JP2002537647A - 希土類イオンをドープした窒化ガリウムおよび可視光発光を達成する方法および構造 - Google Patents
希土類イオンをドープした窒化ガリウムおよび可視光発光を達成する方法および構造Info
- Publication number
- JP2002537647A JP2002537647A JP2000600286A JP2000600286A JP2002537647A JP 2002537647 A JP2002537647 A JP 2002537647A JP 2000600286 A JP2000600286 A JP 2000600286A JP 2000600286 A JP2000600286 A JP 2000600286A JP 2002537647 A JP2002537647 A JP 2002537647A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- gallium nitride
- rare earth
- semiconductor crystal
- nitride semiconductor
- doped
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C09—DYES; PAINTS; POLISHES; NATURAL RESINS; ADHESIVES; COMPOSITIONS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; APPLICATIONS OF MATERIALS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- C09K—MATERIALS FOR MISCELLANEOUS APPLICATIONS, NOT PROVIDED FOR ELSEWHERE
- C09K11/00—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials
- C09K11/08—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials containing inorganic luminescent materials
- C09K11/77—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials containing inorganic luminescent materials containing rare earth metals
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Led Devices (AREA)
- Luminescent Compositions (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
(57)【要約】
本発明は、少なくとも１種のＲＥイオンをドープしたＧａＮ半導体結晶であって、その構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされている結晶である。結果として、適切な励起により励起状態にある場合に、約３８０ナノメートル〜約１０００ナノメートルの範囲にわたるルミネセンススペクトルを提供するように、その構造を適合させることが好ましい。本発明は、様々な光電子素子のいずれかでの使用に適した陰極ルミネセンスおよびエレクトロルミネセンスを作製する装置および方法も含む。
Description
【０００１】発明の背景 本発明は一般に、希土類（ＲＥ）ドープ窒化ガリウム（ＧａＮ）、特に ＲＥ
イオンをドープした窒化ガリウムのルミネセンスに関する。近年、ＲＥドープ半
導体は、発光素子として見込みのある適用分野と、その特有の光学的性質および
電気的性質で、非常に関心を集めている。ＲＥルミネセンス は、ホストの種類
および周囲温度にほとんど依存しない。ＥｒをドープしたＧａＮおよびＡｌＮ半
導体と、Ｏを共ドープしたＧａＮ およびＡｌＮ半導体は、最も広範に研究され
ている。しかしながら、分子線エピタキシャル（ＭＢＥ）および有機化学気相成
長（ＭＯＣＶＤ）によるエピタキシャル成長中および成長後に、ＧａＮおよびＡ
ＩＮに、イオン注入によってＥｒおよびＯをドープすると、１．５４μｍでの赤
外発光のみが表れる。さらに、酸素を共ドープすることなく、赤外ホトルミネセ
ンス（ＰＬ）スペクトルのみが、ＮｄおよびＥｒを注入したＧａＮから達成され
ている。
イオンをドープした窒化ガリウムのルミネセンスに関する。近年、ＲＥドープ半
導体は、発光素子として見込みのある適用分野と、その特有の光学的性質および
電気的性質で、非常に関心を集めている。ＲＥルミネセンス は、ホストの種類
および周囲温度にほとんど依存しない。ＥｒをドープしたＧａＮおよびＡｌＮ半
導体と、Ｏを共ドープしたＧａＮ およびＡｌＮ半導体は、最も広範に研究され
ている。しかしながら、分子線エピタキシャル（ＭＢＥ）および有機化学気相成
長（ＭＯＣＶＤ）によるエピタキシャル成長中および成長後に、ＧａＮおよびＡ
ＩＮに、イオン注入によってＥｒおよびＯをドープすると、１．５４μｍでの赤
外発光のみが表れる。さらに、酸素を共ドープすることなく、赤外ホトルミネセ
ンス（ＰＬ）スペクトルのみが、ＮｄおよびＥｒを注入したＧａＮから達成され
ている。
【０００２】 最近、５３７ｎｍおよび５５８ｎｍで緑色の２つの輝線が、固体ソースＭＢＥ
によりサファイア基板上に成長させたＥＲドープＧａＮから得られた。さらに、
その実験では、低強度青色発光の広いピーク４８０ｎｍ〜５１０ｎｍを達成した
。しかしながら、その青色発光は低強度であるため、実用性はほとんどない。さ
らに、その実験では、約３８０ｎｍ〜約１０００ｎｍの範囲にわたるルミネセン
ススペクトルを達成することができなかった。
によりサファイア基板上に成長させたＥＲドープＧａＮから得られた。さらに、
その実験では、低強度青色発光の広いピーク４８０ｎｍ〜５１０ｎｍを達成した
。しかしながら、その青色発光は低強度であるため、実用性はほとんどない。さ
らに、その実験では、約３８０ｎｍ〜約１０００ｎｍの範囲にわたるルミネセン
ススペクトルを達成することができなかった。
【０００３】 ＲＥドープＧａＮに関連する公知の技術の欠点に照らして、工業での適用可能
性を高める、改良されたＲＥドープＧａＮ構造が必要とされる。特に、可視光電
子素子に用いる材料として適している、ＲＥドープＧａＮ構造が必要とされる。
可視域光電子素子に用いる材料として適しているＲＥドープＧａＮ構造を作製す
る方法もまた必要とされている。
性を高める、改良されたＲＥドープＧａＮ構造が必要とされる。特に、可視光電
子素子に用いる材料として適している、ＲＥドープＧａＮ構造が必要とされる。
可視域光電子素子に用いる材料として適しているＲＥドープＧａＮ構造を作製す
る方法もまた必要とされている。
【０００４】発明の概要 本発明は、前述の必要性のうち１つまたは複数を満たすものである。本発明の
構造の好ましい実施形態は、少なくとも１種のＲＥイオンをドープしたＧａＮ半
導体結晶を含み、その構造は少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされて
いる。このため、適切な励起によって励起状態にある場合、その構造は、約３８
０ナノメートル〜約１０００ナノメートルの範囲にわたるルミネセンススペクト
ルを提供するように適合されることが好ましい。
構造の好ましい実施形態は、少なくとも１種のＲＥイオンをドープしたＧａＮ半
導体結晶を含み、その構造は少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされて
いる。このため、適切な励起によって励起状態にある場合、その構造は、約３８
０ナノメートル〜約１０００ナノメートルの範囲にわたるルミネセンススペクト
ルを提供するように適合されることが好ましい。
【０００５】 ＧａＮは、ＭＢＥ、ＭＯＣＶＤ、または従来の他の技術によって成長させるこ
とができる。例えば、ＲＥイオンをドープする前に、ＧａＮをｎ型非ドープする
ことが可能である。本発明の他の実施形態では、シリコンならびにＲＥイオンを
ＧａＮにドープすることが可能である。
とができる。例えば、ＲＥイオンをドープする前に、ＧａＮをｎ型非ドープする
ことが可能である。本発明の他の実施形態では、シリコンならびにＲＥイオンを
ＧａＮにドープすることが可能である。
【０００６】 その構造の一実施形態では、その成長プロセス中に、ＧａＮにＲＥイオンをド
ープする。代替方法として、当業者に公知のイオン注入技術を用いて、ＲＥイオ
ンをＧａＮに注入することが可能である。ドーピングの一例としては、ＧａＮ半
導体結晶を、ＧａＮ半導体結晶のエピタキシャル層の垂線に対して約１０度の角
度をなすＲＥイオンのビームでドープする。
ープする。代替方法として、当業者に公知のイオン注入技術を用いて、ＲＥイオ
ンをＧａＮに注入することが可能である。ドーピングの一例としては、ＧａＮ半
導体結晶を、ＧａＮ半導体結晶のエピタキシャル層の垂線に対して約１０度の角
度をなすＲＥイオンのビームでドープする。
【０００７】 ＧａＮ半導体結晶のアニールは、Ｎ２またはＮＨ２の流れの下で行うことが好
ましい。ＧａＮ半導体結晶をアニールすることによって、ＲＥイオンのドーピン
グにより生じた可能性がある損傷が修復されることが好ましい。例えば、アニー
ルすることによって、ＲＥイオン注入により生じるＧａＮ半導体結晶構造の損傷
が修復されることが好ましい。さらに、アニールによって、光学活性中心として
ＲＥイオンが組み込まれることが好ましい。
ましい。ＧａＮ半導体結晶をアニールすることによって、ＲＥイオンのドーピン
グにより生じた可能性がある損傷が修復されることが好ましい。例えば、アニー
ルすることによって、ＲＥイオン注入により生じるＧａＮ半導体結晶構造の損傷
が修復されることが好ましい。さらに、アニールによって、光学活性中心として
ＲＥイオンが組み込まれることが好ましい。
【０００８】 本発明の好ましい方法および構造を用いて、本出願人はＧａＮ中に注入された
希土類Ｄｙ、ＥｒおよびＴｍの可視陰極ルミネセンスを観測した。その注入され
たサンプルに、気圧のＮ２またはＮＨ２中、温度１１００℃、等時間隔の熱アニ
ール処理を施し、注入の損傷を回復し、その希土類イオンを活性化した。Ｄｙ３ ＋ 、Ｅｒ３＋、およびＴｍ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対応する、固有のシャープ
な輝線は、３８０ｎｍ〜１０００ｎｍのスペクトル域で分解され、温度８．５Ｋ
〜４１１Ｋの範囲にわたって観側される。その陰極ルミネセンス発光は、温度に
こぐわずかに依存する。その結果、本発明の希土類ドープＧａＮエピタキシャル
層は、可視光電子素子の材料として適していることが示される。
希土類Ｄｙ、ＥｒおよびＴｍの可視陰極ルミネセンスを観測した。その注入され
たサンプルに、気圧のＮ２またはＮＨ２中、温度１１００℃、等時間隔の熱アニ
ール処理を施し、注入の損傷を回復し、その希土類イオンを活性化した。Ｄｙ３ ＋ 、Ｅｒ３＋、およびＴｍ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対応する、固有のシャープ
な輝線は、３８０ｎｍ〜１０００ｎｍのスペクトル域で分解され、温度８．５Ｋ
〜４１１Ｋの範囲にわたって観側される。その陰極ルミネセンス発光は、温度に
こぐわずかに依存する。その結果、本発明の希土類ドープＧａＮエピタキシャル
層は、可視光電子素子の材料として適していることが示される。
【０００９】 本発明は、様々な光電子素子のうちのいずれかでの使用に適した陰極ルミネセ
