知財求人 - 知財ポータルサイト「IP Force」
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-04-30
(45)【発行日】2024-05-10
(54)【発明の名称】多結晶ダイヤモンド自立基板を用いた積層基板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C30B 29/04 20060101AFI20240501BHJP
C30B 33/06 20060101ALI20240501BHJP
C23C 16/27 20060101ALI20240501BHJP
【ＦＩ】
C30B29/04 W
C30B29/04 E
C30B33/06
C23C16/27
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2020215338
(22)【出願日】2020-12-24
(65)【公開番号】P2022101009
(43)【公開日】2022-07-06
【審査請求日】2022-12-26
(73)【特許権者】
【識別番号】302006854
【氏名又は名称】株式会社ＳＵＭＣＯ
(74)【代理人】
【識別番号】100147485
【弁理士】
【氏名又は名称】杉村 憲司
(74)【代理人】
【識別番号】230118913
【弁護士】
【氏名又は名称】杉村 光嗣
(74)【代理人】
【識別番号】100165696
【弁理士】
【氏名又は名称】川原 敬祐
(72)【発明者】
【氏名】古賀 祥泰
【審査官】西田 彩乃
(56)【参考文献】
【文献】特開２０２０－１０２５９８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０２０－１００５１７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１８－０４９８６８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１９－１４６１４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００６－１７６３８９（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２００６／０１１２８７４（ＵＳ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ３０Ｂ ２９／０４
Ｃ３０Ｂ ３３／０６
Ｃ２３Ｃ １６／２７
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
おもて面及び裏面を有する多結晶ダイヤモンド自立基板と、前記おもて面に貼り合わされたＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、又はＧａ２Ｏ３基板と、を有する積層基板であって、前記多結晶ダイヤモンド自立基板は、
前記おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、
前記裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、
前記おもて面の算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、
前記多結晶ダイヤモンド自立基板の厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である、積層基板。
【請求項2】
半導体基板上に、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子を付着させる工程と、前記ダイヤモンド粒子を核として、化学気相成長法により、前記半導体基板上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層を成長させ、前記多結晶ダイヤモンド層は、前記半導体基板と接する成長開始面と、前記半導体基板と反対側の成長面と、を有する工程と、
その後、前記半導体基板を除去して前記成長開始面を露出させて、前記多結晶ダイヤモンド層からなる多結晶ダイヤモンド自立基板を得る工程と、
前記多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定し、前記多結晶ダイヤモンド層の成長面を前記多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定する工程と、
前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面に、ＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ２Ｏ３基板、又は単結晶ダイヤモンド基板を貼り合わせて、積層基板を得る工程と、
を有し、前記多結晶ダイヤモンド自立基板は、前記おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、前記裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、前記おもて面の算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である、積層基板の製造方法。
【請求項3】
前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面を研磨する工程をさらに有する、請求項２に記載の積層基板の製造方法。
【請求項4】
前記半導体基板が、シリコン基板、サファイア基板、又はＳｉＣ基板である、請求項２又は３に記載の積層基板の製造方法。【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、多結晶ダイヤモンド自立基板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
高周波デバイスやパワーデバイス等の高耐圧の半導体デバイスを作製するための基板として、多結晶ダイヤモンド自立基板が注目されてきている。
【0003】
特許文献１には、基体上に化学気相成長法（ＣＶＤ法）で厚さ５～２０００μｍの多結晶ダイヤモンド層を成長させ、その後、基体を除去して多結晶ダイヤモンド層を自立基板とする旨が記載されている。特許文献１では、成膜時に雰囲気中に窒素を含有させることで、膜厚の増大とともにダイヤモンド粒子の粒径が増大することがなくなり、成長面と内部の両方で粒径が１μｍ未満となる多結晶ダイヤモンド層を形成することができる旨が記載されている。よって、多結晶ダイヤモンド層の形成後に基体を除去すれば、両面におけるダイヤモンド粒子の粒径がともに１μｍ未満となる多結晶ダイヤモンド自立基板を得ることができるはずである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開平７－１７２９８８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
しかしながら、特許文献１では多結晶ダイヤモンド層の厚さが５～２０００μｍと薄いため、自立基板として十分な機械的強度を得ることができず、基体を除去した後に多結晶ダイヤモンド層が割れてしまう。また、仮に多結晶ダイヤモンド層を厚く形成して、自立基板として十分な機械的強度を得た場合でも、以下のような課題があることを本発明者は認識した。
【0006】
多結晶ダイヤモンド自立基板の片面に異種基板を貼り付けて、当該異種基板に半導体デバイスを作製する場合を想定する。多結晶ダイヤモンド自立基板の両面のうち、前記片面を「おもて面」と称し、他面を「裏面」と称する。この場合、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面には、異種基板との良好な接合性が求められる。また、半導体デバイスの自己発熱を考慮すると、多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面には高い放熱性が求められる。特許文献１において、仮に多結晶ダイヤモンド層を厚く形成して、自立基板として十分な機械的強度を得た場合でも、おもて面における異種基板との接合性も、裏面における放熱性も十分に得られないことが分かった。
【0007】
上記課題に鑑み、本発明は、おもて面における異種基板との接合性と裏面における放熱性の両方に優れる多結晶ダイヤモンド自立基板と、その有利な製造方法を提供することを目的とする。さらに、本発明は、当該多結晶ダイヤモンド自立基板を用いた積層基板及びその製造方法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】
【0008】
上記課題を解決すべく、本発明者らは鋭意研究を進め、以下の知見を得た。まず、おもて面における異種基板との優れた接合性を得るためには、おもて面の算術平均粗さＲａを３ｎｍ以下にする必要があることが分かった。また、裏面における優れた放熱性を得るためには、おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径を１００ｎｍ以下という極微細とし、かつ、裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径を１０００ｎｍ以上と意図的に大きくすることが重要であることが分かった。
【0009】
