CN102077222B - 固态材料 - Google Patents

Abstract

一种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300μs以上的T2，其中所述主体材料包含总氮浓度为约20ppb以下的单晶CVD金刚石层，其中，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R_q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，描述了用于制备固态系统的方法和总氮浓度为约20ppb以下的单晶金刚石在自旋电子应用中的用途。

Description

固态材料

本发明涉及包含金刚石主体(host)材料和量子自旋缺陷的固态系统。这类系统中的量子自旋缺陷具有长的退相干(T2)时间，因此所述固态系统特别适合于自旋电子应用。

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经典计算机所能够的速度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(coding)；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，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。可以形成与NV中心光耦合并且进一步与光源和光检测器耦合以与NV中心相互作用的波导。

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。

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不可分辨性的条件之一。

基于上述，很明显存在对包含主体材料和量子自旋缺陷的固态系统的需要，其中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，本发明人发现单晶金刚石材料可用于形成包含量子自旋缺陷的固态系统，所述单晶金刚石材料具有高的化学纯度，即低的氮含量，并且其中已将该金刚石材料的表面进行加工以使晶体缺陷的存在最小化。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。

因此，本发明提供了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300μs以上的T2，其中所述主体材料包含总氮浓度为约20ppb以下的单晶CVD金刚石层，其中在由半径约5μm的圆所限定的区域内单晶金刚石的表面粗糙度R_q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。

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人意料的长T2值。

由于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注入技术，因此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(即基本上无损害)，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，通过加工单晶金刚石主体材料的表面以便实现低的表面粗糙度R_q，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”。

可以在其中形成量子自旋缺陷之前或之后加工单晶金刚石主体材料的表面。就此而言，量子自旋缺陷例如NV中心可以在主体材料制备之后形成。因此，在另一方面，本发明提供了用于制备包含主体材料和在室温下T2为约300μs以上的量子自旋缺陷的固态系统的方法，其中所述主体材料包含通过化学气相沉积(CVD)方法制备的总氮浓度为约20ppb以下的单晶金刚石，所述方法包括：

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R_q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。就此而言，本发明还提供了用于制备包含主体材料和在室温下T2为约300μs以上的量子自旋缺陷的固态系统的方法，其中所述主体材料包含总氮浓度为约20ppb以下的单晶CVD金刚石层，所述方法包括：

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R_q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。

在量子自旋缺陷存在于主体材料时，在该材料的最终应用中，需要表征和读出量子自旋缺陷。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。这确保了在量子缠结所必需的条件下一个量子自旋缺陷不可能与任何其它量子自旋缺陷区分开。

量子自旋缺陷例如NV^-中心的谱稳定性通过由该中心在一个时间段内发射的光子频率的传播进行量化，其在室温下(约300K)进行测量。对于NV^-中心，所测量的光子是当m_s＝±1受激状态的电子弛豫(即去激发)进入m_s＝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。使ZPL的光子进入分光计并测定它们的频率。通过测量大量光子的频率，可绘制具有特定频率的光子数相对于光子频率的频率曲线。出人意料地，在本发明的固态系统中，量子缺陷表现出特别稳定的光跃迁。

本发明人已确定，具有高化学纯度的单晶金刚石材料在自旋电子应用中是特别有用的。因此，在其它方面，本发明涉及总氮浓度为约20ppb以下的单晶CVD金刚石在自旋电子应用中的用途。

本发明的金刚石材料具有非常低的杂质水平和非常低的缔合点(associated point)缺陷水平。此外，其可以具有非常低的位错密度和应变，以及足够接近与生长温度有关的热力学平衡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同位素丰度金刚石晶格的吸光谱，且因此在为金刚石的材料中不可得到进一步改进。

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。

术语“高化学纯度”在本文中用于描述总氮浓度为约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以下的单晶金刚石材料。

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将其结合到主体材料中时可用作量子比特。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的应用。实例包括量子计算、量子密码术和磁测量。

如本文所用，术语“室温”是指约300K的温度。

术语“表面粗糙度R_a”(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 1134 Part 1和Part 2测量。R_a(来自“Tribology”，I.M.Hutchings，Pub.Edward Arnold(London)，1992，8-9页)的数学描述是：

$R_a=\frac{1}{L}{\∫}_0^L\left|y\left(x\right)\right|\mathrm{dx}$

“表面粗糙度R_q”是指均方根粗糙度(有时也称作“RMS粗糙度”)。在提及R_q时，其典型地使用触针式表面光度仪在0.08mm长度内依照于英国标准BS 1134 Part 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)的区域内测得；对于所正提及的R_q，R_q使用触针式表面光度仪测得，除非具体说明R_q使用扫描探针仪器测得。R_q的数学描述(来自“Tribology”，I.M.Hutchings，Pub.Edward Arnold(London)，1992，8-9页)是：

$R_q=\sqrt{\frac{1}{L}{\∫}_0^L{y}^2\left(x\right)\mathrm{dx}}$

对于具有表面高度的高斯(Gaussian)分布的表面，R_q＝1.25R_a(来自“Tribology”，I.M.Hutchings，Pub.Edward Arnold(London)，1992，8-9页)。

本发明的固态系统包含主体材料和量子自旋缺陷。所述主体材料包含总氮浓度为约20ppb以下的单晶CVD金刚石层。

本发明固态系统的单晶CVD金刚石主体材料是通过化学气相沉积(CVD)法制得的。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气源。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或含碳的自由基和其它反应性物质，例如CH_x、CF_x，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气、氖气或氩气。因此，典型的源气体将含有烃C_xH_y，其中x和y可以各自为1-10，或卤代烃C_xH_yHal_z，其中x和z可以各自为1-10，而y可以是0-10，和任选的下述中的一种或多种：CO_x(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。

作为其通过CVD法制备的结果，用作本发明固态系统中主体材料的单晶金刚石层具有约1ppm以下，或者约0.1ppm以下，或者约0.01ppm以下，或者约0.003ppm以下，或者约0.001ppm以下的总化学杂质浓度(不包括氢及其同位素)。

单晶金刚石材料层的优选厚度将取决于待使用的包含该金刚石材料层的固态系统的最终应用。例如，单晶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。这在金刚石层意欲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。

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R_a或R_q趋向于随着厚度增加而提高。

本发明人已认识到，在使用单晶金刚石作为量子自旋缺陷的主体材料时，期望使金刚石的化学纯度最大化以使晶格缺陷和可以对量子自旋缺陷具有有害作用的物质的存在最小化。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。

金刚石材料中的总氮可通过二次离子质谱法(SIMS)进行测量。SIMS是可用于进行薄层(典型地为几nm至几μm)的元素分析的非常敏感的技术。在该技术中，通过一次离子束溅射表面并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曲线。可在给定区域中取一组值然后将其平均。

作为单取代氮存在的氮可通过电子顺磁共振(EPR)进行测量。灵敏度的下限小于约1ppb(小于约2×10¹⁴cm^-3)。CVD金刚石中的绝大多数氮作为单取代氮存在。就此而言，单取代氮典型地占CVD金刚石中存在的氮的约99％以上。

作为NV中心存在的氮与W15 EPR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。发明人发现，当总氮浓度为约100ppb时，NV中心浓度典型地为CVD金刚石中总N浓度的约1/10-约1/100，更典型地约1/20-约1/50，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。

本发明人已确定，还期望使单晶金刚石材料层中其它杂质的存在最小化。就此而言，单晶CVD金刚石层优选满足如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)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0.05以下，优选约0.02以下，优选约0.01以下，优选约0.005以下；

