WO1991004360A1 - Thin film of lithium niobate single crystal and production thereof - Google Patents

Thin film of lithium niobate single crystal and production thereof Download PDF

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WO1991004360A1
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lithium niobate
single crystal
lithium
substrate
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Masaya Yamada
Satoshi Oono
Ryo Enomoto
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Ibiden Co., Ltd.
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    • G02B6/12Light guides; Structural details of arrangements comprising light guides and other optical elements, e.g. couplings of the optical waveguide type of the integrated circuit kind
    • G02B6/13Integrated optical circuits characterised by the manufacturing method
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    • Y10S117/00Single-crystal, oriented-crystal, and epitaxy growth processes; non-coating apparatus therefor
    • Y10S117/918Single-crystal waveguide

Definitions

  • the present invention relates to a lithium niobate single crystal thin film having a film thickness suitable for various optical materials, including a thin film waveguide type SHG element, and a method for producing the same.
  • Background technology a lithium niobate single crystal thin film having a film thickness suitable for various optical materials, including a thin film waveguide type SHG element, and a method for producing the same.
  • a bulk single crystal of a nonlinear optical crystal has conventionally been used with a high-power gas laser as a light source.
  • a high-power gas laser as a light source.
  • Gas lasers require an external modulator for optical modulation
  • semiconductor lasers directly Semiconductor lasers have been mainly used in place of gas lasers because of the possibility of modulation and low cost. For this reason, it is necessary to obtain high conversion efficiency with a low light source output of several mW to several tens of mW, so that a thin film waveguide type SHG element has been required.
  • a nonlinear optical material for such a thin film waveguide type SHG device-a layer whose refractive index is changed by diffusing Ti etc. on a conventional lithium niobate bulk single crystal is used as a waveguide.
  • a waveguide using a single crystal thin film of lithium niobate formed on a lithium tantalate substrate by a high-frequency sputtering method It was difficult to obtain a lithium oxide single crystal thin film, and high conversion efficiency could not be obtained.
  • liquid-phase epitaxial method is suitable as a method for producing a single-crystal thin film having excellent crystallinity.
  • the liquid phase epitaxial method for obtaining a lithium niobate single crystal thin film includes, for example,
  • Japanese Patent Publication No. Sho 56-471 160 discloses that Mg is provided on a substrate by epitaxy using L i 20 and V z 05 as flux. A method for forming a lithium niobate 'lithium lithium tantalate solid solution thin film is described.
  • the conventional liquid-phase epitaxy method cannot not only obtain a lithium niobate single-crystal thin film with excellent crystallinity on a lithium tantalate substrate, but also is necessary especially for manufacturing SHG devices.
  • Lithium niobate single crystal thin film with low thickness and low propagation loss It is difficult to obtain, and there is no known example that a thin-film waveguide SHG device has been put to practical use.
  • the film thickness necessary for manufacturing the thin film waveguide type SHG element is, in order to perform phase matching between the incident laser light and the second harmonic, the fundamental wavelength light of the wavelength and the wavelength ⁇ 2
  • a single crystal thin film of lithium niobate with a thickness of 5 m or more is required to match the effective refractive index.
  • the difference in the refractive index between the substrate and the thin-film waveguide layer must be increased, and research has been conducted to reduce the refractive index of the substrate.
  • Japanese Patent Publication No. S63-3,769,81 discloses that vanadium pentoxide is diffused into a lithium tantalate substrate to form a diffusion layer having a low refractive index of 3 to 6 m.
  • a technique for epitaxially growing a single crystal layer of lithium tantalate is disclosed above.
  • Japanese Patent Publication No. S60-347472 discloses that magnesium oxide and vanadium pentoxide are simultaneously added to a lithium tantalate substrate, and a single crystal layer of lithium tantalate is made of epitaxy. A technology for growing chars has been disclosed.
  • the lattice constant of the lithium niobate single crystal thin film is adjusted to adjust the tantalum.
  • the lattice constant of the lithium niobate single crystal thin film is adjusted to adjust the tantalum.
  • the lattice constant of the lithium oxide substrate By matching (lattice matching) to the lattice constant of the lithium oxide substrate, the light propagation loss is lower than that of conventional thin films, and a single crystal of lithium niobate having a sufficient thickness to manufacture optical devices We have completely newly found that a thin film can be produced practically.
  • Fluthermore as one means for lattice-matching the lithium niobate single crystal and the lithium tantalate substrate, Nio is used. Lithium single binding
  • U.S. Pat. No. 4,093,781 discloses that when a lithium fluoride film is formed on a substrate by a liquid phase epitaxial growth method, lithium is replaced with sodium and a lattice is formed. A method is described in which a constant is matched with a substrate to form a lithium-free film without distortion.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. S52-14242477 discloses that crystal growth is made extremely slow by forcing crystal growth to be extremely slow, and that crystal growth is forcibly progressed without lattice distortion. A technique for obtaining liquid phase epitaxal crystals is described.
  • this technique is a technique for manufacturing a semiconductor thin film, and is not a technique for producing an optical thin film suitable as an optical waveguide intended by the present invention.
  • a lithium tantalate substrate that is frequently used in the conventional technology is for a SAW device, and thus is compared with a lithium tantalate substrate for optical use. It is known that the crystallinity is not good.
  • the lithium niobate single crystal thin film formed on the lithium tantalate substrate for SAW devices transfers the crystallinity of the substrate, thereby improving the crystallinity of the lithium niobate single crystal thin film.
  • single-crystal substrates are relatively easily damaged by mechanical and thermal shock when used in a flat plate shape, and are difficult to handle, especially in processes involving heating, such as liquid phase epitaxial growth and heating sputtering.
  • the present inventors have further conducted research on a single crystal thin film of lithium niobate, and have formed a single crystal thin film on a single crystal lithium-niobate single crystal plate instead of the conventional flat single crystal.
  • the present inventors have newly found that the aforementioned problem can be solved by using a substrate as a substrate, and completed the present invention. Disclosure of the invention
  • the present invention relates to a lithium niobate single crystal thin film formed on a lithium tantalate substrate, wherein the thin film is lattice-matched to the lithium tantalate substrate and has a light propagation loss of 1.4 dB. / cm 2 or less, and an intermediate layer composed of a single crystal thin film is formed on a lithium niobate single crystal thin film characterized in that it is not more than 0.1 cm / cm.
  • the present invention proposes a method for producing a lithium niobate single crystal thin film, characterized by matching the lattice constant of the a-axis.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention needs to be formed on a lithium tantalate substrate and lattice-matched to the lithium tantalate substrate. This is because the lithium niobate single crystal thin film and the lithium tantalate substrate are lattice-matched, and the conventional technology can produce a lithium niobate single crystal thin film having extremely excellent optical characteristics. This is because it is formed with a thick film thickness.
  • the reason that the formed lithium niobate single crystal thin film has extremely excellent optical properties is that the lithium niobate single crystal thin film and the lithium tantalate substrate are integrated with the substrate by lattice matching. It has excellent crystallinity with very few lattice distortions and crystal defects, and has the ability to form a high-quality film without micro-cracks.
  • the substrate can be used as long as the crystal structure is hexagonal and the lattice constant of its a-axis is in the range of 5.128 to 5.173 A, and its shape is also flat.
  • the present invention is not limited to this, and may be a rod-like, fibrous, or bulk-like substrate.
  • tantalum Sanli lithium can be cited, in particular as the substrate tantalum acid Lithium is advantageous.
  • the crystal system of the lithium tantalate substrate is similar to that of the lithium niobate single crystal and is easy to grow erratically, and the lithium tantalate substrate is commercially available. This is because high quality products can be obtained stably.
  • lithium tantalate substrate used in the present invention a substrate in which various elements are included to change lattice constant, refractive index, or the like, or a substrate whose surface is treated by chemical etching or the like is used. Can be done.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate is desirably in the range of 5.128 to 5.173 A. The reason for this is out of this range. This is because lattice matching does not occur with lithium niobate.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention is required to have a light propagation loss for a semiconductor laser beam having a wavelength of 0.83 / m of 1.4 dB / cm or less, as measured by the prism coupling method.
  • the reason for this is that if the propagation loss exceeds 1.4 dB / cra, it cannot be used as various optical materials that are the object of the present application.
  • Light propagation loss refers to the rate of decrease in luminous intensity per unit length in the traveling direction of light when light is guided through a thin film, and includes scattering loss and absorption loss. Scattering loss depends on the state of the interface between the substrate and the thin film, the surface state of the film, the micro crack in the thin film, and the like.
  • the absorption loss is related only to the characteristics of the thin film, and depends on the crystallinity of the thin film and the mixing ratio of impurities.
  • the lithium tantalate substrate of the present invention has a heterogeneous element at least partially in the surface.
  • the reason for this is that by having different elements, the refractive index of the substrate can be changed, the refractive index difference between the substrate and the thin film waveguide layer can be increased, and the characteristics as an optical waveguide can be improved. This is because the SHG conversion efficiency is improved, especially when used in SHG devices.
  • the different element refers to an element different from the element constituting the substrate.
  • the different element is preferably a metal element.
  • the different elements include magnesium (Mg), titanium (Ti), vanadium (V) chromium (Cr), iron (Fe), nickel (Ni), neodymium (Nd) and the like. At least one species is preferred.
  • a different element is added to a specific portion of the lithium tantalate substrate, and the refractive index of the waveguide forming portion is smaller than that of the non-forming portion.
  • the added layer of the different element in the lithium tantalate substrate preferably has a thickness of 0.01 to 20 ⁇ m.
  • the reason is that in the above range, the refractive index of the substrate can be changed without deteriorating the crystallinity of the substrate.
  • Examples of the foreign element having the function of increasing the refractive index of the lithium tantalate substrate include Ti, Cr, Nd, Fe, and Ni.
  • Examples of the foreign element having the function of reducing the refractive index include: Mg, V, etc. are advantageous.
  • These elements can change only the surface refractive index without changing the properties that affect the thin film formation of the substrate, such as the surface roughness, so that a thin film having the same characteristics as a normal substrate can be obtained under the same conditions. Can be manufactured.
  • the content of the different element in the surface portion is desirably in the following composition range.
  • V 0.05 to 30 mol%
  • composition range is preferable if the composition ratio is larger than the above range, the crystallinity of the substrate is reduced, and if the composition ratio is smaller than the above range, the refractive index does not change.
  • the content of the different element is preferably in the following range.
  • the different element can be provided on the lithium tantalate substrate in various forms such as atoms, ions, and oxides.
  • the means for lattice-matching the lithium niobate single crystal thin film with the lithium tantalate substrate is not limited, Normally, the lattice constant of the a- axis of lithium niobate is 5.148 A, and the lattice constant of the a-axis of lithium tantalate is 5.154 A.
  • sodium and magnesium are advantageous as different elements for lattice-matching the lithium niobate single crystal thin film and the lithium tantalate substrate.
  • the reason that it is advantageous to include sodium and magnesium in the lithium niobate single crystal thin film is that the ions or atoms of sodium and magnesium are made of lithium niobate. Substitution or doping of the crystal lattice has the effect of increasing the lattice constant (a-axis) of lithium niobate. Therefore, by adjusting the composition of sodium and magnesium, the tantalum can be easily obtained. Lattice matching between the lithium oxide substrate and the sodium niobate single crystal can be obtained, and sodium and magnesium not only do not impair the optical characteristics, but also damage the magnesium. In addition, when sodium or magnesium is contained, the content thereof is liobium niobate.
  • the content of sodium is 0.1 to 14.3 mol% and that of magnesium is 0.8 to 10.8 mol% with respect to the single crystal of sodium.
  • the lattice constant is sufficient to allow lattice matching with the lithium tantalate substrate regardless of the amount of magnesium added. If the number does not increase and exceeds 14.3 mol%, the lattice constant becomes too large conversely, and in each case, lattice matching between the lithium tantalate substrate and the lithium niobate single crystal is obtained. It is not possible.
  • magnesium content is less than 0.8 mol%, the effect of preventing light damage is insufficient, and if it exceeds 10.8 mol%, magnesium niobate-based crystals will be precipitated. You cannot have it.
  • the contents of sodium and magnesium are preferably 0.3 to 4.8 mol% and 3.5 to 8.6 mol%, respectively, and more preferably 0.8 to 3.2 mol% and 4.5 to 5.7 mol%. This is preferred.
  • the lattice constant of the a-axis can be increased by changing the ratio of Li / Nb in the lithium niobate single crystal.
  • the ratio (molar ratio) of LiNb is 41/59 to 56/44. The reason is because the outside the above range L i N b 3 0 u, L i 3 N b 0 4 like crystals to appear folding of not Nio Busanri lithium single crystal having excellent optical characteristics can be obtained is there.
  • the different element contained in the lithium tantalate substrate be Ti.
  • Ti as a different element in the lithium tantalate substrate. This is because it has an effect and can be lattice-matched with the lithium niobate single crystal thin film.
  • the content of Ti is desirably 0.2 to 30 mol%.
  • lithium niobate single crystal thin film is lattice-matched with a hexagonal structure single crystal substrate having an a-axis lattice constant in the range of 5.128 to 5.150 A, lithium niobate single crystal is used. It is desirable to have Ti in the crystalline thin film.
  • Ti atoms or ions have the effect of reducing the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate substrate, and can be lattice-matched to the substrate.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention includes chromium (Cr), neodymium (Nd), rhodium (Rh), zinc (Zn), nickel (Ni), It is desirable to have at least one selected from the group consisting of cono (Co), titanium (Ti), and vanadium (V).
  • the content of Rh is desirably 0.5 to 20 mol%. The reason for this is that if the content of Rh exceeds 20 mo 1%, the optical properties of the lithium niobate single crystal thin film deteriorate, and 0.05 mo 1%. If it is lower, the refractive index hardly changes.
  • the content of R h is preferably from 0, 1 m 0 I% to 1 G m 0 1%.
  • the owned amount of Zn be 0.02 to 30 mol%.
  • the reason for this is that, when the content of Zn exceeds 30 mo 1%, the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film deteriorate, and 0.02 m 0 1% If it is lower, the refractive index hardly changes.
  • the content of Zn is preferably 0.5 m0% to 15 m01%.
  • the Ni content is desirably 0.10 to 20 m 0 1%.
  • the reason for this is that the Ni content exceeds 20 m 0 1%. This is because the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film are degraded, and when it is lower than 0.10 m0 I%, the refractive index hardly changes.
  • the content of Ni is preferably 1.0 Omo 1% to 10Om 1%.
  • the content of Co is desirably 0.05 to 2 Omo 1%.
  • the reason for this is that, when the content of Co exceeds 2 Omo 1%, the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film are deteriorated. If it is lower, the refractive index hardly changes.
  • the content of Co is preferably from 0.1 to 1 m 0 1%.
  • the owned amount of Cr be 0.02 to 20 mol%. The reason is that when the content of Cr exceeds 2 Omo 1%,
  • the content of Cr is preferably from 0.2 m01% to: i0mo1%.
  • the occupied amount of T i be 0.2 to 30 m 0 1%.
  • the reason for this is that, when the content of Ti exceeds 3 Omo 1%, the optical properties of the lithium single crystal thin film of crystalline acid are deteriorated. If it is low, the refractive index hardly changes.
  • the content of Ti is 1.0 m 0 1% to 15 m 0 1% ⁇ , f, among others.
  • the content of Nd is desirably 0.02 to: L 0 mol%.
  • the reason for this is that if the content of Nd exceeds 1 Omo 1%, the optical properties of the lithium niobate single crystal thin film deteriorate, Also, if it is lower than 0.02 mo 1%, the refractive index hardly changes.
  • the content of Nd is preferably 0.5 mol% to 5 mo 1%.
  • the content of V is desirably 0.05 to 30 m 0 1%.
  • the reason for this is that if the content of V exceeds 30 mo 1%, crystals having a different structure are precipitated in the single crystal thin film of lithium niobate to deteriorate the optical characteristics. If it is lower than 0 5 m 0 1%, the refractive index hardly changes.
  • the content of V is preferably 1. Omoi% to 15mo1%.
  • the content is represented by m 0 1% of a different element with respect to the lithium niobate single crystal.
  • the niobium is obtained. Since the lattice constant and the refractive index of the lithium oxide single crystal thin film change at the same time, it is desirable to adjust the content of the different element as necessary.
  • the (001) plane of the lithium tantalate substrate as the growth plane of the lithium niobate single crystal thin film.
  • the (001) plane of the lithium tantalate substrate refers to a plane perpendicular to the c-axis of the lithium tantalate.
  • the lithium tantalate has a hexagonal crystal structure. (See Fig. 1.) Since the (001) plane is composed of only the a-axis, the lattice matching with the lithium niobate single crystal thin film can be achieved only by changing the lattice constant of the a-axis. Because it can be.
  • the lattice constant (a-axis) of the lithium niobate single crystal thin film is desirably 99.81 to 100.07%, preferably 99.92 to 100.03% of the lithium tantalate substrate.
  • the lattice constant of the lithium tantalate substrate is 5.153 A
  • the lattice constant (a-axis) of the lithium niobate single crystal thin film is 515 to 5.155 A It is preferred that
  • the thickness of the lithium niobate single crystal thin film is preferably 5 // m or more, more preferably 10 m or more.
  • the measurement of the lattice constant is performed by ordinary powder X-ray diffraction.
  • S i is used as an internal standard.
  • the present invention comprises contacting the tantalum Sanli lithium substrate to melt the Ebita Kisharu growth, a way to develop niobium Sanli lithium single crystal thin film, as a melt, mainly, 1 2 0, '2 0 5, 1 ⁇ ' 1) 2 0 5, by the this using N a 2 0, made of M g 0 composition, data and the a-axis lattice constant of the single crystal thin film of the two-Obusanri lithium Lithium niobate characterized by matching the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate
  • This is a method for producing a team single crystal thin film.
  • the solution used for the liquid phase epitaxial growth method is mainly composed of Li 2 ⁇ and V z 05 , it is necessary and this consisting of N b 2 0 5, a 2 0, M g 0.
  • the inclusion of sodium and magnesium in a single crystal thin film of lithium niobate has the effect of increasing the lattice constant of the Oa axis of the single crystal thin film of lithium niobate. Since the a-axis lattice constant of the thin film of titanium single crystal can be matched to the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate, a single crystal of lithium niobate having a large thickness with low propagation loss is provided. A thin film can be obtained.
  • Mg has an effect of preventing optical damage, it is suitable for optical materials.
  • lithium niobate it is necessary for lithium niobate to contain sodium and magnesium in a single-crystal thin film, and the composition of the melt is to facilitate lattice matching.
  • the composition of the melt consisting of N a 2 0 and M g O requires ⁇ Mu the melt composition.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film becomes large, This is sodium, magnesium ion Alternatively, it is because the atoms are doped into the lithium niobate crystal lattice, or are replaced by ions or atoms constituting the lithium niobate crystal lattice.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate is adjusted to the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate crystal by adding a different element. As a result, lattice matching can be performed.
  • the reason for this is that the Ti atom or ion has the effect of reducing the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate.
  • the occupied amount is preferably 0.2 to 30 mol% with respect to the lithium tantalate single crystal.
  • the lattice constant does not become small enough to be able to lattice match with the lithium diobate single crystal, and it exceeds 30 mol%. In such a case, on the contrary, the lattice constant is too small, and in either case, the lattice matching between the lithium tantalate substrate and the lithium niobate cannot be obtained.
  • a CZ (Thizolarski) method is preferable.
  • Examples of the raw material include lithium carbonate, tantalum pentoxide, titanium oxide, and vanadium pentoxide.
  • the raw material is heated and dissolved in an iridium crucible or a platinum-rhodium furnace to pull up a single crystal of lithium tantalate.
  • iridium is more preferable for producing an optical material because impurities are not mixed into the crystal.
  • the lattice constant of a of the lithium tantalate substrate can be increased by adding a different element such as sodium.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film and the lithium tantalate substrate be simultaneously changed and lattice-matched.
  • the reason for this is that the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film is increased, and the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate is decreased, so that the substrate and the thin film are not covered. This is because the amount of different elements to be obtained can be reduced, and the crystallinity can be improved.
  • the lithium tantalate substrate a lithium niobate substrate on which a single crystal thin film of lithium tantalate is formed can be used.
  • the crystallinity of the lithium niobate single crystal substrate can be reduced.
  • the single crystal thin film of lithium can be transferred to the single crystal thin film of lithium tantalate so that the single crystal thin film of lithium tantalate has the same crystallinity as that of the single crystal substrate of lithium niobate.
  • the lithium niobate single crystal substrate is an optical grade.
  • Examples of the method for producing the lithium niobate single crystal substrate on which the lithium tantalate single crystal thin film is formed include high frequency sputtering, liquid phase epitaxial growth, and the like, and particularly liquid phase epitaxial growth.
  • the scal growth method is preferred.
  • the reason is that a single crystal thin film of lithium tantalate with good crystallinity was obtained.
  • the liquid phase epitaxial growth method makes it easier to transfer the crystallinity of the lithium niobate single crystal substrate.
  • Ti can be added to the lithium tantalate single crystal to reduce the lattice constant of the a-axis to achieve lattice matching. Is desirable.
  • At least part of the surface of the lithium tantalate substrate of the present invention contains a different element.
  • Examples of the method for adding the different element include, in addition to thermal diffusion, ion exchange, ion implantation, etc., a liquid phase epitaxy method, and a method of adding different elements in the raw material of the bulk lithium tantalate single crystal in advance.
  • a method of mixing elements can be used.
  • the substrate After the substrate is heated for thermal diffusion of the different element, it is preferable that the substrate is kept in a heated state and is brought into contact with a melt for liquid-phase epitaxy growth.
  • the reason for this is that if the substrate is cooled after thermal diffusion and heated again for liquid phase epitaxial growth, the crystallinity of the substrate will be reduced. It is preferable that the heat diffusion is performed in the same furnace at the same time as the preliminary heating when the melt is heated.
  • the thermal diffusion is between 850 and 100,000.
  • the time required for the thermal diffusion is preferably 0.5 to 20 hours.
  • the lithium tantalate substrate is very weak against thermal shock.
  • the preheating time is desirably 20 to 60 minutes.
  • the preheating is performed at a position of 5 to 15 mm from the surface of the melt.
  • a diffusion layer of a different element is formed. Desirably, it is about 20 ⁇ m.
  • the thickness of the diffusion layer is less than 0.01 m, the proportion of guided light that spreads to the substrate portion where the heterogeneous element is not diffused increases, so it is required as a substrate. If the refractive index cannot be satisfied, and if it exceeds 20 m, the crystallinity of the lithium niobate single crystal thin film is reduced, and sufficient characteristics as an optical waveguide cannot be obtained.
  • N a 2 0, excluding the M g 0, L i z ⁇ , V 2 0 5, N b z The composition range of 05 L i 2 0 - V 2 0 5 - N bz 05
  • a (8.80, 2.2.28.88) .B (5.50, 43.00 : 2.0.0) .C (4 6 5 0, 5 1.50, 2, 0 0) .D (11.1 1, 8 0, 0 0, 8 89) .E (37.5 0, 5.0 0, 5 7 . 50) is advantageously within the composition range indicated by the region surrounded by the five composition points.
  • composition points (mol% of L i 2 0, mole% of V 2 05, N T b z 05 mol%).
  • composition range is advantageous is that the lattice matching between the lithium niobate single crystal thin film of sodium and magnesium and the lithium tantalate substrate is facilitated and obtained. This is because the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film are excellent, and particularly, the light propagation loss is low, and a good quality lithium niobate single crystal thin film can be obtained.
  • N a 2 ⁇ excluding the M g 0, L i 2 0 , V, 0 5
  • F 49.49, 45.4G, 5.05
  • G 11.11,80,00,8.89
  • (. 2 S i, 2 2. 9 4, 3 4. 2 5) 3 rather then preferred that it is a composition ratio which is surrounded by the composition points, also the L i 2 0 - V 2 05 -
  • the composition range of N b 0 s is represented by I (47.64, 46.12, 6.24).
  • N a 2 0 in the present invention N a molar ratio
  • N a z 0 is a range satisfying 7.4 / 9 2.6 to 8 0.0 / 2 0.0 in molar ratio, It is preferable that the value falls within a range satisfying 16.7 / 8/3 3.3-48.4 / 4 / 51.6.
  • a value of Mg0 / lithium niobate in a molar ratio of 0.199.9 to 25.0 / 75.0 in a molar ratio is within a composition range.
  • the above-mentioned lithium niobate means a theoretical amount of lithium niobate that can be extracted from the melt composition.
  • the value of Mg0 / lithium niobate in a molar ratio is within a composition range satisfying 0. 0 1 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ .
  • the composition range satisfy 3.5 to 100 to 6.0 Z100.
  • the composition ratio of M g O is expressed as a molar ratio of M g O / 'N b 2 0 5, 0.2 / 9 9.8 to 4 0.0 / 6 arbitrary desired to be a range that satisfies 0.0.