また、おもて面でダイヤモンド粒子を平均粒径１００ｎｍ以下の極微細とし、裏面でダイヤモンド粒子を平均粒径１０００ｎｍ以上の粗大とするためには、以下の製造プロセスを採用することが好適であることを見出した。まず、半導体基板に、平均粒径が１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子を付着させ、ダイヤモンド粒子を核として、ＣＶＤ法により、半導体基板上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層を成長させる。多結晶ダイヤモンド層は、半導体基板と接する成長開始面と、半導体基板と反対側の成長面と、を有する。次いで、半導体基板を除去して、多結晶ダイヤモンド自立基板を得る。このとき、平均粒径が１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子を核としたので、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面では、ダイヤモンド粒子の平均粒径が１００ｎｍ以下となる。よって、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定すればよい。他方で、成膜の過程で、多結晶ダイヤモンド層の厚みが増すにつれて、ダイヤモンド粒子の粒径は増大するため、多結晶ダイヤモンド層の成長面では、ダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上となる。よって、多結晶ダイヤモンド層の成長面を、多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定すればよい。
【0010】
そして、おもて面のダイヤモンド粒子の平均粒径が１００ｎｍ以下であれば、おもて面の算術平均粗さＲａを容易に３ｎｍ以下にすることができることを見出した。具体的には、おもて面のダイヤモンド粒子の平均粒径が３ｎｍ以下であれば、基本的には、おもて面を研磨することなく、Ｒａを３ｎｍ以下とすることができる。おもて面のダイヤモンド粒子の平均粒径が３ｎｍを超える場合であっても、１００ｎｍ以下であれば、おもて面を研磨することで容易にＲａを３ｎｍ以下とすることができる。
【0011】
上記知見に基づき完成した本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］おもて面及び裏面を有する多結晶ダイヤモンド自立基板であって、
前記おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、
前記裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、
前記おもて面の算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、
厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である、多結晶ダイヤモンド自立基板。
［１］おもて面及び裏面を有する多結晶ダイヤモンド自立基板であって、
前記おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、
前記裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、
前記おもて面の算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、
厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である、多結晶ダイヤモンド自立基板。
【0012】
［２］上記［１］に記載の多結晶ダイヤモンド自立基板と、
前記おもて面に貼り合わされたＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ2Ｏ3基板、又は単結晶ダイヤモンド基板と、
を有する積層基板。
前記おもて面に貼り合わされたＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ2Ｏ3基板、又は単結晶ダイヤモンド基板と、
を有する積層基板。
【0013】
［３］半導体基板上に、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子を付着させる工程と、
前記ダイヤモンド粒子を核として、化学気相成長法により、前記半導体基板上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層を成長させ、前記多結晶ダイヤモンド層は、前記半導体基板と接する成長開始面と、前記半導体基板と反対側の成長面と、を有する工程と、
その後、前記半導体基板を除去して前記成長開始面を露出させて、前記多結晶ダイヤモンド層からなる多結晶ダイヤモンド自立基板を得る工程と、
前記多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定し、前記多結晶ダイヤモンド層の成長面を前記多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定する工程と、
を有し、前記おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、前記裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、前記おもて面の算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である、前記多結晶ダイヤモンド自立基板を得る、多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法。
前記ダイヤモンド粒子を核として、化学気相成長法により、前記半導体基板上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層を成長させ、前記多結晶ダイヤモンド層は、前記半導体基板と接する成長開始面と、前記半導体基板と反対側の成長面と、を有する工程と、
その後、前記半導体基板を除去して前記成長開始面を露出させて、前記多結晶ダイヤモンド層からなる多結晶ダイヤモンド自立基板を得る工程と、
前記多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定し、前記多結晶ダイヤモンド層の成長面を前記多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定する工程と、
を有し、前記おもて面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、前記裏面におけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、前記おもて面の算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である、前記多結晶ダイヤモンド自立基板を得る、多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法。
【0014】
［４］前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面を研磨する工程をさらに有する、上記［３］に記載の多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法。
【0015】
［５］前記半導体基板が、シリコン基板、サファイア基板、又はＳｉＣ基板である、上記［３］又は［４］に記載の多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法。
【0016】
［６］上記［３］～［５］のいずれか一項に記載の多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法と、
前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面に、ＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ2Ｏ3基板、又は単結晶ダイヤモンド基板を貼り合わせて、積層基板を得る工程と、
を有する積層基板の製造方法。
前記多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面に、ＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ2Ｏ3基板、又は単結晶ダイヤモンド基板を貼り合わせて、積層基板を得る工程と、
を有する積層基板の製造方法。
【発明の効果】
【0017】
本発明の多結晶ダイヤモンド自立基板は、おもて面における異種基板との接合性と裏面における放熱性の両方に優れる。本発明の多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法によれば、おもて面における異種基板との接合性と裏面における放熱性の両方に優れる多結晶ダイヤモンド自立基板を製造することができる。さらに、本発明は、当該多結晶ダイヤモンド自立基板を用いた積層基板及びその製造方法を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0018】
