(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】圧電基板１と、圧電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多結晶ダイヤモンド薄膜層３を具備する表面弾性波素子用複合基板であって、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板（バルク結晶）１が接着剤を用いることなく表面活性化常温接合法により直接接合されていることを特徴とする。上記複合基板を用いて製造された表面弾性波素子は、多結晶ダイヤモンド薄膜層３を表面弾性波が伝搬するため高い伝搬速度が得られ、小さい熱膨張係数を持つ支持基板２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形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板が直接接合されてい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形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板が金属薄膜を介し直接接合されてい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、炭化ケイ素、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形成された多結晶ダイヤモンド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、
上記支持基板の一方の主面上に多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する工程と、
支持基板上に形成された上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を、表面活性化常温接合法により直接接合する工程と、
多結晶ダイヤモンド薄膜層と直接接合された圧電基板の非接合面を研磨する工程、
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多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合する工程において、
金属薄膜を介し上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する工程において、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層をマイクロ波プラズマ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多結晶ダイヤモンド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】
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と直接接合された圧電基板の非接合面を研磨する工程において、
上記圧電基板の厚さが０．３〜２５μｍ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多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合する工程において、
接合前の上記多結晶ダイヤモンド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】
金属薄膜を介し上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を直接接合する工程において、
接合前の上記多結晶ダイヤモンド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、多結晶ダイヤモンド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という問題がある。
【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、ダイヤモンド結晶が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。そこで、この温度特性を改善するため、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を直接接合させた複合基板が提案されている（例えば特許文献３参照）。圧電基板に補助基板が直接接合されることで、圧電基板よりも熱膨張係数が小さくかつ厚みが大きい補助基板により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。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。
【００１０】
そこで、特許文献４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。
【００１１】
そして、特許文献３〜４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３〜４には何ら考慮がなされていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【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】ＷＯ２０１４／１２９４３２号公報
【特許文献５】特開２００２−９４３５５号公報（段落００１７、００３１参照）
【非特許文献】
【００１３】
【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】
【００１４】
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。
【００１５】
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。
【００１６】
しかし、ＣＶＤやスパッタリング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５の段落００１７参照）。
【００１７】
この問題を解決するため、特許文献５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。
【００１８】
しかし、特許文献５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５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。
【００１９】
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、表面弾性波の伝搬速度を大きくすることにより表面弾性波素子の高周波数化を実現し、かつ、周波数特性が温度変化によりシフト（変動）する課題を改善すると共に、良好な膜質の圧電体層を具備す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】
【００２０】
本発明者は、表面弾性波素子において求められている上述の高周波数化と、温度変化により周波数特性が変動する課題を改善するため、表面弾性波の伝搬速度を大きくする方法と周波数温度特性を改善させる方法について鋭意検討した。その結果、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を改善させるには、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多結晶ダイヤモンド薄膜層とを直接接合し、かつ、接合された圧電基板を研磨して薄膜化することで達成でき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。
【００２１】
すなわち、本発明に係る第１の発明は、
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形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板が直接接合されていることを特徴とし、
第２の発明は、
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形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層を具備する表面弾性波素子用複合基板において、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板が金属薄膜を介し直接接合されていることを特徴とするものである。
【００２２】
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、炭化ケイ素、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。