ンスおよびエレクトロルミネセンスを作製する装置および方法も含む。
ンスおよびエレクトロルミネセンスを作製する装置および方法も含む。
【００１０】 一般的に、陰極ルミネセンスを生じさせる方法は、（ａ）少なくとも１種の希
土類イオンのドーパントを有する窒化ガリウム結晶を得るステップであって、そ
の構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされているステップと、（
ｂ）その結晶が陰極ルミネセンスを生じるよう、電子ビームで窒化ガリウム結晶
を励起するステップとを含む。
土類イオンのドーパントを有する窒化ガリウム結晶を得るステップであって、そ
の構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされているステップと、（
ｂ）その結晶が陰極ルミネセンスを生じるよう、電子ビームで窒化ガリウム結晶
を励起するステップとを含む。
【００１１】 一般的に、エレクトロルミネセンスを生じさせる方法は、（ａ）少なくとも１
種の希土類イオンのドーパントを有する窒化ガリウム半導体結晶を得るステップ
であって、その構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされているス
テップと、（ｂ）その窒化ガリウム半導体結晶がエレクトロルミネセンスを生じ
るように、十分な強さの電界中に、窒化ガリウム半導体結晶を配置するステップ
とを含む。
種の希土類イオンのドーパントを有する窒化ガリウム半導体結晶を得るステップ
であって、その構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニールされているス
テップと、（ｂ）その窒化ガリウム半導体結晶がエレクトロルミネセンスを生じ
るように、十分な強さの電界中に、窒化ガリウム半導体結晶を配置するステップ
とを含む。
【００１２】 本発明は、本明細書で開示の構造および方法を用いて陰極ルミネセンスおよび
エレクトロルミネセンスを生じさせるための、光電子素子（例えば、レーザーお
よび発光ダイオード）などの素子も含む。
エレクトロルミネセンスを生じさせるための、光電子素子（例えば、レーザーお
よび発光ダイオード）などの素子も含む。
【００１３】 本発明の素子および方法は、製造技術、機械装置および電子装置、応用プロト
コル、他には当技術分野で公知かつ用いられているものを使用して、作製するこ
とが可能である。
コル、他には当技術分野で公知かつ用いられているものを使用して、作製するこ
とが可能である。
【００１４】 本出願人等は、本発明の好ましい方法および構造を用いて、ＧａＮ中に注入し
た希土類ＳｍおよびＨｏの可視陰極ルミネセンスもまた観側した。その注入され
たサンプルに、気圧のＮ２またはＮＨ２中、温度１１００℃、等時間隔の熱アニ
ール処理を施し、注入の損傷を回復し、その希土類イオンを活性化した。Ｓｍ３ ＋ およびＨｏ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対応する、固有のシャープな輝線は、４
００ｎｍ〜１０００ｎｍのスペクトル域で分解され、温度１１Ｋ〜４１１Ｋの範
囲にわたって観側される。その陰極ルミネセンス発光は、ごくわずかに温度に依
存する。その結果、本発明の希土類ドープＧａＮエピタキシャル層は、可視光電
子素子の材料として適していることが再度示されている。
た希土類ＳｍおよびＨｏの可視陰極ルミネセンスもまた観側した。その注入され
たサンプルに、気圧のＮ２またはＮＨ２中、温度１１００℃、等時間隔の熱アニ
ール処理を施し、注入の損傷を回復し、その希土類イオンを活性化した。Ｓｍ３ ＋ およびＨｏ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対応する、固有のシャープな輝線は、４
００ｎｍ〜１０００ｎｍのスペクトル域で分解され、温度１１Ｋ〜４１１Ｋの範
囲にわたって観側される。その陰極ルミネセンス発光は、ごくわずかに温度に依
存する。その結果、本発明の希土類ドープＧａＮエピタキシャル層は、可視光電
子素子の材料として適していることが再度示されている。
【００１５】 本出願人はまた、本発明のＮｄドープＧａＮについて同様の結果を確認した。
さらに、他のすべての希土類イオンを、本発明に用いることが可能なことを理解
されたい。さらに、上述の新規な特徴および利点、本発明の他の目的および利点
は、以下に示す図面の説明および好ましい実施形態により明らかになる。
さらに、他のすべての希土類イオンを、本発明に用いることが可能なことを理解
されたい。さらに、上述の新規な特徴および利点、本発明の他の目的および利点
は、以下に示す図面の説明および好ましい実施形態により明らかになる。
【００１６】好ましい実施形態の詳細な説明 本発明は、ＲＥイオンをドープしたＧａＮを含む可視光発光を達成するための
方法および構造に関する。
方法および構造に関する。
【００１７】 本出願人等は、Ｄｙ、ＥｒおよびＴｍを注入したＧａＮの陰極ルミネセンス（
ＣＬ）を観測した。注入されたＲＥイオンによる十分な構造のルミネセンススペ
クトルは、約３８０ｎｍ〜１０００ｎｍの広いスペクトル域にわたって分解され
る。その陰極ルミネセンスは、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって強い。
ＣＬ）を観測した。注入されたＲＥイオンによる十分な構造のルミネセンススペ
クトルは、約３８０ｎｍ〜１０００ｎｍの広いスペクトル域にわたって分解され
る。その陰極ルミネセンスは、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって強い。
【００１８】 これは、ごく低強度の青色発光および２種の緑色発光を表す、図１に示すＳｔ
ｅｃｋｌおよびＢｉｒｋｈａｈｎにより得られた結果と対照的である。ＥＭＣＯ
ＲＥおよびＣＲＥＥによる直径２インチのサファイア基板の底面上に、この研究
に用いるＧａＮ材料をＭＯＣＶＤにより成長させた。このＧａＮは、高品質のｎ
型非ドープエピタキシャル層、および表Ｉに示す条件下において室温で、Ｄｙ、
ＥｒおよびＴｍイオンを注入したシリコンドープエピタキシャル層である。表Ｉ
には、ＧａＮ層の厚さおよび電子濃度もまた示す。チャネリングを防ぐため、そ
の注入イオンビームは、ＧａＮエピタキシャル層の垂線に対して１０度の角度を
なす。模擬深さプロファイル、突出範囲およびピーク濃度をピアソン分布（表Ｉ
参照）を用いて計算した。ＧａＮエピタキシャル層での注入プロファイルがほぼ
正方形に等しくなるように選択されたフルーエンス、３種のエネルギーで、ツリ
ウムを注入した。管状の炉内において気圧のＮ２またはＮＨ２の流れ（純度９９
．９９９）の下、温度６５０℃〜１１５０℃で、近接キャップ法を用いて流量１
２０ｃｃ／分で、このサンプルに等時間隔の熱アニール処理を施して（３０分間
）、注入損傷を回復し、発光中心としてＲＥイオンを組み込んだ。注入後にその
サンプルをアニールした後、ＧａＮエピタキシャル層の存在を、Ｘ線回析（ＸＲ
Ｄ）スペクトルを測定することによって確認した。範囲約６５０℃〜９００℃の
温度でアニールしたサンプルは、注入した不純物と関連するルミネセンスを示さ
ず、１０００℃でアニールしたサンプルは弱い信号のみを示した。それによって
、１０００℃未満の処理温度は、光学活性中心としてＲＥイオンを組み込み、注
入損傷を回復するには低すぎることが示されている。１０００℃を超える温度で
アニールしたサンプルのみ、強い可視ＣＬスペクトルを有する。
ｅｃｋｌおよびＢｉｒｋｈａｈｎにより得られた結果と対照的である。ＥＭＣＯ
ＲＥおよびＣＲＥＥによる直径２インチのサファイア基板の底面上に、この研究
に用いるＧａＮ材料をＭＯＣＶＤにより成長させた。このＧａＮは、高品質のｎ
型非ドープエピタキシャル層、および表Ｉに示す条件下において室温で、Ｄｙ、
ＥｒおよびＴｍイオンを注入したシリコンドープエピタキシャル層である。表Ｉ
には、ＧａＮ層の厚さおよび電子濃度もまた示す。チャネリングを防ぐため、そ
の注入イオンビームは、ＧａＮエピタキシャル層の垂線に対して１０度の角度を
なす。模擬深さプロファイル、突出範囲およびピーク濃度をピアソン分布（表Ｉ
参照）を用いて計算した。ＧａＮエピタキシャル層での注入プロファイルがほぼ
正方形に等しくなるように選択されたフルーエンス、３種のエネルギーで、ツリ
ウムを注入した。管状の炉内において気圧のＮ２またはＮＨ２の流れ（純度９９
．９９９）の下、温度６５０℃〜１１５０℃で、近接キャップ法を用いて流量１
２０ｃｃ／分で、このサンプルに等時間隔の熱アニール処理を施して（３０分間
）、注入損傷を回復し、発光中心としてＲＥイオンを組み込んだ。注入後にその
サンプルをアニールした後、ＧａＮエピタキシャル層の存在を、Ｘ線回析（ＸＲ
Ｄ）スペクトルを測定することによって確認した。範囲約６５０℃〜９００℃の
温度でアニールしたサンプルは、注入した不純物と関連するルミネセンスを示さ
ず、１０００℃でアニールしたサンプルは弱い信号のみを示した。それによって
、１０００℃未満の処理温度は、光学活性中心としてＲＥイオンを組み込み、注
入損傷を回復するには低すぎることが示されている。１０００℃を超える温度で
アニールしたサンプルのみ、強い可視ＣＬスペクトルを有する。
【００１９】
【表１】
【００２０】 サンプル上に４５度の角度で、電子銃（Ｅｌｅｃｔｒｏｓｃａｎ ＥＧ５ Ｖ
ＳＷ）から電子ビームを入射することによって、低温保持装置により通常の真空
（約５×１０−７トル）中にある陰極ルミネセンスを励起した。発せられた光を
、様々なホログラム格子を有するツェルニー・ターナー配置で操作される分光器
−モノクロメーター（ＩＳＡモデルＨＲ−３２０）の入射スリット上に石英レン
ズにより集める。その光学信号は、ＵＶ／ＡＲコーティングを有するＰｒｉｎｃ
ｅｔｏｎ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ背面照射型ＣＣＤカメラモデルＴＥＡ−ＣＣ
Ｄ‐５１２ＴＫによって検出し、コンピュータにより制御した。
ＳＷ）から電子ビームを入射することによって、低温保持装置により通常の真空
（約５×１０−７トル）中にある陰極ルミネセンスを励起した。発せられた光を
、様々なホログラム格子を有するツェルニー・ターナー配置で操作される分光器
−モノクロメーター（ＩＳＡモデルＨＲ−３２０）の入射スリット上に石英レン
ズにより集める。その光学信号は、ＵＶ／ＡＲコーティングを有するＰｒｉｎｃ
ｅｔｏｎ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ背面照射型ＣＣＤカメラモデルＴＥＡ−ＣＣ
Ｄ‐５１２ＴＫによって検出し、コンピュータにより制御した。
【００２１】 そのＣＬスペクトル（図２、図３および図４に示す）を、温度２００Ｋ、同一
の励起条件で記録した。図２は、Ｄｙ３＋注入ＧａＮ：Ｓｉスペクトル（１）お
よびＧａＮスペクトル（２）のＣＬ発光スペクトルを示す。ＲＥ３＋の遷移の大
部分は、３価ＲＥイオンの文献からのデータと比較することによって割り当てら
れている。これらの結果により、ドーパントイオンが３価状態で光学活性であっ
たことが示されている。輝線の一部はいくつかの遷移に割り当てられ、さらに詳
細な研究により、本発明者等の仮の割り当て（tentative assignment）が明らか
になるだろう。調べられた４００ｎｍ〜９５０ｎｍのスペクトル域において低強
度のラインを示すスペクトル（２）の拡大である、図２に差し込んだ図に示すよ
うに、ＣＬスペクトルは多くの細いラインを示す。特有の希土類の輝線波長およ
び割り当てを表ＩＩにまとめる。図３および４は、同様の手法で（非ドープＧａ
Ｎ中にただ注入したにすぎないＴｍを除いて）Ｅｒ３＋およびＴｍ３＋をドープ
したＧａＮのＣＬスペクトルを示す。上述のように、本発明者等は、非ドープＧ
