JP3079653B2 - ダイヤモンド及び閃亜鉛鉱型化合物の合成方法 - Google Patents
ダイヤモンド及び閃亜鉛鉱型化合物の合成方法Info
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Landscapes
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ダイヤモンド及び／又
は閃亜鉛鉱型化合物の気相合成法に関し、詳しくはダイ
ヤモンド基板を用いた上記合成法に関する。
は閃亜鉛鉱型化合物の気相合成法に関し、詳しくはダイ
ヤモンド基板を用いた上記合成法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年様々な種類のダイヤモンド気相合成
法が開発され、ダイヤモンド膜の工業分野への応用は急
速な勢いで進んでいる。ダイヤモンドの半導体としての
利用は主要な応用分野の一つであり、ダイヤモンド高
温、高速素子への期待が高まってきている。珪素（Ｓ
ｉ）やヒ化ガリウム（ＧａＡｓ）等の半導体工業の基盤
は高品質の結晶成長技術にあって、ダイヤモンドについ
てもこれは当てはまるものである。
法が開発され、ダイヤモンド膜の工業分野への応用は急
速な勢いで進んでいる。ダイヤモンドの半導体としての
利用は主要な応用分野の一つであり、ダイヤモンド高
温、高速素子への期待が高まってきている。珪素（Ｓ
ｉ）やヒ化ガリウム（ＧａＡｓ）等の半導体工業の基盤
は高品質の結晶成長技術にあって、ダイヤモンドについ
てもこれは当てはまるものである。
【０００３】従って、高品質で欠陥の少ないｐ型及びｎ
型ダイヤモンド結晶膜のエピタキシャル成長及び成長し
た結晶の原子レベルでの平坦且つ清浄な表面を作製する
ことは非常に重要な技術と考えられる。これまで、気相
合成によるダイヤモンドのエピタキシャル成長について
は、平坦な表面形状を得る条件として、 ｉ）（００１）面を用いること〔文献：特開平１−１０
３９９４、特開平１−２４６８６７各号公報〕、 ii）メタン、水素系でマイクロ波プラズマＣＶＤ法によ
り合成する場合には６％程度のメタン高濃度条件で行う
こと〔文献：H.Shiomi et al , Japanese Journal of A
pplied Physics vol.29 (1990) p.34 〕、などが報告さ
れている。（００１）面上にマイクロ波プラズマＣＶＤ
法でメタン濃度６％で成膜すると、確かに平坦な膜は得
られるが、わずかな条件のずれによって、表面上に２次
的な粒子が成長し、凸凹な表面になってしまうことが問
題であった。また、ダイヤモンド基板上にダイヤモンド
単結晶を形成させた後に、続けて立方晶窒化ホウ素（ｃ
ＢＮ）や炭化珪素（ＳｉＣ）などの異種結晶をヘテロエ
ピタキシャル成長させることはダイヤモンド半導体の応
用範囲を広げる上で大きな意味をもつ技術である。
型ダイヤモンド結晶膜のエピタキシャル成長及び成長し
た結晶の原子レベルでの平坦且つ清浄な表面を作製する
ことは非常に重要な技術と考えられる。これまで、気相
合成によるダイヤモンドのエピタキシャル成長について
は、平坦な表面形状を得る条件として、 ｉ）（００１）面を用いること〔文献：特開平１−１０
３９９４、特開平１−２４６８６７各号公報〕、 ii）メタン、水素系でマイクロ波プラズマＣＶＤ法によ
り合成する場合には６％程度のメタン高濃度条件で行う
こと〔文献：H.Shiomi et al , Japanese Journal of A
pplied Physics vol.29 (1990) p.34 〕、などが報告さ
れている。（００１）面上にマイクロ波プラズマＣＶＤ
法でメタン濃度６％で成膜すると、確かに平坦な膜は得
られるが、わずかな条件のずれによって、表面上に２次
的な粒子が成長し、凸凹な表面になってしまうことが問
題であった。また、ダイヤモンド基板上にダイヤモンド
単結晶を形成させた後に、続けて立方晶窒化ホウ素（ｃ
ＢＮ）や炭化珪素（ＳｉＣ）などの異種結晶をヘテロエ
ピタキシャル成長させることはダイヤモンド半導体の応
用範囲を広げる上で大きな意味をもつ技術である。
【０００４】ダイヤモンドの（００１）面は、ダイヤモ
ンド構造の性質上、１原子層のステップごとに表面のＣ
原子の結合手の向きは＜００１＞の回りに９０度回転し
ている。そのため、（００１）面の１原子層ステップの
清浄表面に形成される表面超構造は図４に示すように一
方は２×１構造となり、他方は１×２構造となる（図
１）。２原子層のステップの場合は、図２に示すように