(v)固有顺磁性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。

单晶CVD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，单晶CVD金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的两个。在替代性的实施方案中，单晶CVD金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的三个。在替代性的实施方案中，单晶CVD金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的四个。在替代性的实施方案中，单晶CVD金刚石可以满足任何组合的特征(i)-(viii)中的五个。在替代性的实施方案中，单晶CVD金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的六个。在替代性的实施方案中，单晶CVD金刚石可以满足特征(i)-(viii)中任何组合的七个。在替代性的实施方案中，单晶CVD金刚石可以满足所有八个特征(i)-(viii)。

硼的浓度和硅的浓度可以使用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。

固有顺磁性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。

适合作为本发明固态系统中的主体材料的单晶CVD金刚石材料的实例描述于WO01/96333中。

更具体地，单晶金刚石材料层可以具有许多电子特性中的至少一种。

就此而言，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层在断开(off)状态下可以具有约1×10¹²Ω.cm以上，优选约2×10¹³Ω.cm以上，优选约5×10¹⁴Ω.cm以上的电阻率R₁，所有电阻率都在50V/μm施加电场和300K(或20℃，对于本发明目的认为二者是相当的)下测量。在这种高的施加电场下的这种电阻率是金刚石的化学纯度和基本上不存在杂质与缺陷的指示。在较低的施加电场例如小于30V/μm下，具有较低化学纯度或晶体完美性的材料可表现出高的电阻率，但在大于30V/μm和通常最高45V/μm的施加电场下，随着漏泄电流快速升高，显示出击穿行为。可通过本领域已知的方法，由漏泄(暗)电流的测量确定电阻率。将试验样品制备成均匀厚度的板，使用标准的金刚石清洁技术进行清洁，以便接受合适的接触体(蒸发、溅射或掺杂的金刚石)，可将该接触体外接到电压源上，然后部分或全部封装，以避免飞弧(flash-over)的危险。重要的是确保封装并不显著增加所测量的漏泄电流。典型的样品尺寸为：厚为0.01-0.5mm，横向为3×3mm-50×50mm，但也可使用更小或更大的尺寸。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层在接通(on)状态下可以具有高的电流和长的载流子寿命时间，更具体地约1.5×10^-6cm²/V以上，优选大于约4.0×10^-6cm²/V以上，优选约6.0×10^-6cm²/V以上的μτ乘积，均是在约50V/μm施加电场和约300K温度下测量的。μ是迁移率而τ是电荷载流子的寿命，该乘积表示电荷载流子对总电荷位移或电流的贡献。这种特性还可进行测量并且表示为电荷收集距离。

使用下述等式，μτ乘积与电荷收集距离相关：

μτE＝CCD

(cm²/Vs)×(s)×(V/cm)＝cm

其中E＝施加电场

本发明固态系统的单晶CVD金刚石层，尤其是其优选形式，可以具有高的μτ乘积，而这转化为高的电荷收集距离，其比用另外任何已知的单晶CVD金刚石获得的电荷收集距离高得多。

当使用电极将电场施加到样品上时，可分离通过样品的光子照射产生的电子-空穴对。空穴向阴极漂移，电子向阳极漂移。具有短波长(紫外或UV光)和在金刚石的带隙之上的光子能量的光具有很小的渗透入金刚石内的深度，并且通过使用这类光，可以鉴别仅依赖于电极被照射的一类载流子的贡献。

以下述方式测量在本说明书中所指的μτ乘积：

(i)将金刚石样品制备成厚度超过约100μm的板。

(ii)将Ti半透明接触体溅射到金刚石板的两侧上，然后使用标准的光学光刻技术进行图案化。该方法形成合适的接触体。

(iii)使用10μs单色Xe光脉冲(波长218nm)激发载流子，同时在外电路中测量所产生的光电流。10μs的脉冲长度远比其它过程如跃迁时间和载流子寿命长，并可认为在脉冲过程中的所有时刻下该体系处于平衡。在此波长下光渗透到金刚石内仅几微米。使用相对低的光强度(约0.1W/cm²)，以便使N₀相对低，然后使内场合理地接近施加电场。保持施加电场低于阈值，而高于该阈值时迁移率将变得依赖于电场。施加电场也保持低于这样的数值，而高于该数值时大部分电荷载流子到达金刚石的远端，并且所收集的总电荷显示饱和(而阻塞接触体；这时，未阻塞接触体可显示出增益)。

(iv)使用Hecht关系式，使收集的电荷与施加电压相关，从而得出μτ乘积。

Q＝N₀eμτE/D[1-exp{-D/(μτE)}]

在该等式中，Q是在未照射的接触体处收集的电荷，N₀是通过光脉冲所产生的电子空穴对的总数，E是施加电场，D是样品厚度，μτ是待测定的迁移率和寿命的乘积。

(v)作为实例，如果照射的电极是阳极(阴极)，则在表面的几μm之内产生电荷载流子，并且电子(空穴)向附近电极的电荷位移是可忽略的。相反，空穴(电子)向相对接触体的电荷位移则是显著的，并受到μτ乘积的限制，其中μ和τ二者对向未照射的电极移动的特定电荷载流子来说是特定的。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以具有约2400cm²V^-1s^-1以上，优选约3000cm²V^-1s^-1以上，优选约4000cm²V^-1s^-1以上(在300K下测量)的电子迁移率(μ_e)。据报道，在高品质IIa型天然金刚石中，在300K下电子迁移率典型地为1800cm²V^-1s^-1，报道的例外值最高达2200cm²V^-1s^-1。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以具有约2100cm²V^-1s^-1以上，优选约2500cm²V^-1s^-1以上，优选约3000cm²V^-1s^-1以上(在300K下测量)的空穴迁移率(μ_h)。据报道，在高品质IIa型天然金刚石中，在300K下空穴迁移率典型地为1200cm²V^-1s^-1，报道的例外值最高达1900cm²V^-1s^-1。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以具有约150μm以上，优选约400μm以上，优选约600μm以上的高电荷收集距离，均是在1V/μm施加电场和300K下测量的。据报道，在高品质IIa型天然金刚石中，在300K和1V/μm施加电场下，电荷收集距离基本上小于100μm，更典型地为约40μm。

收集距离及其测定在本领域中是已知的。撞击在金刚石上的辐射例如UV、X射线和γ射线可形成在电极之间的施加电压下漂移的电子空穴对。典型地，对于渗透性辐射例如β和γ射线，将电极置于金刚石层的相对表面上，所述金刚石层的厚度典型地为200-700μm但可以在小于100μm至大于1000μm的范围内并且电荷载流子(电子/空穴)漂移通过该层厚度。对于渗入到金刚石中仅几μm的被高度吸收的辐射，例如能量接近或高于带隙能量的α射线或UV射线，可以在金刚石层的相同面上使用交叉指形电极配置；该面可以是平面或使电极与表面结构例如沟槽相关联地进行设置。

然而，电子和空穴具有有限的迁移率和寿命，因此它们在复合之前仅移动一定距离。当发生形成电荷载流子的情况(例如β粒子撞击)时，然后来自检测器的总信号从首先(first order)取决于电荷载流子移动的平均距离。这种电荷位移是载流子迁移率、施加电场(其提供电荷漂移速度)和载流子在俘获或复合停止其漂移之前的复合寿命的乘积。这是收集距离，还可认为其是扫掠到(swept to)电极的电荷量(volume)。金刚石越纯(或非补偿阱的水平越低)或晶体缺陷水平越低，则载流子的迁移率和/或它们的寿命越高。所测量的收集距离通常受试验样品厚度的限制；如果收集距离测量超过样品厚度的约80％，则测量值有可能是下限而不是实际值。

