(57)【要約】  メタン／水素混合物を含むガス状の混合物（任意に窒素、酸素およびキセノン添加を共に含んでいてもよい）を用いて、部分的な真空中でマイクロ波プラズマ化学蒸着（ＣＶＤ）プロセスを用いて単結晶ダイヤモンド成長を形成するための材料および方法が提供される。このような単結晶サブストレートは、真空誘導溶解プロセスを用いて、改変された方向性凝固法で、純ニッケル、または、コバルト、鉄またはそれらの組み合わせを含むニッケル合金のうち少なくとも１種で開始して形成することができる。このような単結晶サブストレートの表面は、電子ビーム蒸着装置を用いて、純イリジウム、または、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分との合金でコーティングされる。このような合金でコーティングされた単結晶サブストレートは、マイクロ波プラズマＣＶＤ反応器中に入れられ、メタン、水素およびその他の任意のガスのガス状の混合物の存在下で、マイナス１００〜４００ボルトのバイアス電圧を用いてバイアス印加による核形成処理される間、そのコーティングされた表面上での大型の単結晶ダイヤモンドの成長を支持する。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面およびその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有し、前記コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金を有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項２】
前記供給する工程が、約０．５％〜約１０％の比率を有するメタンおよび水素の混合物を供給することを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項３】
前記解離させる工程が、前記メタンを約１０トル〜約３００トルの圧力で解離させることを含む、請求項１に記載の方法。
【請求項４】
前記供給する工程が、窒素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、前記窒素は、約５ｐｐｍ〜約５％の窒素／水素比を供給するのに十分な量で存在する、請求項３に記載の方法。
【請求項５】
前記供給する工程が、前記窒素を、前記混合物の約３０ｐｐｍ〜約２％の範囲の量で供給することをさらに含む、請求項４に記載の方法。
【請求項６】
前記供給する工程が、酸素を含むガス混合物を供給することをさらに含み、ここで前記酸素は、前記混合物の約０．０１％〜約３％の範囲の量で存在する、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
前記供給する工程が、キセノンをさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記キセノンは、前記混合物の約０．１％〜約５％の範囲の量で存在する、請求項６に記載の方法。
【請求項８】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも一つの平坦面およびその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを有し、前記コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金を有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項９】
前記供給する工程が、約０．５％〜約１０％の比率を有するメタンおよび水素の混合物を供給することを含む、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記解離させる工程が、前記メタンを約１０トル〜約３００トルの圧力で解離させることを含む、請求項９に記載の方法。
【請求項１１】
前記供給する工程が、窒素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、前記窒素は、約５ｐｐｍ〜約５％の窒素／水素比を供給するのに十分な量で存在する、請求項１０に記載の方法。
【請求項１２】
前記供給する工程が、前記窒素を、前記混合物の約３０ｐｐｍ〜約２％の範囲の量で供給することをさらに含む、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
前記供給する工程が、酸素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記酸素は、前記混合物の約０．０１％〜約３％の範囲の量で存在する、請求項１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記供給する工程が、キセノンをさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記キセノンは、前記混合物の約０．１％〜約５％の範囲の量で存在する、請求項１３に記載の方法。
【請求項１５】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面およびその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有し、前記コーティングは、イリジウムを有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含み、上記方法。
【請求項１６】
前記供給する工程が、約０．５％〜約１０％の比率を有するメタンおよび水素の混合物を供給することを含む、請求項１５に記載の方法。
【請求項１７】
前記解離させる工程が、前記メタンを約１０トル〜約３００トルの圧力で解離させることを含む、請求項１６に記載の方法．
【請求項１８】
前記供給する工程が、窒素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、前記窒素は、約５ｐｐｍ〜約５％の窒素／水素比を供給するのに十分な量で存在する、請求項１７に記載の方法。
【請求項１９】
前記供給する工程が、前記窒素を、前記混合物の約３０ｐｐｍ〜約２％の範囲の量で供給することをさらに含む、請求項１８に記載の方法。
【請求項２０】
前記供給する工程が、酸素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記酸素は、前記混合物の約０．０１％〜約３％の範囲の量で存在する、請求項１９に記載の方法。
【請求項２１】
前記供給する工程が、キセノンをさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記キセノンは、前記混合物の約０．１％〜約５％の範囲の量で存在する、請求項２０に記載の方法。
【請求項２２】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面およびその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームはニッケルを含み、前記コーティングは、イリジウムを含む）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項２３】
前記供給する工程が、約０．５％〜約１０％の比率を有するメタンおよび水素の混合物を供給することを含む、請求項２２に記載の方法。
【請求項２４】
前記解離させる工程が、前記メタンを約１０トル〜約３００トルの圧力で解離させることを含む、請求項２３に記載の方法。
【請求項２５】
前記供給する工程が、窒素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、前記窒素は、約５ｐｐｍ〜約５％の窒素／水素比を供給するのに十分な量で存在する、請求項２４に記載の方法。
【請求項２６】
前記供給する工程が、前記窒素を、前記混合物の約３０ｐｐｍ〜約２％の範囲の量で供給することをさらに含む、請求項２５に記載の方法。
【請求項２７】
前記供給する工程が、酸素をさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記酸素は、前記混合物の約０．０１％〜約３％の範囲の量で存在する、請求項２６に記載の方法。
【請求項２８】
前記供給する工程が、キセノンをさらに含むガス混合物を供給することを含み、ここで前記キセノンは、前記混合物の約０．１％〜約５％の範囲の量で存在する、請求項２７に記載の方法。
【請求項２９】
請求項１、８、１５または２２の方法に従って製造されたＣＶＤダイヤモンドであって、ここで前記ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、上記ＣＶＤダイヤモンド。
【請求項３０】
請求項１、８、１５または２２の方法に従って製造されたＣＶＤダイヤモンドであって、ここで前記ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、上記ＣＶＤダイヤモンド。
【請求項３１】
請求項１、８、１５または２２の方法に従って製造されたＣＶＤダイヤモンドであって、ここで前記ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、上記ＣＶＤダイヤモンド。
【請求項３２】
層状サブストレートの製造方法であって：
ニッケル合金を含む金属の実質的な単結晶を形成すること；
前記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；
前記少なくとも１つの面を、イリジウム合金を含む配向膜でコーティングすること（前記合金は、イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金である）、
を含む、上記方法。
【請求項３３】
前記形成する工程が：
第一および第二の結晶化チャンバー、前記チャンバーの間に配置された結晶方位の選択器、前記第一の結晶化チャンバーに隣接した冷却領域、および、前記第二の結晶化チャンバーに隣接した前記装置に溶融した材料を導入するためのチャンネルを含む装置を選択すること；
前記第一の結晶化チャンバーに種結晶を添加すること；
前記装置に、溶融したニッケル合金を導入すること、
前記溶融した材料から熱を除去することによって、前記第一の結晶化チャンバー内で結晶化を開始させること（ここで前記単結晶の結晶化は、前記結晶方位の選択器を通じて前記第二の結晶化チャンバーに進行し、縦横寸法を有する単結晶が形成され、ここで前記縦寸法は、前記横寸法よりも長い）、
を含む、請求項３２に記載の方法。
【請求項３４】
前記導入する工程が、ニッケルと、コバルト、鉄およびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む溶融したニッケル合金を導入することを包含し、前記合金は、約０．０１ａ／ｏ％〜約９９．９９ａ／ｏ％のニッケルを含む、請求項３３に記載の方法。
【請求項３５】
前記導入する工程が、ニッケルと、コバルト、鉄およびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む溶融したニッケル合金を導入することを包含し、前記合金は、少なくとも約５０ａ／ｏ％のニッケルを含む、請求項３３に記載の方法。
【請求項３６】
前記除去が、実質的に前記縦寸法に平行な方向を有する前記単結晶を形成することを包含する、請求項３３に記載の方法。
【請求項３７】
層状サブストレートの製造方法であって：
ニッケルを含む金属の実質的な単結晶を形成すること；
前記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；
前記少なくとも１つの面を、イリジウム合金を含む配向膜でコーティングすること（前記合金は、イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金である）、
を含む、前記方法。
【請求項３８】
前記形成する工程が：
第一および第二の結晶化チャンバー、前記チャンバーの間に配置された結晶方位の選択器、前記第一の結晶化チャンバーに隣接した冷却領域、および、前記第二の結晶化チャンバーに隣接した前記装置に溶融した材料を導入するためのチャンネルを含む装置を選択すること；
前記第一の結晶化チャンバーに種結晶を添加すること；
前記装置に、溶融したニッケル合金を導入すること、
前記溶融した材料から熱を除去することによって、前記第一の結晶化チャンバー内で結晶化を開始させること（ここで前記単結晶の結晶化は、前記結晶方位の選択器を通じて前記第二の結晶化チャンバーに進行し、縦横寸法を有する単結晶が形成され、ここで前記縦寸法は、前記横寸法よりも長い）
を含む、請求項３７に記載の方法。
【請求項３９】
前記除去が、実質的に前記縦寸法に平行な方向を有する前記単結晶を形成することを包含する、請求項３８に記載の方法。
【請求項４０】
層状サブストレートの製造方法であって：
ニッケル合金を含む金属の実質的な単結晶を形成すること；
前記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；
前記少なくとも１つの平坦面を、イリジウムを含む配向膜でコーティングすること、
を含む、上記方法。
【請求項４１】
前記形成する工程が：
第一および第二の結晶化チャンバー、前記チャンバーの間に配置された結晶方位の選択器、前記第一の結晶化チャンバーに隣接した冷却領域、および、前記第二の結晶化チャンバーに隣接した前記装置に溶融した材料を導入するためのチャンネルを含む装置を選択すること；
前記第一の結晶化チャンバーに種結晶を添加すること；
前記装置に、溶融したニッケル合金を導入すること、
前記溶融した材料から熱を除去することによって、前記第一の結晶化チャンバー内で結晶化を開始させること（前記単結晶の結晶化は、前記結晶方位の選択器を通じて前記第二の結晶化チャンバーに進行し、縦横寸法を有する単結晶が形成され、ここで前記縦寸法は、前記横寸法よりも長い）、
を含む、請求項４０に記載の方法。
【請求項４２】
前記導入する工程が、ニッケルと、コバルト、鉄およびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む溶融したニッケル合金を導入することを包含し、前記合金は、約０．０１ａ／ｏ％〜約９９．９９ａ／ｏ％のニッケルを含む、請求項４０に記載の方法。
