JPH09165295A - 低欠陥ダイヤモンド単結晶及びその合成方法 - Google Patents
低欠陥ダイヤモンド単結晶及びその合成方法Info
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- JPH09165295A JPH09165295A JP7312579A JP31257995A JPH09165295A JP H09165295 A JPH09165295 A JP H09165295A JP 7312579 A JP7312579 A JP 7312579A JP 31257995 A JP31257995 A JP 31257995A JP H09165295 A JPH09165295 A JP H09165295A
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Classifications
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- B01J3/062—Processes using ultra-high pressure, e.g. for the formation of diamonds; Apparatus therefor, e.g. moulds or dies characterised by the composition of the materials to be processed
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｘ線領域での分光結晶や、電子材料的な用途
に効率よく用いることのできる、低欠陥でかつ歪みの少
ないダイヤモンド単結晶を容易、確実に製造する方法を
提供する。 【解決手段】 温度差法により、ダイヤモンドの種結晶
上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単
結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、結
晶欠陥がないダイヤモンドの単結晶を用いることを特徴
とする低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法であり、更
に場合に応じて低圧の非酸化性雰囲気中で１１００〜１
６００℃の温度で熱処理することを特徴とする方法であ
る。これらの方法により、針状欠陥によるエッチピット
が３×１０5 ケ／ｃｍ2 以下であるような、欠陥が少な
く歪みも殆んどない良質なIIａ型ダイヤモンド単結晶が
得られる。
に効率よく用いることのできる、低欠陥でかつ歪みの少
ないダイヤモンド単結晶を容易、確実に製造する方法を
提供する。 【解決手段】 温度差法により、ダイヤモンドの種結晶
上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単
結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、結
晶欠陥がないダイヤモンドの単結晶を用いることを特徴
とする低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法であり、更
に場合に応じて低圧の非酸化性雰囲気中で１１００〜１
６００℃の温度で熱処理することを特徴とする方法であ
る。これらの方法により、針状欠陥によるエッチピット
が３×１０5 ケ／ｃｍ2 以下であるような、欠陥が少な
く歪みも殆んどない良質なIIａ型ダイヤモンド単結晶が
得られる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は光学部品、分光結
晶、モノクロメーター、レーザー窓材、アンビル、半導
体基板などに用いられる結晶欠陥や歪の少ない高品質ダ
イヤモンド単結晶及びその合成方法に関するものであ
る。更に本発明は分光用結晶、耐熱半導体、大電力デパ
イス基板等として用いられる低欠陥ダイヤモンド単結晶
及びその製造方法に関するものである。
晶、モノクロメーター、レーザー窓材、アンビル、半導
体基板などに用いられる結晶欠陥や歪の少ない高品質ダ
イヤモンド単結晶及びその合成方法に関するものであ
る。更に本発明は分光用結晶、耐熱半導体、大電力デパ
イス基板等として用いられる低欠陥ダイヤモンド単結晶
及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ダイヤモンドは高硬度、高強度で熱伝導
性、耐食性にも優れ、光の透過性がよい。このことから
ダイヤモンド結晶は、ヒートシンク、線引き用ダイス、
精密加工用バイト、光学部品、レーザー窓、超高圧発生
用アンビル、など幅広い用途に適用されている。天然に
産出するダイヤモンドは、そのほとんどがＩａ型と呼ば
れ、窒素を１０００ｐｐｍ程度含む。このダイヤモンド
の窒素は凝集した形で結晶内に分布するため、結晶欠陥
や内部歪が大きく、また、赤外領域にこの窒素による光
の吸収がある。また原石により、バラツキが大きい。そ
のため、適用できる用途がヒートシンクや工具関係に限
られていた。また、窒素不純物が数ｐｐｍ以下の高純度
品はIIａ型とよばれ、このようなダイヤモンドは天然産
出総量の約２％程度と非常に希少なものである。天然の
IIａ型ダイヤモンドは不純物が少なく、無色透明で光の
透過特性が優れているため、光学部品、レーザー窓材等
に用いられている。しかしながら、地球内部での複雑な
成長過程を経てきたことを反映し、結晶内部に欠陥や、
歪がかなり多く残留する。このため、モノクロメーター
や半導体基板など高度な結晶性が要求され用途には適用
できない。また、天然のIIａ型は産出量が少なく、極め
て高価なもので、入手しにくいという問題もある。
性、耐食性にも優れ、光の透過性がよい。このことから
ダイヤモンド結晶は、ヒートシンク、線引き用ダイス、
精密加工用バイト、光学部品、レーザー窓、超高圧発生
用アンビル、など幅広い用途に適用されている。天然に
産出するダイヤモンドは、そのほとんどがＩａ型と呼ば
れ、窒素を１０００ｐｐｍ程度含む。このダイヤモンド
の窒素は凝集した形で結晶内に分布するため、結晶欠陥
や内部歪が大きく、また、赤外領域にこの窒素による光
の吸収がある。また原石により、バラツキが大きい。そ
のため、適用できる用途がヒートシンクや工具関係に限
られていた。また、窒素不純物が数ｐｐｍ以下の高純度
品はIIａ型とよばれ、このようなダイヤモンドは天然産
出総量の約２％程度と非常に希少なものである。天然の
IIａ型ダイヤモンドは不純物が少なく、無色透明で光の
透過特性が優れているため、光学部品、レーザー窓材等
に用いられている。しかしながら、地球内部での複雑な
成長過程を経てきたことを反映し、結晶内部に欠陥や、
歪がかなり多く残留する。このため、モノクロメーター
や半導体基板など高度な結晶性が要求され用途には適用
できない。また、天然のIIａ型は産出量が少なく、極め
て高価なもので、入手しにくいという問題もある。
【０００３】超高圧高温下で人工的に合成される通常の
ダイヤモンドはＩｂ型と呼ばれ、数１００ｐｐｍの窒素
を含む。この窒素は、ダイヤモンド結晶中に孤立置換型
不純物として含まれるため、赤外領域および紫外領域に
窒素不純物による光の吸収があり、光学部品や窓材には
使えない。また、結晶内部で窒素の分布に大きなムラが
あり、そのため結晶内に欠陥や歪が多い。又、この種の
ダイヤモンド単結晶中の針状欠陥は１０6 ケ／ｃｍ2 以
上であった。一方、ダイヤモンド合成時に、溶媒中にＡ
ｌやＴｉなどの窒素ゲッターを添加することで、窒素を
数ｐｐｍ程度にまで除去できることが知られている。し
かし、窒素ゲッターを溶媒中に添加すると一般に結晶中
に内包物が多く取り込まれやすくなり、良質な結晶の歩
留まりが大きく低下する。このため、従来の合成IIａ型
ダイヤモンドは天然のIIａ型ダイヤモンドより、製造コ
ストが大幅に高くなり、工業生産は行われていなかっ
た。しかし、本発明者らは、窒素除去効率の高いIVａ族
元素を窒素ゲッターとし、同時に内包物が結晶中に取り
込まれないように工夫することで、窒素量０．１ｐｐｍ
以下の、内包物の無いIIａ型ダイヤモンドの安定合成が
可能であること見いだした。
ダイヤモンドはＩｂ型と呼ばれ、数１００ｐｐｍの窒素
を含む。この窒素は、ダイヤモンド結晶中に孤立置換型
不純物として含まれるため、赤外領域および紫外領域に
窒素不純物による光の吸収があり、光学部品や窓材には
使えない。また、結晶内部で窒素の分布に大きなムラが
あり、そのため結晶内に欠陥や歪が多い。又、この種の
ダイヤモンド単結晶中の針状欠陥は１０6 ケ／ｃｍ2 以
上であった。一方、ダイヤモンド合成時に、溶媒中にＡ
ｌやＴｉなどの窒素ゲッターを添加することで、窒素を
数ｐｐｍ程度にまで除去できることが知られている。し
かし、窒素ゲッターを溶媒中に添加すると一般に結晶中
に内包物が多く取り込まれやすくなり、良質な結晶の歩
留まりが大きく低下する。このため、従来の合成IIａ型
ダイヤモンドは天然のIIａ型ダイヤモンドより、製造コ
ストが大幅に高くなり、工業生産は行われていなかっ
た。しかし、本発明者らは、窒素除去効率の高いIVａ族
元素を窒素ゲッターとし、同時に内包物が結晶中に取り
込まれないように工夫することで、窒素量０．１ｐｐｍ
以下の、内包物の無いIIａ型ダイヤモンドの安定合成が
可能であること見いだした。
【０００４】従来、ダイヤモンドは宝飾、研削砥石、ヒ
ートシンク、音響振動板等に用いられてきた。近年、上
記の他にＸ線領域での分光用結晶や、半導体ダイヤモン
ド基板などが新たな用途としてクローズアップされてき
