(57)【要約】【課題】表面弾性波素子の高周波数化が図れ、周波数特性が温度変化により変動する課題も改善できる表面弾性波素子用複合基板とその製造方法を提供する。【解決手段】圧電薄基板1と、圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板2と、支持基板の一方の主面上に形成されたSiC薄膜層3を具備し、SiC薄膜と圧電薄基板が直接接合された複合基板であって、イオン注入法による圧電基板の薄膜化により圧電薄基板の厚さが100nm〜1000nm未満になっていることを特徴とする。複合基板を用いて製造された表面弾性波素子は、SiC薄膜を表面弾性波が伝搬するため高い伝搬速度が得られて高周波数化が図れると共に、小さい熱膨張係数を持つ支持基板の作用で熱膨張が抑制できるため良好な周波数温度特性が実現される。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
圧電薄基板と、
該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、
該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板が直接接合され、かつ、該圧電薄基板の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とする表面弾性波素子用複合基板。
【請求項２】
圧電薄基板と、
該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、
該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板が金属薄膜を介し直接接合され、かつ、該圧電薄基板の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とする表面弾性波素子用複合基板。
【請求項３】
上記金属薄膜がチタン膜またはクロム膜であることを特徴とする請求項２に記載の表面弾性波素子用複合基板。
【請求項４】
上記支持基板が、シリコン、サファイア、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、窒化タンタル、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化バナジウム、酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ケイ素、酸化チタン、酸化ハフニウム、炭化ホウ素、炭化タンタル、炭化チタン、炭化タングステン、炭化ジルコニウム、炭化バナジウム、ホウ化チタン、ホウ化ハフニウム、ホウ化ランタン、ホウ化ジルコニウム、ホウ化バナジウム、ホウ珪酸ガラス、石英ガラスから選択される１種で構成されることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の表面弾性波素子用複合基板。
【請求項５】
圧電薄基板が、タンタル酸リチウム、ニオブ酸リチウム、ニオブ酸リチウム−タンタル酸リチウム固溶体単結晶、水晶、ホウ酸リチウム、酸化亜鉛、窒化アルミニウム、ランガサイト、ランガテイトから選択される１種以上のバルク結晶で構成されることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の表面弾性波素子用複合基板。
【請求項６】
圧電薄基板と、
該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、
該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板の製造方法において、
上記圧電薄基板形成用の圧電基板における一方の主面から該圧電基板内に水素イオンを注入して、該圧電基板における水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さの領域にイオン注入層を形成する工程と、
上記支持基板の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層を形成する工程と、
支持基板上に形成された上記ＳｉＣ薄膜層と、上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程と、
上記接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして上記接合体から圧電基板本体を剥離し、厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の上記圧電薄基板を形成する工程と、
上記圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板の表面を研磨する工程、
を具備することを特徴とする表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項７】
上記支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層と上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程において、
金属薄膜を介して、上記ＳｉＣ薄膜層と上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を直接接合することを特徴とする請求項６に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項８】
上記支持基板の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層を形成する工程において、
上記ＳｉＣ薄膜層をプラズマＣＶＤ法あるいは熱ＣＶＤ法により成膜することを特徴とする請求項６に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項９】
上記支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層表面を研磨することを特徴とする請求項６または８に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項１０】
上記圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板の表面を研磨する工程において、
研磨前の圧電薄基板より薄くなるまで、および／または、研磨前の圧電薄基板より表面が平坦になるまで研磨することを特徴とする請求項６に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項１１】
上記支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層と上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程において、
接合前の上記ＳｉＣ薄膜層と圧電基板の各接合面を洗浄し、各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去し活性化した後、真空中、常温で直接接合することを特徴とする請求項６に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項１２】
上記金属薄膜を介して、上記ＳｉＣ薄膜層と圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を直接接合する工程において、
接合前の上記ＳｉＣ薄膜層と圧電基板の各接合面を洗浄し、各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去しかつ活性化し、更にＳｉＣ薄膜層と圧電基板の少なくとも一方の接合面上に金属薄膜を成膜した後、真空中、常温で直接接合することを特徴とする請求項７に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【請求項１３】
上記金属薄膜が、膜厚５〜１０ｎｍのチタン膜またはクロム膜であることを特徴とする請求項１２に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面弾性波素子用複合基板とその製造方法に係り、特に、表面弾性波素子の高周波数化が図れると共に、周波数特性が温度変化によりシフト（変動）する課題も改善できる表面弾性波素子用複合基板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
通信分野におけるキーデバイスの一つとして、表面弾性波素子［Surface Acoustic Wave Device］（以下、ＳＡＷデバイスと略記する場合がある）がある。ＳＡＷデバイスとは、圧電材料を利用し、高周波信号を表面弾性波に変換し、再度高周波信号に変換する過程で特定の周波数が選び出される現象を利用した素子である。そして、従来、高周波帯域で使用されてきた誘電体フィルタやセラミックフィルタ等に較べて周波数特性の急峻さや波形設計が可能なこと、表面実装が容易なこと、小型・軽量という特性を活かし、携帯電話、スマートフォンに代表される移動体通信機器や、その他、各種センサ、タッチパネル等の通信機器に急速に採用されてきている。特に、近年携帯電話等の小型・高周波機器の爆発的進展に伴って、その需要が大幅に拡大しつつある。
【０００３】
このＳＡＷデバイスとしては、基板上に、表面弾性波の伝搬媒体としての圧電体層と、一対の櫛歯状電極［ＩＤＴ：Interdigital Transducer］（以下、ＩＤＴ、ＩＤＴ電極、若しくは電極と呼ぶ場合がある）を順次積層して構成されたものが知られている。通常、上記ＩＤＴ電極は、圧電体層上に金属材料層を形成した後、該金属材料層に対しエッチングを施すことにより形成される。
【０００４】
この表面弾性波素子においては、入力用のＩＤＴに電気信号（交流電力）が供給されると、これによる電場により圧電体層に歪が生じる。そして、上記電極が櫛歯型形状であるため、圧電体層に密度の差が生じて表面弾性波が発生する。この表面弾性波は出力用ＩＤＴに伝搬され、この表面弾性波のエネルギーは出力用ＩＤＴによって電気的エネルギーに変換されて出力される。
【０００５】
上記表面弾性波素子が有する透過帯域の中心周波数ｆ０は、櫛歯状電極の間隔λ０ と圧電体層表面上の弾性波の伝搬速度Ｖとから、
ｆ０ ＝Ｖ／λ０
で与えられる。
【０００６】
しかし、２．５ＧＨｚ以上で良好に動作する表面弾性波素子を作製することは困難である。透過帯域の中心周波数ｆ０を上昇させるためには、上記関係式から明らかなように櫛歯状電極の間隔λ０を小さくするか、表面弾性波の伝搬速度Ｖを増加させるかのいずれかを行えばよいが、λ０はフォトリソグラフィ等の加工技術により著しく制限を受ける。現在の量産レベルでは櫛歯状電極の幅は０．４μｍ程度で、櫛歯状電極の間隔λ０は１．６μｍ程度となり、最近ＳＡＷデバイスによく使用されるタンタル酸リチウム基板（ＬＴと略記する場合がある）の伝搬速度３８００ｍ／ｓでは２４００ＭＨｚが限度である。従って、高周波数帯域で動作する表面弾性波素子を得るには、伝搬速度Ｖを大きくすることが必要となる。
【０００７】
尚、高周波用のデバイスとして、圧電材料に例えばＡｌＮを用いた圧電薄膜共振子ＦＢＡＲ（Film Bulk Acoustic Resonator）が検討されている。しかし、圧電薄膜共振子ＦＢＡＲは製造工程が複雑で高価なため、一部の機器にしか利用されていない。
【０００８】
そこで、高周波数帯域で動作する表面弾性波素子の検討が重ねられている。例えば、ダイヤモンド結晶は１８０００ｍ／ｓと非常に大きい音速を有しているため、この高音速特性を利用した表面弾性波素子の研究開発（特許文献１〜２参照）が進められている。そして、非特許文献１においては、シリコン基板上に多結晶ダイヤモンド結晶を形成した後、櫛歯状電極および酸化亜鉛層を形成した表面弾性波素子の製造が紹介されている。非特許文献１においては、製造された表面弾性波素子が１００００ｍ／ｓ以上の音速と十分に高い励振効率を有していると開示している。
【０００９】
一方、この種の表面弾性波素子においては、温度変化により圧電基板（圧電体層）が伸縮するため周波数特性がシフト（変動）するという別な課題も存在している。
【００１０】
この温度特性を改善するため、特許文献３では、ＩＤＴ電極が形成された圧電基板と、該圧電基板よりも熱膨張係数が小さくかつ圧電基板よりも厚みが大きい補助基板（ガラス、シリコン）を直接接合させた複合基板が提案され、特許文献４には、圧電基板と剛体板（サファイア、酸化アルミニウム、窒化アルミニウム、シリコン、炭化珪素、窒化珪素）が直接または接着層を介し接合された複合圧電基板が開示されている。
【００１１】
圧電基板に補助基板や剛体板が接合されることで、圧電基板の伸縮が抑制されるため温度特性を改善できる。そして、圧電基板と補助基板等の熱膨張係数の差を大きくする程、温度特性の改善効果は大きい。しかし、熱膨張係数が異なる圧電基板と補助基板等を直接接合させた複合基板（ウェハ）は、表面弾性波素子製造工程中の熱処理等温度変化により反ってしまったり、直接接合された基板同士が剥がれたりすることがあるため、プロセス温度を経る表面弾性波素子の製造過程でパターニングの精度が悪化し、自動ハンドリングが困難となる問題があった。この事態は、圧電基板と補助基板等の熱膨張係数の差が大きい程、また、複合基板（ウェハ）サイズが大きい程、ウェハの反りが大きくなり、直接接合させた基板同士が剥がれ易いという傾向を有していた。そして、複合基板（ウェハ）の反りが許容値を超えたり、直接接合させた基板同士が剥がれたりした場合、複合基板（ウェハ）を製造工程に流すことができなくなるという問題を有していた。
【００１２】
そこで、特許文献５は、圧電基板と該圧電基板よりも熱膨張係数が小さい支持基板（特許文献３の補助基板および特許文献４の剛体板に対応する）を貼り合わせた複合基板であって、該支持基板は、同じ材料で作られた第１基板と第２基板とがブレードで剥離可能な強度で直接接合により接合され、第１基板のうち上記第２基板との接合面とは反対側の面で上記圧電基板と貼り合わされた複合基板を開示している。この複合基板においては、温度変化に応じて発生する複合基板の反りが小さく抑えられると共に、表面弾性波素子を作製した後は、ブレードで第１基板から第２基板を剥がして除去すれば支持基板の厚さを簡単に薄くでき、デバイスの薄型化要請に対応できる利点を有している。
【００１３】
そして、特許文献３〜５の方法により、周波数特性が温度変化によりシフト（変動）する問題には対応可能になったが、高周波数帯域で動作する表面弾性波素子を得るための信号伝搬速度を向上させる機能について特許文献３〜５は何ら考慮がなされていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開平９−０５１２４８号公報（段落００５３−００５５参照）
【特許文献２】特開平６−２６８４６３号公報（段落００３１−００３４参照）
【特許文献３】特開平１１−５５０７０号公報
【特許文献４】特開２０１１−２１１３３１号公報（請求項１〜４、段落００３２、００４４参照）
【特許文献５】ＷＯ２０１４／１２９４３２号公報