【請求項４３】
前記導入する工程が、ニッケルと、コバルト、鉄およびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む溶融したニッケル合金を導入することを包含し、前記合金は、少なくとも約５０ａ／ｏ％のニッケルを含む、請求項４１に記載の方法。
【請求項４４】
前記除去が、実質的に前記縦寸法に平行な方向を有する前記単結晶を形成することを包含する、請求項４１に記載の方法。
【請求項４５】
層状サブストレートの製造方法であって：
ニッケルを含む金属の実質的な単結晶を形成すること；
前記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；
前記少なくとも１つの平坦面を、イリジウムを含む配向膜でコーティングすること、
を含む、上記方法。
【請求項４６】
前記形成する工程が：
第一および第二の結晶化チャンバー、前記チャンバーの間に配置された結晶方位の選択器、前記第一の結晶化チャンバーに隣接した冷却領域、および、前記第二の結晶化チャンバーに隣接した前記装置に溶融した材料を導入するためのチャンネルを含む装置を選択すること；
前記第一の結晶化チャンバーに種結晶を添加すること；
前記装置に、溶融したニッケル合金を導入すること、
前記溶融した材料から熱を除去することによって、前記第一の結晶化チャンバー内で結晶化を開始させること（ここで前記単結晶の結晶化は、前記結晶方位の選択器を通じて前記第二の結晶化チャンバーに進行し、縦横寸法を有する単結晶が形成され、ここで前記縦寸法は、前記横寸法よりも長い）、
を含む、請求項４５に記載の方法。
【請求項４７】
前記除去が、実質的に前記縦寸法に平行な方向を有する前記単結晶を形成することを包含する、請求項４６に記載の方法。
【請求項４８】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項３６に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項４９】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項３６に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項５０】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項３６に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項５１】
前記イリジウム合金が、約９９．９９ａ／ｏ％〜約０．０１ａ／ｏ％のイリジウムを含む、請求項３６に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項５２】
前記配向膜が、イリジウムおよびモリブデン、ならびに、鉄、コバルト、ニッケル、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分の合金を含み、ここで前記合金は、約９９．９９ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％のイリジウム、および、約０．０１ａ／ｏ％〜約２０．０ａ／ｏ％のモリブデンを含む、請求項３６に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項５３】
前記配向膜が、イリジウムとレニウムとの合金を含み、ここで前記レニウムは、約０．０１ａ／ｏ％〜約３６ａ／ｏ％で含まれる、請求項３６に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項５４】
前記イリジウム合金が、約０．０１ａ／ｏ％〜約３０ａ／ｏ％のレニウムを含む、請求項５３に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項５５】
前記イリジウム合金が、約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％の前記成分を含む、請求項５１に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項５６】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項５１〜５５のいずれか一項に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項５７】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項５１〜５５のいずれか一項に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項５８】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項５１〜５５のいずれか一項に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項５９】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項３９に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項６０】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項３９に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項６１】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項３９に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項６２】
前記イリジウム合金が、約９９．９９ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％のイリジウムを含む、請求項３９に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項６３】
前記配向膜が、イリジウムおよびモリブデン、ならびに、鉄、コバルト、ニッケル、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分の合金を含み、ここで前記合金は、約９９．９９ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％のイリジウム、および、約０．０１ａ／ｏ％〜約２０．０ａ／ｏ％のモリブデンを含む、請求項３９に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項６４】
前記配向膜が、イリジウムとレニウムとの合金を含み、ここで前記レニウムは、約０．０１ａ／ｏ％〜約３６ａ／ｏ％で含まれる、請求項３９に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項６５】
前記イリジウム合金が、約０．０１ａ／ｏ％〜約３０ａ／ｏ％のレニウムを含む、請求項６４に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項６６】
前記イリジウム合金が、約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％の前記成分を含む、請求項６２に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項６７】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項６２〜６６のいずれか一項に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項６８】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項６２〜６６のいずれか一項に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項６９】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項６２〜６６のいずれか一項に記載の製造された層状サブストレート。
【請求項７０】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項４４に記載の方法によって製造された層状のプラットフォーム。
【請求項７１】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項４４に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７２】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項４４に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７３】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項４０に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７４】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項４０に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７５】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項４０に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７６】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項４７に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７７】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項４７に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７８】
前記プラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する単結晶を含む、請求項４７に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項７９】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項４５に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項８０】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項４５に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項８１】
前記配向膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項４５に記載の方法によって製造された層状サブストレート。
【請求項８２】
ＣＶＤダイヤモンド成長のための層状サブストレートであって：
少なくとも１つの平坦面を有する実質的に単結晶のプラットフォーム（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む）；および、
イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む配向した金属膜（ここで前記膜は前記平坦面上に固定される）、
を含む、前記サブストレート。
【請求項８３】
前記金属膜が、単結晶である、請求項８２に記載の層状サブストレート。
【請求項８４】
前記金属膜が、多結晶である、請求項８２に記載の層状サブストレート。
【請求項８５】
ダイヤモンド膜をさらに有し、前記ダイヤモンド膜は、前記金属膜上に位置する、請求項８２に記載の層状サブストレート。
【請求項８６】
ＣＶＤダイヤモンド成長のための層状サブストレートであって：
少なくとも１つの平坦面を有する実質的に単結晶のプラットフォーム（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを含む）；および、
イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む配向した金属膜（ここで前記膜は前記平坦面上に固定される）、
を含む、上記サブストレート。
【請求項８７】
前記金属膜が、単結晶である、請求項８６に記載の層状サブストレート。
【請求項８８】
前記金属膜が、多結晶である、請求項８６に記載の層状サブストレート。
【請求項８９】
ダイヤモンド膜をさらに有し、前記ダイヤモンド膜は、前記金属膜上に位置する、請求項８６に記載の層状サブストレート。
【請求項９０】
ＣＶＤダイヤモンド成長のための層状サブストレートであって：
少なくとも１つの平坦面を有する実質的に単結晶のプラットフォーム（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを含む）；および、
イリジウムを含む配向した金属膜（ここで前記膜は前記平坦面上に固定される）、
を含む、上記サブストレート。
【請求項９１】
前記金属膜が、単結晶である、請求項９０に記載の層状サブストレート。
【請求項９２】
前記金属膜が、多結晶である、請求項９０に記載の層状サブストレート。
【請求項９３】
ダイヤモンド膜をさらに有し、前記ダイヤモンド膜は、前記金属膜上に位置する、請求項９０に記載の層状サブストレート。
【請求項９４】
ＣＶＤダイヤモンド成長のための層状サブストレートであって：
少なくとも１つの平坦面を有する実質的に単結晶のプラットフォーム（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含む）；および、
イリジウムを含む配向した金属膜（ここで前記膜は前記平坦面上に固定される）、
を含む、上記サブストレート。
【請求項９５】
前記金属膜が、単結晶である、請求項９４に記載の層状サブストレート。
【請求項９６】
