WO2016013588A1

WO2016013588A1 - 単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法、単結晶ダイヤモンドを含む工具、ならびに単結晶ダイヤモンドを含む部品

Info

Publication number: WO2016013588A1
Application number: PCT/JP2015/070860
Authority: WO
Inventors: 夏生辰巳; 西林　良樹; 角谷　均
Original assignee: 住友電気工業株式会社
Priority date: 2014-07-22
Filing date: 2015-07-22
Publication date: 2016-01-28
Also published as: EP3575450A1; EP3173510A4; EP3173510B1; US20170158514A1; US10697058B2; JPWO2016013588A1; KR102392424B1; JP6708972B2; CN106574393B; CN106574393A; EP3173510A1; KR20170033879A

Abstract

　単結晶ダイヤモンド（２０）は、結晶成長主面（２０ｍ）についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥（２０ｄ）が存在する線を示す結晶欠陥線（２０ｄｑ）が結晶成長主面（２０ｍ）に達する先端の点である結晶欠陥点（２０ｄｐ）の群が集合して存在する。さらに、単結晶ダイヤモンド（２０）は、結晶欠陥点（２０ｄｐ）の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域（２０ｒ）が複数並列して存在する。これにより、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる単結晶ダイヤモンドが提供される。

Description

単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法、単結晶ダイヤモンドを含む工具、ならびに単結晶ダイヤモンドを含む部品

　本発明は、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法、単結晶ダイヤモンドを含む工具、ならびに単結晶ダイヤモンドを含む部品に関する。

　ダイヤモンドは高熱伝導率、高キャリア移動度、高絶縁破壊電界、低誘導損失など優れた特性を有し、特に比類ない高硬度から切削工具や耐磨工具などに広く用いられている。従来、天然もしくは高温高圧法によって合成された単結晶ダイヤモンドが広く用いられているが、近年化学気相堆積（ＣＶＤ）法でも厚く自立できる単結晶ダイヤモンドが合成できるようになり、前述のような様々な応用が待たれている。

　上記のようなＣＶＤ単結晶ダイヤモンドの高品質化については広く研究されている。たとえば、山本、外２名、「ホモエピタキシャルダイヤモンドのＸ線トポグラフ」、２００４年春季第５１回応用物理学関係連合講演会講演予稿集、社団法人応用物理学会、２００４年３月２８日、第２分冊、６３５頁（非特許文献１）は、ＣＶＤ法によるホモエピタキシャルダイヤモンドのＸ線トポグラフィーによって転位などの欠陥分布を観察している。また、特表２００４－５０３４６１号公報（特許文献１）は、２ｍｍより大きな厚さを有する高い品質の単結晶ＣＶＤダイヤモンドの層およびその生成方法に関して、電子物性の優れた単結晶ＣＶＤダイヤモンドを得るため、種基板となるダイヤモンド基体表面の欠陥密度を低下させてからＣＶＤ法で合成する方法が開示されている。

特表２００４－５０３４６１号公報

山本、外２名、「ホモエピタキシャルダイヤモンドのＸ線トポグラフ」、２００４年春季第５１回応用物理学関係連合講演会講演予稿集、社団法人応用物理学会、２００４年３月２８日、第２分冊、６３５頁

　切削工具や耐磨工具などに、山本、外２名、「ホモエピタキシャルダイヤモンドのＸ線トポグラフ」、２００４年春季第５１回応用物理学関係連合講演会講演予稿集、社団法人応用物理学会、２００４年３月２８日、第２分冊、６３５頁（非特許文献１）および特表２００４－５０３４６１号公報（特許文献１）などで開示されたＣＶＤ法により成長させた単結晶ダイヤモンド（以下、ＣＶＤ単結晶ダイヤモンドともいう。）を用いると、かかるＣＶＤ単結晶ダイヤモンドは、天然単結晶ダイヤモンドおよび高温高圧法により成長させた単結晶ダイヤモンド（以下、高温高圧単結晶ダイヤモンドともいう。）に比べて、耐欠損性が低く欠けやすいため、切削工具や耐磨工具などの寿命が短いという問題点があった。また、光学部品や電子部品や半導体材料などに、山本、外２名、「ホモエピタキシャルダイヤモンドのＸ線トポグラフ」、２００４年春季第５１回応用物理学関係連合講演会講演予稿集、社団法人応用物理学会、２００４年３月２８日、第２分冊、６３５頁（非特許文献１）および特表２００４－５０３４６１号公報（特許文献１）などで開示されたＣＶＤ単結晶ダイヤモンドを用いると、光学部品や電子部品や半導体材料などをダイシングする際にダイシング断面で欠けや亀裂が発生し、有効にデバイス面積を取ることができないという問題点があった。

　そこで、上記の問題点を解決して、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法、単結晶ダイヤモンドを含む工具、ならびに単結晶ダイヤモンドを含む部品を提供することを目的とする。

　本発明のある態様にかかる単結晶ダイヤモンドは、結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在する。

　本発明の別の態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、主面上に種結晶欠陥点の群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶を準備する工程と、ダイヤモンド種結晶の主面上に、化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、を備える。

　これにより、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法、単結晶ダイヤモンドを含む工具、ならびに単結晶ダイヤモンドを含む部品を提供できる。

本発明のある態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像のある例を示す概略図である。図１より広範囲を示す概略図である。本発明のある態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面のある例を示す概略断面図である。本発明のある態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面の別の例を示す概略断面図である。本発明の別の態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法を示す概略断面図である。本発明のある態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面のさらに別の例を示す概略断面図である。本発明のある態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面のさらに別の例を示す概略断面図である。ダイヤモンド種結晶の主面の状態を示す電子顕微鏡の二次電子像のある例を示す写真である。ダイヤモンド種結晶の主面の状態を示す電子顕微鏡の二次電子像の別の例を示す写真である。

　＜本発明の実施形態の説明＞
　本発明のある実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドは、結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して存在する。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

