JP3317094B2 - Wafer and method of manufacturing the same - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【産業上の利用分野】本発明は、ＳＡＷ（弾性表面波素
子）、サ−ミスタ、半導体デバイス用ダイヤモンド基板
或いは、耐圧デイスク、デイスク保護膜、Ｘ線窓などに
利用できるウエハ−とその製造方法に関する。ダイヤモ
ンドはヤング率と密度の比で決まる音速が極めて大き
い。このため、表面弾性波の速度も抜群に速い。ＳＡＷ
の基板素子として期待されている。ＳＡＷはフィルタ、
位相シフタ、コンボルバなどの用途がある。ダイヤモン
ドは不純物をド−プすることにより半導体とすることが
できる。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a SAW (Surface Acoustic Wave Device), a thermistor, a diamond substrate for a semiconductor device or a wafer which can be used for a pressure-resistant disk, a disk protective film, an X-ray window, etc. About. Diamond has a very high sound speed determined by the ratio of Young's modulus to density. Therefore, the speed of the surface acoustic wave is also extremely high. SAW
Is expected as a substrate element. SAW is a filter,
Applications include phase shifters and convolvers. Diamond can be made into a semiconductor by doping impurities.

【０００２】ダイヤモンドは半導体としても優れた性質
を持つ。ダイヤモンドの将来的な用途は様々であるが、
未だ面積の広いダイヤモンドウエハ−が存在しない。こ
のため、ダイヤモンドを利用したデバイスは殆ど未だに
実用化されていない。単結晶で広い面積のウエハ−が切
実に希求される。[0002] Diamond also has excellent properties as a semiconductor. The future uses of diamonds vary,
There is still no large area diamond wafer. For this reason, devices using diamond have hardly been put to practical use yet. A single-crystal, large-area wafer is urgently needed.

【０００３】[0003]

【従来の技術】天然ダイヤモンドは産出量が少ないし、
大きいものは得られない。研磨しても大面積のウエハ−
にはならない。ダイヤモンドを超高圧高温で合成するこ
とはできる。しかしこれも小粒のダイヤモンドに過ぎ
ず、大径のダイヤモンドは生成できない。超高圧ダイヤ
モンドは塊状であるから、薄片にするには研磨しなくて
はならない。ダイヤモンドの研磨は極めて困難である。
不可能ではないが、塊状のものを薄板になるまで研磨し
ようとすれば、時間や研磨剤の消費は著しくコスト的に
不可能である。2. Description of the Related Art Natural diamond has a low yield,
You can't get a big one. Large area wafer even after polishing
It does not become. Diamond can be synthesized at ultra-high pressure and high temperature. However, these are also small diamonds, and large diamonds cannot be produced. Since ultra-high pressure diamond is massive, it must be polished to make it thin. Polishing diamond is extremely difficult.
It is not impossible, but if a lump is to be polished until it becomes a thin plate, the consumption of time and abrasive is extremely impossible in terms of cost.

【０００４】ダイヤモンドは気相合成法により薄膜がで
きるようになっている。これは適当な基板の上にダイヤ
モンドの薄膜を気相成長させる方法である。水素ガスと
炭化水素ガスを加熱された基板に与えて、化学反応によ
りダイヤモンドを合成し、これを基板の上に積んでゆく
ものである。[0004] Diamond can be formed into a thin film by a vapor phase synthesis method. This is a method of vapor-phase growing a diamond thin film on a suitable substrate. Hydrogen gas and hydrocarbon gas are supplied to a heated substrate, diamond is synthesized by a chemical reaction, and the diamond is deposited on the substrate.

【０００５】ガスを励起する方法により幾つかの方法が
知られている。熱フィラメントＣＶＤ法、マイクロ波プ
ラズマＣＶＤ法、高周波プラズマＣＶＤ法、ＤＣプラズ
マジェット法などがある。方法によっては面積の広いダ
イヤモンド膜を得ることができる。これらの方法によっ
て製造されるダイヤモンド膜は、未だに薄くて１μｍ程
度のものが多い。Several methods are known for exciting a gas. There are a hot filament CVD method, a microwave plasma CVD method, a high frequency plasma CVD method, a DC plasma jet method, and the like. Depending on the method, a diamond film having a large area can be obtained. Many of the diamond films manufactured by these methods are still thin, about 1 μm.

【０００６】ダイヤモンドの広い単結晶膜は未だ得られ
ていない。現在のところダイヤモンド膜は１μｍ程度の
ドメインを持つ多結晶膜である。単結晶膜を作る努力が
なされている。しかし今のところ成功していない。特開
平７−６９７９２号は、絶縁体単結晶基板の上にＮｉを
エピタキシャル成長させ、基板にバイアス電圧をかけプ
ラズマを発生させてダイヤモンド結晶核を生成し、その
上にダイヤモンド膜を形成することによって（１００）
単結晶膜を作る方法を提案している。[0006] A wide single crystal film of diamond has not yet been obtained. At present, a diamond film is a polycrystalline film having a domain of about 1 μm. Efforts have been made to make single crystal films. But so far it has not been successful. Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-69792 discloses that Ni is epitaxially grown on an insulator single crystal substrate, a bias voltage is applied to the substrate to generate plasma to generate diamond crystal nuclei, and a diamond film is formed thereon. 100)
A method for making a single crystal film is proposed.

【０００７】特開平７−６９７９１は、放熱用のダイヤ
モンド基板を作製するために、（１００）配向の膜を作
ったという。始め３ｍｏｌ％以上の高濃度ＣＨ₄ を含む
原料ガスを使い、基板に負バイアスをかけて低温（６５
０°〜７５０°）でダイヤモンドを成長させその後、Ｃ
Ｈ₄ を０．５％含む低濃度ガスに切り替えて成長を続け
る。単純に２段階（３％→０．５％）の切り替えであ
る。Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-67991 claims that a (100) oriented film was formed in order to prepare a diamond substrate for heat dissipation. First, a source gas containing 3 mol% or more of high concentration CH ₄ is used, and a negative bias is applied to the substrate to lower the temperature (65 ° C.).
0 ° to 750 °) and then grow C
The growth is continued by switching to a low concentration gas containing 0.5% of H ₄ . It is simply a two-step (3% → 0.5%) switching.

【０００８】特開平７−６９７８９号も、電子デバイス
用の（１００）面配向のダイヤモンド基板を作製したと
いう。これも基板を低温（６５０℃）に保ち、負バイア
スをかけ、ＣＨ₄ ２ｍｏｌ％の原料ガスを与える。この
後、ＣＨ₄ 濃度を０．５％にし基板を高温（８００℃）
にして成長させる。これによって（１００）配向ダイヤ
モンド膜を得たと述べている。これも２段階法である。Japanese Patent Laid-Open No. 7-69789 also claims that a (100) -oriented diamond substrate for an electronic device has been produced. This also keeps the substrate at a low temperature (650 ° C.), applies a negative bias, and gives a source gas of CH ₄ 2 mol%. Thereafter, the CH ₄ concentration is set to 0.5% and the substrate is heated to a high temperature (800 ° C.).
To grow. It is stated that a (100) oriented diamond film was obtained by this. This is also a two-step method.

【０００９】いずれにしても（１００）配向膜を目的と
している。本発明のように（１１１）配向膜を目的にし
ていない。またどうしたら（１１１）膜ができるかとい
うことについても述べるところがない。さらにそのダイ
ヤモンド膜は研磨しなければ使えないが、研磨の方法に
ついては説明していない。ダイヤモンドの研磨に特有の
困難についても未だ気付いていないようである。In any case, a (100) orientation film is intended. It is not intended for a (111) orientation film as in the present invention. Also, there is no mention of how to form a (111) film. Furthermore, the diamond film cannot be used unless it is polished, but the method of polishing is not described. It seems that he has not yet noticed the difficulties inherent in polishing diamonds.

【００１０】[0010]

【発明が解決しようとする課題】エレクトロニクスの分
野にダイヤモンドを応用しようとすると、大面積のダイ
ヤモンドウエハ−が必要である。Ｓｉ半導体の成功は、
大面積ウエハ−に同一の処理を一括して行い、多数の等
価な素子を同時に大量に製作できるところにある。ダイ
ヤモンドもデバイスとして応用するには１インチ径より
も２インチ径、これよりも３インチ径もしくはそれ以上
の大きいウエハ−の方が良い。気相合成法の進歩により
大面積ダイヤモンド膜を形成できるようになってきてい
る。In order to apply diamond to the field of electronics, a large area diamond wafer is required. The success of Si semiconductors
The same process is performed collectively on a large-area wafer, and a large number of equivalent devices can be simultaneously manufactured in large quantities. For application of diamond as a device, it is better to use a wafer having a diameter of 2 inches rather than 1 inch, and 3 inches or more. Advances in vapor phase synthesis have enabled large area diamond films to be formed.

【００１１】しかし大面積ダイヤモンド膜ができたとし
ても、その表面が凹凸の激しいものであると役に立たな
い。またウエハ−の上にフォトリソグラフィ−によって
デバイスを作ろうとすると、ウエハ−は平坦で鏡面であ
ることが要求される。平坦でないと光学的手段によって
正確にパタ−ンを描くことができないからである。この
ために成長させたダイヤモンド膜を研磨する必要があ
る。However, even if a large-area diamond film is formed, it is useless if the surface has severe irregularities. In order to fabricate devices on a wafer by photolithography, the wafer must be flat and mirror-finished. If it is not flat, the pattern cannot be accurately drawn by optical means. For this purpose, it is necessary to polish the grown diamond film.

【００１２】適当な基体（基板）の上に気相合成法によ
り広い膜を作製することができる。従来は薄い膜を基板
の上に作っていた。薄い場合は力学的にあまり問題がな
い。しかし厚い膜を成長させると、ダイヤモンド膜のた
めに基板が反るという問題がある。基板が反ると、研磨
できない。このため、エレクトロニクスの分野で要求さ
れる平坦度、面粗度に仕上げることができない。反りの
あるウエハ−を無理に研磨すると、ウエハ−が割れた
り、片当たりするため、一様に研磨できない。気相合成
法によりダイヤモンドを薄く形成した場合、従来は研磨
しないので、反りや配向が問題にならなかった。しか
し、デバイスにするには研磨が不可欠である。反りがあ
っても研磨するようにしなければならないし、配向も問
題である。A wide film can be formed on a suitable substrate (substrate) by a vapor phase synthesis method. Conventionally, a thin film was formed on a substrate. When it is thin, there is not much problem mechanically. However, when a thick film is grown, there is a problem that the substrate is warped due to the diamond film. If the substrate is warped, it cannot be polished. For this reason, it cannot be finished to the flatness and surface roughness required in the field of electronics. If a warped wafer is forcibly polished, the wafer cannot be uniformly polished because the wafer is broken or hit one side. When diamond is thinly formed by a gas phase synthesis method, warpage and orientation do not pose a problem because polishing is not conventionally performed. However, polishing is indispensable to make a device. Polishing must be performed even if there is warpage, and orientation is also a problem.

【００１３】従来の気相合成によるダイヤモンド成長は
多結晶ダイヤモンドを基板の上に作っている。多結晶で
あるからさまざまの方向に結晶粒が基体の上に形成され
る。基体の面に平行な面の結晶面をもってダイヤモンド
粒子の配向を表現することにする。単結晶の膜ができれ
ば、これを適当な面指数（ｋｌｍ）により一義的に表す
ことができる。これは基体面に平行な面が（ｋｌｍ）面
であるということである。多結晶であるが、大部分の結
晶粒の基板に直角な方向の方位だけ決まっている場合、
基板に直角な方位を取って多結晶の異方性を表現でき
る。Conventional diamond growth by vapor phase synthesis has produced polycrystalline diamond on a substrate. Since it is polycrystalline, crystal grains are formed on the substrate in various directions. The orientation of the diamond particles will be expressed by a crystal plane parallel to the plane of the substrate. If a single-crystal film is formed, it can be uniquely expressed by an appropriate plane index (klm). This means that the plane parallel to the substrate surface is the (klm) plane. If it is polycrystalline, but most of the crystal grains are determined only in the direction perpendicular to the substrate,
The anisotropy of polycrystal can be expressed by taking a direction perpendicular to the substrate.

【００１４】このために配向という言葉を使う。（ｋｌ
ｍ）配向というのは、基板面に直角な方向の方位が多く
の粒子で（ｋｌｍ）であるということである。基板に平
行な方位は揃っていない。粒界があって小さい単結晶の
集まりではあるが、１方向だけは結晶方位が決まってい
るのである。これを（１１１）配向とか、（１１０）配
向とか、（１００）配向という。（１１１）、（−１１
１）、（１−１１）、（１１−１）、（−１−１１）、
（１−１−１）、（−１−１−１）は等価な面である。
ここで−１という方位指数は１の上に横線を入れたもの
であるが、ＪＩＳでは上線を引くことができないから前
に−を付ける。これらの面を一括して｛１１１｝と表現
することができる。For this purpose, the term orientation is used. (Kl
m) Orientation means that the orientation in the direction perpendicular to the substrate surface is (klm) for many particles. The orientation parallel to the substrate is not uniform. Although it is a collection of small single crystals having grain boundaries, the crystal orientation is determined only in one direction. This is called (111) orientation, (110) orientation, or (100) orientation. (111), (-11
1), (1-11), (11-1), (-1-11),
(1-1-1) and (-1-1-1) are equivalent surfaces.
Here, the azimuth index of -1 is obtained by inserting a horizontal line above 1, but since JIS cannot draw an upper line,-is added before. These surfaces can be collectively expressed as {111}.

【００１５】ダイヤモンドの（１１１）配向面は結晶性
が良い。デバイスを作るならこれが最適の面であろう。
しかし（１１１）面には積層欠陥、双晶発生の頻度が高
く、歪みが大きいという問題がある。さらにまた（１１
１）配向面を持った低歪みで高結晶性の多結晶ダイヤモ
ンドによる基板コ−テイングを、どのようにすればよい
のか分からないし、たとえできても研磨ができない。無
理に研磨をしても、微小な欠け（チッピングという）が
発生してしまう。フォトリソグラフィに必要な面粗度の
要求を満たすウエハ−を製造することは尚できない。The (111) oriented plane of diamond has good crystallinity. This is probably the best aspect to make a device.
However, the (111) plane has a problem that the frequency of occurrence of stacking faults and twins is high and the strain is large. Furthermore, (11
1) It is not known how to coat a substrate with polycrystalline diamond having a low distortion and a high crystallinity having an orientation plane, and polishing is impossible even if done. Even if it is forcibly polished, minute chips (called chipping) will occur. It is still not possible to produce wafers that meet the surface roughness requirements required for photolithography.

