JP5594613B2 - 単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ダイヤモンド、特に半導体デバイス用基板や光学部品に適した大型ダイヤモンド単結晶およびその製造方法を提供するものである。

ダイヤモンドは高硬度、高熱伝導率の他、高い光透過率、ワイドバンドギャップなどの多くの優れた性質を有することから、各種工具、光学部品、半導体、電子部品の材料として幅広く用いられており、今後さらに重要性が増すものと考えられる。ダイヤモンドは過去には天然に産出するものが工業用途に使用されたが、現在では工業用途はもっぱら人工合成されたものが中心である。ダイヤモンド単結晶は現在工業的には、数万気圧以上の圧力下で合成されている。このような高い圧力を発生する超高圧容器は非常に高価であり、大きさにも制限があるため、高温高圧法による大型の単結晶合成には限界がある。不純物として窒素（Ｎ）を含んだ黄色を呈するＩｂ型のダイヤモンドについては１ｃｍΦ級のものが高圧合成法により合成、販売されているがこの程度の大きさがほぼ限界と考えられている。また、不純物のない無色透明なIIａ型のダイヤモンドについては、天然のものを除けば、さらに小さい数ｍｍΦ程度以下のものに限られている。

一方高圧合成法と並んでダイヤモンドの合成法として確立されている方法として気相合成法がある。この方法によっては数ｃｍ〜１０ｃｍの比較的大面積のものが人工的に製造されているが、これらは通常は多結晶膜である。しかし、ダイヤモンドの用途の中でも特に平滑な面を必要とする超精密工具や光学部品、半導体などに用いられる場合は、単結晶ダイヤモンドを用いることが必要になる。そこで、従来から気相合成法によりエピタキシャル成長させて単結晶ダイヤモンドを得る方法が検討されている。

一般にエピタキシャル成長は、成長する物質を同種の基板上に成長させるホモエピタキシャル成長と、異種基板の上に成長させるヘテロエピタキシャル成長とが考えられる。ヘテロエピタキシャル成長では、これまで立方晶窒化硼素（ｃＢＮ）、炭化珪素、珪素、ニッケル、コバルトなどが報告されている（特許文献１、特許文献２、特許文献３参照）が、ヘテロエピタキシャル成長により膜質のよい単結晶は得られていないため、ホモエピタキシャル成長による単結晶合成が有力と考えられる。ホモエピタキシャル成長では、高圧合成によるダイヤモンドＩｂ基板の上に高純度のダイヤモンドを気相からエピタキシャル成長させることにより、高圧で得られるIIａダイヤモンドを上回る大きなIIａ単結晶ダイヤモンドを得ることができる。また、同一の結晶方位に向けた複数のダイヤモンド基板、あるいはダイヤモンド粒を用い、この上に一体のダイヤモンドを成長させることにより小傾角粒界のみを持つダイヤモンドが得られることも報告されている（特許文献４参照）。

特開昭６３−２２４２２５号公報 特開平２−２３３５９１号公報 特開平４−１３２６８７号公報 特開平３−７５２９８号公報

これらの方法で得られる単結晶ダイヤモンドを半導体デバイス用基板として利用する場合、大面積でかつ歪が少なく、低コストであることが要請される。本発明者らは、（４００）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が１０〜８０秒であって、半導体デバイス用基板としての優れた特性を有し、かつ低コストなダイヤモンド単結晶が得られることを見出しているが、さらなる品質向上、コスト低減を目指し、鋭意開発を継続してきた。

そこで本発明者らは、鋭意検討を重ねた結果、複屈折光を利用した評価方法において、互いに直交する直線偏光が試料を透過した際に生じる位相差がある一定の範囲内に入っていればそれが半導体基板としての特性に大きな影響を与えないことを見出して本発明を完成した。
本発明は以下に記載する通りのものである。