ａＮおよびシリコンドープＧａＮ中にＲＥ３＋を注入した。図３のＧａＮ：Ｅｒ
層スペクトル（２）と比較して、ＧａＮ：Ｓｉ：Ｅｒの図３における発光スペク
トル（１）は強く、さらにシャープなラインを示す。ＤｙドープＧａＮにより同
様の挙動が示される。様々な発光スペクトルは、ＧａＮおよびＧａＮ：Ｓｉ中で
形成された様々な種類のＤｙ３＋およびＥｒ３＋中心から生じることが可能であ
る。すべてのスペクトル中に表れる６９４ｎｍでのラインは、サファイア基板か
ら生じるＣｒ３＋輝線である。見たところ、サファイア基板中のＣｒ３＋の微量
の不純物は、ＧａＮの希土類発光または他の励起メカニズムからの放射エネルギ
ー移動により効率的に励起される。本発明者等は、溶解されたＫＯＨ中、２００
℃でエッチングすることによってＧａＮ：ＥＲエピタキシャル層を除去した後（
および、ＧａＮを含まないサファイア基板面上で）、サファイア基板の陰極ルミ
ネセンススペクトルを記録した。サファイア上にＧａＮ層が無いことを、Ａｌ２ Ｏ２の存在のみを示すＸＲＤ分析によって確認した。どちらの場合にも、サファ
イア発光スペクトルは６９４ｎｍでのＣｒ３＋ラインのみを示した。
の励起条件で記録した。図２は、Ｄｙ３＋注入ＧａＮ：Ｓｉスペクトル（１）お
よびＧａＮスペクトル（２）のＣＬ発光スペクトルを示す。ＲＥ３＋の遷移の大
部分は、３価ＲＥイオンの文献からのデータと比較することによって割り当てら
れている。これらの結果により、ドーパントイオンが３価状態で光学活性であっ
たことが示されている。輝線の一部はいくつかの遷移に割り当てられ、さらに詳
細な研究により、本発明者等の仮の割り当て（tentative assignment）が明らか
になるだろう。調べられた４００ｎｍ〜９５０ｎｍのスペクトル域において低強
度のラインを示すスペクトル（２）の拡大である、図２に差し込んだ図に示すよ
うに、ＣＬスペクトルは多くの細いラインを示す。特有の希土類の輝線波長およ
び割り当てを表ＩＩにまとめる。図３および４は、同様の手法で（非ドープＧａ
Ｎ中にただ注入したにすぎないＴｍを除いて）Ｅｒ３＋およびＴｍ３＋をドープ
したＧａＮのＣＬスペクトルを示す。上述のように、本発明者等は、非ドープＧ
ａＮおよびシリコンドープＧａＮ中にＲＥ３＋を注入した。図３のＧａＮ：Ｅｒ
層スペクトル（２）と比較して、ＧａＮ：Ｓｉ：Ｅｒの図３における発光スペク
トル（１）は強く、さらにシャープなラインを示す。ＤｙドープＧａＮにより同
様の挙動が示される。様々な発光スペクトルは、ＧａＮおよびＧａＮ：Ｓｉ中で
形成された様々な種類のＤｙ３＋およびＥｒ３＋中心から生じることが可能であ
る。すべてのスペクトル中に表れる６９４ｎｍでのラインは、サファイア基板か
ら生じるＣｒ３＋輝線である。見たところ、サファイア基板中のＣｒ３＋の微量
の不純物は、ＧａＮの希土類発光または他の励起メカニズムからの放射エネルギ
ー移動により効率的に励起される。本発明者等は、溶解されたＫＯＨ中、２００
℃でエッチングすることによってＧａＮ：ＥＲエピタキシャル層を除去した後（
および、ＧａＮを含まないサファイア基板面上で）、サファイア基板の陰極ルミ
ネセンススペクトルを記録した。サファイア上にＧａＮ層が無いことを、Ａｌ２ Ｏ２の存在のみを示すＸＲＤ分析によって確認した。どちらの場合にも、サファ
イア発光スペクトルは６９４ｎｍでのＣｒ３＋ラインのみを示した。
【００２２】
【表２】
【００２３】 半導体中に局在化したＲＥ３＋中心の励起状態の非放射再結合のメカニズムは
、多重フォノンの緩和過程およびエネルギー移動および交差緩和過程である。多
重フォノンの緩和過程の確率は、格子振動およびフォノン振動数分布に伴うカッ
プリングの種類に依存する。多くの研究の結果により、ＲＥ３＋の４ｆｎ電子の
イオンホスト格子相互作用については、弱いカップリングが特徴的であり、多重
フォノン放出遷移率（transition rate）は、１つ下の準位までのエネルギー差
におよそ指数関数的に依存することが明らかにされている。１つ下の状態までの
エネルギー差が十分に大きい場合には、非放射多重フォノン遷移率は、放射率と
比較してごくわずかである。これは、窒化物半導体中の大部分の希土類について
の状態である。Ｄｙ、Ｅｒ、およびＴｍドープＧａＮ陰極ルミネセンスの温度依
存性は、イオンおよび特定の４ｆ遷移に応じて異なる。一般に、その温度消光は
弱く、本発明者等は４１１Ｋで強いＣＬ発光を観測した（詳細な実験データおよ
び分析は他の場所に記載されている）。
、多重フォノンの緩和過程およびエネルギー移動および交差緩和過程である。多
重フォノンの緩和過程の確率は、格子振動およびフォノン振動数分布に伴うカッ
プリングの種類に依存する。多くの研究の結果により、ＲＥ３＋の４ｆｎ電子の
イオンホスト格子相互作用については、弱いカップリングが特徴的であり、多重
フォノン放出遷移率（transition rate）は、１つ下の準位までのエネルギー差
におよそ指数関数的に依存することが明らかにされている。１つ下の状態までの
エネルギー差が十分に大きい場合には、非放射多重フォノン遷移率は、放射率と
比較してごくわずかである。これは、窒化物半導体中の大部分の希土類について
の状態である。Ｄｙ、Ｅｒ、およびＴｍドープＧａＮ陰極ルミネセンスの温度依
存性は、イオンおよび特定の４ｆ遷移に応じて異なる。一般に、その温度消光は
弱く、本発明者等は４１１Ｋで強いＣＬ発光を観測した（詳細な実験データおよ
び分析は他の場所に記載されている）。
【００２４】 結論として、本発明者等の知る限りでは初めて、注入後に等時間隔で、気圧の
Ｎ２およびＮＨ２中、温度１１００℃でアニールした後、ＧａＮ中に注入した希
土類Ｄｙ、Ｅｒ、およびＴｍイオンを、近ＵＶ領域、近可視領域および近赤外領
域で発光する発光中心として活性化することができる。Ｄｙ３＋、Ｅｒ３＋およ
びＴｍ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対応する固有のシャープな輝線は、スペクトル
域３８０ｎｍ〜１０００ｎｍで分解され、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって
観測される。その発光スペクトルによって、室温または高温で動作する、有望な
光電子素子にとって非常に重要な弱い温度依存性が示されている。ＧａＮ中のＧ
ａ部位は、ＧａＮ中の希土類イオンの最も有望な位置である。ＲＥ３＋イオンの
外殻電子配置は、同一の５ｓ２５ｐ６である。ＲＥイオンが、ＲＥ３＋の外殻電
子に関して等価なＧａＮ中のＧａに置き換わる場合、ＲＥイオンによりＧａＮ中
に等電子トラップが生じる。上記の結論は、希土類金属すべての原子共有結合半
径（イオンＲＥ３＋）は、それに置換されるＧａの原子半径よりも大きく、ＲＥ
原子の電気陰性度（１．1〜１．２５）はそれに置換されるＧａ（１．８１）よ
りも小さいという事実により裏付けられる。本発明者等は、ＩＩＩ‐Ｖ族半導体
中のＲＥイオンが様々な部位を占める（置換のみではなく）ことが可能であると
いう証拠を有する。それは、他の不純物または本来の欠陥を含むさらに複雑な中
心を生じさせることが可能である。
Ｎ２およびＮＨ２中、温度１１００℃でアニールした後、ＧａＮ中に注入した希
土類Ｄｙ、Ｅｒ、およびＴｍイオンを、近ＵＶ領域、近可視領域および近赤外領
域で発光する発光中心として活性化することができる。Ｄｙ３＋、Ｅｒ３＋およ
びＴｍ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対応する固有のシャープな輝線は、スペクトル
域３８０ｎｍ〜１０００ｎｍで分解され、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって
観測される。その発光スペクトルによって、室温または高温で動作する、有望な
光電子素子にとって非常に重要な弱い温度依存性が示されている。ＧａＮ中のＧ
ａ部位は、ＧａＮ中の希土類イオンの最も有望な位置である。ＲＥ３＋イオンの
外殻電子配置は、同一の５ｓ２５ｐ６である。ＲＥイオンが、ＲＥ３＋の外殻電
子に関して等価なＧａＮ中のＧａに置き換わる場合、ＲＥイオンによりＧａＮ中
に等電子トラップが生じる。上記の結論は、希土類金属すべての原子共有結合半
径（イオンＲＥ３＋）は、それに置換されるＧａの原子半径よりも大きく、ＲＥ
原子の電気陰性度（１．1〜１．２５）はそれに置換されるＧａ（１．８１）よ
りも小さいという事実により裏付けられる。本発明者等は、ＩＩＩ‐Ｖ族半導体
中のＲＥイオンが様々な部位を占める（置換のみではなく）ことが可能であると
いう証拠を有する。それは、他の不純物または本来の欠陥を含むさらに複雑な中
心を生じさせることが可能である。
【００２５】 希土類（ＲＥ）ドープ半導体は、発光素子として可能性のある適用分野と、そ
の特有の光学的性質および電気的性質で、非常に関心を集めている。希土類ルミ
ネセンスは、ホストの種類および周囲温度にほとんど依存しない。半導体に組み
込まれた希土類イオンの４ｆ軌道は、電子殻内に非常に深く埋め込まれているた
め、自由イオンエネルギー準位と比較して、４ｆｎ配置のエネルギー準位にはご
くわずかに摂動が起こる。ＲＥ発光中心の電子構造およびその電気活性、ならび
にその間接ホトルミネセンスおよびエレクトロルミネセンス励起メカニズムは、
依然として十分に理解されていない。希土類をドープしたＩＩＩ‐Ｖ族半導体の
系統的な研究は、約２０年前に開始された。ＥｒドープＧａＮおよびＡＩＮの最
初の研究は、Ｗｉｌｓｏｎ他により報告された。Ｅｒ３＋の４Ｉ１３／２と４Ｉ １５／２ との間の遷移による１．５４μｍのホトルミネセンス（ＰＬ）、陰極ル
ミネセンス（ＣＬ）は、ＭＢＥおよびＭＯＣＶＤによって成長させ、エピタキシ
ャル成長中および成長後にイオン注入によりドープしたＧａＮおよびＡＩＮ半導
体で観測された。最近、可視ＰＬ発光が、ＭＢＥによりサファイア上に成長させ
たＥｒドープＧａＮから観測されている。ＭＯＣＶＤにより成長させ、Ｄｙ、Ｅ
ｒおよびＴｍを注入したＧａＮからのＣＬ発光が光学域（optical range）３８
０〜１０００ｎｍにわたって観測されている。
の特有の光学的性質および電気的性質で、非常に関心を集めている。希土類ルミ
ネセンスは、ホストの種類および周囲温度にほとんど依存しない。半導体に組み
込まれた希土類イオンの４ｆ軌道は、電子殻内に非常に深く埋め込まれているた
め、自由イオンエネルギー準位と比較して、４ｆｎ配置のエネルギー準位にはご
くわずかに摂動が起こる。ＲＥ発光中心の電子構造およびその電気活性、ならび
にその間接ホトルミネセンスおよびエレクトロルミネセンス励起メカニズムは、
依然として十分に理解されていない。希土類をドープしたＩＩＩ‐Ｖ族半導体の
系統的な研究は、約２０年前に開始された。ＥｒドープＧａＮおよびＡＩＮの最
初の研究は、Ｗｉｌｓｏｎ他により報告された。Ｅｒ３＋の４Ｉ１３／２と４Ｉ １５／２ との間の遷移による１．５４μｍのホトルミネセンス（ＰＬ）、陰極ル
ミネセンス（ＣＬ）は、ＭＢＥおよびＭＯＣＶＤによって成長させ、エピタキシ
ャル成長中および成長後にイオン注入によりドープしたＧａＮおよびＡＩＮ半導
体で観測された。最近、可視ＰＬ発光が、ＭＢＥによりサファイア上に成長させ
たＥｒドープＧａＮから観測されている。ＭＯＣＶＤにより成長させ、Ｄｙ、Ｅ
ｒおよびＴｍを注入したＧａＮからのＣＬ発光が光学域（optical range）３８
０〜１０００ｎｍにわたって観測されている。
【００２６】 本出願では、本発明者等はＳｍおよびＨｏを注入したＧａＮのＣＬの最初の観
測を報告する。３価希土類イオンによる十分な構造のルミネセンススペクトルは
、ＧａＮホストから最小広帯域発光することなくまたは発光して、約３８０ｎｍ
〜１０００ｎｍの広いスペクトル域にわたって分解される。その陰極ルミネセン