【図1】本発明の一実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００の模式断面図である。
【図2】（Ａ）～（Ｅ）は、本発明の一実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法を説明する模式断面図である。
【図3】本発明の一実施形態による積層基板２００の模式断面図である。
【図4】（Ａ），（Ｂ）は、本発明の一実施形態による積層基板２００の製造方法を説明する模式断面図である。
【図5】発明例１における多結晶ダイヤモンド自立基板のラマンスペクトルである。
【発明を実施するための形態】
【0019】
（多結晶ダイヤモンド自立基板）
図１を参照して、本発明の一実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００は、おもて面１００Ａ及び裏面１００Ｂを有し、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、裏面１００Ｂにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、おもて面１００Ａの算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である。
図１を参照して、本発明の一実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００は、おもて面１００Ａ及び裏面１００Ｂを有し、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、裏面１００Ｂにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であり、おもて面１００Ａの算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下である。
【0020】
［ダイヤモンド粒子の平均粒径］
本実施形態において、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが重要である。当該平均粒径が１００ｎｍを超える場合、裏面からの放熱性が不十分となる。これは、おもて面側の表層部において大きなダイヤモンド粒子が形成されると、粒子間の隙間が大きくなり、当該隙間に熱がこもり、裏面への熱の伝搬性が劣るためと考えられる。おもて面側の表層部に小さなダイヤモンド粒子が高密度に形成されると、粒子間の隙間が小さくなり、裏面への熱の伝搬性が高まり、裏面における放熱性が優れる。よって、当該平均粒径は１００ｎｍ以下とする。また、当該平均粒径を１００ｎｍ以下とすることによって、おもて面１００Ａの算術平均粗さＲａを容易に３ｎｍ以下にすることができる。なお、核として付着させるダイヤモンド粒子の平均粒径の下限（後記の製造方法を参照）の観点から、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径は１ｎｍ以上となる。
本実施形態において、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であることが重要である。当該平均粒径が１００ｎｍを超える場合、裏面からの放熱性が不十分となる。これは、おもて面側の表層部において大きなダイヤモンド粒子が形成されると、粒子間の隙間が大きくなり、当該隙間に熱がこもり、裏面への熱の伝搬性が劣るためと考えられる。おもて面側の表層部に小さなダイヤモンド粒子が高密度に形成されると、粒子間の隙間が小さくなり、裏面への熱の伝搬性が高まり、裏面における放熱性が優れる。よって、当該平均粒径は１００ｎｍ以下とする。また、当該平均粒径を１００ｎｍ以下とすることによって、おもて面１００Ａの算術平均粗さＲａを容易に３ｎｍ以下にすることができる。なお、核として付着させるダイヤモンド粒子の平均粒径の下限（後記の製造方法を参照）の観点から、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径は１ｎｍ以上となる。
【0021】
本実施形態において、多結晶ダイヤモンド自立基板１００の裏面１００Ｂにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径は１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下であることが重要である。当該平均粒径が１０００ｎｍ未満の場合、裏面における放熱性が不十分となる。当該平均粒径が４０００ｎｍを超える場合、裏面を真空吸着して基板搬送を行なう際に、吸着エラーとなるおそれがある。
【0022】
本発明において、おもて面１００Ａ及び裏面１００Ｂの各々における「ダイヤモンド粒子の平均粒径」は、以下の定義に従う。すなわち、おもて面及び裏面の各々において、多結晶ダイヤモンド自立基板の中心点、及び、多結晶ダイヤモンド自立基板の半径９５％の円周と直径との２つの交点、の計３点をそれぞれ中心とする１０μｍ×１０μｍの３つの領域を光学顕微鏡にて観測し、これら３つの領域における全てのダイヤモンド粒子の粒径の加算平均値を「ダイヤモンド粒子の平均粒径」と定義する。なお、「ダイヤモンド粒子の粒径」とは、ダイヤモンド粒子の長軸の長さである。
【0023】
後記の製造方法に起因して、多結晶ダイヤモンド自立基板１００の厚み方向に沿ったダイヤモンド粒子の平均粒径の変化は、おもて面１００Ａから裏面１００Ｂに向かって漸増した後、徐々に飽和する態様となる。
【0024】
［おもて面の算術平均粗さＲａ］
本実施形態において、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａの算術平均粗さＲａは１ｎｍ以上３ｎｍ以下であることが重要である。これにより、おもて面における異種基板との接合性が優れる。当該Ｒａが３ｎｍ超えの場合、おもて面における異種基板との接合性が不十分となる。なお、本発明において「おもて面の算術平均粗さＲａ」は、ＪＩＳ Ｂ０６０１－２００１に従うものとする。具体的には、おもて面において、多結晶ダイヤモンド自立基板の中心点、及び、多結晶ダイヤモンド自立基板の半径９５％の円周と直径との２つの交点、の計３点をそれぞれ中心とする２０μｍ×２０μｍの３つの領域を、７ｎｍ径のプローブ針を有する原子間力顕微鏡（ＡＦＭ：Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察し、表面形状を画像化する。得られた表面形状から、ＪＩＳ Ｂ０６０１－２００１に従って各領域の算術平均粗さＲａを算出し、その加算平均値を「おもて面の算術平均粗さＲａ」として採用する。
本実施形態において、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａの算術平均粗さＲａは１ｎｍ以上３ｎｍ以下であることが重要である。これにより、おもて面における異種基板との接合性が優れる。当該Ｒａが３ｎｍ超えの場合、おもて面における異種基板との接合性が不十分となる。なお、本発明において「おもて面の算術平均粗さＲａ」は、ＪＩＳ Ｂ０６０１－２００１に従うものとする。具体的には、おもて面において、多結晶ダイヤモンド自立基板の中心点、及び、多結晶ダイヤモンド自立基板の半径９５％の円周と直径との２つの交点、の計３点をそれぞれ中心とする２０μｍ×２０μｍの３つの領域を、７ｎｍ径のプローブ針を有する原子間力顕微鏡（ＡＦＭ：Ａｔｏｍｉｃ Ｆｏｒｃｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察し、表面形状を画像化する。得られた表面形状から、ＪＩＳ Ｂ０６０１－２００１に従って各領域の算術平均粗さＲａを算出し、その加算平均値を「おもて面の算術平均粗さＲａ」として採用する。
【0025】
［多結晶ダイヤモンド自立基板の厚さ及び直径］
多結晶ダイヤモンド自立基板１００の厚さは３００μｍ以上３ｍｍ以下である。当該厚さが３００μｍ未満の場合、自立基板として十分な機械的強度を得ることができず、半導体基板１０を除去した後に多結晶ダイヤモンド層が割れてしまう。当該厚さが３ｍｍ超えの場合、プロセスタイムが過大となる。多結晶ダイヤモンド自立基板１００の直径は特に限定されないが、例えば５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下とすることができる。なお、「多結晶ダイヤモンド自立基板の厚さ」については、多結晶ダイヤモンド自立基板の中心点、及び、多結晶ダイヤモンド自立基板の半径９５％の円周と直径との２つの交点、の計３点をそれぞれ中心とする１０μｍ×１０μｍの３つの領域において、光学顕微鏡にて断面観察して測定した厚さの平均値を採用する。
多結晶ダイヤモンド自立基板１００の厚さは３００μｍ以上３ｍｍ以下である。当該厚さが３００μｍ未満の場合、自立基板として十分な機械的強度を得ることができず、半導体基板１０を除去した後に多結晶ダイヤモンド層が割れてしまう。当該厚さが３ｍｍ超えの場合、プロセスタイムが過大となる。多結晶ダイヤモンド自立基板１００の直径は特に限定されないが、例えば５０ｍｍ以上３００ｍｍ以下とすることができる。なお、「多結晶ダイヤモンド自立基板の厚さ」については、多結晶ダイヤモンド自立基板の中心点、及び、多結晶ダイヤモンド自立基板の半径９５％の円周と直径との２つの交点、の計３点をそれぞれ中心とする１０μｍ×１０μｍの３つの領域において、光学顕微鏡にて断面観察して測定した厚さの平均値を採用する。
【0026】
