JP7232186B2 - 単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法 - Google Patents

Description

本開示は、単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法に関する。本出願は、２０１７年９月１９日に出願した日本特許出願である特願２０１７－１７９０５７号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。

従来、種基板の（１１０）面に単結晶ダイヤモンドを成長させる技術が開発されている（特開２００７－２１０８１５号公報（特許文献１）、特表２０１４－５００２２６号公報（特許文献２））。

特開２００７－２１０８１５号公報 特表２０１４－５００２２６号公報

V.Mortet et al、「Properties of boron-doped epitaxial diamond layers grown on (110) oriented single crystal substrates」、Diamond & Related Materials、2015年、第53巻、29-34頁

本開示の一態様に係る単結晶ダイヤモンドは、表面を研磨することにより得られた、（１１０）面に平行であり、かつ表面粗さＲａが５μｍ以下の観察面において、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される。ｎは２または３である。ｎ個の種類の領域の各々の面積は、０．１μｍ²以上である。観察面上の第１線、第２線および第３線の少なくとも１つは、ｎ個の種類の領域の境界と４回以上交わる。第１線、第２線および第３線は、＜－１１０＞方向に平行であり、長さ１ｍｍの線分である。第１線の中点は、観察面の重心である。第２線の中点は、重心から＜００１＞方向に３００μｍ離れた点である。第３線の中点は、重心から＜００－１＞方向に３００μｍ離れた点である。

本開示の一態様に係る単結晶ダイヤモンドの製造方法は、（１１０）面に対するオフ角が０°以上７°以下の主面を有する種基板を準備する工程と、主面上に、化学気相成長法により、水素ガス、メタンガスおよび不純物ガスを用いて単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程と、種基板と単結晶ダイヤモンド層とを分離する工程とを備える。成長させる工程において、水素ガスに対するメタンガスの濃度を１モル％以上２０モル％以下とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１モルｐｐｍ以上５０モル％以下とする。

図１は、本実施形態に係る単結晶ダイヤモンドの一例を示す斜視図である。 図２は、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの一例の観察面を走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope（ＳＥＭ））で撮影した図面代用写真を示す図である。 図３は、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの別の例の観察面をＳＥＭで撮影した図面代用写真である。 図４は、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドのさらに別の例の観察面をＳＥＭで撮影した図面代用写真である。 図５は、図２に示す観察面の一部と第１線とを示す図面代用写真である。 図６は、図３に示す観察面の一部と第１線とを示す図面代用写真である。 図７は、図４に示す観察面の一部と第１線とを示す図面代用写真である。 図８は、単結晶ダイヤモンドを（００１）面に平行な面で切ったときの断面を示す模式図である。 図９は、単結晶ダイヤモンドにおける（－１１０）面に平行な面で切ったときの断面を示す模式図である。 図１０は、観察面におけるヌープ硬度の測定方法を示す図である。 図１１Ａは、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの製造方法の種基板準備工程を示す図である。 図１１Ｂは、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの製造方法の成長工程を示す図である。 図１１Ｃは、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの製造方法の分離工程を示す図である。 図１２は、本実施の形態の変形例１に係る単結晶ダイヤモンドにおける観察面を模式的に示す平面図である。 図１３は、種基板の側面を金属膜で覆わずに単結晶ダイヤモンド層を成長させたときの、種基板および単結晶ダイヤモンド層の断面図を示す。 図１４は、本実施の形態の変形例２に係る単結晶ダイヤモンドを示す断面図である。 図１５は、試料Ｎｏ．２，４，８の単結晶ダイヤモンドについて測定されたラマン散乱スペクトルを示す。

[本開示が解決しようとする課題]
ダイヤモンドは、高熱伝導率、高キャリア移動度、高絶縁破壊電界、低誘導損失など優れた特性を有し、特に比類ない高硬度と高耐摩耗性から切削工具や耐摩工具などに広く用いられている。従来、天然もしくは高温高圧合成法によって得られた単結晶ダイヤモンドが広く用いられてきたが、近年、化学気相成長（Chemical Vapor Deposition：ＣＶＤ）法でも、厚く自立可能な単結晶ダイヤモンドの合成技術が開発されている。

ＣＶＤ法では（１００）面上に単結晶ダイヤモンドを成長させやすい。そのため、一般に、種基板の（１００）面に単結晶ダイヤモンドをＣＶＤ法により成長させる技術が知られている。しかしながら、切削工具では（１１０）面をすくい面として使用することが多い。そのため、種基板の（１００）面に成長させた単結晶ダイヤモンドを切削工具として用いる場合、当該単結晶ダイヤモンドから（１１０）面を切り出す手間がかかる。そこで、種基板の（１１０）面に単結晶ダイヤモンドを成長させる技術が開発されつつある（特許文献１、特許文献２）。

しかしながら、特許文献１，２に記載の技術では、単結晶ダイヤモンドに含まれる不純物量が少なく、高硬度な単結晶ダイヤモンドが得られるものの劈開が起こりやすく、耐欠損性が劣る。

以上の点に鑑み、本開示は、耐欠損性に優れた単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法を提供することを目的とする。
[本開示の効果]
上記によれば、耐欠損性に優れた単結晶ダイヤモンドおよびその製造方法を提供することができる。

[本開示の実施形態の説明]
最初に本開示の実施態様を列記して説明する。なお、本明細書において「Ａ～Ｂ」という形式の表記は、範囲の上限下限（すなわちＡ以上Ｂ以下）を意味し、Ａにおいて単位の記載がなく、Ｂにおいてのみ単位が記載されている場合、Ａの単位とＢの単位とは同じである。

従来、切削工具、研磨工具、電子部品、光学部品、半導体材料、放熱部品として適用される単結晶ダイヤモンドとして、できるだけ均質な単結晶ダイヤモンドが追及されてきた。しかしながら、（１１０）面を主面とする単結晶ダイヤモンドでは、劈開しやすい（１１１）面が主面と交差する方向であるため、主面に力が加わった場合、均質な単結晶ダイヤモンドであっても欠損しやすい。本発明者らは、単結晶ダイヤモンドをあえて不均質にすることにより耐欠損性が向上することを初めて見出し、本開示の実施態様を発明するに至った。

〔１〕本開示に係る単結晶ダイヤモンドは、表面を研磨することにより得られた、（１１０）面に平行であり、かつ表面粗さＲａが５μｍ以下の観察面において、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される。ｎは２または３である。ｎ個の種類の領域の各々の面積は、０．１μｍ²以上である。観察面上の第１線、第２線および第３線の少なくとも１つは、ｎ個の種類の領域の境界と４回以上交わる。第１線、第２線および第３線は、＜－１１０＞方向に平行であり、長さ１ｍｍの線分である。第１線の中点は、観察面の重心である。第２線の中点は、重心から＜００１＞方向に３００μｍ離れた点である。第３線の中点は、重心から＜００－１＞方向に３００μｍ離れた点である。

上記の構成によれば、単結晶ダイヤモンドの（１１０）面に平行な観察面において、不純物の濃度の総計の異なるｎ個（ｎは２または３）の種類の領域が混在していることになる。一般に不純物の濃度が高くなるほど硬度が低下する。そのため、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が混在することは、硬度が異なるｎ個の種類の領域が混在することを意味する。硬度が異なるｎ個の種類の領域が混在することにより、単結晶ダイヤモンドに応力が加わったときに当該応力を緩和することができ、単結晶ダイヤモンドが劈開し難くなる。以上から、耐欠損性に優れる単結晶ダイヤモンドを実現できる。

〔２〕ｎ個の種類の領域から選択される２種類の領域のうちの一方における不純物の濃度の総計は、他方における不純物の濃度の総計の３０％以上である。これにより、ｎ個の種類の領域を容易に区別できる。