その上下とも同じ周期構造となる（図２）。一般的に
は、表面は１原子層のステップが多く存在し、表面には
１×２構造と２×１構造の両方が形成される。ダイヤモ
ンド（００１）面の上に、閃亜鉛鉱型の物質を成長させ
る場合を考える。閃亜鉛鉱型化合物では、＜００１＞に
垂直な原子層を考えたときに、結合手の向きが回転する
だけでなく、面を構成する原子の種類も変わる。例えば
ｃＢＮでは１層ごとにＢ原子からなる層、Ｎ原子からな
る層とが繰り返される。ダイヤモンドの上にｃＢＮを成
長させる場合、Ｃ原子の上にはＢ原子が結合するから、 ・・・Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｂ−Ｎ−Ｂ−Ｎ−Ｂ−Ｎ−Ｂ−Ｎ・・・ ←・・・ダイヤモンド基板 → ←ｃＢＮエピタキシャル膜・・・・→ のように積層するようになる。もし、表面上に一原子層
のステップがあると、その両側での成長は、 のようになる。即ち、図５に示すようにＢとＮの２層を
周期とするｃＢＮ結晶を半周期だけずらしたような反位
相境界（アンチフェーズドメインバウンダリー）がステ
ップの上側のテラスに成長した部分と、ステップの下の
テラスに成長した部分の間に形成されてしまう。このよ
うな境界では、結晶は不連続となってしまう。それに対
し、二原子層のステップがある場合には、 のように成長する）。この場合には図３に示すにように
ステップのずれは、ｃＢＮの周期の１周期分に相当する
ため、１原子層ステップの場合のような位相のずれは生
じない。そのため、二原子層のステップは成長に悪い影
響を与えない。そこで、ダイヤモンドの上にｃＢＮを成
長させる場合には、表面上にステップがないようにする
か、もしくは二原子層のステップのみになるようにする
ことが望まれる。全くステップがない表面を得ることは
殆ど不可能であるから、２原子層のステップだけになる
ように表面を制御する必要がある。このような表面で
は、表面超構造は２×１のみ、もしくは１×２構造のみ
（これをシングルドメインという）となる。Ｓｉはダイ
ヤモンド構造の半導体であり、その（００１）面上にに
閃亜鉛鉱型の半導体材料であるＧａＡｓ、ＳｉＣなどを
成長させる場合には、やはり１原子層ステップのない表
面が必要であり、これを得る方法としてはいくつかの条
件が提案されており〔例えばSakamoto et al, Japanese
Journal of Applied Physics Ｌetter vol.47 (1985)
p.617 〕、特許も出願されている（例えば特開平２−１
８０７９５号公報等）。
ンド構造の性質上、１原子層のステップごとに表面のＣ
原子の結合手の向きは＜００１＞の回りに９０度回転し
ている。そのため、（００１）面の１原子層ステップの
清浄表面に形成される表面超構造は図４に示すように一
方は２×１構造となり、他方は１×２構造となる（図
１）。２原子層のステップの場合は、図２に示すように
その上下とも同じ周期構造となる（図２）。一般的に
は、表面は１原子層のステップが多く存在し、表面には
１×２構造と２×１構造の両方が形成される。ダイヤモ
ンド（００１）面の上に、閃亜鉛鉱型の物質を成長させ
る場合を考える。閃亜鉛鉱型化合物では、＜００１＞に
垂直な原子層を考えたときに、結合手の向きが回転する
だけでなく、面を構成する原子の種類も変わる。例えば
ｃＢＮでは１層ごとにＢ原子からなる層、Ｎ原子からな
る層とが繰り返される。ダイヤモンドの上にｃＢＮを成
長させる場合、Ｃ原子の上にはＢ原子が結合するから、 ・・・Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｃ−Ｂ−Ｎ−Ｂ−Ｎ−Ｂ−Ｎ−Ｂ−Ｎ・・・ ←・・・ダイヤモンド基板 → ←ｃＢＮエピタキシャル膜・・・・→ のように積層するようになる。もし、表面上に一原子層
のステップがあると、その両側での成長は、 のようになる。即ち、図５に示すようにＢとＮの２層を
周期とするｃＢＮ結晶を半周期だけずらしたような反位
相境界（アンチフェーズドメインバウンダリー）がステ
ップの上側のテラスに成長した部分と、ステップの下の
テラスに成長した部分の間に形成されてしまう。このよ
うな境界では、結晶は不連続となってしまう。それに対
し、二原子層のステップがある場合には、 のように成長する）。この場合には図３に示すにように
ステップのずれは、ｃＢＮの周期の１周期分に相当する
ため、１原子層ステップの場合のような位相のずれは生
じない。そのため、二原子層のステップは成長に悪い影
響を与えない。そこで、ダイヤモンドの上にｃＢＮを成