本発明において、多結晶ダイヤモンド自立基板の「おもて面」は、半導体デバイスを作製したり、異種基板を貼り付けたりする面であり、多結晶ダイヤモンド自立基板の「裏面」は、おもて面の反対側の表面である。ここで、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面又は裏面には、製品情報を記録した識別子（レーザーマーク）が刻印される。このため、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と裏面とは、明確に区別される。なお、本実施形態では、多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面に、レーザーマークが刻印されることが好ましい。
【0027】
（多結晶ダイヤモンド自立基板の製造方法）
図２（Ａ）～（Ｅ）を参照して、本発明の一実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法は、以下の工程を有する。まず、図２（Ａ），（Ｂ）に示すように、半導体基板１０上に、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子１２を付着させる。その後、図２（Ｂ），（Ｃ）に示すように、ダイヤモンド粒子１２を核として、化学気相成長法（ＣＶＤ法：Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）により、半導体基板１０上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる。このとき、多結晶ダイヤモンド層１４は、半導体基板１０と接する成長開始面１４Ａと、半導体基板１０と反対側の成長面１４Ｂと、を有する。その後、図２（Ｄ），（Ｅ）に示すように、半導体基板１０を除去して成長開始面１４Ａを露出させて、多結晶ダイヤモンド層１４からなる多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得る。ここで、本実施形態では、多結晶ダイヤモンド層１４の成長開始面１４Ａを多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａと設定し、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを多結晶ダイヤモンド自立基板１００の裏面１００Ｂと設定することが肝要であり、このことを描写するため、図２（Ｅ）では、図２（Ｄ）の多結晶ダイヤモンド自立基板を反転させている。
図２（Ａ）～（Ｅ）を参照して、本発明の一実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法は、以下の工程を有する。まず、図２（Ａ），（Ｂ）に示すように、半導体基板１０上に、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子１２を付着させる。その後、図２（Ｂ），（Ｃ）に示すように、ダイヤモンド粒子１２を核として、化学気相成長法（ＣＶＤ法：Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）により、半導体基板１０上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる。このとき、多結晶ダイヤモンド層１４は、半導体基板１０と接する成長開始面１４Ａと、半導体基板１０と反対側の成長面１４Ｂと、を有する。その後、図２（Ｄ），（Ｅ）に示すように、半導体基板１０を除去して成長開始面１４Ａを露出させて、多結晶ダイヤモンド層１４からなる多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得る。ここで、本実施形態では、多結晶ダイヤモンド層１４の成長開始面１４Ａを多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａと設定し、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを多結晶ダイヤモンド自立基板１００の裏面１００Ｂと設定することが肝要であり、このことを描写するため、図２（Ｅ）では、図２（Ｄ）の多結晶ダイヤモンド自立基板を反転させている。
【0028】
本実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法は、任意の工程として、半導体基板１０を除去する前（図２（Ｃ）の後、かつ、図２（Ｄ）の前）に、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを研磨して平坦化してもよい。
【0029】
本実施形態による多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法は、任意の工程として、半導体基板１０を除去した後に（図２（Ｄ）の後）に、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面１４Ａを研磨して平坦化してもよい。
【0030】
このようにして、図１に示す多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得ることができる。以下、本実施形態における各工程を詳細に説明する。
【0031】
［半導体基板の用意］
図２（Ａ）を参照して、まず、半導体基板１０を用意する。半導体基板１０は、シリコン基板、サファイア基板、又はＳｉＣ基板であることが好ましい。半導体基板１０の厚さは、２００μｍ以上３ｍｍ以下とすることが好ましい。厚さが２００μｍ未満の場合、半導体基板が反ることにより多結晶ダイヤモンド層の剥がれが発生したり、半導体基板の割れが発生する。また、厚さが３ｍｍ超えの場合、後述の半導体基板１０の除去工程におけるプロセスタイムや材料コストの観点から好ましくない。半導体基板１０の直径は、所望の多結晶ダイヤモンド自立基板１００の直径と同じにすることができる。
図２（Ａ）を参照して、まず、半導体基板１０を用意する。半導体基板１０は、シリコン基板、サファイア基板、又はＳｉＣ基板であることが好ましい。半導体基板１０の厚さは、２００μｍ以上３ｍｍ以下とすることが好ましい。厚さが２００μｍ未満の場合、半導体基板が反ることにより多結晶ダイヤモンド層の剥がれが発生したり、半導体基板の割れが発生する。また、厚さが３ｍｍ超えの場合、後述の半導体基板１０の除去工程におけるプロセスタイムや材料コストの観点から好ましくない。半導体基板１０の直径は、所望の多結晶ダイヤモンド自立基板１００の直径と同じにすることができる。
【0032】
［ダイヤモンド粒子の付着］
図２（Ａ），（Ｂ）に示すように、半導体基板１０上に、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子１２を付着させる。半導体基板１０にダイヤモンド粒子１２を付着させる方法は特に限定されないが、一例として、以下の方法を挙げることができる。
図２（Ａ），（Ｂ）に示すように、半導体基板１０上に、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子１２を付着させる。半導体基板１０にダイヤモンド粒子１２を付着させる方法は特に限定されないが、一例として、以下の方法を挙げることができる。
【0033】
［［ダイヤモンド粒子含有溶液の塗布］］
まず、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子を含有する溶液を塗布して、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子含有液膜を形成する。塗布方法としては、スピンコート法、スプレー法、及び浸漬法を挙げることができ、スピンコート法が特に好ましい。スピンコート法によれば、半導体基板１０の両面のうちダイヤモンド粒子１２を付着させたい片側の表面のみに、ダイヤモンド粒子含有溶液を均一に塗布することができる。
まず、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子を含有する溶液を塗布して、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子含有液膜を形成する。塗布方法としては、スピンコート法、スプレー法、及び浸漬法を挙げることができ、スピンコート法が特に好ましい。スピンコート法によれば、半導体基板１０の両面のうちダイヤモンド粒子１２を付着させたい片側の表面のみに、ダイヤモンド粒子含有溶液を均一に塗布することができる。
【0034】
ダイヤモンド粒子含有溶液に含まれるダイヤモンド粒子の平均粒径は１ｎｍ以上１００ｎｍ以下とすることが肝要である。当該平均粒径が１ｎｍ以上であれば、多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる初期段階において、ダイヤモンド粒子がスパッタリング作用により半導体基板１０の表面から弾き飛ばされる現象を抑制することができ、また、半導体基板１０上に付着するダイヤモンド粒子１２の平均粒径を１ｎｍ以上とすることができる。当該平均粒径が１００ｎｍ以下であれば、多結晶ダイヤモンド層を異常成長なく緻密に成膜でき、また、半導体基板１０上に付着するダイヤモンド粒子１２の平均粒径を１００ｎｍ以下とすることができる。このようなサイズのダイヤモンド粒子は、公知の爆轟法や爆縮法や粉砕法によりグラファイトから好適に作製することができる。なお、「ダイヤモンド粒子含有溶液に含まれるダイヤモンド粒子の平均粒径」は、ＪＩＳ ８８１９－２に従って算出されるものであり、公知のレーザー回折式粒度分布測定装置によって測定された粒度分布が正規分布に従うと仮定して算出された平均粒径を意味する。