　本発明のある実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドは、結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在する。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在することから、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることができる。ここで、結晶欠陥線状集合領域が線状に延びる方向とは、複数の結晶欠陥線状集合領域がそれぞれ延びる複数の方向の平均の方向である上記特定される一方向をいう。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥線状集合領域が、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下であることから、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に複数並列する高密度の結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥線状集合領域は、結晶成長主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶成長主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことから、単結晶ダイヤモンドにおける欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド全体の強度が増強される。かかる観点から、結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ５００μｍ以上のより長い結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことができる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点の密度を２０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいことから、高密度の結晶欠陥点に対応する高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点の密度を３００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥点の密度が３００ｍｍ^-2より大きいことから、より高密度の結晶欠陥点に対応する高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生がより抑制される。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を２０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果が大きいため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を３０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が３０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果がより大きいため、大きな欠損の発生がさらにより抑制される。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含むことから、結晶欠陥線の形成が促進されるため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含み、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生または分岐しており、結晶成長主面の結晶欠陥点を、結晶成長主面と反対側の主面の結晶欠陥点より高密度とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生または分岐することから、単結晶ダイヤモンド層の層数が増すごとに、結晶成長主面の結晶欠陥点が増加するため、結晶成長主面の結晶欠陥点が、結晶成長主面と反対側の主面の結晶欠陥点より高密度となり、耐欠損性がより高くなる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含み、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面の結晶欠陥点および結晶成長主面と反対側の結晶成長主面の結晶欠陥点を、各単結晶ダイヤモンド層の界面の結晶欠陥点より高密度とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が分岐または合流することから、単結晶ダイヤモンド層の層数が増すごとに、結晶成長主面の結晶欠陥点および反対側の結晶成長主面の結晶欠陥点が増加するため、結晶成長主面の結晶欠陥点および反対側の結晶成長主面の結晶欠陥点が各単結晶ダイヤモンド層の界面の結晶欠陥点より高密度より高くなり、両側の主面の大きな欠損の発生が抑制され、両側の主面の耐欠損性が高く、強度が高くなる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、不純物原子として１ｐｐｍ以上の窒素原子を含有することができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、不純物原子として１ｐｐｍ以上の窒素原子を含有しており、かかる窒素原子は、欠けまたは亀裂の起点とならない孤立置換型の窒素原子ではなく、欠けまたは亀裂の起点となる凝集型の窒素原子であるが、多数の結晶欠陥線による応力緩和のため、大きな欠損の発生が抑制される。このため、不純物原子として１ｐｐｍ以上の窒素原子を含有する本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、切削バイトやエンドミルなどの切削工具、ドレッサーや伸線ダイスなどの耐摩工具、ヒートシンクなどの用途に好適に用いられる。さらに、欠けの進展を攪乱することにより大きな欠けの発生をさらに抑制する観点から、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、不純物原子として、３ｐｐｍ以上の窒素原子を含有することができ、さらに、３０ｐｐｍ以上の窒素原子を含有することができる。ただし、窒素原子の濃度が高過ぎると、結晶欠陥線の密度が高くても、応力緩和が間に合わないため、窒素原子は好ましくは１０００ｐｐｍ以下とできる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、不純物原子として１ｐｐｍ未満の窒素原子を含有することができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、不純物原子として１ｐｐｍ未満の窒素原子しか含有していないことから、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子である窒素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。このため、不純物原子として１ｐｐｍ未満の窒素原子を含有する本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、窓材やレンズなどの光学部品、センサー、半導体基板などの用途に好適に用いられる。さらに、上記の効果が大きく表れる範囲として、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、不純物原子として、０．３ｐｐｍ以下の窒素原子を含有することができ、３０ｐｐｂ以下の窒素原子を含有することができる。ただし、窒素原子が全く無い場合は単結晶ダイヤモンドの欠損を抑制しきれないため、窒素原子は、好ましくは０．０１ｐｐｂ以上とできる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、その厚さを５００μｍとしたときの４００ｎｍの光の透過率を６０％以下とすることができる。ここで、単結晶ダイヤモンドの厚さを５００μｍとしたときの光の透過率とは、その厚さが５００μｍのときに測定した光の透過率、または、その厚さが５００μｍ以外のときに測定した光の透過率を測定して厚さが５００μｍのときに換算した光の透過率をいう。また、光の透過率の正確な評価には、表面散乱が２％以下になるように表面研磨することが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥と不純物原子の相乗効果により、４００ｎｍ以下の波長の光を吸収するため、かかる波長の光の透過率が低下する。厚さを５００μｍとしたときの４００ｎｍの光の透過率が６０％以下である単結晶ダイヤモンドは、大きな欠損の発生が抑制される。

　本発明の別の実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、主面上に種結晶欠陥点の群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶を準備する工程と、ダイヤモンド種結晶の主面上に、化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、を備える。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法は、主面上に種結晶欠陥点の群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶の主面上に、化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させることにより、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在する単結晶ダイヤモンドが得られる。かかる単結晶ダイヤモンドは、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることができる。ここで、種結晶欠陥線状集合領域が線状に延びる方向とは、複数の種結晶欠陥線状集合領域がそれぞれ延びる複数の方向の平均の方向である上記特定される一方向をいう。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥線状集合領域を、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、それが線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることにより、結晶欠陥線状集合領域が、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列する高密度の任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できる単結晶ダイヤモンドが得られる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域が５本以上含むことから、成長させる単結晶ダイヤモンドにおける欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド全体の強度が増強される。かかる観点から、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ５００μｍ以上のより長い種結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことができる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥点の密度が１０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点の密度を１０ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の密度が２０ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥点の密度が１００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点の密度を１００ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の密度が３００ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生がより抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。さらに、単結晶ダイヤモンドの大きな欠損をさらに抑制する観点から、種結晶欠陥点の密度は、１０００ｍｍ^-2より大きくすることができ、１×１０⁴ｍｍ^-2より大きくすることができる。ただし、種結晶欠陥点の密度が高過ぎると、種結晶欠陥点が互いに接近し過ぎて、応力緩和より応力増大の効果が大きくなるため、種結晶欠陥点の密度は好ましくは１×１０⁶ｍｍ^-2より小さくできる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、成長させる単結晶ダイヤモンドは、その結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を２０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果が大きいため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。かかる観点から、複合転位点の密度は、好ましくは３０ｍｍ^-2より大きくでき、さらに好ましくは３００ｃｍ^-2より大きくできる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、ダイヤモンド種結晶の主面を水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において、結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度を３ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点のうち特に化学気相堆積法で成長させた単結晶ダイヤモンドに多数の結晶欠陥線を生じさせる種結晶損傷点の密度を３ｍｍ^-2より大きくすることにより、高密度の結晶欠陥線を有する単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により、大きな欠損が抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、さらに、ダイヤモンド種結晶の主面を水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度を３０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点のうち特に化学気相堆積法で成長させた単結晶ダイヤモンドに多数の結晶欠陥線を生じさせる種結晶損傷点の密度を３０ｍｍ^-2より大きくすることにより、高密度の結晶欠陥線を有する単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により、大きな欠損がより抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。

　本発明のさらに別の実施形態にかかる工具は、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを被削材との接触部分に含む、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、ダイヤモンドナイフ、ガラス切りおよびスクライバーからなる群から選択される工具である。かかる工具は、被削材との接触部分に上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを含むため、大きな欠損抑制され、耐欠損性が高く強度が高い。

　本発明のさらに別の実施形態にかかる部品は、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを含む光学部品、ヒートシンク、バイオチップ、センサーおよび半導体基板からなる群から選択される部品である。かかる部品は、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを含むため、大きな欠損抑制され、耐欠損性が高く強度が高い。

　＜本発明の実施形態の詳細＞
　［実施形態１：単結晶ダイヤモンド］
　図１、図２および図３を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、結晶成長主面２０ｍについてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥２０ｄが存在する線を示す結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して存在する。また、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、結晶成長主面２０ｍについてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥２０ｄが存在する線を示す結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列して存在する。この図１は透過型で撮影したＸ線トポグラフィー像を模式的に表したものであり、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐを分かりやすくするため黒丸点で示す。

　切削工具、耐摩工具などとして広く用いられている高温高圧法により成長させたＩｂ型単結晶ダイヤモンドは、孤立置換型で窒素不純物を含んでおり、孤立置換型の窒素原子が塑性変形の起点となることにより大きな欠損が発生することを防いでいる。しかしながら、ＣＶＤ法により成長させた単結晶ダイヤモンド（ＣＶＤ単結晶ダイヤモンド）は、孤立置換型では窒素原子が入りにくく、空孔や複数の窒素原子と凝集した形で入っており、これらは逆に大きな欠損が発生する原因となっている。

　本発明者らは、このようなＣＶＤ単結晶ダイヤモンドに対して、結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列されるように、分散した多数の結晶欠陥２０ｄを積極的に導入することにより、応力が緩和されるため、微細な摩耗が促進され、切削工具として使用不能となるような大きな欠損が発生しにくくなる現象を見出した。また、本発明者らは、高温高圧法により成長させたＩｂ型単結晶ダイヤモンドでは、ＣＶＤ単結晶ダイヤモンドのように分散した転位を導入しにくく、多数の転位が種結晶から放射状に拡散して異方性がないかまたは低い結晶欠陥束となりやすく、耐欠損性の改善が見られず、転位導入による耐欠損性向上はＣＶＤ単結晶ダイヤモンド特有のものであることを見出した。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列して存在することから、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