前記金属膜が、多結晶である、請求項９４に記載の層状サブストレート。
【請求項９７】
ダイヤモンド膜をさらに有し、前記ダイヤモンド膜は、前記金属膜上に位置する、請求項９４に記載の層状サブストレート。
【請求項９８】
前記単結晶のプラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項８２、８６、９０または９４に記載の層状サブストレート。
【請求項９９】
前記単結晶のプラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項８２、８６、９０または９４に記載の層状サブストレート。
【請求項１００】
前記単結晶のプラットフォームが、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項８２、８６、９０または９４に記載の層状サブストレート。
【請求項１０１】
前記配向した金属膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項８２、８６、９０または９４に記載の層状サブストレート。
【請求項１０２】
前記配向した金属膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項８２、８６、９０または９４に記載の層状サブストレート。
【請求項１０３】
前記配向した金属膜が、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項８２、８６、９０または９４に記載の層状サブストレート。
【請求項１０４】
ダイヤモンド結晶成長に適した層状サブストレートの製造方法であって：
少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有する単結晶サブストレートから誘導される）；および、
前記プラットフォームの前記平坦面を、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分との合金でコーティングすること、
を含む、上記方法。
【請求項１０５】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約５００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１０４に記載の方法。
【請求項１０６】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約９００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１０４に記載の方法。
【請求項１０７】
前記コーティング工程が、前記コーティング中に前記プラットフォームを回転させることを含む、請求項１０４に記載の方法。
【請求項１０８】
ダイヤモンド結晶成長に適した層状サブストレートの製造方法であって：
少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを有する単結晶サブストレートから誘導される）；および、
前記プラットフォームの前記平坦面を、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分との合金でコーティングすること、
を含む、前記方法。
【請求項１０９】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約５００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１０８に記載の方法。
【請求項１１０】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約９００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１０８に記載の方法。
【請求項１１１】
前記コーティング工程が、前記コーティング中に前記プラットフォームを回転させることを含む、請求項１０８に記載の方法。
【請求項１１２】
ダイヤモンド結晶成長に適した層状サブストレートの製造方法であって：
少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有する単結晶サブストレートから誘導される）；および、
前記プラットフォームの前記平坦面を、イリジウムでコーティングすること、
を含む、前記方法。
【請求項１１３】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約５００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１１２に記載の方法。
【請求項１１４】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約９００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１１２に記載の方法。
【請求項１１５】
前記コーティング工程が、前記コーティング中に前記プラットフォームを回転させることを含む、請求項１１２に記載の方法。
【請求項１１６】
ダイヤモンド結晶成長に適した層状サブストレートの製造方法であって：
少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを有する単結晶サブストレートから誘導される）；および、
前記プラットフォームの前記平坦面を、イリジウムでコーティングすること、
を含む、前記方法。
【請求項１１７】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約５００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１１６に記載の方法。
【請求項１１８】
前記コーティング工程が、前記プラットフォームを約９００℃〜約１４００℃の温度に加熱することを含む、請求項１１６に記載の方法。
【請求項１１９】
前記コーティング工程が、前記コーティング中に前記プラットフォームを回転させることを含む、請求項１１６に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【発明の開示】
【０００１】
本願は、２００６年２月７日付けで出願された米国仮出願第６０／７７１，１４０号、および、２００６年３月２０日付けで出願された米国仮出願第６０／７８４，１３８号、および、２００６年１１月３日付けで出願された米国仮出願第６０／８６４，２７８号の利益を主張する（これらはいずれも参照により本発明に包含させる）。
【０００２】
分野
本発明の開示は、大きい断面積を有する実質的に単結晶のダイヤモンド、それらを成長させるための実質的に単結晶のサブストレート、および、これらの新規のサブストレートを利用してそれらを成長させるための方法に関する。
【０００３】
背景
ダイヤモンドは、炭素原子（周期表における原子番号は６）のみで構成される結晶質を意味する。ダイヤモンド結晶格子において、１個の炭素原子は、それと最も近接する原子と四面体の幾何学的配置で４つの共有結合を形成する。この単純な構造は、極めて珍しい物理特性を有する。例えば、ダイヤモンドは地球上で最も硬い材料であり、あらゆる既知の材料のなかでも最大の熱伝導率を有する。またダイヤモンドはあらゆる固体のなかでも最大の音響速度も有し、ほぼ間違いなく、あらゆる固形材料のなかでも、紫外および遠赤外からマイクロ波領域に至り、さらにはそれを超えるほどの最も広い光の透過帯域幅を有する。ダイヤモンドは、透明な材料として極めて大きい屈折率を有しており、そのために大きい反射係数および全内部反射に関する小さい角度がもたらされ、これが、十分にポリッシュされた宝飾品で用いられるダイヤモンドの「輝きおよび煌めき」に直接的に寄与している。電気的に言えば、ダイヤモンドは絶縁体であるが、ホウ素でドープされるとｐ型（正孔を有する）半導体を形成することができ、リンまたはその他の材料でドープされると、場合によってはｎ型（電子を含む）半導体を形成することができる。十分に大きく、且つ廉価なダイヤモンドは、ＩＣ回路、太陽電池、発光ダイオード、および、その他の電子装置の基部を形成するｐ−ｎ接合デバイスを製造するのに用いることができる。ダイヤモンドは数多くの珍しい特性および魅力的な特性を有するが、その高いコスト、そのサイズの制限およびその希少性のために、様々な電子工学的用途および関連用途での使用が妨げられている。
【０００４】
約５０年前までは、地球上の全てのダイヤモンド原料は地球のマントル中で「自然に」生成したものであった。自然界に存在するダイヤモンドの多くは単結晶であり、時には実質的に大型の結晶が見出されているが、重量が約１０カラットの宝石目的の高品質なダイヤモンド原石は、優に２５０，０００ドルまたはそれより高い値段になる可能性がある。１９５０年代の半ばには、ゼネラル・エレクトリック社（Ｇｅｎｅｒａｌ  Ｅｌｅｃｔｒｉｃ  Ｃｏｍｐａｎｙ）が、実験室での高温（１５００℃またはそれより高い温度）および高圧技術（５０，０００気圧またはそれより高い圧力）を用いたダイヤモンド製造に成功した。この方法は、一般的に、高温高圧法（「ＨＴＨＰ法」）と称される。実質的に全ての天然に存在するダイヤモンド、および、ＨＴＨＰ技術で成長させたダイヤモンドは、単結晶である。この最初の成功の後、このようなプロセスを改善し、さらに合成ダイヤモンドのコストを下げるための継続的な努力がなされてきた。これらの努力の結果として、その他の材料の研磨およびポリッシュのためのダイヤモンド砥粒１カラット（０．２グラムの重量）のコストは、数ドルの範囲内までに減少した。しかしながら、ダイヤモンド砥粒における個々の結晶は通常極めて小さく、実質的にサイズが１ミリメートル未満であり、重量が０．１カラットのレベルである。実験室中でＨＴＨＰ技術を用いて低コストの２５カラット（わずか５グラム）の単結晶ダイヤモンドをうまく成長させることは未だに難しく、なかなか達成しがたい目標である。従って、未だにダイヤモンドは、別の点では適切であったとしても多くの応用工学または科学的な目的に適した材料になっていない。
【０００５】
過去２０〜３０年の間に、様々なダイヤモンド成長技術が開発されてきたが、そのうちの一つが化学蒸着法（ＣＶＤ）である。ＣＶＤは、比較的低温（１０００℃またはそれ未満の範囲）、および、低圧（０．２気圧またはそれ未満の範囲）で行うことができる。この技術において、ダイヤモンドの成長に関する場合、メタン（ＣＨ４）および水素（Ｈ２）のようなガスの使用が徐々に開発されてきた。原子の水素（このプロセスの重要な形態である）は、例えばマイクロ波、熱フィラメント、プラズマトーチ、熱のトーチなど様々な励起法によって生成させることが可能である。元々は、ＣＶＤプロセスは低温低圧で行われるために、ＨＴＨＰプロセスよりも都合のよい形態として、且つそれよりも低いコストでダイヤモンドを提供する可能性があると考えられていたが、遺憾ながら、長年にわたる米国およびそれ以外の国々における政府および民間調査によっても、これまで達成が困難であった工学的および科学的用途のために十分に大きく廉価なダイヤモンドを適切に提供するためのダイヤモンド成長に関するＣＶＤ技術は改善されていない。成長するダイヤモンドのＣＶＤ法は部分的に、以下によって妨害される：１）その遅いダイヤモンド結晶成長速度（ダイヤモンドの品質に応じて、数ミクロン／時間〜最大で５０〜１００ミクロン／時間の範囲）；２）その品質の限界（すなわち、単結晶ダイヤモンドは、一般的に、単結晶ダイヤモンドサブストレートまたは非ダイヤモンド単結晶サブストレート上でしか成長できず、実質的にそのサブストレートの品質を反映する）；および、３）成長させたダイヤモンドのサイズが、一般的に、少なくともサブストレートの縦横寸法に限定されること。現在のところ市販されている最も大型の単結晶ダイヤモンドサブストレートは、約５ｍｍ×５ｍｍの範囲である。これらのいわゆる「ダイヤモンドサブストレート」は、一般的に、ＨＴＨＰ技術を用いて成長させたものである。結果として、ＨＴＨＰプロセスによって生産された単結晶ダイヤモンドサブストレート上で成長させたＣＶＤダイヤモンドも同様に、約５ｍｍ×５ｍｍのサイズに限定される。一般的に、ＣＶＤプロセスによる単結晶ダイヤモンドの横方向の成長は、限定され、且つ難しいことが証明されている。
【０００６】
米国特許第６，０９６，１２９号は、単結晶ダイヤモンドサブストレート上で成長する単結晶ダイヤモンドの技術を開示しており、ここで、このプロセスを連続的に反復させてダイヤモンドを成長させると、累積的に大きくなる。これは、部分的に、最初のサブストレートよりもわずかに大きい横寸法を有するダイヤモンドを連続的に成長させることによって達成される。この方法によれば、得られたダイヤモンドをそれぞれ切断して新規のサブストレートを形成することができ、続いてこのようなサブストレートは、それよりもわずかに大きいダイヤモンドを成長させるのに使用可能である。この方法で成長させたダイヤモンドを回収して、ダイヤモンド成長の連続したサイクルにおいてテンプレートとして用いて、いずれも反復によってそれよりもわずかに大きいダイヤモンドが生産される。この技術を用いればより大きいサイズの面積を有するダイヤモンドを生産することが可能であるが、このプロセスは遅く、さらに非効率的である；例えば、この技術を用いて、高品質であり約５インチの範囲の直径を有する大面積の単結晶ダイヤモンドを製造することは、不可能ではないにしても極めて難しい。
【０００７】
ＣＶＤダイヤモンド成長プロセスを用いた場合に遭遇するさらにその他の問題は、多結晶ダイヤモンド構造を生産しやすい傾向である。遺憾ながら、多結晶ダイヤモンドは、単結晶ダイヤモンドと同じ材料特性を有さない。多結晶ダイヤモンドは、多くの用途において単結晶ダイヤモンドと同様に有効に用いることはできず、さらにいくつかの用途においては、多結晶ダイヤモンドは、実質的に有用性がない。結果として、多結晶ダイヤモンドは、単結晶ダイヤモンドほど望ましい材料ではないことが示されている。
【０００８】
技術文献（参考文献１）によれば、ＣＶＤプロセスを用いた非ダイヤモンドサブストレートから成長させた単結晶ＣＶＤダイヤモンドがヘテロエピタキシャルなプロセスによって形成されることが報告されている。ＣＶＤプロセスによるダイヤモンド成長に関する技術文献が相当数存在する。参考文献（２）は、このような例の１つである。一般的に、大きい断面積を有する単結晶ダイヤモンドを成長させるためには、大型の単結晶サブストレート、好ましくは非ダイヤモンドサブストレートが必要であると認識されている。