（１）種となる単結晶ダイヤモンド基板の側面を機械的に研磨する工程と、
側面を機械的に研磨された前記単結晶ダイヤモンド基板の側面及び１主面を反応性イオンエッチングによりエッチング除去してから、気相合成法により新たに単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程と、
種となる単結晶ダイヤモンド基板と、気相合成法により新たに成長させた単結晶ダイヤモンド層を分離する工程を含み、
前記種となる単結晶ダイヤモンド基板が高圧合成法、あるいは気相合成法により成長されたものであることを特徴とする単結晶ダイヤモンドの製造方法。
（２）前記機械的に研磨する工程によって、単結晶ダイヤモンド基板の側面の傾きが主面に対して８２度以上９８度以下の範囲内となることを特徴とする（１）に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
（３）前記種となる単結晶ダイヤモンド基板の１主面及び／又は側面を反応性イオンエッチングによりエッチング除去する工程において、エッチング除去される厚さが０．５μｍ以上４００μｍ未満であることを特徴とする（１）または（２）に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。

本発明によるダイヤモンドおよびその製造方法を用いることによって、ダイヤモンド単結晶を半導体デバイス用基板に適用することが可能となる。さらには、低歪が要求される光学部品応用にも新たな途を開くものである。

本発明者らは複屈折光を利用した評価方法において、互いに直交する直線偏光が試料を透過した際に生じる位相差がある一定の範囲内に入っていればそれが半導体基板としての特性に大きな影響を与えないことを見出した。その範囲とは、試料全体にわたり、厚さ１００μｍあたり位相差が最大５０ｎｍ以下である。そして、好ましくは１０ｎｍ以下、特に好ましくは３ｎｍ以下であれば、紫外光学用途などの光学部品に用いることが可能となる。
このようなダイヤモンドは、その厚さが、１００μｍ以上１５００μｍ以下であること、差し渡し径が４ｍｍ以上であること、室温における抵抗率が１０¹²Ωｃｍ以上であること、電子スピン共鳴によって得られるスピン密度が、ｇ値が２．００２０以上２．００２８未満の範囲において、１×１０¹⁷／ｃｍ³以下であること、不純物としての窒素原子の濃度が、０．０１ｐｐｍ〜１００ｐｐｍであること、不純物としてのシリコン原子の濃度が、０．０１ｐｐｍ〜１０００ｐｐｍであることが半導体デバイス用基板として用いる際に適している。ここで室温とは、２０℃±１５℃である。

このようなダイヤモンド基板は、種となる単結晶ダイヤモンド基板を用意する工程と、その１主面を、反応性イオンエッチング（Ｒｅａｃｔｉｖｅ ｉｏｎ ｅｔｃｈｉｎｇ：以下、ＲＩＥ）によりエッチング除去してから、当該主面に気相合成法により新たに単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程と、種となる単結晶ダイヤモンド基板と気相合成法により新たに成長させた単結晶ダイヤモンド層を分離する工程を含むことを特徴とする製造方法により、得られることがわかった。さらに、多結晶成長前に、種となる単結晶ダイヤモンド基板の側面を機械的に研磨し、その後に主面及び／又は側面をエッチング除去する工程を含む製造方法によって得られることがわかった。

前述したように、（４００）面のロッキングカーブが１０〜８０秒の範囲に入っていても、半導体デバイス用としての諸特性（絶縁抵抗、移動度など）にばらつきがある。この原因として、発明者らは結晶の歪に着目してさまざまな角度から鋭意検討を重ねた。その結果、複屈折光を利用した評価方法において、互いに直交する直線偏光が試料を透過した際に生じる位相差がある一定の範囲内に入っていれば歪が半導体基板としての特性に大きな影響を与えないことを見出した。すなわち、その範囲とは、厚さ１００μｍあたり位相差が最大５０ｎｍ以下である。

