JPWO2017126561A1 - 単結晶ダイヤモンド、単結晶ダイヤモンドの製造方法およびそれに用いられる化学気相堆積装置 - Google Patents

Abstract

単結晶ダイヤモンドの製造方法は、補助板の表面の少なくとも一部に保護膜を形成する工程と、ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程と、補助板に保護膜が形成された保護膜付補助板とダイヤモンド種結晶基板とをチャンバ内に配置する工程と、チャンバ内に炭素を含むガスを導入しながらダイヤモンド種結晶基板の主面上に化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、を備える。

Description

本発明は、単結晶ダイヤモンド、単結晶ダイヤモンドの製造方法およびそれに用いられる化学気相堆積装置に関する。本出願は、２０１６年１月２２日に出願した日本特許出願である特願２０１６−０１０５６０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。

ダイヤモンドは高光透過性、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から切削工具や耐磨工具などにも広く用いられている。従来、天然もしくは高温高圧法によって合成された単結晶ダイヤモンドが広く用いられているが、近年、化学気相堆積法でも厚く自立できる単結晶ダイヤモンドが合成できるようになり、前述のような様々な応用が待たれている。

上記のようなＣＶＤ（化学気相堆積）単結晶ダイヤモンドの高品質化については広く研究されている。たとえば、応用物理学会学術講演会２００４年春季予稿集、６３５頁（非特許文献１）は、ＣＶＤ（化学気相堆積）法によるホモエピタキシャルダイヤモンドのＸ線トポグラフィーによって転位などの欠陥分布を観察している。また、特表２００４−５０３４６１号公報（特許文献１）は、２ｍｍより大きな厚さを有する高い品質のＣＶＤ単結晶ダイヤモンドの層およびその生成方法に関して、透光性があり、電子物性の優れたＣＶＤ単結晶ダイヤモンドを得るため、種基板となるダイヤモンド基体表面の欠陥密度を低下させてからＣＶＤ法で合成する方法が開示されている。

特表２００４−５０３４６１号公報

応用物理学会学術講演会２００４年春季予稿集、６３５頁

本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、補助板の表面の少なくとも一部に保護膜を形成する工程と、ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程と、補助板に保護膜が形成された保護膜付補助板とダイヤモンド種結晶基板とをチャンバ内に配置する工程と、チャンバ内に炭素を含むガスを導入しながらダイヤモンド種結晶基板の主面上に化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、を備える。

本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドは、不純物元素として窒素を５００ｐｐｂ未満で含む。

本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドは、不純物元素としてケイ素を１０００ｐｐｂ未満で含む。

本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドは、窒素およびケイ素以外の不純物元素を５００ｐｐｂ未満で含む。

本発明の一態様にかかる化学気相堆積装置は、上記態様の単結晶ダイヤモンドの製造方法に用いられる化学気相堆積装置であって、チャンバと、チャンバ内に配置された補助板の表面の少なくとも一部に保護膜が形成された保護膜付補助板と、を備える。

図１は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法における工程を示すフロー図である。 図２は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法で用いられる保護膜付補助板を示す概略断面図である。 図３は、本発明の一態様にかかる化学気相堆積装置の代表的な構成例を説明する概略図である。 図４は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法におけるダイヤモンド種結晶基板を準備する工程を示す図である。 図５は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像のある例を示す概略図である。 図６は、図５より広範囲を示す概略図である。 図７は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面のある例を示す概略断面図である。 図８は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面の別の例を示す概略断面図である。 図９は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法を示す概略断面図である。 図１０は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面のさらに別の例を示す概略断面図である。 図１１は、本発明の一態様にかかる単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面に垂直な断面のさらに別の例を示す概略断面図である。 図１２は、ダイヤモンド種結晶基板の主面の状態を示す電子顕微鏡の二次電子像のある例を示す写真である。 図１３は、ダイヤモンド種結晶基板の主面の状態を示す電子顕微鏡の二次電子像の別の例を示す写真である。

[本開示が解決しようとする課題]
光学部品や電子部品や半導体材料などに応用物理学会学術講演会２００４年春季予稿集、６３５頁（非特許文献１）および特表２００４−５０３４６１号公報（特許文献１）などで開示されたＣＶＤ単結晶ダイヤモンドを用いると、半導体材料、電子部品、放熱材料、光学部品、宝飾素材などをレーザ切断やダイシングする際にダイシング断面で微小な欠けや亀裂が発生し、後々割れや大きな欠けの原因となり、有効に基板面積を取ることができないという問題点があり、また、上記ＣＶＤ単結晶ダイヤモンドの光透過性は光学部品に用いるのに十分に高くないという問題点があった。

また、切削工具や耐磨工具などに、応用物理学会学術講演会２００４年春季予稿集、６３５頁（非特許文献１）および特表２００４−５０３４６１号公報（特許文献１）などで開示されたＣＶＤ法により成長させた単結晶ダイヤモンド（以下、ＣＶＤ単結晶ダイヤモンドともいう。）を用いると、かかるＣＶＤ単結晶ダイヤモンドは、天然単結晶ダイヤモンドおよび高温高圧法により成長させた単結晶ダイヤモンド（以下、高温高圧単結晶ダイヤモンドともいう。）に比べて、耐欠損性が低く欠けやすいため、切削工具や耐磨工具などの寿命が短いという問題点があり、また、切削および／または研磨の際に上記ＣＶＤ単結晶ダイヤモンド中の不純物元素が被切削材および／または被研磨材中に混入するという問題があった。

そこで、上記の問題点を解決して、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などに好適に用いられる高純度で光透過率が高くかつ耐欠損性に優れる単結晶ダイヤモンド、単結晶ダイヤモンドの製造方法およびそれに用いられる化学気相堆積装置を提供することを目的とする。
[本開示の効果]
本開示によれば、高純度で光透過率が高くかつ耐欠損性に優れる単結晶ダイヤモンド、単結晶ダイヤモンドの製造方法およびそれに用いられる化学気相堆積装置を提供できる。

これにより、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などに好適に用いられる単結晶ダイヤモンド、単結晶ダイヤモンドの製造方法およびそれに用いられる化学気相堆積装置を提供できる。

[本発明の実施形態の説明]
最初に本発明の実施形態を列記して説明する。

本発明の一実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、補助板の表面の少なくとも一部に保護膜を形成する工程と、ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程と、補助板に保護膜が形成された保護膜付補助板とダイヤモンド種結晶基板とをチャンバ内に配置する工程と、チャンバ内に炭素を含むガスを導入しながら、ダイヤモンド種結晶基板の主面上に化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、を備える。本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法によれば、上記の工程を備えることにより、不純物元素の含有量が低く、光透過率が高くかつ耐欠損性に優れた単結晶ダイヤモンドが得られる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、補助板を酸化物とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、上記の補助板がマイクロ波を透過し還元雰囲気下でも安定であるため、さらに安定して効率よく上記の単結晶ダイヤモンドが得られる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、保護膜は炭素以外の元素のゲッターとなる金属元素を含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、上記ゲッターがチャンバ内の不純物元素を吸着して単結晶ダイヤモンドへの混入を抑制するため、これにより、さらに不純物元素の含有量が低い上記の単結晶ダイヤモンドが得られる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程を、主面上に種結晶損傷点を有するダイヤモンド種結晶基板を準備する工程とすることができる。あるいはダイヤモンド種結晶基板を準備する工程を、ＣＶＤ法により主面上に結晶欠陥点の群が集合して存在するダイヤモンド種基板を準備する工程とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して存在する上記の単結晶ダイヤモンドが得られる。かかる単結晶ダイヤモンドは、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、結晶欠陥点の群が集合して存在する領域により欠けにくくできるため、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などに好適に用いられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程を、主面上に種結晶欠陥点の群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板を準備する工程とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在する上記の単結晶ダイヤモンドが得られる。かかる単結晶ダイヤモンドは、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できるため、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などに好適に用いられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることができる。ここで、種結晶欠陥線状集合領域が線状に延びる方向とは、複数の種結晶欠陥線状集合領域がそれぞれ延びる複数の方向の平均の方向である上記特定される一方向をいう。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥線状集合領域を、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、それが線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることにより、結晶欠陥線状集合領域が、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列する高密度の任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できる上記の単結晶ダイヤモンドが得られる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域が５本以上含むことから、成長させる単結晶ダイヤモンドにおける欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド全体の強度が増強される。かかる観点から、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ５００μｍ以上のより長い種結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことができる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥点の密度が１０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点の密度を１０ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の密度が２０ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、種結晶欠陥点の密度が１００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点の密度を１００ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の密度が３００ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生がより抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。さらに、単結晶ダイヤモンドの大きな欠損をさらに抑制する観点から、種結晶欠陥点の密度は、１０００ｍｍ^-2より大きくすることができ、１×１０⁴ｍｍ^-2より大きくすることができる。ただし、種結晶欠陥点の密度が高過ぎると、種結晶欠陥点が互いに接近し過ぎて、応力緩和より応力増大の効果が大きくなるため、種結晶欠陥点の密度は好ましくは１×１０⁶ｍｍ^-2より小さくできる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、成長させる単結晶ダイヤモンドは、その結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を２０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果が大きいため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。かかる観点から、複合転位点の密度は、好ましくは３０ｍｍ^-2より大きくでき、さらに好ましくは３００ｃｍ^-2より大きくできる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法において、ダイヤモンド種結晶基板の主面を水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において、結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度を３ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドの製造方法は、種結晶欠陥点のうち特に化学気相堆積法で成長させた単結晶ダイヤモンドに多数の結晶欠陥線を生じさせる種結晶損傷点の密度を３ｍｍ^-2より大きくすることにより、高密度の結晶欠陥線を有する単結晶ダイヤモンドが化学気相堆積法により得られるため、高密度の結晶欠陥線による応力緩和により、大きな欠損が抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法より、結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して存在し、かつ光透過率が高い単結晶ダイヤモンドが製造される。

本発明の一実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドは、不純物元素として窒素を５００ｐｐｂ未満で含む。かかる単結晶ダイヤモンドは、不純物元素原子として５００ｐｐｂ未満の窒素原子しか含有していないことから、高純度で光透過率が高いことに加えて、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子である窒素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。このため、不純物元素原子として５００ｐｐｂ未満の窒素原子を含有する本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などの用途に好適に用いられる。さらに、上記の効果が大きく表れる範囲として、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、不純物元素原子として、２５０ｐｐｂ未満の窒素原子を含有することができ、７５ｐｐｂ未満の窒素原子を含有することができ、３５ｐｐｂ未満の窒素元素原子を含有することができ、１５ｐｐｂ未満の窒素原子を含有することができる。ただし、窒素原子が全く無い場合は単結晶ダイヤモンドの欠損を抑制しきれないため、単結晶ダイヤモンドは、窒素原子を、好ましくは０．０５ｐｐｂ以上で含有できる。ここで、不純物元素とは、単結晶ダイヤモンドの主たる構成元素である炭素以外の元素（異元素）を意味する。

本発明の一実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドは、不純物元素としてケイ素を１０００ｐｐｂ未満で含む。かかる単結晶ダイヤモンドは、不純物元素原子として１０００ｐｐｂ未満のケイ素原子しか含有していないことから、高純度で光透過率が高いことに加えて、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子であるケイ素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。このため、不純物元素原子として１０００ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有する本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などの用途に好適に用いられる。さらに、上記の効果が大きく表れる範囲として、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、不純物元素原子として、２００ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有することができ、５０ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有することができ、５ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有することができ、０．５ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有することができ、０．０５ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有することができ、０．００５ｐｐｂ未満のケイ素原子を含有することができる。ただし、ケイ素原子が全く無い場合は単結晶ダイヤモンドの欠損を抑制しきれないため、単結晶ダイヤモンドは、ケイ素原子を、好ましくは０．０００５ｐｐｂ以上で含有できる。

