单晶金刚石材料、单晶金刚石芯片和穿孔工具的制作方法
本发明涉及单晶金刚石材料、单晶金刚石芯片和穿孔工具。本申请要求基于2015年7月22日提交的日本专利申请第2015-145025号的优先权，并通过引用的方式将其全部内容并入本文中。
背景技术：
以往，天然单晶金刚石被频繁用于穿孔工具、耐磨工具、切削工具等。有时，使用在高压下合成的单晶金刚石。例如，日本特开2000-288804号公报(专利文献1)、日本特表2000-515818号公报(专利文献2)和日本特开2002-102917号公报(专利文献3)各自公开了工具嵌件(工具インサ一ト)和拉丝模(伸線ダイス)，它们包含：嵌件本体和模具主体；和由天然或人造金刚石构成的磨石芯片(砥石チップ)。
单晶金刚石绝对比其它材料硬。因此，即使将任何类型的金刚石用于穿孔工具、耐磨工具和切削工具，这些工具也几乎不磨损而且能够同等地使用。实际上，它们正在被使用而没有特别的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-288804号公报
专利文献2：日本特表2000-515818号公报
专利文献3；日本特开2002-102917号公报
技术实现要素：
在本公开的某一实施方式的单晶金刚石材料中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石材料具有偏角为20°以下的晶体生长主表面。
在本公开的另一个实施方式的单晶金刚石芯片中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石芯片具有偏角为20°以下的主表面。
本公开的又一个实施方式的穿孔工具包含单晶金刚石拉丝模，其中在所述单晶金刚石拉丝模中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石拉丝模具有由-5以上且5以下的整数密勒指数表示的低指数面，所述低指数面的垂线相对于拉丝用孔的取向的偏角为20°以下。
附图说明
图1为示出本发明的某一实施方式的单晶金刚石材料的晶体生长主表面的某一示例性x射线形貌照片的示意图。
图2为示出与本发明的某一实施方式的单晶金刚石材料的晶体生长主表面垂直的某一示例性剖面的示意剖视图。
图3为示出与本发明的某一实施方式的单晶金刚石材料的晶体生长主表面垂直的另一示例性剖面的示意剖视图。
图4为示出制造本发明的某一实施方式的单晶金刚石材料的方法的示意剖视图。
具体实施方式
[本公开解决的技术问题]
经详细观察，可以确认被认为以相同方式使用的穿孔工具、耐磨工具或切削工具(如拉丝模和钻头(cuttingbite))在大的缺损的出现程度和磨损率方面彼此不同。这是由于以下原因。加工的行为(例如，拉丝)是以非常复杂的机制发生的现象。因此，并未对所述差异给予特别的关注。具体地，首先，工件不具有完全相同的特征。工件在诸如弹性模量、杨氏模量、硬度、强度等特征方面轻微地变动。此外，在利用机械加工时，作用于电动机或工件的压力或张力轻微地变动，结果是用于工件的压力或拉力将轻微不同。当以干法进行加工时，据认为加工受室温和湿度的影响；然而，并不总是在相同的室温和相同的湿度下进行加工。另一方面，当以湿法进行加工时，存在不同类型的冷却剂和润滑剂，并且其各自的品质轻微地变动。因此，存在不同类型的彼此相关的参数，从而认为当某一参数轻微地不同时，磨损受到极大影响。由于这样的复杂现象，因此即使可能认识到由于在穿孔工具、耐磨工具和切削工具侧的差异而使磨损受到极大影响，也不会有意地控制这些参数。
然而，不利地是，在穿孔工具、耐磨工具和切削工具中实际上引起大的缺损，或者在穿孔工具、耐磨工具和切削工具中实际上导致大的磨损率变动。对此，为了使工件制造商以低成本制造高品质工件，管理穿孔工具、耐磨工具和切削工具、在适当的时间内更换工具、和总是制造一致的工件是非常重要和富有挑战的。
因此，为了解决上述问题，目的是提供单晶金刚石材料、单晶金刚石芯片和穿孔工具，通过所述单晶金刚石材料、单晶金刚石芯片和穿孔工具各自可抑制大的缺损的出现并且实现小的磨损率变动。
[本公开的效果]
根据以上说明，可以提供单晶金刚石材料、单晶金刚石芯片和穿孔工具，通过所述单晶金刚石材料、单晶金刚石芯片和穿孔工具各自可抑制大的缺损的出现并且实现小的磨损率变动。
[本发明实施方式的说明]
首先，列出并说明本发明的实施方式。
[1]在本发明的某一实施方式的单晶金刚石材料中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石材料具有偏角为20°以下的晶体生长主表面。根据这样的单晶金刚石材料，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[2]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，晶体生长主表面可以具有小于7°的偏角。根据这样的单晶金刚石材料，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[3]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，置换型氮原子的浓度可以小于80ppm。根据这样的单晶金刚石材料，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[4]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，作为非置换型氮原子和置换型氮原子的全体的全部氮原子的浓度可以为0.1ppm以上。根据这样的单晶金刚石材料，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[5]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，晶体生长主表面与所述晶体生长主表面相反侧的主表面之间的从平行偏离的角度可以小于2°，所述晶体生长主表面相反侧的主表面可以具有最大高度差dm为10μm/mm以下的起伏，并且可以具有0.1μm以下的算术平均粗糙度ra。根据这样的单晶金刚石材料，可以容易地对要从该单晶金刚石材料切出的芯片的主表面的偏角进行控制。
[6]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，在晶体生长主表面的x射线形貌照片中，晶体缺陷点的组可以聚集而存在，各个所述晶体缺陷点是到达所述晶体生长主表面的晶体缺陷线的前端点，所述晶体缺陷线表示其中存在晶体缺陷的线。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[7]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，晶体缺陷点的密度可以大于2mm-2。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[8]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，晶体缺陷点的组合位错点的密度可以大于2mm-2，各个所述组合位错点是到达晶体生长主表面的组合位错的前端点，所述组合位错由多个刃型位错和多个螺旋位错中的至少一者的组合产生。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[9]此外，本实施方式的单晶金刚石材料可以包含多个单晶金刚石层。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[10]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，所述晶体缺陷线可以在各个所述单晶金刚石层之间的界面处新产生或支化，并且所述晶体生长主表面中的所述晶体缺陷点的密度可以高于所述晶体生长主表面相反侧的主表面中的所述晶体缺陷点的密度。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[11]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，多个晶体缺陷线状聚集区域可以平行存在，在所述多个晶体缺陷线状聚集区域的各个中，所述晶体缺陷点的组能够聚集并以线状延伸。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[12]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，非置换型氮原子的浓度可以为1ppm以上。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[13]此外，在本实施方式的单晶金刚石材料中，当单晶金刚石材料具有500μm的厚度时，对波长400nm的光的透射率可以为60％以下。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
