JP7394484B2 - 導電性高強度ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、無機非金属材料分野に属し、新規な炭素材料及びその製造方法に関する。

高性能構造材料とは、材料強度、耐変形性、軽量性、耐腐食性、材料加工効率、持続性及び多機能性などの面で従来の材料よりも高性能な材料を指し、電子、機械、化学工業、電子通信などの分野に広い応用の将来性を有する。

そのうち、導電性セラミックは、機械的性能を保持した上で、従来の非導電性セラミック材料よりも多い機能性を表し、且つ加工しやすいため、材料研究において注目されている分野である。上記の利点を総合すると、それらは、社会及び技術の新たな発展において重要な役割を果たす。例えばＡｌ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２、Ｂ_４Ｃ及びＳｉ_３Ｎ_４などのような従来のセラミックは、それらにおける化学結合が主に共有結合及びイオン結合であるため、室温で高強度及び絶縁性を表している。しかしながら、これも従来のセラミック（非導電性セラミック）の加工に大きな挑戦をもたらす。例えば、フライス削り、穿孔及び旋削などの従来のセラミック加工技術では、高い切削力及び広範な工具摩耗が発生するため、セラミックの性能を損害する。これに対して、より経済的で、破壊性がさらに小さい除去技術、例えば放電加工（Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ Ｍａｃｈｉｎｉｎｇ－ＥＤＭ）は、導電性セラミックに用いられ、セラミック材料の潜在力を十分に発揮することができる。また、このような導電性材料も、その独特な電気的及び磁気特性のため注目され、且つ通信、エネルギー変換及び貯蔵、電子及び自動化を含む多くの重要な技術においてますます重要な役割を果たしている。一般的に、導電性セラミックを得る最も一般的な方法の一つは、セラミック基体に導電性誘電体を添加することである。そのうち、カーボンナノチューブ及びグラフェンは、セラミックを改善する最も一般的な導電性誘電体である。これらの可撓性炭素材料は、セラミック基体内に分散され、セラミックの密度を低減させると共にセラミックの靭性を向上させるのに役立つが、ヘテロ界面間の弱い結合により、その硬度／強度及び熱安定性が低くなる。

現在、実験により様々な導電性セラミック材料が既に合成されているが、外因性導電性セラミック複合材料に対して、最も重要なことは、セラミック基体におけるフィラーの分散及びフィラー－基体界面の質量であり、そうでなければ、必然的に基体セラミックのいくつかの固有の機械的特性の劣化をもたらす。カーボンナノチューブ又はグラフェンがナノフィラーとして用いられる場合、ファンデルワールスの相互作用により束／クラスターの形態で結合され、均一に分散しにくい。このような状況で、従来の機械法を利用して混合し、プレス成形と焼結を結合する方式によって、セラミック基体内に導電性フィラーによる不要な偏析が生成されてしまい、均一な導電の格子構造を実現することが難しい。

従って、このような複合材料は、常に不良な材料特性、例えば導電率の不均一性を表し、ワークピースの精度へ極めて不利な影響を与える。また、材料の機械的強度が低下し、製造の再現性が悪く、不要な結晶粒成長も回避しにくい。上記の多くの要因を考慮すると、実際の工業生産において、現在の上記材料のみではますます増加する生産需要を満たすことが困難である。

従来技術における導電性セラミック複合材料の不足に鑑み、業界は、新規な高性能構造材料、特に導電性セラミック複合材料を開発する必要がある。

本発明は、高強度で、導電性能に優れ、且つ、良好な加工性を有し、実際の工業応用に適した導電性セラミックス材料を得ることを目的とする。

従って、本願の第１の態様の技術的解決手段は、炭素複合材料であり、前記炭素複合材料は、非晶質炭素連続相と非晶質炭素連続相に挿入された複数の別々のダイヤモンド相（ｍｕｌｔｉｐｌｅ ｓｅｐａｒａｔｅ ｄｉａｍｏｎｄ ｐｈａｓｅｓ）で構成され、ダイヤモンド相は、秩序化したｓｐ^３混成状態を表し、非晶質炭素連続相は、無秩序化したｓｐ^２混成状態を表す。

本願の第２の態様の技術的解決手段は、第１の態様に係る炭素複合材料の製造方法であり、該方法は、
１種類又は複数種類の純粋なｓｐ３炭素粉体を供給する工程（１）と、
金型内で、ｓｐ３炭素粉体をブランクにプリプレス成形する工程（２）と、
プリプレスブランクを焼結金型に入れ、焼結を行う工程（３）と、
焼結が完了した後、焼結試料を急速冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理を行う工程（４）と、を含む。

本願の第３の態様の技術的解決手段は、第１の態様に係る炭素複合材料の別の製造方法であり、該方法は、
ガラス炭素の塊状ブランクを供給する工程（１）と、
ガラス炭素の塊状ブランクを焼結金型に入れた後、一回目の高温高圧焼結処理を行う工程（２）と、
一回目の高温高圧焼結後、焼結装置のキャビティを徐々に室温まで降下させた後に放圧し、焼結試料を取り出し、さらに焼結金型に入れて二回目の高温高圧焼結を行う工程（３）と、
二回目の高温高圧焼結後、焼結試料を急速に冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、放圧し、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理を行う工程（４）と、を含む。

本発明は、上記技術的解決手段を用いるため、以下の有益な効果を有する。本発明により合成される炭素複合材料は、高強度セラミック材料であって、良好な導電特性及び良好な放電加工能力を表し、化学的安定性が高く且つ生地が軽い。また、該材料は、緻密度が高く、成形性が良く、寸法制限がなく、且つ試料に解離や割れ現象がない。原料の種類、結晶粒サイズ及び実験圧力などを変更することにより、材料ミクロ組織構造への調整を実現し、その性能を調整することができるため、航空宇宙、自動車工業及び生物医学装置などの分野において広い応用の将来性を有する。

以下、図面及び具体的な実施形態と組み合わせて、本発明の炭素複合材料及びその製造方法をさらに詳細に説明する。

本発明の実施例１乃至４におけるプリプレス過程の段階的加圧概略図を示す。 本発明の実施例１で合成された試料の高解像度透過型電子顕微鏡画像（Ｈｉｇｈ Ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＨＲＴＥＭ）を示す。 図２ａの局所領域拡大図である。 本発明の実施例１で合成された試料の圧縮強度試験の応力歪み曲線を示す。 本発明の実施例５で合成された試料の高解像度透過型電子顕微鏡画像（ＨＲＴＥＭ）を示す。 本発明の実施例５で合成された試料の圧縮強度試験の応力歪み曲線を示す。 本発明の実施例６で合成された試料の高解像度透過型電子顕微鏡画像（ＨＲＴＥＭ）を示す。 本発明の実施例６で合成された試料の圧縮強度試験の応力歪み曲線を示す。