【００２３】
次に、本発明に係る第６の発明は、
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形成された多結晶ダイヤモンド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、
上記支持基板の一方の主面上に多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する工程と、
支持基板上に形成された上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合する工程と、
多結晶ダイヤモンド薄膜層と直接接合された圧電基板の非接合面を研磨する工程、
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多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合する工程において、
金属薄膜を介し上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する工程において、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層をマイクロ波プラズマ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多結晶ダイヤモンド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、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と直接接合された圧電基板の非接合面を研磨する工程において、
上記圧電基板の厚さが０．３〜２５μｍになるまで研磨することを特徴とする。
【００２４】
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多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を表面活性化常温接合法により直接接合する工程において、
接合前の上記多結晶ダイヤモンド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、
金属薄膜を介し上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板を直接接合する工程において、
接合前の上記多結晶ダイヤモンド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、多結晶ダイヤモンド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】
【００２５】
本発明に係る表面弾性波素子用複合基板は、
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形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層を具備し、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板が直接接合されていることを特徴とする。
【００２６】
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る。
【００２７】
また、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。
【００２８】
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多結晶ダイヤモンド薄膜層とを直接接合し、かつ、接合された圧電基板の非接合面を研磨により薄膜化して得られている。
【００２９】
そして、バルク結晶で構成された圧電基板はダイヤモンド薄膜上にＣＶＤやスパッタリング等で成膜した特許文献１〜２の圧電体層に較べ膜質が良好で、かつ、圧電基板と多結晶ダイヤモンド薄膜層は直接接合されることから特許文献５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】
【００３０】
【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】マイクロ波プラズマＣＶＤ装置の概略構成を示す説明図。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
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。
【００３２】
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、圧電基板１と、該圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層３を具備し、上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が直接接合されていることを特徴とし、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。
【００３３】
（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、圧電基板１と、該圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層３を具備し、上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が金属薄膜５を介し直接接合されていることを特徴とし、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。
【００３４】
以下、（１）圧電基板、（２）支持基板、（３）多結晶ダイヤモンド薄膜層、（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。
【００３５】
（１）圧電基板
圧電基板は弾性波が伝搬可能な基板で、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基板として、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波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。
【００３６】
上記圧電基板１は、支持基板２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３と直接接合されて本発明に係る表面弾性波素子用複合基板を構成する。尚、圧電基板１表面に凹凸が存在していると、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と原子レベルで完全に接合させることができず浮きが発生する可能性があるため、圧電基板１表面は表面粗さ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。
【００３７】
圧電基板１の大きさは特に限定されるものではないが、例えば、直径が５０〜２００ｍｍ、厚さが０．３〜２５μｍのものが好適に用いられる。
【００３８】
（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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と、圧電基板１を備えた複合基板とすることで、温度変化したときの圧電基板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。
【００３９】
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、炭化ケイ素、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。
【００４０】
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、炭化ケイ素、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、硬度で見ても炭化ケイ素（ＳｉＣ）は２５００、炭化ホウ素（Ｂ4Ｃ）は２７５０と硬く、多結晶炭化ケイ素基板、多結晶炭化ホウ素基板も好ましい材料である。
【００４１】
支持基板２上には多結晶ダイヤモンド薄膜層３を形成するため、接合を考えると格子定数が近い方が望ましい。格子定数はダイヤモンドが０．３５７ｎｍ、シリコンが０．５４３ｎｍ、炭化ケイ素が０．４３６ｎｍであり、ダイヤモンドと接合させるには炭化ケイ素の方が好ましい。
【００４２】