【０００９】
ダイヤモンドサブストレートから生産された単結晶ダイヤモンドと同様に、成長させた単結晶ダイヤモンドのサイズは非ダイヤモンドサブストレートのサイズに限定される。非ダイヤモンドサブストレート上で成長させた最も大型の単結晶ダイヤモンドは、ＭｇＯまたはＳｒＴｉＯ３の単結晶の表面上に堆積させたイリジウム単結晶上で成長させたものであると報告されている。このコーティングされたサブストレートの直径は、約２〜３センチメートルであった。非常に大きいＭｇＯおよびＳｒＴｉＯ３単結晶の作製が困難であるために、このアプローチによってより大型の単結晶ダイヤモンドを作製することは限定されている。
【００１０】
長い間、大型の単結晶ダイヤモンドを成長させる能力が、莫大な技術上の重要性および商業的な重要性を有することが認識されている。これまでにこの課題は未だ満たされていない。本明細書において開示された様々な形態は、この問題を扱っている。
【００１１】
地球上で最大の単結晶成長産業は疑いの余地なくシリコン産業であり、毎年約１０，０００〜２０，０００トンのシリコン単結晶を成長させていると報告されている。典型的には、これらのシリコン単結晶は、９９．９９９９％またはそれより優れた純度を有しており、集積回路、マイクロプロセッサー、ＤＲＡＭ、フラッシュメモリーなどの製造に用いられている。単結晶シリコンは、いわゆるブリッジマン法（米国特許第１，７９３，６７２号）、または、チョクラルスキー法のいずれかを用いて成長させる。ブリッジマン法は、単結晶シリコンの種、および、２ゾーンを有する加熱炉を用いることが一般的である。加熱炉の一方のゾーンは高温に保持されるが、他方のゾーンはそれより低温に保持される。液体シリコンのるつぼを加熱炉の高温ゾーンからそれより低温のゾーンに徐々に移動させることによって、種結晶からの固体単結晶成長の開始、および、溶融物中でのその連続的な成長を促進する。
【００１２】
チョクラルスキー法では、溶融シリコンを保持するるつぼを静止状態にして、種となるシリコン単結晶を溶融物に浸し、続いて上方へ引き上げてより低温の温度ゾーンに移し、温度勾配の存在により固体種結晶上に単結晶固体を形成させる。種結晶の上方への連続的な引き上げによって、種の方向へのシリコンの成長が促進される。いずれの技術も、過去５０年間にわたり継続的な開発が行われている。現在、シリコン単結晶を直径１インチ未満から、１２インチまたはそれより大きいサイズに成長させることが可能になっている。従って、大型の単結晶シリコンサブストレートは、容易に入手可能である。しかしながら、単結晶シリコンは、ＣＶＤダイヤモンド成長用サブストレートとしての使用にはあまり適していない。これは、結晶格子定数がダイヤモンド（０．３５７ｎｍ）とシリコン（０．５４８ｎｍ）とでは大きく異なるためである。この結晶格子定数における不一致により、シリコンとダイヤモンドとで格子歪みが起こり、最終的に得られたダイヤモンドにおいて格子欠陥が生じる。シリコンを用いてダイヤモンドを成長させるためのその他の技術としては、シリコンとダイヤモンドとの間に炭化ケイ素の中間層（結晶格子定数は０．４３６ｎｍ）を成長させること（米国特許第５，４２０，４４３号、５，４７９，８７５号、および、５，５６２，７６９号を参照）が挙げられる。これらの特許では、ＳｉＣとダイヤモンドとの間の格子歪みの低減を開示しているが、ダイヤモンドの核形成、および、サブストレートからダイヤモンドを分離することの困難さのようなその他の問題が報告されており、それによりこの技術の有用性が妨げられている。実質的な格子歪み、および、高いＣＶＤ温度でダイヤモンド表面がシリコンと反応して炭化ケイ素を形成する傾向のために、シリコンサブストレートは、大型の単結晶ダイヤモンドを成長させるためのサブストレートとしての有望性があまり証明されていない。結果として、優れた品質および特性を有するより大きいダイヤモンド結晶を成長させるための新規のアプローチが必要である。
【００１３】
サブストレートに用いられるその他の単結晶セラミック材料としては、マグネシウムニオブ酸鉛、チタン酸鉛、および、ガドリニウムガリウムガーネットが挙げられる。様々なセラミックサブストレートの製造に、ブリッジマン法（米国特許第６，８９９，７６１号）、および、チョクラルスキー法（米国特許第４，５３４，８２１号）の両方が用いられてきた。ただし、極めて高温が必要であること、化学量論の制御が困難であること、および、ダイヤモンドとセラミックサブストレートとの間の格子歪みが生じることのために、材料のクラスとして、ダイヤモンドを成長させるためのセラミックサブストレートを形成することは難しい。米国特許第６，３８３，２８８号は、単結晶ダイヤモンドを成長させるためのサブストレートとしてのチタン酸バリウム、アルミナおよび酸化マグネシウムの使用を開示している。しかしながら、これらの材料を用いて作業することは本質的に難しく、それを用いて大型の単結晶ダイヤモンドが未だ提供されていない。単結晶セラミックサブストレートの生産における困難さが克服できたとしても、現在の技術に基づいてこのようなサブストレート上にＣＶＤプロセスを用いて大型で高品質の単結晶ダイヤモンドを成長させることができるかどうかは、なお明確ではない。
【００１４】
単結晶材料が開発されているその他の分野は、スーパーアロイ材料の分野である。スーパーアロイは、例えばタービン翼およびジェットエンジン翼のような用途が見出されており、最も高い使用温度に晒されるエンジン部品を製造するのに一般的に使用される。一方向に凝固した大部分が単結晶のニッケルベースのスーパーアロイ製のタービン翼が開発されており、過去約３５年間にわたり改善が施されている。これらの材料およびその使用のさらなる考察に関しては、米国特許第３，２６０，５０５号、３，５１９，０６３号、３，５４２，１２０号、３，５３２，１５５号を参照。加えて、米国特許第３，５３６，１２１号、３，５４２，１２０号、３，４９４，７０９号、４，１１１，２５２号、４，１９０，０９４号、および、４，５４８，２５５号は、大部分が単結晶のニッケルベースのスーパーアロイの製造方法に関する。典型的なタービン翼は、長さが約２５〜５０センチメートルのエーロフォイル断面を有する。（１００）結晶方位は、典型的には翼の縦軸に一致するように並べられ、それにより高温クリープ、応力破断および熱疲労への耐性を最大にすることができる。スーパーアロイにおける粒子の方向不一致、または、理想的な（１００）方向からの偏りは、長年かけて、Ｘ線またはガンマ線回折のいずれかによって測定した場合およそ＋／−２０度（米国特許第３，４９４，７０９号）、＋／−５〜１０度（米国特許第４，５４８，２５５号）から、１度またはそれ未満に改善されてきた（参考文献１４）。この技術の総論は、近年のＫｅｉｔｈ  ＢｏｗｅｎおよびＢｒｉａｎ  Ｔａｎｎｅｒが執筆し、テイラー・アンド・フランシス社（Ｔａｙｌｏｒ  ａｎｄ  Ｆｒａｎｃｉｓ，  Ｉｎｃ．）出版によって２００２年に出版されたＨｉｇｈ  Ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ  Ｘ−ｒａｙ  Ｒｅｆｒａｃｔｏｍｅｔｒｙ  ａｎｄ  Ｔｏｐｏｇｒａｐｈｙという題名の書籍に見出すことができる。
【００１５】
単結晶スーパーアロイの成長は、インゴットの一方の端部から他方の端部への溶融物の冷却速度を制御することによって達成することができる。これは、一般的に、水冷式の銅プレート、および、スーパーアロイと同じ組成を有する適切に配向した固体種結晶を用いてなされている。またこの方法は、へリックス形またはらせん形の選択器を用いており、このような選択器は、選択器から離れて１個だけの粒子が成長して翼の全長に成長が継続できるように、多粒子の凝固先端を制限することができる。この方式で、所定の大型の単結晶ニッケルベースのスーパーアロイを成長させている。以下に、高温強度に最適化された、ニッケル含有単結晶の形態に基づく複合スーパーアロイに特有の組成は：Ｃｏ：４％、Ｃｒ：７．５重量％、Ｍｏ、０．５重量％、Ｗ：７．５重量％、Ｔａ：６重量％、Ａｌ：５．５重量％、Ｔｉ：０．９重量％、および、Ｈｆ：０．１重量％であり、さらに、第二の相の体積分率として、Ｎｉ３ＡｌまたはＴｉ３Ａｌを熱処理した状態で６０〜７０％の範囲で含む。現在、この一般的な技術は、ＣＶＤ技術によって成長する単結晶ダイヤモンドにおいて有用な大きい直径の単結晶サブストレートを成長させるのに適していることがわかっている。スーパーアロイの複合組成を有する単結晶が、ダイヤモンドを成長させるための表面として用いることができるかどうかは、現段階では未知である。
【００１６】
近年、金属コーティングを有するその他のサブストレート材料が、大型の単結晶ダイヤモンドを成長させるために調査されている。その例は、米国特許第５，７４３，９５７号、５，８６３，３２４号、および、６，３８３，２８８号に見出すことができる。これらの特許において、ダイヤモンドは、白金でコーティングされたＭｇＯ、Ｓｉ、ガラス、ＣａＦ、アルミナ、チタン酸バリウム、または、チタン酸ストロンチウムなどの上で成長させている。しかしながら、白金表面は優れた単結晶も形成しないし、白金の下のサブストレートは、大型で高品質の単結晶ダイヤモンドを成長させるのに優れた単結晶サブストレートでもなかった。米国特許第６，０８０，３７８号は、白金、白金合金、イリジウム、イリジウム合金、ニッケル、ニッケル合金、シリコン、または、金属ケイ化物の表面もしくは膜上にダイヤモンドを成長させる方法を開示している。これらの膜のための支持サブストレートは、ＬｉＦ、ＭｇＯ、フッ化カルシウム、酸化ニッケル、サファイア、チタン酸ストロンチウム、チタン酸バリウムなどの単結晶である。これらのサブストレート材料はいずれも極めて高い融点を有するセラミックであり、単結晶サブストレートを生産するには厳密な化学量論が必要であるために、成長させることは難しい。約３〜約５インチの範囲の直径を有するこれらのセラミックの高品質の単結晶を作製することは難しい。
【００１７】
米国特許第５，２９８，２８６号、５，４４９，５３１号、５，４８７，９４５号、および、５，８４９，４１３号は、ニッケル、コバルト、クロム、マグネシウム、鉄、および、それらの合金のような非ダイヤモンドサブストレート上への単結晶ダイヤモンドの堆積を説明している。しかしながら、大型の単結晶の形態で用いられる合金組成もそれらの製造方法も提供されていない。これらの特許で開示されたＣＶＤ法は、グラファイト成長を抑制し、ダイヤモンド成長を促進するために、サブストレート中に溶解させた炭素を相当量必要とする。これらの方法において、ヘテロエピタキシャル成長条件を維持することは難しい。結果として、５ｍｍ×５ｍｍもの小さい面積を有するサンプル中でも、有核のダイヤモンド粒子のわずか８５％しか同じ方向に並べられなかった。
【００１８】
ＨＴＨＰおよびＣＶＤ法で合成ダイヤモンドを製造する分野の大要は、以下の米国特許および公開された出願：４，９９７，６３６号、５，４８７，９４５号、５，４０４，８３５号、５，３８７，３１０号、５，７４３，９５７号、７，０６０，１３０号、７，１２８，７９４号、２００６０２０３３４６号、および、２００６２６６２７９号で見出すことができる。この分野の一般的な技術レベルを説明するために、これらの参考文献は参照により本発明に包含させる。
【００１９】
当分野の現状を考慮すると、大型の高品質の単結晶ダイヤモンドを成長させるのに適した新規のサブストレート、これらの新規のサブストレートを利用して高品質の大型の単結晶ダイヤモンドを生産するための新規のＣＶＤ法、および、様々な適用で使用するための新規のより大型の高品質の単結晶ダイヤモンドへの必要性がある。本発明の開示の様々な形態は、これらの必要性を満たす材料および方法を提供する。
【００２０】
要約
本発明の開示の一形態は、単結晶ダイヤモンドを成長させる方法を含む。本方法は、プラットフォームの平坦面上に固定されたコーティングを有する、少なくとも１つの平坦面を有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること；メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；および、上記サブストレートの存在下でメタンおよび水素分子を解離させることにより、コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること、を含む。都合のよい形態としては、単結晶ダイヤモンドの堆積は、以下でより詳細に説明されているように、化学蒸着プロセスを用いて行ってもよい。このようにして堆積させたダイヤモンド結晶は、コーティングされたサブストレートと実質的に同じ結晶構造を有する。プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金から誘導される。コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金から誘導される。この方法の実施態様は、大型の高品質の単結晶合成ダイヤモンド、加えて多結晶ダイヤモンドを提供することができる。
【００２１】
本発明の開示のその他の形態は、合成ダイヤモンドを成長させる方法に関し、本方法は、上述の選択する工程、供給する工程および解離させる工程を含み、ここで選択する工程は、コーティングを有する単結晶のプラットフォームを選択することを含み、ここで上記プラットフォームは、ニッケルから誘導され、上記コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金から誘導される。この方法の実施態様は、同様に、大型の高品質の単結晶合成ダイヤモンド、加えて多結晶ダイヤモンドを提供することが可能である。
【００２２】
本発明の開示のさらなる形態は、合成ダイヤモンドを成長させる方法に関し、本方法は、上述の選択する工程、供給する工程および解離させる工程を含み、ここで選択する工程は、コーティングを有する単結晶のプラットフォームを選択することを含み、ここで上記プラットフォームは、ニッケル合金から誘導され、上記コーティングは、イリジウムから誘導される。上記ニッケル合金は、ニッケルと、鉄、コバルトおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される成分とを含む。この方法の実施態様は、同様に、大型の高品質の単結晶合成ダイヤモンド、加えて多結晶ダイヤモンドを提供することが可能である。
【００２３】
