(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
気相成長法により得られたダイヤモンド単結晶基板であって、
励起光の集光スポット径が２μｍの顕微ラマン分光法で測定した、ダイヤモンド単結晶基板表面のダイヤモンド固有ラマンシフトが、
表面の０．１％以上１０％以下の領域（領域Ａ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から＋０．５ｃｍ−１以上＋３．０ｃｍ−１以下のシフト量であり、
表面の領域Ａ以外の領域（領域Ｂ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−１．０ｃｍ−１以上＋０．５ｃｍ−１未満のシフト量であることを特徴とする、
ダイヤモンド単結晶基板。
【請求項２】
前記、領域Ａのダイヤモンド固有ラマンピークの半値全幅が２．０ｃｍ−１以上３．５ｃｍ−１以下であり、
領域Ｂのダイヤモンド固有ラマンピークの半値全幅が１．６ｃｍ−１以上２．５ｃｍ−１以下であることを特徴とする、
請求項１に記載のダイヤモンド単結晶基板。
【請求項３】
差し渡し径が１０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のダイヤモンド単結晶基板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明はダイヤモンド単結晶基板に関し、特に半導体材料、電子部品、光学部品などに用いられる大型かつ高品質なダイヤモンド単結晶基板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ダイヤモンドは高熱伝導率、高い電子・正孔移動度、高い絶縁破壊電界強度、低誘電損失、そして広いバンドギャップといった、半導体材料として他に類を見ない、優れた特性を数多く備えている。特に近年では、広いバンドギャップを活かした紫外発光素子や、優れた高周波特性を持つ電界効果トランジスタなどが開発されつつある。さらに、紫外から赤外領域にわたり透明であることから、光学部品材料としても有望である。
【０００３】
ダイヤモンドを半導体として利用するためには、他の半導体材料と同様に大型かつ高品質な単結晶基板が必要である。現在、ダイヤモンド単結晶は主として高温高圧合成法により工業的に得られている。これは天然産単結晶と比較して結晶性に優れるが、１０ｍｍ径以上の大型化は困難であり、特殊な成長条件を用いない限り結晶中には不純物として窒素が含まれる。窒素含有の基板はそのままでは半導体単結晶としての利用を困難にするだけではなく、窒素の固有吸収のため紫外光用の窓材としても不十分となる。そこで、これを気相成長の種基板として用いてホモエピタキシャル成長させ、大型かつ高純度の単結晶基板を得る試みが進んでいる（例えば、特許文献１、２）。
【特許文献１】特開平３−７５２９８号公報
【特許文献２】特開２００３−２７７１８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
高圧合成ダイヤモンド単結晶種基板上にダイヤモンド単結晶をホモエピタキシャル成長させると、気相成長層に残留応力が蓄積される現象が確認されている（例えば特許文献２）。気相成長により単結晶厚膜を形成して、ダイヤモンド単結晶基板を得る場合には、応力の蓄積により基板が割れる問題がある。基板の大型化（大面積化、厚膜化）に伴い割れる確率は増大するため、特許文献１に記載のような、実質的に相互に同じ結晶方位を持つ、複数の高圧相物質を配置して気相成長の核となる基板を形成し、その上に単結晶を気相成長法で成長させ、一体となった大型単結晶を得る方法を用いたとしても、問題は解決しない。さらに、特許文献２に示される、厚みが１００μｍ以下の種基板からダイヤモンド単結晶を気相成長しても厚膜成長時の問題は本質的に解決しない。