　ここで、任意に特定される一方向とは、結晶欠陥線の群が集合して線状に延びる平均の方向であり、たとえば、切削工具の場合は耐摩耗性の高い＜１１０＞方向としても良いし、研磨工程の生産性を考慮する場合は摩耗が容易な＜１００＞方向としても良く、用途や利用方法に応じて選択することが可能である。結晶欠陥線の群が集合して線状に延びる方向は、ある程度分散しても良いが、図２に記載のθが３０°以内とすることでより効果的に耐欠損性が向上することを見出した。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥点２０ｄｐおよび結晶欠陥線２０ｄｑは、結晶成長主面２０ｍにおけるＸ線トポグラフィー像においてそれらの存在が示される。すなわち、結晶欠陥点２０ｄｐおよび結晶欠陥線２０ｄｑは、結晶のそれら以外の部分（欠陥がより少ない部分、すなわち、結晶性が高い部分）に比べてＸ線の反射強度が高いため、Ｘ線トポグラフィー像において、ポジ像の場合は暗部として、ネガ像の場合は明部としてそれらの存在が示される。

　ここで、結晶欠陥２０ｄには、点欠陥、転位、欠損、亀裂、結晶歪みなどの各種の欠陥が含まれる。また、転位には、刃状転位、螺旋転位、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかとが複合した複合転位などが含まれる。これらの結晶欠陥２０ｄからなる結晶欠陥線２０ｄｑは、新たに発生するか、結晶成長主面２０ｍに達するときに線が停止する。結晶成長主面２０ｍに達し結晶欠陥線２０ｄｑの先端を結晶欠陥点２０ｄｐと呼ぶ。本発明では単位面積当たりの結晶欠陥点２０ｄｐの数を数えて密度を定義する。本発明のように１×１０⁴個以上の結晶欠陥点を数えるのは事実上不可能であるため、範囲を限定した任意の領域の５ヶ所の平均値をとっても良い。結晶欠陥点が１０個／ｍｍ²以上ある場合は１ｍｍ角の領域を、１００個／ｍｍ²以上では５００μｍ角の領域を、１×１０⁴個／ｍｍ²以上では１００μｍ角など範囲を限定して結晶欠陥点を数え、ｍｍ^-2単位に換算する。このとき、結晶欠陥点を数える領域は、必ず結晶欠陥線集合領域を含む箇所とする。結晶欠陥線が停止した部分のどちら側が結晶成長主面に達したか分からない場合は、透過型のＸ線トポグラフィー像の入射角と回折面を変更する、もしくは反射型のＸ線トポグラフィーの撮影も行うことによって、結晶欠陥点を明確化する。

　結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、結晶欠陥２０ｄが存在する線である結晶欠陥線２０ｄｑの先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐが結晶成長主面２０ｍにおいて線状に集合することにより形成されている。このため、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長方向に平行な方向（すなわち、結晶成長主面２０ｍに垂直な方向）に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像において好適に示される。Ｘ線トポグラフィー像は反射型でも測定可能であるが、反射型で測定されたＸ線トポグラフィー像においては、結晶欠陥線２０ｄｑが重なった像となるため、結晶欠陥点２０ｄｐの集合状態が判明しにくくなるからである。このような結晶欠陥の測定について、複屈折を利用する方法（複屈折法）もあるが、複屈折像に現れない転位や、逆に構造欠陥ではない点欠陥が複屈折像に現れる場合があるため、Ｘ線トポグラフィーが複屈折法より好ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドのＸ線トポグラフィー像の測定においては、高密度の結晶欠陥点を観察する必要があることから、放射光のＸ線を用いるのが好ましい。透過型で測定する場合は、たとえば、波長０．７１ÅのＸ線を用い、２θ＝３２．９°の（２２０）回折を用いて測定する。また、反射型で測定する場合は、たとえば、波長０．９６ÅのＸ線を用い、２θ＝５２．４°の（１１３）回折を用いて測定しても良い。上記のように結晶欠陥点が明確でない場合は、波長を変えて回折角を変えて撮影することによって特定する。同様に実験室系のＸ線回折装置を用いて測定しても良く、たとえばＭｏ線源で（１１１）回折を、Ｃｕ線源で（１１３）回折を観察しても良いが、高解像度で撮影するには長い測定時間を要する。測定にはＣＣＤカメラを使用することも可能だが、解像度を高めるために原子核乾板を用いるのが望ましい。原子核乾板の保管、現像、定着は、ノイズの増加を避けるため、全て１０℃以下の冷却環境で行うのが望ましい。現像後、光学顕微鏡で画像を取り込み、結晶欠陥点および結晶欠陥線の定量化を行う。

　単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長方向は、複数の結晶欠陥線２０ｄｑの方向の平均の方向に相当する。また、単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面２０ｍとは、結晶成長の最表の主面をいい、一般的には、結晶成長方向に対して垂直な主面である。

　結晶欠陥線状集合領域２０ｒが線状に伸びる方向については、基準となる任意に特定される一方向は＜１００＞方向が好く、かかる＜１００＞方向から、３０°以内の方向が好ましく、１５°以内の方向がより好ましい。単結晶ダイヤモンドは＜１１１＞方向に劈開しやすいため、結晶欠陥線状集合領域２０ｒが線状に伸びる方向を上記の範囲とすることにより、単結晶ダイヤモンド２０の欠損をより抑制することができる。また、単結晶ダイヤモンド２０をＣＶＤ法により成長させる際に用いられるダイヤモンド種結晶が、高温高圧法により成長されたＩｂ型単結晶である場合が多いため、主面が＜１００＞方向に平行な単結晶ダイヤモンド２０が得られやすく、刃幅の大きい工具、大面積の光学部品、電子部品、半導体材料などが得られやすいからである。なお、使用する工具の種類によっては、耐摩耗性の高い＜１１０＞方向に揃えた方が良い場合もあるため、その場合には＜１１０＞方向を結晶欠陥線状集合領域２０ｒが線状に伸びる方向とする。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、それが線状に延びる方向（複数の結晶欠陥線状集合領域がそれぞれ延びる複数の方向の平均の方向、すなわち上記で特定される一方向）に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔Ｄが５００μｍ以下であることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶欠陥線状集合領域２０ｒが、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下であることから、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる高密度の結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できる。

　上記の観点から、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり４つ以上存在すること、および／または、線状に延びる方向における間隔Ｄが１００μｍ以下であることがより好ましい。複数並列する結晶欠陥線状集合領域２０ｒの間のピッチＰは、５００μｍ以下であることが好ましく、２５０μｍ以下であることがより好ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、結晶成長主面２０ｍの１ｃｍ²当たりに、図２に示す長さＬが３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶成長主面２０ｍの１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域が５本以上含むことから、単結晶ダイヤモンド２０における欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド２０全体の強度が増強される。かかる観点から、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、主面の１ｃｍ²当たりに、図２に示す長さＬが５００μｍ以上のより長い結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことがより好ましい。これら結晶欠陥線状集合領域の１ｍｍ当たりの本数（本・ｍｍ^-1）、線状に延びる方向における間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域の本数（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上のより長い結晶欠陥線状集合領域の本数（本・ｃｍ^-2）を定量化する際は、少なくとも１ｍｍ角（１ｍｍ×１ｍｍ）以上の領域で観察するものとする。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥点２０ｄｐの密度は、２０ｍｍ^-2より大きいことが好ましく、３００ｍｍ^-2より大きいことがより好ましく、１０００ｍｍ^-2より大きいことがさらに好ましく、１×１０⁴ｍｍ^-2より大きいことが特に好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶欠陥点２０ｄｐの密度が２０ｍｍ^-2より大きいことから、高密度の結晶欠陥点２０ｄｐに対応する高密度の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される。さらに、結晶欠陥点２０ｄｐの密度が１０００ｍｍ^-2より大きい場合は、ワイパーチップなどの断続切削でも耐欠損性に優れる。ただし、結晶欠陥点２０ｄｐが近接しすぎると逆に応力増大効果が加わるため、結晶欠陥点２０ｄｐの密度は１×１０⁶ｍｍ^-2より小さいことが好ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥点２０ｄｐのうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である複合転位点の密度は、２０ｍｍ^-2より大きいことが好ましく、３０ｍｍ^-2より大きくことがより好ましく、３００ｍｍ^-2より大きくことがさらに好ましく、３０００ｍｍ^-2より大きくことが特に好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、複合転位が結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果が大きいため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。さらに、複合転位点の密度が３００ｍｍ^-2より大きい場合は、ワイパーチップなどの断続切削でも耐欠損性に優れる。ただし複合転位点が近接しすぎると逆に応力増大効果が加わるため、複合転位点の密度は３×１０⁵ｍｍ^-2より小さいことが好ましい。