【特許文献６】特開２００２−９４３５５号公報（段落００１７、００３１参照）
【特許文献７】特願２０１８−１５４０６６号明細書（請求項１、段落００９６−００９７参照）
【特許文献８】特表２００２−５３４８８６号公報（請求項１〜７、段落００１９−００２２参照）
【特許文献９】特開２０１０−１０９９４９号公報（請求項１参照）
【非特許文献】
【００１５】
【非特許文献１】第６回ダイヤモンドシンポジウム（平成４年１１月２６〜２７日）講演予稿集の９０〜９１ページ：P21「ＺｎＯ／多結晶ダイヤモンド構造の表面弾性波と高周波フィルターヘの応用」
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
通信機器の分野では、利用周波数帯資源の枯渇により、より一層の高周波数化が指向されてきており、表面弾性波素子においても更なる高周波数化の技術が求められている。表面弾性波素子を高周波数化するため、これまでは主に電極寸法を微小化する方法が行われてきたが、周波数を決定する電極間隔の微小化は、現在のリソグラフィ技術では上述したように限界に近づきつつある。また、電極寸法の微小化によって周波数を上昇できても、電極の細線化や電極間隔の微細化は素子構造自体を壊れ易くしパワー特性を得ることができないという問題を生じさせている。
【００１７】
そこで、表面弾性波を高速に伝達する素子として、特許文献１においては、シリコン基板上にマイクロ波プラズマＣＶＤ法によりダイヤモンド薄膜を成膜し、該ダイヤモンド薄膜表面を研磨して平坦化し、かつ、平坦化されたダイヤモンド薄膜表面にスパッタリング法により圧電体（ＺｎＯ）膜を堆積させた後、該圧電体膜上に櫛歯状電極（金属アルミニウム）を形成した表面弾性波素子が開示され、また、特許文献２においては、シリコン基板上に酸素−アセチレン炎バーナーによる燃焼炎法によりダイヤモンド膜を形成し、該ダイヤモンド膜上に櫛歯状電極（金属アルミニウム）を形成した後、高周波マグネトロンスパッタリング法により圧電体（ＺｎＯ）層を成膜した表面弾性波素子が開示されている。
【００１８】
しかし、ＣＶＤ法やスパッタリング法等の成膜法によりダイヤモンド薄膜上に形成された圧電体（ＺｎＯ）層の膜質は良好でなく、十分な電気機械結合係数が得られないという問題が指摘されている（特許文献６の段落００１７参照）。
【００１９】
この問題を解決するため、特許文献６では、圧電体層（圧電体バルク単結晶）の第１の主面上に形成された電気−機械変換電極と、圧電体層の第２の主面上に形成されたダイヤモンド層と、該ダイヤモンド層と接着材を介して接着された支持基板を具備する表面弾性波素子を提案している。
【００２０】
しかし、特許文献６の段落００３１に記載されているように、マイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いて圧電体バルク単結晶基板（圧電体層）上に多結晶ダイヤモンド層を形成するときの基板（圧電体バルク単結晶基板）温度を８５０℃にして成膜がなされており、基板温度が急上昇や急降下すれば、圧電体バルク単結晶基板（圧電体層）の焦電性により圧電体バルク単結晶基板が破壊されてしまったり、マイクロ波パワーや基板加熱により圧電体バルク単結晶基板が変質して圧電体特性が低下してしまう別の問題を有していた。例えば、タンタル酸リチウム基板を用いた場合、キュリー温度が６５０℃であるため、タンタル酸リチウム基板上に多結晶ダイヤモンド層を成膜した後に圧電性がなくなり、ＳＡＷデバイスとしての機能を得られなくなってしまう問題が存在した。更に、特許文献６においては、上記ダイヤモンド層と支持基板（シリコン基板、ガラス基板、セラミック基板等）とを接着材（エポキシ型樹脂接着剤、半田合金等）を用いて接合（接着）させているため、接着材が熱で軟化し、応力で動いたりし、冷熱サイクル試験では一部に剥離が見られる等信頼性に欠けるという問題も有していた。
【００２１】
このような問題に対処するため、本発明者は、バルク結晶で構成された圧電基板を用い、該圧電基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板上に多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成すると共に、圧電基板と多結晶ダイヤモンド薄膜層を直接接合させた表面弾性波素子用複合基板とその製造方法を既に提案している（特許文献７参照）。
【００２２】
すなわち、この表面弾性波素子用複合基板は、バルク結晶で構成された圧電基板と、該圧電基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、該支持基板の一方の主面上に成膜された多結晶ダイヤモンド薄膜層を備え、該多結晶ダイヤモンド薄膜層と上記圧電基板が直接接合されると共に、直接接合された圧電基板の非接合面を研磨して薄膜化することで得られるものであった。
【００２３】
この表面弾性波素子用複合基板を用いた表面弾性波素子においては、圧電基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板の一方の主面上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層を表面弾性波が伝搬することになるため極めて高い伝搬速度を実現することが可能となり、かつ、圧電基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板が適用されているため温度変化により周波数特性がシフト（変動）する課題も改善され、更に、ＣＶＤやスパッタリング等で成膜された特許文献１〜２の圧電体層に較べてバルク結晶で構成された上記圧電基板は膜質が良好で、かつ、圧電基板と多結晶ダイヤモンド薄膜層は常温接合法により直接接合されていることから特許文献６に記載された圧電基板の破壊や圧電体特性の劣化も起こらない顕著な効果を有するものであった。
【００２４】
但し、多結晶ダイヤモンド薄膜層を構成要素とする表面弾性波素子用複合基板においては、酸素−アセチレン炎バーナーによる燃焼炎法を用いた特許文献２に記載されているように多結晶ダイヤモンド薄膜層の成長速度が遅いため（特許文献２の段落００３２に厚さ約２０μｍの多結晶ダイヤモンド層を形成するのに４時間を要する旨記載されている）生産性に劣る欠点があった。また、エネルギーの高いマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いた特許文献１においても多結晶ダイヤモンド層の成膜時間が長くなり、エネルギーの低い熱ＣＶＤ法やプラズマＣＶＤ法等一般的なＣＶＤ法を用いた場合には成膜時間が更に長くなる欠点を有している。因みに、上記表面弾性波素子用複合基板の製造方法が記載された特許文献７では、マイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いて厚さ５．０μｍの多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する場合、成膜時間は１８０分であると記載されている。
【００２５】
更に、本発明者が提案した上記表面弾性波素子用複合基板においては、バルク結晶で構成された圧電基板の非接合面を研磨法により薄膜化しているため、若干、生産性に劣り、生産コストを考慮した場合、研磨法で薄膜化する圧電基板の厚さは１２μｍ〜２５μｍ（特許文献７の実施例１〜２参照）程度となっている。このため、研磨法による圧電基板の薄膜化には生産コストと技術的な限界が存在し、表面弾性波素子の伝搬速度と周波数温度特性を向上させるためには更なる改善の余地を有していた。
【００２６】
本発明はこのような問題点に着目してなされたもので、その課題とするところは、生産性の改善が図れ、かつ、表面弾性波素子の伝搬速度と周波数温度特性も更に改善できる表面弾性波素子用複合基板とその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００２７】
上記課題を解決するため、本発明者は、特許文献１〜２で適用されている多結晶ダイヤモンドに代えて、修正モース硬度が１３でかつ熱膨張係数が上記支持基板（補助基板や剛体板）の熱膨張係数に近いＳｉＣ（炭化珪素）の適用を試みたところ、多結晶ダイヤモンド薄膜層が適用された場合と同様、表面弾性波の伝搬速度を効率的に大きくしかつ周波数温度特性も改善できることが確認された。
【００２８】
更に、本発明者は、従前の研磨法を用いた圧電基板の薄膜化に代えて特許文献８〜９に記載された「イオン注入法」の採用を試みた。すなわち、特許文献８には、分子結合剤（ＳｉＯ2等）層を介し接合されたキャリア基板（ガラス、サファイア、シリコン等）と圧電材料の薄層とで構成される表面弾性波デバイスとその製造方法が開示され、「イオン注入法」により圧電材料の薄層（厚さ約１μｍ〜３０μｍ）を形成して表面弾性波デバイスが製造されている。具体的に説明すると、特許文献８に記載された製造方法は、圧電材料の一主面から水素イオンを注入して圧電材料内にイオン注入層を形成する工程と、圧電材料の一主面上に分子結合剤（ＳｉＯ2等）層をスパッタリングにより堆積させる工程と、該分子結合剤（ＳｉＯ2等）層を介し圧電材料とキャリア基板（シリコン等）を接合する工程と、圧電材料とキャリア基板との接合体を熱処理し、該接合体から圧電材料を部分的に剥離させて圧電材料の薄層を形成する工程を具備することを特徴とし、また、「イオン注入法」を採用した特許文献９に記載された圧電デバイスの製造方法は、上記圧電材料とキャリア基板との接合体を「減圧雰囲気下」で熱処理して大気圧雰囲気下で加熱する場合よりも低温で剥離を行い、圧電材料の薄層を形成するものであった。
【００２９】
そこで、成長（成膜）速度の遅い多結晶ダイヤモンド薄膜層に代えてＳｉＣ薄膜層を適用し、かつ、上記ＳｉＣ薄膜層と直接接合された圧電基板を「イオン注入法」により薄膜化した（薄膜化された圧電基板を、以下、「圧電薄基板」と称する）ところ、生産コストを大きく上昇させることなくＳｉＣ薄膜層と直接接合された圧電基板の厚さを１μｍ（１０００ｎｍ）未満に設定できると共に、圧電基板の薄膜化（１０００ｎｍ未満）に伴い表面弾性波素子の伝搬速度と周波数温度特性が大きく改善されることを見出すに至った。本発明はこのような技術的発見により完成されている。
【００３０】
すなわち、本発明に係る第１の発明は、
圧電薄基板と、
該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、
該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板が直接接合され、かつ、該圧電薄基板の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とし、
第２の発明は、
圧電薄基板と、
該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、
該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板が金属薄膜を介し直接接合され、かつ、該圧電薄基板の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とするものである。
【００３１】
また、本発明に係る第３の発明は、
第２の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板において、
上記金属薄膜がチタン膜またはクロム膜であることを特徴とし、
第４の発明は、
第１の発明〜第３の発明のいずれかに記載の表面弾性波素子用複合基板において、
上記支持基板が、シリコン、サファイア、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、窒化タンタル、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化バナジウム、酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ケイ素、酸化チタン、酸化ハフニウム、炭化ホウ素、炭化タンタル、炭化チタン、炭化タングステン、炭化ジルコニウム、炭化バナジウム、ホウ化チタン、ホウ化ハフニウム、ホウ化ランタン、ホウ化ジルコニウム、ホウ化バナジウム、ホウ珪酸ガラス、石英ガラスから選択される１種で構成されることを特徴とし、
第５の発明は、
第１の発明〜第３の発明のいずれかに記載の表面弾性波素子用複合基板において、
圧電薄基板が、タンタル酸リチウム、ニオブ酸リチウム、ニオブ酸リチウム−タンタル酸リチウム固溶体単結晶、水晶、ホウ酸リチウム、酸化亜鉛、窒化アルミニウム、ランガサイト、ランガテイトから選択される１種以上のバルク結晶で構成されることを特徴とするものである。
【００３２】
次に、本発明に係る第６の発明は、
圧電薄基板と、
該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、
該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板の製造方法において、
上記圧電薄基板形成用の圧電基板における一方の主面から該圧電基板内に水素イオンを注入して、該圧電基板における水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さの領域にイオン注入層を形成する工程と、
上記支持基板の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層を形成する工程と、
支持基板上に形成された上記ＳｉＣ薄膜層と、上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程と、
上記接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして上記接合体から圧電基板本体を剥離し、厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の上記圧電薄基板を形成する工程と、
上記圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板の表面を研磨する工程、
を具備することを特徴とし、
第７の発明は、
第６の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法であって、
上記支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層と上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程において、
金属薄膜を介して、上記ＳｉＣ薄膜層と上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を直接接合することを特徴とし、
第８の発明は、
第６の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法であって、
上記支持基板の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層を形成する工程において、
上記ＳｉＣ薄膜層をプラズマＣＶＤ法あるいは熱ＣＶＤ法により成膜することを特徴とし、