本発明の第１の態様は、非晶質炭素連続相と非晶質炭素連続相に挿入された複数の別々のダイヤモンド相で構成される炭素複合材料を提供し、ここで、ダイヤモンド相は、秩序化したｓｐ^３混成状態を表し、非晶質炭素連続相は、無秩序化したｓｐ^２混成状態を表す。

本願において、特に明示又は定義がない限り、全ての用語は、当業者により一般的に理解される意味を有すると解釈されるべきである。明確にするために、下記の用語は、本明細書の定義に従って解釈して理解すべきである。

本発明の文脈において、「炭素複合材料」は、材料の化学組成から見れば、基本的に純炭素元素で構成される材料を指し、また、ミクロ構造から見れば（例えば、走査型電子顕微鏡又は透過型電子顕微鏡などの装置で観察する）、材料内部に明確に区別される２つ又は複数の相構造領域が存在する。

しかしながら、当業者であれば、「炭素複合材料」が、原料自体に存在する又は加工過程において意図せずに導入される不可避的な少量の不純物元素を排除するものではないことを理解すべきである。本発明の目的から言えば、「実質的に純炭素元素で構成される」又は「純炭素元素で構成される」とは、炭素元素の質量が、材料の総質量に対して、少なくとも９７％、好ましくは少なくとも９８％、更に好ましくは少なくとも９９％、最も好ましくは少なくとも９９．９％又は１００％に近いことを意味する。

本願の炭素複合材料が「非晶質炭素相と非晶質炭素連続相に挿入された複数の別々のダイヤモンド相で構成される」とは、そのミクロ構造から言ったものである。具体的に、「非晶質炭素連続相と非晶質炭素連続相に挿入された複数の別々のダイヤモンド相で構成される」とは、高解像度透過型電子顕微鏡で観察すると、材料が非晶質炭素とダイヤモンド炭素の二相に明らかに分けられ、且つ非晶質炭素間が互いに接続されて連続相を形成し、ダイヤモンドナノ／ミクロン粒子が均一又はランダムにその中に分布されることを指す。本願の炭素複合材料において、連続的な非晶質炭素相は、導電経路を供給するため、材料は導電性を有する。なお、本明細書で用いられる「複数の別々のダイヤモンド相（ｍｕｌｔｉｐｌｅ ｓｅｐａｒａｔｅ ｄｉａｍｏｎｄ ｐｈａｓｅｓ）」という用語が、高解像度透過型電子顕微鏡で観察されたｓｐ^３ダイヤモンド結晶粒相を指し、これらのダイヤモンド結晶粒により一つ一つの分離領域が形成されて非晶質炭素連続相に散布されることは、注意すべきである。

当業者であれば、様々な技術的手段により材料のミクロ構造情報を取得することができる。例えば、一般的にＴＥＭ電子顕微鏡のＳＡＥＤ（制限視野電子回折）及びＨＲＴＥＭ（高解像度透過型電子顕微鏡）を利用して材料の試料中のダイヤモンド結晶粒及び非晶質炭素の存在を検出することができる。正確に特徴づけるために、ＴＥＭ検出に対して、材料内部の試料を分析することが好ましい。また、試料中に存在し得る少量の汚染物質の干渉を回避するために、複数（例えば３つ以上）の試料点をランダムに取って分析することができる。

本願の炭素複合材料において、非晶質炭素連続相の体積含有量は、少なくとも５％であり、例えば少なくとも１０％、２０％、３０％、４０％、５０％、５５％、６０％、６５％、７０％、７５％、８０％、８５％、９０％、９１％、９２％、９３％、９４％などであるが、一般的に９５％を超えない。非晶質炭素連続相の体積含有量は、必要に応じて広い範囲内で変動できるため、当業者は、様々な異なる性能を有する炭素複合材料を設計し製造することができる。非晶質炭素連続相の体積含有量は、当業者が通常の技術に基づいて決定することができ、例えば、マイクロ撮像技術（例えばＳＥＭ又はＴＥＭなど）により材料の複数の領域を観測し、次に各領域の材料ミクロ画像における二相の面積比に基づいてその体積比を推定し、さらに複数の領域の平均値を算出して、二相の体積比を決定することができる。

本願の炭素複合材料におけるダイヤモンド相の結晶粒サイズは、一般的に、５ｎｍ～５０μｍであり、前記結晶粒のサイズは、５ｎｍよりも大きく、８ｎｍよりも大きく、１０ｎｍよりも大きく、２０ｎｍよりも大きく、５０ｎｍよりも大きく、８０ｎｍよりも大きく、１００ｎｍよりも大きく、２００ｎｍよりも大きく、０．５μｍよりも大きく、１μｍよりも大きく、１μｍよりも大きくてもよく、前記結晶粒のサイズは、４０μｍよりも小さく、３０μｍよりも小さく、２０μｍよりも小さく、１５μｍよりも小さく、１０μｍよりも小さく、５μｍよりも小さく、２μｍよりも小さく、１μｍよりも小さく、０．５μｍよりも小さくてもよい。ダイヤモンド相の結晶粒サイズは、当業者が通常の技術に基づいて決定することができ、例えばマイクロ撮像技術（例えばＴＥＭなど）により材料の複数の領域を観測し、次に各領域の材料ミクロ画像に基づいて結晶粒の平均サイズを測定し、最後に複数の領域の平均値を算出して結晶粒の総平均サイズを決定することができる。

当業者であれば理解できるように、本願の炭素複合材料が「非晶質炭素連続相と非晶質炭素連続相に挿入された複数の別々のダイヤモンド相で構成される」とは、絶対的な限定であると理解されてはいけず、即ち、材料に非晶質炭素相及びダイヤモンド相以外にも、製造過程において不可避的に形成された少量の他の相構造の炭素も存在する可能性があり、これらの他の相構造の炭素（若し存在する場合）の体積含有量は、一般的に最大５％であり、例えば３％、２％、１％、０．５％又は０．３％などより少ない。

本願の炭素複合材料は、ブロック体材料形態を呈するか、或いは粒子又は粉末形態に粉砕されてもよく、好ましくは、ブロック体材料（又は焼結体）形態として用いられてもよい。「ブロック体」材料は、本願において、別々に存在する単一材料ブロックの体積が少なくとも１ｍｍ^３であり、例えば少なくとも５ｍｍ^３であり、少なくとも１０ｍｍ^３であり、少なくとも２０ｍｍ^３であり、少なくとも５０ｍｍ^３であり、少なくとも１００ｍｍ^３であり、少なくとも２００ｍｍ^３であり、少なくとも５００ｍｍ^３であり、少なくとも１０００ｍｍ^３であると理解されるが、ブロック体材料の体積の上限は、特に制限されず、実際の必要及び装置の加工能力に応じて適宜選択することができ、例えば１０００ｍｍ^３とすることができる。

