WO2017073296A1 - 複合多結晶体 - Google Patents

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WO2017073296A1
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carbon
polycrystalline
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角谷　均
佐藤　武
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住友電気工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a composite polycrystal.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2015-214035 filed on Oct. 30, 2015, and incorporates all the content described in the Japanese Patent Application. .
  • the sintered body or polycrystalline body containing diamond is used as a material for wear-resistant tools, cutting tools and the like.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-292397 (Patent Document 1) is a polycrystalline body composed of diamond obtained by converting and sintering a carbon material having a graphite-type layered structure under ultrahigh pressure and high temperature without adding a sintering aid or a catalyst.
  • a diamond polycrystal having an average particle diameter of diamond of 100 nm or less and a purity of 99% or more is disclosed.
  • a non-diamond carbon material is placed in a pressure cell equipped with a means for indirectly heating, and heating and pressurizing are performed to produce a polycrystalline diamond by direct conversion without the addition of a sintering aid or a catalyst.
  • a method is disclosed.
  • Patent Document 2 is a polycrystalline diamond obtained by conversion and sintering from non-diamond-type carbon without addition of a sintering aid or a catalyst under ultra-high pressure and high temperature,
  • the sintered diamond particles constituting the polycrystalline diamond have an average particle size of more than 50 nm and less than 2500 nm, a purity of 99% or more, and a diamond D90 particle size of (average particle size + average particle size ⁇ 0.9) or less is disclosed.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-142933 is characterized in that a substance comprising a rare earth element oxide and / or carbonate and / or carbide is contained in an amount of 0.1 to 30% by volume, and the balance is diamond. A diamond polycrystal is disclosed.
  • JP-A-2005-239472 is a high-strength, high-abrasion-resistant diamond sintered body comprising sintered diamond particles having an average particle diameter of 2 ⁇ m or less and the remaining binder phase,
  • the content of sintered diamond particles in the diamond sintered body is 80% by volume or more and 98% by volume or less, and the content in the binder phase is 0.5% by mass or more and less than 50% by mass, titanium, zirconium, hafnium
  • the binder phase comprises at least one element selected from the group consisting of vanadium, niobium, tantalum, chromium, and molybdenum, and cobalt whose content in the binder phase is 50 mass% or more and less than 99.5 mass%.
  • a part of or all of the particles are present as carbide particles having an average particle size of 0.8 ⁇ m or less, the structure of the carbide particles is discontinuous, and adjacent sintered diamond particles are bonded to each other. ⁇ Disclose high-abrasion resistant diamond sintered bodies.
  • the composite polycrystalline body of the present disclosure includes polycrystalline diamond formed by bonding diamond particles directly to each other and non-diamond-like carbon dispersed in the polycrystalline diamond, and has a hydrogen concentration of 1000 ppm or less .
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a composite polycrystalline body according to an embodiment of the present invention.
  • the diamond polycrystal disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-292397 (Patent Document 1) and International Publication No. 2009/099130 (Patent Document 2) causes local wear when applied to a wire drawing die which is a wear-resistant tool.
  • the drawing resistance during wire drawing increases, the wire diameter after drawing decreases and wire breakage increases.
  • tool life is shortened due to local wear, chipping due to impact, etc. There was a problem.
  • the diamond polycrystal or sintered body disclosed in JP-A-9-142933 (Patent Document 3) and JP-A-2005-239472 (Patent Document 4) is applied to a wire drawing die which is a wear-resistant tool. Included when applied to a scribe wheel or excavation bit, which is a cutting tool, because the friction coefficient of the metal oxide and metal contained in the metal increases and the wire drawing resistance increases, the wire diameter after drawing decreases and the wire breakage increases. There is a problem that the cutting coefficient is increased because the friction coefficient is increased by the metal oxide and the metal, and the tool life is shortened due to internal fracture due to thermal expansion of the contained metal.
  • the problem that the tool life is shortened is related to wear of the polycrystalline diamond or sintered body. Then, it aims at providing the composite polycrystalline body containing the polycrystalline diamond and non-diamond-like carbon with high abrasion resistance used suitably as materials, such as a wear-resistant tool and a cutting tool.
  • the composite polycrystalline body containing polycrystalline diamond and non-diamond-like carbon with high wear resistance which is suitably used as a material for wear-resistant tools and cutting tools. Since such a composite polycrystal has high wear resistance, the tool life can be extended in order to prevent the tool life from being shortened due to wear.
  • a composite polycrystalline body according to an embodiment of the present invention includes polycrystalline diamond formed by diamond particles bonded directly to each other, and non-diamond-like carbon dispersed in the polycrystalline diamond, and has a hydrogen concentration. 1000 ppm or less.
  • the composite polycrystal of the present embodiment has high wear resistance because the hydrogen concentration is 1000 ppm or less.
  • the phase of polycrystalline diamond is three-dimensionally continuous.
  • Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the average particle diameter of diamond particles forming polycrystalline diamond is 10 nm or more and 500 nm or less. Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the average particle diameter of non-diamond carbon is 10 nm or more and 500 nm or less.
  • Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the ratio of the non-diamond-like carbon to the entire composite polycrystal of the present embodiment is expressed as the area of the X-ray diffraction peak derived from the (002) plane of non-diamond-like carbon in the X-ray diffraction profile of the composite polycrystal.
