黒鉛およびその製造方法
【課題】高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製可能な黒鉛およびその製造方法を提供する。
【解決手段】黒鉛１は、炭素と、該炭素以外の複数の不純物とで構成される。複数の不純物の濃度は、それぞれ０．０１質量％以下であり、黒鉛は、一体の固体であり、結晶化部分を含む。上記黒鉛１は、真空チャンバ内で１５００℃以上の温度に基材を加熱し、上記真空チャンバ内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、基材上で炭化水素ガスを分解することで形成可能である。
【解決手段】黒鉛１は、炭素と、該炭素以外の複数の不純物とで構成される。複数の不純物の濃度は、それぞれ０．０１質量％以下であり、黒鉛は、一体の固体であり、結晶化部分を含む。上記黒鉛１は、真空チャンバ内で１５００℃以上の温度に基材を加熱し、上記真空チャンバ内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、基材上で炭化水素ガスを分解することで形成可能である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、黒鉛（グラファイト）およびその製造方法に関し、特に、ナノサイズの結晶粒を持つダイヤモンド（以下、「ナノ多結晶ダイヤモンド」と称する）の原料に適した固体の黒鉛およびその製造方法する。
【背景技術】
【０００２】
近年、ナノ多結晶ダイヤモンド焼結体が、天然の単結晶ダイヤモンドを超える硬さを有し、工具として優れた性質を備えるということが明らかになってきた。該ナノ多結晶ダイヤモンド焼結体の硬度は、ヌープ硬度でおよそ１２０〜１３０ＧＰａ程度である。このような多結晶ダイヤモンドの一例が、たとえば特開２００３−２９２３９７号公報に記載されている。
【０００３】
その一方で、微小工具や耐摩耗性の高い工具へのニーズは高まっており、より高硬度のダイヤモンド材料が望まれるようになってきている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００３−２９２３９７号公報
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】Ｄｉａｍｏｎｄ ａｎｄ Ｒｅｌａｔｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ, １５ (２００６) ｐ．１５７６〜１５７９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ところで、単結晶ダイヤモンドには、いわゆるＩＩａ型ダイヤモンドやＩｂ型ダイヤモンドと呼ばれるものがある。ＩＩａ型ダイヤモンドは、不純物である窒素を殆ど含まない高純度なダイヤモンドであり、Ｉｂ型ダイヤモンドは、不純物である窒素を０．１％程度含む不純物含有ダイヤモンドである。これらの硬度を比較すると、ＩＩａ型ダイヤモンドの方が、Ｉｂ型ダイヤモンドよりも硬くなることが知られている。このことから、単結晶ダイヤモンド中の不純物量を減じて高純度化することで、該単結晶ダイヤモンドの硬度を高くすることができるものと推察される。
【０００７】
ナノ多結晶ダイヤモンドの場合も単結晶ダイヤモンドの場合と同様であると考えられるが、ナノ多結晶ダイヤモンドの場合には、単結晶ダイヤモンドの場合と同様の高純度化を行うことが困難である。その理由は、ナノ多結晶ダイヤモンドの合成工程において、通常はＳｉ、Ｂ、Ｈ，Ｎを代表とする多くの不純物がダイヤモンド中に混入するからである。
【０００８】
たとえば黒鉛を直接ダイヤモンドに変換することでナノ多結晶ダイヤモンドを作製することができるが、市販の黒鉛はコークスやピッチから作製されるため、黒鉛中への不純物の取込みを回避するのは困難である。そのため、当該方法で合成されたナノ多結晶ダイヤモンド中にも不純物が取り込まれてしまう。また、たとえ黒鉛の高純度化を行ったとしても、現状の技術では、黒鉛の製造中に混入する不純物を除去するのは困難である。この除去しきれなかった不純物が、合成後のナノサイズのダイヤモンド結晶の結晶粒界に偏析し、ダイヤモンド結晶が結晶粒界で滑りやすくなる。このことが、ナノ多結晶ダイヤモンドの硬度を高める際の障害となる。以上のように、従来の技術では、ナノ多結晶ダイヤモンドの高純度化および高硬度化には限界があった。
【０００９】
本発明は、上記のような課題に鑑みなされたものであり、高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製可能な黒鉛およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明に係る黒鉛は、炭素と、該炭素以外の複数の不純物とで構成される。複数の不純物の濃度は、それぞれ０．０１質量％以下であり、黒鉛は、一体の固体であり、結晶化部分を含む。
上記複数の不純物は、たとえば、水素、酸素、窒素、シリコンおよび硼素を含むものであってもよい。この場合、水素の濃度が２×１０１８/ｃｍ３以下であり、酸素の濃度が２×１０１７/ｃｍ３以下であり、窒素の濃度が４×１０１６/ｃｍ３以下であり、シリコンの濃度が１×１０１６/ｃｍ３以下であり、硼素の濃度が２×１０１５/ｃｍ３以下であることが好ましい。
上記炭素は、炭素同位体１２Ｃ、１３Ｃのいずれかであることが好ましい。また、上記黒鉛は、一部に結晶化部分を含む結晶状あるいは多結晶であり、黒鉛の密度は１．４ｇ/ｃｍ３以上であることが好ましい。
上記黒鉛は、５ｃｍ×５ｃｍ×５ｃｍ以内の立方体に収まる寸法を有し、１５００℃以上の温度で９９．９９％以上の純度の炭化水素を直接熱分解することで作製することが好ましい。
【００１１】
本発明に係る黒鉛の製造方法は、真空チャンバー内で１５００℃以上の温度に基材を加熱する工程と、該真空チャンバー内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、基材上で炭化水素ガスを分解することで基材上に黒鉛を形成する工程とを備える。