まったく歪の無い光学的に完全対称な結晶においては、この位相差は０である。しかしながら、実在する結晶は大なり小なり歪を持っていることが多い。透明結晶においてはこの位相差を評価することで結晶中の歪を定量化することができる。（４００）面のロッキングカーブが同じく１０〜８０秒の範囲に入っていても、この位相差に差が生じることがわかった。その原因として、われわれはまず、結晶中に取り込まれる不純物に着目した。すなわち、窒素およびシリコンが、それぞれ０．０１〜１００ｐｐｍ、０．０１〜１０００ｐｐｍの範囲に入っている場合に、上記位相差が実現できることがわかった。さらに、電子スピン共鳴によって得られるスピン密度が、ｇ値が２．００２０以上２．００２８未満の範囲において、１×１０¹⁷／ｃｍ³以下であること、種基板として、天然の単結晶基板を用いるのではなく、高圧合成法または気相合成法により成長させた種結晶を用いること、その側面を機械的に研磨し、主面及び側面を反応性イオンエッチングによりエッチング除去してから、当該主面に気相合成法により新たに単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程を含むことによって、光学的な歪を、結晶全体にわたって低減させることを見出した。

半導体デバイス用基板としてこの発明を用いる場合、その厚さは１００μｍ以上１５００μｍ以下が望ましい。差し渡し径は大きいほど良いが、４ｍｍ以上あればデバイス開発工程には十分なサイズである。
この基板の製造方法として、種基板を気相合成法によることはもちろんのこと、波長３６０ｎｍ以下のレーザー光線によるスライス加工により種基板と新たに成長させた単結晶層を分離する工程を含むことが望ましい。これにより、種基板を研磨等で削り落とす方法はもちろん、波長３６０ｎｍを越えるレーザーによるスライスと比べても、加工ロスを抑制することができるので、低コスト化に大きく貢献する。

種基板としては、気相合成法によるものを使用することが好ましい。高圧合成法による種基板を利用するのに比べて、歪を抑制できることがわかった。これは、高圧合成法によるものと気相合成法による単結晶では、欠陥の導入のされ方や不純物の量、分布に差があるために、同じ単結晶とはいえ両者の間で微妙に熱膨張係数などの特性に違いが存在し、その結果歪が蓄積する。気相合成法によるものを種基板として用いれば、その種基板中に前記歪が残っていても、新たに成長させる単結晶層中には歪が導入されないことがわかった。

さらに、種となる単結晶ダイヤモンド基板の側面を機械的に研磨し、その後に主面、側面を反応性イオンエッチングによりエッチング除去してから、気相合成法により新たに単結晶ダイヤモンド層を成長させることが、歪み低減に大きな効果を有することがわかった。
この研磨後の側面は、主面との傾きが８２度以上９８度以下の範囲内にあることが望ましい。８２度以上９０度未満の傾き（側面が上向きに傾いた状態）では、単結晶成長時に横成長速度が増大し、大型単結晶を得やすくなる。逆に傾き角が９０度以上になれば（側面が垂直ないし下向きに傾いた状態）では、横成長速度は低下するものの、低歪み成長に効果があり、精密光学部品等の応用により好適となる。

この研磨等の主面、側面の面荒さは、Ｒmaxで０．１μｍ以下、Ｒａで１０ｎｍ以下にあることが望ましい。この面荒さは、原子間力顕微鏡で容易に測定することができる。また、研磨時に基板角部分等に欠けが生じてもよいが、そのサイズは５０μｍ以下であることが望ましい。これらの要件を満たすことにより、単結晶成長時に異常成長を防止することができ、低歪み成長を実現できる。

さらに、機械的に研磨済みの種基板の表面、及び主面をＲＩＥにより０．５μｍ以上４００μｍ未満エッチング除去してから単結晶成長させることが望ましい。ダイヤモンド単結晶の気相成長時における歪み生成を抑制するためには、加工変質層の存在しない種基板を用意すればよいが、種基板表面の加工変質層はその生成経緯に鑑み、機械的な研磨加工により取り除くことが困難である。ダイヤモンドの非機械的な加工プロセスは前記ＲＩＥをはじめ、マイクロ波プラズマエッチングやＥＣＲプラズマエッチング、イオンビームエッチングなど様々なプロセスが公知となっている。これら非機械的な加工プロセスにおいて、ＲＩＥ以外の方法では、種基板の加工速度や加工面積、さらに加工後の表面荒れやエッチング時のダメージ層の生成など、全てを同時に解決するのが困難である。ＲＩＥでは高速かつ平坦、さらにダメージなく種基板の加工変質層のみを除去できる。その後、単結晶を気相成長することにより、歪みがなく高品質で、大型のダイヤモンド単結晶基板を得ることができる。