そこで、安価なシリコン基板、多結晶炭化ケイ素基板、多結晶炭化ホウ素基板を使用し、この支持基板上に高い硬度を有する多結晶ダイヤモンド薄膜層を成膜することで支持基板の硬度を高め、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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、多結晶炭化ケイ素基板が３．７×１０-6／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基板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。
【００４３】
支持基板２の大きさは、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。
【００４４】
（３）多結晶ダイヤモンド薄膜層
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の一方の主面上に多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成される。更に、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１とが直接接合された構成とすることで、例えば、圧電基板１に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、この表面弾性波は多結晶ダイヤモンド薄膜層３を伝搬され、別の一対の櫛歯状電極で再び圧電基板１によって電気信号に変換される。ダイヤモンド層は物質中最高の音の伝搬速度を有する材料であり、圧電体薄膜を積層しても伝搬速度１００００ｍ／ｓ以上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使用することができる。
【００４５】
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３の形成には、マイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いて支持基板２上に成膜することが好ましい。ダイヤモンド層は、炭化水素等を原料ガスとする気相合成法、例えば、電子放射材を加熱して原料ガスを活性化する方法、プラズマにより原料ガスを励起する方法、光によりガスを分解励起する方法、イオン衝撃により原料ガスから多結晶ダイヤモンドを成長させる方法等により形成できるが、本発明に係る多結晶ダイヤモンド薄膜層３は、上記成膜方法の中でもマイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いて成膜することが好ましい。マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、マイクロ波（通常は２．４５ＧＨｚの周波数が使用される）を使用した無電極放電による合成法である。マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、１．３〜８．０ｋＰａ程度の圧力範囲でマイクロ波だけによるプラズマを使用した成膜方法である。マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、プラズマにより原料ガスを励起する方法で、熱ＣＶＤ法等と比較して低い温度でより緻密な薄膜を形成することができ、他のＣＶＤ法より成膜速度が速く、熱によるダメージを抑制でき、積層膜間での相互拡散を抑制できる等の利点を有している。
【００４６】
尚、マイクロ波プラズマＣＶＤ法の１種である有磁場マイクロ波ＣＶＤ法は、プラズマと磁場の相互作用を利用して圧力が低くても安定した高密度プラズマを作ることを可能とし、マイクロ波プラズマＣＶＤ法よりも更に低圧力（１．３〜１３３Ｐａ）領域で電子のサイクロトロン共鳴（ＥＣＲ：Electron Cyclotron Resonance）による強いプラズマ状態を用いたものである。そして、低圧力プラズマであることから、均一な多結晶ダイヤモンド薄膜を大面積で成膜することができ、本発明に係る多結晶ダイヤモンド薄膜層を成膜するのに好適である。
【００４７】
多結晶ダイヤモンド薄膜層３の膜厚は、支持基板２上に約５μｍ程度とすることが好ましい。この理由は、成膜された多結晶ダイヤモンド薄膜層３表面には凹凸が存在しており、圧電基板１と直接接合する前に、接合面を研磨して平滑化する必要があるからである。接合面に凹凸が存在していると、原子レベルで完全に接合されずに浮きを生ずる可能性があるためである。例えば、上記膜厚（約５μｍ程度）であれば、約３μｍ程度まで研磨し、表面粗さ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。
【００４８】
（４）金属薄膜
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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が直接接合されている。上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を直接接合するには、接合前の多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１の各接合面を洗浄し、洗浄した多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。
【００４９】
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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が金属薄膜５を介し直接接合されている。
【００５０】
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が金属薄膜５を介し直接接合されるには、接合前の多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１の各接合面を洗浄し、洗浄した多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。
【００５１】
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高い薄膜が好ましい。また、金属薄膜５の膜厚は５〜１０ｎｍが好ましい。膜厚が５ｎｍ未満と薄すぎる場合、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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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。
【００５２】
（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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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ついては、当該複合基板における圧電基板１の非接合面を研磨して圧電基板１の厚さが薄くなるように調整する。多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成された支持基板２と圧電基板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ため、圧電基板１の厚さを、多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成された支持基板２の合計厚（多結晶ダイヤモンド薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）よりも十分に薄くする必要がある。上記圧電基板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は平行を保てると共に、複合基板として、接合した多結晶ダイヤモンド薄膜層３の硬度に限りなく近づいた状態が得られる。
【００５３】
多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成された支持基板２の合計厚（多結晶ダイヤモンド薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）と圧電基板１の厚さについては圧電基板１の厚さが薄くなるようにし、その比率は、（多結晶ダイヤモンド薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）に対し１／１０以下であることが好ましく、更に好ましくは１／２０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。
【００５４】