上記黒鉛を形成する基材の表面を、ダイヤモンドあるいは黒鉛で構成することが好ましい。また、上記炭化水素ガスを基材の表面に向けて流すことが好ましい。上記炭化水素ガスは、加熱した多孔質チタンを通して基材の表面に供給してもよく、好ましくは、メタンガスである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に係る黒鉛では、該黒鉛に含まれる各不純物の濃度が０．０１質量％以下であるので、該黒鉛を焼結することで、従来にない高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製することができる。
【００１３】
本発明に係る黒鉛の製造方法では、真空チャンバー内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、加熱した基材上で炭化水素ガスを分解することで基材上に黒鉛を形成するので、不純物濃度の極めて低い黒鉛を製造することができる。この黒鉛を焼結することで、従来にない高純度かつ高硬度のダイヤモンド焼結体を作製することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の１つの実施の形態における黒鉛を基材上に作製した状態を示す斜視図である。
【図２】本発明の１つの実施の形態における黒鉛を使用して作製されたナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す図である。
【図３】従来の高純度黒鉛材料を使用して作製されたナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の実施の形態について図１〜図３を用いて説明する。
本実施の形態における黒鉛（グラファイト）は、不純物量が極めて少ないものである。典型的には、黒鉛には複数の不純物が含まれるが、本実施の形態における黒鉛では、各不純物の濃度が、それぞれ０．０１質量％以下である。
【００１６】
図１に示すように、本実施の形態の黒鉛１は、基材２上に形成され、一体の固体であり、結晶化部分を含む。図１の例では、黒鉛１は、平板状の形状を有しているが、任意の形状、厚みとすることが考えられる。
【００１７】
黒鉛中に混入する不純物としては、たとえば窒素、水素、酸素、硼素、シリコン、結晶粒の成長を促進するような遷移金属などが挙げられる。窒素は、結晶粒界への析出量が多く、また該結晶粒界における濃度も、通常は数１００ｐｐｍに及ぶ。これによって結晶粒界で結晶粒が滑り易くなる。水素については、結晶粒界でのｓｐ２結合によって安定するため、結果的に黒鉛の硬度を低下させる。従来の黒鉛を用いて作製したダイヤモンド焼結体では、上述のように黒鉛の原料がコークスやピッチであるため、高純度化処理を行っているにもかかわらず、必ず数１００ｐｐｍ程度の量の水素が黒鉛に混入してしまう。酸素は、炭素と反応しやすい上、硼素と酸化物を形成し、局所的な結晶粒の成長を促す。また、窒素と硼素は、結晶粒界での結晶粒の滑りを引き起こし、硬度を本質的な限界硬さにまで高める際の障害となる。
【００１８】
本実施の形態における黒鉛では、窒素、水素、酸素、硼素、シリコン、遷移金属等の不純物量が、上述のように０．０１質量％以下である。つまり、黒鉛中の不純物濃度が、ＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析での検出限界以下程度である。また、遷移金属については、黒鉛中の濃度が、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）分析やＳＩＭＳ分析における検出限界以下程度である。
【００１９】
このように、黒鉛中の不純物量をＳＩＭＳ分析やＩＣＰ分析での検出限界レベルにまで低下させることで、該黒鉛を用いてダイヤモンドを作製した場合に、極めて高純度で高硬度のダイヤモンドを作製できることが判明した。なお、ＳＩＭＳ分析やＩＣＰ分析での検出限界より若干多い不純物を含む黒鉛を用いた場合でも、従来と比較すると格段に優れた特性のダイヤモンドが得られる。
【００２０】
本実施の形態の黒鉛が、たとえば、水素、酸素、窒素、シリコンおよび硼素を含む場合、黒鉛中の水素の濃度は２×１０１８/ｃｍ３以下程度であり、酸素の濃度は２×１０１７/ｃｍ３以下程度であり、窒素の濃度は４×１０１６/ｃｍ３以下程度であり、シリコンの濃度は１×１０１６/ｃｍ３以下程度であり、硼素の濃度は２×１０１５/ｃｍ３以下程度であれば、十分に高純度で高硬度のダイヤモンド焼結体を合成することができる。好ましくは、黒鉛中の水素の濃度は５×１０１７/ｃｍ３以下程度であり、酸素の濃度は１×１０１７/ｃｍ３以下程度であり、窒素の濃度は１×１０１６/ｃｍ３以下程度であり、シリコンの濃度は５×１０１５/ｃｍ３以下程度であり、硼素の濃度は７×１０１４/ｃｍ３以下程度である。
【００２１】
図２に、本発明の１つの実施の形態における黒鉛を使用して作製したナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す。図３に、比較例として、従来の高純度黒鉛材料を使用して作製したナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す。
【００２２】
図２および図３に示されるように、いずれのダイヤモンドの場合も、ダイタモンドの深さ方向の各不純物の濃度のばらつきは比較的小さいが、本実施の形態における黒鉛を使用して作製したナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物量が極めて低い値となっていることがわかる。このようにナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物量を低くできるので、後述する各実施例に記載のように、ナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度をたとえば１５０ＧＰａ以上程度と極めて高くすることができる。
【００２３】
本実施の形態の黒鉛を構成する炭素は、炭素同位体１２Ｃ、１３Ｃのいずれかであることが好ましい。炭素同位体１２Ｃを使用することで、安価に高純度かつ高硬度のダイヤモンド焼結体を合成することができる。また、炭素同位体１３Ｃを使用することで、炭素同位体１２Ｃの場合よりも効果的にダイヤモンドの硬度を高めることができる。
【００２４】