本願の炭素複合材料は、高強度及び高導電性を有し、非晶質相とダイヤモンド相の比率、ダイヤモンドの結晶粒サイズ、及び非晶質相におけるダイヤモンドの分布パターンなどを調整することによって、その機械的性質及び電気的特性を広範囲に調整できるため、異なる応用場面の需要に対応することができる。

本願の炭素複合材料は、高強度を有し、好ましくは、その耐圧強度（圧縮強度とも呼ばれる）は、１．５ＧＰａよりも大きく、例えば２．０ＧＰａよりも大きく、４．０ＧＰａよりも大きく、５．０ＧＰａよりも大きく、１０．０ＧＰａよりも大きく、２０．０ＧＰａよりも大きく、３０．０ＧＰａよりも大きく、４０．０ＧＰａよりも大きく、５０．０ＧＰａよりも大きく、６０．０ＧＰａよりも大きく、又は８０．０ＧＰａよりも大きい。

本願の炭素複合材料は、良好な導電性を有し、好ましくは、その室温導電率は、１０Ｓ／ｍよりも大きく、例えば２０Ｓ／ｍよりも大きく、５０Ｓ／ｍよりも大きく、８０Ｓ／ｍよりも大きく、１００Ｓ／ｍよりも大きく、２００Ｓ／ｍよりも大きく、４００Ｓ／ｍよりも大きく、８００Ｓ／ｍよりも大きく、１０００Ｓ／ｍよりも大きく、１５００Ｓ／ｍよりも大きく、２０００Ｓ／ｍよりも大きく、又は３０００Ｓ／ｍよりも大きい。

本願の炭素複合材料は、放電装置を用いて加工することができるため、良好な加工性を有する。

本願の炭素複合材料は、良好な構造及び性能の均一性を有し、好ましくは、その耐圧強度及び／又は導電率は、その平均値に対する偏差が、２５％以下であり、更に好ましくは２０％以下であり、例えば１６％以下又は１５％以下であり、最も好ましくは１２％以下又は１０％以下である。偏差は、例えば以下のように測定することができる。材料内にランダムに１０個の領域を選択し、それぞれその耐圧強度及び／又は導電率を測定し、次に統計学的方法を利用して各領域の測定値の標準偏差（ＳＴＤＥＶ）と平均値との比を計算する。

本願の炭素複合材料の圧縮歪みは、０．５％よりも大きく、例えば１％よりも大きく、１．５％よりも大きく、１．８％よりも大きく、２．０％よりも大きく、４．０％よりも大きく、５．０％よりも大きく、８．０％よりも大きく、１０．０％よりも大きく、又は１２．０％よりも大きくてもよい。圧縮歪みは、一般的に５０．０％未満であり、例えば、４９．０％未満、４８．０％未満、４７．０％未満、４６．０％未満、３５．０％未満、２０．０％未満、１０．０％未満、８．０％未満、６．０％未満、又は４．０％未満である。

本願の炭素複合材料のヌープ硬度は、１０ＧＰａよりも大きく、例えば２０ＧＰａよりも大きく、３０ＧＰａよりも大きく、４０ＧＰａよりも大きく、５０ＧＰａよりも大きく、６０ＧＰａよりも大きく、７０ＧＰａよりも大きく、又は８０ＧＰａよりも大きくてもよい。

本願の第２の態様は、第１の態様に記載の炭素複合材料を製造する方法を提供し、該方法は、以下の工程を含む。
工程（１）において、１種類又は複数種類の純粋なｓｐ^３炭素粉体を供給する。
工程（２）において、金型内で、ｓｐ^３炭素粉体をブランクにプリプレス成形する。
工程（３）において、プリプレスブランクを焼結金型に入れ、焼結を行う。
工程（４）において、焼結が完了した後、焼結試料を急速冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理を行う。

方法の工程（１）で用いられる炭素原料は、ｓｐ^３混成の炭素粉体であり、好ましくはｓｐ^２混成炭素成分を含有しないｓｐ^３混成炭素材料、例えば立方体ダイヤモンド（ｃｕｂｉｃ ｄｉａｍｏｎｄ）及び六方晶ダイヤモンド（ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｄｉａｍｏｎｄ）を含むダイヤモンドを用いることが最も好ましい。単一種類のｓｐ^３炭素粉体を用いてもよく、複数種類のｓｐ^３炭素粉体の混合物を用いてもよい。

前記炭素原料は、粉体材料であり、即ち、粉体又は粒子形態であり、製造過程をさらに正確に制御するために、前記粉体材料は、狭い分布の粒径範囲を有することが好ましい。本願において、「狭い分布の粒径範囲」とは、ダイヤモンド粉体の粒径分布領域の相対的な集中を指し、即ち粒子の粒径が比較的均一であることを示す。原料としてのｓｐ^３混成炭素粉体は、ミクロン粒子であっても、ナノ粒子であってもよく、その粒径サイズの分布範囲は、一般的に、５ｎｍ～５０μｍであり、好ましくは５ｎｍ～２０μｍであり、例えば、約５ｎｍ、１０ｎｍ、２０ｎｍ、３０ｎｍ、５０ｎｍ、８０ｎｍ、１００ｎｍ、２００ｎｍ、５００ｎｍ、８００ｎｍ、１μｍ、２μｍ、３μｍ、５μｍ、８μｍ、１０μｍ、１５μｍ、２０μｍ、３０μｍ、４０μｍ、５０μｍなどであるか又は上記の任意の二つの粒径値で構成される範囲内にあることが好ましく、特に上記の任意の二つの隣接する粒径値（例えば３０ｎｍ～５０ｎｍ、８μｍ～１０μｍなど）で構成される範囲内にあることが好ましい。

あるいは、「狭い分布の粒径範囲」とは、粉体の粒径分布指数で定義されてもよい。工程（１）で用いられるｓｐ^３混成炭素粉体の粒径分布指標Ｄ_ｖ９０／Ｄ_ｖ５０は、一般的に１～１０の範囲内にあってもよく、例えば、１～５又は１～３の範囲内にあり、好ましくは１～２．５の範囲内にあり、最も好ましくは１～２の範囲内にある。本分野で周知のように、Ｄ_ｖ５０は、材料粒子の累積体積分布が５０％に達するときに対応する粒子サイズ（粒径）を示す。本分野で周知のように、Ｄ_ｖ９０は、材料粒子の累積体積分布が９０％に達するときに対応する粒子サイズ（粒径）を示す。Ｄ_ｖ５０、Ｄ_ｖ９０の測定方法は、本分野で周知であり、例えば、レーザ粒度分析計（例えばＭａｌｖｅｒｎ Ｍａｓｔｅｒ Ｓｉｚｅｒ ２０００）を用いて容易に測定することができる。