第９の発明は、
第６の発明または第８の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法において、
上記支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層表面を研磨することを特徴とし、
第１０の発明は、
第６の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法であって、
上記圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板の表面を研磨する工程において、
研磨前の圧電薄基板より薄くなるまで、および／または、研磨前の圧電薄基板より表面が平坦になるまで研磨することを特徴とする。
【００３３】
また、第１１の発明は、
第６の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法であって、
上記支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層と上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程において、
接合前の上記ＳｉＣ薄膜層と圧電基板の各接合面を洗浄し、各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去し活性化した後、真空中、常温で直接接合することを特徴とし、
第１２の発明は、
第７の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法であって、
上記金属薄膜を介して、上記ＳｉＣ薄膜層と圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を直接接合する工程において、
接合前の上記ＳｉＣ薄膜層と圧電基板の各接合面を洗浄し、各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去しかつ活性化し、更にＳｉＣ薄膜層と圧電基板の少なくとも一方の接合面上に金属薄膜を成膜した後、真空中、常温で直接接合することを特徴とし、
第１３の発明は、
第１２の発明に記載の表面弾性波素子用複合基板の製造方法において、
上記金属薄膜が、膜厚５〜１０ｎｍのチタン膜またはクロム膜であることを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００３４】
本発明に係る表面弾性波素子用複合基板は、
圧電薄基板と、該圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板と、該支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層を具備し、
上記ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板が直接接合され、かつ、該圧電薄基板の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とする。
【００３５】
そして、本発明に係る表面弾性波素子用複合基板を用いた表面弾性波素子においては、圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層と直接接合された上記圧電薄基板の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満と極めて薄いため、該圧電薄基板がＳｉＣ薄膜層の影響を顕著に受けてＳｉＣ薄膜層の硬度に限りなく近づき、かつ、ＳｉＣ薄膜層を表面弾性波が伝搬することになるため従前より高い伝搬速度を実現することが可能となる。
【００３６】
また、本発明に係る表面弾性波素子用複合基板においては、特許文献１〜２で適用されかつ圧電薄基板や支持基板の熱膨張係数に較べて明らかに小さい熱膨張係数を持つ多結晶ダイヤモンド層に代えて、上記圧電薄基板の熱膨張係数よりは小さいが支持基板の熱膨張係数に近いＳｉＣ（炭化珪素）薄膜層が適用されているため、熱膨張係数に起因した複合基板の反りや剥離が起こり難く、かつ、上記表面弾性波素子用複合基板を用いた表面弾性波素子においては、温度変化により周波数特性がシフト（変動）することもなく良好な周波数温度特性を具備させることが可能となる。
【００３７】
更に、本発明に係る表面弾性波素子用複合基板は、バルク結晶で構成された圧電薄基板形成用の圧電基板と、該圧電基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層とを常温接合し、かつ、上記圧電基板を「イオン注入法」により薄膜化して圧電薄基板とし得られている。従って、ＣＶＤ法やスパッタリング法等で成膜された特許文献１〜２の圧電体層に較べて上記圧電薄基板は膜質が良好で、かつ、圧電薄基板とＳｉＣ薄膜層は常温接合されることから特許文献６に記載されている圧電基板の破壊や圧電体特性の劣化が起こることもない。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】本発明の第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を用いた表面弾性波素子の構成説明図。
【図２】本発明の第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を用いた表面弾性波素子の構成説明図。
【図３】図３（Ａ）〜（Ｃ）は上記第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造工程を示す説明図。
【図４】プラズマＣＶＤ装置の概略構成を示す説明図。
【図５】実施例１に係る表面弾性波素子用複合基板の接合面におけるＴＥＭ撮像図。
【発明を実施するための形態】
【００３９】
以下、本発明の第一実施形態および第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板とその製造方法について詳細に説明する。
【００４０】
１．表面弾性波素子用複合基板
（Ａ）本発明の第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板
本発明の第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板は、図１に示すように、圧電薄基板１と、該圧電薄基板１よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板２と、該支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３を具備し、上記ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が直接接合され、かつ、該圧電薄基板１の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とし、また、第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を用いて構成される表面弾性波素子は、上記圧電薄基板１の非接合面に櫛歯状電極４が形成されて成るものである。
【００４１】
（Ｂ）本発明の第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板
本発明の第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板は、図２に示すように、圧電薄基板１と、該圧電薄基板１よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板２と、該支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３を具備し、上記ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が金属薄膜５を介し直接接合され、かつ、該圧電薄基板１の厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを特徴とし、また、第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を用いて構成される表面弾性波素子は、上記圧電薄基板１の非接合面に櫛歯状電極４が形成されて成るものである。
【００４２】
以下、（１）圧電薄基板、（２）支持基板、（３）ＳｉＣ薄膜層、（４）金属薄膜、（５）表面弾性波素子用複合基板、および、（６）表面弾性波素子の順に説明する。
【００４３】
（１）圧電薄基板
本発明に係る圧電薄基板は弾性波が伝搬可能な基板であり、本発明に係る表面弾性波素子用複合基板に用いられる圧電薄基板としては、タンタル酸リチウム、ニオブ酸リチウム、ニオブ酸リチウム−タンタル酸リチウム固溶体単結晶、水晶、ホウ酸リチウム、酸化亜鉛、窒化アルミニウム、ランガサイト、ランガテイトから選択される１種以上のバルク結晶であることが好ましく、タンタル酸リチウムまたはニオブ酸リチウムがより好ましい。タンタル酸リチウムやニオブ酸リチウムは表面弾性波の伝搬速度が速く、電気機械結合係数が大きいため高周数かつ広帯域周波数の表面弾性波デバイス用として適しているからである。圧電薄基板１は、支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と直接接合されて第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を構成する。
【００４４】
ところで、上記圧電薄基板１は、圧電薄基板形成用の圧電基板を「イオン注入法」により薄膜化して厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の薄膜として形成される。
【００４５】
すなわち、圧電薄基板形成用の圧電基板における一方の主面から該圧電基板内に水素イオンを注入して該圧電基板の水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さの領域にイオン注入層を形成し、該圧電基板の水素イオンが注入された側の主面と支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層とを表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成し、次いで、該接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして接合体から圧電基板本体を剥離することにより、厚さ１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満に薄膜化された圧電薄基板１が形成される。
【００４６】
尚、上記圧電薄基板形成用圧電基板の水素イオンが注入された側の主面はＳｉＣ薄膜層３と直接接合されるため、圧電薄基板形成用圧電基板の主面（表面）に凹凸が存在しているとＳｉＣ薄膜層３と原子レベルで完全に接合させることができず浮きを生ずる可能性がある。このため、圧電薄基板形成用圧電基板の主面（表面）については、表面粗さＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下に平滑にしておくことが好ましい。
【００４７】
上記圧電薄基板形成用圧電基板の大きさは特に限定されないが、直径５０〜２００ｍｍ程度の圧電基板が例示される。また、圧電薄基板形成用圧電基板の厚さは、該圧電基板の水素イオンが注入された側の主面を、支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と直接接合する際の作業性を考慮して適宜設定される。尚、接合体から剥離された圧電薄基板形成用圧電基板本体の再利用を考慮して圧電薄基板形成用圧電基板の厚さを設定してもよい。
【００４８】
（２）支持基板
本発明に係る表面弾性波素子用複合基板に用いられる支持基板２としては、圧電薄基板１よりも熱膨張係数が小さい材料で構成されることが必要である。支持基板２として圧電薄基板１よりも熱膨張係数が小さい材料を用い、支持基板２と、該支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と、圧電薄基板１を備えた複合基板とすることで、ＳｉＣ薄膜層３の熱膨張係数が圧電薄基板に較べ小さくかつ支持基板２の熱膨張係数に近いことから、温度変化したときに圧電薄基板１の伸縮が抑制されるため、複合基板をＳＡＷデバイスとして用いた場合、周波数特性が温度変化によりシフト（変動）する課題を解消することが可能となる。
【００４９】
支持基板２の材質として、シリコン、サファイア、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、窒化タンタル、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化バナジウム、酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ケイ素、酸化チタン、酸化ハフニウム、炭化ホウ素、炭化タンタル、炭化チタン、炭化タングステン、炭化ジルコニウム、炭化バナジウム、ホウ化チタン、ホウ化ハフニウム、ホウ化ランタン、ホウ化ジルコニウム、ホウ化バナジウム、ホウ珪酸ガラス、および、石英ガラスから選択される１種であることが好ましい。硬度で見ると、安価で汎用的なソーダガラス基板は、ビッカース硬度が５００〜６００、シリコン基板は１０４０程度、サファイア基板は２３００であり、サファイア基板の方が好ましい。しかし、ガラス基板やシリコン基板は安価で大量に生産されており、コスト的にも安価であるため、総合的に見ると、支持基板２としてシリコン基板が好ましい。
【００５０】
また、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、窒化タンタル、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化バナジウム、酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ケイ素、酸化チタン、酸化ハフニウム、炭化ホウ素、炭化タンタル、炭化チタン、炭化タングステン、炭化ジルコニウム、炭化バナジウム、ホウ化チタン、ホウ化ハフニウム、ホウ化ランタン、ホウ化ジルコニウム、ホウ化バナジウムといった材料であれば、例えば、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ：Spark Plasma Sintering）といった焼結法や化学気相蒸着法（ＣＶＤ：Chemical Vapor Deposition）により多結晶基板を得ることができる。上記多結晶基板は、単結晶基板に較べて安価で大量に生産することが可能であり、硬度で見ても炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）は２７５０と硬く、多結晶炭化ホウ素基板も好ましい材料である。
【００５１】