[14]在本公开的另一个实施方式的单晶金刚石芯片中，非置换型氮原子的浓度可以为200ppm以下，置换型氮原子的浓度可以低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石芯片可以具有偏角为20°以下的主表面。根据这样的单晶金刚石芯片，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[15]本发明的又一个实施方式的单晶金刚石芯片，其是由前述实施方式中所述的单晶金刚石材料切出的。根据这样的单晶金刚石芯片，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[16]此外，在本实施方式的单晶金刚石芯片中，所述单晶金刚石芯片的主表面可以为由-5以上且5以下的整数密勒指数表示的低指数面。根据这样的单晶金刚石芯片，抑制大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[17]此外，在本实施方式的单晶金刚石芯片中，在所述单晶金刚石芯片的晶体生长主表面和平行于所述晶体生长主表面的主表面中的一者的x射线形貌照片中，晶体缺陷点的组可以聚集而存在，各个所述晶体缺陷点是到达所述晶体生长主表面和所述平行于所述晶体生长主表面的主表面中的一者的晶体缺陷线的前端点，所述晶体缺陷线表示其中存在晶体缺陷的线，并且所述晶体缺陷点的密度可以为大于2mm-2。根据所述单晶金刚石芯片，进一步抑制大的缺损的出现。
[18]在本发明的又一个实施方式的包含单晶金刚石拉丝模的穿孔工具中，在所述单晶金刚石拉丝模中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石拉丝模具有由-5以上且5以下的整数密勒指数表示的低指数面，所述低指数面的垂线相对于拉丝用孔的取向的偏角为20°以下。根据这样的穿孔工具，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[19]此外，本发明的又一个实施方式的穿孔工具包含由前述实施方式中所述的单晶金刚石芯片形成的单晶金刚石拉丝模。根据这样的穿孔工具，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现，并且实现小的磨损率变动。
[20]此外，在本实施方式的穿孔工具中，在所述单晶金刚石拉丝模的晶体生长主表面的x射线形貌照片中，晶体缺陷点的组可以聚集而存在，各个所述晶体缺陷点是到达所述晶体生长主表面的晶体缺陷线的前端点，所述晶体缺陷线表示其中存在晶体缺陷的线，并且所述晶体缺陷点的密度可以大于2mm-2。根据这样的穿孔工具，进一步抑制所述单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[21]此外，在本实施方式的穿孔工具中，晶体缺陷点的组合位错点的密度可以大于2mm-2，各个所述组合位错点是到达晶体生长主表面的组合位错的前端点，所述组合位错由多个刃型位错和多个螺旋位错中的至少一者的组合产生。根据这样的穿孔工具，进一步抑制所述单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[22]此外，在本实施方式的穿孔工具中，单晶金刚石拉丝模可以包含多个单晶金刚石层，所述晶体缺陷线可以在各个所述单晶金刚石层之间的界面处新产生或支化，并且所述晶体生长主表面的所述晶体缺陷点的密度可以高于所述晶体生长主表面相反侧的主表面的所述晶体缺陷点的密度。根据这样的穿孔工具，进一步抑制所述单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[23]此外，在本实施方式的穿孔工具中，在所述单晶金刚石拉丝模中，多个晶体缺陷线状聚集区域可以平行存在，并且在所述多个晶体缺陷线状聚集区域的各个中，所述晶体缺陷点的组可以聚集并以线状延伸。根据这样的穿孔工具，进一步抑制所述单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[24]此外，在本实施方式的穿孔工具中，在所述单晶金刚石拉丝模中，非置换型氮原子的浓度可以为1ppm以上。根据这样的穿孔工具，进一步抑制所述单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[25]此外，在本实施方式的穿孔工具中，当单晶金刚石拉丝模具有500μm的厚度时，所述单晶金刚石拉丝模对波长400nm的光的透射率可以为60％以下。根据这样的穿孔工具，进一步抑制所述单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[本发明实施方式的详情]
<第一实施方式：单晶金刚石材料>
参照图1至图3，在本实施方式的单晶金刚石材料20中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，并且所述单晶金刚石材料具有偏角为20°以下的晶体生长主表面。根据本实施方式的单晶金刚石材料20，抑制大的缺损的出现，并且磨损率变动小。在此，单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m是指在单晶金刚石材料中通过晶体生长形成的主表面。术语“单晶金刚石材料的主表面”是指具有作为单晶金刚石材料的物理性质的主表面，并且包括晶体生长主表面20m、平行于所述晶体生长主表面的主表面、晶体生长主表面20m相反侧的主表面20n等。需要说明的是，单晶金刚石材料的主表面是否是晶体生长主表面、平行于晶体生长主表面的主表面和晶体生长主表面相反侧的主表面之一可以如下所述基于所述主表面和/或横切所述主表面的剖面的x射线形貌照片来鉴定。
从许多因素中，发明人已经发现单晶金刚石材料内的杂质变动和平面取向变动是穿孔工具、耐磨工具和切削工具(例如，拉丝模)等的磨损率变动的因素。
然而，以往，难以抑制杂质变动和平面取向变动。例如，当天然单晶金刚石被用作单晶金刚石材料时，可以指定平面取向；然而，不能够以20°以下的高精度保证角度。有时，可以引入具有不同平面取向的单晶金刚石材料。此外，由于天然单晶金刚石在地球内部自然形成，因此作为杂质的氮原子的浓度变动大。氮原子浓度变动±500ppm的单晶金刚石被接受为相同的单晶金刚石材料。
另一方面，当通过高压合成法形成的人造单晶金刚石被用作单晶金刚石材料时，不引入具有不同平面取向的单晶金刚石。然而，即使当偏角为10°以上的单晶金刚石按几/10％引入、或当偏角为5°以上的单晶金刚石按几％引入，它们也被接受为相同的单晶金刚石材料。此外，尽管全部准备的单晶金刚石以100％的概率不具有小于3°的偏角，但它们全部被用作具有特定平面取向的单晶金刚石。此外，即使单晶金刚石材料是通过高压合成法获得的，氮也被自然地引入到单晶金刚石材料中。制造上不确保特定浓度的引入的氮。在这些单晶金刚石材料中的浓度在80ppm至250ppm的范围中变动。在±85ppm范围中的变动是接受的。
因此，不仅天然单晶金刚石材料、而且通过高压合成获得的人造单晶金刚石材料都具有作为杂质的氮原子的变动以及平面取向变动。在穿孔工具、抛光工具、切削工具等中，使用这样的单晶金刚石材料形成的单晶金刚石芯片或单晶金刚石拉丝模的磨损率将在50％至200％(换句话说，磨损率可能变为磨损率的平均值的0.5倍或2.0倍大)以上的范围中变动。
存在以下降低单晶金刚石材料中的磨损率变动的方法。第一种方法是通过气相合成法来形成单晶金刚石材料。在高压合成法中，氮由作为原料的碳材料、溶剂的金属材料或合成期间的气氛引入，并且不能按摩尔单位(基于分子的数量作为单位)控制。另一方面，根据气相合成法，可以控制合成气的原子的摩尔比。具体地，作为原料的合成气的原子的摩尔比基于标准态的气体流量进行控制，并且容器中的不必要的(不期望的)气体被减少至比原料气体的量小得多的量，由此控制在单晶金刚石材料中获得均一的氮原子浓度。因此，可以避免由于从原料、溶剂或合成气氛引入不期望的气体而引起的氮原子浓度的变动。然而，即使当采用气相合成法时，也从周围气氛引入非常少量的氮气。因此，优选地，单晶金刚石材料具有一定浓度以上的氮原子，而不是绝对为零。在这种情况下，单晶金刚石材料中的氮原子的浓度是稳定的。需要说明的是，通过在合成气中设定一定的摩尔比，不一定在所述材料中获得一定浓度的氮杂质。氮杂质的浓度取决于外部控制因素，例如压力、温度和功率；然而，这些因素可以精确地进行控制。下文对难以控制的重要因素进行说明。
第二种方法是控制金刚石晶种的主表面的偏角，所述金刚石晶种作为用于形成单晶金刚石材料的晶种基板(種基板)。金刚石晶种的主表面的偏角是影响杂质引入且难以精确控制的因素。金刚石晶种的主表面的偏角可以通过如下减小：确定作为角度的基准的平面并且使用具有优异平行度的激光进行切割；或者计算平行度并且使用具有校正的平行度的激光进行切割。
具体地，尽管激光是具有高平行性的光，但当用激光进行加工时，由于在径向方向上的强度分布，切削边缘形成为具有几度角的楔形形状。此外，激光加工是破坏性加工，因此不确保总是以相同的方式加工工件。加工后的表面的最大高度粗糙度rz变为10μm以上。在此，最大高度粗糙度rz是指jisb0601:2013中定义的最大高度粗糙度rz。此外，将工件粘附至某构件以用激光加工；然而，不总是以相同方式将工件粘附至该构件。当粘附时，工件总是以几度倾斜。此外，为了抛光，将工件从构件处除去，然后安装至抛光用夹具。同样在这种情况下，工件有几度倾斜。因为抛光的表面是粗糙的，所以抛光后的抛光表面有几度倾斜，结果获得的单晶金刚石材料的主表面的偏角总计变动20°以上。
鉴于此，本发明人独特地改造了普通激光机床(在维持平行度的同时将焦点深度改变至标准外)，以便获得平行度小于1°的激光，并且关于激光强度进行了设计(通过使用独特设计的doe透镜等)，以便获得可用来在加工后实现小于1°的平行度(在本说明书中是指从平行偏离的角度。下同)的加工。即使其调整是不足的，当加工后的平行度小于2°时，对于加工后的板的两个表面，通过在切割方向上将激光轴校正±1°，加工后的板的平行度也可以小于1°。通过这种方法，可以制造具有最大高度粗糙度rz为5μm以下的平坦加工表面的晶种。因为以确保具有这样的平坦度和平行度的方式制造的板状晶种具有平坦表面，所以未由在抛光期间的粘附而引起大的变动，从而能够形成具有总计20°以下的偏角的主表面的单晶金刚石材料。然而，更优选地，单晶金刚石材料不具有恰好为零的偏角。这是因为零的偏角导致实质上无原子台阶(原子ステップ)，从而不利地导致杂质如氮的含量的不稳定。