【０００５】
本発明は、前記課題を克服すべくなされたもので、半導体材料、電子部品、光学部品などに用いられる、大型かつ高品質なダイヤモンド単結晶基板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
前記課題を解決するため、本発明は次の（１）〜（３）の態様を有する。
（１）気相成長法により得られたダイヤモンド単結晶基板であって、励起光の集光スポット径が２μｍの顕微ラマン分光法で測定した、ダイヤモンド単結晶基板表面のダイヤモンド固有ラマンシフトが、表面の０．１％以上１０％以下の領域（領域Ａ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から＋０．５ｃｍ−１以上＋３．０ｃｍ−１以下のシフト量であり、表面の領域Ａ以外の領域（領域Ｂ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−１．０ｃｍ−１以上＋０．５ｃｍ−１未満のシフト量であることを特徴とする、ダイヤモンド単結晶基板。
（２）前記、領域Ａのダイヤモンド固有ラマンピークの半値全幅が２．０ｃｍ−１以上３．５ｃｍ−１以下であり、領域Ｂのダイヤモンド固有ラマンピークの半値全幅が１．６ｃｍ−１以上２．５ｃｍ−１以下であることを特徴とする、前記（１）に記載のダイヤモンド単結晶基板。
【０００７】
（３）差し渡し径が１０ｍｍ以上であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載のダイヤモンド単結晶基板。
【０００８】
以下、上記の本発明について説明する。
本発明者らは、ダイヤモンドのホモエピタキシャル成長において応力が蓄積される現象を、２次元面分布の測定できる顕微ラマン分光装置を利用して詳細に解析した。その結果、単結晶薄膜成長表面のラマンシフト量分布では、ダイヤモンドの標準的なラマンシフト量である１３３２ｃｍ−１から前後に数ｃｍ−１ずれた領域が局所的に存在する場合があることを発見した。ラマンシフトは結晶格子の固有振動数に起因して生じることから、ダイヤモンド固有の標準シフト量からずれた領域は結晶格子が通常より狭まって、あるいは拡がって歪んだ状態なっている。そこで、さらにホモエピタキシャル成長を継続したところ、初期のラマンシフト測定で計測した歪み領域の面積が一定値以上の場合、あるいはその領域のラマンシフト量があるしきい値以上ずれていた場合、あるいはラマンピーク半値幅がある範囲を超えていた場合、単結晶の割れが頻発することを発見し、本発明を得るに至った。
【０００９】
すなわち、本発明のダイヤモンド単結晶基板は、気相成長法で得られたものであり、励起光の集光スポット径が２μｍの顕微ラマン分光法で測定した、ダイヤモンド単結晶基板表面のダイヤモンド固有ラマンシフトが、表面の０％より大きく２５％以下の領域（領域Ａ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から＋０．５ｃｍ−１以上＋３．０ｃｍ−１以下のシフト量であり、表面の領域Ａ以外の領域（領域Ｂ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−１．０ｃｍ−１以上＋０．５ｃｍ−１未満のシフト量であることを特徴とする。標準ラマンシフト量からのずれ量はすなわち歪みの大きさ（強さ）を示しており、その面積は歪み領域に対応することから、本発明者らは単結晶基板の割れる確率がこれらの関数で表されると考え、ラマンシフト量とその面積に関係することを実験的に明確にした。すなわち、ラマンシフト量・領域が前記範囲にあれば半導体・光学用途として利用可能な大型、高品質のダイヤモンド単結晶基板として利用できる。さらに、この基板を種基板としたホモエピタキシャル成長により、割れのない単結晶厚膜を形成することも可能になる。