た。これらには、ダイヤの持つ優れた物性を極限まで高
めた状態で用いられるため、低欠陥のダイヤモンドが必
要とされている。低欠陥ダイヤモンドは、天然結晶では
比較的少ない。人工的に高圧を用いて合成されるダイヤ
モンド、特にその中でもIIa 型といわれる不純物窒素量
の非常に少ないダイヤモンドは、欠陥の少ないことが報
告されているため、従来低欠陥ダイヤモンドが必要とさ
れる分野では、上記人工ダイヤモンドがよく用いれらて
きた。しかし更に低欠陥のダイヤモンドを必要とされつ
つある。現状では比較的欠陥の少ない人工ダイヤモンド
の中から探し出して用いており、要求に耐える程の結晶
性を持つダイヤモンドは、数が非常に少なく高価とな
る。
ートシンク、音響振動板等に用いられてきた。近年、上
記の他にＸ線領域での分光用結晶や、半導体ダイヤモン
ド基板などが新たな用途としてクローズアップされてき
た。これらには、ダイヤの持つ優れた物性を極限まで高
めた状態で用いられるため、低欠陥のダイヤモンドが必
要とされている。低欠陥ダイヤモンドは、天然結晶では
比較的少ない。人工的に高圧を用いて合成されるダイヤ
モンド、特にその中でもIIa 型といわれる不純物窒素量
の非常に少ないダイヤモンドは、欠陥の少ないことが報
告されているため、従来低欠陥ダイヤモンドが必要とさ
れる分野では、上記人工ダイヤモンドがよく用いれらて
きた。しかし更に低欠陥のダイヤモンドを必要とされつ
つある。現状では比較的欠陥の少ない人工ダイヤモンド
の中から探し出して用いており、要求に耐える程の結晶
性を持つダイヤモンドは、数が非常に少なく高価とな
る。
【０００５】一方で、ダイヤモンドの質を改善するため
に、ダイヤモンドを様々な状態で後処理する事が知られ
ている。例えば研削砥石の砥粒として用いられるダイヤ
モンド結晶粒の後処理としては特開昭６２−１０７０８
８号公報の水素プラズマ処理により原料砥粒表面の改質
を行うことや、特開平７−１６５４９４号公報の介在物
含有部分を分離除去した後、還元性雰囲気中で加熱処理
して靱性を向上することが提案されている。宝飾に関し
ては、主として多彩な色彩をつけるなどのために、放射
線や中性子線照射、電子線照射による欠陥導入後、３０
０〜８００℃で加熱処理することにより、多彩な色彩を
つけられることが知られている（「原子力工業」，第４
０巻第７号７１頁、１９９４年）。これらの処理は、電
子線照射などによる炭素原子の低位置からの僅かなずれ
などを回復させるのではないかと言われている。しかし
歪みなどの、炭素原子の低位置からの大きなずれに対し
ては、回復の例がない。
に、ダイヤモンドを様々な状態で後処理する事が知られ
ている。例えば研削砥石の砥粒として用いられるダイヤ
モンド結晶粒の後処理としては特開昭６２−１０７０８
８号公報の水素プラズマ処理により原料砥粒表面の改質
を行うことや、特開平７−１６５４９４号公報の介在物
含有部分を分離除去した後、還元性雰囲気中で加熱処理
して靱性を向上することが提案されている。宝飾に関し
ては、主として多彩な色彩をつけるなどのために、放射
線や中性子線照射、電子線照射による欠陥導入後、３０
０〜８００℃で加熱処理することにより、多彩な色彩を
つけられることが知られている（「原子力工業」，第４
０巻第７号７１頁、１９９４年）。これらの処理は、電
子線照射などによる炭素原子の低位置からの僅かなずれ
などを回復させるのではないかと言われている。しかし
歪みなどの、炭素原子の低位置からの大きなずれに対し
ては、回復の例がない。
【０００６】一方、電子材料的な用途には結晶性を変え
ることを目的とした報告が幾つかある。例えば特開平２
−７７１７６号公報では、破壊試験機の押圧子によるリ
ングクラック形成後、６００℃の水素プラズマ処理を施
すことでダイヤ表面に多数の結晶欠陥を設け、発光強度
を増大させる例がある。また酸素処理後に水素プラズマ
処理することにより、その上に形成された金属との界面
を改質して良好なショットキ接合を形成した例（特開平
５−２４９９０号公報）、酸素雰囲気中で加熱すること
により、ダイヤモンドを損傷することなく絶縁性などを
阻害する要因を除去する例（特開平６−１４４９９５号
公報）、ダイヤ表面にイオン注入後、水素プラズマ処理
する事によりイオン注入時の結晶の破壊を回復する例
（Y.Mori他Jpn J.Appl Phys, 31(1992), L1191) などが
ある。しかし以上の例は、特に結晶の表面のみを改質さ
せることを目的としており、結晶全体に関しては結晶性
が向上したとの例はない。
ることを目的とした報告が幾つかある。例えば特開平２
−７７１７６号公報では、破壊試験機の押圧子によるリ
ングクラック形成後、６００℃の水素プラズマ処理を施
すことでダイヤ表面に多数の結晶欠陥を設け、発光強度
を増大させる例がある。また酸素処理後に水素プラズマ
処理することにより、その上に形成された金属との界面
を改質して良好なショットキ接合を形成した例（特開平
５−２４９９０号公報）、酸素雰囲気中で加熱すること
により、ダイヤモンドを損傷することなく絶縁性などを
阻害する要因を除去する例（特開平６−１４４９９５号
公報）、ダイヤ表面にイオン注入後、水素プラズマ処理
する事によりイオン注入時の結晶の破壊を回復する例
（Y.Mori他Jpn J.Appl Phys, 31(1992), L1191) などが
ある。しかし以上の例は、特に結晶の表面のみを改質さ
せることを目的としており、結晶全体に関しては結晶性
が向上したとの例はない。
【０００７】このほか、ダイヤモンドを７ＧＰａ、１０
００℃以上の高温高圧下で加熱処理することによりダイ
ヤモンドが変形することが報告されている。この方法で
は十分にダイヤを構成する炭素原子が移動し得ることが
知られている。しかしこのような高圧下での処理には、
高価な高圧装置が必要となるばかりか、一般に圧力の掛
かり方が不均一であるために、常温常圧までダイヤモン
ドを下ろす過程で再度欠陥が導入されてしまうという問
題点があった。
００℃以上の高温高圧下で加熱処理することによりダイ
ヤモンドが変形することが報告されている。この方法で
は十分にダイヤを構成する炭素原子が移動し得ることが
知られている。しかしこのような高圧下での処理には、
高価な高圧装置が必要となるばかりか、一般に圧力の掛
かり方が不均一であるために、常温常圧までダイヤモン
ドを下ろす過程で再度欠陥が導入されてしまうという問
題点があった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】天然のダイヤモンド
は、結晶内部に多くの欠陥や大きな歪がある。天然IIａ
型ダイヤモンドは不純物が少ないものの、欠陥や歪など
の結晶性に関しては良くない。そのため、加工中にキレ
ツが入りやすく、また、超高圧発生用アンビル、ＦＴ−
ＩＲ用コンプレッションセル、レーザーの窓材など、ダ
イヤモンドとしての強度を必要とする用途に用いた時、
場合によってはすぐに壊れてしまうという問題があっ
た。また、モノクロメーターや半導体基板などは結晶性
が要求されるため適用できない。これに対し、合成ダイ
ヤモンド、特に温度差法と呼ばれる方法で合成された単
結晶は、結晶性に関しては天然のものに比べてはるかに
優れている。表１に各種ダイヤモンドの結晶性を、線源
にＣｕＫαを用いたＸ線回析ロッキングカーブの半値幅
で評価した結果を示す。
は、結晶内部に多くの欠陥や大きな歪がある。天然IIａ
型ダイヤモンドは不純物が少ないものの、欠陥や歪など
の結晶性に関しては良くない。そのため、加工中にキレ
ツが入りやすく、また、超高圧発生用アンビル、ＦＴ−
ＩＲ用コンプレッションセル、レーザーの窓材など、ダ
イヤモンドとしての強度を必要とする用途に用いた時、
場合によってはすぐに壊れてしまうという問題があっ
た。また、モノクロメーターや半導体基板などは結晶性
が要求されるため適用できない。これに対し、合成ダイ
ヤモンド、特に温度差法と呼ばれる方法で合成された単
結晶は、結晶性に関しては天然のものに比べてはるかに
優れている。表１に各種ダイヤモンドの結晶性を、線源
にＣｕＫαを用いたＸ線回析ロッキングカーブの半値幅
で評価した結果を示す。
【０００９】
【表１】
【００１０】ここでロッキングカーブ半値幅は、第一結
晶に合成ダイヤモンド結晶（００４）を用いて２結晶法
により、Ｘ線回析強度曲線（ロッキングカーブ）を測定
し、その曲線の半値幅を求めたものである。結晶中に欠
陥や歪が多いとロッキングカーブがブロード化するた
め、この半値幅が小さいのは、結晶性に優れていること
を示す。表１より天然ダイヤモンドはＩａ型、IIａ型と
もかなり多くの欠陥や歪が存在し、合成ダイヤモンド
（温度差法により合成）の方がはるかに結晶性に優れて
いることがわかる。合成ダイヤモンドでも合成IIａ型は
窒素不純物による欠陥、歪がないため、高い結晶性のも
のが安定して得られている。しかし、温度差法により合
成された合成IIａ型ダイヤモンドでもその結晶性は完全
とはいえず、Ｘ線トポグラフにより結晶中の欠陥を観察
すると、針状の転位欠陥が多数認められる。この欠陥は
合成ダイヤモンド特有の欠陥で、通常の、温度差法によ
る合成のＩｂ型合成ダイヤモンドにもよく見られるもの
である。この結晶欠陥のため、合成IIａ型ダイヤモンド
でも、モノクロメーターや半導体基板など高度な結晶性
が要求される用途には適用できなかった。本発明はこれ
ら従来技術の問題点を解消することができる、結晶欠陥
や歪の少ない高品質のダイヤモンド単結晶を合成する方
法を提供することを目的とするものである。
晶に合成ダイヤモンド結晶（００４）を用いて２結晶法
により、Ｘ線回析強度曲線（ロッキングカーブ）を測定