また、本実施の形態の黒鉛は、一部に結晶化部分を含む結晶状あるいは多結晶である。つまり、本実施の形態の黒鉛は、少なくとも一部に結晶化部分を含むものであればよい。好ましくは、黒鉛は多結晶である。黒鉛の結晶粒の大きさは小さい方が好ましいが、結晶化部分における結晶粒径（結晶粒の最大長さ）は１０００ｎｍ未満であればよい。このように黒鉛の結晶粒径（結晶粒の最大長さ）を１０００ｎｍ未満とすることにより、該黒鉛を用いて作製したダイヤモンドの結晶粒をナノレベルの大きさとすることができる。
【００２５】
本実施の形態における黒鉛のかさ密度は、たとえば０．８ｇ/ｃｍ３以上であればよい。好ましくは、黒鉛のかさ密度は、１．４ｇ/ｃｍ３以上である。この程度の密度とすることにより、高温高圧プロセス時の圧縮による体積変化を小さく抑えることができ、温度制御が容易となるばかりでなく、歩留まりをも向上させることができる。
【００２６】
次に、本実施の形態における黒鉛の製造方法について説明する。
本実施の形態の黒鉛は、１５００℃から３０００℃程度の温度で、９９．９９％以上の純度の炭化水素を直接熱分解することで作製可能である。
【００２７】
より詳しくは、まず真空チャンバー内に黒鉛作製用の基材を設置する。基材としては、１５００℃から３０００℃程度の温度に耐え得る材料であればいかなる固相材料であってもよい。具体的には、金属、無機セラミック材料、炭素材料を基材として使用可能である。黒鉛中への不純物混入を抑制するという観点からは、上記基材を炭素で構成することが好ましい。固相の炭素材料としてはダイヤモンドや黒鉛を挙げることができる。黒鉛を基材として使用する場合、本実施の形態の製造方法で作製した不純物量の極めて少ない黒鉛を基材として使用することが考えられる。基材の材料としてダイヤモンドや黒鉛のような炭素材料を使用する場合、基材の少なくとも表面を炭素材料で構成すればよい。たとえば、基材の表面のみを炭素材料で構成し、基材の残りの部分を炭素材料以外の材料で構成してもよく、基材全体を炭素材料で構成してもよい。
【００２８】
上記のように真空チャンバー内に設置した基材を１５００℃以上の温度に加熱する。加熱方法としては周知の手法を採用することができる。たとえば、基材を直接あるいは間接的に１５００℃以上の温度に加熱可能なヒータを真空チャンバーに設置することが考えられる。
【００２９】
上記の真空チャンバー内に、９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、加熱した基材上で炭化水素ガスを分解する。このとき、真空チャンバー内の真空度は、２０〜１００Ｔｏｒｒ程度とすればよい。それにより、気相の炭化水素から直接基材上に固相の黒鉛を形成することができる。
【００３０】
炭素粉末から黒鉛を作製する場合には、通常はバインダーが必要である。しかし、バインダーは黒鉛中の不純物の原因となる。また、高純度化した黒鉛粉末を原料として固化する場合でも、粉砕処理等の際における水素、酸素、窒素等の混入は避け難く、黒鉛の結晶粒界にこれらの不純物が残存することとなる。
【００３１】
そこで、本実施の形態では、バインダーを使用せず、原料の粉砕処理をも伴わず、上述のように不純物が極めて少ない高真空度のチャンバー内に気相状態の高純度の原料ガスを導入し、この原料ガスを基材上で熱分解させ、原料ガスから直接固相の黒鉛を基材上に形成している。それにより、不純物の極めて少ない一体の結晶状あるいは多結晶の固相の黒鉛多結晶体を作製することができる。
【００３２】
上記炭化水素ガスは、基材の表面に向けて流すことが好ましい。それにより、基材近傍に炭化水素ガスを効率的に供給することができ、効率的に基材上に黒鉛を生成することができる。炭化水素ガスは、基材の真上から基材に向けて供給してもよく、斜め方向あるいは水平方向から基材に向けて供給するようにしてもよい。真空チャンバー内に、炭化水素ガスを基材に導く案内部材を設置することも考えられる。たとえば、加熱した多孔質チタンを通して基材の表面に炭化水素ガスを供給してもよい。炭化水素ガスとしては、メタンガスを使用することが好ましい。
【００３３】
次に、本実施の形態における黒鉛を用いたナノ多結晶ダイヤモンドの製造方法について説明する。
【００３４】
上述の手法で、基材上に不純物量の極めて少ない固相の黒鉛を作製し、この黒鉛に高圧下で熱処理を施す。それにより、黒鉛を、高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドに変換することができる。なお、該ダイヤモンドの合成条件として、温度は１２００℃から２５００℃程度、圧力は７ＧＰａ以上とすればよい。好ましくは、合成温度は１９００℃以上、合成圧力は１２ＧＰａ以上である。
【００３５】
ダイヤモンドの合成には、一軸性の圧力を加えてもよく、等方的な圧力を加えてもよい。しかし、等方的な圧力によって、結晶粒径や、結晶の異方性の程度を揃えるという観点から、静水圧下での合成が好ましい。
【００３６】
黒鉛のサイズは、高圧力をかけるという観点から、大きすぎてはならない。そこで、コスト面、現実的なプレス機の使用を考慮して、黒鉛の寸法を、５ｃｍ×５ｃｍ×５ｃｍ以内の立方体に収まるものとすることが望ましい。
【００３７】
次に、本発明の実施例について説明する。
【実施例１】
【００３８】
真空チャンバー内で９９．９９９％の純度のメタンガスを１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。すると、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００３９】
上記の黒鉛を、温度２２００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は、各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例２】
【００４０】
真空チャンバー内で９９．９９９％メタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通して、１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００４１】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。この多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例３】
【００４２】
実施例２と同様の手法で、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積させ、かさ密度が２．０ｇ／ｃｍ３である黒鉛を得た。
