WO2023153396A1 - 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

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

Info

Publication number
WO2023153396A1
WO2023153396A1 PCT/JP2023/003979 JP2023003979W WO2023153396A1 WO 2023153396 A1 WO2023153396 A1 WO 2023153396A1 JP 2023003979 W JP2023003979 W JP 2023003979W WO 2023153396 A1 WO2023153396 A1 WO 2023153396A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
substrate
crystal
diamond
film
angle
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/003979
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
仁 野口
Original Assignee
信越化学工業株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 信越化学工業株式会社 filed Critical 信越化学工業株式会社
Priority to CN202380020747.0A priority Critical patent/CN118660994A/zh
Publication of WO2023153396A1 publication Critical patent/WO2023153396A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/26—Deposition of carbon only
    • C23C16/27—Diamond only
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/02—Elements
    • C30B29/04—Diamond
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • H01L21/2003—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy characterised by the substrate
    • H01L21/2015—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy characterised by the substrate the substrate being of crystalline semiconductor material, e.g. lattice adaptation, heteroepitaxy

Definitions

  • the present invention relates to a base substrate, a single crystal diamond laminated substrate, and manufacturing methods thereof.
  • Diamond has a wide bandgap of 5.47 eV at room temperature and is known as a wide bandgap semiconductor.
  • diamond has a very high dielectric breakdown electric field strength of 10 MV/cm and is capable of high voltage operation.
  • diamond since it has the highest thermal conductivity among known substances, it is also excellent in heat dissipation.
  • it is suitable as a high-speed device because of its extremely high carrier mobility and saturation drift velocity.
  • diamond has the highest Johnson figure of merit, which indicates its performance as a high-frequency, high-power device, compared to semiconductors such as silicon carbide and gallium nitride, and is said to be the ultimate semiconductor.
  • diamond is expected to be put to practical use as a semiconductor material and a material for electronic and magnetic devices, and the supply of large-area, high-quality diamond substrates is desired.
  • Non-Patent Document 1 Non-Patent Document 1
  • the present invention has been made to solve the above problems, and is applicable to electronic and magnetic devices, has a large area (large diameter), is highly crystalline, and has few hillocks, abnormally grown grains, dislocation defects, etc.
  • An object of the present invention is to provide a base substrate and a method for manufacturing the same, which enable formation of a high-purity, low-stress, high-quality single-crystal diamond layer.
  • Another object of the present invention is to provide a method for manufacturing a single-crystal diamond laminated substrate having such a single-crystal diamond layer and a single-crystal diamond free-standing substrate.
  • the present invention provides a single crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate, a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate, and a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate for a single crystal diamond laminated substrate.
  • a base substrate characterized by having an off-angle in the ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> crystal axis direction.
  • a base substrate With such a base substrate, an appropriate combination of the initial substrate, its off-angle, and the intermediate layer can be achieved.
  • a base substrate can be formed on which a high-purity, low-stress, high-quality single-crystal diamond layer can be formed.
  • the off angle of the outermost surface of the initial substrate can be in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°.
  • the outermost surface of the intermediate layer has no off-angle, or has an off-angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ , or has a hexagonal crystal plane.
  • the off angle of the outermost surface of the intermediate layer can be in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°.
  • the present invention provides a single-crystal diamond laminated substrate, characterized by having a single-crystal diamond layer on the intermediate layer of any one of the base substrates described above. .
  • Such a single-crystal diamond laminated substrate is a high-quality single-crystal diamond with a large diameter, high crystallinity, few hillocks, abnormally grown particles, dislocation defects, etc., and high purity and low stress, suitable for electronic and magnetic devices. It can be a single crystal diamond laminated substrate having layers.
  • the single-crystal diamond layer is preferably made of ⁇ 111 ⁇ crystals or ⁇ 001 ⁇ crystals.
  • the single-crystal diamond laminated substrate of the present invention can have a single-crystal diamond layer having these plane orientations on the underlying substrate.
  • the present invention also provides a single crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate, a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11-20 ⁇ substrate, Single crystal Fe ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Fe ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Cu ⁇ 111 ⁇ substrate, and single crystal Cu ⁇ 001 ⁇ substrate preparing an initial substrate, and at least one of a single-crystal Ir film, a single-crystal MgO film, a single-crystal yttria-stabilized zirconia film, a single-crystal SrTiO3 film, and a single-crystal Ru film on the initial substrate.
  • an intermediate layer consisting of a single layer or a laminated film including None, or having an off angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ , or with the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ , the crystal axis ⁇ 10 -10> or ⁇ 11-20> direction, or has an off angle in the crystal axis ⁇ 110> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ , or hexagonal crystal plane orientation ⁇ 11-20 ⁇ , a substrate having an off angle in either the ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> direction of the crystal axis is used.
  • a method for manufacturing a base substrate by appropriately combining the initial substrate, its off-angle, and the intermediate layer, it is possible to obtain a large diameter, high crystallinity, hillock, and abnormal growth suitable for electronic and magnetic devices. It is possible to produce a base substrate on which a high-purity, low-stress, high-quality single-crystal diamond layer can be formed with few particles, dislocation defects, and the like.
  • the off angle of the outermost surface of the initial substrate can be in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°.
  • the outermost surface of the intermediate layer has no off-angle, or has an off-angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ , or has a hexagonal crystal plane.
  • the intermediate layer can be formed with the off-angle of the outermost surface of the intermediate layer in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°.
  • the present invention also provides a method for manufacturing a single-crystal diamond laminated substrate, comprising the steps of: preparing an underlying substrate manufactured by any of the above-described methods for manufacturing an underlying substrate; A single-crystal diamond comprising the steps of bias treatment for forming diamond nuclei, and growing the diamond nuclei formed on the intermediate layer to epitaxially grow to form a single-crystal diamond layer.
  • a method for manufacturing a laminated substrate is provided.
  • the single-crystal diamond laminated substrate manufactured in this manner is suitable for electronic and magnetic devices, and has a large diameter, high crystallinity, few hillocks, abnormally grown grains, and dislocation defects.
  • a single-crystal diamond laminated substrate having a single-crystal diamond layer can be provided.
  • the single-crystal diamond layer is preferably made of ⁇ 111 ⁇ crystals or ⁇ 001 ⁇ crystals.
  • the single-crystal diamond laminated substrate of the present invention can be manufactured having a single-crystal diamond layer having these plane orientations on the underlying substrate.
  • the present invention is characterized in that only the single-crystal diamond layer is taken out from the single-crystal diamond laminated substrate manufactured by any of the single-crystal diamond-layered substrate manufacturing methods described above to manufacture a single-crystal diamond free-standing structure substrate.
  • a method for manufacturing a single crystal diamond free-standing structure substrate is provided.