本発明の開示のさらにその他の形態は、合成ダイヤモンドを成長させる方法に関し、本方法は、上述の選択する工程、供給する工程および解離させる工程を含み、ここで選択する工程は、コーティングを有する単結晶のプラットフォームを選択することを含み、ここで上記プラットフォームは、ニッケルから誘導され、上記コーティングは、イリジウムから誘導される。この方法の実施態様は、同様に、大型の高品質の単結晶合成ダイヤモンド、加えて多結晶ダイヤモンドを提供することが可能である。
【００２４】
本発明の開示のその他の形態は、上述の方法によって生産された大型で高品質の合成ダイヤモンドである。この方法によって生産された好ましい高品質の合成ダイヤモンドは、実質的に単結晶のダイヤモンドであり、これは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）またはその他のあらゆる主要な結晶面、例えば（１１１）または（２２０）の回折ピーク、および、５度未満の回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有するダイヤモンドであることから明らかである。参考文献３において、所定の結晶面のＸ線またはガンマ線ロッキングカーブをどのように得るかが説明されている。この方法によって生産されたより好ましい高品質の単結晶合成ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）またはその他のあらゆる主要な結晶面の回折ピーク、それと共に１度未満の半値全幅（ＦＷＨＭ）を有すると予想される。最終的に、この方法によって生産された最も好ましい高品質の合成ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）またはその他のあらゆる主要な結晶面の回折ピーク、および、０．２度未満の回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有すると予想される。
【００２５】
本発明の開示のさらなる形態は、単結晶ダイヤモンドを成長させることができる層状サブストレートの製造方法の実施態様に関する。本方法の一実施態様は、以下の工程：ニッケル合金から誘導された金属の実質的な単結晶を形成すること；上記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；および、その１つの平坦面を、イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される金属とを含むイリジウム合金でコーティングすることを含む。本発明の方法のさらなる実施態様は、以下の工程：ニッケルから誘導された金属の実質的な単結晶を形成すること；上記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；および、その１つの平坦面を、イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される金属とを含むイリジウム合金でコーティングすることを含む。本発明の方法のさらにその他の実施態様は、以下の工程：ニッケル合金から誘導された金属の実質的な単結晶を形成すること；上記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；および、その１つの平坦面を、イリジウムでコーティングすることを含む。本発明の方法のさらにその他の実施態様は、以下の工程：ニッケルから誘導された金属の実質的な単結晶を形成すること；上記単結晶の一部を、少なくとも１つの平坦面を有するプラットフォームに変換すること；および、その１つの平坦面を、イリジウムでコーティングすることを含む。
【００２６】
単結晶サブストレートまたはプラットフォームの形成に適した単結晶は、結晶方位の選択器によって分離された第一および第二の結晶化チャンバーを有する適切な結晶化装置を選択すること、結晶化チャンバーに種結晶を添加すること、溶融金属を導入し、溶融金属から熱を除去することによって、第一の結晶化チャンバー内で結晶化を開始させること、および、結晶方位の選択器を通じて第二の結晶化チャンバーに結晶化を進行させることによって製造することができる。結晶化が第二の結晶化チャンバーに進行する際に、そこで形成された結晶は縦横寸法を有する単結晶であり、ここで縦寸法は、実質的にその横寸法よりも大きい。
【００２７】
本発明の開示のその他の形態は、上述の方法で製造された新規の層状サブストレートまたはプラットフォームに関する。ＣＶＤ条件下でダイヤモンドを成長させるのに有用な層状のプラットフォームは、イリジウム合金の単結晶でコーティングされたニッケル合金の実質的な単結晶を含む。適切なニッケル合金は、ニッケルと、鉄、コバルトおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される金属成分とを含む。適切なイリジウム合金は、イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される金属とを含む。本発明の開示のさらなる形態は、層状のプラットフォームを含み、本プラットフォームは、イリジウム合金の単結晶でコーティングされたニッケルの実質的に単結晶を含む。適切なイリジウム合金は、イリジウムと、鉄、ニッケル、コバルト、モリブデン、レニウムおよびこれらの金属の組み合わせからなる群より選択される金属とを含む。本発明の開示のさらにその他の形態は、層状のプラットフォームを含み、本プラットフォームは、イリジウム単結晶でコーティングされたニッケル合金の実質的に単結晶を含む。本発明の開示のさらにその他の形態は、層状のプラットフォームを含み、本プラットフォームは、イリジウム単結晶でコーティングされたニッケルの実質的に単結晶を含む。
【００２８】
本発明の開示で説明されているコーティングに利用される好ましいイリジウム合金は、典型的には約０．０１ａ／ｏ％〜約３６ａ／ｏ％のレニウムを含むが、より好ましい合金は、一般的に、約０．０１ａ／ｏ％〜約３０ａ／ｏ％のレニウムを含む。好ましいイリジウム合金は、約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％の金属成分を含んでいてもよい。好ましいイリジウムまたはイリジウム合金のコーティングは、単結晶または多結晶材料のいずれかである。より好ましいコーティングは、単結晶のコーティングである。
【００２９】
本発明の開示のその他の形態は、ダイヤモンド結晶成長に適した層状サブストレートの製造方法を含む。このような層状サブストレートは、適切なサブストレートまたはプラットフォームを選択すること、および、上記プラットフォームを、イリジウム、または、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分との合金でコーティングすることによって製造することができる。適切なサブストレートは、典型的には、少なくとも１つの平坦面を有し、さらに、ニッケル、または、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有する単結晶サブストレートから誘導される。コーティング工程中に、プラットフォームを、好ましくは約５００℃〜約１４００℃の範囲の温度に、または、より好ましくは約９００℃〜約１４００℃の範囲の温度に加熱してもよい。好ましいコーティングプロセスはさらに、コーティング中にプラットフォームを回転させることを含む。
【００３０】
本発明の開示に従ってプラットフォームとして利用される単結晶サブストレートは、典型的には、縦横寸法を有し、実質的に縦寸法に平行な方向に配向した結晶構造を有する。結晶構造は、サブストレートまたはプラットフォームのいずれにおいても、その縦寸法の５度以内であれば、実質的にその縦寸法に平行である。このような単結晶の物品は、マイクロ波化学蒸着法を用いて高品質の大型の単結晶ダイヤモンド（約２〜約１５ｃｍ、または、それより大きい）を成長させるために、以下で説明されているようにしてコーティングされるような場合に適切である。本発明の開示で説明されている様々なコーティングされたサブストレートを利用したＣＶＤ堆積プロセスが完了したら、コーティングされた表面に位置するダイヤモンド膜を有するコーティングされたサブストレートを得ることができる。さらに、鉄、ニッケルまたはコバルトおよびそれらの混合物の単結晶を、０．０１ａ／ｏ％〜約５．０ａ／ｏ％のモリブデンと合金化することができる。これらは、真空誘導溶解し、それに続いて改変された方向性凝固法によるインベストメント鋳造法で作製されたセラミック鋳型に鋳造し、直径２〜１５センチメートル、および、長さ１０〜３０センチメートルの円柱形のインゴットを形成することによって製造してもよい。セラミック鋳型の底部には、鋳造された円柱形インゴットの端面上に（１００）面の方向だけが出現するように結晶方位の選択器として機能するらせん形の空隙が含まれる。例えばインゴットの底部に、円柱形の鋳造物の平坦面に平行な（１００）面を有する同じ鋳造材料を用いた種結晶の添加は、立方晶系の方向での結晶成長を促進する。鋳型の冷却速度または熱の除去速度は、らせん形の選択器が配置された鋳型の底部では、円柱の表面における速度よりも約５または１０倍速い。
【００３１】
適切な単結晶の物品、および、それらの製造方法の考察を以下に示す。層状の単結晶のプラットフォームは、インゴットを結晶化装置から取り出し、それをそれぞれ厚さ約２〜３ｍｍおよび直径約２〜１５ｃｍの複数のディスクまたはプラットフォームに切断することによって、上述の方式で製造された単結晶インゴットから製造することができる。平坦な端面の表面を研磨およびポリッシュした後、ディスクを、例えば水素または酸素雰囲気中でプラズマ処理することにより、研磨またはポリッシュのために表面上のあらゆる欠陥が除去することができる。次にこのようなディスクを、それに続く加工工程、すなわち、ディスクの表面上で、純イリジウム、または、以下の金属：鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムの少なくとも１種もしくはこれらの金属の組み合わせと合金化したイリジウムを熱蒸着させるために準備する。用いることができる様々な合金としては、イリジウム中に約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％のその他の合金化元素を含む合金、または、Ｍｏが０．０１ａ／ｏ％〜１６．０ａ／ｏ％の範囲でＩｒに添加されたイリジウム−モリブデン合金、または、イリジウムに０．０１ａ／ｏ％〜約３６．０ａ／ｏ％でレニウムが添加されたイリジウム−レニウム合金、または、０．０１ａ／ｏ％〜約５０．０ａ／ｏ％の範囲で、鉄、ニッケルまたはコバルトが単独で、または、あらゆる組み合わせでさらに添加された同イリジウム−レニウム合金が挙げられる。これらの材料は、例えば、材料を蒸着させるために真空環境中で電子ビームを用いる「分子線エピタキシー」技術によってサブストレート上に堆積させることができる。その後、Ｉｒコーティングされた、または、Ｉｒ合金でコーティングされたサブストレートを真空中で６００〜１４００℃で熱処理することにより、Ｉｒコーティングの単結晶（１００）面成長を促進させることができる。
【００３２】
上記反応の一実施態様は、層状の単結晶サブストレートを、マイクロ波プラズマＣＶＤ反応器に置くこと、および、バイアス印加による核形成（ＢＥＮ）法に適した条件を選択することを含む。このような条件としては、例えば、直径５ｃｍの層状の単結晶のプラットフォームの場合は、１〜２キロワットでの運転、２．４５ギガヘルツの周波数、または、直径１５ｃｍの層状の単結晶のプラットフォームの場合は、９１５メガヘルツにおける１０または２０以下またはそれより高いキロワットのマイクロ波出力が挙げられる。成長条件としては、約１０〜約３００トルの圧力で、および、５００〜１３００℃の温度で、メタン／水素ガスを約０．１〜１００から１０〜１００の比率で用いることが挙げられる。さらなる任意のガス状の成分としては、窒素、酸素、および、キセノンが挙げられる。好ましい窒素レベルは、一般的には約５ｐｐｍ〜約５％の範囲であり、それに対してより好ましい窒素レベルは、一般的には約３０ｐｐｍ〜約２％の範囲である。好ましい酸素レベルは、一般的には約０．０１％〜約３％の範囲であり、より好ましい酸素レベルは、約０．１〜約０．３％の範囲である。好ましいキセノンレベルは、典型的には約０．１％〜約５％の範囲であり、より好ましくは約０．１〜約１．５％の範囲である。
【００３３】
一実施態様において、ＢＥＮ法は、直径１ｃｍの領域の場合は約２．４５ギガヘルツで約０．１５〜約０．８キロワットのマイクロ波出力、および、直径５ｃｍのディスクの場合は１〜２キロワットのマイクロ波出力を用いた約１０〜約６０分間のプラズマに対して（ここでマイクロ波出力は、サンプルの表面積に比例する）、約２０〜５００ｐｐｍのＮ２ガスを含みＣＨ４／Ｈ２の比率が約１〜７％のガス濃度中で、５００〜１０００℃のサブストレート温度で、約１０〜約５０トルの真空圧で、および、約マイナス１００〜約４００ボルトのサブストレートのバイアス電圧で行うことができる。高出力のマイクロ波、および、より高いサブストレート温度、より低いメタン／水素ガス比率、高い真空圧、および、高い窒素濃度、水素の約０．１〜０．３％の範囲の酸素を用いれば、さらなるヘテロエピタキシャルなダイヤモンド成長を達成することができ、さらに、この段階でダイヤモンドの成長速度を高めるために、希ガスのキセノン（Ｘｅ）ガスを０．１〜１．５％の範囲で添加してもよい。ＣＶＤプロセスによる大型の単結晶ダイヤモンドの核形成および成長は、本発明の開示で説明されている様々な実施態様によって提供されるような（１００）方向を有する大型の単結晶サブストレートの使用によって達成される。上述のプロセスによって新規の大型の高品質ダイヤモンドが生産されれば、これらのダイヤモンドそのものをサブストレートとして利用でき、上述のＣＶＤプロセスの実施態様において層状サブストレートの代りに用いることもできる。従って、層状サブストレート、または、層状サブストレートから生産されたダイヤモンドを用いれば、追加の類似の高品質ダイヤモンドを生産することができる。ＣＶＤ成長プロセス中にこれらの新規のダイヤモンドにホウ素およびその他の材料をドーピングすることによって、ダイヤモンドをそれぞれｐ型半導体および／またはｎ型半導体にすることができる。
【００３４】
図面の簡単な説明