スは、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって強い。本発明者等は、ＧａＮ中のＤ
ｙ、Ｅｒ、ＴｍからのＣＬ発光について類似の挙動を最近報告した。
測を報告する。３価希土類イオンによる十分な構造のルミネセンススペクトルは
、ＧａＮホストから最小広帯域発光することなくまたは発光して、約３８０ｎｍ
〜１０００ｎｍの広いスペクトル域にわたって分解される。その陰極ルミネセン
スは、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって強い。本発明者等は、ＧａＮ中のＤ
ｙ、Ｅｒ、ＴｍからのＣＬ発光について類似の挙動を最近報告した。
【００２７】 ＥＭＣＯＲＥおよびＣＲＥＥによる直径２インチサファイア基板のサファイア
基板の底面上に、この研究に用いるＧａＮ材料をＭＯＣＶＤにより成長させた。
このＧａＮは、室温でＳｍおよびＨｏを注入した高品質の非ドープｎ型エピタキ
シャル層である。表ＩＩＩに、エピタキシャル層の厚さ、電子濃度、および注入
条件を示す。チャネリングを防ぐため、その注入イオンビームは、ＧａＮエピタ
キシャル層の垂線に対して１０度の角度をなす。模擬深さプロファイル、突出範
囲およびピーク濃度を、ピアソン分布を用いて計算し、それを表ＩＩＩに示す。
ＧａＮエピタキシャル層における注入プロファイルがほぼ正方形に等しくなるよ
うに選択されたフルーエンス、３種のエネルギーで、サマリウムおよびホルミウ
ムを注入した。管状の炉内において気圧のＮ２またはＮＨ２の流れ（純度９９．
９９９）の下、温度６５０℃〜１１５０℃で、近接キャップ法を用いて流量１２
０ｃｃ／分で、サンプルに等時間隔の熱アニール処理を施して（３０分間）、注
入損傷を回復し、光学活性中心として希土類イオンを組み込んだ。１０００℃を
超える温度でアニールしたサンプルのみ、強い可視ＣＬスペクトルを有する。生
じたＣＬ発光スペクトルは、発光中心としてのＲＥイオンを組み込む最適なアニ
ール温度であると考えられる１１００℃でアニールしたサンプルから得られる。
基板の底面上に、この研究に用いるＧａＮ材料をＭＯＣＶＤにより成長させた。
このＧａＮは、室温でＳｍおよびＨｏを注入した高品質の非ドープｎ型エピタキ
シャル層である。表ＩＩＩに、エピタキシャル層の厚さ、電子濃度、および注入
条件を示す。チャネリングを防ぐため、その注入イオンビームは、ＧａＮエピタ
キシャル層の垂線に対して１０度の角度をなす。模擬深さプロファイル、突出範
囲およびピーク濃度を、ピアソン分布を用いて計算し、それを表ＩＩＩに示す。
ＧａＮエピタキシャル層における注入プロファイルがほぼ正方形に等しくなるよ
うに選択されたフルーエンス、３種のエネルギーで、サマリウムおよびホルミウ
ムを注入した。管状の炉内において気圧のＮ２またはＮＨ２の流れ（純度９９．
９９９）の下、温度６５０℃〜１１５０℃で、近接キャップ法を用いて流量１２
０ｃｃ／分で、サンプルに等時間隔の熱アニール処理を施して（３０分間）、注
入損傷を回復し、光学活性中心として希土類イオンを組み込んだ。１０００℃を
超える温度でアニールしたサンプルのみ、強い可視ＣＬスペクトルを有する。生
じたＣＬ発光スペクトルは、発光中心としてのＲＥイオンを組み込む最適なアニ
ール温度であると考えられる１１００℃でアニールしたサンプルから得られる。
【００２８】
【表３】
【００２９】 ＳｍおよびＨｏを注入した後に茶色に変化したサンプルが、アニール後にその
透明な外観を回復したため、そのＧａＮの向上した結晶性質は視覚的に明らかで
あった。アニールした後にＧａＮの結晶性質が回復されるＧａＮ中に注入したＰ
、ＡｓおよびＢｉについて、本発明者等が報告した同様の観測もまた、ラマンス
ペクトルの測定によって確認された。
透明な外観を回復したため、そのＧａＮの向上した結晶性質は視覚的に明らかで
あった。アニールした後にＧａＮの結晶性質が回復されるＧａＮ中に注入したＰ
、ＡｓおよびＢｉについて、本発明者等が報告した同様の観測もまた、ラマンス
ペクトルの測定によって確認された。
【００３０】 温度範囲８．５Ｋ〜４１１Ｋで動作する閉サイクルヘリウム低温保持装置によ
り冷却された、コールドフィンガー上にサンプルをのせた。サンプル上に４５度
の角度で、電子銃（Ｅｌｅｃｔｒｏｓｃａｎ ＥＧ５ ＶＳＷ）から電子ビーム
を入射することによって、低温保持装置により通常の真空（約５×１０−７トル
）中にあるＣＬを励起した（励起の深さは、電子加速電圧を１２５Ｖ〜５ｋＶに
変化させることによって、容易に変えることができる）。発せられた光を、様々
なホログラム格子を有するツェルニー・ターナー配置で操作される分光器−モノ
クロメーター（ＩＳＡモデルＨＲ−３２０）の入射スリット上に、石英レンズに
より集めた。その光学信号は、ＵＶ／ＡＲコーティングを有するＰｒｉｎｃｅｔ
ｏｎ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ背面照射型ＣＣＤカメラモデルＴＥＡ−ＣＣＤ‐
５１２ＴＫによって検出し（スペクトル域１８０ｎｍ〜１０８０ｎｍ）、コンピ
ュータにより制御した。
り冷却された、コールドフィンガー上にサンプルをのせた。サンプル上に４５度
の角度で、電子銃（Ｅｌｅｃｔｒｏｓｃａｎ ＥＧ５ ＶＳＷ）から電子ビーム
を入射することによって、低温保持装置により通常の真空（約５×１０−７トル
）中にあるＣＬを励起した（励起の深さは、電子加速電圧を１２５Ｖ〜５ｋＶに
変化させることによって、容易に変えることができる）。発せられた光を、様々
なホログラム格子を有するツェルニー・ターナー配置で操作される分光器−モノ
クロメーター（ＩＳＡモデルＨＲ−３２０）の入射スリット上に、石英レンズに
より集めた。その光学信号は、ＵＶ／ＡＲコーティングを有するＰｒｉｎｃｅｔ
ｏｎ Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ背面照射型ＣＣＤカメラモデルＴＥＡ−ＣＣＤ‐
５１２ＴＫによって検出し（スペクトル域１８０ｎｍ〜１０８０ｎｍ）、コンピ
ュータにより制御した。
【００３１】 図５、図６および図７に示すＣＬスペクトルを、同一の励起条件および様々な
温度で記録した。１１ＫでのＳｍ３＋ドープＧａＮおよびＨｏ３＋ドープＧａＮ
のＣＬ発光スペクトルはいずれも、３５７ｎｍ（３．４７３ｅＶ）での中性供与
体ピークに対して束縛励起子、および注入された希土類による強いシャープな輝
線を示す。図５は、１１ＫでのＳｍ３＋注入ＧａＮスペクトル（１）および２０
０Ｋでのスペクトル（２）のＣＬ発光スペクトルを示す。ＲＥ３＋遷移の大部分
の割り当ては、３価希土類イオンの文献からのデータと比較することによって割
り当てられている。これらの結果により、ドーパントイオンが３価状態で活性で
あったことが示されている。特有の希土類輝線波長輝線の波長を表ＩＶにまとめ
る。輝線の一部はいくつかの遷移に割り当てることが可能であり、さらに詳細な
研究により、本発明者等の仮の割り当てが明らかになるだろう。調べられた４０
０ｎｍ〜１０００ｎｍのスペクトル域で低強度のラインを示すスペクトル（２）
の拡大である、図５に差し込んだ図に示すように、ＣＬスペクトルは多くの細い
ラインを示す。
温度で記録した。１１ＫでのＳｍ３＋ドープＧａＮおよびＨｏ３＋ドープＧａＮ
のＣＬ発光スペクトルはいずれも、３５７ｎｍ（３．４７３ｅＶ）での中性供与
体ピークに対して束縛励起子、および注入された希土類による強いシャープな輝
線を示す。図５は、１１ＫでのＳｍ３＋注入ＧａＮスペクトル（１）および２０
０Ｋでのスペクトル（２）のＣＬ発光スペクトルを示す。ＲＥ３＋遷移の大部分
の割り当ては、３価希土類イオンの文献からのデータと比較することによって割
り当てられている。これらの結果により、ドーパントイオンが３価状態で活性で
あったことが示されている。特有の希土類輝線波長輝線の波長を表ＩＶにまとめ
る。輝線の一部はいくつかの遷移に割り当てることが可能であり、さらに詳細な
研究により、本発明者等の仮の割り当てが明らかになるだろう。調べられた４０
０ｎｍ〜１０００ｎｍのスペクトル域で低強度のラインを示すスペクトル（２）
の拡大である、図５に差し込んだ図に示すように、ＣＬスペクトルは多くの細い
ラインを示す。
【００３２】
【表４】
【００３３】 図６は、温度の上昇に伴う、Ｓｍ３＋ラインのＣＬスペクトルの変化を示す。
１として１００Ｋスペクトルの６６７ｎｍラインを取り、スペクトルを標準化し
た。このラインの強度は、温度と共にわずかに変化する。図７は、Ｈｏ３＋をド
ープしたＧａＭのＣＬスペクトルを示す。１１Ｋで記録したＧａＮ：Ｈｏの図７
における発光スペクトル（１）は強く、５５３ｎｍおよび７７１．６ｎｍで主な
２つのシャープなラインを示す。５５３ｎｍでのそのラインは、長波長側で５０
１ｎｍ、５２６ｎｍ、５４８ｎｍおよび５７２ｎｍでのごく僅かなピークを有す
る未分解ラインを含有すると本発明者等が考える広帯域を有する短波長側で一部
重なる。すべてのスペクトルに表れる６９４ｎｍでのラインは、サファイア基板
から生じるＣｒ３＋発光ラインである。明らかに、サファイア基板中のＣｒ３＋ の微量不純物は、ＧａＮの希土類発光からの放射エネルギー移動によって効率的
に励起される。本発明者等は、ＧａＮを含まないサファイア基板面上で、サファ
イア基板の陰極ルミネセンススペクトルもまた記録した。そのサファイア発光ス
ペクトルは、このラインの短波長（６６０ｎｍ、６７３ｎｍ）側および長波長（
７０７ｎｍ、７１４ｎｍ）側に伴う弱いラインを有する６９４ｎｍでのＣｒ３＋ ラインのみを示した。６９４ｎｍＣｒ３＋ラインの短波長側での輝線は、６５６
ｎｍおよび６６８ｎｍで表れる非常に強いＳｍ３＋ラインと一部重なる。図５の
スペクトルから、これらのラインは、広い温度範囲にわたるサマリウムスペクト
ルにおける優勢なライン（dominant ones）であることを認識するのは容易であ
る。
１として１００Ｋスペクトルの６６７ｎｍラインを取り、スペクトルを標準化し
た。このラインの強度は、温度と共にわずかに変化する。図７は、Ｈｏ３＋をド
ープしたＧａＭのＣＬスペクトルを示す。１１Ｋで記録したＧａＮ：Ｈｏの図７
における発光スペクトル（１）は強く、５５３ｎｍおよび７７１．６ｎｍで主な
２つのシャープなラインを示す。５５３ｎｍでのそのラインは、長波長側で５０
１ｎｍ、５２６ｎｍ、５４８ｎｍおよび５７２ｎｍでのごく僅かなピークを有す
る未分解ラインを含有すると本発明者等が考える広帯域を有する短波長側で一部
重なる。すべてのスペクトルに表れる６９４ｎｍでのラインは、サファイア基板
から生じるＣｒ３＋発光ラインである。明らかに、サファイア基板中のＣｒ３＋ の微量不純物は、ＧａＮの希土類発光からの放射エネルギー移動によって効率的
に励起される。本発明者等は、ＧａＮを含まないサファイア基板面上で、サファ
イア基板の陰極ルミネセンススペクトルもまた記録した。そのサファイア発光ス
ペクトルは、このラインの短波長（６６０ｎｍ、６７３ｎｍ）側および長波長（
７０７ｎｍ、７１４ｎｍ）側に伴う弱いラインを有する６９４ｎｍでのＣｒ３＋ ラインのみを示した。６９４ｎｍＣｒ３＋ラインの短波長側での輝線は、６５６
ｎｍおよび６６８ｎｍで表れる非常に強いＳｍ３＋ラインと一部重なる。図５の
スペクトルから、これらのラインは、広い温度範囲にわたるサマリウムスペクト
ルにおける優勢なライン（dominant ones）であることを認識するのは容易であ
る。
【００３４】 そのシャープなＲＥイオン輝線の位置は、温度範囲１１〜４００Ｋにわたって
１ｍｅＶ未満シフトする。半導体中に局在化したＲＥ３＋中心の励起状態の非放
射再結合のメカニズムは、多重フォノンの緩和過程、交差緩和過程、およびエネ
ルギーの移動である。一般に、その温度消光は弱く、本発明者等は４１１Ｋで強
いＣＬ発光を観測した。
１ｍｅＶ未満シフトする。半導体中に局在化したＲＥ３＋中心の励起状態の非放
射再結合のメカニズムは、多重フォノンの緩和過程、交差緩和過程、およびエネ
