JP2018115111A - 量子撮像、感知、および情報処理デバイス用のダイヤモンド構成要素 - Google Patents
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Abstract
【課題】窒素イオン注入およびアニールを介して合成ダイヤモンド材料中に形成された表面近傍ＮＶ-欠陥の、スピンコヒーレンス時間を長くすること。【解決手段】単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素であって：表面の少なくとも一部が、研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成される、前記表面と；ＮＶ-欠陥の層が、表面の１μｍ以内に配置されており、前記ＮＶ-欠陥の層が５００ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2のＮＶ-欠陥の濃度を有している、前記ＮＶ-欠陥の層とを含む、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。【選択図】図１
Description
本発明は、量子撮像、感知、および情報処理デバイス用のダイヤモンド構成要素と、量子撮像、感知、および情報処理の適用例に使用される単結晶化学気相成長（ＣＶＤ）ダイヤモンド構成要素を製作する方法とに関する。
合成ダイヤモンド材料の点欠陥、特に量子スピン欠陥および／または光学活性欠陥が：ルミネセンスタグ；磁力計；核磁気共鳴（ＮＭＲ）および電子スピン共鳴（ＥＳＲ）デバイスなどのスピン共鳴デバイス；磁気共鳴撮像（ＭＲＩ）用のスピン共鳴撮像デバイス；例えば量子通信および計算用の量子情報処理デバイスを含めた様々な撮像、感知、および処理の適用例での使用に際して、提唱されてきた。
多くの点欠陥が：ケイ素空格子点欠陥（Ｓｉ−Ｖ）、ケイ素複空格子点欠陥（Ｓｉ−Ｖ2）、ケイ素−空格子点−水素欠陥（Ｓｉ−Ｖ：Ｈ）、ケイ素−複空格子点水素欠陥（Ｓ−Ｖ2：Ｈ）などのケイ素含有欠陥；ニッケル含有欠陥；クロム含有欠陥；窒素空格子点欠陥（Ｎ−Ｖ）、二窒素空格子点欠陥（Ｎ−Ｖ−Ｎ）、および窒素−空格子点−水素欠陥（Ｎ−Ｖ−Ｈ）などの窒素含有欠陥も含めて、合成ダイヤモンド材料において研究されてきた。これらの欠陥は、典型的には、中性電荷状態でまたは負電荷状態で見出される。これらの点欠陥は、複数の結晶格子点上に拡がることに留意されたい。本明細書で使用される点欠陥という用語は、そのような欠陥を包含するが、１０以上の格子点上に拡がるようなより大きいクラスタ欠陥または多くの格子点上に拡がり得る転位などの拡張欠陥を、含まないものとする。
多くの点欠陥が：ケイ素空格子点欠陥（Ｓｉ−Ｖ）、ケイ素複空格子点欠陥（Ｓｉ−Ｖ2）、ケイ素−空格子点−水素欠陥（Ｓｉ−Ｖ：Ｈ）、ケイ素−複空格子点水素欠陥（Ｓ−Ｖ2：Ｈ）などのケイ素含有欠陥；ニッケル含有欠陥；クロム含有欠陥；窒素空格子点欠陥（Ｎ−Ｖ）、二窒素空格子点欠陥（Ｎ−Ｖ−Ｎ）、および窒素−空格子点−水素欠陥（Ｎ−Ｖ−Ｈ）などの窒素含有欠陥も含めて、合成ダイヤモンド材料において研究されてきた。これらの欠陥は、典型的には、中性電荷状態でまたは負電荷状態で見出される。これらの点欠陥は、複数の結晶格子点上に拡がることに留意されたい。本明細書で使用される点欠陥という用語は、そのような欠陥を包含するが、１０以上の格子点上に拡がるようなより大きいクラスタ欠陥または多くの格子点上に拡がり得る転位などの拡張欠陥を、含まないものとする。
ある欠陥は、それらが負電荷状態にある場合、感知および量子処理の適用例に、特に有用であることが見出された。例えば、合成ダイヤモンド材料中の負に帯電した窒素空格子点欠陥（ＮＶ-）は、下記を含めたいくつかの望ましい特徴を有するので、有用な量子スピン欠陥として多くの関心を集めてきた：
（ｉ）その電子スピン状態は、高忠実度によりコヒーレントに操作することができ、極めて長いコヒーレンス時間を有する（横緩和時間Ｔ2および／またはＴ2 *を使用して定量され比較されてもよい。）；
（ｉｉ）その電子構造により、欠陥を光ポンピングしてその電子基底状態にすることが可能であり、そのような欠陥を、非極低温であっても特定の電子スピン状態に配置することが可能になる。これは、小型化が望まれるある適用例に関し、費用がかかり嵩張る極低温冷却装置の必要性を無くすことができる。さらに、欠陥は、全てが同じスピン状態を有する光子の供給源として機能することができる；および
（ｉｉｉ）その電子構造は、光子を通して欠陥の電子スピン状態を読み取ることが可能になる、放出性および非放出性電子スピン状態を含む。これは、磁気測定、スピン共鳴分光法、および撮像などの感知適用例で使用される合成ダイヤモンド材料から、情報を読み取るのに好都合である。さらに、長距離量子通信およびスケーラブル量子計算のキュビットとしてＮＶ-欠陥を使用することに対する重要な要素である。そのような結果は、ＮＶ-欠陥を、固体量子情報処理（ＱＩＰ：ｑｕａｎｔｕｍ ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）の競合候補にする。
（ｉ）その電子スピン状態は、高忠実度によりコヒーレントに操作することができ、極めて長いコヒーレンス時間を有する（横緩和時間Ｔ2および／またはＴ2 *を使用して定量され比較されてもよい。）；
（ｉｉ）その電子構造により、欠陥を光ポンピングしてその電子基底状態にすることが可能であり、そのような欠陥を、非極低温であっても特定の電子スピン状態に配置することが可能になる。これは、小型化が望まれるある適用例に関し、費用がかかり嵩張る極低温冷却装置の必要性を無くすことができる。さらに、欠陥は、全てが同じスピン状態を有する光子の供給源として機能することができる；および
（ｉｉｉ）その電子構造は、光子を通して欠陥の電子スピン状態を読み取ることが可能になる、放出性および非放出性電子スピン状態を含む。これは、磁気測定、スピン共鳴分光法、および撮像などの感知適用例で使用される合成ダイヤモンド材料から、情報を読み取るのに好都合である。さらに、長距離量子通信およびスケーラブル量子計算のキュビットとしてＮＶ-欠陥を使用することに対する重要な要素である。そのような結果は、ＮＶ-欠陥を、固体量子情報処理（ＱＩＰ：ｑｕａｎｔｕｍ ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ）の競合候補にする。
ダイヤモンド中のＮＶ-欠陥は、炭素空格子点に隣接する置換窒素原子からなる。その２個の不対電子は、電子基底状態でスピン三重項を形成し（3Ａ）、縮退ｍs＝±１サブレベルはｍs＝０レベルから２．８７ＧＨｚだけ隔てられている。ＮＶ-欠陥の電子構造は、光ポンピングされたときにｍs＝０サブレベルが高蛍光率を示すような構造である。対照的に、欠陥がｍs＝±１レベルで励起された場合、非放出性一重項状態（1Ａ）と交差した後にｍs＝０への後続緩和が続く状態が、より高い確率で生じることを示す。その結果、スピン状態を光学的に読み取ることができ、ｍs＝０状態は、「明」でありかつｍs＝±１状態は暗である。外部磁場が印加されると、スピンサブレベルｍs＝±１の縮退は、Ｚｅｅｍａｎ分裂を介して破壊される。これは、印加磁場の大きさおよびその方向に応じて、共鳴線を分割させる。この依存性は、印加磁場の大きさが測定されるようにかつその方向が測定されてもよいように、マイクロ波（ＭＷ）を使用して、および光学検出磁気共鳴（ＯＤＭＲ：ｏｐｔｉｃａｌｌｙ ｄｅｔｅｃｔｅｄ ｍａｇｎｅｔｉｃ ｒｅｓｏｎａｎｃｅ）分光法を使用して、共鳴スピン遷移をプローブすることにより、磁気測定に使用することができる。
合成ダイヤモンド材料のＮＶ-欠陥は、下記を含めたいくつかの異なる方法で形成することができる：
（ｉ）合成ダイヤモンド材料の成長中の形成であって、窒素原子および空格子点が、成長中に窒素−空格子点の対として結晶格子に組み込まれる形成；
（ｉｉ）成長プロセス中に組み込まれた天然の窒素および空格子点欠陥からの、ダイヤモンド材料合成後の形成であって、その後に行われる、結晶格子内で空格子点欠陥の移行を引き起こして天然の単一置換窒素欠陥と対をなすような温度（８００℃程度）での、材料のアニールによる形成；
（ｉｉｉ）成長プロセス中に組み込まれた天然の窒素欠陥からの、ダイヤモンド材料合成後の形成であって、空格子点欠陥が導入されるように合成ダイヤモンド材料に照射し、次いでその後に、結晶格子内で空格子欠陥の移行を引き起こして天然の単一置換窒素欠陥と対をなすような温度で材料をアニールすることによる形成；
（ｉｖ）ダイヤモンド材料合成後に、窒素欠陥を合成ダイヤモンド材料に注入し、結晶格子内で天然の空格子点欠陥の移行を引き起こして、注入された単一置換窒素欠陥と対をなすような温度で材料をアニールすることによる、ダイヤモンド材料合成後の形成；および（ｖ）空格子点欠陥が導入されるように合成ダイヤモンド材料を照射し、合成ダイヤモンド材料に窒素欠陥を注入し、結晶格子内で空格子点欠陥の移行を引き起こして、注入された単一置換窒素欠陥と対をなすような温度で材料をアニールすることによる、ダイヤモンド材料合成後の形成。
（ｉ）合成ダイヤモンド材料の成長中の形成であって、窒素原子および空格子点が、成長中に窒素−空格子点の対として結晶格子に組み込まれる形成；