本願において、「純粋なｓｐ^３炭素」は、純度が、少なくとも９０％、好ましくは少なくとも９５％、更に好ましくは少なくとも９７％、最も好ましくは少なくとも９８％又は少なくとも９９％であることを指す。前記「純粋なｓｐ^３炭素」を得るために、元の粗ｓｐ^３炭素材料に対して精製処理を行うことができる。前記精製処理は、例えば、硝酸、フッ化水素酸、塩酸又は硫酸などで炭素原料を処理し、温度２０～５００℃（例えば５０℃、７０℃、９０℃、１００℃、１５０℃、２００℃、２５０℃、３００℃、３５０℃、４００℃、４５０℃などの温度）で処理し、炭素原料中の不純物を溶解するか、或いは、他の方法で炭素原料を処理して精製することであってもよい。いくつかの実施形態において、高い純度の炭素原料は、不純物除去を必要とせず、そのまま利用してもよい。選択的に、酸処理されたｓｐ^３炭素原料は、さらに脱イオン水で酸溶液を洗浄し、濾過、分離、乾燥などを行うことができる。その他の処理、炭素原料を精製する方法も本願において用いることができる。

工程（２）において前記炭素粉体原料をブランクにプリプレスし、前記ブランクは、必要に応じて任意の形状、例えば柱体、ブロック体及び球体などであってもよい。ブランクのプリプレス成形は、従来のプレス成形機又は油圧機で行うことができ、一般的に室温で操作すればよく、必要に応じて空気又は不活性雰囲気で行うことができる。本発明の工程（２）におけるプリプレス力は、緻密である限り特に限定されないが、より良好な効果を達成するために、プリプレス力は、５ＭＰａ以上、例えば８ＭＰａ、１０ＭＰａ、２０ＭＰａ、３０ＭＰａ、４０ＭＰａ、５０ＭＰａなどに達する必要がある。プリプレス保持時間は、好ましくは０．５ｍｉｎ以上１０ｍｉｎ以内であり、更に好ましくは１～２ｍｉｎである。なぜなら、保持時間が０．５ｍｉｎ未満である場合、プリプレスが不十分であり、プリプレス処理の目的に達することが難しいからである。しかしながら、時間が１０ｍｉｎを超える場合、処理効果に明らかな差異がなく、合成炭素材料の性能に影響を与えないため、経済的な観点から見れば無駄だからである。

本発明の好ましい実施形態において、プリプレスモードは、双方向において段階的に圧力を印加することであり、該方法は、成形金型内の粉末材料に双方向において均一に力を印加し、プリプレスブランクの上下圧力勾配を低減させ、プリプレスブランクの上下密度の差が大きくなることを回避し、さらに焼結後のブロック体の全体的な緻密度に影響を与え、これによりブランクの緻密度をさらに高め、さらに合成試料の性能を向上させるのに役立つ。従って、双方向において段階的に圧力を印加することにより、粉体をさらに緻密に圧縮することができ、後続の焼結試料の成形性及び均一性に役立つ。

工程（３）は、粉体のプリプレスブランクを焼結処理することを含む。工程（３）での焼結方法は、特に制限されず、高温高圧焼結、放電プラズマ焼結、熱間プレス焼結、マイクロ波焼結及び無加圧焼結であってもよく、ダイヤモンドと非晶質炭素複合組織構造を有する高強度導電性炭素材料を得ることができればよい。製品性能を保証するために、好ましい焼結方法は、高温高圧法、放電プラズマ法及び熱間プレス法である。

本発明の好ましい実施形態において、高温高圧焼結法を利用し、０．５ＧＰａ以上２５ＧＰａ以下の焼結圧力、８００℃以上２５００℃以下の温度条件下で焼結して、高強度を有する導電性炭素複合材料を得る。焼結圧力は、例えば、０．５ＧＰａ、０．８ＧＰａ、１ＧＰａ、２ＧＰａ、５ＧＰａ、１０ＧＰａ、１２ＧＰａ、１５ＧＰａ、１８ＧＰａ、２０ＧＰａ、２５ＧＰａなどである。焼結温度は、例えば、８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃、１２００℃、１３００℃、１４００℃、１５００℃、１６００℃、１７００℃、１８００℃、１９００℃、２０００℃、２１００℃、２２００℃、２３００℃、２４００℃、２５００℃などの温度であってもよい。工程（３）において、高温高圧焼結法を用いる場合、好ましい保温時間は、５～６０ｍｉｎであり、保温時間が５ｍｉｎ未満である場合、焼結が不十分であり、試料が緻密ではない。保温時間が６０ｍｉｎを超える場合、この方法の焼結により得られる試料の状態は主に焼結圧力及び温度の影響を受けるため、試料の焼結状態に明らかな差異がない。

本発明の別の好ましい実施形態において、放電プラズマ法を用いて焼結を行い、焼結金型は、黒鉛金型であり、黒鉛金型の周辺をカーボンフェルトを用いて包む。焼結工程において、真空度が１×１０^－１Ｐａを超えるまで真空に引いた後に焼結圧力まで昇圧し、焼結圧力が安定した後に焼結温度まで昇温し、高温焼結後に加熱プログラムをオフにして放圧する。放電プラズマ法による焼結圧力の大きさは、２０ＭＰａ～５０ＭＰａ（例えば、２０ＭＰａ、２５ＭＰａ、３０ＭＰａ、３５ＭＰａ、４０ＭＰａ、４５ＭＰａ、５０ＭＰａなど）であり、焼結温度は、８００℃～２２００℃（例えば、８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃、１２００℃、１３００℃、１４００℃、１５００℃、１６００℃、１７００℃、１８００℃、１９００℃、２０００℃、２１００℃、２２００℃など）である。工程（３）において、放電プラズマ法で焼結する場合、昇温の速度は、５０℃／ｍｉｎ～２００℃／ｍｉｎであることが好ましく、保温時間は、１ｍｉｎ～３０ｍｉｎであることが好ましい。

選択された焼結方法に基づいて、当業者であれば、周知の焼結装置を用いて、焼結処理を行うことができ、例えば、マッフル炉、管状炉、熱間プレス炉、パルス放電プラズマ焼結炉、高温高圧装置などの無圧又は有圧の焼結装置である。焼結過程は、必要に応じて不活性雰囲気で行ってもよく、又は空気中で行ってもよい。

また、焼結過程において、焼結過程でのブランクの過度の体積収縮による悪影響を回避するために、段階的昇温を利用することが好ましく、これにより内部応力をできるだけ除去し、微小亀裂の発生を回避できるため、試料性能に悪影響を与えることを回避することができる。