  • the value of 100 ⁇ Ig (002) / ⁇ Id (111) + Ig (002) ⁇ when the area of the X-ray diffraction peak derived from the (111) plane of the polycrystalline diamond is Id (111) is (002)
  • the content is preferably 0.1% or more and 30% or less. Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the non-diamond carbon is preferably graphite.
  • Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the non-diamond carbon is preferably amorphous carbon.
  • Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the composite polycrystal of the present embodiment preferably has a Knoop hardness of 50 GPa or more. Such a composite polycrystal has higher wear resistance.
  • the composite polycrystalline body of the present embodiment includes polycrystalline diamond formed by bonding diamond particles directly to each other and non-diamond-like carbon dispersed in the polycrystalline diamond, and the hydrogen concentration is 1000 ppm or less.
  • the phase of polycrystalline diamond is three-dimensionally continuous
  • the average particle size of diamond particles forming polycrystalline diamond is 10 nm or more and 500 nm or less
  • the average particle size of non-diamond carbon is 10 nm or more and 500 nm or less
  • the ratio of the non-diamond-like carbon to the entire composite polycrystal is expressed by the area of the X-ray diffraction peak derived from the (002) plane of non-diamond-like carbon in the X-ray diffraction profile of the composite polycrystal Ig ( 002) and the area of the X-ray diffraction peak derived from the (111) plane of polycrystalline diamond is Id (1 1)
  • composite polycrystalline body 10 of the present embodiment includes polycrystalline diamond 11 formed by directly bonding diamond particles to each other, and non-diamond-like carbon 12 dispersed in polycrystalline diamond 11. And the hydrogen concentration is 1000 ppm or less.
  • the composite polycrystalline body of the present embodiment has a hydrogen concentration of 1000 ppm or less, preferably 500 ppm or less, and more preferably 300 ppm or less, from the viewpoint of high wear resistance.
  • the polycrystalline diamond 11 and the non-diamond-like carbon 12 contained in the composite polycrystalline body 10 are observed by SEM (scanning electron microscope) or TEM (transmission electron microscope). In SEM observation or TEM observation, polycrystalline diamond 11 is confirmed as a bright field, and non-diamond-like carbon 12 is confirmed as a dark field. Moreover, the hydrogen concentration of the composite polycrystalline body 10 is measured by SIMS (secondary ion mass spectrometry).
  • the diamond particles being directly bonded to each other means that the diamond particles are bonded so that the diamond particles are in direct contact with each other. This refers to bonding to each other without intervention. It is confirmed by SEM observation or TEM observation that the diamond particles are directly bonded to each other.
  • the phase of the polycrystalline diamond 11 is preferably three-dimensionally continuous from the viewpoint of higher wear resistance.
  • that the phase of the polycrystalline diamond 11 is three-dimensionally continuous means that the phase of the polycrystalline diamond 11 is a continuous phase that exists continuously in a three-dimensional space.
  • the average particle diameter of diamond particles forming the polycrystalline diamond 11 is preferably 10 nm or more and 500 nm or less, and more preferably 30 nm or more and 300 nm or less from the viewpoint of higher wear resistance.
  • the average particle diameter of the non-diamond-like carbon 12 is preferably 10 nm or more and 500 nm or less, and more preferably 30 nm or more and 300 nm or less, from the viewpoint of higher wear resistance.
  • the average particle diameter of the diamond particles forming the polycrystalline diamond in the composite polycrystalline body 10 and the average particle diameter of the non-diamond-like carbon mean a diameter having an area equal to the average cross-sectional area of each particle.
  • the proportion of the non-diamond-like carbon 12 to the entire composite polycrystalline body 10 of the present embodiment is the non-diamond in the X-ray diffraction profile of the composite polycrystalline body 10 from the viewpoint of higher wear resistance of the composite polycrystalline body 10.
  • the area of the X-ray diffraction peak derived from the (002) plane of the glassy carbon 12 is Ig (002)
  • the area of the X-ray diffraction peak derived from the (111) plane of the polycrystalline diamond 11 is Id (111)
  • the value of 100 ⁇ Ig (002) / ⁇ Id (111) + Ig (002) ⁇ is preferably 0.1% or more and 30% or less, and more preferably 0.5% or more and 25% or less.
  • the X-ray diffraction profile of the composite polycrystalline body 10 is measured by a 2 ⁇ scan method using a K ⁇ ray of Cu as a radiation source.
  • the non-diamond-like carbon 12 is preferably graphite from the viewpoint of higher wear resistance.
  • the non-diamond-like carbon 12 is preferably amorphous carbon from the viewpoint of higher wear resistance.
  • the composite polycrystalline body 10 of the present embodiment has a Knoop hardness of preferably 50 GPa or more, more preferably 60 GPa or more, from the viewpoint of higher wear resistance.
  • the composite polycrystalline body 10 of the present embodiment includes polycrystalline diamond 11 formed by diamond particles directly bonded to each other, and non-diamond-like carbon dispersed in the polycrystalline diamond 11. 12, the hydrogen concentration is 1000 ppm or less, the phase of the polycrystalline diamond 11 is three-dimensionally continuous, and the average particle size of the diamond particles forming the polycrystalline diamond 11 is 10 nm or more and 500 nm or less.
  • the non-diamond-like carbon 12 has an average particle diameter of 10 nm or more and 500 nm or less, and the ratio of the non-diamond-like carbon 12 to the entire composite polycrystalline body 10 is determined by the non-diamond in the X-ray diffraction profile of the composite polycrystalline body 10.