  • an additional single-crystal diamond layer can be further formed on the single-crystal diamond self-supporting structure substrate obtained by the method for producing the single-crystal diamond self-supporting structure described above.
  • the initial substrate, its off-angle, and the intermediate layer are appropriately combined to form a diamond layer. It is possible to obtain a laminated substrate having a high-purity, low-stress, high-quality single-crystal diamond layer with few hillocks, abnormally grown grains, dislocation defects, and the like. Further, according to the present invention, a single-crystal diamond free-standing substrate is manufactured by separating only the single-crystal diamond layer from such a single-crystal diamond laminated substrate, and an additional single-crystal diamond layer is added to the single-crystal diamond free-standing substrate. It is also possible to produce film-formed single-crystal diamond free-standing substrates.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an example of a single-crystal diamond laminated substrate of the present invention
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing an example of a single-crystal diamond free-standing structure substrate of the present invention
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing another example of the single-crystal diamond free-standing structure substrate of the present invention
  • 1 is a flowchart showing an example of a method for manufacturing a base substrate of the present invention
  • FIG. BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG.
  • FIG. 1 is a flowchart showing an example of the steps of a method for producing a single-crystal diamond laminated substrate and a method for producing a single-crystal self-standing substrate according to the present invention
  • 4 shows the results of the pole method of X-ray diffraction measurement in Example 1.
  • FIG. 1 shows the results of the Out-of-plane method of X-ray diffraction measurement in Example 1.
  • FIG. 4 shows the results of the pole method of X-ray diffraction measurement in Example 5.
  • FIG. 4 shows the results of the Out-of-plane method of X-ray diffraction measurement in Example 5.
  • FIG. 1 the underlying substrate and single-crystal diamond laminated substrate of the present invention will be described with reference to FIGS. 1 and 2.
  • FIG. 1 the underlying substrate and single-crystal diamond laminated substrate of the present invention will be described with reference to FIGS. 1 and 2.
  • FIG. 1 the underlying substrate and single-crystal diamond laminated substrate of the present invention will be described with reference to FIGS. 1 and 2.
  • FIG. 1 the underlying substrate and single-crystal diamond laminated substrate of the present invention will be described with reference to FIGS. 1 and 2.
  • a base substrate 20 for a single crystal diamond laminated substrate of the present invention has an initial substrate 11 and an intermediate layer 21 on the initial substrate 11 .
  • the initial substrate 11 is a single crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate, a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11-20 ⁇ substrate.
  • ⁇ substrate, single crystal Fe ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Fe ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Cu ⁇ 111 ⁇ substrate, and single crystal Cu ⁇ 001 ⁇ be any of the substrates.
  • the intermediate layer 21 on the initial substrate 11 a single layer containing at least one of a single crystal Ir film, a single crystal MgO film, a single crystal yttria-stabilized zirconia film, a single crystal SrTiO3 film and a single crystal Ru film.
  • it has a layer made of a laminated film.
  • the outermost surface of the initial substrate 11 has no off-angle, or has an off-angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ .
  • the single-crystal diamond laminated substrate 30 of the present invention has a single-crystal diamond layer 31 on the intermediate layer 21 of the underlying substrate 20 shown in FIG.
  • the intermediate layer 21 has a role of buffering the lattice mismatch between the initial substrate 11 and the single crystal diamond layer 31 .
  • the initial substrate 11 is a single crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate, a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11- 20 ⁇ substrate, single crystal Fe ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Fe ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Cu ⁇ 111 ⁇ substrate, and single crystal Cu ⁇ 001 ⁇ substrate. Since the initial substrate 11 (bulk substrate) has a small lattice mismatch with the material of the intermediate layer 21, the intermediate layer 21 can be easily epitaxially grown when the intermediate layer 21 is formed. In addition, large diameters exceeding 6 inches (150 mm) can be obtained, and the price can be relatively low.
  • the initial substrate 11 is selected accordingly.
  • the off angle of the outermost surface of the initial substrate 11 is defined as above. That is, the outermost surface of the initial substrate 11 can have no off-angle. Further, the outermost surface of the initial substrate 11 can have an off angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ of the single crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate or the like. , the crystal axis ⁇ 10-10> or ⁇ 11-20> direction with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ of the single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate or the like. can.
  • the outermost surface of the initial substrate 11 can have an off angle in the crystal axis ⁇ 110> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ of a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate or the like. It is also possible to have an off angle in the ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> direction of the crystal axis with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 11-20 ⁇ of an ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11-20 ⁇ substrate or the like. .
  • the off-angle when the outermost surface of the initial substrate 11 is given an off-angle is preferably in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°. If the off-angle is +0.5° or -0.5° or more, the effect of providing the off-angle can be sufficiently obtained, and if the off-angle is +15.0 or -15.0 or less, the high-quality effect can be sufficiently obtained. be done.
  • the surface of the initial substrate 11 on which the intermediate layer is to be formed is preferably polished to Ra ⁇ 0.5 nm. As a result, a smooth intermediate layer with few defects can be formed.
  • the intermediate layer 21 is, as described above, a single layer or a laminate including at least one of a single crystal Ir film, a single crystal MgO film, a single crystal yttria-stabilized zirconia film, a single crystal SrTiO3 film and a single crystal Ru film. shall consist of a membrane.
  • the intermediate layer 21 can achieve good quality not only as a single layer of the above material, but also as a laminated structure.
  • a laminated film can be designed to more appropriately buffer the lattice mismatch between the initial substrate 11 and the single-crystal diamond layer 31 .
  • the order can be ⁇ Ir film/MgO film ⁇ initial substrate 11 side. The role of buffering matching can be given more effectively.
  • the thickness of the intermediate layer 21 is preferably 5 nm or more and 50 ⁇ m or less. If the intermediate layer 21 has a thickness of 5 nm or more, it will not be removed in the subsequent diamond forming process. Moreover, if the thickness of the intermediate layer 21 is 50 ⁇ m or less, the thickness of the intermediate layer 21 is sufficient. Further, if the thickness is 50 ⁇ m or less, the film forming time does not become long and the surface roughness can be kept low. Therefore, the polishing process is not necessarily required, and the film can be formed at low cost.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 can have no off-angle, but can also have an off-angle.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 may have an off angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ , and with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ . , the off-angle in the ⁇ 10-10> or ⁇ 11-20> direction of the crystal axis.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 has an off angle in the crystal axis ⁇ 110> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ , or has a crystal It can also have an off angle in the ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> direction.
  • a high-quality single-crystal diamond layer with high crystallinity and few hillocks, abnormal growth, dislocation defects, etc. can be formed on the surface. can be obtained.