また、好ましくは、焼結前に、工程（２）及び／又は（３）において、例えば、炭素粉体をブランクにプリプレスした後、及び／又は、プリプレスブランクを焼結金型に入れた後、プリプレスブランク又はプリプレスブランクと焼結金型との組立体に対し乾燥処理を行う。

焼結が完了した後、工程（４）において焼結試料を急速に冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、また、若し高圧下で焼結する場合、装置の内圧を環境圧力に調整し（即ち放圧する）、その後に焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理（例えば放電加工、研磨及びポリッシングなど）を行った後、本願の炭素複合材料を得る。工程（４）における急速降温は、一般的に焼結を完了した後、直ちに加熱を停止し、装置キャビティを迅速に室温まで冷却させることを指す。焼結が完了した後、急冷の方式（例えば電源を切って急冷）を利用して試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、非晶質炭素組織構造の保持に役立ち、ｓｐ^２混成炭素の結晶化を回避する。

ｓｐ^３混成炭素粉体を原料として使用する以外にも、本発明者らは、さらに、ガラス炭素を原料として用いて本願の第１の態様に記載の炭素複合材料を製造することができることを見出した。従って、本願は、第３の態様において、第１の態様に記載の炭素複合材料を製造する方法を提供し、該方法は、以下の工程を含む。
工程（１）において、ガラス炭素の塊状ブランクを供給する。
工程（２）において、ガラス炭素の塊状ブランクを焼結金型に入れた後、一回目の高温高圧焼結処理を行う。
工程（３）において、一回目の高温高圧焼結後、焼結装置のキャビティを徐々に室温まで降下させた後に放圧し、焼結試料を取り出し、さらに焼結金型に入れて二回目の高温高圧焼結を行う。
工程（４）において、二回目の高温高圧焼結後、焼結試料を急速に冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、放圧し、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理を行う。

方法の工程（１）で用いられるガラス炭素の炭素原料は、本分野で既知又は市販の各種のガラス炭素を直接使用することができ、塊状のガラス炭素を直接購入してもよく、ガラス炭素粉末又は粒子を用いてプレスして塊状ブランクを形成してもよい。前記塊状ブランクは、必要に応じて、任意の形状であってもよく、例えば、柱体、ブロック体及び球体などであってもよい。

工程（２）の一回目の高温高圧焼結において、０．５ＧＰａ以上１５ＧＰａ以下の焼結圧力、５００℃以上１５００℃以下の焼結温度を使用することが好ましい。焼結圧力は、例えば、０．５ＧＰａ、０．８ＧＰａ、１ＧＰａ、２ＧＰａ、５ＧＰａ、１０ＧＰａ、１２ＧＰａ、１５ＧＰａなどである。焼結温度は、例えば、５００℃、６００℃、７００℃、８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃、１２００℃、１３００℃、１４００℃、１５００℃などの温度であってもよい。工程（２）の一回目の高温高圧焼結において、保温時間は、５～６０ｍｉｎである好ましい。工程（２）の高温高圧焼結は、従来技術の各種の既知の高温高圧焼結装置を用いて行うことができる。

一回目の高温高圧焼結前に、好ましくは、塊状ブランク又は塊状ブランクと焼結金型との組立体に対して乾燥処理を行う。

工程（２）の一回目の高温高圧焼結が終了した後、緩やかに降温し、非晶質の圧縮ガラス炭素（非晶質ｓｐ^２混成炭素＋非晶質ｓｐ^３混成炭素）を得る。ここで、「緩やかに降温」とは、制御された段階的降温を示し、即ち焼結後に加熱温度を段階的に低減させることを示す。例えば、典型的な緩やかに降温するプログラムとは、まず、１５００℃で１０ｍｉｎ保温し、５０℃／ｍｉｎの速度で降温し、その後に１０００℃に降下して５ｍｉｎ保温し、さらに５０℃／ｍｉｎの速度で５００℃まで降温して、２分間保温し、最後に５０℃／ｍｉｎの速度で室温まで降温することである。

工程（３）の二回目の高温高圧焼結において、好ましくは、０．５ＧＰａ以上２５ＧＰａ以下の焼結圧力、８００℃以上２５００℃以下の焼結温度を使用して、高強度を有する導電性炭素複合材料を得る。焼結圧力は、例えば、０．５ＧＰａ、０．８ＧＰａ、１ＧＰａ、２ＧＰａ、５ＧＰａ、１０ＧＰａ、１２ＧＰａ、１５ＧＰａ、１８ＧＰａ、２０ＧＰａ、２５ＧＰａなどである。焼結温度は、例えば、８００℃、９００℃、１０００℃、１１００℃、１２００℃、１３００℃、１４００℃、１５００℃、１６００℃、１７００℃、１８００℃、１９００℃、２０００℃、２１００℃、２２００℃、２３００℃、２４００℃、２５００℃などの温度であってもよい。工程（３）の二回目の高温高圧焼結において、保温時間は、５～６０ｍｉｎであることが好ましい。保温時間が５ｍｉｎ未満である場合、焼結が不十分であり、試料が緻密ではない。保温時間が６０ｍｉｎを超える場合、焼結により得られる試料の状態は主に焼結圧力及び温度の影響を受けるため、試料の焼結状態に明らかな差異がない。工程（３）の高温高圧焼結は、従来技術の各種の既知の高温高圧焼結装置を用いて行うことができる。

また、二回目の高温高圧焼結過程において、焼結過程でのブランクの過度の体積収縮による悪影響を回避するために、段階的昇温を利用することが好ましく、これにより内部応力をできるだけ除去し、微小亀裂の発生を回避できるため、試料性能に悪影響を与えることを回避することができる。

二回目の高温高圧焼結が完了した後、工程（４）において焼結試料を急速に冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させた後、放圧し、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理（例えば放電加工、研磨及びポリッシングなど）を行った後、本願の炭素複合材料を得る。ここでの急速降温とは、一般的に焼結を完了した後、直ちに加熱を停止し、装置のキャビティを迅速に室温まで冷却させることを指す。焼結が完了した後、急冷の方式（例えば電源を切って急冷）を利用して試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、非晶質炭素組織構造の保持に役立ち、ｓｐ^２混成炭素の結晶化を回避する。