第三种方法是控制单晶金刚石材料中的非置换型氮原子和/或置换型氮原子的浓度。所述第三种方法基于这样的发现：在关注由于杂质引入方式之间的差异而引起的单晶金刚石材料之间的差异的情况下，单晶金刚石材料的大的缺损的出现和磨损率受单晶金刚石材料中作为杂质引入的氮原子中的置换型氮原子的浓度和非置换型氮原子的浓度之间的差异的影响。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于所述非置换型氮原子的浓度，从而在降低单晶金刚石材料中的磨损率变动的同时抑制单晶金刚石材料中大的缺损的出现。此外，由于本实施方式的单晶金刚石材料20被构造为具有偏角为20°以下的主表面，因此可以抑制平面取向变动。因此，由于在本实施方式的单晶金刚石材料20中非置换型氮原子的浓度为200ppm以下、置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度、且晶体生长主表面的偏角为20°以下，所以能够在降低磨损率变动的同时抑制大的缺损的出现。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，非置换型氮原子是指通过从全部氮原子中除去置换型氮原子而获得的氮原子。非置换型氮原子的浓度是指通过从全部氮原子的浓度中减去置换型氮原子的浓度而获得的浓度。在此，全部氮原子的浓度通过sims(二次离子质谱法)进行测定，置换型氮原子的浓度通过esr(电子自旋共振法)进行测定。
尽管没有特别限制，但优选本实施方式的单晶金刚石材料20通过气相合成法形成。由于在气相合成法中能够控制合成气中各原子的摩尔比，因此能够以比其它方法的精度更高的精度控制单晶金刚石材料20中的氮原子的浓度。
为了降低磨损率变动，在本实施方式的单晶金刚石材料20中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，优选为110ppm以下，更优选为55ppm以下。
为了降低磨损率变动，在本实施方式的单晶金刚石材料20中，主表面的偏角为20°以下，优选为小于10°，更优选为小于7°，进一步优选为小于5°，尤其优选为小于3°，特别优选为小于1°。这表明，随着表示偏角的θ越小，变动变得越小，这是因为与耐磨性相关的碳的结合(炭素の結合)削弱1/cosθ，并且其变动与其微分的大小相关且因此基本上与sinθ相关。而且，此外还表明随着偏角越小，台阶数减少，在台阶中包含杂质的概率降低，杂质变动降低，并且磨损率变动降低。然而，当偏角为零时，杂质的包含如上所述不利地变得不稳定。定量地说明的话，氮杂质受由偏角确定的表面上的原子台阶数(线性长度(線長))的影响。由于原子台阶之间的间隔与偏角θ的1/sinθ成比例，因此当θ为零时，间隔变得太长(理论上无限)，结果极其不太可能在台阶中包含杂质。然而，当偏角为0.005°时，台阶间隔约为1μm，结果与偏角为5°的杂质的情况(几ppm)相比，杂质约为几ppb。尽管如上所述考虑到磨损率变动而优选总计包含1ppb以上的氮，但是同样考虑到磨损率变动，偏角优选为0.005°以上，更优选为0.05°以上。在此，主表面的偏角是指相对于任意指定的晶面的偏角。尽管所述任意指定的晶面没有特别限制，但是为了降低磨损率变动，由-5以上且5以下的整数密勒指数表示的低指数面是优选的。所述任意指定的晶面更优选为至少一个具有选自由{100}、{110}、{111}、{211}、{311}和{331}构成的组中的平面取向的面。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，为了抑制大的缺损的出现且降低磨损率变动，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度。这是由于以下原因：当置换型氮原子的浓度高于非置换型氮原子的浓度时，磨损量变大，从而导致大的磨损率变动和大的缺损的出现。而且，在本实施方式的单晶金刚石材料20中，为了降低磨损率变动，置换型氮原子的浓度优选小于80ppm，更优选小于20ppm，还更优选小于15ppm，进一步优选为10ppm以下，更进一步优选为1ppm以下，尤其优选为0.5ppm以下，特别优选为0.3ppm以下，最优选为0.1ppm以下。
为了在降低磨损率变动的同时抑制大的缺损，在本实施方式的单晶金刚石材料20中，全部氮原子即非置换型氮原子和置换型氮原子的全体的浓度优选为1ppb(0.001ppm)以上，更优选为0.01ppm以上，更优选为0.1ppm以上，进一步优选为1ppm以上，特别优选为10ppm以上。当全部氮原子的浓度小于0.1ppb时，自然引入的氮杂质的量变得不稳定，从而产生易碎的单晶金刚石材料。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，为了容易使偏角变动较少的单晶金刚石材料在金刚石晶种上生长和为了容易对从单晶金刚石材料20切出的芯片的主表面的偏角进行控制，晶体生长主表面与晶体生长主表面相反侧的主表面之间的从平行偏离的角度优选小于2°，更优选小于0.1°，进一步优选小于0.05°。在此，“与晶体生长主表面之间的从平行偏离的角度”在严格意义上是指“与生长期间的金刚石晶种的主表面之间的从平行偏离的角度”。由于金刚石晶种的主表面在平行方面在没有任何改变的情况下转移(転写)至晶体生长主表面，因此使用其等价性。然而，当这样采用平行度的晶体生长主表面的凹凸变大从而导致平行度的精度降低时，单晶金刚石材料的晶体生长主表面被认为是从金刚石晶种的主表面生长至100μm以下的初始晶体生长主表面。由于这将作为生长条纹出现，因此当通过光学显微镜、sem(扫描电子显微镜)、cl(阴极场致发光)或pl(光致发光)观察其剖面时，生长初始阶段的晶体生长主表面变成条纹图案。因此，可以评价与其平行的表面。因此，当板厚度变为大于200μm时，采用与从晶体生长主表面相反侧的主表面起200μm以内、优选100μm以内、更优选50μm以内的生长初始阶段的晶体生长主表面之间的从平行偏离的角度。而且，考虑到上述的相同情况，晶体生长主表面相反侧的主表面具有最大高度差dm优选为10μm/mm以下、更优选为5μm/mm以下、进一步优选为0.6μm/mm以下的起伏，且具有优选为0.1μm以下、更优选为50nm以下、还更优选为10nm以下、进一步优选为5nm以下、特别优选为1nm以下的算术平均粗糙度ra。
单晶金刚石材料20的晶体生长主表面(或生长初始阶段的晶体生长主表面)与晶体生长主表面相反侧的主表面之间的从平行偏离的角度对应于用于生长单晶金刚石材料20的金刚石晶种10的主表面10m的偏角与单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m的偏角之间的偏离角。而且，起伏的最大高度差dm不是在几百μm范围中的pv值，而是在1mm范围内的平缓的表面高差的最大值与最小值之间的差值。最大高度差dm不是相对值，而是基于主表面的水平位置作为基准同时除去试样的实际倾斜(主表面的倾斜)的绝对值。通过使用普通的采用白光干涉的表面粗糙度测定装置将0.5mm范围内的视野彼此连接，可以测定最大高度差dm。而且，算术平均粗糙度ra是指jisb0601:2013中定义的算术平均粗糙度ra，并且可以使用白光扫描型白光干扰型显微镜(由佳能提供的zygo)进行测定。
单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m与晶体生长主表面相反侧的主表面20n之间的从平行偏离的角度小确保金刚石晶种10的主表面10m的偏角与单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m相反侧的主表面20n的偏角之间的偏离小。这是因为，在金刚石晶种10上生长的单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m相反侧的主表面20n的偏角不一定与在生长后从金刚石晶种10除去的单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m相反侧的主表面20n的偏角精确一致。当使用普通技术的激光器从金刚石晶种10除去单晶金刚石材料20并进行抛光时，从金刚石晶种10除去的单晶金刚石材料20的主表面(即晶体生长主表面相反侧的主表面20n)与单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m之间的从平行偏离的角度变大至2°以上。在这种情况下，此时已不能最终制造具有小的偏角变动的工具。因此，晶体生长主表面20m与晶体生长主表面相反侧的主表面20n之间的从平行偏离的角度小对于制造具有小的偏角变动的工具是必要的。而且，当从单晶金刚石材料切出单晶金刚石芯片时，晶体生长主表面相反侧的主表面20n的起伏的最大高度差dm小确保各个单晶金刚石芯片的晶体生长主表面相反侧的主表面的偏角变动小。尽管单晶金刚石芯片在许多情况下小于1mm见方，但是当其表面在该大小下具有10μm以上的起伏时，包括起伏前和起伏后的部分的偏角变动变为1°以上。因此，也不能最终制造具有小的偏角变动的工具。因此，晶体生长主表面相反侧的主表面20n的起伏的最大高度差dm小对于制造具有小的偏角变动的工具也是必要的。除此之外，晶体生长主表面相反侧的主表面20n的算术平均粗糙度ra小也是必要的、重要的点。