通过下述工序确定本文中所指的收集距离：

1)将欧姆点接触放置在测试层的任一侧。该层典型地为300-700μm厚和5-10mm的见方，允许直径为2-6mm的点接触。欧姆接触(而不是表现二极管行为的接触)的形成对可靠的测量来说是重要的。这可通过数种方式实现，但典型地用如下的工序来实现：

i)使用例如氧等离子体灰，使金刚石的表面进行氧终止，使表面电导最小化(降低设备的‘暗电流’)；

ii)通过溅射、蒸发或类似方法，在金刚石上沉积金属层，该金属层包括第一碳化物形成物(former)(如Ti、Cr)，然后是较厚的保护材料层，典型地是Au(引线可接合到其上)。然后典型地使接触体在约400-约600℃下退火直到约1小时。

2)将引线接合到接触体上，并将金刚石连接到电路中，而偏压典型地为2-10kV/cm。在2.5kV/cm下，使用3mm直径点接触体，表征‘暗电流’或漏泄电流，且在良好的样品中‘暗电流’或漏泄电流应当小于约5nA，更典型地小于约100pA。

3)通过将样品暴露于β射线进行收集距离的测量，在输出(exit)面上有Si触发检测器，以便a)表明事件已发生，和b)确保β粒子不在金刚石膜内停止，这将导致形成数量大得多的电荷载流子。然后通过高增益电荷放大器读取来自金刚石的信号，并且基于因β粒子穿过而形成电荷载流子的已知速率(约36个电子-空穴对/线性μm)，可通过下述等式由所测量的电荷计算收集距离：

CCD＝CCE×t

其中t＝样品厚度

CCE＝电荷收集效率＝所收集的电荷/所产生的总电荷

CCD＝电荷收集距离。

4)为了完整性，用一定范围的施加偏压值(正向和反向)测量收集距离，并且在10kV/cm的偏压下，所引用的特征收集距离仅对于在至多10kV/cm偏压下显示出对偏压的良好表现的线性行为的样品。另外，将整个测量工序重复数次以确保行为的可重复性，因为在较差的样品上测量的值可随时间和处理历史而退化。

5)在收集距离的测量中的另一个问题是：材料是否处在泵激(pumped)状态或未泵激(unpumped)状态。‘泵激’(也称为‘引动(priming)’)材料包括将其暴露于某类辐射(β、γ等)足够的时间段，此时所测量的收集距离可能升高，在多晶CVD金刚石中升高典型地为1.6的因子，尽管这可变化。在高纯单晶中引动的效果通常较低，引动1.05-1.2的因子是通常的，在一些样品中无可测量的引动。通过暴露于足够强的白光或选择波长的光可实现去泵激(depumping)，且据认为该过程是完全可逆的。在本说明书中所指的收集距离全部处在未泵激状态，与材料的最终应用无关。在某些应用(如高能粒子物理实验)中，与泵激有关的收集距离的增加可通过保护检测器不受任何去泵激辐射而有益地用于提高单个事件的可检测性。在其它应用中，与泵激有关的设备增益的不稳定性是严重有害的。

可在金刚石的大部分体积内观察到上述特性。可存在通常小于10体积％的一部分体积，其中观察不到所述特定特性。就此而言，本文所用术语“大部分体积”是指连续且不含有不符合规定标准的区域的单一体积。

除上述特性外，用作本发明固态系统中主体材料的单晶CVD金刚石层可以具有在575nm能带(其是低的或不存在的)的阴极射线发光(CL)发射信号，以及在77K于514nm Ar离子激光激发下(标称300mW的入射光)测量的相关的光致发光(PL)谱线，该谱线的峰高小于在1332cm^-1处的金刚石拉曼峰的峰高的1/1000。这些能带与氮/空穴缺陷有关，并且它们的存在表明膜中氮的存在。由于可能存在竞争性淬灭(quenching)机理，575nm谱线的归一化强度不是氮的定量量度，它的不存在也不是膜中不存在氮的确定指示。CL是束能量一般为10-40keV的电子束的激发导致的发光，所述束渗透到样品表面内约30nm-10微米。光致发光更通常在整个样品体积内被激发。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以在77K下收集的CL谱中具有在235nm的均匀的强自由激子(FE)峰。强自由激子峰的存在表明基本上不存在缺陷例如位错和杂质。多晶CVD金刚石合成中单个晶体的低缺陷和杂质密度与高FE之间的联系以前已有报道。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以在室温UV-激发的光致发光谱中具有强自由激子发射。自由激子发射也可由上述带隙辐射激发，例如由来自ArF准分子激光的193nm辐射激发。在以这种方式激发的光致发光谱中存在强自由激子发射表明基本上不存在位错和杂质。在室温下，由193nm ArF准分子激光激发的自由激子发射的强度使得自由激子发射的量子产率至少为10^-5。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以在电子顺磁共振(EPR)中具有浓度为约40ppb以下，更典型地约10ppb以下的单取代氮中心[N-C]⁰，表明了低的氮结合水平。

作为替代或补充，在g＝2.0028处，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以在EPR中具有约1×10¹⁷cm^-3以下，更典型地约5×10¹⁶cm^-3以下，更典型地约2×10¹⁶cm^-3以下，更典型地约1×10¹⁶cm^-3以下，更典型地约5×10¹⁵cm^-3以下，更典型地约2×10¹⁵cm^-3以下的自旋密度。在单晶金刚石中，在g＝2.0028处，这一谱线与晶格缺陷浓度有关，并且在天然的IIa型金刚石中，在通过缺口塑性变形的CVD金刚石中以及在品质差的同质外延金刚石中典型地是大的。

作为替代或补充，本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以具有优异的光学性能，该光学性能具有接近金刚石理论最大值的UV/可见和IR(红外)透光率，更具体地，在UV中在270nm处低或不存在的单取代氮的吸收，在IR中的2500-3400cm^-1波数的谱范围内，低或不存在C-H伸张键合。

本发明固态系统的单晶CVD金刚石层可以依附于金刚石基材(不论基材是合成的、天然的还是CVD金刚石)。这是有利的，因为这意味着在厚度限制其应用时可提供较大的总体厚度，或提供CVD金刚石的载体，其厚度已通过加工得到降低。另外，单晶CVD金刚石层可形成多层设备中的一层，其中其它金刚石层可以例如被掺杂以提供与该CVD金刚石层的电接触部或电子连接部，或仅存在其它金刚石层以提供该CVD金刚石的载体。

在一个实施方案中，适用于本发明固态系统和/或适用于自旋电子应用的单晶CVD金刚石层可以通过包括如下步骤的方法制备：提供具有基本无晶体缺陷的表面的金刚石基材，提供源气体，使源气体解离，和在含有小于300ppb的氮的气氛中，在基本无晶体缺陷的表面上允许进行同质外延金刚石生长。

用于生产本发明主体材料的单晶CVD金刚石层的基材优选为金刚石基材，优选为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型Ib或IIa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，从而使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)。

金刚石基材优选具有低的双折射。就此而言，优选基材满足如下项中的至少一个：

a)通过在约0.014cm²以上的面积内约1000/cm²以下的X-射线形貌术表征的扩展缺陷密度；

b)在约0.1mm³以上的体积内约1×10^-4以下的光学各向同性；和

c)对于约120弧秒以下的(004)反射(reflection)的FWHM(“半高宽”)X-射线摇摆曲线宽度。

如本文所使用的，术语“扩展缺陷”是指缺陷例如位错或位错束簇和堆垛层错。

本发明的金刚石基材可以具有标准(a)-(c)的至少两项，优选至少三项。优选地，合成的金刚石材料层满足标准(a)和(b)，或标准(a)和(c)，或标准(b)和(c)，更优选(a)、(b)和(c)。