本発明のＲＩＥは公知の方法で実施できる。その方式には大別して、真空容器中に対向して配置した電極に高周波電源を接続する容量結合型プラズマ（ＣＣＰ）を利用する方式と、真空容器を取り巻くように配置したコイルに高周波電源を接続する誘導結合型プラズマ（ＩＣＰ）を利用する方式が存在し、両方式を組み合わせた方式も存在するが、本発明にはいずれの方式も利用できる。
エッチングガスは酸素とフッ化炭素の混合ガスを用い、エッチング圧力は１．３３Ｐａ以上１３．３Ｐａ以下が望ましい。前記ガス種、圧力を用いることで、高速、かつ平坦に加工変質層のみを除去することができる。

本発明における種基板主面、側面のエッチング厚さは０．５μｍ以上４００μｍ未満であればよいが、望ましくは５μｍ以上５０μｍ未満、より好ましくは１０μｍ以上３０μｍ未満が適している。エッチング厚さは薄いほど加工時間が短くて済み、表面の平坦性が維持される利点がある。種基板の加工変質層の厚みは、研磨の種類や強度に依存する。その大部分は０．５μｍ未満であるが、局所的にはまれに１０μｍ程度の深さまで到達する場合があり、この部分から成長した領域で半導体としての特性が劣化することがある。逆にエッチング深さが厚いとエッチング時間がかかるだけでなく、エッチングによる表面荒れが拡大する場合がある。この後の単結晶成長では、表面荒れに起因した結晶性の悪化が認められる場合がある。

本発明における種基板の側面は同様のＲＩＥで５０ｎｍ以上、より好ましくは０．１５μｍ以上エッチング除去されることが望ましく、特に側面も表面同様に機械的に研磨されている場合は０．５μｍ以上エッチング除去されることが望ましい。これにより、特に単結晶の厚膜成長時に横方向への拡大成長が起こった場合、側面から横成長した領域の歪みを低減することができる。側面のＲＩＥの方法としては、種基板表面のＲＩＥを行う際に横方向からも同時にエッチングする方法があるが、基板を立てて配置して側面のみをエッチングする方が、エッチング厚を独立して制御できるため効率的である。
側面と主面のエッチングは、側面エッチングを先に行ったほうが好ましい。すなわち、側面エッチングは基板を立てて配置し、主面をカバーする必要があるが、カバー時等に主面にダメージが加わることがある。このダメージは、本発明による主面のエッチングによって除去が可能である。なお、使用する種基板の主面は、（１００）もしくは概ね（１００）であることが望ましい。種基板の側面の面方位は概ね（１００）であれば、横成長速度が大きくなり、大型単結晶が得やすくなる。

（比較例）
大きさ４．０×４．０×０．４ｍｍの高圧合成単結晶Ｉｂ基板を種基板として用いて、気相合成法によりホモエピタキシャル成長を行った。主面は（１００）である（＜１１０＞方向に０．９度オフ）。成長条件は、メタン濃度１０％（水素希釈）、圧力１２０Ｔｏｒｒ、基材温度９９０℃であった。成長時間は１００時間とした。成長後に、ＹＡＧ基本波のレーザーを側面から入射し、種基板と気相合成単結晶層を分離した。気相合成単結晶層は、成長面、基板面をともに鏡面研磨し、外周をＹＡＧ基本波レーザーによる整形切断加工を施し、その後、重クロム酸を用いた洗浄を行い、４．７×４．７×０．３５ｍｍの試料Ａを得た（主面は（１００）、＜１１０＞方向に０．８度オフ）。

（参考例１）
上記で得られた試料Ａ（気相合成種基板）を用いて、上記と同じ条件でさらに成長を続け、新たに気相合成単結晶層を７００μｍ得た。なお、この成長の前に、新たに単結晶層を成長させる主面を、公知の高周波電極間放電型（ＣＣＰ）のＲＩＥによりエッチング除去している。エッチング条件を以下に示す。