参照图1和图2，优选在本实施方式的单晶金刚石材料20中，为了抑制大的缺损的出现，在晶体生长主表面20m的x射线形貌照片中，晶体缺陷点20dp的组聚集而存在，各个晶体缺陷点20dp是到达晶体生长主表面20m的晶体缺陷线20dq的前端点，晶体缺陷线20dq表示其中存在晶体缺陷的线。在此，晶体生长主表面是指由晶体生长形成的主表面。在此，在本发明中，表述“晶体缺陷点20dp的组聚集而存在”具有如下的特定含义。也就是说，晶体缺陷点20dp的一个组是从一个起始点支化的多个晶体缺陷点的集合、或从前述多个晶体缺陷点支化的晶体缺陷点的集合。从不同起始点支化的晶体缺陷点的集合被视为不同的组。假设将完全包括同一个组的最小圆表示为该组的区域，则当某一组的区域与另一个组的区域接触或重叠时表述为组是聚集而存在的。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，在x射线形貌照片中表明了晶体缺陷点20dp和晶体缺陷线20dq的存在。具体地，由于晶体缺陷点和晶体缺陷线的x射线反射强度比晶体中其它部分(具有较少缺陷的部分，即具有高结晶性的部分)的高，因此晶体缺陷点和晶体缺陷线的存在在正片x射线形貌照片的情况下作为暗的部分示出，而在负片x射线形貌照片的情况下作为亮的部分示出。晶体缺陷线20dq以线状作为暗或亮的部分示出，而晶体缺陷点20dp作为主表面如晶体生长主表面20m与晶体缺陷线20dq之间的交叉点示出。
在此，晶体缺陷20d包括各种类型的缺陷，例如点缺陷、位错、缺损、裂纹和晶体应变。而且，位错包括刃型位错、螺旋位错和由多个刃型位错和多个螺旋位错中的至少一者的组合产生的组合位错。
当晶体缺陷线20dq新产生或晶体缺陷线20dq到达晶体生长主表面20m时，各个由这样的晶体缺陷20d等构成的晶体缺陷线20dq终止。到达晶体生长主表面20m的晶体缺陷线20dq的前端点被称为“晶体缺陷点20dp”。在本发明中，对每单位面积的晶体缺陷点20dp的数目进行计数以定义晶体缺陷点20dp的密度。由于实际上在本发明中不能计数1×104以上的晶体缺陷点，因此可如下取在具有有限范围的任意区域内的至少五个位置中的晶体缺陷点的平均值。在具有有限范围的诸如如下区域内对晶体缺陷点进行计数：在预计10个晶体缺陷点/mm2以上时的1mm见方的区域，在预计100个晶体缺陷点/mm2以上时的500μm见方的区域，或者在预计1×104个晶体缺陷点/mm2以上时的100μm见方的区域。然后，将由此计数的晶体缺陷点换算为mm-2的单位。这样做时，其中对晶体缺陷点20dp的数目进行计数的区域必须是包括晶体缺陷聚集区域的区域。在此，晶体缺陷聚集区域是指其中晶体缺陷点20dp聚集的区域。以线状延伸的晶体缺陷聚集区域称为“晶体缺陷线状聚集区域20r”。如果不知道晶体缺陷线20dq的终止部分中的哪一个到达晶体生长主表面20m，则通过改变透射型x射线形貌照片的入射角和衍射面或通过拍摄反射型x射线形貌照片来明确晶体缺陷点。
另一方面，晶体缺陷线20dq在晶体生长主表面20m处是晶体缺陷点20dp，从而晶体生长主表面20m附近的晶体缺陷线的密度等于晶体缺陷点的密度。晶体缺陷线也存在于晶体内部，并且存在晶体缺陷线与任意表面的交叉点。这样的交叉点的密度对应于表面中晶体缺陷线的密度。任意表面的实例包括：图3中示出的层状生长的单晶金刚石层21、22之间的界面212i；界面212i附近的与界面212i平行的表面。
各个晶体缺陷线状聚集区域20r由晶体缺陷点20dp形成，所述晶体缺陷点20dp为晶体缺陷线20dq的前端点并且在晶体生长主表面20m处聚集并以线状延伸，各个晶体缺陷线20dq为其中存在晶体缺陷的线。因此，在与单晶金刚石材料的晶体生长方向平行的方向(即与晶体生长主表面垂直的方向)上以透射型测定的x射线形貌照片中，晶体缺陷线状区域20r能够适当地显示。尽管能够以反射型测定x射线形貌照片，但晶体缺陷线在以反射型测定的x射线形貌照片中重叠，结果变得难以识别晶体缺陷点的聚集状态。由于在本发明中需要观察高密度的晶体缺陷点，因此对于x射线形貌照片优选使用作为同步辐射的x射线。对于透射型，例如使用波长为
在本实施方式的单晶金刚石20中，晶体缺陷点20dp的密度优选大于2mm-2，更优选大于20mm-2，还更优选大于300mm-2，进一步优选大于1000mm-2，特别优选大于1×104mm-2。由于在这样的单晶金刚石材料中晶体缺陷点20dp的密度大于2mm-2，因此由于由与高密度的晶体缺陷点对应的高密度的晶体缺陷线提供的应力松弛而抑制大的缺损的出现。特别地，当晶体缺陷点20dp的密度大于1000mm-2时，耐缺损性特别优异。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，晶体缺陷点20dp中的组合位错点的密度优选大于2mm-2，更优选大于30mm-2，进一步优选大于300mm-2，特别优选大于3000mm-2。各个组合位错点是到达晶体生长主表面的组合位错的前端点，所述组合位错由多个刃型位错和多个螺旋位错中的至少一者的组合产生。由于在这样的单晶金刚石材料中作为到达晶体生长主表面的组合位错的前端点的组合位错点的密度大于20mm-2且由组合位错提供的应力松弛的效果大，因此进一步抑制大的缺损的出现。特别地，当组合位错点的密度大于300mm-2时，耐缺损性特别优异。
在此，通过在x射线形貌法中改变x射线衍射方向(g向量)，可以对组合位错进行观察。例如，当以透射型观察作为金刚石单晶的晶面的(001)面时，刃型位错能够在[440]方向的g向量上观察到而不能在与前述g向量正交的[4-40]方向等的g向量上观察到，而组合位错能够在[440]方向、[4-40]方向等的多个彼此正交的g向量上观察到。需要说明的是，当观察具有伯格斯向量的其它位错时，这样的位错能够例如以反射型在[044]方向、[004]方向、[111]方向、[113]方向等的g向量上观察到，所述伯格斯向量不与位错即晶体缺陷线延伸的<001>方向垂直且同样在<001>方向上具有分量。然而，在反射型的情况下，晶体缺陷线如位错在图像中彼此重叠，结果变得难以识别晶体缺陷是否呈本发明的结构的形式。由于这样观察到的组合位错也是晶体缺陷线，因此能够以与测定晶体缺陷线的密度的方式相同的方式测定组合位错的密度。
参照图3，本实施方式的单晶金刚石材料20优选包含多个单晶金刚石层21、22。由于单晶金刚石材料包含多个单晶金刚石层21、22，因此进一步抑制大的缺损的出现。
参照图3，第一单晶金刚石层21通过cvd(气相沉积)法在具有晶种缺陷线状聚集区域的金刚石晶种10的主表面10m上生长，其中在所述晶种缺陷线状聚集区域中，晶体缺陷点10dp的组在主表面10m处聚集并以线状延伸；承接自主表面10m处的晶种缺陷点10dp的晶体缺陷线21dq在第一单晶金刚石层21中在晶体生长方向上延伸。在通过cvd法在第一单晶金刚石层21上生长的第二单晶金刚石层22中，晶体缺陷点20dp为晶体缺陷线22dq的前端点，所述晶体缺陷线22dq具有承接自晶体缺陷线21dq的缺陷的缺陷并且在晶体生长方向上延伸从而到达单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m。
在这种情况下，一般来讲，在第一单晶金刚石层21中，多个晶体缺陷线21dq承接自金刚石晶种10的一个晶种缺陷点10dp，在第二单晶金刚石层22中，多个晶体缺陷线22dq承接自第一单晶金刚石层21的一个晶体缺陷线21dq。因此，随着单晶金刚石层21、22的数目增加，单晶金刚石材料20的晶体缺陷点20dp的数目增加。结果成为随着单晶金刚石层21、22的数目增加，从晶体生长主表面20m相反侧的主表面20n朝向晶体生长主表面20m的晶体缺陷线21dq、22dq的数目增加的结构，从而获得具有更高耐缺损性的晶体。
优选地，在本实施方式的单晶金刚石材料20中，晶体缺陷线21dq、22dq在单晶金刚石层21、22之间的界面212i处新产生或支化，晶体生长主表面20m的晶体缺陷点20dp的密度高于晶体生长主表面20m相反侧的主表面20n的晶体缺陷点的密度。根据这样的单晶金刚石材料，进一步抑制大的缺损的出现。
参照图1，优选在本实施方式的单晶金刚石材料20中，在某一主表面(例如，晶体生长主表面20m)的x射线形貌照片中，多个晶体缺陷线状聚集区域20r平行存在，并且在晶体缺陷线状聚集区域20r的各个中，晶体缺陷点20dp的组聚集并以线状延伸，各个晶体缺陷点20dp是到达单晶金刚石材料20的至少一个表面(例如，晶体生长主表面20m)的晶体缺陷线20dq的前端点，晶体缺陷线20dq表示其中存在晶体缺陷20d的线。在单晶金刚石材料中大的缺损的出现受到抑制。在此，可以基于晶体缺陷点20dp在从具有某一宽度的一条固定线旋转了某一角度(例如，10°以上且90°以下)的线上存在的概率与晶体缺陷点20dp在所述固定线上存在的概率相比急剧减少而确定线状。也就是说，当至少提取五条线且在图中画出角度和线上的晶体缺陷点时，出现以固定线为中心的峰，从而确定线状。
在此，晶体缺陷线状聚集区域20r各自具有长度l，并且在它们以线状延伸的方向上具有间隔d。而且，所述多个晶体缺陷线状聚集区域20r以间距p彼此平行存在。晶体缺陷线状聚集区域20r的长度l越大越好。晶体缺陷线状聚集区域20r的长度l优选为300μm以上，更优选为500μm以上。晶体缺陷线状聚集区域20r之间的间隔d越小越好。间隔d优选为500μm以下，更优选为250μm以下。晶体缺陷线状聚集区域20r之间的间距p越小越好。间距p优选为500μm以下，更优选为250μm以下。而且，间距p可以不是恒定的。而且，晶体缺陷线状聚集区域20r以线状延伸的方向是指多个晶体缺陷线状聚集区域20r以线状延伸的方向的平均的方向。各个晶体缺陷线状聚集区域20r以线状延伸的方向优选相对于所述平均的方向形成30°以下的角度θ。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，非置换型氮原子的浓度优选为1ppm以上，更优选为3ppm以上，还更优选为5ppm以上，进一步优选为8ppm以上，尤其优选为10ppm以上，特别优选为30ppm以上。由于单晶金刚石材料20中的非置换型氮原子与晶体缺陷线20dq结合，因此抑制单晶金刚石材料20中大的缺损的出现，由此增加耐缺损性。特别地，当非置换型氮原子的浓度为10ppm以上时，展现优异的耐缺损性。当晶体缺陷点20dp的组聚集而存在时，更容易在金刚石中形成较大量的非置换型氮，从而提供高的耐缺损性。通过从通过sims(二次离子质谱法)测定的全部氮原子的浓度减去通过esr(电子自旋共振法)测定的置换型氮原子的浓度，可以计算这样的非置换型氮原子的浓度。