長させる場合には、表面上にステップがないようにする
か、もしくは二原子層のステップのみになるようにする
ことが望まれる。全くステップがない表面を得ることは
殆ど不可能であるから、２原子層のステップだけになる
ように表面を制御する必要がある。このような表面で
は、表面超構造は２×１のみ、もしくは１×２構造のみ
（これをシングルドメインという）となる。Ｓｉはダイ
ヤモンド構造の半導体であり、その（００１）面上にに
閃亜鉛鉱型の半導体材料であるＧａＡｓ、ＳｉＣなどを
成長させる場合には、やはり１原子層ステップのない表
面が必要であり、これを得る方法としてはいくつかの条
件が提案されており〔例えばSakamoto et al, Japanese
Journal of Applied Physics Ｌetter vol.47 (1985)
p.617 〕、特許も出願されている（例えば特開平２−１
８０７９５号公報等）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、ダイヤモンド
に関しては、これまで知られていた方法で作製したダイ
ヤモンド基板あるいはダイヤモンドエピタキシャル層
は、原子の大きさレベルでは完全に平坦なものではな
く、無数の単原子層ステップを含んだ表面であった。本
発明は、前記現状に鑑みてなされたものであり、本発明
の目的は結晶性に優れたダイヤモンド及び／又は閃亜鉛
鉱型化合物の単結晶膜をダイヤモンド単結晶基板上に合
成できる方法を提供することにある。
に関しては、これまで知られていた方法で作製したダイ
ヤモンド基板あるいはダイヤモンドエピタキシャル層
は、原子の大きさレベルでは完全に平坦なものではな
く、無数の単原子層ステップを含んだ表面であった。本
発明は、前記現状に鑑みてなされたものであり、本発明
の目的は結晶性に優れたダイヤモンド及び／又は閃亜鉛
鉱型化合物の単結晶膜をダイヤモンド単結晶基板上に合
成できる方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決する手段
として本発明は、基板上にダイヤモンド及び／又は閃亜
鉛鉱型化合物を気相からエピタキシャル成長させる合成
方法において、該基板として面方位が＜００１＞から＜
１１０＞±１５°の方向に２°〜２０°の範囲内でずれ
た単結晶ダイヤモンド基板を用いることを特徴とする合
成方法を提供する。 本発明における特に好ましい上記
閃亜鉛鉱型化合物としては、窒化ホウ素，ＧａＡｓ又は
ＳｉＣを挙げることができる。
として本発明は、基板上にダイヤモンド及び／又は閃亜
鉛鉱型化合物を気相からエピタキシャル成長させる合成
方法において、該基板として面方位が＜００１＞から＜
１１０＞±１５°の方向に２°〜２０°の範囲内でずれ
た単結晶ダイヤモンド基板を用いることを特徴とする合
成方法を提供する。 本発明における特に好ましい上記
閃亜鉛鉱型化合物としては、窒化ホウ素，ＧａＡｓ又は
ＳｉＣを挙げることができる。
【０００７】
【作用】ダイヤモンドは、最も硬い物質であり、研磨が
困難であるため、主な結晶面である（１１１）、（００
１）、（１１０）などについてのエピタキシャル成長の
研究例は従来からあったものの、面方位を少しずらせた
微妙な条件下での研究例は全くなかった。本発明者ら
は、電子回折、電子顕微鏡、トンネル顕微鏡などを用い
て、様々な面方位に切断及び研磨したダイヤモンド基板
上に気相合成法によるダイヤモンド及び／又は異種物質
の成長を試みる詳細な実験を行った。その結果、ダイヤ
モンド上にダイヤモンドを成長させるホモエピタキシャ
ル成長では、成長面方位が＜００１＞から＜１１０＞方
位に数°ずれている場合に、最も良好な表面モフォロジ
ーが得られた。これは、気相合成法の如何にかかわら
ず、マイクロ波プラズマＣＶＤ法、熱フィラメントＣＶ
Ｄ法、直流プラズマＣＶＤ法のいずれにおいても、前述
の面方位の基板を用いた場合には、他の試料基板よりも
平坦な表面形状が得られた。本発明によりダイヤモンド
基板上にエピタキシャル成長させる閃亜鉛鉱型化合物と
しては、ｃＢＮ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＩｎＡ
ｓ、ＩｎＰなどを挙げることができるが、ダイヤモンド
との格子定数を考えるとｃＢＮ、ＳｉＣ、ＧａＡｓが特
に好ましい。
困難であるため、主な結晶面である（１１１）、（００
１）、（１１０）などについてのエピタキシャル成長の
研究例は従来からあったものの、面方位を少しずらせた
微妙な条件下での研究例は全くなかった。本発明者ら