図１は、イリジウムまたはイリジウム合金のコーティング、および、その合金のコーティング上にダイヤモンド単結晶のコーティングを有する単結晶サブストレートの断面図である。
【００３５】
図１Ａは、図１の物品の断面図であり、一実施態様において、この物品は、イリジウムまたはイリジウム合金のコーティング、および、その合金のコーティング上にダイヤモンド単結晶のコーティングを有する単結晶サブストレートである。
【００３６】
図２は、ニッケル、鉄またはコバルト、および、それらの合金の単結晶インゴットを成長させるための、改変された方向性凝固法の鋳型の略図である。
図３は、電子ビーム蒸着装置の略図である。
【００３７】
図４は、単結晶ダイヤモンドを成長させるためのマイクロ波プラズマＣＶＤ反応器の略図である。
説明
本発明の原理の理解をより促進するために、本明細書において説明される実施態様について述べるが、特定の用語は、同じものを説明するために用いられるとする。しかし当然のことながら、本発明の範囲がそれによって限定されることは目的としない。説明されているプロセス、システムまたは装置におけるあらゆる変更およびさらなる改変、ならびに、本明細書において説明されている本発明の原理のあらゆるさらなる適用は、本発明が関連する分野の当業者であれば一般的に発想し得るものとして考慮される。それに加えて、原子百分率という用語は、本発明の開示にわたりａ／ｏ％のように略記した。
【００３８】
一形態において、ＣＶＤダイヤモンド成長のための材料を提供し、このような材料は、ＣＶＤプロセスにおいてダイヤモンド成長を促進する材料でコーティングされた少なくとも１つの表面を有する、実質的に単結晶のサブストレートを含む。本開示のさらなる形態は、少なくとも１つの平坦なコーティングされた表面を有する実質的に単結晶のサブストレートの製造方法、および、ダイヤモンドの製造方法を含み、本方法は、上述のコーティングされた単結晶サブストレート提供する工程、および、コーティングの表面上に実質的に単結晶のダイヤモンドを形成する工程を含む。ＣＶＤプロセスを用いて単結晶ダイヤモンドを成長させるのに理想的なサブストレートは、単結晶ダイヤモンドである。新たに成長させたダイヤモンドのサイズは、実質的に、元のダイヤモンドのサイズに限定される。このようなサブストレートに用いることができる、現在のところ最も大きい市販のダイヤモンドは、恐らく縦横寸法が約５ｍｍ×５ｍｍより大きくはないだろう。このような制限のために、ＣＶＤプロセスでダイヤモンドサブストレートを用いて作製された合成ダイヤモンドは、同様のサイズ制限を有する。図１は、製造品３５の実施態様を説明しており、この製造品３５は、ＣＶＤプロセスで単結晶ダイヤモンドを成長させるのに適した非ダイヤモンドサブストレートを含み、このサブストレートは、ダイヤモンドサブストレートの使用で起こるサイズ制限を克服するのに十分な程度に大きくすることができ、実質的に表面全体に単結晶ダイヤモンドを生産することができる。図１の物品３５の断面を示す図１Ａを参照すると、さらなる実施態様は、純ニッケル、純鉄、純コバルト、または、これらの材料のあらゆる組み合わせを含む合金を含む実質的に単結晶のサブストレート１０を成長させ、それに続いてサブストレート１０の少なくとも１つの表面へコーティング２０を堆積させる方法（ここでコーティング２０はイリジウムまたはイリジウム合金の単結晶を含んでいてもよい）、および、コーティング２０の表面上に合成ダイヤモンド３０を単結晶の形態で成長させる方法を含む。以下で、これらの材料および方法の様々な実施態様をより詳細に説明する。
【００３９】
実質的に単結晶のサブストレートを形成する方法
エピタキシャル技術を用いて、大型で高品質の単結晶ダイヤモンドを、直径が２〜１５センチメートルの規模またはそれより大きい効率的に成長させる技術は、ダイヤモンドと実質的に同じ、または類似した結晶構造および格子面間隔を有するダイヤモンド成長用サブストレートを必要とする。ニッケル、鉄、コバルトおよび／またはこれらの材料のあらゆる組み合わせの合金で構成される単結晶サブストレートに基づく様々な実施態様は、このようなサブストレートを提供する。一実施態様において、約２〜約１５センチメートルまたはそれより大きい直径を有する大型の単結晶サブストレートは、以下で詳細に説明される改変された方向性凝固法を用いて形成される。このプロセスの実施態様は、以下の工程：高純度のニッケル、高純度のコバルト、高純度の鉄、または、これらの化合物の互いにあらゆる比率で存在する合金の溶融物を提供すること、同じ材料を含む種となる単結晶を、第一および第二の結晶化チャンバー、装置に溶融物を導入するためのチャンネル、および、これら２つのチャンバーの間に配置された結晶方位の選択器を有する装置の第一の結晶化チャンバーに添加すること、この装置に溶融物を導入すること、および、溶融物から熱を除去して、第一の結晶化チャンバー内で凝固または結晶化を開始させること、を含む。第一の結晶化チャンバーの領域中で溶融物から熱が除去されるに従って、結晶化が始まり、結晶方位の選択器に向かって進行し、続いて選択器を通過して、第二の結晶化チャンバーに進行する。それが完了したら、第二の結晶化チャンバー内で、実質的にその横寸法よりも大きい縦寸法を有する単結晶が形成される。一般的に、このようにして形成された単結晶は、実質的にその縦寸法に平行に配向している。
【００４０】
溶融および流し込みプロセスの間、溶融物全体にわたる温度勾配、および、凝固プロセス中に固体と液体との界面が溶融物を通過して移動する速度は、最終的な単結晶の粒子の方向不一致が実質的に１度未満のレベルになるように制御される。このプロセスによって形成された単結晶の直径は、例えば２、５、１５、３０センチメートルであってもよいし、または、それより大きくてもよい。単結晶インゴットの重量は、１０ｋｇ、１００ｋｇの規模であってもよいし、またはそれより重くてもよい。
【００４１】
一実施態様において、単結晶サブストレートを成長させるのに用いられる材料としては、最低限の純度である９９．５重量％を有する市販の純ニッケル、例えばニッケル２００、または、９９．９重量％の純ニッケル、例えばニッケル２７０、または、より高い純度を有するニッケル、例えば９９．９９重量％の純度を有するニッケルが挙げられる。その他の実施態様において、ニッケルは銅と合金化してもよく、このようなニッケル合金は、０．０１ａ／ｏ％〜約９９．９９ａ／ｏ％のニッケルを含み、ニッケルに添加される銅の量は、約０．０１〜約９９．９９ａ／ｏ％の範囲である。ニッケルおよび銅は、どのような比率で混合してもよく、単一の相を固体状態のままにしてもよい。この特性を有する合金は、異種同形（ｉｓｏｍｏｒｐｈｏｕｓ）であると称される。この特性を用いて、単一の相の単結晶成長を容易にすることができる。ニッケルと銅との組み合わせと同様に、ニッケル、鉄およびコバルトの組み合わせも異種同形であり、それらの混合物のあらゆる組成を用いて単結晶サブストレートを成長させることができる。好ましい単結晶サブストレートは、典型的には約０．０１ａ／ｏ％〜約９９．９９ａ／ｏ％のニッケルを含むが、より好ましい単結晶サブストレートは、一般的に少なくとも５０ａ／ｏ％のニッケルを含む。以下の混合物は、単結晶サブストレートを製造するのに適した金属の好ましい混合物の一例である。コバルトは、ニッケル中に約０．０１ａ／ｏ％〜約２０ａ／ｏ％の範囲で添加することができる。コバルトは、十分なニッケルまたは鉄と混合されると、室温および高温のいずれにおいても面心立方（ＦＣＣ）格子構造を生成する。またニッケルは、約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％のパラジウム、白金、金、イリジウム、および、ロジウムと合金化することもできる。二元合金として、ニッケルはこれらの追加の合金化元素と異種同形である。さらにこれらの元素を用いて、三元またはその他のより高次のニッケル合金を形成することもでき、このような合金としては、ニッケルの二元合金、例えばＮｉ−Ｐｄ、Ｎｉ−Ｐｔ、Ｎｉ−Ａｕ、Ｎｉ−Ｉｒ、または、Ｎｉ−Ｒｈ；ニッケルの三元合金、例えばＮｉ−Ｐｄ−Ｐｔ、Ｎｉ−Ａｕ−Ｐｄ、Ｎｉ−Ａｕ−Ｐｔ、Ｎｉ−Ｉｒ−Ａｕ、Ｎｉ−Ｉｒ−Ｐｄ、Ｎｉ−Ｉｒ−Ｐｔ、Ｎｉ−Ｉｒ−Ｒｈ、Ｎｉ−Ｐｄ−Ｒｈ、Ｎｉ−Ｐｔ−Ｒｈなど；ニッケルの四元合金、例えばＮｉ−Ｐｄ−Ｐｔ−Ａｕ、Ｎｉ−Ｐｔ−Ａｕ−Ｒｈ、Ｎｉ−Ｐｄ−Ｐｔ−Ｉｒ、Ｎｉ−Ａｕ−Ｉｒ−Ｒｈ、Ｎｉ−Ｐｄ−Ａｕ−Ｒｈ、Ｎｉ−Ｉｒ−Ｐｄ−Ｐｔなどが挙げられる。ニッケル中の合金化されるその他の元素の含量の合計は、約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％である。
【００４２】
ここで図２を参照すると、真空鋳造用の加熱炉１１０を用いて、様々な上述の金属および合金などを溶融させることができる。純ニッケル１００のような材料に対する好ましい溶融条件としては、真空、および、材料または材料の組み合わせの融点よりも約１５０℃〜約２５０℃高い温度が挙げられる。このようにして加熱し、溶融させ、移行させる工程の間、上記成分または成分群および得られた溶融物は、グラファイトるつぼ中に保持されていてもよい。次にこの溶融物または溶融した材料を、鋳型を支えるように位置する機械的な支持体９０を有するセラミック鋳型８０に移行させる。この鋳型は、アルミナおよび／またはその他の高温耐性材料の混合物で作製されたものでもよい。一実施態様において、鋳型の底部および下部の結晶化チャンバーに、水冷式の銅冷却プレート４０が配置される。この実施態様において、らせん形またはへリックス形の単結晶選択器７０が、上部の結晶化チャンバー８１と、下部の結晶化チャンバー８２との間に配置刺される。結晶化装置を操作するために、適切な金属混合物を融解させて、望ましい組成を有する溶融した物体を提供し、結晶化チャンバー８２中に、溶融した材料と同じ材料組成を有し、（１００）方向を有する種結晶５０を置く。この溶融した物体を鋳型に移行させ、種結晶５０の存在下で、冷却プレート４０に隣接する冷却用結晶化チャンバー８２中で凝固を開始させる。溶融金属と同じ一般組成を有する種結晶５０が好ましいが、種結晶の組成をいくらか改変したものも許容でき、十分な単結晶サブストレートを提供できる可能性がある。種結晶に関するこのレベルの変更は十分に当業者の能力の範囲内であり、最小の努力で決定することが可能である。溶融した材料が冷えるに従って、種結晶の結晶方位が構築される。鋳型全体にわたって、結晶化チャンバー８２中で最も低い温度、および、結晶化チャンバー８１中でそれより高い温度が提供されるように温度勾配が維持される。最初のうちは、結晶化チャンバー８１内の温度は、溶融物を構成する材料の融点よりも少なくとも約１００℃高い温度と予想される。凝固先端が結晶化チャンバー８１に向かって移動するに従って、選択器から離れた後、ほぼ７５の位置で１個だけの結晶が結晶化チャンバー８１に向かって成長するように、凝固先端は結晶方位の選択器７０に向かって、さらにそれを通過して移動する。鋳型の組み立て体１２０全体が、より低温の温度ゾーンに向かって下方へ、すなわち加熱炉１１０の上部から離れて物理的に下に移動させるにつれて、この単結晶は、結晶化チャンバー８１に向かって成長し続ける。組み立て体１２０の移動は、約０．１〜約１０インチ／時間の速度で、具体的な実施態様においては約０．２〜約０．３インチ／時間の速度で、勾配全体にわたって凝固界面が移動するように鋳型８０全体にわたって温度勾配が維持されるような方式で行われる。本明細書において説明されている金属の組み合わせを用いれば、この凝固プロセスは、（１００）方向への樹枝状成長によって進行する。必ずではないがこの方向が好ましく、これはなぜなら、これらの（１００）方向を有する材料の結晶は、一般的に、その他の方向を有する結晶形よりも速く成長するためである。図２で説明されているように配置された鋳型中の温度勾配は、図２に示すような垂直方向および冷却軸に従って構築される。このような結晶の鋳型の（１００）方向は、まず種結晶に形成され、鋳型のらせん形またはへリックス形の結晶方位の選択器の一部を通過して移動し、１個だけの粒子がチャンバー８１に向かって継続的に成長することを可能にする。結晶化は、少なくとも結晶化チャンバー８１の一部が、垂直に配向した結晶質（１００）で満たされるまで継続させる。この技術を用いれば、（１００）方向を有するか、または、面上に立方体を有するタイプの結晶上にニッケル、コバルト、鉄およびこれらの材料を含む合金の大型の単結晶を、様々な断面寸法が提供されるように成長させることができる。好ましい結晶は、少なくとも約１インチの断面寸法を有するものであり、より好ましい結晶は、約２インチ〜約５インチの範囲の断面寸法を有するものであり、その他の好ましい結晶は、約１２インチ〜約２０インチまで、または、それより大きい断面寸法を有する。単結晶の成長が完了した後に、インゴットを、約８００〜約１３００℃の温度で、真空中で数時間焼きなまし処理することによって、結晶の仕上げをさらに強化することができる。結晶の焼きなましによって、単結晶中の残留したあらゆる方向不一致を減少させ、結晶の方向不一致を実質的に１度未満にすると考えられる。このようにして加工された好ましいサブストレートは、典型的には、実質的な単結晶を提供し、ここでＸ線またはガンマ線ロッキングカーブによる（２００）面の半値全幅（ＦＷＨＭ）は、約５度未満である。このようにして加工されたより好ましいサブストレートは、典型的には、単結晶を提供し、ここでＸ線またはガンマ線ロッキングカーブによる（２００）面の半値全幅（ＦＷＨＭ）は、約１度未満である。このようにして加工されたさらにより好ましいサブストレートは、典型的には、単結晶を提供し、ここでＸ線またはガンマ線ロッキングカーブによる（２００）面の半値全幅（ＦＷＨＭ）は、約０．２度未満である。上述の単結晶サブストレートそれぞれから製造されたプラットフォームは、そのプラットフォームを製造したサブストレートで決定された回折ピークと同じ回折ピークに相当する（２００）面の回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する。
【００４３】