〔３〕上記の単結晶ダイヤモンドにおける、観察面の重心を含み、かつ（－１１０）面に平行な面で切ったときの断面において、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される。当該断面に観察されるｎ個の種類の領域の境界と＜１１０＞方向とのなす角度は０°以上７°以下である。

単結晶ダイヤモンドの劈開は、（１１１）面に沿って生じやすいことが知られている。上記の構成によれば、断面において、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域の境界は、（１１１）面と交差する。そのため、仮に（１１１）面に沿った微小な亀裂が単結晶ダイヤモンドに生じたとしても、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域の境界で当該亀裂の進行が止まり、単結晶ダイヤモンド１が劈開し難くなる。これにより、さらに耐欠損性に優れる単結晶ダイヤモンドを実現できる。

〔４〕不純物は、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含む。これにより、観察面に不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される単結晶ダイヤモンドを製造しやすくなる。

〔５〕不純物はさらにＮを含む。これにより、観察面に不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される単結晶ダイヤモンドを製造しやすくなる。

〔６〕単結晶ダイヤモンドに含まれる不純物の濃度の総計は３モルｐｐｍ以上である。これにより、単結晶ダイヤモンドに応力が加わったときに当該応力を吸収しやすくなり、単結晶ダイヤモンドの劈開の発生をより抑制することができる。

〔７〕上記の単結晶ダイヤモンドにおいて、Ｘ線トポグラフィ像において転位が観察される。転位の方向と＜１１０＞方向とのなす角度が０°以上２０°以下である。これにより、仮に（１１１）面に沿った微小な亀裂が単結晶ダイヤモンドに生じたとしても、転位によって当該亀裂の進行が止まり、単結晶ダイヤモンドが劈開し難くなる。

〔８〕上記の単結晶ダイヤモンドにおいて、ヌープ圧痕の長い方の対角線が＜００１＞方向に平行になるように観察面において測定されたヌープ硬度は１００ＧＰａ以下である。これにより、単結晶ダイヤモンドに歪が蓄積し難くなる。その結果、単結晶ダイヤモンドは、耐欠損性に優れ、切削工具として好適である。

〔９〕上記の単結晶ダイヤモンドに対する、励起波長５１２ｎｍにおけるラマン分光法により測定されるラマン散乱スペクトルにおいて、ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークの絶対強度がラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度の１０％よりも大きい。これにより、単結晶ダイヤモンドは、Ｂを不純物として十分に含み、耐欠損性および耐摩耗性に優れる。

〔１０〕上記の単結晶ダイヤモンドは、室温での抵抗率が１０⁶Ωｃｍ以上の第１層と、室温での抵抗率が１０⁶Ωｃｍ未満の第２層とを備える。第１層と第２層との界面は、（１１０）面に平行である。観察面は、第２層を研磨することにより得られる。上記の構成の単結晶ダイヤモンドは、種基板の（１１０）面である主面上に化学気相成長法により第１層を成長させた後、第１層の上に第２層を成長させることにより得られる。このとき、種基板に予め炭素イオンを注入することにより導電層が形成され、第１層を成長させた後に電界エッチングを行なう場合、第１層の抵抗率が１０⁶Ωｃｍ以上であるため、電界が導電層に集中しやすくなる。そのため、第１層と種基板との分離を容易に行なうことができる。

〔１１〕上記の単結晶ダイヤモンドにおいて、不純物は、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含み、単結晶ダイヤモンドに含まれる不純物の濃度の総計は３モルｐｐｍ以上である。さらに、ヌープ圧痕の長い方の対角線が＜００１＞方向に平行になるように前記観察面において測定されたヌープ硬度は１００ＧＰａ以下である。これにより、単結晶ダイヤモンドに応力が加わったときに当該応力を吸収しやすくなり、単結晶ダイヤモンドの劈開の発生をより抑制することができる。さらに、単結晶ダイヤモンドに歪が蓄積し難くなる。その結果、単結晶ダイヤモンドは、耐欠損性に優れ、切削工具として好適である。

〔１２〕本開示の単結晶ダイヤモンドの製造方法は、（１１０）面に対するオフ角が０°以上７°以下の主面を有する種基板を準備する工程と、主面上に、化学気相成長法により、水素ガス、メタンガスおよび不純物ガスを用いて単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程と、種基板と単結晶ダイヤモンド層とを分離する工程とを備える。成長させる工程において、水素ガスに対するメタンガスの濃度を１モル％以上２０モル％以下とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１モルｐｐｍ以上５０モル％以下とする。

上記の構成の製造方法によれば、種基板の主面上に、（１００）面が成長する領域と、（１１１）面が成長する領域とが混在して生じる。さらに（１１３）面が成長する領域がこれら２つの領域に混じって生じる場合もある。これらの領域に取り込まれる不純物の濃度は異なる。これにより、上記の構成の製造方法により得られた単結晶ダイヤモンドの観察面には、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が混在して観察される。その結果、耐欠損性に優れる単結晶ダイヤモンドを製造することができる。

〔１３〕不純物ガスは、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含む。これにより、観察面に不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される単結晶ダイヤモンドを製造しやすくなる。

以下、本開示の一実施形態（以下「本実施形態」と記す）について説明する。ただし、本実施形態はこれらに限定されるものではない。なお以下の実施形態の説明に用いられる図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わす。

〈単結晶ダイヤモンドの構造〉
本開示において、「単結晶ダイヤモンド」とは、多結晶ダイヤモンドをほとんど含まない結晶方位の定まったダイヤモンドであり、Ｘ線回折のＬａｕｅ測定において、（１１０）面に属する最強の回折点と比べて、多結晶に属する回折点もしくは回折リングの強度が１０％以下、１％以下、もしくは０．１％以下となることにより特定される。

図１は、本実施形態に係る単結晶ダイヤモンド１の一例を示す斜視図である。単結晶ダイヤモンド１の表面は、（１１０）面に対するオフ角が０°以上７°以下の主面１０を含む。ここで「主面」とは、単結晶ダイヤモンド１の表面のうち、最も面積の大きい面である。なお、図１には直方体の単結晶ダイヤモンド１が示されるが、単結晶ダイヤモンド１の形状は特に制限されない。

単結晶ダイヤモンド１の＜１１０＞方向の厚みは、１００μｍ以上であることが好ましく、３００μｍ以上、５００μｍ以上、１ｍｍ以上、２ｍｍ以上または５ｍｍ以上であることがより好ましい。これにより、単結晶ダイヤモンド１を切削工具等に適用しやすくなる。単結晶ダイヤモンド１の＜１１０＞方向の厚みの上限値は特に限定されるものではないが、ＣＶＤ法の成長時間を考慮して、２０ｍｍ以下であることが好ましい。

単結晶ダイヤモンド１の表面（ここでは主面１０）を研磨することにより得られた、（１１０）面に平行であり、かつ表面粗さＲａが５μｍ以下の観察面１０ａにおいて、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察される。ｎは２または３である。表面粗さ（算術平均粗さ）Ｒａは、ＪＩＳ Ｂ―０６０１（２００１）に従って測定される。表面粗さＲａの下限値は特に限定されず、後述する観察面１０ａの画像に表面の凹凸による影響が現れない程度に研磨すればよい。

単結晶ダイヤモンド１における不純物の濃度の総計の差異は、フォトルミネッセンス（ＰＬ）の強度、カソードルミネッセンス（ＣＬ）の強度、電子顕微鏡の２次電子強度、電子顕微鏡の反射電子強度および電子顕微鏡の吸収電流強度のいずれかの違いとして示される。そのため、観察面１０ａのＰＬ画像、ＣＬ画像または電子顕微鏡画像を取得することにより、不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域を観察することができる。ｎ個の種類の領域から選択される２種類の領域のうちの一方における不純物の濃度の総計は、他方における不純物の濃度の総計の３０％以上である。以下、観察面１０ａの全域に、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域が観察される単結晶ダイヤモンド１について説明する。