  • M as the composition ratio of g O, molar ratio M g OZN b z 0 5 strength 0.7 / 5 0.0 to 9, 0/5 0. ranges satisfying 0 and this is rather preferred, It is preferable that the ratio satisfies the range of 3.5 / 50.0 to 6.0 / 50.0.
  • the raw material composition according to the present invention has a composition ratio as an oxide, An oxide or a compound that changes to an oxide upon heating is desirable as a raw material component selected so as to fall within the above composition range.
  • a raw material component selected so as to fall within the above composition range.
  • the raw material components are desirably heated and melted at 600 to 130,000. Further, it is desirable that the heating and melting be performed in an air atmosphere or an oxidizing atmosphere.
  • the molten tantalate substrate it is desirable to bring the molten tantalate substrate into contact with the molten tantalate substrate after the melt is brought into a supercooled state.
  • the cooling rate for bringing the melt into a supercooled state is preferably 0.5 to 300 hours.
  • liquid phase epitaxial growth at a rate of 0.5 to 300 / hour after completion.
  • the cooling be performed at 400 ° C. and then be performed exponentially.
  • the Curie point of the lithium tantalate substrate varies depending on the presence of a different element, but is generally 650.
  • the temperature for the growth is desirably 600 to 125 O'C.
  • the reason for this is 1 2 5 0 ⁇ melting point of niobium Sanli Chiu beam, in this is above the temperature, the crystal is not put out folding, also 6 0 0 Te is melt agent (L i z 0- V 2 0 5 ), so at lower temperatures, This is because the raw material cannot be made into a melt.
  • melt is stirred for 6 to 48 hours before liquid-epitaxy growth.
  • the (001) plane of the lithium tantalate substrate as the growth surface of the lithium niobate single crystal thin film.
  • the (00001) plane of the lithium tantalate substrate refers to a plane perpendicular to the C axis of the lithium tantalate substrate.
  • the lithium tantalate has a hexagonal crystal structure. (See FIG. 1.) Since the (001) plane is composed of only the a-axis, the (001) plane is used as a growth plane to form a single crystal of lithium niobate. This is because lattice matching can be achieved only by changing the a-axis lattice constant of the thin film.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film, the lattice constant of a ⁇ of the lithium niobate single crystal thin film, and the lattice constant of ⁇ of the lithium tantalate substrate It is desirable to set the value to 81 to 100.07%. If the lattice constant is out of the range, the difference in the lattice constant of the a-axis between the lithium tantalate substrate and the lithium niobate single crystal thin film becomes large, and the crystal lattice of the lithium niobate single crystal thin film is distorted. This is because lithium niobate single crystal film that can be used as an optical material cannot be formed sufficiently thick.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film be 99.92-20.10.03% of the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate.
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium tantalate substrate is 5.1538
  • the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal is 5.150 to 5.
  • the range of 155 A is preferable. It is desirable to rotate the lithium tantalate substrate during the growing. This is because by rotating the lithium tantalate substrate, a crystal having uniform characteristics and film thickness can be formed.
  • the rotation of the substrate be performed in a horizontal state.
  • the rotation speed is preferably 50 to 150 rpm.
  • at least one surface of the lithium tantalate substrate is optically polished.
  • the edge of the lithium tantalate substrate is chamfered. The reason for this is that if the edge is not chamfered, fine edges are formed in the edge and cracks occur due to thermal shock.
  • the chamfer may be either an R surface or a C surface.
  • the thickness of the lithium tantalate substrate is desirably 0.5 to 2.0 mm.
  • a substrate thinner than 0.5 mm is prone to cracking, and a substrate thicker than 2.0 mm has a problem of the pyroelectric effect (discharge effect by heating), and is charged by heating or polishing. This is because polishing debris and the like are likely to adhere and scratches are likely to occur.
  • the lithium niobate substrate that is deposited on the lithium tantalate substrate can be used.
  • Lithium niobate precipitated The thickness of the single crystal thin film can be controlled.
  • the growth rate of the lithium niobate single crystal thin film of the present invention is desirably 0.01 to 1.0 m / min.
  • the growth rate is higher than the above range, the swelling occurs in the lithium niobate single crystal thin film, and if the growth rate is lower than the above range, it takes too much time to grow the ⁇ film.
  • the removal of the flux is advantageously performed by rotating the lithium niobate single crystal thin film formed on the lithium tantalate substrate at 100 to 1000 rpm. It is.
  • the time required for the rotation is preferably 5 to 60 minutes.
  • the melt composition in addition to L i z 0, V 2 0 5, ⁇ ⁇ b 2 0 5, N az 0, M g O, N d, R; Z n, N i : Oxides of elements selected from Co, Ti, Cr and the like can be used.
  • the refractive index and lattice constant of the lithium niobate single crystal thin film can be changed. Can be.
  • L i 2 0, the composition ratio of N bz 0 5 is, L i 2 0 / N b 2 0 the value of 5 molar ratio of 4 3/5 7-5 6/4 4 desired range satisfying arbitrary.
  • melt, M g O Arui is arbitrary and desired this formed by ⁇ the ⁇ ⁇ a 2 0 is.
  • Mg 0 can increase the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film crystal, and can prevent optical damage.
  • Na 20 is provided is that the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film crystal can be increased.
  • the owned amount of MgO is within a range where the value of MgO / the theoretical amount of lithium niobate single crystal that can be extracted falls within the range of 0.01 to 100 to 300. I prefer it.
  • the crystal structure of the single crystal of lithium niobate can be prevented from being damaged without destroying the crystal structure.
  • niobate when the lithium niobate single crystal thin film is lattice-matched with a hexagonal structure single crystal substrate having an a-axis lattice constant in the range of 5.128 to 5.150 A, niobate is used. It is desirable to have Ti in the lithium single crystal thin film. The reason for this is that Ti atoms or ions have the effect of reducing the lattice constant of the lithium niobate substrate and can be lattice-matched to the substrate.
  • N b z 0 is a 5 composition range L i 2 0 - V 2 05 - in the triangular diagram of ternary system of N b 2 0 5, A ( 8 8 90 (2.20, 2.88)).
  • B (55.00, 43.00, 2.00) .C (46.50, 5.1.50, 2. 0 (0 0) .D (11.11,80.0.00,8.89) .E (37.50,5.00,57.50) It is desirable that the content be within the composition range indicated by the region.
  • the amount of T i 0 z is from 0.2 to 6 0 mol% added child TogaYu interest based on the theoretical amount of fold-out possible niobium Sanli Chi ⁇ beam single crystal from the melt composition.
  • lithium niobate and lithium tantalate single crystals to have various optically useful properties such as electro-optic effect and nonlinear optical effect, it is necessary for the production process to exceed the Curie point. It is necessary to poling the crystal by applying an electric field by heating to temperature.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention is Even if the substrate, lithium tantalate, is in a polarized state or is electrically neutralized by polarization reversal, it is always in a polarized state, and has an excellent electro-optic effect and nonlinear optics. ⁇ showing various properties such as effects
  • the lithium niobate single crystal thin film and the lithium tantalate substrate of the present invention do not require a polling process, so that the manufacturing process is simple, and the boring process is not required. Difficult This has the advantage that a lithium tantalate substrate having different elements can be used.
  • a single crystal lithium niobate thin film formed on a lithium tantalate substrate has suitable properties as an optical waveguide, and a thicker film than before can be obtained. Not only is it optimal as a constituent material for waveguide-type SHG devices, but it can also be used for optical deflectors, optical modulators, and multi-mode optical devices.
  • the other single crystal lithium niobate thin film of the present invention needs to be formed on an intermediate layer composed of a single crystal thin film formed on the surface of a single crystal lithium niobate substrate.
  • the crystallinity of the lithium niobate single crystal substrate is transferred to the single crystal thin film as the intermediate layer by forming the single crystal thin film as the intermediate layer on the lithium niobate single crystal substrate. This is because the intermediate layer can have the same crystallinity as that of the lithium niobate single crystal substrate.
  • a carrier of a niobium single crystal thin film is obtained which is more mechanical and thermally resistant than a case where a plate-shaped single crystal is used as a substrate, and which has better crystallinity than a commercially available single crystal substrate.
  • lithium niobate is desirable as the substrate is that the substrate is commercially available, so it is easy to obtain, strong in mechanical and thermal shocks, and may be damaged in the film forming step. Because there is almost no.
  • the lithium diobate single crystal substrate is an optical grade.
  • the optical grade of lithium niobate single crystal is an impurity such as iron.
  • single crystal substrates used as carriers for single crystal thin films are for SAW devices, contain a large amount of impurities (> 2 p P m), and have a large refractive index distribution (10- 3 / cm) and poor crystallinity. For this reason, when used as a substrate for an optical thin film, the thin film single crystal formed on the substrate transfers the crystallinity of the substrate, so that defects such as domains (grain boundaries) are likely to occur, and In some cases, characteristics such as propagation properties, electro-optical effects, and nonlinear optical effects were reduced.
  • lithium niobate single crystal thin film on a single crystal film intermediate layer having the same crystal characteristics as the optical grade, crystallinity, light propagation, electro-optic effect, nonlinear optical effect, etc.
  • a lithium niobate single crystal thin film with remarkably excellent characteristics can be obtained.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention is desirably lattice-matched to the intermediate layer.
  • the reason for this is that the lithium niobate single crystal thin film and the interlayer force are matched; the lattice matching results in very few lattice distortions, crystal defects, etc., excellent crystallinity, no micro cracks, and Has excellent optical properties This is because the lithium niobate single crystal thin film is formed in a thick film that cannot be obtained by the conventional technology.
  • the lithium niobate single crystal substrate and the single crystal thin film intermediate layer are lattice-matched.
  • the crystal structure of the single crystal thin film forming the intermediate layer is hexagonal, and the lattice constant of the a-axis of the crystal is desirably in the range of 5.128 to 5.173 A. .
  • the thickness of the intermediate layer be 0.2 to 30 / m.
  • the reason is that, when the thickness of the intermediate layer is smaller than 0.2 m, the guided light leaks to the lithium niobate single crystal substrate side, and when the thickness is larger than 30 // m, the crystallinity is reduced. Is reduced.
  • the thickness of the intermediate layer is particularly preferably 0.5 to 10 m, and more preferably 1 to 5 m.
  • the intermediate layer has at least a part of the surface containing a different element.
  • the reason for this is that by incorporation of a different element, the refractive index of the substrate can be changed, and the difference in refractive index between the substrate and the thin-film waveguide layer can be increased.
  • the different element refers to an element different from the element constituting the substrate.
  • the different element is preferably a metal element.
  • a different element is added to the single crystal thin film to form a pattern having a lower refractive index in a waveguide forming portion than in a non-forming portion, thereby forming a substrate. Only by forming the lithium niobate single crystal thin film in a slab shape, the lithium niobate single crystal thin film formed in the pattern portion serves as a waveguide, and a processing step for forming the waveguide can be omitted. You.
  • the thickness of the different element addition layer in the single crystal film be 0.01 m to 20 m.
  • the different element having the function of increasing the refractive index of the intermediate layer of the single crystal thin film examples include Ti, Cr, d : Fe, and the like, and the different element having the function of lowering the refractive index include: g : V is advantageous.
  • the different element can be provided on the lithium tantalate substrate in various forms such as atoms, ions, and oxides.
  • the content of the different element at the surface portion is preferably in the following composition range.
  • composition range is preferable if the composition ratio is higher than the above range, the crystallinity of the substrate is reduced, and if the composition ratio is lower than the above range, the refractive index does not change.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention preferably has a light propagation loss of 0.83 m or less for a semiconductor laser beam measured by the prism coupling method.
  • the light propagation loss indicates a rate of decrease in light intensity per unit length in the traveling direction of light when the light propagates through the thin film, and includes scattering loss and absorption loss.
  • the lithium niobate single crystal thin film of the present invention includes chromium (Cr), neodymium (Nd), rhodium (R), zinc (Zn), nickel (Ni). ), Cobalt (Co), titanium (Ti), and vanadium (V).
  • the content of Rh is desirably in the range of 0.5 to 20 mol%. The reason for this is that, when the content of Rh exceeds 20 m 0 1%, the optical properties of the lithium diobate single crystal thin film deteriorate, and 0.05 m 0 If it is lower than 1%, the refractive index hardly changes.
  • the content of Rh is preferably 0.1 mc '1% to 1% mo 1%.
  • the amount of ⁇ is 0.02 to 30 mol%.
  • the content of Zn is preferably from 0.5 m 0 1% to i 5 mo 1%.
  • the content of Ni is desirably 0.10 to 20 m 0 1%.
  • the reason for this is that if the content of Ni exceeds 20 m 0 1%, the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film deteriorate, and 0.10 m 0 1% If it is lower, the refractive index hardly changes.
  • the content of Ni is preferably 1.0 m 01% to 1 C: m 01%.
  • the content of Co is desirably 0.05 to 20 mol%.
  • the reason for this is that when the content of C 0 exceeds 20 m 0 1%, the optical characteristics of the lithium niobate single crystal film are deteriorated. If it is low, the refractive index hardly changes.
  • the content of C 0 is preferably 0.1 m 0 1% ′ to 10 m 0 1%.
  • the content of Cr is desirably 0.02 to 20 m 0 1%.
  • the reason for this is that when the Cr content exceeds 20 m 0 1%, the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film deteriorate, and when the Cr content is lower than 0.02 m 0 1%.
  • the refractive index hardly changes or i.
  • the content of Cr is preferably 0.2 mc. 1% to 10m ⁇ 1%.
  • the content of Ti is desirably 0.2 to 30 mol%. The reason for this is that when the content of T i exceeds 30 mo 1%, the optical properties of the single crystal thin film of lithium niobate are reduced, and 0.2 m 0 1%. If it is lower, the refractive index hardly changes.
  • the content of the Ti is preferably 1.0 mG 1% to 15 m ⁇ 1%.
  • the content of Nd is in the range of 0.22 to 1011101%. New The reason for this is that if the Nd content exceeds 10 mo 1%, the optical characteristics of the lithium niobate single crystal thin film deteriorate, and if it is lower than 0.02 m 0 1%. This is because the refractive index hardly changes.
  • the content of Nd is, among others, 0.5 m 0 1% to 5 m 0 1
  • the content of V is desirably in the range of 0.05 to 30 m o%.
  • the reason for this is that if the V content exceeds 30 m 0 1%, crystals having a different structure are deposited in the lithium niobate single crystal thin film, and the optical characteristics are deteriorated. If it is lower than 0.5 m 0 1%, the refractive index hardly changes.
  • the content of V is preferably 1.0 m 01% to 15 m 01%.
  • the content is m 0 1 of a different element with respect to lithium niobate.
  • the lithium diobate because the lattice constant and refractive index of the single crystal thin film is changed at the same time, the middle layer of the content and the adjustment child is desired correct t present invention of the different element as needed, a 1 2 03, g 0 . Z n 0, G d 3 G a:,
  • tantalum Sanli lithium single crystal thin film such as is rather desired, it is preferable Tokunita down evening Rusanri lithium single crystal.
  • the (00001) plane means a plane perpendicular to the crystal c-axis.
  • the lattice constant (a-axis) of the lithium oxide single crystal thin film is 99.881-: L 0 .0 G% of the lattice constant (a-axis) of the lithium tantalate single crystal thin film.
  • 99.92 to 100.03% is preferred.
  • the lattice constant (a-axis) of the lithium niobate single crystal substrate is 99.81-10.00.0 of the lattice constant (a-axis) of the lithium tantalate single crystal thin film. 7% is preferred, and 99.92-: 100.03% is preferred.
  • the thickness of the lithium niobate single crystal thin film is desirably 5 im or more, and particularly desirably 10 m or more.
  • the lithium niobate single crystal thin film and / or the lithium niobate single crystal substrate of the present invention contain sodium and magnesium.
  • Magnesium also has the effect of preventing optical damage to the thin film.
  • the content of sodium and magnesium is 0.1 to 1 with respect to the single crystal of lithium diobate. 4.3 mol% ', 0.3 Desirably, it is about 10.8 mol%.
  • the lithium niobate single crystal substrate, the single crystal thin film, and the lithium niobate single crystal thin film used in the present invention are each obtained by adding various elements to change the lattice constant, the refractive index, and the like.
  • a surface treated by optical polishing or chemical etching can be used.
  • liquid-phase epitaxy growth method As a method for forming a single-crystal thin film on a lithium niobate single-crystal substrate, high-frequency sputtering, liquid-phase epitaxy growth method, etc. are mentioned, and liquid-phase epitaxy growth method is particularly preferable. It is.
  • the reason for this is that a thin film having good crystallinity can be obtained, and the liquid crystal epitaxy method can easily transfer the crystallinity of the lithium niobate single crystal substrate.
  • a single crystal of lithium tantalate can be used as an inter- ⁇ layer.
  • Lattice constants can be matched by adding various elements.
  • a high-frequency spasota, a liquid-phase epitaxy method, or the like is preferable, and a liquid-phase epitaxy method is particularly preferable. is there.
  • An oxide is a raw material component of the liquid phase epitaxial growth melt, or a compound that changes to an oxide upon heating, such as Na 2 C 0 3) b z 0 5. Li z C 0 3 , V 2 0 5, MgO composition and the like.
  • the raw material components are desirably heated and melted at 600 to 1300'C in an air atmosphere or an oxidizing atmosphere.
  • the cooling rate for bringing the melt into a supercooled state is preferably 0.5 to 30 (preferably at the time of TC.
  • the temperature for the growth is preferably 600 to 1250. The reason is that the melting point of lithium niobate is 1250, crystals do not crystallize at temperatures higher than this, and at 600, the melting point of the melting agent. This is because it cannot be done.
  • the surface of the intermediate layer on which the single crystal thin film of lithium niobate is grown is optically polished and then chemically etched.
  • Elements in addition to Na z0 and MgO, which Nd, Rh, Zn, i, Co, chosen from such Ti are optically polished and then chemically etched.
  • Elements in addition to Na z0 and MgO, which Nd, Rh, Zn, i, Co, chosen from such Ti in the present invention, as the melt composition, Nb 2 0 5, V 2 0 5 Li 2 0! Oxides can be used as the melt composition.
  • the thickness of the lithium niobate single crystal thin film of the present invention deposited on the single crystal thin film can be controlled by appropriately selecting the contact time between the substrate and the melt and the temperature of the melt.
  • the ordinary light refractive index n of the lithium niobate single crystal thin film is used.
  • Extraordinary refractive index n e is to the laser light source of wavelength 0.83 m (the fundamental wave length), respectively 2.25 ⁇ n. Range, 2.0 ⁇ n e ⁇ ⁇ one 0.01 Scope, also the second harmonic generated; For (0.415 m), the ordinary refractive index n. Is the ordinary light refractive index n with respect to the fundamental wavelength.
  • the extraordinary light refractive index ne is the ordinary light refractive index n for the second harmonic. A smaller range is desirable.
  • the transmittance of the second harmonic light is close to 100% or 100%, and the fundamental wave laser light is almost transmitted. It is desirable to form a wavelength-selective thin film (filter) that does not allow or does not transmit light at all behind the light-emitting end face or directly on the light-emitting end face.
  • the reason for this is that unnecessary fundamental laser light can be removed from the emitted light, and only the required second harmonic light can be extracted with a high impeachment rate. Further, by forming the wavelength-selective thin film directly on the emission end face and adjusting it so as to satisfy the antireflection condition for the second harmonic light, Due to the large difference in the refractive index between the single crystal thin film layer of lithium and air and the loss due to the reflection of the second harmonic light generated at the emission end face, the S.HG output can be improved. Can be.
  • the wavelength-selective film may be formed at a position away from the emission end face behind the emission end face, or may be fixed on the emission end face using an appropriate adhesive.
  • the adhesive When the adhesive is fixed on the emission end face using the adhesive, it is desirable to improve the SHG output by adjusting the refractive index and the thickness of the adhesive layer so as to conform to the antireflection condition for the second harmonic light.
  • the SHG element is formed from the lithium niobate single crystal thin film of the present invention, it is desirable to integrate the SHG element and the bare chip of the semiconductor laser.
  • the reason for this is that integrating the SHG element and the bare chip of the semiconductor laser is advantageous in terms of miniaturization, mass productivity, cost, incidence efficiency, and stability.
  • the semiconductor laser element in which the SHG element and the semiconductor laser chip are integrated be sealed in a hermetically sealed package in order to protect the semiconductor laser chip and extend its life. It is desirable that an inert gas be sealed inside.
  • said inert gas is nitrogen.
  • the hermetic sealing package needs to be provided with a window for emitting the second harmonic light.
  • the window for emitting the second harmonic light refers to a window in which a translucent plate is inserted into a hole having a size large enough to emit the second harmonic light to maintain airtightness.
  • the translucent plate has wavelength selectivity.
  • the reason for this is that by forming a window for emitting second harmonic light with a wavelength-selective translucent plate, the chip is hermetically sealed, the fundamental wavelength light is removed, and the second harmonic light is removed. It can also serve all purposes, such as improving the transmittance of semiconductor lasers, protecting semiconductor laser bearings, and protecting SHG elements.
  • the window for emitting second harmonic light is made of ordinary glass, and the inside of the window glass This is because the manufacturing process can be simplified, the cost can be reduced, and the transmittance of the second harmonic light can be improved as compared with the case where a wavelength-selective film is provided on the outer side. .
  • wavelength-selective thin film or light-transmitting plate examples include a color glass filter, a glass substrate coated with a wavelength-selective interference film, a polarizing plate, and a polarizing film. Etc. can be used.
  • the polarizing plate and the polarizing film can be used as a filter is that the incident light is in the TE mode, the second harmonic light is in the TM mode, and the polarization planes of the two are at an angle of 90 ° with each other. It is because it has.
  • Said wavelength-selective thin film or, in the material of the light transmissive plate, S i 0 2, M g O, ⁇ ⁇ ⁇ , ⁇ ⁇ oxides such as 2 0 3, L i N b 0 3, L i T a 03, Y 3 G a 5 ⁇ , z, G d 3 G a 5 0, composite oxides such as 2, or P MMA, can and this use of organic materials such as M iS 'Alpha, which It is also possible to use a multilayer thin film obtained by superposing them.
  • Examples of the method of forming the wavelength-selective thin film include a sputtering method, a liquid-phase epitaxy method, a vapor deposition method, a MBE (Molecular Beam Epitaxial) method, and a MOCVD (Metal Organic Epitaxial) method. It is preferable to use the Chemical Vapor Deposition) method, the ion plating method, the B method, the spin coating method, and the dip method.
  • a sputtering method a liquid-phase epitaxy method
  • a vapor deposition method a MBE (Molecular Beam Epitaxial) method
  • MOCVD Metal Organic Epitaxial
  • FIG. 1 is a schematic view showing a (001) plane of a lithium tantalate substrate, which is a growth surface of a lithium niobate single crystal.
  • FIG. 2 L i z 0 - a N ternary diagram of bz 05 ⁇ 3-component system - V 2 05.
  • FIG. 3 is an electron micrograph of a fracture surface of a thin film of single-crystal lithium diborate formed on a single-crystal lithium tantalate substrate.
  • Lattice matching cannot be confirmed with an electron microscope, but can be seen in the photograph
  • the striped pattern is continuously observed on the lithium tantalate single crystal substrate side and the lithium niobate single crystal thin film side. If the lattice is not matched, the lithium tantalate single crystal substrate side and the lithium niobate single crystal substrate side are not aligned.
  • This photograph indirectly proves good lattice matching between the lithium tantalate single crystal substrate and the lithium niobate single crystal thin film because the discontinuity occurs on the side of the lithium single crystal thin film.
  • FIG. 4 is an X-ray diffraction diagram of the lithium niobate single crystal thin film of the present invention.
  • the numbers 1 to ⁇ in the figure are unique to lithium niobate.
  • FIG. 5 shows the relationship between the substitution amount of Na 2 C 03 in the raw material of the melt and the lattice constant of a of the lithium niobate single crystal thin film.
  • FIG. 6 shows the relationship between the molar ratio of L i / Nb in the raw material of the melt and the lattice constant of the a-axis of the lithium niobate single crystal thin film.
  • FIG. 7 shows the relationship between the concentration of Tio 2 in the melt raw material and the lattice constant of a ⁇ of the lithium niobate single crystal thin film.
  • FIG. 8 is a schematic view of an example of an SHG device using the lithium niobate single crystal thin film of the present invention.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 3 mol% and 2 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.156 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1,15 / m was 2.235 ⁇ 0.001.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 2 mol and 6 mol, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) was 5.155 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 ⁇ m was 2.231 ⁇ 0.001.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 1 mol and 6 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) was 5.153, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 111 was 2.231 ⁇ 0.001.
  • Na 2 C0 3 12.8 mole%, Li 2 C0 3 37.2 mole V z 0 5 40.0 mole 3 ⁇ 4, Nb 2 0 5 10.0 mol%, ⁇ 0 3 can be extracted from the melt composition such LiNbO 3 with respect to theoretical amount, the mixture was placed was added 0.8 mol% in a platinum crucible and the contents dissolved in the crucible was heated to 1100 in an air atmosphere in E epitaxial growth apparatus for growing.
