JP7050940B2 - ナノレベルの単結晶薄膜 - Google Patents

Description

本発明は、ナノレベルの単結晶薄膜に関し、具体的には、厚みが１０ｎｍ～２０００ｎｍの薄膜層を含むナノメートルレベルの単結晶薄膜に関する。

タンタル酸リチウム単結晶薄膜とニオブ酸リチウム単結晶薄膜等の酸化物単結晶薄膜は、電気機械結合係数が高いため、圧電材料として使用される場合、表面弾性波（ＳＡＷ）素子の材料として幅広く利用されており、光信号処理、情報記憶及び電子部品等で幅広い用途で利用されており、高周波数・高帯域幅・高集積度・大容量・低消費電力型の光エレクトロニクス部品とフォトニック集積回路を製造する場合、基礎となる材料として用いることができる。

部品の消費電力低減、部品の体積の小型化及び部品の集積度向上のニーズが高まるのにつれて、ウェハー（Ｗａｆｅｒ）の厚みもますます薄くなるのである。

本発明の例示的な実施例は、単結晶薄膜と基板の結合力を改善できるナノレベルの単結晶薄膜を提供する。

本発明の例示的な実施例は、ナノレベルの単結晶薄膜を提供し、当該ナノレベルの単結晶薄膜は、ナノレベルの単結晶薄膜層と、隔離層と、基板層と、第１の遷移層と、第２の遷移層とを含んでもよく、第１の遷移層はナノレベルの単結晶薄膜層と隔離層との間に位置し、第２の遷移層は隔離層と基板層との間に位置し、第１の遷移層は一定濃度のＨ元素を含む。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層は、プラズマ処理時に使用される元素、例えばＡｒ、Ｎ等をさらに含んでもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層におけるＨ元素の濃度は、１×１０^１９個の原子／ｃｃ～１×１０^２２個の原子／ｃｃであってもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜層の材料は、ニオブ酸リチウム、タンタル酸リチウム又は石英であってもよく、ナノレベルの単結晶薄膜層の厚みは、１０ｎｍ～２０００ｎｍであってもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、基板層の材料は、ニオブ酸リチウム、タンタル酸リチウム、シリコン、石英、サファイア又は炭化ケイ素であってもよく、基板層の厚みは、０．１ｍｍ～１ｍｍであってもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、隔離層は、二酸化ケイ素層であってもよく、隔離層の厚みは、０．０５μｍ～４μｍであってもよく、第１の遷移層の厚みは、２ｎｍ～１０ｎｍであってもよく、第２の遷移層の厚みは、０．５ｎｍ～１５ｎｍであってもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層と第２の遷移層は厚みが異なっていてもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜層の材料と基板層の材料は同じであってもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜層の材料と基板層の材料は異なっていてもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜層から隔離層に行く方向に、第１の遷移層におけるナノレベルの単結晶薄膜層の元素の含有量は漸次低減していてもよく、隔離層の元素の含有量は漸次上昇していてもよい。隔離層から基板層に行く方向に、第２の遷移層における隔離層の元素の含有量は漸次低減していてもよく、基板層の元素の含有量は漸次上昇していてもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層におけるＨ元素は最大濃度位置を有してもよく、且つ、第１の遷移層におけるＨ元素の濃度は最大濃度位置から隔離層に行く方向に、ナノレベルの単結晶薄膜層に行く方向にそれぞれ漸次低減していてもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜の第１の遷移層と第２の遷移層は応力を解消することで、単結晶薄膜と隔離層内の欠陥を減少し、単結晶薄膜及び隔離層の質を向上させることができるため、伝送損失を低減する効果を得ることができる。また、応力を解消することで界面における媒質はより均一になり、光が伝播する過程で散乱が軽減されるため、伝送損失を低減できる。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層におけるＨ元素は単結晶薄膜の結合力が増大することにつながり、前記ナノレベルの単結晶薄膜を使用してフィルター等の部品を製造する場合、切断プロセスを行う際に広範囲な結合解消の現象を防止できるため、ナノレベルの単結晶薄膜の使用率が向上し、フィルター等の部品の歩留まりを高めることができる。