【００４３】
上記の黒鉛を、温度２２００℃、圧力１６ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例４】
【００４４】
実施例２と同様の手法で、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積させ、かさ密度が２．０ｇ／ｃｍ３である黒鉛を得た。
【００４５】
上記の黒鉛を、温度２１００℃、１６ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例５】
【００４６】
真空チャンバー内で９９．９９９％メタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１５００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は１．６ｇ／ｃｍ３であった。
【００４７】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１５０ＧＰａであった。
【実施例６】
【００４８】
真空チャンバー内で９９．９９９９％の純度のメタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００４９】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は２０５ＧＰａであった。
【実施例７】
【００５０】
真空チャンバー内で９９．９９９９％の純度のメタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１５００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は１．６ｇ／ｃｍ３であった。
【００５１】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍの大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１６０ＧＰａであった。
【実施例８】
【００５２】
真空チャンバー内で９９．９９９％メタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は９０〜１００Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００５３】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍの大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【００５４】
以上の実施例では、真空チャンバー内の真空度を２０〜１００Ｔｏｒｒとし、該真空チャンバー内で９９．９９９％以上の純度の炭化水素ガスを１５００℃から１９００℃の温度に加熱した基板上に供給することで、炭化水素ガスを基板上で熱分解することができ、該基板上に、固相で、かさ密度が１．６ｇ／ｃｍ３から２．０ｇ／ｃｍ３である極めて高純度の黒鉛を作製できることを確認できた。また、当該黒鉛を用いることで、ヌープ硬度が１５０ＧＰａから２０５ＧＰａ程度である高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製できることも確認できた。しかし、上記以外の範囲の条件であっても、特許請求の範囲に記載の範囲であれば、所望の特性を有する黒鉛を作製できるものと考えられる。
【００５５】
以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の実施の形態および実施例を様々に変形することも可能である。また、本発明の範囲は上述の実施の形態および実施例に限定されるものではない。本発明の範囲は、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更を含むことが意図される。
【符号の説明】
【００５６】
１ 黒鉛、２ 基材。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、黒鉛（グラファイト）およびその製造方法に関し、特に、ナノサイズの結晶粒を持つダイヤモンド（以下、「ナノ多結晶ダイヤモンド」と称する）の原料に適した固体の黒鉛およびその製造方法する。
【背景技術】
【０００２】
近年、ナノ多結晶ダイヤモンド焼結体が、天然の単結晶ダイヤモンドを超える硬さを有し、工具として優れた性質を備えるということが明らかになってきた。該ナノ多結晶ダイヤモンド焼結体の硬度は、ヌープ硬度でおよそ１２０〜１３０ＧＰａ程度である。このような多結晶ダイヤモンドの一例が、たとえば特開２００３−２９２３９７号公報に記載されている。
【０００３】
その一方で、微小工具や耐摩耗性の高い工具へのニーズは高まっており、より高硬度のダイヤモンド材料が望まれるようになってきている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００３−２９２３９７号公報
【非特許文献】
【０００５】
【非特許文献１】Ｄｉａｍｏｎｄ ａｎｄ Ｒｅｌａｔｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ, １５ (２００６) ｐ．１５７６〜１５７９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
ところで、単結晶ダイヤモンドには、いわゆるＩＩａ型ダイヤモンドやＩｂ型ダイヤモンドと呼ばれるものがある。ＩＩａ型ダイヤモンドは、不純物である窒素を殆ど含まない高純度なダイヤモンドであり、Ｉｂ型ダイヤモンドは、不純物である窒素を０．１％程度含む不純物含有ダイヤモンドである。これらの硬度を比較すると、ＩＩａ型ダイヤモンドの方が、Ｉｂ型ダイヤモンドよりも硬くなることが知られている。このことから、単結晶ダイヤモンド中の不純物量を減じて高純度化することで、該単結晶ダイヤモンドの硬度を高くすることができるものと推察される。
【０００７】
ナノ多結晶ダイヤモンドの場合も単結晶ダイヤモンドの場合と同様であると考えられるが、ナノ多結晶ダイヤモンドの場合には、単結晶ダイヤモンドの場合と同様の高純度化を行うことが困難である。その理由は、ナノ多結晶ダイヤモンドの合成工程において、通常はＳｉ、Ｂ、Ｈ，Ｎを代表とする多くの不純物がダイヤモンド中に混入するからである。