  • the amounts of sodium and neodymium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 1.2 mol% and 0.4 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) was 5.153 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.232 ⁇ 0.001.
  • the amounts of sodium and titanium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 4.6 mol% and 5.0 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) was 5.153, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.241 ⁇ 0.001.
  • N az CO 3 2 0 mol%, L i 2 C 0 3 3 0 mol%, V 2 ⁇ 5 4 0 mol%, N b 2 05 1 0 mol%, or the molten composition of M g 0 2 mol% added based on the theoretical amount of al fold-out possible L i N b 0 3 (M g 0 / N b 2 0 5 4/9 8) and the mixture placed in a platinum crucible, Epita Kisharu growth growing device The contents of the crucible were dissolved by heating to 110 ° C. in an air atmosphere.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 3 mol% and 2 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.1 ⁇ 6 ⁇ .
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.235 ⁇ 0.0001.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 1 mol% and 6 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) was 5.153 A.
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.231 ⁇ 0.0001.
  • N a 2 C 03 2 0. 7 mole%, L i 2 C 0 3 2 9. 3 mol% V z 0 5 3 9. 0 mol%, bz 05 1 1. 0 mol%, based on the theoretical amount of M g O capable fold-out from the raw material composition L i N b 0 3, 5 mol% (that, M g OZN b 2 05 1 0 Bruno 9 5) added, T i 0 2 against melt fold-out possible L i N b 0 3 of theory from the composition, the mixture was added 1 2 mol% Was placed in a platinum crucible and heated to 110 ° C. in an air atmosphere in an epitaxial growth and growth apparatus to dissolve the contents of the crucible.
  • the amounts of sodium, magnesium, and titanium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1.2 mol%, 6 mol%, and 5 mol%, respectively. .
  • N a z C 03 1 7. 1 mol%, L i z C 0 3 3 2, 9 mol%, V z 05 2 7. 5 mole%, N bz 05 2 2. 5 mol%, M g 3 mol% and 0 to the front Symbol melt theoretical amount of ⁇ possible L i N b 0 3 the composition (i.e., M g 0 Bruno N b 2 05 6/9 7) platinum the mixture was added The crucible was placed in a crucible and heated to 115 ° C in an air atmosphere in an epitaxial growth and growth apparatus to dissolve the contents of the crucible.
  • the melt was gradually cooled to 983 at a cooling rate of 60 per hour, and the (001) face of the lithium tantalate single crystal was optically polished and then subjected to chemical etching.
  • the etched material was immersed in a melt as a substrate material for 12 minutes while rotating at 100 rpm.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1 mol% and 4 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.153 A.
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.231 soil 0.001.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.155 A
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.2, 23 ⁇ 0.00.01.
  • the (a-axis) was 5.153 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.232 ⁇ 0.001.
  • Example 13 (1) L i 2 C 03 4 0. 3 mol%, V z 0 s 3 8. 8 mol%, N bz 0 s 2 0. 9 mole%, N a 2 C ⁇ 3 L i 2 C 0 3 against, 8 3.3 mol% added, 0.5 mol% added based on the theoretical amount of M g 0 a ⁇ possible LiN b0 3 ⁇ from the melt composition, the melt C r 2 0 3 heating the 2 mol% added pressurized mixture against relative from the object composition fold-out possible LiNbO 3 of theory placed in a platinum crucible, until 1 1 0 0 in an air atmosphere in E Bitakishi catcher Le growth growing device To dissolve the contents of the crucible
  • the amounts of sodium, magnesium and chromium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1.5 mol%, 0.3 mol% and 2 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a flux) of the thin film was 5.155 A.
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.2.336 n 0.0001.
  • the amounts of sodium, magnesium and chromium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1.5 mol%, 5 mol% and 2 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5,155.
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.23 ⁇ 0.001.
  • N a 2 C ⁇ 3 4 4. 4 Monore%, L i 2 C 0 3 4 4. 4 mol V z 05 5. 6 mol%, the N bz 05 5. 6 moles 3 ⁇ 4 ;, M g 0 the ⁇ Torubutsu 5 mol% added pressure on the theoretical amount of precipitation can be L i N b 0 3 from the composition (M g O / L ib 03 ⁇ 9 5) to put the mixture in a platinum crucible, E epitaxially The contents of the crucible were dissolved by heating to 110 t in an air atmosphere in a growth and growth apparatus.
  • the melt was gradually cooled to 840 at a cooling rate of 60 per hour, and the (001) face of the lithium tantalate single crystal was optically polished and then subjected to chemical etching.
  • the chipped material is used as a substrate material in the molten material. It was immersed for 15 minutes while rotating at 0 rpm.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1 mol% and 6 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.1 ⁇ 3 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.230 ⁇ 0.001.
  • Li 2 C 0 369 mol%, V 2 0 5 16 mol%, Nb 2 0 5 15 mol%, Na 2 C 03 can be extracted from the melt composition L i N b 0 3 6 0 mol% added based on the theoretical amount.
  • T i 0 2 with respect to the theoretical amount of melt can a composition fold-out a L i N b 03 a, 1 5 mol% added with mixing
  • the compound was placed in a platinum crucible, and heated to 110 in an air atmosphere in a epitaxial growth and growth apparatus to dissolve the contents of the crucible.
  • the melt was gradually cooled to ⁇ 80 ° C at a cooling rate of 60 per hour, and then the (001) face of the lithium tantalate single crystal was optically polished, followed by chemical etching.
  • the etched material was immersed in a melt as a substrate material for 8 minutes while rotating at iG0rPm.
  • the amounts of sodium, magnesium, and titanium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1.2 mol%, 4 mol%, and 8 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) is 5.154 A
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.239 ⁇ 0.0001. .
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1 mol% and 6 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film is 5.153 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 / m is 2.232.22 G.000.
  • L i K b 0 5 0 mol% added to 3 of the theoretical amount (N a 2 0 / L ⁇ z 0 - 4 0 / ⁇ 0).
  • a mixture in which Mg 0 was added at 4 mol% with respect to the theoretical amount of LiNb ⁇ 2 capable of precipitating from the melt composition was put into a platinum crucible, and placed under an air atmosphere in an epitaxial growth and growth apparatus. The contents of the crucible were dissolved by heating to 150 ° C.
  • N a 2 C 03 4 7. 4 mol%, L i 2 C 0 3 2 3. 7 mol% V 2 0 5 4. 2 mole%, N b z 05 2 4. Mamoru%, M g O the relative theoretical amount of ⁇ possible L ib 03 from the melt composition, adding 2 mol% (M g 0 Bruno L i N b 0 3 2 /9 8) and the mixture placed in a platinum Ruth volume by The contents of the crucible were dissolved by heating in an epitaxial growth and growth apparatus to 115 ° C. in an air atmosphere.
  • the melt was gradually cooled to 1023 at a cooling rate of 60 times an hour, and the (001) face of the lithium tantalate single crystal was optically polished and then subjected to chemical etching.
  • the etched material was immersed in a melt for 13 minutes while rotating at 100 rpm as a substrate material.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 2.5 mol% and 3 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.156 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.235 ⁇ 0.0001.
  • N a z C 0 a 4 5. 9 mol%, L i 2 C 0, 3 6. 8 mol%, V z 0 5 2, 7 mol%, N b 2 0 5 1 4. 6 mol% , added 4 mol% based on the theoretical amount of M g 0 that the potential fold-out from the melt composition L i N b 0 3 (M g 0 / L i N b 0 3 4/9 6), d z 0 3 were placed in the 1 mol% added with the mixture of platinum crucible against the melt L i N b 0 3 theoretical amount precipitatable from the composition, 1 1 5 in an air atmosphere in Epitakishi catcher Le growth growing device 0 to dissolve the contents of the crucible
  • the amounts of sodium, magnesium and neodymium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1.2 mol%, 5 mol% and 0.3 mol%, respectively. there were.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.154 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.2.3 3 ⁇ 0.001.
  • the mixture with mol% added (Mg0 / LiNb0 3 4 9 6) is put in a platinum crucible and heated to 115 ° C in an air atmosphere in an epitaxy growth and growth apparatus, and the contents of the crucible are heated. Was dissolved.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 1.8 mol% and 5 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.155 A.
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 ⁇ m was 2.233 ⁇ 0.0001.
  • the melt was gradually cooled to 835 at a cooling rate of 60 ° C per hour, and after optically polishing the (001) face of lithium tantalate single crystal, The etched material was immersed in a melt for 12 minutes while rotating at 100 rpm as a substrate material.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 2 mol% and 0.02 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.153 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.232 Soil 0.01 T.
  • Example 2 4 (1) L iz C 03 5 0 mol%, V z 05 3 0 mole%, N b 2 0 5 2 0 mole%, N a z C 03 8 6 mol% relative to L i N b 0 3 added M g O was placed in a L i N b 0 3 mixture of platinum crucible added 0.2 mol% with respect to the contents of the crucible is heated in E epitaxial growth forming apparatus to 1 1 5 0 hands in an air atmosphere Was dissolved.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained single crystal thin film of lithium niobate were 0.3 mol% and 5 mol%, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the film was 5.155 A.
  • the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.233 ⁇ 0.0001.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 3 mol% and 2 mol; respectively.
  • the lattice constant (a-axis) of the thin film was 5.156 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 111 was 2.235 ⁇ 0.001.
  • Li Z C0 3 50 mol 3 ⁇ 4, V 2 0 5 40 mol ⁇ Nb z 0 5 10 mol 3 ⁇ 4 Addition of 45 mol% of Na 2 C 0 3 with respect to Li b 0 3 , MgO composition of the melt based on the theoretical amount of precipitated available-for LiNbO 3 from put mixture was added 7 mol% platinum Le Tsu Bo, the contents of the crucible was heated to 1100 in an air atmosphere in E Pitaki interstitial growth growing device Dissolved.
  • the amounts of sodium and magnesium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 2 mol% and 6 mol, respectively.
  • the lattice constant ( ⁇ axis) was 5.155 ⁇ , and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 m was 2.231 ⁇ 0.001.
  • the obtained single-crystal lithium niobate thin film is vertically polished on a 5 m wide gO diffusion channel, and a laser beam is incident on a single plane, and the output light is niffed. Observation of the field pattern confirmed that the laser beam was well confined on a 5 m wide MgO diffusion channel.
  • the obtained single-crystal lithium niobate thin film is vertically polished on a 5 / m-wide Ti undiffused channel, and the laser beam is incident on the end surface.
  • the laser beam was well confined on the Ti undiffused channel with a width of 5 m.
  • the melt was gradually cooled to 927 ° C at a cooling rate of 60 per hour, and the (0001) plane of the lithium tantalate single crystal was optically polished. After forming a 400 A thick Ni film, it was thermally diffused at 100 CTC, and then chemically etched to obtain a substrate material. This substrate material had an ordinary light refractive index increased by 1 as compared with a substrate material that does not diffuse Ni. While rotating the substrate material in the melt at 100 rpm, 7 It was immersed in the interrogation.
  • the amounts of sodium and neodymium contained in the obtained lithium niobate single crystal thin film were 1.2 mol% and 0.4 mol, respectively.
  • the lattice constant (a-axis) was 5,153 A, and the refractive index measured at an incident light wavelength of 1.15 rc was 2.232 ⁇ 0.001.
  • Portion to diffuse Cu other than channel portion and Chiya tunnel portion diffuses the MgO is nothing compared to the substrate material does not diffuse, the refractive index is respectively 10 X10- 3 decreases and 1 X '10 3 increased ordinary This base material was immersed in the melt for 11 minutes while rotating at 100 rpm.
  • the obtained lithium niobate single crystal thin film is vertically polished on a 5 i / m-wide gO diffusion channel, and the laser light is made to be incident on one side.
  • the laser beam was well confined on the MgO diffusion channel with a width of 5 ⁇ m.
  • the film thickness of the slab waveguide was adjusted to a phase matching film thickness of 2. ⁇ 0 ⁇ m ⁇ 0.05 m by ion beam lithography.
  • Both end faces of the channel waveguide obtained in (3) are mirror-polished by Hough polishing to enable light input and output from the end faces, and the second harmonic generation (S'H G) An element.
  • the SHG element made of the channel-type waveguide created in (4) above is connected to the semiconductor laser emission region and one of the channel-type waveguide. After precise alignment with the surface, the semiconductor laser chip and the SHG element were fixed on the silicon link using ultraviolet curing resin. -In addition, wires are bonded to the electrodes on the upper and lower surfaces of the semiconductor laser so that tail driving power can be supplied.
  • the operating voltage at which the output from the semiconductor laser was 48.0 mW was applied to the hermetically sealed package device fabricated using the SHG device composed of the LiNb03 thin film of the present invention in this manner.
  • the output of the second harmonic emitted from the glass window was 2.0 m3 ⁇ 4, and the output of the semiconductor laser was 0.1 mW, so that the second harmonic could be extracted efficiently.
  • Example 3 1
  • Both end faces of the channel-type waveguide obtained in (5) were mirror-polished by buff polishing to enable light to enter and exit from the end faces, thereby forming a second harmonic generation element.
  • Example 3 1 using a single-crystal thin film obtained in (3), and the SHG element.
  • Both ends of the slab-type waveguide obtained in (3) are mirror-polished by puff polishing to enable light to enter and exit from the end face, and the second harmonic generation element
  • the wavelength was 0.83 m
  • the SHG output was measured using a 40 mW semiconductor laser as the light source, and the results are shown in Table 2.
  • the output from the semiconductor laser was 48.0 mW in the hermetically sealed package type device produced using the second harmonic generation device composed of the lithium niobate single crystal thin film of the present invention.
  • the output of the second harmonic emitted from the glass window is 3.1 ⁇ in W.
  • the output of the semiconductor laser is 0.1 mW. I was able to take it out.
  • the melt was gradually cooled to 89 C at a cooling rate of 60 per hour.
  • the film thickness is 800 A-. Width 5 ⁇ m O fig 0 film by photolithography and RF sputtering. after form form the film thickness 400 a OCu film M g 0 part other than the film of the width 5 m, 1000.
  • the substrate was thermally diffused, and a material with a MgO diffusion channel with a width of 5 m was chemically etched to obtain a substrate material.
  • FIG. 4 shows an example of a non-X-ray diffraction pattern of the lithium niobate single crystal thin film obtained in the present invention, and shows the value of 20 of the five peaks of C 15 specific to lithium niobate and the conventional value.
  • Table 3 shows a comparison of the 26 ⁇ values of various lithium niobates.
  • i N b 0 3 single crystal of the present invention formed on its ⁇
  • the crystallinity of the thin film is greatly improved, and the nonlinear optical constant of L i X b 0 3 single crystal O is exhibited by approximately 100%.
  • L i ⁇ 'b 0 3 about twice the SHG output can be obtained ⁇ two than single crystal thin film formed by liquid phase Epitakisharu growth method under the conditions, iNDUSTRIAL APPLICABILITY