本発明は、ダイヤモンド粉体を焼結するか又はガラス炭素などのｓｐ^３炭素原料を圧縮することにより、高強度の導電性炭素系複合材料を得る。ｓｐ^３炭素粉体を使用し、ｓｐ^３炭素粉体が焼結過程において相変化するため、焼結初期において、ダイヤモンドの一部が黒鉛化して無秩序化したｓｐ^２炭素を形成し、即ち秩序化したｓｐ^３混成炭素（ダイヤモンド）の一部が無秩序化したｓｐ^２混成炭素（非晶質炭素）に変換し、ダイヤモンド相が非晶質炭素連続相に分散して分布する。原料としてｓｐ^３炭素粉体（又は圧縮ガラス炭素）を用いるため、製造された高強度の導電性炭素系は、インサイチュコンポジット（ｉｎ－ｓｉｔｕ ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ）であり、そのミクロ組織構造の分布がよりも均一であり、緻密度及び強度も相対的に高い。また、導電性炭素系のインサイチュコンポジットは、基本的に純炭素元素で構成されるため、他の元素又は他の付加相を添加することによる性能の不均一の問題を回避する。

以下、実施例と組み合わせて本願の炭素複合材料及び製造方法をさらに説明する。

以下で説明する実施例は、本発明の一部の実施例であり、全ての実施例ではない。本発明の実施例の詳細な説明は、保護を要求する本発明の範囲を限定するものではなく、本発明の特定の実施例のみを示す。当業者が、本発明の実施例を基に、本発明の原理から逸脱せず、創造的な労力を必要とせずに得た全ての他の実施例は、いずれも本発明の保護範囲に属する。

簡単に説明するために、本分野で一般的に用いられる一部の材料、装置及び方法の工程は、実施例において一々説明されていない。実施例において具体的に説明されていないプロセス方法及び分析測定過程（及び関連パラメータ）は、いずれも当業者によって一般的に用いられるものに従って行っている。具体的な供給源を明記しない材料及び装置は、いずれも実験室の常用の材料及び装置である。

装置及び材料分析検出方法
各実施例で用いられる高温高圧焼結装置は、６アンビル油圧機（ｓｉｘ－ｓｉｄｅｄ ｔｏｐ ｈｙｄｒａｕｌｉｃ ｐｒｅｓｓ）ＣＳ－１Ｂ（中国国営桂林冶金機械メーカー）及び米国Ｒｏｃｋｌａｎｄ Ｒｅｓｅａｒｃｈ社のＴ２５型プレス機である。
各実施例で用いられる放電プラズマ焼結装置は、住友石炭鉱業株式会社のＳＰＳ－３．２０ＭＫ－ＩＶである。
各実施例で用いられる放電加工装置は、中国泰州市江洲数値制御工作機械製造株式会社により提供される。

各実施例で用いられる主な分析検出方法及び使用された装置は、以下の通りである。
粉体原料の粒径：Ｍａｌｖｅｒｎ Ｍａｓｔｅｒ Ｓｉｚｅｒ ２０００を用いて、機器マニュアルにより推奨された方法で測定する。
ＨＲＴＥＭ：集束イオンビーム（ＦＩＢ）を利用してＴＥＭ試料（４×８×０．１μｍ）を製造し、サーモフィッシャー社のＴａｌｏｓ Ｆ２００Ｘ走査型透過電子顕微鏡（Ｔｈｅｒｍｏ Ｆｉｓｈｅｒ Ｓｃｉｅｎｔｉｆｉｃ）を用いて測定し、加速電圧は、３００ｋＶである。
ヌープ硬度：ドイツ ＫＢ－５－ＢＶＺ型硬度計を利用して試料の硬度を測定し、ロード時間が３０ｓであり、保圧時間が３０ｓである。一定の荷重を印加することにより、押圧ヘッドを被検試料へ圧入し、荷重を除去した後に試料表面に塑性変形の痕跡を残す。
圧縮強度（耐圧強度）及び圧縮歪み：
（１）マクロ圧縮強度測定：放電加工装置を用いて、試料を直径が２～５ｍｍ程度、アスペクト比が約１：２の円柱に加工する。材料力学的性能試験機（中国済南金銀豊器械社製）を用いて圧縮性能試験を行い、ロード速度は、５×１０^－５～１×１０^－３ｓ^－１の範囲内で必要に応じて調整する。
（２）ミクロ圧縮強度測定：ＦＥＩ－Ｈｅｌｉｏｓ集束イオンビーム（ＦＩＢ）装置において、加速電圧が３０ｋｖのＧａイオンビームを利用し、直径が約１μｍ、アスペクト比が約１：２の複合材料マイクロピラーを製造して、圧縮強度試験に用いられる。現場圧縮試験は、現場ＳＥＭ装置（ＰＩ－８８、Ｈｙsiｔｒｏｎ）で行われ、該装置に高荷重センサを配置して、現場のリアルタイム変形の詳細及び過程を取得し、実験は、１０％の一定の歪み率下で行われる。
室温導電率：物性測定装置（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｙ Ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ Ｓｙｓｔｅｍ（ＰＰＭＳ）、米国ＱｕａｎｔｕｍＤｅｓｉｇｎ社製）での四端子法を用いて試料の抵抗率を測定する。

実施例１
製造方法は、以下の工程を含む。
（一）材料装填プリプレス：１ｇのダイヤモンドナノ粉（中国上海アラジン（Ａｌａｄｄｉｎ）生化学科学技術株式会社から購入）を秤量し、粉体の粒径が３０～５０ｎｍであり、粉体を内径が６ｍｍの硬質合金の金型に置いてプリプレス成形し、圧力の大きさが２０ＭＰａであり、圧力の印加方式は、双方向において段階的に同時に加圧し、保圧時間が１ｍｉｎであり、良好な成形性の円柱ブランクを得る。
（二）組立：工程（一）のプリプレスブランクを高圧組立部品に入れ、１８０℃の乾燥ボックス内で１ｈ乾燥させ、水分を十分に排除して、水蒸気の試料性能への悪影響を回避する。
（三）高圧焼結：乾燥後の組立ブロックを取り出して室温まで降温させた後、それを６アンビルプレス機のキャビティに入れて高圧試験を行う。３ＧＰａ／ｍｉｎの昇圧速度で圧力が３ＧＰａになるまで昇圧し、圧力が安定した後、８０℃／ｍｉｎの昇温速度で１２００℃まで昇温させて、５ｍｉｎ保温する。プレス機が安定した後、同じ昇圧速度で実験圧力を５．５ＧＰａまで昇圧させ、焼結温度を１４００℃まで昇温し続け、１５ｍｉｎ保温する。保温が完了した後、加熱をオフにし、温度を迅速に室温まで降温させる。温度が室温まで降温した後、放圧装置を稼働し、放圧速度が０．５ＧＰａ／ｍｉｎであり、１０ｍｉｎ内に環境圧力に降圧させ、試料を取り出す。

