JP2023116122A - 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】 電子・磁気デバイスに適用可能な、大面積（大口径）であり、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の、高品質な単結晶ダイヤモンド層を製膜することが可能な下地基板を提供する。【解決手段】 単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板において、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板等のいずれかである初期基板と、前記初期基板上に中間層と、を有し、前記初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの等である下地基板。【選択図】 図１

Description

本発明は、下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法に関する。
ダイヤモンドは、室温で５．４７ｅＶという広いバンドギャップを持ち、ワイドバンドギャップ半導体として知られている。
半導体の中でも、ダイヤモンドは、絶縁破壊電界強度が１０ＭＶ／ｃｍと非常に高く、高電圧動作が可能である。また、既知の物質として最高の熱伝導率を有していることから放熱性にも優れている。さらに、キャリア移動度や飽和ドリフト速度が非常に大きいため、高速デバイスとして適している。
そのため、ダイヤモンドは、高周波・大電力デバイスとしての性能を示すＪｏｈｎｓｏｎ性能指数を、炭化ケイ素や窒化ガリウムといった半導体と比較しても最も高い値を示し、究極の半導体と言われている。
Ｈ．Ｙａｍａｄａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．１０４，１０２１１０（２０１４）．
上述のように、ダイヤモンドは、半導体材料や電子・磁気デバイス用材料としての実用化が期待されており、大面積かつ高品質なダイヤモンド基板の供給が望まれている。
現在、ダイヤモンド半導体作製用の単結晶ダイヤモンドは、高温高圧法（ＨＰＨＴ）で合成されたＩｂ型と呼ばれるダイヤモンドがほとんどである。このＩｂ型ダイヤモンドは、窒素不純物を多く含み、かつ最大でも８ｍｍ角程度のサイズ迄しか得られず、実用性は低い。また、ＨＰＨＴ基板（ＨＰＨＴ法により合成されたダイヤモンド基板）を多数個並べて繋ぎあわせるモザイク法と呼ばれるものも提案させている（非特許文献１）が、継目の不完全性の問題は残されている。
それに対して、気相合成（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＣＶＤ）法では、多結晶ダイヤモンドならば、高純度に６インチ（１５０ｍｍ）径程度の大面積なダイヤモンドが得られるものの、通常電子デバイスに適する、単結晶化が困難であった。これは、ダイヤモンドを形成するための下地基板として、ダイヤモンドとの間の格子定数及び線膨張係数の差が小さい適当な材料の組み合わせが実現されず、例えば、ダイヤモンドと単結晶Ｓｉとの格子定数の差は、３４．３％にもなるため、下地基板表面にダイヤモンドをヘテロエピタキシャル成長させることが非常に困難である。
本発明は、上記問題を解決するためになされたものであり、電子・磁気デバイスに適用可能な、大面積（大口径）であり、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の、高品質な単結晶ダイヤモンド層を製膜することが可能な下地基板及びその製造方法を提供することを目的とする。また、そのような単結晶ダイヤモンド層を有する単結晶ダイヤモンド積層基板及び単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法を提供することも目的とする。
上記目的を解決するために、本発明は、単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板において、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかである初期基板と、前記初期基板上に、単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる中間層と、を有し、前記初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものであることを特徴とする下地基板を提供する。
このような下地基板であれば、初期基板及びそのオフ角並びに中間層が適切な組み合わせとなり、電子・磁気デバイス用に好適な、大口径、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の高品質な単結晶ダイヤモンド層を形成することが可能な下地基板とすることができる。
この場合、前記初期基板の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることができる。
このような範囲とすることで、オフ角による高品質化効果を最大にすることができる。
また、前記中間層の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることができる。
このようにオフ角を付けることで、より効果的に、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な単結晶ダイヤモンド層を得ることが可能となる下地基板とすることができる。
この場合、前記中間層の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることができる。
このような範囲とすることで、オフ角による高品質化効果を最大にすることができる。
また、本発明は、単結晶ダイヤモンド積層基板であって、上記のいずれかの下地基板の前記中間層上に単結晶ダイヤモンド層を有するものであることを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板を提供する。
このような単結晶ダイヤモンド積層基板は、電子・磁気デバイス用に好適な、大口径、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の高品質な単結晶ダイヤモンド層を有する単結晶ダイヤモンド積層基板とすることができる。
このとき、本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板では、前記単結晶ダイヤモンド層を｛１１１｝結晶又は｛００１｝結晶とすることが好ましい。
本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板では、上記下地基板上にこれらの面方位を有する単結晶ダイヤモンド層を有するものとすることができる。
また、本発明は、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかである初期基板を準備する工程と、前記初期基板上に単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる中間層を形成する工程とを有する単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板の製造方法であって、前記初期基板として、該初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するもののいずれかを用いることを特徴とする下地基板の製造方法を提供する。
このような下地基板の製造方法であれば、初期基板及びそのオフ角並びに中間層を適切な組み合わせとすることにより、電子・磁気デバイス用に好適な、大口径、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の高品質な単結晶ダイヤモンド層を形成することが可能な下地基板を製造することができる。
この場合、前記初期基板の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲のものとすることができる。
このような範囲のオフ角を有する初期基板を用いることで、オフ角による高品質化効果を最大にすることができる。
また、前記中間層の最表面を、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることができる。
このようにオフ角を付けることで、より効果的に、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な単結晶ダイヤモンド層を得ることが可能となる下地基板を製造することができる。
この場合、前記中間層の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲として前記中間層を形成することができる。
このような範囲とすることで、オフ角による高品質化効果を最大にすることができる。
また、本発明は、単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法であって、上記のいずれかの下地基板の製造方法により製造された下地基板を準備する工程と、前記下地基板の前記中間層の表面にダイヤモンド核形成のためのバイアス処理を行う工程と、前記中間層上に形成されたダイヤモンド核を成長させてエピタキシャル成長を行い、単結晶ダイヤモンド層を形成する工程とを含むことを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法を提供する。
このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板は、電子・磁気デバイス用に好適な、大口径、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の高品質な単結晶ダイヤモンド層を有する単結晶ダイヤモンド積層基板とすることができる。
このとき、本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板では、前記単結晶ダイヤモンド層を｛１１１｝結晶又は｛００１｝結晶とすることが好ましい。
本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板では、上記下地基板上にこれらの面方位を有する単結晶ダイヤモンド層を有するものを製造することができる。
また、本発明は、上記のいずれかの単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法によって製造した単結晶ダイヤモンド積層基板から、前記単結晶ダイヤモンド層のみを取り出し、単結晶ダイヤモンド自立構造基板を製造することを特徴とする単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法を提供する。
このようにして、単結晶ダイヤモンド層のみからなる単結晶ダイヤモンド自立構造基板を製造することができる。
また、上記の単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法により得られた単結晶ダイヤモンド自立構造基板の上にさらに追加単結晶ダイヤモンド層を形成することもできる。
このように、更に該ダイヤモンド層のみの基板に追加で製膜を行って、更に厚膜化することも可能である。
本発明の下地基板及びその製造方法によれば、初期基板及びそのオフ角並びに中間層が適切な組み合わせとなり、ダイヤモンド層を形成することにより、電子・磁気デバイス用に好適な、大口径、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の高品質な単結晶ダイヤモンド層を有する積層基板とすることができる。また、本発明によれば、そのような単結晶ダイヤモンド積層基板から単結晶ダイヤモンド層のみを分離した単結晶ダイヤモンド自立構造基板を製造したり、さらに単結晶ダイヤモンド自立構造基板に追加単結晶ダイヤモンド層を製膜した単結晶ダイヤモンド自立構造基板を製造することもできる。
本発明の下地基板の一例を示した概略図である。 本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板の一例を示した概略図である。 本発明の単結晶ダイヤモンド自立構造基板の一例を示した概略図である。 本発明の単結晶ダイヤモンド自立構造基板の別の一例を示した概略図である。 本発明の下地基板の製造方法の一例を示したフロー図である。 本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法の過程及び単結晶自立構造基板の製造方法の過程の一例を示したフロー図である。 実施例１におけるＸ線回折測定の極点法の結果である。 実施例１におけるＸ線回折測定のＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法の結果である。 実施例５におけるＸ線回折測定の極点法の結果である。 実施例５におけるＸ線回折測定のＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法の結果である。
以下、本発明を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
前述したように、従来、大口径、低コスト、高品質な単結晶ダイヤモンド積層基板を得ることが求められていた。そこで本発明者は、このような課題を解決すべく鋭意検討を重ねた。その結果、単結晶ダイヤモンド積層基板、及び、単結晶ダイヤモンド積層基板を製造するための下地基板における、初期基板に最適な材料、中間層に最適な材料の選択と、これらの形成方法を見出し、本発明を完成させた。
以下、図面を参照しながら本発明をより具体的に説明する。以下、類似の構成要素は同一の符号を付して説明する。
まず、本発明の下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板について図１及び図２を参照して説明する。
図１に示すように、本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板２０は、初期基板１１と、初期基板１１上に中間層２１とを有している。本発明では、初期基板１１を、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかとする。また、初期基板１１上の中間層２１として、単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる層を有する。本発明の下地基板２０では、さらに、初期基板１１の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものである。
また、図２に示すように、本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板３０は、図１に示した下地基板２０の中間層２１上に単結晶ダイヤモンド層３１を有するものである。中間層２１は、初期基板１１と、単結晶ダイヤモンド層３１との間の格子不整合を緩衝する役割を持つものである。
上記のように、初期基板１１は、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかとする。これらの初期基板１１（バルク基板）は、中間層２１の材料との間の格子不整合が小さいため、中間層２１を形成する際に、容易に中間層２１のエピタキシャル成長が可能となる。また、６インチ（１５０ｍｍ）直径を超える大口径も得られ、かつその価格も比較的安価とすることができる。
このとき、成膜する単結晶ダイヤモンド層３１として｛１１１｝結晶及び｛００１｝結晶を得たいときはそれに応じた初期基板１１を選択する。
さらに、初期基板１１の最表面のオフ角については、上記規定とする。すなわち、初期基板１１の最表面は、オフ角無しのものとすることができる。また、初期基板１１の最表面は、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板等の立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するものとすることができ、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板等の六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するものとすることができる。また、初期基板１１の最表面は、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板等の立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するものとすることができ、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板等の六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることもできる。
このようなオフ角の規定とすることで、該初期基板１１の最表面上に形成する中間層として、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な中間層を得ることが可能となる。
このときの初期基板１１の最表面にオフ角を付けるときのオフ角は、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることが好ましい。このオフ角が＋０．５及び－０．５°以上であれば、オフ角を付ける効果を十分に得られ、＋１５．０及び－１５．０以下であれば、高品質化効果が十分に得られる。
初期基板１１の、中間層を形成する側の面は、研磨加工を行って、Ｒａ≦０．５ｎｍとすることが好ましい。これによって、欠陥の少ない平滑な中間層が形成できる。
中間層２１は、上記のように、単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなるものとする。
本発明の下地基板２０では、中間層２１が、上記のように、前記材料の単層だけでなく、積層構造でも良好な品質が実現できる。このような積層膜は、初期基板１１と、単結晶ダイヤモンド層３１との間の格子不整合を緩衝する役割をより適切に持つように設計することができる。例えば、表面側から順に、→Ｉｒ膜／ＭｇＯ膜→初期基板１１側とすることができ、同様に、Ｉｒ膜／ＹＳＺ膜、Ｉｒ膜／ＳｒＴｉＯ３膜、などと積層構造にすることで格子不整合を緩衝する役割をより効果的に持たせることができる。
中間層２１の厚みは、５ｎｍ以上５０μｍ以下であることが好ましい。中間層２１の厚みが５ｎｍ以上であれば、その後のダイヤモンド形成工程で除去されてしまうようなことがない。また、中間層２１の厚みが５０μｍ以下であれば、中間層２１の厚みとして十分である。また、５０μｍ以下の厚みであれば、製膜時間が長くならず、面粗さも低く保てる。そのため、研磨加工は必ずしも必要ではなく、低コストで製膜することができる。