（ｉｉ）成長プロセス中に組み込まれた天然の窒素および空格子点欠陥からの、ダイヤモンド材料合成後の形成であって、その後に行われる、結晶格子内で空格子点欠陥の移行を引き起こして天然の単一置換窒素欠陥と対をなすような温度（８００℃程度）での、材料のアニールによる形成；
（ｉｉｉ）成長プロセス中に組み込まれた天然の窒素欠陥からの、ダイヤモンド材料合成後の形成であって、空格子点欠陥が導入されるように合成ダイヤモンド材料に照射し、次いでその後に、結晶格子内で空格子欠陥の移行を引き起こして天然の単一置換窒素欠陥と対をなすような温度で材料をアニールすることによる形成；
（ｉｖ）ダイヤモンド材料合成後に、窒素欠陥を合成ダイヤモンド材料に注入し、結晶格子内で天然の空格子点欠陥の移行を引き起こして、注入された単一置換窒素欠陥と対をなすような温度で材料をアニールすることによる、ダイヤモンド材料合成後の形成；および（ｖ）空格子点欠陥が導入されるように合成ダイヤモンド材料を照射し、合成ダイヤモンド材料に窒素欠陥を注入し、結晶格子内で空格子点欠陥の移行を引き起こして、注入された単一置換窒素欠陥と対をなすような温度で材料をアニールすることによる、ダイヤモンド材料合成後の形成。
窒素イオン注入およびアニール（イオン注入の前または後に空格子点発生照射ステップを含んでもよい。）によるＮＶ-欠陥の形成には、下記を含めたいくつかの潜在的な利点がある：
（ｉ）ナノ磁気測定、広視野磁気測定、および量子処理適用例などの適用例で使用される合成ダイヤモンド材料中のＮＶ-欠陥は、典型的には、合成ダイヤモンド材料の表面に近付く必要があり（数ｎｍ以内）、イオン注入は、表面近傍ＮＶ-欠陥を提供する有用な方法である：
（ｉｉ）イオン注入およびアニールでは、窒素イオン注入の側方位置を制御することによって、ならびに窒素イオン注入のエネルギーを制御することによりＮＶ-欠陥の深さを制御することによって、合成ダイヤモンド表面に対して特定の側方部位にＮＶ-欠陥を形成することが可能になるが、これは導波路および光子構造などの合成ダイヤモンド材料に形成された構造内でＮＶ-欠陥を正確に位置決めするのに有用なものである；
（ｉｉｉ）任意の空格子点発生照射用量と共に窒素注入用量を制御することにより、制御された濃度のＮＶ-欠陥を、特定の濃度を有しかつ合成ダイヤモンド材料の表面に対して特定の深さに位置付けられたＮＶ-欠陥の層などのダイヤモンド結晶格子内の特定の部位に、導入することが可能になる；
（ｉｖ）注入およびアニールによって形成されたＮＶ-欠陥の位置および濃度は、ダイヤモンド成長プロセスとは独立しているので、ＮＶ-欠陥を必要に応じて後で形成することができ、即ち、ホスト母材のデザインがＮＶ-分布のデザインから連結解除される、適切なホスト材料が提供されるように、ダイヤモンド成長プロセスを最適化することが可能である。
（ｉ）ナノ磁気測定、広視野磁気測定、および量子処理適用例などの適用例で使用される合成ダイヤモンド材料中のＮＶ-欠陥は、典型的には、合成ダイヤモンド材料の表面に近付く必要があり（数ｎｍ以内）、イオン注入は、表面近傍ＮＶ-欠陥を提供する有用な方法である：
（ｉｉ）イオン注入およびアニールでは、窒素イオン注入の側方位置を制御することによって、ならびに窒素イオン注入のエネルギーを制御することによりＮＶ-欠陥の深さを制御することによって、合成ダイヤモンド表面に対して特定の側方部位にＮＶ-欠陥を形成することが可能になるが、これは導波路および光子構造などの合成ダイヤモンド材料に形成された構造内でＮＶ-欠陥を正確に位置決めするのに有用なものである；
（ｉｉｉ）任意の空格子点発生照射用量と共に窒素注入用量を制御することにより、制御された濃度のＮＶ-欠陥を、特定の濃度を有しかつ合成ダイヤモンド材料の表面に対して特定の深さに位置付けられたＮＶ-欠陥の層などのダイヤモンド結晶格子内の特定の部位に、導入することが可能になる；
（ｉｖ）注入およびアニールによって形成されたＮＶ-欠陥の位置および濃度は、ダイヤモンド成長プロセスとは独立しているので、ＮＶ-欠陥を必要に応じて後で形成することができ、即ち、ホスト母材のデザインがＮＶ-分布のデザインから連結解除される、適切なホスト材料が提供されるように、ダイヤモンド成長プロセスを最適化することが可能である。
非常に数多くの文献に、窒素イオン注入およびアニールを介した合成ダイヤモンド材料内でのＮＶ-製作と、感知および量子処理の適用例でのそのような材料の使用とが記載されている。例えば：
ＲａｂｅａｕらおよびＳａｎｔｏｒｉらは、窒素注入およびアニールの動力学について論じている［Appl. Phys. Lett. 88, 023113 (2006)およびPhys. Rev. B 79, 125313 (2009)参照］；
Ｓｔｅｉｎｇｅｒｔらは、超高純度｛１００｝型ＩＩａダイヤモンドに対し、負に帯電したＮＶ-中心の均質層を生成するためにイオン注入を用いることにより、高感度磁気撮像を開示している［Review of Scientific Instruments 81, 043705 (2010)参照］spins in diamond”；
Ｂ．Ｎａｙｄｅｎｏｖらは、ＮＶスピン欠陥を製作するための、８００℃の温度での注入およびアニール技法を示唆しており、さらに、１０００℃、１１００℃、または１２００℃よりも高い温度でのアニールが、ＮＶスピン欠陥のデコヒーレンス時間を長くするよう様々な常磁性欠陥を除去するのに有利となり得ることを示唆している［Applied Physics Letters 97, 242511 (2010)］；および
Ｆｕらは、酸素雰囲気中での４６５℃でのＮＶ含有ダイヤモンド材料のアニールが、サンプルの表面近傍でＮＶ0をＮＶ-に酸化できることを示唆している［Appl. Phys. Lett. 96, 121907 (2010)参照］。
ＲａｂｅａｕらおよびＳａｎｔｏｒｉらは、窒素注入およびアニールの動力学について論じている［Appl. Phys. Lett. 88, 023113 (2006)およびPhys. Rev. B 79, 125313 (2009)参照］；
Ｓｔｅｉｎｇｅｒｔらは、超高純度｛１００｝型ＩＩａダイヤモンドに対し、負に帯電したＮＶ-中心の均質層を生成するためにイオン注入を用いることにより、高感度磁気撮像を開示している［Review of Scientific Instruments 81, 043705 (2010)参照］spins in diamond”；
Ｂ．Ｎａｙｄｅｎｏｖらは、ＮＶスピン欠陥を製作するための、８００℃の温度での注入およびアニール技法を示唆しており、さらに、１０００℃、１１００℃、または１２００℃よりも高い温度でのアニールが、ＮＶスピン欠陥のデコヒーレンス時間を長くするよう様々な常磁性欠陥を除去するのに有利となり得ることを示唆している［Applied Physics Letters 97, 242511 (2010)］；および
Ｆｕらは、酸素雰囲気中での４６５℃でのＮＶ含有ダイヤモンド材料のアニールが、サンプルの表面近傍でＮＶ0をＮＶ-に酸化できることを示唆している［Appl. Phys. Lett. 96, 121907 (2010)参照］。
窒素イオン注入およびアニールを介した合成ダイヤモンド材料における表面近傍ＮＶ-欠陥の形成に関する１つの問題は、今日まで、そのような表面近傍ＮＶ-欠陥が、ＷＯ０１／０９６６３３、ＷＯ２０１０／０１０３４４、およびＷＯ２０１０／０１０３５２に記載される単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料などの高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料のバルク内に見出される天然のＮＶ-欠陥よりも、短いスピンコヒーレンス時間を示すということである。
本発明のある実施形態の目的は、窒素イオン注入およびアニールを介して合成ダイヤモンド材料中に形成された表面近傍ＮＶ-欠陥の、スピンコヒーレンス時間を長くすることである。
ダイヤモンド構成要素を製作する方法について記述し、この方法は：
成長状態の（ａｓ−ｇｒｏｗｎ）成長面を有する単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を成長させるステップであって、成長状態の成長面の少なくとも一部が、１００ｎｍ、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下の表面粗さＲaを有しているステップと；
窒素を、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面に、この成長状態の成長面を研磨することなくかつエッチングすることなく注入するステップと；
単結晶ＣＶＤダイヤモンド層をアニールして、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点および／または窒素欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥を形成させるステップと
を含む。