本発明の一実施形態の単結晶ダイヤモンドは、窒素およびケイ素以外の不純物元素を５００ｐｐｂ未満で含む。かかる単結晶ダイヤモンドは、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子を５００ｐｐｂ未満しか含有していないことから、高純度で光透過率が高いことに加えて、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子である窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。このため、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子を５００ｐｐｂ未満で含有する本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などの用途に好適に用いられる。さらに、上記の効果が大きく表れる範囲として、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子を、２００ｐｐｂ未満で含有することができ、１００ｐｐｂ未満で含有することができ、７５ｐｐｂ未満で含有することができる。ただし、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子が全く無い場合は単結晶ダイヤモンドの欠損を抑制しきれないため、単結晶ダイヤモンドは、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子を、好ましくは１ｐｐｂ以上で含有できる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、その厚さを５００μｍとしたときの５００ｎｍの波長の光の透過率を５５％以上７１％未満とすることができる。ここで、単結晶ダイヤモンドの厚さを５００μｍとしたときの光の透過率とは、その厚さが５００μｍのときに測定した光の透過率、または、その厚さが５００μｍ以外のときに測定した光の透過率を測定して厚さが５００μｍのときに換算した光の透過率をいう。また、光の透過率の正確な評価には、表面散乱が２％以下になるように表面研磨することが好ましい。かかる光の透過率は、表面散乱が存在する場合には、表面散乱を補正する換算をした正透過率を意味する。正透過率は、実測透過率から、（正透過率）＝（実測透過率）／（１−（（表面散乱率）／１００））の換算式で定義できる。
従来の単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥と不純物元素原子の相乗効果により、５００ｎｍの波長の光を吸収するため、かかる波長の光の透過率が低下する。しかし、本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、高純度であるため、光透過率が高いことに加えて、厚さを５００μｍとしたときの５００ｎｍの波長の光の透過率が５５％以上でありながら、大きな欠損の発生が抑制される。大きな欠損の発生を抑制するとともに光透過率が高い観点から、上記の光の透過率は、５５％以上が好ましく、６０％以上がより好ましく、６５％がさらに好ましく、６８％以上が特に好ましい。不純物が極限まで低減された理想的な単結晶ダイヤモンドであっても、上記の光の透過率は、７１％未満である。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して存在することができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在することができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、結晶欠陥線が結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在することから、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることができる。ここで、結晶欠陥線状集合領域が線状に延びる方向とは、複数の結晶欠陥線状集合領域がそれぞれ延びる複数の方向の平均の方向である上記特定される一方向をいう。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、結晶欠陥線状集合領域が、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下であることから、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に複数並列する高密度の結晶欠陥線状集合領域により欠けにくい方向が制御できる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥線状集合領域は、結晶成長主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、結晶成長主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことから、単結晶ダイヤモンドにおける欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド全体の強度が増強される。かかる観点から、結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ５００μｍ以上のより長い結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことができる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点の密度を２０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、結晶欠陥点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいことから、高密度の結晶欠陥点に対応する高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点の密度を３００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥点の密度が３００ｍｍ^-2より大きいことから、より高密度の結晶欠陥点に対応する高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生がより抑制される。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点の密度を１５００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥点の密度が１５００ｍｍ^-2より大きいことから、さらに高密度の結晶欠陥点に対応する高密度の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生がさらに抑制される。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を２０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果が大きいため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を３０ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が３０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果がより大きいため、大きな欠損の発生がさらにより抑制される。

さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を５００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が５００ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果がより大きいため、大きな欠損の発生がさらにより抑制される。さらに、本実施形態の単結晶ダイヤモンドにおいて、結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度を１０００ｍｍ^-2より大きくすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、複合転位が結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が１０００ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果がより大きいため、大きな欠損の発生がさらにより抑制される。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含むことができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、複数の単結晶ダイヤモンド層を含むことから、結晶欠陥線の形成が促進されるため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含み、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生または分岐しており、結晶成長主面の結晶欠陥点を、結晶成長主面と反対側の主面の結晶欠陥点より高密度とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生または分岐することから、単結晶ダイヤモンド層の層数が増すごとに、結晶成長主面の結晶欠陥点が増加するため、結晶成長主面の結晶欠陥点が、結晶成長主面と反対側の主面の結晶欠陥点より高密度となり、耐欠損性がより高くなる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、複数の単結晶ダイヤモンド層を含み、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面の結晶欠陥点および結晶成長主面と反対側の結晶成長主面の結晶欠陥点を、各単結晶ダイヤモンド層の界面の結晶欠陥点より高密度とすることができる。かかる単結晶ダイヤモンドは、高純度で光透過率が高いことに加えて、各単結晶ダイヤモンド層の界面で、結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流することから、単結晶ダイヤモンド層の層数が増すごとに、結晶成長主面の結晶欠陥点および反対側の結晶成長主面の結晶欠陥点が増加するため、結晶成長主面の結晶欠陥点および反対側の結晶成長主面の結晶欠陥点が各単結晶ダイヤモンド層の界面の結晶欠陥点より高密度より高くなり、両側の主面の大きな欠損の発生が抑制され、両側の主面の耐欠損性が高く、強度が高くなる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドは、また、多数の結晶欠陥線による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるため、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などに好適に用いられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドを含む部品は、本実施形態の単結晶ダイヤモンドを含む半導体基板、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク、ヒートスプレッダ）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、バイオチップ、センサーおよび半導体基板からなる群から選択される部品である。かかる部品は、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを含むため、高純度で光透過率が高いことに加えて、大きな欠損抑制され、耐欠損性が高く強度が高い。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドを含む工具は、本実施形態の単結晶ダイヤモンドを被削材との接触部分に含む、切削バイト、フライスワイパー、エンドミル、ドリル、リーマー、カッター、ドレッサー、ワイヤーガイド、伸線ダイス、ウォータージェットノズル、ダイヤモンドナイフ、ガラス切りおよびスクライバーからなる群から選択される工具である。かかる工具は、被削材との接触部分に本実施形態の単結晶ダイヤモンドを含むため、高純度で光透過率が高いことに加えて、大きな欠損抑制され、高耐欠損性で強度が高く、かつ純度が高いため耐摩耗性にも優れる。

本発明の一実施形態にかかる化学気相堆積装置は、上記の単結晶ダイヤモンドの製造方法に用いられる化学気相堆積装置であって、チャンバと、チャンバ内に配置された補助板の表面の少なくとも一部に保護膜が形成された保護膜付補助板と、を備える。本実施形態の化学気相堆積装置は、チャンバ内に配置された保護膜付補助板８を備えるため、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンドを製造することができる。

[本発明の実施形態の詳細]
＜実施形態１：単結晶ダイヤモンドの製造方法＞
本実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドの製造方法について、図１〜図１３を参照して、説明する。

図１〜図４および図７〜図９を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、補助板４の表面の少なくとも一部に保護膜５を形成する工程Ｓ１と、ダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２と、補助板４に保護膜５が形成された保護膜付補助板８とダイヤモンド種結晶基板１０とをチャンバ２内に配置する工程Ｓ３と、チャンバ２内に炭素を含むガスを導入しながら、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面上に化学気相堆積（以下、ＣＶＤともいう）法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させる工程Ｓ４と、を備える。本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法によれば、上記の工程を備えることにより、不純物元素の含有量が低く、光透過率が高くかつ耐欠損性に優れた単結晶ダイヤモンドが得られる。

（補助板を準備する工程）
図１、図２および図９を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、準備される補助板４は、特に制限はなく、たとえば、水素などの酸化還元雰囲気で安定かつ比較的安価で大面積板を入手可能な、モリブデン、銅、アルミニウム、ニオブ、タンタル、石英、サファイア、アルミナ、酸化マグネシウム、チタン酸ストロンチウム、イットリア安定ジルコニアなどが好適に用いられる。補助板４は、マイクロ波を透過し、また、還元性雰囲気下でも安定である観点から、酸化物であることが好ましい。酸化物としては、石英、サファイア、アルミナ（酸化アルミニウム）、マグネシア（酸化マグネシウム）、チタン酸ストロンチウム、イットリア安定ジルコニアなどが好適である。補助板４の厚さは、取扱い易い観点から、１ｍｍ以上５ｍｍ 以下が好ましく、１ｍｍ以上３ｍｍ以下がより好ましい。

（補助板の表面の少なくとも一部に保護膜を形成する工程Ｓ１）
図１、図２および図９を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、補助板の表面の少なくとも一部に保護膜を形成する工程Ｓ１により、補助板４の表面の少なくとも一部に保護膜５を形成し、補助板４に保護膜５が形成された保護膜付補助板８を準備する。保護膜５は、後述の補助板４に保護膜５が形成された保護膜付補助板８とダイヤモンド種結晶基板１０とをチャンバ内に配置する工程Ｓ３において説明するように、補助板４を形成する元素が単結晶ダイヤモンドに混入することを抑制したり、チャンバ２内の不純物元素が単結晶ダイヤモンドに混入することを抑制したりする機能を有する。保護膜５は、たとえば、補助板４の表面に、真空スパッタ法、真空蒸着法、イオンプレーティング法、イオンビーム蒸着法などを用いてアルミニウム、チタン、バナジウム、クロム、ニッケル、ジルコニウム、ニオブ、モリブデン、ハフニウム、タンタル、タングステン、イリジウムなどの薄膜を形成して得ることができる。

保護膜５は、補助板４の主面とともに、側面にも形成することが好ましい。保護膜５の厚さは０．５μｍ以上が好ましく５μｍ以上がさらに好ましい。保護膜５の厚さの上限について特に制限はないが、形成の容易性の観点から１０００μｍ以下が好ましい。

保護膜５は、補助板４の表面の少なくとも一部に形成することで効果がある。補助板４の露出している表面積に対する保護膜５の面積の百分率で定義される保護膜比率（％）は、１０％以上が好ましく、３０％以上がより好ましく、５０％以上がより好ましく、７５％以上がさらに好ましく、１００％がもっとも好ましい。

保護膜５は、チャンバ２内の不純物元素が単結晶ダイヤモンドに混入することを抑制する観点から、炭素以外の元素のゲッターとなる金属元素を含むことが好ましい。ゲッターとは、チャンバ内の不純物元素を吸着し単結晶ダイヤモンドへの混入を抑制するものをいう。ゲッターとなる金属元素とは、たとえば、酸素と化合物を形成する金属元素、具体的には、アルミニウム、チタン、クロム、ニッケル、ジルコニウム、モリブデン、ハフニウム、タングステン、イリジウムなどが好適に挙げられる。

（ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程Ｓ２）
図１、図４および図９を参照して本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、ダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２は、特に制限はないが、耐欠損性に優れた単結晶ダイヤモンドを得る観点から、主面１０ｍ上に種結晶損傷点を有するダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２であることが好ましい。ここで、種結晶損傷点の密度は、３ｍｍ^-2以上が好ましく、５ｍｍ^-2以上がより好ましい。あるいは、主面１０ｍ上に結晶欠陥点の群が集合して存在するＣＶＤ（化学気相堆積）ダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２であることが好ましい。さらに、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２であることがより好ましい。すなわち、かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程（図９（Ａ））と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に、ＣＶＤ（化学気相堆積）法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させる工程（図９（Ｂ））と、を備える。

ここで、主面（結晶成長主面）とは基本的に結晶成長の表面を指す。あるいは、結晶成長の表面に近い側の研磨した表面を指す。また、結晶欠陥点の群が集合するという表現は、以下のような内容である。すなわち、結晶欠陥点２０ｄｐは、一つの起点から枝分かれした複数の結晶欠陥点あるいはそれらの途中から枝分かれした結晶欠陥点の集まりを一つの群とし、別の起点由来のものは別の群とする。同じ群を全て包含する最小の円を群のエリアと表現すると、ある群のエリアと別の群のエリアが接触もしくは重なる場合に、群が集合していると表現する。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面１０ｍ上に好ましくは３ｍｍ^-2以上より好ましくは５ｍｍ^-2以上の密度の種結晶損傷点を有するダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に、あるいは主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して存在するダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に、ＣＶＤ法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させることにより、結晶欠陥点の群が集合して存在する単結晶ダイヤモンド２０が得られる。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、多数の結晶欠陥点の群による応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に、ＣＶＤ法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列して存在する単結晶ダイヤモンド２０が得られる。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒ（図５および図６を参照）により欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程は、特に制限はなく、たとえば、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に凹凸を形成する工程を含むことができる。凹凸を形成するのは、凹凸に対応した種結晶欠陥点１０ｄｐを形成することができるからである。主面１０ｍ上の凹凸の深さは、０．１ｎｍ以上１００ｎｍ以下が好ましく、１ｎｍ以上７０ｎｍ以下がより好ましい。主面１０ｍ上の凹凸は、ランダムでもよいが、凹凸の群が集合して、線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を形成していることが好ましい。主面１０ｍ上の凹凸は、エッチング、研磨、フォトリソグラフィ、レーザなどで形成できる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下であることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、種結晶欠陥線状集合領域を、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在させ、かつ、それが線状に延びる方向における間隔を５００μｍ以下とすることにより、図５および図６に示す結晶欠陥線状集合領域２０ｒが、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔Ｄが５００μｍ以下である単結晶ダイヤモンド２０が得られるため、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列する高密度の任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できる単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