  • the off angle of the outermost surface of the intermediate layer 21 is preferably in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°. If the off-angle is +0.5° or -0.5° or more, the effect of providing the off-angle can be sufficiently obtained, and if the off-angle is +15.0 or -15.0 or less, the high-quality effect can be sufficiently obtained. be done. Moreover, within these ranges, the deviation from the outermost crystal plane is not too large, so that it is easy to use for the intended purpose.
  • FIGS. 1 and 2 A method of manufacturing the base substrate and the single-crystal diamond laminated substrate shown in FIGS. 1 and 2 will be described below.
  • the method of manufacturing the base substrate of the present invention will be described with reference to FIG. 5, and the method of manufacturing the single-crystal diamond laminated substrate of the present invention will be described with reference to FIG.
  • the single-crystal diamond free-standing structure substrate 35 composed of the single-crystal diamond layer 31 shown in FIG. 3 and the single-crystal diamond layer 31 and the additional single-crystal diamond layer 41 shown in FIG.
  • a crystalline diamond free-standing substrate 40 can be manufactured, the method of manufacture of which will also be described with reference to FIG.
  • an initial substrate 11 is prepared (step S11).
  • the initial substrate 11 is a single crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate, a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate, a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11-20 ⁇ substrate, a single Any of crystalline Fe ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Fe ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 111 ⁇ substrate, single crystal Ni ⁇ 001 ⁇ substrate, single crystal Cu ⁇ 111 ⁇ substrate, and single crystal Cu ⁇ 001 ⁇ substrate This substrate (bulk substrate) is used.
  • the outermost surface of the initial substrate has no off-angle, or has an off-angle in the crystal axis ⁇ -1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ . or having an off angle in the crystal axis ⁇ 10-10> or ⁇ 11-20> direction with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ , or with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ , Either one having an off-angle in the crystal axis ⁇ 110> direction or one having an off-angle in the crystal axis ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> direction with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 11-20 ⁇ is used. .
  • the outermost surface of the initial substrate 11 is set at an off angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ . or an off angle in the crystal axis ⁇ 10-10> or ⁇ 11-20> direction with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ .
  • the outermost surface of the initial substrate 11 is inclined in the crystal axis ⁇ 110> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ .
  • an off angle can be added to the ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> direction with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 11-20 ⁇ .
  • the surface of the initial substrate 11 on which the intermediate layer 21 is to be formed is preferably polished to Ra ⁇ 0.5 nm. As a result, a smooth intermediate layer 21 with few defects can be formed.
  • the off angle of the outermost surface of the initial substrate 11 is preferably in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°. If the off-angle is +0.5° or -0.5° or more, the effect of providing the off-angle can be sufficiently obtained, and if the off-angle is +15.0 or -15.0 or less, the high-quality effect can be sufficiently obtained. be done. Moreover, within these ranges, the deviation from the outermost crystal plane is not too large, so that it is easy to use for the intended purpose.
  • the intermediate layer 21 is formed on the initial substrate 11 .
  • the intermediate layer 21 is composed of a single layer or laminated film including at least one of a single crystal Ir film, a single crystal MgO film, a single crystal yttria-stabilized zirconia film, a single crystal SrTiO3 film and a single crystal Ru film. (Step S12).
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 can have no off-angle, but can also have an off-angle.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 may have an off angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ , and with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ . , the off-angle in the ⁇ 10-10> or ⁇ 11-20> direction of the crystal axis.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 has an off angle in the crystal axis ⁇ 110> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ , or has a crystal It can also have an off angle in the ⁇ 10-10> or ⁇ 0001> direction.
  • a high-quality single-crystal diamond layer with high crystallinity and few hillocks, abnormal growth, dislocation defects, etc. can be formed on the surface. can be obtained.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 When it is desired to obtain the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation as the single-crystal diamond layer 31, at least the outermost surface of the intermediate layer 21 also has the ⁇ 111 ⁇ crystal orientation in the case of the cubic crystal, and the ⁇ 0001 ⁇ crystal orientation in the case of the hexagonal crystal. Crystal orientation is preferable. On the other hand, if it is desired to obtain the ⁇ 001 ⁇ crystal orientation as the single-crystal diamond layer 31, at least the outermost surface of the intermediate layer 21 should also have the ⁇ 001 ⁇ crystal orientation in the case of the cubic crystal, and should be the ⁇ 11-20 ⁇ crystal orientation.
  • the off angle of the outermost surface of the intermediate layer 21 is preferably in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°. If the off-angle is +0.5° or -0.5° or more, the effect of providing the off-angle can be sufficiently obtained, and if the off-angle is +15.0 or -15.0 or less, the high-quality effect can be sufficiently obtained. be done. Moreover, within these ranges, the deviation from the outermost crystal plane is not too large, so that it is easy to use for the intended purpose.
  • the intermediate layer 21 can be formed by a sputtering method, an electron beam deposition method, an atomic layer deposition method, a molecular beam epitaxy method, a pulse laser deposition method, or the like.
  • the metal and metal oxide single crystal Ir film, single crystal MgO film, single crystal yttria-stabilized zirconia (YSZ) film, single crystal SrTiO3 film, and single crystal Ru film used in the present invention have a large diameter. , can be performed by mist CVD, which can be formed at low cost.
  • a film forming apparatus using the mist CVD method includes a mist generating unit that generates mist by ultrasonically vibrating a raw material solution containing atoms of a material to be formed into a film, and a carrier gas supply unit that supplies a carrier gas that conveys the mist. , a chamber in which the substrate is set and the film is formed, and an exhaust system for discharging unnecessary raw materials.
  • the substrate is heated on a heater stage and rotated as necessary to form a highly crystalline and uniform film.
  • a highly crystalline and uniform film can be formed.
  • the material contained in the solution is not particularly limited, and may be an inorganic material or an organic material.
  • the raw material solution is not particularly limited as long as the metal atoms can be misted, but as the raw material solution, a metal in the form of a complex or a salt dissolved or dispersed in an organic solvent or water can be preferably used.
  • forms of the complex include acetylacetonate complexes, carbonyl complexes, ammine complexes, hydride complexes, and the like.
  • Salt forms include, for example, metal chloride salts, metal bromide salts, and metal iodide salts.
  • a solution obtained by dissolving the above metal in hydrobromic acid, hydrochloric acid, hydrogen iodide, or the like can also be used as an aqueous salt solution.
  • the raw material solution may be mixed with additives such as hydrohalic acid and oxidizing agents.
  • the hydrohalic acid includes, for example, hydrobromic acid, hydrochloric acid, hydroiodic acid, etc. Among them, hydrobromic acid and hydroiodic acid are preferable.
  • oxidizing agents include peroxides such as hydrogen peroxide, sodium peroxide, barium peroxide and benzoyl peroxide, hypochlorous acid, perchloric acid, nitric acid, ozone water, organic peroxides such as peracetic acid and nitrobenzene. things, etc.
  • a magnesium chloride aqueous solution can also be used as the raw material solution for forming MgO.
  • the film by heating the substrate temperature in the range of 200 to 900°C.
  • the intermediate layer 21 can achieve good quality not only with a single layer of the above material, but also with a laminated structure.