在本实施方式的单晶金刚石材料20中，当单晶金刚石材料20的厚度为500μm时，对波长400nm的光的透射率优选为60％以下，更优选为30％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。此外，当单晶金刚石材料20的厚度为500μm时，对波长600nm的光的透射率优选为60％以下，更优选为30％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。当对波长400nm的光的透射率小时，在本实施方式的单晶金刚石材料中有大量的晶体缺陷线，并且在本实施方式的单晶金刚石材料中也有大量的非置换型氮，由此抑制裂纹且展现耐缺损性。当对较长波长的600nm的光的透射率小时，在本实施方式的单晶金刚石材料中有大量的晶体缺陷线，并且在本实施方式的单晶金刚石材料中也有大量的非置换型氮，由此抑制裂纹且展现耐缺损性。仅在这样大量的晶体缺陷线的情况下，对光的透射率不一定有大的影响；然而，当非置换型氮与晶体缺陷线结合(使得非置换型氮进入晶体缺陷线之间的空间，并且晶体缺陷线在氮原子之间延伸)时，非置换型氮与晶体缺陷线协同地增加，并且附近的碳的sp2成分轻微地增加，由此影响对光的透射率。这样结合的晶体缺陷线和非置换型氮具有防止裂纹和缺损扩展的作用。因此，在那种情况下对光的透射率作为耐缺损性良好的指标。
在此，“对光的透射率”是指对入射光的实质透射率，而不是除去了反射率的仅内部的透射率。因此，即使当不存在吸收或散射时，透射率将最大为约71％。使用考虑了内部的多重反射的通常已知的公式可以获得不同厚度情况下的透射率的换算值。而且，“当单晶金刚石材料的厚度为500μm时的对光的透射率”是指当其厚度为500μm时测定的对光的透射率，或者通过测定当其厚度不是500μm时测定的光的透射率且将所测的透射率换算为当厚度为500μm时的透射率而获得的光的透射率。
<第二实施方式：单晶金刚石芯片>
在本实施方式的单晶金刚石芯片中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，单晶金刚石芯片具有偏角为20°以下的主表面。利用这样的单晶金刚石芯片，实现小的磨损率变动。一般来讲，单晶金刚石芯片在以下点上在制造上是有利的：通过垂直于单晶金刚石材料的主表面切割单晶金刚石材料而获得单晶金刚石芯片，且双方的偏角的值是相同的。然而，单晶金刚石材料的主表面通常由于在合成中抑制多晶化等而具有大的偏角。因此，即使当主表面的偏角大时，为了降低磨损率变动，有效的是以偏角从单晶金刚石材料倾斜地切出单晶金刚石芯片，使得单晶金刚石芯片的主表面的偏角变为20°以下。鉴于此，主表面的偏角优选小于10°，更优选小于7°，还更优选小于5°，进一步优选小于3°，特别优选小于1°。
单晶金刚石芯片间的偏角变动取决于单晶金刚石材料间的偏角变动。单晶金刚石材料的偏角越小越好，因为当单晶金刚石材料的偏角较小时，更容易减小单晶金刚石芯片的偏角。而且，当单晶金刚石材料的晶体生长主表面(或生长初始阶段的晶体生长主表面)的偏角与单晶金刚石芯片的主表面的偏角之间的差值小(例如，5°以下)时，如上所述更容易减小变动。当差值大于5°时，变动倾向于增加至大于10°的偏角。然而，最后，与单晶金刚石材料的晶体生长主表面的偏角相比，最终产品间的磨损变动取决于单晶金刚石芯片的主表面的偏角。因此，单晶金刚石芯片的主表面的偏角比单晶金刚石材料的偏角优先。在此，单晶金刚石芯片的主表面是指当无论其大小安装在工具上时主要起工具功能的表面。例如，在穿孔工具的情况下，主表面为应该进行穿孔的主表面。在切削工具的情况下，主表面为应该作为切割面的主表面。
然而，当难以假定工具时，主表面基于以下定义。单晶金刚石芯片的主表面是指具有较高对称性的表面，而不是具有最大面积的表面。在圆柱体的情况下，主表面是圆形表面。在长方体或四棱柱的情况下，主表面是较接近正方形的表面。当各个表面在8％的误差内接近正方形时，主表面是一对具有较高平行度的表面中的各个表面。在立方体的情况下，任何表面可被视作主表面，因为金刚石的晶体结构是面心立方体结构并且其偏角对于全部表面来说都是相同的。
而且，本实施方式的单晶金刚石芯片是从第一实施方式的单晶金刚石切出的。因此，本实施方式的单晶金刚石芯片是指具有近似多边棱柱形状(具有近似多边形主表面)的各个单晶金刚石芯片，例如具有近似四棱柱形状、近似正方棱柱形状、近似长方体形状或近似立方形状的单晶金刚石芯片，或是指具有近似圆柱形状(具有近似圆形主表面)的各个单晶金刚石芯片。术语“近似”用于表示当通过肉眼观察时可以看成这样的形状，而不是严格精确的形状。预计精度为约±10％以内。因此，单晶金刚石材料的偏角不一定等于单晶金刚石芯片的偏角。而且，大致来说，优选平移对称地将单晶金刚石芯片从单晶金刚石材料切出，以便有效地使用该材料。利用这样的单晶金刚石芯片，实现较小的磨损率变动。
本实施方式的单晶金刚石芯片通过切割单晶金刚石材料而制造；然而，当仅切割单晶金刚石材料时，单晶金刚石材料中一致的偏角等将变动。因此，优选使用平行度为2°以下的激光进行切割。这样的激光的平行度更优选为1°以下，进一步优选为0.5°以下，特别优选为0.2°以下。通过诸如优先于焦点深度而改造光学系统的设计实现所述平行度。通过采用激光提供楔形切口形状的事实，通过改变彼此面对的边的切割方向可以进一步获得对1/4角度(0.05°)的控制。利用这种技术，可以将单晶金刚石芯片的主表面的偏角控制为变动少的角度。
此外，具有高度对称形状如立方体形状的单晶金刚石芯片是不合适的，因为不易区分要使用的表面。长方体形状或具有不同高度、宽度和长度的形状是优选的，因为易区分要使用的表面。然而，带有标记的立方体形状或长方体形状是优选的，因为易区分要使用的表面。可以垂直或倾斜于表面或者垂直或倾斜于边进行利用激光的切割，只要实现平行度即可。利用这些设计，可以制造氮原子浓度或偏角受控制的单晶金刚石芯片。
在本实施方式的单晶金刚石芯片中，单晶金刚石芯片的主表面优选为由-5以上且5以下的整数密勒指数表示的低指数面。利用这样的单晶金刚石芯片，实现较小的磨损率变动。在此，考虑到以上，所述低指数面为至少一个具有选自由{100}、{110}、{111}、{211}、{311}和{331}构成的组中的平面取向的面。
优选在本实施方式的单晶金刚石芯片中，在晶体生长主表面和平行于所述晶体生长主表面的主表面(该主表面为通过切割单晶金刚石材料而形成的主表面；这同样适用于以下说明)中的一者的x射线形貌照片中，晶体缺陷点的组聚集而存在，各个晶体缺陷点是到达晶体生长主表面和平行于所述晶体生长主表面的主表面中的一者的晶体缺陷线的前端点，晶体缺陷线表示其中存在晶体缺陷的线，并且晶体缺陷点的密度大于2mm-2。在单晶金刚石芯片中抑制大的缺损的出现。而且，单晶金刚石芯片的晶体生长主表面和平行于所述晶体生长主表面的主表面没有特别限制，但优选平行于或垂直于单晶金刚石芯片的主表面，以抑制单晶金刚石芯片的大的缺损的出现。
在本实施方式的单晶金刚石芯片中，当单晶金刚石芯片的厚度为500μm时，对波长400nm的光的透射率优选为60％以下，更优选为30％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。此外，当单晶金刚石材料20的厚度为500μm时，对波长600nm的光的透射率优选为60％以下，更优选为30％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。当对具有各个这些波长的光的透射率小时，在本实施方式的单晶金刚石材料中有大量晶体缺陷线，而且在本实施方式的单晶金刚石材料中也有大量非置换型氮，由此抑制裂纹并展现耐缺损性。在此，由于单晶金刚石芯片被制作的比单晶金刚石材料小，因此使用普通显微镜的分光光度计进行测定是有效的。为了尽可能避免在表面处的散射，优选对光的入射面或出射面进行光学上平坦的抛光。
<第三实施方式：穿孔工具>
在包含本实施方式的单晶金刚石拉丝模的穿孔工具中，在单晶金刚石拉丝模中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，单晶金刚石拉丝模具有由-5以上且5以下的整数密勒指数表示的低指数面，所述低指数面的垂线相对于拉丝用孔的取向的偏角为20°以下。利用这样的穿孔工具，在实现小的磨损率变动的同时抑制单晶金刚石拉丝模中大的缺损的出现。
而且，本实施方式的穿孔工具包含由第二实施方式的单晶金刚石芯片形成的单晶金刚石拉丝模。根据这样的穿孔工具，实现单晶金刚石拉丝模间的小的磨损率变动。
在本实施方式的穿孔工具中包含的单晶金刚石拉丝模由第二实施方式的单晶金刚石芯片制造。由于单晶金刚石芯片具有至少一个以上的平坦表面，因此当制造穿孔工具时，可以基于所述表面作为基准形成一定方向上的拉丝用孔(在此，各个基准表面基本上是单晶金刚石芯片的主表面；然而，孔可以在与定义为单晶金刚石芯片的主表面的表面不同的表面中形成)。例如，将平坦表面与当制造模具时上面放置单晶金刚石芯片的表面对齐(合わせ)。当表面变动时，穿孔工具的孔相对于平面取向变动。基于长方体形状，避免了设置不合适的表面。尽管形状优选有不同的高度(縦)、宽度和长度，但如果可通过设置标记(通过激光设置的点或石墨层表面)而不出错则可以使用包含正方形的长方体形状或立方体形状。根据以上方法，能够由氮原子浓度和主表面的偏角受控制的单晶金刚石芯片制造单晶金刚石拉丝模。