そこで、安価なシリコン基板、多結晶炭化ホウ素基板を使用し、この支持基板２上に高い硬度を有するＳｉＣ薄膜層３を成膜することで支持基板２の硬度を高め、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１とを直接接合することで、得られる複合基板は、圧電薄基板単独よりも速い伝搬速度が得られる。更に、熱膨張係数は、シリコン基板が３．９×１０-6／Ｋ、多結晶炭化ホウ素基板が２．３×１０-6／Ｋとタンタル酸リチウム等の圧電薄基板１に較べて大変小さく、ＳＡＷデバイスの周波数特性の温度変化を抑制することが可能となる。
【００５２】
支持基板２の大きさは、圧電薄基板１の大きさに合わせて、例えば、直径が５０〜２００ｍｍ、厚さが２００〜１２００μｍのものが好適に用いられる。
【００５３】
（３）ＳｉＣ薄膜層
本発明に係る表面弾性波素子用複合基板においては、上記支持基板２の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層３が形成される。更に、イオン注入層が形成された圧電薄基板形成用圧電基板とＳｉＣ薄膜層３を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成し、この接合体を熱処理し、圧電薄基板形成用圧電基板内に形成されたイオン注入層を剥離面にして上記接合体から圧電薄基板形成用圧電基板の本体を剥離し、厚さ１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満に薄膜化された圧電薄基板１が形成される。その後、上記圧電薄基板１に形成された一対の櫛歯状電極を用いて電圧を印加することにより、表面弾性波が励起され、この表面弾性波はＳｉＣ薄膜層３を伝搬し、別の一対の櫛歯状電極で再び圧電薄基板１によって電気信号に変換される。ＳｉＣ薄膜層３はダイヤモンド薄膜に近い音の伝搬速度を有する材料であり、圧電薄基板１を接合して一体化されても伝搬速度１００００ｍ／ｓに近い値を実現させることができ、本発明に係る複合基板は高周波表面弾性波素子に好適に使用することができる。尚、ＳｉＣ薄膜の結晶性については、ＳｉＣ薄膜として高い硬度を有していれば任意であり、単結晶あるいは多結晶のいずれも本発明に係る複合基板に適用することができる。
【００５４】
上記ＳｉＣ薄膜層３は、真空蒸着法、グロー放電法、スパッタリング法、イオンプレーティング法、プラズマＣＶＤ法、電子ビーム蒸着法、および、熱フィラメントＣＶＤ法等の成膜法により形成できることが知られているが、ＳｉＣ膜の形成には高温を必要とし、大面積化が難しい膜である。そのため、大面積で均一かつ均質である硬質のＳｉＣ膜を形成するため、上記成膜法中、薄膜原料が気体で供給されかつ気相中での化学反応によりＳｉＣ膜が形成されるＣＶＤ法が広く利用されている。多結晶ダイヤモンド層を成膜する場合、上述したＣＶＤ法の中から、エネルギーの高いマイクロ波プラズマＣＶＤ法を選択しても多結晶ダイヤモンド層の成長速度が遅いため成膜時間は長くなり、マイクロ波プラズマＣＶＤ法よりもエネルギーの低い熱ＣＶＤ法やプラズマＣＶＤ法等の一般的なＣＶＤ法では成膜時間が更に長くなることが課題となっている。
【００５５】
上記ＣＶＤ法中、熱ＣＶＤ法を用いて絶縁性の高い単結晶のＳｉＣ膜を成膜する場合、９００℃〜１３００℃程度の高温処理が必要となるため、本発明の支持基板としては、高温下でも安定なシリコン基板等が使用される。また、条件によっては、支持基板との結晶格子の不整合、熱膨張係数の差に起因した反り等を引き起こすおそれもあるが、熱ＣＶＤ法を選択することで単結晶ＳｉＣ膜を得ることは可能である。そして、熱ＣＶＤ法は、高周波等を用いないため価格的に有利で、ランニングコストが低い利点を有している。
【００５６】
一方、プラズマＣＶＤ法を用いた場合、高温の成膜処理条件が選択されることで単結晶のＳｉＣ膜が得られる。また、高温の成膜処理条件が選択されない場合には、アモルファスＳｉＣ膜よりも熱的に安定な多結晶のＳｉＣ膜を成膜することも可能である。そして、本発明においては、プラズマＣＶＤ法を用いかつ高温の成膜処理条件を選択せずに多結晶のＳｉＣ膜を形成することが好ましい。この方法であれば、高温プロセスを必要とせず、かつ、マイクロ波プラズマＣＶＤ装置のような特殊な設備も必要とせず、容易に多結晶のＳｉＣ膜を形成できるからである。具体的には、４００〜６００℃程度の温度で成膜が可能で、かつ、熱ＣＶＤ法における９００℃〜１３００℃程度の高温処理による影響も回避できるため、より好適に用いることができる。
【００５７】
このように本発明で適用されるＳｉＣ薄膜層３は、熱ＣＶＤ法やプラズマＣＶＤ法を用いて支持基板２上に成膜することができる。
【００５８】
尚、上記プラズマＣＶＤ法とは、反応室内に設けた並行平板型の電極に高周波を印加し、膜の主成分となる材料のハロゲン化物から成る原料ガスと、必要に応じて水素、窒素等のキャリアガスをプラズマ化して分解し、電極上に配置した支持基板上に析出させて薄膜を形成する成膜技術である。プラズマの発生方法には、高周波(並行平板型)の他、高周波(誘導結合型)、直流、マイクロ波等がある。プラズマを用いることで、熱ＣＶＤ法に較べて低温でも成膜でき、支持基板との反応も防止できるためプラスチック等の非耐熱基板への成膜も可能で、更に、大面積化も容易で、膜厚が均一となる等の特徴を有している。
【００５９】
上記支持基板２上に形成されるＳｉＣ薄膜層３の膜厚は、０．５μｍ以上１０μｍ以下とすることが好ましい。膜厚が０．５μｍ未満の場合、安定した連続膜とならないおそれがあり、厚さに均一性がなくなってしまう。他方、１０μｍを超える膜厚に設定しても、硬度は変わらず、成膜時間が延びて生産性が低下してしまう。更に、表面弾性波の伝搬速度の向上は見られず、安定した結晶性を得ることが困難になるおそれがある。
【００６０】
ところで、ＳｉＣ薄膜層３の表面粗さは、通常、Ｒａ０．５μｍと小さく平滑であるため、特許文献１〜２に記載された多結晶ダイヤモンド膜のように表面を研磨する必要は少ない。しかし、圧電薄基板形成用圧電基板と直接接合するためにはＳｉＣ薄膜層３の表面粗さを小さくすることが重要であり、ＳｉＣ薄膜層の表面をラッピング装置で研磨し、表面粗さをＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．２ｎｍ〜０．３ｎｍにすることが望ましい。また、ＳｉＣ薄膜の成膜条件により、ＳｉＣ薄膜層３の表面に凹凸が存在する場合は、圧電薄基板形成用圧電基板と直接接合する前に、接合面を研磨することが好ましい。凹凸が存在していると原子レベルで完全に接合されず、浮きを生ずる可能性があるからである。例えば、成膜されたＳｉＣ薄膜層３の膜厚が５μｍ程度であれば、約３μｍ程度まで研磨し、表面粗さをＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．２ｎｍ〜０．３ｎｍにすることが望ましい。そして、ＳｉＣ薄膜層３表面を研磨する方法としては、例えば、ダイヤモンド電着ホイール若しくはダイヤモンド砥粒による直接研磨、または、高温で加熱した鉄若しくはニッケル等の金属による研磨（熱化学反応を用いた研磨）等が利用できる。
【００６１】
本発明の第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板においては、支持基板２の一  方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が直接接合されている。
【００６２】
上記ＳｉＣ薄膜層３とイオン注入層が形成された圧電薄基板形成用圧電基板を直接接合するには、接合前のＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板形成用圧電基板の各接合面を洗浄し、洗浄したＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板形成用圧電基板を真空容器内に配置し、超高真空中で各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去すると共に各接合面を活性化し、その後、適度な荷重を加えて接合させることにより接合界面は原子拡散が進み、アモルファス化し、原子レベルで直接接合させることができる。上記接合は常温・無電圧で行うことが好ましい。
【００６３】
（４）金属薄膜
本発明の第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板においては、支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が金属薄膜５を介し直接接合されている。
【００６４】
イオン注入層が形成された圧電薄基板形成用圧電基板と上記ＳｉＣ薄膜層３が金属薄膜５を介し直接接合されるには、接合前のＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板形成用圧電基板の各接合面を洗浄し、洗浄したＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板形成用圧電基板を真空容器内に配置し、超高真空中で各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去すると共に各接合面を活性化し、その後、スパッタリング等の成膜法でＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板形成用圧電基板の少なくとも一方の接合面に金属薄膜５を成膜し、該金属薄膜の大きな原子拡散を利用して、常温・無加圧・無電圧で直接接合させることが可能となる。上記ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板形成用圧電基板の界面に金属薄膜５が存在し、金属薄膜５の原子拡散により接合させることができる。
【００６５】
上記金属薄膜５としては、クロムやチタン等酸素と結合する力が強くかつ拡散係数が大きい薄膜が好ましい。また、金属薄膜５の膜厚は５〜１０ｎｍが好ましい。膜厚が５ｎｍ未満と薄過ぎる場合、不連続な膜となり拡散が不連続となる。一方、膜厚が１０ｎｍを超えて厚過ぎる場合、拡散する前に連続膜が形成されＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１との間に膜として介在し、拡散層として機能しなくなる可能性がある。上記金属薄膜５が存在することで、両接合面における表面粗さは、金属薄膜５が介在しないときよりも粗くてよく、研磨コストを低下させるメリットがある。
【００６６】
（５）表面弾性波素子用複合基板
支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が直接接合された第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板、および、支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が金属薄膜５を介し直接接合された第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板において、各複合基板の圧電薄基板１は、圧電薄基板形成用の圧電基板を「イオン注入法」により薄膜化して厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の薄膜として形成されている。すなわち、圧電薄基板形成用の圧電基板における一方の主面から該圧電基板内に水素イオンを注入して該圧電基板の水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さの領域にイオン注入層を形成し、該圧電基板の水素イオンが注入された側の主面と支持基板上に形成されたＳｉＣ薄膜層とを直接接合して接合体を形成した後、該接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして接合体から圧電基板本体を剥離することで厚さ１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満に薄膜化された圧電薄基板１が形成されている。
【００６７】
尚、圧電薄基板形成用の圧電基板からイオン注入層を剥離面にして圧電基板本体を剥離したとき、該圧電薄基板１表面には多少の凹凸や粗さが存在する。このため、「イオン注入法」で薄膜化された圧電薄基板１の非接合面について、研磨前の当該圧電薄基板より薄くなるまで、および／または、研磨前の当該圧電薄基板より表面が平坦になるまで研磨することができる。
【００６８】
また、ＳｉＣ薄膜層３の厚さとＳｉＣ薄膜層３が形成された支持基板２の厚さの合計厚（ＳｉＣ薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）よりも圧電薄基板１の厚さを十分に薄くすることで、ＳｉＣ薄膜層３が形成された支持基板２と圧電薄基板１の熱膨張係数の違いに起因する複合基板の反る力が減少して複合基板は平行を保てると共に、複合基板としてＳｉＣ薄膜層３の硬度に限りなく近づいた状態が得られる。
【００６９】
そして、ＳｉＣ薄膜層３の厚さとＳｉＣ薄膜層３が形成された支持基板２の厚さの合計厚（ＳｉＣ薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）と圧電薄基板１の厚さの比率については、（ＳｉＣ薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）に対し圧電薄基板１の厚さが１／１０以下であることが好ましく、更に好ましくは１／２０以下がよい。上記膜厚の違いがあれば、周囲温度が１２０℃程度になっても熱膨張の違いに起因する複合基板の反りは抑制される。
【００７０】
表面弾性波素子用複合基板において、上記「イオン注入法」で薄膜化された圧電薄基板１の厚さは１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満であることを要する。圧電薄基板１の厚さが厚くなると圧電薄基板（例えばタンタル酸リチウム）の特性が出てしまうため、表面弾性波素子を構成した場合、圧電薄基板の熱膨張が優勢になって表面弾性波素子用電極の伸縮が大きくなり、表面弾性波素子の周波数温度特性が低下すると共に、複合基板としての硬度が低下して伝搬速度も低下するからである。
【００７１】
（６）表面弾性波素子
本発明に係る表面弾性波素子用複合基板を用いた表面弾性波素子は、図１〜２に示すように複合基板における圧電薄基板１側の表面に表面弾性波素子用電極（櫛歯状電極）４が形成されて成るものである。上記圧電薄基板１の表面は、多数の表面弾性波デバイスが形成されるように区画されており、各表面弾性波デバイスに対応する位置に弾性波デバイス用の一対の櫛歯状電極（ＩＤＴ電極）がフォトリソグラフィ技術を利用して形成される。
【００７２】
最後に、区画に沿ってダイシングすることにより、多数のＳＡＷデバイスを得ることができる。得られたＳＡＷデバイスは、入力側のＩＤＴ電極に高周波信号を印加すると、電極間に電界が発生し、表面弾性波が励振されて圧電基板上を伝搬していく。そして、伝搬方向に設けられた出力側のＩＤＴ電極から、伝搬された表面弾性波を電気信号として取り出すことができる。
【００７３】
２．表面弾性波素子用複合基板の製造方法