【０００８】
たとえば黒鉛を直接ダイヤモンドに変換することでナノ多結晶ダイヤモンドを作製することができるが、市販の黒鉛はコークスやピッチから作製されるため、黒鉛中への不純物の取込みを回避するのは困難である。そのため、当該方法で合成されたナノ多結晶ダイヤモンド中にも不純物が取り込まれてしまう。また、たとえ黒鉛の高純度化を行ったとしても、現状の技術では、黒鉛の製造中に混入する不純物を除去するのは困難である。この除去しきれなかった不純物が、合成後のナノサイズのダイヤモンド結晶の結晶粒界に偏析し、ダイヤモンド結晶が結晶粒界で滑りやすくなる。このことが、ナノ多結晶ダイヤモンドの硬度を高める際の障害となる。以上のように、従来の技術では、ナノ多結晶ダイヤモンドの高純度化および高硬度化には限界があった。
【０００９】
本発明は、上記のような課題に鑑みなされたものであり、高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製可能な黒鉛およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明に係る黒鉛は、炭素と、該炭素以外の複数の不純物とで構成される。複数の不純物の濃度は、それぞれ０．０１質量％以下であり、黒鉛は、一体の固体であり、結晶化部分を含む。
上記複数の不純物は、たとえば、水素、酸素、窒素、シリコンおよび硼素を含むものであってもよい。この場合、水素の濃度が２×１０１８/ｃｍ３以下であり、酸素の濃度が２×１０１７/ｃｍ３以下であり、窒素の濃度が４×１０１６/ｃｍ３以下であり、シリコンの濃度が１×１０１６/ｃｍ３以下であり、硼素の濃度が２×１０１５/ｃｍ３以下であることが好ましい。
上記炭素は、炭素同位体１２Ｃ、１３Ｃのいずれかであることが好ましい。また、上記黒鉛は、一部に結晶化部分を含む結晶状あるいは多結晶であり、黒鉛の密度は１．４ｇ/ｃｍ３以上であることが好ましい。
上記黒鉛は、５ｃｍ×５ｃｍ×５ｃｍ以内の立方体に収まる寸法を有し、１５００℃以上の温度で９９．９９％以上の純度の炭化水素を直接熱分解することで作製することが好ましい。
【００１１】
本発明に係る黒鉛の製造方法は、真空チャンバー内で１５００℃以上の温度に基材を加熱する工程と、該真空チャンバー内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、基材上で炭化水素ガスを分解することで基材上に黒鉛を形成する工程とを備える。
上記黒鉛を形成する基材の表面を、ダイヤモンドあるいは黒鉛で構成することが好ましい。また、上記炭化水素ガスを基材の表面に向けて流すことが好ましい。上記炭化水素ガスは、加熱した多孔質チタンを通して基材の表面に供給してもよく、好ましくは、メタンガスである。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に係る黒鉛では、該黒鉛に含まれる各不純物の濃度が０．０１質量％以下であるので、該黒鉛を焼結することで、従来にない高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製することができる。
【００１３】
本発明に係る黒鉛の製造方法では、真空チャンバー内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、加熱した基材上で炭化水素ガスを分解することで基材上に黒鉛を形成するので、不純物濃度の極めて低い黒鉛を製造することができる。この黒鉛を焼結することで、従来にない高純度かつ高硬度のダイヤモンド焼結体を作製することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の１つの実施の形態における黒鉛を基材上に作製した状態を示す斜視図である。
【図２】本発明の１つの実施の形態における黒鉛を使用して作製されたナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す図である。
【図３】従来の高純度黒鉛材料を使用して作製されたナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明の実施の形態について図１〜図３を用いて説明する。
本実施の形態における黒鉛（グラファイト）は、不純物量が極めて少ないものである。典型的には、黒鉛には複数の不純物が含まれるが、本実施の形態における黒鉛では、各不純物の濃度が、それぞれ０．０１質量％以下である。
【００１６】
図１に示すように、本実施の形態の黒鉛１は、基材２上に形成され、一体の固体であり、結晶化部分を含む。図１の例では、黒鉛１は、平板状の形状を有しているが、任意の形状、厚みとすることが考えられる。
【００１７】
黒鉛中に混入する不純物としては、たとえば窒素、水素、酸素、硼素、シリコン、結晶粒の成長を促進するような遷移金属などが挙げられる。窒素は、結晶粒界への析出量が多く、また該結晶粒界における濃度も、通常は数１００ｐｐｍに及ぶ。これによって結晶粒界で結晶粒が滑り易くなる。水素については、結晶粒界でのｓｐ２結合によって安定するため、結果的に黒鉛の硬度を低下させる。従来の黒鉛を用いて作製したダイヤモンド焼結体では、上述のように黒鉛の原料がコークスやピッチであるため、高純度化処理を行っているにもかかわらず、必ず数１００ｐｐｍ程度の量の水素が黒鉛に混入してしまう。酸素は、炭素と反応しやすい上、硼素と酸化物を形成し、局所的な結晶粒の成長を促す。また、窒素と硼素は、結晶粒界での結晶粒の滑りを引き起こし、硬度を本質的な限界硬さにまで高める際の障害となる。
【００１８】
本実施の形態における黒鉛では、窒素、水素、酸素、硼素、シリコン、遷移金属等の不純物量が、上述のように０．０１質量％以下である。つまり、黒鉛中の不純物濃度が、ＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析での検出限界以下程度である。また、遷移金属については、黒鉛中の濃度が、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）分析やＳＩＭＳ分析における検出限界以下程度である。
【００１９】