以前は、ダイヤモンド材料中に窒素−空格子点欠陥を形成するための窒素注入は、研磨された表面または誘導結合プラズマ（ＩＣＰ：ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ ｃｏｕｐｌｅｄ ｐｌａｓｍａ）エッチングがなされた表面を通して行ってきた。研磨およびＩＣＰエッチングは共に、ダイヤモンド表面に損傷をもたらし、それが表面近傍ＮＶ-欠陥の磁気特性に悪影響を及ぼす。成長状態の成長面を研磨またはエッチングを全くせずに、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の成長状態の成長面への窒素注入によって、窒素−空格子点欠陥を形成することは、研磨されまたはＩＣＰエッチングがなされているがその他の点は同等である単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の表面への注入によって形成されたものと比較した場合、より長いスピンコヒーレンス時間を有する表面近傍ＮＶ-欠陥をもたらすことが見出された。
成長状態の（ａｓ−ｇｒｏｗｎ）成長面を有する単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を成長させるステップであって、成長状態の成長面の少なくとも一部が、１００ｎｍ、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下の表面粗さＲaを有しているステップと；
窒素を、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面に、この成長状態の成長面を研磨することなくかつエッチングすることなく注入するステップと；
単結晶ＣＶＤダイヤモンド層をアニールして、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点および／または窒素欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥を形成させるステップと
を含む。
以前は、ダイヤモンド材料中に窒素−空格子点欠陥を形成するための窒素注入は、研磨された表面または誘導結合プラズマ（ＩＣＰ：ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ ｃｏｕｐｌｅｄ ｐｌａｓｍａ）エッチングがなされた表面を通して行ってきた。研磨およびＩＣＰエッチングは共に、ダイヤモンド表面に損傷をもたらし、それが表面近傍ＮＶ-欠陥の磁気特性に悪影響を及ぼす。成長状態の成長面を研磨またはエッチングを全くせずに、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の成長状態の成長面への窒素注入によって、窒素−空格子点欠陥を形成することは、研磨されまたはＩＣＰエッチングがなされているがその他の点は同等である単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の表面への注入によって形成されたものと比較した場合、より長いスピンコヒーレンス時間を有する表面近傍ＮＶ-欠陥をもたらすことが見出された。
上記に加え、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を製作するためのＣＶＤ成長プロセスは、研磨またはエッチングをさらに施さずに、感知および量子処理の適用例で使用するのに適切な、滑らかな成長状態の成長面が実現されるように制御できることが見出された。そのような平滑面は、導波路および光子キャビティ構造などのデバイス構造が形成されるように、パターニングすることができる。しかし、本発明の実施形態によれば、ＮＶ-欠陥に隣接する表面の少なくとも一部は成長状態の形態で保持され、その結果、ＮＶ-欠陥近傍のダイヤモンド格子に損傷がもたらされることが回避され、撮像、感知、または情報処理の適用例で使用されることになる。
上述の製作方法に加え、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素について記述され、この構成要素は：
表面の少なくとも一部が、研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成される、前記表面と；
ＮＶ-欠陥の層が、表面の１μｍ以内に配置されており、前記ＮＶ-欠陥の層が、５００ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が、少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2のＮＶ-欠陥の濃度を有している、前記ＮＶ-欠陥の層と
を含む。
上述の製作方法に加え、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素について記述され、この構成要素は：
表面の少なくとも一部が、研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成される、前記表面と；
ＮＶ-欠陥の層が、表面の１μｍ以内に配置されており、前記ＮＶ-欠陥の層が、５００ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が、少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2のＮＶ-欠陥の濃度を有している、前記ＮＶ-欠陥の層と
を含む。
そのような単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、上述の方法を使用して製作することができ、低表面粗さを有し低表面損傷の成長状態の表面近くで単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料内に位置付けられたＮＶ-欠陥を含み、したがって、ナノ磁気測定、または広視野磁気測定および量子情報処理に用いられるようなその他同様のデバイスに関し、長いスピンコヒーレンス時間を持つ表面近傍ＮＶ-欠陥が、定められた位置に提供される。
次に、本発明をより良く理解するためにかつ本発明を実際にどのように実施できるかを示すために、本発明の実施形態について、添付図面を参照しながら単なる例として記述する。
次に、本発明をより良く理解するためにかつ本発明を実際にどのように実施できるかを示すために、本発明の実施形態について、添付図面を参照しながら単なる例として記述する。
「課題を解決するための手段」の項で述べたように、ダイヤモンド構成要素を製作する方法は、量子撮像、感知、または情報処理デバイス用に提供され、この方法は：
成長状態の成長面を有する単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を成長させるステップであって、成長状態の成長面の少なくとも一部が、１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有しているステップと；
窒素を、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面に、この成長状態の成長面を研磨またはエッチングを全くせずに、注入するステップと；
単結晶ＣＶＤダイヤモンド層をアニールして、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点および／または窒素欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥を形成させるステップと
を含む。
図１は、前述の方法を例示する。出発点（図１Ａ）は、その上に単結晶ＣＶＤダイヤモンド成長を行うよう適切に調製された、単結晶ダイヤモンド基板２である。
成長状態の成長面を有する単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を成長させるステップであって、成長状態の成長面の少なくとも一部が、１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有しているステップと；
窒素を、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面に、この成長状態の成長面を研磨またはエッチングを全くせずに、注入するステップと；
単結晶ＣＶＤダイヤモンド層をアニールして、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点および／または窒素欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥を形成させるステップと
を含む。
図１は、前述の方法を例示する。出発点（図１Ａ）は、その上に単結晶ＣＶＤダイヤモンド成長を行うよう適切に調製された、単結晶ダイヤモンド基板２である。
次に（図１Ｂ）、例えばＷＯ０１／０９６６３３、ＷＯ２０１０／０１０３４４、およびＷＯ２０１０／０１０３５２に記載されるものと同様の手法で、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド層４を基板２上に成長させる。単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の単一置換窒素濃度は、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下であってもよい。高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料は、窒素注入およびアニールを介してＮＶ-欠陥をその中に導入することができる、低いバックグラウンド磁気「ノイズ」を有するホスト材料を提供するのに望ましい。