优选在本实施方式的穿孔工具中，在单晶金刚石拉丝模的晶体生长主表面的x射线形貌照片中，晶体缺陷点的组聚集而存在，各个晶体缺陷点是到达晶体生长主表面的晶体缺陷线的前端点，晶体缺陷线表示其中存在晶体缺陷的线，且晶体缺陷点的密度大于2mm-2。在这样的穿孔工具中，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。而且，单晶金刚石拉丝模的晶体生长主表面没有特别限制，但优选平行于或垂直于单晶金刚石拉丝模的孔的方向，以抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
在本实施方式的穿孔工具中，晶体缺陷点的组合位错点的密度优选大于2mm-2，各个组合位错点是到达晶体生长主表面的组合位错的前端点，所述组合位错由多个刃型位错和多个螺旋位错中的至少一者的组合产生。在这样的穿孔工具中，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
优选地，在本实施方式的穿孔工具中，单晶金刚石拉丝模包含多个单晶金刚石层，晶体缺陷线在各个单晶金刚石层之间的界面处新产生或支化，并且晶体生长主表面中的晶体缺陷点的密度高于晶体生长主表面相反侧的主表面的晶体缺陷点的密度。根据这样的穿孔工具，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
优选在本实施方式的穿孔工具中，多个晶体缺陷线状聚集区域平行存在于单晶金刚石拉丝模中，在所述多个晶体缺陷线状聚集区域的各个中，晶体缺陷点的组聚集并以线状延伸。根据这样的穿孔工具，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
优选在本实施方式的穿孔工具中，单晶金刚石拉丝模中的非置换型氮原子的浓度为1ppm以上。根据这样的穿孔工具，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
在本实施方式的穿孔工具中，当单晶金刚石拉丝模具有500μm的厚度时，单晶金刚石拉丝模对波长400nm的光的透射率优选为60％以下，更优选为30％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。此外，对波长600nm的光的透射率优选为60％以下，更优选为30％以下，进一步优选为10％以下，特别优选为5％以下。根据这样的穿孔工具，抑制单晶金刚石拉丝模的大的缺损的出现。
[第四实施方式：制造单晶金刚石材料的方法]
参照图4，本实施方式的制造单晶金刚石材料20的方法包括：准备具有其中晶种缺陷点10dp在主表面10m处聚集的晶种缺陷聚集区域的金刚石晶种10的步骤(图4(a))；和通过化学气相沉积在金刚石晶种10的主表面10m上生长单晶金刚石材料20的步骤(图4(b))。晶种缺陷点10dp是指在金刚石晶种10的主表面10m处的晶种缺陷点10dp。晶种缺陷聚集区域是指金刚石晶种10的主表面10m处的其中晶体缺陷点聚集的区域。在金刚石晶种10的主表面10m处的晶种缺陷聚集区域中，更优选晶种缺陷点10dp的组聚集，进一步优选晶种缺陷点10dp聚集并以线状延伸，且特别优选晶种缺陷点10dp为其中晶种缺陷点10dp的组聚集并以线状延伸的晶种缺陷线状聚集区域。
在本实施方式的制造单晶金刚石材料20的方法中，晶种缺陷点10dp、晶种缺陷聚集区域和晶种缺陷线状聚集区域适当地显示在与金刚石晶种10的主表面10m垂直的方向上以透射型测定的x射线形貌照片(即金刚石晶种10的主表面10m的x射线形貌照片)中。
(准备具有晶种缺陷聚集区域的金刚石晶种的步骤)
参照图4(a)，准备具有其中晶种缺陷点10dp在金刚石晶种10的主表面10m处聚集的晶种缺陷聚集区域的金刚石晶种10的步骤没有特别限制；然而，为了有效地准备具有其中晶种缺陷点10dp的组在金刚石晶种10的主表面10m处聚集并以线状延伸的晶种缺陷线状聚集区域的金刚石晶种10，所述步骤可以包括：准备金刚石晶种10的子步骤；形成其中晶种缺陷点10dp在金刚石晶种10的主表面10m处聚集的晶种缺陷聚集区域的子步骤；和通过注入离子在离子注入区域中破坏金刚石并将金刚石转化为石墨，而在金刚石晶种10的主表面10m处形成导电层区域10c的子步骤。
在准备金刚石晶种10的子步骤中，作为金刚石晶种10，准备了通过hpht(高压/高温)法生长的ib型单晶金刚石或iia型单晶金刚石或使用所述ib型单晶金刚石或iia型单晶金刚石作为晶种通过cvd法生长的单晶金刚石。
在形成其中晶种缺陷点10dp在金刚石晶种10的主表面10m处聚集的晶种缺陷聚集区域的子步骤中，在晶种缺陷点10dp中包括了各种类型的缺陷点，例如晶种缺陷点、晶种位错点10dd(到达主表面10m的位错如刃型位错、螺旋位错和由多个刃型位错和多个螺旋位错中的至少一者的组合产生的组合位错的前端点)、晶种缺损点10dv、晶种破裂点和晶种损伤点10di。而且，晶种缺陷聚集区域优选例如通过使用磨石以500rpm至3000rpm的旋转速度和0.5kgf至50kgf的负载进行机械抛光来形成。在所述磨石中，使用金属将平均粒径为9μm至35μm的金刚石磨粒固定。随着平均粒径越大、旋转速度越大和负载越大，越容易在晶种的主表面中形成晶种缺陷点。负载落入0.5kgf至50kgf的范围内。负载优选为0.5kgf以上，更优选为5kgf以上，进一步优选为10kgf以上，特别优选为20kgf以上。
随着负载越大，为了避免基板的破裂，抑制振动的机构是必要的。另一方面，允许高频率的振动。这导致在金刚石晶种10的表面处产生微细裂纹，由此有助于形成晶种缺陷点10dp的组的起始点。当在抛光方向上旋转金刚石晶种10时，晶种缺陷点10dp更容易聚集形成。另一方面，当将金刚石晶种10固定时，晶种缺陷点10dp更容易以线状聚集形成。由于当负载大时金刚石晶种容易断裂，因此金刚石晶种的厚度需要相对于金刚石晶种的大小增加。对于相对于金刚石晶种的大小的金刚石晶种的厚度，当负载为0.5kgf以上且小于5kgf时，相对于4mm见方优选厚度为0.8mm以上，当负载为5kgf以上且小于20kgf时，相对于4mm见方优选厚度为1.6mm以上，当负载为20kgf以上时，相对于4mm见方优选厚度为3.2mm以上。在施加负载时通过缓慢且小心地增加负载增加率，即使在上述范围以外也能够在不破裂的情况下抛光金刚石晶种；然而，这是耗时的。通过在机械抛光后还进行反应性离子蚀刻(rie)、微波等离子体蚀刻、离子铣削等，能够微调产生的晶种缺陷点的密度，并且基本上维持其效果。
而且，当合成金刚石来填充使用光刻法和蚀刻技术或使用激光在金刚石中形成的沟槽时，在从左边生长的金刚石与从右边生长的金刚石彼此碰撞的位置处可以形成微细裂纹。然而，优选偏角的方向与沟槽的方向在±10°的范围内彼此平行。如果偏角的方向与沟槽的方向不在以上范围内彼此平行，特别地，如果它们几乎彼此垂直，则沟槽被完全填充且消失，结果没有获得提供本发明效果的微细裂纹。在这种情况下，即使为了形成微细裂纹而将反应性离子蚀刻、等离子体蚀刻或离子铣削进行至形成的沟槽的深度，也不能获得本发明的效果。
可以通过向金刚石晶种10的主表面10m侧注入离子以形成离子注入区域来进行在金刚石晶种10的主表面10m侧处形成导电层区域10c的子步骤。对于要注入的离子，优选使用碳离子、氮离子、硅离子或磷离子。
(生长单晶金刚石材料的步骤)
参照图4(b)，通过用cvd(化学气相沉积)法在金刚石晶种10的主表面10m上生长单晶金刚石材料20而进行生长单晶金刚石材料20的步骤。作为cvd法，适当地使用微波等离子体cvd法、dc等离子体cvd法、热灯丝cvd法等。对于用于单晶生长的气体，使用氢气、甲烷、氩气、氮气、氧气、二氧化碳等将单晶金刚石材料中的非置换型氮原子的浓度(通过从全部氮原子的浓度减去置换型氮原子的浓度获得的浓度)调节至优选为1ppm以上，更优选为3ppm以上，还更优选为5ppm以上，进一步优选为8ppm以上，尤其优选为10ppm以上，或特别优选为30ppm以上。此外，可以添加掺杂气体，例如二硼烷、三甲基硼、膦、叔丁基膦或硅烷。单晶金刚石材料20的晶体生长主表面优选具有(100)的平面取向。在单晶金刚石材料20的厚度在晶体生长初始阶段为1μm至7μm的区域中，优选在至少生长参数(α)为2以上且金刚石晶种10的温度为1100℃以下的条件下生长单晶金刚石材料20。在此生长参数(α)是指通过将<100>方向的晶体生长速率对<111>方向的晶体生长速率的比乘以3的平方根而获得的值。
要生长的单晶金刚石材料20的厚度没有特别限制，但为了适当地形成切削工具、抛光工具、光学部件、电子部件、半导体材料等，优选为300μm以上，更优选为500μm以上。为了防止由于与金刚石晶种10的应力而产生裂纹，单晶金刚石材料20的厚度优选为3mm以下，更优选为1.5mm以下。在生长厚度大于1mm的单晶金刚石材料20的情况下，优选在生长厚度为500μm以下的第一单晶金刚石层21且然后如下所述除去金刚石晶种10之后，在第一单晶金刚石层21上生长作为附加的单晶金刚石材料20的第二单晶金刚石层22。