複合基板における上記圧電基板１の非接合面を研磨した後における厚さは、０．３〜２５μｍとすることが望ましい。研磨コストも考慮した場合は１〜２５μｍとすることが望ましい。また、複合基板の反りの抑制等性能面を考慮した場合は０．３〜５μｍとすることが望ましい。研磨後の厚さが０．３μｍ未満の場合、研磨コストが上昇してしまうこともあるが、多結晶ダイヤモンド薄膜層３／支持基板２における表面平滑度の影響から圧電基板１としての厚さが保持できなくなり、圧電基板１の厚さを不連続にしてしまう可能性があるため好ましくない。他方、研磨後の厚さが２５μｍを超えた場合、複合基板の反りが増大し、周波数温度特性と伝搬速度が低下してしまう。すなわち、圧電基板１の厚さが大きいと圧電基板（例えばタンタル酸リチウム）の特性が出てしまい、圧電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、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。
【００５５】
（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。
【００５６】
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。
【００５７】
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
圧電基板１と、該圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層３を具備し、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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、
上記支持基板２の一方の主面上に多結晶ダイヤモンド薄膜層３を形成する工程と、
支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する工程と、
多結晶ダイヤモンド薄膜層３と直接接合された圧電基板１の非接合面を研磨する工程、を具備することを特徴としている。
【００５８】
以下、各工程について説明する。
【００５９】
＜ａ＞支持基板２の一方の主面上に多結晶ダイヤモンド薄膜層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、前１．(３)に記載した多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する。
【００６０】
支持基板２としては、選択された圧電基板１と比較し、当該圧電基板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、炭化ケイ素、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、硬度や材料コストから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多結晶ダイヤモンド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、多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電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基板単独よりも速い伝搬速度が得られる。
【００６１】
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層の成膜には、マイクロ波プラズマＣＶＤ法を用いることが好ましい。マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、マイクロ波（通常は２．４５ＧＨｚの周波数が使用される）を使用した無電極放電による合成法である。マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、１．３〜８．０ｋＰａ程度の圧力範囲でマイクロ波だけによるプラズマを使用した成膜方法である。マイクロ波プラズマＣＶＤ法は、プラズマにより原料ガスを励起する方法で、熱ＣＶＤ法等に比較して低い温度でより緻密な薄膜を形成することができ、他のＣＶＤ法より成膜速度が速く、熱によるダメージを抑制でき、積層膜間での相互拡散を抑制できる等の利点を有している。
【００６２】
尚、マイクロ波プラズマＣＶＤ法の１種である有磁場マイクロ波ＣＶＤ法は、プラズマと磁場の相互作用を利用して圧力が低くても安定した高密度プラズマを作ることを可能とし、マイクロ波プラズマＣＶＤ法よりも更に低圧力（１．３〜１３３Ｐａ）領域で電子のサイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）による強いプラズマ状態を用いたものである。そして、低圧力プラズマであることから、均一な多結晶ダイヤモンド薄膜を大面積で成膜することができ、本発明に係る多結晶ダイヤモンド薄膜層を成膜するのに好適である。
【００６３】
図３に、上記マイクロ波プラズマＣＶＤ装置の概略構成を示す。
【００６４】
マイクロ波プラズマＣＶＤ装置は、マグネトロン６、矩形導波管７、整合器８、プランジャー９、反応管１０、サセプタ（基板ホルダー）１１、排気用ポンプ１２、パワーモニタ１３等から構成されている。尚、図３中、符号１４は反応ガスを示す。
【００６５】
マイクロ波プラズマＣＶＤ装置の反応管１０内のサセプタ（基板ホルダー）１１に本発明で用いる支持基板２を配置し、所定の反応ガスを導入して圧力を調整する。マグネトロン６で発生させたマイクロ波は矩形導波管７内を伝わりプランジャー９に達する。上記プランジャー９は矩形導波管７の長さを変える働きをし、この調整により反応管１０に強い電界が設定されるように所定波を発生させ、反応管１０内にプラズマＰを発生させる。基板加熱は、一般に基板ホルダー１１のマイクロ波による誘電加熱を利用する。反応管１０には、マイクロ波の吸収が少なく、耐熱性が高い透明石英が用いられる。整合器８は反射波をゼロにして効率よくマイクロ波を反応管に送るためのものである。
【００６６】
成膜条件としては、反応圧力が１．３〜８．０ｋＰａ、反応ガスとしてはメタンガス（ＣＨ4）を用い、キャリアガスとしては水素ガス（Ｈ2）を用いるのが一般的であるが、ＣＯ／Ｈ2等他の種類のガスも使用することができる。Ｈ2ガスの割合は８０％以上が好適であり、Ｈ2ガスの割合が低くなると、得られる多結晶ダイヤモンド薄膜層の非ダイヤモンド成分が増大して膜質が低下してしまう。
【００６７】
マイクロ波プラズマはエネルギーが高いので、他のＣＶＤ法に較べて成膜速度が速い。また、マイクロ波プラズマＰが支持基板２付近に存在して高温になるため、基板ホルダー１１の直接加熱等は必要としない。成膜時の基板温度は７００〜８００℃に調整することが好ましい。基板温度が低温であると、成膜される薄膜においてｓｐ3Ｃ−Ｃ結合の比率が低下してしまい、ダイヤモンド構造が低下し硬度が低下してしまう。基板温度が高くなり過ぎると、基板への影響が大きくなり基板が変形する等の虞がある。
【００６８】
上記した成膜条件を調整して多結晶ダイヤモンド薄膜層３を支持基板２上に成膜する。上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３の膜厚は、支持基板２上に約５μｍ程度とすることが好ましい。この理由は、成膜された多結晶ダイヤモンド薄膜層３表面には凹凸が存在しており、圧電基板１と直接接合する前に、接合面を研磨することが好ましいからである。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。
【００６９】
例えば、多結晶ダイヤモンド薄膜層３の膜厚が約５μｍ程度であれば、約３μｍ程度まで研磨し、表面粗さＲａ０．５ｎｍ以下、好ましくは０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．２ｎｍ〜０．３ｎｍにするとよい。
【００７０】
多結晶ダイヤモンド薄膜層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。
【００７１】
次工程で、支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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１の接合面も凹凸が存在していないことが好ましく、表面粗さはＲａ０．５ｎｍ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。
【００７２】
＜ｂ＞支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する工程
次に、上記支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する。
【００７３】
通常、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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基板１上に形成されている櫛歯状電極４も圧電基板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、熱拡散で多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。
【００７４】