  • the order can be ⁇ Ir film/MgO film ⁇ initial substrate 11 side.
  • the role of buffering matching can be given more effectively.
  • the thickness of the intermediate layer 21 is preferably 5 nm or more and 50 ⁇ m or less. If the intermediate layer 21 has a thickness of 5 nm or more, it will not be removed in the subsequent diamond forming process. Moreover, if the thickness of the intermediate layer 21 is 50 ⁇ m or less, the thickness of the intermediate layer 21 is sufficient. Further, if the thickness is 50 ⁇ m or less, the film forming time does not become long and the surface roughness can be kept low. Therefore, the polishing process is not necessarily required, and the film can be formed at low cost.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 has an off angle in the crystal axis ⁇ 1-12> direction with respect to the cubic crystal plane orientation ⁇ 111 ⁇ , or the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 0001 ⁇ with an off angle in the crystal axis ⁇ 10-10> or ⁇ 11-20> direction, with respect to the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 11-20 ⁇ , ⁇ 10-10> or An off angle can be added to the ⁇ 0001> direction.
  • an off angle can be added to the ⁇ 0001> direction.
  • the off angle of the outermost surface of the intermediate layer 21 is preferably in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°. If the off-angle is +0.5° or -0.5° or more, the effect of providing the off-angle can be sufficiently obtained, and if the off-angle is +15.0 or -15.0 or less, the high-quality effect can be sufficiently obtained. be done. Moreover, within these ranges, the deviation from the ⁇ 111 ⁇ crystal plane of the outermost surface is not too large, so that it is easy to use for the intended purpose.
  • the outermost surface of the intermediate layer 21 has an off angle in the crystal axis ⁇ 110> direction in the cubic system with respect to the crystal plane orientation ⁇ 001 ⁇ , and the hexagonal crystal plane orientation ⁇ 11-20 ⁇ .
  • the diamond formed on the surface is a high-quality single crystal diamond with high crystallinity and few hillocks, abnormal growth, dislocation defects, etc. ⁇ 001 ⁇ layer.
  • the off angle of the outermost surface of the intermediate layer 21 is preferably in the range of +0.5 to +15.0° or -0.5 to -15.0°. If the off-angle is +0.5° or -0.5° or more, the effect of providing the off-angle can be sufficiently obtained, and if the off-angle is +15.0 or -15.0 or less, the high-quality effect can be sufficiently obtained. be done. Moreover, within these ranges, the displacement from the ⁇ 001 ⁇ crystal plane of the outermost surface is not too large, so that it is easy to use for the intended purpose.
  • the base substrate 20 (see FIG. 1) of the present invention can be manufactured by the steps S11 and S12 in FIG. 5 above.
  • the present invention further comprises a step of preparing the base substrate 20 manufactured by the method for manufacturing the base substrate 20 as described above, and a bias treatment for forming diamond nuclei on the surface of the intermediate layer 21 of the base substrate 20. and a step of growing the diamond nuclei formed on the intermediate layer 21 for epitaxial growth to form a single crystal diamond layer 31.
  • S11 and S12 in FIG. 6 are the same steps as S11 and S12 in FIG.
  • steps S11 and S12 the underlying substrate 20 is manufactured.
  • the single-crystal diamond laminated substrate 30 is manufactured by performing subsequent steps S13 and S14 shown in FIG.
  • step S13 The surface of the intermediate layer 21 of the underlying substrate 20 is biased to form diamond nuclei (step S13).
  • the base substrate 20 on which the intermediate layer 21 has been formed is set in a decompression chamber, and the pressure is reduced by a vacuum pump. Then, diamond nuclei whose crystal orientation is aligned with the outermost surface of the intermediate layer 21 are formed by DC discharge.
  • the discharge gas is preferably hydrogen-diluted methane.
  • step S14 Single crystal diamond layer step: S14 in FIG. 6
  • the diamond nuclei formed on the intermediate layer 21 are grown for epitaxial growth to form the single-crystal diamond layer 31 (step S14). That is, a single crystal layer is formed on the underlying substrate 20 that has undergone bias processing.
  • This step can be performed by microwave plasma CVD, DC plasma CVD, hot filament CVD, arc discharge CVD, etc., which are vapor phase synthesis (CVD) methods.
  • the single-crystal diamond layer 31 can be composed of a single layer of undoped or doped diamond, or a laminated structure of undoped and doped diamond.
  • the single crystal diamond laminated substrate 30 (see FIG. 2) of the present invention can be manufactured by the steps S13 and S14 after the steps S11 and S12.
  • either or both of the initial substrate 11 and the intermediate layer 21 have a ⁇ 111 ⁇ crystal orientation in the case of a cubic crystal and a ⁇ 0001 ⁇ crystal orientation in the case of a hexagonal crystal.
  • ⁇ 111 ⁇ single crystal diamond can be obtained by setting the crystal orientation to ⁇ 11-20 ⁇ .
  • single-crystal diamond ⁇ 111 ⁇ can be used as the initial substrate 11 such as a single-crystal Si ⁇ 111 ⁇ substrate, a single-crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 0001 ⁇ substrate, or a single-crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11-20 ⁇ substrate. can be formed in any case.
  • either or both of the initial substrate 11 and the intermediate layer 21 are ⁇ 001 ⁇ in the case of a cubic crystal, and ⁇ 11-20 ⁇ in the case of a hexagonal crystal.
  • a ⁇ 001 ⁇ single crystal diamond can be obtained by setting the crystal orientation.
  • single crystal diamond ⁇ 001 ⁇ can be formed by using either a single crystal Si ⁇ 001 ⁇ substrate or a single crystal ⁇ -Al 2 O 3 ⁇ 11-20 ⁇ substrate as the initial substrate 11 .
  • the single crystal diamond layer 31 is taken out from the single crystal diamond layered substrate 30 manufactured through steps S11 to S14 by the above method, and a single crystal diamond free-standing structure substrate 35 (see FIG. 3) is manufactured.
  • a method of making a diamond free-standing substrate is also provided. A more detailed description will be given below.
  • step S15 Single-crystal diamond extracting step: S15 in FIG. 6
  • step S14 After the single-crystal diamond layer 31 formation step (step S14), only the single-crystal diamond layer 31 is taken out to form a single-crystal diamond freestanding structure substrate 35 (step S15).
  • a chemical etching method, a laser irradiation method, a polishing method, or the like can be used to form such a self-supporting substrate.
  • a single-crystal diamond self-supporting structure substrate composed only of a single-crystal diamond layer may be more convenient because there is no influence from the intermediate layer and below.
  • step S16 Single crystal diamond additional film forming step: S16 in FIG. 6
  • the single crystal diamond free-standing substrate 40 by further forming an additional single crystal diamond layer 41 on the single crystal diamond free-standing substrate 35 obtained up to step S15 (step S16), the single crystal diamond free-standing substrate 40 (see FIG. 4) is formed. ) can be manufactured. That is, it is possible to additionally form a film on the single-crystal diamond free-standing structure substrate 35 consisting of only the single-crystal diamond layer 31 shown in FIG. Since the film is formed from a single material, there is no damage and it is effective in reducing stress. This step is also advantageous for thickening the diamond film.
  • the additional single-crystal diamond layer 41 formed in this step may be undoped, doped, or a combination thereof.
  • the surface of the underlying single-crystal diamond self-supporting structure substrate 35 is polished to obtain a smooth crystal with few defects.
  • the base substrate, single-crystal diamond laminated substrate, and single-crystal diamond self-supporting structure substrate of the present invention described above, large-diameter, highly crystalline hillocks, abnormally grown particles, It is possible to provide a low-cost method for manufacturing a laminated substrate having a high-quality single-crystal diamond layer with few dislocation defects, etc., high purity and low stress.
  • Example 1 A single crystal ⁇ -Al 2 O 3 wafer (with no off-angle) having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m and having a crystal plane orientation of ⁇ 0001 ⁇ and having both sides polished was used as the initial substrate 11 (see the initial substrate 11 in FIG. 1). It was prepared (step S11 in FIGS. 5 and 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 111 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 850° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 14 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the crystallinity was measured from the top surface of the film by the pole point method and the out-of-plane method.