  • the area of the X-ray diffraction peak derived from the (002) plane of glassy carbon 12 is expressed as Ig (002)
  • the value of 100 ⁇ Ig (002) / ⁇ Id (111) + Ig (002) ⁇ when the area of the X-ray diffraction peak derived from the (111) plane of the polycrystalline diamond 11 is Id (111) is 0. 1% or more and 30% or less, non-diamond-like carbon 12 is either graphite or amorphous carbon, and Knoop hardness is 50 GPa or more.
  • the method for producing the composite polycrystalline body 10 of the present embodiment is not particularly limited, but non-diamond carbon is prepared as a raw material from the viewpoint of efficiently and inexpensively manufacturing the composite polycrystalline body 10 having high wear resistance. It is preferable to include a raw material preparation step for performing the composite polycrystal body forming step for forming the composite polycrystal body by sintering the raw material under conditions of temperature and pressure at which the diamond phase is formed.
  • the raw material non-diamond carbon prepared in the raw material preparation step may be a powder or a molded body.
  • the average particle diameter of the powder or the average particle diameter of the particles forming the compact is preferably 10 nm or more, more preferably 30 nm or more, and 1,000 nm from the viewpoint of higher wear resistance of the obtained composite polycrystal. The following is preferable, and 300 nm or less is more preferable.
  • the raw material non-diamond-like carbon is preferably graphite from the viewpoint of forming a high-quality and high-purity composite polycrystal, and the purity of graphite is preferably 99% by mass or more, and 99.5% by mass or more. More preferred.
  • the raw material non-diamond-like carbon preferably has a hydrogen concentration of 1000 ppm or less, and more preferably 500 ppm or less, from the viewpoint of increasing the wear resistance of the resulting diamond composite polycrystal.
  • the hydrogen concentration of graphite which is a raw material non-diamond-like carbon, is measured by a temperature programmed desorption gas analysis method or the like.
  • the sintering conditions are not particularly limited as long as the conditions of temperature and pressure at which the diamond phase is formed, but the ratio of the non-diamond-like carbon phase that efficiently forms the diamond phase
  • a temperature of 1800 ° C. to 2500 ° C. and a pressure of 8 GPa to 15 GPa are preferable.
  • the high-temperature and high-pressure generator for generating such high temperature and high pressure is not particularly limited, and examples thereof include a belt type, a cubic type, and a split sphere type.
  • Examples 1 to 5 The composite polycrystals related to Examples 1 to 5 were produced by the following method. First, as a starting material, a graphite compact having a density of 1.85 g / cm 3 and a purity of 99.95% by mass or more was prepared by stamping graphite particles having an average particle diameter of 50 to 200 nm (raw material preparation step). Next, the graphite molded body prepared above is put in a capsule made of a refractory metal, and is held for 20 minutes at the temperature and pressure described in Table 1 (“Synthesis conditions” column) using a high-pressure generator. The graphite compact was converted into diamond and sintered (composite polycrystalline body forming step). As a result, various composite polycrystalline diamonds were obtained.
  • Comparative Example 1 A composite polycrystal related to Comparative Example 1 was produced by the following method. First, as a starting material, a graphite compact having a density of 1.85 g / cm 3 and a purity of 99.95% by mass was prepared by embossing graphite particles having an average particle diameter of 200 nm (raw material preparation step). Next, the graphite molded body prepared above is put in a capsule made of a refractory metal, and is held for 20 minutes at the temperature and pressure described in Table 1 (“Synthesis conditions” column) using a high-pressure generator. The graphite compact was converted into diamond and sintered (composite polycrystalline body forming step).
  • Comparative Example 2 A composite polycrystal related to Comparative Example 2 was produced by the following method. First, as a starting material, a graphite powder having a density of 1.80 g / cm 3 and a purity of 99.5% by mass is prepared by extruding a graphite powder pulverized with a planetary ball mill to an average particle size of less than 10 nm. (Raw material preparation process). Next, the graphite molded body prepared above is put in a capsule made of a refractory metal, and is held for 20 minutes at the temperature and pressure described in Table 1 (“Synthesis conditions” column) using a high-pressure generator. The graphite compact was converted into diamond and sintered (composite polycrystalline body forming step).
  • the polycrystalline diamond phase (polycrystalline diamond phase) and non-diamond-like carbon phase (non-diamond-like carbon phase) in the composite polycrystal confirmed.
  • diamond particles are directly bonded to each other in the polycrystalline diamond phase in the composite polycrystal, and the polycrystalline diamond phase is tertiary. It was confirmed that it was originally continuous.
  • the X-ray diffraction profile of the composite polycrystal was measured by a 2 ⁇ scan method using an X-ray having a K ⁇ ray of Cu as a radiation source, and was derived from the (002) plane of non-diamond carbon 12.
  • the value of (002) ⁇ was calculated.
  • Knoop hardness of the composite polycrystals of Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 and 2 was measured with a microhardness meter using a diamond Knoop indenter at a load of 4.9 N.
  • a composite polycrystal sample is processed to have a diameter ⁇ 2 mm ⁇ height 2 mm, joined to the sample holder with an active brazing material, processed into a conical shape with a tip angle of 120 °, and the tip of the cone is
  • a flat sample surface having a diameter ⁇ of 0.3 ⁇ 0.005 mm serving as a test surface was formed by skiff polishing to prepare a truncated cone-shaped diamond sample piece.