このように、黒鉛中の不純物量をＳＩＭＳ分析やＩＣＰ分析での検出限界レベルにまで低下させることで、該黒鉛を用いてダイヤモンドを作製した場合に、極めて高純度で高硬度のダイヤモンドを作製できることが判明した。なお、ＳＩＭＳ分析やＩＣＰ分析での検出限界より若干多い不純物を含む黒鉛を用いた場合でも、従来と比較すると格段に優れた特性のダイヤモンドが得られる。
【００２０】
本実施の形態の黒鉛が、たとえば、水素、酸素、窒素、シリコンおよび硼素を含む場合、黒鉛中の水素の濃度は２×１０１８/ｃｍ３以下程度であり、酸素の濃度は２×１０１７/ｃｍ３以下程度であり、窒素の濃度は４×１０１６/ｃｍ３以下程度であり、シリコンの濃度は１×１０１６/ｃｍ３以下程度であり、硼素の濃度は２×１０１５/ｃｍ３以下程度であれば、十分に高純度で高硬度のダイヤモンド焼結体を合成することができる。好ましくは、黒鉛中の水素の濃度は５×１０１７/ｃｍ３以下程度であり、酸素の濃度は１×１０１７/ｃｍ３以下程度であり、窒素の濃度は１×１０１６/ｃｍ３以下程度であり、シリコンの濃度は５×１０１５/ｃｍ３以下程度であり、硼素の濃度は７×１０１４/ｃｍ３以下程度である。
【００２１】
図２に、本発明の１つの実施の形態における黒鉛を使用して作製したナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す。図３に、比較例として、従来の高純度黒鉛材料を使用して作製したナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物分布の一例を示す。
【００２２】
図２および図３に示されるように、いずれのダイヤモンドの場合も、ダイタモンドの深さ方向の各不純物の濃度のばらつきは比較的小さいが、本実施の形態における黒鉛を使用して作製したナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物量が極めて低い値となっていることがわかる。このようにナノ多結晶ダイヤモンド中の不純物量を低くできるので、後述する各実施例に記載のように、ナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度をたとえば１５０ＧＰａ以上程度と極めて高くすることができる。
【００２３】
本実施の形態の黒鉛を構成する炭素は、炭素同位体１２Ｃ、１３Ｃのいずれかであることが好ましい。炭素同位体１２Ｃを使用することで、安価に高純度かつ高硬度のダイヤモンド焼結体を合成することができる。また、炭素同位体１３Ｃを使用することで、炭素同位体１２Ｃの場合よりも効果的にダイヤモンドの硬度を高めることができる。
【００２４】
また、本実施の形態の黒鉛は、一部に結晶化部分を含む結晶状あるいは多結晶である。つまり、本実施の形態の黒鉛は、少なくとも一部に結晶化部分を含むものであればよい。好ましくは、黒鉛は多結晶である。黒鉛の結晶粒の大きさは小さい方が好ましいが、結晶化部分における結晶粒径（結晶粒の最大長さ）は１０００ｎｍ未満であればよい。このように黒鉛の結晶粒径（結晶粒の最大長さ）を１０００ｎｍ未満とすることにより、該黒鉛を用いて作製したダイヤモンドの結晶粒をナノレベルの大きさとすることができる。
【００２５】
本実施の形態における黒鉛のかさ密度は、たとえば０．８ｇ/ｃｍ３以上であればよい。好ましくは、黒鉛のかさ密度は、１．４ｇ/ｃｍ３以上である。この程度の密度とすることにより、高温高圧プロセス時の圧縮による体積変化を小さく抑えることができ、温度制御が容易となるばかりでなく、歩留まりをも向上させることができる。
【００２６】
次に、本実施の形態における黒鉛の製造方法について説明する。
本実施の形態の黒鉛は、１５００℃から３０００℃程度の温度で、９９．９９％以上の純度の炭化水素を直接熱分解することで作製可能である。
【００２７】
より詳しくは、まず真空チャンバー内に黒鉛作製用の基材を設置する。基材としては、１５００℃から３０００℃程度の温度に耐え得る材料であればいかなる固相材料であってもよい。具体的には、金属、無機セラミック材料、炭素材料を基材として使用可能である。黒鉛中への不純物混入を抑制するという観点からは、上記基材を炭素で構成することが好ましい。固相の炭素材料としてはダイヤモンドや黒鉛を挙げることができる。黒鉛を基材として使用する場合、本実施の形態の製造方法で作製した不純物量の極めて少ない黒鉛を基材として使用することが考えられる。基材の材料としてダイヤモンドや黒鉛のような炭素材料を使用する場合、基材の少なくとも表面を炭素材料で構成すればよい。たとえば、基材の表面のみを炭素材料で構成し、基材の残りの部分を炭素材料以外の材料で構成してもよく、基材全体を炭素材料で構成してもよい。
【００２８】
上記のように真空チャンバー内に設置した基材を１５００℃以上の温度に加熱する。加熱方法としては周知の手法を採用することができる。たとえば、基材を直接あるいは間接的に１５００℃以上の温度に加熱可能なヒータを真空チャンバーに設置することが考えられる。
【００２９】
上記の真空チャンバー内に、９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、加熱した基材上で炭化水素ガスを分解する。このとき、真空チャンバー内の真空度は、２０〜１００Ｔｏｒｒ程度とすればよい。それにより、気相の炭化水素から直接基材上に固相の黒鉛を形成することができる。
【００３０】
炭素粉末から黒鉛を作製する場合には、通常はバインダーが必要である。しかし、バインダーは黒鉛中の不純物の原因となる。また、高純度化した黒鉛粉末を原料として固化する場合でも、粉砕処理等の際における水素、酸素、窒素等の混入は避け難く、黒鉛の結晶粒界にこれらの不純物が残存することとなる。
【００３１】
そこで、本実施の形態では、バインダーを使用せず、原料の粉砕処理をも伴わず、上述のように不純物が極めて少ない高真空度のチャンバー内に気相状態の高純度の原料ガスを導入し、この原料ガスを基材上で熱分解させ、原料ガスから直接固相の黒鉛を基材上に形成している。それにより、不純物の極めて少ない一体の結晶状あるいは多結晶の固相の黒鉛多結晶体を作製することができる。
【００３２】
上記炭化水素ガスは、基材の表面に向けて流すことが好ましい。それにより、基材近傍に炭化水素ガスを効率的に供給することができ、効率的に基材上に黒鉛を生成することができる。炭化水素ガスは、基材の真上から基材に向けて供給してもよく、斜め方向あるいは水平方向から基材に向けて供給するようにしてもよい。真空チャンバー内に、炭化水素ガスを基材に導く案内部材を設置することも考えられる。たとえば、加熱した多孔質チタンを通して基材の表面に炭化水素ガスを供給してもよい。炭化水素ガスとしては、メタンガスを使用することが好ましい。