  • XRD X-ray diffraction
  • the pole point method the ⁇ 111 ⁇ plane diffraction peak was detected when the ⁇ 111 ⁇ plane was oriented in the direction normal to the main surface of the substrate, while the ⁇ 001 ⁇ plane was oriented in the direction normal to the main surface of the substrate. No ⁇ 111 ⁇ plane diffraction peak was detected.
  • the results of the pole method are shown in FIG.
  • FIG. 8 shows the results of the Out-of-plane method.
  • the rocking curve half width of the Ir(111) peak was 0.16°.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 111 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 150 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • ⁇ -Al 2 O 3 wafer as the initial substrate 11 was etched with hot phosphoric acid. Further, the Ir film as the intermediate layer 21 was removed by dry etching. Thus, a single-crystal diamond ⁇ 111 ⁇ self-supporting substrate 35 was obtained (step S15 in FIG. 6).
  • a single-crystal diamond layer (additional single-crystal diamond layer 41) was heteroepitaxially grown again by microwave CVD (step S16 in FIG. 6).
  • the formation of this additional single-crystal diamond layer 41 was carried out under the same conditions as in the formation of the undoped diamond film described above.
  • the obtained single-crystal diamond layer was also a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the single-crystal diamond free-standing structure substrate 40 composed of the single-crystal diamond layer 31 and the additional single-crystal diamond layer 41 is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond self-supporting structure substrate 40 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the total thickness of the diamond layer was about 400 ⁇ m.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 111 ⁇ laminated substrate and the self-supporting substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 2 A double-sided polished single crystal ⁇ -Al 2 O 3 wafer having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m with a crystal plane orientation of ⁇ 0001 ⁇ and an off angle of 4° in the ⁇ 11-20> direction was used as the initial substrate 11 (in FIG. 1). (refer to the initial substrate 11 of FIG. 5 and FIG. 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 111 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 850° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 14 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 111 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • direct current was applied to form the film for 80 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was also a completely continuous film with no peeling over the entire diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the film thickness when the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), the total thickness of the diamond layer was about 100 ⁇ m. As compared with Example 1, the film was finished with a continuous film and a smooth surface even though it was thin. Dislocation defect density could also be reduced.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 111 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 3 A double-sided polished single crystal ⁇ -Al 2 O 3 wafer having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m, with a crystal plane orientation of ⁇ 0001 ⁇ and an off angle of 4° in the ⁇ 10-10> direction was prepared as an initial substrate 11 (Fig. 1 (refer to the initial substrate 11 in FIG. 5 and FIG. 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 111 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 850° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 14 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 111 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • direct current was applied to form the film for 80 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was also a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the film thickness when the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), the total thickness of the diamond layer was about 100 ⁇ m. As compared with Example 1, the film was finished with a continuous film and a smooth surface even though it was thin. Dislocation defect density could also be reduced.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 111 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 4 A double-side-polished single crystal ⁇ -Al 2 O 3 wafer (with no off-angle) having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m with a crystal plane orientation of ⁇ 11-20 ⁇ was prepared as an initial substrate 11 (see initial substrate 11 in FIG. 1). ) (Step S11 in FIGS. 5 and 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 111 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 850° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 10 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1.5 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • the base substrate 20 was subjected to pretreatment (bias treatment) for diamond nucleation.
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 111 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD.
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • direct current was applied to form the film for 80 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the total thickness of the diamond layer was about 100 ⁇ m.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 111 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 5 A double-side-polished single crystal ⁇ -Al 2 O 3 wafer (with no off-angle) having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m with a crystal plane orientation of ⁇ 11-20 ⁇ was prepared as an initial substrate 11 (see initial substrate 11 in FIG. 1). ) (Step S11 in FIGS. 5 and 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 001 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 14 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the crystallinity was measured from the top surface of the film by the pole point method and the out-of-plane method.
  • XRD X-ray diffraction
  • the pole point method the ⁇ 111 ⁇ plane diffraction peak was detected when the ⁇ 001 ⁇ plane was oriented in the direction normal to the substrate main surface, while the ⁇ 111 ⁇ plane was oriented in the direction normal to the substrate main surface.
  • the ⁇ 111 ⁇ plane diffraction peak at the time was hardly detected.
  • the results of the pole method are shown in FIG.
  • FIG. 10 shows the results of the Out-of-plane method.
  • the rocking curve half width of the Ir(200) peak was 0.21°.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD.
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 100 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a single-crystal diamond layer (additional single-crystal diamond layer 41) was heteroepitaxially grown again by microwave CVD (step S16 in FIG. 6).
  • the formation of this additional single-crystal diamond layer 41 was carried out under the same conditions as in the formation of the undoped diamond film described above.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was also a completely continuous film with no peeling over the entire diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the single-crystal diamond free-standing structure substrate 40 composed of the single-crystal diamond layer 31 and the additional single-crystal diamond layer 41 is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut out from this single-crystal diamond self-supporting structure substrate 40 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the total thickness of the diamond layer was about 400 ⁇ m.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the single-crystal diamond ⁇ 001 ⁇ laminated substrate and the self-supporting substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 6 A single crystal ⁇ -Al 2 O 3 wafer having a diameter of 150 mm, a thickness of 1000 ⁇ m, a crystal plane orientation of ⁇ 11-20 ⁇ , and an off angle of ⁇ 10-10> direction of 4° was polished on both sides, and an initial substrate 11 (in FIG. 1 (refer to the initial substrate 11 of FIG. 5 and FIG. 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 001 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 14 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • the base substrate 20 was subjected to pretreatment (bias treatment) for diamond nucleation.
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 50 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the film thickness when the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), the total thickness of the diamond layer was about 200 ⁇ m. As compared with Example 4, the film was thin but finished with a continuous film and a smooth surface. Dislocation defect density could also be reduced.