【００１６】近年になって、ダイヤモンドの高配向膜を
作製することができるようになり、かなり平坦な成長面
を持つものができるようになってきた。しかし高配向膜
でも、鏡面にはならない。デバイス用のダイヤモンドウ
エハ−を得るためには、鏡面研磨が不可欠である。ダイ
ヤモンドを機械研磨しようとすると、研磨剤にダイヤモ
ンドを使うことになる。この場合、被研磨面に露出した
粒子によるチッピングが起こらないようにしなければな
らない。研磨装置の構造を工夫することにより、チッピ
ングをある程度減少させることができるかもしれない。
しかし本発明者は、ダイヤモンド膜自体の性質を制御
し、これによってチッピングを減少させることができる
ことを見い出した。In recent years, a highly oriented film of diamond can be manufactured, and a film having a fairly flat growth surface can be obtained. However, even a highly oriented film does not have a mirror surface. To obtain a diamond wafer for a device, mirror polishing is indispensable. If you try to mechanically polish diamonds, you will use diamond as the abrasive. In this case, chipping due to particles exposed on the surface to be polished must be prevented. By devising the structure of the polishing apparatus, chipping may be reduced to some extent.
However, the inventor has found that the properties of the diamond film itself can be controlled, thereby reducing chipping.

【００１７】[0017]

【課題を解決するための手段】本発明のダイヤモンドウ
エハ−は、原料ガス中の炭素含有量を増減させる気相合
成法により、基板の上に欠陥を制御した（１１１）配向
のダイヤモンド膜を形成し、反りが２μｍ〜１５０μｍ
であるようにし、このダイヤモンド膜を研磨して、Ｒｍ
ａｘ５００Å（５０ｎｍ）以下、Ｒａ２００Å（２０ｎ
ｍ）以下にしたものである。According to the diamond wafer of the present invention, a (111) oriented diamond film with controlled defects is formed on a substrate by a vapor phase synthesis method in which the carbon content in a source gas is increased or decreased. And warpage of 2 μm to 150 μm
And the diamond film is polished to obtain Rm
ax500Å (50 nm) or less, Ra200Å (20 n
m) below.

【００１８】本発明は、原料ガス中の炭素濃度を周期的
に変化させる周期的炭素濃度変化法によって欠陥を制御
した（１１１）配向のダイヤモンドを成長させることに
特徴がある。どうして欠陥を制御する必要があるのかを
説明する。（１１１）面には、積層欠陥や双晶（ツイ
ン）が発生し易いという欠点がある。微小な双晶をマイ
クロツインと呼ぶ。積層欠陥やマイクロツインは層状の
欠陥である。欠陥の主面を定義することができる。積層
欠陥（ｓｔａｃｋｉｎｇ ｆａｕｌｔｓ）や微小双晶は
その主面が｛１１１｝に平行に生じることが多い。｛１
１１｝面は本来劈開面であるから、｛１１１｝面におい
て劈開し易い。さらにまた欠陥の存在する面は原子間の
結合が弱くなっているので、余計に劈開し易くなってい
る。The present invention is characterized in that diamond having a (111) orientation in which defects are controlled by a periodic carbon concentration changing method for periodically changing a carbon concentration in a source gas is grown. Explain why the defect needs to be controlled. The (111) plane has a drawback that stacking faults and twins are likely to occur. The micro twins are called micro twins. Stacking faults and micro twins are layered faults. The main surface of the defect can be defined. Stacking faults and micro twins often have their main surfaces parallel to {111}. $ 1
Since the {11} plane is originally a cleavage plane, it is easily cleaved on the {111} plane. Furthermore, since the bond between the atoms is weak on the surface where the defect is present, the surface is more easily cleaved.

【００１９】ダイヤモンドの｛１１１｝面には等価なも
のが４面ある。（１１１）、（１１−１）、（１−１
１）、（−１１１）である。これらの面は同じ割合で存
在する。つまり２５％ずつ存在するのである。本発明は
基板の上に（１１１）配向膜を成長させるので、薄膜の
面は｛１１１｝面の何れかである。薄膜面は基板面に平
行にできる。方位を指定する際、薄膜面の代わりに基板
面ということもできる。そこで以後、基板面を｛１１
１｝面ということもある。基板自体が基板単結晶の｛１
１１｝面であるとは限らない。There are four equivalent {111} planes of diamond. (111), (11-1), (1-1)
1) and (−111). These planes are present in equal proportions. That is, there is 25% each. Since the present invention grows the (111) oriented film on the substrate, the surface of the thin film is any of the {111} surfaces. The thin film surface can be parallel to the substrate surface. When designating the orientation, it can be called the substrate surface instead of the thin film surface. Then, after that, the substrate surface
It may be 1｝. The substrate itself is a substrate single crystal # 1
It is not always the 11｝ plane.

【００２０】本発明は基板面が｛１１１｝面の一つであ
るから、上記の４つの面の内一つは基板面に平行であ
る。しかし残りの３方向は、基板面と平行でない。これ
は基板とcos ^-1（１／３）の角度をなす。これは約７０
°である。まり本発明のように（１１１）面に配向した
ダイヤモンド薄膜を作った場合、｛１１１｝面の内２５
％は基板面に平行であり、７５％は基板面に７０°の角
度をなす傾斜面である。In the present invention, since the substrate surface is one of the {111} surfaces, one of the above four surfaces is parallel to the substrate surface. However, the remaining three directions are not parallel to the substrate surface. This makes an angle of cos ^-1 ( ^１ ／) with the substrate. This is about 70
°. In other words, when a diamond thin film oriented to the (111) plane is formed as in the present invention, 25 out of {111} planes are formed.
% Is parallel to the substrate surface, and 75% is an inclined surface forming an angle of 70 ° with the substrate surface.

【００２１】別段の制御をしないで（１１１）面を持つ
結晶を成長させた場合は、上記の層状欠陥（積層欠陥、
マイクロツイン）も４方向に等確率で発生する。つま
り、基板面に平行な層状欠陥も、２５％だけ存在する。
このように面に平行な層状欠陥を平行層状欠陥と名付け
る。残りの７５％の層状欠陥は基板面に７０°の傾斜角
をなす。このような欠陥を非平行層状欠陥と呼ぶことに
する。When a crystal having a (111) plane is grown without any special control, the above-mentioned layered defect (stacking fault,
Micro twins) also occur in four directions with equal probability. That is, 25% of the layer defects parallel to the substrate surface also exist.
Such a layered defect parallel to the plane is referred to as a parallel layered defect. The remaining 75% of the layered defects make a 70 ° tilt angle to the substrate surface. Such a defect will be referred to as a non-parallel layered defect.

【００２２】本発明者は、ダイヤモンド研磨中に生じる
チッピング状態を数万個以上に渡って詳細に観察した。
その結果、基板面に平行でない｛１１１｝面に沿う層状
欠陥においては大きなチッピングを発生することが分か
った。つまり非平行層状欠陥はチッピングを引き起こす
原因になるのである。The present inventor has observed in detail over tens of thousands of chipping states occurring during diamond polishing.
As a result, it was found that large chipping occurs in a layered defect along the {111} plane which is not parallel to the substrate surface. In other words, the non-parallel layered defects cause chipping.

【００２３】反対に基板面に平行な｛１１１｝面を持つ
平行層状欠陥に於いては、チッピングが起こり難いし、
たとえ起こっても極めて浅いところで起こっているとい
うことが分かった。だから基板面に平行な｛１１１｝面
に平行な層面を持つ層状欠陥、つまり平行層状欠陥はチ
ッピング生成において殆ど問題にならない。このような
非対称性が、チッピングの生成に関して存在することが
分かった。On the other hand, in a parallel layered defect having a {111} plane parallel to the substrate surface, chipping hardly occurs,
Even if it happened, it turned out to be happening in a very shallow place. Therefore, a layer defect having a layer surface parallel to the {111} plane parallel to the substrate surface, that is, a parallel layer defect has almost no problem in chipping generation. It has been found that such asymmetry exists with respect to the generation of chipping.

【００２４】問題になるのは、面に非平行な３つの｛１
１１｝面である。これらによるチッピングを減らすには
どうすれば良いのか？本発明者は、面に平行な積層欠
陥、マイクロツインを積極的に導入することにより、面
非平行の欠陥を減らすことができるということを初めて
見い出した。平行層状欠陥を導入する生成法は別に述べ
る。The problem is that the three non-parallel ｛1
11 ° plane. How can you reduce chipping due to these? The present inventor has found for the first time that a non-parallel plane defect can be reduced by actively introducing stacking faults, micro twins, which are parallel to the plane. The generation method for introducing parallel layered defects will be described separately.

【００２５】ダイヤモンド膜を生成した後、研磨によっ
てダイヤモンド表面を平滑にする。本発明の研磨法によ
れば、Ｒｍａｘ５０ｎｍ以下，Ｒａ２０ｎｍ以下に面粗
度にすることができる。Ｒｍａｘ５００Å（５０ｎ
ｍ）、Ｒａ２００Å（２０ｎｍ）以下の面粗度であれば
この上にフォトリソグラフィ−により電極形成、不純物
打ち込み、拡散、選択エッチングなどのウエハ−プロセ
スを行なうことができる。After forming the diamond film, the diamond surface is smoothed by polishing. According to the polishing method of the present invention, the surface roughness can be reduced to Rmax 50 nm or less and Ra 20 nm or less. Rmax500Å (50n
m), a wafer process such as electrode formation, impurity implantation, diffusion, selective etching and the like can be performed thereon by photolithography if the surface roughness is Ra200Å (20 nm) or less.

【００２６】（原料ガス）原料ガスは、主に水素と炭化
水素を用いるが、水素の全て、もしくは一部を不活性ガ
スに置換してもかまわない。又、炭素を含む、有機・無
機ガスを炭化水素のかわりに置き換えることもできる。
又、酸素を含む有機・無機ガスを添加することも可能で
ある。原料ガス中の炭素濃度は、周期的に変動させる。
始め低濃度ガスＵとし、以後低濃度のガスＵと、高濃度
のガスＷを交互に反応容器に供給する。これによって欠
陥制御された｛１１１｝配向したダイヤモンド多結晶膜
を選択的に成長させることができる。(Raw material gas) As the raw material gas, hydrogen and hydrocarbons are mainly used, but all or part of hydrogen may be replaced with an inert gas. Also, organic and inorganic gases containing carbon can be substituted for hydrocarbons.
It is also possible to add an organic or inorganic gas containing oxygen. The carbon concentration in the source gas is changed periodically.
Initially, the low concentration gas U is used, and thereafter, the low concentration gas U and the high concentration gas W are alternately supplied to the reaction vessel. As a result, a {111} -oriented diamond polycrystalline film with controlled defects can be selectively grown.

【００２７】[0027]

【作用】図１に本発明のダイヤモンドウエハ−の断面図
を示す。基板とダイヤモンド膜との熱膨張率が違うの
で、常温に冷却したとき応力が発生する。ためにウエハ
−は膜側に凹反りになるか、または膜側が凸になる。前
者を凹反り、後者を凸反りと呼ぶことにする。凹反りの
場合の反り量を正とし、凸反りの場合の反り量を負とす
る。反りが２μｍ〜１５０μｍというのは正負両方を含
む。図１は凸反りを示し、反りΔＨは負である。平坦な
ウエハ−ができることもある。平坦なウエハ−がもっと
も望ましいように見えるがそうでない。これは図２のよ
うにねじれており研磨すると未研磨部が残るのでかえっ
て良くないのである。本発明は平坦なウエハ−を用いな
い。ダイヤモンド、基板、原料ガス、反りについて次に
説明する。FIG. 1 is a sectional view of a diamond wafer according to the present invention. Since the coefficient of thermal expansion between the substrate and the diamond film is different, stress is generated when cooled to room temperature. As a result, the wafer is concavely warped toward the film side or convexly toward the film side. The former is called concave warpage, and the latter is called convex warpage. The amount of warpage in the case of concave warpage is positive, and the amount of warpage in the case of convex warpage is negative. The warpage of 2 μm to 150 μm includes both positive and negative. FIG. 1 shows convex warpage, in which the warp ΔH is negative. A flat wafer may be formed. Flat wafers seem the most desirable, but they are not. This is not good because it is twisted as shown in FIG. 2 and unpolished portions remain when polished. The present invention does not use a flat wafer. Next, the diamond, the substrate, the source gas, and the warpage will be described.

【００２８】［Ａ．ダイヤモンド被膜］ ダイヤモンド被膜は（１１１）配向していることが必要
である。結晶の状態はＸ線回折によって調べられる。例
えばＣｕ管球、ＮｉフィルターのＸ線回折装置で２θ−
θスキャンをする。この装置で、２θ＝２０゜〜１４９
゜まで２θスキャンすると、ダイヤモンドの（１１
１）、（２２０）、（３１１）、（４００）、（３３
１）面の回折が現れる。（１１１）配向膜というのは、
（１１１）面からの回折強度を１００として、（２２
０）、（３１１）、（４００）、（３３１）面からの回
折強度が２７、１６、７、１５を越えず、いずれかはそ
れらの値より小さいものである。[A. Diamond Coating] The diamond coating needs to be (111) oriented. The state of the crystal is examined by X-ray diffraction. For example, 2θ-
Perform a θ scan. With this device, 2θ = 20 ° -149
Scanning 2θ to ゜, diamond (11
1), (220), (311), (400), (33)
1) Surface diffraction appears. The (111) alignment film is
Assuming that the diffraction intensity from the (111) plane is 100, (22)
The diffraction intensity from the (0), (311), (400), and (331) planes does not exceed 27, 16, 7, and 15, and any one of them is smaller than those values.

