが大きくなれば、比ｂ／ａの値は小さくなり、この値が小さいほど弾性回復（弾性的性質）が大きいことを示している。

本実施形態のダイヤモンド多結晶体は、上記のようなヌープ圧痕の比ｂ／ａを有することから明らかなように大きな弾性回復力を有するものであり、弾性回復が大きければ靭性は高くなり、以って強靭なダイヤモンド多結晶体となる。以上のように、本実施形態におけるヌープ圧痕の比ｂ／ａは、ダイヤモンド多結晶体の弾性回復の多寡を示す指標となるものである。

なお、ヌープ圧痕の比ｂ／ａは小さくなればなるほど弾性回復が大きくなることから好ましいといえ、このため、比ｂ／ａの下限を限定する必要は特にないが、弾性回復が大きくなり過ぎると、弾性的性質が大きくなる、つまり工具として使用した場合に加工中の弾性変形が大きくなり、加工性が悪化する。かかる観点からその下限値は０．０４０とすることが好ましい。このようなヌープ圧痕の比ｂ／ａは、さらに好ましくは０．０５０〜０．０８０である。

＜Ｘ線回折＞
本実施形態のダイヤモンド多結晶体に含まれるダイヤモンド粒子は、Ｘ線回折において、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ₍₁₁₁₎に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ₍₂₂₀₎の比Ｉ₍₂₂₀₎／Ｉ₍₁₁₁₎が０．１以上０．３以下であることが好ましい。これにより、多結晶体が等方的なものとなり、工具などとした場合に偏摩耗が低減される。

比Ｉ₍₂₂₀₎／Ｉ₍₁₁₁₎が上記の範囲外である場合、多結晶体は配向することとなり、多結晶体に異方性が生じることになる。この場合、多結晶体に強度の分布が生じてしまい、強度の高い面と弱い面とが存在することなる。したがって、多結晶体を工具用途に用いることが不適切となる。特にエンドミルといった回転工具では摩耗もしくは欠損しやすい面としにくい面とに分かれてしまい、偏摩耗が生じる。上記の欠点を無くすために多結晶体を等方的にすることが好ましい。

＜用途＞
本実施形態のダイヤモンド多結晶体は、ダイヤモンド粒子（結晶粒子）の粒径が微細であり、かつ強靭であるため、切削工具、耐摩工具、研削工具などに用いることが好適となる。すなわち、本実施形態の切削工具、耐摩工具、および研削工具は、それぞれ上記のダイヤモンド多結晶体を備えたものである。

なお、上記の各工具は、その全体がダイヤモンド多結晶体で構成されていても良いし、その一部（たとえば切削工具の場合、刃先部分）のみがダイヤモンド多結晶体で構成されていても良い。また、各工具は、その表面にコーティング膜が形成されていても良い。

ここで、上記切削工具としては、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、旋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、切削バイトなどを挙げることができる。

また、上記耐摩工具としては、ダイス、スクライバー、スクライビングホイール、ドレッサーなどを挙げることができる。

また、上記研削工具としては、研削砥石などを挙げることができる。
＜製造方法＞
本実施形態にかかるダイヤモンド多結晶体の製造方法は、出発物質として粒径０．５μｍ以下の非ダイヤモンド炭素粉末を準備する工程（以下「準備工程」とも記す）と、圧力をＰ（ＧＰａ）、温度をＴ（℃）としたときに、Ｐ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４、Ｔ≦２３００、およびＰ≦２５という条件を満たす温度および圧力において、該非ダイヤモンド炭素粉末をダイヤモンド粒子に変換させ、かつ焼結させる工程（以下「焼結工程」とも記す）と、を備えている。

上記の製造方法により、上記で説明してきたダイヤモンド多結晶体を製造することができる。すなわち、この製造方法により得られるダイヤモンド多結晶体は、それを構成するダイヤモンド粒子の粒径が微細（すなわち平均粒径が１５０ｎｍ以下）で、かつ強靭な多結晶体となる。

上記準備工程において、出発物質である非ダイヤモンド炭素粉末は、ダイヤモンド以外の炭素であれば特に制限はなく、グラファイト、無定形炭素などが該当する。

また、非ダイヤモンド炭素粉末の粒径は、得られるダイヤモンド多結晶体のダイヤモンド粒子の平均粒径よりも少し大きな粒径を有するものを採用することが好ましい。非ダイヤモンド炭素粉末からダイヤモンドへと転移する際に、原子の組み換えを経て再結合するために、原料の粒径よりもダイヤモンドの粒径が小さくなるためである。ここで、原料の粒径が小さいと本来の非ダイヤモンド炭素粒子間の結合が無い粒界が増えるため、変換後のダイヤモンドの粒径は小さくなる。逆に原料の粒径が大きいとダイヤモンドの粒径が大きくなり、比ｂ／ａの値が大きくなる。したがって、非ダイヤモンド炭素粉末の粒径は０．５μｍ以下とし、製造的理由からその下限値は０．０５μｍである。より好ましい粒径は、０．１μｍ以上０．５μｍ以下である。