  • a lithium single crystal thin film of lithium niobate which has not been obtained in the past and has extremely excellent optical characteristics, and which is sufficiently thick to be used for an optical device, is formed on a lithium tantalate substrate. Practically forming Therefore, it is not only optimal as a constituent material of a thin-film waveguide SHG device, but also useful as a constituent material of an optical modulator and a multi-mode optical device.

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Description

明 細 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜とその製造方法 技 術 分 野
本発明は、 薄膜導波路型 S H G素子を始めとして、 各種光学材料 に好適な膜厚のニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜とその製造方法に関す る。 背 景 技 術
近年の光応用技術の進展に伴って、 レーザ光源の短波長化が要求 されている。
これは、 短波長化により、 記録密度、 感光感度を向上させること ができるためであり、 光ディ スク、 レーザープリ ンタ一等の光機器 分野への応用が考えられる。
このため、 入射する レーザ光の波長を 1ノ 2 に変換できる第 2高 調波発生 ( S H G ) 素子の研究が行われてきた。
かかる、 第 2高調波発生 ( S H G ) 素子としては、 従来高出力の ガス レーザを光源として、 非線形光学結晶のバルク単結晶が用いら れてきた。 しかし、 光ディ スク装置、 レーザプリ ンタ等の装置を小 型化する要求が強いこと、 ガス レーザは、 光変調のため、 外部に変 調器が必要であるのに対して、 半導体レーザは、 直接変調が可能で あること、 安価であることなどのために、 ガス レーザに代えて半導 体レーザが主として用いられるようになつてきた。 このため、 数 m W〜数十 m Wの低い光源出力で高い変換効率を得る必要から、 薄膜 導波路型の S H G素子が必要となってきた。 このような薄膜導波路型 S H G素子用の非線形光学材料としては- 従来ニオブ酸リ チウ ムバルク単結晶上に T i 等を拡散させるこ とに より、 屈折率を変化させた層を導波路としたものや、 タ ンタル酸リ チウム基板上に高周波スパ ッ タ法により形成させたニオブ酸リチウ ム単結晶薄膜を導波路としたものなどが知られているが、 何れも結 晶性に優れたニオブ酸リチウム単結晶薄膜を得ることが困難で、 高 い変換効率を得ることができなかった。
ところで、 結晶性に優れた単結晶薄膜を製造する方法として、 液 相ェビタキシ ャル法が好適であると考えられる。
ニオブ酸リチウム単結晶薄膜を得るための液相ェピタキシャル法 としては、 例えば、
1 ) 特公昭 5 1 — 9 7 2 0号公報、 および、
A p p l i e d P h s i c s
L e t t e r s , V o l . 2 6、 N o . 1 ,
J a n u a r y 1 9 7 5 P 8〜 1 0には、 タ ンタル酸リ チウム を基板として、 L i 2 0、 V z 05 をフラ ックスとして、 液相ェピ タキシャル成長法により光導波路用ニオブ酸リ チウ ム薄膜を形成し て、 光を導波させた例が記載されている。
また、 2 ) 特公昭 5 6 — 4 7 1 6 0号公報には、 L i 2 0、 V z 05 をフ ラ ッ ク スとして、 ェピタキシャル成長法により基板上に、 M gを舍有したニオブ酸リ チウム ' タンタル酸リ チウム固溶体薄膜 を形成する方法が記載されている。
しかしながら、 従来知られた液相ェピタキシャル法では、 結晶性 に優れたニオブ酸リチウム単結晶薄膜が、 タ ンタル酸リチウム基板 上に得られないばかりでな く、 特に S H G素子を製造するのに必要 な膜厚を持ち、 かつ伝搬損失の低いニオブ酸リチウム単結晶薄膜を 得る こ とが、 困難であり、 薄膜導波路型の S H G素子が実用化され たという例は知られていない。
前記薄膜導波路型の S H G素子を製造するのに必要な膜厚とは、 即ち入射させる レーザ光と第 2高調波との位相整合を行う ため、 波 長スの基本波長光と波長 λノ 2 の第 2高調波との実効屈折率を一致 させる事のできる膜厚のこ とであり、 特に、 タ ンタル酸リ チウム基 板上に形成させたニオブ酸リ チウム薄膜を用いて、 半導体レーザ用 S H G素子を作成する場合、 実効屈折率を一致させるためには、 5 m以上の厚さのニオブ酸リ チウム単結晶薄膜が必要とされている - また、 高出力の薄膜導波路型 S H G素子を得るためには、 基板と 薄膜導波層との屈折率差を大き く しなければならず、 基板の屈折率 を低下させる研究が行われており、
例えば、
3 ) 特公昭 S 6 3 — 2 7 6 8 1 号公報には、 タ ンタル酸リ チウム基 板に五酸化バナジゥムを拡散させて、 3〜 6 mの低屈折率の拡散 層を形成し、 その上にタ ンタル酸リチゥム単結晶層をェ ピタキ シャ ル成長させる技術が開示されている。
4 ) また、 特公昭 S 6 0 - 3 4 7 2 2号公報には、 酸化マグネ シゥ ム、 五酸化バナジウムを同時にタ ンタル酸リ チウム基板に添加し、 タ ンタル酸リ チウム単結晶層をェピタキ シャル成長させる技術が開 示されている。
しかしながら、 これらの技術では、 薄膜導波層と してタ ンタル酸 リ チウムを用いており、 タ ンタル酸リ チウム基板上にニオブ酸リ チ ゥム単結晶薄膜を形成するための技術ではない。
以上のよう に、 これまでは、 タ ンタル酸リ チウム基板上に S H G 素子をはじめとして光偏光器、 光スィ ツチなどの導波路型の光学デ バイ スを作成するために必要な膜厚で、 しかも光学特性の優れた二 ォブ酸リチウム単結晶薄膜を実用的に製造する方法はなかった。 そ こで本発明者等はこのような問題点を解決するために種々研究した このような問題が生ずるのは、 ニオブ酸リチゥム薄膜単結晶の格 子定数が、 タ ンタル酸リ チウム基板の格子定数と異なり、 液相ェピ タキシャル成長の結果、 結晶格子に歪みが発生するからであること を見出し、 これを解決するために、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の 格子定数を調整してタ ンタル酸リチウム基板の格子定数に整合 (格 子整合) させるこ とにより、 光伝搬損失が従来の薄膜より低く 、 ま た光デバイ スを製造するために充分な膜厚のニオブ酸リ チウム単結 晶薄膜を実用的に製造することができることを全く新規に知見した, さらに、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶とタ ンタル酸リ チウム基板 を格子整合させるための一つの手段として、 ニオブ酸リチウム単結
Θ ΗΗにナ ト リ ウムとマグネシウムを舍有させ、 ニオブ酸リ チウム単結 晶の光損傷 (強い光を照射すると結晶の屈折率が変化する こ と) を 防止して、 なおかつニオブ酸リチウム基板の格子定数を調整するこ とを新規に見出すに至った。
ところで、 前記ナ ト リ ウムの舍有に関しては、 5 ) J 0 u r n a 1 o f C r y s t a l G r o w t h 5 4 ( 1 9 8 1 ) 5 7 2— 5 7 6 に、 ニオブ酸リチウムにナ ト リ ウムを添加し、 液相ェピ タキシャル成長法により Y—カ ン ト のニオブ酸リ チウム基板上に膜 厚 20 mのナ ト リ ウム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を形成した 例力く、 またり I J o u r n a l o f C r y s t a l G r o t h 8 4 ( 1 9 8 7 ) 4 0 9 — 4 1 2にはニオブ酸リ チウムにナ ト リ ウムを添加し、 液相ェピタキ シ ャル成長法により Yカ ツ トのタ ンタル酸リ チウム基板上にナ ト リ ウム舍有ニオブ酸リ チゥム単結晶 薄膜を形成した例が記載されている。
しかし、 これらの文献にはナ ト リ ゥム舍有により ニオブ酸リ チウ ム単結晶の格子定数が変化する こ とは記載されている ものの、 S A W ( S u r f a c e A c o u s i c W a v e ) デノ、 'イ スに関 する技術であり、 光学特性やタ ンタル酸リ チウム基板と格子整合さ せる と光学特性に優れた膜が得られる こ とについては何ら記載され ていない。 またこれらの文献に示されたニオブ酸リ チウム単結晶薄 膜は S AWデバイ ス用であり、 前者の文献に記載された薄膜は基板 にニオブ酸リ チウムを用いている こ と、 また、 後者の文献に記載の 薄膜は、 タ ンタル酸リ チウム基板に形成されている ものの薄膜と基 板との格子整合がなされていないなどにより、 いずれも本願の目的 とする光学材料と しては使用する こ とができない。
また、 7 ) 米国特許 4 0 9 3 7 8 1 号には、 リ チウムフヱ ラ イ ト 膜を基板上に液相ヱピタキシャル成長法で形成する際、 リ チウムを ナ ト リ ウムで置換し、 格子定数を基板とマ ツチングさせ、 歪みのな いリ チウムフヱ ライ ト膜を形成する方法が記載されている。
しかしながら、 これは、 リ チウムフェラ イ トに関する技術であつ て、 本願の目的とする光学材料用と して使用する こ とはできない。
また、 8 ) 特開昭 S 5 2 — 1 4 2 4 7 7 号には、 結晶の開始を極 めて緩やかにする こ とにより、 無理な く 結晶を徐々に成長させ、 格 子歪みのない液相ェピタキシ ャル結晶を得る技術が記載されている。
しかしこの技術は、 半導体薄膜の製造技術であり、 本発明の意図 する光導波路と して好適な光学薄膜に閬する技術ではない。
このよう に、 前記 4 ) 〜 8 ) に挙げた技術は、 光学特性に優れた ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜に関するものではない。
ところで、 ニオブ酸リチウム単結晶薄膜を製造するにあたり、 従 来技術において頻繁に使用されているタ ンタル酸リ チゥム基板は、 S A Wデバイ ス用であるため、 光学用のタ ンタル酸リ チウム基板に 比べて結晶性が良く ないことが知られている。
このため、 この S A Wデバイ ス用タ ンタル酸リ チウム基板上に形 成されたニオブ酸リチウム単結晶薄膜は、 基板の結晶性を転写する ことから、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の結晶性を向上させに く い という問題が見られた。
さらに、 単結晶基板は、 平板彤状で使用した場合、 機狨的、 熱的 衝撃により比較的破損しやすく 、 特に液相ェビタキシャル成長法や 加熱スパッタ法などの加熱を伴うプロセスでは、 取扱が難しかった, 本発明者らは、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜に関する研究をさ ら に進め、 従来の平板形状の単結晶の代わりに、 ニオブ酸リ チウム単 結晶板上に単結晶薄膜を形成したものを基板とすることにより、 前 述の問題を解決できることを新規に知見し、 本発明を完成した。 発 明 の 開 示
本発明は、 タ ンタル酸リチウム基板上に形成されたニオブ酸リ チ ゥム単結晶薄膜であって、 該薄膜は前記タ ンタル酸リ チウム基板と 格子整合されてなり光伝搬損失が 1 . 4dB / cm以下である ことを特徴と するニオブ酸リ チウム単結晶薄膜、 およびニオブ酸リ チウム基板上 に、 単結晶薄膜からなる中間層が形成され.、 該中間層上には、 ニォ ブ酸リ チウム単結晶薄膜が形成されてなる こ とを特徴とするニオブ 酸リチウム単結晶薄膜と、
ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜とタ ンタル酸リ チウム基板を格子整 合させるための方法と して、
溶融体にタ ンタル酸リ チウム基板を接触させ、 ェピタキ シ ャル成 長により、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を育成させる方法であって 溶融体として、 主と して、 L i 2 0、 V 2 0 5 、 b 2 0 5 、 N a 2 0、 M g 0からなる組成物を用いる こ とにより、 ニオブ酸リ チウ ムの単結晶薄膜の a軸の格子定数とタ ンタル酸リ チウム基板の a 軸 の格子定数を整合させる こ とを特徴とするニオブ酸リ チウ ム単結晶 薄膜の製造方法を提案する ものである。
本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 タ ンタル酸リ チウ ム基 板上に形成され、 タ ンタル酸リ チウ ム基板と格子整合されてなる こ とが必要である。 こ の理由は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜とタ ン タル酸リ チウ ム基板が格子整合される こ とにより極めて優れた光学 的特性を有するニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜が従来技術では得られ ない厚い膜厚にて形成されるからである。 形成されたニオブ酸リ チ ゥム単結晶薄膜が極めて優れた光学特性を有する理由は、 ニォブ酸 リ チウム単結晶薄膜とタ ンタル酸リ チウム基板とが格子整合される こ とにより基板と一体化し、 格子の歪や結晶の欠陥などが極めて少 な く結晶性に優れ、 かつマイ ク ロク ラ ッ クなどのない高品質の膜で める力、りである。
従来技術においては、 基板との格子整合がとれた薄膜を作製する こ とができなかったため、 薄膜の結晶性が悪 く 、 また薄膜中にはマ イ ク 口ク ラ ッ クの発生が見られた。 そのため、 基板材料表面および 薄膜表面を研磨あるいは化学エ ノ チ ング等により平滑にするか、 あ るいは不純物混入割合の少ない高純度原料を使用する こ とで基板界 面および薄膜表面における散乱損失、 および不純物混入による吸収 損失をある程度低減させても、 結晶粒界での吸収 · 散乱損失あるい はマイ ク ロク ラ ッ クによる散乱損失が極めて大き く なるため、 光伝 搬損失は 3〜 5 dB/cm程度と大き く 、 光学的用途に使用できる もの ではなかった。
本発明において基板は、 結晶構造が、 六方晶であり、 その a軸の 格子定数が 5. 1 2 8〜 5. 1 7 3 Aなる範囲のものであれば使用 でき、 またその形状も平板状に限らず、 棒状、 繊維状、 バルク状な どの基体であっても構わない。
前記基板と しては、 例えば、 A 1 2 03 , Z n 0 , M g 0 , G d 3 G a 5 0 ,2> タ ンタル酸リ チウムなどが挙げられるが、 特に基板 としてはタ ンタル酸リ チウムが有利である。
この理由は、 前記タ ンタル酸リ チウム基板の結晶系は、 ニオブ酸 リ チゥム単結晶に類似しておりェビタキシャル成長させやす く 、 さ らに前記タ ンタル酸リ チウム基板は市販されているため、 品質のよ いものが安定して入手できるからである。
また、 本発明に用いるタ ンタル酸リ チウム基板としては、 種々 の 元素を舍有させ格子定数、 屈折率などを変化させたもの、 あるいは 表面を化学エ ッチングなどにより処理したものなどを用いる こ とが できる。
タ ンタル酸リ チウム基板のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜形成面の 面粗度は、 J I S B 0 6 0 1 、 Rnax = 3 0 0〜 1 0 0 0 Aであ る こ とが望ま しい。 この理由は、 Rraax の値を 3 0 0 Aより小さ く する こ とは極めて困難であり、 また Rmax の値が 1 0 0 0 Aより大 き く なる と、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の結晶性が低下するから である。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の a軸の格子定数は、 5. 1 2 8〜 5. 1 7 3 Aである こ とが望ま しい。 この理由は、 この範囲を外 れた場合ニオブ酸リ チウムと格子整合しないからである。
本発明のニオブ酸リチウム単結晶薄膜は、 プリ ズム結合法による 測定で、 波長 0 . 8 3 / mの半導体レーザ光に対する光伝搬損失が 1 . 4dB/cm以下であることが必要である。 この理由は、 伝搬損失が 1 . 4dB/ craを越えると本願の目的である種々の光学材料として使用でき ないからである。
光伝搬損失とは、 光が薄膜中を導波する際の、 光の進行方向単位 長さ当りの光光度低下割合を示すものであり、 これには散乱損失と 吸収損失が舍まれる。 散乱損失は、 基板と薄膜との界面の状態、 蓰 膜の表面状態および薄膜中のマイ ク ロク ラ ック等に依存する。
一方、 吸収損失は薄膜の特性にのみ関与するものであり、 薄膜の 結晶性や不純物混入割合等に依存する。
本発明のタ ンタル酸リ チウム基板は、 少なく とも表面の一部に異 種元素が舍有されてなることが望ま しい。
この理由は、 異種元素を舍有させることにより、 基板の屈折率を 変化させることができ、 基板と薄膜導波層との屈折率差を大き く す ることができ、 光導波路としての特性が向上するため、 特に S H G 素子に使用した場合、 S H Gの変換効率が向上するからである。
前記異種元素とは、 基板を構成する元素とは異なる元素を指す。 前記異種元素は、 金属元素が望ま しい。
前記異種元素は、 マグネシウム ( M g ) 、 チタ ン ( T i ) 、 バナ ジゥム ( V ) ク ロム ( C r ) 、 鉄 ( F e ) 、 ニ ッケル ( N i ) 、 ネオジム ( N d ) などから選ばれる少な く とも 1種が望ま しい。
本発明において、 前記タンタル酸リチウム基板の特定箇所に異種 元素を添加して、 導波路形成部分に、 屈折率が非形成部分に比べて 相対的に低いパターンを形成することにより、 該基板にニオブ酸リ チウム単結晶薄膜をスラブ状に形成するだけで、 前記パターン部分 に形成されたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜が導波路となり、 導波路 形成のための加工工程を省く ことができる。
前記タ ンタル酸リ チウム基板における異種元素の添加層は、 0 . 0 1 〃 m〜 2 0 〃 mが望ましい。
この理由は、 上記範囲では基板の結晶性を損ねることなく、 基板 の屈折率を変化させるこ とができるからである。
前記導波路形成部分の基板屈折率を、 非形成部分に比べて相対的 に低くする方法としては、
導波路形成部分の基板屈折率を下げるか、 非形成部分の基板屈折率 を上げることが望ましい。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の屈折率を上げる作用を有する異種 元素としては、 T i , C r , N d , F e , N i などが、 また屈折率 を下げる作用を有する異種元素としては、 M g , Vなどが有利であ る。
これらの元素は、 基板の薄膜形成に影響する特性、 例えば表面粗 度などを殆ど変化させずに、 その表面屈折率のみを変えられるため 通常の基板と同等の特性を有する薄膜を同様の条件にて製造するこ とができる。
また、 前記異種元素の表面部分での含有量は、 以下に示す組成範 囲が望ましい。
T i ; 0 . 2〜 3 0 モル%
C r ; 0 . 0 2 〜 2 0 モル%
F e ; 0 . 0 2 〜 2 0 モル%
N i ; 0 . 0 2 〜 2 0 モル% N d ; 0 . 0 2〜 1 0 モル%
M g ; 0 . 1 〜 2 0 モル%
V ; 0 . 0 5〜 3 0 モル%
上記の舍有量は、
異種元素ノ ( L i T a 0 3 +異種元素)
X 1 0 0、
で計算されたものである。
前記組成範囲が好ま しい理由は、 上記範囲より組成割合が多いと 基板の結晶性が低下してしまい、 また上記範囲より組成割合が少な いと屈折率が変化しないためである。
さらに、 前記異種元素の含有量は、 以下に示す範囲が好適である
T i ; 1 . 0〜 1 5 モル%
C r ; 0 . 2〜 1 0 モル%
F e ; 0 . 2〜 1 0 モル%
N i ; 0 . 2〜 1 0 モル%
N d ; 0 . 5〜 5 モル%
M g ; 2 . 0〜 1 0 モル%
V ; 1 . 0〜 1 5 モル%
上記の含有量は、
異種元素 Z ( L i T a 0 3 +異種元素)
X 1 0 0、
で計算されたものである。
また、 前記異種元素は、 タ ンタル酸リ チウム基板に、 原子、 ィォ ン、 酸化物など種々の形態で舍有させることができる。
本発明においては、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜とタ ンタル酸リ チウム基板とを格子整合させるための手段は限定されないが、 通常ニオブ酸リ チウムの a軸の格子定数は、 5 . 1 4 8 A、 タ ンタ ル酸リ チウム a軸の格子定数は、 5 . 1 5 4 Aであるため、 格子整 合の手段と しては、
ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜に異種元素を舍有させるか、 あるい はニオブ酸リ チウム単結晶中の L i / N b の比率 (モル比) を変え るこ とにより格子定数を大き く するか、 逆にタ ンタル酸リ チウム基 板に異種元素を舍有させるこ とにより、 格子定数を小さ く する方法 が有利である。
本発明において、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜とタ ンタル酸リ チ ゥム基板を格子整合させための異種元素としてはナ ト リ ウムとマグ ネシゥムが有利である。
前記ナ ト リ ゥムとマグネシウムをニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜中 に舍有させるこ とが有利である理由はナ ト リ ゥムおよびマグネシゥ ムのイ オ ン又は原子は、 ニオブ酸リ チウムの結晶格子に対する置換 あるいは ドーブにより、 ニオブ酸リ チウムの格子定数 ( a軸) を大 き く する効果を有するため、 ナ ト リ ウムとマグネシウムの組成を調 整するこ とにより、 容易に前記タ ンタル酸リ チゥム基板とニオブ酸 " チウム単結晶との格子整合を得る ことができ、 さ らにナ ト リ ウム やマグネシウムは光学特性を何らそこなう こ とがないだけでな く 、 マグネシウムについては光損傷を防止する という重要な効果をも有 するからである。 また、 前記ナ ト リ ウム、 マグネシウムを舍有させ る場合、 その含有量は、 ニオブ酸リ チウム単結晶に対して、 ナ ト リ ゥムについては 0. 1 〜14. 3モル%、 マグネシウムについては 0. 8 〜 10. 8モル%であるこ とが望ま しい。 その理由は、 ナ ト リ ウムの舍有 量が、 0. 1 モル%より少ない場合は、 マグネシウムの添加量の如何 に関わらず、 タ ンタル酸リ チウム基板と格子整合できるほど格子定 数が大き く ならず、 また 14.3モル%を越える場合は、 逆に格子定数 が大き く なりすぎ、 いずれの場合もタ ンタル酸リ チウム基板とニォ ブ酸リ チウム単結晶との格子整合が得られないからである。
また、 マグネシウムの含有量が、 0.8モル%より少ない場合は、 光損傷を防止する効果が不充分であり、 10.8モル%越える場合は、 ニオブ酸マグネシゥム系の結晶が析出してしま う ため、 舍有させる こ とができない。
前記ナ ト リ ウムおよびマグネシウムの含有量は、 それぞれ 0.3 〜 4.8 モル%および 3.5 〜 8.6 モル%である こ とが好ま し く 、 さ らに、 0.8 〜3.2 モル%および 4.5 〜5.7 モル%である こ とが好適である。
また、 本発明においては、 ニオブ酸リ チウム単結晶中の L i /N bの比率を変える こ とにより、 a軸の格子定数を大き く する こ とが できる。
前記 L iノ N bの比率 (モル比) は、 4 1 /5 9〜 5 6 /4 4で あるこ とが望ま しい。 その理由は、 上記範囲外では L i N b 3 0 u 、 L i 3 N b 04 等の結晶も折出するため、 光学特性に優れたニォ ブ酸リ チウム単結晶が得られないからである。
また、 前記タ ンタル酸リ チウム基板に含有させる異種元素は、 T iである こ とが望ま しい。
前記タ ンタル酸リ チウム基板に異種元素と して T iを舍有させる こ とが有利である理由は、 T i原子あるいはイオンはタ ンタル酸リ チウム基板の a軸の格子定数を小さ く する効果を有し、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜と格子整合させる こ とができるからである。
前記 T i の含有量は、 0. 2〜 3 0 m o l %である こ とが望ま し い。
この理由は、 上記範囲を外れた場合、 ニオブ酸リ チウム薄膜との 格子整合が困難だからである。
ところで、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を a軸の格子定数が、 5. 1 2 8〜 5. 1 5 0 Aの範囲の六方晶構造の単結晶基板と格子整合 させる場合は、 ニオブ酸リチウム単結晶薄膜中に T i を舍有させる ことが望ましい。
この理由は、 T i 原子あるいはイオンはニオブ酸リチウム基板の a軸の格子定数を小さ くする効果を有し、 基板と格子整合させるこ とができるからである。
また、 本発明のニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜には、 ク ロム ( C r ) 、 ネオジム ( N d ) 、 ロ ジウム ( R h ) 、 亜鉛 ( Z n ) 、 ニ ソ ケル ( N i ) 、 コ ノ ル ト ( C o ) 、 チタ ン ( T i ) 、 バナジウ ム ( V ) から選ばれる少なく とも 1種を舍有することが望ましい。 前記 R hの含有量は、 0 , 0 5〜 2 0 m o l %であるこ とが望ま しい。 こ の理由は、 前記 R hの含有量が 2 0 m o 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 0 5 m o 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 R hの含有量は、 なかでも 0 , 1 m 0 I %〜 1 G m 0 1 %が好適である。
前記 Z nの舍有量は、 0. 0 2〜 3 0 m o l %であることが望ま しい。 こ の理由は、 前記 Z nの含有量が 3 0 m o 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 0 2 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 Z nの含有量は、 なかでも 0. 5 m o 1 %〜 1 5 m 0 1 %が好適である。
前記 N i の含有量は、 0. 1 0〜 2 0 m 0 1 %であることが望ま しい。 この理由は、 前記 N i の含有量が 2 0 m 0 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 1 0 m 0 I %よ り低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 N i の含有量は、 なかでも 1 . O m o 1 %〜 1 0 m 0 1 %が好適である。
前記 C o の含有量は、 0. 0 5〜 2 O m o 1 %である こ とが望ま しい。 この理由は、 前記 C oの含有量が 2 O m o 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 0 5 m 0 1 %よ り低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 C o の含有量は、 なかでも 0. l m o 1 %〜 1 0 m 0 1 %が好適である。
前記 C r の舍有量は、 0. 0 2〜 2 0 m o l %である こ とが望ま しい。 この理由は、 前記 C r の含有量が 2 O m o 1 %を越える場合 は、
ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであり、 また 0. 0 2 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しないから である。 前記 C r の含有量は、 なかでも 0. 2 m 0 1 %〜 : i 0 m o 1 %が好適である。
前記 T i の舍有量は、 0. 2〜 3 0 m 0 1 %である こ とが望ま し い。 この理由は、 T i の含有量が 3 O m o 1 %を越える場合は、 二 ォブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであり、 ま た 0. 2 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しないからであ る。 前記 T i の含有量は、 なかでも 1. 0 m 0 1 %〜 1 5 m 0 1 % ^、 f適 ある。
前記 N dの含有量は、 0. 0 2〜 : L 0 m o l %である こ とが望ま しい。 この理由は、 N dの含有量が 1 O m o 1 %を越える場合は、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであり、 また 0. 0 2 m o 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しないから である。 前記 N dの含有量は、 なかでも 0. 5 m o l %〜 5 m o 1 %が好適である。
前記 Vの含有量は、 0. 0 5〜 3 0 m 0 1 %であることが望まし い。 この理由は、 前記 Vの含有量が 3 0 m o 1 %を越える場合は、 ニオブ酸リ チウ 単結晶薄膜中に構造の異なる結晶が析出して光学 的特性が低下するからであり、 また 0. 0 5 m 0 1 %より低い場合 は屈折率が殆ど変化しないからである。 前記 Vの含有量は、 なかで も 1. O m o i %〜 l 5 m o 1 %が好適である。
なお、 前記含有量はニオブ酸リ チウム単結晶に対する異種元素の m 0 1 %で表わされている。
ところで、 前記ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜導波層に前記 C r , N d , T i , V , R h , Z n , i , C oなどの異種元素を舍有さ せた場合、 前記ニオブ酸リチウム単結晶薄膜の格子定数と屈折率が 同時に変化するため、 必要に応じて前記異種元素の含有量を調整す る こ とが望ま しい。
また、 特に本発明においては、 ニオブ酸リチウム単結晶薄膜の成 長面として、 タ ンタル酸リ チウム基板の ( 0 0 0 1 ) 面を使用する こ とが望ま しい。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の ( 0 0 0 1 ) 面は、 タ ンタル酸リ チウムの c軸に垂直な面を指す。
ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の成長面として、 タ ンタル酸リ チゥ ム基板の ( 0 0 0 1 ) 面を使用することが望ましい理由は、 前記タ ンタル酸リ チウムは、 結晶構造が六方晶 (第 1図参照) であり、 前 記 ( 0 0 0 1 ) 面は a軸のみで構成されるため、 a軸の格子定数を 変えるだけでニオブ酸リチゥム単結晶薄膜と、 格子整合させること ができるからである。
更に、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の格子定数 ( a軸) は、 前記タ ンタル酸リ チウム基板の 99.81 〜 100.07%である こ とが望ま し く 、 99.92 〜100.03%が好適である。
例えば、 タ ンタル酸リ チウム基板の格子定数が、 5. 1 5 3 Aで ある場合、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の格子定数 ( a軸) は、 5 1 5 0〜 5. 1 5 5 Aである こ とが好適である。
この理由は、 前記格子定数の範囲を外れる と、 タ ンタル酸リ チウ ム基板とニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の格子定数を整合させ難く 、 光学材料と して使用可能な光学特性の優れたニオブ酸リ チウム単結 晶薄膜を充分に厚く 形成する こ とができないからである。
また、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の厚さは、 5 // m以上が 望ま し く 10 m以上が特に望ま しい。
本発明においては、 格子定数の測定は、 通常の粉末 X線回折によ り行われる。
格子定数は、 C u — 2 e = 4 5〜 9 0 ° に検出されるニオブ酸リ チウムの 1 5本のピークの 2 の値とその面指数を用い最小二乗法 により算出する。 なお測定においては S i を内部標準と して使用す る。
次に本発明の製造方法について説明する。
本発明は、 溶融体にタ ンタル酸リ チウム基板を接触させ、 ェビタ キシャル成長により、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を育成させる方 法であって、 溶融体と して、 主として、 1 2 0、 ' 2 05 、 1\' 1) 2 05 、 N a 2 0、 M g 0からなる組成物を用いる こ とにより、 二 ォブ酸リ チウムの単結晶薄膜の a軸の格子定数とタ ンタル酸リ チウ ム基板の a軸の格子定数を整合させる こ とを特徴とするニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の製造方法である。
本発明によれば、 タ ンタル酸リ チウ ム基板上にニオブ酸リ チウ ム 単結晶薄膜を析出させる際、 液相ェピタキシャル成長法に用いる溶 融体が主として L i 2 〇、 V z 0 5 、 N b 2 0 5 、 a 2 0、 M g 0からなる こ とが必要である。
この理由は、 前記 L i 2 0 と V 2 0 5 は、 フ ラ ッ ク ス と して作用 して、 ニオブ酸リ チウム単結晶の液相ェピタキシャル成長を実現で きる。
また、 ナ ト リ ウムとマグネ シウムはニオブ酸リ チウム単結晶薄膜 に含有させる こ とにより、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜 O a軸の格 子定数を大き く する効果を有し、 ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の a 軸の格子定数を、 タ ンタル酸リ チウム基板の a軸の格子定数に合わ せる こ とができ るため、 低伝搬損失で厚い膜厚を有するニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得る ことができる。