优选地，金刚石基材具有通过约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以下的X-射线形貌术表征的扩展缺陷密度。优选地，在其内表征扩展缺陷的面积为约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，金刚石基材具有约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以下的光学各向同性。优选地，这种光学各向同性在约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以上的体积进行测量。

优选地，金刚石基材具有半高宽(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弧秒以下的(004)X-射线摇摆曲线。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以上的面积内测量。

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，所述缺陷的存在引起高的局部应变水平并因此引起双折射。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，通过基材厚度测量而评价的最大双折射为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 CyrosystemsLtd.，Oxford，UK)的仪器评价双折射。使用这样的低双折射的金刚石材料是有利的，因为其降低了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量；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测量所测定的，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的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，合成后可以从金刚石材料中除去基材并将其丢弃，而留下金刚石材料作为独立物体(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比基材具有更高化学纯度层的层以排除与依附基材中自旋中心有关的杂质影响，接着是含有量子自旋缺陷(例如NV中心)的高化学纯度层。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。

当基材是金刚石基材时，在其上发生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最小数量的台阶型边缘。

当基材是金刚石基材时，优选具有(001)主面，该主面可以受到位于基本沿着<100>方向的边缘约束。进一步优选地，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。进一步优选地，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]方向偏离为约0.01°-约2°，优选约0.05°-约1.5°，优选约0.5°-约1°的主表面。小但非零的偏离可以通过提供低但均匀的台阶型边缘密度而有助于获得高品质的生长。当基材的边缘沿<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，指的是在所述方向的约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。

在其上发生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(reveal)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，因为如果在其上合成金刚石材料的基材的生长表面含有大量的晶体缺陷，则提高了在合成金刚石材料中的晶体缺陷的浓度。合成金刚石材料中晶体缺陷的降低的浓度对于自旋电子应用而言是有利的，因为这种降低减少了顺磁性缺陷的浓度且增大了金刚石层中量子比特缺陷中心的T2。晶体缺陷可导致材料中应变的存在，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)，例如使用下述类型的简单等离子体蚀刻之后，通过光学评价可最容易地表征缺陷密度。可暴露两种类型的缺陷：

1)对基材材料品质来说固有的那些缺陷。在所选择的天然金刚石中，这些缺陷的密度可低至50/mm²，而更典型的值为10²/mm²，尽管在其它金刚石中缺陷的密度可以是10⁶/mm²以上。

2)来自抛光的那些缺陷，包括位错结构和沿抛光线以‘振痕(chatter track)’形式存在的微裂纹。这些缺陷的密度在样品中可具有相当大的变化，典型的值从约10²/mm²到在不良抛光区域或样品中的高达大于10⁴/mm²。

因此，优选的低缺陷密度是因此使得上述与缺陷有关的表面蚀刻特征的密度低于5×10³/mm²，更优选低于10²/mm²。

可使用的暴露蚀刻的一种类型是主要使用氢气以及任选的小量Ar和所需的小量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，蚀刻气体含有约1-约5％的氧含量，0-约30％的氩气含量和余量的氢，所有百分数为体积百分数，而基材温度为约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计算表面特征的数目。

通过仔细制备基材，因此可使在其上发生CVD生长的基材表面处和表面下方的缺陷水平最小化。此处，制备包括施加于来自矿物回收(在天然金刚石的情况下)或合成(在合成材料的情况下)材料的任何过程，因为各阶段都可能影响材料内的、当形成基材的加工完成时最终形成基材表面的平面上的缺陷密度。具体的加工步骤可包括常规的金刚石加工方法如机械锯解、研磨和抛光，和较不常规的技术如激光加工或离子注入和剥离(lift off)技术、化学/机械抛光，以及液体和等离子体化学加工技术。

有利地是，应当使基材的表面R_a最小化。优选地，在任何等离子体蚀刻之前基材生长表面的R_a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。

基材所要求的R_a和/或晶体取向可以通过对基材进行机械锯解或激光锯解来获得，所述基材来自于较大的高度完美金刚石材料片，优选来自于这样的金刚石材料片的单个生长扇区。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。这类技术是本领域公知的，并且在本文中称作“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于单晶CVD金刚石层的随后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的，也不必进行该蚀刻后立刻进行生长过程，但若是原位的，则可实现最大的益处，因为它避免了进一步物理损伤或化学污染的任何风险。当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沉积或金刚石生长过程相类似的条件，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，它可由如下中的一项或多项构成：

(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50-450×10²Pa，蚀刻气体含有1-4％的氧，0-30％的氩和余量的氢，所有百分数为体积百分数，基材温度为600-1100℃(更典型地为800℃)，且典型的持续时间为3-60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、氢和氧的替代性的蚀刻方法，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，然后通过引入碳源气体，直接将过程转入合成。选择蚀刻的时间/温度，以便能够除去因加工造成的任何残留的表面损伤，和除去任何表面污染物，但不形成高度粗糙的表面和不沿扩展的缺陷(如位错)过度蚀刻，该过度蚀刻横断表面，进而引起深的凹点。由于蚀刻是侵蚀性的，因此对这一阶段来说尤其重要的是，腔室设计和其组份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上。氧蚀刻之后的氢蚀刻对晶体缺陷的特异性较低，从而将氧蚀刻(它侵蚀性地冲击这类缺陷)引起的棱角变圆并提供对于随后的生长来说较光滑、较好的表面。

或者，例如在共同未决申请PCT/IB2008/050215中所描述的那样，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将最终含有量子缺陷中心的CVD金刚石层在其上的基材表面。有利的是，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不过度提高表面粗糙度。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在约3分钟-约15分钟的范围内。

Ar-Cl₂感应耦合等离子体蚀刻可以在约0.5毫托(约0.0667Pa)-约100毫托(约13.3Pa)，更优选为约1毫托(约0.133Pa)-约30毫托(约4.00Pa)，更优选为约2毫托(约0.267Pa)-约10毫托(1.33Pa)的操作压力下进行。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，和含卤素气体，优选氯(Cl₂)构成。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，大多数气体混合物的余量由Ar组成，更优选整个气体的余量由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。

在生产单晶CVD金刚石主体材料时，适当控制发生CVD生长的环境中的杂质含量也是重要的。更具体地，必须在基本上不含氮气，即小于约300份/十亿(ppb，总气体体积的分子份数)，优选小于约100ppb，优选小于约80ppb，优选小于约50ppb，优选小于约20ppb的气氛存在下进行金刚石的生长。在文献中已报道过在CVD金刚石，尤其是多晶CVD金刚石的合成中氮的作用。例如，在这些报道中已注意到，10ppm以上的气相氮水平改变了{100}与{111}面之间的相对生长速率，同时在生长速率和在一些情况下晶体品质方面总体提高。此外，对于某些CVD金刚石合成方法来说，已建议可以使用低于几ppm的低含氮量。这些低数值的氮水平测量要求精密的监控，如通过用例如气相色谱法可实现的监控。现描述这种方法的一个实例：

(1)标准的气相色谱(GC)技术，由如下构成：使用窄内径的样品管线，从所关心的点处提取气体样品物流，为最大流速和最小死体积进行优化，并在流到废弃物之前使其流经GC样品盘管(coil)。GC样品盘管是盘旋的管道的一部分，其具有固定和已知的体积(对于标准的大气压注射来说，典型地1cm³)，该GC样品盘管可从样品管线处的位置切换到输送到气相色谱柱的载气(高纯He)管线。这样将已知体积的气体样品放置到进入柱内的气流中；在本领域中，该工序称为样品注射。