高周波周波数：１３．５６ＭＨｚ
高周波電力：２５０Ｗ
チャンバ内圧力：８Ｐａ
Ｏ₂ガス流量：８ｓｃｃｍ
ＣＦ₄ガス流量：１２ｓｃｃｍ
上記の条件により７時間エッチングしたところ、種基板の主面は１８μｍエッチング除去され、エッチング後の表面粗さＲmaxは０．１μｍでエッチング前と変化がなかった。
これを、ＹＡＧの３倍高調波レーザー（波長３５５ｎｍ）を用いて、種基板を分離した。新たに成長させた気相合成単結晶層は、成長面、基板面ともに鏡面研磨し、同じくレーザーＹＡＧ基本波により切断整形加工を行った。そして、５．４×５．５×０．３ｍｍの試料Ｂを得た。
この試料Ａ，Ｂの、（４００）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅、位相差、抵抗率、スピン密度、窒素不純物、シリコン不純物の濃度を測定した。すなわち、下記の通りの評価方法である。

１）Ｘ線ロッキングカーブの半値幅はＣｕＫα１のＸ線を用いて、第一結晶として高圧合成単結晶ダイヤモンド（４００）面平行配置を利用して２結晶法により評価した。
２）位相差は、セナルモン法で測定した。すなわち、１／４波長板と偏光子を組み合わせて、試料透過後の楕円偏光を直線偏光に変換し、位相差を求める。測定光源には、ナトリウムランプ（波長５８９ｎｍ）を使用した。得られた位相差を試料厚さ１００μｍ厚あたりに換算し、評価した。測定は、偏光顕微鏡を用いて行い、試料全体にわたって観察してその最大値を求めた。
３）抵抗率は、試料の両面に電極金属を形成し、所定の電界を印加して、そのとき流れる電流値を測定することによって求めることができる。測定は室温２０℃にて実施した。
４）スピン密度は、ＥＳＲ法によって求めた。測定は室温２０℃にて実施した。中心磁場３３７０Ｇ、磁場掃印幅１００Ｇ、マイクロ波は９．４６ＧＨｚ、出力０．０１〜０．１６ｍＷとした。測定はすべて、外部磁場を単結晶の＜１００＞軸方向にかけて実施した。
得られたスペクトルから、ｇ値が２．００２０以上２．００２８未満の範囲におけるスピン密度を算出した。
５）窒素不純物濃度、シリコン不純物濃度は、ＳＩＭＳ分析によって評価した。ＳＩＭＳ分析は、一次イオンとしてＣｓ^＋を用いて、加速電圧１５ｋＶ、検出領域３５μｍΦとして、試料最表面から０．５μｍスパッタした場所での濃度を求めた。濃度定量は、別途用意した標準試料（イオン注入により作製した不純物濃度既知のダイヤモンド単結晶）との比較により行った。

その結果は、表１の通りであった。
試料Ａ、Ｂともにロッキングカーブの半値幅は２０秒強と優れているが、位相差は場所によって試料Ａのばらつきが大きい。このために、抵抗率が１１乗台に低下している。このような試料では、高耐圧が必要な電子デバイス用途ではデバイス特性に影響を与えることが懸念される。これは、種基板が高圧合成単結晶ダイヤモンドであること、成長前のエッチング処理を実施していないことなどの理由により、試料の場所による歪量のばらつきがあるためである。
試料Ｂでは、十分な耐圧を有し、高品質電子デバイス用基板として利用できると期待される。