そのような高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料は、当技術分野で公知であるが、本発明の場合、成長プロセスは、低表面粗さの成長状態の成長面６が特に得られるように制御される。成長状態の成長面６の少なくとも一部の表面粗さＲaは、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下であってもよい。
上記に関連して、「表面粗さＲa」という用語（時々、「中心線平均（ｃｅｎｔｒｅ ｌｉｎｅ ａｖｅｒａｇｅ）」または「ｃ．ｌ．ａ．」と呼ぶ。）は、例えばBritish Standard BS 1134 Part 1およびPart 2に従い触針式表面形状測定装置により測定された、平均線からの、表面プロファイルの絶対偏差の算術平均を指すことに留意されたい。Ｒaの数学的記述［“Tribology”, I. M. Hutchings, Pub. Edward Arnold, London, 1992, pages 8-9］は：
である。
そのような高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料は、当技術分野で公知であるが、本発明の場合、成長プロセスは、低表面粗さの成長状態の成長面６が特に得られるように制御される。成長状態の成長面６の少なくとも一部の表面粗さＲaは、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下であってもよい。
上記に関連して、「表面粗さＲa」という用語（時々、「中心線平均（ｃｅｎｔｒｅ ｌｉｎｅ ａｖｅｒａｇｅ）」または「ｃ．ｌ．ａ．」と呼ぶ。）は、例えばBritish Standard BS 1134 Part 1およびPart 2に従い触針式表面形状測定装置により測定された、平均線からの、表面プロファイルの絶対偏差の算術平均を指すことに留意されたい。Ｒaの数学的記述［“Tribology”, I. M. Hutchings, Pub. Edward Arnold, London, 1992, pages 8-9］は：
対照的に、表面粗さＲqは、二乗平均粗さ（ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ ｒｏｕｇｈｎｅｓｓ）（時々、「ＲＭＳ粗さ」とも呼ぶ。）を指す。Ｒqに言及する場合、典型的には、British Standard BS 1134 Part 1およびPart 2に従い触針式表面形状測定装置を使用して、または原子間力顕微鏡などの走査プローブ機器を使用して、数μｍ×数μｍ（例えば、１μｍ×１μｍまたは２μｍ×２μｍ）の面積上で測定され；Ｒqに言及する場合、Ｒqが走査プローブ機器を使用して測定されることが特に述べられない限り、Ｒqは、触針式表面形状測定装置を使用して測定される。Ｒqの数学的記述［“Tribology”, I. M. Hutchings, Pub. Edward Arnold, London, 1992, pages 8-9より］は：
である。
表面高さのガウス分布を持つ表面の場合、Ｒq＝１．２５Ｒaである［この場合も、“Tribology”, I. M. Hutchings, Pub. Edward Arnold, London, 1992, pages 8-9より］。
表面高さのガウス分布を持つ表面の場合、Ｒq＝１．２５Ｒaである［この場合も、“Tribology”, I. M. Hutchings, Pub. Edward Arnold, London, 1992, pages 8-9より］。
本発明の場合、成長状態のダイヤモンド成長面の表面粗さＲaは、例えば、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ：ａｔｏｍｉｃ ｆｏｒｃｅ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を使用して測定され、少なくとも１００ｎｍ2、５００ｎｍ2、１μｍ2、２０μｍ2、２５μｍ2、１００μｍ2、２００μｍ2、４００μｍ2、９００μｍ2、２５００μｍ2、１０，０００μｍ2、０．２５ｍｍ2、または１ｍｍ2の面積上で平均してもよい。
低表面粗さを持つ単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を合成するには、合成前基板調製および合成方法の組合せを用いる。基板は、ホモエピタキシャルダイヤモンド合成で使用するのに適切な、単結晶ダイヤモンド基板である。基板は、低レベルの拡張欠陥および低レベルの研磨関連表面損傷を有するように、選択され調製される。基板は、低複屈折ＩａもしくはＩＩｂ型天然ダイヤモンド、または低複屈折ＩｂもしくはＩＩａ型高圧／高温（ＨＰＨＴ：ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ／ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）合成ダイヤモンド、またはＣＶＤ技法を使用して成長させ次いで垂直に切断して（即ち、当初の成長方向に水平に）基板の表面を破壊する拡張欠陥を最小限に抑えた基板であってもよい。
低表面粗さを持つ単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を合成するには、合成前基板調製および合成方法の組合せを用いる。基板は、ホモエピタキシャルダイヤモンド合成で使用するのに適切な、単結晶ダイヤモンド基板である。基板は、低レベルの拡張欠陥および低レベルの研磨関連表面損傷を有するように、選択され調製される。基板は、低複屈折ＩａもしくはＩＩｂ型天然ダイヤモンド、または低複屈折ＩｂもしくはＩＩａ型高圧／高温（ＨＰＨＴ：ｈｉｇｈ ｐｒｅｓｓｕｒｅ／ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）合成ダイヤモンド、またはＣＶＤ技法を使用して成長させ次いで垂直に切断して（即ち、当初の成長方向に水平に）基板の表面を破壊する拡張欠陥を最小限に抑えた基板であってもよい。
「低複屈折」という用語は、下記の性質：
ａ）約０．０１４ｃｍ2またはそれ以上の面積上、ｃｍ2当たり約１０００またはそれ以下のＸ線トポグラフィによって特徴付けられる、拡張欠陥の密度；
ｂ）約０．１ｍｍ3またはそれ以上の体積上、約１×１０-4またはそれ以下の、光学的等方性；および
ｃ）約１２０アーク秒またはそれ以下の、（００４）反射に関する、ＦＷＨＭ（「半値全幅（Ｆｕｌｌ Ｗｉｄｔｈ ａｔ Ｈａｌｆ Ｍａｘｉｍｕｍ）」）Ｘ線ロッキングカーブ幅
の少なくとも１つを有する基板について記述するのに使用される。
ａ）約０．０１４ｃｍ2またはそれ以上の面積上、ｃｍ2当たり約１０００またはそれ以下のＸ線トポグラフィによって特徴付けられる、拡張欠陥の密度；
ｂ）約０．１ｍｍ3またはそれ以上の体積上、約１×１０-4またはそれ以下の、光学的等方性；および
ｃ）約１２０アーク秒またはそれ以下の、（００４）反射に関する、ＦＷＨＭ（「半値全幅（Ｆｕｌｌ Ｗｉｄｔｈ ａｔ Ｈａｌｆ Ｍａｘｉｍｕｍ）」）Ｘ線ロッキングカーブ幅
の少なくとも１つを有する基板について記述するのに使用される。
好ましくは、ダイヤモンド基板は、極めて低いレベルの複屈折を有する。ダイヤモンドにおいて、複屈折は、典型的には、高レベルの局所歪みを引き起こしその結果複屈折を引き起こす多数の拡張欠陥（例えば、転位、転位の束、および積層欠陥）の存在に関連付けられる。好ましくは、成長表面の面積の７０％、８０％、９０％、９５％、９８％、またはそれ以上での基板の厚さを通した測定によって評価された最大複屈折は、１×１０-4もしくはそれ以下、５×１０-5もしくはそれ以下、１×１０-5もしくはそれ以下、５×１０-6もしくはそれ以下、または１×１０-6もしくはそれ以下である。複屈折は、「Ｍｅｔｒｉｐｏｌ」（Ｏｘｆｏｒｄ Ｃｙｒｏｓｙｓｔｅｍｓ Ｌｔｄ．、Ｏｘｆｏｒｄ、ＵＫ）などの機器を使用して評価することができる。そのような低複屈折のダイヤモンド材料は、ホモエピタキシャルダイヤモンド層の成長中に、基板からホモエピタキシャルダイヤモンド層内に伝搬する拡張欠陥の単位面積当たりの数を低減させるので、使用することが有利であり；そのような欠陥は、不純物原子で「装飾」されてもよく、そのようにすることで非ゼロ核スピンを有することができ、したがって近接量子スピン欠陥のデコヒーレンス時間Ｔ2を削減することができる。
結晶欠陥密度は、欠陥を露出させるよう最適化されたプラズマエッチングまたは化学エッチング（「露出エッチング（ｒｅｖｅａｌｉｎｇ ｅｔｃｈ）」と呼ぶ。）の使用後、光学的評価によって、最も容易に特徴付けられる。２つの型の結晶欠陥を露出させることができる：
（ｉ）転位、積層欠陥、双晶境界などの、基板材料に固有のもの。選択された合成または天然のダイヤモンドでは、これらの結晶欠陥の密度を、ｍｍ2当たり５０またはそれ以下の欠陥とすることができ、より典型的な値は、ｍｍ2当たり１０2欠陥であるが、その他の合成または天然の単結晶ダイヤモンド材料では、欠陥密度をｍｍ2当たり１０6またはそれ以上の欠陥とすることができる。