【0035】
ここで、ダイヤモンド粒子含有溶液を塗布する前の半導体基板１０は、その表面に付着した金属不純物を除去するために、一般的にフッ酸などを用いて酸洗浄される。酸洗浄された半導体基板１０の表面は活性な撥水面であるので、その表面にはパーティクルが付着しやすい。このため、酸洗浄した半導体基板１０を純水などで洗浄して、半導体基板１０の表面を自然酸化膜が形成された親水性面とすることが好ましい。あるいは、酸洗浄した半導体基板１０をクリーンルーム内に長時間放置して、半導体基板１０の表面に自然酸化膜を形成することが好ましい。これにより、半導体基板１０の表面にパーティクルが付着するのを抑制することができる。この時、自然酸化膜中には正電荷を有する固定電荷が発生する。そのため、正電荷に帯電した自然酸化膜上に、負電荷に帯電させたダイヤモンド粒子を含有するダイヤモンド粒子含有溶液を塗布すれば、半導体基板１０とダイヤモンド粒子１２とがクーロン引力により強固に結合する。その結果、多結晶ダイヤモンド層１４の半導体基板１０に対する密着性が向上する。このように負電荷に帯電させたダイヤモンド粒子は、ダイヤモンド粒子に酸化処理を施すことによって、カルボキシル基やケトン基でダイヤモンド粒子を終端することで得られる。例えば、酸化処理としては、ダイヤモンド粒子を酸化熱する方法や、オゾン溶液、硝酸溶液、過酸化水素水溶液、又は過塩素酸溶液にダイヤモンド粒子を浸漬する方法などが挙げられる。
【0036】
ダイヤモンド粒子含有溶液の溶媒としては、水の他、メタノール、エタノール、２－プロパノ－ル、及びトルエン等の有機溶媒が挙げられ、これらの溶媒を単独で用いてもよく、２種以上組み合わせて用いてもよい。
【0037】
ダイヤモンド粒子含有溶液におけるダイヤモンド粒子の含有量は、ダイヤモンド粒子含有溶液全体に対して０．０３質量％以上１０質量％以下とすることが好ましい。０．０３質量％以上であれば、ダイヤモンド粒子１２を半導体基板１０上に均一に付着させることができ、１０質量％以下であれば、付着したダイヤモンド粒子１２が多結晶ダイヤモンド層１４の成長過程で異常成長するのを抑制することができるからである。
【0038】
ダイヤモンド粒子１２と半導体基板１０との密着性を向上させる観点から、ダイヤモンド粒子含有溶液をジェル状のものとすることが好ましく、ダイヤモンド粒子含有溶液に増粘剤を含有させてもよい。増粘剤としては、寒天、カラギーナン、キサンタンガム、ジェランガム、グアーガム、ポリビニルアルコール、ポリアクリル酸塩系増粘剤、水溶性セルロース類、ポリエチレンオキサイドなどが挙げられ、これらの一種又は二種以上を用いることができる。増粘剤を含有させる場合、ダイヤモンド粒子含有溶液のｐＨを６以上８以下の範囲とすることが好ましい。
【0039】
ダイヤモンド粒子含有溶液の調製は、上記の溶媒にダイヤモンド粒子を混合して撹拌することにより、溶媒中にダイヤモンド粒子を分散させるようにして行えばよい。撹拌速度は５００ｒｐｍ以上３０００ｒｐｍ以下とすることが好ましく、撹拌時間は１０分以上１時間以下とすることが好ましい。
【0040】
［［熱処理］］
次に、半導体基板１０に熱処理を施す。これにより、ダイヤモンド粒子含有液膜中の溶媒が蒸発し、かつ半導体基板１０の表面とダイヤモンド粒子１２との結合力が強化されて、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子１２が付着する。熱処理中の半導体基板１０の温度は、１００℃未満とすることが好ましく、３０℃以上８０℃以下とすることがより好ましい。１００℃未満であれば、ダイヤモンド粒子含有溶液の沸騰に伴う泡の発生を抑制することができるので、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子１２が部分的に存在しない部位が発生することがなく、この部位を起点として多結晶ダイヤモンド層１４が剥離するおそれもない。３０℃以上であれば、半導体基板１０とダイヤモンド粒子１２とが十分に結合するので、ＣＶＤ法によって多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる過程で、スパッタリング作用によりダイヤモンド粒子１２が弾き飛ばされるのを抑制することができ、多結晶ダイヤモンド層１４を均一に成長させることができる。また、熱処理時間は１分以上３０分以下とすることが好ましい。なお、熱処理装置としては、公知の熱処理装置を用いればよく、例えば、加熱したホットプレート上に半導体基板１０を載置することにより行うことができる。
次に、半導体基板１０に熱処理を施す。これにより、ダイヤモンド粒子含有液膜中の溶媒が蒸発し、かつ半導体基板１０の表面とダイヤモンド粒子１２との結合力が強化されて、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子１２が付着する。熱処理中の半導体基板１０の温度は、１００℃未満とすることが好ましく、３０℃以上８０℃以下とすることがより好ましい。１００℃未満であれば、ダイヤモンド粒子含有溶液の沸騰に伴う泡の発生を抑制することができるので、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子１２が部分的に存在しない部位が発生することがなく、この部位を起点として多結晶ダイヤモンド層１４が剥離するおそれもない。３０℃以上であれば、半導体基板１０とダイヤモンド粒子１２とが十分に結合するので、ＣＶＤ法によって多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる過程で、スパッタリング作用によりダイヤモンド粒子１２が弾き飛ばされるのを抑制することができ、多結晶ダイヤモンド層１４を均一に成長させることができる。また、熱処理時間は１分以上３０分以下とすることが好ましい。なお、熱処理装置としては、公知の熱処理装置を用いればよく、例えば、加熱したホットプレート上に半導体基板１０を載置することにより行うことができる。
【0041】
［［他の付着方法］］
半導体基板１０にダイヤモンド粒子１２を付着させる方法の他の例として、傷付け法を挙げることができる。傷付け法では、半導体基板１０の表面にダイヤモンド粒子１２を埋め込むことにより、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子１２を付着させる。ダイヤモンド粒子を埋め込む方法としては、（１）乾燥した状態のダイヤモンド粉末をシリコンウェーハの表面に分布させて、半導体基板の表面に押圧力を印加する方法、（２）ダイヤモンド粒子を含む高速ガスを半導体基板の表面に噴射する方法、（３）ダイヤモンド粒子の流動床中に半導体基板を置く方法、（４）ダイヤモンド粒子を分散させた溶液中で半導体基板を超音波洗浄する方法などが挙げられる。
半導体基板１０にダイヤモンド粒子１２を付着させる方法の他の例として、傷付け法を挙げることができる。傷付け法では、半導体基板１０の表面にダイヤモンド粒子１２を埋め込むことにより、半導体基板１０上にダイヤモンド粒子１２を付着させる。ダイヤモンド粒子を埋め込む方法としては、（１）乾燥した状態のダイヤモンド粉末をシリコンウェーハの表面に分布させて、半導体基板の表面に押圧力を印加する方法、（２）ダイヤモンド粒子を含む高速ガスを半導体基板の表面に噴射する方法、（３）ダイヤモンド粒子の流動床中に半導体基板を置く方法、（４）ダイヤモンド粒子を分散させた溶液中で半導体基板を超音波洗浄する方法などが挙げられる。
【0042】
［多結晶ダイヤモンド層の成長］
その後、図２（Ｂ），（Ｃ）に示すように、ダイヤモンド粒子１２を核として、ＣＶＤ法により、半導体基板１０上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる。ＣＶＤ法としては、プラズマＣＶＤ法及び熱フィラメントＣＶＤ法等を好適に用いることができる。
その後、図２（Ｂ），（Ｃ）に示すように、ダイヤモンド粒子１２を核として、ＣＶＤ法により、半導体基板１０上に厚さが３００μｍ以上３ｍｍ以下の多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる。ＣＶＤ法としては、プラズマＣＶＤ法及び熱フィラメントＣＶＤ法等を好適に用いることができる。
【0043】
プラズマＣＶＤ法を用いる場合、例えば、水素をキャリアガスとして、メタン等のソースガスをチャンバー内に導入して、半導体基板１０の温度を７００℃以上１３００℃以下として、多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる。多結晶ダイヤモンド層１４の厚さの均一性を向上させる観点から、マイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いることが好ましい。マイクロ波プラズマＣＶＤ法とは、プラズマチャンバー内でメタン等のソースガスをマイクロ波によって分解してプラズマ化し、プラズマ化したソースガスを加熱した半導体基板１０上に導くことにより、多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる方法である。ここで、プラズマチャンバー内の圧力、マイクロ波の出力、及び半導体基板１０の温度は、以下のように設定することが好ましい。プラズマチャンバー内の圧力は、１．３×１０3Ｐａ以上１．３×１０5Ｐａ以下とすることが好ましく、１．１×１０4Ｐａ以上４．０×１０4Ｐａ以下とすることがより好ましい。マイクロ波の出力は、０．１ｋＷ以上１００ｋＷ以下とすることが好ましく、１ｋＷ以上１０ｋＷ以下とすることがより好ましい。半導体基板１０の温度は、７００℃以上１３００℃以下とすることが好ましく、９００℃以上１２００℃以下とすることがより好ましい。
