CN102076891A - 金刚石材料 - Google Patents

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Abstract

具有高化学纯度即低氮含量和高同位素纯度即低13C含量的单晶金刚石，描述了用于制备相同单晶金刚石和包含这种单晶金刚石的固态系统的方法。

Description

金刚石材料
本发明涉及合成金刚石材料的方法以及可通过该方法制得的合成金刚石材料。该合成金刚石材料具有高的化学纯度和高的同位素纯度且因此其理想地用作适合于自旋电子应用的量子自旋缺陷的主体(host)材料。
在过去20年间，使用和调控用于密码术和量子计算两个主要应用领域的单光子源一直受到很大的关注。
这些应用领域利用本质上基于量子尺度存在的基本性能；在进行测量之前，具有两种或更多种可得到的自旋态的粒子必须被视为具有所有自旋态叠加的粒子。
具有不连续自旋态的粒子例如光子、电子、原子核、原子缺陷等的自旋态可使用许多方法进行调控，并且可使用能量源或检测器检测和/或可控地改变所述自旋态。具有不连续自旋态的电子、光子、原子核或原子缺陷类似于传统计算机中的“比特(bit)”并且被称作“量子位元”(或“量子比特(qubit)”或“量子位(qbit)”)。然而，由于自旋态的量子性质，量子比特可不仅仅以两种自旋态之一存在，而且还以这些自旋态的叠加存在。正是这种自旋态叠加使基于量子比特的计算机能够按比典型计算机所能够的速度要大得多的速度计算某些问题，并且在密码术应用中使发送者确实能够知道信息是否已发送至接收者而无窃听者也知道信息内容。
量子信息处理所需要的关键要素是：量子比特到单个量子系统的低错误编码；相比于选通(gate)时间，量子信息的长久存储；和可控的两量子比特的相互作用从而形成快速量子门。
已提出很多材料和结构用作从量子点半导体到超冷离子阱的量子比特主体。至今为止的替代物遭受到的缺点是仅可能在低温下工作或者具有非常短的横向驰豫时间(称作“T2”)。相反，金刚石中的氮空位(“NV”)缺陷在室温(约300K)下可具有使其用于一系列应用的足够长T2。金刚石中的NV中心可用于量子比特应用，这是因为其具有不连续的量子化磁自旋态。已经使用例如电子顺磁共振(EPR)、光致发光(PL)、光学吸收光谱法和单轴应力下光谱法的技术对NV中心进行了充分表征。在金刚石中NV中心确定为中性电荷状态和负电荷状态(分别为“NV0”和“NV-”)。NV中心在其负电荷状态(NV-)时具有在637nm的零声子线(“ZPL”)，与就中性状态(NV0)的NV中心而言的575nm形成对比。
产生适合于量子比特应用的材料的一个主要问题是防止量子比特退相干(decohering)，或至少延长系统退相干所花费的时间(即延长“退相干时间”)。退相干通常理解为使量子变为经典的过程；宏观世界的确定性产生于描述量子过程的叠加和缠结所依据的过程。退相干时间可以使用横向弛豫时间T2进行量化和对比。T2是用于NMR(核磁共振)和MRI(磁共振成像)技术中的术语并且还称作“相移(dephasing)时间”或“自旋-自旋弛豫时间”。横向弛豫描述了垂直于施加到材料的主磁场返回到平衡即与磁场平行的受激磁矩的弛豫。长的T2时间在例如量子计算的应用中是期望的，因为其允许更多时间用于量子门阵列运行，且因此允许实施更加复杂的量子计算。
在特定材料中，退相干时间可与例如在金刚石中所考虑的比磁矩相关，关于13C原子核的磁矩与NV-中心的电子自旋态的磁矩相比可以具有不同的T2。这些磁矩中的每一种可有利地用于量子应用，尽管在许多方面它们在这种类型的应用中显示出不同的益处和限制，因此重要是要清楚所报导的T2是关于哪一种磁矩。在本说明书中，除非另外说明，“T2”将是指量子自旋缺陷(例如金刚石中的NV-中心)的电子自旋态的退相干时间，其它T2值将适当进行量化，例如“T2[13C]”是指13C原子核磁矩的T2时间。
在US 7,122,837中，金刚石中的NV中心以受控方式产生。在一个实施方案中，使用CVD方法形成单晶金刚石，并然后进行退火以除去NV中心。然后用控制数目的NV中心形成单晶金刚石的薄层。NV中心形成用于电子电路的量子比特。掩膜式和控制离子注入与退火联合用于CVD形成的金刚石以产生用于光学应用和纳米机电装置形成的结构。波导可以形成与NV中心的光耦合并且进一步与光源和光检测器耦合以与NV中心相互作用。
Kennedy和Linares(Phys.Stat.Sol.(b)，233(2002)，416-426)公开了含有在1.5-100K温度下T2为32μs的NV中心的金刚石。
NV-缺陷内的内部光跃迁典型地花费约10ns。对于可行的量子计算装置，T2时间必须比此大得多以获得足够的门操作用于纠错等。因此大于约500μs(0.5ms)的T2时间在退相干失去之前提供了可观数目的门控操作(gated operation)，典型地约5×104。
Gaebel等，Nature Physics，2，2006年6月记载了通过离子注入形成的含Novelty中心的天然丰度的单晶金刚石，其显示了来自单个缺陷的350μs的Hahn回波衰减时间(退相干时间T2)。
一些应用的其它重要参数涉及光跃迁的时间谱稳定性，所述光跃迁可用于读/写来自NV量子比特的信息。这在要获得从单独量子比特发射出的光子之间的缠结时是特别重要的。这些光子的频率必须相同以确保量子缠结所需的不可分辨性的条件之一。
基于上述，很明显存在对关于量子自旋缺陷的主体材料的需要，其中当纳入所述材料中时，所述量子自旋缺陷在室温下具有比目前所证明的更高的T2时间。此外，如最终应用所要求的，可期望以对于表征和“读出”很容易获得的形式和/或位置提供这些量子自旋缺陷。还期望用于对这种量子自旋缺陷进行读/写的光跃迁频率是稳定的。
就此而言，本发明人发现，通过仔细控制使用化学气相沉积(CVD)方法制备金刚石材料所处的条件，能够提供兼具非常高的化学纯度和非常高的同位素纯度的金刚石材料。特别地，发现通过控制用于CVD法的材料的化学纯度和同位素纯度，能够获得特别适合用作量子自旋缺陷的主体的合成金刚石材料。出人意料地，发现在使用这种材料作为量子自旋缺陷的主体时，在室温下获得长的T2时间并且用于对装置进行读/写的光跃迁频率是稳定的。
更具体地，本发明提供了制备具有高的化学纯度和高的同位素纯度的金刚石材料的方法，该方法包括：
提供具有基本无晶体缺陷的表面的金刚石基材；
提供包含高纯气体的源气体混合物，其中该源气体混合物中的氮浓度为约300ppb以下；
提供固体碳源，该固体碳源包含该源中总C含量的至少约99％量的12C，其中该固体碳源具有低的氮杂质含量；
活化和/或解离至少部分的源气体混合物和固体碳源以形成气态碳物质；和
允许在所述基材表面上进行同质外延金刚石生长。
就此而言，本发明人出乎意料地发现，通过使用具有高的同位素纯度的固体碳源，能够显著提高所制得的金刚石材料的化学纯度和同位素纯度。
本发明人进一步提供了制备具有高的化学纯度和高的同位素纯度的金刚石材料的方法，该方法包括：
提供具有基本无晶体缺陷的表面的金刚石基材；
提供包含高纯气体和碳源气体的源气体混合物，其中所述高纯气体对该源气体混合物中总氮水平贡献了约300ppb以下，所述碳源气体包含该碳源气体中总C含量的至少约99％量的12C并且含有约20ppm以下量的氮杂质；
将该源气体解离；和
允许在所述基材表面上进行同质外延金刚石生长，其中满足以下条件中的至少一种：
(a)基材的温度为约800℃-约1000℃；和
(b)将氧以总源气体混合物的约0.5％-约5％体积的量加入到该源气体混合物中，所述量按O2当量测得。
本发明的方法提供了具有高的化学纯度和高的同位素纯度的合成金刚石材料。就此而言，本发明进一步提供了可通过本文限定的方法获得的合成金刚石材料。
在其它方面，本发明提供了合成金刚石材料层，其中该金刚石层具有约5ppb以下的总氮浓度和约0.9％以下的总13C浓度。
本发明的合成金刚石材料层具有非常低的杂质水平和非常低的缔合点缺陷(associated point)水平。此外，合成金刚石材料层可以具有低的位错密度、低应变，以及足够接近与生长温度有关的热力学值的空位和自间隙浓度，使得该材料的吸光谱基本上是完美的天然金刚石晶格的吸光谱。因此在为金刚石的材料中不可得到进一步改进。
作为其高的化学纯度和高的同位素纯度的结果，本发明的合成金刚石材料特别适合用作量子自旋缺陷的主体。
因此，本发明进一步提供了包含主体材料和量子自旋缺陷的固态系统，其中所述量子自旋缺陷在室温下具有约500μs以上的T2。
在根据本发明的固态系统中，量子自旋缺陷例如NV缺陷在室温下具有出乎意料地长的T2值。
在主体材料中存在量子缺陷时，在该材料的最终应用中，需要将量子自旋缺陷进行表征和读出。为了使包含主体材料和缺陷的系统用于例如量子计算应用，必要的是，用于表征和读出量子自旋缺陷的光跃迁频率具有高的谱稳定性。这确保了一个量子自旋缺陷不能够与任何其它量子自旋缺陷区分开。出乎意料地，在将量子自旋缺陷引入到本发明的合成金刚石材料层或通过本发明方法制得的金刚石材料中时，该量子缺陷表现出特别稳定的光跃迁。
量子自旋缺陷例如处于负电荷状态的NV中心的谱稳定性通过由该中心在一定时间段内发射的光子频率的传播进行量化，在室温下(约300K)测得。对于处于负电荷状态的NV中心，所测量的光子是当ms＝±1受激状态的电子弛豫(即去激发)到ms＝0基态时发射的光子。与零声子线(ZPL)有关的光子具有637nm的标称波长，相应于约4.7×1014Hz(470THz)的频率。通过测量大量光子的频率，可绘制具有特定频率的光子数目相对于光子频率的图。因此，本发明的合成金刚石材料层是用于量子自旋缺陷的合适主体。
通过用于进行读出量子自旋缺陷的技术，以及其制备方法，例如仅可在表面的数微米内引入缺陷时的离子注入技术，这种表征通常在主体材料表面约100μm内的材料区域上进行。因此期望主体材料的该区域具有特别高的品质(即基本上无损伤)，并且使量子自旋缺陷位于材料的该区域中从而使它们易于获得。就此而言，本发明人发现，通过加工金刚石主体材料的表面以便实现低的表面粗糙度Rq，可获得高的T2值和高的谱稳定性，其中本发明的合成金刚石材料用作主体材料，在该主体材料中量子自旋缺陷位于距离加工表面小于100μm。量子自旋缺陷的这种定位意味着其对于最终应用是易于获得的，使得其可例如通过与波导的光耦合进行表征和“读出”。
因此，在其它方面，本发明提供了制备包含主体材料和量子自旋缺陷的固态系统的方法，该方法包括：
在主体材料中形成量子自旋缺陷，其中对该主体材料的表面进行加工，使得在由半径约5μm的圆所限定的区域内单晶金刚石的表面粗糙度Rq为约10nm以下，所述圆以最接近形成量子自旋缺陷的地方的表面上的点为中心。
或者，可以在表面加工之前在主体材料中形成量子自旋缺陷以促进读出和表征。就此而言，本发明还提供了用于制备包含主体材料和量子自旋缺陷的固态系统的方法，该方法包括：
对其中已形成量子自旋缺陷的主体材料的表面进行加工，使得在由半径约5μm的圆所限定的区域内单晶金刚石的表面粗糙度Rq为约10nm以下，所述圆以最接近形成量子自旋缺陷的地方的表面上的点为中心。
术语“ppm”在本文中用于意指百万分之一。
术语“ppb”在本文中用于意指十亿分之一。
本文使用的术语“高化学纯度”是指其中中性取代的氮浓度为约10ppb以下，优选约5ppb以下，优选约2ppb以下，优选约1ppb以下，优选约0.5ppb以下，优选约0.2ppb以下，优选约0.1ppb以下，优选约0.05ppb以下的金刚石材料。
优选地，具有高的化学纯度的金刚石满足以下标准中的一项或多项：
(i)硼的浓度为约100ppb以下，优选约50ppb以下，优选约20ppb以下，优选约10ppb以下，优选约5ppb以下，优选约2ppb以下，优选约1ppb以下，优选约0.5ppb以下，优选约0.2ppb以下，优选约0.1ppb以下；
(ii)非补偿取代(uncompensated substitutional)的硼的浓度为约100ppb以下，优选约50ppb以下，优选约20ppb以下，优选约10ppb以下，优选约5ppb以下，优选约2ppb以下，优选约1ppb以下，优选约0.5ppb以下，优选约0.2ppb以下，优选约0.1ppb以下；
(iii)硅的浓度为约100ppb以下，优选约50ppb以下，优选约20ppb以下，优选约10ppb以下，优选约5ppb以下，优选约2ppb以下，优选约1ppb以下，优选约0.5ppb以下，优选约0.2ppb以下，优选约0.1ppb以下，优选约0.05ppb以下；
(iv)硅空位(称作“SiV”)的浓度，其特征在于相对于在约1332.5cm-1位移处的金刚石拉曼(Raman)谱线的强度进行归一化的737nm光致发光(PL)谱线的强度(二者均在约77K温度下测量)为约0.5以下，优选约0.2以下，优选约0.1以下，优选约0.05ppm以下，优选约0.02以下，优选约0.01以下，优选约0.005以下；
(v)固有顺磁缺陷即具有非零自旋磁自旋的缺陷的浓度，X-/+为约1ppm以下，优选约0.5ppm以下，优选约0.2ppm以下，优选约0.1ppm以下，优选约0.05ppm以下，优选约0.02ppm以下，优选约0.01ppm以下，优选约0.005ppm以下，优选约0.001ppm以下；
(vi)任何单一非氢杂质的浓度为约5ppm以下。优选地，任何单一杂质(不包括氢及其同位素)的水平为约1ppm以下，优选约0.5ppm以下。