  • this sample piece is attached to the main spindle of the machining center as a tool, and an air cylinder is used to apply a constant load to the sample piece at an air pressure of 0.3 MPa, and an alumina (Al 2 O 3 ) sintered body plate (particle size : Several microns, purity: 99.9%).
  • the size of the Al 2 O 3 sintered body plate was 100 ⁇ 100 ⁇ 0.1 mm, and the trajectory of the tool was set so that the sample piece had a spiral pattern.
  • the moving speed of the tool was 5 m / min, the sliding distance was 10 km, and the sliding time was 2000 min.
  • the amount of wear was calculated by measuring the spread of the tip diameter after the sliding test. The results are summarized in Table 1.
  • Example 1 contains polycrystalline diamond formed by direct bonding of diamond particles and non-diamond-like carbon dispersed in polycrystalline diamond, and contains hydrogen
  • the composite polycrystal having a concentration of 1000 ppm or less has high wear resistance.

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Abstract

複合多結晶体は、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素とを含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下である。

Description

複合多結晶体
　本発明は、複合多結晶体に関する。本出願は、２０１５年１０月３０日に出願した日本特許出願である特願２０１５－２１４０３５号に基づく優先権を主張し、当該日本特許出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
　ダイヤモンドは地上に存在する物質の中で最も高硬度の物質であるため、ダイヤモンドを含む焼結体あるいは多結晶体は、耐摩耗工具、切削工具などの材料として用いられている。
　特開２００３－２９２３９７号公報（特許文献１）は、超高圧高温下でグラファイト型層状構造の炭素物質から焼結助剤や触媒の添加なしに変換焼結されたダイヤモンドからなる多結晶体であって、ダイヤモンドの平均粒径が１００ｎｍ以下であり、純度が９９％以上のダイヤモンド多結晶体を開示する。また、間接的に加熱する手段を備えた圧力セルに非ダイヤモンド炭素物質を入れ、加熱および加圧を行なうことにより、焼結助剤や触媒の添加なしに直接変換でダイヤモンド多結晶体を製造する方法を開示する。
　国際公開第２００９／０９９１３０号（特許文献２）は、超高圧高温下で非ダイヤモンド型炭素から焼結助剤や触媒の添加なしに変換焼結されて得られたダイヤモンド多結晶体であって、該ダイヤモンド多結晶体を構成する焼結ダイヤモンド粒子の平均粒径が５０ｎｍより大きく２５００ｎｍ未満であり、純度が９９％以上であり、かつ、ダイヤモンドのＤ９０粒径が（平均粒径＋平均粒径×０．９）以下であることを特徴とするダイヤモンド多結晶体を開示する。
　特開平９－１４２９３３号公報（特許文献３）は、希土類元素の酸化物および／または炭酸化物および／または炭化物からなる物質を０．１～３０体積％含み残部がダイヤモンドであることを特徴とするダイヤモンド多結晶体を開示する。
　特開２００５－２３９４７２号公報（特許文献４）は、平均粒径が２μｍ以下の焼結ダイヤモンド粒子と、残部の結合相とを備えた高強度・高耐摩耗性ダイヤモンド焼結体であって、ダイヤモンド焼結体中の焼結ダイヤモンド粒子の含有率は８０体積％以上９８体積％以下であり、結合相中の含有率が０．５質量％以上５０質量％未満であるチタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、およびモリブデンからなる群より選らばれる少なくとも１種以上の元素と、結合相中の含有率が５０質量％以上９９．５質量％未満であるコバルトと、を結合相は含み、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、バナジウム、ニオブ、タンタル、クロム、およびモリブデンからなる群より選らばれる少なくとも１種以上の元素の一部または全部が平均粒径０．８μｍ以下の炭化物粒子として存在し、炭化物粒子の組織は不連続であり、隣り合う焼結ダイヤモンド粒子同士は互いに結合していることを特徴とする高強度・高耐摩耗性ダイヤモンド焼結体を開示する。
特開２００３－２９２３９７号公報 国際公開第２００９／０９９１３０号 特開平９－１４２９３３号公報 特開２００５－２３９４７２号公報
　本開示の複合多結晶体は、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素と、を含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下である。
図１は、本発明のある態様にかかる複合多結晶体の概略断面図である。
[本開示が解決しようとする課題]
　特開２００３－２９２３９７号公報（特許文献１）および国際公開第２００９／０９９１３０号（特許文献２）に開示されるダイヤモンド多結晶体は、耐摩耗工具である伸線ダイスに適用すると、局所摩耗により伸線時の引抜抵抗が増大し伸後の線径が小さくなり断線が多くなり、切削工具であるスクライブホイールや掘削用ビットに適用すると、局所摩耗、衝撃による欠けなどにより工具寿命が短くなるという問題点があった。
　特開平９－１４２９３３号公報（特許文献３）および特開２００５－２３９４７２号公報（特許文献４）に開示されるダイヤモンド多結晶体または焼結体は、耐摩耗工具である伸線ダイスに適用すると、含まれる金属の酸化物および金属により摩擦係数が高くなるため伸線抵抗が増大し伸後の線径が小さくなり断線が多くなり、切削工具であるスクライブホイールや掘削用ビットに適用すると、含まれる金属の酸化物および金属により摩擦係数が高くなるため切削抵抗が大きくなり、また含まれる金属の熱膨張による内部破壊により、工具寿命が短くなるという問題点があった。
　上記のように、工具寿命が短くなるという問題点は、いずれもダイヤモンド多結晶体または焼結体の摩耗に関わっていた。そこで、耐摩耗工具、切削工具などの材料として好適に用いられる耐摩耗性の高い、多結晶ダイヤモンドと非ダイヤモンド状炭素とを含む複合多結晶体を提供することを目的とする。
[本開示の効果]
　かかる態様によれば、耐摩耗工具、切削工具などの材料として好適に用いられる耐摩耗性の高い、多結晶ダイヤモンドと非ダイヤモンド状炭素とを含む複合多結晶体を提供できる。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性が高いことから、摩耗により工具寿命が短くなるのを防ぐため、工具寿命を延ばすことができる。
　[本発明の実施形態の説明]