【0044】
熱フィラメントＣＶＤ法を用いる場合、タングステン、タンタル、レニウム、モリブデン、イリジウム等からなるフィラメントを用いて、フィラメント温度を１９００℃以上２３００℃以下程度とし、メタン等の炭化水素系のソースガスから炭素ラジカルを生成する。この炭素ラジカルを加熱した半導体基板１０上に導くことにより、多結晶ダイヤモンド層１４を成長させる。熱フィラメントＣＶＤ法によれば、基板の大口径化に容易に対応することができる。ここで、チャンバー内の圧力、フィラメントと半導体基板１０との距離、及び半導体基板１０の温度は、以下のように設定することが好ましい。チャンバー内の圧力は１．３×１０3Ｐａ以上１．３×１０5Ｐａ以下とすることが好ましい。フィラメントと半導体基板１０との距離は５ｍｍ以上２０ｍｍ以下とすることが好ましい。半導体基板１０の温度は７００℃以上１３００℃以下とすることが好ましい。
【0045】
多結晶ダイヤモンド層１４は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００を構成するものであるため、半導体基板１０上に成長させる多結晶ダイヤモンド層１４の厚さは３００μｍ以上３ｍｍ以下とする。
【0046】
本実施形態では、平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下のダイヤモンド粒子１２を核としてＣＶＤ法を行うため、多結晶ダイヤモンド層１４の成長開始面１４Ａにおいて、ダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下とすることができる。また、成膜の過程で、多結晶ダイヤモンド層１４の厚みが増すにつれて、ダイヤモンド粒子の粒径は増大するため、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂでは、ダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍとなる。
【0047】
［成長面の研磨］
その後、半導体基板１０を除去する前（図２（Ｃ）の後、かつ、図２（Ｄ）の前）に、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを研磨して平坦化してもよい。成膜後の多結晶ダイヤモンド層１４の表面（成長面１４Ｂ）には過度の凹凸が形成されている。多結晶ダイヤモンド層１４の表面を平坦化することにより、その後得られる多結晶ダイヤモンド自立基板１００を半導体プロセス装置の試料台へ確実にセット（チャック）することができる。平坦化方法は特に限定されないが、例えば公知の化学機械研磨（ＣＭＰ：Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ）法を好適に用いることができる。なお、平坦化後も、多結晶ダイヤモンド層１４の厚さは３００μｍ以上３ｍｍ以下とする。
その後、半導体基板１０を除去する前（図２（Ｃ）の後、かつ、図２（Ｄ）の前）に、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを研磨して平坦化してもよい。成膜後の多結晶ダイヤモンド層１４の表面（成長面１４Ｂ）には過度の凹凸が形成されている。多結晶ダイヤモンド層１４の表面を平坦化することにより、その後得られる多結晶ダイヤモンド自立基板１００を半導体プロセス装置の試料台へ確実にセット（チャック）することができる。平坦化方法は特に限定されないが、例えば公知の化学機械研磨（ＣＭＰ：Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ）法を好適に用いることができる。なお、平坦化後も、多結晶ダイヤモンド層１４の厚さは３００μｍ以上３ｍｍ以下とする。
【0048】
［半導体基板の除去］
その後、図２（Ｄ），（Ｅ）に示すように、半導体基板１０を除去して成長開始面１４Ａを露出させて、多結晶ダイヤモンド層１４からなる多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得る。半導体基板１０の除去方法は特に限定されないが、研削、研磨、及び化学エッチングの一種以上を用いることができる。例えば、半導体基板１０を、多結晶ダイヤモンド層１４との界面とは反対側の表面から研削することによりある程度減厚し、その後、ダイヤモンドは溶解せず、半導体基板１０のみを溶解するエッチング液により化学エッチングすることで、半導体基板１０を除去して成長開始面１４Ａを露出させることができる。研削及び研磨には、公知又は任意の研削法及び研磨法を好適に用いることができ、具体的には平面研削法及び鏡面研磨法を用いることができる。また、エッチング液としては、水酸化カリウム（ＫＯＨ）、水酸化テトラメチルアンモニウム（ＴＭＡＨ）等のアルカリエッチング液を用いることができる。
その後、図２（Ｄ），（Ｅ）に示すように、半導体基板１０を除去して成長開始面１４Ａを露出させて、多結晶ダイヤモンド層１４からなる多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得る。半導体基板１０の除去方法は特に限定されないが、研削、研磨、及び化学エッチングの一種以上を用いることができる。例えば、半導体基板１０を、多結晶ダイヤモンド層１４との界面とは反対側の表面から研削することによりある程度減厚し、その後、ダイヤモンドは溶解せず、半導体基板１０のみを溶解するエッチング液により化学エッチングすることで、半導体基板１０を除去して成長開始面１４Ａを露出させることができる。研削及び研磨には、公知又は任意の研削法及び研磨法を好適に用いることができ、具体的には平面研削法及び鏡面研磨法を用いることができる。また、エッチング液としては、水酸化カリウム（ＫＯＨ）、水酸化テトラメチルアンモニウム（ＴＭＡＨ）等のアルカリエッチング液を用いることができる。
【0049】
［おもて面／裏面の設定］
多結晶ダイヤモンド層１４の成長開始面１４Ａを多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａと設定し、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを多結晶ダイヤモンド自立基板１００の裏面１００Ｂと設定する。このことを描写するため、図２（Ｅ）では、図２（Ｄ）の多結晶ダイヤモンド自立基板を反転させているが、例えば、具体的には、成長面１４Ｂを搬送用ピンセットに吸着させて成長開始面１４Ａをおもて側に配置する作業を行う。また、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面となる成長開始面１４Ａ又は裏面となる成長面１４Ｂに、製品情報を記録した識別子（レーザーマーク）を刻印する。多結晶ダイヤモンド自立基板１００を異種基板と貼り合わせて使用する場合には、接合面にレーザーマークが存在すると貼り合わせ不良を生じる。このため、多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面となる成長面１４Ｂに、レーザーマークを刻印することが好ましい。これにより、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、裏面１００Ｂにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下である多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得ることができる。
多結晶ダイヤモンド層１４の成長開始面１４Ａを多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａと設定し、多結晶ダイヤモンド層１４の成長面１４Ｂを多結晶ダイヤモンド自立基板１００の裏面１００Ｂと設定する。このことを描写するため、図２（Ｅ）では、図２（Ｄ）の多結晶ダイヤモンド自立基板を反転させているが、例えば、具体的には、成長面１４Ｂを搬送用ピンセットに吸着させて成長開始面１４Ａをおもて側に配置する作業を行う。また、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面となる成長開始面１４Ａ又は裏面となる成長面１４Ｂに、製品情報を記録した識別子（レーザーマーク）を刻印する。多結晶ダイヤモンド自立基板１００を異種基板と貼り合わせて使用する場合には、接合面にレーザーマークが存在すると貼り合わせ不良を生じる。このため、多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面となる成長面１４Ｂに、レーザーマークを刻印することが好ましい。これにより、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１ｎｍ以上１００ｎｍ以下であり、裏面１００Ｂにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下である多結晶ダイヤモンド自立基板１００を得ることができる。