性能の測定過程は、以下の通りである。得られた炭素試料を放電ワイヤでストライプ状及び円柱状に切断し、ダイヤモンド研磨粉末を用いて研磨して標準サイズまでポリッシングし、材料力学的性能試験機を用いて室温で試料に対し圧縮強度及び折り曲げ強度測定を行う。圧縮強度測定に用いられる試料は、円柱体であり、直径が２．５ｍｍ、高さが４ｍｍであり、材料力学的性能試験機のロード歪み速度が１×１０^－３／ｓである。試料の導電率は、物性測定装置（ＰＰＭＳ）によって測定される。

本実施例の高強度、導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料は、不透明な緻密なブロック体である。図２ａ及び２ｂは、該試料の高解像度透過型電子顕微鏡画像である。破線で囲まれた部分が、秩序化したｓｐ^３混成炭素（即ち、ダイヤモンド）であり、周囲が、無秩序化したｓｐ^２混成炭素（非晶質炭素）である。該試料を測定した結果、耐圧強度が２．８ＧＰａであり、圧縮歪みが１．５％である（図３）。この条件下で製造された試料の室温導電率は、２０００Ｓ／ｍである。

実施例２
実施例１に類似の方法及び工程を用いて炭素複合材料を製造し、同じ測定を行い、実施例１と異なる具体的なプロセスパラメータは、表１に示す通りである。

本実施例の高強度、導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料は、不透明な緻密なブロック体である。該試料は、耐圧強度が、４．２ＧＰａであり、圧縮歪みが１．３％であり、室温での材料の導電率が１４５０Ｓ／ｍである。

実施例３
実施例１に類似の方法及び工程を用いて炭素複合材料を製造し、同じ測定を行い、実施例１と異なる具体的なプロセスパラメータは、表１に示す通りである。

本実施例の高強度、導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料は、不透明な緻密なブロック体である。該試料は、耐圧強度が６．２ＧＰａであり、圧縮歪みが１．８％であり、室温での材料の導電率が５４０Ｓ／ｍである。

実施例４
製造方法は、以下の工程を含む。
（一）材料装填プリプレス：６ｇのダイヤモンドナノ粉（中国上海アラジン（Ａｌａｄｄｉｎ）生化科学技術株式会社から購入）を秤量し、粉体の粒径が１５μｍ～２０μｍの範囲内にあり、粉体を内径が２０ｍｍの硬質合金の金型に置いてプリプレス成形し、圧力の大きさが３０ＭＰａであり、圧力の印加方式は、双方向において段階的に同時に加圧し、保圧時間が１ｍｉｎであり、良好な成形性の円柱ブランクを得ることである。プリプレス成形後のプリプレスブランクを焼結金型に入れ、焼結金型が黒鉛金型であり、黒鉛金型の周辺は、カーボンクロスによって隔てられている。
（二）焼結：工程（一）におけるプリプレスブランクを焼結金型と共に放電プラズマ焼結装置に入れて焼結し、焼結方式は放電プラズマ焼結である。まず、真空度が１×１０^－１Ｐａになるまで真空に引いた後に焼結圧力まで昇圧し、焼結圧力の大きさが５０ＭＰａであり、焼結圧力が安定した後に焼結温度まで昇温し、昇温速度が１５０℃／ｍｉｎであり、焼結温度が１８００℃であり、保温時間が１０ｍｉｎであり、高温焼結後に加熱プログラムをオフにすることで、温度を室温まで迅速に降温させ、温度を室温まで降温させた後に放圧する。次に金型を取り出し、離型して高強度の導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合ブロック体を得る。真空に引くことは、ブランク中のガスが封止気孔から逸脱するのに役立つため、最終的に製造された生成物の緻密度を向上できる。

性能の測定過程は、以下の通りである。得られた炭素試料を放電ワイヤでストライプ状及び円柱状に切断し、ダイヤモンド研磨粉末を用いて研磨して標準サイズまでポリッシングし、材料力学的性能試験機を用いて室温で試料に対し圧縮強度及び折り曲げ強度測定を行う。圧縮強度測定に用いられる試料は、円柱体であり、直径が３ｍｍ、高さが５．５ｍｍであり、材料力学的性能試験機のロード歪み速度が１×１０^－３／ｓである。試料の導電率は、物性測定装置（ＰＰＭＳ）により測定される。

本実施例の高強度、導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料は、不透明な緻密なブロック体である。該試料を測定した結果、耐圧強度が２．６ＧＰａ（図３）であり、圧縮歪みが１．４％であり、室温での材料の導電率が２２０Ｓ／ｍであった。

実施例５
製造方法は、以下の工程を含む。
（一）前駆体のプレフォーム：ガラス炭素（アルファ・エイサー（Ａｌｆａ Ａｅｓａｒ）社から購入）を直径が１．５ｍｍ、高さが２．３ｍｍの円柱に加工し、それを六方晶窒化ホウ素（ｈＢＮ）坩堝に入れ、標準高圧組立部品へ装入し、組立部品を１８０℃で１ｈ乾燥させ、次に組立ブロックをＴ２５プレス機に入れ、合成圧力が１５ＧＰａであり、温度範囲が９００℃であり、６０分間保温保圧し、電源を切って加熱を停止させ、キャビティ内部の温度を室温まで降温させ、その後、徐々に放圧して、非晶質の圧縮ガラス炭素（非晶質ｓｐ^２混成炭素＋非晶質ｓｐ^３混成炭素）を得る。
（二）高圧焼結：工程（一）で得られた圧縮ガラス炭素を直径が１．２ｍｍ、高さが２ｍｍの円柱ブランクにプレフォームし、それを六方晶窒化ホウ素坩堝に入れ、さらに標準高温高圧組立ブロックへ装入し、組立ブロックをＴ２５超高圧温度合成装置に入れ、圧力が２５ＧＰａ、温度が１０００℃の条件下で６０ｍｉｎ加熱し、昇圧速度が１．５ＧＰａ／ｈであり、昇温速度が５０℃／ｍｉｎである。

性能の測定過程は、以下の通りである。多段の粒径のダイヤモンド研磨ペーストを用いて高圧合成試料をポリッシングし、ＫＢ－５ ＢＶＺ微小硬度試験機を用いて試料のヌープ硬度を測定する。ＦＥＩ－Ｈｅｌｉｏｓ集束イオンビーム（ＦＩＢ）装置において、加速電圧が３０ｋｖのＧａイオンビームを利用し、直径が約１μｍ、アスペクト比が約１：２の複合材料マイクロピラーを製造して、インサイチュ圧縮強度測定に用いられる。インサイチュ圧縮試験は、ＳＥＭ装置（ＰＩ－８８、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ）で行われ、現場のリアルタイム変形の詳細及び過程を取得するように、該装置に高荷重センサが配置され、実験は１×１０^－３／ｓの一定の歪み率で行われる。試料の導電率は、物性測定装置（ＰＰＭＳ）により測定される。