中間層２１の最表面は、オフ角無しのものとすることができるが、オフ角を有するものとすることもできる。中間層２１の最表面は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するものとすることができ、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するものとすることができる。また、中間層２１の最表面は、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることもできる。このような中間層２１の最表面のオフ角の規定とすることにより、該表面上に形成するダイヤモンドとして、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な単結晶ダイヤモンド層を得ることが可能となる。
このときの中間層２１の最表面のオフ角が、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることが好ましい。このオフ角が＋０．５及び－０．５°以上であれば、オフ角を付ける効果を十分に得られ、＋１５．０及び－１５．０以下であれば、高品質化効果が十分に得られる。また、これらの範囲であれば、最表面の結晶面からのずれが大きすぎないため、目的に合った使用が容易である。
以下では、図１、図２に示した下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法を説明する。本発明の下地基板の製造方法については図５を参照して、また、本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法については図６を参照して説明する。
また、本発明では、図３に示した、単結晶ダイヤモンド層３１からなる単結晶ダイヤモンド自立構造基板３５、並びに、図４に示した、単結晶ダイヤモンド層３１及び追加単結晶ダイヤモンド層４１からなる単結晶ダイヤモンド自立構造基板４０を製造することができるが、この製造方法についても図６を参照して説明する。
（準備工程：図５の工程Ｓ１１）
まず、初期基板１１を準備する（工程Ｓ１１）。初期基板１１は、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかの基板（バルク基板）とする。これら列挙した初期基板１１の材料は、中間層２１の材料との間の格子不整合が小さく、容易に中間層２１のエピタキシャル成長が可能となる。また、６インチ（１５０ｍｍ）直径を超える大口径も得られかつその価格も比較的安価である。
また、ここで、初期基板１１として、該初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するもののいずれかを用いる。このような初期基板１１を用いることで、該表面上に形成する中間層２１として、より効果的に、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な中間層２１を得ることが可能となる。
単結晶ダイヤモンド層３１として｛１１１｝結晶面方位を得たい場合には、初期基板１１の最表面を、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を付けたものとする、又は、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を付けたものとすることができる。一方、単結晶ダイヤモンド層として｛００１｝結晶面方位を得たい場合には、初期基板１１の最表面は、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を付けたものとすること、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を付けたものとすることができる。
初期基板１１の、中間層２１を形成する側の面は、研磨加工を行って、Ｒａ≦０．５ｎｍとすることが好ましい。これによって、欠陥の少ない平滑な中間層２１が形成できる。
このときの初期基板１１の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることが好ましい。このオフ角が＋０．５及び－０．５°以上であれば、オフ角を付ける効果を十分に得られ、＋１５．０及び－１５．０以下であれば、高品質化効果が十分に得られる。また、これらの範囲であれば、最表面の結晶面からのずれが大きすぎないため、目的に合った使用が容易である。
（中間層形成工程：図５の工程Ｓ１２）
工程Ｓ１１において初期基板１１を準備した後、次に、初期基板１１上に中間層２１を形成する。中間層２１としては、単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなるものとする（工程Ｓ１２）。
ここで、中間層２１の最表面は、オフ角無しのものとすることができるが、オフ角を有するものとすることもできる。中間層２１の最表面は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するものとすることができ、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するものとすることができる。また、中間層２１の最表面は、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることもできる。このような中間層２１の最表面のオフ角の規定とすることにより、該表面上に形成するダイヤモンドとして、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な単結晶ダイヤモンド層を得ることが可能となる。
単結晶ダイヤモンド層３１として、｛１１１｝結晶方位を得たい場合には、少なくとも中間層２１の最表面も、立方晶の場合には｛１１１｝結晶方位とし、六方晶の場合には｛０００１｝結晶方位とするとよい。一方、もし、単結晶ダイヤモンド層３１として、｛００１｝結晶方位を得たい場合には、少なくとも中間層２１の最表面も、立方晶の場合には｛００１｝結晶方位とし、六方晶の場合には｛１１－２０｝結晶方位とするとよい。
このときの中間層２１の最表面のオフ角が、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることが好ましい。このオフ角が＋０．５及び－０．５°以上であれば、オフ角を付ける効果を十分に得られ、＋１５．０及び－１５．０以下であれば、高品質化効果が十分に得られる。また、これらの範囲であれば、最表面の結晶面からのずれが大きすぎないため、目的に合った使用が容易である。
中間層２１の形成には、スパッター法、電子線蒸着法、原子層堆積法、分子ビームエピタキシー法、パルスレーザー堆積法などで行うことができる。また、本発明で用いる、金属及び金属酸化物である単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア（ＹＳＺ）膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜、単結晶Ｒｕ膜については、大口径、低コストでの形成が可能なミストＣＶＤで行うことができる。
ミストＣＶＤ法による製膜装置は、製膜したい材料の原子を含む原料溶液を超音波振動でミスト化してミストを発生させるミスト化部と、前記ミストを搬送するキャリアガスを供給するキャリアガス供給部と、基板をセットして製膜を行うチャンバー、不要となった原料を排出する排気系から構成される。
チャンバー内で基板はヒーターステージ上で加熱され、必要に応じて回転させるなどして、高結晶にかつ均一な膜形成を行えるようにしてある。原料ガスも流れを制御することによって、やはり高結晶にかつ均一な膜形成ができるようにしてある。
他にも開放系に設置されたヒーターステージ上に基板を載せて、該基板表面にミスト吐出ノズルからミストを供給して熱反応で製膜を行うことも可能である。
原料溶液は、少なくとも製膜したい金属原子を含みミスト化が可能であれば溶液に含まれる材料は特に限定されず無機材料であっても有機材料であっても良い。
原料溶液は、上記金属原子をミスト化できるものであれば特に限定されないが、原料溶液として、金属を錯体または塩の形態で、有機溶媒または水に溶解または分散させたものを好適に用いることができる。錯体の形態としては、例えば、アセチルアセトナート錯体、カルボニル錯体、アンミン錯体、ヒドリド錯体などが挙げられる。塩の形態としては、例えば、塩化金属塩、臭化金属塩、ヨウ化金属塩などが挙げられる。また、上記金属を、臭化水素酸、塩酸、ヨウ化水素等に溶解したものも塩の水溶液として用いることができる。
また、原料溶液にはハロゲン化水素酸や酸化剤等の添加剤を混合しても良い。ハロゲン化水素酸としては、例えば、臭化水素酸、塩酸、ヨウ化水素酸などが挙げられるが、なかでも、臭化水素酸またはヨウ化水素酸が好ましい。酸化剤としては、例えば過酸化水素、過酸化ナトリウム、過酸化バリウム、過酸化ベンゾイル等の過酸化物、次亜塩素酸、過塩素酸、硝酸、オゾン水、過酢酸やニトロベンゼン等の有機過酸化物などが挙げられる。
ＭｇＯ形成のための原料溶液は、塩化マグネシウム水溶液も使用可能である。
多元素金属ならなる酸化物を得るには、複数原料溶液を混合してミスト化するのでも良いし、各元素ごとに別々の原料溶液としてそれぞれをミスト化するのでも良い。
基板温度を２００～９００℃の範囲で加熱して製膜するのが好ましい。
中間層２１は、上記のように、前記材料の単層だけでなく、積層構造でも良好な品質が実現できる。例えば、表面側から順に、→Ｉｒ膜／ＭｇＯ膜→初期基板１１側とすることができ、同様に、Ｉｒ膜／ＹＳＺ膜、Ｉｒ膜／ＳｒＴｉＯ３膜、などと積層構造にすることで格子不整合を緩衝する役割をより効果的に持たせることができる。
中間層２１の厚みは、５ｎｍ以上５０μｍ以下であることが好ましい。中間層２１の厚みが５ｎｍ以上であれば、その後のダイヤモンド形成工程で除去されてしまうようなことがない。また、中間層２１の厚みが５０μｍ以下であれば、中間層２１の厚みとして十分である。また、５０μｍ以下の厚みであれば、製膜時間が長くならず、面粗さも低く保てる。そのため、研磨加工は必ずしも必要ではなく、低コストで製膜することができる。