図２は、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの一例の観察面１０ａを走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope（ＳＥＭ））で撮影した図面代用写真を示す図である。図３は、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドの別の例の観察面１０ａをＳＥＭで撮影した図面代用写真である。図４は、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンドのさらに別の例の観察面１０ａをＳＥＭで撮影した図面代用写真である。図２～４には２次電子像が示される。

図２～４に示されるように、観察面１０ａには、明度が相対的に高い領域１１ａと、明度が相対的に低い領域１２ａとが観察される。領域１１ａおよび領域１２ａの各々において、不純物の濃度の変動が一定範囲（３０％未満）である。領域１１ａおよび領域１２ａの各々の面積は、０．１μｍ²以上である。なお、面積が０．１μｍ²以下の領域については無視する。また、図３および図４では、研磨による筋が観察されているが、当該筋についても無視する。領域１１ａおよび領域１２ａの各々の面積の上限値は特に限定されない。たとえば、図３，４に示されるように、領域１２ａが観察面１０ａの大部分を占めてもよい。

領域１２ａの不純物の濃度の総計は、領域１１ａの不純物の濃度の総計よりも高い。領域１２ａにおける不純物の濃度の総計は、領域１１ａにおける不純物の濃度の総計の３０％以上、５０％以上、１００％以上、３００％以上または１０００％以上高いことが好ましい。領域１１ａ，１２ａの各々における不純物の濃度の総計は、集束した二次イオン質量分析法（Secondary Ion Mass Spectrometry（ＳＩＭＳ））や特性Ｘ線分光（Characteristic X-ray Spectrometry)によって測定される。具体的には、セクター磁場型SIMS、TOF(Time of Flight)-SIMS、SEM-WDS(Scanning Electron Microscopy-Wavelength Dispersive X-ray Spectrometry)などである。

図２に示す観察面１０ａでは、領域１１ａと領域１２ａとの面積が同程度であり、領域１１ａおよび領域１２ａがタイル（四角形）状に分布している。タイル状の角部の一部が別のタイル状の角部と連結することにより、広範囲に亘る領域１１ａおよび領域１２ａが形成される。

図３に示す観察面１０ａでは、領域１２ａの面積が領域１１ａの面積よりも大きくなり、領域１２ａの中に線状の領域１１ａが分散している。ここで、「線状」とは、幅に対する長さの比（長さ/幅）が２以上の帯状のものも含まれる。線状の領域１１ａは、＜００１＞方向に沿って延びていることが望ましい。

図４に示す観察面１０ａでは、領域１２ａの面積がさらに大きくなり、領域１２ａの中に菱形の領域１１ａが分散している。菱形の領域１１ａの長い方の対角線は、＜００１＞方向に平行である。菱形の領域１１ａの長い方の対角線と短い方の対角線との比は、１～１００である。

図１に戻って、観察面１０ａ上の第１線１５、第２線１６および第３線１７の少なくとも１つは、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａの境界と４回以上交わる。第１線１５、第２線１６および第３線１７の少なくとも１つは、領域１１ａ，１２ａの境界と２０回以上交わることが好ましく、１００回以上交わることがより好ましい。第１線１５、第２線１６または第３線１７と領域１１ａ，１２ａの境界との交わる回数の上限値は特に限定されないが、領域が細かすぎる場合は耐欠損性が低下するため、２０００回以下が望ましい。

第１線１５、第２線１６および第３線１７は、それぞれ＜－１１０＞方向に平行であり、長さ１ｍｍの線分である。第１線１５の中点は、観察面１０ａの重心１０ｍと一致する。第２線１６の中点は、観察面１０ａの重心１０ｍから＜００１＞方向に３００μｍ離れた点１０ｐである。第３線１７の中点は、観察面１０ａの重心１０ｍから＜００－１＞方向に３００μｍ離れた点１０ｑである。

図５は、図２に示す観察面１０ａの一部と第１線１５とを示す図面代用写真である。図６は、図３に示す観察面１０ａの一部と第１線１５とを示す図面代用写真である。図７は、図４に示す観察面１０ａの一部と第１線１５とを示す図面代用写真である。図５～７に示されるように、第１線１５は、領域１１ａと領域１２ａとの境界１４と４回以上交わる。

第１線１５、第２線１６および第３線１７の少なくとも１つが不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域の境界と４回以上交わることは、観察面１０ａにおいて、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａが混在していることを意味する。一般に、単結晶ダイヤモンドでは不純物の濃度が多くなるほど硬度が低下する。そのため、領域１１ａと領域１２ａとでは硬度が異なる。硬度が異なる２種類の領域１１ａ，１２ａが混在することにより、単結晶ダイヤモンド１に応力が加わったときに当該応力を吸収することができ、単結晶ダイヤモンド１が劈開し難くなる。その結果、単結晶ダイヤモンド１は、耐欠損性に優れる。

観察面１０ａにおいて、領域１１ａの面積の合計と領域１２ａの面積の合計との比は、３：２～２：３であることが好ましい。これにより、単結晶ダイヤモンド１に応力が加わったときに当該応力を吸収しやすくなる。ただし、領域１１ａの面積と領域１２ａの面積との比は、単結晶ダイヤモンド１に求められる硬度に応じて適宜変更してもよい。たとえば、高い硬度が求められる場合には、領域１１ａの面積の合計と領域１２ａの面積の合計との比を３：２～５：１または５：１～９９９：１の範囲に設定してもよい。逆に、それほど高い硬度が求められない場合には、領域１１ａの面積の合計と領域１２ａの面積の合計との比を２：３～１：５または１：５～１：９９９の範囲に設定してもよい。

図８は、単結晶ダイヤモンド１を、重心１０ｍを含み、かつ（００１）面に平行な面で切ったときの断面１０ｂを示す模式図である。図９は、単結晶ダイヤモンド１を、重心１０ｍを含み、かつ（－１１０）面に平行な面で切ったときの断面１０ｃを示す模式図である。断面１０ｂ，１０ｃは、観察面１０ａと同様に表面粗さＲａが５μｍ以下となるように研磨される。図８に示されるように、断面１０ｂにおいて、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ｂ，１２ｂが観察される。断面１０ｂにおいて、領域１１ｂと領域１２ｂとの境界１４ｂと＜１１０＞方向とのなす角度は０°以上７°以下であることが好ましい。同様に図９に示されるように、断面１０ｃにおいて、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ｃ，１２ｃが観察される。断面１０ｃに観察される２種類の領域１１ｃと領域１２ｃとの境界１４ｃと＜１１０＞方向とのなす角度は０°以上７°以下であることが好ましい。

単結晶ダイヤモンドの劈開は、（１１１）面に沿って生じやすいことが知られている。図９に示されるように、領域１１ｃと領域１２ｃとの境界１４ｃは、（１１１）面と交差する。そのため、仮に（１１１）面に沿った微小な亀裂が単結晶ダイヤモンド１に生じたとしても、境界１４ｃで当該亀裂の進行が止まり、単結晶ダイヤモンド１が劈開し難くなる。

断面１０ｃにおいて、領域１１ｃ，１２ｃの少なくとも一方における＜００１＞方向の長さＹと＜１１０＞方向の長さＺとのアスペクト比Ｚ／Ｙは２以上であることが好ましい。これにより、（１１１）面と交差する境界１４ｃの単位面積当たりの個数が多くなり、単結晶ダイヤモンド１の劈開の発生をより抑制することができる。同様に、断面１０ｂにおいて、領域１１ｂ，１２ｂの少なくとも一方における＜－１１０＞方向の長さＸと＜１１０＞方向の長さＺとのアスペクト比Ｚ／Ｘは２以上であることが好ましい。これにより、単結晶ダイヤモンド１の劈開の発生をより抑制することができる。

