された。図に示すように、脱離後のガラス表面はAおよびBとマークされている。図２はSi2pのピークを示している。元のガラスの組成には酸化アルミニウムと酸化シリコンが含まれているため、元のガラス表面のSi2pピークはSiO2に帰属される。元のガラス表面ではSi2pのピークが明確に検出されるが、脱離後の表面では弱く検出される。したがって、脱離後のガラス表面がAlO層で覆われていることが示唆される。残留AlO層の厚さがXPS分析深度以下であるため、脱離後の表面でもSi2pのピークが検出される。図３は、三種類の表面のAl2pピークを示している。元のガラス表面（図４a）のAl2pピークは脱離後のガラス表面（図３b,c）よりもはるかに弱い。これは、脱離後の表面に残留しているAlO層によるものである。表面状態をさらに詳しく調べるために、Al2pピークのカーブフィッティングを行った。元のガラスのAl2pピークは、アルミニウム亜酸化物（AlOx）またはアルミノシリケートに対応する74.7 eVと、化学量論的Al2O3に対応する75.6 eVの二つのピークに分解できることが示された（図３a）。AlOx/アルミノシリケートとAl2O3のピーク面積比は0.70対0.30である。図３bおよびcに示すように、脱離後の表面AのAlOx/アルミノシリケートとAl2O3のピーク面積比は0.19対図１SiおよびAlO中間層を使用した接合したガラス基板の接合強度。図２未処理のガラス基板の表面およびAlO中間層を使用して接合後の剥離されたガラス基板の各接合表面のSi2pのXPSスペクトル。0.81であり、脱離後の表面Bでは0.47対0.53である。これは、堆積されたAlO層が主にAl2O3で構成されていることを示している。脱離後の表面AとBのピーク面積比の違いは、各AlO層の厚さやAlO層内の化学結合の局所的な分布によるものであると考えられる。さらに、接合界面の破壊は堆積されたAlO層とガラス表面の間ではなく、AlO中間層内で発生していることが示唆される。破壊は構造の最も弱い点で発生するため、接合後のAlO中間層の機械的強度が接合強度を決定する。また、脱離後の表面AおよびBからのAlOx/アルミノシリケートのピークは元のガラス表面よりもはるかに高いことから、堆積されたAlO層にはAl2O3の他にAlOxも含まれていることが示される。考えられる理由の一つは、Ar/O2混合ガスイオンビームスパッタリング中にスパッタリングされたAl原子が部分的にしか酸化されないことである。もう一つの可能性は、Arイオンビーム活性化によるAlの還元である。前の研究では、α-Al2O3（サファイア）表面がArイオンで爆撃されると、Al2O3中の酸素が優先的にスパッタリングされ、酸素欠乏表面が形成されることが報告されている。表面処理前のガラス表面の組成と構造を評価するために、STEMとEDXを使用して元のガラス表面を調査した。図４は、高角度環状暗視野（HAADF）STEM観察と図３Al2pのXPSスペクトルとカーブフィッティングの結果。a)未処理のガラスウェハの表面。b)AlO中間層を使用して接合後の剥離されたガラスウェハの表面。c)AlO中間層を使用して接合後の剥離されたガラス表面の別の側面。− 408 −
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