なお、非ダイヤモンド炭素粉末の粒径は、レーザー光を利用したレーザー回折散乱法により測定された平均粒径をいう。

このような準備工程は、上記の非ダイヤモンド炭素粉末を準備するものである限り、その手段は限定されず、たとえば非ダイヤモンド炭素粉末を従来公知の合成法により製造したり、市販の非ダイヤモンド炭素粉末を入手する等の手段を挙げることができる。

また、上記の焼結工程における圧力Ｐ（ＧＰａ）および温度Ｔ（℃）は、高温側では粒成長、低温側では未変換グラファイトの残留などの問題が発生し、比ｂ／ａが０．０８０を超えてしまうという理由から、Ｐ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４、Ｔ≦２３００、およびＰ≦２５という条件を満たすことが必要である。

ここで、温度Ｔ（℃）は、ダイヤモンド多結晶体が得られる温度であれば特に限定はなく、その下限値を規定する必要はない。この温度Ｔ（℃）は、より好ましくは１７００〜２３００℃である。

また、圧力Ｐ（ＧＰａ）も、ダイヤモンド多結晶体が得られる圧力であれば特に限定はなく、その下限値を規定する必要はない。この圧力Ｐ（ＧＰａ）は、より好ましくは１３．５〜２５ＧＰａである。

上記した好適な範囲の温度および圧力を採用しかつ上記の関係式を満たす焼結工程を実行すると、得られるダイヤモンド多結晶体のヌープ圧痕の比ｂ／ａは、０．０８０以下、好ましくは０．０５１〜０．０７７となる。

なお、上記焼結工程における上記温度および圧力の適用時間は、５〜２０分が好ましい。５分より短い場合、焼結が不十分となり、２０分より長くしても焼結状態に差はなく経済的に不利となる。より好ましい適用時間は、１０〜２０分である。

このような焼結工程は、非ダイヤモンド炭素粉末をダイヤモンド粒子に変換させ、かつ焼結させる工程であるが、非ダイヤモンド炭素粉末のダイヤモンド粒子への変換は、焼結助剤や触媒を用いることなく、非ダイヤモンド炭素が単独で直接ダイヤモンド粒子に変換されるものであり、通常この変換は焼結と同時に行なわれることになる。

上記のような製造方法により得られるダイヤモンド多結晶体は、それを構成するダイヤモンド粒子の粒径が微細で、かつ弾性的な振舞を示すため、耐欠損性が向上した強靭な多結晶体となる。このため、ダイヤモンド多結晶体は、負荷の大きな高速の微細加工等の用途に使用される切削工具、耐摩工具、研削工具等に好適に用いることができる。

＜実施例１〜６＞
実施例１〜６にかかるダイヤモンド多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質の非ダイヤモンド炭素粒子として粒径０．５μｍ以下のグラファイト粉末（以下の表１の出発物質の欄に「微粒グラファイト粉末」と示す）を準備した（準備工程）。

次いで、上記で準備したグラファイト粉末を２６００℃以上の融点を有する高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した圧力および温度において２０分間保持することにより、微粒グラファイト粉末をダイヤモンド粒子に変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、ダイヤモンド多結晶体を得た。

ここで、表１の実施例１〜６の圧力Ｐ（ＧＰａ）および温度Ｔ（℃）は、Ｐ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４、Ｔ≦２３００、およびＰ≦２５という条件を満たしている。

＜比較例１〜３＞
比較例１〜３にかかるダイヤモンド多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質の非ダイヤモンド炭素粉末として粒径０．５μｍ以下のグラファイト粉末（以下の表１の出発物質の欄に「微粒グラファイト粉末」と示す）を準備した（準備工程）。

次いで、上記で準備したグラファイト粉末を２６００℃以上の融点を有する高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した圧力および温度において２０分間保持することにより、微粒グラファイト粉末をダイヤモンド粒子に変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、ダイヤモンド多結晶体を得た。