　ここで、複合転位は、Ｘ線トポグラフィーにおいて、Ｘ線の回折方向（ｇベクトル）を変えることにより観察できる。たとえばダイヤモンド単結晶の結晶成長主面２０ｍである（００１）面を透過型で観察するとき、［４４０］方向のｇベクトルで観察できてもそのｇベクトルに直交する［４－４０］方向などのｇベクトルで観察できない場合は刃状転位であるが、［４４０］方向および［４－４０］方向などの互いに直交する複数のｇベクトルで観察できる場合は複合転位である。なお、結晶欠陥線２０ｄｑである転位の進行方向である＜００１＞方向と垂直ではなく、＜００１＞方向にも成分を持つバーガースベクトルを持つ他の転位を観察する場合は、たとえば反射型で［０４４］方向、［００４］方向、［１１１］方向、［１１３］方向などのｇベクトルなどで観察できる。ただし、反射型の場合は、転位などの結晶欠陥線２０ｄｑが重なった像となるため、結晶欠陥が本発明の構造となっているか判別しにくくなる。

　図４を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含むことが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含むことから、結晶欠陥線２１ｄｑ，２２ｄｑの形成が促進されるため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。

　主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上にＣＶＤ法により成長された第１の単結晶ダイヤモンド層２１には、主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２１ｄｑが結晶成長方向に延びる。第１の単結晶ダイヤモンド層２１上にＣＶＤ法により成長された第２の単結晶ダイヤモンド層２２には、結晶欠陥線２１ｄｑの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２２ｄｑが結晶成長方向に延びて単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍに達する先端が結晶欠陥点２０ｄｐとなる。

　このとき、一般的に、第１の単結晶ダイヤモンド層２１においてはダイヤモンド種結晶１０の１つの種結晶欠陥点１０ｄｐから複数の結晶欠陥線２１ｄｑが引き継がれ、第２の単結晶ダイヤモンド層２２においては第１の単結晶ダイヤモンド層２１の１つの結晶欠陥線２１ｄｑから複数の結晶欠陥線２２ｄｑが引き継がれるため、単結晶ダイヤモンド層２１，２２の数が多くなるほど、単結晶ダイヤモンド２０の結晶欠陥点２０ｄｐは多くなる。

　図５（Ｃ）は、図３に示すようなダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に成長させた単結晶ダイヤモンド２０からダイヤモンド種結晶１０を除去した単結晶ダイヤモンド２０を示す。また、図５（Ｄ）は、図４に示すようなダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に成長させた複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０からダイヤモンド種結晶１０を除去した、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０を示す。

　図５（Ｄ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含み、各単結晶ダイヤモンド層２１，２２の界面２１２ｉで、結晶欠陥線２１ｄｑ，２２ｄｑが新たに発生または分岐しており、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐが、結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎの結晶欠陥点２０ｎｄｐより高密度である。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、各単結晶ダイヤモンド層２１，２２の界面で、結晶欠陥線２１ｄｐ，２２ｄｐが新たに発生または分岐することから、単結晶ダイヤモンド層２１，２２の層数が増すごとに、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐが増加するため、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐが、結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎの結晶欠陥点２０ｎｄｐより高密度となり、耐欠損性がより高くなる。なお、図５（Ｄ）に示すように、新たに発生した結晶欠陥線は分岐して延びる場合もある。

　図６は、図５（Ｃ）に示す単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、さらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより得られる単結晶ダイヤモンドを示す。また、図７は、図５（Ｄ）に示す複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、複数の単結晶ダイヤモンド層を含むさらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより得られる単結晶ダイヤモンドを示す。

　図６および図７を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂを含み、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉで、結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび結晶成長主面２０ａｍと反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉの結晶欠陥点より高密度である。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉで、結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流することから、単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの層数が増すごとに、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｐｄおよび反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが増加するため、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉの結晶欠陥点より高密度より高くなり、両側の主面の大きな欠損の発生が抑制され、両側の主面の耐欠損性が高く、強度が高くなる。なお、結晶欠陥線の消滅とは、複数の結晶欠陥線のうちのいくつかの消滅を意味する。

　後述するように、図６および図７に示す単結晶ダイヤモンド２０は、単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂが、それらの界面２０ｉから結晶成長主面２０ａｍ，２０ｂｍに成長して得られるものである。したがって、界面２０ｉから両方の結晶成長主面２０ａｍ，２０ｂｍの方向には結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑは新たに発生または分岐している。すなわち、一方の結晶成長主面２０ａｍから界面２０ｉを経て他方の結晶成長主面２０ｂｍの方向には、一方の結晶成長主面２０ａｍから界面２０ｉまでは結晶欠陥線２０ａｄｑ，２１ａｄｑ，２２ａｄｑが消滅または合流しており、界面２０ｉから他方の結晶成長主面２０ｂｍまでは結晶欠陥線２０ｂｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生または分岐している。

　上記のように、単結晶ダイヤモンド層の界面ごとに結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流する場合は、結晶欠陥線および結晶欠陥点の位置を判別しにくい。このような構造を判別する場合には、単結晶ダイヤモンドの断面を切断して測定するのが好ましい。切断方向を＜１００＞方向とし、断面が（０１０）面とするのが測定上判別しやすいが、断面を（１１０）面にするなど他の方向となってもよい。