【００１０】
前記ラマンシフトの領域Ａは表面の０％より大きく２５％以下であればよいが好ましくは１０％以下、より好ましくは３％以下が適している。一般的には少なければ少ないほどその後のホモエピタキシャル成長などで割れる確率が低下するが、詳細な研究の結果、この歪み領域Ａが少なくなりすぎても歪みが局所的に集中するために割れる確率が増大する場合もあることがわかった。すなわち、領域Ａは表面の０．１％以上存在する方が望ましい。この領域Ａのシフト量は、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から＋０．５ｃｍ−１以上＋３．０ｃｍ−１以下のシフト量であればよいが好ましくは＋０．５ｃｍ−１以上＋２．０ｃｍ−１以下、より好ましくは＋０．５ｃｍ−１以上＋１．０  ｃｍ−１以下が適している。領域Ａにおける最大シフト量は、結晶中の最も歪んだ領域に現れることが多く、この数値が少ないほど歪みが小さいので割れる確率が低下する。但し、先の領域Ａの面積が少なくなりすぎた時に割れる確率が増えたのと同じ理由で、結晶全体の歪みを緩和するためには少なくとも＋０．５ｃｍ−１以上のシフト量がある領域が結晶表面には必要である。すなわち、本発明では＋０．５ｃｍ−１以上のシフト量がある上記指定領域を領域Ａと定義した。
【００１１】
前記ラマンシフトの領域Ｂは領域Ａの圧縮歪みの反作用として現れる部分であり、そのシフト量は歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−１．０ｃｍ−１以上＋０．５ｃｍ−１未満であればよいが、好ましくは−０．５ｃｍ−１以上＋０．５ｃｍ−１未満が適している。標準シフトよりも低波数側にシフトした部分には引っ張り歪みが蓄積されており、最も低波数シフトした量が−１．０ｃｍ−１以下の場合割れる確率が増大する。逆に、この数値が０ｃｍ−１に近いほど歪みは小さく割れる確率が低下するので、この基板を種基板としたホモエピタキシャル成長により、割れのない単結晶厚膜を形成することも可能になる。
【００１２】
前記、領域Ａのダイヤモンド固有ラマンピークの半値全幅は２．０ｃｍ−１以上３．５ｃｍ−１以下であり、領域Ｂのそれは１．６ｃｍ−１以上２．５ｃｍ−１以下であることことが望ましい。ラマンピークの半値全幅は結晶性を反映した数値であり、一般的に小さい方が結晶として良質であることを示している。領域Ａでは圧縮歪みのため半値全幅は歪みのない結晶に比べて拡がるが、前記数値範囲内であれば割れがなく、高品質半導体として利用できる。その数値範囲は前記範囲が望ましく、この数値より小さければ歪みの拡散のため割れる確率が増大し、大きければ結晶性の悪化のため高品質半導体として利用が困難になる。領域Ｂでは領域Ａで発生した歪みの反作用のため半値全幅が拡がるが、前記数値範囲内であれば半導体などの高品質単結晶基板として実用に差し支えない。
【００１３】
上記ダイヤモンド単結晶基板は、代表的な方法としてダイヤモンド単結晶種基板からのホモエピタキシャル成長で得られるが、異種種基板からのヘテロエピタキシャル成長で得られたものであってもよく、またそれ以外の気相成長法で得られた単結晶基板であってもよい。ホモエピタキシャル成長の場合、ダイヤモンド単結晶種基板上に気相成長法で単結晶が成長した状態でラマン測定しても、種基板を研磨などで除去した状態での測定でもよい。
【００１４】