(vii)总杂质含量(不包括氢及其同位素)为约10ppm以下。优选地，总杂质含量(不包括氢及其同位素)为约5ppm以下，优选约2ppm以下；和
(viii)氢杂质(具体是氢及其同位素)的浓度为约1018cm-3以下，优选约1017cm-3以下，优选约1016cm-3以下，优选约1015cm-3以下。
金刚石可以满足任何数目和任何组合的任何特征(i)-(viii)。在一个实施方案中，金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的两项。在替代性实施方案中，金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的三项。在替代性实施方案中，金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的四项。在替代性实施方案中，金刚石可以满足任何组合的特征(i)-(viii)中的五项。在替代性实施方案中，金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的六项。在替代性实施方案中，金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的七项。在替代性实施方案中，金刚石可以满足所有八项特征(i)-(viii)。
固有顺磁缺陷是具有非零自旋的晶格缺陷，其对于例如位错和空位簇的材料是固有的。这类缺陷的浓度可以使用电子顺磁共振(EPR)在g＝2.0028下进行测定。该谱线被认为与晶格缺陷的存在相关。
杂质浓度可通过二次离子质谱法(SIMS)、辉光放电质谱法(GDMS)、燃烧质谱法(CMS)、电子顺磁共振(EPR)和红外(IR)吸收进行测量，此外对于单取代氮通过在270nm的光吸收测量进行测量(相对于由通过燃烧分析所破坏性分析的样品获得的标准值进行校正)。在上述中，“杂质”排除氢及其同位素形式。
特别地，硼浓度和硅浓度可以使用SIMS进行测定。
非补偿取代硼的浓度可以使用电容-电压(CV)技术进行测量。
硅空位即Si-V的浓度可以通过相对于在约1332.5cm-1位移处的金刚石拉曼谱线的强度进行归一化的737nm光致发光(PL)谱线的强度(两者均在约77K温度下测量)来表征。
顺磁性缺陷的浓度可以使用EPR技术测定。
金刚石中的总氮可通过灵敏度下限为约100ppb(约1×1016cm-3)的SIMS进行测量。
作为单取代氮存在的氮可通过EPR进行测量。灵敏度下限小于1ppb(小于约2×1014cm-3)。
作为NV中心存在的氮与W15EPR中心关联并且可通过EPR测量低至约1ppb(约2×1014cm-3)的浓度。共焦光致发光(共焦PL)可识别单个NV中心，因此可通过计数工序测量极低浓度。
SIMS是可用于进行薄层(典型地为几nm至几μm)的元素分析的非常灵敏的技术。在该技术中，通过一次离子束溅射表面并且通过质谱分析作为离子离开表面的溅射材料部分。通过将特定物质的计数率与标准浓度进行对比和通过测定溅射空穴的深度，可以产生深度相对于浓度的分布。可在给定区域中取一组值并然后将其平均。
本文中使用的术语“高的同位素纯度”是指其中通过SIMS测得的总计为12C原子的C原子以百分数表示的份数小于或等于100％且为约99％以上，优选约99.2％以上，优选约99.4％以上，优选约99.6％以上，优选约99.7％以上，优选约99.8％以上，优选约99.9％以上，优选约99.95％以上，优选约99.98％以上，优选约99.99％以上，优选约99.998％以上。
术语“量子自旋缺陷”在本文中用于意指顺磁性缺陷中心，该顺磁性缺陷中心具有两种或更多种磁自旋态并且当结合到主体材料中时形成量子比特。优选的量子自旋缺陷是NV中心。
术语“自旋电子应用”在本文中用于意指利用电子的量子自旋态以及使用它们的电荷状态的应用。实例包括量子计算、量子密码术和磁测量，特别是例如Chernobrod和Berman，Journal of Applied Physics，97(2005)，014903中描述的Optically Detected Magnetic Resonance(ODMR)技术。
如本文所用术语“室温”是指约300K的温度。
术语“表面粗糙度Ra”(有时称作“中心线平均值”或“c.l.a.”)是指表面轮廓偏离用触针式表面光度仪在0.08mm长度内测量的平均线的绝对偏差的算数平均值，依照英国标准BS 1134Part 1和Part 2测量。Ra的数学描述(来自“Tribology”I.M.Hutchings，Pub.Edward Arnold(London)，1992，8-9页)是：
R a = 1 L ∫ 0 L | y ( x ) | dx
“表面粗糙度Rq”是指均方根粗糙度(有时也称作“RMS粗糙度”)。在提及Rq时，其是使用触针式表面光度仪在0.08mm长度内依照于英国标准BS 1134Part 1和Part 2测得，或者使用扫描探针仪器例如原子力显微镜在几μm乘几μm(例如1μm×1μm或2μm×2μm)的区域内典型测得；对于所正提及的Rq，使用触针式表面光度仪测得Rq，除非具体说明Rq使用扫描探针仪器测得)。Rq的数学描述(来自“Tribology”，I.M.Hutchings，Pub.Edward Arnold(London)，1992，8-9页)是：
R q = 1 L ∫ 0 L y 2 ( x ) dx
对于具有表面高度的高斯(Gaussian)分布的表面，Rq＝1.25Ra(来自“Tribology”，I.M.Hutchings，Pub.Edward Arnold(London)，1992，8-9页)。
本发明的方法是用于生产合成金刚石的化学气相沉积(CVD)法。合成金刚石材料(包括同质外延单晶CVD金刚石)的方法现已完全确立并且已广泛描述在专利和其它文献中。在将金刚石材料沉积在基材的生长表面上时，该方法通常包括提供输入到合成设备中的源气体。在合成设备内部，将合成环境中的源气体解离成原子形式的氢或卤素(例如F、Cl)以及C或含碳自由基和其它反应性物质，例如CHx、CFx其中x可以是1-4。此外，可以存在含氧源，正如可存在氮源和硼源一样。在许多方法中，也存在惰性气体如氦、氖或氩。因此，典型的源气体将含有烃类CxHy，其中x和y可以各自为1-10，或卤代烃CxHyHalz，其中x和z可以各自为1-10，而y可以是0-10，和任选的下述的一种或多种：COx，其中x可以是0.5-2，O2、H2、N2、NH3、B2H6和惰性气体。各气体可以按其天然同位素比率存在，或者可以人工控制相对同位素比；例如氢可以按氘或氚形式存在，而碳可以按12C或13C形式存在。
用于本发明方法的基材优选是金刚石基材，优选适用于同质外延金刚石合成的金刚石基材。本发明的基材可以是低双折射Ia或IIb型天然金刚石或低双折射Ib或IIa型高压/高温(HPHT)合成金刚石。所述基材可以包含在其上合成有CVD金刚石基材层的HPHT合成金刚石层，使得该基材的生长表面优选是CVD金刚石基材层的表面。或者，本发明的基材可以是单晶CVD金刚石。该基材可以是通过同质外延单晶CVD金刚石合成制备的同质外延单晶CVD金刚石(本文也称作同质外延基材)。
术语“低的双折射”用于描述具有下面性能中的至少一种的基材，结合本发明的金刚石材料详细描述了所述性能：
a)在约0.014cm2以上的面积中通过X-射线形貌术表征的约1000/cm2以下的扩展缺陷密度；
b)在约0.1mm3以上的体积中约1×10-4以下的光学各向同性；和
c)就(004)反射(reflection)而言的FWHM(“半高宽”)X-射线摇摆曲线宽度为约120弧秒以下。
优选地，金刚石基材具有极低水平的双折射。在金刚石中，双折射典型地与大量扩展缺陷(例如位错、位错束和堆垛层错)的存在有关，所述缺陷的存在导致高的局部应变水平并因此导致双折射。优选地，在约70％以上的主表面的面积，优选约80％以上的主表面的面积，优选约90％以上的主表面的面积，优选约95％以上的主表面的面积，优选约98％以上的主表面的面积中，通过基材厚度测量评估的最大双折射为1×10-4以下，优选5×10-5以下，优选1×10-5以下，优选5×10-6以下，优选1×10-6以下。可使用例如“Metripol”(Oxford Cyrosystems Ltd.，Oxford，UK)的仪器评估双折射。使用这样低双折射的金刚石材料是有利的，因为这降低在同质外延金刚石层生长期间从该基材传播到同质外延金刚石层中的扩展缺陷的每单位面积的数目；这类缺陷可以用可具有非零原子核自旋的杂质原子进行“修饰”，因此可降低附近量子自旋缺陷的T2时间。
优选地，如通过SIMS测量或EPR测量所测定，金刚石基材内的氮浓度为约200ppm以下，优选约150ppm以下，优选约100ppm以下，优选约50ppm以下，优选约20ppm以下，优选约10ppm以下，优选约5ppm以下，优选约2ppm以下，优选约1ppm以下，优选约0.5ppm以下，优选约0.1ppm以下，优选约0.01ppm以下，优选约0.001ppm以下。金刚石基材中的低氮浓度是有利的，因为其降低了与具有较高浓度的氮杂质并且具有任何界面位错的金刚石晶格膨胀有关的应变，可产生所述位错以吸收(take up)在基材和金刚石材料之间的界面处晶格失配。其具有的其它优点是提高从基材和CVD金刚石层之间的界面处起小于约100μm的量子自旋缺陷的T2。
合成后，可以保持基材以充当金刚石材料的载体层。或者，可以在合成后从金刚石材料除去基材并将其丢弃，从而留下金刚石材料作为独立物品(freestanding object)。金刚石材料可以含有一个或多个在下文称为“中间载体层”的其它层。因此，在一个实施方案中，本发明的金刚石材料可以包含高化学纯度(但是碳同位素比率正常)的层以排除与附着基材中的自旋中心有关的杂质影响，接着是具有高的化学纯度和高的同位素纯度的含有量子自旋缺陷(例如NV中心)的层。或者，金刚石材料可以与基材分离，将该基材丢弃，而留下包含金刚石层和一个或多个中间载体层的金刚石材料。
在基材是金刚石基材时，在其上进行金刚石生长的基材表面基本上可以是{100}、{110}或{111}表面。这些表面对基材的生长表面是有利的，因为这些表面中的每一个具有低指数，这意味着在表面中存在有限数量的台阶边缘。
在基材是金刚石基材时，优选具有(001)主面，该主面可以被位于基本上沿着<100>方向的边缘约束。进一步优选基材具有法线与[001]方向偏离约10°以下，优选约5°以下，优选约4°以下，优选约3°以下，优选约2°以下，优选约1°以下的主表面。进一步优选基材具有法线与[001]方向偏离约0.01°以上，优选约0.05°以上，优选约0.2°以上，优选约0.5°以上的主表面。或者，优选基材具有法线与[001]方向偏离约0.01°-约2°，优选约0.05°-约1.5°，优选约0.5°-约1°的主表面。在基材的边缘与沿<100>方向基本上对齐时，优选基材的边缘在<100>方向的约10°以内，优选在<100>方向的约5°以内，在<100>方向的约3°以内。
如本文所使用的，术语“基本上”在指方向例如晶向或相对于基材生长表面的方向时，表示在所述方向的约10°以内，或者在所述方向的约5°以内，或者在所述方向的约4°以内，或者在所述方向的约3°以内。
其上进行生长的基材表面基本无晶体缺陷。术语“晶体缺陷”在下文中用于意指材料所固有的扩展和/或结构晶体缺陷，例如位错、堆垛层错、孪晶间界等。
如本文所使用的，“基本无晶体缺陷”在指基材的生长表面时，指的是如通过如下所述的暴露(revealing)等离子体蚀刻所测定的，在约5×103mm-2以下，优选约1×102mm-2以下的生长表面上的晶体缺陷密度。
使用具有基本无晶体缺陷的生长表面的基材是有利的，因为如果其上合成金刚石材料的基材生长表面含有高数量的晶体缺陷，则提高了在合成有金刚石材料中的晶体缺陷的浓度。合成金刚石材料中降低的晶体缺陷浓度对于自旋电子应用而言是有利的，因为这种降低减小顺磁性缺陷的浓度且提高了金刚石层中量子比特缺陷中心的T2。晶体缺陷可导致在材料中存在应变，这进而可影响量子自旋缺陷的光学特性；因此降低晶体缺陷的密度是有利的。
在使用为暴露缺陷而优化的等离子体或化学蚀刻(称为暴露等离子体蚀刻)后，通过光学评价可最容易地表征晶体缺陷密度。可暴露两种类型晶体缺陷：
1)对基材材料来说固有的那些晶体缺陷例如位错、堆垛层错、孪晶间界等。在选择的合成或天然金刚石中，这些晶体缺陷的密度可以为约50/mm2以下，而更典型的值为102/mm2，尽管在其它中可以为106/mm2以上。
2)来自抛光的那些晶体缺陷，其中包括位错结构和沿抛光线以“振痕(chatter track)”形式存在的微裂纹，从而在基材表面下形成机械损伤层。
可使用的一种类型的暴露蚀刻是主要使用氢以及任选的少量Ar和所需少量O2的等离子体蚀刻。典型的氧气蚀刻条件是：压力为约50×102Pa-约450×102Pa，蚀刻气体含有1-5％的氧含量，0-30％的氩含量和余量的氢，所有百分数为体积百分数，基材温度为约600℃-约1100℃(更典型地为约800℃)，和典型的持续时间为约3-约60分钟。然后使用光学显微镜检查蚀刻表面并且对表面特征数目进行计数。