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上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３の接合面と圧電基板１の接合面を十分に洗浄し、洗浄した多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。多結晶ダイヤモンド薄膜層３の接合面と圧電基板１の接合面の洗浄後、更に、当該各接合面にＵＶ照射を行うことも好ましい。
【００７５】
＜ｃ＞多結晶ダイヤモンド薄膜層３と接合された圧電基板１の非接合面を研磨する工程
次に、得られた複合基板を研磨機に装着し、複合基板における圧電基板の非接合面を研磨して圧電基板１の厚さが薄くなるように調整する。多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成された支持基板２と圧電基板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ためには、圧電基板１の厚さを、多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成された支持基板２の合計厚（多結晶ダイヤモンド薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）よりも十分に薄くする必要がある。上記圧電基板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、圧電基板１を薄くすることで接合した多結晶ダイヤモンド薄膜層３の影響を受け、複合基板として、接合した多結晶ダイヤモンド薄膜層３の硬度に限りなく近づいた状態が得られる。
【００７６】
多結晶ダイヤモンド薄膜層３が形成された支持基板２の合計厚（多結晶ダイヤモンド薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）と圧電基板１の厚さについては、上述したように圧電基板１の厚さが薄くなるようにし、その比率は、（多結晶ダイヤモンド薄膜層厚さ＋支持基板厚さ）に対し１／１０以下であることが好ましく、更に好ましくは１／２０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。
【００７７】
複合基板における圧電基板１の非接合面を研磨した後における厚さは、０．３〜２５μｍとすることが望ましい。研磨コストも考慮した場合は１〜２５μｍとすることが望ましい。また、複合基板の反りの抑制等性能面を考慮した場合は０．３〜５μｍとすることが望ましい。研磨後の厚さが０．３μｍ未満の場合、研磨コストが上昇してしまうこともあるが、多結晶ダイヤモンド薄膜層３／支持基板２における表面平滑度の影響から圧電基板１としての厚さが保持できなくなり、圧電基板１の厚さを不連続にしてしまう可能性があるため好ましくない。他方、研磨後の厚さが２５μｍを超えた場合、複合基板の反りが増大し、周波数温度特性と伝搬速度が低下してしまう。すなわち、圧電基板１の厚さが大きいと圧電基板（例えばタンタル酸リチウム）の特性が出てしまい、圧電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、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。
【００７８】
上記＜ａ＞〜＜ｃ＞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。
【００７９】
（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
圧電基板１と、該圧電基板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多結晶ダイヤモンド薄膜層３を具備し、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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、
上記支持基板２の一方の主面上に多結晶ダイヤモンド薄膜層３を形成する工程と、
金属薄膜５を介し支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する工程と、
多結晶ダイヤモンド薄膜層３と直接接合された圧電基板１の非接合面を研磨する工程、を具備し、かつ、
上記多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する工程において、接合前の上記多結晶ダイヤモンド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（アルゴン）ビームを照射して残留不純物を除去し、かつ、多結晶ダイヤモンド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ている。
【００８０】
上記製造工程の内、
＜ａ＞支持基板上に多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成する（研磨も含める）工程
＜ｃ＞複合基板の圧電基板面を研磨する工程
の各工程については、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方法における＜ａ＞工程と＜ｃ＞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＜ｂ＞工程、すなわち、金属薄膜５を介し支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する工程が相違している。
【００８１】
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＜ｂ＞工程について、以下、説明する。
【００８２】
＜ｂ＞金属薄膜５を介し支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１を表面活性化常温接合法により直接接合する工程
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方法における＜ａ＞工程により、表面研磨された多結晶ダイヤモンド薄膜層３を有する支持基板２が得られる。
【００８３】
次に、支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と上記圧電基板１を表面活性化常温接合法により金属薄膜５を介し直接接合する。
【００８４】
金属薄膜５を介し多結晶ダイヤモンド薄膜層３と上記圧電基板１を直接接合するには、接合前の多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１の各接合面を洗浄し、洗浄した多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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させる。
【００８５】
次に、スパッタリング法により多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１の少なくとも一方の接合面に金属薄膜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。多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板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。
【００８６】
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・無電圧で多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。これにより金属薄膜５を介し多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が直接接合されて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。上記金属薄膜５が介在することで、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１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。
【００８７】
その後、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方法における＜ｃ＞工程、すなわち、多結晶ダイヤモンド薄膜層３と接合された圧電基板１の非接合面を研磨する工程に従い、得られた表面弾性波素子用複合基板を研磨機に装着し、該複合基板の圧電基１板面を研磨することで、金属薄膜５を介し支持基板２上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層３と圧電基板１が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が得られる。すなわち、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。