中間層２１の最表面は、上記のように、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を付けたものとする、又は、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を付けたものとすること、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、＜１０－１０＞または＜０００１＞方向にオフ角を付けることができる。これにより、該表面上に形成する単結晶ダイヤモンド層３１として、より効果的に、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な単結晶ダイヤモンド｛１１１｝層を得ることが可能となる。
このときの中間層２１の最表面のオフ角は、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲とすることが好ましい。このオフ角が＋０．５及び－０．５°以上であれば、オフ角を付ける効果を十分に得られ、＋１５．０及び－１５．０以下であれば、高品質化効果が十分に得られる。また、これらの範囲であれば、最表面の｛１１１｝結晶面からのずれが大きすぎないため、目的に合った使用が容易である。
中間層２１の最表面は、上記のように、結晶面方位が｛００１｝に対して、立方晶では結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を付けること、また六方晶面方位｛１１－２０｝では＜１０－１０＞または＜０００１＞方向にオフ角を付けることで、該表面上に形成するダイヤモンドとして、高結晶性でヒロック、異常成長、転位欠陥等が少ない高品質な単結晶ダイヤモンド｛００１｝層を得ることが可能となる。
このときの中間層２１の最表面のオフ角は、＋０．５～＋１５．０°または－０．５～－１５．０°の範囲であることが好ましい。このオフ角が＋０．５及び－０．５°以上であれば、オフ角を付ける効果を十分に得られ、＋１５．０及び－１５．０以下であれば、高品質化効果が十分に得られる。また、これらの範囲であれば、最表面の｛００１｝結晶面からのずれが大きすぎないため、目的に合った使用が容易である。
以上の図５の工程Ｓ１１、Ｓ１２により、本発明の下地基板２０（図１参照）を製造することができる。
本発明は、さらに、上記のようにして下地基板２０の製造方法により製造された下地基板２０を準備する工程と、前記下地基板２０の前記中間層２１の表面にダイヤモンド核形成のためのバイアス処理を行う工程と、前記中間層２１上に形成されたダイヤモンド核を成長させてエピタキシャル成長を行い、単結晶ダイヤモンド層３１を形成する工程とを含むことを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板３０の製造方法を提供する。以下、より詳細に説明する。
図６のＳ１１、Ｓ１２は図５のＳ１１、Ｓ１２と同一の工程である。工程Ｓ１１、１２により、下地基板２０が製造される。さらに、図６に示した、その後の工程Ｓ１３、Ｓ１４を行うことにより、単結晶ダイヤモンド積層基板３０を製造する。
（バイアス処理工程：図６のＳ１３）
下地基板２０の中間層２１の表面にバイアス処理を行って、ダイヤモンドの核形成を行う（工程Ｓ１３）。減圧チャンバー内に該中間層２１を形成済みの下地基板２０をセットし、真空ポンプで減圧にした後、直流放電によって、中間層２１の最表面と結晶方位の揃ったダイヤモンドの核形成を行う。放電ガスは、水素希釈メタンとすることが好ましい。
（単結晶ダイヤモンド層工程：図６のＳ１４）
次に、中間層２１上に形成されたダイヤモンド核を成長させてエピタキシャル成長を行い、単結晶ダイヤモンド層３１を形成する（工程Ｓ１４）。すなわち、バイアス処理を行った下地基板２０上に単結晶層を形成する。この工程は、気相合成（ＣＶＤ）法であるマイクロ波プラズマＣＶＤ、ＤＣプラズマＣＶＤ、熱フィラメントＣＶＤ、アーク放電ＣＶＤ法などによって行うことができる。
単結晶ダイヤモンド層３１は、アンドープまたはドープダイヤモンドの各単層、またはアンドープとドープダイヤモンド積層構造から構成することができる。
以上の工程Ｓ１１、Ｓ１２の後の工程Ｓ１３、Ｓ１４により、本発明の単結晶ダイヤモンド積層基板３０（図２参照）を製造することができる。
また、上記単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法において、初期基板１１、中間層２１のどちらか、またはその両方において、立方晶の場合には｛１１１｝、六方晶の場合には｛０００１｝結晶方位又は｛１１－２０｝結晶方位とすることで、単結晶ダイヤモンド｛１１１｝が得られる。例えば、単結晶ダイヤモンド｛１１１｝は、初期基板１１として、単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板を用いた場合のいずれも形成可能である。
一方、上記単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法において、初期基板１１、中間層２１のどちらか、またはその両方において、立方晶の場合には｛００１｝、六方晶の場合には｛１１－２０｝結晶方位とすることで、単結晶ダイヤモンド｛００１｝が得られる。例えば、単結晶ダイヤモンド｛００１｝は、初期基板１１として、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板を用いた場合のいずれも形成可能である。
本発明は、上記の方法により工程Ｓ１１～Ｓ１４を経て製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０から、単結晶ダイヤモンド層３１のみを取り出し、単結晶ダイヤモンド自立構造基板３５（図３参照）を製造する単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法も提供する。以下、より詳細に説明する。
（単結晶ダイヤモンド取り出し工程：図６のＳ１５）
この工程では、単結晶ダイヤモンド層３１形成工程（工程Ｓ１４）の後に、単結晶ダイヤモンド層３１のみ取り出し、単結晶ダイヤモンド自立構造基板３５とする（工程Ｓ１５）。このような自立基板化を行うには、化学エッチング法、レーザー照射法、研磨加工法などを用いて行うことができる。
自立化することで、その後の追加製膜やデバイス加工においてプロセス対応が容易になる利点がある。
また、ダイヤモンドを電子及び磁気デバイスとして使用する場合にも、単結晶ダイヤモンド層のみで構成された単結晶ダイヤモンド自立構造基板の方が中間層以下の影響も無く、好都合な場合がある。
（単結晶ダイヤモンド追加製膜工程：図６のＳ１６）
さらに、本発明では、工程Ｓ１５までで得た単結晶ダイヤモンド自立構造基板３５の上にさらに追加単結晶ダイヤモンド層４１を形成する（工程Ｓ１６）ことで、単結晶ダイヤモンド自立構造基板４０（図４参照）を製造することができる。すなわち、図３に示した単結晶ダイヤモンド層３１のみからなる単結晶ダイヤモンド自立構造基板３５に追加で製膜を行うことができる。単一材料への製膜となるので、破損も無く、低応力化に有効である。この工程により、ダイヤモンド膜を厚膜化するのにも有利である。
この工程で形成する追加単結晶ダイヤモンド層４１はアンドープでもドープでも、またそれらの組み合わせでも良い。
追加単結晶ダイヤモンド層４１を追加製膜する前に、下地となる単結晶ダイヤモンド自立構造基板３５の表面を研磨加工すると平滑で欠陥の少ない結晶が得られる。
以上説明した本発明の下地基板、単結晶ダイヤモンド積層基板、単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法によれば、電子・磁気デバイス用に好適な、大口径、高結晶性でヒロック、異常成長粒子、転位欠陥等が少なく、高純度かつ低応力の高品質な単結晶ダイヤモンド層を有する積層基板を低コストで製造する方法を提供することが可能となる。
以下、実施例及び比較例を示し、本発明を具体的に説明するが、本発明は下記の実施例に制限されるものではない。
（実施例１）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛０００１｝の両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハ（オフ角無し）を、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛１１１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８５０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１４Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、極点法では、｛１１１｝面が基板主表面法線方向を向いている時の｛１１１｝面回折ピークが検出され、一方｛００１｝面が基板主表面法線方向を向いている時の｛１１１｝面回折ピークは検出されないものであった。極点法の結果を図７に示す。
また、Ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法では、２θ＝４０．７°のＩｒ（１１１）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛１１１｝結晶であることを確認した。Ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法の結果を図８に示す。Ｉｒ（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１６°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛１１１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝４．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して１５０時間製膜を行った。製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