〈単結晶ダイヤモンドの不純物〉
単結晶ダイヤモンド１に含まれる不純物は、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含むことが好ましく、この中でもＢを含むことがより好ましい。これらの元素を不純物として含むことにより、図２～４に示されるように、観察面１０ａにおいて不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａを混在させることが容易となる。なお、単結晶ダイヤモンド１に含まれる不純物は、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含んでいればよく、他の元素（たとえばＮ）をさらに含んでもよい。たとえば、単結晶ダイヤモンド１は、ＢとＮとを不純物として含んでもよい。これにより、観察面に不純物の濃度の総計の異なるｎ個（ｎは２または３）の種類の領域が観察される単結晶ダイヤモンドを製造しやすくなる。

単結晶ダイヤモンド１に含まれる単一または複数の不純物の濃度の総計は、３モルｐｐｍ以上であることが好ましく、１０モルｐｐｍ以上、１００モルｐｐｍ以上、１０００モルｐｐｍ以上または１００００モルｐｐｍ以上であることがより好ましい。これにより、単結晶ダイヤモンド１に応力が加わったときに当該応力を吸収しやすくなり、単結晶ダイヤモンド１の劈開の発生をより抑制することができる。単結晶ダイヤモンド１に含まれる単一または複数の不純物の濃度の総計の上限値は、単結晶ダイヤモンド１全体の硬度を考慮して、３００００モルｐｐｍ以下であることが好ましい。なお、不純物の濃度の総計は、集束したＳＩＭＳによって測定される。

〈単結晶ダイヤモンドのＸ線トポグラフィ像〉
単結晶ダイヤモンド１は、後述するように、種基板における（１１０）面とのオフ角が０°以上７°以下の主面上にＣＶＤ法にて単結晶ダイヤモンド層を成長させることにより得られる。そのため、単結晶ダイヤモンド１のＸ線トポグラフィー像において転位が観察され、当該転位の方向と＜１１０＞方向とのなす角度が０°以上２０°以下である。すなわち、単結晶ダイヤモンド１において、転位は、＜１１０＞方向から０°以上２０°以下の角度で伝搬し、劈開しやすい（１１１）面をまたぐように形成される。そのため、仮に（１１１）面に沿った微小な亀裂が単結晶ダイヤモンド１に生じたとしても、転位によって当該亀裂の進行が止まり、単結晶ダイヤモンド１が劈開し難くなる。なお、単結晶ダイヤモンド１において、転位は、完全な直線として伝搬するのではなく、揺らぎながら、全体として＜１１０＞方向から０°以上２０°以下の角度で伝搬する。

〈単結晶ダイヤモンドのヌープ硬度〉
ヌープ硬度は、圧痕（ヌープ圧痕）が細長い菱形になるヌープ圧子を用いて測定される硬度である。図１０は、観察面１０ａにおけるヌープ硬度の測定方法を示す図である。図１０に示されるように、ヌープ圧痕Ｎの長い方の対角線ｎ１が＜００１＞方向に平行になるように観察面１０ａにおいてヌープ硬度を測定する。試験荷重を４．９Ｎとする。高温高圧合成法により得られたＩＩａ型の単結晶ダイヤモンドのヌープ硬度は１００ＧＰａを超える。ＩＩａ型の単結晶ダイヤモンドは、高硬度ではあるが耐欠損性が非常に悪く、切削工具として適用することが困難である。これに対し、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンド１では、ヌープ硬度は１００ＧＰａ以下である。そのため、単結晶ダイヤモンド１は、耐欠損性に優れ、切削工具として好適である。なお、ヌープ硬度は７０ＧＰａ以上であることが好ましい。これにより、切削工具としての切削性能を維持することができる。

〈ラマン散乱スペクトル〉
単結晶ダイヤモンド１が不純物としてＢを含む場合、励起波長５１２ｎｍにおけるラマン分光法により測定されるラマン散乱スペクトルにおいて、ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークの絶対強度がラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度の１０％よりも大きいことが好ましい。

ラマン散乱スペクトルにおいて、ダイヤモンドのピークは、ラマンシフト１３３３ｃｍ^-1付近の１３１０～１３４０ｃｍ^-1に観察されることが知られている。また、Ｂ（ホウ素）ドープダイヤモンドに特有のブロードなピークがラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1に観察される。ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークの絶対強度がラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度の１０％よりも大きいことにより、単結晶ダイヤモンド１は、Ｂを不純物として十分に含み、耐欠損性および耐摩耗性に優れる。なお、単結晶ダイヤモンド１の全体の硬度を考慮して、ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークの絶対強度は、ラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度の３００％以下であることが好ましい。

ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークおよびラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度は、ラマン散乱スペクトルのバックグラウンド処理を行なったうえで測定される。バックグラウンド処理は、ラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークのバックグラウンドが０となるように実施される。

〈単結晶ダイヤモンドの製造方法〉
次に図１１Ａ～図１１Ｃを参照して、上記の単結晶ダイヤモンド１の製造方法について説明する。単結晶ダイヤモンド１の製造方法は、《種基板準備工程》と《成長工程》と《分離工程》とを備える。図１１Ａは、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンド１の製造方法の種基板準備工程を示す図である。図１１Ｂは、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンド１の製造方法の成長工程を示す図である。図１１Ｃは、本実施の形態に係る単結晶ダイヤモンド１の製造方法の分離工程を示す図である。

《種基板準備工程》
図１１Ａに示されるように、種基板準備工程は、（１１０）面に対するオフ角が０°以上７°以下の主面３０ａを有する種基板３０を準備する工程である。種基板３０は、高温高圧合成法により合成された単結晶ダイヤモンドであってもよいし、ＣＶＤ法によりエピタキシャル成長された単結晶ダイヤモンドであってもよい。種基板３０の欠陥密度は、１０⁵／ｃｍ²以下であることが好ましい。種基板３０の欠陥密度の下限は特に限定されず、理想的には０である。

種基板３０の主面３０ａには、３００ｋｅＶ～３ＭｅＶのエネルギーにより１×１０¹⁵～１×１０¹⁹個／ｃｍ²のドーズ量で炭素イオンが注入され、導電層３０ｂが形成される。

種基板３０の側面には、Ｗ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｏのような金属膜を形成してもよい。これにより、後の成長工程において、種基板３０の側面に単結晶ダイヤモンドが成長することを抑制することができる。

《成長工程》
次に成長工程が実施される。図１１Ｂに示されるように、成長工程は、種基板３０の主面３０ａ上に、化学気相成長（ＣＶＤ）法により、水素ガス、メタンガスおよび不純物ガスを用いて単結晶ダイヤモンド層４０を成長させる工程である。

不純物ガスは、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含む。具体的には、不純物ガスとして、Ｂを含むガス（ジボラン（Ｂ_２Ｈ_６）、トリメチルホウ素（（ＣＨ_３）_３Ｂ））、Ｐを含むガス（ホスフィン（ＰＨ_３）、トリメチルホスフィン（Ｐ（ＣＨ_３）_３））、Ｓを含むガス（硫化水素（Ｈ_２Ｓ））、Ａｌを含むガス（トリメチルアルミニウム（（ＣＨ_３）_３Ａｌ））の少なくとも１つを用いることができる。さらに、不純物ガスは、上記のいずれかのガスに加えて、窒素ガス（Ｎ_２）を含んでもよい。

《分離工程》
最後に分離工程が実施される。図１１Ｃに示されるように、分離工程は、種基板３０と単結晶ダイヤモンド層４０とを分離する工程である。種基板３０から分離された単結晶ダイヤモンド層４０により、上記の単結晶ダイヤモンド１が構成される。ここでは、種基板準備工程において導電層３０ｂが形成されているため、純水中で電界エッチングすることにより、種基板３０と単結晶ダイヤモンド層４０とを容易に分離することができる。