次に、図面を用いる例示的な実施例の説明により、本発明の上述した及びその他の目的及び特徴はより明瞭になるであろう。

本発明の例示的な実施例のナノレベルの単結晶薄膜を概略的に示す図である。 図１のナノレベルの単結晶薄膜に対応するシリコン基板のナノレベルのタンタル酸リチウム単結晶薄膜（ＬＴＯＩＳＩ）の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を示す図である。 図２のＡ領域のＴＥＭ写真の拡大図である 図２のＢ領域のＴＥＭ写真の拡大図である。 ＬＴＯＩＳＩの二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）の結果図である。 ＬＴＯＩＳＩの結合面の元素分布図である。 ＬＴＯＩＳＩの堆積面の元素分布図である。 図１のナノレベルの単結晶薄膜に対応するニオブ酸リチウム基板のナノレベルのニオブ酸リチウム単結晶薄膜（ＬＮＯＩ）の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を示す図である。 図８のＣ領域のＴＥＭ写真の拡大図である。 図８のＤ領域のＴＥＭ写真の拡大図である。 ＬＮＯＩの二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）の結果図である。 ＬＮＯＩの結合面の元素分布図である。 ＬＮＯＩの堆積面の元素分布図である。 例示的な実施例のＬＴＯＩＳＩ試料に対して行う結合力測定試験を概略的に示す図である。

次に、本発明の実施例及び関連の方法を参照して詳細に説明し、これらの実施例及び関連の方法は本発明者らが現在知っている本発明の最も好ましい実施形態を構成している。しかしながら、理解すべきことであるが、開示されている実施例は様々な形態に替えて実施できる当該発明を説明するために挙げた例に過ぎない。よって、ここに開示されている詳細の内容は本発明に対する制限として理解されるべきではなく、当該発明の全ての態様に関する代表的で基本的な内容及び／又は当業者が様々な形態で本発明を実施できるようにするための代表的で基本的な内容に過ぎない。

従来の研磨薄肉化プロセスは単結晶薄膜を数ミクロンないし数十ミクロンに薄くすることができるが、当該方法に使用されるウェハーは厚みの大半が犠牲になるため製造コストが増えるだけでなく、ミクロンレベルの厚みの単結晶薄膜は現在関連の装置における単結晶薄膜の厚みに対する要件を満足できない。本発明者らは、ナノレベルのニオブ酸リチウム及びタンタル酸リチウム薄膜は関連の部品における小型化、高周波数での処理、動作の早さ、省エネの面で顕著な優位性を有することを発見した。スマートカットの方法（Ｓｍａｒｔ ｃｕｔ）を用いてナノレベルの厚みの単結晶薄膜を得ることができる。スマートカットの方法は部品における単結晶薄膜の厚みに対する要件を満足できるだけでなく、ナノレベルの厚みの単結晶薄膜を得ると同時にウェハーの残りの部分を犠牲にせずに済むため、ウェハーの利用率を顕著に高めるとともに、製造コストを低減することができる。

スマートカットの方法を実施する過程で、酸化物単結晶薄膜と支持基板を結合させてから分離するのが一般的であり、単結晶薄膜と基板の結合力の大きさはその後の部品製造において切断プロセスを行う時における歩留まりに直接的な影響を与える。そのため、本発明の例示的な実施例は単結晶薄膜と基板の結合力を改善できるナノレベルの単結晶薄膜を提供する。前記ナノレベルの単結晶薄膜は、薄膜層と、隔離層と、基板層とを含んでもよく、薄膜層と隔離層との間に第１の遷移層を有し、隔離層と基板層との間に第２の遷移層を有する。