上記の観点から、種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり４つ以上存在すること、および／または、線状に延びる方向における間隔が１００μｍ以下であることがより好ましい。複数並列する種結晶欠陥線状集合領域の間のピッチは、５００μｍ以下であることが好ましく、２５０μｍ以下であることがより好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い種結晶欠陥線状集合領域が５本以上含むことから、成長させる単結晶ダイヤモンド２０における欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド２０全体の強度が増強される。かかる観点から、種結晶欠陥線状集合領域は、主面の１ｃｍ²当たりに、長さ５００μｍ以上のより長い種結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことがより好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度は１０ｍｍ^-2より大きくすることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度を１０ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの密度が２０ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドがＣＶＤ（化学気相堆積）法により得られるため、高密度の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される単結晶ダイヤモンド２０が得られる。かかる観点から、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度は、１００ｍｍ^-2より大きいことがより好ましく、１０００ｍｍ^-2より大きいことがさらに好ましく、１×１０⁴ｍｍ^-2より大きいことが特に好ましい。たとえば、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度を１００ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの密度が３００ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドがＣＶＤ法により得られる。また、たとえば、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度を３００ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの密度が１５００ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドがＣＶＤ法により得られる。さらに、たとえば、種結晶欠陥点１０ｄｐの密度を１０００ｍｍ^-2より大きくすることにより、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの密度が３０００ｍｍ^-2より大きい単結晶ダイヤモンドがＣＶＤ法により得られる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶欠陥線状集合領域は、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像（すなわち、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍについてのＸ線トポグラフィー像）において好適に示される。

図９、図１２および図１３を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点１０ｄｉの密度を３ｍｍ^-2より大きくすることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、種結晶欠陥点のうち特に化学気相堆積法で成長させた単結晶ダイヤモンド２０に多数の結晶欠陥線２０ｄｑを生じさせる種結晶損傷点１０ｄｉの密度を３ｍｍ^-2より大きくすることにより、高密度の結晶欠陥線２０ｄｑを有する単結晶ダイヤモンド２０がＣＶＤ（化学気相堆積）法により得られるため、高密度の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により、大きな欠損が抑制される単結晶ダイヤモンドが得られる。かかる観点から、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点１０ｄｉの密度を３０ｍｍ^-2より大きくすることがより好ましい。

ここで、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを水素終端処理する方法は、特に制限はないが、効率的に処理する観点から、水素ガスを流した減圧雰囲気下で、２．４００ＧＨｚ〜２．４９７ＧＨｚまたは９０２ＭＨｚ〜９２８ＭＨｚのマイクロ波の導入、または、熱フィラメントによる加熱によって発生させた水素プラズマをダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに照射することにより行なう。このときのダイヤモンド種結晶基板１０の温度は、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍの形状変化を防止する観点から、８００℃以下が好ましく、６００℃以下がより好ましい。また水素終端処理が進むよう、４００℃以上が好ましい。水素終端処理時間は、確実に水素末端処理する観点から３分以上が好ましく、エッチングされないようにする観点から１５分以下が好ましい。

上記のように水素終端されたダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍは、電気陰性度が負になることから、電子顕微鏡の１次電子により励起されたキャリアが容易に２次電子として検出できるため、結晶内部のキャリアをトラップする欠陥の分布として２次電子像を観察することができる。このため、図１２に示すような主面１０ｍに明瞭な亀裂などの欠陥がある場合のみならず、図１３に示すような主面１０ｍに明瞭な欠陥がない場合においても、上記結晶欠陥に加えて、微細な亀裂、微細な歪みなどを含めた結晶損傷およびその密度を評価することができる。具体的には、図１２および図１３において、上記の結晶損傷は、微細な亀裂は暗部として、微細な歪みは明暗の変化として、観察される。この際、ダイヤモンド種結晶基板１０の表面に存在する種結晶損傷点に対する感度を高くするため、加速電圧は１５ｋＶ以下が望ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面の大きさは、大口径の単結晶ダイヤモンドを成長させる観点から、直径３ｍｍ以上が好ましく、直径６ｍｍ以上がより好ましく、直径１０ｍｍ以上がさらに好ましい。

図１、図４および図９（Ａ）を参照して、主面２０ｍ上に結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して存在する単結晶ダイヤモンド２０を得るためのダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２は、特に制限はないが、主面２０ｍ上に結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して存在する単結晶ダイヤモンド２０を得るためのダイヤモンド種結晶基板１０を効率的に準備する観点から、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐおよび／または種結晶損傷点１０ｄｉを形成するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐおよび／または種結晶損傷点１０ｄｉの密度を確認するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ側に、イオンを注入することにより、導電層領域１０ｃを形成するサブ工程と、を含むことができる。

図１、図４および図９（Ａ）を参照して、主面２０ｍ上に結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して存在する単結晶ダイヤモンド２０を得るためにダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２は、特に制限はないが、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して存在するダイヤモンド種結晶基板１０を効率的に準備する観点から、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して存在するように種結晶欠陥点１０ｄｐおよび／または種結晶損傷点１０ｄｉを形成するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐおよび／または種結晶損傷点１０ｄｉの密度を確認するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ側に、イオンを注入することにより、導電層領域１０ｃを形成するサブ工程と、を含むことができる。

図１、図４および図９（Ａ）を参照して、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が線状に集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０を準備する工程Ｓ２は、特に制限はないが、主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０を効率的に準備する観点から、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を形成するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度を確認するサブ工程と、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ側に、イオンを注入することにより、導電層領域１０ｃを形成するサブ工程と、を含むことができる。

まず、ダイヤモンド種結晶基板１０として、高温高圧法により成長されたＩｂ型単結晶ダイヤモンドまたはＩＩａ型単結晶ダイヤモンド、Ｉｂ型単結晶ダイヤモンドまたはＩＩａ型単結晶ダイヤモンドを種結晶基板として上記ＣＶＤ（化学気相堆積）法により成長された単結晶ダイヤモンドが準備される。

ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を形成するサブ工程において、種結晶欠陥点１０ｄｐには、種結晶点欠陥点、種結晶転位点１０ｄｄ（刃状転位、螺旋転位、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位などの転位が主面１０ｍに達する先端の点）、種結晶欠損点１０ｄｖ、種結晶亀裂点、種結晶損傷点１０ｄｉなどの各種の欠陥点が含まれる。また、種結晶欠陥線状集合領域を形成する方法は、特に制限はなく、たとえば、フォトリソグラフィ法を用いて線状のマスクを形成し、その後マスクが形成されていない部分にプラズマエッチングすることにより形成してもよい。また、レーザ加工により形成してもよい。ダイヤモンド砥粒をメタルでボンドした砥石や、鋳鉄にダイヤモンド砥粒を分散した砥石による機械研磨により形成してもよい。さらに、かかる機械研磨後に反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）、マイクロ波プラズマエッチング、またはイオンミリングを行うことにより、転位の起点となる亀裂をさらに精度よく制御することができる。特に、マスク形成とＲＩＥを行う場合は、酸素（Ｏ₂）とＯ₂の流量（単位はｓｃｃｍ）に対して１％以下の流量（単位はｓｃｃｍ）の四フッ化炭素（ＣＦ₄）とでドライエッチングするのが好ましい。このようにすれば、ドライエッチング後に針状の凹凸ができやすく、ＣＶＤ（化学気相堆積）後に結晶欠陥線の起点となりやすいからである。

種結晶欠陥線状集合領域が線状に延びる方向については、好ましい方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒを有する単結晶ダイヤモンド２０を成長させる観点から、＜１００＞方向から、３０°以内の方向が好ましく、１５°以内の方向がより好ましい。

ここで、亀裂とは、１μｍ以上の深さにえぐられた穴および１μｍ〜１０μｍの長さを有する線状の亀裂を指す。後者は特に主に＜１１０＞方向に向いて入りやすい微小劈開などを指す。亀裂点とは、亀裂が主面１０ｍに達する先端の点を指す。また、結晶損傷とは、１μｍ未満の深さにえぐられた微小な穴および１μｍ未満の微小な亀裂、ならびに結晶歪みなどを指す。結晶損傷点とは、結晶損傷が主面１０ｍに達する先端の点を指す。種結晶加工後の主面１０ｍの算術平均粗さＲａ（ＪＩＳ Ｂ０６０１：２０１３に規定する算術平均粗さＲａをいう。以下同じ。）は０．１ｎｍ〜３０ｎｍが望ましい。またこの際、主面１０ｍは（００１）面から２°以上１５°以下のオフ角があることが好ましい。主面１０ｍのオフ方向は、＜１００＞方向から１５°以内、または、＜１１０＞方向から１５°以内が好ましい。主面１０ｍの（００１）面からのオフ角が２°未満である場合は、オフ方向に特に制限はなく、主面１０ｍの（００１）面からのオフ角が２°以上１５°以下の場合に比べて、より高圧の条件でＣＶＤ成長させるのが好ましい。

上記の方法により、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に、種結晶欠陥線状集合領域を、それが延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、それが線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下になるように形成することが好ましい。

種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度を確認するサブ工程において、光学顕微鏡および／またはＸ線トポグラフィーの像を観察することにより、種結晶欠陥点１０ｄｐが１０ｍｍ^-2より大きいことを確認することが好ましい。また、上記のようにダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを水素終端した後、主面１０ｍを電子顕微鏡の２次電子像を観察することにより、種結晶損傷点１０ｄｉの密度が３ｍｍ^-2より大きいことを確認することが好ましい。ここで、種結晶欠陥点１０ｄｐが１０ｍｍ^-2以下および種結晶損傷点１０ｄｉの密度が３ｍｍ^-2以下の少なくともいずれかの場合は、条件を変えて種結晶欠陥線状集合領域を形成するサブ工程を繰り返すことが好ましい。また、種結晶欠陥点１０ｄｐが１×１０⁶ｍｍ^-2より大きいか種結晶損傷点１０ｄｉの密度が５×１０⁵ｍｍ^-2より大きいかの少なくともいずれかの場合は、エッチングなどにより種結晶欠陥点および種結晶損傷点の少なくともいずれかの密度を下げることが好ましい。

このとき、ダイヤモンド種結晶基板１０が窒素原子やリン原子などのドナー原子が多いｎ型の場合、水素終端した表面付近でバンドが上昇し、２次電子の放出が阻害される場合がある。そのため、ダイヤモンド種結晶基板１０として、Ｉｂ型単結晶ダイヤモンドを用いても種結晶損傷点１０ｄｉの観察が可能であるが、ダイヤモンド種結晶基板１０のドナー密度は、３０ｐｐｍ以下であることが好ましく、１ｐｐｍ以下であることが好ましく、ダイヤモンド種結晶基板１０として、ＩＩａ型単結晶ダイヤモンドまたはＣＶＤ（化学気相堆積）法により成長させた単結晶ダイヤモンを用いることが好ましい。

ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ側に導電層領域１０ｃを形成するサブ工程は、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ側にイオンを注入することにより行なう。イオンは、炭素、水素、リチウム、ホウ素、窒素、酸素またはリンのイオンが好ましく用いられる。