は、電子回折、電子顕微鏡、トンネル顕微鏡などを用い
て、様々な面方位に切断及び研磨したダイヤモンド基板
上に気相合成法によるダイヤモンド及び／又は異種物質
の成長を試みる詳細な実験を行った。その結果、ダイヤ
モンド上にダイヤモンドを成長させるホモエピタキシャ
ル成長では、成長面方位が＜００１＞から＜１１０＞方
位に数°ずれている場合に、最も良好な表面モフォロジ
ーが得られた。これは、気相合成法の如何にかかわら
ず、マイクロ波プラズマＣＶＤ法、熱フィラメントＣＶ
Ｄ法、直流プラズマＣＶＤ法のいずれにおいても、前述
の面方位の基板を用いた場合には、他の試料基板よりも
平坦な表面形状が得られた。本発明によりダイヤモンド
基板上にエピタキシャル成長させる閃亜鉛鉱型化合物と
しては、ｃＢＮ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＩｎＡ
ｓ、ＩｎＰなどを挙げることができるが、ダイヤモンド
との格子定数を考えるとｃＢＮ、ＳｉＣ、ＧａＡｓが特
に好ましい。
【０００８】このように本発明の方法で表面モフォロジ
ーが良好となる機構については明解に解明されてはいな
いが、＜１１０＞方位は（００１）表面のステップに対
応する方向であり、数度ずらすことにより、ステップの
密度が増える結果、結晶成長が表面全体にわたって均一
におこるようになったと考えられる。面方位が＜００１
＞から数°程度ずれていることが好ましい。２°未満で
は、（００１）±０．１°の基板を用いた場合と同じで
殆ど効果がなかった。２０°を越える場合には逆効果で
あった。ずれをつける方向としては＜１１０＞方向が最
も好ましく、＜１１０＞±１５°の範囲では（００１）
よりも良い結果が得られた。従って、＜００１＞方位か
ら＜１１０＞±１５°の方向に２〜２０°の範囲内でず
れていることが好ましい。特に、５±１°程度のずれを
＜１１０＞±５°の方向につけた場合が最も好ましく、
（００１）基板ではかなり凸凹な膜が形成されるような
条件（例えばメタン、水素系でのマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法で、メタン濃度を１％とした場合等）において
も、平坦なモフォロジーであった。
ーが良好となる機構については明解に解明されてはいな
いが、＜１１０＞方位は（００１）表面のステップに対
応する方向であり、数度ずらすことにより、ステップの
密度が増える結果、結晶成長が表面全体にわたって均一
におこるようになったと考えられる。面方位が＜００１
＞から数°程度ずれていることが好ましい。２°未満で
は、（００１）±０．１°の基板を用いた場合と同じで
殆ど効果がなかった。２０°を越える場合には逆効果で
あった。ずれをつける方向としては＜１１０＞方向が最
も好ましく、＜１１０＞±１５°の範囲では（００１）
よりも良い結果が得られた。従って、＜００１＞方位か
ら＜１１０＞±１５°の方向に２〜２０°の範囲内でず
れていることが好ましい。特に、５±１°程度のずれを
＜１１０＞±５°の方向につけた場合が最も好ましく、
（００１）基板ではかなり凸凹な膜が形成されるような
条件（例えばメタン、水素系でのマイクロ波プラズマＣ
ＶＤ法で、メタン濃度を１％とした場合等）において
も、平坦なモフォロジーであった。
【０００９】（００１）±３°の基板を用いた場合に
は、成長後の表面は図４に示すように２×１構造と１×
２構造の２つの超構造が形成されており（ダブルドメイ
ン）、表面上には一原子層のステップが存在している。
図５はダイヤモンド（００１）の一原子層ステップ上に
成長させたｃＢＮの模式図を示す。結晶が不連続（アン
チフェーズドバンダリー）となっていることがわかる。
これに対し、ホモエピタキシャル成長で良好な結果が得
られた基板、即ち面方位を＜００１＞から５±１°程度
のずれを＜１１０＞±５°の方向につけた場合には、図
２に示すように表面に形成される超構造は２×１構造の
み（シングルドメイン）であることが、電子回折、トン
ネル顕微鏡により確認できた。このダイヤモンドの二原
子層ステップの上に成長させたｃＢＮの模式図を図３に
示す。即ち、本発明による基板が閃亜鉛鉱型材料を図３
のようにヘテロエピタキシャル成長させる基板として有
力であることがわかった。
は、成長後の表面は図４に示すように２×１構造と１×
２構造の２つの超構造が形成されており（ダブルドメイ
ン）、表面上には一原子層のステップが存在している。
図５はダイヤモンド（００１）の一原子層ステップ上に
成長させたｃＢＮの模式図を示す。結晶が不連続（アン