【００２９】多結晶ダイヤモンドの一般的な回折パタ−
ンはＡＳＴＭ（American Society for Testing Materia
ls) によれば、（１１１）の強度を１００として、（１
１１）…１００、（２２０）…２７、（３１１）…１
６、（４００）…７、（３３１）…１５であることが分
かっている。これは結晶粒の方向が全く無秩序である場
合の各面方位からの回折の強度である。本発明で問題に
する（１１１）面が表面に平行である単結晶であれば、
その他の面からの回折が０に近く、（１１１）回折が１
００％に近くなる筈である。General diffraction pattern of polycrystalline diamond
ASTM (American Society for Testing Materia)
According to (ls), assuming that the intensity of (111) is 100, (1)
11) 100, (220) 27, (311) 1
6, (400)... 7 and (331). This is the intensity of diffraction from each plane orientation when the direction of the crystal grains is completely disordered. If the (111) plane in question in the present invention is a single crystal parallel to the surface,
Diffraction from other planes is close to 0, and (111) diffraction is 1
Should be close to 00%.

【００３０】気相合成した（１１１）配向結晶は積層欠
陥や双晶（ＴＷＩＮ）が発生しやすい。双晶が発生する
と、結晶方位が数度ゆらぐことになる。双晶の発生によ
り結晶粒内に歪みが発生し、結晶性が低下しやすい。さ
らに研磨する時に、チッピングを生じ易い。これが発生
すると、表面を十分平滑に研磨することはできない。チ
ッピングを減少させる必要がある。本発明者は欠陥に方
位依存性があり、ある方位の欠陥を増やすと、他の方位
の欠陥が減少することを見い出した。これは先程説明し
たが、重要であるので再説する。The (111) oriented crystal synthesized in the vapor phase is liable to generate stacking faults and twins (TWIN). When twinning occurs, the crystal orientation fluctuates by several degrees. Due to the generation of twins, distortion occurs in the crystal grains, and the crystallinity tends to decrease. Further, when polishing, chipping is likely to occur. When this occurs, the surface cannot be polished sufficiently smooth. There is a need to reduce chipping. The present inventor has found that the defects are azimuth-dependent, and that when defects in one direction are increased, defects in other directions are decreased. This is explained earlier, but it is important to restate it.

【００３１】積層欠陥やマイクロツインは層状の欠陥で
ある。これらの方位を定義できる方向を持っている。層
状であって層の面方位によって欠陥の方位を定義でき
る。層状欠陥は、ダイヤモンド中において｛１１１｝面
に平行に発生する。先程述べたように、｛１１１｝面は
４つの等価な面を持つ。正八面体の面であるといっても
良い。（１１１）配向膜の場合、一つの｛１１１｝面は
これに平行である。他の３種類の方位の面は薄膜面に対
して７０°の角度をなす。ダイヤモンドにおいて｛１１
１｝面は劈開面である。また欠陥であるのでそこで原子
間力は弱くなっている。劈開面であり原子結合が弱いこ
とから、層状欠陥からチッピングが発生する。チッピン
グの種が積層欠陥、マイクロツインであるということが
できる。Stacking faults and micro twins are layered faults. It has a direction that can define these directions. The orientation of a defect can be defined by the plane orientation of the layer. Layered defects occur parallel to the {111} plane in diamond. As described above, the {111} plane has four equivalent planes. It may be called an octahedral face. In the case of a (111) orientation film, one {111} plane is parallel to this. The other three planes form an angle of 70 ° with the plane of the thin film. $ 11 for diamonds
The 1｝ plane is a cleavage plane. Since it is a defect, the atomic force is weakened there. Since it is a cleavage plane and has weak atomic bonds, chipping occurs from a layered defect. It can be said that the type of chipping is a stacking fault, micro twin.

【００３２】ところが（１１１）配向膜は、多結晶と違
い異方性を持つ。基板面に平行な欠陥からは、チッピン
グが殆ど発生しない。たとえ発生しても根が浅い。研磨
において重大な障害にならない。面非平行の層状欠陥は
内部方向に走っているから、研磨によってこの部分が剥
離しかけると、剥離は結晶の内部まで進んでゆく。だか
ら深いチッピングを引き起こす。つまり非平行欠陥を減
らせばよいのである。本発明者は、数多くのチッピング
を観察することにより、面平行欠陥を増やすと、非平行
欠陥を減らすことができることを発見した。さらにその
手段も見い出した。However, the (111) orientation film has anisotropy unlike polycrystal. Chipping hardly occurs from defects parallel to the substrate surface. Even if it occurs, the roots are shallow. Does not become a serious obstacle in polishing. Since the layered defects having non-parallel planes run inward, when this portion is peeled off by polishing, the peeling proceeds to the inside of the crystal. So it causes deep chipping. That is, it is only necessary to reduce non-parallel defects. The present inventor has found that by observing numerous chippings, increasing plane parallel defects can reduce non-parallel defects. In addition, they found the means.

【００３３】それ故、本発明において、良質の、結晶性
の良い（１１１）配向膜というのは、次のように定義で
きる。つまり、積層欠陥や双晶などの層状欠陥の層面
が、基板面と平行であるか基板面からのずれが５°以内
であるものの全層状欠陥に占める割合が４０％以上であ
るものが、結晶性の良い（１１１）膜であるとする。完
全に面方位がランダムの場合は、これが２５％であるか
ら、それよりも１５％多いものが良質結晶だというわけ
である。Therefore, in the present invention, a high-quality (111) oriented film having good crystallinity can be defined as follows. In other words, although the layer plane of layered defects such as stacking faults and twins is parallel to the substrate surface or has a deviation from the substrate surface of 5 ° or less, the percentage of all layered defects is 40% or more. It is assumed that the (111) film has good properties. If the plane orientation is completely random, this is 25%, so that 15% more than that is a good quality crystal.

【００３４】実践的に結晶性の良い（１１１）配向膜で
あるかどうかはＸ線回折において２θ角を（１１１）面
に、θ角をスキャンさせ、（１１１）方向のピ−クがど
の程度の幅を持つかを測定することによって調べること
ができる。つまり２θ−θスキャンにおける（１１１）
のピ−クの半値幅（ＦＷＨＭ）をもって結晶性を評価す
ることができる。Whether a (111) oriented film having good crystallinity in practice can be determined by scanning the 2θ angle on the (111) plane and the θ angle in X-ray diffraction, and determining the peak in the (111) direction. It can be checked by measuring whether it has a width. That is, (111) in the 2θ-θ scan
The crystallinity can be evaluated by the peak half width (FWHM) of the above.

【００３５】そして２θを（１１１）の角度に合わせた
時、θをスキャンさせたロッキングカーブのＦＷＨＭ
（半価幅、半値幅）が２０゜以下であることを条件とす
る。あるピークの半値幅が狭いということは、その結晶
面がきれいに基板面に平行に形成されているということ
である。When 2θ is adjusted to the angle of (111), the FWHM of the rocking curve obtained by scanning θ is obtained.
(Half width, half width) is not more than 20 °. The fact that the half-width of a certain peak is narrow means that the crystal plane is formed clearly parallel to the substrate surface.

【００３６】半値幅が広いということは、基板面に対し
て７０°傾いた（１１１）面を持つ結晶粒子が数多く存
在するということである。ピ−クの高さ自体が高いとい
うことと、半値幅が狭いということで非平行層状欠陥の
存在確率が分かるのである。（１１１）ロッキングカ−
ブの半価幅が２０°以上であると、基板面に対して７０
°の角度をなす層状欠陥が多く、ダイヤモンドの結晶性
が悪くなる。エレクトロニクスデバイス用のウエハ−と
しては不適である。The fact that the half width is large means that there are many crystal grains having a (111) plane inclined at 70 ° with respect to the substrate surface. Since the peak height itself is high and the half width is narrow, the existence probability of the non-parallel layered defect can be known. (111) Locking car
If the half width of the element is 20 ° or more,
There are many laminar defects at an angle of °, and the crystallinity of diamond deteriorates. It is not suitable as a wafer for electronic devices.

【００３７】また、傾斜した層状欠陥のため、研磨の際
にチッピングを発生し、面粗度がなお高くて鏡面になら
ない。具体的には、ＳＡＷ（表面弾性波素子）フィルタ
−などのデバイスを作製した場合の伝搬ロスが大きくな
る。それ故、（１１１）ピ−クの半値幅を２０°以下と
する。このように本発明では、Ｘ線回折により、（１１
１）のピ−クの高さとＦＷＨＭの狭さという二つの条件
により、（１１１）配向かそうでないかを判断する。Further, chipping occurs at the time of polishing due to the inclined layered defect, and the surface roughness is still high and the surface is not mirror-finished. Specifically, propagation loss increases when a device such as a SAW (surface acoustic wave element) filter is manufactured. Therefore, the half width of the (111) peak is set to 20 ° or less. Thus, in the present invention, (11)
It is determined whether the orientation is (111) or not based on two conditions of 1) the peak height and the FWHM narrowness.

【００３８】その他に、基板面に平行もしくは基板面か
らの層面のずれが５°以内である（１１１）配向面が少
ないと、ダイヤモンドを基体に被覆した時の反りΔＨが
２００μｍ以上になりやすい。また反り方が不均一であ
る。単純な凸反り、凹反りではなく、図２に示すよう
に、断面において中間にいくつかの変曲点ができてしま
う。断面でみるとＳ字型、Ｗ字型になるのである。この
ように複雑な断面形状であると研磨が十分に行なえな
い。In addition, if the (111) orientation plane which is parallel to the substrate surface or the deviation of the layer surface from the substrate surface is within 5 ° is small, the warp ΔH when diamond is coated on the substrate tends to be 200 μm or more. Also, the warpage is uneven. Instead of simple convex and concave warpage, some inflection points are formed in the middle of the cross section as shown in FIG. When viewed in cross section, it becomes S-shaped and W-shaped. Polishing cannot be performed sufficiently with such a complicated cross-sectional shape.

【００３９】［Ｂ．基板（基体）］本発明は基板の上に
層状の欠陥を制御した（１１１）のダイヤモンドを成長
させるものである。その基板としては、Ｓｉ、ＧａＡ
ｓ、ＧａＰ、ＡｌＮ、ＳｉＣ、Ｓｉ₃ Ｎ₄ 、ＬｉＴａＯ
₃ 、ＬｉＮｂＯ₃ 、水晶などを利用できる。この内特に
Ｓｉウエハ−が望ましい。さらにＳｉの中でも（１１
１）Ｓｉウエハ−が、（１１１）配向のダイヤモンドが
成長しやすく最適である。材料にもよるが板厚ｔは、
０．１ｍｍｔ〜１ｍｍｔの程度が良い。これより薄い
と、反りが大きいし、割れる確率も増える。反対にこれ
らより厚いと半導体プロセスに乗らない。デバイスをそ
の上に作製できない。たとえできたとしても研磨して薄
くしてからでないと実装できない。[B. Substrate (Substrate)] The present invention is to grow (111) diamond with controlled layered defects on a substrate. As the substrate, Si, GaAs
s, GaP, AlN, SiC, Si ₃ N ₄ , LiTaO
₃ , LiNbO ₃ , quartz and the like can be used. Of these, a Si wafer is particularly desirable. Furthermore, among Si (11
1) An Si wafer is optimal because diamond of (111) orientation easily grows. The thickness t depends on the material,
A good range is from 0.1 mmt to 1 mmt. If it is thinner, the warpage is large and the probability of cracking increases. Conversely, if it is thicker than these, it will not enter the semiconductor process. Device cannot be fabricated on it. Even if it can be done, it cannot be mounted unless it is polished and thinned.

【００４０】矩形状の基体でもよい。望ましくは円形の
基板が良い。半導体プロセスに乗せるためには、Ｓｉウ
エハ−のように円形ウエハ−が取り扱い易い。直径は任
意であるが、ウエハ−プロセスでの効率を考えると、１
インチ以上は必要である。２インチ、３インチ、４イン
チ、５インチ、あるいは８インチの直径でも差し支えな
い。A rectangular substrate may be used. Desirably, a circular substrate is good. In order to be put on a semiconductor process, a circular wafer such as a Si wafer is easy to handle. The diameter is arbitrary, but considering the efficiency in the wafer process, 1
More than an inch is required. A diameter of 2 inches, 3 inches, 4 inches, 5 inches, or 8 inches can be used.

【００４１】［Ｃ．原料ガス］本発明は、気相成長法に
おいて、原料ガス中の炭素濃度を始め低くし、以後炭素
濃度を高濃度と低濃度に繰り返し変化させる。原料ガス
の炭素濃度の繰り返し変化により、非平行の積層欠陥や
マイクロツインを減らし、面平行の積層欠陥や双晶を増
やすことができる。炭素濃度繰り返し変化法により良質
の（１１１）配向膜を作り平滑に研磨したのが本発明の
ダイヤモンド膜である。炭素低濃度ガスをＵ、その炭素
濃度をＸによって表現する。ここでＸは炭素原子数Ｃ
の、水素原子数Ｈに対する比によって与える。つまり水
素に対する原子％（ａｔ％）によって炭素濃度を規定す
る。そして濃度Ｘは０％〜１％とする。つまり、[C. Source Gas] In the present invention, in the vapor phase growth method, the carbon concentration in the source gas is first reduced, and thereafter the carbon concentration is repeatedly changed between a high concentration and a low concentration. By repeatedly changing the carbon concentration of the source gas, non-parallel stacking faults and micro twins can be reduced, and plane-parallel stacking faults and twins can be increased. The diamond film of the present invention is obtained by forming a high-quality (111) oriented film by the carbon concentration repetitive change method and polishing it smoothly. The low carbon concentration gas is represented by U, and its carbon concentration is represented by X. Where X is the number of carbon atoms C
Of the number of hydrogen atoms H. That is, the carbon concentration is defined by atomic% (at%) with respect to hydrogen. The density X is set to 0% to 1%. That is,

【００４２】 炭素低濃度ガスＵ ０％≦ Ｘ＝Ｃ／Ｈ ≦１％ （１）Low carbon concentration gas U 0% ≦ X = C / H ≦ 1% (1)

【００４３】ということにより炭素低濃度原料ガスを定
義する。もしもＣＨ₄ ガスを原料ガスとする場合は、ｍ
ｏｌ％、あるいはｖｏｌ％で炭素含有量を表現すること
もある。その場合は、０％〜２％になる。Thus, a low-carbon raw material gas is defined. If CH ₄ gas is used as the source gas, m
The carbon content may be expressed in ol% or vol%. In that case, it becomes 0% to 2%.