ナ ト リ ウムとマグネシウムを同時に舍有させる理由は、 M g のみ では、 格子整合させる こ とができす、 また N a のみでは、 格子整合 は可能であるが、 光損傷を防止する こ とができないからである。
M g には光損傷を防止する効果があるため、 光学材料には好適て ある。
このよう に本発明ではニオブ酸リ チウムに単結晶薄膜にナ ト リ ウ ム とマグネ シウ ムを含有させる ことが必要であり、 溶融体の組成と しては、 格子整合を容易に行わせるために N a 2 0 と M g Oを舍む 前記溶融体組成が必要になる。
前記ナ ト リ ウ ム、 マグネ シウ ムがニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜中 に舍有されるこ とにより、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の a軸の格 子定数が大き く なる力く、 これは、 ナ ト リ ウム、 マグネシウムイ オン あるいは原子が、 ニオブ酸リ チウ ム結晶格子に ドープされるか、 あ るいはニオブ酸リ チウ ム結晶格子を構成するイ オ ンあるいは原子と 置換される こ とに起因する。
また、 本発明においては、 タ ンタル酸リ チウ ム基板の a軸の格子 定数を、 異種元素を添加して調整する こ とによ り 、 ニオブ酸リ チウ ム結晶の a軸の格子定数に合わせる こ とによ り格子整合を行う こ と ができ る。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の a軸の格子定数を小さ く する方法 と しては、 T i を舍有させる こ とが望ま しい。
こ の理由は、 T i 原子、 あるいはイ オ ンは、 タ ンタ ル酸リ チウ ム 基板の a軸の格子定数を小さ く する効果を有するからである。
前記 T i 原子、 あるいはイ オ ンを舍有させる場合、 その舍有量は、 タ ンタル酸リ チウム単結晶に対して 0 . 2 〜 3 0 モル%である こ と が望ま しい。
その理由は、 T i の含有量が 0 , 2 モル%よ り少ない場合は、 二 ォブ酸リ チウム単結晶と格子整合できるほど格子定数が小さ く な ら ず、 また 3 0 モル%を越える場合には、 逆に格子定数が小さ く なり すぎ、 いずれの場合もタ ンタル酸リ チウム基板とニオブ酸リ チウ ム との格子整合が得られないからである。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の製造方法と しては、 C Z (チ ヨ ク ラルスキー) 法が望ま しい。
また、 原料と しては、 例えば炭酸リ チウム、 五酸化タ ンタル、 酸 化チタ ン、 五酸化バナジウムが挙げられる。
前記原料を、 イ リ ジウ ムるつぼあるいは、 白金— ロ ジウ ムるっ 中で加熱溶解させ、 タ ンタル酸リ チウム単結晶を引き上げる こ と力; 有利である。 前記るつぼは、 イ リ ジウ ムの方が、 結晶中に不純物が混入しない ので光学材料の作成には望ま しい。
また、 前記タ ンタル酸リ チウム基板の a鈾の格子定数は、 ナ ト リ ゥムなどの異種元素の添加により大き く する こ とができる。
また、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜と前記タ ンタル酸リ チウ ム基板の a軸の格子定数を同時に変化させ、 格子整合させる こ とが 好ま しい。
この理由は、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の a軸の格子定数を大 き く し、 またタ ンタル酸リ チウム基板の a軸の格子定数を小さ く す る ことにより、 基板や薄膜に舍有される異種元素の量を低減させる こ とができ、 結晶性を向上させる こ とができるからである。
本発明においては、 タ ンタル酸リ チウム基板として、 タ ンタル酸 リ チウム単結晶薄膜が形成されたニオブ酸リ チウム基板を使用でき る。
前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶基板上に、 中間層と してタ ンタ ル酸 リ チウ ム単結晶薄膜を形成するこ とにより 、 ニオブ酸リ チウム単結 晶基板の結晶性をタ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜に転写させ、 前記 タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜にニオブ酸リ チウム単結晶基板と同 等の結晶性を持たせる こ とができる。
前記ニオブ酸リ チウム単結晶基板は、 光学グレー ドである こ とが 望ま しい。
前記タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜が形成されたニオブ酸リ チウ ム単結晶基板を製造する方法と しては、 高周波スパッタ、 液相ェピ タキシャル成長法などが挙げられるが、 特に液相ェピタキ シ ャル成 長法が好適である。
こ の理由は、 結晶性のよいタ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜が得ら れる こ と、 また、 液相ェビタキシ ャル成長法の方がニオブ酸リ チウ ム単結晶基板の結晶性を転写させ易いからである。
また、 ニオブ酸リ チウム単結晶基板の格子定数を前記タ ンタル酸 リ チウム単結晶薄膜の格子定数に整合させる こ とが、 高品質の結晶 が得られるため望ま し く 、 このための方法と して、
1 ) ニオブ酸リ チウム基板に N a , M gなど異種元素を添加して- a軸の格子定数を大き く し、 公知の方法にてタ ンタル酸リ チウム単 結晶薄膜を形成して格子整合させる方法、
2 ) ニオブ酸リ チウム基板上にタ ンタル酸リ チウム単結晶蘀膜を 形成する際、 タ ンタル酸リ チウム単結晶に T i を添加し a 軸の格子 定数を小さ く して格子整合させる こ とが望ま しい。
本発明のタ ンタル酸リ チウム基板の少な く とも表面の一部に異種 元素を含有させる こ とが望ま しい。
前記異種元素の添加方法と しては、 熱拡散、 イ オ ン交換、 イ オ ン 注入法などの他に、 液相ェピタキシャル成長法、 タ ンタル酸リ チウ ムバルク単結晶の原料中に予め異種元素を混合してお く 方法、 など を用いる こ とができる。
前記異種元素の熱拡散のために基板を加熱した後、 加熱状態のま ま、 液相ェピタキシ ャル成長用の溶融体に接触させる こ とが望ま し い。
この理由は、 熱拡散の後冷却させ、 再度液相ェビタキ シ ャル成長 のために基板を加熱する と、 基板の結晶性が低下するからである。 前記熱拡散は、 溶融体の加熱時に同一炉内にて、 予備加熱と同時 に行う こ とが好ま しい。
前記熱拡散は、 8 5 0 て〜 1 0 0 0 てである こ とが望ま しい。
この理由は、 8 5 0 'Cより低い温度では、 拡散が起きず、 また、 1 0 0 0てより高い温度では、 基板の結晶性が低下し、 また i の 外拡散が生じるからである。
前記熱拡散に要する時間は、 0. 5〜 2 0時間が望ましい。
本発明の製造方法においては、 基板を溶融体に接触させる前に、 タ ンタル酸リ チウム基板を予め予備加熱しておく ことが望ま しい。 この理由は、 前記タ ンタル酸リ チウ ム基板は、 非常に熱衝撃に弱い 力、りである。
前記予備加熱時間は、 2 0〜 6 0分であることが望ましい。
また前記予備加熱は、 溶融体表面から 5〜 1 5 mmの位置にて行 う ことが望ま しい。
また、 前記熱拡散、 イ オ ン交換、 イオン注入法を使用した場合は 異種元素の拡散層が形成されるが、 前記拡散層は、 0. 0 1 / π!〜 2 0 〃 mであることが望ま しい。
この理由は、 拡散層の厚さが 0. 0 1 ; m未満であると、 異種元 素が拡散されていない基板部分にまで拡がる導波光の割合が多 く な るため、 基板として要求される屈折率を満足することができず、 2 0 mを越えると、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の結晶性が低下し て、 光導波路として十分な特性が得られないからである。
また、 本発明における、 N a 2 0 , M g 0を除いた、 L i z 〇、 V 2 05 、 N b z 05 の組成範囲としては L i 2 0 - V 2 05 - N b z 05 の 3成分系の三角図において、 A ( 8 8. 9 0 , 2. 2 2 8. 8 8 ) . B ( 5 5. 0 0 , 4 3. 0 0 : 2. 0 0 ) . C ( 4 6 5 0 , 5 1. 5 0 , 2 , 0 0 ) . D ( 1 1. 1 1 , 8 0 , 0 0 , 8 8 9 ) . E ( 3 7. 5 0 , 5. 0 0 , 5 7. 5 0 ) の 5組成点で囲 まれる領域で示される組成範囲内にあることが有利である。
前記組成点は、 ( L i 2 0のモル%, V 2 05 のモル%, NT b z 05 のモル% ) を指す。
このよう な組成範囲にする こ とが有利な理由は、 ナ ト リ ウムとマ グネ シゥムによるニオブ酸リ チウム単結晶薄膜とタ ンタル酸リ チウ ム基板との格子整合が容易になり、 得られるニオブ酸リ チウム単結 晶薄膜の光学的特性が優れており、 特に光伝搬損失が低く 、 良質な ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得る こ とができるからである。
また、 前記 N a 2 〇, M g 0を除いた、 L i 2 0、 V , 05 , N b 2 05 の組成範囲と しては L i 2 0— V 2 05 — N b 2 0 & の 3 成分系の三角図において、 F ( 4 9. 4 9 , 4 5. 4 G , 5. 0 5 ) 、 G ( 1 1. 1 1 , 8 0 , 0 0 , 8. 8 9 ) . ίϊ ( 2 . S i , 2 2. 9 4 , 3 4. 2 5 ) の 3組成点で囲まれた組成割合である こ とが好ま し く 、 また、 前記 L i 2 0 - V 2 05 - N b 0 s の組成 範囲は、 3成分系の三角図において、 I ( 4 7. 6 4 , 4 6. 1 2 , 6. 2 4 ) . J ( 2 7. 0 1 , 6 4. 6 9 , 8. 3 0 ) . K ( 3 6. 7 1 , 3 7. 9 7 , 2 5. 3 2 ) 、 L ( 4 4. 0 5 , 3 2. 9 7 , 2 2. 9 8 ) の 4組成点で囲まれる範囲が好適であり、 さ ら M ( 4 5. 3 6 , 4 6. 4 5 , 8. 1 9 ) Ν Ν ( 3 2. 8 9 , 5 7. 0 5 , 1 0. 0 6 ) 、 0 ( 3 6. 7 1 , 4 4. 3 0 , 1 8. 9 9 ) 、 Ρ ( 4 4. 9 5 , 4 0. 5 4 , 】 4. 5 1 ) の 4組成点で囲まれる 範囲が最適である。
また、 本発明における N a 2 0の組成割合と して、 モル比で N a
2 0/L i z 0力く、 2. 0 / 9 8. 0〜 9 3. 5 / 6. 5を満たす 範囲である こ とが望ま しい。
この理由は、 前記モル比の範囲から N a z 0の割合が外れる場合、 タ ンタル酸リ チウム基板とニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を格子整合 させる こ とが困難なためである。 前記 N a 2 0の組成割合として、 モル比で N a z 0 / L i z 0が 7. 4 / 9 2. 6〜 8 0. 0 / 2 0. 0を満たす範囲であることが 望ましく、 1 6. 7 / 8 3. 3〜 4 8. 4 / 5 1 . 6を潢たす範囲 であることが好適である。 また、 M g Oの組成割合として、 モル比で M g 0/ニオブ酸リチ ゥムの値が、 0. 1 9 9. 9〜 2 5. 0 / 7 5. 0を潢たす組成 範囲であることが望ましい。 前記ニオブ酸リチウムとは溶融体組成 から折出可能なニオブ酸リ チウムの理論量を意味する。
この理由は、 前記範囲より M g 0の割合が低い場合は、 の光 損傷防止効果が不充分で、 上記範囲より M g 0の割合が高い場合は ニオブ酸マグネシウム系の結晶が折出して、 ニオブ酸リチウム単結 晶薄膜が得られないからである。
更に、 M g Oの組成割合として、 モル比で M g 0/ニオブ酸リチウ ムの値が、 0. Ί Ζ Ι Ο Ο Θ . 0 Z 1 0 0を満たす組成範囲であ ることが好まし く、 3. 5ノ 1 0 0〜 6. 0 Z 1 0 0を満たす組成 範囲であることが好適である。
また、 特に L i 2 0、 N b z O 5 力く L i 2 O / N b 2 O 5 > 1 を 満たす組成範囲では、 M g Oの組成割合として、 モル比で M g O/' N b 2 05 が、 0. 2 / 9 9. 8〜 4 0. 0 / 6 0. 0を満たす範 囲であることが望ま しい。
また前記、 M g Oの組成割合として、 モル比で M g OZN b z 0 5 力 0. 7 / 5 0. 0〜 9 , 0 / 5 0. 0を満たす範囲であるこ とが好まし く 、 3. 5 / 5 0. 0〜 6. 0 / 5 0. 0を満たす範囲 であることが好適である。
本発明における原料組成物は、 その酸化物としての組成割合が、 前記組成範囲内になるように選択される力 原料成分と しては酸化 物、 も し く は加熱により酸化物に変化する化合物が望ま し く 、 例え ば N a 2 C 0 3 、 N b 2 0 5 、 L i 2 C 0 3 、 V z 0 5 、 g 0 . N a b 0 3 、 N a V 0 3 、 L i N b 0 3 、 L i V 0 3 の組成物な どが挙げられる。 前記原料成分は、 6 0 0〜 1 3 0 0 てで加熱溶 融される こ とが望ま しい。 また、 前記加熱溶融は、 空気雰囲気下あ るいは酸化雰囲気下で行う こ とが望ま しい。
本発明によれば、 前記溶融体を過冷却状態と した後、 タ ンタル酸 リ チウ ム基板を接触させ、 育成させる こ とが望ま しい。
前記溶融体を過冷却状態とするための冷却速度は、 0 . 5〜 3 0 0 てノ時である こ とが望ま しい。
また、 液相ェピタキシャル成長終了後、 0 . 5〜 3 0 0 て /時で 冷却させる こ とが望ま しい。
前記冷却は、 4 0 0 てから指数関数的に冷却させる こ とが好ま し い。
また、 タ ンタル酸リ チウム基板のキュ リ ー点の温度では、 一定時 間温度を保つか、 0 . 1〜 5 'Cノ分の速度で冷却させる こ とが望ま しい。
この理由は、 前記キュ リ 一点における結晶の相転移に伴う ク ラ ッ ク の発生を防止でき るからである。
前記タ ンタル酸リ チウ ム基板のキュ リ ー点は、 異種元素を舍有さ せる こ とにより変化するが、 一般には 6 5 0 てである。
前記育成のための温度は、 6 0 0〜 1 2 5 O 'Cである こ とが望ま しい。 こ の理由はニオブ酸リ チウ ムの融点が 1 2 5 0 ΐであり、 こ れ以上の温度では、 結晶が折出せず、 また、 6 0 0 て は、 溶融剤 ( L i z 0— V 2 0 5 ) の融点であるため、 これより低い温度では、 原料を溶融体とすることができないためである。
また、 前記溶融体は、 液相ェピタキシ ャ ル成長させる前に 6〜 4 8時間攪拌しておく ことが望ましい。
こ の理由は、 攪拌時間が短い場合、 溶融体中に溶解しき らない結 晶核が存在し、 こ の結晶核を中心に結晶成長するため、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の表面に凹凸が発生し結晶性が低下するからであ る。
本発明においては、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の成長面として. タ ンタル酸リ チウム基板の ( 0 0 0 1 ) 面を使用することが望ま し い。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の ( 0 0 0 1 ) 面とは、 タ ンタル酸 リ チウムの C軸に垂直な面を指す。
ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の成長面として、 タ ンタル酸リ チウ ム基板の ( 0 0 0 1 ) 面を使用することが望ましい理由は、 前記タ ンタル酸リ チウムは、 結晶構造が六方晶 (第 1 図参照) であり、 前 記 ( 0 0 0 1 ) 面は a軸のみで構成されるため、 前記 ( 0 0 0 1 ) 面を成長面とすることで、 ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の a軸の格 子定数を変えるだけで、 格子整合できるからである。
また、 本発明においては、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の a 軸の格子定数を、 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の a铀の格子定 数は、 前記タ ンタル酸リチウム基板の 9 9 . 8 1 〜 1 0 0 . 0 7 % にすることが望ま しい。 前記格子定数の範囲を外れた場合、 タ ンタ ル酸リ チウ ム基板とニオブ酸リチウム単結晶薄膜の a軸の格子定数 の相違が大き く なり、 ニオブ酸リチウム単結晶薄膜の結晶格子に歪 みが発生するため、 光学材料として使用可能なニオブ酸リ チウム単 結晶 ¾膜を充分に厚く形成できないからである。 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の a軸の格子定数は、 前記タ ン タル酸リ チウム基板の a軸の格子定数の 9 9. 9 2 〜 1 0 0. 0 3 %にする こ とが好適であり、 例えば、 タ ンタル酸リ チウム基板の a 軸の格子定数が 5. 1 5 3 8 人の場合、 ニオブ酸リ チウム単結晶の a軸の格子定数は、 5. 1 5 0 〜 5. 1 5 5 Aの範囲が好適である, 前記育成の際には、 タ ンタル酸リ チウム基板を回転させる こ とが 望ま しい。 これは、 タ ンタル酸リ チウム基板を回転させる こ とによ り、 特性及び膜厚が、 均一な結晶ができるからである。
また、 前記基板の回転は、 水平状態にて行われる こ とが望ま しい < 前記回転速度は、 5 0〜 1 5 0 r p mである ことが有利である。 また、 前記タ ンタル酸リ チウム基扳は、 少な く とも片面は、 光学 研磨されている こ とが望ま しい。
また、 前記タ ンタル酸リ チウム基板は、 エ ッ ジが面取り されてい るこ とが望ま しい。 この理由は、 エ ッ ジが面取り されていない場合、 ェ ッ ジ部分に微細なきずができ、 熱衝撃でク ラ ッ クが発生するから である。
前記面取り は、 R面、 C面いずれでもよい。
前記タ ンタル酸リ チウム基板の厚みは 0. 5 〜 2. 0 m mである こ とが望ま しい。
この理由は、 0. 5 m mより薄い基板は、 ク ラ ッ クが発生しやす く 、 2. 0 m mより厚い基板は、 焦電効果 (加熱による放電効果) が問題となり、 加熱や研磨により帯電するため、 研磨屑などが付着 してスク ラ ツチが発生し易いからである。
本発明においてはタ ンタル酸リ チウム基板と溶融体との接触時間、 溶融体の温度を適当に選択する こ とにより、 タ ンタル酸リ チウム基 板上に折出するニオブ酸リ チウム基板上に析出するニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の厚みを制御する こ とができる。
本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の成長速度は、 0 . 0 1〜 1 . 0 mノ分が望ま しい。
上記範囲より成長速度が速い場合、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜 にうねりが発生し、 また、 上記範囲より成長速度が遅い場合、 蔼膜 の育成に時間がかかりすぎるからである。
本発明においては液相ェビタキ シャル成長の後、 タ ンタル酸リ チ ゥム基板、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の表面からフラ ッ クスを除 去する こ とが望ま しい。
フ ラ ッ クスが残留する と、 膜厚が不均一になるからである。
前記フ ラ ッ クスの除去は、 タ ンタル酸リ チウム基板に形成された ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を 1 0 0〜 1 0 0 0 0 r p mで回転さ せるこ とにより行われる こ とが有利である。
前記回転に要する時間は、 5〜 6 0分である こ とが好ま しい。 本発明においては、 溶融体組成と して、 L i z 0、 V 2 05 、 Ντ b 2 05 、 N a z 0、 M g Oの他に、 N d , R ; Z n , N i : C o , T i , C r などから選ばれる元素の酸化物を使用できる。
前記 N d , R h , Ζ η , Ν i , C o , Τ i , C r などの元素を添 加する こ とにより、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の屈折率や格子定 数を変える こ とができる。
また、 タ ンタル酸リ チウム基板の a軸とニオブ酸リ チウムの a軸 の格子定数を整合させる方法と して、 K 2 0および V z 05 をフラ ッ ク スと して用い、 折出するニオブ酸リ チウム単結晶中の L i . b のモル比率を変化させるこ とにより、 a軸の格子定数を大き く し 格子整合させる こ とができる。
このための方法として、 主と して K 2 0、 V ζ 05 、 L i 2 〇、 N b 2 05 からなる溶融体にタ ンタル酸リ チウム基板を接触させ、 ェピタキ シャル成長させる方法が望ま しい。
前記 L i 2 0、 N b z 05 の組成割合は、 L i 2 0 / N b 2 05 の値がモル比で 4 3 / 5 7〜 5 6 / 4 4を満たす範囲が望ま しい。 また、 K2 0、 V 2 05 の組成割合は、 前記 Κ2 0および V2 05 からなるフラ ッ クス ( K V 03 ) ノ析出可能なニオブ酸リ チウム単 結晶の理論量の値がモル比で 2 5ノ7 5〜 7 5ノ2 5を満たす範囲 である こ とが望ま しい。
前記溶融体には、 M g Oぁるぃは ^τ a 2 0を舍有してなる こ とが 望ま しい。
前記 M g 0は、 ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜結晶の a軸の格子定 数を大き く でき、 光損傷を防止でき るからである。
また、 N a 2 0を舍有させる理由はニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜 結晶の a軸の格子定数を大き く できるからである。
前記 M g Oの舍有量は、 M g O/折出可能なニオブ酸リ チウ ム単 結晶の理論量の値が 0. 0 1ノ 1 0 0〜 3 0ノ 1 0 0を満たす範囲 である こ とが好ま しい。
この理由は、 上記範囲ではニオブ酸リ チウム単結晶の結晶構造が 破壊されずに光損傷を防止できるからである。
ところで、 本発明においてニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を a軸の 格子定数が 5. 1 2 8〜 5. 1 5 0 Aの範囲の六方晶構造の単結晶 基板と格子整合させる場合は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜中に T i を舍有させる こ とが望ま しい。 こ の理由は、 T i原子あるいは イ オ ンはニオブ酸リ チウム基板の格子定数を小さ く する効果を有し、 基板と格子整合させるこ とができるからである。
このための方法と して、 主と して、 L i z 0、 V z 05 、 b z 05 、 T i 02 からなる組成物を用いることにより、 ニオブ酸リ チ ゥムの単結晶薄膜の a軸の格子定数と基板の a軸の格子定数を整合 させる方法が望ましい。
前記 L i 2 0、 V z 05 、 N b z 05 の組成範囲と しては L i 2 0 - V 2 05 - N b 2 05 の 3成分系の三角図において、 A ( 8 8 9 0 , 2. 2 2 , 8. 8 8 ) . B ( 5 5. 0 0 , 4 3. 0 0 , 2. 0 0 ) . C ( 4 6. 5 0 , 5 1. 5 0 , 2. 0 0 ) . D ( 1 1. 1 1 , 8 0. 0 0 , 8. 8 9 ) . E ( 3 7. 5 0 , 5. 0 0 , 5 7. 5 0 ) の 5組成点で囲まれる領域で示される組成範囲内にある こと が望ま しい。
また、 T i 0 z の量は、 溶融体組成から折出可能なニオブ酸リ チ ゥム単結晶の理論量に対して 0. 2〜 6 0モル%添加するこ とが有 利である。
ところで、 一般にニオブ酸リ チウムやタ ンタル酸リ チウム単結晶 が、 電気光学効果、 非線形光学効果など光学的に有用な諸特性を持 つためには、 その製造工程にて、 キュ リー点以上の温度に加熱して 電界をかけ、 結晶をポーリ ング (分極) させることが必要である。
また、 異種元素を舍有させたニオブ酸リ チウムゃタ ンタル酸リ チ ゥムなどの単結晶は容易にポーリ ングできないことが知られている しかしながら、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 基板で あるタ ンタル酸リ チウムが分極状態であっても、 また分極反転によ り電気的に中和されていても、 常に分極された状態にあり、 極めて 優れた電気光学効果、 非線形光学効果などの諸特性を示す β
このため、 本発明のニオブ酸リチウム単結晶薄膜とタ ンタル酸リ チウム基板は、 ポーリ ング工程を必要としないため、 製造工程が簡 単て、 またボーリ ング工程が不要であることから従来は使用が困難 であった異種元素を舍有したタ ンタル酸リ チウム基板を使用できる という利点を持つ。
以上のよう に、 タ ンタル酸リ チウム基板上に形成されたニオブ酸 リ チウム単結晶薄膜は、 光導波路と して好適な性質を持ち、 なおか つ従来より も厚い膜が得られるため、 薄膜導波路型 S H G素子の構 成材料と して最適であるだけでな く 、 光偏向器、 光変調器、 マルチ モ一ドの光デバィ スに使用できる。
本発明のもう一つのニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 ニオブ酸リ チゥム単結晶基板表面に形成された単結晶薄膜からなる中間層上に 形成されてなる こ とが必要である。
この理由は、 ニオブ酸リ チウム単結晶基板上に、 中間層と して単 結晶薄膜を形成する こ とにより、 ニオブ酸リ チゥム単結晶基板の結 晶性を中間層である単結晶薄膜に転写させ、 前記中間層にニオブ酸 リ チウム単結晶基板と同等の結晶性を持たせる こ とができ るからで ある。
また、 平板状の単結晶を基板とする場合より も、 機狨的、 熱的 ί: 撃に強く 、 なおかつ市販の単結晶基板よ り結晶性の優れたニォブ リ チウム単結晶薄膜の担体を得る こ とができ、 平板状 0基板が得 れに く い単結晶材料でも基板として使用するこ とができるため、 光 デバイ ス設計の際、 材料の制限が緩和される。
前記基板と してニオブ酸リ チウムが望ま しい理由は、 該基板は、 市販されているため、 入手しやす く 、 機狨的、 熱的衝撃に強く 、 荡 膜形成工程における破損のおそれが、 殆どないためである。
前記二ォブ酸リ チゥム単結晶基板は、 光学グレ一ドである こ とか 望ま しい。
前記光学グレー ドのニオブ酸リ チウム単結晶とは、 鉄などの不純 物の含有量 2 P p m以下、 屈折率分布 1 0 - 4 Z c m (局所 1 0 - 5 ) 以下、 原料純度 9 9 . 9 9 9 %以上のものを指す。
前記ニオブ酸リ チウム単結晶基板が、 光学グレー ドであるこ とが 望ま しい理由は、 次のように説明される。
単結晶薄膜の担体として使用されている市販の単結晶基板は、 S A Wデバイ ス用のものであって、 不純物の含有量が多い (〉 2 p P m ) 、 屈折率分布が大きい ( 1 0 - 3 / c m ) 、 結晶性が悪いなどの 問題があった。 このため、 光学薄膜用の基板として使用した場合、 基板上に形成される薄膜単結晶は、 基板の結晶性を転写することか ら、 ドメ イ ン (粒界) 等の欠陥が生じやすく 、 光の伝搬性、 電気光 学効果、 非線形光学効果などの特性が低下するこ とがあった。
また、 光学グレー ドの単結晶基板はニオブ酸リチウム単結晶を除 いて、 殆ど市販されておらず、 高価であり汎用向きではない。
このため、 比較的入手しやす く 、 機械的、 熱的衝撃に強い光学グ レー ドのニオブ酸リ チウム単結晶基板上に単結晶薄膜を形成するこ とにより、 前記単結晶薄膜に光学グレードのニオブ酸リ チウム単結 晶基板の結晶特性を転写させることができる。
したがって、 前記光学グレー ドと同等の結晶特性を持つ単結晶藩 膜中間層上にニオブ酸リチゥム単結晶薄膜を形成することにより、 結晶性、 光の伝搬性、 電気光学効果、 非線形光学効果などの特性が 格段に優れたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜が得られる。
本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 中間層と格子整合され ているこ とが望ま しい。
この理由は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜と中間層力;、 格子整合 されることにより、 格子の歪みや結晶欠陥などが極めて少な く結晶 性に優れ、 マイ クロク ラ ックがな く、 極めて優れた光学的特性を有 するニオブ酸リ チウム単結晶薄膜が、 従来技術では得られない厚い 膜厚で形成されるからである。
また、 同様の理由で、 ニオブ酸リ チウム単結晶基板と単結晶薄膜 中間層とは格子整合されている こ とが望ま しい。
前記中間層を構成する単結晶薄膜の結晶構造は、 六方晶であり、 その結晶の a軸の格子定数は 5 . 1 2 8 〜 5 . 1 7 3 Aの範囲であ るこ とが望ま しい。
この理由は、 この範囲を外れた場合、 ニオブ酸リ チウム単結晶基 板と格子整合が困難になるからである。
また、 前記中間層の厚さは、 0 . 2 〜 3 0 / mである こ とが望ま しい。
この理由は、 前記中間層の厚さが 0 . 2 mよ り薄い場合、 導波 光がニオブ酸リ チウム単結晶基板側に漏れてしまい、 また、 3 0 // mより厚い場合、 結晶性が低下するからである。
前記中間層の厚みは、 特に 0 . 5 〜 1 0 〃 mが好ま し く 、 1 〜 5 mが有利である。
また、 前記中間層は、 少な く とも表面の一部に異種元素が舍有さ れてなる こ とが望ま しい。
この理由は、 異種元素を舍有させる ことにより 、 基板の屈折率を 変化させる こ とができ、 基板と薄膜導波層との屈折率'差を大き く す る こ とができるからである。
前記異種元素とは、 基板を構成する元素とは異なる元素を指す。 前記異種元素は、 金属元素が望ま しい。
前記異種元素は、 マグネ シウム、 チタ ン、 バナジゥム、 ク ロ 、 鉄、 ニ ッケル、 ネオジムなどから選ばれる少な く とも 1 種が望ま し い c 本発明において、 前記単結晶薄膜に異種元素を添加して、 導波路 形成部分に、 屈折率が、 非形成部分に比べて相対的に低いパター ン を形成するこ とによ り 、 該基板にニオブ酸リ チウム単結晶薄膜をス ラブ状に形成するだけで、 前記パター ン部分に形成されたニオブ酸 リチウム単結晶薄膜が導波路となり、 導波路形成のための加工工程 を省く こ とができ る。
前記単結晶蘀膜における異種元素の添加層は、 0. 0 1 ; m〜 2 0 mの厚みであることが望ま.しい。
前記単結晶薄膜中間層の屈折率を上げる作用を有する異種元素と しては、. T i , C r , d : F e . などが、 また屈折率を下げ る作用を有する異種元素としては、 g : Vなどが有利である。 また、 前記異種元素は、 タ ンタル酸リ チウム基板に、 原子、 ィォ ン、 酸化物など種々の形態で舍有させることができる。
前記単結晶薄膜中間層と してタ ンタル酸リ チウ ム単結晶を使用し た場合、 前記異種元素の表面部分での含有量は、 以下に示す組成範 囲が望ましい。
丁 1 ; 0. 2〜 3 0 モル%
C r ; 0. 0 2〜 2 0モル%
F e ; 0. 0 2〜 2 0モル%
N i ; 0. 0 2〜 2 0 モル%
N d ; 0. 0 2〜 1 0 モル%
M g ; 0. 1 〜 2 0 モル%
Y ; 0. 0 5〜 3 0モル%
上'記の含有量は、
異種元素/ ( L i T a 03 一異種元素)
X 1 0 0、 で計算されたものである。
前記組成範囲が好ま しい理由は、 上記範囲より組成割合が多いと 基板の結晶性が低下してしまい、 また、 上記範囲より組成割合が少 ないと屈折率が変化しないためである。
本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 プリ ズム結合法による 測定で、 波長 0. 8 3 mの半導体レーザ光に対する光伝搬損失が. 1. 4 d Bノ c m以下である こ とが望ま しい。
前記光伝搬損失は、 光が薄膜中を伝搬する際の光の進行方向の単 位長さ当り の光強度低下割合を示すものであり、 これには散乱損 と吸収損失が舍まれる。
また、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜には、 ク ロム ( C r ) 、 ネオジム ( N d ) 、 ロ ジウム ( R ) 、 亜鉛 ( Z n ) 、 二 ...' ケル ( N i' ) 、 コバル ト ( C o ) 、 チタ ン ( T i ) 、 バナジウム ( V ) から選ばれる少な く とも 1種を舍有させる こ とが望ま しい。 前記 R hの含有量は、 ◦ . 0 5〜 2 0 m o l %である こ とが望ま しい。 この理由は、 前記 R hの含有量が 2 0 m 0 1 %を越える場合 は、 二ォブ酸リ チゥム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 0 5 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 R hの含有量は、 なかでも 0. 1 m c' 1 %〜 1 ϋ m o 1 %が好適である。
前記 Ζ ηの舍有量は、 0. 0 2〜 3 0 m o l %である こ とが望ま しい。 この理由は、 前記 Z nの含有量が 3 0 m 0 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウ 単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 0 2 m o i %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 Z n の含有量は、 なかでも 0. 5 m 0 1 %·〜 i 5 m o 1 %が好適である。 前記 N i の含有量は、 0. 1 0〜 2 0 m 0 1 %である ことが望ま しい。 この理由は、 前記 N i の含有量が 2 0 m 0 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 1 0 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 N i の含有量は、 なかでも 1. 0 m 0 1 %〜 1 C: m 0 1 %が好適である。