チフェーズドバンダリー）となっていることがわかる。
これに対し、ホモエピタキシャル成長で良好な結果が得
られた基板、即ち面方位を＜００１＞から５±１°程度
のずれを＜１１０＞±５°の方向につけた場合には、図
２に示すように表面に形成される超構造は２×１構造の
み（シングルドメイン）であることが、電子回折、トン
ネル顕微鏡により確認できた。このダイヤモンドの二原
子層ステップの上に成長させたｃＢＮの模式図を図３に
示す。即ち、本発明による基板が閃亜鉛鉱型材料を図３
のようにヘテロエピタキシャル成長させる基板として有
力であることがわかった。
【００１０】
実施例１ 高圧合成法によるダイヤモンド基板を、図１に示すよう
に基板面がその法線方向が＜００１＞から＜１１０＞方
向に５°ずれた方位となるように研磨し、マイクロ波プ
ラズマＣＶＤ法によりエピタキシャル成長を行った。合
成条件は、圧力４０Torr、基板温度８８０℃、マイクロ
波パワー４００Ｗ、成長時間１０時間であった。成長後
の面は、ノマルスキー型顕微鏡による観察の結果、２次
的な粒成長の密度は１個／ｍｍ2 以下であり、平坦な面
であることがわかった。殆どずれのない（００１）基板
（±２°以内）を用いて実施例１と同じ条件でダイヤモ
ンドを成長させた場合には、１００〜１００００／ｍｍ
2 の２次的な粒が観察された（比較例１）。
に基板面がその法線方向が＜００１＞から＜１１０＞方
向に５°ずれた方位となるように研磨し、マイクロ波プ
ラズマＣＶＤ法によりエピタキシャル成長を行った。合
成条件は、圧力４０Torr、基板温度８８０℃、マイクロ
波パワー４００Ｗ、成長時間１０時間であった。成長後
の面は、ノマルスキー型顕微鏡による観察の結果、２次
的な粒成長の密度は１個／ｍｍ2 以下であり、平坦な面
であることがわかった。殆どずれのない（００１）基板
（±２°以内）を用いて実施例１と同じ条件でダイヤモ
ンドを成長させた場合には、１００〜１００００／ｍｍ
2 の２次的な粒が観察された（比較例１）。
【００１１】実施例２ 実施例１と同じ条件で作製した基板の上に、基板温度９
００℃、マイクロ波プラズマパワー４００Ｗでダイヤモ
ンドを１時間成長させ、その上にＳｉＣを２時間成長さ
せた。ダイヤモンド成長後、及びＳｉＣ成長後に反射電
子回折（ＲＨＥＥＤ）パターンを観察した。ダイヤモン
ド成長後のＲＨＥＥＤパターンでは、２倍の周期構造が
＜１１０＞方向にのみ形成されており、＜１１０＞方向
の長周期は観察されなかった。ＲＨＥＥＤ観察によりＳ
ｉＣ層は完全な単結晶であることがわかった。殆どずれ
のない（００１）基板（±１°以内）について実施例２
と同じ実験を行ったところ、ダイヤモンド成長後には２
つの方向について２倍の周期が観察された。ＳｉＣ層は
結晶性が悪く、多結晶成分をかなり含むことがわかっ
た。
００℃、マイクロ波プラズマパワー４００Ｗでダイヤモ
ンドを１時間成長させ、その上にＳｉＣを２時間成長さ
せた。ダイヤモンド成長後、及びＳｉＣ成長後に反射電
子回折（ＲＨＥＥＤ）パターンを観察した。ダイヤモン
ド成長後のＲＨＥＥＤパターンでは、２倍の周期構造が
＜１１０＞方向にのみ形成されており、＜１１０＞方向
の長周期は観察されなかった。ＲＨＥＥＤ観察によりＳ
ｉＣ層は完全な単結晶であることがわかった。殆どずれ
のない（００１）基板（±１°以内）について実施例２
と同じ実験を行ったところ、ダイヤモンド成長後には２
つの方向について２倍の周期が観察された。ＳｉＣ層は
結晶性が悪く、多結晶成分をかなり含むことがわかっ
た。
【００１２】
【発明の効果】本発明によれば、結晶性、表面平滑性に
優れた単結晶ダイヤモンド及び／又は閃亜鉛鉱型化合物
の単結晶をダイヤモンド単結晶基板上に合成することが
できる。
優れた単結晶ダイヤモンド及び／又は閃亜鉛鉱型化合物
の単結晶をダイヤモンド単結晶基板上に合成することが
できる。
【図１】実施例１におけるダイヤモンド基板のずれを示
す模式図である。
す模式図である。
【図２】２×１のみの構造からなる表面を示す模式図で
ある。
ある。
【図３】ダイヤモンド（００１）の二原子層ステップ上
に成長したｃＢＮの模式図である。
に成長したｃＢＮの模式図である。
【図４】２×１、１×２構造からなる表面に示す模式図
である。
である。
【図５】ダイヤモンド（００１）の一原子層ステップ上
に成長したｃＢＮの模式図である。