【００８８】
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。
【００８９】
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。
【００９０】
まず、上記表面弾性波素子用複合基板における圧電基板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。
【００９１】
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。
【００９２】
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。
【００９３】
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。
【００９４】
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】
【００９５】
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。
【００９６】
［実施例１］
（１）支持基板（シリコン基板）上への多結晶ダイヤモンド薄膜層の形成
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２００μｍ）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。
【００９７】
次に、洗浄後のシリコン基板上に、マイクロ波プラズマＣＶＤ装置を用いて、下記成膜条件により多結晶ダイヤモンド薄膜層を５．０μｍ成膜した。
【００９８】
＜多結晶ダイヤモンド薄膜層の成膜条件＞
・前処理：Ａｒボンバード（１０分）
・使用反応ガス／キャリアガス：メタン（ＣＨ4）／水素、（メタン濃度３％）
・ガス流量：１００ｓｃｃｍ
・電源マイクロ波周波数；２．４５ＧＨｚ
・マイクロ波出力：６００Ｗ
・成膜時圧力：１．３ｋＰａ
・成膜時の基板温度：７００℃
・成膜時間：１８０分
得られた薄膜のラマンスペクトルについて、ラマン分光光度計を用いて測定した結果、１３３３ｃｍ-1に高いピークが確認された。この測定結果から、ダイヤモンド膜であることが確認された。
【００９９】
（２）多結晶ダイヤモンド薄膜層の研磨
次に、シリコン基板上に成膜された多結晶ダイヤモンド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］を用いて研磨した。研磨後の多結晶ダイヤモンド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）で測定し、表面粗さＲａ０．３ｎｍとなるまで研磨した。
【０１００】
（３）圧電基板（タンタル酸リチウム基板）の研磨
次に、直径２インチ、厚さ３５０μｍのタンタル酸リチウム基板［住友金属鉱山（株）社製］の表面を、上記ダイヤモンド薄膜層の場合と同様に研磨し、表面粗さＲａ０．３ｎｍとした。
【０１０１】
（４）多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板との常温接合
表面研磨した多結晶ダイヤモンド薄膜層／シリコン基板と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た後、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。
【０１０２】
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、両基板の研磨がなされた表面を対向させ、熱、圧力等を加えずに両表面を常温接合して、実施例１に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を作製した。
【０１０３】
（５）複合基板における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）／多結晶ダイヤモンド薄膜層／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１２μｍまで研磨した。更に、上記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、上記非接合面の表面粗さＲａ４ｎｍとした。
【０１０４】
上記製造条件について表１に示す。
【０１０５】
（６）表面弾性波素子の作製
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のタンタル酸リチウム基板の非接合面に、真空蒸着法により、先に厚さ５ｎｍのＣｒを成膜し、次いで厚さ０．１５μｍのＣｕ膜を成膜した。
【０１０６】
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。
【０１０７】
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−８．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．２％であった。
【０１０８】
これ等評価結果から、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。
【０１０９】
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、５６８７ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１１０】
得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１１１】
［実施例２］
実施例１の（１）〜（４）工程については同様に行い、（５）工程で、タンタル酸リチウム基板／（直接接合）／多結晶ダイヤモンド薄膜層／シリコン基板の構成を有する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まで研磨した。更に、上記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、上記非接合面の表面粗さＲａ４ｎｍとした。
【０１１２】
（６）工程の表面弾性波素子の作製についても、実施例１と同様に行い、実施例２に係る表面弾性波素子を作製した。
【０１１３】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は８９００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−２２．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．４％であった。
【０１１４】
これ等評価結果から、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。
【０１１５】
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、５５６３ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１１６】
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。
【０１１７】
［比較例１］
多結晶ダイヤモンド薄膜層／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（６）「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。
【０１１８】
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−３５．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は８．０％で、かつ、共振周波数は２４３７ＭＨｚであった（表２参照）。
【０１１９】
比較例１においては多結晶ダイヤモンド薄膜層／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３×１０-6／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。
【０１２０】
［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、表面粗さＲａ０．３ｎｍ）を準備した。
【０１２１】
また、圧電基板として、直径２インチ、厚さ３５０μｍ、表面粗さＲａ０．３ｎｍ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。
【０１２２】
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。
【０１２３】
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。