实施暴露等离子体蚀刻的方法非常类似于原位等离子体蚀刻的第一阶段，该第一阶段是单晶CVD金刚石层的常规合成方法的一部分，因此可实施蚀刻的一种方式与用于合成单晶CVD金刚石层的方式基本类似。本领域技术人员熟悉这些技术。
有利地，应当使基材的表面Ra最小化。优选地，在任何等离子体蚀刻之前基材的生长表面的Ra为约10nm以下，优选约5nm以下，优选约2nm以下，优选约1nm以下，优选约0.5nm以下，优选约0.2nm以下。
基材的所需Ra和/或晶体学取向可以通过机械锯解或激光锯解基材来获得，所述基材来自较大的高度完美金刚石材料片，优选来自这样的金刚石材料片的单个生长扇区。然后，基材的主表面可以使用常规宝石雕刻技术如研磨和磨光盘(scaif)抛光进行加工。这样的技术是本领域公知的，在本文中称作“机械加工”。优选地，将基材的生长表面进行磨光盘抛光。
机械加工的基材可以具有机械损伤层(也称作“亚表面损伤层”)，该机械损伤层延伸到表面之下从几微米直到几十微米的深度，取决于机械加工的准确细节。
可用于降低基材的机械损伤层对随后单晶CVD金刚石层生长的影响的一种具体方法是使用原位等离子体蚀刻。原则上，这种蚀刻不必是原位，尽管在生长工艺也是基于等离子体时原位蚀刻通常是最方便的。等离子体蚀刻可使用与金刚石生长过程的沉积类似的条件，但在没有任何含碳的源气体存在下和通常在稍低的温度下进行，以更好地控制蚀刻速率。例如，它可以包括如下的一项以上：
(i)氧蚀刻，其主要使用氢，及任选的小量Ar和所要求的小量O2。典型的氧蚀刻条件是：压力为约50×102Pa-约450×102Pa，蚀刻气体含有约1％-约5％的氧，约0％-约30％的氩和余量的氢，所有百分数为体积百分数，基材温度为约600℃-约1100℃(更典型地为约800℃)，而典型的持续时间为约3分钟-约60分钟。
(ii)氢蚀刻，与(i)相类似，但其中不含氧。
(iii)可以使用不是仅仅基于氩、氢和氧的替代性蚀刻方法，例如使用卤素、其它惰性气体或氮的那些蚀刻方法。
典型地，蚀刻包括氧蚀刻，接着进行氢蚀刻，和然后通过引入碳源气体直接将该工艺转入合成。选择蚀刻的时间/温度以能够除去由加工造成的任何残留表面损伤，和除去任何表面污染物，但不形成高度粗糙化的表面和且不沿着扩展缺陷(如位错)过度蚀刻，该过度蚀刻截断表面，因而引起深的凹点。由于蚀刻是侵蚀性的，期望就其组分而言的腔室设计和其组件材料的选择使得没有材料从腔室通过等离子体被转移到气相中或转移到基材表面。氧蚀刻之后的氢蚀刻对晶体缺陷的特异性较低，从而使氧蚀刻(其侵蚀性地冲击这类缺陷)所致的棱角变圆并且为随后的生长提供较光滑、较良好的表面。
或者，例如在共同未决申请PCT/IB2008/050215中所描述，离位(ex situ)各向同性蚀刻例如Ar-Cl2感应耦合等离子体蚀刻可以替代基材表面的预生长原位等离子体蚀刻或在其之前进行。Ar-Cl2感应耦合等离子体蚀刻还可以用于制备最终将含有量子缺陷中心的CVD金刚石层在其上的基材表面。有利地，在原位等离子体蚀刻之前进行离位各向同性蚀刻例如Ar-Cl2蚀刻，因为这提供了基本上无损伤的表面而没有过度地提高表面粗糙度。优选地，当使用离位Ar-Cl2感应耦合蚀刻时，接着进行原位，并且原位蚀刻的持续时间典型地为约3分钟-约15分钟。
Ar-Cl2感应耦合等离子体蚀刻可以在约0.5毫乇(约0.0667Pa)-约100毫乇(约13.3Pa)，更优选为约1毫乇(约0.133Pa)-约30毫乇(约4.00Pa)，更优选为约2毫乇(约0.267Pa)-约10毫乇(1.33Pa)下的操作压力进行。蚀刻剂优选气体混合物，该气体混合物由至少惰性气体，优选氩气，和含卤素气体，优选氯气(Cl2)构成的。优选地，含卤素气体以约1％-约99％，更优选约20％-约85％，更优选约40％-约70％的浓度(以体积计)存在于加入到工艺中的气体混合物中。优选地，气体混合物余量的大部分由Ar组成，更优选气体的余量的全部由Ar组成。
作为替代，惰性气体可以是氦、氖、氪或氙，或者可以包含这些中多于一种的混合物，或者可以包含这些中的一种或多种与氩的混合物。
如上文所述，本发明人发现，通过在本发明的方法中仔细控制形成源气体的各气体中存在的化学杂质的含量和通过控制碳源中存在的12C和13C同位素的比例，能够制得品质出乎意料地高的金刚石材料。
在金刚石材料待用于量子自旋缺陷的主体时，特别需要降低所制得的金刚石材料中的13C含量。这是因为13C具有非零核磁自旋，因此将与量子自旋缺陷相互作用并对量子自旋缺陷的退相干(T2)时间具有有害影响。此外，13C的存在将应变引入到金刚石晶格中。
用于本发明方法的源气体将通常含有氢，一种或多种惰性气体如氦、氖或氩，以及氧。在每种本发明方法中，组成源气体的气体是高纯气体。这意味着所述气体具有高的化学纯度。因为氮气是空气中最丰富的气体，所以其是最常见的引入到气体源中的杂质。其还容易引入到金刚石中作为取代杂质原子。就此而言，特定气体的化学纯度可通过参考其中存在的氮杂质含量进行量化。特别地，形成部分源气体的氢气优选含有约1ppm以下的氮杂质，惰性气体优选含有约1ppm以下的氮杂质和/或氧气优选含有约1ppm以下的氮杂质。
在本发明的一个实施方案中，碳源是固体碳源。在根据该实施方案的方法中，对该固体碳源进行活化以产生气态碳物质，然后将其用于基材上的同质外延金刚石生长。合适固体碳源的实例包括石墨和金刚石。典型地，这类固体源由气体前体(例如同位素富集的CH4)制备。在一个实施方案中，固体碳源是金刚石。在另一个实施方案中，固体碳源是经制备以便确保使氮吸收(uptake)到石墨结构最小化的石墨。
如上文所描述，氮气是空气中最丰富的气体，因此难以避免氮气污染气态碳源。然而，本发明人发现，可通过使用固体碳源使这种影响最小化。就此而言，本发明人认识到，通过活化固体碳源以形成气态碳物质，然后使该气态物质再沉积，所形成的固体具有提高的化学纯度(即降低的氮含量)，而基本上保持与起始固体材料中存在的相同12C∶13C比。这意味着可以降低用于制备固体碳源的碳源气体的化学纯度，同时仍可获得高化学纯度的产品。
本领域公知的是，在生长表面处的活性物质和因此生长过程本身基本上不取决于碳源气体，而仅取决于等离子体中存在的原子比率(对于微波等离子体CVD法)。本发明人证明，当使用固体碳源时出乎意料地也是如此。
用于根据本发明方法的固体碳源包含该源中总C量的约99％以上，优选约99.2％以上，优选约99.4％以上，优选约99.6％以上，优选约99.8％以上，优选约99.9％以上，优选约99.95％以上，优选约99.98％以上，优选约99.99％以上，优选约99.998％以上量的12C。这意味着通过固体碳源的活化制得的气态碳物质具有高的同位素纯度。
对碳源进行选择以便具有低的氮杂质含量。术语“低的氮杂质含量”在本文中用于意指氮浓度为约10ppm以下。优选地，通过SIMS或燃烧分析测得的固体碳源中的氮浓度优选为约5ppm以下，优选为约2ppm以下，优选为约1ppm以下。
在固体碳源是金刚石时，其可以通过常规HPHT使用同位素富集的固体碳源或者通过CVD技术使用具有对于这样的商购气体而言典型化学纯度的同位素富集的碳源气体(即包含源气体的含碳气体并非必须具有高化学纯度)进行制备。在CVD方法中，虽然这类碳源气体可能包括不期望的高含量的氮，但是已发现，存在于合成环境中的氮的仅约千分之一被引入到固体金刚石中。在然后将这种金刚石用作根据本发明方法中的固体碳源时，通过活化固体碳源制得的气态碳物质与初始碳源相比必然具有更低的氮含量，但是保持相同的12C同位素富集水平。因此，本发明提供了用于精制同位素富集的碳源气体的化学纯度以便显著降低最终CVD金刚石层中氮含量的方法，同时基本上使12C维持在用于固体碳源合成的气体的水平。
同位素富集的碳源气体的实例是CH4，其富集至12C含量大于99.5％且氮(以N2形式)含量小于3ppm(Spectra Stable Isotopes，Columbia，Maryland，USA)。典型地，较高的12C富集水平具有较高的化学杂质(特别是氮N2)水平，而且每摩尔的气体成本急剧上升。
在其中使用固体碳源的本发明的实施方案中，用于通过CVD方法合成固体碳源的源气体混合物中的氮浓度为约10ppm以下，优选约5ppm以下，优选约3ppm以下，优选约1ppm以下，或者约500ppb以下，或者约300ppb以下。源气体中的氮浓度可通过气相色谱测定。期望使源气体混合物中的氮含量最小化，因为这将最终使引入到金刚石材料中的氮量最小化。这进而是所期望的，因为其提高所提供的材料的品质，并因此使其特别有效作为量子自旋缺陷的主体材料。
以这种量含有氮的源气体混合物是可商购的。源气体的实例是杂质含量以体积计小于0.5ppm的H2(例如，得自例如CK Gases Ltd.，Hook，Hampshire，UK的“H26.5”)，其可以通过穿过Pd扩散体(例如Johnson Matthey Inc.，West Chester，PA，USA)得到进一步纯化达到以体积计小于5ppb的杂质水平；杂质含量以体积计小于1ppm的Ar(例如，得自例如CK Gases Ltd.，Hook，Hampshire UK的“Ar 6.0”)，其可以通过穿过净化器(例如Johnson Matthey Inc.，West Chester，PA，USA)得到进一步纯化到达以体积计小于5ppb的杂质水平。
在固体碳源用于本发明方法中时，源气体混合物优选含有最小的有意添加的含碳气体。就此而言，固体碳源优选提供气态碳源物质的约80％以上，优选约85％以上的碳，优选约90％以上，优选约95％以上，优选约98％以上，优选约99％以上，优选基本上100％。因此，优选仅存在于源气体混合物中的含碳物质将是作为杂质存在的那些。
在本发明的方法中将至少部分的固体碳源活化以提供气态碳物质。
固体碳源的“活化”是指将固体碳转化成气态碳和含碳物质，例如包括：如原子碳、CHx自由基的物质，其中x是1、2或3；含有多个碳原子的自由基，例如C2Hx，其中x是1-5的整数。该气体还可以含有稳定的分子例如CH4。
发明人已确定两种一般方法，由此使固体碳源活化：
(i)在与发生金刚石沉积的相同腔室内活化，和
(ii)远离其中发生金刚石沉积的腔室活化。
优选这两种技术中的后者(方法(ii))，因为这种方法允许对固体碳源的活化速率的显著更大的控制，并因此更大地控制再沉积过程存在的C浓度以形成本发明的金刚石材料。
在其中远距离地进行活化的实施方案中，固体碳源的活化优选在反应器(本文中称作“活化反应器”)例如化学气相沉积反应器中进行，所述反应器包括腔室、气体入口、气体出口，以及当用于活化的能量源是微波等离子体时，将微波能量供给到反应器的装置。在微波是能量源时，活化反应器的腔室优选是使用中的微波频率的谐振腔。优选地，借助于微波等离子体加热固体碳源。使源气体(典型地是氢气和氩气的混合物)穿过固体碳源，并且借助于等离子体例如微波等离子体、热丝，或者通过固体碳源的直接加热来供给能量。将固体碳源加热到约700℃-约1200℃的温度，选择准确的温度以便以期望的速率将气态碳物质供给到金刚石沉积反应器。因为应该将在活化反应器中制备的气体混合物供入金刚石沉积反应器中，所以活化反应器中的压力必须高于金刚石沉积反应器中的压力。或者，在将其供入金刚石沉积反应器中之前可以压缩来自活化反应器的气体混合物(即提高其压力)，或者，可替代地将其供入贮存设备中用于随后输送到金刚石沉积反应器。优选将所述气体直接供入金刚石沉积反应器中，因为这降低了在压缩和/或贮存期间所述气体被杂质如N2污染的可能性。
也可用本领域技术人员所熟悉的替代性的活化方法，例如使用激光以局部烧蚀碳源。
在其中固体碳源的活化发生在与金刚石沉积相同腔室内的实施方案中，反应器是CVD金刚石沉积反应器，在其中处置固体碳源从而使其可被氢自由基蚀刻以产生气态碳物质，随后将该气态碳物质再沉积在相邻的单晶金刚石基材上以形成具有高的同位素纯度和高的化学纯度的单晶CVD金刚石层。
在本发明的替代性实施方案中，碳源是气体。合适的碳源气体的实例包括但不限于CxHy，其中x和y可以各自独立地为1-10的整数(例如CH4、C2H6、C2H4、C2H2等)，CxHyHalz，其中x和z可以独立地为1-10的整数，而y可以是0-10，或COx，其中x为0.5-2.0。优选地，碳源气体是CH4。在碳源为气态时，本发明人发现可通过使工艺条件优化获得具有高化学纯度和高的同位素纯度的产品。
更具体地，发现具有高的化学纯度和高的同位素纯度的材料可以通过如下任一项获得：
(i)确保基材温度高于约800℃且低于约1000℃；或
(ii)将氧以约0.5％体积-约5％体积加入到源气体混合物中，按总气体流的O2当量测得。
氧浓度按占总气体流的体积份数(以百分数表示)进行测量；例如，当总气体流为500sccm(标准立方厘米)，其中10sccm为O2时，O2当量的体积份数为2％；例如，当总气体流为500sccm，其中10sccm为CO时，O2当量的体积份数为1％。
不希望受理论束缚，本发明人认为上述特征(i)的最佳温度范围可通过两种对立因素进行测定。第一，本发明人实验发现，对于相同基材和生长条件，随着基材温度从约700℃提高到约1000℃，通过例如SIMS和EPR的技术测量的氮引入水平降低。不意欲受任何特定理论束缚，据认为，这是N原子对金刚石生长表面的粘着系数随基材温度提高而降低的结果。第二，本发明人实验发现，对于给定的CVD金刚石生长厚度，如通过宏观台阶、丘状物和孪晶的观察所表征的，随着基材温度从约700℃提高到约1000℃，CVD金刚石层生长表面显示出提高的粗糙化。不意欲受任何特定理论束缚，据认为这种提高的粗糙化为将N和其它缺陷引入生长中的金刚石膜中提供了更多自由基位置。因此本发明人确认了两种相互竞争的影响，其中之一随着基材温度提高导致氮引入降低而另一个随着基材温度提高导致氮引入提高。对于CVD金刚石生长的任何选择的厚度，由于这两种效应随着温度的变化速率不相同，所以对于给定的层厚度，可确定使氮引入最小化的生长温度。