次に、図面を参照して本発明の例示的な実施例のナノレベルの単結晶薄膜を詳細に説明する。

図１は、本発明の例示的な実施例のナノレベルの単結晶薄膜を概略的に示す図である。

図１に示すように、本発明の例示的な実施例のナノレベルの単結晶薄膜１０は、薄膜層１００と、第１の遷移層３１０と、隔離層４００と、第２の遷移層３２０と、基板層２００とをこの順に含んでもよい。第１の遷移層３１０は、薄膜層１００と隔離層４００との間に配置され、第２の遷移層３２０は、隔離層４００と基板層２００との間に配置される。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜１０は、ウェハーとして製造されてもよく、その直径は、２インチ～１２インチであってもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、薄膜層１００は、ナノレベルの単結晶薄膜層であり、且つ、圧電薄膜層であってもよい。薄膜層１００の材料は、ニオブ酸リチウム、タンタル酸リチウム又は石英であってもよい。薄膜層１００の表面は研磨された面である。薄膜
層１００の厚みは、１０ｎｍ～２０００ｎｍである。好ましくは、薄膜層１００の厚みは、１０ｎｍ～２００ｎｍ、３００～９００ｎｍ、又は９００ｎｍ～１５００ｎｍである。

本発明の例示的な実施例によれば、基板層２００の材料は、ニオブ酸リチウム、タンタル酸リチウム、シリコン、石英、サファイア又は炭化ケイ素であってもよい。基板層２００の厚みは０．１ｍｍ～１ｍｍである。好ましくは、基板層２００の厚みは０．１ｍｍ～０．２ｍｍ、０．３ｍｍ～０．５ｍｍ又は０．２ｍｍ～０．５ｍｍである。本発明の例示的な実施例によれば、基板層２００の材料と薄膜層１００の材料は同じであってもよい。ただし、本発明はこれに限定されず、基板層２００の材料と薄膜層１００の材料は異なっていてもよい。

本発明の例示的な実施例によれば、隔離層４００は堆積法又は酸化法により基板層２００に製造された二酸化ケイ素層であってもよい。隔離層４００の厚みは、０．０５μｍ～４μｍであってもよい。好ましくは、隔離層４００の厚みは０．０５μｍ～０．５μｍ、０．５μｍ～１μｍ、１μｍ～２μｍ又は２μｍ～３μｍである。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層３１０及び第２の遷移層３２０は、アモルファスであってもよく、第１の遷移層３１０と第２の遷移層３２０は厚みが異なる。第１の遷移層３１０の厚みは２ｎｍ～１０ｎｍであり、第２の遷移層３２０の厚みは０．５ｎｍ～１５ｎｍである。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層３１０は一定濃度のＨ元素を含む。第１の遷移層３１０におけるＨ元素の濃度は、１×１０^１９／ｃｃ～１×１０^２２／ｃｃであってもよい。Ｈ元素はプラズマ処理された表面が吸着した水分子に由来し、且つ、水素結合を形成することで、結合を促進し、ナノレベルの単結晶薄膜の結合力を増大させることができる。したがって、第１の遷移層３１０におけるＨ元素の濃度を増加することでナノレベルの単結晶薄膜の結合力を増大させることができる。

本発明の示例的な例によれば、第１の遷移層３１０におけるＨ元素の濃度を増加するための方法は多くある。例えば、プラズマ処理の時間を延長させることで第１の遷移層３１０におけるＨ元素の濃度を増加することができる。具体的には、ウェハー（例えば、目的薄膜ウェハー及び／又は基板ウェハー）の表面に対してプラズマ処理を３０秒～１８０秒行うことで、処理されたウェハーの表面に多くの活性官能基（例えば、－ＯＨ）を生成することができ、結合させる時は、活性官能基の存在により空気中の水分子が前記ウェハーの表面に吸着することで、Ｈ元素が結合面に取り込まれる。好ましくは、ウェハーの表面に対してプラズマ処理を６０秒～１２０秒行う。