【0050】
［おもて面（成長開始面）の研磨］
半導体基板１０を除去した後に（図２（Ｄ）の後）に、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面１４Ａ（多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面１００Ａ）を研磨して平坦化してもよい。多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が３ｎｍ以下であれば、基本的には、おもて面１００Ａを研磨することなく、Ｒａを３ｎｍ以下とすることができる。しかし、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が３ｎｍ超えの場合には、おもて面１００Ａを研磨することにより、おもて面１００ＡのＲａを３ｎｍ以下とすることができる。なお、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１００ｎｍを超えると、研磨によりＲａを３ｎｍ以下に調整しにくくなるが、当該平均粒径が１００ｎｍ以下であれば、おもて面を研磨することで容易にＲａを３ｎｍ以下とすることができる。
半導体基板１０を除去した後に（図２（Ｄ）の後）に、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面１４Ａ（多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面１００Ａ）を研磨して平坦化してもよい。多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が３ｎｍ以下であれば、基本的には、おもて面１００Ａを研磨することなく、Ｒａを３ｎｍ以下とすることができる。しかし、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が３ｎｍ超えの場合には、おもて面１００Ａを研磨することにより、おもて面１００ＡのＲａを３ｎｍ以下とすることができる。なお、おもて面１００Ａにおけるダイヤモンド粒子の平均粒径が１００ｎｍを超えると、研磨によりＲａを３ｎｍ以下に調整しにくくなるが、当該平均粒径が１００ｎｍ以下であれば、おもて面を研磨することで容易にＲａを３ｎｍ以下とすることができる。
【0051】
（積層基板）
図３を参照して、本発明の一実施形態による積層基板２００は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００と、当該多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面１００Ａに貼り合わされた異種基板２０と、を有する。多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａは、算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であるため、異種基板との接合性が優れている。よって、本実施形態による積層基板２００は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００と異種基板２０との接合性が良好である。異種基板２０には、高周波デバイスやパワーデバイス等、所望の半導体デバイスを形成することができる。
図３を参照して、本発明の一実施形態による積層基板２００は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００と、当該多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面１００Ａに貼り合わされた異種基板２０と、を有する。多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａは、算術平均粗さＲａが１ｎｍ以上３ｎｍ以下であるため、異種基板との接合性が優れている。よって、本実施形態による積層基板２００は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００と異種基板２０との接合性が良好である。異種基板２０には、高周波デバイスやパワーデバイス等、所望の半導体デバイスを形成することができる。
【0052】
（積層基板の製造方法）
図４（Ａ），（Ｂ）を参照して、本発明の一実施形態による積層基板２００の製造方法では、既述の多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法を行い、その後、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａに異種基板２０を貼り合わせて、積層基板２００を得る。
図４（Ａ），（Ｂ）を参照して、本発明の一実施形態による積層基板２００の製造方法では、既述の多結晶ダイヤモンド自立基板１００の製造方法を行い、その後、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａに異種基板２０を貼り合わせて、積層基板２００を得る。
【0053】
［異種基板の用意］
異種基板２０は、ＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ2Ｏ3基板、又は単結晶ダイヤモンド基板とすることができる。異種基板２０の厚さは、その強度を考慮して適宜決定することができ、３００μｍ以上１０００μｍ以下とすることが好ましい。異種基板２０の直径は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００の直径と同じにすることができる。
異種基板２０は、ＳｉＣ基板、ＧａＮ基板、Ｇａ2Ｏ3基板、又は単結晶ダイヤモンド基板とすることができる。異種基板２０の厚さは、その強度を考慮して適宜決定することができ、３００μｍ以上１０００μｍ以下とすることが好ましい。異種基板２０の直径は、多結晶ダイヤモンド自立基板１００の直径と同じにすることができる。
【0054】
［異種基板の貼り合わせ］
多結晶ダイヤモンド自立基板１００への異種基板２０の貼合せ方法は特に限定されず、例えば、公知の真空常温接合法又はプラズマ接合法による貼り合わせを挙げることができる。
多結晶ダイヤモンド自立基板１００への異種基板２０の貼合せ方法は特に限定されず、例えば、公知の真空常温接合法又はプラズマ接合法による貼り合わせを挙げることができる。
【0055】
真空常温接合法とは、多結晶ダイヤモンド自立基板１００と異種基板２０を加熱することなく、常温で貼り合わせる方法である。本実施形態では、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａ及び異種基板２０の表面に、真空常温下でイオンビーム又は中性原子ビームを照射する活性化処理して、両方の表面を活性化面とする。これにより、活性化面にはダングリングボンドが現れる。そのため、引き続き真空常温下で上記両方の活性化面を接触させると、瞬時に接合力が働き、上記活性化面を貼り合わせ面として、多結晶ダイヤモンド自立基板１００と異種基板２０とが強固に貼り合う。
【0056】
プラズマ接合法とは、多結晶ダイヤモンド自立基板１００のおもて面１００Ａと異種基板２０の表面をプラズマ雰囲気に曝すことにより、各表面にダングリングボンドを形成し、このダングリングボンド同士を結合させるウェーハ接合方法である。一般的に、プラズマ活性処理とウェーハ接合処理とを別装置にて実施するため、活性化したダングリングボンドが一旦大気中に暴露されダングリングボンド密度が減少し、ウェーハ接合強度が低下してしまう。よって、ウェーハ接合強度を確保するために、ウェーハ接合後に熱処理を行うことが好ましい。
【0057】
［異種基板の減厚］
その後、異種基板２０を減厚してもよい。具体的には、異種基板２０を、接合面とは反対側の表面から研削及び研磨することにより減厚することができる。減厚後の異種基板２０の厚さは、そこに形成する半導体デバイスの種類や構造に応じて適宜決定することができ、１μｍ以上５００μｍ以下とすることが好ましい。なお、この研削及び研磨には、公知又は任意の研削法及び研磨法を好適に用いることができ、具体的には平面研削法及び鏡面研磨法を用いることができる。
その後、異種基板２０を減厚してもよい。具体的には、異種基板２０を、接合面とは反対側の表面から研削及び研磨することにより減厚することができる。減厚後の異種基板２０の厚さは、そこに形成する半導体デバイスの種類や構造に応じて適宜決定することができ、１μｍ以上５００μｍ以下とすることが好ましい。なお、この研削及び研磨には、公知又は任意の研削法及び研磨法を好適に用いることができ、具体的には平面研削法及び鏡面研磨法を用いることができる。
【実施例】
【0058】
（発明例１～６）
図２（Ａ）～（Ｅ）に示す工程を経て、発明例１～６の多結晶ダイヤモンド自立基板を作製した。
図２（Ａ）～（Ｅ）に示す工程を経て、発明例１～６の多結晶ダイヤモンド自立基板を作製した。
【0059】
まず、ＣＺ（Ｃｚｏｃｈｒａｌｓｋｉ）法により育成されたＣＯＰフリーのシリコン単結晶インゴットから切り出し加工した、直径が２インチ、厚さが３ｍｍ、面方位が（１００）、抵抗率が１０Ω・ｃｍ、酸素濃度（ＡＳＴＭ Ｆ１２１－１９７９）が１．０×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3であるｐ型シリコンウェーハを用意した。