　ここで、図５（Ｃ）および（Ｄ）に示す単結晶ダイヤモンド２０においては、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐの密度が高くなることにより、結晶成長主面２０ｍ側の耐欠損性が高くなるが、結晶成長主面２０ｍと反対の主面２０ｎ側の耐欠損性が高くならない。これに対して、図６および図７に示す単結晶ダイヤモンド２０においては、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点の２０ｂｄｐの密度が高くなるため、両主面側の耐欠損性が高くなる。また、厚さ方向に結晶欠陥線が均一に分布している単結晶ダイヤモンドに比べて、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２１ａ，２１ｂ，２２，２２ａ，２２ｂを含み、これらの単結晶ダイヤモンド層が結晶欠陥線２１ｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが少ない層と多い層の両者を含む単結晶ダイヤモンドの方が、同じ結晶欠陥密度でもより耐欠損性が高い。このように、厚さ方向に結晶欠陥線の分布が不均一な単結晶ダイヤモンドは、たとえば切削用バイトの場合はすくい面とロウ付け面両者が強固で欠損、ロウ付け外れなどが起こりにくい素材を得ることができる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、不純物原子として１ｐｐｍ以上の窒素原子を含有することが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、不純物原子として１ｐｐｍ以上の窒素原子を含有しており、かかる窒素原子は、欠けまたは亀裂の起点とならない孤立置換型の窒素原子ではなく、欠けまたは亀裂の起点となる凝集型の窒素原子であるが、多数の結晶欠陥線による応力緩和のため、大きな欠損の発生が抑制される。凝集型の窒素原子とは、Ａ　Ｃｅｎｔｅｒ、Ｂ　Ｃｅｎｔｅｒ、Ｎ３　Ｃｅｎｔｅｒ、Ｈ３　Ｃｅｎｔｅｒ、ＮＶ　Ｃｅｎｔｅｒなど、複数の窒素原子および／または空孔と隣接してダイヤモンド単結晶中に存在するもののことである。ＣＶＤ法により得られる単結晶ダイヤモンドでは、孤立置換型の窒素原子を単結晶中に導入するのが困難であるが、結晶欠陥線を多数導入することにより、凝集型の窒素原子が導入されていても、耐欠損性が高くなる。上記の観点から、単結晶ダイヤモンド２０に不純物原子として含有される窒素原子は、３ｐｐｍ以上がより好ましく、１０ｐｐｍ以上がさらに好ましく、３０ｐｐｍ以上が特に好ましい。さらに、窒素原子の濃度が１０ｐｐｍ以上の場合は、断続切削でも優れた耐欠損性を示す。ただし、窒素原子の濃度は、高すぎると結晶欠陥線の密度が多くても応力緩和が間に合わないため、１０００ｐｐｍ以下が好ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、不純物原子として１ｐｐｍ未満の窒素原子を含有することが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、不純物原子として１ｐｐｍ未満の窒素原子しか含有していないことから、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子である窒素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線２０ｄｑ自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。上記の観点から、単結晶ダイヤモンド２０に不純物原子として含有される窒素原子は、０．３ｐｐｍ以下がより好ましく、０．１ｐｐｍ以下がさらに好ましく、０．０３ｐｐｍ以下が特に好ましい。さらに、０．１ｐｐｍ以下の場合はレーザ用窓材のように繰り返しの熱衝撃を受ける用途で優れた割れ耐性を持つ。ただし、窒素原子が全く無い場合は単結晶ダイヤモンドの欠損を抑制しきれないため、窒素原子は、０．０１ｐｐｂ以上が好ましい。窒素濃度は、たとえば、二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）や電子スピン共鳴分析（ＥＳＲ）などで測定する。この際、ＥＳＲで測定される孤立置換窒素はＳＩＭＳで測定される全窒素量の５０％以下、好ましくは１０％以下、さらに好ましくは１％以下である。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、大きな欠損を抑制する観点から、その厚さを５００μｍとしたときの４００ｎｍの光の透過率は、６０％以下が好ましく、３０％以下がより好ましく、１０％以下がさらに好ましくであり、５％以下が特に好ましい。ここで、単結晶ダイヤモンドの厚さを５００μｍとしたときの光の透過率とは、その厚さが５００μｍのときに測定した光の透過率、または、その厚さが５００μｍ以外のときに測定した光の透過率を測定して厚さが５００μｍのときに換算した光の透過率をいう。また、光の透過率の正確な評価には、表面散乱が２％以下になるように表面研磨することが好ましい。４００ｎｍ以下の光の透過率が小さい単結晶ダイヤモンドは、それに含まれる結晶欠陥線および／または窒素原子が多く、その結果として亀裂が抑制されて、耐欠損性が高い。ここで、光の透過率とは、入射光に対する実質的な透過率であり、反射率を除いた内部のみの透過率ではない。したがって、吸収や散乱がないときでも、透過率は最大約７１％となる。板厚の異なる透過率の換算値は、板内部の多重反射を考慮した一般的に知られている式を用いて行うことができる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の主面の大きさは、耐欠損性の向上効果が高い観点から、直径３ｍｍ以上が好ましく、直径６ｍｍ以上がより好ましく、直径１０ｍｍ以上がさらに好ましい。なお、主面の大きさが直径１０ｍｍ以上で本実施形態の結晶欠陥線状集合領域がない単結晶ダイヤモンドは、バイトなどの切削中に容易に欠損する。

　［実施形態２：単結晶ダイヤモンドの製造方法］
　図５を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶１０を準備する工程（図５（Ａ））と、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に、化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させる工程（図５（Ｂ））と、を備える。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に、化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列して存在する単結晶ダイヤモンド２０が得られる。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、種結晶欠陥線状集合領域を、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、それが線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることにより、図１および図２に示す結晶欠陥線状集合領域２０ｒが、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である単結晶ダイヤモンド２０が得られるため、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列する高密度の任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できる単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

　上記の観点から、種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり４つ以上存在すること、および／または、線状に延びる方向における間隔が１００μｍ以下であることがより好ましい。複数並列する種結晶欠陥線状集合領域の間のピッチは、５００μｍ以下であることが好ましく、２５０μｍ以下であることがより好ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域が５本以上含むことから、成長させる単結晶ダイヤモンド２０における欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド２０全体の強度が増強される。かかる観点から、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ５００μｍ以上のより長い種結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことがより好ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度は１０ｍｍ^-2より大きくすることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度を１０ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの密度が２０ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される単結晶ダイヤモンド２０が得られる。かかる観点から、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度は、１００ｍｍ^-2より大きいことがより好ましく、１０００ｍｍ^-2より大きいことがさらに好ましく、１×１０⁴ｍｍ^-2より大きいことが特に好ましい。たとえば、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度を１００ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの密度が３００ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られる。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶欠陥線状集合領域は、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像（すなわち、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍについてのＸ線トポグラフィー像）において好適に示される。

　図５、図８および図９を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍを水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度を３ｍｍ^-2より大きくすることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、種結晶欠陥点のうち特に化学気相堆積法で成長させた単結晶ダイヤモンド２０に多数の結晶欠陥線２０ｄｑを生じさせる種結晶損傷点の密度を３ｍｍ^-2より大きくすることにより、高密度の結晶欠陥線２０ｄｑを有する単結晶ダイヤモンド２０が化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により、大きな欠損が抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。かかる観点から、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍを水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度を３０ｍｍ^-2より大きくすることがより好ましい。

　ここで、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍを水素終端処理する方法は、特に制限はないが、効率的に処理する観点から、水素ガスを流した減圧雰囲気下で、２．４００ＧＨｚ～２．４９７ＧＨｚまたは９０２ＭＨｚ～９２８ＭＨｚのマイクロ波の導入、または、熱フィラメントによる加熱によって発生させた水素プラズマをダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍに照射することにより行なう。このときのダイヤモンド種結晶１０の温度は、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍの形状変化を防止する観点から、８００℃以下が好ましく、６００℃以下がより好ましい。また、水素終端処理が進む観点から、４００℃以上が好ましい。水素終端処理時間は、確実に水素末端処理する観点から３分以上が好ましく、エッチングされないようにする観点から１５分以下が好ましい。

　上記のように水素終端されたダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍは、電気陰性度が負になることから、電子顕微鏡の１次電子により励起されたキャリアが容易に２次電子として検出できるため、結晶内部のキャリアをトラップする欠陥の分布として２次電子像を観察することができる。このため、図８に示すような主面１０ｍに明瞭な亀裂などの欠陥がある場合のみならず、図９に示すような主面１０ｍに明瞭な欠陥がない場合においても、上記結晶欠陥に加えて、微細な亀裂、微細な歪みなどを含めた結晶損傷およびその密度を評価することができる。具体的には、図８および図９において、上記の結晶損傷は、微細な亀裂は暗部として、微細な歪みは明暗の変化として、観察される。この際、ダイヤモンド種結晶の表面に存在する種結晶損傷点に対する感度を高くするため、１次電子の加速電圧は１５ｋＶ以下が望ましい。

　本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、ダイヤモンド種結晶の主面の大きさは、大口径の単結晶ダイヤモンドを成長させる観点から、直径３ｍｍ以上が好ましく、直径６ｍｍ以上がより好ましく、直径１０ｍｍ以上がさらに好ましい。

　（種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶の準備工程）
　図５（Ａ）を参照して、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が線状に集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶１０を準備する工程は、特に制限はないが、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶１０を効率的に準備する観点から、ダイヤモンド種結晶１０を準備するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を形成するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度を確認するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ側に、イオンを注入することにより、導電層領域１０ｃを形成するサブ工程と、を含むことができる。

　ダイヤモンド種結晶１０を準備するサブ工程においては、ダイヤモンド種結晶１０として、高温高圧法により成長されたＩｂ型単結晶ダイヤモンドまたはＩＩａ型単結晶ダイヤモンド、Ｉｂ型単結晶ダイヤモンドまたはＩＩａ型単結晶ダイヤモンドを種結晶として上記ＣＶＤ法により成長された単結晶ダイヤモンドが準備される。

　ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を形成するサブ工程において、種結晶欠陥点１０ｄｐには、種結晶点欠陥点、種結晶転位点１０ｄｄ（刃状転位、螺旋転位、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位などの転位が主面１０ｍに達する先端の点）、種結晶欠損点１０ｄｖ、種結晶亀裂点、種結晶損傷点１０ｄｉなどの各種の欠陥点が含まれる。また、種結晶欠陥線状集合領域を形成する方法は、特に制限はなく、たとえば、フォトリソグラフィー法を用いて線状のマスクを形成し、その後マスクが形成されていない部分にプラズマエッチングすることにより形成してもよい。また、レーザ加工により形成してもよい。ダイヤモンド砥粒をメタルでボンドした砥石や、鋳鉄にダイヤモンド砥粒を分散した砥石による機械研磨により形成してもよい。さらに、かかる機械研磨後に反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）、マイクロ波プラズマエッチング、またはイオンミリングを行うことにより、転位の起点となる亀裂をさらに精度よく制御することができる。特に、マスク形成とＲＩＥを行う場合は、酸素（Ｏ₂）とＯ₂の流量（単位はｓｃｃｍ）に対して１％以下の流量（単位はｓｃｃｍ）の四フッ化炭素（ＣＦ₄）とでドライエッチングするのが好ましい。このようにすれば、ドライエッチング後に針状の凹凸ができやすく、ＣＶＤ成長後に結晶欠陥線の起点となりやすいからである。

　種結晶欠陥線状集合領域が線状に延びる方向については、好ましい方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒを有する単結晶ダイヤモンド２０を成長させる観点から、＜１００＞方向から、３０°以内の方向が好ましく、１５°以内の方向がより好ましい。

　ここで、亀裂とは、１μｍ以上の深さにえぐられた穴および１μｍ～１０μｍの長さを有する線状の亀裂を指す。後者は特に主に＜１１０＞方向に向いて入りやすい微小劈開などを指す。亀裂点とは、亀裂が主面１０ｍに達する先端の点を指す。また、結晶損傷とは、１μｍ未満の深さにえぐられた微小な穴および１μｍ未満の微小な亀裂、ならびに結晶歪みなどを指す。結晶損傷点とは、結晶損傷が主面１０ｍに達する先端の点を指す。種結晶加工後の主面１０ｍの算術平均粗さＲａ（ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２０１３に規定する算術平均粗さＲａをいう。以下同じ。）は０．１ｎｍ～３０ｎｍが望ましい。またこの際、主面１０ｍは（００１）面から２°以上１５°以下のオフ角があることが好ましい。主面１０ｍのオフ方向は、＜１００＞方向から１５°以内、または、＜１１０＞方向から１５°以内が好ましい。主面１０ｍの（００１）面からのオフ角が２°未満である場合は、オフ方向に特に制限はなく、主面１０ｍの（００１）面からのオフ角が２°以上１５°以下の場合に比べて、より高圧の条件でＣＶＤ成長させるのが好ましい。

　上記の方法により、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に、種結晶欠陥線状集合領域を、それが延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、それが線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下になるように形成することが好ましい。

　種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度を確認するサブ工程において、光学顕微鏡および／またはＸ線トポグラフィーの像を観察することにより、種結晶欠陥点１０ｄｐが１０ｍｍ^-2より大きいことを確認することが好ましい。また、上記のようにダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍを水素終端した後、主面１０ｍを電子顕微鏡の２次電子像を観察することにより、種結晶損傷点１０ｄｉの密度が３ｍｍ^-2より大きいことを確認することが好ましい。ここで、種結晶欠陥点１０ｄｐが１０ｍｍ^-2以下および種結晶損傷点１０ｄｉの密度が３ｍｍ^-2以下の少なくともいずれかの場合は、条件を変えて種結晶欠陥線状集合領域を形成するサブ工程を繰り返すことが好ましい。また、種結晶欠陥点１０ｄｐが１×１０⁶ｍｍ^-2より大きいおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度が５×１０⁵ｍｍ^-2より大きいの少なくともいずれかの場合は、エッチングなどにより種結晶欠陥点および種結晶損傷点の少なくともいずれかの密度を下げることが好ましい。

　このとき、ダイヤモンド種結晶１０が窒素原子やリン原子などのドナー原子が多いｎ型の場合、水素終端した表面付近でバンドが上昇し、２次電子の放出が阻害される場合がある。そのため、ダイヤモンド種結晶として、Ｉｂ型単結晶ダイヤモンドを用いても種結晶損傷点１０ｄｉの観察が可能であるが、ダイヤモンド種結晶１０のドナー密度は、３０ｐｐｍ以下であることが好ましく、１ｐｐｍ以下であることが好ましく、ダイヤモンド種結晶として、ＩＩａ型単結晶ダイヤモンドまたはＣＶＤ法により成長させた単結晶ダイヤモンを用いることが好ましい。

　ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ側に導電層領域１０ｃを形成するサブ工程は、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ側にイオンを注入することにより行なう。イオンは、炭素、水素、リチウム、ホウ素、窒素、酸素またはリンのイオンが好ましく用いられる。

　（単結晶ダイヤモンドの成長工程）
　図５（Ｂ）を参照して、単結晶ダイヤモンド２０を成長させる工程は、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上に、化学気相堆積（ＣＶＤ）法により、単結晶ダイヤモンド２０を成長させることにより行なう。ＣＶＤ法としては、マイクロ波プラズマＣＶＤ法、ＤＣプラズマＣＶＤ法、ホットフィラメントＣＶＤ法などが好適に用いられる。単結晶成長用ガスとしては、水素、メタン、アルゴン、窒素、酸素、二酸化酸素などを用いて、単結晶ダイヤモンド中の窒素原子の濃度は、特に制限はなく、１ｐｐｍ以上または１ｐｐｍ未満であってもよいが、３ｐｐｍ以上または０．３ｐｐｍ以下になるように調整することが好ましい。さらに、ジボラン、トリメチルボロン、ホスフィン、ターシャルブチルリン、シランなどのドーピングガスを添加してもよい。単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長初期の厚さが１μｍ～７μｍの領域は、少なくとも成長パラメータ（α）が２以上かつダイヤモンド種結晶１０の温度が１１００℃以下で成長することが好ましい。成長パラメータ（α）とは、＜１１１＞方向の結晶成長速度に対する＜１００＞方向の結晶成長速度の比を３^0.5倍した値である。

　成長させる単結晶ダイヤモンド２０の厚さは、特に制限はないが、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などを好適に形成する観点から、３００μｍ以上が好ましく、５００μｍ以上がより好ましい。ダイヤモンド種結晶１０に応力による割れが発生するのを防止する観点から、１５００μｍ以下が好ましく、１０００μｍ以下がより好ましい。厚さが１０００μｍより大きい単結晶ダイヤモンド２０を成長させる場合は、厚さが５００μｍ以下の第１の単結晶ダイヤモンド層２１を成長させた後、後述のようにダイヤモンド種結晶１０を除去した後、第１の単結晶ダイヤモンド層２１上に、追加の単結晶ダイヤモンド２０として、第２の単結晶ダイヤモンド層２２を成長させることが好ましい。

　なお、図４に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０を成長させる場合、ダイヤモンド種結晶１０上に単結晶ダイヤモンド２０として第１の単結晶ダイヤモンド層２１および第２の単結晶ダイヤモンド層２２を続けて成長させることもできる。しかし、厚さの大きい（たとえば厚さが１０００μｍより大きい）単結晶ダイヤモンド２０を成長させる場合は、単結晶ダイヤモンド２０の厚さが大きくなることによりダイヤモンド種結晶１０が応力により割れることを防止する観点から、厚さが５００μｍ以下の第１の単結晶ダイヤモンド層２１を成長した後、ダイヤモンド種結晶１０を除去し、その後に、第２の単結晶ダイヤモンド層２２を追加して成長させることが好ましい。

　（ダイヤモンド種結晶の除去工程）
　図５（Ｃ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、効率よく単結晶ダイヤモンド２０を得る観点から、ダイヤモンド種結晶１０を除去する工程をさらに備えることができる。