　本発明のある実施形態である複合多結晶体は、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素とを含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下である。本実施形態の複合多結晶体は、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下であるため、耐摩耗性が高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、多結晶ダイヤモンドの相が三次元的に連続していることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、多結晶ダイヤモンドを形成するダイヤモンド粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、非ダイヤモンド状炭素の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体の全体に対する非ダイヤモンド状炭素の占める割合は、複合多結晶体のＸ線回折プロファイルにおいて非ダイヤモンド状炭素の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし多結晶ダイヤモンドの（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値が、０．１％以上３０％以下であることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、非ダイヤモンド状炭素がグラファイトであることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、非ダイヤモンド状炭素がアモルファスカーボンであることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、ヌープ硬度が５０ＧＰａ以上であることが好ましい。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がより高い。
　本実施形態の複合多結晶体は、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素と、を含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下であり、多結晶ダイヤモンドの相が三次元的に連続しており、多結晶ダイヤモンドを形成するダイヤモンド粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、非ダイヤモンド状炭素の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、複合多結晶体の全体に対する非ダイヤモンド状炭素の占める割合は、複合多結晶体のＸ線回折プロファイルにおいて非ダイヤモンド状炭素の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし多結晶ダイヤモンドの（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値が、０．１％以上３０％以下であり、非ダイヤモンド状炭素がグラファイトおよびアモルファスカーボンのいずれかであり、ヌープ硬度が５０ＧＰａ以上である。かかる複合多結晶体は、耐摩耗性がさらに高い。
　[本発明の実施形態の詳細]
　（複合多結晶体）
　図１を参照して、本実施形態の複合多結晶体１０は、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンド１１と、多結晶ダイヤモンド１１中に分散される非ダイヤモンド状炭素１２とを含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下である。本実施形態の複合多結晶体は、耐摩耗性が高い観点から、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下であり、５００ｐｐｍ以下が好ましく、３００ｐｐｍ以下がより好ましい。
　複合多結晶体１０に含まれる多結晶ダイヤモンド１１および非ダイヤモンド状炭素１２は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）またはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で観察する。ＳＥＭ観察またはＴＥＭ観察において、多結晶ダイヤモンド１１は明視野として、非ダイヤモンド状炭素１２は暗視野として確認される。また、複合多結晶体１０の含有水素濃度は、ＳＩＭＳ（２次イオン質量分析法）により測定する。
　複合多結晶体１０の多結晶ダイヤモンド１１において、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合するとは、ダイヤモンド粒子同士が互いに直接接触するように結合することをいい、たとえば、ダイヤモンド粒子がバインダーなどの他の異粒子を介在させずに互いに結合することをいう。ダイヤモンド粒子が互いに直接結合することは、ＳＥＭ観察またはＴＥＭ観察により確認する。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がより高い観点から、多結晶ダイヤモンド１１の相が三次元的に連続していることが好ましい。ここで、多結晶ダイヤモンド１１の相が三次元的に連続しているとは、多結晶ダイヤモンド１１の相が三次元空間において途切れなく続いて存在する連続相であることをいう。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がより高い観点から、多結晶ダイヤモンド１１を形成するダイヤモンド粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下が好ましく、３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下がより好ましい。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がより高い観点から、非ダイヤモンド状炭素１２の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下が好ましく、３０ｎｍ以上３００ｎｍ以下がより好ましい。
　複合多結晶体１０における多結晶ダイヤモンドを形成するダイヤモンド粒子の平均粒径および非ダイヤモンド状炭素の平均粒径とは、それぞれの粒子の平均の断面積に等しい面積の直径を意味する。
　本実施形態の複合多結晶体１０の全体に対する非ダイヤモンド状炭素１２の占める割合は、複合多結晶体１０の耐摩耗性がより高い観点から、複合多結晶体１０のＸ線回折プロファイルにおいて非ダイヤモンド状炭素１２の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし多結晶ダイヤモンド１１の（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値が、０．１％以上３０％以下が好ましく、０．５％以上２５％以下がより好ましい。
　複合多結晶体１０のＸ線回折プロファイルは、線源をＣｕのＫα線として、２θスキャン法により測定する。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がより高い観点から、非ダイヤモンド状炭素１２がグラファイトであることが好ましい。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がより高い観点から、非ダイヤモンド状炭素１２がアモルファスカーボンであることが好ましい。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がより高い観点から、ヌープ硬度が５０ＧＰａ以上が好ましく、６０ＧＰａ以上がより好ましい。