就此而言，基材温度优选高于约840℃，优选高于约860℃，优选高于约880℃，优选高于约900℃，优选高于约920℃，优选高于约950℃。最优选地，基材温度为约950℃-约1000℃。
关于上述特征(ii)且不意欲受任何特定理论束缚，实验发现，以上述(ii)所述的量将少量氧加入到源气体混合物中，降低了与提高基材温度有关的表面粗糙化影响(这进而导致提高的氮吸收度)，因此在CVD金刚石生长的任何具体厚度和生长温度下，与除不存在氧添加外的相同条件相比，存在降低的N引入。
加入的氧为O2形式或者为含氧物质如COx形式，其中x为0.5-2，例如CO或CO2。
优选地，以总气体流的约1体积％至总气体流约3体积％，优选总气体流的约1体积％至总气体流的约2体积％的量将氧加入到源气体混合物中。
在本发明的方法中使用就12C进行同位素富集的气态碳源时，其含有约10ppm以下，或者约5ppm以下，或者约3ppm以下，或者约1ppm以下，或者约0.5ppm以下的氮浓度。这类碳源是可商购的。
因此，提供了由此使用(i)或(ii)或者(i)和(ii)的方法，可使使用就13C进行同位素富集的碳源气体合成的CVD金刚石层的氮杂质含量最小化。
本发明人发现，含有较大浓度氮的商购气态碳源可按上文所述通过形成固体碳源进行精制(refine)。
更具体地，固体碳源例如多晶金刚石可以使用较低化学纯度(但就12C进行同位素富集)的碳源气体通过常规CVD技术形成。在该方法中，合成环境中存在的约千分之一的氮将结合到所制得的金刚石材料中。可然后活化多晶金刚石以提供具有改善化学纯度的气态碳源。
就此而言，本发明计划将所述两种方法组合，具体通过使用固体碳源且兼确保满足条件(i)和(ii)之一或其二者。
本发明的方法可以包括加工金刚石材料的表面以形成基本无晶体缺陷的表面的另外步骤。
优选将金刚石材料的表面加工至约50nm以下，约20nm以下，约10nm以下，约5nm以下，约2nm以下，约1nm以下，约0.5nm以下的表面粗糙度Ra。
可以对金刚石材料的表面进行加工，使得在由半径为约5μm，优选约10μm，优选约20μm，优选约50μm，优选约100μm的圆所限定的区域内，该表面的表面粗糙度Rq为约10nm以下，约5nm以下、约2nm以下、约1nm以下、约0.5nm以下、约0.2nm以下、约0.1nm以下，所述圆以最接近待用量子自旋缺陷的表面上的点为中心，或者在通过例如离子注入的方法进行表面加工后要提供量子自旋缺陷时，所述圆以最接近量子自旋缺陷的预期位置的表面上的点为中心。Rq优选使用扫描探针仪器测量。
如果表面具有宏观曲率，例如用以收集和聚焦从量子缺陷中心输出的光的透镜(具有约10μm-约100μm的曲率半径)，则粗糙度是指宏观曲率。这类物体的粗糙度可以使用扫描探针仪器(例如使用原子力显微镜)进行测量，由此可从表面粗糙度减去下面的曲率。
可以通过对金刚石材料表面进行常规机械加工(包括例如磨光盘抛光)改善表面的平整度和粗糙度。这样的技术在本领域是公知的。虽然机械加工操作改善金刚石材料表面的平整度(如可通过本领域已知的宏观方法例如干涉测量法测量)和降低其粗糙度(如Ra或Rq所描述)，同时这样的制备可以引入亚表面损伤，这可能是不期望的。在金刚石材料待用于自旋电子应用时，亚表面损伤的存在是特别不期望的，在所述自旋电子应用中，为了准确的读出以及位于材料内的量子自旋缺陷的表征，重要的是表面下达约100μm深度的材料品质是高的。
因此，在机械加工后，可以将金刚石表面用蚀刻，优选各向同性蚀刻和/或再生长步骤进行处理。
蚀刻的表面意指从基于最后机械加工的砂砾尺寸的机械加工状态的表面除去材料的最小厚度，从而提供没有或基本上没有机械加工损伤(亚表面损伤)并且也没有或基本上没有损伤蚀刻特征的表面。
优选地，通过如上文关于基材表面的制备所描述的感应耦合等离子体(ICP)蚀刻实现蚀刻，优选使用含有卤素和惰性气体的气体混合物，优选其中惰性气体是氩，并且优选其中卤素是氯。Ar/Cl2等离子体蚀刻清洗可能具有其它化学物质的金刚石层表面，所述其它化学物质作为表面污染物存在于其上，具有顺磁性能或带有电荷。
各向同性蚀刻表面基本上不使表面的Rq提高。Rq测量Rq a和Rq b在金刚石层表面的相同区域上获得。“相同区域”是指尽量合理实际地接近的等效区域，在需要核实测量的一般有效性时使用多种测量和统计分析，如本领域所已知的。特别地，各向同性蚀刻表面可以具有粗糙度Rq a(在蚀刻后)而原始表面具有粗糙度Rq b(在蚀刻前)，使得Rq a/Rq b优选小于1.5，更优选小于1.4，更优选小于1.2，更优选小于1.1，此外，各向同性蚀刻优选提供了至少一种，优选至少两种以下特征：
·平滑且优选比蚀刻前的原始表面更平滑的蚀刻表面，特别是其中蚀刻表面的Rq(Rq a)优选小于10nm，优选小于5nm，优选小于2nm，优选小于1nm，优选小于0.5nm，优选小于0.3nm；
·去除的材料厚度超过至少0.2μm，更优选至少0.5μm，更优选至少1.0μm，更优选至少2μm，更优选至少5μm，更优选至少10μm。
通过蚀刻从基于最后机械加工砂砾尺寸的机械加工状态的表面除去金刚石的最小厚度，从而提供没有或基本上没有机械加工损伤的表面，需要除去足够的深度以显著减少表面损伤并因此需要通过蚀刻除去与表面损伤层相同级别的厚度。典型地，表面损伤层具有0.2μm-20μm的厚度(或如果使用非常侵蚀性的宝石雕刻技术时更厚)。因此，优选从该表面蚀刻除去一定的金刚石厚度，其中所除去的金刚石厚度为至少0.2μm，更优选至少0.5μm，更优选至少1.0μm，更优选至少2μm，更优选至少5μm，更优选至少10μm。表面损伤层典型地具有与用于任何宝石雕刻加工的最后阶段的最大金刚石砂粒尺寸约相同的厚度；例如用1-2μm尺寸的金刚石砂来磨光盘抛光的表面可典型地具有约2μm厚的表面损伤层。因此，为了通过本发明方法使蚀刻后留下的宝石雕刻加工引起的损伤量最小化，通过本发明方法除去的材料量应优选为最大砂粒(grit particle)尺寸的至少0.2倍，更优选最大砂粒尺寸的至少0.5倍，更优选最大砂粒尺寸的至少0.8倍，更优选最大砂粒尺寸的至少1.0倍，更优选最大砂粒尺寸的至少1.5倍，更优选最大砂粒尺寸的至少2倍。在蚀刻后，金刚石层表面优选具有小于10nm，更优选小于5nm，更优选小于2nm，更优选小于1nm，更优选小于0.5nm，更优选小于0.3nm的蚀刻后表面粗糙度Rq a。
蚀刻表面可以延伸贯穿金刚石层的整个表面，或者使用已知技术例如光学光刻法贯穿一定比例的表面例如蚀刻到表面内的结构部件(例如光学波导)，然后该表面部分本身形成金刚石层的表面。
此外，具有低Rq a的蚀刻金刚石表面优选基本上没有加工损伤，使得通过暴露蚀刻试验揭示的缺陷数目为约5×103/mm2以下，优选约100/mm2以下。
在通过生长形成表面时，可通过使用掩蔽技术将其限制到金刚石层表面的一部分，该部分则对应于金刚石层的表面，或者更优选地，其可延伸贯穿金刚石层的整个表面，该整个表面形成根据本发明的金刚石层的表面。
通过再生长形成的表面意味着生长第二薄金刚石层，其中该薄层的表面然后以其生长状态用作金刚石层的表面。
第二薄金刚石层优选通过CVD合成进行生长并且是薄的以限制宏观生长台阶的形成。生长到预先以机械方式制备的表面上的该层的厚度为约100μm以下，优选约50μm以下，优选约30μm以下，优选约20μm以下，优选约10μm以下，优选约3μm以下，优选约1μm以下，优选约100nm以下，优选约50nm以下，优选约20nm以下，优选10nm以下。第二薄金刚石层的厚度可以为约1nm以上，优选约10nm以上，优选约30nm以上，优选约100nm以上，优选约300nm以上，优选约1μm以上。在一些实施方案中，生长到预先以机械方式制备的表面上的该层的厚度为约100nm-约50μm，或者约500nm-约20μm，或者约1μm-约10μm。
第二薄金刚石层可使用许多技术制备，所述技术包括单层生长技术和使用离轴表面以控制表面台阶的传播，因此保持非常平坦和平滑的表面。
在一些实施方案中，第二薄层要么含有要么将会含有量子自旋缺陷。在这样的实施方案中，优选使用本文描述的技术制备第二薄层使得通过使用本文描述的一种或多种技术使该层的碳、氮含量最小化。
第二薄金刚石层的表面形成金刚石层的表面并且优选具有约10nm以下，优选约5nm以下，优选约3nm以下，优选约2nm以下，优选约1nm以下，优选约0.5nm以下，优选约0.3nm以下，优选约0.2nm以下，优选约0.1nm以下的Rq。因此，该表面具有非常低的表面粗糙度，而且没有加工损伤。
可以将上文讨论的蚀刻技术，优选各向同性蚀刻和再生长组合，使得首先蚀刻表面并然后再生长薄层以形成金刚石层的表面。通常，只有当蚀刻没有完成至足够的深度来除去所有机械加工损伤时，该方法才是有利的。
优选通过上文所讨论的各向同性蚀刻和再生长技术，有利地制备本发明的金刚石材料的表面。这种制备确保金刚石材料与制备的表面相邻的部分基本上没有缺陷和杂质，使得该材料可用于自旋电子应用、量子自旋缺陷的光学读出和写入。
本发明的方法还可以包括为控制所制得金刚石材料的表面终止的步骤。金刚石表面很少由裸碳原子构成，除非在极低压力的条件下(例如几μ乇的压力)并且此时仅若通过将终止物质加热至几百℃而解吸终止物质。最常见的终止物质是按其所有同位素形式的H、O和OH。特别地，期望用具有非零电子和/或非零核磁自旋量子数的物质使表面终止最小化，因为这些可以影响材料中存在的任何量子自旋缺陷的退相干时间和/或谱稳定性。特别地，可期望以这样的原子终止(terminate)金刚石表面，所述原子具有等于零的核自旋量子数或者等于零的电子自旋量子数或者同时等于零的核自旋量子数和电子自旋量子数。氢(1H)具有为1/2的核自旋量子数，且因此可通过超精细相互作用导致NV-缺陷跃迁的分裂；氘(2H)具有为1的核自旋量子数，且因此可通过超精细相互作用导致NV-缺陷跃迁的分裂。因此这两种同位素可能对量子自旋缺陷的退相干时间和/或谱稳定性具有有害影响。同位素16O具有为零的核自旋量子数；因此不存在与NV-量子自旋缺陷的超精细相互作用并且16O不具有通过超精细相互作用对退相干时间或谱稳定性的影响。因此与其它可能的终止物质相比，以16O进行终止被认为是有益的。天然丰度的氧含有99.76％16O。
本发明人认为完全16O氧终止的表面不具有任何未成对电子，且因此在16O终止原子的电子和包含量子自旋缺陷的NV-中心的未成对电子之间应该不存在相互作用。
16O终止的表面可以例如通过在不足以显著地蚀刻表面的条件下将表面暴露于低压16O等离子体制得(例如在Biorad PT7150RF等离子体筒状蚀刻器中，在约20Pa的压力下于16O等离子体中约1分钟-15分钟)。
优选地，用16O终止的最接近量子自旋缺陷的表面的面积份数为约95％以上，约98％以上，约99％以上，约99.5％以上，约99.8％以上，约99.9％以上。
表面终止可以用本领域已知的技术例如X射线光电子光谱法进行表征。
本发明的方法使得能够制备总氮浓度为约100ppb以下且总13C浓度为约0.9％以下的合成金刚石材料层。
本发明的合成金刚石材料层的优选厚度将取决于待用的该层的最终应用。例如，本发明的合成金刚石层的厚度可以为100μm以下，或者约50μm以下，或者约20μm以下，或者约10μm以下。这在打算将金刚石层与常规金刚石载体层组合使用时是有利的。为了易于处理，金刚石材料层可以具有至少0.1μm以上，优选约0.2μm以上，优选约0.5μm以上的厚度。
在金刚石层与常规金刚石载体层(例如由天然丰度金刚石形成的层)组合使用的实施方案中，可以通过从金刚石材料层的载体层侧蚀刻掉该载体层的一部分以形成穿过载体层到达金刚石材料层下方的窗口，来提供对本发明的金刚石材料层的获取方式(access)。
或者，合成金刚石材料层的厚度可以为100μm以上，在一些情形中为200μm以上。合成金刚石材料层的厚度小于约2000μm，或者小于约1000μm。有利地，在所述层具有这样的厚度时，其对于机械稳定(robust)是足够地厚并且可从基材脱离以提供独立合成金刚石材料层。优选不使合成金刚石层过厚，因为这相当大地增加制备该层的成本和难度，特别如上所讨论，表面粗糙度Ra或Rq倾向于随着厚度增加而提高从而使氮到该层中的吸收更加难以控制。
为了使合成金刚石材料层的化学纯度最大化，期望使合成金刚石材料层中氮的总浓度最小化。就此而言，氮的总浓度为约100ppb以下，优选约50ppb以下，优选约20ppb以下，优选约10ppb以下，优选约5ppb以下，优选约2ppb以下，优选约1ppb以下，优选约0.5ppb以下，优选约0.2ppb以下，优选约0.1ppb以下。因为合成金刚石材料中基本上所有氮是单取代氮的形式，所以可以通过EPR对氮量进行量化。