し、その曲線の半値幅を求めたものである。結晶中に欠
陥や歪が多いとロッキングカーブがブロード化するた
め、この半値幅が小さいのは、結晶性に優れていること
を示す。表１より天然ダイヤモンドはＩａ型、IIａ型と
もかなり多くの欠陥や歪が存在し、合成ダイヤモンド
（温度差法により合成）の方がはるかに結晶性に優れて
いることがわかる。合成ダイヤモンドでも合成IIａ型は
窒素不純物による欠陥、歪がないため、高い結晶性のも
のが安定して得られている。しかし、温度差法により合
成された合成IIａ型ダイヤモンドでもその結晶性は完全
とはいえず、Ｘ線トポグラフにより結晶中の欠陥を観察
すると、針状の転位欠陥が多数認められる。この欠陥は
合成ダイヤモンド特有の欠陥で、通常の、温度差法によ
る合成のＩｂ型合成ダイヤモンドにもよく見られるもの
である。この結晶欠陥のため、合成IIａ型ダイヤモンド
でも、モノクロメーターや半導体基板など高度な結晶性
が要求される用途には適用できなかった。本発明はこれ
ら従来技術の問題点を解消することができる、結晶欠陥
や歪の少ない高品質のダイヤモンド単結晶を合成する方
法を提供することを目的とするものである。
【００１１】本発明は、上記従来の提案とは異なり、少
なくとも０．１ｃｔ以上の、好ましくは１ｃｔ程度以上
の電子材料的な用途に効率よく用いることのできる低欠
陥のダイヤモンドを、比較的安価で容易に製造する方法
を提供しようとするものである。本発明は、更に針状欠
陥が少なく、かつ歪みのない高品質低欠陥ダイヤモンド
単結晶を合成する方法を提供することを目的とする。
なくとも０．１ｃｔ以上の、好ましくは１ｃｔ程度以上
の電子材料的な用途に効率よく用いることのできる低欠
陥のダイヤモンドを、比較的安価で容易に製造する方法
を提供しようとするものである。本発明は、更に針状欠
陥が少なく、かつ歪みのない高品質低欠陥ダイヤモンド
単結晶を合成する方法を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】上記の目的は、下記
（１）〜（２４）を特徴とする低欠陥ダイヤモンド単結
晶及びその合成方法によって達成することができる。 （１）針状欠陥によるエッチピットが３×１０5 ケ／ｃ
ｍ2 以下であることを特徴とする無色透明な低欠陥IIａ
型合成ダイヤモンド単結晶。 （２）大きさが０．１カラット以上である（１）に記載
の無色透明な低欠陥IIａ型合成ダイヤモンド単結晶。 （３）モノクロメーター又は半導体基板用の（１）又は
（２）に記載の無色透明な低欠陥IIａ型合成ダイヤモン
ド単結晶。 （４）温度差法により、ダイヤモンドの種結晶上に新た
なダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単結晶の合
成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、結晶欠陥が
ないダイヤモンドの単結晶を用いることを特徴とする
（１）〜（３）の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単
結晶の合成方法。 （５）種結晶に、Ｘ線トポグラフにより結晶欠陥が認め
られないダイヤモンドを用いることを特徴とする（４）
に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。
（１）〜（２４）を特徴とする低欠陥ダイヤモンド単結
晶及びその合成方法によって達成することができる。 （１）針状欠陥によるエッチピットが３×１０5 ケ／ｃ
ｍ2 以下であることを特徴とする無色透明な低欠陥IIａ
型合成ダイヤモンド単結晶。 （２）大きさが０．１カラット以上である（１）に記載
の無色透明な低欠陥IIａ型合成ダイヤモンド単結晶。 （３）モノクロメーター又は半導体基板用の（１）又は
（２）に記載の無色透明な低欠陥IIａ型合成ダイヤモン
ド単結晶。 （４）温度差法により、ダイヤモンドの種結晶上に新た
なダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単結晶の合
成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、結晶欠陥が
ないダイヤモンドの単結晶を用いることを特徴とする
（１）〜（３）の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単
結晶の合成方法。 （５）種結晶に、Ｘ線トポグラフにより結晶欠陥が認め
られないダイヤモンドを用いることを特徴とする（４）
に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。
【００１３】（６）温度差法により、ダイヤモンドの種
結晶上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモン
ド単結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶
に、少なくとも新たなダイヤモンド結晶を成長させる表
面に、結晶欠陥がないダイヤモンドの単結晶を用いるこ
とを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載の低欠陥
ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （７）種結晶の表面に、少なくとも新たなダイヤモンド
結晶を成長させる表面に、Ｘ線トポグラフにより結晶欠
陥が認められないダイヤモンドを種結晶に用いることを
特徴とする（６）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の
合成方法。 （８）種結晶の表面に、少なくとも新たなダイヤモンド
結晶を成長させる表面に、エッチングテストにより結晶
欠陥が認められないダイヤモンドを種結晶に用いること
を特徴とする（６）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶
の合成方法。 （９）温度差法により、ダイヤモンドの種結晶上に新た
なダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単結晶の合
成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、温度差法で
合成したダイヤモンド単結晶より結晶欠陥のない部分を
切り出した結晶片を用いることを特徴とする（１）〜
（３）の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合
成方法。 （１０）温度差法で合成したダイヤモンド単結晶を、Ｘ
線トポグラフにより結晶欠陥の分布状態を調べ、その結
果より結晶欠陥がない部分を切り出して、種結晶とする
ことを特徴とする（９）に記載の低欠陥ダイヤモンド単
結晶の合成方法。
結晶上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモン
ド単結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶
に、少なくとも新たなダイヤモンド結晶を成長させる表
面に、結晶欠陥がないダイヤモンドの単結晶を用いるこ
とを特徴とする（１）〜（３）の何れかに記載の低欠陥
ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （７）種結晶の表面に、少なくとも新たなダイヤモンド
結晶を成長させる表面に、Ｘ線トポグラフにより結晶欠
陥が認められないダイヤモンドを種結晶に用いることを
特徴とする（６）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の
合成方法。 （８）種結晶の表面に、少なくとも新たなダイヤモンド
結晶を成長させる表面に、エッチングテストにより結晶
欠陥が認められないダイヤモンドを種結晶に用いること
を特徴とする（６）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶
の合成方法。 （９）温度差法により、ダイヤモンドの種結晶上に新た
なダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単結晶の合
成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、温度差法で
合成したダイヤモンド単結晶より結晶欠陥のない部分を
切り出した結晶片を用いることを特徴とする（１）〜
（３）の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合
成方法。 （１０）温度差法で合成したダイヤモンド単結晶を、Ｘ
線トポグラフにより結晶欠陥の分布状態を調べ、その結
果より結晶欠陥がない部分を切り出して、種結晶とする
ことを特徴とする（９）に記載の低欠陥ダイヤモンド単
結晶の合成方法。
【００１４】（１１）温度差法で合成したダイヤモンド
単結晶を板状に切り出し、この表面の結晶欠陥の分布状
態をＸ線トポグラフにより調べ、その結果より表面に結
晶欠陥がない部分を切り出して、種結晶とすることを特
徴とする（９）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合
成方法。 （１２）温度差法で合成したダイヤモンド単結晶を板状
に切り出し、この表面の結晶欠陥の分布状態をエッチン
グテストにより調べ、その結果より表面に結晶欠陥がな
い部分を切り出して、種結晶とすることを特徴とする