  • SEM scanning secondary electron microscope
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 001 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 7 A double-sided polished single crystal ⁇ -Al 2 O3 wafer having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m with a crystal plane orientation of ⁇ 11-20 ⁇ and an off angle of 4° in the ⁇ 0001> direction was used as the initial substrate. (refer to the initial substrate 11 in FIG. 5 and FIG. 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 001 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 14 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 50 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the film thickness when the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), the total thickness of the diamond layer was about 200 ⁇ m. As compared with Example 4, the film was thin but finished with a continuous film and a smooth surface. Dislocation defect density could also be reduced.
  • SEM scanning secondary electron microscope
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 001 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 8 A single-crystal Si wafer (with no off-angle) having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m and having a crystal plane orientation of ⁇ 111 ⁇ and having both sides polished (no off-angle) was prepared as an initial substrate 11 (see initial substrate 11 in FIG. 1) (FIG. 5). , step S11 in FIG. 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 111 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 16 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 111 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • direct current was applied to form the film for 80 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was also a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the total thickness of the diamond layer was about 100 ⁇ m.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 111 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 9 An initial substrate 11 (initial substrate 11 in FIG. 1 ) was prepared (step S11 in FIGS. 5 and 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 111 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 16 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 111 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • direct current was applied to form the film for 80 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was also a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the film thickness when the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), the total thickness of the diamond layer was about 100 ⁇ m. Compared with Example 8, the film was thin but continuous and finished with a smooth surface. Dislocation defect density could also be reduced.
  • SEM scanning secondary electron microscope
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 111 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 10 A single-crystal Si wafer (with no off-angle) having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m and having a crystal plane orientation of ⁇ 001 ⁇ and having both sides polished (no off-angle) was prepared as an initial substrate 11 (see initial substrate 11 in FIG. 1) (FIG. 5). , step S11 in FIG. 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 001 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 16 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the base substrate 20 was subjected to pretreatment (bias treatment) for diamond nucleation.
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to the plasma for 90 seconds. , the surface of the single crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 50 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the total thickness of the diamond layer was about 200 ⁇ m.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 001 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 11 A double-sided polished single crystal Si wafer having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m with a crystal plane orientation of ⁇ 001 ⁇ and a ⁇ 110> direction with an off angle of 5° was used as the initial substrate 11 (see the initial substrate 11 in FIG. 1). It was prepared (step S11 in FIGS. 5 and 6).
  • an Ir film was heteroepitaxially grown on the surface of the initial substrate 11 to form an intermediate layer 21 of the Ir film ⁇ 001 ⁇ (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 16 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • pretreatment for forming diamond nuclei was performed on the base substrate 20 (step S13 in FIG. 6).
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 50 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), and the total thickness of the diamond layer was found to be about 200 ⁇ m.
  • SEM scanning secondary electron microscope
  • the film was thin but continuous and finished with a smooth surface. Dislocation defect density could also be reduced.
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 001 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • Example 12 A double-sided polished single crystal Si wafer having a diameter of 150 mm and a thickness of 1000 ⁇ m with a crystal plane orientation of ⁇ 001 ⁇ and a ⁇ 110> direction with an off angle of 5° was used as the initial substrate 11 (see the initial substrate 11 in FIG. 1). It was prepared (step S11 in FIGS. 5 and 6).
  • the intermediate layer MgO film of the first layer is applied according to R.I. F. It was formed to a thickness of 1 ⁇ m at a substrate temperature of 860° C. in the same manner as the magnetron sputtering method, except that MgO was used as a target.
  • an Ir film was then heteroepitaxially grown as the second layer of the intermediate layer 21 to form an Ir film ⁇ 001 ⁇ .
  • a R.I. F. 13.56 MHz magnetron sputtering method was used.
  • the substrate on which the single-crystal MgO film had been formed was heated to 860° C., evacuated with a vacuum pump, and after confirming that the base pressure was about 8.0 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, Ar gas was introduced. After adjusting the degree of opening of the valve leading to the exhaust system to 16 Pa, R.I. F. Film formation was performed for 30 minutes by inputting 1500 W. The obtained film thickness was about 1 ⁇ m.
  • an intermediate layer 21 composed of a single-crystal MgO ⁇ 001 ⁇ film and a single-crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film was formed (step S12 in FIGS. 5 and 6).
  • the underlying substrate 20 of the present invention was manufactured (see FIG. 1).
  • the base substrate 20 was subjected to pretreatment (bias treatment) for diamond nucleation.
  • a negative voltage is applied to the substrate-side electrode and exposed to plasma for 90 seconds to remove the surface of the intermediate layer 21 (that is, , the surface of the single crystal Ir ⁇ 001 ⁇ film) were biased.
  • a single-crystal diamond layer 31 (undoped diamond film) was heteroepitaxially grown by microwave CVD (step S14 in FIG. 6).
  • the bias-treated base substrate 20 is set in a chamber of a microwave CVD apparatus, and is evacuated with a vacuum pump to a base pressure of about 1.3 ⁇ 10 ⁇ 4 Pa or less.
  • a direct current was applied to form the film for 50 hours.
  • the substrate temperature during film formation was measured with a pyrometer, it was 980°C.
  • the obtained single-crystal diamond layer 31 was a completely continuous film with no peeling over the entire surface with a diameter of 150 mm.
  • a schematic cross-sectional view of the monocrystalline diamond laminated substrate 30 manufactured in this manner is shown in FIG.
  • a 2 mm square piece was cut from this single-crystal diamond laminated substrate 30 and used as an evaluation sample, and the film thickness and crystallinity were evaluated.
  • the film thickness when the cross section of the sample was observed with a scanning secondary electron microscope (SEM), the total thickness of the diamond layer was about 200 ⁇ m. Compared with Example 11, the film was finished as a continuous film and a smooth surface even though it was thin. Dislocation defect density could also be reduced.
  • SEM scanning secondary electron microscope
  • XRD X-ray diffraction
  • a high-performance device can be obtained by applying the monocrystalline diamond ⁇ 001 ⁇ laminated substrate to an electronic/magnetic device.
  • high-performance power devices can be obtained.
  • the present invention is not limited to the above embodiments.
  • the above-described embodiment is an example, and any device having substantially the same configuration as the technical idea described in the claims of the present invention and exhibiting the same effect is the present invention. included in the technical scope of