【００３３】
次に、本実施の形態における黒鉛を用いたナノ多結晶ダイヤモンドの製造方法について説明する。
【００３４】
上述の手法で、基材上に不純物量の極めて少ない固相の黒鉛を作製し、この黒鉛に高圧下で熱処理を施す。それにより、黒鉛を、高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドに変換することができる。なお、該ダイヤモンドの合成条件として、温度は１２００℃から２５００℃程度、圧力は７ＧＰａ以上とすればよい。好ましくは、合成温度は１９００℃以上、合成圧力は１２ＧＰａ以上である。
【００３５】
ダイヤモンドの合成には、一軸性の圧力を加えてもよく、等方的な圧力を加えてもよい。しかし、等方的な圧力によって、結晶粒径や、結晶の異方性の程度を揃えるという観点から、静水圧下での合成が好ましい。
【００３６】
黒鉛のサイズは、高圧力をかけるという観点から、大きすぎてはならない。そこで、コスト面、現実的なプレス機の使用を考慮して、黒鉛の寸法を、５ｃｍ×５ｃｍ×５ｃｍ以内の立方体に収まるものとすることが望ましい。
【００３７】
次に、本発明の実施例について説明する。
【実施例１】
【００３８】
真空チャンバー内で９９．９９９％の純度のメタンガスを１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。すると、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００３９】
上記の黒鉛を、温度２２００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は、各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例２】
【００４０】
真空チャンバー内で９９．９９９％メタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通して、１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００４１】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。この多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例３】
【００４２】
実施例２と同様の手法で、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積させ、かさ密度が２．０ｇ／ｃｍ３である黒鉛を得た。
【００４３】
上記の黒鉛を、温度２２００℃、圧力１６ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例４】
【００４４】
実施例２と同様の手法で、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積させ、かさ密度が２．０ｇ／ｃｍ３である黒鉛を得た。
【００４５】
上記の黒鉛を、温度２１００℃、１６ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【実施例５】
【００４６】
真空チャンバー内で９９．９９９％メタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１５００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は１．６ｇ／ｃｍ３であった。
【００４７】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１５０ＧＰａであった。
【実施例６】
【００４８】
真空チャンバー内で９９．９９９９％の純度のメタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００４９】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍ程度の大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は２０５ＧＰａであった。
【実施例７】
【００５０】
真空チャンバー内で９９．９９９９％の純度のメタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１５００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は２０〜３０Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は１．６ｇ／ｃｍ３であった。
【００５１】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍの大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１６０ＧＰａであった。
【実施例８】
【００５２】
真空チャンバー内で９９．９９９％メタンガスを、６００℃に熱した多孔質チタン中を通し、１９００℃に加熱したダイヤモンド基板上に吹きつけた。このとき、真空チャンバー内の真空度は９０〜１００Ｔｏｒｒとした。本実施例の場合も、ダイヤモンド基板上に黒鉛（グラファイト）が堆積した。黒鉛のかさ密度は２．０ｇ／ｃｍ３であった。
【００５３】
上記の黒鉛を、温度２３００℃、圧力１５ＧＰａの条件下で直接多結晶ダイヤモンドに変換した。この多結晶ダイヤモンドの結晶粒径は各々１０〜１００ｎｍの大きさであった。上記多結晶ダイヤモンドをＳＩＭＳ分析したところ、Ｈ，Ｎ，Ｂ，Ｏ，Ｓｉの含有量は検出限界以下であった。また、上記多結晶ダイヤモンドのＸ線回折パターンから、多結晶ダイヤモンド中にはダイヤモンド以外の成分は見られなかった。このナノ多結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１９０ＧＰａであった。
【００５４】