（ｉｉ）転位構造、および研磨線に沿った「チャタートラック（ｃｈａｔｔｅｒ ｔｒａｃｋ）」の形をとる微小亀裂を含む、研磨から得られるものであり、それによって、基板の表面の下方に機械的に損傷を受けた層が形成される。
（ｉ）転位、積層欠陥、双晶境界などの、基板材料に固有のもの。選択された合成または天然のダイヤモンドでは、これらの結晶欠陥の密度を、ｍｍ2当たり５０またはそれ以下の欠陥とすることができ、より典型的な値は、ｍｍ2当たり１０2欠陥であるが、その他の合成または天然の単結晶ダイヤモンド材料では、欠陥密度をｍｍ2当たり１０6またはそれ以上の欠陥とすることができる。
（ｉｉ）転位構造、および研磨線に沿った「チャタートラック（ｃｈａｔｔｅｒ ｔｒａｃｋ）」の形をとる微小亀裂を含む、研磨から得られるものであり、それによって、基板の表面の下方に機械的に損傷を受けた層が形成される。
スカイフ（ｓｃａｉｆｅ）または化学機械研磨など、当技術分野で公知の研磨方法は、加工中にもたらされた基板損傷のレベルを最小限に抑えながら基板が調製されるように、慎重に制御されてもよい。さらに、基板の表面は、有利には、表面でのダイヤモンド成長の直前に、ｉｎ−ｓｉｔｕでエッチングされる。
滑らかな成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド表面を製作するために、単結晶ダイヤモンド基板材料の結晶面に対して僅かに角度が付けられた基板成長表面を提供することが有用であることも見出された。例えば成長表面は、単結晶ダイヤモンド基板材料の｛１００｝結晶面のような結晶面に対し、に、０．５°〜５°の間、０．５°〜３°、０．５°〜２°、または０．５°〜１．５°の間の角度で配向されてもよい。
滑らかな成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド表面を製作するために、単結晶ダイヤモンド基板材料の結晶面に対して僅かに角度が付けられた基板成長表面を提供することが有用であることも見出された。例えば成長表面は、単結晶ダイヤモンド基板材料の｛１００｝結晶面のような結晶面に対し、に、０．５°〜５°の間、０．５°〜３°、０．５°〜２°、または０．５°〜１．５°の間の角度で配向されてもよい。
単結晶ＣＶＤダイヤモンド成長は、上述のように調製された単結晶ダイヤモンド基板上で行われる。極めて純粋なＣＨ4ガスを、高純度Ｈ2と組み合わせて利用する。プロセスガス中のＣＨ4は低濃度であることが好ましい（典型的には、全ガス体積の約２％）。
表面下損傷が少なく低複屈折の、僅かに配向ずれした基板成長表面を、プリエッチング、および低ＣＨ4濃度の高純度プロセスガスを使用したＣＶＤダイヤモンド合成と組み合わせて使用することにより、滑らかな成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を成長させることが可能である。図２（Ａ）および２（Ｂ）は、微分干渉コントラスト（ＤＩＣ）顕微鏡法画像を倍率２０×で示し、これは成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の表面形態がどのように変性するのかを示している。図２（Ａ）は、表面フィーチャを含み、したがって比較的粗い成長状態の表面を提供する、典型的な成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド表面を示す。対照的に図２（Ｂ）は、本明細書に記述される方法を使用した、成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド表面であって、実質的にフィーチャがなく、したがって非常に滑らかな成長状態の表面を提供するものを示す。図３は、ＲＭＳ表面粗さが０．１ｎｍの、滑らかな成長状態の表面の、５×５μｍの面積における表面高さのプロットを示す。
表面下損傷が少なく低複屈折の、僅かに配向ずれした基板成長表面を、プリエッチング、および低ＣＨ4濃度の高純度プロセスガスを使用したＣＶＤダイヤモンド合成と組み合わせて使用することにより、滑らかな成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を成長させることが可能である。図２（Ａ）および２（Ｂ）は、微分干渉コントラスト（ＤＩＣ）顕微鏡法画像を倍率２０×で示し、これは成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の表面形態がどのように変性するのかを示している。図２（Ａ）は、表面フィーチャを含み、したがって比較的粗い成長状態の表面を提供する、典型的な成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド表面を示す。対照的に図２（Ｂ）は、本明細書に記述される方法を使用した、成長状態の単結晶ＣＶＤダイヤモンド表面であって、実質的にフィーチャがなく、したがって非常に滑らかな成長状態の表面を提供するものを示す。図３は、ＲＭＳ表面粗さが０．１ｎｍの、滑らかな成長状態の表面の、５×５μｍの面積における表面高さのプロットを示す。
単結晶ＣＶＤダイヤモンド成長後、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の層４（図１Ｃ）を、切断、機械加工によって、基板２から除去することができる。これは、滑らかな低損傷の成長状態の正面６および滑らかな処理済みの裏面８を持つ高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド板４をもたらすが、裏面を形成するのに使用された研磨および／またはエッチングプロセスを表した、ダイヤモンド結晶格子に対するいくらかの研磨および／またはエッチング損傷を含むことになる。
代替の方法では、滑らかな低損傷の成長状態の高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド正面および単結晶ダイヤモンド成長基板で形成された裏面が単結晶板に設けられるように、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の層４を基板２上に保持することができる。
代替の方法では、滑らかな低損傷の成長状態の高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド正面および単結晶ダイヤモンド成長基板で形成された裏面が単結晶板に設けられるように、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の層４を基板２上に保持することができる。
次いで図１Ｄに示されるように、窒素を、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド板４の成長状態の表面６に注入して、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド板４内の成長状態の表面６近傍に窒素の層１０を形成する。注入エネルギーおよび用量は、当技術分野で公知のように、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド板内での窒素の深さ、厚さ、および濃度が制御されるように、制御することができる。ここでの相違は、滑らかにはなり得るが単結晶ＣＶＤダイヤモンド板の表面近傍の磁気ノイズを増大させる欠陥をもたらす表面および表面近傍のダイヤモンド格子の加工損傷を含むことが不可避となる、研磨されたまたはエッチングされた表面よりも、結晶損傷が少なくかつ表面粗さが低い成長状態のダイヤモンド表面内に向かって注入が行われることである。さらに、チャネリングなどの因子は、成長状態の結晶面の配向に対して注入の角度を制御するのに望ましくすることができることを意味する。即ち、窒素は、成長状態の成長面に対して鋭角で、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の成長状態の成長面内に注入してもよい。
窒素の正確な注入深さおよび濃度は、最終適用例でダイヤモンド構成要素に必要な特性に依存することになる。典型的には、窒素は、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の成長状態の成長面内に、１μｍ、５００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以下の深さで注入される。典型的には、注入用量は、少なくとも１０5Ｎ／ｃｍ2、１０6Ｎ／ｃｍ2、１０7Ｎ／ｃｍ2、１０8Ｎ／ｃｍ2、１０9Ｎ／ｃｍ2、１０10Ｎ／ｃｍ2、もしくは１０11Ｎ／ｃｍ2、および／または１０14Ｎ／ｃｍ2もしくは１０13Ｎ／ｃｍ2以下になる。ある状況では、収率に関する理由により、例えば注入中にサンプルを加熱しまたは冷却することによって、注入中のダイヤモンド材料の温度を制御するのを望ましくすることができる。さらに、注入の前または後に、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料に、例えば電子照射または炭素イオンを照射して、追加の空格子点欠陥を単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料内に形成することができる。そのような照射処理は、当技術分野で公知である。