需要说明的是，如图3中所示在生长包含多个单晶金刚石层21、22的单晶金刚石材料20的情况下，可以在金刚石晶种10上作为单晶金刚石材料20连续地生长第一单晶金刚石层21和第二单晶金刚石层22。然而，在生长具有大厚度(例如，大于1mm的厚度)的单晶金刚石材料20的情况下，为了防止金刚石晶种10由于因单晶金刚石材料20的大厚度导致的应力而破裂，优选生长厚度为500μm以下的第一单晶金刚石层21，然后除去金刚石晶种，然后另外生长第二单晶金刚石层22。在第一单晶金刚石层21的形成与第二单晶金刚石层22的形成之间，环境由生长环境回到室温下的标准大气压，然后再次变为生长环境。因此，在本发明中预先形成的晶体缺陷线更容易支化，由此增加晶体缺陷点。同时，也可以对第一单晶金刚石层21的晶体生长主表面进行上述机械抛光。在这种情况下，第一单晶金刚石层21作为新的晶种基板而变成图3中所示的金刚石晶种10，由此实现初始起始点数增加的生长。
(除去金刚石晶种的步骤)
参照图4(c)，为了有效地获得单晶金刚石材料20，本实施方式的制造单晶金刚石材料20的方法可以还包括除去金刚石晶种10的步骤。
为了有效地除去金刚石晶种10，在除去金刚石晶种10的步骤中，优选通过进行电化学蚀刻如电解蚀刻而分解除去导电层区域10c来除去金刚石晶种10，所述导电层区域10c是通过向金刚石晶种10中进行离子注入而形成的离子注入区域。
(另外生长单晶金刚石材料的步骤)
参照图4(d)，为了获得其中进一步抑制大的缺损的出现的单晶金刚石材料20，制造本实施方式中的单晶金刚石材料20的方法可以还包括另外生长单晶金刚石材料20的步骤。
通过用cvd法在第一单晶金刚石层21的主表面上生长第二单晶金刚石层22而进行另外生长单晶金刚石材料20的步骤，所述第一单晶金刚石层21是已经生长的单晶金刚石材料20。在第一单晶金刚石层21中，如图4(c)中所示，具有承接自金刚石晶种10的主表面10m的晶种缺陷点10dp的缺陷的晶体缺陷线21dq在晶体生长方向上延伸。在通过cvd法在第一单晶金刚石层21上生长的第二单晶金刚石层22中，晶体缺陷点20dp是具有承接自晶体缺陷线21dq的缺陷且在晶体生长方向上延伸并到达单晶金刚石材料20的晶体生长主表面20m的晶体缺陷线22dq的前端点。
在这种情况下，一般来讲，在第一单晶金刚石层21中，多个晶体缺陷线21dq承接自金刚石晶种10的一个晶种缺陷点10dp，且在第二单晶金刚石层22中，多个晶体缺陷线22dq承接自金刚石晶种10的一个晶体缺陷线21dq。因此，随着单晶金刚石层21、22的数目增加，单晶金刚石材料20的晶体缺陷点20dp的数目增加，从而进一步抑制大的缺损的出现。
[实施例]
<实施例1>
(试样的制造)
1.金刚石晶种的准备
参照图4(a)，准备各个ib型单晶金刚石作为金刚石晶种10。通过hpht(高压/高温)法生长ib型单晶金刚石，并且其具有相对于(001)面在<100>方向有2°的偏角的主表面。ib型单晶金刚石具有4mm×4mm的大小并且具有表1中所示的厚度。
使用磨石以500rpm至3000rpm的旋转速度在表1中所示的负载(具体地，10kgf至20kgf或0.5kgf至5kgf)下对各金刚石晶种10的主表面进行抛光。在所述磨石中，用金属将平均粒径为9μm至35μm的金刚石磨粒固定。在此，对于抛光，关注抛光方向的选择，因此表1区别地示出了抛光方向。表1中的“固定”表示如下的一般抛光方法(具有小的负载)，其中将单晶金刚石材料固定并抛光，使得研磨机在相对容易进行抛光的方向(例如，相对于(100)面基本上为<100>方向)上移动。“旋转→固定”表示如下方法，其中在使基板旋转(翻转)的同时将通过一般方法制的相对平坦的基板抛光2小时，然后固定并抛光1小时。在这种情况下，易于以线状引入缺陷。表1中的抛光期间的负载是“固定”或“旋转→固定”情况下的负载。因此，作为晶体缺陷点以线状聚集的晶种缺陷线状聚集区域，在例1-1至例1-3的各个中形成以线状在<100>方向上延伸的刮痕，而在例1-4和例1-5的各个中形成具有散置的晶体缺陷点的刮痕。在此，以如下方式施加负载：在使用具有用于抑制磨石的振动以使得不超过负载的上述范围的最大值的110％的机构的装置的同时，以3kgf/分钟以下的速率逐渐增加负载。
接下来，通过使用氧气(o2)气体和四氟化碳(cf4)气体对金刚石晶种的主表面进行干法蚀刻而对晶种缺陷点10dp和晶种损伤点10di的密度进行了调节。需要说明的是，平均粒径是指由供给金刚石研磨机的生产商指定的平均粒径，在此平均粒径是指由国际金刚石公司(internationaldiamondinc.)提供的研磨机的说明书中的平均粒径。这样的平均粒径通常通过使用筛子筛分晶粒来确定。35μm至9μm的平均粒径对应于由#600至#1500(每英寸600至1500的筛目)的筛子筛分的粒径。
此外，在例1-2、例1-3和例1-5的各个中，采用光刻法来形成如表1中所示各自具有2的长径比、3μm的沟槽宽度、200μm的沟槽间隔的沟槽，然后在不添加氮的情况下进行cvd生长。
接下来，以300kev至10mev的能量、在1×1015cm-2至1×1018cm-2的剂量下，向各金刚石晶种10的主表面10m中离子注入碳离子，从而形成导电层区域10c。当通过电解蚀刻从金刚石晶种除去通过气相法生长的单晶金刚石材料时，进行这一步骤。在其中将在随后的步骤中通过激光切割金刚石的情况下，省略这一步骤。
2.单晶金刚石材料的形成
接下来，参照图4(b)，采用微波等离子体cvd(化学气相沉积)法在设置有晶种缺陷线状聚集区域的各金刚石晶种10的主表面10m上生长单晶金刚石20。对于晶体生长气体，使用氢气(h2)气体、甲烷(ch4)气体和氮气(n2)气体。相对于h2气体，ch4气体的浓度设定为5摩尔％至20摩尔％，相对于ch4气体，n2气体的浓度设定为0摩尔％至5摩尔％。晶体生长压力设定为5kpa至15kpa，晶体生长温度(金刚石晶种的温度)设定为800℃至1200℃。
3.金刚石晶种的除去
接下来，参照图4(c)和图4(d)，通过进行电解蚀刻以分解除去金刚石晶种中的导电层区域而从金刚石晶种10除去了各单晶金刚石材料20。或者，在未进行离子注入的情况下，使用激光进行切割以从金刚石晶种除去单晶金刚石材料20。通过离子注入和随后的电解蚀刻获得的各单晶金刚石材料的除去侧表面(晶体生长主表面相反侧的主表面)具有最大高度差dm为1μm/mm以下的起伏和使用白光扫描型白光干扰型显微镜(由佳能提供的zygo)测定的10nm以下的算术平均粗糙度ra。在使用激光切割单晶金刚石材料的情况下，在除去后需要对单晶金刚石材料进行抛光。单晶金刚石材料的抛光的除去侧表面(晶体生长主表面相反侧的主表面)具有最大高度差dm为1μm/mm以下的起伏和10nm以下的算术平均粗糙度ra。由于算术平均粗糙度ra为10nm以下，因此可以在透射率评价中消除散射的影响。在使用激光进行除去的情况下，为了消除生长表面与除去侧表面之间的偏差，需要将激光的平行度降低到尽可能小，并且需要将激光的扩展角(広がり角度)考虑在内。在抛光后，需要维持偏差的消除，并且维持在0.5°以下。对于使用离子注入进行的除去，偏差的消除维持在0.02°以下。仅在例1-4中，使用激光进行除去，而在其它试样中，使用离子注入和随后的电解蚀刻进行除去。在未使用精确的除去方法如上面所述的那些方法的情况下，此时已经出现±2°以上的偏差。在用于光学测定的抛光中，使用离子注入的除去是更优选的，因为平行度不需要特别地考虑在内；然而，为了控制降低偏角变动，平行度在本实施例中是重要的。
对于各个通过除去获得的单晶金刚石材料20，表1示出：主表面中的晶体缺陷点的状态；平行的晶体缺陷线状聚集区域的数目；晶体缺陷点的密度；组合位错点的密度；单晶金刚石层的数目；单晶金刚石材料的厚度；主表面的偏角；非置换型氮原子的浓度(平均浓度)；置换型氮原子的浓度(平均浓度)；全部氮原子的浓度(平均浓度)；对波长400nm的光的透射率；对波长600nm的光的透射率。在此，主表面中的晶体缺陷点的状态、平行的晶体缺陷线状聚集区域的数目、晶体缺陷点的密度和组合位错点的密度基于主表面的x射线形貌照片进行观察和计算。通过精确的x射线衍射测定和计算主表面的偏角。通过sims测定全部氮原子的浓度。通过esr测定置换型氮原子的浓度。从全部氮原子的浓度与置换型氮原子的浓度之间的差值计算非置换型氮原子的浓度。使用分光光度计测定对波长400nm的光的透射率和对波长600nm的光的透射率。
将单晶金刚石材料20加工成切削刃的形状，并且为了评价耐缺损性而用来切削工件。对于刀具，使用由住友电工硬质合金株式会社提供的rf4080r。对于修光刃芯片(ワイパ一チップ)，使用由住友电工硬质合金株式会社提供的snew1204adfr-ws。作为车床，使用由森精机提供的nv5000。切削速度设定为2000m/分钟，切削量设定为0.05mm，进刀量设定为0.05mm/切削刃。对于工件，使用铝材料a5052。在切割30km工件后，基于切削刃中5μm以上的缺损的数目进行耐缺损性评价i。其结果示于表1中。在耐缺损性评价i中，当缺损数为1以下时，将其视为可用的优异产品。此外，在切削速度设定为2000m/分钟、切削量设定为0.10mm、进刀量设定为0.10mm/切削刃的条件下，在切割30km的铝材料a5052的工件后，基于切削刃中5μm以上的缺损的数目进行耐缺损性评价ii。其结果示于表1中。在耐缺损性评价ii中，当缺损数为4以下时，将其视为可用的优异产品。
参照表1，在例1-1至例1-3的各个中，缺损数在耐缺损性评价i和耐缺损性评价ii的各个中都是低的，这是因为非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，置换型氮原子的浓度低于非置换型氮原子的浓度，单晶金刚石材料具有偏角为20°以下的晶体生长主表面，并且晶体缺陷点的组在作为主表面的晶体生长主表面中以线状聚集而存在。相比之下，在例1-4和例1-5的各个中，缺损数在耐缺损性评价i和耐缺损性评价ii的各个中都是高的，这是因为尽管非置换型氮原子的浓度为200ppm以下且主表面的偏角为20°以下，但是置换型氮原子的浓度高于非置换型氮原子的浓度，并且晶体缺陷点没有聚集而是只散置在作为主表面的晶体生长主表面中。在此，在作为单晶金刚石材料的最表面的晶体生长主表面中观察到了晶体缺陷点，而在生长初始阶段的晶体生长主表面中测定了偏角。生长初始阶段的晶体生长主表面基本上对应于单晶金刚石材料中心50％的晶体生长主表面的平均表面。通过在单晶金刚石材料的中心处经由cl(阴极场致发光)以1mm测定与晶体生长主表面基本上正交的两个剖面来确定倾斜方向，从而计算生长初始阶段的晶体生长主表面。