このようにして成長させた単結晶のロッドまたは円柱は、少なくとも１つの平坦面、または、一般的には平面の表面、および、約１〜３ｍｍの範囲の厚さを有する好ましいディスク型のサブストレートまたはプラットフォームに切断することができる。このようにして製造されたディスクは、さらに機械的に研磨およびポリッシュし、適切なクリーナーを用いて洗浄され、例えば以下で説明されるような電子ビーム蒸着法を用いた純イリジウムまたはイリジウム合金のコーティング用途のために備えることができる。単結晶のイリジウムまたはイリジウム合金のコーティングまたは配向膜は、一般的に、イリジウムまたはイリジウム合金のコーティングまたは配向膜を支持するサブストレートで決定された回折ピークと同じ回折ピークに相当する（２００）面の回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する。好ましいコーティングは、約５度未満の回折ピークのＦＷＨＭを有する実質的な単結晶であり、より好ましいコーティングは、約１度未満の回折ピークのＦＷＨＭを有していてもよく、最も好ましいコーティングは、約０．２度未満の回折ピークのＦＷＨＭを有していてもよい。以下でより詳細に説明するように、本明細書において開示されたコーティングされたサブストレートは特に、ＣＶＤプロセスでの大型の高品質ダイヤモンドの製造に有用である。
【００４４】
実質的に単結晶のダイヤモンドの成長を促進することができる結晶格子の方位を有するコーティングで、実質的に単結晶のサブストレートをコーティングする方法
上述の方法に従って作製された単結晶サブストレートのためのコーティングを形成するのに用いられる材料は、単一の化合物でもよいし、または合金でもよい。第一の実施態様において、このようなコーティングは、実質的に純粋なイリジウムである。さらなる実施態様において、このようなコーティングは、イリジウム合金を含む。このようなコーティングの作製に使用するための純イリジウムは、約９９．８〜９９．９９％の範囲の純度を有するものでもよい。コーティングとして用いることができるイリジウム合金の例としては、Ｉｒ−Ｆｅ、Ｉｒ−Ｃｏ、Ｌｒ−Ｎｉ、または、Ｉｒ−Ｒｅ合金が挙げられる。イリジウム合金は、さらに追加の元素と合金化してもよく、これらの第二の合金化元素は、コーティング合金の約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％範囲の濃度で存在していてもよい。Ｉｒ−Ｎｉ、Ｉｒ−ＣｏおよびＩｒ−Ｆｅの二元合金は全て異種同形の合金系であるため、Ｉｒは、あらゆる比率のＮｉ、ＦｅもしくはＣｏまたはそれらの混合物と共にこれらの合金に含ませ、均一な固相を提供することができる。二元イリジウム合金の例としては、上述の合金の組み合わせが挙げられる。またイリジウム合金のさらなる例としては、例えば：Ｉｒ−Ｃｏ−Ｆｅ、Ｉｒ−Ｃｏ−Ｎｉ、Ｉｒ−Ｎｉ−Ｆｅのような三元合金；または、Ｉｒ−Ｃｏ−Ｆｅ−Ｎｉのような四元合金も挙げられる。イリジウムと合金化されるそれぞれの追加の元素の合計量は、約０．０１ａ／ｏ％〜約５０ａ／ｏ％の範囲であり得る。さらなる実施態様において、イリジウムはモリブデンと組み合わせてもよく、モリブデンの量は、約０．０１ａ／ｏ％〜約２０ａ／ｏ％の範囲である。単結晶サブストレートをコーティングするのに有用なその他のイリジウム合金としては、イリジウム−レニウム合金が挙げられる。好ましいイリジウム−レニウム合金は、約０．０１ａ／ｏ％〜約３６．０ａ／ｏ％のレニウムを含む。好ましい特定の実施態様において、合金中のレニウムの量は、約２５．０〜約３５．０ａ／ｏ％の範囲である。
【００４５】
さらにその他の実施態様において、レニウムを含むイリジウム合金は、追加の元素、ニッケル、鉄またはコバルトまたはそれらのあらゆる組み合わせとさらに合金化してもよく、ここで追加の元素の合計量は、イリジウムに対して約０．０１ａ／ｏ％〜約３５．０ａ／ｏ％の範囲である。イリジウム／レニウム合金の一実施態様において、イリジウム中のレニウム濃度は、約２５．０ａ／ｏ％〜約３５．０ａ／ｏ％の範囲であり、イリジウムに添加されたニッケル、鉄、および／または、コバルトの総濃度は、約２０．０ａ／ｏ％〜約３５．０ａ／ｏ％の範囲である。一実施態様において、イリジウム合金中のレニウムの量は、約２７．０ａ／ｏ％〜約３３．０ａ／ｏ％の範囲であり、イリジウムに添加されたニッケル、および／または、コバルトの量は、約１５．０ａ／ｏ％〜約２５．０ａ／ｏ％の範囲である。
【００４６】
様々なコーティング材料としては、実質的に純粋なイリジウム、または、上述のような様々なイリジウム合金が挙げられる。イリジウム合金は、純Ｉｒと、適切な比率で提供された純粋な第二の、または、さらなる合金化元素とを真空アークによって溶融させることによって製造することができる。続いてこれらのコーティング材料は、実質的に純粋なイリジウムであるか、または、マスター合金であるかにかかわらず、図３に示されるような電子ビーム蒸着装置１３０の蒸着炉中に置くことができ、ここで出口１４０は真空ポンプと連結しており、電子１８０は、電子銃１７０によって生成され、磁気レンズ１７５によって形作られ、最終的に磁場によって曲げられ、るつぼ１６５中に保持されたコーティング材料１６０に衝撃を与えることができる。このような電子の衝撃によってコーティング材料に十分なエネルギーが付与されると、まずコーティング材料は溶融し、続いて蒸着して、金属蒸気１９０を形成し、この蒸気が単結晶ニッケルまたはニッケルベースの合金、または、上述のタイプのその他の合金のサブストレートで構成される回転するサブストレート１５０に向かう。引き続き図３を参照すると、イリジウムまたはＩｒ合金の電子ビーム蒸着、および、そのサブストレート１５０への堆積の間に単結晶サブストレートを加熱することができるように、加熱機構１５５が提供される。サブストレートを約７００〜約１４００℃の範囲の温度で維持し、蒸着プロセスの中に回転させて、単結晶サブストレートの表面上にＩｒまたはＩｒ合金の完全な、または、ほぼ完全な単結晶の単一のコーティングが容易に形成されるようにすることが好ましい。一実施態様において、サブストレート上へのコーティングの厚さは、約２００〜約７００ｎｍの範囲である。単結晶サブストレートのサイズに関係なく（すなわち、例えば２ｃｍ〜１５ｃｍ）、このヘテロエピタキシャルなプロセスを用いれば、イリジウムまたはイリジウム合金のコーティングをサブストレートの全表面を覆うように成長させることができる。あるいは、イリジウム、または、イリジウム合金の蒸着は、複数の電子ビーム銃が用いられる複数の炉での電子ビーム蒸着プロセスによって行うことができる。それぞれの電子ビーム銃は、イリジウムまたはイリジウム合金を蒸発させるために用いることができ、または、イリジウムおよび合金組成を構成する１種またはそれ以上の単一の元素を蒸発させるために用いることができ、ここで元素はそれぞれ別個のるつぼまたは炉に保持されていてもよい。このプロセスにおいて、それぞれの元素の蒸発速度は、各るつぼまたは炉に向けられたそれぞれの電子銃の入熱によって独立して制御することができる。単結晶サブストレート上に堆積させた材料の組成は、各元素の蒸発速度を制御することによって制御することができる。金属の蒸発速度の制御は、蒸発フラックスをモニターする装置の使用によって容易になすことができる。
【００４７】
一実施態様において、モニター装置は、単一の元素または材料の蒸発の速度および／または量に関する情報を提供することができる。これらをモニターする装置からのフィードバックを用いて、コーティングの正確な化学量論が確実に得られるように電子ビーム銃を制御することができる。あるいは、ニッケル、鉄、コバルトまたはそれらの組み合わせは、従来の熱蒸着プロセスにおいて高温のエフュージョンセルを用いることによって蒸発させることができ、ここで、このようなエフュージョンセルは、例えばＩｒおよびＲｅを蒸着させる電子ビーム銃と同時に操作され、２つの別個のるつぼから蒸着させることができる。真空を用いて、Ｉｒ、Ｒｅ、Ｃｏ、Ｆｅ、または、Ｎｉの蒸着を容易にすることができる。典型的には、約１０−８〜１０−９トルの範囲またはそれより強い圧力で操作される真空が、有益であると予想される。ニッケルまたはニッケル合金サブストレート上への堆積速度は、典型的には、１秒あたり約１つの単分子層である。この蒸着技術は、一般的に、「分子線エピタキシー技術」と称される。
【００４８】
本発明の開示のその他の形態は、イリジウムおよび／またはイリジウム合金の製造に関して上述した方式と同じようにして製造されたロジウムまたはロジウム合金を含むコーティングを有する単結晶サブストレートに関する。このようなロジウムまたはロジウム合金のコーティングを有する種の単結晶サブストレートも、大型の高品質ダイヤモンドを成長させるためのＣＶＤプロセスで用いることができる。例えば、ロジウムは、ロジウム中に約０．０１ａ／ｏパーセント〜約２０ａ／ｏパーセントのレニウムの範囲の量のレニウム、または、好ましくは約５〜約１０ａ／ｏパーセントのレニウムの範囲の量のレニウムと合金化することができる。ロジウム−レニウム合金はさらに、鉄、ニッケルおよび／またはコバルトと、それら単独で、または、それらを組み合わせて、約０．０１ａ／ｏパーセント〜約４０ａ／ｏパーセントの範囲で合金化することができる。
【００４９】
ＣＶＤプロセスで、実質的に単結晶のサブストレートのコーティングされた表面上に少なくとも１つのダイヤモンドの層を生産すること
図４は、マイクロ波発生装置２１０を有するプラズマＣＶＤダイヤモンド反応器２００の概略図を説明している。典型的なマイクロ波発生装置は、サブストレートのサイズに応じて、２．４５ＧＨｚ、１〜１０ｋＷ、または、９１５ＭＨｚ、３０〜１００ｋＷ、または、９１５ＭＨｚ、２００またはそれより高いｋＷで稼働させる。マイクロ波が、マイクロ波のガイド２２０に沿って石英窓２３０を通過するように移動すると、真空、約２０トル〜約２５０トルの圧力下で、プラズマボール２８０が生成される。減圧室２３５は、ＣＶＤ反応器として機能し、これは、数種のガス注入口を有しており、このような注入口としては、例えば、メタン用の注入口２４０、水素用の注入口２５０、酸素または窒素用の注入口２９０が挙げられ、さらに、利用されるあらゆる追加のガス用のその他のガス注入口（示さず）があってもよい。このような反応器は、真空ポンプ３００を用いて排気し、一方で、チャンバーに様々なガスを供給する。例えば上述の方法に従って作製したサブストレート２７０は、サンプル台２６０の上部に配置される。サンプル台に冷却水を供給することによって、サブストレートから熱を除去し、サブストレート温度を望ましいレベルに維持することができる。サンプル台は、回路３２０によって、約マイナス１００〜４００ボルトの範囲の電位差を用いて電気バイアスがかけられる。それにより、上述の様々な合金のコーティング上でのダイヤモンド結晶の核形成の促進が補助される。プラズマボール２８０のサイズは、マイクロ波発生装置２１０の出力を投入すること、反応器に導入される様々なガスの流速、および、反応器内で維持される真空圧によって制御することができる。特定の真空レベルにおいて、ガス流速が速くなればなるほど、典型的には、プラズマボールが小さくなる予想される。反応器におけるマイクロ波エネルギーの機能は、分子状の水素ガスを水素原子の形態に分解することである。次に、この原子の水素がメタンと反応することにより、ダイヤモンド結晶格子構造の形態でサブストレート上に堆積させる炭素の源を生産することができる。バイアス印加による核形成プロセスの使用は、コーティング上へのダイヤモンドの堆積を容易にすることができる。適切なコーティングは、イリジウム、ロジウム、または、これらの金属の少なくとも１種を含む合金の単結晶を含む。
【００５０】
かなり典型的なダイヤモンドの核形成プロセスにおいては、約０．５〜約１０％、または、より好ましくは約３〜約７％の比率のメタン／水素ガス；約１０〜約６０トルの真空圧；約７００〜約１３００℃のサブストレート温度；約マイナス１００〜約４００ボルトの、サンプル台上にコーティングされたサブストレートと対電極またはチャンバーの壁との間のバイアス電圧；および、２．４５ＧＨｚで約０．５〜約１ｋＷの範囲のマイクロ波出力を用いることによって、直径１０ｍｍのサンプル領域上にダイヤモンドを形成することができる。１つの改変法において、このようなプロセスは、直径５０ｍｍのサブストレートの場合は約１〜２ｋＷのマイクロ波出力を用いる。用いられるマイクロ波出力の量は、サブストレートの表面積にほぼ比例する。バイアス印加による核形成の処理時間は、約１０〜６０分間の範囲であることが多い。コーティングされた合金サブストレート上にダイヤモンドコーティングを形成するためにダイヤモンドが核状になったら、プロセスパラメーターは、直径５センチメートルのサブストレートの場合、メタン／水素比率を約１〜３％に；サンプル台上のバイアス電圧はゼロに；約１００〜約２５０トルの真空圧；および、約２．４５ギガヘルツで約５ｋＷまたはそれより高いマイクロ波出力レベルに変更してもよい。実際の条件および設定は、用いられる反応器および利用可能なマイクロ波出力の供給に応じて様々であってよい。
【００５１】
典型的には、ヘテロエピタキシャルなダイヤモンドの成長が、サブストレート表面上において同じ方向または類似の方向を有する様々なダイヤモンド結晶粒子が結合しあいながら進行することによって、単一のダイヤモンド粒子を形成することができる。この反応物に酸素、窒素および／またはキセノンを添加して、ダイヤモンドの成長速度を高めることができる。一般的に、水素ガスがメタンガスよりも高濃度であればあるほど、より完全なダイヤモンド結晶成長が得られ、さらにグラファイト形成を抑制する。約１０〜約５００ｐｐｍの範囲で窒素を添加すると、（１００）方向の結晶の成長を安定化させ、ダイヤモンドの成長速度を高める傾向を示す。また、全ガス濃度のうち約０．１〜約０．３％の範囲で酸素を添加するとによっても、ダイヤモンド成長速度を高める可能性がある。同様に、約０．２〜約２％の範囲でキセノンガスを添加しても、ダイヤモンド成長速度を高める可能性がある。典型的な（１００）配向のダイヤモンド成長速度は、プロセスに供給されたマイクロ波出力のレベルに応じて、約５〜約１０ミクロン／時間の範囲であってもよいし、またはそれより速くてもよい。厚さが１００ミクロンまたはそれより厚いダイヤモンド単結晶における結晶格子の方向不一致は、５度またはそれ未満の範囲内にすることができる。より好ましくは、結晶格子の方向不一致は、約１度またはそれ未満である。最も好ましくは、結晶格子の方向不一致は、０．２度未満である。これらの特性を有するダイヤモンドは、天然ダイヤモンドで見られるような完璧な結晶格子に類似している。このダイヤモンドの結晶格子の方向不一致は、（２００）面の回折ピークのＸ線またはガンマ線ロッキングカーブによって測定した場合、５度未満のＦＷＨＭを有し、より好ましくは１度またはそれ未満のＦＷＨＭを有し、最も好ましくは０．２度またはそれ未満のＦＷＨＭを有する。さらに、ことが理解されるニッケルまたはその他の合金の最初のサブストレート表面が、（１１１）または（２２０）方向の単結晶である場合、サブストレート上のイリジウム、イリジウム合金、ロジウムまたはロジウム合金のコーティングは、分子線エピタキシャル成長プロセスの後に（１１１）または（２２０）と類似の単結晶方位を有すると予想され、さらに、適切なマイクロ波プラズマ化学蒸着プロセスが、上述したような適切なＢＥＮおよび成長プロセスパラメーターと共に用いられる場合、金属合金のコーティングされたサブストレートの上面に（１１１）または（２２０）方向の単結晶ダイヤモンドを生産することができる。言い換えれば、単結晶サブストレート、単結晶金属コーティング、および、単結晶ダイヤモンドのエピタキシーの関係は、以下の通りである：ダイヤモンドの（１１１）面は、Ｎｉ合金サブストレートの（１１１）面に平行なＩｒ合金のコーティングの（１１１）面に平行であり、および、ダイヤモンドの（１１１）方向は、Ｎｉ合金サブストレートの（１１１）方向に平行なＩｒ合金のコーティングの（１１１）方向に平行であり、または、ダイヤモンドの（１００）面は、Ｎｉ合金サブストレートの（１００）面に平行なＩｒ合金のコーティングの（１００）面に平行であり、および、ダイヤモンドの（１００）方向は、Ｎｉ合金サブストレートの（１００）方向に平行なＩｒ合金のコーティングの（１００）方向に平行である。