次に、初期基板１１であるα－Ａｌ２Ｏ３ウェーハを熱リン酸でエッチングした。更に、中間層２１であるＩｒ膜をドライエッチングして除去した。これにより、単結晶ダイヤモンド｛１１１｝自立基板３５が得られた（図６の工程Ｓ１５）。
最後に、再びマイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層（追加単結晶ダイヤモンド層４１）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１６）。この追加単結晶ダイヤモンド層４１の形成は、上述のアンドープダイヤモンド膜の形成時と同様な条件で行った。
得られた単結晶ダイヤモンド層はこれも直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。単結晶ダイヤモンド層３１及び追加単結晶ダイヤモンド層４１からなる単結晶ダイヤモンド自立構造基板４０の断面模式図は図４に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド自立構造基板４０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約４００μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４３．９°のダイヤモンド（１１１）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛１１１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛１１１｝積層基板及び自立基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例２）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛０００１｝、＜１１－２０＞方向にオフ角４°の付いた両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハを初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛１１１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８５０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１４Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４０．７°のＩｒ（１１１）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛１１１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１０°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛１１１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝４．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して８０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は、これも直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約１００μｍであった。実施例１と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４３．９°のダイヤモンド（１１１）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛１１１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛１１１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例３）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛０００１｝、＜１０－１０＞方向にオフ角４°の付いた両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハを、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛１１１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８５０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１４Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４０．７°のＩｒ（１１１）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛１１１｝結晶であることを確認した。
Ｉｒ（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１１°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛１１１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝４．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して８０時間製膜を行った。製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１はこれも直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約１００μｍであった。実施例１と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４３．９°のダイヤモンド（１１１）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛１１１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛１１１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例４）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛１１－２０｝の両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハ（オフ角無し）を、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛１１１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８５０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１０Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１．５μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４０．７°のＩｒ（１１１）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛１１１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．３１°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った。（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛１１１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた。（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝４．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して８０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約１００μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４３．９°のダイヤモンド（１１１）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛１１１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛１１１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例５）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛１１－２０｝の両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハ（オフ角無し）を、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛００１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１４Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、極点法では、｛００１｝面が基板主表面法線方向を向いている時の｛１１１｝面回折ピークが検出され、一方｛１１１｝面が基板主表面法線方向を向いている時の｛１１１｝面回折ピークはほとんど検出されないものであった。極点法の結果を図９に示す。
Ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法では、２θ＝４７．３°のＩｒ（２００）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射Ｉｒ（４００）ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛００１｝結晶であることを確認した。Ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法の結果を図１０に示す。Ｉｒ（２００）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．２１°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝６．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛００１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた。（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して１００時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
次に、初期基板１１であるα－Ａｌ２Ｏ３ウェーハを熱リン酸でエッチングした。更に、中間層２１であるＩｒ膜をドライエッチングして除去した。これにより、単結晶ダイヤモンド｛００１｝自立基板３５が得られた（図６の工程Ｓ１５）。
最後に、再びマイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層（追加単結晶ダイヤモンド層４１）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１６）。この追加単結晶ダイヤモンド層４１の形成は、上述のアンドープダイヤモンド膜の形成時と同様な条件で行った。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は、これも直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。単結晶ダイヤモンド層３１及び追加単結晶ダイヤモンド層４１からなる単結晶ダイヤモンド自立構造基板４０の断面模式図は図４に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド自立構造基板４０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約４００μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝１１９．５°のダイヤモンド（４００）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛００１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛００１｝積層基板及び自立基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例６）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛１１－２０｝、＜１０－１０＞方向オフ角４°の両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハを、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛００１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１４Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４７．３°のＩｒ（２００）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射Ｉｒ（４００）ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛００１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（２００）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１４°であった。極点図は図９と同様に、Ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅパターンを図１０と同様の結果となった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った。（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝６．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛００１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して５０時間製膜を行った。製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは、約２００μｍであった。実施例４と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝１１９．５°のダイヤモンド（４００）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛００１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛００１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例７）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛１１－２０｝、＜０００１＞方向オフ角４°の両面研磨された単結晶α－Ａｌ２Ｏ３ウェーハを初期基板を、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛００１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１４Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４７．３°のＩｒ（２００）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射Ｉｒ（４００）ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛００１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（２００）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１７°であった。極点図は図９と同様に、Ｏｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅパターンを図１０と同様の結果となった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝６．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛００１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して５０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは、約２００μｍであった。実施例４と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝１１９．５°のダイヤモンド（４００）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛００１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛００１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例８）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛１１１｝の両面研磨された単結晶Ｓｉウェーハ（オフ角無し）を、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛１１１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１６Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４０．