ルギーの移動である。一般に、その温度消光は弱く、本発明者等は４１１Ｋで強
いＣＬ発光を観測した。
【００３５】 結論として、本発明者等の知る限りでは初めて、注入後に等時間隔で、気圧の
Ｎ２およびＮＨ２中、温度１１００℃でアニールした後、ＧａＮ中に注入した希
土類ＳｍおよびＨｏイオンを、可視領域および近赤外領域で発光する発光中心と
して活性化することができる。Ｓｍ３＋およびＨｏ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対
応する、固有のシャープな輝線は、スペクトル域３８０ｎｍ〜１０００ｎｍで分
解され、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって観測される。ＲＥ３＋の４ｆｎの
遷移に対する、観測された輝線の仮の割り当てを表ＩＶにまとめた。その発光ス
ペクトルは、室温または高温で動作する、有望な光電子素子にとって非常に重要
な弱い温度依存性を示す。
Ｎ２およびＮＨ２中、温度１１００℃でアニールした後、ＧａＮ中に注入した希
土類ＳｍおよびＨｏイオンを、可視領域および近赤外領域で発光する発光中心と
して活性化することができる。Ｓｍ３＋およびＨｏ３＋の内殻４ｆｎの遷移に対
応する、固有のシャープな輝線は、スペクトル域３８０ｎｍ〜１０００ｎｍで分
解され、９Ｋ〜４１１Ｋの温度範囲にわたって観測される。ＲＥ３＋の４ｆｎの
遷移に対する、観測された輝線の仮の割り当てを表ＩＶにまとめた。その発光ス
ペクトルは、室温または高温で動作する、有望な光電子素子にとって非常に重要
な弱い温度依存性を示す。
【００３６】 新しく発見された、ＧａＮ中のＲＥ３＋イオンの光学活性には、さらに詳細な
研究およびいくつかの問題に対する解答が必要である。１つの非常に重要な問題
は、３価希土類イオンを、金属副格子上の置換部位および（または）格子間部位
で第ＩＩＩ族窒化物ＡＩＮ、ＧａＮおよびＩｎＮに組み込む場合である。これま
でのところ、本発明者等は、第ＩＩＩ族窒化物半導体中のＲＥドーパントの電気
活性についての実験データを保持していない。六方晶のＧａＮ結晶中で、そのＧ
ａ原子は、対称Ｃ３υの部位を占め、２つの別個の高対称性格子間位置もまたＣ ３υ 対称を有する。注入された放射性１６７Ｔｍ（１６７Ｅｒに崩壊）および１ ６９ Ｙｂ（１６０Ｔｍに崩壊）イオンの格子部位は、発光チャネリング技術を用
いて決定した。室温での注入の後、希土類原子は緩和されたＧａ置換部位を占め
る。Ｓｍ３＋およびＨｏ３＋の遷移エネルギーは、他のホスト結晶から公知であ
り、したがって、遷移に割り当てられる（図および表ＩＶを参照）。その準位は
、４ｆｎ電子配置のスピン軌道カップリングによる。Ｃ３υ結晶対称では、Ｊ＝
５／２、７／２、１１／２および１５／２（Ｓｍ３＋）を有する状態は、３、４
、６および８（二重項）に分裂し、Ｊ＝０、１、２、３、４、５、６、７、８（
Ｈｏ３＋）を有する状態は、１、１、１、３、３、３、５、５、５、および７（
一重項）にそれぞれ分裂する。シャープなラインの４ｆｎ光学スペクトルからの
、ＲＥ中心の対称情報を抽出することは困難である。というのは、多くの様々な
中心からの寄与が、それぞれの内部多様体遷移（inter-manifold transition）
範囲内で重ね合わされるからである。信頼性の高い情報は、ゼーマンの分極およ
び部位選択性励起分光学の研究（出版予定）から得られる。対称中心および最も
低いシュタルクの準位が、電子スピン共鳴（ＥＳＲ）の研究および点電荷計算か
ら確実に得ることができる。
研究およびいくつかの問題に対する解答が必要である。１つの非常に重要な問題
は、３価希土類イオンを、金属副格子上の置換部位および（または）格子間部位
で第ＩＩＩ族窒化物ＡＩＮ、ＧａＮおよびＩｎＮに組み込む場合である。これま
でのところ、本発明者等は、第ＩＩＩ族窒化物半導体中のＲＥドーパントの電気
活性についての実験データを保持していない。六方晶のＧａＮ結晶中で、そのＧ
ａ原子は、対称Ｃ３υの部位を占め、２つの別個の高対称性格子間位置もまたＣ ３υ 対称を有する。注入された放射性１６７Ｔｍ（１６７Ｅｒに崩壊）および１ ６９ Ｙｂ（１６０Ｔｍに崩壊）イオンの格子部位は、発光チャネリング技術を用
いて決定した。室温での注入の後、希土類原子は緩和されたＧａ置換部位を占め
る。Ｓｍ３＋およびＨｏ３＋の遷移エネルギーは、他のホスト結晶から公知であ
り、したがって、遷移に割り当てられる（図および表ＩＶを参照）。その準位は
、４ｆｎ電子配置のスピン軌道カップリングによる。Ｃ３υ結晶対称では、Ｊ＝
５／２、７／２、１１／２および１５／２（Ｓｍ３＋）を有する状態は、３、４
、６および８（二重項）に分裂し、Ｊ＝０、１、２、３、４、５、６、７、８（
Ｈｏ３＋）を有する状態は、１、１、１、３、３、３、５、５、５、および７（
一重項）にそれぞれ分裂する。シャープなラインの４ｆｎ光学スペクトルからの
、ＲＥ中心の対称情報を抽出することは困難である。というのは、多くの様々な
中心からの寄与が、それぞれの内部多様体遷移（inter-manifold transition）
範囲内で重ね合わされるからである。信頼性の高い情報は、ゼーマンの分極およ
び部位選択性励起分光学の研究（出版予定）から得られる。対称中心および最も
低いシュタルクの準位が、電子スピン共鳴（ＥＳＲ）の研究および点電荷計算か
ら確実に得ることができる。
【００３７】 様々な研究から、本発明者等は、ＩｎＰ中でＩｎと置換されるＹｂにより等電
子トラップが生じることは知っている。ＧａＮ中のＧａ部位は、ＧａＮ中の希土
類イオンの最も有望な位置である。ＲＥ３＋イオンの外殻電子配置は、同一（５
ｓ２５ｐ６）である。ＲＥイオンが、ＲＥ３＋の外殻電子に関して等価である第
ＩＩＩ族窒化物半導体中にある縦の列第ＩＩＩ族からの原子と置き換わる場合、
ＲＥイオンにより第ＩＩＩ族窒化物中に等電子トラップが生じる。上記の結論は
、希土類金属すべての原子共有結合半径（イオンＲＥ３＋）が、それに置換され
るＧａおよびＡｌの原子半径よりも大きいという事実により裏付けられる。ＲＥ
原子のポーリング電気陰性度（１．１〜１．２５）は、それに置換されるＧａ（
１．８１）およびＡｌ（１．６１）よりも小さい。本発明者等は、ＩＩＩ‐Ｖ族
半導体中のＲＥイオンが、様々な部位を占める（置換のみではなく）ことが可能
であるという証拠を有する。それは、他の不純物または本来の欠陥を含むさらに
複雑な中心を生じさせることが可能である。他の実験データにより、ＲＥイオン
はＩＩＩ‐Ｖ族半導体中に電子または正孔トラップを生じさせることが示されて
いるが、本発明者等は、ＲＥイオンが供与体として働くのか、受容体として働く
のかについての証拠を全く持っていない。等電子「構造」不純物と呼ばれる希土
類等電子トラップは、空の４ｆｎ中心殻を有する。それは、これらの不純物を周
期表の典型元素の「単一」不純物と識別する。「単一」不純物は通常、ホスト結
晶の禁制ギャップで実行質量のような状態（effective-mass like states）のみ
を生じさせる。希土類「構造」不純物中に低い空の中心軌道が存在することによ
って、新たな励起および再結合現象が起こる。そのルミネセンス構造は、等電子
「構造」不純物のコアでの内殻配置４ｆ‐４ｆの遷移から生じる。次に、光電子
工学の適用分野におけるＲＥドーパントの将来性を決定することが可能な４ｆ‐
４ｆ遷移の励起過程を理解するのに、第ＩＩＩ族窒化物中のＲＥ中心の微視的構
造についての知識は極めて重要である。
子トラップが生じることは知っている。ＧａＮ中のＧａ部位は、ＧａＮ中の希土
類イオンの最も有望な位置である。ＲＥ３＋イオンの外殻電子配置は、同一（５
ｓ２５ｐ６）である。ＲＥイオンが、ＲＥ３＋の外殻電子に関して等価である第
ＩＩＩ族窒化物半導体中にある縦の列第ＩＩＩ族からの原子と置き換わる場合、
ＲＥイオンにより第ＩＩＩ族窒化物中に等電子トラップが生じる。上記の結論は
、希土類金属すべての原子共有結合半径（イオンＲＥ３＋）が、それに置換され
るＧａおよびＡｌの原子半径よりも大きいという事実により裏付けられる。ＲＥ
原子のポーリング電気陰性度（１．１〜１．２５）は、それに置換されるＧａ（
１．８１）およびＡｌ（１．６１）よりも小さい。本発明者等は、ＩＩＩ‐Ｖ族
半導体中のＲＥイオンが、様々な部位を占める（置換のみではなく）ことが可能
であるという証拠を有する。それは、他の不純物または本来の欠陥を含むさらに
複雑な中心を生じさせることが可能である。他の実験データにより、ＲＥイオン
はＩＩＩ‐Ｖ族半導体中に電子または正孔トラップを生じさせることが示されて
いるが、本発明者等は、ＲＥイオンが供与体として働くのか、受容体として働く
のかについての証拠を全く持っていない。等電子「構造」不純物と呼ばれる希土
類等電子トラップは、空の４ｆｎ中心殻を有する。それは、これらの不純物を周
期表の典型元素の「単一」不純物と識別する。「単一」不純物は通常、ホスト結
晶の禁制ギャップで実行質量のような状態（effective-mass like states）のみ
を生じさせる。希土類「構造」不純物中に低い空の中心軌道が存在することによ
って、新たな励起および再結合現象が起こる。そのルミネセンス構造は、等電子
「構造」不純物のコアでの内殻配置４ｆ‐４ｆの遷移から生じる。次に、光電子
工学の適用分野におけるＲＥドーパントの将来性を決定することが可能な４ｆ‐
４ｆ遷移の励起過程を理解するのに、第ＩＩＩ族窒化物中のＲＥ中心の微視的構
造についての知識は極めて重要である。
【００３８】 陰極ルミネセンスの励起メカニズムは、ホットエレクトロン、ならびにＧａＮ
結晶中で生成した電子正孔対から４ｆｎ電子系へのエネルギー移動による希土類
イオン（ＲＥ３＋）の直接衝撃励起を含む。半導体中のＲＥ３＋の直接衝撃励起
メカニズム、新規なステップインパクトエレクトロルミネッセント素子（ＳＩＥ
Ｄ）、およびステップフォトン増幅変換器（ＳＰＡＣ）が記述されている。その
第２プロセスは間違いなく、ＲＥが関係する「構造」の等電子中心を含む。その
等電子トラップは、電子または正孔トラップである。含まれる電荷がないため、
狭い範囲のセントラル・セル電位によって等電子中心は束縛状態を形成する。等
電子トラップが電子または正孔を捕獲した後、等電子トラップは負または正に帯
電し、クーロンの相互作用によって、束縛励起子を生じさせる逆の電荷の担体を
捕獲するだろう。エネルギー移動の３つの可能なメカニズムがある。第一のメカ
ニズムは、「構造」等電子中心に束縛された励起子から中心電子へのエネルギー
移動過程である。それは、「構造」不純物の中心電子と、励起子、有効質量の粒
子との間の静電摂動の結果として起こる。第二のメカニズムは、価電子帯（伝導
帯）において電子（正孔）および自由正孔（電子）により占められる「構造」等
電子トラップを含む、中心電子へのエネルギー移動である。第三のメカニズムは
、その過程で「構造」トラップ近くの自由励起子エネルギーが、局在化したコア
励起状態に与えられる非弾性散乱過程を経たエネルギー移動である。初期状態お
よび最終状態が共鳴である場合には、エネルギーのずれは、ある方法、例えばフ
ォノン放出または吸収によって分散しなくてはならない。原子中心の励起が、ホ
ストフォノンに強く結合する場合には、エネルギー移動の確率はおそらく高くな
るだろう。強いフォノン結合は、コア励起状態の下方への緩和が急速に生じ、そ
の結果、逆移動が防止されることを確認するのにもまた望ましい。しかしながら
、効率的に放射再結合するには、非放射多重フォノン放射によるコア脱励起を防
ぐため、フォノン結合は強くあるべきではない。この点に関しては、希土類「構
造」不純物は理想的であるように思われる。
結晶中で生成した電子正孔対から４ｆｎ電子系へのエネルギー移動による希土類
イオン（ＲＥ３＋）の直接衝撃励起を含む。半導体中のＲＥ３＋の直接衝撃励起