【００５２】
実施例１
９９．９９ａ／ｏ％の範囲の純度を有するニッケルを用いて、改変された方向性凝固法を用いて、直径約２．０インチ、および、長さ約５インチの円柱形の単結晶を成長させた。このプロセスにおいて、一般的に、９９．９９ａ／ｏ％の純ニッケルの（１００）単結晶の種、および、図２で示されるようならせん形の単結晶選択器を用いた。ニッケル単結晶の成長速度は、約１ｍｍ／分であった。凝固させた後、付着した小さい収縮孔を含む単結晶インゴットの上部を切断して、捨てた。残りのインゴットを真空の加熱炉中で、約１３００℃で約５時間加熱して、次に室温に「加熱炉で冷却した」。次に、残りのインゴットの一部を、厚さ約２ｍｍ、直径約２インチのディスクに切断した。続いてこのディスクを６００グリットの炭化ケイ素のサンディングペーパーで十分に潤滑させて研磨し、毛羽のない布に３ミクロンのダイヤモンドペーストを用い、続いて短い毛羽のある布に０．５ミクロンのダイヤモンドペーストを用いて連続的にポリッシュし、最後に、中程度に毛羽のある布上で０．１ミクロンのダイヤモンドペーストでラップ処理して、１０ナノメートル自乗平均の表面粗さよりも優れた表面仕上げを達成した。ロッキングカーブによって決定された（１００）面のＦＷＨＭにおける（２００）面の単結晶との方向不一致は、真空中でイリジウム１９２同位体、０．３９２ナノメートルの波長を用いたガンマ線回折によって測定した場合、約０．１〜０．３度の範囲内であった。ガンマ線の断面は、約１ｍｍ×１０ｍｍであった。この単結晶ニッケルディスクサブストレートを、電子ビーム蒸着プロセスによってコーティングを塗布するための分子線エピタキシー装置中に置いた。このサブストレートを約１０００℃で維持し、約１００ｒｐｍで回転させ、約０．５ｎｍ／秒の正味のコーティング速度で、約２５ａ／ｏ％のレニウムを含むイリジウム合金で約３００ｎｍの厚さにコーティングした。イリジウム合金の電子ビーム蒸着は、２つの独立した電子ビーム銃を用いて行われた。それぞれの銃で、純度９９．９５ａ／ｏ％のイリジウムまたはレニウムのいずれかを含む単一の水冷式の銅るつぼを加熱した。蒸着を開始させる前の真空圧は、約５×１０−９トルであった。コーティング操作が完了した後、チャンバーから合金でコーティングされたサブストレートを取り出し、真空の焼きなまし炉に、約１２００℃で、少なくとも約１０−３トルの真空で約５時間投入した。その後、合金でコーティングされたニッケルディスクを、約１．４ｋＷ、および、約２．４５ギガＨｚの出力で稼働するマイクロ波プラズマＣＶＤ反応器中に置いた。ダイヤモンドの核形成は、サンプル台で、約マイナス３００ボルトのバイアス電圧レベルで、１時間、４％のメタン／水素ガス濃度、８５０℃のサブストレート温度、および、合計３５トルの真空圧を用いて行われた。この工程中、約５０ｐｐｍの窒素ガス濃度が維持された。その後、成長条件を、１．５％のメタン／水素比率、５ｋＷのマイクロ波出力、１７０トルの真空圧、サンプル台のバイアス電圧がゼロ；窒素濃度が５０ｐｐｍ；酸素ガス濃度が０．１％；および、約１１５０℃のサブストレート温度に変更した。２４時間後、深度約１８０ミクロンを有する単結晶ダ��ヤモンド膜が形成され、ロッキングカーブによるＦＷＨＭにおける（２００）の結晶格子の方向不一致は、約０．２度と測定された。その後、メタン／水素の比率を１．０％に減少させ；酸素濃度をゼロに減少させ、窒素ガスの濃度を５００ｐｐｍに高めた。これらの条件をさらに約２４時間維持した後、ダイヤモンド結晶格子の方向不一致は約０．１５度と測定された。
【００５３】
実施例２
約５．０ａ／ｏ％のコバルトを含むニッケルコバルト合金を製造し、実施例１で説明した改変された方向性凝固法を用いて、直径２インチ、および、長さ１０インチを有する実質的な単結晶の円柱を成長させるのに利用した。このプロセスは、下部の結晶化チャンバーに、単一の種結晶、および、約９５．０ａ／ｏ％のニッケル、および、約５．０ａ／ｏ％のコバルトを含む溶融組成物を添加することを含む。円柱を凝固させ、さらに結晶の均一性を高めるために加工した後、実質的に単一の結晶構造を有する円柱の一部をディスク型のセグメントに切断し、このセグメントを洗浄し、ポリッシュした。それに続く工程において、ディスクの表面を約１０．０ａ／ｏ％のニッケルを含むイリジウム合金でコーティングし、最終的に約５００ｎｍの厚さを有するコーティングを提供した。最終的に、実施例１で説明したようなダイヤモンド成長条件を用いて、イリジウム−ニッケルコーティングの表面上に大きい実質的に単結晶のダイヤモンドが形成された。
【００５４】
実施例３
実施例１で説明した一般的なプロセスを繰り返して、大型のダイヤモンドを成長させた（以下に示す変更を含む）。この実施例において、方向選択プロセスの改変法を用いて、９９．９９ａ／ｏ％純粋なニッケル単結晶の、直径３インチ、および、長さ１０インチを有する棒状の円柱（ロッド）を成長させた。結晶質のロッドの断片をディスク型のセグメントに切断し、ポリッシュした。実質的な単結晶のディスクを含むポリッシュされたニッケルセグメントを、イリジウム−レニウム−ニッケル合金のコーティングを堆積させるためのサブストレートとして用いた。複数の炉での電子ビーム蒸着プロセスで、このディスクに合金のコーティングを塗布した。このプロセスにおいて３つの炉が用いられ、それぞれの炉は、イリジウム、レニウム、および、ニッケルからなる群より選択される１種の金属を保持していた。ニッケルは９９．９５ａ／ｏ％のニッケルであり、残りの金属はそれぞれ、少なくとも約９９．９ａ／ｏ％の純度を有する。蒸着パラメーターは、約５０．０ａ／ｏ％のイリジウム、３０．０ａ／ｏ％のレニウム、および、２０．０ａ／ｏ％のニッケルを含む厚さ約５００ｎｍのコーティングが形成されるように制御した。蒸着プロセス中に、真空を約１０−９トルまたはそれより低く維持し、ニッケルサブストレートを約１３５０℃に維持し、同時に約６０ｒｐｍで回転させた。最終的に、イリジウム合金がコーティングされたサブストレートの表面上で、マイクロ波印加ＣＶＤプロセスを用いて、大型の実質的に単結晶のダイヤモンドが成長した。この最後の工程は、実質的に上記の実施例１で説明されているようにして行われたが、ただし、ＢＥＮプロセス中に、真空圧を２０トルに減少させ、マイクロ波出力を約３ｋＷに高め、さらに、高い成長速度でのプロセス中で、マイクロ波出力を８ｋＷに高めた。
【００５５】
本明細書において引用され、特に他の規定がない限りそれらの全体を参照により開示に包含させた全ての参考文献、特許、特許出願等は、それぞれ個々をそれら全体として開示に包含させたものとして、それらの全体を参照により本発明に包含させる。
【００５６】
要約は、本願の内容の検索に役立たせるために示されたものであって、本発明を説明したり、要約したり、またはそれ以外に特徴付けたり、または、限定したりするものとして決して解釈されないこととする。
【００５７】
本発明は、当業者が発想し得るような改変も考慮する。また、本発明において具体的に示されたプロセスは、本発明の本質から逸脱することなく当業者が発想し得るように変更したり、再現したり、その他のプロセスと併用したり、またはそれらに追加したりできることも考慮する。
【００５８】
さらに、本明細書で述べられたあらゆる操作の理論、 試験または発見は、本発明の理解をさらに高めるために示されたものであり、このような理論、試験または発見によって本発明の範囲を構成することは目的としない。
【００５９】
本発明は、図面、定式文句および前述の説明で説明され、詳細に述べられ、同じものは、特徴において例示的であり、限定的ではないとみなされるが、当然ながら、単に好ましい実施態様を示し説明しただけであって、本発明の本質から逸脱しないあらゆる変更および改変が保護されることが望ましい。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】イリジウムまたはイリジウム合金のコーティング、および、その合金のコーティング上にダイヤモンド単結晶のコーティングを有する単結晶サブストレートの断面図である。
【図２】ニッケル、鉄またはコバルト、および、それらの合金の単結晶インゴットを成長させるための、改変された方向性凝固法の鋳型の略図である。
【図３】電子ビーム蒸着装置の略図である。
【図４】単結晶ダイヤモンドを成長させるためのマイクロ波プラズマＣＶＤ反応器の略図である。
【図１】
2009525944.tif 000003
【図１Ａ】
2009525944.tif 000004
【図２】
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【図３】
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【図４】
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【手続補正書】
【提出日】平成20年10月8日(2008.10.8)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面とその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有し、前記コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金を有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項２】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面とその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを有し、前記コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金を有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項３】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面とその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここでここで前記プラットフォームは、ニッケルと、鉄、コバルトおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むニッケル合金を有し、前記コーティングは、イリジウムを有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項４】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面とその上に固定されたコーティングとを有する単結晶のプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記プラットフォームは、ニッケルを有し、前記コーティングは、イリジウムを有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、前記方法。
【請求項５】
単結晶ダイヤモンドを成長させる方法であって：
少なくとも１つの平坦面とその上に固定されたコーティングとを有する単結晶の非ダイヤモンドプラットフォームを含む単結晶サブストレートを選択すること（ここで前記コーティングは、イリジウムと、鉄、コバルト、ニッケル、モリブデン、レニウムおよびそれらの組み合わせからなる群より選択される成分とを含むイリジウム合金を有する）；
メタンおよび水素を含むガス混合物を供給すること；
前記サブストレートの存在下で前記メタンを解離させることにより、前記コーティング上にダイヤモンドの単結晶を堆積させること（ここで前記ダイヤモンド結晶は、前記サブストレートの結晶構造に相当する結晶構造を有する）、
を含む、上記方法。
【請求項６】
前記ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、５度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法に従って製造されたＣＶＤダイヤモンド。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法に従って製造されたＣＶＤダイヤモンドであって、ここで前記ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、１度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、前記ＣＶＤダイヤモンド。
【請求項８】
前記ダイヤモンドは、Ｘ線ロッキングカーブ法、および、ガンマ線ロッキングカーブ法からなる群より選択される方法によって決定した場合、（２００）回折ピーク、および、０．２度未満の前記回折ピークの半値全幅（ＦＷＨＭ）を有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の方法に従って製造されたＣＶＤダイヤモンド。
【国際調査報告】
2009525944.tif 000008