上記に関連して、ダイヤモンド材料内に形成されることになる窒素−空格子点欠陥の所望の最終部位と同じ部位で、ダイヤモンド材料内に窒素および空格子点の供給源を生成することは、必ずしも必要ではないことに留意すべきである。事実、ダイヤモンド材料内に形成されることになる窒素−空格子点欠陥の所望の最終部位から除去されるダイヤモンド材料内の部位で、窒素を注入しかつ／または空格子点欠陥を生成することが、望ましいとすることができる。この理由は、注入および照射が、ダイヤモンド結晶構造内に損傷をもたらすからであるが、この損傷は、窒素−空格子点欠陥近傍に位置付けられた場合には、窒素−空格子点欠陥の性質に悪影響を及ぼす可能性があるものである。注入および照射によって引き起こされた損傷を取り除くのにアニールプロセスを使用した場合であっても、いくらかの残留欠陥が残ることになり、それがデコヒーレンス時間Ｔ2などの窒素−空格子点欠陥の性質に悪影響を及ぼす可能性がある。例えば、空格子点欠陥が形成されるように照射される、ダイヤモンド材料の異なる部位で、窒素を注入することが望ましいとすることができる。次いで材料を加熱することにより、空格子点欠陥を、注入された窒素欠陥まで拡散させて、窒素−空格子点欠陥を形成してもよく、それと同時に結晶損傷は、窒素−空格子点欠陥が形成された領域内で最小限に抑えられた状態にする。さらに、ＮＶ-欠陥が形成されるように電荷を窒素−空格子点欠陥に供与する、単一置換窒素などの電荷供与体欠陥を、ＷＯ２０１２／１５２６１７に記載されるようにダイヤモンド材料内の窒素−空格子点欠陥から引き離してもよい。
窒素注入の後に、また空格子点発生照射の後であってもよいが、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料をアニールして、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥層１２（図１Ｅ）を形成させる。窒素−空格子点欠陥は８００℃程度で形成されることが公知である。したがってアニールは、７００〜９００℃の範囲の温度での、少なくとも２時間、４時間、６時間、または８時間のアニールステップを含む。より高い温度での処理は、ＮＶ-スピン欠陥のデコヒーレンス時間が長くなるように、様々な常磁性欠陥を除去するのに有利にできることも提示された。したがってアニールは、１１５０℃〜１５５０℃の範囲の温度での、少なくとも２時間、４時間、６時間、または８時間の、さらなるアニールステップを含んでいてもよい。例えば、さらなるアニールステップは、少なくとも１２００℃、１３００℃、もしくは１３５０℃の温度、および／または１５００℃、１４５０℃、もしくは１４００℃以下の温度で行ってもよい。さらに、前述のアニールステップの前に、３５０〜４５０℃の範囲の温度で少なくとも２時間、４時間、６時間、または８時間、初期アニールステップを行ってもよい。
そのような多段階アニールプロセスは、既に高純度であり歪みが比較的少ない、ダイヤモンド母材中のスピン欠陥の、スピンコヒーレンス時間、放出線幅、およびスペクトル安定性を著しく改善することが見出された。理論に拘泥するものではないが、この多段階アニールプロセスがなぜ首尾良くなされるかの背後にある理由は、下記の通りである。
ダイヤモンド材料をアニールすると、ダイヤモンド格子内の欠陥の性質および分布が変化する。例えば、多原子欠陥は分割される可能性があり、欠陥は可動性になってダイヤモンド格子内を移動し、かつ欠陥は結合して新しい欠陥型を形成することができる。これらの異なるプロセスが生じる温度は、様々であり、ダイヤモンド格子内の不純物の型にも依存することになる。高純度ＣＶＤ合成ダイヤモンド材料において、欠陥構造は、窒素含有欠陥および空格子点含有欠陥により支配される。窒素は主に、格子サイト上に位置付けられてもよくまたは格子間部位にあってもよい、孤立した窒素原子の形をとる。空格子点は、複空格子点として、またより大きい空格子点クラスタおよび鎖として、孤立形態で存在する。
３５０〜４５０℃の範囲の温度での、少なくとも２時間（少なくとも４、６、または８時間であってもよい。）の第１のアニールステップは、格子間窒素および炭素原子を格子間部位から格子サイトまで移動させるものである。これには、空格子点が、格子サイト上の窒素または炭素原子に置き換えられるように、格子間窒素および炭素原子を、格子サイト上に存在する空格子点欠陥と結合させる必要がある。４００℃程度のアニール温度は、例えば、窒素−空格子点欠陥が形成されるときに、格子間窒素欠陥が結合してより高いアニール温度で維持され得る格子間−格子間二窒素または窒素−格子間欠陥が形成されるプロセスに比べ、格子間窒素および炭素欠陥を無くすためこのプロセスを実現するのに最適であると考えられる。即ち、４００℃程度の温度では、格子間窒素原子に関する主な損失メカニズムは、より安定な二窒素格子間および／または窒素−格子間欠陥を形成するのではなく、格子サイト上の空格子点と結合することと考えられる。２時間が、４００℃程度の温度で格子間窒素原子を除去しまたは著しく低減させるのに十分な時間と考えられるが、少なくとも４、６、または８時間のより長いアニール時間が、このことが事実であることを保証するのに望ましくなり得る。
格子間窒素および炭素欠陥が、前述のアニールステップによって除去（または少なくとも低減）されたら、７００〜９００℃の範囲の温度での第２のアニールステップを、少なくとも２時間（少なくとも、４、６、または８時間であってもよい。）行う。このステップは、空格子点を移行させて、格子サイト上に位置付けられた窒素原子と結合することによって、ＮＶ欠陥を形成させるものである。８００℃より非常に低い温度では、空格子点は、妥当な時間枠でＮＶ欠陥が形成されるよう十分に可動性ではないと考えられる。８００℃よりも著しく高い温度では、ダイヤモンド格子内のより多くの熱エネルギーは、孤立窒素欠陥の周りの歪み場が、ダイヤモンド格子内を移行する空格子点の主な損失メカニズムをもたらすのにもはや十分ではないことを意味すると考えられる。例えば、１２００℃では、非常に少ないＮＶ欠陥しか形成されず、一方、１４００℃よりも著しく高い温度では、格子サイト上に位置付けられた窒素原子が空格子点欠陥の存在下で可動性になり、これも望ましくないものである。２時間は、８００℃近傍の温度で移行および捕獲メカニズムを介して著しい数の空格子点をＮＶ欠陥に転換するのに十分な時間と考えられるが、有意な濃度の空格子点欠陥が２時間のアニール後に残されることを示唆するいくつかの証拠がある。したがって、８００℃近傍の温度での、少なくとも３時間、４時間、５時間、６時間、８時間、または１０時間の、より長いアニール時間は、有意の濃度の残留空格子点欠陥がダイヤモンド格子内に存在したままにならないことを確実にするのに望ましいと考えられる。
最後に、８００℃でのＮＶ欠陥の形成に加え、この温度での孤立空格子点に関するその他の主な損失メカニズムは、複空格子点欠陥を形成することと考えられる。複空格子点欠陥を、１１５０℃よりも高い温度でアニールアウトし、したがって第３のアニールステップは、複空格子点欠陥を除去するために、１１５０℃よりも高い温度で少なくとも２時間（少なくとも４、６、または８時間であってもよい。）行われる。さらに、固有のｓｐ2炭素型欠陥および水素は、１２００℃近傍で移行し始めまたはアニールアウトすると考えられる。したがって、少なくとも１２００℃、１３００℃、または１３５０℃の、より高い温度で、第３のアニールステップを行うことが有利となり得る。既に示したように、１４００℃よりも著しく高い温度では、格子サイト上に位置付けられた窒素原子が、空格子点欠陥の存在下で可動性になると考えられ、したがって第３のアニールステップは、確実に１４００℃を著しく超えないようにすることが有利になり得ると見なされるが、非常に少ない空格子点しか存在しないように、したがって窒素原子がそれほど可動性ではなくなるように、第２のアニールステップが十分長い時間にわたって行われる場合には、最高１５５０℃の温度の使用を可能にすることができる。したがって第３のアニールステップは、少なくとも１２００℃、１３００℃、もしくは１３５０℃の温度で、かつ／または１５００℃、１４５０℃、もしくは１４００℃以下の温度で行ってもよい。２時間は、複空格子点、水素、および固有のｓｐ2炭素欠陥を除去しまたは著しく低減させるのに十分な時間と考えられるが、有意な濃度の残留複空格子点欠陥、水素、およびｓｐ2炭素欠陥が確実にダイヤモンド格子内に存在したままにならないようにするために、少なくとも３時間、４時間、６時間、または８時間の、より長いアニール時間が望まれてもよい。
上記に関連して、高アニール温度は、ダイヤモンド材料の黒鉛化をもたらす可能性があることに留意すべきである。したがって高温アニールステップは、黒鉛化を防止するために、不活性雰囲気中および／またはダイヤモンド安定化圧力下で行ってもよい。さらに、多段階アニールプロセスを行った後、合成ダイヤモンド材料は、有利には酸で清浄化され、次いで酸素プラズマで灰化されまたは酸素中でアニールされて、残留黒鉛を全て除去する。
したがって上述の方法は、表面加工技法により引き起こされる結晶格子への損傷も回避しながら、不純物の形が管理されるように、結晶格子と組み合わせることができる。