注射的样品被载气携载经过第一个GC柱(填充有为简单无机气体的分离而优化的分子筛)并部分分离，但高浓度的主要气体(如H₂、Ar)引起柱饱和，这使得氮气的完全分离困难。来自第一个柱的流出物的相关部分然后转变成第二个柱的原料，从而避免大部分其它气体进入到第二个柱中，避免了柱饱和并使目标气体(N₂)能完全分离。该工序称为“中心切割”。

使第二个柱的输出流流过放电离子化检测器(DID)，其检测在载气通过时由于样品存在而引起的漏泄电流的增加。通过气体的停留时间(由标准气体混合物来校正)确定化学特性。DID的响应在大于5个数量级的范围内是线性的，且通过使用特定的校正气体混合物来校正，校正气体混合物浓度典型地在10-100ppm范围内，通过重力分析进行，然后由供应商来验证。可通过仔细的稀释实验验证DID的线性。

(2)如下面所述，气相色谱的这一已知技术已被进一步改进和开发以用于此应用：此处被分析的过程典型地在50-500×10²Pa下操作。通常的GC操作使用比大气压高的压力的源气体，以驱动气体流过样品管线。此处，通过在管线的废料端连接真空泵驱动样品，并在低于大气压下抽取样品。然而，在气体流动的同时，管道阻力可引起管线中显著的压降，从而影响校正和灵敏度。因此，在样品盘管与真空泵之间放置阀门，该阀门在样品注射之前关闭短的时间段，以便使样品盘管处的压力稳定，并通过压力计来测量。为了确保注射足够质量的样品气体，将样品盘管的体积扩大到约5cm³。取决于样品管线的设计，该技术可在低至约70×10²Pa的压力下有效操作。GC的校正取决于注射的样品质量，并且通过使用与进行分析的原料可获得的相同的样品压力校正GC来获得最大的精确度。必须观察非常高标准的真空和气体操作实践，以确保测量是正确的。

取样点可以是在合成腔室的上游以表征进入气体，可以是在腔室内以表征腔室环境，或者可以是在腔室的下游以测量腔室内氮浓度的最差情况数值。

源气体可以是本领域已知的任何源气体，并且将含有可解离从而产生自由基或其它活性物质的含碳材料。气体混合物通常还含有适于提供原子形式的氢或卤素的气体。

优选在反应器(其例子中是本领域已知的)中使用微波能量进行源气体的解离。然而，应当使从反应器转移的任何杂质最少化。可使用微波系统，以确保等离子体远离除发生金刚石生长的基材表面之外的所有表面及其固定物。优选的固定物材料的实例是：钼、钨、硅和碳化硅。优选的反应器腔室材料的实例是不锈钢、铝、铜、金、铂。

可以使用高的等离子体功率密度，其来自于高的微波功率(对于50-150mm的基材直径，典型地为3-60kW)和高的气体压力(50-500×10²Pa，优选100-450×10²Pa)。

使用上述优选的条件，可产生总氮浓度为20ppb以下以及迁移率和寿命的乘积μτ值超过1.5×10^-6cm²/V(例如对于电子而言为320×10^-6cm²/V而对于空穴而言为390×10^-6cm²/V)的高品质的单晶CVD金刚石层。

或者，本发明主体材料的单晶金刚石材料层可以通过包括以下的方法制备：

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，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。

所使用的源气体通常含有氢气，一种或多种惰性气体如氦、氖或氩，以及氧气，并且组成源气体的气体都是高纯气体。这意味着所述气体都具有高的化学纯度。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，形成源气体的一部分的氢气优选含有约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。

在这种方法中，碳源是固体碳源，对其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。合适的固体碳源的实例包括石墨和金刚石。典型地，这类固体源由气态前体(例如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，固体碳源是石墨，对其进行制备以便确保使氮进入石墨结构的吸收度最小化。

如上所述，氮气是空气中最丰富的气体，因此难以避免具有氮的气态碳源的污染。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，本发明人已认识到，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)。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并同时仍可获得高化学纯度的产品。

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或燃烧分析的固体碳源中的氮浓度为优选约5ppm以下，优选约2ppm以下，优选约1ppm以下。

当固体碳源是金刚石时，其可以通过常规HPHT使用固体碳源或者通过CVD技术使用对于这样的商购气体而言具有典型化学纯度的碳源气体(即构成源气体的含碳气体并不一定具有高化学纯度)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氮，但已发现，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。因此，本发明提供了用于精制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。

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3ppm以下，优选约1ppm以下，优选约300ppb以下，或者约100ppb以下，或者约30ppb以下，或者约10ppb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的量最小。这进而是期望的，因为其提高所提供的材料的品质，并因此使其特别用作量子自旋缺陷的主体材料。

含有这种量的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(如得自例如CK Gases Ltd.，Hook，Hampshire，UK的“H₂6.5”)，其可以通过穿过Pd散射体(例如JohnsonMatthey Inc.，West Chester，PA，USA)进一步纯化以实现以体积计小于5ppb的杂质水平；杂质含量以体积计小于1ppm的Ar(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)进一步纯化以实现以体积计小于5ppb的杂质水平。

当固体碳源用于本发明方法中时，源气体混合物优选含有最少的有意添加的含碳气体。就此而言，固体碳源优选提供约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％的含碳气体以用于所述方法中。因此优选地，存在于源气体混合物中的仅含碳物质将是作为杂质存在的那些含碳物质。

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：物质如原子碳、CH_x自由基，其中x是1、2或3；含有多个碳原子的自由基，例如C₂H_x，其中x是1-5的整数，和分子物质例如CH₄。本领域完全确立的是，碳的气态源对有助于生长过程的碳物质并因此对金刚石的品质具有可忽略的影响，此处发明人已证明，对于固体碳源而言这也是出人意料地正确。

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。

在其中远距离地发生活化的实施方案中，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。当微波是能量源时，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入金刚石沉积反应器。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，可替代地将其充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充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的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高化学纯度的单晶CVD金刚石层。

在替代性的实施方案中，本发明固态系统的单晶金刚石材料层可以通过包括以下的方法制备：

提供具有基本无晶体缺陷的表面的金刚石基材；

提供源气体混合物，其包含高纯气体和碳源气体，其中该高纯气体对源气体混合物中的总氮水平贡献约300ppb以下，而该碳源气体含有约20ppm以下量的氮杂质；

解离源气体；和

允许在表面上进行同质外延金刚石生长，其中满足下面条件中的至少一个：

(a)基材温度为约800℃-约1000℃；和

(b)将氧气以总源气体混合物的约0.5体积％-约5体积％的量(按O₂当量以体积份数进行测量)加入到该源气体中。

在该实施方案，碳源是气体。合适的碳源气体的例子包括但不限于C_xH_y，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)，C_xH_yHal_z，其中x和z可以独立地为1-10的整数，而y可以是0-10，或CO_x，其中x为0.5-2.0。优选地，碳源气体是CH₄。特别地，当碳源为气态且含有小于约20ppm水平的氮杂质但仍足够高从而显著增加该过程的总氮浓度(例如大于约1ppm)时，本发明人发现具有高化学纯度的产品可通过使工艺条件优化来获得。

更具体地，发现了具有高化学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)以总气体流的约0.5％至总气体流的约5％(按O₂当量以体积份数进行测量)将氧气加入到源气体混合物中。