【０１２４】
（５）複合基板における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３１μｍまで研磨した。更に、上記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、上記非接合面の表面粗さＲａ４ｎｍとした。
【０１２５】
上記製造条件について表１に示す。
【０１２６】
得られた複合基板を用い、実施例１の（６）「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。
【０１２７】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度４１００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−１４．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．３で、かつ、共振周波数は２５６２ＭＨｚであった（表２参照）。
【０１２８】
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。
【０１２９】
［比較例３］
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比較例２の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４０μｍまで研磨した以外は比較例２と同様にして、比較例３に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１３０】
製造条件について表１に示す。
【０１３１】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は４０５０ｍ／ｓ、周波数温度特性は−２５．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．０で、かつ、共振周波数は２５３１ＭＨｚであった（表２参照）。
【０１３２】
比較例３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、かつ、タンタル酸リチウム基板の厚さを４０μｍまで研磨し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。
【０１３３】
［実施例３］
実施例１（１）「支持基板（シリコン基板）上への多結晶ダイヤモンド薄膜層の形成」工程に従って、シリコン基板上に多結晶ダイヤモンド薄膜層を形成した。
【０１３４】
（２）多結晶ダイヤモンド薄膜層の研磨
次に、シリコン基板上に成膜された多結晶ダイヤモンド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］を用いて研磨した。研磨後の多結晶ダイヤモンド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）で測定し、表面粗さＲａ０．４ｎｍとなるまで研磨した。
【０１３５】
（３）圧電基板（タンタル酸リチウム基板）の研磨
次に、直径２インチ、厚さ３５０μｍのタンタル酸リチウム基板［住友金属鉱山（株）社製］の表面を、上記ダイヤモンド薄膜層の場合と同様に研磨し、表面粗さＲａ０．４ｎｍとした。
【０１３６】
（４）金属薄膜を介した多結晶ダイヤモンド薄膜層と圧電基板との常温接合
表面研磨した多結晶ダイヤモンド薄膜層／シリコン基板と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た後、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。
【０１３７】
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）、該表面を活性化した後、同一チャンバー内で、シリコン基板上に形成された多結晶ダイヤモンド薄膜層表面にスパッタリング法を用いてチタン膜を７ｎｍ成膜した。
【０１３８】
次いで、上記タンタル酸リチウム基板と、チタン膜が成膜された多結晶ダイヤモンド薄膜層表面を対向させ、熱、圧力等を加えずに両表面を常温接合して、実施例３に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を作製した。
【０１３９】
（５）複合基板における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：Ｔｉ膜）／多結晶ダイヤモンド薄膜層／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１２μｍまで研磨し、更に、上記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、上記非接合面の表面粗さＲａ４ｎｍとした。
【０１４０】
上記製造条件について表１に示す。
【０１４１】
（６）表面弾性波素子の作製
研磨処理がなされた実施例３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基板の非接合面に、真空蒸着法により、先に厚さ５ｎｍのＣｒを成膜し、次いで厚さ０．１５μｍのＣｕ膜を成膜した。
【０１４２】
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３に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１４３】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は８９００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−２２．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．４％であった。
【０１４４】
これ等評価結果から、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。
【０１４５】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは１．６μｍ）とすることより、５５６３ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１４６】
得られたＳＡＷデバイスの特性を表２に示す。
【０１４７】
［実施例４］
実施例３の（１）〜（４）工程については同様に行い、（５）工程で、タンタル酸リチウム基板／（直接接合：Ｔｉ膜）／多結晶ダイヤモンド薄膜層／シリコン基板の構成を有する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、上記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、上記非接合面の表面粗さＲａ４ｎｍとした。
【０１４８】
（６）工程の表面弾性波素子の作製についても、実施例３と同様に行い、実施例４に係る表面弾性波素子を作製した。
【０１４９】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は８７６０ｍ／ｓ、周波数温度特性は３０．１ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．１％であった。
【０１５０】
これ等評価結果から、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。
【０１５１】
また、櫛歯状電極の幅を０．４μｍ（表面弾性波の波長λは１．６μｍ）とすることより、５４７５ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１５２】
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。
【０１５３】
［比較例４］
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、表面粗さＲａ０．４ｎｍ）を準備した。
【０１５４】
また、圧電基板として、直径２インチ、厚さ３５０μｍ、表面粗さＲａ０．４ｎｍ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。
【０１５５】
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。
【０１５６】
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、同一チャンバー内で、シリコン基板表面にスパッタリング法を用いてチタン膜を７ｎｍ成膜した。
【０１５７】
次いで、上記タンタル酸リチウム基板と、チタン膜が成膜されたシリコン基板表面を対向させ、熱、圧力等を加えずに両表面を常温接合して、比較例４に係る表面弾性波素子用複合基板（複合基板）を作製した。
【０１５８】