（保護膜付補助板とダイヤモンド種結晶基板とをチャンバ内に配置する工程Ｓ３）
図３を参照して、単結晶ダイヤモンドを製造する装置、たとえば、ＣＶＤ装置１（化学気相堆積装置）は、チャンバ２内に、基板支持部材３が設けられている。通常、チャンバ２は石英管で形成され、基板支持部材３は銅で形成されている。基板支持部材３の上面には基板ホルダ６が配置されている。基板ホルダ６の上面にはダイヤモンド種結晶基板１０を配置する。図３および図９を参照して、ダイヤモンド種結晶基板１０は、その主面１０ｍが露出するように配置する。図３を参照して、基板支持部材３の上面に、補助板４に保護膜５が形成された保護膜付補助板８を配置する。保護膜付補助板８は、保護膜５の少なくとも一部が露出するように配置する。基板ホルダ６および保護膜付補助板８は、基板支持部材３の上面のすべてを覆うように配置することが好ましい。

図３および図９を参照して、銅で形成されている基板支持部材３の上面が露出していると、ダイヤモンド種結晶基板１０上に単結晶ダイヤモンド２０を成長させる際に、基板支持部材３の上面に原料炭素がグラファイトやダイヤモンドライクカーボンとして析出する。基板支持部材３上に析出したグラファイトなどの析出炭素は、雰囲気中に浮遊しやすく、該析出炭素はダイヤモンド種結晶基板１０上に成長する単結晶ダイヤモンド中に取り込まれてしまう。

そこで、従来のＣＶＤ装置では、基板支持部材３の上面には補助板４が配置されている。補助板４上にも原料炭素がグラファイトなどとして析出するが、補助板４としての石英板は該析出炭素を強固に保持することができるため、該析出炭素は雰囲気中に浮遊しにくい。したがって、基板支持部材３上に補助板４として石英板が配置されることで、ダイヤモンド種結晶基板１０上に成長する単結晶ダイヤモンド中に析出炭素が取り込まれることを抑制することができる。

しかし、基板支持部材３上に補助板４として石英板を配置することで、ダイヤモンド種結晶基板１０上に単結晶ダイヤモンド２０を成長させる際に、石英板に含まれるケイ素が単結晶ダイヤモンドに不純物元素として混入してしまう。

そこで、本実施形態の単結晶ダイヤモンドの製造方法に用いられるＣＶＤ装置では、補助板４の表面の少なくとも一部に保護膜５が形成された保護膜付補助板８を用いることで、単結晶ダイヤモンド２０への、析出炭素の取り込みを抑制するとともに、ケイ素の混入を抑制することができる。

（単結晶ダイヤモンドを成長させる工程Ｓ４）
図１〜図４および図９（Ｂ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法において、単結晶ダイヤモンド２０を成長させる工程Ｓ４は、チャンバ２内に炭素を含むガスを導入しながら、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上にＣＶＤ法により単結晶ダイヤモンド２０を成長させることにより行なう。ＣＶＤ法としては、マイクロ波プラズマＣＶＤ法、ＤＣプラズマＣＶＤ法、ホットフィラメントＣＶＤ法などが好適に用いられる。炭素を含むガスとしては、ＣＨ₄、Ｃ₂Ｈ₆、Ｃ₂Ｈ₄、Ｃ₂Ｈ₂、ＣＨ₃ＯＨ、Ｃ₂Ｈ₅ＯＨ、(ＣＨ₃)₂ＣＯなどが好適に用いられる。また、炭素を含むガス以外の単結晶成長用ガスとしては、水素、アルゴン、酸素、一酸化炭素、二酸化炭素などが好適に用いられる。

チャンバ２内に導入するガスは、炭素および酸素を含むことが好ましい。ガス中の酸素は、単結晶ダイヤモンド２０中に窒素やケイ素などの不純物元素が混入するのを防止するとともに、単結晶ダイヤモンド２０と同時に形成されるグラファイトを優先的にエッチングする作用を有している。したがって、得られた単結晶ダイヤモンドは純度が高く、光の透過率が高く、光学的に透明である。すなわち、従来は高純度の単結晶ダイヤモンドを得るためには、高価な高純度の原料ガスを用いることが必要であったが、本実施形態では、炭素に加えて酸素を含むガスを導入し、さらに補助板４の表面の少なくとも一部に保護膜５が形成された保護膜付補助板８を用いることで、高純度の単結晶ダイヤモンドを成長させることができる。

ここで、酸素を含むガスとしては、たとえばＣＯ₂、Ｏ₂、ＣＯ、ＣＨ₃ＯＨ、Ｃ₂Ｈ₅ＯＨ、(ＣＨ₃)₂ＣＯ、Ｈ₂Ｏなどが好適に用いられる。

チャンバ２内に導入する炭素と酸素とを含むガスの組み合わせは、たとえばＣＨ₄とＯ₂とＨ₂との体積比で、１：０．０１：３〜１：０．８：１００が好ましく、１：０．０５：３〜１：０ ．８：１００がさらに好ましい。酸素を含むガスが炭素と酸素とを含むガスの合計量の６０体積％を超えると、酸素を含むガスがダイヤモンド種結晶基板１０上に成長する単結晶ダイヤモンド２０をエッチングしてしまい、単結晶ダイヤモンド２０の成長速度が低下してしまう。

成長させる単結晶ダイヤモンド２０の厚さは、特に制限はないが、半導体材料、電子部品、放熱部品、光学部品、電子部品、切削工具、研磨工具などを好適に形成する観点から、３００μｍ以上が好ましく、５００μｍ以上がより好ましい。ダイヤモンド種結晶基板１０に応力による割れが発生するのを防止する観点から、１５００μｍ以下が好ましく、１０００μｍ以下がより好ましい。厚さが１０００μｍより大きい単結晶ダイヤモンド２０を成長させる場合は、厚さが５００μｍ以下の第１の単結晶ダイヤモンド層２１を成長させた後、後述のようにダイヤモンド種結晶基板１０を除去した後、第１の単結晶ダイヤモンド層２１上に、追加の単結晶ダイヤモンド２０として、第２の単結晶ダイヤモンド層２２を成長させることが好ましい。

なお、図８に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０を成長させる場合、ダイヤモンド種結晶基板１０上に単結晶ダイヤモンド２０として第１の単結晶ダイヤモンド層２１および第２の単結晶ダイヤモンド層２２を続けて成長させることもできる。しかし、厚さの大きい（たとえば厚さが１０００μｍより大きい）単結晶ダイヤモンド２０を成長させる場合は、単結晶ダイヤモンド２０の厚さが大きくなることによりダイヤモンド種結晶基板１０が応力により割れることを防止する観点から、図９（Ｂ）〜（Ｄ）に示すように、厚さが５００μｍ以下の第１の単結晶ダイヤモンド層２１を成長した後、ダイヤモンド種結晶基板１０を除去し、その後に、第２の単結晶ダイヤモンド層２２を追加して成長させることが好ましい。

（ダイヤモンド種結晶基板の除去工程）
図９（Ｃ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、効率よく単結晶ダイヤモンド２０を得る観点から、ダイヤモンド種結晶基板１０を除去する工程をさらに備えることができる。

ダイヤモンド種結晶基板１０を除去する工程は、ダイヤモンド種結晶基板１０を効率よく除去する観点から、レーザ切断により除去することが好ましい。また、電解エッチングなどの電気化学的エッチングにより、ダイヤモンド種結晶基板１０にイオン注入することにより形成された導電層領域１０ｃを分解除去することにより、ダイヤモンド種結晶基板１０を除去することも好ましい。

（単結晶ダイヤモンドの追加成長工程）
図９（Ｄ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法は、大きな欠損の発生がさらに抑制される単結晶ダイヤモンド２０を得る観点から、単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程をさらに備えることができる。

単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程は、既に成長させた単結晶ダイヤモンド２０である第１の単結晶ダイヤモンド層２１の主面上に、ＣＶＤ法により、第２の単結晶ダイヤモンド層２２を成長させることにより行なう。第１の単結晶ダイヤモンド層２１には、図９（Ｃ）に示すように、ダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２１ｄｑが結晶成長方向に延びている。第１の単結晶ダイヤモンド層２１上にＣＶＤ法により成長された第２の単結晶ダイヤモンド層２２には、結晶欠陥線２１ｄｑの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２２ｄｑが結晶成長方向に延びて単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍに達する先端が結晶欠陥点２０ｄｐとなる。

このとき、一般的に、第１の単結晶ダイヤモンド層２１においてはダイヤモンド種結晶基板１０の１つの種結晶欠陥点１０ｄｐから複数の結晶欠陥線２１ｄｑが引き継がれ、第２の単結晶ダイヤモンド層２２においてはダイヤモンド種結晶基板１０の１つの結晶欠陥線２１ｄｑから複数の結晶欠陥線２２ｄｑが引き継がれるため、単結晶ダイヤモンド層２１，２２の数が多くなるほど、単結晶ダイヤモンド２０の結晶欠陥点２０ｄｐは多くなり、大きな欠損の発生がさらに抑制される。

上記のようにして、図９（Ｄ）に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含み、各単結晶ダイヤモンド層２１，２２の界面２１２ｉで、結晶欠陥線２１ｄｑ，２２ｄｑが新たに発生または分岐しており、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐを、結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎの結晶欠陥点２０ｎｄｐより高密度である単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

また、図９（Ｃ）および図１０を参照して、単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程として、図９（Ｃ）で得られる単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、ＣＶＤ（化学気相堆積）法により、さらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより行なうことができる。このようにして、図１０に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂを含み、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂの界面２０ｉで、結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび結晶成長主面２０ａｍと反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂの界面２０ｉの結晶欠陥点より高密度である単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

また、図９（Ｄ）および図１１を参照して、単結晶ダイヤモンド２０を追加して成長させる工程として、図９（Ｄ）で得られる単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、ＣＶＤ法により、さらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより行なうことができる。このようにして、図１１に示すように、複数の単結晶ダイヤモンド層２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂを含み、各単結晶ダイヤモンド層２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉで、結晶欠陥線２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび結晶成長主面２０ａｍと反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが、各単結晶ダイヤモンド層２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉの結晶欠陥点より高密度である単結晶ダイヤモンド２０が得られる。

＜実施形態２：単結晶ダイヤモンド＞
本実施形態にかかる単結晶ダイヤモンドについて、図１〜図１３を参照して、説明する。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０のある例は、不純物元素として窒素を５００ｐｐｂ未満で含む。本例の単結晶ダイヤモンド２０は、不純物元素原子として５００ｐｐｂ未満の窒素原子しか含有していないことから、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子である窒素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線２０ｄｑ，２１ｄｑ，２２ｄｑ自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。また、本例の単結晶ダイヤモンド２０は、窒素原子の含有量が５００ｐｐｂ未満であるため、結晶欠陥が多くなっても、光透過率が高い。このため、本例の単結晶ダイヤモンドは、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などの用途に好適に用いられる。

単結晶ダイヤモンド２０中の窒素の含有量は、５００ｐｐｂ未満であり、２５０ｐｐｂ未満が好ましく、７５ｐｐｂ未満がより好ましく、３５ｐｐｂ未満がさらに好ましく、１５ｐｐｂ未満が特に好ましい。単結晶ダイヤモンド２０中の窒素の含有量は、ＳＩＭＳ（二次イオン質量分析）法により測定する。１０ｐｐｂ付近以下の含有量の窒素に関しては、ＳＩＭＳ法での検出下限であり測定が困難であるため、ＥＰＲ（電子スピン常磁性共鳴）法により測定する。なお、ＥＰＲ法での検出下限は０．０１ｐｐｂである。