（実施例１）
試料Ａと同様の条件で作製した試料Ａ’を基板とし、試料Ｂと同様の条件で試料Ｃを作製した。ただし、この成長の前に、試料Ａ’の全側面をまず、試料を立てた状態でエッチング処理し、次に新たに単結晶層を成長させる主面をエッチング処理した。エッチング条件は参考例１と同様である。４つの側面をそれぞれ５時間、主面は９時間エッチングすることにより、側面は１０〜１５μｍ、主面は２４μｍエッチングされた。
この試料Ｃについて、参考例１と同様の評価を行った結果を表１に示す。
ロッキングカーブの半値幅は、試料Ｂよりもやや悪くなっているが、位相差の最大値は２５ｎｍと良好である。これは、側面のエッチング処理により、種基板の側面近傍を起点とする歪が低減されているためであり、電子デバイス用基板として適用した際に、試料Ｂと同様、高品質な基板として利用できると期待される。試料Ｂ、Ｃともに、電子デバイス用基板としてのみならず、光学部品としても優れた特性を発揮するものと考えられる。

（実施例２）
大きさ４．０×４．０×０．４ｍｍの高圧合成単結晶Ｉｂ基板を種基板として６枚準備した。主面及び側面の面方位は（１００）で、側面を機械的に研磨する際、基板ごとに主面との角度を変化させた。主面及び側面の研磨は、公転・乾式の研磨装置を用いて行った。研磨荷重は１ｋｇとした。砥石の周速は３０ｍ／ｓで、研磨時間は主面が１０分、側面はそれぞれ５分であった。主面、側面の研磨後面荒さはＲmax＝０．１μｍ、Ｒａ＝２．
５ｎｍであった。基板側面の一部には研磨時に生じた欠けが存在していたが、そのサイズは１μｍ以下であった。
これらの基板に対して、先の参考例１と同様の条件でまず種基板側面をエッチングし、その後主面をエッチングした。エッチング量は基板ごとに時間を調節して変化させた。その後、試料Ａと同様の条件で気相合成単結晶を成長させた。さらにそれぞれの試料について試料Ａの作製時と同様の手順で、レーザーを用いて気相合成単結晶層を取り出し、両面研磨を行ってそれぞれの結晶性を計測した。
こうして得られた気相合成単結晶試料Ｄ〜Ｉについて、参考例１と同様の評価を行った結果を表２に示す。

表２における試料Ｄ〜Ｉは主面と側面の角度を変化させた際の比較である。試料Ｄでは主面と側面は互いに垂直に研磨された結果、得られた気相合成単結晶の位相差は５ｎｍと試料Ｃよりも小さな値となった。試料Ｅは種基板の主面と側面の角度が８６度であり、得られた気相合成単結晶の横成長速度は試料Ｃより速かったものの、位相差は試料Ａよりも悪化した。試料Ｆは種基板の主面と側面の角度が９４度であり、得られた気相合成単結晶の位相差は１ｎｍと最も小さな値となった。
試料Ｇ及びＨは主面と側面の角度がより小さく、又は大きくなった比較例である。いずれも、側面の面方位が（１００）から大きくずれた結果、横方向成長領域の結晶性が悪化し、位相差が大きくなった。試料Ｉは主面と側面のエッチング量を少なくした比較例である。エッチングが不十分なため、その後の気相合成時に単結晶層の結晶性が悪化した結果、位相差が大きくなった。

Claims (3)

1. 種となる単結晶ダイヤモンド基板の側面を機械的に研磨する工程と、
   側面を機械的に研磨された前記単結晶ダイヤモンド基板の側面及び１主面を反応性イオンエッチングによりエッチング除去してから、気相合成法により新たに単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程と、
   種となる単結晶ダイヤモンド基板と、気相合成法により新たに成長させた単結晶ダイヤモンド層を分離する工程を含み、
   前記種となる単結晶ダイヤモンド基板が高圧合成法、あるいは気相合成法により成長されたものであることを特徴とする単結晶ダイヤモンドの製造方法。
2. 前記機械的に研磨する工程によって、単結晶ダイヤモンド基板の側面の傾きが主面に対して８２度以上９８度以下の範囲内となることを特徴とする請求項１に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
3. 前記種となる単結晶ダイヤモンド基板の１主面及び側面を反応性イオンエッチングによりエッチング除去する工程において、エッチング除去される厚さが０．５μｍ以上４００μｍ未満であることを特徴とする請求項１または２に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。