【００４４】 炭素低濃度ガスＵ ０％≦ ＣＨ₄ ／Ｈ₂ ≦２％ （２）Low carbon concentration gas U 0% ≦ CH ₄ / H ₂ ≦ 2% (2)

【００４５】一方炭素高濃度原料ガスＷは、炭素濃度Ｙ
によって定義する。これは炭素原子数Ｃと水素原子数Ｈ
の比であるが、１％から８％とする。つまりOn the other hand, the carbon-rich raw material gas W has a carbon concentration Y
Defined by This is the number of carbon atoms C and the number of hydrogen atoms H
, But 1% to 8%. I mean

【００４６】 炭素高濃度ガスＷ １％≦ Ｙ＝Ｃ／Ｈ ≦８％ （３） である。ＣＨ₄ を使う場合は、同じ事を次のように表現
することができる。 炭素高濃度ガスＷ ２％≦ ＣＨ₄ ／Ｈ₂ ≦１６％ （４） 以後簡単に高濃度ガスＷあるいは低濃度ガスＵという。High-concentration carbon gas W 1% ≦ Y = C / H ≦ 8% (3) If you use the CH _4, it is possible to express the same thing in the following manner. Carbon high concentration gas W 2% ≦ CH ₄ / H ₂ ≦ 16% (4) Hereinafter, simply referred to as high concentration gas W or low concentration gas U.

【００４７】低濃度ガスＵ、高濃度ガスＷはそれぞれ１
種類とは限らない。２種類以上（Ｕ₁ 、Ｕ₂ …、Ｗ₁ 、
Ｗ₂ …）あっても良い。その場合でも、条件（１）〜
（４）はそれぞれのガスについて成立する。さらに高濃
度ガスと低濃度ガスの供給の時間的配分についても条件
が課される。高低濃度のガスは循環的に、気相合成装置
に供給する。周期をＴとする。低濃度ガスの供給時間を
ａ、高濃度ガスの供給時間をｂとする。Ｔ＝ａ＋ｂであ
る。高濃度ガスの供給時間の全体の供給時間に対する割
合は１％以上５０％以下とする。The low concentration gas U and the high concentration gas W are each 1
Not necessarily the type. Two or more types (U ₁ , U ₂ …, W ₁ ,
W ₂ ...) Yes. Even in that case, conditions (1) to
(4) holds for each gas. Further, conditions are imposed on the time distribution of the supply of the high concentration gas and the low concentration gas. The high and low concentration gas is supplied to the gas phase synthesizer cyclically. Let T be the period. The supply time of the low concentration gas is a, and the supply time of the high concentration gas is b. T = a + b. The ratio of the supply time of the high-concentration gas to the entire supply time is 1% or more and 50% or less.

【００４８】 ０．０１≦ｂ／（ａ＋ｂ）≦０．５ （５）0.01 ≦ b / (a + b) ≦ 0.5 (5)

【００４９】高濃度から低濃度への遷移時間も必要であ
る。この遷移時間においても、低濃度ガスと高濃度ガス
は、原子比で１％が境界線になる。ＣＨ₄ の場合はモル
比で２％が境界である。どうして、このように原料ガス
中の炭素原子濃度を変動させることによって、高配向し
た（１１１）面ができ、しかも非平行層状欠陥が減るの
か、その理由は本発明者にも未だに定かではない。A transition time from high to low concentration is also required. Even during this transition time, the boundary between the low concentration gas and the high concentration gas is 1% in atomic ratio. In the case of CH _4, the boundary is 2% in molar ratio. It is not yet clear to the present inventors why such a change in the concentration of carbon atoms in the source gas results in a highly oriented (111) plane and a reduction in non-parallel layered defects.

【００５０】本発明者はその理由を次のように推論して
いる。図９は始めに低濃度ガスを供給して、基板の上に
（１１１）面配向の薄い膜を作った状態を示す。多数の
（１１１）面を持つテラス６０と、１原子層のエッジ６
１が存在する。もしもそのまま低濃度炭素の原料ガスを
送給し続けると、エッジ６１から、面に対して７０°の
角度をなす非平行層状欠陥６２が成長する。これが図１
０に示す状態である。The present inventors infer the reason as follows. FIG. 9 shows a state in which a low concentration gas is first supplied to form a thin film having a (111) plane orientation on a substrate. Terrace 60 with many (111) planes and edge 6 of one atomic layer
There is one. If the low-concentration carbon source gas is continuously supplied, a non-parallel laminar defect 62 which forms an angle of 70 ° with the plane from the edge 61 grows. This is Figure 1
The state shown in FIG.

【００５１】本発明では、低濃度ガスを持続して反応容
器に供給するのではなく、直ぐに高濃度ガスに切り替え
る。すると、図１１に示すように、テラス６０の上に、
新たな核６３が発生する。エピタキシャル成長するか
ら、この核の配向は下地のテラスと同じ（１１１）配向
になる。さらに低濃度ガスを与えると、エッジの成長と
新たな核からの成長が併存することになる。ついで高濃
度ガスによりテラスでの核発生密度が高くなり、テラス
での成長が盛んになる。図１２のように、テラスで発生
した核が成長すると、面に平行な層面６４を有する結晶
欠陥ができる。つまりこれは始めに説明した平行層状欠
陥である。In the present invention, a low-concentration gas is not continuously supplied to the reaction vessel, but is immediately switched to a high-concentration gas. Then, as shown in FIG. 11, on the terrace 60,
A new nucleus 63 is generated. Because of the epitaxial growth, the nuclei have the same (111) orientation as the terrace on the base. When a lower concentration gas is applied, growth of the edge and growth from a new nucleus coexist. Next, the high concentration gas increases the nucleation density on the terrace, and the growth on the terrace becomes active. As shown in FIG. 12, when a nucleus generated on the terrace grows, a crystal defect having a layer plane 64 parallel to the plane is formed. That is, this is the parallel layered defect described earlier.

【００５２】高炭素濃度ガスの導入によってエッジでの
結晶成長が中断する。ためにその間、エッジでの欠陥の
増殖が抑えられる。その代わりに平行層状欠陥が増えて
ゆく。平行層状欠陥は研磨の際に、チッピングを引き起
こさない。面に平行に剥離し易いから、研磨によって欠
陥が簡単に除かれる。エッジからの７０°方向に伸びる
非平行層状欠陥の成長が抑制される。これによりチッピ
ングの原因が排除される。研磨によって平滑なダイヤモ
ンド面を得る事が初めて可能になる。The introduction of the high carbon concentration gas interrupts the crystal growth at the edge. In the meantime, the growth of defects at the edge is suppressed. Instead, the number of parallel layer defects increases. Parallel lamellar defects do not cause chipping during polishing. Since it is easy to peel off in parallel to the surface, defects are easily removed by polishing. The growth of non-parallel layered defects extending in the direction of 70 ° from the edge is suppressed. This eliminates the cause of chipping. It is possible for the first time to obtain a smooth diamond surface by polishing.

【００５３】［Ｄ．反り］ウエハ−の外周から中心にか
けて単調に反っていることが必要である。被膜の側に凹
（ΔＨ正）であっても、被膜の側が凸（ΔＨ負）であっ
ても良い。凹凸が混在してはならない。任意の断面にお
いて変曲点（２階微分が０）が存在するようではいけな
い。任意の断面における任意の点での２階微分が正なら
正、負なら負であって符号が変わってはならない。[D. Warpage] It is necessary that the wafer be monotonously warped from the outer periphery to the center. The side of the coating may be concave (ΔH positive) or the side of the coating may be convex (ΔH negative). Unevenness must not be mixed. There must not be an inflection point (the second derivative is 0) in any cross section. If the second derivative at any point in any cross section is positive, it is positive; if it is negative, it is negative and the sign must not change.

【００５４】さらに反りの絶対値は２μｍ〜１５０μｍ
の間とする。ここで反りは、基体の周辺部を含む平面か
らの中央部の高さによって表現する。ウエハ−の直径に
より曲率と反りの関係が代わり、反りが同一でも変形の
曲率は違う。しかし反り量として中央部の高さが最も測
定し易いのでこれを測定し、反りを表現するパラメ−タ
と採用する。反りをΔＨで表現するが、前記の関係は２
μｍ＜｜ΔＨ｜＜１５０μｍによって表すことができ
る。より好ましくは反りの絶対値は３μｍ〜５０μｍの
間がよい。３μｍ＜｜ΔＨ｜＜５０μｍによって表現で
きる。The absolute value of the warpage is 2 μm to 150 μm.
Between. Here, the warpage is expressed by a height of a central portion from a plane including a peripheral portion of the base. The relationship between the curvature and the warpage changes depending on the diameter of the wafer. Even if the warpage is the same, the curvature of the deformation is different. However, since the height of the central portion is most easily measured as the amount of warpage, this is measured and adopted as a parameter expressing the warpage. The warpage is represented by ΔH, and the above relationship is 2
μm <| ΔH | <150 μm. More preferably, the absolute value of the warpage is between 3 μm and 50 μm. 3 μm <| ΔH | <50 μm.

【００５５】本発明では反りが０のウエハ−を否定して
いる。反りがないのがいちばん良いように思える。しか
し反りが０の場合は先述のようにうねりを持つ場合が多
く、反りの構造が複雑になり、うまく研磨できない。未
研磨部が残ったり、研磨不十分な領域が発生する。ある
程度の反りがあっても反りが単純である方が良い。それ
で反りの最小値を２μｍとしている。反対に反りが１５
０μｍよりも大きいと、研磨した時に未研磨の領域が必
ず残る。全体を均一に研磨する必要性があるが、これが
できないので反りが１５０μｍ以上のものは除かれる。
さらに被覆の方に凸型に反っている方がよい（ΔＨ＜
０）。この場合の範囲は、−１５０μｍ＜ΔＨ＜−２μ
ｍというふうに表現できる。さらに−５０μｍ＜ΔＨ＜
−３μｍがより好ましい範囲である。In the present invention, a wafer having zero warpage is denied. It seems best to have no warpage. However, when the warp is 0, the warp often occurs as described above, and the structure of the warp is complicated, and the polishing cannot be performed well. An unpolished portion remains or a region where polishing is insufficient occurs. Even if there is a certain amount of warpage, it is better that the warpage is simple. Therefore, the minimum value of the warpage is set to 2 μm. Conversely, warpage is 15
If it is larger than 0 μm, an unpolished region always remains when polished. Although it is necessary to polish the entire surface uniformly, since it is not possible to do so, those having a warp of 150 μm or more are excluded.
Further, it is better that the coating is warped convexly (ΔH <
0). The range in this case is −150 μm <ΔH <−2 μm.
It can be expressed as m. Further, −50 μm <ΔH <
-3 µm is a more preferred range.

【００５６】[0056]

【実施例】図３に示すような工程により本発明のダイヤ
モンドウエハ−を作り、電極を形成して断線歩留まりを
調べた。図３ののように平坦な円板状基板を用意す
る。円板状の基板にダイヤモンド膜を、マイクロ波プラ
ズマＣＶＤ法、フィラメントＣＶＤ法、プラズマジェッ
トＣＶＤ法、火炎法によりコ−テイングした。圧力は１
〜３００Ｔｏｒｒ、メタン／水素比（ＣＨ₄ ／Ｈ₂ ）
は、０ｖｏｌ％〜１０ｖｏｌ％である。図３のように
凹凸のあるダイヤモンド膜が形成される。また応力のた
めに基板が反る。凹凸のあるダイヤモンド膜を機械式研
磨機により研磨した。図３のように表面は凹凸のない
平滑な面になる。EXAMPLE A diamond wafer of the present invention was manufactured by the steps shown in FIG. 3, electrodes were formed, and the disconnection yield was examined. A flat disk-shaped substrate is prepared as shown in FIG. A diamond film was coated on a disk-shaped substrate by a microwave plasma CVD method, a filament CVD method, a plasma jet CVD method, or a flame method. Pressure is 1
~ 300 Torr, methane / hydrogen ratio (CH ₄ / H ₂ )
Is 0 vol% to 10 vol%. As shown in FIG. 3, an uneven diamond film is formed. Also, the substrate warps due to stress. The diamond film having irregularities was polished by a mechanical polishing machine. As shown in FIG. 3, the surface is a smooth surface without unevenness.

【００５７】ダイヤモンド膜の配向性はＸ線回折法によ
り調べた。２θ−θスキャンにより各面の回折強度比を
測定した。θスキャンにより（１１１）面のロッキング
カ−ブを求めＦＷＨＭ（半価幅）を測定した。さらにア
ルミ膜を蒸着した（図３）。フォトリソグラフィ−に
よりアルミの一部をエッチングし、微細配線を形成し
た。線幅は０．６μｍ〜２μｍの間で変化させた。図３
のような微細平行線パタ−ンを有するダイヤモンドウ
エハ−になる。これはＳＡＷとするときの櫛形電極と同
じような寸法である。そして断線歩留まりを調べた。そ
の結果を表１〜表７に示す。表１は基板の種類とその厚
さ、直径及びダイヤモンド膜の合成方法とそのダイヤモ
ンド膜厚とを示している。The orientation of the diamond film was examined by X-ray diffraction. The diffraction intensity ratio of each surface was measured by 2θ-θ scanning. A locking curve of the (111) plane was obtained by θ scan, and FWHM (half width) was measured. Further, an aluminum film was deposited (FIG. 3). Part of aluminum was etched by photolithography to form fine wiring. The line width was varied between 0.6 μm and 2 μm. FIG.
A diamond wafer having a fine parallel line pattern as shown in FIG. This is the same size as the comb-shaped electrode for SAW. Then, the disconnection yield was examined. The results are shown in Tables 1 to 7. Table 1 shows the types of the substrates, their thicknesses, diameters, the method of synthesizing the diamond film, and the diamond film thickness.