（１）本発明の第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法
圧電薄基板１と、該圧電薄基板１よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板２と、該支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３を具備し、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が直接接合されている第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法は、＜ａ＞上記圧電薄基板１形成用の圧電基板における一方の主面から該圧電基板内に水素イオンを注入して、該圧電基板における水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さの領域にイオン注入層を形成する工程と、
＜ｂ＞上記支持基板２の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層３を形成する工程と、
＜ｃ＞支持基板２上に形成された上記ＳｉＣ薄膜層３と、上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程と、
＜ｄ＞上記接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして上記接合体から圧電基板本体を剥離し、厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の上記圧電薄基板１を形成する工程と、
＜ｅ＞上記圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板１の表面を研磨する工程、
を具備することを特徴としている。
【００７４】
以下、各工程について説明する。
【００７５】
＜ａ＞圧電薄基板１形成用の圧電基板内にイオン注入層を形成する工程
ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板を常温接合法により直接接合する前に、図３（Ａ）に示すように、圧電薄基板形成用の圧電基板２０における一方の主面から上記圧電基板２０内に水素イオンを注入して、該圧電基板２０における水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さｄの領域にイオン注入層２１を形成する。
【００７６】
次いで、図３（Ｂ）に示すように上記圧電基板２０における水素イオンが注入された側の主面と、支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３とを直接接合して圧電基板２０とＳｉＣ薄膜層３の接合体３０を形成した後、該圧電基板２０とＳｉＣ薄膜層３の接合体３０を熱処理し、圧電基板２０のイオン注入層２１を剥離面にして接合体３０から圧電基板２０本体を剥離することにより、図３（Ｃ）に示すように厚さ１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の圧電薄基板１が形成されると共に、この圧電薄基板１とＳｉＣ薄膜層３が直接接合された複合基板が得られる。
【００７７】
尚、圧電薄基板形成用圧電基板２０の大きさは特に限定されないが、直径５０〜２００ｍｍ程度の圧電基板が例示される。また、圧電薄基板形成用圧電基板２０の厚さについては、該圧電基板２０の水素イオンが注入された側の主面をＳｉＣ薄膜層３と直接接合する際の作業性、および、接合体３０から剥離された圧電薄基板形成用圧電基板２０本体の再利用性等を考慮して適宜設定される。
【００７８】
以下、イオン注入層の形成法について具体的に説明する。
【００７９】
水素イオンの注入条件としては、例えば、圧電薄基板形成用圧電基板としてＬＴ基板を用いる場合、加速エネルギー１５０ｋｅＶ、１．０×１０17ａｔｏｍ／ｃｍ2程度のドーズ量により水素イオンの注入を行うことで、ＬＴ基板表面から深さ約１μｍの位置に水素イオンが注入され、イオン注入層が形成される。尚、ＬＴ基板以外の圧電基板を用いてもよく、それぞれの基板に応じた条件でイオン注入を行うことができる。
【００８０】
水素イオンが注入される深さ（イオン注入層が形成される深さ）ｄは、イオン注入装置の加速エネルギーにより変わり、通常、１０〜５００ｋｅＶでイオンが加速される。加速が１０ｋｅＶ未満の場合、イオンが効率よく圧電薄基板形成用の圧電基板内に入り込めなくなる。また、加速が５００ｋｅＶを超えた場合、上記圧電基板が損傷される可能性があることと、注入イオンの深さ方向の分布が広がってイオン注入層を剥離面にして圧電基板本体が接合体からきれいに剥離されない可能性があり好ましくない。そして、水素イオンが注入される深さ（イオン注入層が形成される深さ）ｄは、下記理由から、１００ｎｍ〜１０００ｎｍが望ましい。すなわち、圧電薄基板形成用圧電基板とＳｉＣ薄膜層の接合体から上記圧電基板の本体を剥離して圧電薄基板を形成した後、該圧電薄基板の表面を研磨するが、研磨後の厚さを１００ｎｍ未満とする場合、研磨コストが上昇することと、ＳｉＣ薄膜層／支持基板における表面平滑度の影響から圧電薄基板としての厚さが保持できなくなり、圧電薄基板の厚さを不連続にする可能性があるため好ましくない。他方、研磨後の厚さにおいても１０００ｎｍを超えた場合、複合基板の反りが増加し、周波数温度特性と伝搬速度が低下してしまうため好ましくない。従って、水素イオンが注入される深さｄは１００ｎｍ〜１０００ｎｍが望ましい。
【００８１】
＜ｂ＞支持基板２の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層３を形成する工程
第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法は、前１．(２)に記載した圧電薄基板よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板２の一方の主面上に、前１．(３)に記載したＳｉＣ薄膜層３を形成する。
【００８２】
支持基板２としては、選択された圧電薄基板１と比較し、当該圧電薄基板１よりも小さい熱膨張係数を有していることが必要である。具体的には、支持基板２の材質として、シリコン、サファイア、窒化アルミニウム、窒化ケイ素、窒化タンタル、窒化チタン、窒化ジルコニウム、窒化バナジウム、酸化アルミニウム、酸化ジルコニウム、酸化ケイ素、酸化チタン、酸化ハフニウム、炭化ホウ素、炭化タンタル、炭化チタン、炭化タングステン、炭化ジルコニウム、炭化バナジウム、ホウ化チタン、ホウ化ハフニウム、ホウ化ランタン、ホウ化ジルコニウム、ホウ化バナジウム、ホウ珪酸ガラス、石英ガラスから選択される１種であることが好ましい。更に、硬度や材料コストを加味すると、シリコン基板がより好ましい。シリコン基板を使用し、該シリコン基板上に高い硬度を有するＳｉＣ薄膜層を成膜することで、支持基板としての硬度が高められ、ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板を直接接合することで、得られる表面弾性波素子用複合基板は圧電薄基板単独よりも速い伝搬速度が得られる。
【００８３】
また、圧電薄基板１よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板２と、該支持基板２の熱膨張係数に近い熱膨張係数を持つＳｉＣ薄膜層３（剛体板を構成する炭化珪素は、特許文献４において、支持基板２を構成する上記シリコン、サファイア、窒化アルミニウム、酸化アルミニウム等と同一群を構成している）が適用されているため、特許文献１〜２に記載されかつ上記圧電基板や支持基板の熱膨張係数に較べて明らかに小さい熱膨張係数を持つ多結晶ダイヤモンド薄膜層が適用された場合に較べ、熱膨張係数の違いに起因した複合基板の反りや剥離が起こり難く、更に、温度変化により周波数特性がシフト（変動）することがなく、良好な周波数温度特性を具備させることが可能となる。
【００８４】
上記ＳｉＣ薄膜の結晶性については、上述したようにＳｉＣ薄膜として高い硬度を有していれば任意であり、単結晶あるいは多結晶のいずれも本発明に係る表面弾性波素子用複合基板に適用することができる。また、得られたＳｉＣ薄膜を次の工程で圧電薄基板１形成用の圧電基板と常温接合するため、ＳｉＣ薄膜の表面粗さを小さくすることは重要で、具体的に、ＳｉＣ薄膜の表面粗さＲａは０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．２ｎｍ〜０．３ｎｍが望ましい。ＳｉＣ薄膜表面の凹凸が大きいと、圧電薄基板１形成用の圧電基板と常温接合したときに接合部に空隙ができてしまい、ファンデルワールス力が作用しなくなって原子レベルでの接合が困難になるからである。
【００８５】
大面積で均一かつ均質である硬質のＳｉＣ膜を形成する場合、膜原料が気体で供給されかつ気相中での化学反応によりＳｉＣ膜を形成できるＣＶＤ法が好ましい。そして、絶縁性の高い単結晶のＳｉＣ膜を成膜する場合、熱ＣＶＤ法では９００℃〜１３００℃程度の高温処理が必要となる。このため、支持基板は高温下でも安定なシリコン基板等が適用される。条件によっては、支持基板との結晶格子の不整合、熱膨張係数の差に起因する反り等を引き起こすおそれもあるが、単結晶のＳｉＣ膜が得られることから、ＣＶＤ法中、熱ＣＶＤ法の適用は可能である。一方、プラズマＣＶＤ法を用いた場合、高温の成膜処理条件が選択されることで単結晶のＳｉＣ膜が得られる。また、高温の成膜処理条件が選択されない場合には、アモルファスＳｉＣ膜よりも熱的に安定な多結晶のＳｉＣ膜を成膜することも可能である。そして、本発明においては、プラズマＣＶＤ法を用いかつ高温の成膜処理条件を選択せずに多結晶のＳｉＣ膜を形成することが好ましい。この方法であれば、高温プロセスを必要とせず、かつ、マイクロ波プラズマＣＶＤ装置のような特殊な設備も必要とせず、容易に多結晶のＳｉＣ膜を形成できるからである。具体的には、４００〜６００℃程度の温度で成膜が可能で、かつ、熱ＣＶＤ法における９００℃〜１３００℃程度の高温処理による影響も回避できるため、より好適に用いることができる。
【００８６】
このように本発明で適用されるＳｉＣ薄膜層３は、熱ＣＶＤ法やプラズマＣＶＤ法を用いて支持基板２上に成膜することができる。
【００８７】
プラズマＣＶＤ法とは、上述したように反応室内に設けた並行平板型の電極に高周波を印加し、膜の主成分となる材料のハロゲン化物からなる原料ガスと、必要に応じて水素、窒素等のキャリアガスをプラズマ化して分解し、電極上に配置した支持基板上に析出させて薄膜を形成する成膜技術である。プラズマの発生方法には、高周波(並行平板型)の他、高周波(誘導結合型)、直流、マイクロ波等がある。プラズマを用いることで、熱ＣＶＤ法に較べて低温でも成膜でき、支持基板との反応も防止できることからプラスチック等の非耐熱基板への成膜も可能で、更に、大面積化も容易で、膜厚が均一となる等の特徴を有している。
【００８８】
以下、図４を用いてＳｉＣ薄膜層３の成膜方法の概略について説明する。
【００８９】
薄膜が形成される支持基板１１が、反応室１２内において反応室１２と共に接地された電極１６ａ上に載置され、ヒーター１３により、例えば６００℃に加熱される。また、反応室１２には、内部を真空に排気する真空ポンプ（図示せず）が配置された排出口１４と、成膜用の原料ガスを導入するガス導入口１５が設けられている。また、支持基板１１が載置された電極１６ａに対向して配置されている電極１６ｂには高周波電源１７から高周波電圧（周波数１３．５６ＭＨｚ）が印加される。これにより、両電極１６ａ、１６ｂ間にはグロー放電によるプラズマ１８が発生し、成膜用の原料ガスが分解されて活性種が生成され、活性種の気相反応により支持基板１１の主表面上に多結晶ＳｉＣ薄膜が形成される。
【００９０】
そして、ＳｉＣ薄膜を形成するための原料ガスとして、例えば、ＳｉとＣの両元素を含むＣＨ3ＳｉＣｌ3等の有機化合物、および、Ｓｉ元素を含むＳｉＣｌ4ＣＣｌ4系、ＳｉＨ4、ＳｉＣｌ4と炭化水素系ガスとの混合ガス等が用いられる。具体的には、モノシラン（ＳｉＨ4）とメタン（ＣＨ4）の混合ガスを用い、かつ、原料ガスを希釈するガスとして水素ガス（Ｈ2）が好適に用いられる。マスフローコントローラにより上記原料ガスの流量を制御して反応室１２内に導入する。反応室１２では、反応室１２の上部から原料ガスを供給し、下部から真空排気する構造が望ましい。
【００９１】
多結晶ＳｉＣ膜の成膜条件としては、例えば、基板温度を５００〜６００℃とし、原料ガスとして、モノシラン（ＳｉＨ4）（水素で１０％希釈）：５ｓｃｃｍの流量、メタン（ＣＨ4）（水素で１０％希釈）：５０ｓｃｃｍの流量で混合し、反応室１２に供給する。
【００９２】
成膜ガスの圧力は、２０〜３０ｋＰａの範囲が好ましく、より好ましくは２４〜２６ｋＰａがよい。成膜ガスの圧力が低い場合、成膜速度が低下して膜厚が薄くなってしまう。また、成膜ガスの圧力が高過ぎる場合、成膜速度が飽和し、不必要なエネルギーやガスを使用し、ランニングコストが上がってしまう。
【００９３】
そして、一例として、高周波電力１３．５６ＭＨｚ、８０Ｗを印加してプラズマを発生させ、成膜を行う。上記成膜条件では１〜５ｎｍ／ｍｉｎ程度の成膜速度で成膜することができる。
【００９４】
形成されたＳｉＣ薄膜は、Ｘ線回折パターンを測定することにより、単結晶ＳｉＣか多結晶ＳｉＣかを識別できる。多結晶ＳｉＣ薄膜であれば、ＳｉＣにおけるＸ線回折パターンの（１００）、（１０１）、（２２０）、（４００）、（３１１）等のピークが検出されて多結晶であることを確認できる。
【００９５】
支持基板２上に形成されるＳｉＣ薄膜層３の膜厚は、０．５μｍ以上１０μｍ以下とすることが好ましい。膜厚が０．５μｍ未満の場合、安定した連続膜にならず所望とする特性を得ることができないおそれがあり、また、厚さに均一性がなくなってしまう。他方、１０μｍを超える膜厚に設定しても、硬度は変わらず、成膜時間が延びて生産性を低下させてしまう。更に、表面弾性波の伝搬速度の向上は見られず、安定した結晶性を得ることが困難になるおそれがある。
【００９６】
そして、ＳｉＣ多結晶膜であれば、表面硬度は、修正モース硬度で１３程度とダイヤモンドの硬度１５に匹敵する硬度が得られる。また、ＳｉＣ薄膜層の表面粗さは、上述したように、通常、Ｒａ０．５μｍと小さく平滑であるため、特許文献１〜２に記載された多結晶ダイヤモンド膜のように表面を研磨する必要は少ない。しかし、次工程＜ｃ＞で圧電薄基板１形成用の圧電基板と常温接合するためには表面粗さを小さくすることが重要であり、ＳｉＣ薄膜層の表面をラッピング装置で研磨し、表面粗さをＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．２ｎｍ〜０．３ｎｍにすることが望ましい。また、ＳｉＣ薄膜の成膜条件によりＳｉＣ薄膜層３の表面に凹凸が存在する場合は、圧電薄基板１形成用の圧電基板と直接接合する前に接合面を研磨することが好ましい。凹凸が存在していると、原子レベルで完全に接合されず、浮きを生ずる可能性があるからである。例えば、成膜されたＳｉＣ薄膜層３の膜厚が５μｍ程度であれば、約３μｍ程度まで研磨し、表面粗さをＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．２ｎｍ〜０．３ｎｍにすることが望ましい。そして、ＳｉＣ薄膜層３表面を研磨する方法としては、上述したようにダイヤモンド電着ホイール若しくはダイヤモンド砥粒による直接研磨、または、高温で加熱した鉄若しくはニッケル等の金属による研磨（熱化学反応を用いた研磨）等が利用できる。