作为NV中心存在的氮与W15EPR中心关联并且可通过EPR测量低至约1ppb(约2×1014cm-3)的浓度。共焦光致发光(共焦PL)可识别单个NV中心，因此可通过计数操作测量极低浓度。发明人发现，当总氮浓度为约100ppb时，NV中心的浓度典型地为CVD金刚石中总N浓度的约1/10-约1/100，更典型地约1/50-约1/20，更典型地约1/30。据认为可合理地将该比率外推至更低的NV浓度。
对于许多最终应用，特别是在金刚石材料待用作量子自旋缺陷的主体材料时，期望使金刚石层的同位素纯度最大化。就此而言，本发明金刚石层中13C的总含量为优选约0.9％以下，优选约0.8％以下，优选约0.7％以下，优选约0.5％以下，优选约0.3％以下，优选约0.2％以下，优选约0.1％以下，优选约0.05％以下，优选约0.02％以下，优选约0.01％以下。
本发明的金刚石材料层具有高的化学纯度且因此优选满足关于上文“高的化学纯度”材料的定义所给出的标准。
此外，如前文所强调的，发现在本文定义的合成金刚石材料层用作量子自旋缺陷的主体材料时，量子自旋缺陷的光跃迁特别稳定，所述合成金刚石材料层兼具有低的氮总浓度、低的13C总浓度且优选兼具有这样的表面，该表面经特意制备以确保与量子自旋缺陷的位置或预期位置直接相邻的亚表面损伤的量最小化。这特别出乎意料，因为表面中接近量子自旋缺陷的损伤的存在与该性能先前没有联系。
有利地，本发明的合成金刚石材料层可以具有低的双折射。金刚石材料层的双折射由应变引起并且提供层中扩展或结构晶体缺陷存在的指示，所述缺陷特别是位错、微裂纹、小角度晶界、孪晶面、孪晶、界面、点缺陷、小角度晶界和合成金刚石层晶体晶格的任何其它断裂。
如本领域技术人员可理解的，金刚石的热导率随同位素纯度的提高而提高。因而，本发明的金刚石材料层具有特别高的热导率。因此，在一个实施方案中，在本发明的金刚石材料层还具有低的双折射时，其特别适用于其中需要其经受非常高的功率负荷的应用。这样的应用的实例是在金刚石拉曼激光中。
在金刚石材料层待用作量子自旋缺陷的主体时，扩展或结构晶体缺陷的存在是不期望的，因为其可以使量子自旋缺陷中心区域中的金刚石晶格变形并且将状态增加到带隙中。另外，应变的存在导致与NV-缺陷有关的光跃迁的应变诱导移动。金刚石层内的非均匀应变增添的实际复杂性是不同的NV-中心将发射不同频率的光子。为了使发射的光子可区分，它们必须以技术测量误差内的相同频率发射。因此，为改善非均匀应变的存在的效应，将另外需要复杂地外部施加电场使不同缺陷中心Stark位移，使得它们可被识别。这是事实，需要使这样的晶体缺陷的存在最小化。
在本发明的一个实施方案中，合成金刚石材料层具有下面中的至少一项：
a)在约0.014cm2以上的面积中通过X-射线形貌术表征的约1000/cm2以下的扩展缺陷密度；
b)在约0.1mm3以上的体积中约1×10-4以下的光学各向同性；和
c)就(004)反射而言的FWHM(“半高宽”)X-射线摇摆曲线宽度为约120弧秒以下。
如本文中所使用的，术语“扩展缺陷”是指例如位错和堆垛层错的缺陷。
本发明的合成金刚石材料层可以具有标准(a)-(c)中的至少两项，优选至少三项。优选地，合成金刚石材料层满足标准(a)与(b)，或者标准(a)与(c)，或者标准(b)与(c)，更优选(a)、(b)和(c)。
优选地，合成金刚石材料层具有通过X-射线形貌术表征的扩展缺陷密度为约1000/cm2以下，优选约400/cm2以下，优选约300/cm2以下，优选约200/cm2以下，优选约100/cm2以下。优选地，进行扩展缺陷表征的面积为约0.014cm2以上，优选约0.1cm2以上，优选约0.25cm2以上，优选约0.5cm2以上，优选约1cm2以上，优选约2cm2以上。
优选地，合成金刚石材料层具有的光学各向同性为约1×10-4以下，优选约5×10-5以下，优选约1×10-5以下，优选约5×10-6以下，优选约2×10-6以下，优选约1×10-6以下。优选地，该光学各向同性在约0.1mm3以上，优选约0.5mm3以上，优选约1mm3以上，优选约3.4mm3以上，优选约8mm3以上，优选约27mm3以上，优选约64mm3以上，优选约125mm3以上，优选约512mm3以上，优选约1000mm3以上的体积中进行测量。
优选地，合成金刚石材料层具有的(004)X-射线摇摆曲线的半高宽(“FWHM”)为约120弧秒以下，优选约50弧秒以下，优选20弧秒以下，优选约10弧秒以下，优选约7弧秒以下，优选约5弧秒以下，优选约3弧秒以下，优选约2弧秒以下，优选约1.5弧秒以下。优选地，(004)X-射线摇摆曲线FWHM在约1mm×1mm以上，优选约2mm×2mm以上，优选约4mm×4mm以上，优选约7mm×7mm以上，优选约15mm×15mm以上的面积中进行测量。
在用作量子自旋缺陷的主体材料前，本发明合成金刚石材料层的表面可以通过本文描述的机械加工和/或蚀刻和/或再生长技术制备。
或者，本发明的合成金刚石材料层的表面可以在材料中形成量子自旋缺陷之后通过本文描述的机械加工和/或蚀刻和/或再生长技术制备。
本发明的固态系统包含主体材料和量子自旋缺陷，其中所述缺陷在室温下具有出乎意料地长的退相干时间。
主体材料优选是金刚石材料。在主体材料是金刚石材料时，其可以是CVD金刚石材料(即，通过化学气相沉积法制备的合成金刚石材料)，优选单晶金刚石材料，优选单晶CVD金刚石材料。优选地，主体材料是通过本发明的方法制备的金刚石材料或如本文所限定的合成金刚石材料层。这是因为这些金刚石材料具有高的化学纯度和高的同位素纯度的组合，发现该组合对于用作量子自旋缺陷的主体是有利的。
在主体材料是单晶金刚石时，其优选由单一{100}生长扇区形成。
主体材料的表面可以通过本文描述的机械加工和/或蚀刻和/或再生长技术制备。优选地，将主体材料的表面加工至表面粗糙度Rq为约50nm以下，约20nm以下，约10nm以下，约5nm以下，约2nm以下，约1nm以下，约0.5nm以下，约0.2nm以下。
可以对主体材料的表面进行加工，使得在由半径约5μm，优选约10μm，优选约20μm，优选约50μm，优选约100μm的圆所限定的区域内，该表面的表面粗糙度Rq为约10nm以下，约5nm以下、约2nm以下、约1nm以下、约0.5nm以下、约0.2nm以下、约0.1nm以下，所述圆以最接近待用量子自旋缺陷的表面上的点为中心，或者在将通过例如离子注入的方法进行表面加工后提供量子自旋缺陷时，所述圆以最接近量子自旋缺陷的预期位置的表面上的点为中心。Rq优选使用扫描探针仪器测量。
在主体材料是根据本发明的方法制得的金刚石材料时，本发明的方法可以包括在该金刚石材料中形成量子自旋缺陷例如NV-中心的其它步骤。或者，可以在本发明的合成金刚石材料层中形成量子自旋缺陷例如NV-中心。
在量子自旋缺陷是NV-中心时，其可以通过氮离子注入、氮原子注入或含氮离子注入形成。或者，可以使NV-中心生长入金刚石层中。术语“生长入”表示在层生长期间NV中心由N原子和在生长表面处结合的空位自发地形成。特别地，本领域公知，CVD金刚石生长表面上存在近似热力学平衡浓度的空位并且这些中的一定比例的结合到本体金刚石中。因此，存在N原子和空位被结合到固体中以彼此相邻的少但有限的机会，使得它们自发地形成NV中心。
在量子自旋缺陷是NV-中心时，其可以包含14N或15N。优选NV-中心包含单独14N或单独15N并且不包含14N和15N的混合物。NV-中心的N原子有利地是单一同位素，因为这意味着电子跃迁的能量对于所有情形是相同的。单一同位素NV-中心的形成与这些中心通过离子注入技术产生完全相容。
可以使用离子注入将一种或多种原子物质输送到金刚石材料表面之中和之下，以形成NV-中心注入层，该层在金刚石层表面下预定深度处具有峰值注入原子浓度。可然后在注入了NV-中心的金刚石层上合成金刚石覆盖层。金刚石覆盖层优选使用本发明的方法合成。
在生长后，可通过使用本领域已知的离子注入方法在金刚石层中形成NV-中心，接着在真空中或在惰性气氛中于约600℃-约900℃，优选约750℃-约850℃退火约0.1小时-约16小时，优选约0.5小时-约8小时，优选约1小时-约6小时，优选约2小时-约4小时的时间段。在该温度范围中，金刚石层中作为离子注入过程的副产物产生的空位变得可迁移。在该温度范围内，取代的N具有用于空位俘获的大横截面且因此在退火过程中形成NV中心。
有利地是，本发明的方法还包括在形成量子自旋缺陷之前或之后，优选在第一退火步骤后，在大于约1000℃，优选大于约1100℃，优选大于约1200℃，优选大于约1300℃，优选大于约1400℃，优选大于约1500℃，优选大于约1600℃的温度下进行其它退火步骤约0.1小时-约16小时，优选约0.5小时-约8小时，优选约1小时-约6小时，优选约2小时-约4小时的时间段。可以在小于约1×10-3Pa(即约1×10-5毫巴)压力的真空下，或者优选在超高压力条件下进行该退火步骤，所述超高压力条件使得金刚石为碳的热力学稳定形式(广义地称作“金刚石稳定压力”)，典型地取决于温度为约4GPa-约10GPa。这种最终退火除去了因注入而留下的任何残留损伤，该损伤可影响NV中心的T2和谱稳定性。
第二退火步骤具有的其它优点是在高于第二退火步骤的最低温度下(即高于约1000℃)固体内(即不在表面上)的任何氢原子变得显著可迁移。因此，可通过包括这样的退火步骤降低材料的氢浓度。氢1H及其同位素的浓度优选为约1018cm-3以下，优选约1017cm-3以下，优选约1016cm-3以下，优选约1015cm-3以下。降低固体中的1H浓度是有利的，这是因为1H具有1/2的核自旋且因此可与NV中心相互作用以减小其T2时间。
优选地，在主体材料表面内约100μm以下，优选约50μm以下，优选约30μm以下，优选约20μm以下，优选约10μm以下，优选约5μm以下，优选约2μm以下，优选约1μm以下形成量子自旋缺陷，优选所述主体材料的表面按上文所述进行了加工。这是有利的，因为其意味着可使用光学装置表征和读出NV中心。
使用离子注入准确设置单晶金刚石层中形成的量子自旋缺陷，使得可以在金刚石层内产生量子自旋缺陷阵列。在金刚石层内，量子自旋缺陷阵列可以是一维、二维或三维。量子自旋缺陷可以在阵列中均匀分布或非均匀分布。三维阵列可以使用注入方法通过注入不同能量的原子或离子形成。此外，合成金刚石材料可以包含许多金刚石层，每个金刚石层包含至少一个量子自旋缺陷。
存在多种可将许多量子自旋缺陷按一维阵列或两维阵列排列的方式，并且前述讨论不排除使用任何特定的阵列。在量子自旋缺陷为一维阵列时，其中许多量子自旋缺陷沿线排列，可以使量子自旋缺陷均匀地间隔或非均匀地间隔。优选使量子自旋缺陷均匀间隔，因为这使得能够实现它们彼此之间相互作用的较好控制。在量子自旋缺陷按一维阵列排列时，可以使该阵列对准位于合成金刚石层表面内的晶向；例如，对于具有的法向在[001]方向的约3°内的表面，该阵列可以在<100>或<110>方向的约5°内。
在量子自旋缺陷按两维阵列排列时，沿两个阵列轴中每一个的量子自旋缺陷分布可以相同或不同，均匀或不均匀。阵列轴可以垂直或不垂直。优选的两维阵列具有垂直的轴，其中量子自旋缺陷沿轴均匀间隔。在两维阵列具有垂直的轴时，可以使所述轴对准位于合成金刚石层表面内的晶向；例如，对于具有的法向在[001]方向的约3°内的表面，该两维阵列的轴可以在<100>或<110>方向的约5°内。
虽然自旋电子应用需要稳定和可控的单光子源，但是实验实际性(practicality)对最接近的NV中心之间的距离施加了限制。这些实际性与能够对单缺陷进行读/写的光/磁方法以及高浓度顺磁性缺陷对参数T2的影响有关。
虽然系综(ensemble)EPR测量通过W15EPR中心提供了确定NV-浓度的上限为～1ppb的可能性，但是共焦光致发光(PL)测量使能够定量到非常低的水平。显示这可如何完成的示意图是图7。可使用共焦显微镜法实现在室温下单NV中心的检测。在Ph.Tamarat等(J.Phys.Chem.A，104(2000)，1-16)中描述了在本领域中已知的共焦显微镜法技术以及所使用的那种。
优选地，在量子自旋缺陷为NV中心时，金刚石层中形成的NV中心的浓度为约1ppb以下，优选约0.5ppb以下，优选约0.2ppb以下，优选约0.1ppb以下，优选约0.05ppb以下，优选约0.02ppb以下，优选约0.01ppb以下，优选约0.005ppb以下，优选约0.001ppb以下，优选约0.0001ppb以下，优选约0.00001ppb以下，优选约0.000001ppb以下。该浓度是有利的，因为其降低并不是量子装置一部分的NV中心之间的相互作用，从而提高退相干时间T2和提高包含量子自旋缺陷的NV中心的谱稳定性。
如本领域技术人员可理解的，正是在固态材料的最终应用中将用作量子比特的量子自旋缺陷的浓度和分隔是特别相关的。例如，当待在自旋电子应用中利用的量子自旋缺陷位于主体材料的薄层中时，该层外的其它量子自旋缺陷的浓度不太重要。然而，本发明还提供了其中可存在例如量子自旋缺陷的三维阵列的固态系统，所述量子自旋缺陷遍及分布在整个主体材料中，其中每个量子自旋缺陷均是可单独寻址的。在该情形中，所有量子自旋缺陷的浓度和分隔特别相关。就此而言，本发明不限于主体材料的薄层，还扩展至包含合成金刚石主体材料的本体片的固态系统，所述片在其整个本体中具有基本上相同的性能。
主体材料中其它缺陷/特别是具有磁自旋的缺陷的附近特别不利地减小主体材料中量子比特缺陷中心的退相干时间T2。术语“其它缺陷”在本文中用于意指主体材料中存在的不意欲充当量子比特中心的缺陷。