【００５８】[0058]

【表１】 [Table 1]

【００５９】ここで試料番号１〜８は実施例であり、９
〜１２は比較例である。合成法の欄でマイクロ波という
のはマイクロ波プラズマＣＶＤ法、フィラメントという
のはフィラメントＣＶＤ法である。基板の厚みの単位は
ｍｍ、直径の単位はインチである。基体はＳｉ（１１
１）、Ｓｉ（１００）、ＧａＡｓ、ＡｌＮ、ＬｉＮｂＯ
₃、ＬｉＴａＯ₃ 、水晶などを使っている。基体の厚み
は０．１ｍｍ〜１ｍｍである。基体の直径は１インチ〜
８インチである。ダイヤモンド膜の膜厚の単位はμｍで
ある。ダイヤモンド膜は２μｍ〜１０００μｍのものを
成長させている。Here, the sample numbers 1 to 8 are examples, and 9
-12 are comparative examples. In the synthesis method column, microwave means microwave plasma CVD method, and filament means filament CVD method. The unit of the thickness of the substrate is mm, and the unit of the diameter is inch. The substrate is Si (11
1), Si (100), GaAs, AlN, LiNbO
₃ , LiTaO ₃ , crystal, etc. are used. The thickness of the substrate is 0.1 mm to 1 mm. Substrate diameter is 1 inch ~
8 inches. The unit of the thickness of the diamond film is μm. Diamond films having a thickness of 2 μm to 1000 μm are grown.

【００６０】図４はフィラメントＣＶＤ装置の概略構成
図である。真空チャンバ１１の内部にサセプタ１２が設
けられる。この上に基板１３が戴置される。チャンバ１
１にはガス排出口１４があり真空排気装置（図示しな
い）につながっている。電極１５がサセプタ１２の周辺
部に設けられる。電極１５の間にフィラメント１７が取
り付けられる。チャンバ１１のガス導入口１８から原料
ガスである水素や炭化水素ガスなどが導入される。１９
は真空計である。電源２１によりフィラメントに通電し
これを加熱する。フィラメント１７の熱により基板とガ
スが強く加熱される。冷却媒体２０がサセプタの内面を
通過しサセプタ１２を冷却し、基板を適当な温度に保持
する。フィラメントの熱により原料ガスが励起されて気
相反応が起こり反応生成物が基板の上に堆積する。FIG. 4 is a schematic structural view of a filament CVD apparatus. A susceptor 12 is provided inside the vacuum chamber 11. The substrate 13 is placed thereon. Chamber 1
1 has a gas outlet 14 which is connected to a vacuum exhaust device (not shown). An electrode 15 is provided around the susceptor 12. A filament 17 is attached between the electrodes 15. A raw material gas such as hydrogen or hydrocarbon gas is introduced from a gas inlet 18 of the chamber 11. 19
Is a vacuum gauge. Power is supplied to the filament by the power supply 21 to heat it. The substrate and the gas are strongly heated by the heat of the filament 17. A cooling medium 20 passes through the inner surface of the susceptor to cool the susceptor 12 and keep the substrate at an appropriate temperature. The raw material gas is excited by the heat of the filament to cause a gas phase reaction, and a reaction product is deposited on the substrate.

【００６１】図５はマイクロ波プラズマＣＶＤ装置の概
略構成図である。縦長の真空チャンバ２２には原料ガス
が上から下へと送られる。支持棒２３の上端にサセプタ
２４があり、ここに基板２５が戴置される。原料ガス２
６は真空チャンバ２２の上方から導入される。これは基
板２５の近傍を通り下方の出口２７から排出される。プ
ラズマの生成される部分は冷却装置２８により冷却され
る。マグネトロン２９で発振したマイクロ波３３は横長
の真空導波管３０を伝搬する。原料ガスの流れと直交す
る方向に進行し、原料ガスを励起してプラズマ３１とす
る。ピストン３２により共鳴板３４が動き、適当なモ−
ドの定在波を立たせることができる。FIG. 5 is a schematic structural view of a microwave plasma CVD apparatus. The raw material gas is sent from the top to the bottom in the vertically long vacuum chamber 22. A susceptor 24 is provided at an upper end of the support rod 23, and a substrate 25 is placed on the susceptor 24. Source gas 2
6 is introduced from above the vacuum chamber 22. This passes through the vicinity of the substrate 25 and is discharged from an outlet 27 below. The part where the plasma is generated is cooled by the cooling device 28. The microwave 33 oscillated by the magnetron 29 propagates through the horizontally long vacuum waveguide 30. Proceeding in a direction orthogonal to the flow of the source gas, the source gas is excited to form plasma 31. The resonance plate 34 is moved by the piston 32,
The standing wave can be raised.

【００６２】ダイヤモンド膜の合成は、このように、真
空容器に原料ガスを流しこれを熱、マイクロ波などによ
り励起し、加熱した基体の上に膜形成させるものであ
る。原料ガスは炭化水素と水素ガスよりなる。原料ガス
の炭化水素の割合を初めから終わりまで一様にしない。
本発明は炭素低濃度ガスと炭素高濃度ガスを交代にチャ
ンバに供給する。低濃度ガスとは、原子数比（Ｃ／Ｈ）
が１％以下のものを言い、高濃度ガスはこれが１％〜８
％のものを言う。高濃度ガスの供給時間の方が短い。こ
うすることにより（１１１）配向であり、面非平行の層
状欠陥が少ない膜を成長させることができる。これに反
して比較例では終始同一の炭化水素濃度である。表２に
ダイヤモンド膜の合成方法を示す。In the synthesis of a diamond film, a raw material gas is caused to flow in a vacuum vessel as described above, and this is excited by heat, microwaves, or the like to form a film on a heated substrate. The source gas is composed of hydrocarbon and hydrogen gas. The proportion of hydrocarbons in the source gas is not uniform from beginning to end.
The present invention alternately supplies low-carbon gas and high-carbon gas to the chamber. Low concentration gas means atomic ratio (C / H)
Means 1% or less, and high-concentration gas is 1% to 8%.
Say% stuff. The supply time of the high concentration gas is shorter. This makes it possible to grow a film having (111) orientation and few layer non-parallel layer defects. On the contrary, in the comparative example, the hydrocarbon concentration is the same throughout. Table 2 shows a method for synthesizing a diamond film.

【００６３】[0063]

【表２】 [Table 2]

【００６４】これらの例において原料ガスというのは水
素ガスとメタンガスである。総流量は両者の和の流量で
単位は毎分の供給量をｃｃで表している。総ガス供給量
は５０ｃｃ／ｍ〜１５００ｃｃ／ｍである。メタン比率
は体積％で表現する。メタン比率はそれぞれの試料にお
いて循環的に変化するが、これらの例において、０％〜
１０％である。比較例である試料９〜１２は初めから終
わりまで同じメタン比率としている。一定メタン濃度
は、０．５％〜１２％である。合成時の圧力は０．０１
Ｔｏｒｒ〜３００Ｔｏｒｒである。In these examples, the source gases are hydrogen gas and methane gas. The total flow rate is the flow rate of the sum of the two, and the unit is the supply rate per minute in cc. The total gas supply is between 50 cc / m and 1500 cc / m. The methane ratio is expressed in volume%. The methane ratio varies cyclically in each sample, but in these examples from 0% to
10%. Samples 9 to 12 as comparative examples have the same methane ratio from the beginning to the end. The constant methane concentration is between 0.5% and 12%. The pressure during synthesis is 0.01
Torr to 300 Torr.

【００６５】[0065]

【表３】 [Table 3]

【００６６】実施例である試料１〜８においては、原料
ガスの炭素比率は、次のの３つのモ−ドによって時間変
化させている。モ−ドは、炭素濃度（Ｃ／Ｈ）を、０
％→０．５％→３％→０％→というふうに変動させる。
周期は１６分である。表３と図１３に示す。モ−ド
は、炭素濃度を、０％→０．２％→１％→５％→０％→
というふうに変化させる。周期は１９分である。表３と
図１４に示す。モ−ドは、炭素濃度（Ｃ／Ｈ）を、０
％→０．６％→３％→０％→と変化させる。周期は３４
分である。表３と図１５示す。In Samples 1 to 8 as examples, the carbon ratio of the raw material gas is changed over time by the following three modes. In the mode, the carbon concentration (C / H) is set to 0
% → 0.5% → 3% → 0% →
The cycle is 16 minutes. It is shown in Table 3 and FIG. The mode changes the carbon concentration from 0% → 0.2% → 1% → 5% → 0% →
To change. The cycle is 19 minutes. It is shown in Table 3 and FIG. In the mode, the carbon concentration (C / H) is set to 0
% → 0.6% → 3% → 0% → The cycle is 34
Minutes. The results are shown in Table 3 and FIG.

【００６７】こうして合成されたダイヤモンドをＸ線回
折法によって分析した。表４にＸ線回折強度比の測定結
果と２θ＝（１１１）固定時の（１１１）ピークのＦＷ
ＨＭの測定結果を示す。また、表５にＴＥＭ（Transmis
sion Electron Microscope）による平行層状欠陥の全層
状欠陥に対する割合の測定結果及びダイヤモンド膜の面
粗度と反り量ΔＨを示す。The diamond thus synthesized was analyzed by an X-ray diffraction method. Table 4 shows the measurement results of the X-ray diffraction intensity ratio and the FW of the (111) peak when 2θ = (111) is fixed.
The measurement result of HM is shown. Table 5 shows TEM (Transmis
2 shows the results of measurement of the ratio of parallel layered defects to all layered defects using a sion electron microscope, and the surface roughness and warpage ΔH of the diamond film.

【００６８】[0068]

【表４】 [Table 4]

【００６９】[0069]

【表５】 [Table 5]

【００７０】平行層状欠陥は、試料１、２、４、５、６
において９０％を越える。つまり非平行層状欠陥は１０
％以下である。非平行層状欠陥が研磨においてチッピン
グを引き起こすのであるから、これらの試料はチッピン
グを起こさず平滑に研磨できるであろう。試料３、７に
おいて平行層状欠陥は８０％以上である。また試料８で
は平行層状欠陥は４１％である。これに反して比較例で
ある試料９は５％と極めて少ない。試料１０も１２％で
多くない。試料１２は０．５％である。残りはチッピン
グを起こす原因になる非平行層状欠陥である。これらの
試料は研磨によって平滑にならないことが予想される。The parallel lamellar defects were observed for samples 1, 2, 4, 5, and 6
Exceeds 90%. That is, the number of non-parallel layered defects is 10
% Or less. Because non-parallel lamellar defects cause chipping in polishing, these samples could be polished smoothly without chipping. In Samples 3 and 7, the number of parallel layer defects is 80% or more. In sample 8, the number of parallel layer defects was 41%. On the contrary, Sample 9 which is a comparative example is extremely small at 5%. Sample 10 is also not so large at 12%. Sample 12 is 0.5%. The rest are non-parallel lamellar defects that cause chipping. It is expected that these samples will not be smoothed by polishing.

【００７１】回折角２θと、面間隔ｄはブラッグの条件
２ｄｓｉｎθ＝λを満足する。面に対してθの角度をな
す方向からＸ線を当て、反対側にθの角度をなす位置で
の回折強度を測定する。回折角が２θで面に対してなす
角がθである。いずれも最大の回折強度を示す方向の比
率を１００として、その比の値で示す。実施例ではいず
れも（１１１）からの回折強度が最大である。The diffraction angle 2θ and the surface distance d satisfy the Bragg condition 2d sin θ = λ. An X-ray is irradiated from a direction forming an angle θ with respect to the surface, and the diffraction intensity at a position forming an angle θ at the opposite side is measured. The diffraction angle is 2θ, and the angle formed with respect to the plane is θ. In each case, the ratio in the direction showing the maximum diffraction intensity is set to 100, and the value of the ratio is shown. In each of the examples, the diffraction intensity from (111) is maximum.

【００７２】一般に多結晶ダイヤモンドの回折強度比
は、（１１１）：（２２０）：（３１１）：（４０
０）：（３３１）＝１００：２７：１６：７：１５であ
る。（１１１）配向膜というのは、（１１１）回折強度
を１００とした時、他の（２２０）、（３１１）、（４
００）、（３３１）の回折強度がそれぞれ２７、１６、
７、１５を越えないものとして定義することができる。
より好ましくは殆ど（１１１）のピ−クしか認められな
いものをいう。Generally, the diffraction intensity ratio of polycrystalline diamond is (111) :( 220) :( 311) :( 40)
0) :( 331) = 100: 27: 16: 7: 15. When the (111) diffraction intensity is assumed to be 100, the (111) orientation film has the other (220), (311), (4)
00) and (331) are 27 and 16, respectively.
It can be defined as not exceeding 7,15.
More preferably, it refers to one in which only a peak of (111) is recognized.

【００７３】合成後のダイヤモンド膜のＲｍａｘは０．
９μｍ〜１４０μｍの間に広く分布している。Ｒａは
０．３μｍ〜１５μｍの間に分布する。試料８は水晶基
体の上にダイヤモンドを成長させたものである。これは
Ｒｍａｘ１．１μｍ、Ｒａ０．４２μｍで面粗度が低
い。試料５はＡｌＮ基板の上にダイヤモンド膜を形成し
たものである。これもＲｍａｘ０．９μｍ、Ｒａ０．４
μｍであった。平滑であることがわかる。The Rmax of the synthesized diamond film is 0.5.
It is widely distributed between 9 μm and 140 μm. Ra is distributed between 0.3 μm and 15 μm. Sample 8 was obtained by growing diamond on a quartz substrate. These have Rmax of 1.1 μm and Ra of 0.42 μm, and have low surface roughness. Sample 5 has a diamond film formed on an AlN substrate. This is also Rmax 0.9 μm, Ra 0.4
μm. It turns out that it is smooth.

【００７４】試料１１はＲｍａｘ１４０μｍ、Ｒａ１５
μｍで非常に面が粗い。膜厚が厚い（１０００μｍ）と
いうことも影響している。試料１０はＲｍａｘ０．９μ
ｍ、Ｒａ０．３μｍで平坦である。これは膜厚が薄い
（２μｍ）ことによる。反りというのは、ウエハ−の縁
と中央部の高さの差である。同じ曲率でも直径が大きい
と反りは大きい。反りの曲率半径をＲ、ウエハ−の直径
をＤとすると、もしも反りが球面に沿うものであるとす
れば、反りＨは、Ｈ＝Ｄ² ／８Ｒの関係にある。Sample 11 had an Rmax of 140 μm and a Ra15 of
Very rough surface at μm. The fact that the film thickness is large (1000 μm) also has an effect. Sample 10 has Rmax 0.9μ
m, Ra 0.3 μm and flat. This is because the film thickness is thin (2 μm). Warpage is the difference in height between the edge and the center of the wafer. Even with the same curvature, the larger the diameter, the greater the warpage. Assuming that the curvature radius of the warp is R and the diameter of the wafer is D, if the warp is along the spherical surface, the warp H has a relationship of H = D ² / 8R.

