手順を図1に示す。プロセス1は異常成長粒� �や成長丘の原因である転位、研磨傷等の欠� �部分からの成長を抑制する物質をドープし� �なるダイヤモンド薄膜をバッファー層とし� �用いた場合である。まず、高温/高圧合成に� ��るIbダイヤモンド{001}基板を、マイクロ波プ ラズマCVD装置の反応器に導入し、その表面の 欠陥を低減する目的で水素プラズマエッチン グを行った。その時の条件は1300 W、80Torr、� �板温度900℃、プラズマ体積400cm ³ であった。その後、その反応器内でバッファ ー層のダイヤモンド膜の成長を行った。その 時の成長条件は800W、30Torr、基板温度700℃、� �ラズマ体積400cm ³ 、水素濃度99%、メタン濃度1%、ホウ素/炭素比 は10%であった。
 その後、そのバッファー層上にp ⁺ ダイヤモンド層を1200W、50Torr、基板温度800℃� ��プラズマ体積500cm ³ 、水素濃度99%、メタン濃度0.6%、ホウ素/炭素� ��は1.6%の成長条件で形成した。SIMSで測定し� �バッファー層、低抵抗ダイヤモンド膜中の� �ウ素濃度はそれぞれ10 ²¹ と4×10 ²⁰  atoms/cm ³ であった。またp ⁺ ダイヤモンド層の300Kで測定された抵抗率は5� �mωcmであった。その断面構造の模式図を図2� �示す。
 すなわち、ダイヤモンド基板上にバッファ� ��層として異常成長粒子や成長丘の原因であ� ��転位、研磨傷等の欠陥部分からの成長を抑� ��する物質をドープしてなるダイヤモンド薄� ��を形成し、その上に300Kで測定された抵抗率 が5mωcmのダイヤモンド膜の表面が平坦になる ことが確認できた。

 図1のプロセス1により得られたダイヤモン� �膜表面を光学顕微鏡で観察した結果を図3に� ��す。
 また、比較のためバッファー層として水素� ��度99.95%、メタン濃度0.025%、ホウ素は意図的� ��ドープしていない成長条件で形成したダイ� ��モンド薄膜上に抵抗率5mωcmのダイヤモンド� ��を形成した表面の結果を図4に示す。その基 板中心付近では10 ⁴  cm ^-2 、基板端付近では10 ⁶  cm ^-2 の異常成長粒子や成長丘が観察された。

 異常成長粒子や成長丘の原因である転位、� ��磨傷等の欠陥部分からの成長を抑制する物� ��をドープしてなるダイヤモンド薄膜表面は� ��れている。水素濃度96%、メタン濃度4%、ホ� �素/炭素比25%の条件で7時間成長したダイヤモ ンド膜表面の原子間力顕微鏡像を図5に示す� �その表面の平均二乗粗さは5.4 nmであった。� ��まり、巨視的には平坦にできるが微視的に� ��荒れている。しかし、バッファー層上に形� ��したp ⁺ ダイヤモンド層の表面は図6に示すように平� �化されている。その理由は、p ⁺ ダイヤモンド層の成長機構によるものと考え られる。具体的には、p ⁺ ダイヤモンド層の成長機構は2次元核形成を� �うステップフロー成長である。荒れている� �面は微視的に見るとステップで構成されて� �る。ステップフロー成長はそのステップか� �横方向に選択的に成長する。ステップフロ� �成長のみであれば、ステップテラス構造を� �つ原子的に平坦な表面が得られるが、p ⁺ ダイヤモンド層の成長機構は2次元核形成を� �うため図6に示したような表面ラフネスを持� ��。その表面の平均二乗粗さは0.11 nmであり� �これは図4に示した試料の異常成長粒子や成� ��丘以外の部分のp ⁺ ダイヤモンド層表面と同等である。