また、本発明のダイヤモンド単結晶基板は、ダイヤモンド単結晶種基板からの気相成長により得られたダイヤモンド単結晶基板であって、励起光の集光スポット径が２μｍの顕微ラマン分光法で、種基板層と気相成長層の界面に顕微焦点を設定して測定したダイヤモンド固有ラマンシフトが、界面の、０％より大きく２５％以下の領域（領域Ｃ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−１．０ｃｍ−１以上−０．２ｃｍ−１未満のシフト量であり、界面の領域Ｃ以外の領域（領域Ｄ）では、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−０．２ｃｍ−１以上＋０．２ｃｍ−１以下のシフト量であることを特徴とする。
【００１５】
本発明者らはダイヤモンドのホモエピタキシャル成長に際し、既述の顕微ラマン分光法を応用し、種基板層と気相成長層の界面に顕微焦点を設定してラマンシフト分布を測定した。その結果、既述の領域Ａの直下界面では、ダイヤモンドの標準ラマンシフト量よりも低波数側にシフトすることがわかり、このシフト量及び領域面積と割れに相関が現れることを確認した。すなわち、前記ラマンシフトの領域Ｃは界面の２５％以下であればよいが好ましくは１０％以下、より好ましくは３％以下が適している。一般的には少なければ少ないほどその後のホモエピタキシャル成長などで割れる確率が低下するが、詳細な研究の結果、この歪み領域Ｃが少なくなりすぎても歪みが局所的に集中するために割れる確率が増大する。すなわち、領域Ｃは測定界面の０．１％以上存在する方が望ましい。この領域Ｃのシフト量は、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−１．０ｃｍ−１以上−０．２ｃｍ−１未満のシフト量であればよいが、好ましくは−０．５ｃｍ−１以上−０．２ｃｍ−１未満が適している。
【００１６】
領域Ｃは領域Ａの圧縮歪みの反作用として引っ張り歪みが蓄積されており、最も低波数シフトした量が−１．０ｃｍ−１以下の場合割れる確率が増大する。逆に、この数値が−０．２ｃｍ−１に近いほど歪みは小さく割れる確率が低下するので、この基板を種基板としたホモエピタキシャル成長により、割れのない単結晶厚膜を形成することも可能になる。但し、界面に−０．２ｃｍ−１未満の領域がなくなると、結晶全体の歪みのために割れる確率が増大するので、歪みを緩和するためには−０．２ｃｍ−１未満のシフト量がある領域が結晶界面には必要である。すなわち、本発明では−０．２ｃｍ−１未満のシフト量がある上記指定領域を領域Ｃと定義した。また、領域Ｃ以外の測定領域である領域Ｄは、歪みのないダイヤモンドの標準ラマンシフト量から−０．２ｃｍ−１以上＋０．２ｃｍ−１以下のシフト量であればよい。
【００１７】
前記領域Ａ及びＣは、ラマン分布の測定領域面積で前記比率内に入っていればよいが、望ましくは個々の領域が分散して小面積ずつで存在している方がよい。領域Ａ及びＣが、表面あるいは界面の１領域に集中している場合、同面積で領域が分散している場合に比べて、歪みの集中のために割れやすくなる。
【００１８】
本発明のダイヤモンド単結晶基板は前記ラマンシフト分布の条件を満たし、かつダイヤモンド単結晶の差し渡し径が１０ｍｍ以上であれば、大型の単結晶基板として特に光学用途などの応用に有望となる。本発明において差し渡し径とは、ある大きさ、形を持つ単結晶内に引くことのできる最大の直線の長さのことである。
【００１９】
本発明における、単結晶を合成する気相成長法はマイクロ波プラズマＣＶＤ法、直流プラズマＣＶＤ法など、公知のいずれの成長法も使用できる。これらの成長法でダイヤモンド単結晶基板をホモエピタキシャル成長させる場合は、ダイヤモンド単結晶種基板の表面層をあらかじめ反応性イオンエッチングによりエッチング除去してから単結晶を気相成長させる方が望ましい。気相成長用の単結晶種基板の表面は機械的に研磨済みである方が望ましいが、研磨済みの表面には金属不純物や加工欠陥などの、単結晶気相成長に不都合となる加工変質層が含まれる。成長前の反応性イオンエッチングにより、これらの加工変質層の除去が可能となり、かつ、割れの発生しない程度に歪みの分散した高品質のダイヤモンド単結晶が得られる。