　本実施形態の複合多結晶体１０は、耐摩耗性がさらに高い観点から、ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンド１１と、多結晶ダイヤモンド１１中に分散される非ダイヤモンド状炭素１２と、を含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下であり、多結晶ダイヤモンド１１の相が三次元的に連続しており、多結晶ダイヤモンド１１を形成するダイヤモンド粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、非ダイヤモンド状炭素１２の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、複合多結晶体１０の全体に対する非ダイヤモンド状炭素１２の占める割合は、複合多結晶体１０のＸ線回折プロファイルにおいて非ダイヤモンド状炭素１２の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし多結晶ダイヤモンド１１の（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値が、０．１％以上３０％以下であり、非ダイヤモンド状炭素１２がグラファイトおよびアモルファスカーボンのいずれかであり、ヌープ硬度が５０ＧＰａ以上である。
　（複合多結晶体の製造方法）
　本実施形態の複合多結晶体１０の製造方法は、特に制限はないが、耐摩耗性の高い複合多結晶体１０を効率よくかつ低コストで製造する観点から、原料として非ダイヤモンド状炭素を準備する原料準備工程と、上記原料をダイヤモンド相が形成される温度および圧力の条件で焼結することにより複合多結晶体１０を形成する複合多結晶体形成工程と、を含むことが好ましい。
　原料準備工程において準備される原料非ダイヤモンド状炭素は、粉末であっても成形体であってもよい。粉末の平均粒径、あるいは成形体を形成する粒子の平均粒径は、得られる複合多結晶体の耐摩耗性がより高くなる観点から、１０ｎｍ以上が好ましく、３０ｎｍ以上がより好ましく、また、1０００ｎｍ以下が好ましく、３００ｎｍ以下がより好ましい。また、原料非ダイヤモンド状炭素は、高品質かつ高純度の複合多結晶体を形成する観点から、グラファイトであることが好ましく、グラファイトの純度は９９質量％以上が好ましく、９９．５質量％以上がより好ましい。また、原料非ダイヤモンド状炭素は、得られるダイヤモンド複合多結晶体の耐摩耗性を高くする観点から、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下が好ましく、５００ｐｐｍ以下がより好ましい。なお、原料非ダイヤモンド状炭素であるグラファイトの含有水素濃度は、昇温脱離ガス分析法などで測定する。
　複合多結晶体形成工程において、焼結条件は、ダイヤモンド相が形成される温度および圧力の条件であれば特に制限はないが、効率よくダイヤモンド相を形成しかつ非ダイヤモンド状炭素の相の占める割合を調節しやすい観点から、１８００℃以上２５００℃以下の温度かつ８ＧＰａ以上１５ＧＰａ以下の圧力の条件が好ましい。この条件範囲の中で、たとえば、９ＧＰａでは、２２００℃以上２５００℃以下、１２ＧＰａでは１９００℃以上２４００℃以下、１５ＧＰａでは１８００℃以上２２００℃以下がより好ましい。かかる高温および高圧を発生させる高温高圧発生装置は、特に制限はなく、ベルト型、キュービック型、分割球型などが挙げられる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
　（実施例１～５）
　実施例１～５に関わる複合多結晶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５０～２００ｎｍのグラファイト粒子を型押し成形された、密度１．８５ｇ／ｃｍ3、純度９９．９５質量％以上のグラファイト成形体を準備した（原料準備工程）。次いで、上記で準備したグラファイト成形体を高融点金属からなるカプセルに入れ、高圧発生装置を用いて、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、グラファイト成形体をダイヤモンドに変換させ、かつ焼結させた（複合多結晶体形成工程）。これにより各種の複合多結晶ダイヤモンドを得た。
　（比較例１）
　比較例１に関わる複合多結晶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２００ｎｍのグラファイト粒子を型押し成形された、密度１．８５ｇ／ｃｍ3、純度９９．９５質量％のグラファイト成形体を準備した（原料準備工程）。次いで、上記で準備したグラファイト成形体を高融点金属からなるカプセルに入れ、高圧発生装置を用いて、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、グラファイト成形体をダイヤモンドに変換させ、かつ焼結させた（複合多結晶体形成工程）。
　（比較例２）
　比較例２に関わる複合多結晶体を以下の方法で作製した。まず、出発物質として、グラファイト粉末を、遊星ボールミルで平均粒径１０ｎｍ未満に微粉砕したものを型押し成形して、密度１．８０ｇ／ｃｍ3、純度９９．５質量％のグラファイト成形体を準備した（原料準備工程）。次いで、上記で準備したグラファイト成形体を高融点金属からなるカプセルに入れ、高圧発生装置を用いて、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、グラファイト成形体をダイヤモンドに変換させ、かつ焼結させた（複合多結晶体形成工程）。
　上記の様にして得られた実施例１～５および比較例１および２の複合多結晶体の多結晶ダイヤモンドのダイヤモンド粒子および非ダイヤモンド状炭素の存在およびそれらの平均粒径の測定を下記の手法で行なった。
　複合多結晶体の一断面のＳＥＭ観察またはＴＥＭ観察によるコントラスト解析により、複合多結晶体中の多結晶ダイヤモンド相（多結晶ダイヤモンドの相）および非ダイヤモンド状炭素相（非ダイヤモンド状炭素の相）を確認した。実施例１～５および比較例１および２の複合多結晶体のいずれにおいても、複合多結晶体中の多結晶ダイヤモンド相においてダイヤモンド粒子が互いに直接結合していること、および多結晶ダイヤモンド相が三次元的に連続していることを確認した。
　上記ＳＥＭ観察またはＴＥＭ観察において粒界が見分けられる条件で撮影した後、画像処理（二値化）を行い、多結晶ダイヤモンド相を形成するダイヤモンド粒子および非ダイヤモンド状炭素相を形成する非ダイヤモンド状炭素の面積の平均を算出し、その面積と同じ面積を有する円の直径を算出し、ダイヤモンド粒子の平均粒径および非ダイヤモンド状炭素の平均粒径を得た。
　実施例１～３における非ダイヤモンド状炭素がグラファイトであったこと、実施例４、５および比較例２における非ダイヤモンド状炭素がアモルファスカーボンであったことは、後述のＸ線回折プロファイルにおけるＸ線回折ピークの発現位置および半値幅により識別した。このように、原料としてグラファイト成形体を用いても、合成条件によって、非ダイヤモンド状炭素として、グラファイトが得られる場合とアモルファスカーボンが得られる場合とがあった。
　また、複合多結晶体のＸ線回折プロファイルを、線源をＣｕのＫα線とするＸ線を用いて、２θスキャン法により測定し、非ダイヤモンド状炭素１２の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし多結晶ダイヤモンド１１の（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値を算出した。
　また、実施例１～５および比較例１および２の複合多結晶体の水素含有量を、ＳＩＭＳにより計測した。
　また、実施例１～５および比較例１および２の複合多結晶体のヌープ硬度を、ダイヤモンド製ヌープ型圧子を用いて微小硬度計にて、荷重４．９Ｎで測定した。