本発明の別の例示的な実施例によれば、ウェハーの表面に対してプラズマ処理を行う時は、水分含有量が少し高い高純度のガスを選択してプラズマ処理を行うことで、第１の遷移層３１０におけるＨ元素の含有量を増加することができる。好ましくは、プラズマ処理を行うために使用される高純度のガスの水分含有量（体積分率）は２×１０^－６より大きい。

本発明のもう一つの例示的な実施例によれば、プラズマ処理されたウェハーの表面に対して脱イオン水を使用して高周波超音波（ｍｅｇａｓｏｎｉｃ）洗浄を行うことで、第１の遷移層３１０におけるＨ元素の含有量を増加することができる。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層３１０で、Ｈ元素の濃度は最大濃度位置を有し、且つ、Ｈ元素の濃度はその最大濃度位置から薄膜層１００に行く方向に、隔離層４００に行く方向にそれぞれ漸次低減している。また、本発明の例示的な実施例によれ
ば、第１の遷移層３１０及び第２の遷移層３２０はプラズマ処理に使用される元素、例えばＡｒ元素、Ｎ元素等をさらに含んでもよい。ただし、第２の遷移層３２０におけるＡｒ、Ｎ等元素は、第１の遷移層３１０から拡散されてきたものである。

本発明の例示的な実施例によれば、第１の遷移層３１０は薄膜層１００及び隔離層４００の中の固有の元素を含む。第１の遷移層３１０で、薄膜層１００の元素の濃度は薄膜層１００から隔離層４００に行くのにつれて漸次低減しており、隔離層４００の元素の濃度は隔離層４００から薄膜層１００に行くのにつれて漸次低減している。本発明の例示的な実施例によれば、第２の遷移層３２０は基板層２００及び隔離層４００の中の固有の元素を含み、第２の遷移層３２０で、基板層２００の元素の濃度は基板層２００から隔離層４００に行くのにつれて漸次低減しており、隔離層４００の元素の濃度は隔離層４００から基板層２００に行くのにつれて漸次低減している。

図２は、図１のナノレベルの単結晶薄膜に対応するシリコン基板のナノレベルのタンタル酸リチウム単結晶薄膜（ＬＴＯＩＳＩ）の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を示す図であり、図３は図２のＡ領域のＴＥＭ写真の拡大図であり、図４は図２のＢ領域のＴＥＭ写真の拡大図である。図５はＬＴＯＩＳＩの二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）の結果図である。図６はＬＴＯＩＳＩの結合面の元素分布図であり、図７はＬＴＯＩＳＩの堆積面の元素分布図である。

図２～図７のシリコン基板のナノレベルのタンタル酸リチウム単結晶薄膜（ＬＴＯＩＳＩ）の薄膜層１００はタンタル酸リチウム（ＬｉＴａＯ_３）層であり、隔離層４００は二酸化ケイ素（ＳｉＯ_２）層であり、基板層２００はシリコン（Ｓｉ）層である。図３から分かるように、図２で薄膜層１００と隔離層４００との界面に位置するＡ領域は界面が明瞭な３層、即ち薄膜層１００と、第１の遷移層３１０と、隔離層４００とを含む。図４から分かるように、図２で隔離層４００と基板層２００との界面に位置するＢ領域は界面が明瞭な３層、即ち隔離層４００と、第２の遷移層３２０と、基板層２００とを含み、ただし、薄膜層１００の厚みは３００ｎｍであり、隔離層ＳｉＯ_２の厚みは２００ｎｍであり、Ｓｉ基板の厚みは０．５ｍｍである。

図５に示すように、図５で、円形で囲まれた領域はＬＴＯＩＳＩの第１の遷移層３１０を表す。図５から分かるように、第１の遷移層３１０は高濃度のＨ元素を含み、且つ、Ｈ元素は第１の遷移層３１０で最大濃度を有し、Ｈ元素の濃度は最大濃度位置から薄膜層１００に行くのにつれて、隔離層４００に行くのにつれてそれぞれ低減している。ＬＴＯＩＳＩの第１の遷移層３１０に存在する高濃度のＨ元素によりＬＴＯＩＳＩの結合力が増大する。