（９）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （１３）温度差法により、ダイヤモンドの種結晶上に新
たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単結晶の
合成方法において、種結晶に歪が認められないダイヤモ
ンドを用いることを特徴とする（１）〜（３）の何れか
に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （１４）種結晶に、偏光顕微鏡観察で結晶内に歪が認め
られないダイヤモンドを用いることを特徴とする（１
３）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （１５）（４）〜（１４）の何れかに記載の方法により
得られた低欠陥ダイヤモンド単結晶を低圧の非酸化性雰
囲気中で１１００℃以上１６００℃以下の温度で加熱処
理することを特徴とする低欠陥ダイヤモンド単結晶の製
造方法。
単結晶を板状に切り出し、この表面の結晶欠陥の分布状
態をＸ線トポグラフにより調べ、その結果より表面に結
晶欠陥がない部分を切り出して、種結晶とすることを特
徴とする（９）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合
成方法。 （１２）温度差法で合成したダイヤモンド単結晶を板状
に切り出し、この表面の結晶欠陥の分布状態をエッチン
グテストにより調べ、その結果より表面に結晶欠陥がな
い部分を切り出して、種結晶とすることを特徴とする
（９）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （１３）温度差法により、ダイヤモンドの種結晶上に新
たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単結晶の
合成方法において、種結晶に歪が認められないダイヤモ
ンドを用いることを特徴とする（１）〜（３）の何れか
に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （１４）種結晶に、偏光顕微鏡観察で結晶内に歪が認め
られないダイヤモンドを用いることを特徴とする（１
３）に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方法。 （１５）（４）〜（１４）の何れかに記載の方法により
得られた低欠陥ダイヤモンド単結晶を低圧の非酸化性雰
囲気中で１１００℃以上１６００℃以下の温度で加熱処
理することを特徴とする低欠陥ダイヤモンド単結晶の製
造方法。
【００１５】（１６）加熱処理する前のダイヤモンド単
結晶に弗硝酸処理を施すか、及び／または加熱処理後の
ダイヤモンド単結晶にグラファイト成分除去処理を施す
ことを特徴とする（１５）に記載の低欠陥ダイヤモンド
単結晶の製造方法。 （１７）非酸化性雰囲気は酸素の分圧が１０Ｔｏｒｒ以
下であることを特徴とする（１５）または（１６）に記
載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の記載の製造方法。 （１８）非酸化性雰囲気は、水素を含むガスによるプラ
ズマであることを特徴とする（１５）〜（１７）の何れ
かに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の製造方法。 （１９）０．１ｃｔ以上のダイヤモンド単結晶を、低圧
の非酸化性雰囲気中で１１００℃以上１６００℃以下の
温度で加熱処理することを特徴とする低欠陥ダイヤモン
ド単結晶の製造方法。 （２０）加熱処理前のダイヤモンド単結晶は、IIａ型の
合成ダイヤモンド単結晶であるか、及びまたは結晶性が
理論Ｘ線回折強度曲線の半値幅の５倍以内の合成ダイヤ
モンド単結晶であることを特徴とする（１９）に記載の
製造方法。
結晶に弗硝酸処理を施すか、及び／または加熱処理後の
ダイヤモンド単結晶にグラファイト成分除去処理を施す
ことを特徴とする（１５）に記載の低欠陥ダイヤモンド
単結晶の製造方法。 （１７）非酸化性雰囲気は酸素の分圧が１０Ｔｏｒｒ以
下であることを特徴とする（１５）または（１６）に記
載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の記載の製造方法。 （１８）非酸化性雰囲気は、水素を含むガスによるプラ
ズマであることを特徴とする（１５）〜（１７）の何れ
かに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の製造方法。 （１９）０．１ｃｔ以上のダイヤモンド単結晶を、低圧
の非酸化性雰囲気中で１１００℃以上１６００℃以下の
温度で加熱処理することを特徴とする低欠陥ダイヤモン
ド単結晶の製造方法。 （２０）加熱処理前のダイヤモンド単結晶は、IIａ型の
合成ダイヤモンド単結晶であるか、及びまたは結晶性が
理論Ｘ線回折強度曲線の半値幅の５倍以内の合成ダイヤ
モンド単結晶であることを特徴とする（１９）に記載の
製造方法。
【００１６】（２１）加熱処理する前のダイヤモンド単
結晶に弗硝酸処理を施すか、及びまたは加熱処理後のダ
イヤモンド単結晶にグラファイト成分除去処理を施すこ
とを特徴とする（１９）または（２０）に記載の製造方
法。 （２２）非酸化性雰囲気は酸素の分圧が１０Ｔｏｒｒ以
下であることを特徴とする（１９）〜（２１）の何れか
に記載の製造方法。 （２３）非酸化性雰囲気は、水素を含むガスによるプラ
ズマであることを特徴とする（１９）〜（２２）の何れ
かに記載の製造方法。 （２４）請求項（１９）〜（２３）の何れかに記載の製
造方法によって製造されたことを特徴とする低欠陥ダイ
ヤモンド単結晶。
結晶に弗硝酸処理を施すか、及びまたは加熱処理後のダ
イヤモンド単結晶にグラファイト成分除去処理を施すこ
とを特徴とする（１９）または（２０）に記載の製造方
法。 （２２）非酸化性雰囲気は酸素の分圧が１０Ｔｏｒｒ以
下であることを特徴とする（１９）〜（２１）の何れか
に記載の製造方法。 （２３）非酸化性雰囲気は、水素を含むガスによるプラ
ズマであることを特徴とする（１９）〜（２２）の何れ
かに記載の製造方法。 （２４）請求項（１９）〜（２３）の何れかに記載の製
造方法によって製造されたことを特徴とする低欠陥ダイ
ヤモンド単結晶。
【００１７】
【発明の実施の形態】従来工業用に作られてきたＩｂ型
では、結晶性を悪くする原因は多岐にわたっていた。中
でも不純物窒素の不均一分布が結晶性に大きく影響を及
ぼしており、このために種結晶にどんな単結晶を用いて
も、結晶性はそれほど変わり無かった。これに対し、よ
り結晶性の高い高純度なIIａ型ダイヤモンドは、窒素の
影響がないため、結晶性を悪くする原因は別にある。調
査の結果、針状の欠陥が結晶性悪化の主因であることが
わかった。この針状の欠陥の原因について調査したとこ
ろ、温度差法による合成ダイヤモンド中の線状欠陥は、
ほとんどが種結晶部を起点として発生していることがわ
かった。図１にＸ線トポグラフによる観察から求めた針
状欠陥の状態を示す。ところで、従来は種結晶には、直
径５００μｍ程度の砥粒用の合成ダイヤモンドが使われ
るのが一般的であった。このような粒状のダイヤモンド
は膜成長法と呼ばれる方法で合成されており、５００μ
ｍ以下の小さなダイヤモンド粒しか得られないが、自形
のはっきりした単結晶であるため、これまで種結晶とし
て使われてきた。しかし、このダイヤモンドは、温度差
法で合成されるダイヤモンドよりはるかに結晶欠陥が多
いことがＸ線トポグラフの実験の結果明らかになった。
この種結晶として用いたダイヤモンド粒の結晶欠陥が、
図１に示すような、温度差法による合成結晶の針状欠陥
の発生原因の一つと考えられる。そこで、本発明者等
は、針状欠陥の低減には種結晶に欠陥の少ないものを用
いると効果的であると考え、一度温度差法で合成した単
結晶の欠陥のない部分を切り出し、これを種結晶として
IIａ型ダイヤモンド単結晶を合成したところ、従来にな
い低欠陥、高品質のダイヤモンドが合成できることがわ
かり、本発明に至った。
では、結晶性を悪くする原因は多岐にわたっていた。中
でも不純物窒素の不均一分布が結晶性に大きく影響を及
ぼしており、このために種結晶にどんな単結晶を用いて
も、結晶性はそれほど変わり無かった。これに対し、よ
り結晶性の高い高純度なIIａ型ダイヤモンドは、窒素の
影響がないため、結晶性を悪くする原因は別にある。調
査の結果、針状の欠陥が結晶性悪化の主因であることが
わかった。この針状の欠陥の原因について調査したとこ
ろ、温度差法による合成ダイヤモンド中の線状欠陥は、
ほとんどが種結晶部を起点として発生していることがわ
かった。図１にＸ線トポグラフによる観察から求めた針
状欠陥の状態を示す。ところで、従来は種結晶には、直
径５００μｍ程度の砥粒用の合成ダイヤモンドが使われ
るのが一般的であった。このような粒状のダイヤモンド
は膜成長法と呼ばれる方法で合成されており、５００μ
ｍ以下の小さなダイヤモンド粒しか得られないが、自形
のはっきりした単結晶であるため、これまで種結晶とし
て使われてきた。しかし、このダイヤモンドは、温度差
法で合成されるダイヤモンドよりはるかに結晶欠陥が多
いことがＸ線トポグラフの実験の結果明らかになった。
この種結晶として用いたダイヤモンド粒の結晶欠陥が、
図１に示すような、温度差法による合成結晶の針状欠陥
の発生原因の一つと考えられる。そこで、本発明者等
は、針状欠陥の低減には種結晶に欠陥の少ないものを用
いると効果的であると考え、一度温度差法で合成した単
結晶の欠陥のない部分を切り出し、これを種結晶として
IIａ型ダイヤモンド単結晶を合成したところ、従来にな