【００２０】
ここで、反応性イオンエッチングは公知の方法で実施できる。その方式には大別して、真空容器中に対向して配置した電極に高周波電源を接続する容量結合型プラズマ（ＣＣＰ）を利用する方式と、真空容器を取り巻くように配置したコイルに高周波電源を接続する誘導結合型プラズマ（ＩＣＰ）を利用する方式が存在し、両方式を組み合わせた方式も存在するが、本発明にはいずれの方式も利用できる。反応性イオンエッチングにおけるエッチングガスは、酸素とフッ化炭素の混合ガスを用い、エッチング圧力は１．３３Ｐａ以上１３．３Ｐａ以下が望ましい。前記ガス種、圧力を用いることで、高速、かつ平坦に加工変質層のみを除去することができる。また、エッチング厚さは０．５μｍ以上５０μｍ以下、エッチング時の基板温度は８００Ｋ以下、好ましくは６００Ｋ以下が適している。これらの条件でエッチングすることにより、その後の気相成長で得られるダイヤモンド単結晶基板の結晶性が向上する。
【００２１】
本発明の顕微ラマン分光測定における励起光源は、レーザーなど公知の光源が利用できるが、測定時の基板表面、あるいは種基板層と成長層界面における集光径は２μｍである必要がある。一般的には光源にガスレーザーあるいは固体レーザーを用いた場合、顕微（対物）倍率１００倍のレンズで上記集光径を実現できる。レンズ以外にも可変ピンホールやスリットなどを組み合わせることで上記集光径を実現できる。励起光の集光照射エネルギー密度は任意の値でよいが、ダイヤモンドが損傷しないエネルギー密度（波長により異なる）で実施する必要がある。光源の波長は紫外から赤外まで任意の波長が利用できるが、種基板層と成長層の界面をラマン分光測定する場合は、成長層側から励起光を入射し、ラマンシフト光を測定する必要があるので、成長層で吸収されない波長を選択する必要がある。本発明で使用するラマン分光装置の波長分解能は、アルゴンレーザーの５１４．５ｎｍ発光におけるレイリー散乱光ピークの半値全幅で２．０ｃｍ−１以下であればよい。本発明のラマンシフトピークの波数及び半値全幅は、ガウスローレンツフィッティングで求められる。ラマンシフトの面分布を測定する場合、測定面を５μｍ以下の格子状に区切り、格子点におけるラマンシフトを測定した上でシフト量を面プロットすることで判定できる。格子間のシフト量は補間で推定できるので、それぞれの領域の面積が求められる。
【発明の効果】
【００２２】
本発明は割れのないダイヤモンド単結晶基板を提供することができ、大型かつ高品質なダイヤモンド単結晶基板として半導体材料、電子部品、光学部品などに利用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２３】
以下、本発明を実施例に基づき詳細に説明する。
【実施例】
【００２４】
本実施例では高温高圧合成法で得られたダイヤモンド単結晶種基板からホモエピタキシャル成長させ、気相成長ダイヤモンド単結晶基板を得た例について述べる。種基板のサイズは縦横８ｍｍ（差し渡し径１１．２ｍｍ）、厚さ０．３ｍｍの立方体で主面・側面は機械的に研磨済みである。主面・側面の面方位はいずれも｛１００｝とした。まず、種基板の主面表面層を、公知の高周波電極間放電型の反応性イオンエッチングによりエッチング除去した。エッチング条件を表１に示す。
【００２５】
表１
高周波周波数：１３．５６ＭＨｚ
高周波電力：３００Ｗ
チャンバ内圧力：６．６７Ｐａ
Ｏ２ガス流量：１０ｓｃｃｍ
ＣＦ４ガス流量：１０ｓｃｃｍ
基板温度：５５０Ｋ
エッチング時間：１時間