　ダイヤモンド種結晶１０を除去する工程は、ダイヤモンド種結晶１０を効率よく除去する観点から、レーザ切断により除去することが好ましい。また、電解エッチングなどの電気化学的エッチングにより、ダイヤモンド種結晶１０にイオン注入することにより形成された導電層領域１０ｃを分解除去することにより、ダイヤモンド種結晶１０を除去することも好ましい。

　（単結晶ダイヤモンドの追加成長工程）
　図５（Ｄ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、大きな欠損の発生がさらに抑制される単結晶ダイヤモンド２０を得る観点から、単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程をさらに備えることができる。

　単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程は、既に成長させた単結晶ダイヤモンド２０である第１の単結晶ダイヤモンド層２１の主面上に、ＣＶＤ法により、第２の単結晶ダイヤモンド層２２を成長させることにより行なう。第１の単結晶ダイヤモンド層２１には、図５（Ｃ）に示すように、ダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２１ｄｑが結晶成長方向に延びている。第１の単結晶ダイヤモンド層２１上にＣＶＤ法により成長された第２の単結晶ダイヤモンド層２２には、結晶欠陥線２１ｄｑの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２２ｄｑが結晶成長方向に延びて単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍに達する先端が結晶欠陥点２０ｄｐとなる。

　このとき、一般的に、第１の単結晶ダイヤモンド層２１においてはダイヤモンド種結晶１０の１つの種結晶欠陥点１０ｄｐから複数の結晶欠陥線２１ｄｑが引き継がれ、第２の単結晶ダイヤモンド層２２においてはダイヤモンド種結晶１０の１つの結晶欠陥線２１ｄｑから複数の結晶欠陥線２２ｄｑが引き継がれるため、単結晶ダイヤモンド層２１，２２の数が多くなるほど、単結晶ダイヤモンド２０の結晶欠陥点２０ｄｐは多くなり、大きな欠損の発生がさらに抑制される。

　上記のようにして、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含み、各単結晶ダイヤモンド層２１，２２の界面２１２ｉで、結晶欠陥線２１ｄｑ，２２ｄｑが新たに発生または分岐しており、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐを、結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎの結晶欠陥点２０ｎｄｐより高密度である単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

　また、図５（Ｃ）および図６を参照して、単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程として、図５（Ｃ）で得られる単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、ＣＶＤ法により、さらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより行なうことができる。このようにして、図６に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂを含み、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂの界面２０ｉで、結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび結晶成長主面２０ａｍと反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂの界面２０ｉの結晶欠陥点より高密度である単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

　また、図５（Ｄ）および図７を参照して、単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程として、図５（Ｄ）で得られる単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、ＣＶＤ法により、さらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより行なうことができる。このようにして、図７に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂを含み、各単結晶ダイヤモンド層２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉで、結晶欠陥線２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび結晶成長主面２０ａｍと反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが、各単結晶ダイヤモンド層２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉの結晶欠陥点より高密度である単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

　［実施形態３：工具］
　本実施形態の工具は、実施形態１の単結晶ダイヤモンドを被削材との接触部分に含む、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、ダイヤモンドナイフ、ガラス切りおよびスクライバーからなる群から選択される工具である。かかる工具は、非削材ろの接触部分に上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを含むため、大きな欠損抑制され、耐欠損性が高く強度が高い。

　［実施形態４：部品］
　本実施形態の部品は、実施形態１の単結晶ダイヤモンドを含む光学部品、ヒートシンク、バイオチップ、センサーおよび半導体基板からなる群から選択される部品である。かかる部品は、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを含むため、大きな欠損抑制され、耐欠損性が高く強度が高い。

　［実施例１］
　（試料１～試料５および試料９～試料１２）
　１．主面に種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶の準備
　図５（Ａ）を参照して、ダイヤモンド種結晶１０として、高温高圧法により成長させた主面１０ｍが（００１）面から＜１００＞方向に２°～１０°のオフ角を有する５ｍｍ×５ｍｍ×厚さ１ｍｍのダイヤモンド種結晶基板を９つ準備した。

　試料１～５および試料９については、各々のダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍに、平均粒径９μｍ～３５μｍのダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて、回転数５００ｒｐｍ～３０００ｒｐｍ、荷重０．５ｋｇｆ～５ｋｇｆの条件で、種結晶欠陥線状集合領域として＜１００＞方向に線状に延びる研磨傷を形成した。次いで、試料９についてはダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍを、酸素（Ｏ₂）ガスと四フッ化水素（ＣＦ₄）ガスとを用いてドライエッチングを行い、種結晶欠陥点および種結晶損傷点の密度を調節した。

　試料１０～試料１２については、ダイヤモンド種結晶１０を酸（王水）と有機溶剤（エタノール）で洗浄した後、主面１０ｍにマスクとなるＡｌを蒸着し、フォトリソグラフィーで線状のフォトマスクを形成し、希塩酸を用いた酸処理で種結晶欠陥線状集合領域とする場所のＡｌを除去してＡｌマスクを形成した。次いで、圧力が０．１Ｐａ～１０Ｐａの減圧雰囲気中で酸素を用いてドライエッチングを行い、高さが１０ｎｍ～５００ｎｍの針状の突起を種結晶欠陥線状集合領域に形成した。その後、希塩酸を用いた酸処理でＡｌを除去した。

　次いで、各々のダイヤモンド種結晶１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、種結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、種結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の種結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の種結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）および種結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。さらに、マイクロ波の導入によって発生させた水素プラズマをダイヤモンド種結晶１０の主面１０ｍに照射することにより、各々のダイヤモンド種結晶１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍを水素終端した後、電子顕微鏡の１次電子により励起されたキャリアを２次電子として検出した２次電子像により、種結晶損傷点１０ｄｉの密度（ｍｍ^-2）を算出した。結果を表１にまとめた。

　次いで、試料１～試料５および試料９～試料１２の各々のダイヤモンド種結晶１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍ側に、３００ｋｅＶ～３ＭｅＶのエネルギーで１×１０¹⁵個・ｃｍ^-2～１×１０¹⁸個・ｃｍ^-2のドーズ量で炭素をイオン注入することにより、導電層領域１０ｃを形成した。

　２．単結晶ダイヤモンドの成長
　次に、図５（Ｂ）を参照して、各々のダイヤモンド種結晶１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍ上に、マイクロ波プラズマＣＶＤ法により、単結晶ダイヤモンド２０を成長させた。結晶成長用ガスとして、水素ガス、メタンガス、および窒素ガスを使用し、水素ガスに対するメタンガスの濃度を５モル％～２０モル％、メタンガスに対する窒素ガスの濃度を０モル％～５モル％とした。結晶成長圧力は５ｋＰａ～１５ｋＰａとし、結晶成長温度（ダイヤモンド種結晶の温度）は８００℃～１２００℃とした。

　３．ダイヤモンド種結晶の除去
　次に、図５（Ｃ）を参照して、試料１～試料５の各々の単結晶ダイヤモンド２０から各々のダイヤモンド種結晶１０を、電解エッチングにより、ダイヤモンド種結晶１０中の導電層領域１０ｃを分解除去することにより、ダイヤモンド種結晶１０を除去した。試料９～試料１２については、Ｎｄ：ＹＡＧレーザを用いて切断して種結晶を除去し、切断面をダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて研磨した。

　このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０の（００１）面である結晶成長主面２０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）および複合転位点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。ここで、Ｘ線の回折面は（２２０）面とした。使用したＸ線のエネルギーは、１４．５４７ｋｅＶ（波長０．８５Å）であった。結果を表１にまとめた。表１の試料１２の結晶欠陥点および複合転位点の密度の欄の値は、一方が結晶成長主面における値であり、他方が反対側の結晶成長主面における値であった。