本実施例の高強度、導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料は、不透明な緻密なブロック体である。図４は、該試料のＨＲＴＥＭ写真であり、破線で囲まれた部分がダイヤモンドであり、残りの部分が非晶質炭素である。該条件下で製造された試料を測定した結果、ヌープ硬度値が３５ＧＰａであり、該試料の耐圧強度が２９ＧＰａ（図４）であり、圧縮歪みが９．４％（図５）であり、室温での材料の導電率が６６０Ｓ／ｍであった。

実施例６
実施例５に類似の方法及び工程を用いて炭素複合材料を製造し、同じ測定を行い、実施例５と異なる具体的なプロセスパラメータは、表１に示す通りである。

本実施例の高強度、導電性ダイヤモンド／非晶質炭素複合材料は、不透明な緻密なブロック体である。図６は、該試料のＨＲＴＥＭ写真であり、実施例５に比べて（図４）、そのダイヤモンドの含有量が明らかに増加している。該条件下で製造された試料を測定した結果、ヌープ硬度値が５５ＧＰａであり、該試料の耐圧強度が５１ＧＰａであり、圧縮歪みが１０％（図７）であり、室温での材料の導電率が１３０Ｓ／ｍであった。

上記各実施例の製造プロセスパラメータ及び材料性能測定結果を下記の表１及び表２に示す。

以上、本発明の好ましい具体的な実施形態であるが、本発明の保護範囲は、これらに限定されるものではなく、当業者が本発明に開示の技術的範囲内で容易に想到できる変化や差替えは、いずれも本発明の保護範囲内に含まれるべきである。従って、本発明の保護範囲は、特許請求の範囲を基準とすべきである。

本発明の明細書において様々な成分の選択可能な材料を列挙したが、当業者であれば、上記成分材料の列挙が限定的又は網羅的ではなく、様々な成分がいずれも他の本発明の明細書に言及されていない他の同等の材料に置き換えることができるため、本発明の目的を依然として達成することができることは、理解すべきである。本明細書で言及された具体的な実施例は、本発明の範囲を限定するための例ではなく、説明のために用いられるものである。

また、本発明の各成分の使用量範囲は、明細書に言及された任意の下限及び任意の上限の任意の組み合わせを含み、各具体的な実施例における該成分の具体的な含有量を上限又は下限として組み合わせて構成された任意の範囲を含む。全てのこれらの範囲は、いずれも本発明の範囲内に含まれ、簡潔化するために、これらの組み合わせによる範囲は明細書に一つずつ列挙されていない。明細書に列挙された本発明の各特徴は、本発明の他の任意の特徴と組み合わせることができ、このような組み合わせも本発明の開示範囲内にある。簡潔化するために、これらの組み合わせによる範囲は明細書に一つずつ列挙されていない。

Claims (14)

1. 非晶質炭素連続相と非晶質炭素連続相に挿入された複数の別々のダイヤモンド相で構成され、
   ダイヤモンド相は、秩序化したｓｐ^３混成状態を表し、
   非晶質炭素連続相は、無秩序化したｓｐ^２混成状態を表す、
   炭素複合材料。
2. 前記非晶質炭素連続相の体積含有量は、５％以上である、
   請求項１に記載の炭素複合材料。
3. 前記非晶質炭素連続相の体積含有量は、１０％以上である、
   請求項１に記載の炭素複合材料。
4. 前記非晶質炭素連続相の体積含有量は、２０％以上である、
   請求項１に記載の炭素複合材料。
5. 耐圧強度が、１．５ＧＰａよりも大きく、室温導電率が、１０Ｓ／ｍよりも大きい、
   請求項１に記載の炭素複合材料。
6. 耐圧強度及び／又は導電率は、その平均値に対する偏差が、２５％以下である、
   請求項５に記載の炭素複合材料。
7. 前記炭素複合材料は、ブロック体材料の形態を呈する、
   請求項１乃至６のいずれか１項に記載の炭素複合材料。
8. 請求項１に記載の炭素複合材料の製造方法であって、
   １種類又は複数種類の純粋なｓｐ^３炭素粉体を供給する工程（１）と、
   金型内で、ｓｐ^３炭素粉体をブランクにプリプレス成形する工程（２）と、
   プリプレスブランクを焼結金型に入れ、焼結を行う工程（３）と、
   焼結が完了した後、焼結試料を急速冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理を行う工程（４）と、
   を含む、炭素複合材料の製造方法。
9. 工程（１）で用いられるｓｐ^３混成の炭素粉体は、狭い分布の粒径範囲を有し、その粒径サイズの範囲が、５ｎｍ～５０μｍである、
   請求項８に記載の炭素複合材料の製造方法。
10. 工程（２）でのプリプレス操作は、双方向において段階的に圧力を印加するモードを利用し、プリプレス力が５ＭＰａ以上である、
    請求項８に記載の炭素複合材料の製造方法。
11. 工程（３）での焼結方法は、高温高圧焼結、放電プラズマ焼結、又は熱間プレス焼結である、
    請求項８乃至１０のいずれか１項に記載の炭素複合材料の製造方法。
12. 工程（３）での焼結が高温高圧焼結法を用いる場合、焼結圧力が０．５ＧＰａ～２５ＧＰａであり、焼結温度が８００℃～２５００℃であり、
    工程（３）での焼結が放電プラズマ法を用いる場合、焼結金型が黒鉛金型であり、焼結圧力が２０ＭＰａ～５０ＭＰａであり、焼結温度が８００℃～２２００℃である、
    請求項１１に記載の炭素複合材料の製造方法。
13. 請求項１に記載の炭素複合材料の製造方法であって、
    ガラス炭素の塊状ブランクを供給する工程（１）と、
    ガラス炭素の塊状ブランクを焼結金型に入れた後、一回目の高温高圧焼結処理を行う工程（２）と、
    一回目の高温高圧焼結後、焼結装置のキャビティを、制御された段階的降温により徐々に室温まで降下させた後に放圧し、焼結試料を取り出し、さらに焼結金型に入れて二回目の高温高圧焼結を行う工程（３）と、
    二回目の高温高圧焼結後、焼結試料を急速に冷却し、焼結試料及び焼結装置のキャビティを迅速に室温まで降下させ、放圧し、焼結試料を取り出し、オプションとしての加工及び後処理を行う工程（４）と、
    を含む、炭素複合材料の製造方法。
14. 工程（２）での一回目の高温高圧焼結は、焼結圧力が０．５ＧＰａ～１５ＧＰａであり、焼結温度が８００℃～１５００℃であり、及び／又は、
    工程（４）での二回目の高温高圧焼結は、焼結圧力が０．５ＧＰａ～２５ＧＰａであり、焼結温度が８００℃～２５００℃である、
    請求項１３に記載の炭素複合材料の製造方法。

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