前記 C o の含有量は、 0. 0 5〜 2 0 m o l %である こ とが望ま しい。 この理由は、 前記 C 0 の含有量が 2 0 m 0 1 %を越える場合 は、 ニオブ酸リ チウム単結晶蘀膜の光学的特性が低下するからであ り、 また 0. 0 5 m o l %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しない からである。 前記 C 0 の含有量は、 なかでも 0. 1 m 0 1 %'〜 1 0 m 0 1 %が好適である。
前記 C r の含有量は、 0. 0 2〜 2 0 m 0 1 %である こ とが望ま しい。 この理由は、 前記 C r の含有量が 2 0 m 0 1 %を越える場合 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであり、 また 0. 0 2 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しないか i である。 前記 C r の含有量は、 なかでも 0. 2 m c. 1 %〜 1 0 m ο 1 %が好適である。
前記 T i の含有量は、 0. 2〜 3 0 m o l %であるこ とが望ま し い。 この理由は、 T i の含有量が 3 0 m o 1 %を越える場合は、 二 -ォブ酸リ チウ 単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであり、 ま た 0. 2 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しないからであ る。 前記 T i の含有量は、 なかでも 1. 0 m G 1 %〜 1 5 m ϋ 1 % が好適である。
前記 N dの含有量は、 0 . 0 2 〜 1 0 111 0 1 %でぁる こ とが望ま しい。 この理由は、 N dの含有量が 1 0 m o 1 %を越える場合は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の光学的特性が低下するからであり、 また 0. 0 2 m 0 1 %より低い場合、 屈折率が殆ど変化しないから である。 前記 N dの含有量は、 なかでも 0. 5 m 0 1 %〜 5 m 0 1
%が好適である。
前記 Vの含有量は、 0. 0 5〜 3 0 m o 〗 %である こ とが望ま し い。 この理由は、 前記 Vの含有量が 3 0 m 0 1 %を越える場合は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜中に構造の異なる結晶が折出して光学 的特性が低下するからであり、 また 0. 0 5 m 0 1 %より低い場合 は屈折率が殆ど変化しないからである。 前記 Vの含有量は、 なかて も 1. 0 m 0 1 %〜 1 5 m 0 1 %が好適である。
なお、 前記含有量はニオブ酸リ チウ ムに対する異種元素の m 0 1
%で表わされている。
前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜に前記 C r , N d , T i , V , R h , Z n , N ί , C o などの異種元素を舍有させた場合、 前記二 ォブ酸リ チゥム単結晶薄膜の格子定数と屈折率が同時に変化するた め、 必要に応じて前記異種元素の含有量を調整するこ とが望ま しい t 本発明の中間層は、 A 1 2 03 、 g 0. Z n 0、 G d 3 G a :,
012、 タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜などが望ま し く 、 特にタ ン夕 ル酸リ チウム単結晶が好適である。
こ の理由は、 タ ンタル酸リ チウ ムの結晶構造が、 ニオブ酸リ チウ ムの結晶構造に類似しているからである。
また、 前記タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜の ( 0 0 0 1 ) 面に二 ォブ酸リ チゥム単結晶薄膜を形成する こ とが望ま しい。
前記 ( 0 0 0 1 ) 面とは、 結晶 © c軸に垂直な面を意味する。
また、 前記タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜上に形成されるニオブ 酸リ チウム単結晶薄膜の格子定数 ( a軸) は、 前記タ ンタル酸リ チ ゥム単結晶薄膜の格子定数 ( a軸) の 9 9 . 8 1 〜 : L 0 0 . G マ %' が好ま し く 、 9 9 . 9 2 〜 1 0 0 . 0 3 %が好適である。
この理由は、 前記範囲を外れると、 タ ンタル酸リ チウム単結晶薄 膜とニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の格子定数を整合させ難いからで ある。
さ らに、 ニオブ酸リ チウム単結晶基板の格子定数 ( a軸) は、 前 記タ ンタル酸リ チゥム単結晶薄膜の格子定数 ( a軸) のの 9 9 . 8 1 〜 1 0 0 . 0 7 %が好ま し く 、 9 9 . 9 2 〜 : 1 0 0 . 0 3 %が好 適である。
また、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の厚さは、 5 i m以上が 望ま し く 10 m以上が特に望ま しい。
本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜も し く はニオブ酸リ チウム 単結晶基板あるいはその両方は、 ナ ト リ ウムとマグネシゥムを舍有 している こ とが望ま しい。
この理由は、 ナ ト リ ウムとマグネシウムの原子もし く はイ オ ンは ニオブ酸リ チウムに対する置換あるいは ドープにより、 ニオブ酸リ チウムの格子定数 ( a軸) を大き く する効果を有しているため、 ナ ト リ ゥムとマグネシウムの組成を調整する こ とにより タ ンタル酸リ チゥム単結晶薄膜と、 ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜もし く ニオブ 酸リ チウム単結晶基板、 あるいはその両方との格子整合を得る 二と ができる。
また、 マグネシウムは、 薄膜の光損傷を防止する効果がある。 また、 前記単結晶薄膜として、 タ ンタル酸リ チウム単結晶を選択 した場合、 前記ナ ト リ ウムとマグネシウムの含有量は、 それぞれ二 ォブ酸リ チウム単結晶に対して、 0 . 1 〜 1 4 . 3 モル%'、 0 . 3 〜 1 0 . 8 モル%であるこ とが望ま しい。
このよう に本発明に用いるニオブ酸リ チウム単結晶基板、 単結晶 薄膜、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 いずれも種々 の元素を添加 させて、 格子定数、 屈折率などを変化させたもの、 あるいは表面 * 光学研磨したり、 化学エ ッチ ングなどにより、 処理したものなどを 用いる こ とができる。
次に、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の製造方法について 簡単に述べる。
ニオブ酸リ チウム単結晶基板上に単結晶薄膜を形成する方法と し ては、 高周波スパッタ、 液相ェピタキ ン ャル成長法などが挙げらお- るが、 特に液相ェピタキシャ ル成長法が好適である。
この理由は、 結晶性のよい薄膜が得られる こ と、 また、 液相ェ ピ タキ シ ャル成長法の方がニオブ酸リ チウム単結晶基板の結晶性を転 写させ易いからである。
また、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の格子定数と前記単結晶薄膜 中間層の格子定数を整合させる こ とが、 高品質の結晶が得られるた め望ま しい e さ らに同様の理由により、 ニオブ酸リ チウム基板の柁 子定数と前記単結晶薄膜中間層の格子定数を整合させる こ とが望 しい。
前記ニオブ酸リ チウム単結晶基板上に単結晶薄膜を形成する際.、 種々の元素を添加して格子定数を整合させる こ とができ、 例えば、 タ ンタル酸リ チウム単結晶を Φ間層に使用した場合は、 T i などを 固溶させる方法が望ま しい。
前記丁 i 原子あるいはイ オ ンはク ンタル酸リ チウ の a軸の格子 定数を小さ く する効果を持つからである c
前記ニオブ酸リ チゥム単結晶基板上に単結晶薄膜を形成する際、 種々の元素を添加して格子定数を整合させるこ とができる。
また、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を中間層上に形成す る方法としては、 高周波スパソタ、 液相ェピタキシャル成長法など が好ま しいが、 特に、 液相ェピタキシャル成長法が好適である。
前記液相ェピタキシャル成長法としては、 Li z0, Nb205 ! V 205 : a20, MgOなどからなる溶融体に中間層の形成面を接触させ、 ェピ タキシャル成長を行う ことが望ましい。
前記 Na20, MgO は、 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の a軸の格子定 数を大き く する効果を持っため、 組成を調整するこ とにより、 単結 晶中間層との格子整合が可能である。
前記液相ェピタキシャル成長用溶融体の原料成分としては酸化物. もしく は、 加熱により酸化物に変化する化合物が望ましく 、 例えば Na2C03 ) bz05. Li zC03, V205 , MgOの組成物等が挙げられる。
前記原料成分は、 600 〜 1300'Cで空気雰囲気下或いは酸化雰囲気 下で加熱溶融されることが望ましい。
前記溶融体を過冷却状態とするための冷却速度は、 0.5 〜 30(TC ノ時であることが望ま しい。 又、 前記育成のための温度は 600 〜12 50てであることが望ましい。 この理由はニオブ酸リ チウムの融点が 1250てであり、 これ以上の温度では結晶が晶出せず、 又、 600 では 溶融剤の融点であるため、 これより低い温度で.は原料を溶融体とす ることができないためである。
前記育成の際には、 中間層が形成されたニオブ酸リ チウム単結晶 基板を回転させることが望ま しい。 これは、 基板を回転させること により、 特性及び膜厚が均一な結晶ができるからである。
また、 前記中間層のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜育成面は、 光学 研磨されその後、 化学エッチング処理されている ことが望ましい。 本発明においては、 溶融体組成と して、 Nb 205, V 205 ! Li20: Na z0と MgO に加えて、 Nd, Rh, Zn, i , Co, Tiなどから選ばれる元素 の酸化物を使用する こ とができる。
単結晶薄膜上に析出する本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の 厚みは、 基板と溶融体との接触時間、. 溶融体の温度を適当に選択す ることにより、 制御することができる。
ついで、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜にて、 S H G素子 を作製する場合の好ま しい形態について説明する。
本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を、 S H G素子と して使用 する場合には、 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の常光屈折率 n。 、 異常光屈折率 n e は、 波長が 0.83 mのレーザー光源 (基本波 長) に対して、 それぞれ 2.25≤ n。 の範囲、 2.0 < n e < η ο 一 0.01なる範囲、 又、 発生する第二高調波(0.415 ; m) に対して、 常光屈折率 n。 が前記基本波長に対する常光屈折率 n。 より も大き く 、 又異常光屈折率 n e が前記第二高調波に対する常光屈折率 n。 より小さい範囲であることが望ま しい。
本発明のニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜にて S H G素子を作成する 場合、 第二高調波光の透過率が 1 0 0 %近いか、 もし く は 1 0 0 % で、 基本波レーザ光を殆ど透過させないか、 もし く は全く透過させ ない波長選択性の薄膜 (フ ィ ルタ一) を、 光の出射端面の後方、 も し く は出射端面に直接形成することが望ま しい。
こ の理由は、 不要な基本波レーザ光を出射光から取り除き、 必要 な第二高調波光のみを劾率良く取り出すことができるからである。 また、 前記波長選択性の薄膜を、 直接出射端面に形成して第二高 調波光に対する反射防止条件を満たすよう調整するこ とにより、 二 ォブ酸リ チウム単結晶薄膜層と空気との屈折率に大きな差があるた めに出射端面で生じていた第二高調波光の反射による損失を低減で き、 S .H G出力を向上させる こ とができる。
前記波長選択性の瀵膜は、 出射端面の後方の出射端面から離れた 位置に形成されてもよ く、 また適当な接着剤を用いて出射端面上に 固定されていてもよい。
前記接着剤を用いて出射端面上に固定する場合は、 接着層の屈折 率、 厚さを前記第二高調波光に対する反射防止条件に適合するよう 調節して、 S H G出力を向上させることが望ましい。
また、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜にて S H G素子を作 成する場合、 S H G素子と半導体レーザのベアチップを一体化して おく ことが望ましい。
この理由は、 S H G素子と半導体レーザのベアチップを一体化し た方が小型化、 量産性、 コス ト、 入射効率、 安定性の面から有利だ からである。 また、 前記 S H G素子と半導体レーザチップを一体 化した半導体レーザ素子は、 半導体レーザのベアチ ップの保護、 長 寿命化のために、 気密封止パッケ一ジ内に封入することが望ま しい 前記パッケージ内には、 不活性ガスが封入されていることが望ま しい。
前記不活性ガスは、 窒素であることが有利である。
また、 前記気密封止パッケージには、 第二高調波光を出射するた めの窓が設けられていることが必要である。
前記第二高調波光を出射するための窓とは、 第二高調波光を出射 す に十分な大きさの穴に、 気密性を保っために透光性の板が め こまれたものを指す。
前記透光性の板は、 波長選択性を有することが望ましい。 この理由は、 波長選択性の透光性の板にて第二高調波光出射用の 窓を形成する こ とによ り 、 チ ッ プの気密封止、 基本波長光の除去、 第二高調波光の透過率の向上、 半導体レーザベアチ ン フ'、 S H G素 子の保護などの目的を全て兼ねる こ とができ、 第二高調波光出射用 の窓を通常のガラスにて形成し、 その窓ガラスの内側、 も し く は外 側に波長選択性の膜を設けた場合より、 製造プロ セ スの簡略化、 コ ス トの低下、 第二高調波光の透過率を向上させる こ とができるから である。
前記波長選択性の薄膜あるいは、 透光性の板と しては、 色ガラ ス フ ィ ルター、 ガラス基板上に波長選択性の干渉膜をコ一テ ィ ングし た もの、 偏光板、 偏光膜等を使用できる。
前記偏光板、 偏光膜をフ ィ ルタ一と して使用できる理由は、 入射 光は T Eモー ドであり、 第 2高調波光は T Mモー ドであり、 両者の 偏光面は互いに 9 0 ° の角度を有しているためである。
前記波長選択性の薄膜あるいは、 透光性の板の材料と しては、 S i 02 、 M g O、 Ζ η Ο、 Α ϋ 2 03 等の酸化物、 L i N b 03 , L i T a 03 、 Y 3 G a 5 ◦ , z、 G d 3 G a 5 0 , 2等の複合酸化物、 あるいは P MMA、 M is' Α等の有機物等を用いる こ とができ、 これ らを重ねた多層薄膜も用いる こ とができ る。
前記波長選択性の薄膜の作成方法と しては、 スパッタ リ ング法、 液相ェピタキ シャル法、 蒸着法、 M B E (分子ビームェピタキシ ャ ノレ : M o l e c u l a r B e a m E p i t a x i a l ) 去、 M O C V D ( M e t a l O r g a n i c C h e m i c a l V a P "o r D e p o s i t i o n ) 法、 イ オ ンプレーテ ィ ング法、 し B法、 ス ピンコー ト法、 ディ ップ法などを用いる こ とが好ま しい。 図面の簡単な説明
4. 図面の簡単な説明
第 1図はニオブ酸リ チウ ム単結晶の成長面であるタ ンタル酸リ チ ゥム基板の ( 0 0 0 1 ) 面を示す模式図である。
第 2図は、 L i z 0 - V 2 05 - N b z 05 © 3成分系の三角図 である。
Figure imgf000046_0001
A 8 8. 9 0 2. 2 2 , 8. 8 8 )
B 5 5. 0 0 4 3. 0 0 , 2. 0 0 )
C 4 6. 5 0 5 1 . 5 0 , 2 0 0 )
D 1 1 1 1 8 0, 0 0 , 8 8 9 )
E 3 7 δ 0 5. 0 0 , 5 7 5 0 )
F 4 9 4 9 4 5, 4 6 , 5 0 5 )
G 1 1 1 1 8 0. 0 0 , 8. 8 9 )
H 4 2 8 1 2 2. 9 4 , 3 4. 2 δ )
I 4 7 6 4 4 6. 1 2 , 6. 2 4 )
J 2 7 0 1 6 4, 6 9 , 8. 3 0 )
K 3 6 7 1 3 7. 9 7 , 2 5. 3 2 )
L 4 4 0 5 3 2. 9 7 , 2 2. 9 8 )
M 4 δ 3 6 4 6. 4 5 , 8. 1 9 )
N 3 2 8 9 δ 7. 0 5 , 1 0, 0 6 )
0 3 6 7 1 4 4 . 3 0 , 1 8. 9 9 )
P 4 4 9 5 4 0. 5 4 , 1 4. 5 1 )
第 3図は、 タ ンタル酸リ チウム単結晶基板上に形成された二''ォブ酸 リチゥム単結晶薄膜の破断面の電子顕微鏡写真である。
格子整合は、 電子顕微鏡では確認できないが、 写真中に見られる 縞模様は、 タ ンタル酸リチウム単結晶基板側とニオブ酸リ チウム単 結晶薄膜側で連続的に見られ、 もし、 格子整合されていなければ、 タ ンタル酸リ チウム単結晶基板側とニオブ酸リ チウム単結晶薄膜側 で不連続となるため、 この写真は間接的にタ ンタル酸リ チウム単結 晶基板とニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の良好なる格子整合を証明す るものである。
第 4図は、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の X線回折図であ る。
図中の①〜⑮までの番号は、 ニオブ酸リ チウ ムに特有の .ビークて' ある。
第 5図は、 溶融体原料中の N a 2 C 0 3 の置換量とニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の a蚰の格子定数の関係を示す。
第 6図は、 溶融体原料中の ; L i / N bのモル比率とニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の a軸の格子定数の関係を示す。
第 7図は、 溶融体原料中の T i 0 2 の濃度とニオブ酸リ チウ ム単結 晶薄膜の a鈾の格子定数の閬係を示す。
第 8図は、 本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を使用した S H G 素子の一例の模式図である。
1 ---波長選択性フィルター
2 ---封止キ ャ ッ プ
3 --- S H Gデバィ ス
4 -固定ベース
5 …半導体レーザチソプ
6― ヒー ト シ ンク
7 ―ベース
8—-リ一ド ピン 発明を実施するための最良の形態
実施例 1
(1) Na2C03 20モル ¾, Li 2C03 30モル%, V205 40モル , N'b205 10モ ル%, MgOを前記溶融物組成から析出可能な LiNb03 の理論量に対し て 2 モル ¾ 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成 長育成装置中で空気雰囲気下で、 1100てまで加熱してルツボの内容 物を溶解した。
(2)溶融体を 1時間当りに 60'Cの冷却速度で 912てまで徐冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の (0001)面を光学研磨した後、 化学二 ツチングしたものを基板材料として溶融体中に lOOrpmで回転させな がら 12分間浸漬した。
(3)溶液体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 12 〃 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニォブ酸リ チウム単結 晶薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リチウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 3 モル%, 2 モル%であった。 又、 薄膜の格子定数(a軸) は 5.156A、 入射光波長 1,15/ mで測定 した屈折率は 2.235 ±0.001 であった。
実施例 2
(1) Li2C03 50モル ¾, Vz05 40モル;^ Nb 205 10モル , N 2C03 を前 記溶融物組成から析出可-能な LiNb03 の理論量に対して、 4 5 モル %添加、 M g 0を前記溶融物組成から折出可能な LiNb03 の理論量 に対して 7 モル ¾ 添加した混合物を白金ルツボにいれ、 ェピタキシ ャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100°Cまで加熱してルツボの 内容物を溶解した。 (2)溶融体を 1 時間当り 60'Cの冷却速度で 92(TCまで徐冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の(0001)面を光学研磨したものを基板材料 と して溶融体中に lOOrpmで回転させながら 10分間浸漬した。
(3)溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 38 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単 結晶薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 2 モル , 6 モル であった。 又格子定数(a軸) は 5.155A、 入射光波長 1.15 ^ mで測定した屈折 率は、 2.231 ±0.001 であった。
実施例 3·
(1) Na2C03 12モル%, Vz05 40モル ¾, Nb205 10モル? ό, Li ZC03 を 38 モル MgOを前記溶融物組成から折出可能な LiNb03 の理論量に対 して、 5 モル% 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキ シ ャ ル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100てまで加熱してルツボの内 容物を溶解した。
(2)溶融体を 1 時 f曰 当り 60'Cの冷却速度で 938'Cまで徐冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の(0001)面を光学研磨したものを基板材料 と して溶融体中に lOOrpmで回転させながら 20分間浸漬した。
(3)溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 23〃 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単 結晶'薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 1 モル 6 モル% であった。 又格子定数(a軸) は 5.153入、 入射光波長1.15 111で測定した屈折 率は、 2.231 ±0.001 であった。
実施例 4
(1) Na2C03 12.8モ ゾレ%, Li2C03 37.2モ レ Vz05 40.0モ ゾレ ¾, Nb205 10.0モル%, Ν 03を前記溶融物組成から圻出可能な LiNb03 の理 論量に対して、 0.8モル% 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100 まで加熱して ルツボの内容物を溶解した。
(2)溶融体を 1 時間当り 60'Cの冷却速度で 925'Cまで徐冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 化学エッチ ングしたものを基板材料として溶融体中に lOOrpmで回転させながら 5分間浸漬した。
(3)溶融体から基本材料を引き上げ、 面転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 8 〃 mの厚さのナ ト リ ゥム、 ネオジム舍有ニオブ酸リチウム単結晶 薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜中に舍有されていたナ ト リ ゥム、 ネオジムの量は、 それぞれ 1.2モル¾, 0.4モル ¾ であった。 又格子定数(a軸) は 5.153A、 入射光波長 1.15 mで測定した屈折 率は、 2.232 ±0.001 であつた。
実施例 5
(1) Na2C03 27.2モル%, Li2C03 22.8モル¾, V205 40.0モル Nb205 10.0モル TiOzを前記溶融物組成から折出可能な Lifib.03 の理 論量に対して、 12.0モル% 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ビタキ シャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100'Cまで加熱して ルツボの内容物を溶解した。 (2)溶融体を 1時間当り 60'Cの冷却速度で 896てまで徐冷した後、 タ ンタル酸リチウム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 化学エッチ ングしたものを基板材料と して溶融体中に lOOrpmで回転させながら 9分間浸漬した。
(3)溶融体から基本材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 6 〃 mの厚さのナ ト リ ウム、 チタ ン舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄 膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リチウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 チタ ンの量は、 それぞれ 4.6モル%, 5.0モル% であった。 又- 格子定数(a軸) は 5.153人、 入射光波長 1.15 mで測定した屈折率 は、 2.241 ±0.001 であった。
実施例 6
( 1 ) N a z C O3 2 0モル%、 L i 2 C 03 3 0モル%、 V 2 〇 5 4 0モル%、 N b 2 05 1 0 モル%、 M g 0を前記溶融物組成か ら折出可能な L i N b 03 の理論量に対して 2モル%添加 ( M g 0 /N b 2 05 = 4 / 9 8 ) した混合物を白金ルツボに入れ、 ェピタ キシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 'Cまで加熱して ルツボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1時間当たりに 6 0 ての冷却速度で 9 1 2 てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 したものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させなが ら 1 2分間浸潰した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 1 2 / mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸 リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 3 モル%、 および 2 モ ル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5 . 1 δ 6 Α入射 光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は、 2 . 2 3 5 ± 0 . 0 0 1 であった。
実施例 7
( 1 ) a z C 03 1 2 モル%、 L i 2 C 03 3 8 モル%、 V 2 0 5 4 0 モル%、 N b 2 05 1 0 モル%、 M g 0を溶融物組成から圻 出可能な L i N b 03 の理論量に対して、 5 モル%添加 (M g 0 / N b z 05 = 1 0 / 9 5 ) した混合物を白金ルツボに入れ、 ェピタ キ シャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 'Cまで加熱して ルツボの内容物を溶解した。
( 2 ) 溶融体を 1時間あたり 6 0ての冷却速度で、 9 3 8てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 したものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させなが ら 2 0分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで回 転させながら 3 0秒間溶融体上に約 3 8 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシゥム含有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウム Ο単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 1 モル%、 6 モル%で あつた。 又格子定数 ( a軸) は 5 . 1 5 3 A. 入射光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は 2 . 2 3 1 ± 0 . 0 0 1 であった。
実施例 8
( 1 ) N a 2 C 03 2 0 . 7 モル%、 L i 2 C 03 2 9 . 3 モル% V z 05 3 9. 0モル%、 b z 05 1 1. 0モル%、 M g Oを原 料物組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して、 5モル% (即ち、 M g OZN b 2 05 = 1 0ノ 9 5 ) 添加、 T i 02 を溶融 物組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して、 1 2モル% 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタ キ シャル成長育成装置 中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 ΐまで加熱してルツボの内容物を溶解 した。
( 2 ) 溶融体を 1 時間あたり 6 0 'Cの冷却速度で、 9 0 6 'Cまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 8分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで回 転させながら 3 0秒間溶融体上に約 7 mの厚さのナ ト リ ウム、 マ グネシゥム、 チタ ン舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リチウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウム、 チタ ンの量は、 それぞれ 1. 2モル% .、 6モル%、 5モル%であった。 又格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 4 A、 入射光波長 1. 1 5 mで測定した屈折率は 2. 2 4 0 = 0. 0 0 1であった。
実施例 9
( 1 ) N a z C 03 1 7. 1モル%、 L i z C 03 3 2, 9モル%、 V z 05 2 7. 5モル%、 N b z 05 2 2. 5モル%、 M g 0を前 記溶融物組成から圻出可能な L i N b 03 の理論量に対して 3モル % (即ち、 M g 0ノ N b 2 05 = 6 / 9 7 ) 添加して混合物を白金 ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 5 0ノ Cまで加熱してルツボの内容物を溶解させた。 ( 2 ) 溶融体を 1時間当たりに 6 0ての冷却速度で 9 8 3 てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p inで回転させながら 1 2分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 8 mの厚さのナ ト リ ゥム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウ の単結晶薄膜中に舍有されてい ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 1 モル%、 および 4 モ ル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 3 A入射 光波長 1. 1 5 mで測定した屈折率は、 2. 2 3 1 土 0. 0 0 1 であった。
実施例 1 0
( 1 ) L i z C 03 4 0. 3 モル%、 V z 05 3 8. 8モル%:、 N b 2 05 2 0. 9モル%、 a 2 C 03 を L i 2 C 03 に対して'. 5 3. 1 モル%添加、 M g 0を前記溶融物組成から折出可能な L i b 03 の理論量に対して 4 モル%添加 ( M g 0 / N b 2 05 = 8 Z 9 6 ) 、 C r z 03 を前記溶融物組成から折出可能な L i b 0 3 の理論量に対して 2モル%添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシャ ル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 てまで加 熱してルツボ Ο内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1時間当たりに 6 0 'Cの冷却速度で 9 6 8 てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リチウム単結晶 Ο ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学ェツチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r P mで回転させながら 1 0分間浸漬した。 ( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 1 3 mの厚さのク ロム、 ナ ト リ ウム、 マグネ シウム舍有 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ク ロム、 ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 2 モル%、 1 .