７°のＩｒ（１１１）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛１１１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１５°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛１１１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝４．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して８０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１はこれも直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約１００μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４３．９°のダイヤモンド（１１１）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛１１１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛１１１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例９）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛１１１｝、＜－１－１２＞方向５°のオフ角付きの両面研磨された単結晶Ｓｉウェーハを、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛１１１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１６Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４０．７°のＩｒ（１１１）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛１１１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（１１１）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１２°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛１１１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝４．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して８０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１はこれも直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約１００μｍであった。実施例８と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４３．９°のダイヤモンド（１１１）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛１１１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛１１１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例１０）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛００１｝の両面研磨された単結晶Ｓｉウェーハ（オフ角無し）を、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛００１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１６Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４７．３°のＩｒ（２００）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射Ｉｒ（４００）ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛００１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（２００）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１７°であった。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った。中間層が形成された基板を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝６．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛００１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して５０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは約２００μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝１１９．５°のダイヤモンド（４００）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛００１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛００１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例１１）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛００１｝、＜１１０＞方向５°オフ角付きの両面研磨された単結晶Ｓｉウェーハを、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
次に、該初期基板１１の表面にＩｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛００１｝の中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。
中間層２１であるＩｒ膜の製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１６Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４７．３°のＩｒ（２００）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射Ｉｒ（４００）ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛００１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（２００）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１４°であった。
以上のようにして、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った（図６の工程Ｓ１３）。ここでは、中間層２１が形成された下地基板２０を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝６．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛００１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して５０時間製膜を行った。
製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは、約２００μｍであった。実施例１０と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝１１９．５°のダイヤモンド（４００）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛００１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛００１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
（実施例１２）
直径１５０ｍｍ、厚さ１０００μｍで、結晶面方位｛００１｝、＜１１０＞方向５°オフ角付きの両面研磨された単結晶Ｓｉウェーハを、初期基板１１（図１中の初期基板１１を参照）として準備した（図５、図６の工程Ｓ１１）。
該初期基板１１の表面に、中間層２１の１層目として、第一層目の中間層ＭｇＯ膜を上記実施例１～１１のＲ．Ｆ．マグネトロンスパッター法と同様に、ただし、ＭｇＯをターゲットとして、基板温度８６０℃で、１μｍ厚まで形成した。