また、図５から分かるように、隔離層４００と基板層２００との間における第２の遷移層３２０にも一定濃度のＨ元素が存在し、これはアニーリング処理によるＨ元素の拡散が原因である。

図６に示すように、ＬＴＯＩＳＩの第１の遷移層３１０の厚みは約２ｎｍであり、第１の遷移層３１０で、薄膜層１００のＴａ元素の濃度は薄膜層１００から隔離層４００に行く方向に漸次低減しており、隔離層のＳｉ元素の濃度は隔離層４００から薄膜層１００に行く方向に漸次低減している。また、ＬＴＯＩＳＩの結合面（第１の遷移層３１０）はＡｒ元素をさらに含む。

図７から分かるように、ＬＴＯＩＳＩの第２の遷移層３２０の厚みは約１ｎｍである。第２の遷移層３２０で、隔離層４００のＯ元素の濃度は隔離層４００から基板層２００に行く方向に漸次低減しており、基板層２００のＳｉ元素の濃度は基板層２００から隔離層
４００に行く方向に漸次低減している。また、ＬＴＯＩＳＩの第２の遷移層３２０で、第１の遷移層３１０から拡散されてきたＡｒ元素がさらに存在してもよい。

図８は図１のナノレベルの単結晶薄膜に対応するニオブ酸リチウム基板のナノレベルのニオブ酸リチウム単結晶薄膜（ＬＮＯＩ）の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）の写真を示す図であり、図９は図８のＣ領域のＴＥＭ写真の拡大図であり、図１０は図８のＤ領域のＴＥＭ写真の拡大図である。図１１はＬＮＯＩの二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）の結果図である。図１２はＬＮＯＩの結合面の元素分布図であり、図１３はＬＮＯＩの堆積面の元素分布図である。

図８～図１３におけるニオブ酸リチウム単結晶薄膜（ＬＮＯＩ）の薄膜層１００はニオブ酸リチウム（ＬｉＮｂＯ_３）層（即ち、図９及び図１０におけるＬＮ薄膜）であり、隔離層４００は二酸化ケイ素（ＳｉＯ_２）層であり、基板層２００はニオブ酸リチウム層である。図８～図１０から分かるように、ＬＮＯＩの遷移層３００は第１の遷移層３１０と、第２の遷移層３２０とを含み、第１の遷移層３１０の厚みは第２の遷移層３２０の厚みより小さく、且つ、薄膜層１００、第１の遷移層３１０、隔離層４００、第２の遷移層３２０と、基板層２００との間における界面が明瞭であり、これによって光が薄膜で伝播する時における散乱で生じる損失を大幅に低減させ、ナノレベルの単結晶薄膜の性能を向上させることができる。当該実施例において、ＬＮＯＩの薄膜層１００の厚みは５００ｎｍであり、隔離層４００の厚みは２０００ｎｍであり、基板層２００の厚みは０．３５ｍｍである。

図１１から分かるように、ＬＮＯＩの第１の遷移層３１０は高濃度のＨ元素を含み、且つ、Ｈ元素の濃度は一定の深さの範囲内において最大濃度を有し（最大濃度位置と称する）、Ｈ元素の濃度は最大濃度位置から薄膜層１００に行くのにつれて、隔離層４００に行くのにつれてそれぞれ漸次低減している。

図１２に示すように、ＬＮＯＩの第１の遷移層３１０の厚みは約３ｎｍである。ＬＮＯＩの第１の遷移層３１０で、薄膜層１００のＮｂ元素の濃度は薄膜層１００から隔離層４００に行く方向に漸次低減しており、隔離層のＳｉ元素の濃度は隔離層４００から薄膜層１００に行く方向に漸次低減している。また、ＬＮＯＩの結合面（第１の遷移層３１０）はＡｒ元素をさらに含む。