に成長したｃＢＮの模式図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平１−103994（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−246867（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−180795（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−214099（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C30B 1/00 - 35/00
Claims (2)
- 【請求項１】 基板上にダイヤモンド及び／又は閃亜鉛
鉱型化合物を気相からエピタキシャル成長させる合成方
法において、該基板として面方位が＜００１＞から＜１
１０＞±１５°の方向に２°〜２０°の範囲内でずれた
単結晶ダイヤモンド基板を用いることを特徴とする合成
方法。 - 【請求項２】 上記閃亜鉛鉱型化合物が窒化ホウ素，Ｇ
ａＡｓ又はＳｉＣであることを特徴とする請求項１記載
の合成方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03175464A JP3079653B2 (ja) | 1991-07-16 | 1991-07-16 | ダイヤモンド及び閃亜鉛鉱型化合物の合成方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03175464A JP3079653B2 (ja) | 1991-07-16 | 1991-07-16 | ダイヤモンド及び閃亜鉛鉱型化合物の合成方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0524989A JPH0524989A (ja) | 1993-02-02 |
| JP3079653B2 true JP3079653B2 (ja) | 2000-08-21 |
Family
ID=15996523
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03175464A Expired - Lifetime JP3079653B2 (ja) | 1991-07-16 | 1991-07-16 | ダイヤモンド及び閃亜鉛鉱型化合物の合成方法 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JP3079653B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1179621A4 (en) | 1999-03-26 | 2007-12-19 | Japan Science & Tech Agency | SEMICONDUCTOR DIAMOND OF N-TYPE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| JP5163920B2 (ja) * | 2005-03-28 | 2013-03-13 | 住友電気工業株式会社 | ダイヤモンド単結晶基板の製造方法及びダイヤモンド単結晶基板 |
| JP5194437B2 (ja) * | 2006-11-20 | 2013-05-08 | 住友電気工業株式会社 | 半導体装置および半導体装置の製造方法 |
| JP2009059798A (ja) * | 2007-08-30 | 2009-03-19 | Sumitomo Electric Ind Ltd | ダイヤモンド電子素子の製造方法 |
| JP5537525B2 (ja) | 2011-09-26 | 2014-07-02 | 株式会社東芝 | 半導体装置および半導体装置の製造方法 |
| US9251920B2 (en) | 2012-04-11 | 2016-02-02 | Ge-Hitachi Nuclear Energy America Llc | In-situ and external nuclear reactor severe accident temperature and water level probes |
-
1991
- 1991-07-16 JP JP03175464A patent/JP3079653B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0524989A (ja) | 1993-02-02 |
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