い低欠陥、高品質のダイヤモンドが合成できることがわ
かり、本発明に至った。
【００１８】すなわち、本発明は結晶欠陥の少ないダイ
ヤモンド単結晶の合成方法であって、温度差法によるダ
イヤモンド単結晶合成方法において、種結晶に結晶欠陥
のないダイヤモンド単結晶を用いることを特徴とする。
種結晶中の欠陥の評価はＸ線トポグラフで行うのが好ま
しい。種結晶とする実際のダイヤモンドには、空孔など
の点欠陥や、不純物、積層欠陥、針状欠陥、歪みといっ
た種々の欠陥が存在する。これらの欠陥の中で、Ｘ線ト
ポグラフで検出できる欠陥がなければよいことを見出し
た。Ｘ線トポグラフと呼ばれる方法は幾つもあるが、こ
の場合は通常、ラング法と呼ばれる方法でかまわない。
Ｘ線としてＭｏＫα1 線を用い、ダイヤモンド結晶の
（２２０）面や（１１１）面などの回折による像を、ラ
ングカメラで撮影することにより行なう。このラング法
で確認できる欠陥は、撮影装置にもよるが、５μｍ程度
以上で、１μｍ程度までは分解能を高めることができ
る。
ヤモンド単結晶の合成方法であって、温度差法によるダ
イヤモンド単結晶合成方法において、種結晶に結晶欠陥
のないダイヤモンド単結晶を用いることを特徴とする。
種結晶中の欠陥の評価はＸ線トポグラフで行うのが好ま
しい。種結晶とする実際のダイヤモンドには、空孔など
の点欠陥や、不純物、積層欠陥、針状欠陥、歪みといっ
た種々の欠陥が存在する。これらの欠陥の中で、Ｘ線ト
ポグラフで検出できる欠陥がなければよいことを見出し
た。Ｘ線トポグラフと呼ばれる方法は幾つもあるが、こ
の場合は通常、ラング法と呼ばれる方法でかまわない。
Ｘ線としてＭｏＫα1 線を用い、ダイヤモンド結晶の
（２２０）面や（１１１）面などの回折による像を、ラ
ングカメラで撮影することにより行なう。このラング法
で確認できる欠陥は、撮影装置にもよるが、５μｍ程度
以上で、１μｍ程度までは分解能を高めることができ
る。
【００１９】また、種結晶の表面（成長面）部のみ欠陥
がなくてもよく、種結晶表面の欠陥評価はＸ線トポグラ
フ以外に、エッチングによるエッチピットの発生状態か
ら簡便に行うことができる。また、温度差法で合成した
ダイヤモンド単結晶は、天然ダイヤモンドや膜成長法に
よる合成ダイヤモンド粒には見られない無欠陥部が部分
的に見られ、この無欠陥部を切り出して種結晶とするの
が好ましい。このとき、切り出す前にあらかじめ、Ｘ線
トポグラフまたはエッチングテストにより結晶内もしく
は結晶表面の分布状態を調べ、その結果より結晶内もし
くは表面に欠陥のない部分を切り出して種結晶とすれば
よい。また、種結晶内に歪のないものを用いても効果的
で、種結晶中の歪は、偏光顕微鏡で容易に調べることが
できる。ここで、エッチングテストはＫＮＯ3 などの溶
融塩をエッチング剤として用い、白金などのルツボ内で
６００〜７００℃の温度条件で数分〜数時間ダイヤモン
ド結晶をエッチングして結晶表面のエッチピットの有無
を目視で調べることにより行う。
がなくてもよく、種結晶表面の欠陥評価はＸ線トポグラ
フ以外に、エッチングによるエッチピットの発生状態か
ら簡便に行うことができる。また、温度差法で合成した
ダイヤモンド単結晶は、天然ダイヤモンドや膜成長法に
よる合成ダイヤモンド粒には見られない無欠陥部が部分
的に見られ、この無欠陥部を切り出して種結晶とするの
が好ましい。このとき、切り出す前にあらかじめ、Ｘ線
トポグラフまたはエッチングテストにより結晶内もしく
は結晶表面の分布状態を調べ、その結果より結晶内もし
くは表面に欠陥のない部分を切り出して種結晶とすれば
よい。また、種結晶内に歪のないものを用いても効果的
で、種結晶中の歪は、偏光顕微鏡で容易に調べることが
できる。ここで、エッチングテストはＫＮＯ3 などの溶
融塩をエッチング剤として用い、白金などのルツボ内で
６００〜７００℃の温度条件で数分〜数時間ダイヤモン
ド結晶をエッチングして結晶表面のエッチピットの有無
を目視で調べることにより行う。
【００２０】図１のＡ−Ａ断面で切断したダイヤモンド
を、上記の溶融塩中に浸漬すると、図２（ａ）のような
エッチングピットの分布状態を示した。図２（ｓ）の断
面（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）で切断した面のエッ
チピットの分布状態を図２（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、
（ｄ）に示した。エッチピットは、中心部で最も密度が
高く、周辺部ではエッチピットの比較的少ない部分と、
ほとんどない部分が規則的に配列している。注目すべき
事項は、種結晶の直上部は、エッチピットの密度が高く
なる。そして、低欠陥のダイヤモンド単結晶の性能を左
右するのは、前記エッチピットの密度の高い部分、即
ち、エッチピットの密集部でのエッチピットの密度であ
る。従って本発明では、エッチピットの密集部でのエッ
チピット数で、ダイヤモンド単結晶の性能を評価した。
その結果３×１０5 ケ／ｃｍ2 以下のダイヤモンドは、
モノクロメーターや半導体基板として利用できることが
わかった。
を、上記の溶融塩中に浸漬すると、図２（ａ）のような
エッチングピットの分布状態を示した。図２（ｓ）の断
面（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）で切断した面のエッ
チピットの分布状態を図２（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、
（ｄ）に示した。エッチピットは、中心部で最も密度が
高く、周辺部ではエッチピットの比較的少ない部分と、
ほとんどない部分が規則的に配列している。注目すべき
事項は、種結晶の直上部は、エッチピットの密度が高く
なる。そして、低欠陥のダイヤモンド単結晶の性能を左
右するのは、前記エッチピットの密度の高い部分、即
ち、エッチピットの密集部でのエッチピットの密度であ
る。従って本発明では、エッチピットの密集部でのエッ
チピット数で、ダイヤモンド単結晶の性能を評価した。
その結果３×１０5 ケ／ｃｍ2 以下のダイヤモンドは、
モノクロメーターや半導体基板として利用できることが
わかった。
【００２１】一般に単結晶の結晶性を向上させる方法の
一つとして、アニール処理と呼ばれる加熱処理を単結晶
に施すものがある。しかし、ダイヤモンドは、構成する
炭素原子間の結合エネルギが大きく、大気圧付近では欠
陥や歪みは除去することは難しいと考えられてきた。。
しかし本発明者らは、０．１ｃｔ以上の結晶性の特に優
れたダイヤモンド単結晶において、非酸化性の雰囲気中
で１１００℃以上１６００℃以下の温度で加熱処理を行
なうことにより、ダイヤモンド中に内包する欠陥や歪み
が一部除去され、結晶性が向上することを見いだし、モ
リブデンの特性Ｘ線（波長０．７０９ｎｍ）を用いた回
折強度の半値幅（以下、Ｘ線の半値幅と略す）の減少で
このことを確認した。１１００℃未満では、一部の点欠
陥等が減少することが知られているが、Ｘ線の半値幅で
確認できるほどは結晶性は向上しない。また１６００℃
を越えると歪みなどは減少するものの、表面の黒鉛化が
進み、表面が大きく荒れてしまうので実用的でない。
一つとして、アニール処理と呼ばれる加熱処理を単結晶
に施すものがある。しかし、ダイヤモンドは、構成する
炭素原子間の結合エネルギが大きく、大気圧付近では欠
陥や歪みは除去することは難しいと考えられてきた。。
しかし本発明者らは、０．１ｃｔ以上の結晶性の特に優
れたダイヤモンド単結晶において、非酸化性の雰囲気中
で１１００℃以上１６００℃以下の温度で加熱処理を行
なうことにより、ダイヤモンド中に内包する欠陥や歪み
が一部除去され、結晶性が向上することを見いだし、モ
リブデンの特性Ｘ線（波長０．７０９ｎｍ）を用いた回
折強度の半値幅（以下、Ｘ線の半値幅と略す）の減少で
このことを確認した。１１００℃未満では、一部の点欠
陥等が減少することが知られているが、Ｘ線の半値幅で
確認できるほどは結晶性は向上しない。また１６００℃
を越えると歪みなどは減少するものの、表面の黒鉛化が
進み、表面が大きく荒れてしまうので実用的でない。
【００２２】また、この加熱処理に用いるダイヤモンド
としては、IIａ型のような固体状の異物を含まないこと
が必要で、かつ加熱処理前のＸ線の半値幅が理論半値幅
の５倍以下であることが好ましい。前記した低欠陥ダイ
ヤモンド単結晶の合成方法によって得られたダイヤモン
ドを加熱処理に付すことができる。これにより、針状欠
陥が少ない上に歪みが殆んどない良質なダイヤモンド単
結晶が得られる。加熱処理されるダイヤモンド結晶中
に、固体状の異物が存在すると、ダイヤモンドの熱膨張
の違いにより、加熱処理後に異物を中心として歪みや欠
陥が返って増えてしまう。理論半値幅の５倍を越える
と、結晶中にも異物を含有していることが多く、また欠
陥や歪みが多すぎて、加熱処理を行なってもＸ線の半値
幅はほとんど変化しない。なお、加熱処理前のダイヤモ
ンドの結晶性の判断基準として、Ｘ線の半値幅で示し
た。半値幅測定に用いるＸ線の種類は特に限定されるも
のではないが、測定の誤差は少なくするなどの理由か
ら、モリブデンの特性Ｘ線（波長０．７０９ｎｍ）と同
程度以下の波長のＸ線を用いることが好ましい。
としては、IIａ型のような固体状の異物を含まないこと
が必要で、かつ加熱処理前のＸ線の半値幅が理論半値幅
の５倍以下であることが好ましい。前記した低欠陥ダイ
ヤモンド単結晶の合成方法によって得られたダイヤモン
ドを加熱処理に付すことができる。これにより、針状欠
陥が少ない上に歪みが殆んどない良質なダイヤモンド単
結晶が得られる。加熱処理されるダイヤモンド結晶中