氧气浓度按占总气体流的体积份数(表示为百分数)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和其它缺陷引入正在生长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，在使氮引入最小化情况下可确定生长温度。

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效应(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，与相同条件(但不同的是不存在氧添加)相比，存在降低的N引入。

添加的氧可按O₂形式或者按含氧物质如CO_x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。

当使用气态碳源时，其含有的氮浓度为约20ppm以下，或者约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。这类碳源是可商购的。

当碳源含有在约1ppm以上，或者约2ppm以上，或者约5ppm以上浓度的氮时，这种技术特别合适。

因此，提供了由此使用(i)或(ii)或者(i)和(ii)的方法，可使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。

更具体地，固体碳源例如多晶金刚石可以通过使用较低化学纯度碳源气体的常规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。

在根据上文详述的方法制备后，对单晶CVD金刚石材料层的表面进行加工，使得在半径为约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，表面的表面粗糙度R_q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，所述圆以在最接近待用的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。

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的)和降低其粗糙度(如R_a或R_q所描述)，然而，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，重要的是表面下方达约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。可使用各向同性蚀刻来保持或形成宏观弯曲特征例如透镜，同时控制或降低表面粗糙度。

蚀刻的表面意指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/Cl等离子体蚀刻清洁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。

各向同性蚀刻的表面并不显著使表面的R_q提高。优选使用扫描探针仪器进行的R_q测量R_q ^a和R_q ^b是在金刚石层表面的相同区域上获得的。“相同区域”是指尽量合理实际地接近的等效区域，如本领域所已知的，在必须核实测量的整体有效性时使用多种测量和统计分析。特别地，各向同性的蚀刻表面可以具有粗糙度R_q ^a(在蚀刻后)而原始表面具有粗糙度R_q ^b(在蚀刻前)，使得R_q ^a/R_q ^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，优选至少两种的以下特征：

·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R_q(R_q ^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的砂砾尺寸的机械加工状态的表面除去最小厚度的金刚石，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的相同级别的厚度。典型地，表面损伤层具有0.2μm-20μm的厚度(或如果使用非常侵伤性的宝石雕刻技术时更厚)。因此，优选地，所述蚀刻从该表面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(grit particle)尺寸约相同的厚度；例如用1-2μm尺寸的金刚石砂磨光盘抛光的表面将典型地具有约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R_q ^a。

蚀刻的表面可以贯穿金刚石层的整个表面中，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R_q ^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。

合适的各向同性蚀刻的实例是Ar-Cl₂感应耦合等离子体蚀刻，其可以在以下工作压力范围下进行：约0.5毫托(约0.0667Pa)-约100毫托(约13.3Pa)，更优选约1毫托(约0.133Pa)-约30毫托(约4.00Pa)，更优选约2毫托(约0.267Pa)-约10毫托(约1.33Pa)。蚀刻剂优选是由至少惰性气体(优选氩气)和含卤素气体(优选氯气(Cl₂))构成的气体混合物。优选地，该含卤素气体以如下浓度范围(以体积计)存在于加入到该工艺的气体混合物中：约1％-约99％，更优选约20％-约85％，更优选约40％-约70％。优选地，气体混合物余量的主要部分由Ar组成，更优选全部的该气体余量由Ar组成。

此外，具有低R_q ^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所暴露的缺陷数目为约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而无进一步机械加工或蚀刻以除去金刚石材料和改变金刚石表面。

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，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且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R_q。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。

优选通过上文所述的各向同性蚀刻和再生长技术，有利地制备本发明固态系统的单晶CVD金刚石主体材料的表面。特别地，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和写。

可以处理单晶CVD金刚石层的表面以控制表面终止(termination)。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^-缺陷的跃迁的分裂。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。

本发明人认为基本上完全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 PT7150 RF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。

本发明的固态系统还包含量子自旋缺陷。优选该量子自旋缺陷是NV中心，优选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来形成。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，本领域公知的是，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彼此相邻固体中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的注入原子浓度。然后，可在注入了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文描述的方法合成。

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，接着在真空中或者在惰性气氛中于约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的横截面，且因此在退火过程中形成NV中心。

有利地是，在形成NV^-中心之前或之后，可以使本发明的单晶金刚石层经受进一步退火步骤。在包括进一步退火步骤时，优选在大于约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”)，典型地取决于温度在约4GPa至约10GPa之间。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中心的谱稳定性和T2。

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已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进行排列的方式，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开。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。这些实验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W15 EPR中心提供了确定～0.05ppb的NV^-浓度上限的可能性，但是共焦光致发光(PL)测量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15。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，因为其降低了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，正是将在固态材料的最终应用中用作量子比特的量子自旋缺陷的浓度和分离是特别相关的。例如，当待用于自旋电子应用中的量子自旋缺陷位于主体材料的薄层中时，该层外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三维量子自旋缺陷阵列的固态系统，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离特别相关。就此而言，本发明不限于主体材料的薄层并且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。

单晶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时且因此具有自旋时；

·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离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)分离，使得NV中心之间的平均距离为0.02μm以上，优选0.05μm以上，优选0.1μm以上，优选0.5μm以上，优选1μm以上，优选2μm以上，优选5μm以上，优选10μm以上，优选20μm以上，优选50μm以上。这可以例如在横截切片中进行表征。

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。

由于本发明固态系统的单晶CVD金刚石层的高化学纯度，可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。

特别有利地是，在室温下观测到这些长的T2时间，这是因为其意味着未必使用低温温度。

就此而言，在本发明的固态系统中，量子自旋缺陷在室温下具有的T2为约300μs以上，优选约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，在室温下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回波衰减测量。自旋极化布局通过从³A基态(即m_s＝0)一直到³E第一激发三重态(即m_s＝-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导致导致留下自旋极化态(D.Redman等，J.Opt.Soc.Am.B，9(1992)，768)。然后利用使NV中心的自旋进行翻转(flip)的微波脉冲使NV中心的自旋经历一系列变换(例如图17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中心描述了该方法，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定位单NV中心(示意性地示于图15中)。

(ii)对NV中心进行“重合(coincidence)测量”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14显示了重合试验的结果，在零位没有重合显现从而表示经表征的NV确是单NV中心。

现可测定经确定的NV中心的T2时间。

(iii)在关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m_s＝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^-中心经受一系列的短(持续数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(其从小于1μs到多个μs系统地变动)分离，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16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/T_M)

其中I是荧光强度而T_m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激发值外)描述于Charnock and 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较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532nm激光照射的共焦显微镜和用于测定T2时间的重合测量来确定单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”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射；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17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”的辐射的强度而不是频率。

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，并且这些电子不会被NV中心再次俘获。该过程不是确定性的并且不总是使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)且可能导致单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m_s＝±1激发态到m_s＝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，量子密码术装置或量子计算装置或磁力计或其它自旋电子装置。

附图

下图旨在说明本发明：

图1显示了在77K下HDS-1的自由激子阴极射线发光谱，显示了在235nm的强发射(横向光模式)；

图2显示了HDS-1的阴极射线发光谱(77K)，显示了集中在约420nm的宽的弱带，在533nm和575nm处非常弱的线以及非常强的自由激子发射(在470nm的二阶所示)；

图3显示了(1)同质外延CVD金刚石和(2)HDS-1的室温EPR谱图，所述金刚石含有约0.6ppm的单取代氮。所述谱图在相同条件下测量并且样品为近似相同尺寸；

图4显示了在4.2K记录的(i)高纯度同质外延CVD金刚石和(ii)HDS-1的EPR谱图，与HDS-1同时生长的所述金刚石在生长后进行塑性变形以证明由缺口所产生的结构缺陷对EPR信号的影响。所述谱图在相同条件下测量；