図１３に示すように、ＬＮＯＩの第２の遷移層３２０の厚みは約１０ｎｍである。第２の遷移層３２０で、隔離層４００のＳｉ元素の濃度は隔離層４００から基板層２００に行く方向に漸次低減しており、基板層２００のＮｂ元素の濃度は基板層２００から隔離層４００に行く方向に漸次低減している。また、ＬＮＯＩの第２の遷移層３２０で、第１の遷移層３１０から拡散されてきたＡｒ元素がさらに存在してもよい。

第１の遷移層におけるＨ濃度と単結晶薄膜の結合力との関係をさらに検証するために、例示的な実施例のナノレベルの単結晶薄膜に対して結合力測定試験を行った。図１４は、例示的な実施例のＬＴＯＩＳＩ試料に対して行う結合力測定試験を概略的に示す図である。

直接引張方法でナノレベルの単結晶薄膜に対して結合力測定試験を行った。その他変数の影響を避けるために、結合力測定試験で使用された全てのナノレベルの単結晶薄膜試料はＬＴＯＩＳＩ試料であり、且つ、第１の遷移層におけるＨ濃度が異なる点以外に、使用されたＬＴＯＩＳＩ試料の厚み等その他の特性は基本的に同じである。

図１４に示すように、ＬＴＯＩＳＩ試料はいずれも２ｃｍ×２ｃｍのブロックとして切
割され、且つ、切割して得た試料を定着具１と定着具４との間に設置した。説明の便宜上、ここにＬＴＯＩＳＩ試料の薄膜層２及び基板層３のみを示している。ＬＴＯＩＳＩ試料の薄膜層２の上面はバインダーで定着具１の下面に粘着され、ＬＴＯＩＳＩ試料の基板層３の下面はバインダーで定着具４の上面に粘着されている。定着具１及び定着具４の直径はいずれも１．５ｃｍである。バインダーが完全に硬化した後、図１４に示すように、縦方向からＬＴＯＩＳＩ試料に引張力Ｆを加えることで、ＬＴＯＩＳＩ試料のナノレベルの単結晶薄膜層が基板層から離脱するのに必要な引張力の大きさを測定した。引張力が大きければ大きいほど、ナノレベルの単結晶薄膜試料の結合力が大きいことを証明する。表１は異なるＨ濃度のＬＴＯＩＳＩ試料に対して結合力測定試験を行って得たデータである。

表１に示すように、第１の遷移層でＨ濃度が大きければ大きいほど、ＬＴＯＩＳＩ試料の薄膜層２が基板層３から離脱するのに、より大きな引張力が必要である。したがって、ナノレベルの単結晶薄膜の第１の遷移層におけるＨ元素の濃度を増加することで、ナノレベルの単結晶薄膜の結合力を高めることができる。

本発明の例示的な実施例によれば、ナノレベルの単結晶薄膜の製造方法は少なくとも以下のステップ（１）～（４）を含む。（１）は、酸化物単結晶ウェハー（目的薄膜ウェハー）の結合面に対してイオン注入を行うことで、前記酸化物単結晶ウェハー内にイオン注入層を形成させる工程であり、（２）は、前記酸化物単結晶ウェハーと基板ウェハーの結合面に対してプラズマを使用して活性化させる工程であり、（３）は、洗浄された酸化物単結晶ウェハー及び基板ウェハーに対して室温で結合させることで結合体を得る工程であり、（４）は、結合体に対して熱処理を行うことで酸化物単結晶薄膜をイオン注入層から剥離させる工程である。