【００７５】基体とダイヤモンド膜の熱膨張率が異なる
ので、基体と膜の間に圧縮応力または引張り応力が発生
する。ダイヤモンド膜側が凸になるのを負、凹になるの
を正と定義する。試料１〜６は膜側が凸になる。反りは
負数によって表現されている。ダイヤモンド膜が圧縮応
力を、基体が引張り応力を持っている。これら凸反りの
ウエハ−の反りは−３μｍ〜−１４５μｍの間にある。
試料３は反りが−１４５μｍにも達している。Since the substrate and the diamond film have different coefficients of thermal expansion, a compressive stress or a tensile stress is generated between the substrate and the film. A convex shape on the diamond film side is defined as negative, and a concave shape on the diamond film side is defined as positive. In samples 1 to 6, the film side becomes convex. Warpage is represented by a negative number. The diamond film has a compressive stress, and the substrate has a tensile stress. The warpage of these convexly warped wafers is between −3 μm and −145 μm.
Sample 3 has a warpage of -145 μm.

【００７６】比較例の内試料９は反りが＋２２０μｍ、
試料１０は反りが＋３３０μｍであって極めて大きい凹
反りになっている。ダイヤモンド膜が引張り応力を、基
体が圧縮応力を持つ。試料１０は膜厚が２μｍに過ぎな
いのであるが、反りは大きい。薄いダイヤモンド膜が強
い引張り力を発生している。試料１１は基板が割れてし
まっている。膜厚（１０００μｍ）が厚いから応力も大
きい。The inner sample 9 of the comparative example had a warp of +220 μm,
The sample 10 has an extremely large concave warp with a warp of +330 μm. The diamond film has tensile stress and the substrate has compressive stress. Although the thickness of the sample 10 is only 2 μm, the warpage is large. The thin diamond film generates a strong tensile force. The sample 11 has a broken substrate. Since the film thickness (1000 μm) is large, the stress is large.

【００７７】試料１２は反りが０である。この試料はＧ
ａＡｓの上にダイヤモンドを形成したものであるが、熱
膨張率が近似しているので反りが小さくなるのであろ
う。この試料は面粗度も小さいので良好な試料であるよ
うに思える。しかしそうでないことが後で判明する。し
かし、ダイヤモンド成長後の膜は、このように面粗度の
絶対値が大きい。面が平坦でないので、フォトリソグラ
フィ−によりダイヤモンド膜に電子デバイスを作ること
ができない。Sample 12 has zero warpage. This sample is G
Although diamond is formed on aAs, the warpage may be small because the thermal expansion coefficients are close to each other. This sample seems to be a good sample because the surface roughness is also small. But it turns out later that it is not. However, the film after diamond growth has such a large absolute value of the surface roughness. Since the surface is not flat, an electronic device cannot be formed on the diamond film by photolithography.

【００７８】そこでこれらのダイヤモンド膜を基板に付
けたままの状態で機械的に研磨した。そして研磨後の面
粗度と反り量を測定した。さらに凹凸があるので完全に
研磨できない試料もある。そこで研磨できた領域の割合
も調べた。研磨するので面粗度は減少する。反り量は研
磨により減る場合もあるし増える場合もある。大体減少
する傾向にある。Therefore, these diamond films were mechanically polished while being attached to the substrate. Then, the surface roughness and the amount of warpage after polishing were measured. In addition, some samples cannot be completely polished because of the irregularities. Therefore, the ratio of the polished region was also examined. The polishing reduces the surface roughness. The amount of warpage may be reduced or increased by polishing. It tends to decrease.

【００７９】研磨装置の概略を図６に示す。ホルダ−の
部分の拡大断面図を図７に示す。回転定盤４１は回転主
軸４２の上に支持されて回転する。この上にダイヤモン
ドの砥粒が固着されている。ダイヤモンドを研磨するの
で、研磨板である定盤にもダイヤモンド粒子が固着され
ダイヤモンド粒子が摩滅しながら、ウエハ−のダイヤモ
ンドを研磨してゆくのである。数百時間の長い時間がか
かる。ホルダ−４３に干渉板（ゴムのような板材）４４
を接着し、この上にウエハ−（基板の上にダイヤモンド
膜を成長させたもの）を張り付ける。干渉材を使うのが
一つの工夫である。ホルダ−４３の中心にはホルダ−軸
４６が取り付けられる。固着しているのではなくて、回
転トルクを伝えるが、軸に対してホルダ−面が自在に傾
くことができるようになっている。ホルダ−は自転し、
回転定盤４１が公転する。FIG. 6 schematically shows a polishing apparatus. FIG. 7 shows an enlarged cross-sectional view of the holder. The rotating platen 41 rotates while being supported on a rotating main shaft 42. On this, diamond abrasive grains are fixed. Since the diamond is polished, the diamond particles are fixed on the surface plate, which is a polishing plate, and the diamond on the wafer is polished while the diamond particles are worn away. It takes hundreds of hours. An interference plate (a plate material such as rubber) 44 is attached to the holder 43.
And a wafer (a diamond film grown on a substrate) is adhered thereon. One idea is to use interference materials. A holder shaft 46 is attached to the center of the holder 43. Instead of being fixed, it transmits a rotating torque, but the holder surface can be freely tilted with respect to the shaft. The holder rotates,
The rotating platen 41 revolves.

【００８０】ホルダ−４３の上面の一点を加圧シャフト
４７によって押さえるようになっている。加圧シャフト
４７、ホルダ−軸４６の上端はア−ム４８により支持さ
れている。ア−ム４８にはホルダ−軸４６に圧力をかけ
るための油圧シリンダ４９が取り付けられる。ホルダ−
軸４６に強い力を加えて、ダイヤモンド砥粒とダイヤモ
ンド膜が共に消耗するようにして研磨する。ア−ム４８
にはモ−タ５０があり、これの回転力がホルダ−軸４６
を回転させる。モ−タの出力軸５３に取り付けたプ−リ
５４から、ベルト５５を経て、ホルダ−軸４６に固着し
たプ−リ５６に回転トルクが伝達される。One point on the upper surface of the holder 43 is pressed by the pressing shaft 47. The upper ends of the pressure shaft 47 and the holder shaft 46 are supported by an arm 48. A hydraulic cylinder 49 for applying pressure to the holder shaft 46 is attached to the arm 48. Holder
Polishing is performed by applying a strong force to the shaft 46 so that the diamond abrasive grains and the diamond film are both consumed. Arm 48
Has a motor 50, the rotational force of which is applied to the holder shaft 46.
To rotate. Rotational torque is transmitted from a pulley 54 attached to an output shaft 53 of the motor to a pulley 56 fixed to a holder shaft 46 via a belt 55.

【００８１】これによりホルダ−が軸まわりに自転す
る。ア−ム４８の上には加圧シャフト４７に圧力を加え
るための油圧シリンダ５１が設けられる。図７に示すよ
うに、ホルダ−４３の上面には円形の溝５９があり、加
圧シャフト４７は溝を押さえている。ホルダ−軸４６は
ホルダ−の中心を押さえ回転させるが、ホルダ−の傾き
を許す。加圧シャフト４７の圧力によりホルダ−４３面
が、回転定盤面に対して傾斜する。ウエハ−４５は凸に
反っているが、ホルダ−が傾く。傾き角は加圧シャフト
の加圧力による。加圧シャフトの加圧力を変化させて、
ウエハ−の回転定盤との接触点を変更することができ
る。接触点を中心から周辺まで移動させることにより周
辺部まで均一に研磨することができる。あるいは周辺部
から中心に向かって研磨することができる。As a result, the holder rotates around its axis. A hydraulic cylinder 51 for applying pressure to the pressure shaft 47 is provided on the arm 48. As shown in FIG. 7, a circular groove 59 is provided on the upper surface of the holder 43, and the pressing shaft 47 presses the groove. The holder shaft 46 holds and rotates the center of the holder, but allows the holder to tilt. Due to the pressure of the pressure shaft 47, the surface of the holder 43 is inclined with respect to the surface of the rotary platen. Although the wafer 45 is warped convexly, the holder is inclined. The inclination angle depends on the pressure of the pressure shaft. By changing the pressure of the pressure shaft,
The contact point of the wafer with the rotating platen can be changed. By moving the contact point from the center to the periphery, it is possible to uniformly polish the periphery. Alternatively, polishing can be performed from the peripheral portion toward the center.

【００８２】ホルダ−軸とホルダ−を固定した通常の研
磨装置により、ウエハ−を研磨するとダイヤモンド膜の
全体を研磨することができない。どこかに研磨できない
部分が必ず残る。研磨量を増やせば削れるわけである
が、そうすると他の部分でダイヤモンドが完全に除去さ
れ、基板が露呈する部分が生ずる。通常の軸固定ホルダ
−を使った研磨と、図６、図７の軸傾斜ホルダ−を用い
た本発明の研磨の結果を図８によって説明する。図８
〜は軸固定ホルダ−により研磨したものである。合成
直後のウエハ−の反りの状態により研磨後の状態が異な
る。合成直後に平坦なウエハ−は、平坦に研磨されそう
に思えるがそうではない。図８ののように研磨できな
い部分がどこかにランダムに発生する。When the wafer is polished by a normal polishing apparatus in which the holder shaft and the holder are fixed, the entire diamond film cannot be polished. A part that cannot be polished always remains somewhere. If the polishing amount is increased, the diamond can be removed. However, in this case, the diamond is completely removed in other portions, and a portion where the substrate is exposed is generated. The results of the polishing using the ordinary shaft fixed holder and the polishing of the present invention using the shaft inclination holders of FIGS. 6 and 7 will be described with reference to FIG. FIG.
Is polished by a shaft fixing holder. The state after polishing differs depending on the state of warpage of the wafer immediately after the synthesis. A flat wafer immediately after synthesis appears to be polished flat, but not so. As shown in FIG. 8, a portion that cannot be polished occurs randomly somewhere.

【００８３】だから合成後平坦なウエハ−は、返って良
くないのである。凹反り（ΔＨ＞０）の場合は図８の
に示すように中間部にリング状の未研磨部が残存する。
凸反りの場合（ΔＨ＜０）は、図８のに示すように外
周部に未研磨部が残る。ところが本発明のように、軸と
ホルダ−面が固定されず、ホルダ−面が軸に対して傾斜
するようなホルダ−を使い凸反りのウエハ−（ΔＨ＜
０）を研磨すると、全体を研磨することができる。これ
を図８に示す。そこで図６、図７の装置によって試料
ウエハ−を研磨し、研磨後の面粗度、研磨面積、反り量
を測定した。これの結果を表６に示す。Therefore, a flat wafer after synthesis is not good for return. In the case of concave warpage (ΔH> 0), a ring-shaped unpolished portion remains in the middle as shown in FIG.
In the case of convex warpage (ΔH <0), an unpolished portion remains on the outer peripheral portion as shown in FIG. However, as in the present invention, a wafer having a convex warp (ΔH <) is used by using a holder in which the shaft and the holder surface are not fixed and the holder surface is inclined with respect to the shaft.
By polishing 0), the whole can be polished. This is shown in FIG. Then, the sample wafer was polished by the apparatus shown in FIGS. 6 and 7, and the surface roughness, polished area and warpage after polishing were measured. Table 6 shows the results.

【００８４】[0084]

【表６】 [Table 6]

【００８５】面粗度はＲｍａｘ７Å〜１５３０Åの間の
値を取る。Ｒａ２．１Å〜６８０Åの間の値を取る。試
料５はもともと面粗度の小さい試料であるが、研磨後Ｒ
ｍａｘ７Å、Ｒａ２．１Åに減っている。試料４も同様
に始めから面粗度が少ないが、研磨後はＲｍａｘ３４
Å、Ｒａ１７Åになっている。試料１は合成直後の面粗
度が中程度であるが、研磨後はＲｍａｘ４３Å、Ｒａ８
Åに減っている。合成直後に面粗度の大きい試料３は研
磨後Ｒｍａｘ４８２Å、Ｒａ１８１Åに減少している。
研磨により面粗度が１／３０〜１／１００程度に減少す
る。しかしこれも反り量が小さい場合のことであって、
反りが大きいと十分に研磨できない。The surface roughness takes a value between Rmax 7 ° and 1530 °. Take a value between Ra 2.1 を 取 る and 680Å. Sample 5 was originally a sample having a small surface roughness, but after polishing, R
max7Å and Ra2.1Å. Sample 4 also had low surface roughness from the beginning, but after polishing, Rmax 34
{Ra17}. Sample 1 has a medium surface roughness immediately after synthesis, but after polishing, Rmax43 ° and Ra8
It has decreased to Å. Immediately after the synthesis, Sample 3 having a large surface roughness decreased to Rmax 482 ° and Ra181 ° after polishing.
Polishing reduces the surface roughness to about 1/30 to 1/100. However, this is also when the amount of warpage is small,
If the warpage is large, it cannot be sufficiently polished.

【００８６】試料９は合成後（研磨前）の反りが＋２０
０μｍであるが、研磨後の面粗度がＲｍａｘ９２０Å、
Ｒａ６８０Åである。これはもともと面粗度が悪い試料
であるが、研磨しても十分に平滑にならない。ダイヤモ
ンド結晶が無配向であり、各面方位がランダムに存在
し、面硬度の分布が大きいため研磨が困難である。さら
に反りが大きいので研磨しにくい。３０％もの未研磨部
が発生する。大きい荷重をかけてウエハ−を平坦に延ば
しても十分にウエハ−が研磨定盤に接触しない。Sample 9 had a warpage of +20 after synthesis (before polishing).
0 μm, but the surface roughness after polishing is Rmax920 °,
Ra680 °. This is a sample having originally poor surface roughness, but does not become sufficiently smooth even when polished. Polishing is difficult because the diamond crystal is non-oriented, each plane orientation exists randomly, and the distribution of plane hardness is large. Furthermore, since the warpage is large, it is difficult to polish. Unpolished portions as large as 30% are generated. Even if a large load is applied to spread the wafer flat, the wafer does not sufficiently contact the polishing platen.