ここで、比較例１の圧力Ｐ（ＧＰａ）および温度Ｔ（℃）は、Ｔ≦２３００という条件を満たさない。また、比較例２および３の圧力Ｐ（ＧＰａ）および温度Ｔ（℃）は、Ｐ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４の条件を満たさない。

＜比較例４＞
比較例４にかかるダイヤモンド多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質の非ダイヤモンド炭素粉末として粒径５μｍ以下のグラファイト粉末（以下の表１の出発物質の欄に「粗粒グラファイト粉末」と示す）を準備した（準備工程）。

次いで、上記で準備したグラファイト粉末を２６００℃以上の融点を有する高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した温度および圧力において２０分間保持することにより、粗粒グラファイト粉末をダイヤモンドに変換させ、かつ焼結させた（焼結工程）。これにより、ダイヤモンド多結晶体を得た。

なお、上記の条件は、出発物質が粒径５μｍ以下の粗粒グラファイト粒子であるため、粒径０．５μｍ以下の非ダイヤモンド炭素粉末という条件を満たさない。

＜比較例５＞
比較例５に係るダイヤモンド焼結体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として平均粒径０．５μｍのダイヤモンド粉末とコバルト（Ｃｏ）系の金属系結合材粉末とを、８５：１５の体積比で混合した粉末（以下の表１の出発物質の欄に「ダイヤモンド粉末／金属系結合材粉末」と示す）を準備した（準備工程）。

次いで、上記で準備した混合粉末を２６００℃以上の融点を有する高融点金属からなるカプセルに入れ、超高圧高温発生装置を用いて表１（「合成条件」の欄）に記載した圧力および温度において２０分間保持することにより焼結させた（焼結工程）。これにより、ダイヤモンド焼結体を得た。なお、上記の条件は、出発物質が実施例１〜６および比較例１〜４の出発物質と異なっている。

＜評価＞
上記の様にして得られた実施例１〜６および比較例１〜４のダイヤモンド多結晶体、比較例５のダイヤモンド焼結体の組成、Ｘ線回折、粒径、ヌープ圧痕の比ｂ／ａを下記の手法で測定した。

＜組成＞
各ダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体に含まれるダイヤモンド粒子を、Ｘ線回折装置により同定した。この装置のＸ線の線源はＣｕであり、波長１．５４ÅのＫα線であった。

＜Ｘ線回折＞
各ダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体に含まれるダイヤモンド粒子について、Ｘ線回折装置により、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ₍₁₁₁₎に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ₍₂₂₀₎の比Ｉ₍₂₂₀₎／Ｉ₍₁₁₁₎を求めた。この装置のＸ線の線源はＣｕであり、波長１．５４ÅのＫα線であった。その結果を表１の「ＸＲＤ Ｉ₍₂₂₀₎／Ｉ₍₁₁₁₎」の欄に示す。

＜粒径＞
各ダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体に含まれるダイヤモンド粒子の平均粒径を、走査電子顕微鏡を用いた切断法により求めた。

すなわち、まず走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いてダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体を観察し、ＳＥＭ画像を得た。

次にそのＳＥＭ画像に円を描き、その円の中心から８本の直線を放射状（各直線間の交差角度がほぼ等しくなるよう）に円の外周まで引いた。この場合、上記の観察倍率および円の直径は、上記の直線１本あたりに載るダイヤモンド粒子の個数が１０〜５０個程度になるように設定した。

引続き、上記の各直線毎にダイヤモンド粒子の結晶粒界を横切る数を数え、直線の長さをその横切る数で割ることにより平均切片長さを求め、その平均切片長さに１．１２８をかけて得られる数値を平均粒径とした。

なお、上記のＳＥＭ画像の倍率は３００００倍とした。その理由は、これ以下の倍率では、円内の粒の数が多くなり、粒界が見えにくくなるとともに数え間違いが発生する上、線を引く際に板状組織を含める可能性が高くなるからである。また、これ以上の倍率では、円内の粒の数が少な過ぎて、正確な平均粒径が算出できないからである。比較例１および５に関しては、粒径が大きすぎるため、倍率を３０００倍とした。

また、各実施例および各比較例毎に、１つの試料に対して別々の箇所を撮影した３枚のＳＥＭ画像を使用し、各ＳＥＭ画像毎に上記の方法で平均粒径を求め、得られた３つの平均粒径の平均値を平均粒径とした。その結果を表１の「平均粒径」の欄に示す。

＜ヌープ圧痕の比ｂ／ａ＞
各ダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体について、ヌープ圧痕の比ｂ／ａを測定するために、以下の条件でヌープ硬度を測定した。