単結晶ダイヤモンド２０中の窒素の含有量は、チャンバ内に導入するガスの炭素を含むガスおよび酸素を含むガスとの組み合わせの体積比、補助板４の露出している表面積に対する保護膜５の面積の百分率で定義される保護膜比率（％）などにより調整する。単結晶ダイヤモンド２０中の窒素の含有量を低減する観点から、ガスの組み合わせの体積比は、ＣＨ₄：Ｏ₂：Ｈ₂が、１：０．０１：２０〜１：０．４：１００が好ましく、１：０．０３：２０〜１：０ ．４：１００がより好ましく、保護膜比率は、３０％以上が好ましく、５０％以上がより好ましく、８０％以上がさらに好ましく、９０％以上が特に好ましく、１００％が最も好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の別の例は、不純物元素としてケイ素を１０００ｐｐｂ未満で含む。本例の単結晶ダイヤモンド２０は、不純物元素原子として１０００ｐｐｂ未満のケイ素原子しか含有していないことから、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子であるケイ素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線２０ｄｑ，２１ｄｑ，２２ｄｑ自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。また、本例の単結晶ダイヤモンド２０は、ケイ素原子の含有量が１０００ｐｐｂ未満であるため、結晶欠陥が多くなっても、光透過率が高い。このため、本例の単結晶ダイヤモンドは、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などの用途に好適に用いられる。

単結晶ダイヤモンド２０中のケイ素の含有量は、１０００ｐｐｂ未満であり、２００ｐｐｂ未満が好ましく、５０ｐｐｂ未満がより好ましく、５ｐｐｂ未満がさらに好ましく、０．０５ｐｐｂ未満が特に好ましく、０．００５ｐｐｂ未満が最も好ましい。単結晶ダイヤモンド２０中のケイ素の含有量は、ＳＩＭＳ法により測定する。１ｐｐｂ付近以下含有量のケイ素に関しては、ＳＩＭＳ法での検出下限となり測定が困難であるため低温ＰＬ（フォトルミネッセンス）分光分析法によって測定する。低温ＰＬ分光分析測定は、全て試料を液体窒素にて冷却し、緑色（５１４ｎｍ）レーザ励起を用いて行った。低温ＰＬ分光分析測定により、ダイヤモンドに起因した５７２ｎｍのピークと、ケイ素に起因した７３７ ｎｍのピークが観測され、これらピーク強度比（７３７ｎｍ／５７２ｎｍ）とＳＩＭＳ法による定量値との相関から１ｐｐｂ以下のケイ素含有量を測定した。なお、低温ＰＬ分光分析法での検出下限は０．０００１ｐｐｂである。

単結晶ダイヤモンド２０中のケイ素の含有量は、チャンバ内に導入するガスの炭素を含むガスおよび酸素を含むガスとの組み合わせの体積比、補助板４の露出している表面積に対する保護膜５の面積の百分率で定義される保護膜比率（％）などにより調整する。単結晶ダイヤモンド２０中のケイ素の含有量を低減する観点から、ガスの組み合わせの体積比は、ＣＨ₄：Ｏ₂：Ｈ₂が、１：０．０１：２０〜１：０．８：１００が好ましく、１：０．０５：２０〜１：０．８：１００がより好ましく、保護膜比率は、３０％以上が好ましく、５０％以上がより好ましく、８０％以上がさらに好ましく、９０％以上が特に好ましく、１００％が最も好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０のさらに別の例は、窒素およびケイ素以外の不純物元素を５００ｐｐｂ未満で含む。本例の単結晶ダイヤモンド２０は、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子を５００ｐｐｂ未満しか含有していないことから、特定部分に強い応力がかかったときに欠けの伸展を攪乱する異元素原子である窒素原子およびケイ素原子以外の不純物元素原子が低濃度であるため、長距離に及ぶ大きな欠損が発生しやすくなるのが、多数の結晶欠陥線２０ｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ｄｑ自身とそれによる応力緩和により欠けの伸展が攪乱されるため、大きな欠損の発生が抑制される。また、本例の単結晶ダイヤモンド２０は、窒素原子およびケイ素原子以外の不純物原子の含有量が５００ｐｐｂ未満であるため、結晶欠陥が多くなっても、光透過率が高い。このため、本例の単結晶ダイヤモンドは、半導体材料（ダイオード、トランジスタなど）、電子部品（抵抗部、容量部など）、放熱材料（ヒートシンク）、光学部品（窓材、レンズなど）、宝飾素材、切削工具、研磨工具などの用途に好適に用いられる。

単結晶ダイヤモンド中の窒素およびケイ素以外の不純物元素の含有量は、５００ｐｐｂ未満であり、２００ｐｐｂ未満が好ましく、１００ｐｐｂ未満がより好ましく、７５ｐｐｂ未満がさらに好ましい。単結晶ダイヤモンド中の窒素およびケイ素以外の不純物元素の含有量は、ＳＩＭＳ法により測定する。０．５ｐｐｂ付近以下の含有量の窒素およびケイ素以外の不純物元素に関しては、ＳＩＭＳ法での検出下限であり測定が困難である。

ここで、窒素（原子）およびケイ素（原子）以外の不純物元素（原子）は、上記の実施形態の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法に用いられる保護膜付補助板８の補助板４および保護膜５に含まれる元素（原子）であり、具体的には、酸素、マグネシウム、アルミニウム、チタン、クロム、ニッケル、銅、ストロンチウム、イットリウム、ジルコニウム、モリブデン、ハフニウム、タングステン、イリジウムなどが挙げられる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、その厚さを５００μｍとしたときの５００ｎｍの波長の光の透過率を５５％以上とすることができる。ここで、単結晶ダイヤモンドの厚さを５００μｍとしたときの光の透過率とは、その厚さが５００μｍのときに測定した光の透過率、または、その厚さが５００μｍ以外のときに測定した光の透過率を測定して厚さが５００μｍのときに換算した光の透過率をいう。また、光の透過率の正確な評価には、表面散乱が２％以下になるように表面研磨することが好ましい。従来単結晶ダイヤモンドは、結晶欠陥と不純物原子の相乗効果により、５００ｎｍの波長の光を吸収するため、かかる波長の光の透過率が低下する。しかし、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は高純度であるため、厚さを５００μｍとしたときの５００ｎｍの波長の光の透過率が５５％以上でありながら、大きな欠損の発生が抑制される。ここで、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０における上記の光の透過率は、表面散乱が存在する場合には、表面散乱を補正する換算をした正透過率を意味する。正透過率は、実測透過率から、（正透過率）＝（実測透過率）／（１−（（表面散乱率）／１００））の換算式で定義できる。たとえば、表面散乱が２％の場合は、実測透過率を０．９８で除した値が正透過率と定義できる。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、結晶成長主面２０ｍについてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥２０ｄが存在する線を示す結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して存在することが好ましい。また、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、結晶成長主面２０ｍについてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥２０ｄが存在する線を示す結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列して存在することが好ましい。この図５は透過型で撮影したＸ線トポグラフィー像を模式的に表したものであり、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐを分かりやすくするため黒丸点で示す。

切削工具、耐摩工具などとして広く用いられている高温高圧法により成長させたＩｂ型単結晶ダイヤモンドは、孤立置換型で窒素不純物を含んでおり、孤立置換型の窒素原子が塑性変形の起点となることにより大きな欠損が発生することを防いでいる。しかしながら、ＣＶＤ法により成長させた単結晶ダイヤモンド（ＣＶＤ単結晶ダイヤモンド）は、孤立置換型では窒素原子が入りにくく、空孔や複数の窒素原子と凝集した形で入っており、これらは逆に大きな欠損が発生する原因となっている。

本発明者らは、このようなＣＶＤ単結晶ダイヤモンドに対して、結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列されるように、分散した多数の結晶欠陥２０ｄを積極的に導入することにより、応力が緩和されるため、微細な摩耗が促進され、切削工具として使用不能となるような大きな欠損が発生しにくくなる現象を見出した。また、本発明者らは、高温高圧法により成長させたＩｂ型単結晶ダイヤモンドでは、ＣＶＤ単結晶ダイヤモンドのように分散した転位を導入しにくく、多数の転位が種結晶から放射状に拡散して異方性がないかまたは低い結晶欠陥束となりやすく、耐欠損性の改善が見られず、転位導入による耐欠損性向上はＣＶＤ単結晶ダイヤモンド特有のものであることを見出した。

かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶欠陥線２０ｄｑが結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐの群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒが複数並列して存在することから、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できるため、切削工具、研磨工具、光学部品、電子部品、半導体材料などに好適に用いられる。

ここで、任意に特定される一方向とは、結晶欠陥線の群が集合して線状に延びる平均の方向であり、たとえば、切削工具の場合は耐摩耗性の高い＜１１０＞方向としても良いし、研磨工程の生産性を考慮する場合は摩耗が容易な＜１００＞方向としても良く、用途や利用方法に応じて選択することが可能である。結晶欠陥線の群が集合して線状に延びる方向は、ある程度分散しても良いが、図６に記載のθが３０°以内とすることでより効果的に耐欠損性が向上することを見出した。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥点２０ｄｐおよび結晶欠陥線２０ｄｑは、結晶成長主面２０ｍにおけるＸ線トポグラフィー像においてそれらの存在が示される。すなわち、結晶欠陥点２０ｄｐおよび結晶欠陥線２０ｄｑは、結晶のそれら以外の部分（欠陥がより少ない部分、すなわち、結晶性が高い部分）に比べてＸ線の反射強度が高いため、Ｘ線トポグラフィー像において、ポジ像の場合は暗部として、ネガ像の場合は明部としてそれらの存在が示される。

ここで、結晶欠陥２０ｄには、点欠陥、転位、欠損、亀裂、結晶歪みなどの各種の欠陥が含まれる。また、転位には、刃状転位、螺旋転位、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかと複合した複合転位などが含まれる。これらの結晶欠陥２０ｄからなる結晶欠陥線２０ｄｑは、新たに発生するか、結晶成長主面２０ｍに達するときに線が停止する。結晶成長主面２０ｍに達し結晶欠陥線２０ｄｑの先端を結晶欠陥点２０ｄｐと呼ぶ。本発明では単位面積当たりの結晶欠陥点２０ｄｐの数を数えて密度を定義する。本発明のように１×１０⁴個以上の結晶欠陥点を数えるのは事実上不可能であるため、範囲を限定した任意の領域の５ヶ所の平均値をとっても良い。結晶欠陥点が１０個／ｍｍ²以上ある場合は１ｍｍ角の領域、１００個／ｍｍ²以上では５００μｍ角の領域、１×１０⁴個／ｍｍ²以上では１００μｍ角の領域など範囲を限定して結晶欠陥点を数え、ｍｍ^-2単位に換算する。このとき、結晶欠陥点を数える領域は、必ず結晶欠陥線集合領域を含む箇所とする。結晶欠陥線が停止した部分のどちら側が結晶成長主面に達したか分からない場合は、透過型のＸ線トポグラフィー像の入射角と回折面を変更する、もしくは反射型のＸ線トポグラフィーの撮影も行うことによって、結晶欠陥点を明確化する。

結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、結晶欠陥２０ｄが存在する線である結晶欠陥線２０ｄｑの先端の点である結晶欠陥点２０ｄｐが結晶成長主面２０ｍにおいて線状に集合することにより形成されている。このため、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長方向に平行な方向（すなわち、結晶成長主面２０ｍに垂直な方向）に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像において好適に示される。Ｘ線トポグラフィー像は反射型でも測定可能であるが、反射型で測定されたＸ線トポグラフィー像においては、結晶欠陥線２０ｄｑが重なった像となるため、結晶欠陥点２０ｄｐの集合状態が判明しにくくなるからである。このような結晶欠陥の測定について、複屈折を利用する方法（複屈折法）もあるが、複屈折像に現れない転位や、逆に構造欠陥ではない点欠陥が複屈折像に現れる場合があるため、Ｘ線トポグラフィーが複屈折法より好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンドのＸ線トポグラフィー像の測定においては、高密度の結晶欠陥点を観察する必要があることから、放射光のＸ線を用いるのが好ましい。透過型で測定する場合は、たとえば、波長０．７１ÅのＸ線を用い、２θ＝３２．９°の（２２０）回折を用いて測定する。また、反射型で測定する場合は、たとえば、波長０．９６ÅのＸ線を用い、２θ＝５２．４°の（１１３）回折を用いて測定しても良い。上記のように結晶欠陥点が明確でない場合は、波長を変えて回折角を変えて撮影することによって特定する。同様に実験室系のＸ線回折装置を用いて測定しても良く、たとえばＭｏ線源で（１１１）回折を、Ｃｕ線源で（１１３）回折を観察しても良いが、高解像度で撮影するには長い測定時間を要する。測定にはＣＣＤカメラを使用することも可能だが、解像度を高めるために原子核乾板を用いるのが望ましい。原子核乾板の保管、現像、定着はノイズの増加を避けるため全て１０℃以下の冷却環境で行うのが望ましい。現像後、光学顕微鏡で画像を取り込み、結晶欠陥点および結晶欠陥線の定量化を行う。