メカニズム、新規なステップインパクトエレクトロルミネッセント素子（ＳＩＥ
Ｄ）、およびステップフォトン増幅変換器（ＳＰＡＣ）が記述されている。その
第２プロセスは間違いなく、ＲＥが関係する「構造」の等電子中心を含む。その
等電子トラップは、電子または正孔トラップである。含まれる電荷がないため、
狭い範囲のセントラル・セル電位によって等電子中心は束縛状態を形成する。等
電子トラップが電子または正孔を捕獲した後、等電子トラップは負または正に帯
電し、クーロンの相互作用によって、束縛励起子を生じさせる逆の電荷の担体を
捕獲するだろう。エネルギー移動の３つの可能なメカニズムがある。第一のメカ
ニズムは、「構造」等電子中心に束縛された励起子から中心電子へのエネルギー
移動過程である。それは、「構造」不純物の中心電子と、励起子、有効質量の粒
子との間の静電摂動の結果として起こる。第二のメカニズムは、価電子帯（伝導
帯）において電子（正孔）および自由正孔（電子）により占められる「構造」等
電子トラップを含む、中心電子へのエネルギー移動である。第三のメカニズムは
、その過程で「構造」トラップ近くの自由励起子エネルギーが、局在化したコア
励起状態に与えられる非弾性散乱過程を経たエネルギー移動である。初期状態お
よび最終状態が共鳴である場合には、エネルギーのずれは、ある方法、例えばフ
ォノン放出または吸収によって分散しなくてはならない。原子中心の励起が、ホ
ストフォノンに強く結合する場合には、エネルギー移動の確率はおそらく高くな
るだろう。強いフォノン結合は、コア励起状態の下方への緩和が急速に生じ、そ
の結果、逆移動が防止されることを確認するのにもまた望ましい。しかしながら
、効率的に放射再結合するには、非放射多重フォノン放射によるコア脱励起を防
ぐため、フォノン結合は強くあるべきではない。この点に関しては、希土類「構
造」不純物は理想的であるように思われる。
【００３９】 本明細書における好ましい実施形態は、網羅的または必要以上に本発明の範囲
を限定するものではない。当業者が本発明を実施することができるよう、本発明
の原理を説明するために、好ましい実施形態を選択および説明した。本発明の好
ましい実施形態を明らかにし、かつ説明すれば、本発明に影響を及ぼす変形形態
および修正を加えることが可能なことは当業者なら理解されよう。変形形態およ
び修正の多くは同一の結果を付与し、特許請求の範囲に記載する本発明の精神内
にあるだろう。したがって、特許請求の範囲により示されるようにのみ、本発明
を限定することを意図するものである。
を限定するものではない。当業者が本発明を実施することができるよう、本発明
の原理を説明するために、好ましい実施形態を選択および説明した。本発明の好
ましい実施形態を明らかにし、かつ説明すれば、本発明に影響を及ぼす変形形態
および修正を加えることが可能なことは当業者なら理解されよう。変形形態およ
び修正の多くは同一の結果を付与し、特許請求の範囲に記載する本発明の精神内
にあるだろう。したがって、特許請求の範囲により示されるようにのみ、本発明
を限定することを意図するものである。
【図１】 公知のＥｒドープＧａＮ構造のルミネセンススペクトルのグラフである。
【図２】 本発明のＤｙドープＧａＮ構造の好ましい実施形態のルミネセンススペクトル
のグラフである。
のグラフである。
【図３】 本発明のＥｒドープＧａＮ構造の好ましい実施形態のルミネセンススペクトル
のグラフである。
のグラフである。
【図４】 本発明のＴｍドープＧａＮ構造の好ましい実施形態のルミネセンススペクトル
のグラフである。
のグラフである。
【図５】 本発明のＳｍドープＧａＮ構造の好ましい実施形態のルミネセンススペクトル
のグラフである。
のグラフである。
【図６】 本発明のＳｍドープＧａＮ構造の好ましい実施形態の温度の関数としてのルミ
ネセンススペクトルのグラフである。
ネセンススペクトルのグラフである。
【図７】 本発明のＨｏドープＧａＮ構造の好ましい実施形態のルミネセンススペクトル
のグラフである。
のグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＴＺ，ＵＧ，ＺＷ )，ＥＡ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ， ＴＪ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ， ＢＡ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，Ｃ Ｒ，ＣＵ，ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＤＭ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ ，ＧＢ，ＧＤ，ＧＥ，ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ， ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，Ｋ Ｚ，ＬＣ，ＬＫ，ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＡ ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，ＭＮ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ， ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，Ｓ Ｋ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ，ＴＲ，ＴＴ，ＴＺ，ＵＡ，ＵＧ ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＡ，ＺＷ (72)発明者 ダブリュ．エム．ヤドウィジーンクザック アメリカ合衆国オハイオ州、アシンズ、キ ャリッジ、ヒル、ドライブ、503 Ｆターム(参考） 5F041 CA34 CA40 CA50 CA57 CA65 CA73 5F073 CA02 CB16 CB18 DA11 DA16
Claims (34)
- 【請求項１】 少なくとも１種の希土類イオンのドーパントを有する窒化ガリウム半導体結晶
を含む構造であって、前記構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニールさ
れていることを特徴とする構造。 - 【請求項２】 前記窒化ガリウムをＭＢＥまたはＭＯＣＶＤにより成長させることを特徴とす
る、請求項１に記載の構造。 - 【請求項３】 その成長プロセス中、前記窒化ガリウムに前記の少なくとも１種の希土類イオ
ンをドープすることを特徴とする、請求項２に記載の構造。 - 【請求項４】 前記の少なくとも１種の希土類イオンを窒化ガリウム中に注入することを特徴
とする、請求項２に記載の構造。 - 【請求項５】 前記の少なくとも１種の希土類イオンを注入することにより生じた前記窒化ガ
リウム半導体結晶の損傷が、アニールすることによって実質的に修復されること
を特徴とする、請求項４に記載の構造。 - 【請求項６】 適切な励起により励起状態にある場合に、約３８０ナノメートル〜約１０００
ナノメートルの範囲にわたるルミネセンススペクトルを付与するように、前記構
造を適合させることを特徴とする、請求項１に記載の構造。 - 【請求項７】 前記窒化ガリウム半導体結晶に、前記窒化ガリウム半導体結晶のエピタキシャ
ル層の垂線に対して約１０度の角度をなす希土類イオンのビームをドープするこ
とを特徴とする、請求項１に記載の構造。 - 【請求項８】 前記窒化ガリウムが、ｎ型非ドープであることを特徴とする、請求項１に記載
の構造。 - 【請求項９】 前記窒化ガリウム半導体結晶が、シリコンをドープした結晶であることを特徴
とする、請求項１に記載の構造。 - 【請求項１０】 前記構造を、Ｎ２またはＮＨ２の流れの下でアニールしたことを特徴とする、
請求項１に記載の構造。 - 【請求項１１】 前記の少なくとも１種の希土類イオンが、Ｎｄ３＋、Ｓｍ３＋、Ｄｙ３＋、Ｈ
ｏ３＋、Ｅｒ３＋、またはＴｍ３＋であることを特徴とする、請求項１に記載の
構造。 - 【請求項１２】 適切な励起により励起状態にある場合に、約３８０ナノメートル〜約１０００
ナノメートルのスペクトル範囲にわたるルミネセンススペクトルを付与するよう
に適合させた構造であり、少なくとも１種の希土類イオンドーパントを有する窒
化ガリウム半導体結晶を含む構造であって、前記構造に少なくとも約１，０００
℃の温度で等時間隔の熱アニール処理を施すことを特徴とする構造。 - 【請求項１３】 前記窒化ガリウムをＭＢＥまたはＭＯＣＶＤにより成長させることを特徴とす
る、請求項１２に記載の構造。 - 【請求項１４】 その成長プロセス中、前記窒化ガリウムに前記の少なくとも１種の希土類イオ
ンをドープすることを特徴とする、請求項１３に記載の構造。 - 【請求項１５】 前記の少なくとも１種の希土類イオンを窒化ガリウム中に注入することを特徴
とする、請求項１３に記載の構造。 - 【請求項１６】 前記の少なくとも１種の希土類イオンを注入することにより生じた前記窒化ガ
リウム半導体結晶の損傷が、アニールすることによって実質的に修復されること
を特徴とする、請求項１５に記載の構造。 - 【請求項１７】 前記等時間隔の熱アニール処理がＮ２またはＮＨ２の流れの下で行われたこと
を特徴とする、請求項１２に記載の構造。 - 【請求項１８】 前記窒化ガリウム半導体結晶に、前記窒化ガリウム半導体結晶のエピタキシャ
ル層の垂線に対して約１０度の角度をなす希土類イオンのビームをドープするこ
とを特徴とする、請求項１２に記載の構造。 - 【請求項１９】 前記窒化ガリウムが、ｎ型非ドープであることを特徴とする、請求項１２に記
載の構造。 - 【請求項２０】 前記窒化ガリウム半導体結晶が、シリコンをドープした結晶であることを特徴
とする、請求項１２に記載の構造。 - 【請求項２１】 前記の少なくとも１種の希土類イオンが、Ｎｄ３＋、Ｓｍ３＋、Ｄｙ３＋、Ｈ
ｏ３＋、Ｅｒ３＋、またはＴｍ３＋であることを特徴とする、請求項１２に記載
の構造。 - 【請求項２２】 適切な励起により励起状態にある場合に、約３８０ナノメートル〜約１０００
ナノメートルのスペクトル範囲にわたるルミネセンススペクトルを付与するよう
に適合させた希土類ドープ半導体を作製する方法であって、前記方法が、 窒化ガリウム半導体結晶を成長させるステップと、 前記窒化ガリウム半導体結晶に少なくとも１種の希土類イオンをドープするス
テップと、 窒化ガリウム半導体結晶を、少なくとも約１，０００℃の温度でアニールする
ステップとを含むことを特徴とする方法。 - 【請求項２３】 前記窒化ガリウムをＭＢＥまたはＭＯＣＶＤにより成長させることを特徴とす
る、請求項２２に記載の方法。 - 【請求項２４】 その成長プロセス中、前記窒化ガリウムに前記の少なくとも１種の希土類イオ
ンをドープすることを特徴とする、請求項２３に記載の方法。 - 【請求項２５】 前記の少なくとも１種の希土類イオンを、前記窒化ガリウム中に注入すること
を特徴とする、請求項２３に記載の方法。 - 【請求項２６】 前記の少なくとも１種の希土類イオンを注入することにより生じた前記窒化ガ
リウム半導体結晶の損傷が、アニールすることによって実質的に修復されること
を特徴とする、請求項２５に記載の方法。 - 【請求項２７】 前記アニールが、Ｎ２またはＮＨ２の流れの下で行われることを特徴とする、
請求項２２に記載の方法。 - 【請求項２８】 前記窒化ガリウム半導体結晶に、前記窒化ガリウム半導体結晶のエピタキシャ
ル層の垂線に対して約１０度の角度をなす希土類イオンのビームをドープするこ
とを特徴とする、請求項２２に記載の方法。 - 【請求項２９】 前記窒化ガリウムが、ｎ型非ドープであることを特徴とする、請求項２２に記