表１の条件によりエッチングしたところ、種基板の主面は０．６μｍエッチング除去された
【００２６】
次に、種基板上に公知のマイクロ波プラズマＣＶＤ法で単結晶をホモエピタキシャル成長させた。成長条件を表２に示す。
表２
マイクロ波周波数：２．４５ＧＨｚ
マイクロ波電力：５ｋＷ
チャンバ内圧力：１．３３×１０４Ｐａ
Ｈ２ガス流量：１００ｓｃｃｍ
ＣＨ４ガス流量：５ｓｃｃｍ
基板温度：１２００Ｋ
成長時間：２０時間
成長の結果、気相成長単結晶層の厚さが０．１ｍｍのダイヤモンド単結晶基板が得られた。
【００２７】
次に、得られたダイヤモンド単結晶基板の表面、および種基板層と成長層界面について、表３の条件でラマンシフトの面分布測定を行った。
表３
励起光源：ＬＤ励起ＹＡＧレーザー２倍高調波
波長：５３２ｎｍ
集光スポット径：２μｍ
波長分解能：１．６  ｃｍ−１（５３２ｎｍレイリー散乱光において）
集光照射エネルギー：１０ｍＷ
測定点：基板表面、および種基板層／成長層界面、５μｍ間隔格子状
測定の模式図を図１に示す。図１中、１はダイタモンド単結晶基板気相成長層、２はダイタモンド単結晶基板種基板層、３はラマン分光測定（表面測定）用レーザー光源、４はラマン分光測定（種基板／成長界面測定）用レーザー光源であるり、５はラマン分布測定スキャン方向をそれぞれ示す。
【００２８】
上記表３の条件で測定した代表的なラマンスペクトル例を図２に示す。図中、６は標準ラマンスペクトル例、７は領域Ａのラマンスペクトル例、８は領域Ｃのラマンスペクトル例を示す。図２に示されるように、成長表面では歪みのないダイヤモンドの標準シフト量である１３３２ｃｍ−１より高波数側にシフトした領域が観測され、逆に種基板層と成長層の界面では１３３２ｃｍ−１より低波数側にシフトした領域が観測された。
【００２９】
そこで、計測されたラマンシフトピークについてガウスローレンツフィッティングしてピーク波数を求め、標準シフト量からのずれ量分布を求めた。基板表面の一部領域（７０μｍ×７０μｍ）の分布測定例を図３に、種基板層／成長層界面の一部領域（７０μｍ×７０μｍ）の分布を図４に示す。図３に示すように、表面の一部の領域（領域Ａ）ではダイヤモンド標準シフトから＋０．５〜＋０．８ｃｍ−１のシフト量で比較的圧縮歪みが大きく、残る領域（領域Ｂ）は−０．４〜＋０．４ｃｍ−１のシフト量で歪みがほとんどないことがわかった。さらに図４に示すように、界面の一部の領域（領域Ｃ）ではダイヤモンド標準シフトから−０．４〜−０．３ｃｍ−１のシフト量で比較的引っ張り歪みが大きく、残る領域（領域Ｄ）は−０．２〜＋０．２ｃｍ−１のシフト量で歪みがほとんどないこともわかった。この方法で単結晶基板全面を評価し、得られた領域Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの面積比はそれぞれ０．５％、９５．５％、０．３％、９９．７％であった。さらに、領域Ａのラマンピーク半値全幅は２．１〜２．６ｃｍ−１であり、領域Ｂのそれは１．７〜２．４ｃｍ−１であった。
【００３０】
次に、前記の方法で得られたダイヤモンド単結晶基板に対し表２と同じ条件で、成長時間を８０時間とした追加のホモエピタキシャル成長を行った。その結果、気相成長単結晶層の厚さは合計０．５ｍｍとなった。ここで、表３と同じ条件でラマンシフトの面分布測定を行った結果、前記と同様のシフト分布が計測された。両者の混同を避けるため新たに計測した領域をそれぞれ（’）付きで表すとすると、領域Ａ’、Ｂ’、Ｃ’、Ｄ’における標準シフト量からのずれ量はそれぞれ＋０．５〜＋１．０ｃｍ−１、−０．５〜＋０．４ｃｍ−１、−０．５〜−０．３ｃｍ−１、−０．２〜＋０．２ｃｍ−１となり、それぞれの面積比は２．９％、９７．１％、１．４％、９８．６％となった。さらに、領域Ａ’のラマンピーク半値全幅は２．