単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長方向は、複数の結晶欠陥線２０ｄｑの方向の平均の方向に相当する。また、単結晶ダイヤモンドの結晶成長主面２０ｍとは、結晶成長の最表の主面をいい、一般的には、結晶成長方向に対して垂直な主面である。

結晶欠陥線状集合領域２０ｒが線状に伸びる方向については、基準となる任意に特定される一方向は＜１００＞方向が好く、かかる＜１００＞方向から、３０°以内の方向が好ましく、１５°以内の方向がより好ましい。単結晶ダイヤモンドは＜１１１＞方向に劈開しやすいため、結晶欠陥線状集合領域２０ｒが線状に伸びる方向を上記の範囲とすることにより、単結晶ダイヤモンド２０の欠損をより抑制することができる。また、単結晶ダイヤモンド２０をＣＶＤ法により成長させる際に用いられるダイヤモンド種結晶基板１０が、高温高圧法により成長されたＩｂ型単結晶である場合が多いため、主面が＜１００＞方向に平行な単結晶ダイヤモンド２０が得られやすく、刃幅の大きい工具、大面積の光学部品、電子部品、半導体材料などが得られやすいからである。なお、工具など使用する種類によっては耐摩耗性の高い＜１１０＞方向に揃えた方が良い場合もあるため、その場合には＜１１０＞方向を結晶欠陥線状集合領域２０ｒが線状に伸びる方向とする。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、それが線状に延びる方向（複数の結晶欠陥線状集合領域がそれぞれ延びる複数の方向の平均の方向、すなわち上記で特定される一方向）に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔Ｄが５００μｍ以下であることが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶欠陥線状集合領域２０ｒが、それが線状に延びる方向に垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下であることから、多数の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制されるとともに、複数並列して存在する任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる高密度の結晶欠陥線状集合領域２０ｒにより欠けにくい方向が制御できる。

上記の観点から、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり４つ以上存在すること、および／または、線状に延びる方向における間隔Ｄが１００μｍ以下であることがより好ましい。複数並列する結晶欠陥線状集合領域２０ｒの間のピッチＰは、５００μｍ以下であることが好ましく、２５０μｍ以下であることがより好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、結晶成長主面２０ｍの１ｃｍ²当たりに、図６に示す長さＬが３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含むことが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶成長主面２０ｍの１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域が５本以上含むことから、単結晶ダイヤモンド２０における欠損の発生が抑制されるとともに、単結晶ダイヤモンド２０全体の強度が増強される。かかる観点から、結晶欠陥線状集合領域２０ｒは、主面の１ｃｍ²当たりに、図６に示す長さＬが５００μｍ以上のより長い結晶欠陥線状集合領域を２０本以上含むことがより好ましい。これら結晶欠陥線状集合領域の１ｍｍ当たりの本数（本・ｍｍ^-1）、線状に延びる方向における間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域の本数（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上のより長い結晶欠陥線状集合領域の本数（本・ｃｍ^-2）を定量化する際は、少なくとも１ｍｍ角（１ｍｍ×１ｍｍ）以上の領域で観察するものとする。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥点２０ｄｐの密度は、２０ｍｍ^-2より大きいことが好ましく、３００ｍｍ^-2より大きいことがより好ましく、１０００ｍｍ^-2より大きいことがさらに好ましく、１×１０⁴ｍｍ^-2より大きいことが特に好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、結晶欠陥点２０ｄｐの密度が２０ｍｍ^-2より大きいことから、高密度の結晶欠陥点２０ｄｐに対応する高密度の結晶欠陥線２０ｄｑによる応力緩和により大きな欠損の発生が抑制される。さらに、結晶欠陥点２０ｄｐの密度が１０００ｍｍ^-2より大きい場合は、ワイパーチップなどの断続切削でも耐欠損性に優れる。ただし、結晶欠陥点２０ｄｐが近接しすぎると逆に応力増大効果が加わるため、結晶欠陥点２０ｄｐの密度は１×１０⁶ｍｍ^-2より小さいことが好ましい。

本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０において、結晶欠陥点２０ｄｐのうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である複合転位点の密度は、２０ｍｍ^-2より大きいことが好ましく、３０ｍｍ^-2より大きくことがより好ましく、３００ｍｍ^-2より大きくことがさらに好ましく、３０００ｍｍ^-2より大きくことが特に好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、複合転位が結晶成長主面２０ｍに達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きいため、また、複合転位による応力緩和の効果が大きいため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。さらに、複合転位点の密度が３００ｍｍ^-2より大きい場合は、ワイパーチップなどの断続切削でも耐欠損性に優れる。ただし複合転位点が近接しすぎると逆に応力増大効果が加わるため、複合転位点の密度は３×１０⁵ｍｍ^-2より小さいことが好ましい。

ここで、複合転位は、Ｘ線トポグラフィーにおいて、Ｘ線の回折方向（ｇベクトル）を変えることにより観察できる。たとえばダイヤモンド単結晶の結晶成長主面２０ｍである（００１）面を透過型で観察するとき、［４４０］方向のｇベクトルで観察できてもそのｇベクトルに直交する［４−４０］方向などのｇベクトルで観察できない場合は刃状転位であるが、［４４０］方向および［４−４０］方向などの互いに直交する複数のｇベクトルで観察できる場合は複合転位である。なお、結晶欠陥線２０ｄｑである転位の進行方向である＜００１＞方向と垂直ではなく、＜００１＞方向にも成分を持つバーガースベクトルを持つ他の転位を観察する場合は、たとえば反射型で［０４４］方向、［００４］方向、［１１１］方向、［１１３］方向などのｇベクトルなどで観察できる。ただし、反射型の場合は、転位などの結晶欠陥線２０ｄｑが重なった像となるため、結晶欠陥が本発明の構造となっているか判別しにくくなる。

図８を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含むことが好ましい。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含むことから、結晶欠陥線２１ｄｑ，２２ｄｑの形成が促進されるため、大きな欠損の発生がさらに抑制される。

主面１０ｍ上に種結晶欠陥点１０ｄｐの群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上にＣＶＤ法により成長された第１の単結晶ダイヤモンド層２１には、主面１０ｍ上の種結晶欠陥点１０ｄｐの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２１ｄｑが結晶成長方向に延びる。第１の単結晶ダイヤモンド層２１上にＣＶＤ法により成長された第２の単結晶ダイヤモンド層２２には、結晶欠陥線２１ｄｑの欠陥を引き継ぐ結晶欠陥線２２ｄｑが結晶成長方向に延びて単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍに達する先端が結晶欠陥点２０ｄｐとなる。

このとき、一般的に、第１の単結晶ダイヤモンド層２１においてはダイヤモンド種結晶基板１０の１つの種結晶欠陥点１０ｄｐから複数の結晶欠陥線２１ｄｑが引き継がれ、第２の単結晶ダイヤモンド層２２においては第１の単結晶ダイヤモンド層２１の１つの結晶欠陥線２１ｄｑから複数の結晶欠陥線２２ｄｑが引き継がれるため、単結晶ダイヤモンド層２１，２２の数が多くなるほど、単結晶ダイヤモンド２０の結晶欠陥点２０ｄｐは多くなる。

図９（Ｃ）は、図７に示すようなダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に成長させた単結晶ダイヤモンド２０からダイヤモンド種結晶基板１０を除去した単結晶ダイヤモンド２０を示す。また、図９（Ｄ）は、図８に示すようなダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ上に成長させた複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０からダイヤモンド種結晶基板１０を除去した、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０を示す。

図９（Ｄ）を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含み、各単結晶ダイヤモンド層２１，２２の界面２１２ｉで、結晶欠陥線２１ｄｑ，２２ｄｑが新たに発生または分岐しており、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐが、結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎの結晶欠陥点２０ｎｄｐより高密度である。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、各単結晶ダイヤモンド層２１，２２の界面で、結晶欠陥線２１ｄｐ，２２ｄｐが新たに発生または分岐することから、単結晶ダイヤモンド層２１，２２の層数が増すごとに、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐが増加するため、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐが、結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎの結晶欠陥点２０ｎｄｐより高密度となり、耐欠損性がより高くなる。なお、図９（Ｄ）に示すように、新たに発生した結晶欠陥線は分岐して延びる場合もある。

図１０は、図９（Ｃ）に示す単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、さらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより得られる単結晶ダイヤモンドを示す。また、図１１は、図９（Ｄ）に示す複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２２を含む単結晶ダイヤモンド２０の結晶成長主面２０ｍと反対側の主面２０ｎ上に、複数の単結晶ダイヤモンド層を含むさらなる単結晶ダイヤモンドを成長させることにより得られる単結晶ダイヤモンドを示す。

図１０および図１１を参照して、本実施形態の単結晶ダイヤモンド２０は、複数の単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂを含み、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉで、結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流しており、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび結晶成長主面２０ａｍと反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉの結晶欠陥点より高密度である。かかる単結晶ダイヤモンド２０は、各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉで、結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生、消滅、分岐または合流することから、単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの層数が増すごとに、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｐｄおよび反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが増加するため、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点２０ｂｄｐが各単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂ，２１ａ，２１ｂ，２２ａ，２２ｂの界面２０ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉの結晶欠陥点より高密度より高くなり、両側の主面の大きな欠損の発生が抑制され、両側の主面の耐欠損性が高く、強度が高くなる。なお、結晶欠陥線の消滅とは、複数の結晶欠陥線のうちのいくつかの消滅を意味する。

後述するように、図１０および図１１に示す単結晶ダイヤモンド２０は、単結晶ダイヤモンド層２０ａ，２０ｂが、それらの界面２０ｉから結晶成長主面２０ａｍ，２０ｂｍに成長して得られるものである。したがって、界面２０ｉから両方の結晶成長主面２０ａｍ，２０ｂｍの方向には結晶欠陥線２０ａｄｑ，２０ｂｄｑは新たに発生または分岐している。すなわち、一方の結晶成長主面２０ａｍから界面２０ｉを経て他方の結晶成長主面２０ｂｍの方向には、一方の結晶成長面主面２０ａｍから界面２０ｉまでは結晶欠陥線２０ａｄｑ，２１ａｄｑ，２２ａｄｑが消滅または合流しており、界面２０ｉから他方の結晶成長主面２０ｂｍまでは結晶欠陥線２０ｂｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ｂｄｑが新たに発生または分岐している。

上記のように、単結晶ダイヤモンド層の界面ごとに結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流する場合は、結晶欠陥線および結晶欠陥点の位置を判別しにくい。このような構造を判別する場合には、単結晶ダイヤモンドの断面を切断して測定するのが好ましい。切断方向を＜１００＞方向とし、断面が（０１０）面とするのが測定上判別しやすいが、断面を（１１０）面にするなど他の方向となってもよい。

ここで、図９（Ｃ）および（Ｄ）に示す単結晶ダイヤモンド２０においては、結晶成長主面２０ｍの結晶欠陥点２０ｄｐの密度が高くなることにより、結晶成長主面２０ｍ側の耐欠損性が高くなるが、結晶成長主面２０ｍと反対の主面２０ｎ側の耐欠損性が高くならない。これに対して、図１０および図１１に示す単結晶ダイヤモンド２０においては、結晶成長主面２０ａｍの結晶欠陥点２０ａｄｐおよび反対側の結晶成長主面２０ｂｍの結晶欠陥点の２０ｂｄｐの密度が高くなるため、両主面側の耐欠損性が高くなる。また、厚さ方向に結晶欠陥線が均一に分布している単結晶ダイヤモンドに比べて、複数の単結晶ダイヤモンド層２１，２１ａ，２１ｂ，２２，２２ａ，２２ｂを含み、これらの単結晶ダイヤモンド層が結晶欠陥線２１ｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑが少ない層と多い層の両者を含む単結晶ダイヤモンドの方が、同じ結晶欠陥密度でもより耐欠損性が高い。このように、厚さ方向に結晶欠陥線の分布が不均一な単結晶ダイヤモンドは、たとえば切削用バイトの場合はすくい面とロウ付け面両者が強固で欠損、ロウ付け外れなどが起こりにくい素材を得ることができる。