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Recrystallisation Techniques (AREA)
  • Chemical Vapour Deposition (AREA)

Abstract

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

Description

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

Claims (14)

  1. 　単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板において、
    　単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかである初期基板と、
    　前記初期基板上に、単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる中間層と、
    　を有し、前記初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものであることを特徴とする下地基板。
  2. 　前記初期基板の最表面のオフ角が、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲であることを特徴とする請求項１に記載の下地基板。
  3. 　前記中間層の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものであることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の下地基板。
  4. 　前記中間層の最表面のオフ角が、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲であることを特徴とする請求項３に記載の下地基板。
  5. 　単結晶ダイヤモンド積層基板であって、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の下地基板の前記中間層上に単結晶ダイヤモンド層を有するものであることを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板。
  6. 　前記単結晶ダイヤモンド層が｛１１１｝結晶又は｛００１｝結晶であることを特徴とする請求項５に記載の単結晶ダイヤモンド積層基板。
  7. 　単結晶Ｓｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｓｉ｛００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛０００１｝基板、単結晶α－Ａｌ２Ｏ３｛１１－２０｝基板、単結晶Ｆｅ｛１１１｝基板、単結晶Ｆｅ｛００１｝基板、単結晶Ｎｉ｛１１１｝基板、単結晶Ｎｉ｛００１｝基板、単結晶Ｃｕ｛１１１｝基板、及び、単結晶Ｃｕ｛００１｝基板のいずれかである初期基板を準備する工程と、
    　前記初期基板上に単結晶Ｉｒ膜、単結晶ＭｇＯ膜、単結晶イットリア安定化ジルコニア膜、単結晶ＳｒＴｉＯ３膜及び単結晶Ｒｕ膜の少なくともいずれか１つを含む単層又は積層膜からなる中間層を形成する工程と
    　を有する単結晶ダイヤモンド積層基板用の下地基板の製造方法であって、
    　前記初期基板として、該初期基板の最表面が、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するもののいずれかを用いることを特徴とする下地基板の製造方法。
  8. 　前記初期基板の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲のものとすることを特徴とする請求項７に記載の下地基板の製造方法。
  9. 　前記中間層の最表面を、オフ角無しのもの、又は、立方晶面方位｛１１１｝に対して、結晶軸＜－１－１２＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、六方晶面方位｛０００１｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜１１－２０＞方向にオフ角を有するもの、若しくは、立方晶面方位｛００１｝に対して、結晶軸＜１１０＞方向にオフ角を有するもの、又は、六方晶面方位｛１１－２０｝に対して、結晶軸＜１０－１０＞若しくは＜０００１＞方向にオフ角を有するものとすることを特徴とする請求項７又は請求項８に記載の下地基板の製造方法。
  10. 　前記中間層の最表面のオフ角を、＋０．５～＋１５．０°又は－０．５～－１５．０°の範囲として前記中間層を形成することを特徴とする請求項９に記載の下地基板の製造方法。
  11. 　単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法であって、
    　請求項７から請求項１０のいずれか１項に記載の下地基板の製造方法により製造された下地基板を準備する工程と、
    　前記下地基板の前記中間層の表面にダイヤモンド核形成のためのバイアス処理を行う工程と、
    　前記中間層上に形成されたダイヤモンド核を成長させてエピタキシャル成長を行い、単結晶ダイヤモンド層を形成する工程と
    　を含むことを特徴とする単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法。
  12. 　前記単結晶ダイヤモンド層を｛１１１｝結晶又は｛００１｝結晶とすることを特徴とする請求項１１に記載の単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法。
  13. 　請求項１１又は請求項１２に記載の単結晶ダイヤモンド積層基板の製造方法によって製造した単結晶ダイヤモンド積層基板から、前記単結晶ダイヤモンド層のみを取り出し、単結晶ダイヤモンド自立構造基板を製造することを特徴とする単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法。
  14. 　請求項１３に記載の単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法により得られた単結晶ダイヤモンド自立構造基板の上にさらに追加単結晶ダイヤモンド層を形成することを特徴とする単結晶ダイヤモンド自立構造基板の製造方法。
PCT/JP2023/003979 2022-02-09 2023-02-07 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法 WO2023153396A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202380020747.0A CN118660994A (zh) 2022-02-09 2023-02-07 衬底基板及单晶金刚石层叠基板以及它们的制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022018722A JP2023116122A (ja) 2022-02-09 2022-02-09 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法
JP2022-018722 2022-02-09