图5显示了IIa型天然金刚石和HDS-1的室温EPR谱图。所述谱图在相同条件下测量并且样品为相同尺寸；

图6显示了HDS-1的室温紫外吸收光谱，显示了本征吸收边缘和不存在归属于单取代氮的在270nm集中的吸收带；

图7显示了HDS-1的双轴X射线摇摆曲线；

图8显示了使用氩离子激光的488nm线在300K测得的HDS-1的拉曼谱；

图9(a)显示了对于¹⁵NV^-和¹⁴NV^-中心的能级图；

图9(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10(a)显示了将两维阵列¹⁵N离子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10(b)显示了Monte-Carlo模拟结果，该模拟表明了注入期间金刚石结构中高能氮离子的路径和最终位置；

图11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12显示了本发明金刚石层中N中心的荧光激发光谱；

图13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14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，表明所有光子来自单NV中心；

图15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16显示了使用使NV中心的自旋进行翻转的微波脉冲的一系列变换；和

图17显示了其中进行多个PLE扫描(具有每隔数个扫描的回泵脉冲)的单NV中心的结果以及发射光子频率相对于在该频率下发射次数的频率曲线，显示了该峰的半高宽为约250MHz。

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且因此可用于量子比特应用。图9(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9(b)中的光检测磁共振谱图中看到这些中心的自旋结构。图9(a)和9(b)清楚地显示了就NV中心而言磁自旋态的非简并性。如图9(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，且因此可以使用光检测器进行检测和表征。

图10(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，通过在2MeV(百万电子伏)能量下的N⁺⁺离子的注入形成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10(b)显示了Monte-Carlo模拟结果，该模拟表明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，通过在2MeV能量下的N⁺⁺离子的注入形成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从而形成自间隙碳原子且空位形成损坏区。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⁺⁺离子许多(例如10²-10³)所形成的间隙和空位。

图11显示了单晶CVD金刚石层中注入的NV中心的2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(在基本上方形阵列中可看到其中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15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。这种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

适合于合成本发明单晶CVD金刚石的基材和形成本发明部件的金刚石材料可以按如下制备：

i)在显微镜观察与双折射成像的基础上，优化原材料的选择(Ia天然钻石和Ib HPHT钻石)，以鉴别不含应变和缺陷的基材。

ii)使用激光锯解、研磨和抛光工艺，使表面缺陷最小化，使用暴露等离子体蚀刻方法，确定由于该加工引入的缺陷水平。

iii)可常规地生产基材，其中在暴露蚀刻之后可测量的缺陷密度主要取决于材料品质，并且该缺陷密度低于5×10³/mm²，通常低于10²/mm²。然后将通过该方法制备的基材用于随后的合成。

在高压压机中使高温/高压合成Ib型金刚石生长，然后使用上述方法制备成基材以使基材缺陷最小化。最终形式的基材是5×5mm方形，厚度500μm的板，具有所有面{100}的板。在该阶段的表面粗糙度小于1nm R_A。使用适用于金刚石的高温钎焊，将该基材安置在钨基材上。将其引入到反应器中，并如上所述开始蚀刻与生长周期，更具体地：

1)使反应器中预先装配有使用净化器的位置，以便将进入气流中的氮水平降低到低于80ppb，通过上述改进的GC方法测量。

2)在333×10²Pa和800℃的基材温度下，使用30/150/1200sccm(标准立方厘米/秒)的O₂/Ar/H₂进行原位氧等离子体蚀刻。

3)随着从气流中除去O₂，这不间断地转入氢蚀刻。

4)通过加入碳源，这转入生长过程，在该情况下，碳源是以30sccm流动的CH₄。在此阶段的生长温度是980℃。

5)在其中进行生长的气氛中含有小于100ppb的氮，通过上述的改进GC方法进行测量。

6)在生长期结束时，从反应器中取出基材，并从基材上移除CVD金刚石层。

7)然后将该层抛光变平成410μm厚度的层，清洁并用氧灰化，以制备用氧终止的表面，并测试其电荷收集距离。发现在1V/μm的施加电场下，其为380μm(总是受到样品厚度限制的值)，给出迁移率和寿命的乘积μτ为3.8×10^-6cm²/V的下限值。

8)在断开状态下，发现所述金刚石层的电阻率在20℃和50V/μm的施加电场下测量时为6×10¹⁴Ωcm。

9)进一步通过以下和附图1-8所提供的数据表征确定为HDS-1的层：

i)CL谱，显示出低的蓝带、低的575nm和高的FE发射(图1和2)。

ii)EPR谱，显示出低的取代氮和弱的g＝2.0028谱线(图3-5)。

iii)光学谱，显示接近理论透射率(图6)。

iv)X-射线的摇摆曲线图，显示出样品的角展度(spread)小于10弧秒(图7)。

v)拉曼光谱，显示出约2cm^-1的谱线宽度(FWHM)(图8)。

实施例2

在下述条件变化下，重复实施例1中给出的工序：

Ar 75sccm，H₂ 600sccm，CH₄ 30sccm，820℃，7.2kW，小于200ppb的氮气(根据上述改进的GC方法进行测量)。

将所产生的CVD金刚石层加工成390μm厚的层用于测试。发现μτ乘积对电子而言为320×10^-6cm²/V，且对空穴而言为390×10^-6cm²/V(在300K下测量)，得到355×10^-6cm²/V的平均值。

实施例3

在下述条件变化下，重复实施例1中给出的工序：

Ar 150sccm，H₂ 1200sccm，CH₄ 30sccm，237×10²Pa，822℃的基材温度，小于100ppb氮气(根据上述改进的GC方法进行测量)。

将所产生的CVD金刚石层加工成420μm厚的层用于测试。该层的收集距离经测量大于400μm。在50V/μm的施加电场下该层的电阻率超过1×10¹⁴Ωcm。

实施例4

在下述条件变化下，重复实施例1中给出的工序：

氧等离子体蚀刻使用15/75/600sccm的O₂/Ar/H₂。接着使用75/600sccm的Ar/H₂进行氢蚀刻。通过加入碳源引发生长，在该情况下，碳源是以30sccm流动的CH₄。在此阶段的生长温度为780℃。

所生产的CVD金刚石层具有1500μm的厚度，并被加工成500μm厚的层用于测试。

1)在1V/μm的施加电场和300K下，发现电荷收集距离为480μm(受样品厚度限制的值)，给出迁移率与寿命乘积即μτ4.8×10^-6cm²/V的下限。

2)使用上述的Hecht关系式在300K下测量的μτ乘积对电子和空穴分别为1.7×10^-3cm²/V和7.2×10^-4cm²/V。

3)在300K的样品温度下，空间电荷限制的飞行时间实验测量到电子迁移率μ_e为4400cm²/Vs。

4)在300K的样品温度下，空间电荷限制的飞行时间实验测量到空穴迁移率μ_h为3800cm²/Vs。

5)SIMS测量显示，没有任何单一缺陷以高于5×10¹⁶cm^-3的浓度存在(排除氢及其同位素)的证据。

6)在100V/μm的施加电场，如在300K下测量，测得的电阻率超过5×10¹⁴Ωcm。

7)PL谱显示低的蓝带和低的575nm强度(小于拉曼峰的1/1000)。拉曼FWHM的谱线宽度为1.5cm^-1。CL强度显示出强的FE峰。

8)EPR谱显示没有(＜7ppb)的取代氮，并且没有(＜10ppb)g＝2.0028谱线。

实施例5

对根据实施例1-4制备的材料样品进行进一步处理以使它们适合于自旋电子应用。

使用下面条件，采用Ar-Cl₂ICP蚀刻将一个样品(其主表面预先使用磨光盘抛光技术进行了机械加工)进一步进行表面加工：

平台(platen)功率～300w；

线圈功率～400w；

腔室压～5毫乇(～0.67Pa)；

气体流速Ar-25sccm，Cl₂-40sccm；

蚀刻时间～15分钟。

使用原子力显微镜(Veeco“Dimension 3100”)在1μm×1μm标称面积中测量的表面R_q，蚀刻前为约0.9nm，从该表面除去约900nm材料后为约1.2nm。