次に、本発明の例示的な実施例のナノレベルの単結晶薄膜の製造方法を詳細に説明する。

まず、目的薄膜ウェハーと、基板ウェハーとを用意する。目的薄膜ウェハーは、ニオブ酸リチウムウェハー、タンタル酸リチウムウェハー又は石英ウェハー等であってもよい。基板ウェハーは、ニオブ酸リチウムウェハー、タンタル酸リチウムウェハー、シリコンウェハー、石英ウェハー、サファイアウェハー又は炭化ケイ素ウェハー等であってもよい。目的薄膜ウェハーと基板ウェハーは同じであってもよいし、異なっていてもよい。目的薄膜ウェハーの厚みは１００μｍ～５００μｍであってもよく、基板ウェハーは５０μｍ～２０００μｍであってもよい。

次に、イオン注入の方法によりイオン（例えば、Ｈイオン又はＨｅイオン）を目的薄膜ウェハーに注入することで、目的薄膜ウェハーを薄膜層と、分離層と、余剰料層とを含むように構成させる（注入されたイオンのエネルギーにより薄膜層の最終的な厚みが決定される）。分離層は薄膜層と余剰料層との間に配置される。イオン注入を行うことで、形成
されるナノレベルの単結晶薄膜の薄膜層の厚みを１０ｎｍ～２０００ｎｍにコントロールし、厚みを５ｎｍ以内の精度でコントロールすることができる。後続の化学機械研磨でわずかな量を除去するため、化学機械研磨が薄膜の不均一性を悪化させる影響を十分軽減することができ、薄膜の均一性を３０ｎｍより小さくすることができる。

次に、堆積法又は酸化法を利用して基板ウェハーの１つの表面に隔離層（例えば、ＳｉＯ_２層）を形成させ、隔離層に対してアニーリング処理を行う。本発明の例示的な実施例によれば、熱酸化又は堆積等プロセスを利用してＳｉＯ_２等を含む隔離層を形成させ、その後隔離層に対してアニーリング処理を行うことで、内部の不純物を除去し応力を解消することができる。なお、選択的に、隔離層に対して化学機械研磨を行うことで、直接結合プロセスに求められる円滑な表面を得ることができる。次に、隔離層を研磨して所定の厚みにすることで、表面が一定の厚みの隔離層で被覆された基板ウェハーを得る。

次に、目的薄膜ウェハー及び基板ウェハーに対して洗浄し、且つ、Ａｒガス等を使用して洗浄された目的薄膜ウェハーの、薄膜層が形成された表面（即ち、目的薄膜ウェハーのイオン注入が行われた表面）及び基板ウェハーにおける隔離層の表面に対してプラズマ処理を行う。室温でプラズマ処理された表面を接触させて直接結合させることで、結合体を形成する。プラズマ表面処理の方法は高周波プラズマ処理、プラズマジェット処理、常圧プラズマ処理等を含む。結合プロセスは、空気環境における直接結合、真空結合、加圧結合等を含む。

本発明の例示的な実施例によれば、プラズマ処理により結合面が活性化され、比較的低い温度でも非常に大きな結合力を得ることができる。且つ、プラズマ処理された表面に多くの活性官能基が生成され、活性官能基の存在により空気中の水分子が前記表面に吸着されると、Ｈ元素は結合面（即ち、遷移層）に取り込まれる。遷移層におけるＨ元素は水素結合を形成でき、これにより結合を促進することで、結合体の結合力を増大させることができる。プラズマ処理時間を延長し、水分含有量が高いガスを使用し、脱イオン水を使用してプラズマ処理されたウェハーの表面に対して高周波超音波洗浄等を行う方法により、第１の遷移層におけるＨ元素の含有量を増加することで、結合体の結合力を高めることができる。

次に、結合体を加熱することで、薄膜層と余剰料層を分離させる。本発明の例示的な実施例によれば、１００℃～４００℃の温度で結合体を加熱することで、注入層におけるイオンが化学反応を生じて気体分子又は原子に変わり、微小な気泡を生じ、加熱時間が延長する又は加熱温度が上昇するのに伴い、気泡がますます多くなり、体積もますます増加していく。これらの気泡がつながって一体となると、薄膜層と余剰料層の熱分離が実現され、薄膜層と、隔離層と、基板層とを含む初歩的なナノレベルの単結晶薄膜を得る。