＜実施形態３：ＣＶＤ（化学気相堆積）装置＞
本実施形態にかかるＣＶＤ装置について、図２および図３を参照して、説明する。

本実施形態のＣＶＤ装置１は、実施形態１の単結晶ダイヤモンド２０の製造方法に用いられるＣＶＤ装置１であって、チャンバ２と、チャンバ２内に配置された補助板４の表面の少なくとも一部に保護膜５が形成された保護膜付補助板８と、を備える。本実施形態のＣＶＤ装置１は、チャンバ２内に配置された保護膜付補助板８を備えるため、実施形態２の単結晶ダイヤモンド２０を製造することができる。

本実施形態のＣＶＤ装置１は、たとえば、チャンバ２内に、基板支持部材３が設けられている。通常、チャンバ２は石英管で形成され、基板支持部材３は銅で形成されている。基板支持部材３の上面には基板ホルダ６が配置されている。基板ホルダ６の上面にはダイヤモンド種結晶基板１０を配置する。ダイヤモンド種結晶基板１０は、その主面が露出するように配置する。基板支持部材３の上面に、補助板４に保護膜５が形成された保護膜付補助板８を配置する。保護膜付補助板８は、保護膜５の少なくとも一部が露出するように配置する。基板ホルダ６および保護膜付補助板８は、基板支持部材３の上面のすべてを覆うように配置することが好ましい。

［実施例Ｉ］
（試料Ｉ−１〜試料Ｉ−６）
１．主面に種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板の準備
図９（Ａ）を参照して、ダイヤモンド種結晶基板１０として、高温高圧法により成長させた主面１０ｍが（００１）面から＜１００＞方向に２°〜１０°のオフ角を有する５ｍｍ×５ｍｍ×厚さ１ｍｍのダイヤモンド種結晶基板を準備した。

試料Ｉ−１〜試料Ｉ−５について、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに、平均粒径９μｍ〜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、回転数５００ｒｐｍ〜３０００ｒｐｍ、荷重０．５ｋｇｆ〜５ｋｇｆ、研磨時間３０分〜６０分の条件で、種結晶欠陥線状集合領域として＜１００＞方向に線状に延びる研磨傷を形成した。試料Ｉ−６についてはダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに、平均粒径５μｍのダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて、回転数５０ｒｐｍ、荷重０．１ｋｇｆ、研磨時間６００分の条件とすることで、種結晶欠陥線状集合領域として＜１００＞方向に線状に延びる研磨傷がほぼ０となるように研磨した。次いで、試料Ｉ−４および試料Ｉ−６についてはダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを、酸素（Ｏ₂）ガスと四フッ化水素（ＣＦ₄）ガスとを用いてドライエッチングを行い、種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度を調節した。

次いで、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍについて、これに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、種結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、種結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の種結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の種結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）および種結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。さらに、マイクロ波の導入によって発生させた水素プラズマをダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに照射することにより、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍを水素終端した後、電子顕微鏡の１次電子により励起されたキャリアを２次電子として検出した２次電子像により、種結晶損傷点１０ｄｉの密度（ｍｍ^-2）を算出した。結果を表１にまとめた。表１中、「群が線状」とは、結晶欠陥点の群が集合して線状に延びていることを指し、「点在」とは、結晶欠陥点が点在していることを指す。また、「ＨＰＨＴ」とは、基板が高温高圧法で作製された単結晶であることを指す。

次いで、試料Ｉ−１〜試料Ｉ−６の各々のダイヤモンド種結晶基板１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍ側に、３００ｋｅＶ〜３ＭｅＶのエネルギーで１×１０¹⁵個・ｃｍ^-2〜１×１０¹⁸個・ｃｍ^-2のドーズ量で炭素をイオン注入することにより、導電層領域１０ｃを形成した。

２．単結晶ダイヤモンドの成長
次に、図９（Ｂ）を参照して、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍ上に、マイクロ波プラズマＣＶＤ法により、単結晶ダイヤモンド２０を成長させた。このマイクロ波プラズマＣＶＤ装置のチャンバ内に配置する補助板には石英板を用い、その主面および側面に、真空スパッタ法で保護膜を形成した保護膜付補助板を得た。保護膜の種類、保護膜比率および保護膜付補助板−基板間距離を表１に示した。

次に、図３のように、ダイヤモンド種結晶基板１０を、ＣＶＤ装置１のチャンバ２内の基板ホルダ６に配置し、保護膜付補助板８を基板支持部材３上に配置した。

単結晶ダイヤモンドの結晶成長用ガスとして、水素ガス、メタンガス、および酸素ガスを使用し、結晶成長圧力は２５ｋＰａ、結晶成長温度（ダイヤモンド種結晶基板の温度）は１０００℃としてマイクロ波プラズマＣＶＤ法により、単結晶ダイヤモンドを成長させた。このときの、各ガスの体積比配合割合を表１に示した。

３．ダイヤモンド種結晶基板の除去
次に、図９（Ｃ）を参照して、試料Ｉ−１〜試料Ｉ−６の各々の単結晶ダイヤモンド２０から各々のダイヤモンド種結晶基板１０を、電解エッチングによりダイヤモンド種結晶基板１０中の導電層領域１０ｃを分解除去することにより、除去した。

このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０の（００１）面である結晶成長主面２０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）および複合転位点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。ここで、Ｘ線の回折面は（２２０）面とした。使用したＸ線のエネルギーは、１４．５４７ｋｅＶ（波長０．８５Å）であった。結果を表１にまとめた。

４．単結晶ダイヤモンドの追加成長
次に、図９（Ｄ）を参照して、試料Ｉ−２、試料Ｉ−３および試料Ｉ−５については、さらに、単結晶ダイヤモンド２０を追加成長させた。かかる追加成長における結晶成長条件は、上記の最初の結晶成長条件と同じとした。このようにして得られた試料Ｉ−２、試料Ｉ−３および試料Ｉ−５の単結晶ダイヤモンド２０は、３層の単結晶ダイヤモンド層を有していた。

５．単結晶ダイヤモンドの物性評価
このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０の（００１）面である結晶成長主面２０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）および複合転位点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。ここで、Ｘ線の回折面は（２２０）面とした。使用したＸ線のエネルギーは、１４．５４７ｋｅＶ（波長０．８５Å）であった。結果を表１にまとめた。

（単結晶ダイヤモンドの測定）
単結晶ダイヤモンド２０中の窒素、ケイ素、ならびに窒素およびケイ素以外の不純物元素の含有量をＳＩＭＳ法で測定した。ＳＩＭＳ法の検出下限以下の含有量の場合、窒素の含有量はＥＰＲ法を、ケイ素の含有量は低温ＰＬ分光分析を併用して測定した。

（光透過率の測定）
得られた単結晶ダイヤモンドから厚さ５００μｍのサンプルを形成し、４１０ｎｍ以上７５０ｎｍ以下の波長の光の透過率を、分光光度計を用いて、波長を４１０ｎｍから７５０ｎｍの間でスキャンさせて測定することにより、波長５００ｎｍのときの光の透過率を得た。本実施例の単結晶ダイヤモンドにおける上記の光の透過率は、表面散乱が存在する場合には、表面散乱を補正する換算をした正透過率を意味する。正透過率は、実測透過率から、（正透過率）＝（実測透過率）／（１−（（表面散乱率）／１００））の換算式で定義する。ここで、表面散乱率は、実測透過率と実測換算反射率とを測定し、１から実測透過率および実測換算反射率を引いた値である。すなわち、（表面散乱率）＝１−（実測透過率）−（実測換算反射率）である。実測透過率は、試料の表面に対して、入射角＝０°（垂直入射）で測定した透過率である。実測換算反射率は、試料の表面に対して入射角＝１０°で入射した光を、反射角＝−１０°で測定した実測反射率を使って、入射角＝０°で反射角＝０°の垂直反射に換算した反射率である。本換算は一般的な光学の理論式に従うものである。実測反射率は、無偏光で測定するので、実測換算反射率とほぼ等しい。

ここで、光の透過率Ｔは、入射した光の強度Ｉ₀に対する透過した光の強度Ｉ₁の百分率をいい、以下の式
Ｔ（％）＝ Ｉ₁／Ｉ₀ × １００
により定義される。

この光の透過率は、厳密には反射率と平行な（平行度が０．１％以下の）主面での多重反射を考慮したものであり、空気と単結晶ダイヤモンドとの界面での反射率Ｒ₁と透過率Ｔ₁とを使って、全透過率Ｔを、
Ｔ ＝ Ｔ₁ ²・ｅｘｐ（−αＤ）／(１−Ｒ₁ ²・ｅｘｐ（−αＤ））
と表されるものである。ここで、αは吸収係数（単位：ｃｍ^-1）であり、Ｄは平行な両主面間の距離（単位：ｃｍ^-1） である。

反射率Ｒ₁と透過率Ｔ₁は、単結晶ダイヤモンドの屈折率をｎ₁、空気の屈折率をｎ₀として、
Ｒ₁＝（ｎ₀−ｎ₁）²／（ｎ₀＋ｎ₁）²
Ｔ₁＝４ｎ₀ｎ₁／（ｎ₀＋ｎ₁）²
と表される。この式は、単結晶ダイヤモンドの屈折率を２．４として、透明な場合（α＝０と近似される場合）の透過率が、約７１％であることを示しているので、実測に合う結果である。

（耐欠損性の評価）
耐欠損性は、得られた単結晶ダイヤモンドから、光学窓材料としてのφ３ｍｍ直径の形状を、レーザ切断し、その後、裏表の周辺エッジの研磨による端面処理を行なったときに発生する１μｍ以上の欠けの数（欠損数）により評価した。欠損数の小さいものが耐欠損性が高い。

保護膜付補助板を用いて作製された試料Ｉ−１〜試料Ｉ−４について、上記定義による光透過率が、５５％以上であった。また、種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板を用いて作製された試料Ｉ−１〜試料Ｉ−５について、上記定義による欠損数が０であった。すなわち、保護膜付補助板と種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板との両方を用いて作製された試料Ｉ−１〜試料Ｉ−４について、上記定義による光透過率は５５％以上と高くかつ上記定義による耐欠損性は欠損数が０と高いことが分かった。本実施例によって得られた単結晶ダイヤモンドが非常に高純度でかつ欠け難いのは、結晶欠陥制御による効果であると考えられた。

［実施例ＩＩ］
（試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−８）
１．主面に結晶欠陥点の群が集合して存在するダイヤモンド結晶基板を得るためのダイヤモンド種結晶基板の準備
図９（Ａ）を参照して、ダイヤモンド種結晶基板１０として、高温高圧法およびＣＶＤ法により成長させた主面１０ｍが（００１）面から＜１００＞方向に２°〜１０°のオフ角を有する５ｍｍ×５ｍｍ×厚さ１ｍｍのダイヤモンド種結晶基板を準備した。

試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−６について、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに、平均粒径９μｍ〜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、回転数５００ｒｐｍ〜３０００ｒｐｍ、荷重０．２ｋｇｆ〜２ｋｇｆ、研磨時間１００分〜１５０分の条件で、種結晶損傷点を形成した。試料ＩＩ−７についてはダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに、平均粒径５μｍのダイヤモンド砥粒をメタルで固定した砥石を用いて、回転数５０ｒｐｍ、荷重０．１ｋｇｆ、研磨時間６００分の条件とすることで、種結晶欠陥線状集合領域として研磨傷がほぼ０となるように研磨した。試料ＩＩ−８は、エピタキシャル成長する種基板としてではなく、参照としての光学特性のための通常の研磨を行って、評価を行った。次いで、試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−３および試料ＩＩ−８についてはダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを、酸素（Ｏ₂）ガスと四フッ化水素（ＣＦ₄）ガスとを用いてドライエッチングを行い、種結晶欠陥点１０ｄｐおよび種結晶損傷点１０ｄｉの密度を調節した。