したがって上述の方法は、表面加工技法により引き起こされる結晶格子への損傷も回避しながら、不純物の形が管理されるように、結晶格子と組み合わせることができる。
図１Ｆに示される方法の最終ステップとして、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層４の成長状態の成長面６を、選択された領域だけに加工して、前記表面の１つまたは複数の領域を成長状態の形態で保持しながら、デバイス構造をその中に形成することができる。ナノ磁気測定に適切な例示的構造を、図１の最終ステップに示す。構成要素は、突出部１４が構成要素の本体から延びて感知チップを形成している、高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料４で形成される。感知チップの末端は、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料６の、低表面粗さの成長状態の成長面で形成された、感知表面を提供する。１つまたは複数のＮＶ-欠陥１２は、感知チップ１４において、感知表面６に近接した領域内に位置付けられる。
代替の方法は、単結晶ダイヤモンド基板を、デバイス表面構造を含めた所望の幾何形状に製作し、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の層と共に表面構造を過剰成長させ、次いで窒素を単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の成長状態の層内に注入し、前述のようにアニールすることである。即ち、ダイヤモンド成長、窒素注入、およびアニールの後にデバイス構造を形成するのではなく、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層は、その中にデバイス構造が既に形成されている単結晶ダイヤモンド基板上に成長させてもよい。この場合、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の薄層の露出面が、単結晶ダイヤモンド基板に形成された、下に在るデバイス構造の形態を保持するように、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の薄層のみを成長させてもよい。
したがって前述の方法は、低表面粗さ、低表面損傷の成長状態のダイヤモンド表面近くに高純度単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料内で位置付けられたＮＶ-欠陥を含む、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素を製作することが可能であり、したがって、ナノ磁気測定またはその他同様のデバイス用、例えば広視野磁気測定およびＱＩＰデバイス用に、長いスピンコヒーレンス時間により定められた位置に、表面近傍ＮＶ-欠陥が提供される。
したがって、撮像、感知、または量子情報処理用の、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素であって：
表面の少なくとも一部が、成長状態の研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成される、前記表面と；
表面から１μｍ、５００ｎｍ、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以内に配置されている、ＮＶ-欠陥の層であり、前記ＮＶ-欠陥の層が、５００ｎｍ、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が、少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2、１０6ＮＶ-／ｃｍ2、１０7ＮＶ-／ｃｍ2、１０8ＮＶ-／ｃｍ2、１０9ＮＶ-／ｃｍ2、１０10ＮＶ-／ｃｍ2、１０11ＮＶ-／ｃｍ2、もしくは１０12ＮＶ-／ｃｍ2、および／または１０14ＮＶ-／ｃｍ2もしくは１０13ＮＶ-／ｃｍ2以下のＮＶ-欠陥の濃度を有する層と
を含む、構成要素が提供される。
したがって、撮像、感知、または量子情報処理用の、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素であって：
表面の少なくとも一部が、成長状態の研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成される、前記表面と；
表面から１μｍ、５００ｎｍ、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以内に配置されている、ＮＶ-欠陥の層であり、前記ＮＶ-欠陥の層が、５００ｎｍ、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が、少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2、１０6ＮＶ-／ｃｍ2、１０7ＮＶ-／ｃｍ2、１０8ＮＶ-／ｃｍ2、１０9ＮＶ-／ｃｍ2、１０10ＮＶ-／ｃｍ2、１０11ＮＶ-／ｃｍ2、もしくは１０12ＮＶ-／ｃｍ2、および／または１０14ＮＶ-／ｃｍ2もしくは１０13ＮＶ-／ｃｍ2以下のＮＶ-欠陥の濃度を有する層と
を含む、構成要素が提供される。
前記表面粗さＲaを有する、成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成された、構成要素の表面のその部分の面積は、少なくとも１００ｎｍ2、５００ｎｍ2、１μｍ2、２０μｍ2、２５μｍ2、１００μｍ2、２００μｍ2、４００μｍ2、９００μｍ2、２５００μｍ2、１０，０００μｍ2、０．２５ｍｍ2、または１ｍｍ2であってもよい。
単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有する層を含んでいてもよく、前記層は、ＮＶ-欠陥の層に対して、成長状態の表面から遠くに配置されている。
図１Ｆに示されるように、そのような構成要素は、突出部１４を含んでいてもよく、この突出部の最外表面６は、成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成されている。
上記定義は、表面近傍ＮＶ-層および裏面高純度層を含めた２つの全く異なる層を備えたダイヤモンド構成要素を明示するが、注入およびアニール後に高純度のままでもある、成長状態の表面のすぐ隣に接するダイヤモンド材料の非常に薄い領域にもなる。いくつかの構成では、この表面層は非常に薄くなり得るので、層の窒素含量の測定値を得るのが難しい。しかし、表面層が測定可能な場合、ＮＶ-欠陥の層に対して前面の近くに配置された層が、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有していてもよいと言うことができる。
単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有する層を含んでいてもよく、前記層は、ＮＶ-欠陥の層に対して、成長状態の表面から遠くに配置されている。
図１Ｆに示されるように、そのような構成要素は、突出部１４を含んでいてもよく、この突出部の最外表面６は、成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成されている。
上記定義は、表面近傍ＮＶ-層および裏面高純度層を含めた２つの全く異なる層を備えたダイヤモンド構成要素を明示するが、注入およびアニール後に高純度のままでもある、成長状態の表面のすぐ隣に接するダイヤモンド材料の非常に薄い領域にもなる。いくつかの構成では、この表面層は非常に薄くなり得るので、層の窒素含量の測定値を得るのが難しい。しかし、表面層が測定可能な場合、ＮＶ-欠陥の層に対して前面の近くに配置された層が、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有していてもよいと言うことができる。
構成要素の正面は、単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の成長状態の成長面から形成されるが、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素の裏面は、研磨されまたはエッチングされた単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を含むことになる。多くの量子感知および処理の適用例では、構成要素は薄い板の形をとることが有利である。例えば、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、３００μｍ、２００μｍ、１００μｍ、８０μｍ、もしくは６０μｍ以下の厚さ、および／または２ｎｍ、５ｎｍ、１０ｎｍ、１００ｎｍ、１μｍ、１０μｍ、２０μｍ、３０μｍ、もしくは４０μｍ以上の厚さを有していてもよい。さらに、多くの適用例では、構成要素は妥当な側方サイズを有することが有利である。例えば、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、少なくとも０．５ｍｍ、１ｍｍ、２ｍｍ、３ｍｍ、４ｍｍ、４．５ｍｍ、または５ｍｍの少なくとも１つの側方寸法を有していてもよい。