《メタンガスおよび不純物ガスの濃度》
本実施の形態では、上記の成長工程において、水素ガスに対するメタンガスの濃度を１モル％以上２０モル％以下とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１モルｐｐｍ以上５０モル％以下とする。不純物ガスとしてＢを含むガスを用いる場合、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１００モルｐｐｍ以上５０モル％以下にすることが好ましい。このように、メタンガスおよび不純物ガスを従来よりも高濃度とすることにより、単結晶ダイヤモンド層４０の成長面４１は、以下の（α）（β）（γ）に示すような特徴を有する。

（α）成長面４１は、（１１０）面に対するオフ角が０°以上７°以下の主面３０ａに対して平行に広がる面であり、微細凹凸構造を有する。成長面４１の微細凹凸構造は、主面３０ａに対して傾斜した、（１００）面である微小面４１ａと（１１１）面である微小面４１ｂとが主面３０ａに平行な方向に沿って繰り返されることにより形成される。

（β）微小面４１ａ，４１ｂの各々の上には、主面３０ａの法線方向に沿って単結晶ダイヤモンドがエピタキシャル成長される。

（γ）（１００）面である微小面４１ａに対する不純物元素の取り込まれやすさと、（１１１）面である微小面４１ｂに対する不純物元素の取り込まれやすさとが異なる。たとえば、Ｂは、微小面４１ａに取り込まれやすく、微小面４１ｂに取り込まれにくい。

上記の（α）および（γ）の特徴により、図２～４に示されるように、観察面１０ａに不純物の濃度の総計の異なる領域１１ａ，１２ａが観察される。不純物がＢである場合、不純物の濃度の総計が相対的に低い領域１１ａは、微小面４１ｂが成長した領域に対応し、不純物の濃度の総計が相対的に高い領域１２ａは、微小面４１ａが成長した領域に対応する。

また、上記の（β）および（γ）の特徴により、図８に示されるように、断面１０ｂに、不純物の濃度の総計の異なる領域１１ｂ，１２ｂが観察され、領域１１ｂ，１２ｂの境界１４ｂと＜１１０＞方向とのなす角度が０°以上７°以下となる。同様に、図９に示されるように、断面１０ｃに、不純物の濃度の総計の異なる領域１１ｃ，１２ｃが観察され、領域１１ｃ，１２ｃの境界１４ｃと＜１１０＞方向とのなす角度が０°以上７°以下となる。

成長面４１における微小面４１ａと微小面４１ｂとの面積比は、メタンガスおよび不純物ガスの濃度と、基板温度とを変更することにより制御される。これにより、観察面１０ａに観察される領域１１ａ，１２ａの面積比が図４～６に示されるように制御される。

〈他の製造方法で作製された単結晶ダイヤモンドとの比較〉
従来の高温高圧合成法により得られた単結晶ダイヤモンドでも、不純物の濃度の総計の異なる複数のセクターが観察される。たとえば、（１１１）セクターは（１１１）面が成長したセクターであり、（１００）セクターは（１００）面が成長したセクターである。しかしながら、セクターのサイズは、上記の観察面１０ａに観察される領域１１ａ，１２ａに比べて非常に大きい。そのため、高温高圧合成法により得られる単結晶ダイヤモンドでは、表面を研磨して得られた（１１０）面に平行な観察面において、第１線１５、第２線１６および第３線１７のいずれも、複数のセクターの境界と４回以上交わらない。

ＣＶＤ法により種基板の（１００）面上に単結晶ダイヤモンド層をエピタキシャル成長させる場合、（１００）面が成長した単結晶ダイヤモンドが得られる。そのため、当該単結晶ダイヤモンドでは、観察面１０ａの全域において不純物の濃度が均一である。すなわち、本実施の形態のように、不純物の濃度の総計の異なる領域１１ａ，１２ａが観察面１０ａに観察されない。

ＣＶＤ法により（１１０）面上にエピタキシャル成長された単結晶ダイヤモンドであっても、成長工程において、メタンガスまたは不純物ガスの濃度が本実施の形態よりも低い場合には、厚い単結晶とならない。これは、（１１０）成長に必要な配向性にならず、安定な成長表面が得られず、多結晶化するためである。

天然のダイヤモンドでは、不純物量のばらつきが大きく、安定した特性が得られない。
〈変形例１〉
上記では、主面１０を研磨することにより得られた観察面１０ａの全域に、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａが混在している様子が観察される単結晶ダイヤモンド１を説明した。しかしながら、観察面１０ａの中央付近の一部の混在区域にのみ、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａが混在している様子が観察されてもよい。

図１２は、本変形例１に係る単結晶ダイヤモンドにおける観察面１０ａを模式的に示す平面図である。図１２に示されるように、観察面１０ａは、中央付近の混在区域１３ａと、混在区域１３ａの周辺に位置する均一区域１３ｂ～１３ｅとに分けられる。混在区域１３ａでは、図２～４に示されるように、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａが混在している様子が観察される。一方、均一区域１３ｂ～１３ｅの各々では不純物の濃度が均一である。混在区域１３ａの面積は、観察面１０ａの面積の１０％以上であることが好ましく、観察面１０ａの面積の２０％以上、３０％以上、５０％以上または８０％以上がより好ましい。これにより、単結晶ダイヤモンド１の耐欠損性を向上させることができる。

本変形例１に係る単結晶ダイヤモンドは、種基板３０の側面を金属膜で覆わず、種基板３０の側面にも単結晶ダイヤモンド層を成長させることにより得られる。

図１３は、種基板３０の側面を金属膜で覆わずに単結晶ダイヤモンド層４０を成長させたときの、種基板３０および単結晶ダイヤモンド層４０の断面図を示す。単結晶ダイヤモンド層４０における、種基板３０の主面３０ａの直上の成長面４２は、図１１Ｂに示す成長面４１と同様に、主面３０ａに対して傾斜した、微小な（１００）面と（１１１）面とが主面３０ａに平行な方向に沿って繰り返される凹凸形状となる。そのため、成長面４２が成長する区域４０ｄでは、不純物の濃度の総計の異なる領域が混在する。一方、単結晶ダイヤモンド層４０における、主面３０ａの直上以外の成長面４３は、主面３０ａに対して傾斜しているものの、平らである。成長面４３は、（１００）面または（１１１）面である。そのため、成長面４３が成長する区域４０ｅでは、不純物の濃度が均一である。

種基板３０の主面３０ａを含む平面Ｘ１と、主面３０ａと成長面４２との間の平面Ｘ２とで単結晶ダイヤモンド層４０を切断することにより得られた単結晶ダイヤモンドの主面には、成長面４２が成長した区域４０ｄと、成長面４３が成長した区域４０ｅとが露出する。そのため、単結晶ダイヤモンドの主面を研磨することにより得られる観察面１０ａには、図１２に示されるように、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域が混在する混在区域１３ａと、不純物の濃度が均一な均一区域１３ｂ～１３ｅとが観察される。ここで、混在区域１３ａは、区域４０ｄの表面に対応し、均一区域１３ｂ～１３ｅは、区域４０ｅの表面に対応する。

〈変形例２〉
上記の成長工程を、成長開始から所定時間経過するまでの第１段階と、第１段階より後の第２段階との２段階に分け、第１段階において不純物ガスの導入を制限してもよい。たとえば、第１段階では、水素ガスとメタンガスとを導入し、あるいは、水素ガスとメタンガスと二酸化炭素ガスとを導入して、単結晶ダイヤモンド層４０を種基板３０上に成長させる。このとき、水素ガスに対するメタンガスの濃度を１～２０モル％とすればよい。二酸化炭素ガスを導入する場合には、メタンガスに対する二酸化炭素ガスの濃度を１～１０モル％とすればよい。