に、固体状の異物が存在すると、ダイヤモンドの熱膨張
の違いにより、加熱処理後に異物を中心として歪みや欠
陥が返って増えてしまう。理論半値幅の５倍を越える
と、結晶中にも異物を含有していることが多く、また欠
陥や歪みが多すぎて、加熱処理を行なってもＸ線の半値
幅はほとんど変化しない。なお、加熱処理前のダイヤモ
ンドの結晶性の判断基準として、Ｘ線の半値幅で示し
た。半値幅測定に用いるＸ線の種類は特に限定されるも
のではないが、測定の誤差は少なくするなどの理由か
ら、モリブデンの特性Ｘ線（波長０．７０９ｎｍ）と同
程度以下の波長のＸ線を用いることが好ましい。
【００２３】加熱処理を行なう時の雰囲気としては、非
酸化性雰囲気であることが必要で、酸素の分圧が１０Ｔ
ｏｒｒ以下であることが好ましい。酸素以外の成分に関
しては特に限定されないが、例えば窒素やアルゴンなど
の不活性ガスの他、なかでも、水素を含むガスによるプ
ラズマを利用することが好ましい。酸素分圧が１０Ｔｏ
ｒｒを超えるとダイヤモンド表面のグラファイト化また
はエッチングが急激にすすみ、表面に凹凸が生じたり結
晶の形が変わるなど、実用的ではない。加熱処理時間に
もよるが、水素を含むガスによるプラズマは上記温度範
囲ではほとんどダイヤ表面をエッチングしない。その一
方で表面のグラファイト化を避け、表面の再結晶化等の
効果があると本発明者らは考えている。
酸化性雰囲気であることが必要で、酸素の分圧が１０Ｔ
ｏｒｒ以下であることが好ましい。酸素以外の成分に関
しては特に限定されないが、例えば窒素やアルゴンなど
の不活性ガスの他、なかでも、水素を含むガスによるプ
ラズマを利用することが好ましい。酸素分圧が１０Ｔｏ
ｒｒを超えるとダイヤモンド表面のグラファイト化また
はエッチングが急激にすすみ、表面に凹凸が生じたり結
晶の形が変わるなど、実用的ではない。加熱処理時間に
もよるが、水素を含むガスによるプラズマは上記温度範
囲ではほとんどダイヤ表面をエッチングしない。その一
方で表面のグラファイト化を避け、表面の再結晶化等の
効果があると本発明者らは考えている。
【００２４】また加熱処理するダイヤモンド単結晶には
予め弗硝酸処理しておくことが好ましく、加熱処理方法
としては特に限定されない。例えばマイクロ波プラズマ
加熱や、高周波誘導加熱、赤外線照射加熱、抵抗加熱な
どが挙げられる。加熱処理後にはグラファイト成分除去
処理を行なうことが好ましい。グラファイト成分除去処
理用としては、クロム酸処理や、硝酸と硝酸の混合液に
よる処理法、低温での水素プラズマ処理などが挙げられ
る。たとえ水素プラズマ雰囲気等でも、高温での加熱に
より最表面などが一部グラファイト化を起こしている場
合があるため、これを除去することにより、結晶性の向
上化されたダイヤモンドのみを取り出すことができる。
予め弗硝酸処理しておくことが好ましく、加熱処理方法
としては特に限定されない。例えばマイクロ波プラズマ
加熱や、高周波誘導加熱、赤外線照射加熱、抵抗加熱な
どが挙げられる。加熱処理後にはグラファイト成分除去
処理を行なうことが好ましい。グラファイト成分除去処
理用としては、クロム酸処理や、硝酸と硝酸の混合液に
よる処理法、低温での水素プラズマ処理などが挙げられ
る。たとえ水素プラズマ雰囲気等でも、高温での加熱に
より最表面などが一部グラファイト化を起こしている場
合があるため、これを除去することにより、結晶性の向
上化されたダイヤモンドのみを取り出すことができる。
【００２５】
【実施例】以下、本発明を下記実施例により更に詳細に
説明するが限定を意図するものではない。 （実施例１）図２にダイヤモンド合成に用いた試料室構
成（温度差法）を示す。ここで炭素源１には合成ダイヤ
粉末を用いた。溶媒２には高純度のＦｅ及びＣｏを用
い、溶媒組成はＦｅ／Ｃｏ＝６０／４０（重量比）と
し、種結晶溶解防止のため、炭素を約４重量％溶媒に添
加した。さらに溶媒に、窒素ゲッターとしてＴｉを１．
５重量％添加した。そして、種結晶３には、温度差法に
より合成した約１カラット（直径５ｍｍ）のＩｂ型ダイ
ヤモンド単結晶より０．５×０．５×０．３ｍｍに切り
出したもので、Ｘ線トポグラフによる観察では結晶欠陥
の見られないものを選んだ。炭素源と種結晶部に約３０
℃の温度差がつくように加熱用黒鉛ヒーター５内にセッ
トし、超高圧発生装置を用いて、圧力５・５ＧＰａ、温
度１３００℃で７０時間保持して種結晶上にダイヤモン
ドを育成した。その結果約１カラットの無色透明な、内
包物のほとんどない良質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得
られた。ＥＳＲで結晶中の窒素量を測定した結果０．１
ｐｐｍ以下であった。紫外可視、赤外のスペクトルを測
定したところ、ダイヤモンド自体の吸収以外、不純物に
よる吸収は見られなかった。得られたダイヤモンドの偏
光透過顕微鏡で偏光透過像を観察し、歪を評価した結
果、ほとんど歪がないことが判った。また、第一結晶に
合成ダイヤモンド結晶（００４）面を用いて２結晶法に
よるＸ線回析のロッキングカーブ（Ｘ線源はＣｕＫα）
の半値幅を測定したところ、４．２ａｒｃｓｅｃであっ
た。さらにＸ線トポグラフにより結晶内の欠陥を観察す
るとほとんど欠陥が見られなかった。次に，同じダイヤ
モンドをＫＮＯ3 溶融塩（６００〜７００℃）中に１時
間投入し、エッチピットの密集部でのエッチピットの数
で評価すると２×１０2 ケ／ｃｍ2 であった。
説明するが限定を意図するものではない。 （実施例１）図２にダイヤモンド合成に用いた試料室構
成（温度差法）を示す。ここで炭素源１には合成ダイヤ
粉末を用いた。溶媒２には高純度のＦｅ及びＣｏを用
い、溶媒組成はＦｅ／Ｃｏ＝６０／４０（重量比）と
し、種結晶溶解防止のため、炭素を約４重量％溶媒に添
加した。さらに溶媒に、窒素ゲッターとしてＴｉを１．
５重量％添加した。そして、種結晶３には、温度差法に
より合成した約１カラット（直径５ｍｍ）のＩｂ型ダイ
ヤモンド単結晶より０．５×０．５×０．３ｍｍに切り
出したもので、Ｘ線トポグラフによる観察では結晶欠陥
の見られないものを選んだ。炭素源と種結晶部に約３０
℃の温度差がつくように加熱用黒鉛ヒーター５内にセッ
トし、超高圧発生装置を用いて、圧力５・５ＧＰａ、温
度１３００℃で７０時間保持して種結晶上にダイヤモン
ドを育成した。その結果約１カラットの無色透明な、内
包物のほとんどない良質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得
られた。ＥＳＲで結晶中の窒素量を測定した結果０．１
ｐｐｍ以下であった。紫外可視、赤外のスペクトルを測
定したところ、ダイヤモンド自体の吸収以外、不純物に
よる吸収は見られなかった。得られたダイヤモンドの偏
光透過顕微鏡で偏光透過像を観察し、歪を評価した結
果、ほとんど歪がないことが判った。また、第一結晶に
合成ダイヤモンド結晶（００４）面を用いて２結晶法に
よるＸ線回析のロッキングカーブ（Ｘ線源はＣｕＫα）
の半値幅を測定したところ、４．２ａｒｃｓｅｃであっ
た。さらにＸ線トポグラフにより結晶内の欠陥を観察す
るとほとんど欠陥が見られなかった。次に，同じダイヤ
モンドをＫＮＯ3 溶融塩（６００〜７００℃）中に１時
間投入し、エッチピットの密集部でのエッチピットの数
で評価すると２×１０2 ケ／ｃｍ2 であった。
【００２６】（実施例２）温度差法により合成したＩｂ
型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカットし、
Ｘ線トポグラフで針状欠陥の分布を観察し、欠陥の見ら
れない部分より０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出
し、これを種結晶にした。この他は実施例１と同様にし
てIIａ型ダイヤモンドを合成した。その結果、実施例１
と同様の欠陥のほとんどない高品質なIIａ型ダイヤモン
ド結晶が得られた。得られた結晶のエッチピット密度
は、エッチピットの密集部で３×１０2 ケ／ｃｍ2 であ
った。
型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカットし、
Ｘ線トポグラフで針状欠陥の分布を観察し、欠陥の見ら
れない部分より０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出
し、これを種結晶にした。この他は実施例１と同様にし
てIIａ型ダイヤモンドを合成した。その結果、実施例１
と同様の欠陥のほとんどない高品質なIIａ型ダイヤモン
ド結晶が得られた。得られた結晶のエッチピット密度
は、エッチピットの密集部で３×１０2 ケ／ｃｍ2 であ
った。
【００２７】（実施例３）温度差法により合成したＩｂ
型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカットし、
Ｘ線トポグラフにより結晶欠陥の分布を調べた。次にこ
れを硝酸カリウム内で６５０℃で１時間処理し、表面を
エッチングした。Ｘ線トポグラフで見られた結晶欠陥に
対応する部分にエッチピットが３×１０6 ケ／ｃｍ2 み
られた。エッチピットの少ない部分（２×１０3 ケ／ｃ
ｍ2 ）より０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出し、こ
れを種結晶にした。この他は実施例１と同様にしてIIａ
型ダイヤモンドを合成した。その結果、欠陥の少ない
（平均して５×１０3 ケ／ｃｍ 2 のエッチピット密度
の）高品質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得られた。