　４．単結晶ダイヤモンドの追加成長
　次に、図５（Ｄ）を参照して、試料２～試料５および試料１０～試料１２については、さらに、単結晶ダイヤモンド２０を追加成長させた。かかる追加成長における結晶成長条件は、上記の最初の結晶成長条件と同じとした。このようにして得られた試料２～試料５および試料１０～試料１２の単結晶ダイヤモンド２０は、それぞれ３層、２層、５層、３層、３層、５層および３層の単結晶ダイヤモンド層を有していた。さらに、図７を参照して、試料１２については、レーザで切断した主面を研磨および酸洗浄（王水を使用）した後に、酸素（Ｏ₂）ガスと四フッ化水素（ＣＦ₄）ガスとを用いてドライエッチングを行い、２層の単結晶ダイヤモンド層で構成される単結晶ダイヤモンドを追加成長させた。これらの追加成長における結晶成長条件は、上記の最初の結晶成長条件と同じとした。結果を表１にまとめた。

　５．単結晶ダイヤモンドの物性評価
　このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０の（００１）面である結晶成長主面２０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）および複合転位点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。ここで、Ｘ線の回折面は（２２０）面とした。使用したＸ線のエネルギーは、１４．５４７ｋｅＶ（波長０．８５Å）であった。結果を表１にまとめた。

　６．単結晶ダイヤモンドの耐欠損性の評価
　上記で得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０をカッター刃の形状に加工し、ワーク（被切削材）の切削加工を行って耐欠損性を評価した。カッターは住友電工ハードメタル株式会社製ＲＦ４０８０Ｒを用い、ワイパーチップは同ＳＮＥＷ１２０４ＡＤＦＲ－ＷＳを用いた。旋盤は株式会社森精機製のＮＶ５０００を用いた。切削速度は２０００ｍ／ｍｉｎ、切込量０．０５ｍｍ、送り量０．０５ｍｍ／刃とした。ワークはアルミ材Ａ５０５２を用い、ワークを３０ｋｍ切削した後に、カッター刃の５μｍ以上の欠損の数（欠損数）により耐欠損性の評価を行なった。欠損数の少ないほど耐欠損性が高い。結果を表１にまとめた。

　（試料６～試料８）
　比較のために、高温高圧法により成長させた３つの単結晶ダイヤモンドを、それぞれ、試料１～試料５の場合と同様にして、耐欠損性を評価した。これらの結果も、表１にまとめた。

　表１を参照して、試料１～試料５および試料９～試料１２においては、切削後の欠損数がいずれも０と耐欠損性が極めて高かったのに対し、試料６～試料８においては、切削後の欠損数が２～９と耐欠損性が低かった。

　［実施例２］
　次に試料１３～１５について、実施例１と同様の方法で種結晶を準備し、低窒素濃度となる条件で表２となるように単結晶ダイヤモンドを成長させた。結晶成長用ガスとして、水素ガス、メタンガス、および二酸化炭素ガスを使用し、水素ガスに対するメタンガスの濃度を１モル％～２０モル％、メタンガスに対する二酸化炭素ガスの濃度を１モル％～７０モル％とした。結晶成長圧力は５ｋＰａ～３０ｋＰａとし、結晶成長温度（ダイヤモンド種結晶の温度）は８００℃～１２００℃とした。実施例１と同様の方法で種基板を分離した後、実施例１と同様の方法で分析と追加成長を行った。このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンドの円板形状の加工し、フランジに取り付けてＣＯ₂レーザ用の窓を作製した。比較用にはＡＲコートしたＺｎＳｅで窓を作製した。レーザの発信機出力４０ｋＷで２０００時間加工を繰り返した後、窓材表面を観察した。使用開始時と使用後の単結晶ダイヤモンドのレーザ出力をパワーメータで測定した。結果を表２にまとめた。

　表２を参照して、試料１３、１４は、使用後のレーザ出力が使用開始時のレーザ出力の１００％で全く変化がなく、良好な透過率を維持していた。試料１５では終了時点でレーザ出力が使用開始時のレーザ出力の７９％に低下していた。端が黒色化していたことが分かった。熱衝撃による亀裂発生からダイヤモンドが一部黒鉛化して透過率が低下したことが分かった。比較用のＺｎＳｅは７００時間で急速にレーザ出力が使用開始時のレーザ出力の５０％に低下したため、中止して表面分析したところ、ＡＲコートは全て剥がれ熱による表面荒れが発生していた。

　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。

　１０　ダイヤモンド種結晶、１０ｃ　導電層領域、１０ｄｐ　種結晶欠陥点、１０ｄｄ　種結晶転位点、１０ｄｉ　種結晶損傷点、１０ｄｖ　種結晶欠損点、１０ｍ，２０ｎ　主面、２０　単結晶ダイヤモンド、２０ｄ，２０ａｄ，２０ｂｄ　結晶欠陥、２０ｄｐ，２０ａｄｐ，２０ｂｄｐ，２０ｎｄｐ　結晶欠陥点、２０ｄｑ，２０ａｄｑ，２０ｂｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑ　結晶欠陥線、２０ｉ，２１２ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉ　界面、２０ｍ，２０ａｍ，２０ｂｍ　結晶成長主面、２０ｒ　結晶欠陥線状集合領域、２０ａ，２０ｂ，２１、２１ａ，２１ｂ，２２，２２ａ，２２ｂ　単結晶ダイヤモンド層。

Claims

　結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が前記結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して存在する単結晶ダイヤモンド。
　結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が前記結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在する単結晶ダイヤモンド。
　前記結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、前記線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である請求項２に記載の単結晶ダイヤモンド。
　前記結晶欠陥線状集合領域は、前記結晶成長主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含む請求項２または請求項３に記載の単結晶ダイヤモンド。
　前記結晶欠陥点の密度が２０ｍｍ^-2より大きい請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　前記結晶欠陥点の密度が３００ｍｍ^-2より大きい請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　前記結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きい請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　前記結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が３０ｍｍ^-2より大きい請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　複数の単結晶ダイヤモンド層を含む請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　各前記単結晶ダイヤモンド層の界面で、前記結晶欠陥線が新たに発生または分岐しており、
　前記結晶成長主面の前記結晶欠陥点が、前記結晶成長主面と反対側の主面の前記結晶欠陥点より高密度である請求項９に記載の単結晶ダイヤモンド。
　各前記単結晶ダイヤモンド層の界面で、前記結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流しており、
　前記結晶成長主面の前記結晶欠陥点および前記結晶成長主面と反対側の結晶成長主面の前記結晶欠陥点が、各前記単結晶ダイヤモンド層の界面の前記結晶欠陥点より高密度である請求項９に記載の単結晶ダイヤモンド。
　不純物原子として１ｐｐｍ以上の窒素原子を含有する請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　不純物原子として３ｐｐｍ以上の窒素原子を含有する請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　不純物原子として１ｐｐｍ未満の窒素原子を含有する請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　不純物原子として０．３ｐｐｍ以下の窒素原子を含有する請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　前記単結晶ダイヤモンドの厚さを５００μｍとしたときの４００ｎｍの光の透過率が６０％以下である請求項１から請求項１５のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
　主面上に種結晶欠陥点の群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶を準備する工程と、
　前記ダイヤモンド種結晶の前記主面上に、化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、
　を備える単結晶ダイヤモンドの製造方法。
　前記種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、前記線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である請求項１７に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
　前記種結晶欠陥線状集合領域は、前記主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域を５本以上含む請求項１７または請求項１８に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
　前記種結晶欠陥点の密度が１０ｍｍ^-2より大きい請求項１７から請求項１９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。
　前記種結晶欠陥点の密度が１００ｍｍ^-2より大きい請求項１７から請求項１９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。
　前記ダイヤモンド種結晶の前記主面を水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において、結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度が３ｍｍ^-2より大きい請求項１７から請求項２１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。
　前記ダイヤモンド種結晶の前記主面を水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度が３０ｍｍ^-2より大きい請求項１７から請求項２１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。
　請求項１から請求項１６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含む、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、ダイヤモンドナイフ、ガラス切りおよびスクライバーからなる群から選択される工具。
　請求項１から請求項１６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンドを含む光学部品、ヒートシンク、バイオチップ、センサーおよび半導体基板からなる群から選択される部品。