第２段階では、水素ガスとメタンガスと不純物ガスとを用いて単結晶ダイヤモンド層を種基板３０上に成長させる。このとき、水素ガスに対するメタンガスの濃度を１モル％以上２０モル％以下とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１モルｐｐｍ以上５０モル％以下とする。

図１４は、本変形例２に係る単結晶ダイヤモンド１を示す断面図である。図１４に示されるように、単結晶ダイヤモンド１は、室温での抵抗率が１０⁶Ωｃｍ以上の第１層２１と、室温での抵抗率が１０⁶Ωｃｍ未満の第２層２２とを備える。第１層２１は、成長工程の第１段階で成長した単結晶ダイヤモンド層であり、不純物の濃度の総計が低い。そのため、第１層２１における抵抗率は１０⁶Ωｃｍ以上となる。第２層２２は、成長工程の第２段階で成長した単結晶ダイヤモンド層であり、不純物の濃度の総計が３モルｐｐｍ以上である。そのため、第２層２２における抵抗率は１０⁶Ωｃｍ未満となる。第２層２２に不純物が含まれるため、観察面１０ａは、第２層２２を研磨することにより得られる。なお、第１層２１の抵抗率の上限値は特に限定されず、不純物のない単結晶ダイヤモンドが取り得る抵抗率以下である。第２層２２の抵抗率は、第２層２２に含まれる不純物の量に依存する。そのため、第２層２２の抵抗率の下限値は、第２層２２の不純物による硬度の低下を考慮して、１Ωｃｍ以上であることが好ましい。

第１層２１と第２層２２との界面２３と（１１０）面とのなす角度は、０°以上７°以下である。ただし、界面２３は、図１１Ｂに示す成長面４１と同形状の微細凹凸構造を有する。界面２３の微細凹凸構造の平均高さは１μｍ以上である。微細凹凸構造の平均高さは、ＪＩＳ Ｂ０６０１－２００１の平均高さＲｃに準拠して計測される。界面２３は、単結晶ダイヤモンド１の断面に対するＳＥＭ画像、ＣＬ画像、ラマン画像により観察することができる。

第２層２２において、第１層２１の直上の区域２２ａは、図１１Ｂに示すような成長面４１が成長することにより形成される。そのため、区域２２ａは、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域が混在する混在区域となる。第１層２１の側面を金属膜で覆わずに第２層２２を成長させることにより、第１層２１の側面上に、（１００）面または（１１１）面が成長した区域２２ｂが形成される。区域２２ｂは、不純物の濃度が均一である均一区域となる。

本変形例２によれば、抵抗率が１０⁶Ωｃｍ以上である第１層２１が種基板３０に接する。そのため、炭素イオンの注入により種基板３０に導電層３０ｂを形成し、電界エッチングにより第１層２１と種基板３０とを分離する際に、導電層３０ｂに電界が集中する。これにより、第１層２１を種基板３０から分離する分離工程に要する時間を短くすることができる。

なお、本変形例２において、成長工程の第１段階および第２段階を行なった後に分離工程を行なってもよく、成長工程の第１段階を行なった後に分離工程を行ない、その後に成長工程の第２段階を行なってもよい。

〈変形例３〉
上記では、観察面１０ａに不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域１１ａ，１２ａが観察される単結晶ダイヤモンド１について説明した。しかしながら、観察面１０ａに不純物の濃度の総計の異なる３種類の領域が観察されてもよい。当該３種類の領域の各々の面積は０．１μｍ²以上である。このとき、最も不純物の濃度の高い領域の不純物の濃度の総計は、２番目に不純物の濃度が高い領域の不純物の濃度の総計の３０％以上、５０％以上、１００％以上、３００％以上または１０００％以上高いことが好ましい。また、２番目に不純物の濃度の高い領域の不純物の濃度の総計は、最も不純物の濃度が低い領域の不純物の濃度の総計の３０％以上、５０％以上、１００％以上、３００％以上または１０００％以上高いことが好ましい。

不純物ガスの種類およびメタンガスの濃度を調整することにより、図１１Ｂに示す微小面４１ａ，４１ｂの他に、種基板３０の主面３０ａに対して傾斜した（１１３）面である第３の微小面が主面３０ａに平行な方向に沿って繰り返される成長面４１が形成される。このとき、（１００）面である微小面４１ａと（１１１）面である微小面４１ｂと（１１３）面である微小面とに対する不純物の取り込み量が異なる。その結果、観察面１０ａに不純物の濃度の総計の異なる３種類の領域が観察される。

以下、実施例を挙げて本開示をより詳細に説明するが、本開示はこれらに限定されるものではない。試料Ｎｏ．１～１０の単結晶ダイヤモンドは実施例であり、試料Ｎｏ．１１～１３の単結晶ダイヤモンドは比較例である。

〈試料Ｎｏ．１の単結晶ダイヤモンド〉
高温高圧合成法により得られた、（１１０）面に対するオフ角が２°の主面を有する種基板を準備した。種基板のサイズは、１２ｍｍ×６ｍｍ×２ｍｍである。種基板の主面を、平均粒径９～３５μｍのダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて研磨した後、酸（王水）と有機溶剤（エタノール）とで洗浄した。その後、種基板の主面に、３ＭｅＶのエネルギーで炭素イオンを注入することにより、導電層を形成した。

次に、マイクロ波プラズマＣＶＤ装置を用いて、種基板の主面上に厚さ８００μｍの単結晶ダイヤモンド層を成長させた。成長用のガスとして、水素ガス、メタンガス、および不純物ガスとしてのジボラン（Ｂ₂Ｈ₆）を用いた。水素ガスの流量を５００ｓｃｃｍ、メタンガスの流量を２５ｓｃｃｍとした。つまり、水素ガスに対するメタンガスの濃度を５モル％とした。メタンガスに対する不純物ガスの濃度を８００モルｐｐｍとした。また、成長時の圧力を５０ｋＰａとし、成長時の温度（つまり種基板の温度）を８３０℃とした。

最後に、電解エッチングにより種基板の導電層を分解除去することにより、単結晶ダイヤモンド層を種基板から分離することにより、試料Ｎｏ．１の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．２の単結晶ダイヤモンド〉
メタンガスに対する不純物ガスの濃度を５０００モルｐｐｍとし、成長時の温度を８００℃とした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．２の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．３の単結晶ダイヤモンド〉
水素ガスに対するメタンガスの濃度を３モル％（メタンガスの流量：１５ｓｃｃｍ）とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を３００モルｐｐｍとし、成長時の圧力を１０ｋＰａとし、成長時の温度を１１１０℃とした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．３の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．４の単結晶ダイヤモンド〉
水素ガスに対するメタンガスの濃度を１０モル％（メタンガスの流量：５０ｓｃｃｍ）とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を２００モルｐｐｍとし、成長時の圧力を５５ｋＰａとし、成長時の温度を１２００℃とした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．４の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．５の単結晶ダイヤモンド〉
不純物ガスとしてホスフィン（ＰＨ₃）を用い、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１０モルｐｐｍとした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．５の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．６の単結晶ダイヤモンド〉
不純物ガスとして硫化水素（Ｈ₂Ｓ）を用い、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１０モルｐｐｍとした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．６の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．７の単結晶ダイヤモンド〉
不純物ガスとしてトリメチルアルミ（（ＣＨ₃）₃Ａｌ）を用い、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を５０モルｐｐｍとした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．７の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．８の単結晶ダイヤモンド〉
不純物ガスとしてジボラン（Ｂ₂Ｈ₆）および窒素（Ｎ₂）を用い、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を１０００モルｐｐｍとした点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．８の単結晶ダイヤモンドを作製した。なお、メタンガスに対するジボランの濃度を１０００モルｐｐｍとし、メタンガスに対する窒素の濃度を２０モルｐｐｍとした。