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023153396A1 true WO2023153396A1 (ja) 2023-08-17

Family

ID=87564372

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/003979 WO2023153396A1 (ja) 2022-02-09 2023-02-07 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP2023116122A (ja)
CN (1) CN118660994A (ja)
TW (1) TW202403082A (ja)
WO (1) WO2023153396A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018127367A (ja) * 2017-02-06 2018-08-16 信越化学工業株式会社 ダイヤモンド製膜用下地基板及びそれを用いたダイヤモンド基板の製造方法
JP2020090408A (ja) * 2018-12-04 2020-06-11 信越化学工業株式会社 積層基板、自立基板、積層基板の製造方法及び自立基板の製造方法
JP2021518322A (ja) * 2018-03-28 2021-08-02 ソイテックＳｏｉｔｅｃ ダイヤモンド又はイリジウム材料の単結晶層を製造するための方法、及びダイヤモンド又はイリジウム材料の単結晶層をエピタキシャル成長させるための基板

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018127367A (ja) * 2017-02-06 2018-08-16 信越化学工業株式会社 ダイヤモンド製膜用下地基板及びそれを用いたダイヤモンド基板の製造方法
JP2021518322A (ja) * 2018-03-28 2021-08-02 ソイテックＳｏｉｔｅｃ ダイヤモンド又はイリジウム材料の単結晶層を製造するための方法、及びダイヤモンド又はイリジウム材料の単結晶層をエピタキシャル成長させるための基板
JP2020090408A (ja) * 2018-12-04 2020-06-11 信越化学工業株式会社 積層基板、自立基板、積層基板の製造方法及び自立基板の製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
H.YAMADA, APPL. PHYS. LETT., vol. 104, 2014, pages 102110
SAMOTO, A. ; ITO, S. ; HOTTA, A. ; HASEBE, T. ; ANDO, Y. ; SAWABE, A. ; SUZUKI, T.: "Investigation of heterostructure between diamond and iridium on sapphire", DIAMOND AND RELATED MATERIALS, ELSEVIER SCIENCE PUBLISHERS , AMSTERDAM, NL, vol. 17, no. 7-10, 1 July 2008 (2008-07-01), NL , pages 1039 - 1044, XP023785099, ISSN: 0925-9635, DOI: 10.1016/j.diamond.2008.02.007 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN118660994A (zh) 2024-09-17
TW202403082A (zh) 2024-01-16
JP2023116122A (ja) 2023-08-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7078947B2 (ja) ダイヤモンド製膜用下地基板及びそれを用いたダイヤモンド基板の製造方法
KR101797428B1 (ko) 단결정 다이아몬드 성장용 기재 및 단결정 다이아몬드 기판의 제조 방법
JP4528654B2 (ja) 積層基板、積層基板の製造方法及びデバイス
JP7475389B2 (ja) 積層基板、積層基板の製造方法及び自立基板の製造方法
WO2020194803A1 (ja) 下地基板及びその製造方法
TW202120731A (zh) 鑽石基板及其製造方法
JP2005219962A (ja) ダイヤモンド単結晶基板及びその製造方法
Shervin et al. Flexible single-crystalline GaN substrate by direct deposition of III-N thin films on polycrystalline metal tape
JP7298832B2 (ja) ダイヤモンド製膜用下地基板及びそれを用いたダイヤモンド基板の製造方法
WO2023153396A1 (ja) 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法
WO2020217563A1 (ja) 半導体膜
WO2024048357A1 (ja) 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法
WO2023085055A1 (ja) 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法
WO2024053384A1 (ja) 下地基板及び単結晶ダイヤモンド積層基板並びにそれらの製造方法
KR20240144929A (ko) 베이스 기판 및 단결정 다이아몬드 적층 기판 그리고 그들의 제조 방법
TW202432916A (zh) 基底基板及單結晶金剛石層積基板及此等之製造方法
JP5545567B2 (ja) 単結晶ダイヤモンド成長用の基材及び単結晶ダイヤモンドの製造方法
WO2023182312A1 (ja) β型酸化ガリウム膜付き基板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23752860

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20247026232

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023752860

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2023752860

Country of ref document: EP

Effective date: 20240909