在主体材料是金刚石层时，金刚石层中存在的对量子自旋缺陷的T2具有影响的其它缺陷通常通过如下4种机理中的一种实现之：
·双极自旋耦合，例如在缺陷是顺磁性且因此具有自旋时；
·电场或电荷，例如在局部电场电势改变时，在所述局部电场电势中量子比特缺陷中心位(sit)由相邻缺陷上的电荷引起。此外，这样的缺陷可因热激发而例如无规律地改变电荷状态，从而对量子比特缺陷中心的能量状态施加改变。基本上，将状态增加到带隙中的任何缺陷可以导致局部电场的上升；
·晶格应变，因为这改变了晶格的局部弹性性能且因此改变了量子比特缺陷中心的详细结构，然后例如影响零声子线能量或线宽；和
·局部光学性能，包括吸收度、折射率和散射；因为与量子比特缺陷中心的相互作用通常是通过光学手段，从而需要详细的光子结构来有效地与外界耦合，于是金刚石材料的所有这些光学方面是重要的。
因此，除了通过例如使用本发明的方法制备金刚石主体材料使这类缺陷的存在最小化外，还期望确保量子自旋缺陷与具有磁自旋的其它组元分开足以使任何相互作用最小化的距离。
就此而言，优选地，使量子自旋缺陷与具有磁自旋的其它组元(即其它NV中心)分开，使得在任何横截切片中NV中心之间的平均距离为约0.02μm以上，优选约0.05μm以上，优选约0.1μm以上，优选约0.5μm以上，优选约1μm以上，优选约2μm以上，优选约5μm以上，优选约10μm以上，优选约20μm以上，优选约50μm以上。
上文提及的距离可以是待用作量子比特的单独NV中心和具有磁自旋的其它组元之间的距离，或者待一起用于自旋电子应用的两个或更多个NV中心的组和具有磁自旋的其它组元之间的距离。
如本领域技术人员可理解的，正是待读出和/或表征的金刚石主体材料的部分中的NV中心的间距和NV中心的密度是重要的。
由于本发明的合成金刚石层的高的化学纯度和高的同位素纯度，因此能够在该层中形成在室温下具有出人意料地长的T2时间的量子自旋缺陷，特别是NV中心。
特别有利地，在室温下观测到这些长的T2时间，这是因为其意味着并非必须使用低温温度。
就此而言，本发明提供了包含主体材料(优选本发明的合成金刚石材料层)和量子自旋缺陷的固态系统，其中所述量子自旋缺陷在室温下具有的T2为约500μs以上，优选约700μs以上，优选约900μs以上，优选约1ms以上，优选约1.2ms以上，优选约1.4ms以上，优选约1.6ms以上，优选约2.0ms以上，优选约3.0ms以上，优选约4.0ms以上，优选约5.0ms以上，优选约8ms以上，优选约10ms以上，优选约15ms以上，优选约20ms以上，优选约25ms以上，优选约30ms以上，优选约50ms以上。
T2的最大值受T1值即“自旋晶格弛豫时间”的根本性限制。实际上，发现T2的最大值在T1值的约1/5和1/10之间。通常，T2值将不超过1000ms。
量子自旋缺陷的T2时间可使用ESR方法测定。用来测量T2的ESR方法使用Hahn回波衰减来测量自旋相干的寿命(即T2)。例如，在量子自旋缺陷是NV中心时，对具有自旋极化布局(population)的单NV中心进行Hahn回波衰减(echo decay)测量。自旋极化布局通过从3A基态(即ms＝0)一直到3E第一激发三重态(即ms＝-1)的激光激发、接着衰减返回基态产生，由于自旋角动量的不守恒而导致留下自旋极化态(D.Redman等，J.Opt.Soc.Am.B，9(1992)，768)。然后使用使NV中心的自旋进行翻转的微波脉冲，使NV中心的自旋经历一系列变换(例如图8中所描述的顺序)。脉冲采用π/2-t0-π-t0-π/2的形式，其中t0是脉冲之间的时间。然后通过荧光读出NV中心的自旋。以脉冲之间的不同时间t0重复测量使得能够测量退相干时间T2。
测量T2值的方法如下。本领域技术人员可理解，虽然关于表征NV中心对该方法进行了描述，但是可以使用类似方法来确定除NV中心外的量子自旋缺陷的T2值。
(i)使用共焦显微镜系统，利用激光激发来定位单NV中心(示意性地示于图7中)。
(ii)对NV中心进行“重合测量(coincidence measurement)”以证实所选NV中心的确是单NV中心。这种测量使用的系统类似用于光子频率稳定性测量的系统，但是具有窄很多和快很多的扫描时间并且测量一个光子和下一个光子之间的时间延迟而不是对光子进行计数。图6显示了重合试验的结果，在零位没有重合事件从而表示NV经表征的确是单NV中心。
现可测定经确定的NV中心的T2时间。
(iii)在基于非简并共振的磁场存在下(例如1.299T)，使用以小于NV-中心的ZPL的波长(例如在532nm下)工作的连续波(“cw”)激光激发NV中心来产生处于ms＝0态的自旋极化布局(依靠NV中心的电子结构)。
(iv)然后使自旋极化NV-中心经受一系列短(持续几ns)且强烈(16W峰值功率)微波脉冲，这些脉冲的频率为例如约35GHz并且被“延迟时间”t0(其系统地从小于1μs到多个μs变动)间隔开，这导致自旋态将被“翻转”。第一脉冲是π/2脉冲，该脉冲使磁化旋转进入ms＝0态和ms＝-1状态的相干叠加。第二脉冲，第一脉冲后的时间t0，是π脉冲，该脉冲使自旋颠倒。第三脉冲(另一π/2脉冲)，第一脉冲后的时间2t0，使自旋旋转返回到其原始状态。在图8中描述了该顺序。在微波脉冲顺序期间，监测来自NV中心的荧光发射的强度。荧光发射的强度随t0值变化而变化。以较长的t0时间系统地重复该过程。
(v)将荧光强度(也称作“Hahn回波幅度”)作为t0时间的函数进行绘制。荧光强度显示对指数下降曲线和指数曲线(也称作“电子自旋回波包络(echo envelope)”)的调制可在调制的峰中得到近似拟合。发明人已进行选择以拟合它们的数据使得：
I∝exp(-1/TM)
其中I是荧光强度Tm是相记忆(memory)时间，等于T2。在该情形中，T2值作为电子自旋回波包络上的点加以限定，其中使I值降低到初始强度的1/e≈0.367(其中e是公知的，超越数e＝2.7182818...)。
在文献中，存在许多方法来拟合电子自旋回波包络和求解T2值。上文描述的方法被认为是传统的(conservative)。
该方法(除由电子自旋回波包络求解T2值外)描述于Charnockand Kennedy(Phys.Rev.B，64(2001)，041201-1至041201-4)中。
在包含量子自旋缺陷的固态系统中，必要的是用于读/写的量子自旋缺陷的光跃迁频率是稳定的以使两个或更多个缺陷能够得到调制从而使它们产生量子力学相同的光子。
可根据下文描述的方法测定来自量子自旋缺陷的发射的稳定性。本领域技术人员可理解的是，虽然关于表征NV中心描述了该方法，但是可以使用类似方法来确定来自除NV中心外的量子自旋缺陷的发射的稳定性。
在637nm下来自NV-中心的零声子线发射的波长(或频率)稳定性测定需要使用高精度方法，因为所要求的精度对于更常规的光谱法过高从而不能使用(即通过常规光谱法不能确定线位置优于约0.05nm，等于约30GHz的频率分辨率)。实际上，需要ZPL真实线宽的测量。
在该情形中，发明人进行了选择以使用激光谱法来确定ZPL的稳定性，尽管可使用本领域公开的其它方法。在低温(例如4K)下使用光致发光激发(PLE)测量法对金刚石中的单NV中心的激光谱法由Jelezko等(F.Jelezko，I.Popa，A.Gruber，C.Tietz，J.Wrachtrup，A.Nizovtsev and S.Kilin，“Single spin states in a defect center resolvedby optical spectroscopy，”Appl.Phys.Lett.，81(2002)，2160-2162)进行了描述。本发明人使用这种技术，然而是在室温而不是低温下。
通过PLE测定NV-中心的ZPL的稳定性按下面方式进行：
(i)使用具有激光照射(例如532nm)的共焦显微镜和用于测定T2时间的重合测量确定单NV中心。
(ii)使用共焦显微镜将可调激发激光(能够以637nm且频率调节步骤小于约5MHz输出的可调激光)聚焦到NV中心上并且使激光频率以637nm扫描贯穿NV-ZPL，例如ZPL频率任一侧约3GHz的范围中。从样品“反射”返回的照射沿着光程使得其可被检测到，典型地使用用于导入ZPL波长的光的常规光谱仪装置。
(iii)单NV中心仅在发生从基态到激发态的实际跃迁所处的频率下吸收入射激光辐照；这作为检测器测得的强度降低被观测到。该频率与在检测器的强度降低相关联并且绘制在激发频率相对于光子计数的频率曲线上。
(iv)重复频率扫描多次以建立具有明确限定的峰的在统计上明显的频率曲线，例如如图9中所示。
(v)用频率曲线中峰的半高宽(“FWHM”)表征稳定性。
在上述方法中，所用检测器可以是常规光谱仪，因为其作用是测量激光扫描时“反射”的辐照的强度而不是频率。
在上述方法中，特别是在提高激发功率时，可发生“光漂白”(即电子从NV中心逃逸(lost))。可通过施加在例如532nm或488nm的“回泵(repump)”激光使漂白逆转。该回泵具有足够的能量以将电子从单取代氮杂质激发到导带，并且这些电子可被NV中心再次俘获。该过程不是确定性的并且不一定使NV中心维持在NV-电荷状态。可连续地或者作为PLE扫描间的脉冲施加回泵，但是连续回泵导致快速闪烁(blinking)和可能导致单PLE扫描期间的谱扩散。扫描间的脉冲化回泵可允许不间断地完成单扫描，但是可以导致闪烁或扫描之间的谱跳跃(jump)。
光子数频率曲线峰的FWHM的理论最小值为约13.3MHz，所述光子数具有相对于光子频率的特定频率。该值将适用于另外完美同位素纯金刚石中的单NV中心，所述金刚石没有其它点缺陷或扩展缺陷。
优选地，在本发明的固态系统中，从ms＝±1激发态到ms＝0基态的跃迁稳定性使得光子数(具有相对于光子频率的特定频率)频率曲线的峰的FWHM为约500MHz以下，优选约300MHz以下，优选约200MHz以下，优选约150MHz以下，优选约100MHz以下，优选约80MHz以下，优选约50MHz以下，其中其中光子数(在该范围内估算了FWHM)为约5×105以上，优选约106以上，优选约107以上，优选约108以上。
本发明的固态系统可以是量子中继器、量子密码术装置、量子计算装置或其它自旋电子装置例如磁力计。
因此，参考下面附图描述本发明，其中：
图1(a)显示了对于15NV-和14NV-中心的能级图；
图1(b)显示了从15NV-中心光学检测的电子顺磁共振谱图，插图显示了14NV-中心的相同谱图；
图2(a)显示了将15N离子的两维阵列注入合成金刚石材料以形成15NV中心的两维阵列的示意图；
图2(b)显示了Monte-Carlo模拟结果，呈现了注入期间金刚石结构中的路径和高能氮离子的最终位置；
图3显示了通过将15NV离子注入单晶CVD金刚石层中形成的15NV中心的2维阵列的共焦荧光显微图；
图4显示了本发明金刚石层中NV中心的荧光激发谱；
图5显示了单晶CVD金刚石层中每个位点对应于单个NV中心的区域的共焦荧光显微图；
图6显示连续光子之间的时间延迟(光子内(interphoton)时间延迟)对于0ns时间延迟具有为零的重合率，表明所有光子均来自单NV中心；
图7显示了示意性配置，由此可使用共焦显微镜法(包括共焦荧光显微镜法)来测量非常低浓度的NV中心并且可使用微波或射频信号来激发电子从基态到激发态；
图8显示了使用使NV中心自旋进行翻转的微波脉冲的一系列变换；
图9显示了单NV中心的结果，其中进行多个PLE扫描(具有每隔数个扫描的回泵脉冲)并且发射光子频率相对于在该频率下发射次数的频率曲线显示该峰的半高宽为约250MHz；和
图10显示了不同同位素纯度的本发明单晶金刚石材料中NV中心的T2的Hahn回波测量结果，具体地所述同位素纯度相对于具有天然丰度13C(26)的单晶金刚石具有99.6％13C(22)和99.99％13C(24)。
如上文所讨论的，金刚石中的NV中心具有多于一个磁自旋态，因此可用于量子比特应用。图1(a)显示了对于15NV-和14NV-中心的能级图，显示了基态自旋结构中超精细耦合能的差异。还可在图1(b)中的光检测磁共振谱图中看到这些中心的自旋结构。图1(a)和1(b)清楚地显示了就NV中心而言磁自旋态的非简并性。如图1(a)中所示，磁自旋态之间存在许多允许的跃迁，通过这些跃迁，占据较高能量磁自旋态的NV中心可以失去能量。在NV中心经历从高能量磁自旋态到低能量磁自旋态的跃迁时失去的能量可以作为光子发射，因此可以使用光检测器进行检测和表征。
图2(a)显示了将NV中心注入合成金刚石材料的示意图。在该图中，通过以2MeV(百万电子伏)的能量将N++离子的注入而形成NV中心。该图中所示的NV中心均以相同的能量注入并且形成2维阵列。
图2(b)显示了Monte-Carlo模拟结果，呈现了注入期间金刚石结构中高能氮离子的路径。离子最终位置的分布具有约1.1μm的平均深度并且该分布横向表征为约0.5μm半高宽。在该图中，通过以2MeV的能量注入N++离子来形成NV中心。注入离子的路径不是直的，而是由与金刚石结构的碳原子的撞击之间的一系列直线段构成。一些撞击将碳原子击出它们的正常位置形成自隙碳原子，而空位形成损坏区。损坏区的侧向扩展与注入的N++离子的分布大致相同，但是存在每个注入的N++离子所形成的许多(例如102-103)间隙(interstitial)和空位。