載の方法。 - 【請求項３０】 前記窒化ガリウム半導体結晶が、シリコンをドープした結晶であることを特徴
とする、請求項２２に記載の方法。 - 【請求項３１】 前記の少なくとも１種の希土類イオンが、Ｎｄ３＋、Ｓｍ ３＋ 、Ｄｙ３＋、Ｈｏ３＋、Ｅｒ３＋、またはＴｍ３＋であることを特徴とする
、請求項２２に記載の方法。 - 【請求項３２】 前記窒化ガリウム半導体結晶を、サファイア基板上で成長させることを特徴と
する、請求項２２に記載の方法。 - 【請求項３３】 （ａ）少なくとも１種の希土類イオンドーパントを有する窒化ガリウム結晶を
得るステップであって、前記構造が少なくとも約１，０００℃の温度でアニール
されているステップと、 （ｂ）前記結晶が陰極ルミネセンスを生じるよう、前記窒化ガリウム結晶を電
子ビームで励起するステップとを含むことを特徴とする陰極ルミネセンスを生成
する方法。 - 【請求項３４】 （ａ）少なくとも１種の希土類イオンドーパントを有する窒化ガリウム半導体
結晶を得るステップであって、前記構造が少なくとも約１，０００℃の温度でア
ニールされているステップと、 （ｂ）前記窒化ガリウム半導体結晶が陰極ルミネセンスを生じるよう、十分な
強さの電解中に前記窒化ガリウム半導体結晶を配置するステップとを含むことを
特徴とするエレクトロルミネセンスを生成する方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US09/253,170 US6140669A (en) | 1999-02-20 | 1999-02-20 | Gallium nitride doped with rare earth ions and method and structure for achieving visible light emission |
| US09/253,170 | 1999-02-20 | ||
| PCT/US2000/004109 WO2000049635A1 (en) | 1999-02-20 | 2000-02-17 | Gallium nitride doped with rare earth ions and method and structure for achieving visible light emission |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002537647A true JP2002537647A (ja) | 2002-11-05 |
Family
ID=22959168
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000600286A Pending JP2002537647A (ja) | 1999-02-20 | 2000-02-17 | 希土類イオンをドープした窒化ガリウムおよび可視光発光を達成する方法および構造 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US6140669A (ja) |
| EP (1) | EP1171899A4 (ja) |
| JP (1) | JP2002537647A (ja) |
| AU (1) | AU753122B2 (ja) |
| CA (1) | CA2362956C (ja) |
| WO (1) | WO2000049635A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2021044824A1 (ja) * | 2019-09-03 | 2021-03-11 |
Families Citing this family (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW417315B (en) * | 1998-06-18 | 2001-01-01 | Sumitomo Electric Industries | GaN single crystal substrate and its manufacture method of the same |
| JP2001264662A (ja) * | 2000-03-16 | 2001-09-26 | Fuji Photo Film Co Ltd | カラーレーザディスプレイ |
| US7615780B2 (en) * | 2000-10-23 | 2009-11-10 | General Electric Company | DNA biosensor and methods for making and using the same |
| US7053413B2 (en) * | 2000-10-23 | 2006-05-30 | General Electric Company | Homoepitaxial gallium-nitride-based light emitting device and method for producing |
| DE10055710A1 (de) * | 2000-11-10 | 2002-05-23 | Horst P Strunk | Herstellungsverfahren für ein optoelektronisches Halbleiterbauelement auf der Basis von seltenerddotiertem, amorphem III-N-Halbleitermaterial |
| ATE528421T1 (de) | 2000-11-30 | 2011-10-15 | Univ North Carolina State | Verfahren zur herstellung von gruppe-iii- metallnitrid-materialien |
| WO2002043466A2 (en) | 2000-11-30 | 2002-06-06 | North Carolina State University | Non-thermionic sputter material transport device, methods of use, and materials produced thereby |
| JP3819713B2 (ja) * | 2001-01-09 | 2006-09-13 | 日本碍子株式会社 | 半導体発光素子 |
| JP2002289927A (ja) * | 2001-03-27 | 2002-10-04 | Ngk Insulators Ltd | 発光素子 |
| JP3484427B2 (ja) * | 2001-03-28 | 2004-01-06 | 日本碍子株式会社 | 発光素子 |
| JP2002299686A (ja) * | 2001-03-29 | 2002-10-11 | Sharp Corp | 半導体発光素子およびその製造方法 |
| US6816532B2 (en) * | 2001-05-15 | 2004-11-09 | Fuji Photo Film Co., Ltd. | Laser-diode-excited laser apparatus, fiber laser apparatus, and fiber laser amplifier in which laser medium doped with one of ho3+, sm3+, eu3+, dy3+, er3+, and tb3+is excited with gan-based compound laser diode |
| JP3867635B2 (ja) * | 2002-07-29 | 2007-01-10 | 豊田合成株式会社 | シンチレータ |
| US7048872B2 (en) * | 2002-09-16 | 2006-05-23 | The Regents Of The University Of California | Codoped direct-gap semiconductor scintillators |
| US7118928B2 (en) * | 2002-12-02 | 2006-10-10 | University Of Cincinnati | Method of forming a semiconductor phosphor layer by metalorganic chemical vapor deposition for use in light-emitting devices |
| US20040214362A1 (en) * | 2003-01-22 | 2004-10-28 | Hill Steven E. | Doped semiconductor nanocrystal layers and preparation thereof |
| US7345812B2 (en) * | 2003-02-21 | 2008-03-18 | University Of Kansas | Method and apparatus for use of III-nitride wide bandgap semiconductors in optical communications |
| US7009215B2 (en) * | 2003-10-24 | 2006-03-07 | General Electric Company | Group III-nitride based resonant cavity light emitting devices fabricated on single crystal gallium nitride substrates |
| US7440180B2 (en) * | 2004-02-13 | 2008-10-21 | Tang Yin S | Integration of rare-earth doped amplifiers into semiconductor structures and uses of same |
| KR100764457B1 (ko) | 2004-03-18 | 2007-10-05 | 삼성전기주식회사 | 모노리식 백색 발광소자 |
| JPWO2005093860A1 (ja) * | 2004-03-26 | 2008-02-14 | シャープ株式会社 | 発光装置 |
| US7265354B2 (en) * | 2005-06-06 | 2007-09-04 | Alexander Kastalsky | Semiconductor scintillation high-energy radiation detector |
| US8425858B2 (en) * | 2005-10-14 | 2013-04-23 | Morpho Detection, Inc. | Detection apparatus and associated method |
| US20070086916A1 (en) * | 2005-10-14 | 2007-04-19 | General Electric Company | Faceted structure, article, sensor device, and method |
| CN100401542C (zh) * | 2005-11-17 | 2008-07-09 | 淮阴师范学院 | 一种提高氮化镓(GaN)基半导体材料发光效率的方法 |
| US20100329298A1 (en) * | 2006-10-24 | 2010-12-30 | Koninklijke Philips Electronics N.V. | Intracavity frequency-converted solid-state laser for the visible wavelength region |