【００８７】試料１０は、研磨前反りが＋３３０μｍに
も達する。初めの面粗度は極めて低い（Ｒｍａｘ９００
０Å、Ｒａ３０００Å）にも拘らず、研磨後のＲｍａｘ
１５３０Å、Ｒａ６３０Åである。研磨の効果が少ない
ということがわかる。これは（１１１）配向ではある
が、ピ−クの半価幅（半値幅：４０度）が広く歪みが大
きいので研磨が進行しない。試料９と１０から、表面に
（１１１）面がランダムに存在する、若しくは歪みの大
きい場合は、研磨によって面粗度を小さくできないとい
うことがわかる。歪みの大きいランダムな（１１１）面
を研磨困難面と呼ぶことができよう。ダイヤモンド膜は
低歪み高配向の（１１１）面とするようにしなければな
らないということである。Sample 10 has a warpage before polishing of as high as +330 μm. The initial surface roughness is extremely low (Rmax900
0 °, Ra3000 °), Rmax after polishing
1530 ° and Ra630 °. It can be seen that the effect of polishing is small. Although this is a (111) orientation, the polishing does not proceed because the peak half width (half width: 40 degrees) is large and the distortion is large. Samples 9 and 10 show that when the (111) plane is randomly present on the surface or when the distortion is large, the surface roughness cannot be reduced by polishing. A random (111) plane having a large distortion can be called a hard-to-polish plane. This means that the diamond film must have a (111) plane with low distortion and high orientation.

【００８８】試料１１は膜形成の時に基板が割れたので
研磨していない。試料１２はＧａＡｓの上にダイヤモン
ド膜形成したものである。これは合成後の反りが０であ
る。平坦に近い。にも拘らず、研磨後の面粗度がＲｍａ
ｘ１２２０Å、Ｒａ５３０Åにもなる。しかも未研磨部
が１０％ある。試料１２は全体として反りがなく、面粗
度も低いので良質のダイヤモンド膜になりそうであるが
そうでない。研磨前に反りのないものは、研磨できない
部分がランダムに出現する。ひとつには平坦といっても
うねりがあって理想的に平坦でないということがある。
また主な配向面が（１１０）であるから研磨が均一に進
行しにくい。Sample 11 was not polished because the substrate was broken during film formation. Sample 12 has a diamond film formed on GaAs. This means that the warpage after synthesis is zero. Near flat. Nevertheless, the surface roughness after polishing is Rma
x1220 ° and Ra530 °. Moreover, there is an unpolished portion of 10%. The sample 12 is not warped as a whole and has a low surface roughness, so it is likely to be a good quality diamond film, but this is not the case. If there is no warpage before polishing, portions that cannot be polished appear randomly. One is that even though it is flat, it has undulations and is not ideally flat.
In addition, since the main orientation plane is (110), it is difficult for polishing to proceed uniformly.

【００８９】研磨により反り量が多少減少する傾向にあ
る。凹反りのものは凹反りのまま、凸反りのものは凸反
りのままであるが、反り量は約２０％程度減少する。試
料１〜試料６は凸反りである（ダイヤモンド膜の側が突
出している）。試料７、８は凹反り（ダイヤモンド膜が
凹んでいる）。比較例９、１０、１２も凹反りである。
先述のように、比較例９、１０、１２はいずれも面粗度
が大きく凹凸が激しい。Ｒｍａｘが９２０Å〜１５３０
Åである。Ｒａは５３０Å〜６８０Åである。実施例の
試料は研磨後がＲｍａｘは７Å〜４８２Åである。Ｒａ
は２．１Å〜１８１Åである。比較例に比べて著しく平
滑であることが分かる。The amount of warpage tends to be slightly reduced by polishing. The concave warpage remains concave warpage and the convex warpage remains convex warpage, but the amount of warpage is reduced by about 20%. Samples 1 to 6 are convexly warped (the side of the diamond film protrudes). Samples 7 and 8 are concavely warped (the diamond film is concave). Comparative Examples 9, 10, and 12 also have concave warpage.
As described above, Comparative Examples 9, 10, and 12 all have large surface roughness and severe irregularities. Rmax is 920Å-1530
Å. Ra is 530 ° to 680 °. Rmax of the sample of the example after polishing is 7 ° to 482 °. Ra
Is between 2.1 ° and 181 °. It can be seen that it is significantly smoother than the comparative example.

【００９０】次に、ダイヤモンド面の上にアルミニウム
を蒸着し、フォトリソグラフィ−により櫛形電極を形成
した。電極の線幅は０．６μｍ〜２μｍにしてある。厚
さは５００Å（５０ｎｍ＝０．０５μｍ）である。凹凸
があるので電極が断線することがある。そこで断線しな
かったサンプルの割合も調べた。結果を表７に示す。Next, aluminum was deposited on the diamond surface, and a comb-shaped electrode was formed by photolithography. The line width of the electrode is set to 0.6 μm to 2 μm. The thickness is 500 ° (50 nm = 0.05 μm). The electrodes may be disconnected due to the unevenness. Therefore, the ratio of the sample that did not break was also examined. Table 7 shows the results.

【００９１】[0091]

【表７】 [Table 7]

【００９２】実施例である膜に形成したＡｌ電極パタ−
ンは線幅が０．６μｍ〜２μｍである。実施例に係るダ
イヤモンドウエハ−は何れも９０％を上回る断線歩留ま
りを示す。つまり殆ど断線しないということである。こ
れは膜面が平滑で凹凸が少ないからである。特に試料２
は線幅が０．８μｍであるのに、歩留まりが９６％に達
する。試料１、試料６は歩留まりが９８％である。極め
て高い歩留まりである。本発明のダイヤモンドウエハ−
は表面弾性波素子に使えるということが分かる。The Al electrode pattern formed on the film of the embodiment
The line width is 0.6 μm to 2 μm. All of the diamond wafers according to the examples show a disconnection yield of more than 90%. That is, there is almost no disconnection. This is because the film surface is smooth and has few irregularities. Especially sample 2
Although the line width is 0.8 μm, the yield reaches 96%. Samples 1 and 6 have a yield of 98%. Very high yield. Diamond wafer of the present invention
Can be used for a surface acoustic wave device.

【００９３】比較例のうち、試料１１はダイヤモンド合
成時に基板が割れているので、研磨、電極形成ができな
い。試料９は未研磨部が多いので電極形成していない。
試料１０は未研磨部が広いが、研磨部に電極を作成して
調べた。線幅が１μｍであるが、歩留まりは２％であり
殆どの電極が断線したということである。試料１２は未
研磨部が１０％あるが、研磨された部分に電極を形成し
た。歩留まりは１５％で極めて歩留まりが悪い。Of the comparative examples, Sample 11 cannot be polished or formed with electrodes because the substrate was broken during diamond synthesis. The electrode of Sample 9 was not formed because there were many unpolished portions.
Sample 10 had a wide unpolished portion, but an electrode was formed in the polished portion and examined. Although the line width was 1 μm, the yield was 2%, meaning that most of the electrodes were disconnected. Sample 12 had an unpolished portion of 10%, but an electrode was formed on the polished portion. The yield is 15%, which is extremely poor.

【００９４】試料１０、１２のダイヤモンドウエハ−
は、電極配線歩留まりが低く、殆どの試料が断線してし
まった。これは膜の面粗度が大きく凹凸が激しくて、蒸
着によってＡｌが膜に強く付着できないからである。面
粗度の低いことが必要である。平坦なダイヤモンド面が
強く要望される。Diamond wafers of samples 10 and 12
In (2), the yield of electrode wiring was low, and most of the samples were disconnected. This is because the surface roughness of the film is large and unevenness is severe, so that Al cannot strongly adhere to the film by vapor deposition. It is necessary that the surface roughness is low. A flat diamond surface is strongly desired.

【００９５】[0095]

【発明の効果】本発明により、（１１１）配向した平滑
な表面をもつダイヤモンド膜を有するウエハ−を得るこ
とができる。このダイヤモンド被膜は、大部分の層状欠
陥が基板面にほぼ平行である。つまり表面に７０°の角
度をなす層状欠陥が少ない。多様な結晶方位の粒子が混
ざらない良質の膜である。傾斜層状欠陥が少ないので、
研磨の際にチッピングを引き起こさない。合成後に研磨
をしているので、（１１１）配向の表面の面粗度はＲｍ
ａｘ５００Å以下、Ｒａ２００Å以下であって平滑であ
る。この上にフォトリソグラフィ−により細かい電極を
形成することができる。櫛形電極を形成することにより
表面弾性波素子として利用することができる。ウエハ−
のまま電極形成しこれを切断して個々の素子にすること
ができるので、半導体技術を応用することができる。According to the present invention, it is possible to obtain a wafer having a diamond film having a (111) -oriented smooth surface. In this diamond coating, most of the layer defects are almost parallel to the substrate surface. That is, there are few layered defects forming an angle of 70 ° on the surface. It is a good quality film in which particles with various crystal orientations are not mixed. Since there are few inclined layered defects,
Does not cause chipping during polishing. Since the surface is polished after the synthesis, the surface roughness of the (111) oriented surface is Rm
ax500 ° or less, Ra200 ° or less, and smooth. Fine electrodes can be formed thereon by photolithography. By forming a comb-shaped electrode, it can be used as a surface acoustic wave device. Wafer
Since the electrodes can be formed as they are and cut into individual elements, semiconductor technology can be applied.

【００９６】ダイヤモンドの配向が（１１１）に揃って
おり、基板面に非平行な層状欠陥が少なく、チッピング
を起こさないので、このように平滑に研磨することがで
きるのである。単に（１１１）面配向の多結晶ダイヤモ
ンド被膜を成長させたのでは、斜め方向に伸びる双晶、
積層欠陥が多数存在し、研磨により破損しやすい。つま
り傾斜層状欠陥をもつ膜は容易に研磨できないから、全
体として研磨できない。平滑な面を持たないとフォトリ
ソグラフィ−などウエハ−プロセスを実施することがで
きない。Since the orientation of the diamond is aligned with (111), there are few layer-like defects non-parallel to the substrate surface, and no chipping occurs, so that the polishing can be performed smoothly. By simply growing a polycrystalline diamond film having a (111) plane orientation, twins extending in an oblique direction,
Many stacking faults are present and are easily damaged by polishing. That is, the film having the inclined layered defect cannot be easily polished, and cannot be polished as a whole. Without a smooth surface, a wafer process such as photolithography cannot be performed.

【００９７】本発明は面非平行の双晶や積層欠陥の殆ど
ない（１１１）配向ダイヤモンド膜を作製して研磨し、
平坦で平滑なダイヤモンド膜を作ることができる。（１
１１）面はダイヤモンドの結晶面の中でも最も硬度が高
い。最高の硬さを持つダイヤモンドにおいて最も硬い面
であるので、地上に存在するあらゆる物体の中で最強の
硬さを持つものができる。（１１１）は反面、研磨し難
い面である。しかし、それだけに機械的な性質に優れ
る。剛性が高くて、表面弾性波素子の材料に使えば最高
の速度の表面波を発生させることができる。すると、よ
り周波数の高い信号に対しても有効な表面弾性波素子を
製作することができる。According to the present invention, a (111) oriented diamond film having almost no plane-parallel twins and stacking faults is prepared and polished.
A flat and smooth diamond film can be formed. (1
The 11) plane has the highest hardness among the crystal planes of diamond. Because it is the hardest surface of the highest hardness diamond, it has the highest hardness of any object on the ground. On the other hand, (111) is a surface that is difficult to polish. However, it has excellent mechanical properties. It has high rigidity and can generate surface waves at the highest speed if used for the material of surface acoustic wave devices. Then, it is possible to manufacture a surface acoustic wave device that is effective even for a signal having a higher frequency.

【００９８】本発明のウエハ−は基体とダイヤモンド膜
よりなる複合体である。この点Ｓｉウエハ−などのよう
に一様材料からなるものとは異なる。しかし半導体素子
などを制作する場合、必要なのはチップ表面の極僅かな
厚みであるから、ダイヤモンド層が薄くても差し支えな
く、ダイヤモンドウエハ−として利用することができ
る。さらに本発明は、基板の形状を選ぶことにより、円
形ウエハ−、矩形ウエハ−、正方形ウエハ−など任意の
形状にすることができる。円形ウエハ−の場合は、オリ
エンテ−ションフラット（ＯＦ）やインデックスフラッ
ト（ＩＦ）等をウエハ−の周辺に付けることもある。こ
の場合は、完全に円形ではないが、実質的に円形であ
る。The wafer of the present invention is a composite comprising a substrate and a diamond film. This is different from a uniform material such as a Si wafer. However, when manufacturing a semiconductor element or the like, since only a very small thickness of the chip surface is required, a thin diamond layer can be used, and it can be used as a diamond wafer. Further, in the present invention, an arbitrary shape such as a circular wafer, a rectangular wafer, and a square wafer can be obtained by selecting the shape of the substrate. In the case of a circular wafer, an orientation flat (OF), an index flat (IF), or the like may be provided around the wafer. In this case, it is not perfectly circular, but is substantially circular.

【００９９】また本発明によりウエハ−は凸反り、凹反
りなど反りを伴うものである。平坦なものは得にくい
が、平坦にしても、うねりがあるので研磨が難しい。反
りのあるものは従来の方法では研磨しにくいが、本発明
では凸反りにして研磨可能にしている。反りのあるウエ
ハ−の全体を、Ｒｍａｘ５００Å（５０ｎｍ）、Ｒａ２
００Å（２０ｎｍ）以下の面粗度まで平滑にすることが
できる。Further, according to the present invention, the wafer is accompanied by warpage such as convex warpage and concave warpage. It is difficult to obtain a flat one, but even if it is flat, it is difficult to polish because of undulation. Although a warped object is hard to be polished by a conventional method, the present invention employs a convex warp to enable polishing. The entire warped wafer is defined as Rmax500ｍ (50 nm), Ra2
The surface can be smoothed to a surface roughness of not more than 00 (20 nm).

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】基板の上にダイヤモンド膜を形成した反りのあ
るダイヤモンドウエハ−の構造を示す断面図。FIG. 1 is a cross-sectional view showing the structure of a warped diamond wafer having a diamond film formed on a substrate.

【図２】凹凸の反りが混在しうねりを持つダイヤモンド
ウエハ−の一例を示す断面図。FIG. 2 is a cross-sectional view showing an example of a diamond wafer having undulation in which uneven warpage is mixed.

【図３】基体の上にダイヤモンドを被覆し研磨しさらに
電極形成する工程を示す概略断面図。FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing a process in which diamond is coated on a base, polished, and an electrode is formed.