【００９７】
また、次工程＜ｃ＞で、支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合するため、上記圧電基板の接合面も凹凸が存在していないことが好ましく、上述したように表面粗さはＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下になっていることが望ましい。
【００９８】
＜ｃ＞支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程
次に、上記支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と、イオン注入層が形成された圧電薄基板１形成用の圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する。
【００９９】
通常、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板とを接合するには、有機接着剤や無機接着剤、ＵＶ接着剤、熱拡散接合等が用いられる。しかし、各種接着剤は温度上昇に伴い軟化するため、複合基板をＳＡＷデバイスに用いたときに圧電薄基板１上に形成されている櫛歯状電極４も圧電薄基板１と同時に動き、共振周波数が変化する可能性が高い。また、熱拡散でＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板の接合を行うには１０００℃以上の加熱が必要で、圧電基板のキュリー温度を超えるため圧電性が低下する問題がある。
【０１００】
この問題点を回避するには、常温で接合でき、原子レベルで接合する常温接合が望ましい。常温接合するには、支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３の接合面と、イオン注入層が形成された圧電薄基板１形成用圧電基板の接合面を十分に洗浄し、洗浄したＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板を真空容器内に配置し、超高真空中で各接合面へイオン（アルゴン）ビームを照射して残留不純物を除去すると共に各接合面を活性化し、常温・無加圧・無電圧で接合する。ＳｉＣ薄膜層３の接合面と圧電薄基板１形成用圧電基板の接合面を洗浄した後、更に、当該各接合面にＵＶ照射を行うことも好ましい。
【０１０１】
＜ｄ＞ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板との接合体を熱処理し、該接合体から上記圧電基板本体を剥離して厚さ１００ｎｍ〜１０００ｎｍ未満の圧電薄基板１を形成する工程
次に、支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３とイオン注入層が形成された圧電薄基板１形成用圧電基板との接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして接合体から該圧電基板本体を剥離する。この処理により、ＳｉＣ薄膜層３と直接接合された圧電基板が薄膜化されて、厚さ１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の圧電薄基板１が形成される。
【０１０２】
このとき、上記接合体を熱処理する温度は３００〜５００℃が望ましい。熱処理温度が３００℃未満の場合、圧電薄基板１形成用圧電基板に形成されたイオン注入層の水素イオンの膨張が少ないため自然に剥離するのが難しくなる。また、熱処理温度が５００℃を超えた場合、熱処理炉の加熱、冷却時間が延びてしまうことと、直接接合されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板の熱膨張率の違いから反りが発生してしまう可能性がある。尚、特許文献９に記載された「減圧雰囲気下」の熱処理が採用された場合、大気圧下よりも低い温度での熱処理が可能となる。例えば、大気圧下では剥離可能温度が４５０℃付近であるのに対して、約５０００Ｐａまで減圧することにより剥離可能温度を３５０℃まで低下させることができる。更に、約０．１Ｐａまで減圧することにより剥離可能温度を２５０℃まで低下させることができる。
【０１０３】
「減圧雰囲気下」で剥離可能温度が低下する原因は下記理由が考えられる。
（d-1）「減圧雰囲気下」では、大気圧下に較べてイオン注入層の水素イオンが低温でガス化され易く、イオン注入層の圧力と圧電薄基板１形成用圧電基板外部の圧力との差が低温で大きくなり易いことにより、クラックの進展、剥離が助長されること。
（d-2）イオン注入層の水素イオンのガス化時に発生する応力に起因して、圧電薄基板１
形成用圧電基板の焦電性によりイオン注入層近傍で電荷分布による放電が発生し、この放電の発生は大気圧下よりも減圧雰囲気下の方が起こり易いため、該放電によりイオン注入層近傍での結晶構造の破断が助長されること。
【０１０４】
そして、熱処理条件を選択すれば、例えば、剥離可能温度を３５０℃まで低下させることが可能となり、圧電薄基板１形成用のＬＴ単結晶基板やニオブ酸リチウム（ＬＮと略記する場合がある）単結晶基板に対しては熱処理温度がキュリー温度以下となり、圧電基板の圧電性劣化を防止することができる。
【０１０５】
また、熱処理温度が低くなることで、支持基板２、圧電薄基板１形成用圧電基板等の熱膨張係数が異なっていても加熱により発生する応力を抑制できるため、該応力による割れを防止できる。これにより、温度特性と耐電力性に優れているにも拘わらず、従前、利用できなかった熱膨張率を有する支持基板であっても利用することが可能となるため、支持基板の選択幅を広げられると共に、より安価なものを選択することもできる。
【０１０６】
また、上記熱処理工程は、通常、急激な昇降温を行わず、徐々に昇温および降温を行なうことが望ましいが、「減圧雰囲気下」による低温処理を採用することにより、熱処理工程のスループットを速くすることが可能となる。この場合、減圧条件下で行う必要があるが、加熱の昇降温時間に較べ、減圧昇圧時間の方が短くなるため、結果的に従来よりも熱処理工程のスループットを速くすることが可能となり、生産性が向上する。
【０１０７】
また、ＳｉＣ薄膜層３が形成された支持基板２と圧電薄基板１の熱膨張係数の違いから温度変化により複合基板が反らないようにするには、ＳｉＣ薄膜層３の厚さとＳｉＣ薄膜層３が形成された支持基板２の厚さとの合計厚（ＳｉＣ薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）よりも圧電薄基板１の厚さを十分に薄くすることが好ましい。上記圧電薄基板１の厚さを薄くすることで、複合基板の反る力が減少して複合基板の反りは抑制される。また、圧電薄基板１を薄くすることで接合したＳｉＣ薄膜層３の影響を受け、複合基板として、接合したＳｉＣ薄膜層３の硬度に限りなく近づいた状態が得られる。そして、ＳｉＣ薄膜層３の厚さとＳｉＣ薄膜層３が形成された支持基板２の厚さとの合計厚（ＳｉＣ薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）と上記圧電薄基板１の厚さの比率は、上述したように（ＳｉＣ薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）に対して１／１０以下であることが好ましく、更に好ましくは１／２０以下がよい。上記膜厚の違いがあれば、周囲温度が１２０℃程度になっても熱膨張の違いに起因する複合基板の反りは抑制される。
【０１０８】
＜ｅ＞圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板の表面を研磨する工程
圧電薄基板１形成用の圧電基板本体を剥離したとき、接合体側の該圧電薄基板１の剥離面には多少の凹凸や粗さが存在するため、「イオン注入法」で薄膜化された当該圧電薄基板１の剥離面（非接合面）について、研磨前の当該圧電薄基板より薄くなるまで、および／または、研磨前の当該圧電薄基板より表面が平坦になるまで研磨することが好ましい。圧電薄基板１の非接合面を研磨する際、片面鏡面研磨は、コロイダルシリカを用いたメカノケミカルポリッシュで鏡面粗度を数ｎｍにすることができる。
【０１０９】
そして、上記圧電薄基板１の厚さは１００ｎｍ〜１０００ｎｍ未満と極めて薄く、下地のＳｉＣ薄膜層３とほぼ同じ硬さと見做せるため、表面を伝わる伝搬速度が向上する。また、圧電薄基板１／ＳｉＣ薄膜層３が支持基板（例えばシリコン基板）２に接合されているため熱膨張率も小さく、これにより温度変化による支持基板の伸縮がないため共振周波数の変化もごくわずかになる。
【０１１０】
上記＜ａ＞〜＜ｅ＞工程により、高周波数化と周波数温度特性が改善された第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を得ることができる。
【０１１１】
（２）本発明の第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法
圧電薄基板１と、該圧電薄基板１よりも小さい熱膨張係数を持つ支持基板２と、該支持基板２の一方の主面上に形成されたＳｉＣ薄膜層３を具備し、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が金属薄膜５を介し直接接合されている第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法は、
＜ａ＞上記圧電薄基板１形成用の圧電基板における一方の主面から該圧電基板内に水素イオンを注入して、該圧電基板における水素イオンが注入された側の上記主面から所定深さの領域にイオン注入層を形成する工程と、
＜ｂ＞上記支持基板２の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層３を形成する工程と、
＜ｃ＞金属薄膜５を介し、支持基板２上に形成された上記ＳｉＣ薄膜層３と、上記圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程と、
＜ｄ＞上記接合体を熱処理し、上記圧電基板のイオン注入層を剥離面にして上記接合体から圧電基板本体を剥離し、厚さが１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の上記圧電薄基板１を形成する工程と、
＜ｅ＞上記圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板１の表面を研磨する工程、
を具備し、かつ、
上記ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を直接接合する工程において、接合前のＳｉＣ薄膜層３と上記圧電基板の各接合面を洗浄し、各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去しかつ活性化し、更に、ＳｉＣ薄膜層３と上記圧電基板の少なくとも一方の接合面上に金属薄膜５を成膜した後、真空中、常温で直接接合することを特徴としている。
【０１１２】
上記製造工程の内、
＜ａ＞圧電薄基板１形成用の圧電基板内にイオン注入層を形成する工程
＜ｂ＞支持基板２の一方の主面上にＳｉＣ薄膜層３を形成する工程
＜ｄ＞ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板との接合体を熱処理し、該接合体から上記圧電基板本体を剥離して厚さ１００ｎｍ〜１０００ｎｍ未満の圧電薄基板１を形成する工程
＜ｅ＞圧電基板本体が剥離された接合体における圧電薄基板の表面を研磨する工程
の各工程については、第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法における＜ａ＞工程、＜ｂ＞工程、＜ｄ＞工程、＜ｅ＞工程と同様で、
第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法における＜ｃ＞工程、すなわち、「金属薄膜５を介し、支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と、圧電薄基板１形成用圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程」が相違している。
【０１１３】
このため、第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法における＜ｃ＞工程について、以下、説明する。
【０１１４】
＜ｃ＞金属薄膜５を介し、支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と、圧電薄基板１形成用圧電基板における水素イオンが注入された側の主面を表面活性化常温接合法により直接接合して接合体を形成する工程
第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法における＜ａ＞工程により、イオン注入層を有する圧電薄基板１形成用の圧電基板が得られる。また、＜ｂ＞工程により、表面研磨されたＳｉＣ薄膜層３を有する支持基板２が得られる。
【０１１５】
次に、金属薄膜５を介し、ＳｉＣ薄膜層３とイオン注入層を有する圧電薄基板１形成用の圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合し、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板との接合体を形成する。
【０１１６】
金属薄膜５を介し、ＳｉＣ薄膜層３とイオン注入層を有する圧電薄基板１形成用の圧電基板を直接接合するには、接合前のＳｉＣ薄膜層３の接合面と上記圧電基板におけるイオン注入がなされた側の主面を洗浄し、洗浄したＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用の圧電基板の接合面をイオンビーム照射できるように真空容器内に配置し、超高真空中で各接合面へイオンビームを照射して残留不純物を除去すると共に各接合面を活性化させる。
【０１１７】
次に、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板の少なくとも一方の接合面にスパッタリング法により金属薄膜５を成膜する。金属薄膜５としてはクロム膜、チタン膜等酸素と結合する力が強く拡散係数が高い膜が好ましく、特にチタン膜が好ましい。ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板の少なくとも一方の接合面に成膜される金属薄膜５の膜厚は５〜１０ｎｍであることが好ましい。膜厚が５ｎｍ未満と薄過ぎる場合、不連続な膜となり、成膜された接合面への拡散が不連続となる。一方、膜厚が１０ｎｍを超えて厚過ぎる場合、拡散する前に連続膜が形成され、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板との間に膜として介在し、拡散層として機能しなくなる可能性がある。