　さらに、実施例１～５および比較例１および２の複合多結晶体の耐摩耗性を、下記のように評価した。まず、複合多結晶体の試料を直径φ２ｍｍ×高さ２ｍｍとなるように加工して、試料ホルダに活性ロウ材により接合し、先端角１２０°の円錐形状に加工して、その円錐の先端に試験面となる直径φが０．３±０．００５ｍｍの平坦面をスカイフ研磨により形成することにより、円錐台形状のダイヤモンド試料片を作製した。次いで、この試料片をマシニングセンターの主軸に取り付けてツールとし、エアーシリンダーを使用してエアー圧０．３ＭＰａで試料片に一定荷重をかけて、アルミナ（Ａｌ2Ｏ3）焼結体板（粒径：数ミクロン、純度：９９．９％）に押し付けて摺動させた。このＡｌ2Ｏ3焼結体板の大きさは１００×１００×０．１ｍｍとし、試料片が渦巻模様を描くようにツールの軌道を設定した。ツールの移動速度は５ｍ／ｍｉｎ、摺動距離１０ｋｍ、摺動時間２０００ｍｉｎとした。摺動試験後の先端径の広がりを計測して摩耗量を算出した。上記の結果を表１にまとめた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１を参照して、実施例１～５に示すように、ダイヤモンド粒子が直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素とを含み、含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下である複合多結晶体は、耐摩耗性が高くなった。
　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　複合多結晶体、１１　多結晶ダイヤモンド、１２　非ダイヤモンド状炭素。

Claims (9)

  1. 　ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、前記多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素と、を含み、
    　含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下である複合多結晶体。
  2. 　前記多結晶ダイヤモンドの相が三次元的に連続している請求項１に記載の複合多結晶体。
  3. 　前記多結晶ダイヤモンドを形成する前記ダイヤモンド粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下である請求項１または請求項２に記載の複合多結晶体。
  4. 　前記非ダイヤモンド状炭素の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下である請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の複合多結晶体。
  5. 　前記複合多結晶体の全体に対する前記非ダイヤモンド状炭素の占める割合は、前記複合多結晶体のＸ線回折プロファイルにおいて前記非ダイヤモンド状炭素の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし前記多結晶ダイヤモンドの（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値が、０．１％以上３０％以下である請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の複合多結晶体。
  6. 　前記非ダイヤモンド状炭素がグラファイトである請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の複合多結晶体。
  7. 　前記非ダイヤモンド状炭素がアモルファスカーボンである請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の複合多結晶体。
  8. 　ヌープ硬度が５０ＧＰａ以上である請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の複合多結晶体。
  9. 　ダイヤモンド粒子が互いに直接結合して形成される多結晶ダイヤモンドと、前記多結晶ダイヤモンド中に分散される非ダイヤモンド状炭素と、を含み、
    　含有水素濃度が１０００ｐｐｍ以下であり、
    　前記多結晶ダイヤモンドの相が三次元的に連続しており、
    　前記多結晶ダイヤモンドを形成する前記ダイヤモンド粒子の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、
    　前記非ダイヤモンド状炭素の平均粒径が１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、
    　前記複合多結晶体の全体に対する前記非ダイヤモンド状炭素の占める割合は、前記複合多結晶体のＸ線回折プロファイルにおいて前記非ダイヤモンド状炭素の（００２）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｇ（００２）とし前記多結晶ダイヤモンドの（１１１）面に由来するＸ線回折ピークの面積をＩｄ（１１１）とするときの１００×Ｉｇ（００２）／｛Ｉｄ（１１１）＋Ｉｇ（００２）｝の値が、０．１％以上３０％以下であり、
    　前記非ダイヤモンド状炭素がグラファイトおよびアモルファスカーボンのいずれかであり、
    　ヌープ硬度が５０ＧＰａ以上である複合多結晶体。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019146353A1 (ja) * 2018-01-24 2019-08-01 住友電気工業株式会社 複合多結晶ダイヤモンド及びその製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109589870A (zh) * 2019-01-13 2019-04-09 吉林大学 一种石墨烯强化聚晶金刚石制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003292397A (ja) * 2002-04-01 2003-10-15 Techno Network Shikoku Co Ltd ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP2004131336A (ja) * 2002-10-11 2004-04-30 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP2004168554A (ja) * 2002-11-15 2004-06-17 Japan Science & Technology Agency 高純度高硬度超微粒ダイヤモンド焼結体とその製造法
JP2007022888A (ja) * 2005-07-21 2007-02-01 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP2007055819A (ja) * 2005-08-22 2007-03-08 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度ダイヤモンド多結晶体及びその製造方法
JP2008180568A (ja) * 2007-01-24 2008-08-07 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンド圧子
WO2009099130A1 (ja) * 2008-02-06 2009-08-13 Sumitomo Electric Industries, Ltd. ダイヤモンド多結晶体
JP2011195407A (ja) * 2010-03-23 2011-10-06 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンドの剥離方法及び剥離装置