【0060】
次に、爆轟法によって、表１に示す平均粒径を有するダイヤモンド粒子を用意した。このダイヤモンド粒子を、過酸化水素水溶液に浸漬することによりカルボキシル基（ＣＯＯＨ）で終端して、負電荷に帯電させた。次に、ダイヤモンド粒子を溶媒（Ｈ2Ｏ）に混合し、撹拌して、ダイヤモンド粒子の含有量が０．２質量％のダイヤモンド粒子含有溶液を調製した。なお、撹拌速度は１１００ｒｐｍ、撹拌時間は５０分とし、撹拌中のダイヤモンド粒子含有溶液の温度は２５℃とした。続いて、シリコンウェーハを純水により洗浄して、表面に自然酸化膜を形成した後、スピンコート法によってシリコンウェーハ上にダイヤモンド粒子含有溶液を塗布し、ダイヤモンド粒子含有液膜を形成した。
【0061】
次に、９０℃に設定したホットプレート上にシリコンウェーハを３分間置くことにより、シリコンウェーハとダイヤモンド粒子との結合を強化する熱処理を施し、シリコンウェーハ上にダイヤモンド粒子を付着させた。
【0062】
次に、水素をキャリアガス、メタンをソースガスとして、既述のマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いて、ＧａＮ基板上に付着したダイヤモンド粒子を核として、種々の厚さの多結晶ダイヤモンド層を成長させた。なお、プラズマチャンバー内の圧力を１．５×１０4Ｐａ、マイクロ波の出力を５ｋＷ、シリコンウェーハの温度を１０５０℃とした。
【0063】
次に、多結晶ダイヤモンド層の成長面をＣＭＰ法により研磨して平坦化した。
【0064】
次に、研削及びそれに続くＫＯＨによるエッチングによって、シリコンウェーハを除去し、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を露出させた。
【0065】
発明例１～６では、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定し、多結晶ダイヤモンド層の成長面を多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定した。このことを、表２では「反転あり」と記載した。具体的には、裏面となる成長面にレーザーマークを刻印した。
【0066】
次に、表１の「おもて面研磨」の欄に示すように、一部の発明例では、多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面をＣＭＰ法により研磨して平坦化した。
【0067】
（比較例１，２）
比較例１，２では、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定し、多結晶ダイヤモンド層の成長面を多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定した。このことを、表２では「反転なし」と記載した。具体的には、裏面となる成長開始面にレーザーマークを刻印した。この点以外は、発明例１～６と同様にして、多結晶ダイヤモンド自立基板を作製した。
比較例１，２では、多結晶ダイヤモンド層の成長開始面を多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面と設定し、多結晶ダイヤモンド層の成長面を多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面と設定した。このことを、表２では「反転なし」と記載した。具体的には、裏面となる成長開始面にレーザーマークを刻印した。この点以外は、発明例１～６と同様にして、多結晶ダイヤモンド自立基板を作製した。
【0068】
（比較例３）
多結晶ダイヤモンド層の厚さを１００μｍとしたこと以外は、発明例１と同じ条件で、多結晶ダイヤモンド自立基板の作製を試みた。しかし、シリコンウェーハを除去後、多結晶ダイヤモンド層に割れが発生し、自立基板とすることができなかった。
多結晶ダイヤモンド層の厚さを１００μｍとしたこと以外は、発明例１と同じ条件で、多結晶ダイヤモンド自立基板の作製を試みた。しかし、シリコンウェーハを除去後、多結晶ダイヤモンド層に割れが発生し、自立基板とすることができなかった。
【0069】
［ラマン分光法による分析］
発明例１～６において、ラマン分析法を用いて多結晶ダイヤモンド自立基板の表面を評価した。代表して、発明例１のラマンスペクトルを図５に示す。ｓｐ3構造からなるＤライン（１３３０－１３４０ｃｍ-1）と、ｓｐ2構造からなるＧライン（１５８０－１６２０ｃｍ-1）が存在し、Ｄラインの信号強度はＧラインより大きいことがわかった。すなわち、ｓｐ3構造が優性であり、ｓｐ3構造が主となるダイヤモンド自立基板が作製できたことがわかった。
発明例１～６において、ラマン分析法を用いて多結晶ダイヤモンド自立基板の表面を評価した。代表して、発明例１のラマンスペクトルを図５に示す。ｓｐ3構造からなるＤライン（１３３０－１３４０ｃｍ-1）と、ｓｐ2構造からなるＧライン（１５８０－１６２０ｃｍ-1）が存在し、Ｄラインの信号強度はＧラインより大きいことがわかった。すなわち、ｓｐ3構造が優性であり、ｓｐ3構造が主となるダイヤモンド自立基板が作製できたことがわかった。
【0070】
［厚さ、おもて面及び裏面の平均粒径、並びにおもて面の算術平均粗さＲａ］
既述の方法で、発明例１～６及び比較例１，２において、多結晶ダイヤモンド自立基板の厚さ、おもて面及び裏面の平均粒径、並びにおもて面の算術平均粗さＲａを測定し、結果を表１に示した。
既述の方法で、発明例１～６及び比較例１，２において、多結晶ダイヤモンド自立基板の厚さ、おもて面及び裏面の平均粒径、並びにおもて面の算術平均粗さＲａを測定し、結果を表１に示した。
【0071】
［おもて面接合性の評価］
発明例１～６及び比較例１，２の多結晶ダイヤモンド自立基板（直径：２インチ）と、ＳｉＣ基板（直径：２インチ）とを真空常温接合法で貼り合わせることを試みた。多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面及び異種基板の表面に、１×１０-5Ｐａ未満の真空常温下で、アルゴンイオンを照射して、両方の表面を活性化面とした。引き続き真空常温下で上記両方の活性化面を接触させて、多結晶ダイヤモンド自立基板と異種基板との接合を試みた。発明例１～６では、強固な接合が実現できたため、表１「おもて面接合性」の欄に○と表記した。比較例１，２では、２枚の基板がずれてしまい、接合不可と判断したため、表１「おもて面接合性」の欄に×と表記した。
発明例１～６及び比較例１，２の多結晶ダイヤモンド自立基板（直径：２インチ）と、ＳｉＣ基板（直径：２インチ）とを真空常温接合法で貼り合わせることを試みた。多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面及び異種基板の表面に、１×１０-5Ｐａ未満の真空常温下で、アルゴンイオンを照射して、両方の表面を活性化面とした。引き続き真空常温下で上記両方の活性化面を接触させて、多結晶ダイヤモンド自立基板と異種基板との接合を試みた。発明例１～６では、強固な接合が実現できたため、表１「おもて面接合性」の欄に○と表記した。比較例１，２では、２枚の基板がずれてしまい、接合不可と判断したため、表１「おもて面接合性」の欄に×と表記した。
【0072】
［裏面放熱性の評価］
発明例１～６及び比較例１，２の多結晶ダイヤモンド自立基板に対して、おもて面の温度が２００℃となるように熱処理を施した。熱処理前後の抵抗を測定することにより、多結晶ダイヤモンド自立基板の熱伝導率を求めた。裏面からの放熱性が高いほど、高い熱伝導率が得られる。熱伝導率が３５０Ｗ／ｍＫに対して何％高いかを表１に示した。
発明例１～６及び比較例１，２の多結晶ダイヤモンド自立基板に対して、おもて面の温度が２００℃となるように熱処理を施した。熱処理前後の抵抗を測定することにより、多結晶ダイヤモンド自立基板の熱伝導率を求めた。裏面からの放熱性が高いほど、高い熱伝導率が得られる。熱伝導率が３５０Ｗ／ｍＫに対して何％高いかを表１に示した。
【0073】
【表1】
【0074】
表１から明らかなように、発明例１～６は、おもて面における異種基板との接合性と裏面における放熱性の両方に優れていた。これに対して、比較例１，２では、おもて面における異種基板との接合性と裏面における放熱性の両方が不十分であった。
【産業上の利用可能性】
【0075】
本発明による多結晶ダイヤモンド自立基板及び積層基板は、高周波デバイスやパワーデバイス等の高耐圧の半導体デバイスを作製する基板として好適である。
【符号の説明】
【0076】
１００ 多結晶ダイヤモンド自立基板
１００Ａ 多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面
１００Ｂ 多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面
１０ 半導体基板
１２ ダイヤモンド粒子
１４ 多結晶ダイヤモンド層
１４Ａ 多結晶ダイヤモンド層の成長開始面
１４Ｂ 多結晶ダイヤモンド層の成長面
２００ 積層基板
２０ 異種基板
１００Ａ 多結晶ダイヤモンド自立基板のおもて面
１００Ｂ 多結晶ダイヤモンド自立基板の裏面
１０ 半導体基板
１２ ダイヤモンド粒子
１４ 多結晶ダイヤモンド層
１４Ａ 多結晶ダイヤモンド層の成長開始面
１４Ｂ 多結晶ダイヤモンド層の成長面
２００ 積層基板
２０ 異種基板
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】