（５）複合基板における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：Ｔｉ膜）／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３１μｍまで研磨し、更に、上記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、上記非接合面の表面粗さＲａ４ｎｍとした。
【０１５９】
上記製造条件について表１に示す。
【０１６０】
得られた複合基板を用い、実施例３の（６）「表面弾性波素子の作製」工程に従って比較例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４１００ｍ／ｓ、周波数温度特性は−１４．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．３で、かつ、共振周波数は２５６２ＭＨｚであった（表２参照）。
【０１６２】
Ｔｉ膜を介しタンタル酸リチウム基板とシリコン基板が常温接合された比較例４に係る複合基板は、Ｔｉ原子が各基板に拡散し、接合しており、ＴＥＭ写真からも配向が一致し基板と膜が原子レベルで接合していることが確認された。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。
【０１６３】
［比較例５］
タンタル酸リチウム基板／（直接接合：Ｔｉ膜）／シリコン基板の構成を有する比較例４の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４０μｍまで研磨した以外は比較例４と同様にして、比較例５に係るＳＡＷデバイスを作製した。
【０１６４】
製造条件について表１に示す。
【０１６５】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は４０２０ｍ／ｓ、周波数温度特性は−２５．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．０で、かつ、共振周波数は２５１２ＭＨｚであった（表２参照）。
【０１６６】
Ｔｉ膜を介しタンタル酸リチウム基板とシリコン基板が常温接合された比較例５に係る複合基板は、Ｔｉ原子が各基板に拡散し、接合しており、ＴＥＭ写真からも配向が一致し基板と膜が原子レベルで接合していることが確認された。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。
【０１６７】
［実施例５］
［多結晶ＳｉＣ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）により多結晶炭化ケイ素（ＳｉＣ）基板を製造した。
【０１６８】
すなわち、高純度化学社製の「粒子径２〜３μｍのβ型ＳｉＣ粒子」をボールミルで粒子径０．２８μｍ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、１９００℃の温度にして１０分保持した。その際、最大パルス電流１５００Ａを印加した。
【０１６９】
製造されたＳｉＣ焼結体のビッカース硬度は２４５０、最大室温曲げ強度は７２０ＭＰａであった。また、ＸＲＤ測定を行い、３Ｃ構造の（１１１）が観察されたが多結晶であった。
【０１７０】
得られた多結晶炭化ケイ素（ＳｉＣ）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ケイ素（ＳｉＣ）基板（直径２インチ径×厚さ２００μｍ）を製造した。
【０１７１】
そして、得られた多結晶炭化ケイ素（ＳｉＣ）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）〜（５）工程を行って実施例５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、（６）工程の表面弾性波素子作製についても実施例１と同様に行い、実施例５に係る表面弾性波素子を作製した。
【０１７２】
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−８．８ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．２％であった。
【０１７３】
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。
【０１７４】
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、５６８７ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１７５】
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。
【０１７６】
［実施例６］
［多結晶Ｂ4Ｃ基板の製造］
実施例５と同様、「（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。
【０１７７】
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。
【０１７８】
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。また、ＸＲＤ測定を行い、３Ｃ構造の（１１１）が観察されたが多結晶であった。
【０１７９】
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。
【０１８０】
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２と同様、（１）〜（５）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、（６）工程の表面弾性波素子作製についても実施例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。
【０１８１】
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−２２．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．４％であった。
【０１８２】
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。
【０１８３】
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、５７５０ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１８４】
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。
【０１８５】
［実施例７］
実施例５に係る２インチ径の多結晶炭化ケイ素（ＳｉＣ）基板（直径２インチ径×厚さ２００μｍ）を支持基板として用いたこと、（４）工程の常温接合工程で多結晶ダイヤモンド薄膜層表面にスパッタリング法を用いてチタン膜を７ｎｍ成膜したこと、（４）工程の研磨工程でタンタル酸リチウム基板の非接合面を厚さが８μｍになるまで研磨したこと以外は、実施例１と同様、（１）〜（５）工程を行って実施例７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、（６）工程の表面弾性波素子作製についても実施例１と同様に行い、実施例７に係る表面弾性波素子を作製した。
【０１８６】
得られたＳＡＷデバイスの特性は、伝搬速度は９１７０ｍ／ｓ、周波数温度特性は−２２．２ｐｐｍ／℃、電気機械結合係数は７．４％であった。
【０１８７】
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。
【０１８８】
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、５７３１ＭＨｚのＳＡＷデバイスを得ることができた。
【０１８９】
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。
【０１９０】
【表１】
2019165425.tif 000003
【０１９１】
【表２】
2019165425.tif 000004
【産業上の利用可能性】
【０１９２】
本発明の表面弾性波素子用複合基板を用い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）する課題も改善できるため、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】
【０１９３】
Ｐ  プラズマ
１  圧電基板
２  支持基板
３  多結晶ダイヤモンド薄膜層
４  櫛歯状電極（ＩＤＴ電極）
５  金属薄膜
６  マグネトロン
７  矩形導波管
８  整合器
９  プランジャー
１０  反応管
１１  サセプタ（基板ホルダー）
１２  排気用ポンプ
１３  パワーモニタ
１４  反応ガス
【図１】
2019165425.tif 000005
【図２】
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【図３】
2019165425.tif 000007