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3913280A (en) * 1971-01-29 1975-10-21 Megadiamond Corp Polycrystalline diamond composites
US3816085A (en) * 1971-01-29 1974-06-11 Megadiamond Corp Diamond-nondiamond carbon polycrystalline composites
JPS5433509A (en) * 1977-08-20 1979-03-12 Sumitomo Electric Industries Highhhardness sintered body and method of making same
US4242106A (en) * 1979-01-02 1980-12-30 General Electric Company Composite of polycrystalline diamond and/or cubic boron nitride body/silicon carbide substrate
JPH09142933A (ja) 1995-11-21 1997-06-03 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンド焼結体及びその製造方法
US6447852B1 (en) * 1999-03-04 2002-09-10 Ambler Technologies, Inc. Method of manufacturing a diamond composite and a composite produced by same
US6416865B1 (en) * 1998-10-30 2002-07-09 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Hard carbon film and surface acoustic-wave substrate
JP2002060733A (ja) * 2000-08-17 2002-02-26 Ishizuka Kenkyusho:Kk ダイヤモンド研磨材粒子及びその製法
US20080019098A1 (en) * 2002-10-11 2008-01-24 Chien-Min Sung Diamond composite heat spreader and associated methods
JP2004158554A (ja) * 2002-11-05 2004-06-03 Rorze Corp 薄板状物スピン装置およびこれを用いた薄板状物処理システム
SE0301117L (sv) * 2003-04-14 2004-10-15 Skeleton Technologies Ag Metod att tillverka en diamantkomposit
JP2004339412A (ja) * 2003-05-16 2004-12-02 Ishizuka Kenkyusho:Kk 研磨材用サブミクロンダイヤモンド粉及びその製造方法
EP2641868B1 (en) * 2003-12-11 2018-04-11 Sumitomo Electric Industries, Ltd. High-hardness conductive diamond polycrystalline body and method for producing same
JP4542799B2 (ja) 2004-02-25 2010-09-15 住友電工ハードメタル株式会社 高強度・高耐摩耗性ダイヤモンド焼結体およびその製造方法
JP2009067609A (ja) * 2007-09-11 2009-04-02 Sumitomo Electric Ind Ltd 高純度ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP5432610B2 (ja) * 2009-06-30 2014-03-05 住友電気工業株式会社 ダイヤモンド多結晶体
CN103732535B (zh) * 2011-07-28 2016-07-06 住友电气工业株式会社 多晶金刚石及其制造方法
CN103813872A (zh) * 2011-08-02 2014-05-21 第六元素研磨剂股份有限公司 多晶金刚石结构及其制备方法
JP2014129218A (ja) * 2012-11-30 2014-07-10 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法、ならびに工具
JP2015214035A (ja) 2014-05-07 2015-12-03 株式会社長山鉄工所 成形品の製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003292397A (ja) * 2002-04-01 2003-10-15 Techno Network Shikoku Co Ltd ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP2004131336A (ja) * 2002-10-11 2004-04-30 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP2004168554A (ja) * 2002-11-15 2004-06-17 Japan Science & Technology Agency 高純度高硬度超微粒ダイヤモンド焼結体とその製造法
JP2007022888A (ja) * 2005-07-21 2007-02-01 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度ダイヤモンド多結晶体およびその製造方法
JP2007055819A (ja) * 2005-08-22 2007-03-08 Sumitomo Electric Ind Ltd 高硬度ダイヤモンド多結晶体及びその製造方法
JP2008180568A (ja) * 2007-01-24 2008-08-07 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンド圧子
WO2009099130A1 (ja) * 2008-02-06 2009-08-13 Sumitomo Electric Industries, Ltd. ダイヤモンド多結晶体
JP2011195407A (ja) * 2010-03-23 2011-10-06 Sumitomo Electric Ind Ltd ダイヤモンドの剥離方法及び剥離装置

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HITOSHI SUMIYA ET AL.: "High Pressure Synthesis of High-Purity Polycrystalline Diamonds by Direct Conversion from Various Carbon Materials and their Characterization", THE REVIEW OF HIGH PRESSURE SCIENCE AND TECHNOLOGY, vol. 16, no. 3, 20 August 2006 (2006-08-20), pages 207 - 215, XP055109771 *
See also references of EP3369705A4 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019146353A1 (ja) * 2018-01-24 2019-08-01 住友電気工業株式会社 複合多結晶ダイヤモンド及びその製造方法

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