このように形成した単結晶ＭｇＯ｛００１｝膜上に、次に、中間層２１の２層目として、Ｉｒ膜をヘテロエピタキシャル成長させて、Ｉｒ膜｛００１｝を形成した。この製膜には直径８インチ（２００ｍｍ）、厚さ５ｍｍ、純度９９．９％以上のＩｒターゲットをターゲットとしたＲ．Ｆ．（１３．５６ＭＨｚ）マグネトロンスパッター法を用いた。単結晶ＭｇＯ膜が形成済みの基板を８６０℃に加熱し、真空ポンプで排気し、ベースプレッシャーが約８．０×１０－５Ｐａ以下になるのを確認した後、Ａｒガスを導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調節して、１６Ｐａとした後、Ｒ．Ｆ．１５００Ｗを入力して３０分間製膜を行った。得られた膜厚は約１μｍであった。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、極点法およびＯｕｔ－ｏｆ－ｐｌａｎｅ法で膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝４７．３°のＩｒ（２００）帰属の回折強度メインピークおよびその多重反射Ｉｒ（４００）ピークのみが見られ、中間層はエピタキシャル成長した単結晶Ｉｒ｛００１｝結晶であることを確認した。Ｉｒ（２００）ピークのロッキングカーブ半値幅は、０．１２°であった。
以上のようにして、単結晶ＭｇＯ｛００１｝膜及び単結晶Ｉｒ｛００１｝膜からなる中間層２１を形成した（図５、図６の工程Ｓ１２）。これにより、本発明の下地基板２０を製造した（図１参照）。
次に、下地基板２０に対して、ダイヤモンドの核形成のための前処理（バイアス処理）を行った。中間層が形成された基板を、平板型の電極上にセットし、ベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるのを確認した後、水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝６．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に５００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．３×１０４Ｐａとした後、基板側電極に負電圧を印加して９０秒間プラズマにさらして、中間層２１の表面（すなわち、単結晶Ｉｒ｛００１｝膜の表面）をバイアス処理した。
続いて、マイクロ波ＣＶＤ法によって単結晶ダイヤモンド層３１（アンドープダイヤモンド膜）をヘテロエピタキシャル成長させた（図６の工程Ｓ１４）。ここでは、バイアス処理を施した下地基板２０を、マイクロ波ＣＶＤ装置のチャンバー内にセットし、真空ポンプでベースプレッシャーが約１．３×１０－４Ｐａ以下になるまで排気した後、原料ガスである水素希釈メタン（ＣＨ４／（ＣＨ４＋Ｈ２）＝５．０ｖｏｌ．％）を、処理室内に１０００ｓｃｃｍの流量で導入した。排気系に通じるバルブの開口度を調整して、圧力を１．５×１０４Ｐａとした後、直流電流を流して５０時間製膜を行った。製膜中の基板温度をパイロメーターで測定したところ、９８０℃であった。
得られた単結晶ダイヤモンド層３１は直径１５０ｍｍ全面で剥離も無く、完全な連続膜であった。このようにして製造した単結晶ダイヤモンド積層基板３０の断面模式図は、図２に示す通りであった。
この単結晶ダイヤモンド積層基板３０から２ｍｍ角を切り出して評価用試料とし、膜厚、結晶性、について評価を行った。
膜厚については、試料断面を走査型二次電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察して行ったところ、ダイヤモンド層の合計厚みは、約２００μｍであった。実施例１１と比較して、薄くても連続膜でかつ平滑な面に仕上がった。転位欠陥密度も低減できた。
Ｘ線回折（ＸＲＤ）装置（ＲＩＧＡＫＵ ＳｍａｒｔＬａｂ）で、膜最表面から結晶性を測定した。その結果、２θ＝１１９．５°のダイヤモンド（４００）帰属の回折強度ピークのみが見られ、ダイヤモンド層はエピタキシャル成長した単結晶ダイヤモンド｛００１｝結晶であることを確認した。
当該単結晶ダイヤモンド｛００１｝積層基板を、電子・磁気デバイスに適用すれば、高性能デバイスを得ることができる。例えば高性能なパワーデバイスを得ることができる。
しかも、大口径基板で得られるので、作製コストを低く抑えることが可能となる。
なお、本発明は、上記実施形態に限定されるものではない。上記実施形態は例示であり、本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想と実質的に同一な構成を有し、同様な作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に包含される。
１１…初期基板、
２０…下地基板
２１…中間層、
３０…単結晶ダイヤモンド積層基板、
３１…単結晶ダイヤモンド層、
３５…単結晶ダイヤモンド自立構造基板、
４０…単結晶ダイヤモンド自立構造基板、
４１…追加単結晶ダイヤモンド層。

Claims (14)

  1. 単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板において、
    単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかである初期基板と、
    前記初期基板上に、単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる中間層と、
    を有し、前記初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものであることを特徴とする下地基板。
  2. 前記初期基板の最表面のオフ角が、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲であることを特徴とする請求項１に記載の下地基板。
  3. 前記中間層の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものであることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の下地基板。
  4. 前記中間層の最表面のオフ角が、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲であることを特徴とする請求項３に記載の下地基板。
  5. 単結晶ダイヤモンド積層基板であって、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の下地基板の前記中間層上に単結晶ダイヤモンド層を有するものであることを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板。
  6. 前記単結晶ダイヤモンド層が｛１１１｝結晶又は｛００１｝結晶であることを特徴とする請求項５に記載の単結晶ダイヤモンド積層基板。
  7. 単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかである初期基板を準備する工程と、
    前記初期基板上に単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる中間層を形成する工程と
    を有する単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板の製造方法であって、
    前記初期基板として、該初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するもののいずれかを用いることを特徴とする下地基板の製造方法。
  8. 前記初期基板の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲のものとすることを特徴とする請求項７に記載の下地基板の製造方法。
  9. 前記中間層の最表面を、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることを特徴とする請求項７又は請求項８に記載の下地基板の製造方法。
  10. 前記中間層の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲として前記中間層を形成することを特徴とする請求項９に記載の下地基板の製造方法。
  11. 単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法であって、
    請求項７から請求項１０のいずれか１項に記載の下地基板の製造方法により製造された下地基板を準備する工程と、
    前記下地基板の前記中間層の表面にダイヤモンド核形成のためのバイアス処理を行う工程と、
    前記中間層上に形成されたダイヤモンド核を成長させてエピタキシャル成長を行い、単結晶ダイヤモンド層を形成する工程と
    を含むことを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法。
  12. 前記単結晶ダイヤモンド層を｛１１１｝結晶又は｛００１｝結晶とすることを特徴とする請求項１１に記載の単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法。
  13. 請求項１１又は請求項１２に記載の単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法によって製造した単結晶ダイヤモンド積層基板から、前記単結晶ダイヤモンド層のみを取り出し、単結晶ダイヤモンド自立構造基板を製造することを特徴とする単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法。
  14. 請求項１３に記載の単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法により得られた単結晶ダイヤモンド自立構造基板の上にさらに追加単結晶ダイヤモンド層を形成することを特徴とする単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法。
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