图3显示了单晶CVD金刚石层中注入的NV中心2的维阵列的共焦荧光显微图。图像上的每个点对应于单个NV中心。点簇(在基本方形阵列中可看到其中的4个)是通过注入方法形成的NV中心并且其它无规律分布的点归因于通过在生长过程中结合氮原子和空位形成的NV中心(也称作“本征NV中心”)。
在图7中描述的共焦显微镜法配置中，(2)是激光器，(4)是雪崩光电二极管(APD)，(6)是金刚石表面，(8)是单NV中心，而(10)是微波和射频。
通过下面实施例进一步描述本发明。应理解所述实施例仅仅是出于说明性目的并且不意欲限制上述本发明。可作出细节的修改而不背离本发明的范围。
在单晶CVD金刚石中测量单NV中心的T2值。该特定中心的选择与光学读出器的可获得性有关，所述光学读出器允许获取单个中心的自旋态。
实施例
实施例1-4描述了用于本发明的材料合成的方法的各个方面。
实施例1
该实施例涉及根据本发明一个实施方案的单晶CVD金刚石的制备。
选择4个尺寸为约1.5mm厚和横向尺寸为3mm×3mm的单晶CVD金刚石基材(Element Six Ltd，Isle of Man，www.e6cvd.com)并使用热的氧化性酸混合物进行清洗。
将所述4个基材钎焊到到钼载体上使得它们间距约1.5mm。基材(每个基材5个0.08mm测量)的Ra测量使用触针式表面光度仪(“Taylor Hobson FormTalysurf 50”，Taylor Hobson Ltd，Leicester，UK)进行并且显示在所有情形中Ra小于约1nm。使用原子力显微镜(Veeco“Dimension 3100”)对任意选择的基材在1μm×1μm的面积中进行进一步的测量，显示Rq小于0.5nm。
然后将所述阵列置于CVD金刚石沉积反应器中并且使其经历如下原位等离子体蚀刻顺序：
使用下面条件的氧等离子体蚀刻：
压力为约20kPa；
气体流速为：H2-300sccm，Ar-15sccm，O2-10sccm；
气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb，O2(“O26.0”，CK Gases Ltd.，Hook，Hampshire，UK)规定小于1ppm并且经供应商分析为约0.8ppm；
温度为约800℃；和
持续时间-10分钟；
接着是在下面条件下的氢蚀刻：
压力为约20kPa；
气体流速：H2-300sccm，Ar-15sccm；
气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb；
温度为约780℃；和
持续时间-10分钟。
通过从输入气体流除去氧将氧蚀刻转入氢蚀刻。
在蚀刻顺序结束时，使用下面条件沉积CVD金刚石层：
压力-20kPa(约150乇)；
生长期间的表面温度975-1000℃；
以sccm(标准立方厘米)计的气体流速：H2-600，Ar-50，CH4-15，O2-9；气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb，CH4-规定小于10ppm (以体积计)的杂质，经供应商测量为8±1ppm，O2(“O26.0”，CK Gases Ltd.，Hook，Hampshire，UK)规定小于1ppm(以体积计)的杂质，经供应商分析为约0.8ppm；和
CH4同位素纯度：12C大于99.6％。
调节功率以获得所需温度(975-1000℃)，该功率为3kW。
该沉积过程在终止前运行24小时，沉积在基材上的同位素富集的CVD金刚石层的厚度经测量为约50μm-约60μm。
约5μm深度的SIMS深度轮廓显示12C含量为99.5％-99.6％，基本上与同位素富集的CH4源气体相同。另外，SIMS显示总氮含量低于约100ppb的检测极限。
共焦PL测量证实了约1010cm-3的NV缺陷浓度(等于约4μm的NV中心平均间隔)。因为典型地发现，NV与总氮的比率为1∶30，这使总氮含量处于约3×1011原子/cm3。使用Hahn回波技术表征这些生长状态的NV中心之一具有约1.6ms的T2时间。
使用本申请另外描述的方法表征从生长状态NV中心(其T2时间先前进行了测量)发射的光子的稳定性，发射光子频率相对于发生频率的频率曲线峰的FWHM显示在超过约106个发射光子中测得的总光子数中稳定性为约200MHz-250MHz。
如上文所描述，本发明的合成金刚石层还可以通过包括使用固体碳源的方法进行制备。这样的方法可以按下面实施例2-4中的详述进行，并且预期就所发射光子的稳定性和T2值而言将获得类似的结果。
实施例2
该实施例涉及多晶金刚石层的合成和表征，所述多晶金刚石层随后用作具有降低的氮含量的同位素富集的碳源。
使用适合于多晶CVD金刚石合成的常规2.45GHz微波等离子体反应器。在用2-4μm天然金刚石粉末手工引晶后，将直径为约50mm和厚度为5mm的钼基材置于反应器中。
使用下面条件在基材上生长多晶CVD层：
压力-20kPa(约150乇)；
生长期间的表面温度：975-1000℃；以sccm(标准立方厘米)计的气体流速：H2-600，Ar-50，CH4-15；气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb，CH4-规定小于10ppm，经供应商测量为8±1ppm；和
CH4同位素纯度：12C大于99.6％。
调节功率以获得所需温度(975-1000℃)，该功率为3kW。
在该生长过程结束时，多晶CVD金刚石层的厚度为约1mm。将该层多晶金刚石从从基材移除。
可以对小的材料片进行SIMS测量并且CVD金刚石材料的氮含量低于该技术约100ppb的检测极限。还可通过SIMS测量确定碳同位素比率。这样的测量显示CVD金刚石中的碳同位素比率为99.6％12C，基本上与前体CH4的碳同位素比率相同。因此，该方法形成的碳源材料具有与同位素富集的碳源气体相同的同位素比率，但具有比同位素富集的碳源气体低很多(至少100倍，受SIMS灵敏度的限制)的氮含量。
实施例3
该实施例涉及其中使用实施例2的固体碳源作为用于合成单晶金刚石的合成的碳源的本发明实施方案，该金刚石具有高的同位素纯度和高的化学纯度。
使用激光来切割实施例2中合成的金刚石层以形成标称外径为48mm和标称内径为36mm的环状物。使用导电银涂料(AchesonElectroDag 1415，Agar Scientific，Stansted，UK)将该环状物热连接到直径为50mm、厚度为5mm的钼载体上。
使用热的氧化性酸混合物将4个具有磨光盘抛光的表面且尺寸为3mm×3mm×0.5mm的单晶CVD金刚石板(Element Six Ltd，Isle ofMan，www.e6cvd.com)进行化学清洗，并将其钎焊到所述环状物中心孔中的钼载体上(使用Au-Ta钎焊材料)。
将包含钨基材、热连接的多晶金刚石环状物和钎焊上的单晶CVD金刚石板的组合体置于类似于实施例2中所用的CVD反应器中。
然后使用下面条件在单晶金刚石基材上生长CVD金刚石层：
压力-20kPa(约150乇)；
生长期间单晶基材温度：900-960℃；
生长期间多晶环状物温度：975-1000℃；
以sccm(标准立方厘米)计的气体流速：H2-600，Ar-20；和
气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb。
因为多晶金刚石环状物与单晶金刚石基材相比稍微较高且受热(heat sink)不太好，所以其更接近等离子体并且经测量比单晶金刚石基材稍微较热。
可通过提高多晶材料的温度和/或暴露于等离子体的面积来增加多晶金刚石的蚀刻速率且因此增加单晶金刚石的生长速率。特别地，使用没有被热连接的多晶金刚石材料或者将使多晶金刚石在钼载体上方间隔开或者使多晶金刚石的独立片垂直地置于等离子体中，均提高了多晶金刚石材料的温度和蚀刻速率，从而提高气体碳浓度且因此提高单晶金刚石的生长速率。
氢-氩等离子体缓慢地蚀刻环状物的多晶金刚石并且在单晶基材上沉积CVD金刚石。因为所述环状物的多晶金刚石的蚀刻速率非常缓慢，所以单晶金刚石基材上的沉积速率也非常缓慢(典型地小于1μm/h)。在生长约24小时后，终止该过程并且取出所述组合体。
可通过SIMS分析涂覆的单晶基材之一。12C和13C的同位素比率的深度分布显示，从表面到约5μm的深度，12C含量为约99.6％，基本上与固体碳源材料相同；约5μm深度之下，12C浓度为约98.9％，即非同位素富集的碳。可使用其它SIMS测量来确定氮的总浓度。这样的测量显示CVD金刚石表面约5μm内的总氮含量为约100ppb的技术极限或低于该极限。
可使用共焦PL来测定NV缺陷浓度。这样的测量证实了约109cm-3的NV缺陷浓度。这些生长状态的NV中心之一可以使用Hahn回波技术进行表征。发现所分析的NV中心具有约1.6ms的T2时间。
因此，通过本发明的方法合成了就12C而言同位素富集且具有非常低的氮含量的单晶CVD金刚石层。
实施例4
该实施例涉及本发明的其它实施方案，其中使用实施例2的固体碳源作为用于合成合成单晶金刚石的碳源，所述金刚石具有高的同位素纯度和高的化学纯度。
该实施例使用两个与所用实施例2和实施例3中的类似微波等离子体CVD金刚石合成反应器。使用第一反应器将根据实施例2制造的固体碳源转化成气态碳物质。将第一反应器连接到第二反应器使得第一反应器的气态输出物的部分或全部可控地流入第二反应器中，该第二反应器中的条件使得金刚石得到沉积。
将根据实施例2的固体碳源热连接到(使用Acheson ElectroDag1415)钼载体(50mm的直径，5mm的厚度)并且将其置于第一反应器中。用于活化的条件是：
压力-24kPa(约180乇)；
蚀刻期间多晶层温度：约1000℃；
以sccm(标准立方厘米)计的气体流速：H2-350，Ar-15，和
气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb。
通过调节供给到等离子体的微波功率(约3kW)使多晶层的温度维持在约1000℃。等离子体发射的光的定性光发射谱显示等离子体中存在原子碳，从而证明发生了金刚石的蚀刻。该活化过程的开始与第二反应器中预生长蚀刻顺序的开始时间大致相同，第一反应器中产生的含碳气体首先全部卸入到废料中而不是供入第二反应器中。
使用热的氧化性酸混合物将4个具有磨光盘抛光的表面且尺寸为3mm×3mm×0.5mm的单晶CVD金刚石板(基材)(Element Six Ltd，Isle of Man，www.e6cvd.com)进行化学清洗，并将其钎焊到所述直径为50mm、厚度为5mm的钼载体上(使用Au-Ta钎焊材料)。
基材的Ra测量(每个基材5个0.08mm测量)可使用触针式表面光度仪(“Taylor Hobson FormTalysurf 50”，Taylor Hobson Ltd，Leicester，UK)进行记录。在所有情形中，Ra小于约1nm。使用原子力显微镜(Veeco“Dimension 3100”)对任意选择的基材在1μm×1μm的面积中进行其它测量。这显示Rq小于0.5nm。
将钼载体和单晶基材置于第二反应器中并且使其经历下面的原位等离子体蚀刻顺序：
使用下面条件的氧等离子体蚀刻：
压力为约20kPa；
气体流速为H2-300sccm，Ar-15sccm，O2-10sccm；气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb，O2(“O26.0”，CK Gases Ltd.，Hook，Hampshire，UK)规定小于1ppm并且经供应商分析约0.8ppm；
温度为约800℃；和
持续时间-10分钟；
接着是在下面条件下的氢蚀刻：
压力为约20kPa；
气体流速为H2-300sccm，Ar-15sccm；
气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb；
温度为约780℃；和
持续时间-10分钟。
通过从输入气体流除去氧将氧蚀刻转入氢蚀刻。
一旦该蚀刻顺序完成，缓慢减少进入第二腔室中的直接氢和氩的气流，而缓慢提高来自第一腔室进入第二腔室的气流，直到流入第二腔室的全部气体流来自第一腔室。
一旦建立起该气体流，第二反应器中的条件是：
压力为约20kPa；
进入第二腔室的总气流300sccm；和
基材温度为约860℃。
调节第二反应器中到达等离子体的微波功率以获得所需温度。等离子体发射的光的定性光发射谱表明等离子体中存在原子碳。
该过程在终止前运行约24小时的总时间。在从反应器取出后，将涂覆的单晶基材从钼载体上取下。用测微计进行的厚度测量表明约8μm-约12μm的层沉积在原始基材上。
将任意选择的涂覆基材进一步进行表征。使用达到约5μm深度的SIMS深度轮廓测定同位素纯度。达约5μm深度的12C浓度为约99.6％，基本上与固体碳源相同。可通过进一步的SIMS测量来确定总氮含量。总氮含量低于约100ppb的检测极限。
可使用共焦PL测量来确定NV缺陷浓度。这些测量将证实NV缺陷浓度为109cm-3。这些生长状态的NV中心之一可以使用Hahn回波技术进行表征。测得的T2时间为约1.6ms。
通过发射光子频率相对于发生频率的频率曲线峰的FWHM表征谱稳定性。这显示在超过约106个发射光子中测得的总光子数中稳定性为200MHz-250MHz。
对比例1
对比例1按照实施例1的方法，不同之处在于省略了向源气体加入氧。所用的准确条件是：
压力-20kPa(约150乇)；