【０１１８】
上記金属薄膜５を成膜した後、金属薄膜５の大きな原子拡散を利用して、常温・無加圧・無電圧でＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板のイオン注入がなされた主面を接合する。これ等接合面には金属薄膜５が存在し、金属薄膜５の原子拡散により接合することができる。これにより、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板が金属薄膜５を介して直接接合され、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板との接合体が得られる。上記金属薄膜５が介在することで、ＳｉＣ薄膜層３と上記圧電基板の両接合面における表面粗さは金属薄膜５がないときに較べ粗くてもよくなり、接合前における研磨コストを低下させるメリットがある。
【０１１９】
次いで、第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法における＜ｄ＞工程、すなわち、ＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１形成用圧電基板との接合体を熱処理し、該接合体から上記圧電基板本体を剥離して、厚さ１００ｎｍ〜１０００ｎｍ未満の圧電薄基板１を形成する。
【０１２０】
更に、第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板の製造方法における＜ｅ＞工程、すなわち、圧電基板本体が剥離された後の接合体における圧電薄基板の表面を研磨することで、支持基板２上に形成されたＳｉＣ薄膜層３と圧電薄基板１が金属薄膜５を介して直接接合され、高周波数化と周波数温度特性が改善された第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を得ることができる。
【０１２１】
３．表面弾性波素子の製造方法
上述した方法で製造された第一実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板、および、第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板における圧電薄基板１の非接合面上に上述した機能を有する表面弾性波素子用電極（ＩＤＴ電極）４を形成して表面弾性波素子が作製される。尚、表面弾性波素子を共振子として使用する場合は、圧電薄基板上にＩＤＴ電極と該ＩＤＴ電極の両側部に一対の反射器を配置する。
【０１２２】
以下、表面弾性波素子の製造方法について具体的に説明する。
【０１２３】
まず、上記表面弾性波素子用複合基板における圧電薄基板１の非接合面に電極用導電性材料層を形成した後、この導電性材料層上に、フォトリソグラフィ法によりＩＤＴ電極および反射器に対応した形状のレジスト層を形成する。
【０１２４】
そして、レジスト層をマスクとして使用し、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）等のドライエッチング法により上記レジスト層が形成されていない部分の導電性材料層を除去することで、所定パターンのＩＤＴ電極と反射器が形成される。
【０１２５】
ＩＤＴ電極を形成する場合、上記エッチング法によらず、リフトオフ法によりパターニングしてもよい。また、上記反射器の本数は、必要とする挿入損失、チップサイズ等を勘案して適宜調節する。
【０１２６】
上記電極用導電性材料としては、質量が小さく、電気抵抗値が低くかつ耐電力性が要請される理由から、アルミニウム若しくはアルミニウムに微量の異種金属（例えば、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｔｉ、ＨｆＢ２等が挙げられる）が添加されたアルミニウム系合金（必ずしも固溶体でなくてもよい）が好ましい。例えば、表面弾性波素子の寿命に影響を及ぼすＩＤＴ電極の耐電力性の観点から、半導体装置の分野でマイグレーションに強いことで定評のあるスパッタリング成膜による微量の銅が添加されたアルミニウム系合金を用いることが好ましい。但し、上記アルミニウム系合金に限定されず、Ｃｕ、Ａｕ、Ｐｔ、Ａｇおよびこれ等金属の内の１つを主成分とする合金から選ばれる１種を用いることもできる。
【０１２７】
第一実施形態および第二実施形態に係る表面弾性波素子用複合基板を用いて製造された表面弾性波素子は、表面を伝搬する表面弾性波の伝搬速度が速くなって共振周波数が高くなり、かつ、周波数特性が温度変化によりシフト（変動）する課題も改善されると共に、良好な膜質の圧電体層を具備する長所を有する。
【実施例】
【０１２８】
以下、本発明の実施例について比較例も挙げて具体的に説明する。
【０１２９】
［実施例１］
（１）圧電薄基板形成用圧電基板内におけるイオン注入層の形成
直径２インチ、厚さ２５０μｍの圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板［住友金属鉱山（株）製］における一方の主面から、加速エネルギー２００ｋｅＶで、１．０×１０17ａｔｏｍ／ｃｍ2程度のドーズ量により水素イオン注入を行い、上記圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板の水素イオンが注入された側主面から深さ３００ｎｍの領域にイオン注入層を形成した。
【０１３０】
（２）圧電薄基板形成用圧電基板の研磨
イオン注入層が形成された圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板における水素イオンが注入された側の主面表面を、ダイヤモンドナノ研磨器［（株）アビコ技研研究所製］を用いて研磨した。研磨後の圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板表面の表面粗さを３次元光学プロファイラーＮｅｘｖｉｅｗ装置（キャノン社製）で測定し、表面粗さＲａ０．４ｎｍとなるまで研磨した。
【０１３１】
（３）支持基板（シリコン基板）上へのＳｉＣ薄膜層の形成
支持基板として２インチ径単結晶シリコン基板（直径２インチ×厚さ２５０μｍ）を準備し、該シリコン基板を、アセトンを用いて超音波洗浄した。
【０１３２】
次に、洗浄後のシリコン基板上に、熱ＣＶＤ装置を用いて、下記成膜条件によりＳｉＣ薄膜層を１０μｍ成膜した。
＜ＳｉＣ薄膜層の成膜条件＞
・成膜装置：熱ＣＶＤ装置［(株)ニューフレアテクノロジー社製  ＥＰＩＲＥＶＯ５６］
・前処理：Ａｒボンバード（１０分）
・使用原料ガス：四塩化ケイ素（ＳｉＣｌ4）、メタン（ＣＨ4）(キャリアガス：水素)
メタン濃度３％
・ガス流量：１００ｓｃｃｍ
・成膜時圧力：３０ｋＰａ
・成膜時の基板温度：１３２０℃
・成膜時間：３０分
【０１３３】
形成された薄膜について、Ｘ線回折測定装置（理学電気社製）を用いてＸ線回折測定を行い、Ｘ線回折パターンを測定した結果、ＳｉＣにおける（１００）、（１０１）、（２２０）、（４００）、（３１１）ピーク等が検出され、多結晶ＳｉＣであることが確認された。また、得られたＳｉＣ薄膜の表面硬度は、修正モース硬度で１３であり、ダイヤモンドの硬度１５に匹敵する硬度であった。
【０１３４】
（４）ＳｉＣ薄膜層の研磨
次に、支持基板（シリコン基板）上に成膜したＳｉＣ薄膜層をダイヤモンドナノ研磨器［（株）アビコ技研研究所製］を用いて厚さ７μｍ、表面粗さＲａ０．３ｎｍとなるよう研磨調整した。尚、ＳｉＣ薄膜層の表面粗さを３次元光学プロファイラーＮｅｘｖｉｅｗ装置（キャノン社製）により測定している。
【０１３５】
（５）ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板形成用圧電基板との常温接合
表面研磨したＳｉＣ薄膜層／支持基板（シリコン基板）と、イオン注入層が形成されかつ主面表面が研磨された圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板を、アセトン液中で超音波洗浄し、更に、両基板の研磨がなされた表面にＵＶ照射を６０秒行った。
【０１３６】
次に、表面活性化接合タイプ常温接合装置［（株）ムサシノエンジニアリング社製］に洗浄およびＵＶ照射を終えた上記両基板を配置し、超高真空２×１０-6Ｐａまで真空引きし、両基板の研磨がなされた表面にＡｒビーム照射し（照射条件：加速電圧５０ｋＶ、ビーム径１．２ｍｍ、照射量２×１０14ｉｏｎｓ／ｃｍ2）、該表面を活性化した後、同一チャンバー内に設置されたＤＣマグネトロンスパッタリング装置を用いて上記ＳｉＣ薄膜層／支持基板（シリコン基板）のＳｉＣ薄膜層表面に膜厚７ｎｍのチタン膜を成膜した。すなわち、３インチ径で純度３Ｎのチタンターゲットを上記ＤＣマグネトロンスパッタリング装置に装着し、チャンバー内の到達真空度を６．５×１０-4Ｐａとし、基板温度を１２０℃とし、かつ、反応性ガスとしてアルゴンガス−酸素の混合ガスを供給しながらスパッタリング（スパッタリング出力：ＤＣ１００Ｗ、成膜時間：１分）を行って膜厚７ｎｍの上記チタン膜を成膜した。尚、反応性ガスのアルゴンガス流量は１５ｓｃｃｍ、酸素流量は１０ｓｃｃｍとした。
【０１３７】
次いで、上記チタン膜が成膜されたＳｉＣ薄膜層／支持基板（シリコン基板）と、タンタル酸リチウム基板の表面を対向させ、熱、圧力等を加えずに両表面を常温接合してＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板の接合体を得た。
【０１３８】
（６）接合体の熱処理と該接合体からタンタル酸リチウム基板本体の剥離
次に、ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板の接合体を加熱炉に配置し、３５０℃、１０分の熱処理を行った。
【０１３９】
熱処理により、圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板内に形成されたイオン注入層を剥離面にして上記接合体からタンタル酸リチウム基板本体が自然剥離され、ＳｉＣ薄膜層と直接接合された厚さ３００ｎｍの圧電薄基板（タンタル酸リチウム薄基板）が形成された。
【０１４０】
尚、圧電薄基板（タンタル酸リチウム薄基板）とチタン膜を成膜したＳｉＣ薄膜層が直接接合された実施例１に係る表面弾性波素子用複合基板の接合面を走査型電子顕微鏡で撮影し、そのＴＥＭ撮像図を図５に示す。ＴＥＭ撮像図から、Ｔｉ膜（図５でＴｉと表示、以下同様）は、ＳｉＣ薄膜層（ＳｉＣと表示）上に結晶配向して成膜されており、タンタル酸リチウム薄基板（ＬＴと表示）、Ｔｉ膜およびＳｉＣ薄膜層は隙間なく接合していることが確認された。
【０１４１】
（７）圧電薄基板（タンタル酸リチウム薄基板）における非接合面の研磨
タンタル酸リチウム薄基板／（直接接合：Ｔｉ膜）／ＳｉＣ薄膜層／支持基板（シリコン基板）の構成を有する複合基板における上記タンタル酸リチウム薄基板の非接合面を、コロイダルシリカを用いたメカノケミカルポリッシュによりタンタル酸リチウム薄基板の厚さが２５０ｎｍになるまで鏡面研磨し、上記非接合面の表面粗さをＲａ４ｎｍとした。
【０１４２】
これ等の製造条件について表１に示す。
【０１４３】
（８）表面弾性波素子の作製
鏡面研磨処理がなされた実施例１に係る表面弾性波素子用複合基板におけるタンタル酸リチウム薄基板の非接合面に、真空蒸着法により、先に厚さ５ｎｍのＣｒ膜を成膜し、次いで厚さ０．１５μｍのＣｕ膜を成膜した。
【０１４４】
次に、上記Ｃｕ膜上に、フォトリソグラフィ法によりＩＤＴ電極に対応した形状のレジスト層を形成し、該レジスト層をマスクとして用い、反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）のドライエッチング法によりレジスト層が形成されていない部分のＣｕ膜およびＣｒ膜を除去した。これにより、所定パターンのＩＤＴ電極を形成し、実施例１に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１４５】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は９２００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−９．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．４％であった。
【０１４６】
これ等の評価結果から、タンタル酸リチウム基板を用いた従来のＳＡＷデバイスを上回る伝搬速度と周波数温度特性が得られていることが確認された。
【０１４７】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることにより、共振周波数９２００／１．６＝５７５０ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１４８】
［実施例２］
実施例１の上記（１）欄「圧電薄基板形成用圧電基板内におけるイオン注入層の形成」において、圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板における水素イオンが注入された側の主面から深さ６００ｎｍの領域にイオン注入層を形成した以外は、実施例１と同様にして、実施例２に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を作製した。尚、タンタル酸リチウム薄基板の厚さは５５０ｎｍ、非接合面の表面粗さはＲａ４ｎｍである。
【０１４９】
そして、鏡面研磨処理がなされた実施例２に係る表面弾性波素子用複合基板のタンタル酸リチウム薄基板の非接合面に、実施例１と同様、所定パターンのＩＤＴ電極を形成し、実施例２に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１５０】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は９１５０ｍ／ｓ、周波数温度特性は−９．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．２％であった。
【０１５１】
これ等の評価結果から、タンタル酸リチウム基板を用いた従来のＳＡＷデバイスを上回る伝搬速度と周波数温度特性が得られていることが確認された。
【０１５２】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることにより、共振周波数９１５０／１．６＝５７１８ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１５３】
［実施例３］
実施例２に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を用い、櫛歯状電極の幅を０．２μｍ（表面弾性波の波長λは０．２×４＝０．８μｍとなる）とした以外は、実施例２と同様にして実施例３に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１５４】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、実施例２と同様、伝搬速度は９１５０ｍ／ｓ、周波数温度特性は−９．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．２％であり、櫛歯状電極の幅を０．２μｍとすることにより、共振周波数９１５０／０．８＝１１４３８ＧＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１５５】