型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカットし、
Ｘ線トポグラフにより結晶欠陥の分布を調べた。次にこ
れを硝酸カリウム内で６５０℃で１時間処理し、表面を
エッチングした。Ｘ線トポグラフで見られた結晶欠陥に
対応する部分にエッチピットが３×１０6 ケ／ｃｍ2 み
られた。エッチピットの少ない部分（２×１０3 ケ／ｃ
ｍ2 ）より０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出し、こ
れを種結晶にした。この他は実施例１と同様にしてIIａ
型ダイヤモンドを合成した。その結果、欠陥の少ない
（平均して５×１０3 ケ／ｃｍ 2 のエッチピット密度
の）高品質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得られた。
【００２８】（実施例４）温度差法により合成したＩｂ
型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカットし、
０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出した。これらを偏
光顕微鏡で観察して歪による透過像の見られないものを
選び、種結晶にした。この他は実施例１と同様にしてII
ａ型ダイヤモンドを合成した。その結果、欠陥の少ない
（平均して５×１０3 ケ／ｃｍ2 のエッチピット密度
の）高品質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得られた。
型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカットし、
０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出した。これらを偏
光顕微鏡で観察して歪による透過像の見られないものを
選び、種結晶にした。この他は実施例１と同様にしてII
ａ型ダイヤモンドを合成した。その結果、欠陥の少ない
（平均して５×１０3 ケ／ｃｍ2 のエッチピット密度
の）高品質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得られた。
【００２９】（実施例５）実施例１により合成した低欠
陥IIａ型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカッ
トし、０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出し、種結晶
にした。この他は実施例１と同様にしてIIａ型ダイヤモ
ンドを合成した。その結果、実施例１と同様の欠陥のほ
とんどない（平均して５×１０2 ケ／ｃｍ2 のエッチピ
ット密度の）高品質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得られ
た。
陥IIａ型ダイヤモンドを厚み０．３ｍｍにスライスカッ
トし、０．５×０．５ｍｍの結晶片を切り出し、種結晶
にした。この他は実施例１と同様にしてIIａ型ダイヤモ
ンドを合成した。その結果、実施例１と同様の欠陥のほ
とんどない（平均して５×１０2 ケ／ｃｍ2 のエッチピ
ット密度の）高品質なIIａ型ダイヤモンド結晶が得られ
た。
【００３０】（比較例）種結晶に市販の砥粒用合成ダイ
ヤモンド（直径０．５ｍｍ）を用いた他は実施例１と同
様にIIａ型ダイヤモンドを合成、評価した。約１カラッ
トの無色透明な、IIａ型ダイヤモンド結晶が得られた。
窒素不純物量０．１ｐｐｍ以下で、紫外可視、赤外のス
ペクトルには不純物による吸収は見られなかった。しか
し、偏光透過顕微鏡による歪観察で、若干の歪が認めら
れた。また、ロッキングカーブの半値幅を測定したとこ
ろ、５．８ａｒｃｓｅｃでやや結晶性がよくなかった。
Ｘ線トポグラフにより結晶内の欠陥を観察すると多くの
針状欠陥が見られた。エッチピットの密集部での密度は
５×１０6 ケ／ｃｍ2 であった。
ヤモンド（直径０．５ｍｍ）を用いた他は実施例１と同
様にIIａ型ダイヤモンドを合成、評価した。約１カラッ
トの無色透明な、IIａ型ダイヤモンド結晶が得られた。
窒素不純物量０．１ｐｐｍ以下で、紫外可視、赤外のス
ペクトルには不純物による吸収は見られなかった。しか
し、偏光透過顕微鏡による歪観察で、若干の歪が認めら
れた。また、ロッキングカーブの半値幅を測定したとこ
ろ、５．８ａｒｃｓｅｃでやや結晶性がよくなかった。
Ｘ線トポグラフにより結晶内の欠陥を観察すると多くの
針状欠陥が見られた。エッチピットの密集部での密度は
５×１０6 ケ／ｃｍ2 であった。
【００３１】（実施例６）温度差法により合成した、約
１カラットのＩｂ型ダイヤモンド単結晶から、１ｍｍ×
１ｍｍ×０．５ｍｍに切出したもので、Ｘ線ドポグラフ
による観察では結晶欠陥の見られないものを選んだ。こ
れをＫＮＯ3 の溶融液塩中に入れ、エッチングした。エ
ッチピットの数が約５×１０2 ケ／ｃｍ2 のものを種結
晶として用いた。溶媒として、Ｆｅ／Ｃｏ＝５０／５０
（重量比）として、種結晶溶解防止のため、炭素を約４
重量％溶媒に添加し、さらに溶媒に、窒素ゲッターとし
てＴｉを２．０重量％添加したものを用いた。図３に示
す超高圧発生装置を用いて、圧力５．２ＧＰａ、温度１
３２０℃で６０時間保持してダイヤモンドを育成した。
約０．７カラットの無色透明で、しかも針状欠陥の少な
いIIａ型ダイヤモンド単結晶が得られた。このダイヤモ
ンドを、マイクロ波により、１２００℃に加熱し、１０
-3Ｔｏｒｒの真空下で２時間加熱した。酸素分圧は１０
-3Ｔｏｒｒ未満であった。その他の処理は、下記の実施
例７と同様にしてサンプルを準備し、結晶性を評価し
た。熱処理前の半値幅は１．８秒であったが、熱処理後
の半値幅は１．３秒であった。本実施例で得られたダイ
ヤモンド単結晶は針状欠陥が好ない上に、歪みがほとん
どない良質なものであった。従って、光学部品、分光結
晶、モノクロメーター、レーザー窓材、アンビル、半導
体基板として最適なものであった。
１カラットのＩｂ型ダイヤモンド単結晶から、１ｍｍ×
１ｍｍ×０．５ｍｍに切出したもので、Ｘ線ドポグラフ
による観察では結晶欠陥の見られないものを選んだ。こ
れをＫＮＯ3 の溶融液塩中に入れ、エッチングした。エ
ッチピットの数が約５×１０2 ケ／ｃｍ2 のものを種結
晶として用いた。溶媒として、Ｆｅ／Ｃｏ＝５０／５０
（重量比）として、種結晶溶解防止のため、炭素を約４
重量％溶媒に添加し、さらに溶媒に、窒素ゲッターとし
てＴｉを２．０重量％添加したものを用いた。図３に示
す超高圧発生装置を用いて、圧力５．２ＧＰａ、温度１
３２０℃で６０時間保持してダイヤモンドを育成した。
約０．７カラットの無色透明で、しかも針状欠陥の少な
いIIａ型ダイヤモンド単結晶が得られた。このダイヤモ
ンドを、マイクロ波により、１２００℃に加熱し、１０
-3Ｔｏｒｒの真空下で２時間加熱した。酸素分圧は１０
-3Ｔｏｒｒ未満であった。その他の処理は、下記の実施
例７と同様にしてサンプルを準備し、結晶性を評価し
た。熱処理前の半値幅は１．８秒であったが、熱処理後
の半値幅は１．３秒であった。本実施例で得られたダイ
ヤモンド単結晶は針状欠陥が好ない上に、歪みがほとん
どない良質なものであった。従って、光学部品、分光結
晶、モノクロメーター、レーザー窓材、アンビル、半導
体基板として最適なものであった。
【００３２】（実施例７）以下、本発明による結晶性向
上の実施例を示す。なお、結晶性の評価にはダイヤモン
ドの（００４）面回折を利用した。測定にはＭｏＫα1
特性Ｘ線（波長０．７０９ｎｍ）を用い、２結晶法での
回折強度曲線を測定し、その半値幅で評価した。なお、
上記条件での理論半値幅は２結晶法では約１．０秒であ
る。このほか結晶性の評価として、偏光顕微鏡による歪
み観察を行ない、その結果をも併記した。用いた各試料
は何れも１ｃｔ前後のもので、加熱処理は水素、窒素、
アルゴンなどの雰囲気下で５時間処理を行なった。加熱
方法はマイクロ波プラズマ、抵抗加熱などの方法を用い
た。また、加熱処理前には弗硝酸で洗い、加熱処理後は
クロム酸による結晶表面のグラファイト除去処理を行な
った。
上の実施例を示す。なお、結晶性の評価にはダイヤモン
ドの（００４）面回折を利用した。測定にはＭｏＫα1
特性Ｘ線（波長０．７０９ｎｍ）を用い、２結晶法での
回折強度曲線を測定し、その半値幅で評価した。なお、
上記条件での理論半値幅は２結晶法では約１．０秒であ
る。このほか結晶性の評価として、偏光顕微鏡による歪
み観察を行ない、その結果をも併記した。用いた各試料
は何れも１ｃｔ前後のもので、加熱処理は水素、窒素、
アルゴンなどの雰囲気下で５時間処理を行なった。加熱
方法はマイクロ波プラズマ、抵抗加熱などの方法を用い
た。また、加熱処理前には弗硝酸で洗い、加熱処理後は
クロム酸による結晶表面のグラファイト除去処理を行な
った。
【００３３】なお、比較のために、 １．１０００℃で加熱した試料 ２．１６５０℃で加熱した試料 ３．酸素分圧が５０Ｔｏｒｒの雰囲気下で加熱処理した
試料 ４．固形状の異物を含んだまま加熱処理した試料 ５．加熱後グラファイト除去処理を行なわなかった試料
についても結晶性を評価した。表２は、各試料の単結晶
のダイヤモンドと種類と含有異物の有無並びに加熱処理
条件を示す。
試料 ４．固形状の異物を含んだまま加熱処理した試料 ５．加熱後グラファイト除去処理を行なわなかった試料
についても結晶性を評価した。表２は、各試料の単結晶
のダイヤモンドと種類と含有異物の有無並びに加熱処理
条件を示す。