5モル%、 および 5モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a 軸) は 5. 1 5 5 A、 入射光波長 1. 1 5 mで測定した屈折率は. 2 , 2 3 6 ± 0. 0 0 1 であった。
実施例 1 1
( 1 ) a 2 C 03 1 2. 8 モル% L i 2 C 03 3 7. 2 モル% V 2 05 4 0. 0 モル%、 N b z 0 1 0. 0 モル%、 M g 0を前 記溶融物組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して 5モル % ( M g 0 / N b z 05 = 1 0 / 9 5 ) 添加した混合物を白金ルツ ボに入れ、 ェピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で i i 0 0 °Cまで加熱してルツボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を ] 時間当たりに 6 0ての冷却速度で 9 3 8 まで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 O r p mで回転させながら 1 5分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 -室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 9 mの厚さのナ ト リ ゥム、 マグネ シウム含有ニ ブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に舍有されていた ナ ト リ ウム、 マグネ シウムの量は、 それぞれ し 2 モル%、 および 6モル%であ た。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 4 A 入射光波長 1 1 5 111で測定した屈折率は、 2. 2 3 0 ± 0. 0 0 1 であった
実施例 1 2
( 1 ) N a z C 03 3 3. 1 モル L i z C 03 1 6. 9 モル%
V 2 05 4 3. 0 モル%、 b 2 0 0 モル%、 M g Oを前記 溶融物組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して 3 モル% ( g 0 / b 2 05 = 6 / 9 7 ) 添加、 N d 2 03 を前記原料物 組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して 0. 8モル%添 加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシ ャル成長育成装置 Φ で空気雰囲気下で 1 1 0 0 'Cまで加\ o 熱してルツボの内容物を溶解さ せた。
( 2 ) 溶融体を 1時間当たり に 6 0 'Cの冷却速度で 8 8 7 ΐまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学ェ ツチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 5分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後.、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 8 ^ mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ネオジム舍有 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウ の単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ネオジムの量は、 それぞれ 1 モル% , 4 モル%、 および 0. 4モル%であった。 また、 薄膜の格子定数
( a軸) は 5. 1 5 3 A、 入射光波長 1. 1 5 mで測定した屈折 率は、 2. 2 3 2 ± 0. 0 0 1 であった。
実施例 1 3 ( 1 ) L i 2 C 03 4 0. 3 モル%、 V z 0 s 3 8. 8 モル%、 N b z 0 s 2 0. 9 モル%、 N a 2 C 〇 3 を L i 2 C 03 に対して、 8 3. 3 モル%添加、 M g 0を前記溶融物組成から圻出可能な LiN b03 ·の理論量に対して 0. 5 モル%添加、 C r 2 03 を前記溶融物 組成から折出可能な LiNb03 の理論量に対してに対して 2 モル%添 加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ビタキシ ャ ル成長育成装置中 で空気雰囲気下で 1 1 0 0 まで加熱してルツボの内容物を溶解さ せた
( 2 ) 溶融体を 1 時間当たり:.こ 6 0 の冷却速度で 9 6 8 てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学ェ ツチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 1 0分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 1 3 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ク ロム舍有 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ク ロムの量は、 それぞれ 1 . 5 モル%、 0. 3モル%、 2 モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a蚰) は 5. 1 5 5 A. 入射光波長 1. 1 5 mで測定した屈折率は . 2. 2 3 6 n 0. 0 0 1 であった。
実施例 1 4
( 1 ) L i 2 C 03 4 0. 3 モル%、 V z 05 3 8. 8 モル%、 N b ζ Ό 5 2 0. 9 モル%、 N a z C 03 を L i 2 C 03 に対して 5 3.. 1 モル%添加、 M g 0を前記溶融物組成から圻出可能な LiNbO 3 の理論量に対して 4 モル%添加、 C r 2 03 を前記溶融物組成か ら折出可能な LiNb03 の理論量に対して 2モル%添加した温合物を 白金ルツボに入れ、 ェ ピタキ シャル成長育成装置中で空気雰囲気下 で 1 1 0 0 'Cまで加熱してルツボの内容物を溶解させた。
(.2 ) 溶融体を 1時間当たり に 6 0 'Cの冷却速度で 9 6 8 'Cまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学ェ ッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 1 0分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基扳材 料上に約 1 3 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ク ロム舍有 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ク ロムの量は、 それぞれ 1. 5モル% 5モル%、 2モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5 , 1 5 5 入射光波長 1. 1 5 mで測定した屈折率は、 2. 2 3 ± 0. 0 0 1 であった。
実施例 1 5
( 1 ) N a 2 C Ό 3 4 4. 4 モノレ%、 L i 2 C 03 4 4. 4 モル V z 05 5. 6モル%、 N b z 05 5. 6 モル ¾;、 M g 0を前記瑢 融物組成から析出可能な L i N b 03 の理論量に対して 5モル%添 加 ( M g O/L i b 03 = δ 9 5 ) して混合物を白金ルツボに 入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 t まで加熱してルッボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1 時間当たりに 6 0ての冷却速度で 8 4 0 まで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学エ ッチ ングしたものを基板材料として溶融体中に i C 0 r p mで回転させながら 1 5分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 1 9 / mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸 リ チウム単結晶薄膜を得た。
( ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネ シウムの量は、 それぞれ 1 モル%、 6 モル%で あった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5 . 1 δ 3 A , 入射光波 長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は、 2 . 2 3 0 ± 0 . 0 0 1 であ つた
実施例 1 6
( 1 ) L i 2 C 0 3 6 9 モル%、 V 2 0 5 1 6 モル%·、 N b 2 0 5 1 5 モル%、 N a 2 C 0 3 を前記溶融物組成から圻出可能な L i N b 0 3 の理論量に対して 6 0 モル%添加 ( N a ;: 0 L i 2 0 = 4 δ / 6 9 ) . g 0を前記溶融物組成から折出可能な L i N b 〇 a の理論量に対して 6 モル%添加 ( M g 0 Z L i b 0 3 = 6 / 9 4 ) 、 C r 2 0 3 を前記溶融物組成から圻出可能な L i b 0 3 の 理論量に対して' 2 モル%添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェビ タキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 'Cまで加熱し てルツボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1 時間当たりに 6 0 ての冷却速度で 9 5 4 てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学ェ ッチングしたものを基板材料として、 溶融体 に 1 0 0 r P mで回転させながら 1 0分間浸濱した c
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 l O O O r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 1 1 〃 mの厚さのク ロム、 ナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ク ロム、 ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 2モル%、 2 モル%、 および 7 モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 5 A、 入射光波長 1. 1 5 mで測定した屈折率は、 2. 2 3 6 ± 0. 0 0 1 であった。
実施例 1 マ
( 1 ) N a , C 03 4 4. 4 モル%、 L i 2 C 03 3 7. 8 モル% V 2 05 1 5 モル%、 N b z 05 2. 8 モル% .、 M g 0を溶融物組 成から析出可能な L i N b 03 の理論量に対して、 3モル%添加
( M g O/ L i N b 03 = 3 / 9 7 ) . T i 02 を溶融物組成から 折出可能な L i N b 03 の理論量に対して、 1 5モル%添加した混 合物を白金ルツボに入れ、 ヱ ピタキ シャル成長育成装置中で空気雰 囲気下で 1 1 0 0 まで加熱してルッボの内容物を溶解した。
( 2 ) 溶融体を 1 時間あたり 6 0 ての冷却速度で、 , 8 0 ΐまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学エ ッチングしたものを基板材料と して溶融体中に i G 0 r P mで回転させながら 8分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで回 転させながら 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで 徐冷し、 基板上に約 7 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム、 チ タ ン舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウム、 チタ ンの量は、 それぞれ 1. 2 モル% 4 モル%、 8モル%であった。 又格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 4 A 入射光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は 2 . 2 3 9 ± 0 . 0 0 1 であった。 .
実施例 1 8
( 1 ) L i z C 03 5 2 モル%、 V 2 05 4 4 モル%、 N b 2 05 4 モル%、 a z C 03 を前記溶融物組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して 4 8 モル%添力 Π ( N a 2 0 / L i 2 0 = 7 . 4 / 5 2 ) 、 M g 0を前記溶融物組成から析出可能な L i N b 03 の理論量に対して 5 モル%添加 ( M g O Z L i N b 03 = 5 / 9 5 ) した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシ ャル成長育成装置 中で空気雰囲気下で 1 1 0 0 。Cまで加熱してルツボの内容物を溶解 させた。
( 2 ) 溶融体を 1 時間当たりに 6 0 ての冷却速度で 8 3 5 'Cまで徐 冷した後、 タ ンタ ル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 したものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させなが ら 1 2分間浸潰した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 G r P mて 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基扳材 料上に約 8 ^ mの厚さのナ ト リ ゥム、 マグネ シウム含有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 1 モル%、 および 6 モ ル%であつた。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5 . 1 5 3 A、 入 射光波長 1 . 1 5 / mで測定した屈折率は、 2 . 2 3 2 二 G . 0 0
1 で'あった。
実施例 1 9
( 1 ) L i 2 C 03 5 0 モル%、 V 2 05 3 0 モル%、 N b 2 05 2 0モル%、 a 2 C 03 を前記溶融物組成から析出可能な L i K b 03 の理論量に対して 5 0モル%添加 ( N a 2 0 / L Ϊ z 0 - 4 0 / δ 0 ) . M g 0を前記溶融物組成から析出可能な L i N b 〇 2 の理論量に対して 4 モル%添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 5 0 てまで加熱 してルツボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1 時間当たり 6 0 'Cの冷却速度で 9 9 5 てまで徐冷 した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨し た後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 G 0 r p mで画転させながら 1 2分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 9 mの厚さのナ ト リ ゥム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に舍有されていた ナ ト リ ウム、 マグネ シウムの量は、 それぞれ 2モル%、 5モル%で あった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 5 A、 入射光波 長 1. 1 5 mで測定した屈折率は、 2. 2 3 3 ± 0. () 0 1 てあ つた。
実施例 2 0
( 1 ) N a 2 C 03 4 7. 4 モル%、 L i 2 C 03 2 3. 7 モル% V 2 05 4. 2 モル%、 N b z 05 2 4. マモル%、 M g Oを前記 溶融物組成から圻出可能な L i b 03 の理論量に対して、 2モル %添加 ( M g 0ノ L i N b 03 = 2 / 9 8 ) して混合物を白金ルツ ボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 5 0 てまで加熱してルツボの内容物を溶解させた。 ( 2 ) 溶融体を 1 時間当たり 6 0 ての冷却速度で 1 0 2 3 てまで徐 冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨 した後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 1 3分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 1 1 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸 リ チウム単結晶薄膜を得た。
( ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に舍有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 2 . 5 モル%、 および 3 モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5 . 1 5 6 A、 入射光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は、 2 . 2 3 5 ± 0 . 0 0 1 であった。
実施例 2 1
( 1 ) N a z C 0 a 4 5 . 9 モル%、 L i 2 C 0 , 3 6 . 8 モル%、 V z 0 5 2 , 7 モル%、 N b 2 0 5 1 4 . 6 モル%、 M g 0を前記 溶融物組成から折出可能な L i N b 0 3 の理論量に対して 4 モル% 添加 ( M g 0 / L i N b 0 3 = 4 / 9 6 ) 、 d z 0 3 を前記溶融 物組成から析出可能な L i N b 0 3 の理論量に対して 1 モル%添加 した混合物を白金ルツボに入れ、 ェピタキシ ャル成長育成装置中で 空気雰囲気下で 1 1 5 0 てまで加熱してルツボの内容物を溶解させ
( 2 ) 溶融体を 1時間当たり 6 0 'Cの冷却速度で 9 7 0 てまで徐冷 した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨し た後、 化学ェッチングしたものを基板材料として溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 1 8分間浸漬した。 ( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 9 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ネオジム舍有 ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に舍有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウム、 ネオジムの量は、 それぞれ 1 . 2 モル %、 5 モル%、 0. 3 モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a 軸) は 5. 1 5 4 A、 入射光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は. 2. 2 3 3 ± 0. 0 0 1 であった。
実施例 2· 2
( 1 ) L i 2 C 03 6 0 モル%、 V 2 05 2 0 モル%、 b z 05 2 0 モル%、 N a 2 C 03 を前記溶融物組成から折出可能な L i N b 03 の理論量に対して 5 0 モル%添加 ( N a 2 O L i 2 0 = 4 0 / 6 0 ) 、 M g Oを前記溶融物組成から析出可能な L i b 03 の理論量に対して 4 モル%添加 ( M g 0 / L i N b 03 4 9 6 ) した混合物を白金ルツボに入れ、 ェピタキシャル成長育成装置 中で空気雰囲気下で 1 1 5 0 'Cまで加熱してルツボの内容物を溶解 させた。
( 2 ) 溶融体を 1時間当たり 6 0 'Cの冷却速度て' 9 9 5 'Cまで徐冷 した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨し た後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として、 溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 1 2分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 8 // mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。 ·—
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されてい ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 1. 8 モル%、 および 5モル%であった。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 5 A 入射光波長 1. 1 5 ^ mで測定した屈折率は、 2. 2 3 3 ± 0. 0 0 1であった。
実施例 2 3
( 1 ) L i z C 0 a 5 2モル% V 2 05 4 4 モル%、 b 25 4 モル%、 N a z C 03 を前記溶融物組成から折出可能な LiN'b03 の理論量に対して 9 3 モル%添加、 M g 0を前記溶融物組成から圻 出可能な LiNb03 の理論量に対して 0. 0 1 モル%添加した混合物 を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気 下で 1 1 5 0 'Cまで加熱してルツボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1時間当たり 6 0 'Cの冷却速度で 8 3 5 てまで徐冷 した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨し た後、 化学エ ッチングしたものを基板材料として、 溶融体中に 1 0 0 r p mで回転させながら 1 2分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 面転数 1 0 0 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 8 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ-ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 2 モル%、 および 0. 0 2モル%であつた。 また、 薄膜の格子定数 ( a軸) は 5. .1 5 3 A、 入射光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は、 2. 2 3 2 土 0. 0 0 1 Tあった。
実施例 2 4 ( 1 ) L i z C 03 5 0 モル%、 V z 05 3 0 モル%、 N b 2 05 2 0 モル%、 N a z C 03 を L i N b 03 に対して 8 6 モル%添加 M g Oを L i N b 03 に対して 0. 2 モル%添加した混合物を白金 ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1 1 5 0 てまで加熱してルツボの内容物を溶解させた。
( 2 ) 溶融体を 1 時間当たり 6 0 'Cの冷却速度で 9 9 5 てまで徐冷 した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の ( 0 0 0 1 ) 面を光学研磨し た後、 化学ェツチングしたものを基板材料として、 溶融体中に 1 0 O r p mて'回転させながら 1 2分間浸漬した。
( 3 ) 溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1 0 ϋ 0 r p mで 3 0秒間溶融体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材 料上に約 9 mの厚さのナ ト リ ゥム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。
( 4 ) 得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていた ナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 0. 3 モル%、 および 5 モル%であった。 また、 瀵膜の格子定数 ( a軸) は 5. 1 5 5 A 入射光波長 1 . 1 5 mで測定した屈折率は、 2. 2 3 3 ± 0. 0 0 1 であった。
実施例.2 δ
(1) Na2C03 20モル Li2C03 30モル ¾, Vz05 40モル% , Nb 205 10モ ル% , MgO を前記溶融物組成から析岀可能な LiNb03 の理論量に対 して 2 モル ¾ 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェピタキ シャル 成長育成装置中で空気雰囲気下で、 1100'Cまで加熱してルツボ 0ί¾ 容物'を溶解した。 、
(2)溶 ϋ体を 1 時間当りに 60'Cの冷却速度で 914'Cまで徐冷した。 タ ンタル酸リ チウム単結晶の(000Ω面を光学研磨した後、 R Fスパ ッ タ法により、 膜厚 500Aの V膜を形成した後、 1000'Cにて熱拡散さ せた後、 化学エ ッチングしたものを基板材料と した。 この基板材料 は、 Vを拡散させない基板材料に比べて常光屈折率が 1 xio 3減少 していた。 この基板材料を溶融体中に lOOrpmで回転させながら 13分 間浸潰した。
(3)溶液体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 11 〃 mの厚さのナ ト リ ウム、 マグネシウム舍有ニオブ酸リ チウム単結 晶薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 3 モル%, 2 モル; ό であった。 又、 薄膜の格子定数(a軸) は 5.156A、 入射光波長1.15 111で測定 した屈折率は 2.235 ±0.001 であった。
実施例 2 6
(1) Li ZC03 50モル ¾, V205 40モル^ Nbz05 10モル ¾: Na2C03 を L i b03 に対して、 45モル% 添加、 MgO を前記溶融物組成から析出可 能な LiNb03 の理論量に対して、 7 モル% 添加した混合物を白金ル ッボにいれ、 ェ ピタキ シャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100 まで加熱してルツボの内容物を溶解した。
(2)溶融体を 1 時間当り 60'Cの冷却速度で 918てまで徐冷した。 タ ン タル酸リ チウム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 フ ォ ト リ ソグ ラ フ ィ 一および R Fスパッ タ法により、 膜厚 1000 A、 幅 5 mの Mg 0 膜を形成した後、 1000てにて熱拡散させ、 幅 5 ^ mの MgO 拡散チ ャ ンネルをもつものを基板材料と した。 このチャ ンネル部分は、 Mg を拡散させない部分に比べて常光屈折率が] 5 χ ΐϋ—3減少していた。 この基板材料を溶融体中に lOOrp で回転させながら 9分間浸漬し た。
(3)溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rPm で 30秒間溶融 体上で、 瑢融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 37〃 Π1の厚さのナ ト リ ウム、 マグネ シウ ム舍有ニオブ酸リ チウ ム単 結晶薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リチウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 2 モル%, 6 モル ¾ であった。 又格子定数 ΰ軸) は 5.155Α、 入射光波長 1.15 mで測定した屈折 率は、 2.231 ±0.001 であった。