次に、３００℃～６００℃の温度で、上記のように得た初歩的なナノレベルの単結晶薄膜に対してアニーリングプロセスを行うことで、薄膜層でイオン注入により生じた格子欠陥を解消し、且つ、アニーリングされた初歩的なナノレベルの単結晶薄膜の薄膜層に対して化学機械研磨を行って、所定の厚みにすることで、最終的にナノレベルの単結晶薄膜を得る。

本発明は、内部欠陥が減少しているナノレベルの単結晶薄膜を提供し、ナノレベルの単結晶薄膜の第１の遷移層と第２の遷移層は応力を解消することで、単結晶薄膜と隔離層内の欠陥を減少し、単結晶薄膜及び隔離層の質を向上させることができるため、伝送損失を低減する効果を得ることができる。また、応力を解消することで界面における媒質はより均一になり、光が伝播する過程で散乱が軽減されるため、伝送損失を低減できる。

本発明は、単結晶薄膜の結合力が増大しているナノレベルの単結晶薄膜を提供し、前記ナノレベルの単結晶薄膜は、厚みが１０ｎｍ～２０００ｎｍの薄膜層と、薄膜層と隔離層との間に配置される一定濃度のＨ元素を含む第１の遷移層を含む。ナノレベルの単結晶薄膜で結合力が増大しているため、前記ナノレベルの単結晶薄膜を使用してフィルター等の電子部品を製造する場合、切断プロセスで広範囲な結合解消の現象の発生を防止できるため、ナノレベルの単結晶薄膜の使用率及び電子部品の歩留まりを向上できる。

Claims (6)

1. 単結晶薄膜層と、
   隔離層と、
   基板層と、
   単結晶薄膜層と隔離層との間に配置される第１の遷移層及び隔離層と基板層との間に配置される第２の遷移層と、を含み、
   第１の遷移層は１×１０^１９個の原子／ｃｃ～１×１０^２２個の原子／ｃｃである濃度のＨ元素を含み、
   単結晶薄膜層の厚みは、１０ｎｍ～２０００ｎｍであり、隔離層は二酸化ケイ素層であり、隔離層の厚みは０．０５μｍ～４μｍであり、第１の遷移層の厚みは２ｎｍ～１０ｎｍであり、第２の遷移層の厚みは０．５ｎｍ～１５ｎｍであり、
   単結晶薄膜層の材料と基板層の材料は同じであることを特徴とする、単結晶薄膜。
2. 単結晶薄膜層の材料は、ニオブ酸リチウム、タンタル酸リチウム又は石英である、請求項１に記載の単結晶薄膜。
3. 基板層の材料は、ニオブ酸リチウム、タンタル酸リチウム、シリコン、石英、サファイア又は炭化ケイ素であり、基板層の厚みは０．１ｍｍ～１ｍｍである、請求項１に記載の単結晶薄膜。
4. 第１の遷移層と第２の遷移層は厚みが異なる、請求項１～３のいずれか一項に記載の単結晶薄膜。
5. 単結晶薄膜層から隔離層に行く方向に、第１の遷移層における単結晶薄膜層の元素の含有量は漸次低減し、隔離層の元素の含有量は漸次上昇し、隔離層から基板層に行く方向に、第２の遷移層における隔離層の元素の含有量は漸次低減し、基板層の元素の含有量は漸次上昇する、請求項１～４のいずれか一項に記載の単結晶薄膜。
6. 第１の遷移層におけるＨ元素は、最大濃度位置を有し、且つ、第１の遷移層におけるＨ元素の濃度は最大濃度位置から隔離層に行く方向に、単結晶薄膜層に行く方向にそれぞれ漸次低減する、請求項１～５のいずれか一項に記載の単結晶薄膜。

Images