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】表３は加熱処理前後の補助処理と、加熱処
理による結晶性の変化と表面状態を示す。表２、３によ
って明らかなように、試料Ｎｏ．１ないし１４の前記本
発明方法の特徴を備えた範囲の加熱処理を施したもの
は、何れも結晶性が向上し、歪みの１部または全部が除
去されている。上記特徴を備えない比較例試料Ｎｏ．１
ないし６のものは、向上が見られず、返って欠陥の増え
ているものもある。
理による結晶性の変化と表面状態を示す。表２、３によ
って明らかなように、試料Ｎｏ．１ないし１４の前記本
発明方法の特徴を備えた範囲の加熱処理を施したもの
は、何れも結晶性が向上し、歪みの１部または全部が除
去されている。上記特徴を備えない比較例試料Ｎｏ．１
ないし６のものは、向上が見られず、返って欠陥の増え
ているものもある。
【００３７】
【発明の効果】本発明の合成ダイヤモンドは不純物が少
なく、結晶欠陥や歪が少ないため、モノクロメーターや
半導体基板など、ダイヤモンドの高度な結晶性が要求さ
れる用途に適用できる。
なく、結晶欠陥や歪が少ないため、モノクロメーターや
半導体基板など、ダイヤモンドの高度な結晶性が要求さ
れる用途に適用できる。
【図１】図１は温度差法による合成ダイヤモンド結晶中
の針状欠陥の分布状態を示す概念図である。
の針状欠陥の分布状態を示す概念図である。
【図２】図２（ｓ）は合成ダイヤモンド結晶の（１０
０）面に沿った切断面（ａ）、ｂ）、（ｃ）及び（ｄ）
を示す概念図であり、図２（ａ）〜（ｄ）は各切断面上
のエッチピットの分布状態を示す模式図である。
０）面に沿った切断面（ａ）、ｂ）、（ｃ）及び（ｄ）
を示す概念図であり、図２（ａ）〜（ｄ）は各切断面上
のエッチピットの分布状態を示す模式図である。
【図３】図３は温度差法によるダイヤモンド単結晶合成
用の試料室構成を示す概略説明図である。
用の試料室構成を示す概略説明図である。
１：炭素源 ２：溶媒金属 ３：種結晶 ４：絶縁体 ５：黒鉛ヒーター ６：圧力溶媒
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年３月２５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】図２（ｅ）は合成ダイヤモンド結晶の（１０
０）面に沿った切断面（ａ）、（ｂ）、（ｃ）及び
（ｄ）を示す概念図であり、図２（ａ）〜（ｄ）は各切
断面上のエッチピットの分布状態を示す模式図である。
０）面に沿った切断面（ａ）、（ｂ）、（ｃ）及び
（ｄ）を示す概念図であり、図２（ａ）〜（ｄ）は各切
断面上のエッチピットの分布状態を示す模式図である。
【手続補正２】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図２
【補正方法】変更
【補正内容】
【図２】
Claims (24)
- 【請求項１】 針状欠陥によるエッチピットが３×１０
5 ケ／ｃｍ2 以下であることを特徴とする無色透明な低
欠陥IIａの型合成ダイヤモンド単結晶。 - 【請求項２】 大きさが０．１カラット以上である請求
項１に記載の無色透明な低欠陥IIａ型合成ダイヤモンド
単結晶。 - 【請求項３】 モノクロメーター又は半導体基板用の請
求項１又は２に記載の無色透明な低欠陥IIａ型合成ダイ
ヤモンド単結晶。 - 【請求項４】 温度差法により、ダイヤモンドの種結晶
上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単
結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、結
晶欠陥がないダイヤモンドの単結晶を用いることを特徴
とする請求項１〜３の何れかに記載の低欠陥ダイヤモン
ド単結晶の合成方法。 - 【請求項５】 種結晶に、Ｘ線トポグラフにより結晶欠
陥が認められないダイヤモンドを用いることを特徴とす
る請求項４に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成方
法。 - 【請求項６】 温度差法により、ダイヤモンドの種結晶
上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単
結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、少
なくとも新たなダイヤモンド結晶を成長させる表面に、
結晶欠陥がないダイヤモンドの単結晶を用いることを特
徴とする請求項１〜３の何れかに記載の低欠陥ダイヤモ
ンド単結晶の合成方法。 - 【請求項７】 種結晶の表面に、少なくとも新たなダイ
ヤモンド結晶を成長させる表面に、Ｘ線トポグラフによ
り結晶欠陥が認められないダイヤモンドを種結晶に用い
ることを特徴とする請求項６に記載の低欠陥ダイヤモン
ド単結晶の合成方法。 - 【請求項８】 種結晶の表面に、少なくとも新たなダイ
ヤモンド結晶を成長させる表面に、エッチングテストに
より結晶欠陥が認められないダイヤモンドを種結晶に用
いることを特徴とする請求項６に記載の低欠陥ダイヤモ
ンド単結晶の合成方法。 - 【請求項９】 温度差法により、ダイヤモンドの種結晶
上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド単
結晶の合成方法において、ダイヤモンドの種結晶に、温
度差法で合成したダイヤモンド単結晶より結晶欠陥のな
い部分を切り出した結晶片を用いることを特徴とする請
求項１〜３の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶
の合成方法。 - 【請求項１０】 温度差法で合成したダイヤモンド単結
晶を、Ｘ線トポグラフにより結晶欠陥の分布状態を調
べ、その結果より結晶欠陥がない部分を切り出して、種
結晶とすることを特徴とする請求項９に記載の低欠陥ダ
イヤモンド単結晶の合成方法。 - 【請求項１１】 温度差法で合成したダイヤモンド単結
晶を板状に切り出し、この表面の結晶欠陥の分布状態を
Ｘ線トポグラフにより調べ、その結果より表面に結晶欠
陥がない部分を切り出して、種結晶とすることを特徴と
する請求項９に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成
方法。 - 【請求項１２】 温度差法で合成したダイヤモンド単結
晶を板状に切り出し、この表面の結晶欠陥の分布状態を
エッチングテストにより調べ、その結果より表面に結晶
欠陥がない部分を切り出して、種結晶とすることを特徴
とする請求項９に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合
成方法。 - 【請求項１３】 温度差法により、ダイヤモンドの種結
晶上に新たなダイヤモンド結晶を育成するダイヤモンド
単結晶の合成方法において、種結晶に歪が認められない
ダイヤモンドを用いることを特徴とする請求項（１）〜
（３）の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合
成方法。 - 【請求項１４】 種結晶に、偏光顕微鏡観察で結晶内に
歪が認められないダイヤモンドを用いることを特徴とす
る請求項１３に記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の合成
方法。 - 【請求項１５】 請求項４〜１４の何れかに記載の方法
により得られた低欠陥ダイヤモンド単結晶を低圧の非酸
化性雰囲気中で１１００℃以上１６００℃以下の温度で
加熱処理することを特徴とする低欠陥ダイヤモンド単結
晶の製造方法。 - 【請求項１６】 加熱処理する前のダイヤモンド単結晶
に弗硝酸処理を施すか、及びまたは加熱処理後のダイヤ
モンド単結晶にグラファイト成分除去処理を施すことを
特徴とする請求項１５に記載の低欠陥ダイヤモンド単結
晶の製造方法。 - 【請求項１７】 非酸化性雰囲気は酸素の分圧が１０Ｔ
ｏｒｒ以下であることを特徴とする請求項１５、又は１
６記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の製造方法。 - 【請求項１８】 非酸化性雰囲気は、水素を含むガスに
よるプラズマであることを特徴とする請求項１５〜１７
の何れかに記載の低欠陥ダイヤモンド単結晶の製造方
法。 - 【請求項１９】 ０．１ｃｔ以上のダイヤモンド単結晶
を、低圧の非酸化性雰囲気中で１１００℃以上１６００
℃以下の温度で加熱処理することを特徴とする低欠陥ダ
イヤモンド単結晶の製造方法。 - 【請求項２０】 加熱処理前のダイヤモンド単結晶は、
IIａ型の合成ダイヤモンド単結晶であるか、及びまたは
結晶性が理論Ｘ線回析強度曲線の半値幅の５倍以内の合
成ダイヤモンド単結晶であることを特徴とする請求項１
９記載の製造方法。 - 【請求項２１】 加熱処理する前のダイヤモンド単結晶
に弗硝酸処理を施すか、及びまたは加熱処理後のダイヤ
モンド単結晶にグラファイト成分除去処理を施すことを
特徴とする請求項１９又は２０記載の製造方法。 - 【請求項２２】 非酸化性雰囲気は酸素の分圧が１０Ｔ
ｏｒｒ以下であることを特徴とする請求項１９〜２１の
何れかに記載の製造方法。 - 【請求項２３】 非酸化性雰囲気は、水素を含むガスに
よるプラズマであることを特徴とする請求項１９〜２２
の何れかに記載の製造方法。 - 【請求項２４】 請求項１９〜２３の何れに記載の製造
方法によって製造されたことを特徴とする低欠陥ダイヤ
モンド単結晶。
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