| CN101689523B (zh) * | 2007-07-17 | 2012-02-22 | 住友电气工业株式会社 | 电子器件的制作方法、外延衬底的制作方法、ⅲ族氮化物半导体元件及氮化镓外延衬底 |
| KR100992743B1 (ko) * | 2008-12-26 | 2010-11-05 | 엘지이노텍 주식회사 | 발광소자 및 그 제조방법 |
| CN113839299A (zh) * | 2021-09-23 | 2021-12-24 | 安徽工业大学 | 一种掺钬离子激光晶体中自倍频激发光泵浦实现可见激光的方法 |
| CN114975645B (zh) * | 2022-05-14 | 2024-03-19 | 南京大学 | 一种稀土掺杂iii-v族半导体结构及其光电探测器结构 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5322813A (en) * | 1992-08-31 | 1994-06-21 | International Business Machines Corporation | Method of making supersaturated rare earth doped semiconductor layers by chemical vapor deposition |
| EP0650955B1 (en) * | 1993-11-01 | 1998-08-19 | Hodogaya Chemical Co., Ltd. | Amine compound and electro-luminescence device comprising same |
| US5409783A (en) * | 1994-02-24 | 1995-04-25 | Eastman Kodak Company | Red-emitting organic electroluminescent device |
| US5716450A (en) * | 1994-04-08 | 1998-02-10 | Japan Energy Corporation | Growing method of gallium nitride related compound semiconductor crystal and gallium nitride related compound semiconductor device |
| US5504767A (en) * | 1995-03-17 | 1996-04-02 | Si Diamond Technology, Inc. | Doped diamond laser |
| JP3584450B2 (ja) * | 1995-03-17 | 2004-11-04 | 住友電気工業株式会社 | レーザー発振素子及びレーザー発振装置 |
| TW383508B (en) * | 1996-07-29 | 2000-03-01 | Nichia Kagaku Kogyo Kk | Light emitting device and display |
| US5796771A (en) * | 1996-08-19 | 1998-08-18 | The Regents Of The University Of California | Miniature self-pumped monolithically integrated solid state laser |
-
1999
- 1999-02-20 US US09/253,170 patent/US6140669A/en not_active Expired - Fee Related
-
2000
- 2000-02-17 WO PCT/US2000/004109 patent/WO2000049635A1/en not_active Application Discontinuation
- 2000-02-17 CA CA002362956A patent/CA2362956C/en not_active Expired - Fee Related
- 2000-02-17 EP EP00915790A patent/EP1171899A4/en not_active Withdrawn
- 2000-02-17 AU AU37006/00A patent/AU753122B2/en not_active Ceased
- 2000-02-17 JP JP2000600286A patent/JP2002537647A/ja active Pending
- 2000-07-18 US US09/618,690 patent/US6277664B1/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPWO2021044824A1 (ja) * | 2019-09-03 | 2021-03-11 | ||
| WO2021044824A1 (ja) * | 2019-09-03 | 2021-03-11 | 国立大学法人大阪大学 | 近赤外発光半導体素子とその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA2362956C (en) | 2004-05-18 |
| US6140669A (en) | 2000-10-31 |
| US6277664B1 (en) | 2001-08-21 |
| AU753122B2 (en) | 2002-10-10 |
| EP1171899A1 (en) | 2002-01-16 |
| WO2000049635A1 (en) | 2000-08-24 |
| EP1171899A4 (en) | 2004-05-26 |
| CA2362956A1 (en) | 2000-08-24 |
| AU3700600A (en) | 2000-09-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2002537647A (ja) | 希土類イオンをドープした窒化ガリウムおよび可視光発光を達成する方法および構造 | |
| Priolo et al. | The erbium‐impurity interaction and its effects on the 1.54 μm luminescence of Er3+ in crystalline silicon | |
| Knutsen et al. | Zinc vacancy and oxygen interstitial in ZnO revealed by sequential annealing and electron irradiation | |
| Lozykowski et al. | Photoluminescence and cathodoluminescence of GaN doped with Tb | |
| Hömmerich et al. | Photoluminescence studies of rare earth (Er, Eu, Tm) in situ doped GaN | |
| Lozykowski et al. | Luminescence properties of GaN and Al 0.14 Ga 0.86 N/GaN superlattice doped with europium | |
| Jadwisienczak et al. | Luminescence of Tb ions implanted into amorphous AlN thin films grown by sputtering | |
| Lorenz et al. | High temperature annealing of rare earth implanted GaN films: Structural and optical properties | |
| Lozykowski et al. | Cathodoluminescence of GaN doped with Sm and Ho | |
| Geburt et al. | Rare earth doped zinc oxide nanowires | |
| Dave et al. | Enhancement of self-trapped excitons and near-infrared emission in Bi 3+/Er 3+ co-doped Cs 2 Ag 0.4 Na 0.6 InCl 6 double perovskite | |
| Irrera et al. | Correlation between electroluminescence and structural properties of Si nanoclusters | |
| Bhattacharya et al. | Photoluminescence in Si‐implanted InP | |
| Turos et al. | Ion beam modification of ZnO epilayers: Sequential processing | |
| Nakanishi et al. | Effects of implantation conditions on the luminescence properties of Eu-doped GaN | |
| Klik et al. | Excitation paths in RE-doped III–V semiconductors | |
| Pellé et al. | New spectroscopic data of erbium ions in GaN thin films | |
| Meldrum et al. | Interaction between rare-earth ions and amorphous silicon nanoclusters produced at low processing temperatures | |
| Çetin et al. | Optical properties of Tb implantation into ZnO | |
| Kozanecki et al. | Rutherford backscattering and luminescence characteristics of neodymium implanted GaP, GaAs, and AlGaAs | |
| Huang et al. | Evidence of oxygen-stabilized hexagonal interstitial erbium in silicon | |
| WO2008105864A2 (en) | Improved light emission from silicon-based nanocrystals by sequential thermal annealing approaches | |
| George et al. | Optical excitation of Er centers in GaN epilayers grown by MOCVD | |
| Xu et al. | Single-Crystal Terbium Silicate Chloride Core–Shell Nanowires and Nanotubes for Monolithically Integrated Optoelectronics | |
| Plugaru et al. | Cathodo-and photo-luminescence of erbium ions in nano-crystalline silicon: Mechanism of excitation energy transfer |