尽管本单晶金刚石材料的晶体生长主表面被抛光成平坦的，但是其评价结果与抛光前的结果是相同的值。对于本单晶金刚石材料中的各个，在从金刚石晶种除去的步骤中进行离子注入和电解蚀刻；然而，当采用使用激光切割的方法时，评价结果没有大的差别。在使用激光切割的方法中，在评价之后，进行机械抛光以形成通常的平坦表面，然后通过激光将该板切割成期望的大小，从而获得用于拉丝模的芯片。然后，制造拉丝模。
在即将形成拉丝模的单晶金刚石芯片中，测定对光的透射率；然而，对光的透射率基本上与单晶金刚石材料情况下的透射率相同。使用显微可见紫外分光光度计测定拉丝模的透射率。采用激光在<100>方向上严格垂直地切割单晶金刚石材料的主表面，由此单晶金刚石芯片的主表面对应于(100)。拉丝模设置有：通过严格垂直地加工单晶金刚石芯片的主表面而形成的孔(a组)；和通过加工形成且在偏离2°的方向上偏离2°的孔(b组)。因为由于单晶金刚石材料的合成和芯片的形成而已知偏离的方向与主表面相关，所以为了在相同方向上对齐而设置了标记来表明方向。
作为评价五个a组拉丝模和五个b组拉丝模的结果，相对于具有晶面(100)的低指数面，各个b组的孔的轴偏离小于1°(孔的轴的变动小于0.2°)。相对于具有晶面(100)的低指数面，各个a组的孔的轴偏离小于3°(孔的轴的变动小于0.2°)。表2示出a组和b组各自中的非置换型氮原子的浓度的变动(相对于平均浓度的变动)。而且，表2示出了a组和b组各自中的磨损率变动(相对于平均磨损率的变动)，并示出了a组和b组的全体中的磨损率变动(相对于平均磨损率的变动)。
参照表2，在例1-1至例1-3的各个中，a组和b组各自中的非置换型氮原子的浓度变动为±20％以内，a组和b组各自中的磨损率变动为±3％以内，a组和b组的全体中的磨损率变动为±5％以内。这些全部是较小的。另一方面，在例1-4和例1-5的各个中，出现大的缺损。因此，难以测定a组和b组各自中的磨损率变动。
在例1-1至例1-3的各个中，由于孔的轴的角度间的变动如在a组和b组中一样小于0.2°，因此虽然各个孔的轴的角度为1°和3°而不同，磨损率是小的。然而，在a组和b组的全体中，孔的轴的角度间的变动为3°以上。因此，发现作为全体的磨损率变动变大。这原本起因于金刚石材料间的偏角变动。还发现，当金刚石材料的偏角小时，能够容易抑制这一变动。而且，还发现当偏角相对于金刚石芯片的主表面的指数面小时，孔的轴的角度间的变动变小，这是更优选的。
<实施例2>
除表3和表4中所示的条件外，以与实施例1中相同的方式制造例2-1至例2-12的单晶金刚石材料，并且进行耐缺损性评价i和耐缺损性评价ii。其结果示于表3和表4中。在此，对于抛光，关注抛光方向的选择，因此表3和4区别地示出了抛光方向。表3和4中的“旋转→固定”表示如下方法，其中在使基板旋转(翻转)的同时将通过一般方法制的相对平坦的基板抛光2小时，然后固定并抛光1小时。在这种情况下，易于以线状引入缺陷。“固定→旋转”表示如下方法，其中在使基板旋转的同时将通过一般方法制的相对平坦的基板固定并抛光1小时，然后抛光2小时。在这种情况下，容易引入不以线状聚集的缺陷。表3和4中的抛光期间的负载是在“旋转→固定”和“固定→旋转”的情况下的负载。由于通过cvd法形成的基板的原生表面(asgrownの表面)是光滑的，因此可以在不抛光的情况下在其上生长单晶金刚石材料。因此，对于未抛光的金刚石晶种，也进行了实验。
参照表3和表4，在例2-1至例2-12的各个中，非置换型氮原子的浓度为200ppm以下，且主表面的偏角为20°以下。而且，晶体缺陷点的组在作为主表面的晶体生长主表面中聚集或以线状聚集。因此，在耐缺损性评价i和耐缺损性评价ii的各个中，缺损的数目是低的。在此，在例1-1至例2-10的各个中，从金刚石晶种除去单晶金刚石材料。仅在例2-11中，没有从金刚石晶种除去单晶金刚石材料，并且在例2-11的评价中没有抛光cvd金刚石晶种。另一方面，在例2-12的评价中，从未抛光的cvd金刚石晶种除去单晶金刚石材料。在例2-12中，由于在未抛光的情况下除去单晶金刚石材料，因此起伏在晶体生长主表面相反侧的主表面中变大。
在例2-13中，尝试了进行获得其中非置换型氮原子的浓度为250ppm的单晶金刚石材料的合成；然而，获得了包含15％以上的非单晶金刚石和非金刚石的金刚石材料，结果不能进行表3和表4中的评价。因此，也难以制造穿孔工具。在例2-14中，除了金刚石晶种的偏角为25°以外，在与例2-4中的条件相同的条件下尝试了单晶金刚石材料的制造；然而，获得了包含5％以上的非单晶金刚石和非金刚石的金刚石材料，结果不能进行表3和表4中的评价。
同样在表3和表4中，在作为单晶金刚石材料的最表面的晶体生长主表面中观察到了晶体缺陷点，而在生长初始阶段的晶体生长主表面中测定了偏角。生长初始阶段的晶体生长主表面基本上对应于单晶金刚石材料中心50％的晶体生长主表面的平均表面。通过在单晶金刚石材料的中心处经由cl(阴极场致发光)以1mm测定与晶体生长主表面基本上正交的两个剖面来确定倾斜方向，从而计算生长初始阶段的晶体生长主表面。
需要说明的是，在以上表1、表3和表4的各个中，表述“聚集的点的组”表示点的组的区域彼此接触或重叠，即彼此连接。表述“以线状聚集的点的组”表示点的组聚集并以延长线的形式彼此连接。表述“点的组”是指基于由相同的起始点支化的晶体缺陷线的晶体缺陷点的集合。表述“晶种的晶体缺陷点”是指单晶层的晶体缺陷线的组的起始点与未成组的晶体缺陷线的起始点的组合。表述“聚集的”表示特定范围中的全部晶体缺陷点的70％聚集在所述特定范围的整个面积的50％的面积中。在此，关于晶体缺陷点的特定范围，假定一个晶体缺陷点的范围是具有与到最接近的晶体缺陷点的距离对应的半径的范围。表述“散置的”是指其中没有如上定义的聚集的状态。
需要说明的是，为了比较，作为例2-15、例2-16和例2-17，对各自通过hpht(高压/高温)法制造的ib型单晶金刚石材料和天然的ia型单晶金刚石材料进行上表3和表4中的评价。其结果示于表5中。
<实施例3>
对于各自的缺损数在耐缺损性评价i中为1以下的例2-1至例2-11的单晶金刚石材料中的各个单晶金刚石材料，制造了金刚石芯片和金刚石穿孔工具来评价偏角变动和磨损率变动。其结果示于表5至表7中。而且，为了比较，各自通过hpht(高压/高温)法制造的ib型单晶金刚石材料和天然的ia型单晶金刚石材料各自被用于制造金刚石芯片和金刚石穿孔工具，然后在偏角变动和磨损率变动方面对它们进行评价。其结果示于表6至表8中。
在芯片被固定至底座使得垂直方向与使用显微镜在孔轴方向上观察时的多个孔的轮廓(孔与芯片的长方体交叉的最外侧的环、可确认为孔中的最小直径的最内侧的环等的轮廓)同轴的方向对应的情况下，使用x射线衍射确认和评价孔轴和晶面取向。以与在评价板状单晶金刚石的涨落(揺らぎ)、偏角或极像图的一般方法中的方式相同的方式进行用x射线的评价。由于x射线衍射测定的垂直方向与孔轴的方向对应，因此通过测定晶面的下倾角可以确认孔轴的倾斜角。
参照表6至表8，在采用各自的缺损数在耐缺损性评价i中为1以下的例2-1至例2-12的单晶金刚石材料的例3-1至例3-18的金刚石芯片的各个中，偏角变动是小的(在例3-1至例3-17中为±1.0°以内，在例3-18中为±3.0°以内)，并且磨损率变动是小的(在例3-1至例3-17中为±5.0％以内，在例3-18中为±10％以内)。另一方面，在采用各自通过hpht(高压/高温)法制造的ib型单晶金刚石材料(例2-15和例2-16)和天然的ia型单晶金刚石材料(例2-17)的例3-19至例3-21的金刚石芯片的各个中，偏角变动是大的(在例3-19中为±5.0°以内，在例3-20中为±2.0％以内，在例3-21中为±22°以内)，并且磨损率变动是大的(在例3-19至例3-21中为±30％以内至±90％以内)。
而且，基于实施例3中的偏角变动和磨损率变动的评价，发现主表面的偏角小的单晶金刚石芯片是合适的，因为由于拉丝引起的磨损率变动是小的。在此，单晶金刚石芯片的主表面的偏角与相对于晶面取向的拉丝模的孔轴的偏角一致。基本上，通过垂直地切割单晶金刚石材料来获得单晶金刚石芯片，因此确定了单晶金刚石材料的主表面的偏角越小越好。然而，充分理解的是，当以使得单晶金刚石材料的偏角与单晶金刚石芯片的偏角不同的方式切割时，较接近最终产品的单晶金刚石芯片的偏角具有更大的影响。单晶金刚石芯片的主表面的偏角反映为基本上与相对于晶面取向的拉丝模(穿孔工具)的孔轴的偏角一致。
在此公开的实施方式和实施例在任何方面都是例示性的和非限制性的。本发明的范围由权利要求书的项而不是上述实施方式限定，并且旨在包括与权利要求书的项等价的范围和含义内的任何修改。
标号说明
10：金刚石晶种；10c：导电层区域；10dp：晶种缺陷点；10dd：晶种位错点；10di：晶种损伤点；10dv：晶种缺损点；10m、20n：主表面；20：单晶金刚石材料；20d：晶体缺陷；20dp、20ndp：晶体缺陷点；20dq、21dq、22dq：晶体缺陷线；20m:晶体生长主表面；20r：晶体缺陷线状聚集区域；21、22：单晶金刚石层；212i：界面。
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