(5)得られたニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜を、 幅 5 mの gO 拡散チ ヤ ンネルに対して垂直に端面研磨を施して、 レーザ光を篛面入射さ せ、 出射光のニァフ ィ ール ドパター ンを観察したところ、 レーザ光 が幅 5 mの MgO の拡散チヤ ンネル上で良好に閉じ込められている ことが確認できた。
実施例 2 7
(1) Na2C03 12モル V 205 40モル%, Nbz05 10モル ¾, Li2C03 を 3 モ ル%: MgOを前記溶融物組成から析出可能な LiNb( の理論量にお して、 5 モル% 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタ キ ン ャ ル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100 'Cまで加熱してルッボの内 容 を溶解した。
(2)溶融体を 1時間当り 60ての冷却速度で 938'Cまで徐冷した。 タ ン タ ル酸リ チゥム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 フ; r ト リ ソ グ ラ フ ィ ーおよび R F スパック法により、 幅 5 mの窓部をもつ膜厚 400 Aの Ti膜を形成した後、 1000'Cにて熱拡散させ、 輻 5 A' IIIの Π 未拡散チャ ンネルをもつものを基板材料とした。 Ti拡散部分は、 チ ャ ンネル部分に比べて常光屈折率が 2 X10— 3増大していた。 こ の基 板材料を溶融体中に 100 r p mで回転させながら 15分間浸漬した。
(3)溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 17〃 mの厚さのナ ト リ ゥム、 マグネ シウム舍有ニオブ酸リ チウム単 結晶薄膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に舍有されていたナ ト リ ウム、 マグネシウムの量は、 それぞれ 1 モル%, 6 モル ¾ であった < 又格子定数(a軸) は 5.153A、 入射光波長 1.15 / mて'測定した屈折 率は、 2.231 ±0.001 であつた。
(5)得られたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を、 幅 5 / mの Ti未拡散チ ヤ ンネルに対して垂直に端面研磨を施して、 レーザ光を端面入射さ せ、 出射光のユアフ ィ ール ドパター ンを観察したと こ ろ、 レーザ光 が幅 5 mの T i未拡散チヤ ンネル上で良好に閉じ込められている こ とが確認できた。
実施例 2 8
(1) Na2C03 12.8モル¾: Li2C03 37.2モル%, V203 40.0モル , b203 10.0モル Nd203を前記溶融物組成から折出可能な Li 'bOa の煙 論量に対して、 0.8モル% 添加した混合物を白金ルッボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で ilOO'Cまで加熱して ルツボの内容物を溶解した。
(2)溶融体を 1 時間当り 60ての冷却速度て 927 'Cまで徐冷した後、 タ ンタル酸リ チウム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 R F スパ ソ タ法により、 膜厚 400 Aの Ni膜を形成した後、 100CTCにて熱拡散さ せた後、 化学エ ッチ ングしたものを、 基板材料と した。 この基扳材 料は、 Niを拡散させない基板材料に比べて常光屈折率が 1 増 大していた。 この基板材料を溶融体中に lOOrpmで回転させながら 7 分問浸漬した。
(3)溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上.で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 11〃 mの厚さのナ ト リ ゥム、 ネオジム舍有ニオブ酸リ チウム単結晶 薄膜を得た。
)得られたニオブ酸リチウム単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ゥム、 ネオ ジムの量は、 それぞれ 1.2モル%, 0.4モル ¾ であった。 又格子定数(a軸) は 5,153A、 入射光波長 1.15 rcで測定した屈折 率は、 2.232 士 0.001 であつた。
実施例 2 9
(1) azC03 27.2モル¾: LizC03 22.8モル , V 205 40.0モル : N 205 10.0モル%, Ti02を前記溶融物組成から析出可能な Li b03 の理 論量に対して、 12.0モル 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェ ピタキシャル成長育成装置中で空気雰囲気下で 1100。Cまで加熱して ルツボの内容物を溶解した。
(2)溶融体を 1 時間当り 60'Cの冷却速度て 89 Cまで徐冷した。 々 タル酸リ チウ ム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 フ ト リ ソ ゲ ラフィ 一および R Fスパッタ法により、 膜厚 80ϋ A、 幅 5 mの lg 0 膜と、 こ の幅 5 mの MgO 膜以外の部分に膜厚 400 Aの Cu膜を形 成した後、 1000て にて熱拡散させ、 幅 5 mの MgO 拡散チャ ンネル をもつものを化学エ ッチングし、 基板材料とした。 MgO を拡散させ たチャ ンネル部分およびチヤ ンネル部分以外の Cuを拡散させた部分 は、 何も拡散させない基板材料に比べて、 常光屈折率はそれぞれ 10 X10— 3減少および 1 X' 10 3増大していた. この基扳材料を溶融体中 に lOOrpmで回転させながら 11分間浸漬した。
(3)溶融体から基板材料を引き上げ . 回転数 1000 rprr, で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 7 mの厚さのナ ト リ ゥム、 チタ ン舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄 膜を得た。
(4)得られたニオブ酸リ チウムの単結晶薄膜中に含有されていたナ ト リ ウム、 チタ ンの量は、 それぞれ 4.6モル ¾ , 5.0モル であった。 又、 格子定数(a軸) は 5.153人、 入射光波長 1.15;/ mで測定した屈 折率は、 2.241 ±0.001 であった。
(5)得られたニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を、 幅 5 i/ mの gO 拡散チ ヤ ンネルに対して垂直に端面研磨を施して、 レーザ光を篛面入射さ せ、 出射光のユアフ ィ ール ドパター ンを観察したと こ ろ、 レ一ザ光 が幅 5 u mの MgO 拡散チヤ ンネル上で良好に閉じ込められている こ とが確認できた。
実施例 3 0
( 1 ) 実施例 2 5で得られた L i N b 03 単結晶薄膜の表面を镜面 研磨し、 この L i N b 03 薄膜を導波層とするスラブ型導波路を作 成した。
( 2 ) 前記ス ラ ブ型導波路の膜厚をイ オ ンビームェ ソチ : グによ り .. 位相整合膜厚 2. δ 0 ^ m ± 0. 0 5 mに調整した。
( 3 ) 前記 ( 1 ) 及び ( 2 ) で得られたスラブ型導波路 * フ オ ト リ ソ グラ フ ィ 一により、 幅 1 0 m、 膜厚 2. 5 0 ^ m亡 C 0 5 / m., 段差 1 mの リ ン ジ型チヤ ンネル型導波路を作成した。
( 4 ;! ( 3 ) で得られたチャ ンネル型導波路の両端面をハフ研磨に より、 鏡面研磨して端面からの光入出射を可能と し、 第二高調波発 生 ( S'H G ) 素子と した。
( 5 ) .上記 ( 4 ) で作成した、 チ ヤ ン ル型導波路からなる S H G 素子を、 半導体レーザの発光領域とチ ヤ ンネル型導波路の一方の ¾ 面とを向合わせて精密に位置合わせした後、 シ リ コ ンプロ ン ク上に 半導体レーザチップと S H G素子を紫外線硬化樹脂を用いて固定し た。 - さらに半導体レーザの上下面の電極にワイ アをボンテ ィ ングして 尾区動電力を供給できるようにした。
( 6 ) このよう にして半導体レーザと S H G素子を一体化した後、 図 8 のように金属製の気密封止パ ンケージの中に入れ、. 外部ピンと ヮィ ャを電気的に接続して外部ピンにより動作電力を供給できるよ う すると共に、 波長選択性のガラス窓を設けたキャ ソブを被せて 内部を高純度窒素ガス雰囲気で気密封止した。
このようにして本発明の L i N b 0 3 薄膜からなる S H G素子を 用いて作成した気密封止パッケージ型素子に半導体レーザからの出 力が 4 8 . 0 m Wとなる動作電圧を加えた時、 ガラス窓から出射す る第二高調波の出力は、 2 . 0 m ¾\ また半導体レーザの出力は、 0 . 1 m Wとなり、 第二高調波を効率良く取り出すこ とができた 実施例 3 1
( 1 ) 厚さ 0 , 5 m mの光学グレー ド Zカ ツ 卜の L i N b 0 3 単結 晶基板の上に R Fスパッタ法により膜厚 5 mの L i T a 0 3 単結 晶薄膜を形成した。
( 2 ) ( 1 ) で得た L i T a 0 3 単結晶薄膜の上に液相ェピタキシ ャ ル成長法により、 膜厚了 . 5 mの本発明の L i N b 0 3 単結晶 薄膜を形成した。
( 3 ) ( 2 ! で得た L i N b 0 3 単結晶薄膜の表面を鏡面に研磨し この L i N b 0 3 単結晶薄膜を導波層とするスラブ型導波路を作成 o ( 4 ) ( 3 ) の導波路の膜厚をイ オ ンビームエ ッチングにより、 位 相整合膜厚 5. 8 0 ± 0. 0 5 mに調整した。
( 5 ) ( 3 ) および ( 4 ) で得たス ラブ型導波路をフォ ト リ ソグラ フ ィ 一により、 幅 1 0 / m、 膜厚 5. 8 0 = 0. 0 5 m、 段差 1 mのリ ッジ型のチャ ンネル型導波路を作成した。
( 6 ) ( 5 ) で得られたチャ ンネル型導波路の両端面をバフ研磨に より、 鏡面研磨して端面からの光の入出射を可能とし第 2 高調波発 生素子と した。
このよう に して得られた第 2高調波発生素子 ( S H G素子) を用 い、 波長 0. 8 3 ^ m. 4 0 m Wしつ半導体レーザを光源にして S II G出力を測定し、 その結果を第 2表に示した。
実施例 3 2
( 1 ) 厚さ 0. 5 mの光学グレー ド Zカ ツ トの L i N b 03 単結 曰基板の上に R Fスパ ンタ法により、 膜厚 8 mの L i T a 03 舉 結晶薄膜を形成した。
( 2 ) ( 1 ) で得られた L i T a 03 単結晶薄膜の上に液相ェビタ キシャル成長法により、 膜厚 5 / mの本発明の L i N b 0 , 単結晶 薄膜を形成した。
( 3 ) ( 2 ) で得られた L 〗 N b 03 単結晶薄膜を用い実施例 3 1 の ( 3 ) 〜 ( 5 ) と同様の方法にて幅 1 0 / m、 膜厚 2. 7 0 =: 0 0 7 m、 段差 1 . 2 mのリ ッジ型のチャ ンネル型導波路を作成
Ϊ
( 4 ) ( 3 ) で得た L i N b 03 単結晶薄膜を用い実施例 3 1 の ( 6 ) と同様の方法にて研磨し、 S H G素子とした。
このよう に して得られた S H G素子を用い波長 0. 8 2 m、 4 0 mwの半導体レーザを光源として S H G出力を測定し.、 結果を第 2表 こ した
実施例 3 3
( 1 ) 厚さ 0 . 5 mの光学グレー ド Zカ ツ トの L i N b 0 3 単結 晶基板の上に R Fスパ ッ タ法により、 膜厚 6 mの L i T a 0 3 単 結晶薄膜を形成した。
( 2 ) ( 1 ) で得られた L i T a 0 3 単結晶薄膜の上に液相ェビタ キシャル成長法により、 膜厚 5 mの本発明の L i b 0 単結晶 薄膜を形成した。
( 3 ) ( 2 ) で得られた L i N b 0 3 単結晶薄膜の表面を鏡面に研 磨し、 この L i N b 0 3 単結晶薄膜を導波層とするスラブ型導波路 を作成した。
( 4 ) ( 3 ) で得たスラブ型導波路の両端面をパフ研磨により、 鏡 面研磨して端面からの光の入出射を可能として第 2高調波発生素子
o
このよ う にして得られた S H G素子を用い、 波長 0 . 8 3 m
4 0 m Wの半導体レーザを光源として S H G出力を測定し、 その結 果を第 2表に示した。
実施例 3 4
( 1 ) 実施例 3 2 で作成した、 チ ヤ ンネル型導波路からなる S H G 素子を、 半導体レーザの発光領域とチヤ ンネル型導波路の一方の^ 面とを向合わせて精密に位置合わせした後、 シリ コ ンブ ソク上 半導体レーザチ ソプと S H G素子.を紫^線硬化樹脂を用いて固定し さらに半導体レーザの上下面の電極にワイアをホンデ ン'グして 駆動電力を供給できるようにした。
( 2 ) このよう にして半導体レーザと S H G素子を一体化した後、 図 5 のよう に金属製の気密封止パ 'ノケー、 の中に入れ、 外 ピン と ヮィ ャを電気的に接続して外部ピ ンにより動作電力を供給てき るよ う にする と共に、 波長選択性のガラ ス窓を設けたキャ ップを被せて 内部を高純度窒素ガス雰囲気で気密封止した。
このよう にして本発明のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜より なる第 二高調波発生素子を用いて作成した気密封止パッケ一ジ型素子に半 導体レーザからの出力が 4 8 . 0 m Wとなる動作電圧を加えた時、 ガラス窓から出射する第二高調波の出力は、 3 . δ in W. また半導 体レーザの出力は、 0 . 1 m Wとなり、 第二高調波を効率良 く 取り 出すこ とができた。
実施例 3 5
(1) Li 2C03 2 .7モル%, Nbz05 29.3モル%, K2C03 21.5 モル : V b205 21.5モル%: MgOをニオブ酸リ チウ ムの理論量に対して 5 モル % 添加した混合物を白金ルツボに入れ、 ェピタキ シ ャル成長育成装 置中で空気雰囲気下で iiocrcまで加熱してルツボの内容物を溶解し
(2)溶融体を 1 時間当り 60ての冷却速度て 89 Cまで徐冷した。 タ ン タル酸リ チウム単結晶の(0001)面を光学研磨した後、 フ ォ ト リ ソ グ ラ フ ィ 一および R F スパッタ法により、 膜厚 800 A -. 幅 5 μ m O fig 0 膜と、 この幅 5 mの Mg0 膜以外の部分に膜厚 400 A OCu膜を形 成した後、 1000。C にて熱拡散させ、 幅 5 ^ mの MgO 拡散チャ ンネル をもつものを化学エ ッ チ ングし 、 基板材料と した。 gO を拡散させ たチ ャ ンネル部分およびチャ ンネル部分以外の C uを拡散させた部分 は、 何も拡散させない基板材料に比べて、 常光屈折率はそれぞれ 10 X 10— 3減少および 1 X 10 3増大していた。 こ の基板材料を溶融体中 に lOOrpmで回転させながら 11分間浸漬した。 (3)溶融体から基板材料を引き上げ、 回転数 1000 rpm で 30秒間溶融 体上で、 溶融体を振り切った後、 室温まで徐冷し、 基板材料上に約 7 mの厚さの MgO 舍有ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を得た。 以上実施例 1 〜 2 9 および 3 5 で得られた本発明のニオブ酸リ チ ゥム単結晶薄膜についてプリ ズム結合により波長 0 . 83 m半導体 レーザ光に対する光伝搬損失を測定し、 その結果を第 1 表に示した, これらの値は従来技術では全 く 得られなかった極めて優れた特性 を示すものである。
また、 本発明で得られるニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の 未 X線 回折図の 1 例を第 4図に示すとともに、 ニオブ酸リ チウム 特有 C 1 5本のピークの 2 0 の値と、 従来のニオブ酸リ チウムの 2 6 ©値 の比較を第 3表に示す。
i表
关 ϋ ifcνΐ βιΐ 7Π Ί2Η v'k j ί¾Μ ( Λ Q V ο, / / r τ1η1 ノ 丄 1丄 , π υ
9 1 0
1 ,
Q
ο 1 Q
1
4 丄 , Λ ϋ
5 1
丄 . d
Q
D 丄 · u
ί 11 · Q
Q
o 1 Π
y 丄 - 丄
丄 u 1 o
丄 1 丄 1 1丄 , π υ
丄 丄 ·
1
丄 d 丄 , 乙
1 丄 * 丄
1 0
丄 0 I , ό
丄 b 1 , υ
丄 , u
丄 ϋ 1 1
丄 . 1
1 Q
丄 3 丄 ,
2 0 1 . 0
2 1 1 . 2
2 2 1 . 0
2 3 1 . 0
2 4 1 . 3
2 δ 1 . 1
2 6 1 . 3
2 7 1 . 3
2 8 1 . 0
9 1
丄 , L
3 5 1 . 0
実施例 S H G出力 ( m V )
3 1 0 . 6
3 2 3 . 9
3 3 0 . 3
3 4 3 , δ 第 3表
Figure imgf000078_0001
L i N b 0 3 (従来) の a軸の格子定数 = 5 . 1 4 8 3 A
L i N b 0 3 (本発明) の a軸の格子定数 = 5 . 1 δ 3 5 A
また、 光学グ Ξ レー ド Zカ ッ ト L i N b 0 3 単結晶基板上に単結 HB 薄膜を中間層として形成し、 そ Ο上に形成された本発明の i N b 0 3 単結晶薄膜は、 結晶性が大幅に向上し、 L i X b 0 3 単結晶 O もつ非線形光学定数がほぼ 1 0 0 %発揮されるため、 L. i T a C 3 単結晶基板の上に、 同じ条件で液相ェピタキシャル成長法で形成し た L i λ' b 0 3 単結晶薄膜に比べ約 2倍の S H G出力が得られ Γ二, 産業上の利用可能性
本発明 よればタ ンタル酸リ チウム基板上に.. 従来得られなかつ た極めて優れた光学的特性を持つと同時に、 光学デバィ スに^いる のに必要な充分厚いニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜が実用的に形成て き るため、 薄膜導波路型 S H G素子の構成材料と して最適であるだ けでな く 、 光変調器、 マルチモー ドの光学デバイ スの構成材料と し て有用である。

Claims

請求 の 範画
1 . タ ンタル酸リ チウム基板上に形成されたニオブ酸リ チウム単結 晶薄膜であって、 該薄膜は前記タ ンタル酸リ チウ ム基板と格子整合 されてなり 、 光伝搬損失が 1 . 4 d B/ cm以下である こ とを特徴とする二 ォブ酸リ チウム単結晶薄膜。
2 . 前記タ ンタル酸リ チウム基板の a 軸の格子定数は、 δ . 1 2 0 〜 5 . 1 7 3 Αである請求項 1 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄 膜。
3 . 前記タ ンタ ル酸リ チウ ム基板は、 少な く とも表面の一 g| こ異種 元素を含有してなる請求項 1 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜,
4 . 前記異種元素は、 マグネ シウ ( M g ) 、 チタ ン ( T i ) 、 ノ: ナ ジゥム ( V ) 、 ク ロム ( C r ) 、 鉄 ( F e :) 、 ニ ッ ケル ( N i ) ネオ ジム ( N d ) から選ばれる少な く とも 1種である請求項 3 に記 載 0ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
δ . 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜は、 ナ ト リ ウ ムを舍有してな る請求 1 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
6 . 前記ナ ト リ ウ ム舍有量は、 0. 1〜14. 3モル%¾る範囲でぁる請 求項 5 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
マ . 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶瀵膜は、 マグネ シウ ムを舍有して なる請求項 1 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
5 . 前記マグネ シウムの舍有量は、 0 , 8〜1-0. 8モル%なる範囲でぁ る請 '求項 7 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
9 . 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 ネオジム ( d ) 、 口 ジ ゥ ム ( R h ) 、 '亜鉛 ( Z n ) 、 ニ ッ ケル ( N i ) 、 コ バル ト ( C 0 ) 、 チタ ン ( T i ) から選ばれる少な く とも 1 種を舍有してなる 請求項 1 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
1 0 . 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜は、 前記タ ンタ ル酸リ チ ゥ ム基板(0001 )面に形成されて成る請求項 1 に記載 οニオブ酸リ チ ウ ム単結晶薄膜。
1 1 . 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の a 軸の格子定数が.タ ンタ ル酸リ チウム基板の a軸の格子定数の 99. 81〜: 100. 07 %の範囲内と なる こ とより格子整合がなされている請求項 1 に記載のニォブ酸リ チウム単結晶薄膜。
1 2 . 溶融体にタ ンタ ル酸リ チウ ム基板を接触させ、 ェ ピタ キ ン ル成長により、 ニォブ酸リ チウム単結晶薄膜を育成させる方法 お つて、 溶融体と して、 主と して、 L i 2 0、 V , 0: 、 X b 2 0 ,
、 N a 2 0、 M g 0からなる組成物を用いる こ とにより 、 ニオブ酸 リ チウ ムの単結晶薄膜の a軸の格子定数とタ ンタル酸リ チウ ム基板 の a軸の格子定数を整合させる こ とを特徴とするニオブ酸リ チ ウ ム 単結晶薄膜の製造方法。
1 3 . 前記タ ンタル酸リ チウム基板の a軸の格子定数を 5 . 1 2 C 〜 5 . 1 7 3 Aに調整する請求項 1 2 に記載のニオブ酸リ チ ウ 結晶薄膜の製造方法。
1 4 . 前記タ ンタル酸リ チウ ム基板は、 タ ンタル酸リ チ ウ 単結晶 薄膜が形成されたニオブ酸リ チウム単結晶基板である請求項 1 2 に 記載のニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜の製造方法。
1 5 . 前記タ ンタル酸リ チウ ム基板の少な く と も表面の一部に異種 元素を添加する請求項 1 2 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜 製造方法。.
1 6 . 前記異種元素の添加方法は、 熱拡散、 イ オ ン交換、 イ オ ン注 入法、 液相ェピタキ シャル成長法、 原料添加法から選ばれる請求項 1 5 に記載のニオブ酸リ チウ 単結晶薄膜の製造方法。
1 7. 前記溶融体は、 L i 2 0、 V 2 05 、 X b 2 05 の組成範囲 が、 L i 2 0 - V z 05 - b 2 0 の 3成分系の三角図において A ( 8 8. 9 0 , 2. 2 2 , 8. 8 8 ) . B ( 5 δ . 0 0.. 4 S . 0 0 , 2. 0 0 ) . C ( 6. 5 0 , 5 1. 5 0 , 2 , 0 0 ) . D ( 1 1 . 1 1 , 8 0 , 0 0 , 8. 8 9 ) 、 £ ( 3 7. 5 0 , 5. 0
0 , 5 7. 5 0 ) の 5組成点で囲まれる領域で示される組成範囲内 にある請求項 1 2に記載のニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の製造方法,
1 8. 前記 N a 2 ◦の組成範囲は . それぞれ、 モル比で X a 2 0 , ' L i 2 0の値か、 2.. 0ノ 9 8. 0〜 9 3. δ 6. 5である請求 項 1 2 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の製造方法。
1 9. 前記 M g 0の組成範囲は、 モル比で M g 0 /ニオブ酸リ チウ ムの値が、 0. 1 Z 9 9. 9〜 2 5. 0 マ 5. 0である請求項 1 2 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の製造方法。
2 0. 前記溶融体は、 ネオ ジム ( N d ) 、 ロ ジウ ム ( R ) 、 亞鋁 ( Z η ) 、 ニ ッ ケノレ ( Ν i ) 、 コ バル ト ( C o ) 、 チタ ン ( T i :; から.選ばれる少な く とも 1種の酸化物を舍有してなる請求項 1 2 に 記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
2 1 . ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜を育成する温度は、 6 0 0〜 1 2 δ 0 'Cの範囲内である請求項 1 2に記毂のニオブ酸リ チウ ム単結 晶薄膜の製造方法。
2 2. ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜をタ ンタル酸リ チウ厶基板 ( (· 0 0 1 ) 面に育成する こ とを特徴とする請求項 1 2 に記載のニオブ 酸リ チウム単結晶薄膜の製造方法。
2 3. 前記ニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜の a軸の格子定数をタ ンタ ル酸リ チゥム基板の a軸の格子定数の 9 S . 8 1〜 1 G 0. 0 7 ¾ の範囲にする請求項 1 2 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の製 造方法。
2 4 . ニオブ酸リ チウム単結晶基板上に、 単結晶瀵膜からなる中間 層が形成され、 該中間層上には、 ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜が形 成されてなる こ とを特徴とするニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
2 5 . 前記中間層は、 0 . 2 〜 3 0 mの厚みを有する請求項 2 4 に記載の二'ォブ酸リ チウ ム単結晶薄膜。
2 6 . 前記中間層は、 少な く とも表面の一部に異種元素を舍有して なる請求項 2 4 に記載のニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜。
2 7 . 前記 Φ間層は少な く と も表面の一部に異種元素と して、 マグ ネ シゥ ム ( M g ) 、 チタ ン ( T i ) 、 バナ ジウ ム ( V ) 、 ク ロ ( C r ) 、 鉄 ( F e ) 、 ニ ッ ケル ( N i ) 、 ネオ ジム ( N (i ) か 選ばれる少な く とも 1 種を舍有してなる請求項 2 4 に記載のニォブ 酸リ チウム単結晶薄膜。
2 8 . 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 光伝搬損失が 〗 . ^ d B / c m以下である請求項 2 4 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄
2 9 . 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 ネオジム ( X d ) 、 ジゥ ム ( R h ) 、 亜鉛 ( Z n ) 、 ニ ッ ケル ( N i ) 、 コ バル ト ( C 0 ) 、 チタ ン ( T i ) から選ばれる少な く と も 1 種を舍有してなる 請求項 2 4 に記載のニオブ酸リ チウ 単結晶薄膜。
3 0 . 前記ニオブ酸リ チウム単.結晶薄膜は、 液相ェピタ キ ノ ル成 長法により形成されてなる請求項 2 4 に記載のニオブ酸リ チウム単 結晶
3 1 . 前記中間層とニオブ酸リ チ ウム単結晶薄膜が格子整合されて なる請求項 2 4 に記載のニオブ酸リ チゥム単結晶薄膜 -
3 2 . 前記中間層は、 タ ンタル酸リ チウ丄単結晶薄膜である請求項
2 4 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
3 3. 前記タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜の ( 0 0 0 1 ) 面にニォ ブ酸リ チウム単結晶薄膜が形成されてなる請求項 3 2 に記載のニォ ブ酸リ チウム単結晶薄膜。
3 4. 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜の a軸の格子定数が前記タ ンタル酸リ チウム単結晶薄膜の a軸の格子定数の 9 9 . 8 1 〜 1 () 0 . 0 7 %の範囲内となるよう格子整合されてなる請求項 3 2 に記 載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
3 5 . 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜は、 ナ ト リ ゥ 厶を舍有して なる請求項 3 2 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
3 6 . 前記ニオブ酸リ チウ ム単結晶薄膜は 0.1〜 14.3モル%なる範 囲のナ ト リ ウムを舍有する請求項 3 2 に記載のニオブ酸リ チウム単 結晶薄膜。
3 7 . 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は、 マグネ シウ ムを舍有し てなる請求項 3 2 に記載のニオブ酸リ チウム単結晶薄膜。
3 8. 前記ニオブ酸リ チウム単結晶薄膜は.、 0.8〜10.8モル%なる 範西のマグネ シウムを舍有する請求項 3 2 に記載のニオブ酸リ チゥ ふ単結晶薄膜。
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