〈試料Ｎｏ．９の単結晶ダイヤモンド〉
種基板に炭素イオンの注入を行なわず、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を２０００モルｐｐｍとし、成長時の温度を８５０℃とし、レーザーを用いて種基板と単結晶ダイヤモンド層とを分離した点を除いて試料Ｎｏ．１と同じ条件で試料Ｎｏ．９の単結晶ダイヤモンドを作製した。具体的には、種基板と単結晶ダイヤモンド層との界面付近にＮｄ：ＹＡＧレーザーを照射して切断し、平均粒径９～３５μｍのダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて切断面を研磨した。

〈試料Ｎｏ．１０の単結晶ダイヤモンド〉
高温高圧合成法により得られた、（１１０）面に対するオフ角が２°の主面を有する種基板を準備した。種基板のサイズは、１０ｍｍ×５ｍｍ×２ｍｍである。種基板の主面を、平均粒径９～３５μｍのダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて研磨した後、酸（王水）と有機溶剤（エタノール）とで洗浄した。その後、種基板の主面に、３ＭｅＶのエネルギーで炭素イオンを注入することにより、導電層を形成した。

次に、マイクロ波プラズマＣＶＤ装置を用いて、種基板の主面上に厚さ３００μｍの第１層を成長させた。第１層の成長用のガスとして、水素ガス、メタンガス、および二酸化炭素（ＣＯ₂）ガスを用いた。水素ガスの流量を５００ｓｃｃｍ、メタンガスの流量を２５ｓｃｃｍとした。つまり、水素ガスに対するメタンガスの濃度を５モル％とした。メタンガスに対する二酸化炭素ガスの濃度を１０モル％とした。また、第１層の成長時の圧力を１２ｋＰａとし、成長時の温度を１２００℃とした。

第１層を成長させた後、電解エッチングにより種基板の導電層を分解除去することにより、第１層を種基板から分離した。その後、種基板から分離された第１層を酸（王水）と有機溶剤（エタノール）とで洗浄した。

次に、マイクロ波プラズマＣＶＤ装置を用いて、第１層の主面上に厚さ５００μｍの第２層を成長させた。第２層の成長用のガスとして、水素ガス、メタンガス、および不純物ガスとしてのジボラン（Ｂ₂Ｈ₆）を用いた。水素ガスの流量を５００ｓｃｃｍ、メタンガスの流量を２５ｓｃｃｍとした。つまり、水素ガスに対するメタンガスの濃度を５モル％とした。メタンガスに対する不純物ガスの濃度を６０００モルｐｐｍとした。また、第２層の成長時の圧力を５０ｋＰａとし、成長時の温度を８５０℃とした。これにより、第１層と第２層とからなる試料Ｎｏ．１０の単結晶ダイやモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．１１の単結晶ダイヤモンド〉
水素ガスに対するメタンガスの濃度を５モル％とし、メタンガスに対する不純物ガスの濃度を２０００モルｐｐｍとし、成長時の圧力を５０ｋＰａとし、成長時の温度を７３０℃とした点を除いて試料Ｎｏ．９と同じ条件で試料Ｎｏ．１１の単結晶ダイヤモンドを作製した。

〈試料Ｎｏ．１２の単結晶ダイヤモンド〉
公知の高温高圧合成法により作製されたＩｂ型の単結晶ダイヤモンドを試料Ｎｏ．１２の単結晶ダイヤモンドとした。

〈試料Ｎｏ．１３の単結晶ダイヤモンド〉
公知の高温高圧合成法により作製されたＩＩａ型の単結晶ダイヤモンドを試料Ｎｏ．１３の単結晶ダイヤモンドとした。

以下の表１に、試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの作製条件の一覧を示す。

〈評価〉
試料Ｎｏ．１～８の単結晶ダイヤモンドは、電界エッチングによる分離工程を経て作製される。試料Ｎｏ．３～７の単結晶ダイヤモンドは、試料Ｎｏ．１，２，８の単結晶ダイヤモンドと比較して、成長工程に用いられた不純物ガスの濃度が低い。そのため、試料Ｎｏ．３～７の単結晶ダイヤモンドの抵抗率（電気抵抗率）は、試料Ｎｏ．１，２，８の単結晶ダイヤモンドの抵抗率よりも高かった。これにより、試料Ｎｏ．３～７の単結晶ダイヤモンドを作製する際の電界エッチングにおいて、種基板の導電層に電界が集中しやすくなる。その結果、試料Ｎｏ．３～７の単結晶ダイヤモンドを作製する際の分離工程に要する時間は、試料Ｎｏ．１，２，８の単結晶ダイヤモンドを作製する際の分離工程に要する時間の４０％以下であった。

試料Ｎｏ．１０の単結晶ダイヤモンドでは、不純物ガスを導入せずに成長させた第１層を種基板から電界エッチングにより分離した。第１層の抵抗率は１０⁷Ωｃｍであった。そのため、電界エッチングにより第１層を種基板から分離するのに要する時間は、試料Ｎｏ．３～７の単結晶ダイヤモンドを作製する際の分離工程に要する時間よりもさらに短かった。なお、試料Ｎｏ．１０の単結晶ダイヤモンドの第２層の抵抗率は、５Ωｃｍであった。

試料Ｎｏ．１～１１の単結晶ダイヤモンドは、（１１０）面に対するオフ角が２°の主面を有する種基板の当該主面上に成長した単結晶である。そのため、試料Ｎｏ．１～１１の単結晶ダイヤモンドの主面を研磨することにより、（１１０）面に平行であり、かつ表面粗さＲａが５μｍの観察面を容易に露出させることができた。なお、試料Ｎｏ．１０の単結晶ダイヤモンドについては、第２層の表面を研磨することにより、観察面を露出させた。試料Ｎｏ．１２，１３の単結晶ダイヤモンドについても、表面を研磨することにより、（１１０）面に平行であり、かつ表面粗さＲａが５μｍの観察面を露出させた。

試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの各々の観察面のＳＥＭ画像を取得し観察した。具体的には、観察面に不純物の濃度の総計の異なる２種類または３種類の領域が観察されたか否かを確認した。不純物の濃度の総計の異なる２種類または３種類の領域が観察面に観察された場合、観察面において、不純物の濃度の総計の異なる２種類または３種類の領域が混在している混在区域の面積の割合を測定した。さらに、観察面における第１線、第２線および第３線の各々が不純物の濃度の総計の異なる２種類または３種類の領域の境界と交わる回数の最大値を計測した。

試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの各々の観察面においてナノＳＩＭＳを用いて不純物の濃度を測定した。具体的には、観察面に不純物の濃度の総計の異なる２種類または３種類の領域が観察された場合には、各領域における不純物の濃度の総計を測定した。さらに、試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの各々の不純物の濃度の全体平均値（単一または複数の不純物の濃度の総計）を測定した。

表２に、観察面に観察される不純物の濃度の総計の異なる領域に関する測定結果および不純物の濃度の総計の測定結果を示す。

表２に示されるように、試料Ｎｏ．１～１０の単結晶ダイヤモンドでは、観察面に不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域が観察された。さらに、観察面の第１～３線のいずれも不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域の境界と２００回以上交わった。つまり、試料Ｎｏ．１～１０の単結晶ダイヤモンドでは、不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域が混在する混在区域が観察された。

試料Ｎｏ．１，３～９の単結晶ダイヤモンドでは観察面の全域が混在区域となった。これに対し、試料Ｎｏ．２，１０の単結晶ダイヤモンドでは観察面の２０％を混在区域が占めた。

一方、試料Ｎｏ．１１の単結晶ダイヤモンドでは、観察面に不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域が観察されたものの、第１～３線が不純物の濃度の総計の異なる２種類の領域の境界と交わる回数の最大値は３回であった。これは、低温にすることで（１１０）配向成長したため、不純物が均一になったためである。