【図４】本発明において、ダイヤモンド膜合成に用いる
フィラメントＣＶＤ装置の概略構成図。FIG. 4 is a schematic configuration diagram of a filament CVD apparatus used for synthesizing a diamond film in the present invention.

【図５】本発明において、ダイヤモンド膜合成に用いる
マイクロ波プラズマＣＶＤ装置の概略構成図。FIG. 5 is a schematic configuration diagram of a microwave plasma CVD apparatus used for synthesizing a diamond film in the present invention.

【図６】本発明において、ダイヤモンド膜を研磨するた
めに用いる研磨装置の概略正面図。FIG. 6 is a schematic front view of a polishing apparatus used for polishing a diamond film in the present invention.

【図７】図７の研磨装置のホルダ−の部分のみの拡大断
面図。FIG. 7 is an enlarged sectional view of only a holder part of the polishing apparatus of FIG. 7;

【図８】平坦なホルダ−にダイヤモンド被覆ウエハ−を
張りつけて研磨した時に、未研磨部が残ることを説明す
るための研磨後のウエハ−の面を示す底面図。は合成
後平坦なウエハ−を研磨したもの、は凹反りのウエハ
−を研磨したもの、は凸反りのウエハ−を研磨したも
のである。FIG. 8 is a bottom view showing the surface of the polished wafer for explaining that an unpolished portion remains when the diamond-coated wafer is adhered to a flat holder and polished. Is a polished flat wafer after synthesis, is a polished concave warped wafer, and is a polished convexly warped wafer.

【図９】テラスとエッジが交互に連続する（１１１）面
配向したダイヤモンドの表面の断面図。FIG. 9 is a cross-sectional view of the surface of a (111) -oriented diamond in which terraces and edges are alternately continuous.

【図１０】エッジを起点として傾斜層状欠陥が成長する
有様を説明する断面図。FIG. 10 is a cross-sectional view illustrating how an inclined layered defect grows starting from an edge.

【図１１】炭素高濃度ガスを与えることにより、テラス
に結晶核が発生することを示す断面図。FIG. 11 is a cross-sectional view showing that crystal nuclei are generated on a terrace by supplying a high-concentration carbon gas.

【図１２】テラス核を基に炭素原子が堆積し、面に平行
な欠陥が発生して行く傾向を説明するための結晶核断面
図。FIG. 12 is a cross-sectional view of crystal nuclei for explaining a tendency that carbon atoms are deposited on the basis of terrace nuclei and defects parallel to the plane are generated.

【図１３】モ−ドの原料ガス中の炭素濃度の周期的時
間変化を示すグラフ。FIG. 13 is a graph showing a periodic time change of a carbon concentration in a raw material gas of a mode.

【図１４】モ−ドの原料ガス中の炭素濃度の周期的時
間変化を示すグラフ。FIG. 14 is a graph showing a periodic time change of a carbon concentration in a raw material gas of a mode.

【図１５】モ−ドの原料ガス中の炭素濃度の周期的時
間変化を示すグラフ。FIG. 15 is a graph showing a periodic time change of the carbon concentration in the raw material gas of the mode.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１１ 真空チャンバ １２ サセプタ １３ 基板 １４ ガス排出口 １５ 電極 １７ フィラメント １８ ガス導入口 １９ 真空計 ２０ 冷却媒体 ２１ 電源 ２２ 真空チャンバ ２３ 支持棒 ２４ サセプタ ２５ 基板 ２６ 原料ガス ２７ 出口 ２８ 冷却装置 ２９ マグネトロン ３０ 真空導波管 ３１ プラズマ ３２ ピストン ３３ マイクロ波 ３４ 共鳴板 ４１ 回転定盤 ４２ 回転主軸 ４３ ホルダ− ４４ 干渉板 ４５ ウエハ− ４６ ホルダ−軸 ４７ 加圧シャフト ４８ ア−ム ４９ 油圧シリンダ ５０ モ−タ ５１ 油圧シリンダ ５３ 出力軸 ５４ プ−リ ５５ べルト ５６ プ−リ ５９ 溝 ６０ テラス ６１ エッジ ６２ 非平行層状欠陥 ６３ 核 ６４ 基板面に平行な層面 Reference Signs List 11 vacuum chamber 12 susceptor 13 substrate 14 gas outlet 15 electrode 17 filament 18 gas inlet 19 vacuum gauge 20 cooling medium 21 power supply 22 vacuum chamber 23 support rod 24 susceptor 25 substrate 26 source gas 27 outlet 28 cooling device 29 magnetron 30 vacuum guide Wave tube 31 Plasma 32 Piston 33 Microwave 34 Resonance plate 41 Rotating surface plate 42 Rotating spindle 43 Holder 44 Interference plate 45 Wafer 46 Holder shaft 47 Pressing shaft 48 Arm 49 Hydraulic cylinder 50 Motor 51 Hydraulic cylinder 53 output shaft 54 pulley 55 belt 56 pulley 59 groove 60 terrace 61 edge 62 non-parallel layered defect 63 nucleus 64 layer surface parallel to substrate surface

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平６−263595（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−270977（ＪＰ，Ａ) Ｊ．ＷＥＩ ａｎｄ Ｙ．ＴＺＥＮ Ｇ，Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｄｉａｍｏｎ ｄ ｂｙ ｓｅｑｕｅｎｔｉａｌ ｄｅ ｐｏｓｉｔｉｏｎ ａｎｄ ｅｔｃｉｎ ｇ ｐｒｏｃｅｓｓ ｕｓｉｎｇ ｈｏ ｔ ｆｉｌａｍｅｎｔ ＣＶＤ，Ｊｏｕ ｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒ ｏｗｔｈ，1993年，ｖｏｌ．128，ｐ. 413−417 Ｘ．ＪＩＡＮＧ，Ｃ−Ｐ，ＫＬＡＧＥ Ｓ，Ｍ．ＲＯＳＬＥＲ，Ｒ．ＺＡＣＨＡ Ｉ，Ｍ．ＨＡＲＴＷＥＧ ａｎｄ Ｈ− Ｊ．ＦＵＳＳＥＲ，Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏ ｎ ａｎｄ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａ ｔｉｏｎ ｏｆ Ｄｉａｍｏｎｄ Ｅｐ ｉｔａｘｉａｌ Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍｓ ｏｎ Ｓｉｌｉｃｏｎ Ｓｕｂｓｔｒ ａｔｅｓ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ａ, 1993年，ｖｏｌ．57 ｎｏ．６，ｐ. 483−489 楊政峰，吉川昌範，熱化学反応による ダイヤモンド膜の研磨，精密工学会誌, 1991年，ｖｏｌ．57，ｎｏ．１，ｐ. 184−189 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C23C 16/00 - 16/56 C30B 1/00 - 35/00 H01L 21/205 - 21/31 ────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of front page (56) References JP-A-6-263595 (JP, A) JP-A-5-270977 (JP, A) WEI and Y. TZEN G, Growth of diamond by sequential de position and et cing process using hot film CVD, Journal of Crystal Growth, 1993. 128, p. JIANG, CP, KLAGE S, M .; ROSLER, R.A. ZACHA I, M. HARTWEG and H-J. FUSSER, Deposition and Characterization of Diamond Epitaxial Thin Films on Silicon Substrates, Appl. Phys. A, 1993, vol. 57 no. 6, p. 483-489, Masamichi Yang and Masanori Yoshikawa, Polishing of diamond film by thermochemical reaction, Journal of the Japan Society of Precision Engineering, 1991, vol. 57, no. 1, p. 184-189 (58) Fields investigated (Int. Cl. ⁷ , DB name) C23C 16/00-16/56 C30B 1/00-35/00 H01L 21/205-21/31

Claims (11)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】 基板と、気相合成法により基板上にコ−
テイングされた（１１１）配向したダイヤモンド膜とよ
りなり、ダイヤモンド膜は気相合成法により形成された
後、機械研磨によりＲｍａｘ５００Å、Ｒａ２００Å以
下の面粗度に仕上げてあり、外周面から中央部への反り
量ΔＨが、２μｍ≦｜ΔＨ｜≦１５０μｍであることを
特徴とするウエハ−。Claims: 1. Coating a substrate with a substrate by a vapor phase synthesis method.
(111) oriented diamond film. The diamond film is formed by a vapor phase synthesis method and then finished by mechanical polishing to a surface roughness of Rmax 500 ° or less, Ra200 ° or less. A wafer characterized in that a warpage amount ΔH satisfies 2 μm ≦ | ΔH | ≦ 150 μm. 【請求項２】 （１１１）面に平行な層状の欠陥の内、
欠陥の層面が基板面に平行であるものと平行面からのず
れが５°以内であるものの合計の、全層状欠陥数に対す
る割合が４０％以上であるダイヤモンド膜であることを
特徴とする請求項１に記載のウエハ−。2. Among the layered defects parallel to the (111) plane,
A diamond film in which the ratio of the total number of defects having a layer plane of a defect parallel to the substrate surface and a deviation from the parallel plane within 5 ° to the total number of layered defects is 40% or more. 1. The wafer according to 1. 【請求項３】 ウエハ−が実質的に円形であり、外周か
ら中心に向かって単調に反っていることを特徴とする請
求項１又は請求項２に記載のウエハ−。3. The wafer according to claim 1, wherein the wafer is substantially circular and is warped monotonously from the outer periphery toward the center. 【請求項４】 Ｓｉ（１１１）ウエハ−を基板とするこ
とを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれかに記載の
ウエハ−。4. The wafer according to claim 1, wherein the substrate is a Si (111) wafer. 【請求項５】 ダイヤモンド膜が２μｍ〜１０００μｍ
の厚みを持つことを特徴とする請求項１〜４のいずれか
に記載のウエハ−。5. The diamond film has a thickness of 2 μm to 1000 μm.
The wafer according to any one of claims 1 to 4, wherein the wafer has a thickness of: 【請求項６】 炭素源である有機化合物と水素ガスを含
む原料ガスを反応容器に導入し、外部よりエネルギ−を
与えて原料ガスを励起して、気相反応を起こさせ、原料
ガス中の炭素濃度を初期は低くし以後は繰り返し増減す
ることによって、基板の上に（１１１）配向したダイヤ
モンド膜を成長させる成長工程と、ダイヤモンド膜を機
械研磨により、面粗度Ｒｍａｘ５００Å、Ｒａ２００Å
以下に仕上げる研磨工程とを含むことを特徴とするウエ
ハ−の製造方法。6. A raw material gas containing an organic compound as a carbon source and hydrogen gas is introduced into a reaction vessel, and energy is applied from the outside to excite the raw material gas to cause a gas phase reaction. A growth step of growing a (111) -oriented diamond film on the substrate by lowering the carbon concentration at the beginning and repeatedly increasing and decreasing thereafter, and a surface roughness Rmax 500 ° and Ra 200 ° of the diamond film by mechanical polishing.
A method for manufacturing a wafer, comprising: a polishing step of finishing as follows. 【請求項７】 原料ガス中の、単位体積当たりの水素原
子数Ｈに対する単位体積当たりの炭素原子の数Ｃの割合
Ｘ（Ｃ／Ｈ）が０％越え１％以下である第１の原料ガス
Ｕと、単位体積当たりの水素原子数Ｈに対する単位体積
当たりの炭素原子の数Ｃの割合Ｙ（Ｃ／Ｈ）が１％〜８
％である第２の原料ガスＷと、単位体積当たりの水素原
子数Ｈに対する単位体積当たりの炭素原子の数Ｃの割合
Ｚ（Ｃ／Ｈ）が０％である第３の原料ガスＡとを用い、
第３原料ガスＡ、第１原料ガスＵ、第２原料ガスＷをそ
の順に繰り返し反応容器に供給することを特徴とする請
求項６に記載のウエハ−の製造方法。7. A first source gas in which the ratio X (C / H) of the number C of carbon atoms per unit volume to the number H of hydrogen atoms per unit volume in the source gas is more than 0% and 1% or less. U and the ratio Y (C / H) of the number C of carbon atoms per unit volume to the number H of hydrogen atoms per unit volume is 1% to 8%.
% And the third source gas A having a ratio Z (C / H) of the number C of carbon atoms per unit volume to the number H of hydrogen atoms per unit volume of 0%. Use
7. The method of manufacturing a wafer according to claim 6, wherein the third source gas A, the first source gas U, and the second source gas W are repeatedly supplied to the reaction vessel in that order. 【請求項８】 第１の原料ガスの全供給時間をａとし、
第２の原料ガスの全供給時間をｂとすると、０．０１≦
ｂ／（ａ＋ｂ）≦０．５であることを特徴とする請求項
７に記載のウエハ−の製造方法。8. A total supply time of the first source gas is a,
Assuming that the total supply time of the second source gas is b, 0.01 ≦
8. The method of manufacturing a wafer according to claim 7, wherein b / (a + b) ≦ 0.5. 【請求項９】 第１の原料ガスは、異なる炭素割合
Ｘ_１、Ｘ_２、…をもつ複数種類の原料ガスＵ_１、Ｕ_２、
…を連続して供給するものである事を特徴とする請求項
７又は８に記載のウエハ−の製造方法。9. The first source gas comprises a plurality of types of source gases U ₁ , U ₂ ,... Having different carbon ratios X ₁ , X ₂ ,.
9. The method for producing a wafer according to claim 7, wherein ... are supplied continuously. 【請求項１０】 第２の原料ガスは、異なる炭素割合Ｙ
_１、Ｙ_２、…をもつ複数種類の原料ガスＷ_１、Ｗ_２、…
を連続して供給するものである事を特徴とする請求項７
〜９の何れかに記載のウエハ−の製造方法。10. The second source gas has different carbon ratios Y
_{1, Y 2,} ... a plurality of types of material gases _W 1, _{W 2} with, ...
8. The apparatus according to claim 7, wherein
10. The method for manufacturing a wafer according to any one of claims 9 to 9. 【請求項１１】 ダイヤモンド膜形成後の反りの絶対値
が２μｍ〜１５０μｍ、研磨後の反りの絶対値が２μｍ
〜１５０μｍであることを特徴とする請求項６〜１０の
いずれかに記載のウエハ−の製造方法。11. The absolute value of warpage after forming a diamond film is 2 μm to 150 μm, and the absolute value of warpage after polishing is 2 μm.
The method for producing a wafer according to any one of claims 6 to 10, wherein the thickness is from 150 to 150 m.