すなわち、ヌープ圧子としてはマイクロヌープ圧子を使用し、２３℃±５℃において４．９Ｎの試験荷重で、ヌープ硬度の測定を５回行なった。そして、各測定毎にヌープ圧痕の対角線の長い方の対角線の長さａに対する短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａをレーザー顕微鏡を用いて測定し、その平均値をヌープ圧痕の比ｂ／ａとした。その結果を表１の「ヌープ圧痕 比ｂ／ａ」の欄に示す。

表１に示すように、実施例１〜６におけるダイヤモンド粒子の平均粒径は、１８〜４１ｎｍであった。このとき、実施例１〜６におけるヌープ圧痕の比ｂ／ａは０．０５１〜０．０７７であった。

これに対し、比較例１におけるダイヤモンド粒子の平均粒径は２３０ｎｍと実施例１〜６と比較して大きかった。また比較例１のヌープ圧痕の比ｂ／ａは０．０９９であり、実施例１〜６よりも弾性回復量が小さく、以って弾性的性質も小さいことは明らかである。

また、比較例２および３は、適正な合成条件のひとつの条件であるＰ≧０．００００１６８Ｔ²−０．０８６７Ｔ＋１２４を満たしていなかったため、多結晶体中に未変換のグラファイトが多く含まれていた。また比較例２および３のヌープ圧痕の比ｂ／ａはそれぞれ０．１０５および０．０９５であり、実施例１〜６よりも弾性回復量が小さく、以って弾性的性質も小さいことは明らかである。

また、比較例４は、ダイヤモンド粒子の平均粒径が５２ｎｍと実施例１〜６と比較して大きかった。また比較例４のヌープ圧痕の比ｂ／ａは０．０８５であり、実施例１〜６よりも弾性回復量が小さく、以って弾性的性質も小さいことは明らかである。

また、比較例５は、ダイヤモンド粉末と結合材粉末とを出発物質としており、平均粒径が５００ｎｍで実施例１〜６と比較して大きかった。このとき、ヌープ圧痕の比ｂ／ａが０．１２１であり、実施例１〜６よりも弾性回復量が小さく、以って弾性的性質も小さいことは明らかである。

さらに、各実施例および各比較例のダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体を先端径０．５ｍｍのボールエンドミル工具の先端に取り付け、切削性能について評価を行なった。被削材としてコバルト（Ｃｏ）を１２質量％含んだ超硬合金を準備し、回転数４００００ｒｐｍ、切削速度１２０ｍｍ／ｍｉｎ、切り込み量５μｍ、送り量５μｍの条件で、２４ｍの切削を行なった。切削終了時の工具の摩耗量を実施例１における摩耗量に対する各実施例または各比較例における摩耗量の相対比（以下、工具摩耗相対比）を表２に示す。

実施例１〜６の工具摩耗相対比は１〜１．３であった。これに対し、比較例１〜３はそれぞれ切削長１５ｍ、５ｍ、および６ｍの段階で大きな欠けが発生し、加工を中止した。また比較例４および５の工具摩耗相対比はそれぞれ２．２および４．２で、実施例１〜６に対し大きく摩耗していた。このため、実施例のダイヤモンド多結晶体が比較例のダイヤモンド多結晶体およびダイヤモンド焼結体に比し、強靭であることが確認された。

以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。

今回開示された実施の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実施の形態および実施例ではなく特許請求の範囲によって示され、特許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。

Claims (5)

1. ダイヤモンド粒子を含み、
   前記ダイヤモンド粒子は、５０ｎｍ以下の平均粒径を有し、
   ２３℃±５℃における試験荷重４．９Ｎのヌープ硬度の測定において、ヌープ圧痕の対角線の長い方の対角線の長さａに対する短い方の対角線の長さｂの比ｂ／ａが０．０８０以下となり、
   前記ダイヤモンド粒子は、Ｘ線回折において、（１１１）面のＸ線回折強度Ｉ _{（１１１）} に対する（２２０）面のＸ線回折強度Ｉ _{（２２０）} の比Ｉ _{（２２０）} ／Ｉ _{（１１１）} が０．１以上０．３以下である、ダイヤモンド多結晶体。
2. 前記ダイヤモンド粒子は、３０ｎｍ以下の平均粒径を有する、請求項１に記載のダイヤモンド多結晶体。
3. 請求項１又は請求項２に記載のダイヤモンド多結晶体を備えた切削工具。
4. 請求項１又は請求項２に記載のダイヤモンド多結晶体を備えた耐摩工具。
5. 請求項１又は請求項２に記載のダイヤモンド多結晶体を備えた研削工具。

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