NV中心的T2时间使用说明书另外描述的工序进行测量，发现其为约650μs。

谱稳定性使用说明书另外描述的工序进行测量，并且发射光子频率相对于发射光子次数的频率曲线的峰FWHM是在大于10⁶个光子中测得的约250MHz的频率。

实施例6

根据实施例5制备样品。

在下面条件下对Ar-Cl₂ ICP蚀刻表面进行微波等离子体暴露蚀刻：

气体混合物：30/150/1200(均为sccm)的O₂/Ar/H₂

压力：333×10²Pa

温度：800℃

持续时间：5分钟

使用光学显微镜对通过蚀刻在表面中暴露的缺陷数目进行计数并发现其为约5×10²mm^-2。

Claims (50)

1.一种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具有在室温下退相干时间T2为300μs以上的电子自旋态，其中所述主体材料包含总氮浓度为20ppb以下的单晶CVD金刚石层，其中在由半径5μm的圆所限定的区域内单晶金刚石的表面粗糙度R_q为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。

2.根据权利要求1所述的固态系统，其中所述量子自旋缺陷位于单晶金刚石层表面100μm内。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中硼浓度为100ppb以下。

4.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中非补偿取代硼的浓度为100ppb以下。

5.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中硅浓度为100ppb以下。

6.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中通过相对于在1332.5cm^-1位移处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的浓度为0.5，所述两种强度均在77K的温度下测得。

7.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中顺磁性缺陷的浓度为1ppm以下。

8.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中任何单一非氢杂质的浓度为5ppm以下。

9.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶CVD金刚石主体材料中的总杂质含量为10ppm以下，所述总杂质含量不包括氢及其同位素。

10.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中单晶金刚石主体材料中氢杂质的浓度为10¹⁸cm^-3以下。

11.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述单晶金刚石主体材料具有在300K下测得的1.5×10^-6cm²V^-1以上的μτ乘积，其中μ是迁移率而τ是电荷载流子的寿命。

12.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述单晶金刚石主体材料具有在断开状态下、在50V/μm的施加电场下和300K下测得的1×10¹²Ωcm以上的电阻率R₁。

13.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述单晶金刚石主体材料具有在300K下测得的2400cm²V^-1s^-1以上的电子迁移率(μ_e)。

14.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述单晶金刚石主体材料具有在300K下测得的2100cm²V^-1s^-1以上的空穴迁移率(μ_h)。

15.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述单晶金刚石主体材料具有在1V/μm的施加电场和300K下测得的150μm以上的高收集距离。

16.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中量子自旋缺陷从m_s＝±1跃迁到m_s＝0状态的稳定性使得具有特定频率的光子数相对于光子频率的频率曲线的峰的FWHM为500MHz以下。

17.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述量子自旋缺陷为NV中心。

18.根据权利要求17所述的固态系统，其中所述NV中心包含¹⁴N。

19.根据权利要求17所述的固态系统，其中所述NV中心包含¹⁵N。

20.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中至少一种量子自旋缺陷与具有磁自旋的其它组元分离0.02μm以上。

21.根据权利要求17所述的固态系统，其中所述NV中心的浓度为10ppm以下。

22.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述主体材料的表面进行了蚀刻。

23.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述主体材料的表面通过机械抛光进行了加工。

24.根据权利要求1或2所述的固态系统，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100μm以下的厚度。

25.根据权利要求24所述的固态系统，其中所述量子自旋缺陷位于所述其它薄层内。

26.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中与缺陷有关的表面蚀刻特征的密度为5×10³/mm²。

27.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述量子自旋缺陷与具有磁自旋的其它组元分离0.012μm以上。

28.根据权利要求1或2所述的固态系统，其中所述主体材料的表面用¹⁶O终止。

29.根据权利要求28所述的固态系统，其中最接近量子自旋缺陷的主体材料的95％以上的表面用¹⁶O终止。

30.根据权利要求1或2所述的固态系统，其是量子中继器、量子密码术装置或量子计算装置。

31.一种用于制备固态系统的方法，该固态系统包含主体材料和量子自旋缺陷，所述量子自旋缺陷具有在室温下退相干时间T2为300μs以上的电子自旋态，其中所述主体材料包含总氮浓度为20ppb以下的单晶CVD金刚石层，所述方法包括：

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5μm的圆所限定的区域内单晶金刚石的表面粗糙度R_q为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。

32.一种用于制备固态系统的方法，该固态系统包含主体材料和量子自旋缺陷，所述量子自旋缺陷具有在室温下退相干时间T2为300μs以上的电子自旋态，其中所述主体材料包含通过化学气相沉积(CVD)过程制备的总氮浓度为20ppb以下的单晶金刚石，所述方法包括：

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，使得其中在由半径5μm的圆所限定的区域内单晶金刚石的表面粗糙度R_q为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。

33.根据权利要求31或权利要求32所述的方法，其中所述单晶金刚石主体材料具有在300K下测得的1.5×10^-6cm²V^-1以上的μτ乘积，其中μ是迁移率而τ是电荷载流子的寿命。

34.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述单晶金刚石主体材料具有在300K下测得的2400cm²V^-1s^-1以上的电子迁移率(μ_e)。

35.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述单晶金刚石主体材料具有在300K下测得的2100cm²V^-1s^-1以上的空穴迁移率(μ_h)。

36.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述单晶金刚石主体材料具有在1V/μm施加电场和300K下测得的150μm以上的高收集距离。

37.根据权利要求31或32所述的方法，其中单晶金刚石主体材料中氢杂质的浓度为10¹⁸cm^-3以下。

38.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述单晶金刚石主体材料的表面通过蚀刻进行加工。

39.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述单晶金刚石主体材料的表面通过机械抛光进行加工。

40.根据权利要求38所述的方法，其中所述蚀刻为Ar/Cl₂蚀刻。

41.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述单晶金刚石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100μm以下的厚度。

42.根据权利要求41所述的方法，其中所述量子自旋缺陷位于所述其它薄层内。

43.根据权利要求38所述的方法，其中对所述表面进行加工从而使得与缺陷有关的表面蚀刻特征的密度为5×10³/mm²。

44.根据权利要求31或32所述的方法，该方法包括将固态系统在600-900℃温度下退火0.1-16小时时间段的其它步骤。

45.根据权利要求31或32所述的方法，该方法包括将固态系统在1000℃以上的温度下退火0.1-16小时时间段的其它步骤。

46.根据权利要求31或32所述的方法，其中在单晶金刚石主体材料的经加工的表面之下100μm以下的深度形成所述量子自旋缺陷。

47.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述量子自旋缺陷为NV中心。

48.根据权利要求47所述的方法，其中所述NV中心包含¹⁴N。

49.根据权利要求47所述的方法，其中所述NV中心包含¹⁵N。

50.根据权利要求31或32所述的方法，其中所述量子自旋缺陷为NV中心，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。