生长期间的表面温度：975-1000℃；
以sccm(标准立方厘米)计的气体流速：H2-600，Ar-50，CH4-15；气体氮含量：H2-经测量小于10ppb，Ar-经测量小于10ppb，CH4-规定小于10ppm，经供应商测量为8±1ppm；和
CH4同位素纯度：12C大于99.6％。
调节功率以获得所需温度(975-1000℃)，该功率为3kW。
该过程运行24小时时间，在终止后发现CVD金刚石层的厚度为60μm-70μm。约5μm深度的SIMS深度轮廓表明该层的12C同位素含量为99.5％-99.6％，大约与CH4源气体相同。另外，发现总氮含量的SIMS测量为约1ppm。
通过EPR进行的NV中心的系综测量得到约5ppb(约1015cm-3)的浓度。这等于相邻NV中心之间约0.1μm的平均间隔。PLE测量不能够识别任何分离的NV中心(即NV中心间隔大于约1μm，等于约1012cm-3的NV中心浓度)。
使用Hahn回波法在室温下进行的T2时间测量得到约20μs的T2时间。
使用本申请另外描述的方法表征从生长状态NV中心(其T2时间先前进行了测量)发射的光子的稳定性，发射光子频率相对于发生频率的频率曲线的FWHM显示在超过约106个中测得的总发射光子数中稳定性为400MHz-500MHz。
实施例5
该实施例涉及通过将离子注入到根据实施例1制备的材料样品中来形成15NV中心。
在实施例1的金刚石层合成后，通过氮离子注入和随后退火形成15NV中心。将2MeV15N++离子注入分隔开15μm的约0.1μm直径的面积内。将剂量选择为约1000离子/面积。使用可广泛得到的“TRIM”软件的注入工艺的Monte Carlo模拟显示，离子从初始束通过多次碰撞散布开，变为分布在具有垂直于几μm的初始束的横向尺寸的体积中。
将样品在约800℃温度下退火持续3小时的时段并然后在约1200℃温度下进一步退火5小时。在真空炉中于约10-6Pa的压力下进行两种退火以抑制金刚石的石墨化。退火导致一些注入的15N原子与也在注入过程中形成的空位合并成15NV中心。因为在高能离子注入期间产生许多空位，这些空位中的一些可与样品中存在的“固有”14N氮产生NV中心(自然丰度氮含有约0.37％15N)。
在NV中心产生之后，它们可使用共焦荧光显微镜检测出(图7)。测量1μm初始离子束内50个NV中心的超精细结构以使能够区别固有的14NV中心和注入的15NV中心。所有测量的NV中心显示出15NV超精细结构从而表明在可干扰受控阵列的所分析面积中不存在“固有”氮14NV中心。
因此该实施例证明，通过本发明的方法可在本发明的单晶金刚石中产生受控NV中心的受控阵列。
实施例6
该实施例涉及生长状态的NV中心浓度的表征。
图4显示了生长入单晶CVD金刚石层中的负电荷状态NV中心的荧光激发谱。使用用于稳定性测量的可调激光，就约3GHz的激光频率扫描NV-中心的ZPL的任一侧(谱的主峰)并且测量从NV中心发射的光子强度(荧光强度)获得该谱。该谱在1.6K温度下记录。虽然Ib型和天然金刚石中的固有NV中心显示了这种尖锐性，但它们没有显示出在该图就本发明金刚石层中的NV中心所观测到的零声子线的频率稳定性。
本发明人的论点是，在Ib型和天然金刚石中可以存在其它可离子化(ionisable)缺陷例如氮，并且这些缺陷的充电-再充电循环可以产生固有NV中心位置中的波动电场，从而意味着荧光谱不是尖锐的并且不具有例如图9中显示的频率稳定性。因此，与具有较高氮浓度的合成金刚石材料相比，本发明金刚石层中氮浓度的降低提供了本发明的NV中心的较好稳定性。
实施例7
该实施例涉及金刚石层中的氮浓度测量。
根据本发明的方法生长金刚石层。通过电子顺磁共振(EPR)和二次离子质谱法(SIMS)研究来表征金刚石层的氮纯度。SIMS显示金刚石层中的总氮浓度低于0.1ppm(百万分率)，仪器的检测水平和室温连续波EPR显示单取代氮浓度为＜0.1ppb(十亿分率)。
通过使用共焦显微镜使用532nm激发和物镜测定该金刚石层中的NV中心的浓度，所述物镜具有对应于约700nm成像深度的NA＝1.4的数字光圈(见图5)。
对图5中的每个亮点进行测试以显示它们是单NV中心。该测试检验了在光子发射之间总是存在时间延迟，这仅在发射中心是单NV中心时才是如此。
在10个金刚石层的样品组中，NV中心的浓度经测量为0.01-10/立方微米，相应于约1010cm-3-约1013cm-3的本体浓度。
实施例8
该实施例采用在先实施例中公开的方法并且涉及单晶CVD金刚石的制备。
使用实施例1的方法，在单晶CVD金刚石基材上制备同位素富集的CVD金刚石层。相比于实施例1的差异是：
CH4氮含量：测得处于15ppm N2当量
CH4同位素纯度：12C大于99.99％。
使用共焦PL技术评估NV缺陷的生长浓度为约1010cm-3。选择NV缺陷之一用于其T2时间的测量，该测量在室温下使用Hahn回波技术。Hahn回波幅度显示没有超过15ms时段的衰减，从而表明T2时间远大于15ms。在图10中显示的该测量结果，其中就99.99％13C(22)的结果与99.6％13C(24)和天然丰度13C(26)的结果进行了对比。

Claims (61)

1.一种制备具有高的化学纯度和高的同位素纯度的金刚石材料的方法，该方法包括：
提供具有基本无晶体缺陷的表面的金刚石基材；
提供包含高纯气体的源气体混合物，其中该源气体混合物中的氮浓度为约300ppb以下；
提供固体碳源，该固体碳源包含该源中总C含量的至少约99％的量的12C，其中该固体碳源具有低的氮杂质含量；
活化和/或解离至少部分的源气体混合物和固体碳源以形成气态碳物质；和
允许在所述基材表面上进行同质外延金刚石生长。
2.根据权利要求1的方法，其中所述固体碳源是金刚石。
3.根据权利要求1或权利要求2的方法，其中所述固体碳源提供了约80％以上的气态碳物质。
4.根据权利要求3的方法，其中所述固体碳源提供了基本上约100％的气态碳物质。
5.根据前述权利要求中任一项的方法，其中以下条件中的至少一种得到满足：
(i)基材的温度为约800℃-约1000℃；和
(II)将氧以总源气体混合物的约0.5体积％-约5体积％的量加入到该源气体中，所述量按O2当量测得。
6.根据权利要求5的方法，其中条件(i)得到满足。
7.根据权利要求5或权利要求6的方法，其中条件(ii)得到满足。
8.一种制备具有高的化学纯度和高的同位素纯度的金刚石材料的方法，该方法包括：
提供具有基本无晶体缺陷的表面的金刚石基材；
提供包含高纯气体和碳源气体的源气体混合物，其中所述高纯气体对该源气体混合物中总氮水平贡献了约300ppb以下，所述碳源气体包含该碳源气体中总C含量的至少约99％的量的12C并含有约20ppm以下量的氮杂质；
将该源气体解离；和
允许在所述表面上进行同质外延金刚石生长，其中以下条件中的至少一种得到满足：
(a)基材的温度为约800℃-约1000℃；和
(b)将氧以总源气体混合物的约0.5体积％-约5体积％的量加入到该源气体中，所述量按O2当量测得。
9.根据权利要求8的方法，其中条件(a)得到满足。
10.根据权利要求8和权利要求9的方法，其中条件(b)得到满足。
11.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中所述碳源气体包含约5ppm以下的量的氮杂质。
12.根据前述权利要求中任一项的方法，其中所述基材表面基本上是{100}、{110}或{111}表面。
13.根据前述权利要求中任一项的方法，该方法包括加工金刚石材料的表面以形成基本无晶体缺陷的表面的其它步骤。
14.根据权利要求13的方法，其中加工所述金刚石材料的表面以形成具有约50nm以下的粗糙度Rq的表面。
15.根据权利要求13或权利要求14的方法，其中通过机械抛光加工所述表面。
16.根据权利要求13-15中任一项的方法，其中通过蚀刻加工所述表面。
17.根据权利要求16的方法，其中所述蚀刻为Ar/Cl2蚀刻。
18.根据权利要求15的方法，包括在主体材料的加工表面上方生长主体材料的其它层，其中所述其它层具有约100μm以下的厚度。
19.根据前述权利要求中任一项的方法，其中在金刚石材料中形成至少一个分离的NV中心。
20.根据权利要求19的方法，其中所述NV中心通过氮离子注入、氮原子注入或含氮离子注入而形成。
21.根据权利要求19的方法，其中使所述NV中心生长入金刚石材料中。
22.根据前述权利要求中任一项的方法，该方法包括在约600-约900℃温度下退火约0.1-约16小时时间段的其它步骤。
23.根据前述权利要求中任一项的方法，该方法包括在约1000℃以上温度下退火约0.1-约16小时时间段的其它步骤。
24.根据权利要求19-23中任一项的方法，其中NV中心的浓度为约10ppm以下。
25.根据权利要求19-24中任一项的方法，其中至少一种NV中心与具有磁自旋的其它组元分开约0.02μm以上。
26.通过权利要求1-25中任一项的方法制备的合成金刚石材料。
27.根据权利要求26的合成金刚石材料，其中该金刚石为单晶金刚石。
28.一种合成金刚石材料层，其中该金刚石层具有约5ppb以下的总氮浓度和约0.9％以下的总13C浓度。
29.根据权利要求28的合成金刚石材料层，其中该金刚石为CVD金刚石。
30.根据权利要求29的合成金刚石材料层，其中该金刚石为单晶金刚石。
31.根据权利要求26-30中任一项的合成金刚石材料，其中硼的浓度为约100ppb以下。
32.根据权利要求26-31中任一项的合成金刚石材料，其中非补偿的取代硼的浓度为约100ppb以下。
33.根据权利要求26-32中任一项的合成金刚石材料，其中硅的浓度为约100ppb以下。
34.根据权利要求26-33中任一项的合成金刚石材料，其中通过相对于在约1332.5cm-1位移处的金刚石拉曼谱线的强度进行归一化的737nm光致发光谱线的强度所表征的硅空位浓度为约0.5，所述两种强度均在约77K温度下测得。
35.根据权利要求26-34中任一项的合成金刚石材料，其中顺磁性缺陷的浓度为约1ppm以下。
36.根据权利要求26-35中任一项的合成金刚石材料，其中任何单一非氢杂质的浓度为约5ppm以下。
37.根据权利要求26-36中任一项的合成金刚石材料，其中总杂质含量为约10ppm以下，所述总杂质含量不包括氢及其同位素。
38.根据权利要求26-37中任一项的合成金刚石材料，其中单晶金刚石主体材料中氢杂质的浓度为约1018cm-3以下。
39.包含主体材料和量子自旋缺陷的固态系统，所述量子自旋缺陷在室温下具有约500μs以上的T2。
40.根据权利要求39的系统，其中所述量子自旋缺陷在室温下具有约1ms以上的T2。
41.根据权利要求39或权利要求40的固态系统，其中量子自旋缺陷从ms＝±1跃迁到ms＝0状态的稳定性使得光子数相对于光子频率的频率曲线的峰的FWHM为约500MHz以下，所述光子具有特定频率。
42.根据权利要求39-42中任一项的固态系统，其中所述主体材料为按权利要求26-38中任一项所限定的合成金刚石材料。
43.根据权利要求39-42中任一项的系统，其中所述主体材料为CVD金刚石。
44.根据权利要求39-43中任一项的系统，其中所述CVD金刚石为单晶CVD金刚石。
45.根据权利要求39-44中任一项的系统，其中所述量子自旋缺陷位于金刚石的约100μm的表面内。
46.根据权利要求39-45中任一项的系统，其中所述主体材料的表面基本无缺陷。
47.根据权利要求39-46中任一项的系统，其中所述主体材料的表面用16O终止。
48.根据权利要求47的系统，其中最接近量子自旋缺陷的主体材料表面的约95％以上用16O终止。
49.根据权利要求46的系统，其中在由半径约5μm的圆所限定的区域内，所述主体材料的表面具有约10nm以下的单晶金刚石的表面粗糙度Rq，所述圆以最接近形成量子自旋缺陷的表面上的点为中心。
50.根据权利要求43-49中任一项的系统，其中所述CVD金刚石具有高的化学纯度。
51.根据权利要求50的系统，其中所述CVD金刚石具有约10ppb以下的中性单取代的氮的纯度。
52.根据权利要求43-51中任一项的系统，其中所述CVD金刚石具有高的同位素浓度。
53.根据权利要求52的系统，其中12C原子在CVD金刚石中的总C原子以百分数表示的份数为约99％以上。
54.根据权利要求39-53中任一项的系统，其中所述量子自旋缺陷为NV中心。
55.根据权利要求54的系统，其中所述NV中心包含14N。
56.根据权利要求54的系统，其中所述NV中心包含15N。
57.根据前述权利要求中任一项的系统，其中单晶金刚石主体材料中氢杂质的浓度为约1018cm-3以下。
58.根据权利要求49的系统，其中所述主体材料的表面通过机械抛光和蚀刻进行加工。
59.根据权利要求49的系统，其中所述主体材料的表面通过在所述表面上生长主体材料的其它薄层进行加工，并且所述其它薄层具有约100μm以下的厚度和生长状态的表面结构。
60.根据权利要求39-59中任一项的系统，其中至少一种量子自旋缺陷与具有磁自旋的其它组元分开约0.02μm以上。
61.根据权利要求39-60中任一项的系统，其是量子中继器、量子密码术装置、量子计算装置、自旋电子装置或磁力计。
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