次いで、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍについて、これに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、種結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、種結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の種結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の種結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）および種結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。さらに、マイクロ波の導入によって発生させた水素プラズマをダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍに照射することにより、各々のダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍを水素終端した後、電子顕微鏡の１次電子により励起されたキャリアを２次電子として検出した２次電子像により、種結晶損傷点１０ｄｉの密度（ｍｍ^-2）を算出した。結果を表２にまとめた。表２中、「群が集合」とは、結晶欠陥点の群が集合して存在することを指し、「群が線状」とは、結晶欠陥点の群が集合して線状に延びていることを指し、「点在」とは、結晶欠陥点が点在していることを指す。また、「ＨＰＨＴ」とは、基板が高温高圧法で作製された単結晶であることを指し、「ＣＶＤ」とは、基板が化学気相堆積法で作製された単結晶であることを指す。試料ＩＩ−８は、種基板上に成長させたものでなく、種結晶基板自体を単結晶ダイヤモンドとして評価した。

次いで、試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−７の各々のダイヤモンド種結晶基板１０の主面１０ｍ側に、３００ｋｅＶ〜３ＭｅＶのエネルギーで１×１０¹⁵個・ｃｍ^-2〜１×１０¹⁸個・ｃｍ^-2のドーズ量で炭素をイオン注入することにより、導電層領域１０ｃを形成した。

２．単結晶ダイヤモンドの成長
次に、図９（Ｂ）を参照して、試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−７の各々のダイヤモンド種結晶基板１０の種結晶欠陥線状集合領域が形成された主面１０ｍ上に、マイクロ波プラズマＣＶＤ法により、単結晶ダイヤモンド２０を成長させた。このマイクロ波プラズマＣＶＤ装置のチャンバ内に配置する補助板には石英板を用い、その主面および側面に、真空スパッタ法で保護膜を形成した保護膜付補助板を得た。保護膜の種類、保護膜比率および保護膜付補助板−基板間距離を表２に示した。

次に、図３のように、ダイヤモンド種結晶基板１０を、ＣＶＤ装置１のチャンバ２内の基板ホルダ６に配置し、保護膜付補助板８を基板支持部材３上に配置した。

単結晶ダイヤモンドの結晶成長用ガスとして、水素ガス、メタンガス、および酸素ガスを使用し、結晶成長圧力は２５ｋＰａ、結晶成長温度（ダイヤモンド種結晶基板の温度）は１０００℃としてマイクロ波プラズマＣＶＤ法により、単結晶ダイヤモンドを成長させた。このときの、各ガスの体積比配合割合を表２に示した。

３．ダイヤモンド種結晶の除去
次に、図９（Ｃ）を参照して、試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−７の各々の単結晶ダイヤモンド２０から各々のダイヤモンド種結晶基板１０を、電解エッチングによりダイヤモンド種結晶基板１０中の導電層領域１０ｃを分解除去することにより、除去した。

このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０の（００１）面である結晶成長主面２０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）および複合転位点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。ここで、Ｘ線の回折面は（２２０）面とした。使用したＸ線のエネルギーは、１４．５４７ｋｅＶ（波長０．８５Å）であった。結果を表２にまとめた。

４．単結晶ダイヤモンドの追加成長
次に、図９（Ｄ）を参照して、試料ＩＩ−３および試料ＩＩ−６については、さらに、単結晶ダイヤモンド２０を追加成長させた。かかる追加成長における結晶成長条件は、上記の最初の結晶成長条件と同じとした。このようにして得られた試料ＩＩ−３および試料ＩＩ−６の単結晶ダイヤモンド２０は、３層の単結晶ダイヤモンド層を有していた。

５．単結晶ダイヤモンドの物性評価
このようにして得られた各々の単結晶ダイヤモンド２０の（００１）面である結晶成長主面２０ｍについてこれに垂直な方向に透過型で測定されたＸ線トポグラフィー像により、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向に垂直な方向における線密度（本・ｍｍ^-1）、結晶欠陥線状集合領域の線状に延びる方向における最大間隔（μｍ）、長さ３００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、長さ５００μｍ以上の結晶欠陥線状集合領域の密度（本・ｃｍ^-2）、結晶欠陥点の密度（ｍｍ^-2）および複合転位点の密度（ｍｍ^-2）を算出した。ここで、Ｘ線の回折面は（２２０）面とした。使用したＸ線のエネルギーは、１４．５４７ｋｅＶ（波長０．８５Å）であった。結果を表２にまとめた。

（単結晶ダイヤモンドの測定）
単結晶ダイヤモンド２０中の窒素、ケイ素、ならびに窒素およびケイ素以外の不純物元素の含有量をＳＩＭＳ法で測定した。方法は実施例１と同じであった。

（光透過率の測定）
実施例１と同じ方法で、波長５００ｎｍのときの光の透過率を得た。光透過率の式や意味も実施例１と同じとした。

（耐欠損性の評価）
実施例１と同じ方法で評価した。すなわち、欠損数の小さいものが耐欠損性が高い。

保護膜付補助板を用いて作製された試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−６について、上記の光透過率が、５５％以上であった。また、種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板を用いて作製された試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−６について、上記の欠損数が０であった。すなわち、保護膜付補助板と種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板との両方を用いて作製された試料ＩＩ−１〜試料ＩＩ−６について、上記の光透過率は５５％以上と高くかつ上記のる耐欠損数が０と高いことが分かった。本実施例によって得られた単結晶ダイヤモンドが非常に高純度でかつ欠け難いのは、結晶欠陥制御による効果であると考えられた。

これに対して、試料ＩＩ−８は、高温高圧法で注意深く作製された無欠陥で、高純度の単結晶ダイヤモンドであり、透過率はほぼ理想に近い７１％であったが、欠け易い特性であった。

今回開示された実施の形態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 ＣＶＤ装置、２ チャンバ、３ 基板支持部材、４ 補助板、５ 保護膜、６ 基板ホルダ、８ 保護膜付補助板、１０ ダイヤモンド種結晶基板、１０ｃ 導電層領域、１０ｄｐ 種結晶欠陥点、１０ｄｄ 種結晶転位点、１０ｄｉ 種結晶損傷点、１０ｄｖ 種結晶欠損点、１０ｍ，２０ｎ 主面、２０ 単結晶ダイヤモンド、２０ｄ，２０ａｄ，２０ｂｄ 結晶欠陥、２０ｄｐ，２０ａｄｐ，２０ｂｄｐ，２０ｎｄｐ 結晶欠陥点、２０ｄｑ，２０ａｄｑ，２０ｂｄｑ，２１ｄｑ，２１ａｄｑ，２１ｂｄｑ，２２ｄｑ，２２ａｄｑ，２２ｂｄｑ 結晶欠陥線、２０ｉ，２１２ｉ，２１２ａｉ，２１２ｂｉ 界面、２０ｍ，２０ａｍ，２０ｂｍ 結晶成長主面、２０ｒ 結晶欠陥線状集合領域、２０ａ，２０ｂ，２１、２１ａ，２１ｂ，２２，２２ａ，２２ｂ 単結晶ダイヤモンド層、Ｓ１ 補助板に保護膜を形成する工程、Ｓ２ ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程、Ｓ３ チャンバ内に保護膜付補助板とダイヤモンド種結晶基板とを配置する工程、Ｓ４ ダイヤモンド種結晶基板の主面上に単結晶ダイヤモンドを成長させる工程。

Claims (22)

1. 補助板の表面の少なくとも一部に保護膜を形成する工程と、
   ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程と、
   前記補助板に前記保護膜が形成された保護膜付補助板と前記ダイヤモンド種結晶基板とをチャンバ内に配置する工程と、
   前記チャンバ内に炭素を含むガスを導入しながら、前記ダイヤモンド種結晶基板の主面上に化学気相堆積法により単結晶ダイヤモンドを成長させる工程と、を備える単結晶ダイヤモンドの製造方法。
2. 前記補助板は酸化物である請求項１に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
3. 前記保護膜は炭素以外の元素のゲッターとなる金属元素を含む請求項１または請求項２に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
4. 前記ダイヤモンド種結晶基板を準備する工程は、主面上に種結晶欠陥点の群が集合して線状に延びる種結晶欠陥線状集合領域を有するダイヤモンド種結晶基板を準備する工程である請求項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の製造方法。
5. 前記種結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、前記線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である請求項４に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
6. 前記種結晶欠陥線状集合領域は、前記主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の
   長い種結晶欠陥線状集合領域を５本以上含む請求項４または請求項５に記載の単結晶ダイヤモンドの製造方法。
7. 前記種結晶欠陥点の密度が１０ｍｍ^-2より大きい請求項４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の製造方法。
8. 前記ダイヤモンド種結晶基板の前記主面を水素終端した後の電子顕微鏡の２次電子像において、結晶損傷が存在する点を示す種結晶損傷点の密度が３ｍｍ^-2より大きい請求項４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の製造方法。
9. 不純物元素として窒素を５００ｐｐｂ未満で含む単結晶ダイヤモンド。
10. 不純物元素としてケイ素を１０００ｐｐｂ未満で含む単結晶ダイヤモンド。
11. 窒素およびケイ素以外の不純物元素を５００ｐｐｂ未満で含む単結晶ダイヤモンド。
12. 厚さを５００μｍとしたときの５００ｎｍの波長の光の透過率が５５％以上７１％未満である請求項９から請求項１１のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
13. 結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が前記結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して存在する請求項９から請求項１２のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
14. 結晶成長主面についてのＸ線トポグラフィー像において結晶欠陥が存在する線を示す結晶欠陥線が前記結晶成長主面に達する先端の点である結晶欠陥点の群が集合して任意に特定される一方向から３０°以内の方向に線状に延びる結晶欠陥線状集合領域が複数並列して存在する請求項９から請求項１３のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
15. 前記結晶欠陥線状集合領域は、それが線状に延びる方向に対して垂直な方向に１ｍｍ当たり２つ以上存在し、かつ、前記線状に延びる方向における間隔が５００μｍ以下である請求項１４に記載の単結晶ダイヤモンド。
16. 前記結晶欠陥線状集合領域は、前記結晶成長主面の１ｃｍ²当たりに、長さ３００μｍ以上の長い結晶欠陥線状集合領域を５本以上含む請求項１４または請求項１５に記載の単結晶ダイヤモンド。
17. 前記結晶欠陥点の密度が２０ｍｍ^-2より大きい請求項１３から請求項１６のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
18. 前記結晶欠陥点のうち、複数の刃状転位および複数の螺旋転位の少なくともいずれかが複合した複合転位が前記結晶成長主面に達する先端の点である複合転位点の密度が２０ｍｍ^-2より大きい請求項１３から請求項１７のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
19. 複数の単結晶ダイヤモンド層を含む請求項１３から請求項１８のいずれか１項に記載の単結晶ダイヤモンド。
20. 各前記単結晶ダイヤモンド層の界面で、前記結晶欠陥線が新たに発生または分岐しており、前記結晶成長主面の前記結晶欠陥点が、前記結晶成長主面と反対側の主面の前記結晶欠陥点より高密度である請求項１９に記載の単結晶ダイヤモンド。
21. 各前記単結晶ダイヤモンド層の界面で、前記結晶欠陥線が新たに発生、消滅、分岐または合流しており、前記結晶成長主面の前記結晶欠陥点および前記結晶成長主面と反対側の結晶成長主面の前記結晶欠陥点が、各前記単結晶ダイヤモンド層の界面の前記結晶欠陥点より高密度である請求項１９に記載の単結晶ダイヤモンド。
22. 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の製造方法に用いられる化学気相堆積装置であって、
    前記チャンバと、前記チャンバ内に配置された前記補助板の表面の少なくとも一部に前記保護膜が形成された前記保護膜付補助板と、を備える化学気相堆積装置。