以上の実施例では、真空チャンバー内の真空度を２０〜１００Ｔｏｒｒとし、該真空チャンバー内で９９．９９９％以上の純度の炭化水素ガスを１５００℃から１９００℃の温度に加熱した基板上に供給することで、炭化水素ガスを基板上で熱分解することができ、該基板上に、固相で、かさ密度が１．６ｇ／ｃｍ３から２．０ｇ／ｃｍ３である極めて高純度の黒鉛を作製できることを確認できた。また、当該黒鉛を用いることで、ヌープ硬度が１５０ＧＰａから２０５ＧＰａ程度である高純度かつ高硬度のナノ多結晶ダイヤモンドを作製できることも確認できた。しかし、上記以外の範囲の条件であっても、特許請求の範囲に記載の範囲であれば、所望の特性を有する黒鉛を作製できるものと考えられる。
【００５５】
以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の実施の形態および実施例を様々に変形することも可能である。また、本発明の範囲は上述の実施の形態および実施例に限定されるものではない。本発明の範囲は、特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更を含むことが意図される。
【符号の説明】
【００５６】
１ 黒鉛、２ 基材。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
炭素と、
前記炭素以外の複数の不純物とで構成され、
前記複数の不純物の濃度がそれぞれ０．０１質量％以下であり、一体の固体であって、結晶化部分を含む黒鉛。
【請求項２】
前記複数の不純物は、水素、酸素、窒素、シリコンおよび硼素を含み、
前記水素の濃度が２×１０１８/ｃｍ３以下であり、
前記酸素の濃度が２×１０１７/ｃｍ３以下であり、
前記窒素の濃度が４×１０１６/ｃｍ３以下であり、
前記シリコンの濃度が１×１０１６/ｃｍ３以下であり、
前記硼素の濃度が２×１０１５/ｃｍ３以下である、請求項１に記載の黒鉛。
【請求項３】
前記炭素は、炭素同位体１２Ｃ、１３Ｃのいずれかである、請求項１または請求項２に記載の黒鉛。
【請求項４】
前記黒鉛は、一部に結晶化部分を含む結晶状あるいは多結晶であり、
前記黒鉛の密度は１．４ｇ/ｃｍ３以上である、請求項１または請求項２に記載の黒鉛。
【請求項５】
前記黒鉛は、５ｃｍ×５ｃｍ×５ｃｍ以内の立方体に収まる寸法であり、１５００℃以上の温度で９９．９９％以上の純度の炭化水素から直接熱分解された、請求項１から請求項４のいずれかに記載の黒鉛。
【請求項６】
真空チャンバ内で、１５００℃以上の温度に基材を加熱する工程と、
前記真空チャンバ内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、前記基材上で前記炭化水素ガスを分解することで前記基材上に黒鉛を形成する工程と、
を備えた、黒鉛の製造方法。
【請求項７】
前記黒鉛を形成する前記基材の表面を、ダイヤモンドあるいは黒鉛で構成した、請求項６に記載の黒鉛の製造方法。
【請求項８】
前記炭化水素ガスを前記基材の表面に向けて流すようにした、請求項６または請求項７に記載の黒鉛の製造方法。
【請求項９】
加熱した多孔質チタンを通して前記炭化水素ガスを前記基材の表面に供給した、請求項６から請求項８のいずれかに記載の黒鉛の製造方法。
【請求項１０】
前記炭化水素ガスは、メタンガスである、請求項６から請求項９のいずれかに記載の黒鉛の製造方法。
【請求項１】
炭素と、
前記炭素以外の複数の不純物とで構成され、
前記複数の不純物の濃度がそれぞれ０．０１質量％以下であり、一体の固体であって、結晶化部分を含む黒鉛。
【請求項２】
前記複数の不純物は、水素、酸素、窒素、シリコンおよび硼素を含み、
前記水素の濃度が２×１０１８/ｃｍ３以下であり、
前記酸素の濃度が２×１０１７/ｃｍ３以下であり、
前記窒素の濃度が４×１０１６/ｃｍ３以下であり、
前記シリコンの濃度が１×１０１６/ｃｍ３以下であり、
前記硼素の濃度が２×１０１５/ｃｍ３以下である、請求項１に記載の黒鉛。
【請求項３】
前記炭素は、炭素同位体１２Ｃ、１３Ｃのいずれかである、請求項１または請求項２に記載の黒鉛。
【請求項４】
前記黒鉛は、一部に結晶化部分を含む結晶状あるいは多結晶であり、
前記黒鉛の密度は１．４ｇ/ｃｍ３以上である、請求項１または請求項２に記載の黒鉛。
【請求項５】
前記黒鉛は、５ｃｍ×５ｃｍ×５ｃｍ以内の立方体に収まる寸法であり、１５００℃以上の温度で９９．９９％以上の純度の炭化水素から直接熱分解された、請求項１から請求項４のいずれかに記載の黒鉛。
【請求項６】
真空チャンバ内で、１５００℃以上の温度に基材を加熱する工程と、
前記真空チャンバ内に９９．９９％以上の純度の炭化水素ガスを導入し、前記基材上で前記炭化水素ガスを分解することで前記基材上に黒鉛を形成する工程と、
を備えた、黒鉛の製造方法。
【請求項７】
前記黒鉛を形成する前記基材の表面を、ダイヤモンドあるいは黒鉛で構成した、請求項６に記載の黒鉛の製造方法。
【請求項８】
前記炭化水素ガスを前記基材の表面に向けて流すようにした、請求項６または請求項７に記載の黒鉛の製造方法。
【請求項９】
加熱した多孔質チタンを通して前記炭化水素ガスを前記基材の表面に供給した、請求項６から請求項８のいずれかに記載の黒鉛の製造方法。
【請求項１０】
前記炭化水素ガスは、メタンガスである、請求項６から請求項９のいずれかに記載の黒鉛の製造方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１３−２８４９４（Ｐ２０１３−２８４９４Ａ）
【公開日】平成２５年２月７日（２０１３．２．７）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１６５７４３（Ｐ２０１１−１６５７４３）
【出願日】平成２３年７月２８日（２０１１．７．２８）
【出願人】（０００００２１３０）住友電気工業株式会社 (12,747)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年２月７日（２０１３．２．７）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年７月２８日（２０１１．７．２８）
【出願人】（０００００２１３０）住友電気工業株式会社 (12,747)
【Ｆターム（参考）】
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