試料Ｎｏ．１２の単結晶ダイヤモンドでは、観察面の全域において不純物の濃度が均一であり、不純物の濃度の総計の異なる領域が観察されなかった。なお、試料Ｎｏ．１２の単結晶ダイヤモンドに含まれる不純物は窒素であった。

試料Ｎｏ．１３の単結晶ダイヤモンドでは、不純物の濃度の総計の異なる領域として、（１００）セクターと（１１１）セクターとが観察面に観察された。しかしながら、観察面の第１～３線のいずれもセクターの境界と２回だけ交わり、不純物の濃度の総計の異なる領域が混在する混在区域は確認されなかった。なお、試料Ｎｏ．１３の単結晶ダイヤモンドに含まれる不純物は窒素であった。

試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの各々の観察面に対して、ヌープ圧痕の長い方の対角線が＜００１＞方向に平行な場合のヌープ硬度を測定した。ヌープ硬度を測定する際の試験荷重を４．９Ｎとした。

試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの各々について、Ｘ線トポグラフィー画像を取得し、転位方向を確認した。さらに、不純物ガスとしてジボランを用いた試料Ｎｏ．１～４，８～１０，１３の単結晶ダイヤモンドの各々について、５１２ｎｍで励起したラマン散乱スペクトルを測定した。測定したラマン散乱スペクトルに対して、ラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークのバックグラウンドがゼロとなるように、バックグラウンド処理を行なった。バックグラウンド処理が施されたラマン散乱スペクトルにおいて、ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークの絶対強度Ｉ１と、ラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度Ｉ２との比（Ｉ１／Ｉ２）を計測した。図１５は、試料Ｎｏ．２，４，８の単結晶ダイヤモンドについて測定されたラマン散乱スペクトルを示す。

試料Ｎｏ．１～１３の単結晶ダイヤモンドの各々をカッター刃の形状に加工し、被切削材（ワーク）の切削加工を行なって耐欠損性を評価した。カッターとして住友電工ハードメタル株式会社製ＲＦ４０８０Ｒを用い、ワイパーチップとして住友電工ハードメタル株式会社製ＳＮＥＷ１２０４ＡＤＦＲ－ＷＳを用いた。旋盤として株式会社森精機製のＮＶ５０００を用い、切削速度２０００ｍ／ｍｉｎ、切込量０．０５ｍｍ、送り量０．０５ｍｍ／刃とし、アルミ材Ａ５０５２であるワークを３０ｋｍ切削した後のカッター刃の５μｍ以上の欠損数を計測した。欠損数が少ないほど耐欠損性が高いことを示す。

表３に、転位方向、ヌープ硬度、ラマン散乱の強度比（Ｉ１／Ｉ２）、欠損数の測定結果を示す。

表３に示されるように、試料Ｎｏ．１～１０の単結晶ダイヤモンドの欠損数が０個であるのに対し、試料Ｎｏ．１１～１３の単結晶ダイヤモンドの欠損数が４個以上である。このことから、試料Ｎｏ．１～１０の単結晶ダイヤモンドは、耐欠損性に優れることがわかる。

以上のように本開示の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせたり、様々に変形することも当初から予定している。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した実施の形態および実施例ではなく請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味、および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

１ 単結晶ダイヤモンド、１０，３０ａ 主面、１０ａ 観察面、１０ｂ，１０ｃ 断面、１０ｍ 重心、１１ａ，１１ｂ，１１ｃ，１２ａ，１２ｂ，１２ｃ 領域、１３ａ，１４ａ 混在区域、１３ｂ，１３ｅ 均一区域、１４，１４ｂ，１４ｃ 境界、１５ 第１線、１６ 第２線、１７ 第３線、２１ 第１層、２２ 第２層、２３ 界面、３０ 種基板、３０ｂ 導電層、４０ 単結晶ダイヤモンド層、４０ｄ，４０ｅ 区域、４１，４２，４３ 成長面、４１ａ，４１ｂ 微小面、Ｎ ヌープ圧痕、ｎ１ 対角線。

Claims (12)

1. 表面を研磨することにより得られた、（１１０）面に平行であり、かつ表面粗さＲａが５μｍ以下の観察面を走査型電子顕微鏡によって撮像することにより得られる画像から特定される不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が前記観察面に観察され、
   ｎは２または３であり、
   前記ｎ個の種類の領域の各々の面積は、０．１μｍ²以上であり、
   前記観察面上の第１線、第２線および第３線の少なくとも１つは、前記ｎ個の種類の領域の境界と４回以上交わり、
   前記第１線、前記第２線および前記第３線は、＜－１１０＞方向に平行であり、長さ１ｍｍの線分であり、
   前記第１線の中点は、前記観察面の重心であり、
   前記第２線の中点は、前記重心から＜００１＞方向に３００μｍ離れた点であり、
   前記第３線の中点は、前記重心から＜００－１＞方向に３００μｍ離れた点である、単結晶ダイヤモンド。
2. 前記ｎ個の種類の領域から選択される２種類の領域のうちの一方における前記不純物の濃度の総計は、他方における前記不純物の濃度の総計の３０％以上高い、請求項１に記載の単結晶タイヤモンド。
3. 前記重心を含み、かつ（－１１０）面に平行な面で切ったときの断面において、前記不純物の濃度の総計の異なるｎ個の種類の領域が観察され、
   前記断面に観察される前記ｎ個の種類の領域の境界と＜１１０＞方向とのなす角度は０°以上７°以下である、請求項１または請求項２に記載の単結晶ダイヤモンド。
4. 前記不純物は、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含む、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
5. 前記不純物はさらにＮを含む、請求項４に記載の単結晶ダイヤモンド。
6. 前記単結晶ダイヤモンドに含まれる前記不純物の濃度の総計は３モルｐｐｍ以上である、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
7. Ｘ線トポグラフィ像において転位が観察され、
   前記転位の方向と＜１１０＞方向とのなす角度が０°以上２０°以下である、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
8. ヌープ圧痕の長い方の対角線が＜００１＞方向に平行になるように前記観察面において測定されたヌープ硬度は１００ＧＰａ以下である、請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
9. 励起波長５１２ｎｍにおけるラマン分光法により測定されるラマン散乱スペクトルにおいて、ラマンシフト８５０～９５０ｃｍ^-1のピークの絶対強度がラマンシフト１３１０～１３４０ｃｍ^-1のピークの絶対強度の１０％よりも大きい、請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
10. 室温での抵抗率が１０⁶Ωｃｍ以上の第１層と、室温での抵抗率が１０⁶Ωｃｍ未満の第２層とを備え、
    前記第１層と前記第２層との界面と（１１０）面とのなす角度は、０°以上７°以下であり、
    前記観察面は、前記第２層を研磨することにより得られる、請求項１から請求項９のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
11. 前記不純物は、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含み、
    前記単結晶ダイヤモンドに含まれる前記不純物の濃度の総計は３モルｐｐｍ以上であり、
    ヌープ圧痕の長い方の対角線が＜００１＞方向に平行になるように前記観察面において測定されたヌープ硬度は１００ＧＰａ以下である、請求項１に記載の単結晶ダイヤモンド。
12. （１１０）面に対するオフ角が０°以上７°以下の主面を有する種基板を準備する工程と、
    前記主面上に、化学気相成長法により、圧力１０ｋＰａ以上の条件下で、水素ガス、メタンガスおよび不純物ガスを用いて単結晶ダイヤモンド層を成長させる工程と、
    前記種基板と前記単結晶ダイヤモンド層とを分離する工程とを備え、
    前記成長させる工程において、前記水素ガスに対する前記メタンガスの濃度を１モル％以上２０モル％以下とし、前記メタンガスに対する前記不純物ガスの濃度を１モルｐｐｍ以上５０モル％以下とし、
    前記不純物ガスは、Ｂ，Ｐ，Ａｌ，Ｓからなる群より選択される少なくとも１種を含む、単結晶ダイヤモンドの製造方法。

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