４〜３．４ｃｍ−１であり、領域Ｂ’のそれは２．０〜２．５ｃｍ−１であった。前半の成長、計測に比べ、追加成長ではラマンシフトのずれ量（歪み量）、ずれ領域（領域Ａ’、Ｃ’）面積、ピーク半値全幅とも増加したが、単結晶基板として割れずに成長できることがわかった。そして、成長後の単結晶基板について種基板部分を機械的な研磨加工で除去し、光透過スペクトルを測定した結果、結晶全面にわたり２２５ｎｍの吸収端から近赤外まで透過率６０％以上を示し、高品質単結晶であることがわかった。これらの結果、本実施例のダイヤモンド単結晶基板は大型かつ高品質であることを確認した。
【００３１】
次に表１におけるエッチング時間を変更した実施例（実施例２）および比較例について述べる。単結晶成長条件および評価項目・条件は先の実施例と同様である。エッチング時間とラマン評価結果について表４に示す。
【００３２】
【表４】
0004736338.tif 000002
【００３３】
表４における実施例２は、気相成長前のエッチング時間を短くしたエッチング厚が薄い場合の例である。１回目のホモエピタキシャル成長では、先の実施例に比べて領域Ａ、Ｃが拡がり、ピークずれ、ピーク半値全幅も大きくなったが成長後は割れずに一体であった。しかし、その後の２回目の成長後には単結晶基板は種結晶ごと割れ、初期歪みが拡大した結果割れたことがわかった。割れた基材について、ラマンシフト分布を計測した結果、最大ピークずれ、歪み領域Ａ、Ｃとも１回目より拡大しており、結晶性が悪化していることがわかった。
【００３４】
参考例は気相成長前のエッチング時間を長くしたエッチング厚が厚い場合の例である。１回目のホモエピタキシャル成長では実施例２とは逆に領域Ａ、Ｃが狭まり、ほとんど観測されなかったが、その後の２回目の成長では逆に領域、シフトずれとも拡がり、その結果基板が割れた。すなわち、初期歪みが少なすぎても割れ防止の観点からは問題があることがわかった。
これらの結果から、初期のエッチング厚さの差によって割れのないホモエピタキシャル成長のできる厚さが限定され、その歪み量しきい値を前記ラマン測定法で特定できることがわかった。また、逆に成長後のラマンシフト量・分布の測定により、その後の追加成長時に割れが生じる可能性を予測することが可能になった。
【００３５】
最後に、気相成長前のエッチングを行わなかった比較例では、１回目のホモエピタキシャル成長後に基板が割れた。割れた基材のラマンシフト分布を計測した結果、歪み領域Ａ、Ｃの面積、ピークずれ、ピーク半値全幅とも実施例２より拡大し、１回目の成長で割れしきい値を超えたために割れたことがわかった。
【００３６】
これらの結果から、実施例に代表されるダイヤモンド単結晶は、半導体や光学部品に利用できる大型かつ高品質な単結晶基板であることが示された。
【図面の簡単な説明】
【００３７】
【図１】本発明における実施例のラマン分光測定の模式図である。
【図２】本発明における実施例で測定されたラマンスペクトル例である。
【図３】本発明における実施例の表面ラマンシフト分布例である。
【図４】本発明における実施例の成長界面ラマンシフト分布例である。
【符号の説明】
【００３８】
１  ダイヤモンド単結晶基板気相成長層
２  ダイヤモンド単結晶基板種基板層
３  ラマン分光測定（表面測定）用レーザー光源
４  ラマン分光測定（種基板／成長界面測定）用レーザー光源
５  ラマン分布測定スキャン方向
６  標準ラマンスペクトル例
７  領域Ａのラマンスペクトル例
８  領域Ｃのラマンスペクトル例
【図１】
0004736338.tif 000003
【図２】
0004736338.tif 000004
【図３】
0004736338.tif 000005
【図４】
0004736338.tif 000006