［実施例４］
実施例１の上記（３）欄「支持基板（シリコン基板）上へのＳｉＣ薄膜層の形成」および（５）欄「ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板形成用圧電基板との常温接合」以外は、実施例１と同様にして、実施例４に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）と表面弾性波素子（ＳＡＷデバイス）を作製した。
【０１５６】
以下、上記（３）欄および（５）欄の各工程について説明する。
【０１５７】
（３）支持基板（シリコン基板）上へのＳｉＣ薄膜層の形成
支持基板として２インチ径単結晶シリコン基板（直径２インチ×厚さ２５０μｍ）を準備し、該シリコン基板を、アセトンを用いて超音波洗浄した。
【０１５８】
次に、実施例１で適用した熱ＣＶＤ装置に代えて、熱ＣＶＤ法より低温で成膜が可能なプラズマＣＶＤ装置（ＵＬＶＡＣ社製ＣＣ−２００）を用い、下記成膜条件により洗浄後の上記シリコン基板上にＳｉＣ薄膜層を１０μｍ成膜した。
＜ＳｉＣ薄膜層の成膜条件＞
・成膜装置：プラズマＣＶＤ装置［ＵＬＶＡＣ社製  ＣＣ−２００）］
高周波２１．１２ＭＨｚで励起。
・前処理：Ａｒボンバード（１０分）
・使用原料ガス：モノシラン（ＳｉＨ4）（水素で１０％希釈）  流量５ｓｃｃｍ
メタン（ＣＨ4）（水素で１０％希釈）        流量５０ｓｃｃｍ
・成膜時圧力：２ｋＰａ
・成膜時の基板温度：６２０℃
・成膜時間：４０分
【０１５９】
（５）ＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板形成用圧電基板との常温接合
表面研磨したＳｉＣ薄膜層／支持基板（シリコン基板）と、イオン注入層が形成されかつ主面表面が研磨された圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板を、アセトン液中で超音波洗浄し、更に、両基板の研磨がなされた表面にＵＶ照射を６０秒行った。
【０１６０】
次に、表面活性化接合タイプ常温接合装置［（株）ムサシノエンジニアリング社製］に洗浄およびＵＶ照射を終えた上記両基板を配置し、超高真空２×１０-6Ｐａまで真空引きし、両基板の研磨がなされた表面にＡｒビーム照射して（照射条件：加速電圧５０ｋＶ、ビーム径１．２ｍｍ、照射量２×１０14ｉｏｎｓ／ｃｍ2）該表面を活性化し、次いで、上記ＳｉＣ薄膜層／支持基板（シリコン基板）とタンタル酸リチウム基板の表面を対向させ、熱、圧力等を加えずに両表面を常温接合してＳｉＣ薄膜層と圧電薄基板形成用タンタル酸リチウム基板の接合体を得た後、実施例１と同様にして実施例４に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１６１】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は９１００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−９．０ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．１％であった。
【０１６２】
これ等の評価結果から、タンタル酸リチウム基板を用いた従来のＳＡＷデバイスを上回る伝搬速度と周波数温度特性が得られていることが確認された。
【０１６３】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることにより、共振周波数９１００／１．６＝５６８７ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１６４】
［実施例５］
実施例２の上記（３）欄「支持基板（シリコン基板）上へのＳｉＣ薄膜層の形成」以外は、実施例２と同様にして、実施例５に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）と表面弾性波素子（ＳＡＷデバイス）を作製した。
【０１６５】
以下、上記（３）欄の工程について説明する。
【０１６６】
（３）支持基板（シリコン基板）上へのＳｉＣ薄膜層の形成
支持基板として２インチ径単結晶シリコン基板（直径２インチ×厚さ２５０μｍ）を準備し、該シリコン基板を、アセトンを用いて超音波洗浄した。
【０１６７】
次に、実施例２で適用した熱ＣＶＤ装置に代えて、熱ＣＶＤ法より低温で成膜が可能なプラズマＣＶＤ装置（ＵＬＶＡＣ社製ＣＣ−２００）を用い、下記成膜条件により洗浄後の上記シリコン基板上にＳｉＣ薄膜層を１０μｍ成膜した後、実施例２と同様にして実施例５に係るＳＡＷデバイスを作製した。
＜ＳｉＣ薄膜層の成膜条件＞
・成膜装置：プラズマＣＶＤ装置［ＵＬＶＡＣ社製  ＣＣ−２００）］
高周波２１．１２ＭＨｚで励起。
・前処理：Ａｒボンバード（１０分）
・使用原料ガス：モノシラン（ＳｉＨ4）（水素で１０％希釈）  流量５ｓｃｃｍ
メタン（ＣＨ4）（水素で１０％希釈）        流量５０ｓｃｃｍ
・成膜時圧力：２ｋＰａ
・成膜時の基板温度：６２０℃
・成膜時間：４０分
【０１６８】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は８９６０ｍ／ｓ、周波数温度特性は−８．４ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は６．８％であった。
【０１６９】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることにより、共振周波数８９６０／１．６＝５６００ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１７０】
［比較例１］
ＳｉＣ薄膜層／シリコン基板を接合させずに、直径２インチ、厚さ３５０μｍ、表面粗さＲａ３ｎｍのタンタル酸リチウム基板［住友金属鉱山（株）社製］単体を用い、実施例１の上記（８）欄「表面弾性波素子の作製」工程に従って比較例１に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１７１】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は３９００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−３８．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は８．０％であった（表２参照）。
【０１７２】
比較例１においては、ＳｉＣ薄膜層／シリコン基板を接合させた複合基板の構造が採られておらず、タンタル酸リチウム基板の熱膨張係数が１５．７×１０-6／Ｋ（シリコン基板は３．９×１０-6／Ｋ）であるため、温度上昇に伴いタンタル酸リチウム基板が伸びて電極間隔も広がり、共振周波数は低下していき他バンドの混線の危険性があった。
【０１７３】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることより、３９００／１．６＝２４３７ＭＨｚのＳＡＷデバイスが得られた。得られたＳＡＷデバイスの特性も表２に示す。
【０１７４】
［比較例２］
支持基板として２インチ径単結晶シリコン基板（直径２インチ×厚さ３５０μｍ）を準備した。
【０１７５】
また、圧電基板として、直径２インチ、厚さ３５０μｍ、表面粗さＲａ３ｎｍのタンタル酸リチウム基板［住友金属鉱山（株）社製］を準備した。
【０１７６】
そして、両基板をアセトン液中で超音波洗浄した後、更に、両基板の表面にＵＶ照射を６０秒行った。
【０１７７】
次に、表面活性化接合タイプ常温接合装置［（株）ムサシノエンジニアリング社製］に洗浄およびＵＶ照射を終えた両基板を配置し、超高真空２×１０-6Ｐａまで真空引きし、両基板の表面にＡｒビーム照射し（照射条件：加速電圧５０ｋＶ、ビーム径１．２ｍｍ、照射量２×１０14ｉｏｎｓ／ｃｍ2）、両基板の表面を活性化した後、両基板の表面を対向させ、熱、圧力等を加えずに両表面を常温接合して、比較例２に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を作製した。
【０１７８】
（７）複合基板における圧電基板（タンタル酸リチウム基板）の非接合面の研磨
タンタル酸リチウム基板／（直接接合）／シリコン基板の構成を有する上記複合基板におけるタンタル酸リチウム基板の非接合面を、表面研磨器［（株）ディスコ社製ＤＧＰ８７６１］を用いて厚さ２５μｍまで研磨し、更に、タンタル酸リチウム基板の非接合面を、コロイダルシリカを用いたメカノケミカルポリッシュにより鏡面研磨して上記非接合面の表面粗さをＲａ４ｎｍとし、比較例２に係る表面弾性波素子用複合基板を得た。
【０１７９】
上記製造条件について表１に示す。
【０１８０】
得られた複合基板を用い、実施例１の（８）欄「表面弾性波素子の作製」工程に従って比較例２に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１８１】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度３９００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−１８．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．６％であった（表２参照）。
【０１８２】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることより、３９００／１．６＝２４３７ＭＨｚのＳＡＷデバイスが得られた。得られたＳＡＷデバイスの特性も表２に示す。
【０１８３】
比較例２においては、シリコン基板とタンタル酸リチウム基板とを直接接合させた複合基板の構造が採られており、シリコン基板の方がタンタル酸リチウム基板より熱膨張が小さいためタンタル酸リチウム基板の伸びが抑制され、電極間隔も広がらず共振周波数の変化もごくわずかであった。しかし、タンタル酸リチウム基板を用いた従来のＳＡＷデバイスを上回る伝搬速度は得られなかった。
【０１８４】
［実施例６］
［多結晶Ｂ4Ｃ基板の製造］
「（株）シンターランド社製ＬＡＢＯＸ-６００」を用いて、放電プラズマ焼結法（ＳＰＳ：Spark Plasma Sintering）により多結晶炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）基板を製造した。
【０１８５】
すなわち、高純度化学社製の「粒子径２〜３μｍのＢ4Ｃ粒子」をボールミルで粒子径０．２０μｍに粉砕した材料を用い、超硬材料で構成された型（２インチ径、厚さ７００μｍ）に上記材料を充填し、加圧力３０ＭＰａ、ＳＰＳ昇温速度３７３Ｋ/分、２０００℃の温度にして２０分保持した。その際、最大パルス電流１６００Ａを印加した。
【０１８６】
製造されたＢ4Ｃ焼結体のビッカース硬度は２７００、最大室温曲げ強度は７３０ＭＰａであった。
【０１８７】
得られた多結晶炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）を、ダイヤモンドナノ研磨器「（株）アビコ技術研究所製」を用いて表面粗さＲａ０．３ｎｍまで研磨し、かつ、基板形状に加工して２インチ径の多結晶炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）基板（直径２インチ径×厚さ２００μｍ）を製造した。
【０１８８】
そして、得られた多結晶炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）基板（直径２インチ径×厚さ２００μｍ）を支持基板とし、実施例１と同様、（１）欄「圧電薄基板形成用圧電基板内におけるイオン注入層の形成」〜（７）欄「圧電薄基板（タンタル酸リチウム薄基板）における非接合面の研磨」工程を行って実施例６に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を製造し、更に、（８）欄「表面弾性波素子の作製」工程も実施例１と同様に行い、実施例６に係る表面弾性波素子を作製した。
【０１８９】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は１１８００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−７．６ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．４％であった。
【０１９０】
これ等評価結果から、実施例１と同様、タンタル酸リチウム基板を用いた従来のＳＡＷデバイスを上回る伝搬速度と周波数温度特性が得られていることが確認された。
【０１９１】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは０．４×４＝１．６μｍとなる）とすることより、７３７５ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１９２】
複合基板の製造条件を表１に示し、ＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１９３】
【表１】
2019193242.tif 000003
【０１９４】
【表２】
2019193242.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【０１９５】
高硬度のＳｉＣ薄膜層と直接接合された厚さ１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満の圧電薄基板を有する本発明に係る表面弾性波素子用複合基板はその硬度を高められるため、該複合基板を用いて製造された表面弾性波素子はその高周波数化が図れると共に周波数特性が温度変化によりシフト（変動）する課題も改善される。このため、表面弾性波素子用基板として使用される産業上の利用可能性を有している。
【符号の説明】
【０１９６】
Ｐ  プラズマ
１  圧電薄基板
２  支持基板
３  ＳｉＣ薄膜層
４  櫛歯状電極（ＩＤＴ電極）
５  金属薄膜
１１  支持基板
１２  反応室
１３  ヒーター
１４  排気口
１５  ガス導入口
１６ａ、１６ｂ  電極
１７  高周波電源
１８  プラズマ
２０  圧電薄基板形成用圧電基板
２１  イオン注入層
３０  接合体
【図１】
2019193242.tif 000005
【図２】
2019193242.tif 000006
【図３】
2019193242.tif 000007
【図４】
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【図５】
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