単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、ナノスケール寸法を有する構造フィーチャ、例えば、より大きい基板上でパターニングされた、ナノリング、ナノチャネル（例えば、微小流体）、ナノビーム、またはナノピラーを含んでいてもよい。ある適用例では、これらのフィーチャを、ダイヤモンド材料の別の層と共に過剰成長させてもよい。即ち、さらなる単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を、窒素注入後に成長状態の成長面上に成長させてもよい。したがって、単結晶ダイヤモンド材料の成長状態の表面は、最終的な単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素の外面を形成してもよく、または単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料の２層の間に単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素の内面を形成してもよいことが明らかにされよう。
本明細書に記述されるアニール技法と組み合わせた、低損傷の成長状態の表面近傍のＮＶ-欠陥の部位は、室温で少なくとも５０、６５、８５、１００、１５０、２００、４００、８００、または１０００μｓのスピンコヒーレンス時間Ｔ2を有する表面近傍ＮＶ-欠陥の形成をもたらすことができる。図２は、単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の研磨表面への注入により形成された表面近傍ＮＶ-欠陥のスピンコヒーレンス対本発明の実施形態による単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の成長状態の表面への注入により形成された表面近傍ＮＶ-欠陥のスピンコヒーレンスを示す。研磨表面への注入により形成されたＮＶ-欠陥に関するスピンコヒーレンス時間Ｔ2は、僅か１６．６μｓであるのに対し、低い粗さの低損傷成長状態の表面への注入により形成されたＮＶ-欠陥に関するスピンコヒーレンス時間Ｔ2は、６５．１μｓである。非常に長い表面近傍ＮＶ-スピンコヒーレンス時間が、この方法をさらに最適化することで実現されると予測される。例えば、ダイヤモンド格子内の13Ｃの濃度を低減させると、ダイヤモンド格子内に配置されたＮＶ-欠陥のＴ2時間が長くなることは、公知である。したがって、本発明のさらなる実施形態では、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素は、少なくともＮＶ-欠陥の層で１％、０．８％、０．６％、０．４％、０．２％、０．１％、０．０５％、または０．０１％以下の13Ｃ濃度を有する構成要素が得られるように、同位体精製された供給源ガスで製作されることになる。これは、表面近傍ＮＶ-欠陥のＴ2時間のさらなる増大をもたらすべきである。
上記に加え、滑らかな成長状態の表面への注入の使用と本明細書に記述されるアニール技法との組合せは、狭いゼロフォノン線幅の放出により表面近傍ＮＶ-欠陥の形成が可能になる。例えば、ＮＶ-欠陥は、１００ＭＨｚ、８０ＭＨｚ、６０ＭＨｚ、５０ＭＨｚ、または４０ＭＨｚ以下の、半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅を有していてもよい。
上記に加え、滑らかな成長状態の表面への注入の使用と本明細書に記述されるアニール技法との組合せは、狭いゼロフォノン線幅の放出により表面近傍ＮＶ-欠陥の形成が可能になる。例えば、ＮＶ-欠陥は、１００ＭＨｚ、８０ＭＨｚ、６０ＭＨｚ、５０ＭＨｚ、または４０ＭＨｚ以下の、半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅を有していてもよい。
この点に関し、不均一ゼロフォノン線幅は、瞬時ゼロフォノン線幅とは全く異なることに留意すべきである。経時的な放出線の拡がりは、不均一線の拡がりとして当技術分野で公知であり、経時的に測定された合計スペクトル線幅の全体は、不均一線幅として公知である。これは、単一走査線幅として知られている、特定の時期に測定された線幅と、対照的である。固有不均一ゼロフォノン線幅という用語は、光子キャビティの拡張およびスペクトルドリフトを相殺するシュタルクチューニングがない状態で、スピン欠陥の不均一ゼロフォノン線幅に関して言うのに本明細書では使用される。測定された半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅は、スペクトル走査回数で少なくとも１０、２０、３０、５０、７５、１００、５００、もしくは１０００秒にわたり、かつ／または少なくとも１０、２０、３０、５０、７５、１００、５００、もしくは１０００回にわたり、平均されてもよい。
本発明について、実施形態を参照しながら特に図示し記述してきたが、添付の特許請求の範囲により定義されるような本発明の範囲から逸脱することなく、形態および詳細に様々な変更を行ってもよいことが、当業者に理解されよう。
本発明は、以下の事項を含む。
［項目１］
単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素であって、
表面の少なくとも一部が、研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成されている、前記表面と、
ＮＶ-欠陥の層が、前記表面の１μｍ以内に配置されており、前記ＮＶ-欠陥の層が、５００ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が、少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2のＮＶ-欠陥の濃度を有している、前記ＮＶ-欠陥の層と
を備える、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目２］
前記表面粗さＲaが、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下である、
項目１に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目３］
前記表面粗さＲaを有する前記表面の部分が、少なくとも１００ｎｍ2、５００ｎｍ2、１μｍ2、２０μｍ2、２５μｍ2、１００μｍ2、２００μｍ2、４００μｍ2、９００μｍ2、２５００μｍ2、１０，０００μｍ2、０．２５ｍｍ2、または１ｍｍ2の面積を有する、
項目１または２に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目４］
前記表面が突出部を備え、前記突出部の最外表面は、成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成されている、
項目１から３までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目５］
前記ＮＶ-欠陥の層が、前記表面の５００ｎｍ、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以内に配置されている、
項目１から４までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目６］
前記ＮＶ-欠陥の層の厚さが、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以下である、
項目１から５までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目７］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥の濃度が、少なくとも１０6ＮＶ-／ｃｍ2、１０7ＮＶ-／ｃｍ2、１０8ＮＶ-／ｃｍ2、１０9ＮＶ-／ｃｍ2、１０10ＮＶ-／ｃｍ2、１０11ＮＶ-／ｃｍ2、または１０12Ｎ／ｃｍ2である、
項目１から６までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目８］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥の濃度が、１０14ＮＶ-／ｃｍ2または１０13ＮＶ-／ｃｍ2以下である、
項目１から７までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目９］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥が、室温で、少なくとも５０μｓ、６５μｓ、８５μｓ、１００μｓ、１５０μｓ、２００μｓ、４００μｓ、８００μｓ、または１０００μｓのスピンコヒーレンス時間Ｔ2を有する、
項目１から８までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１０］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥が、１００ＭＨｚ、８０ＭＨｚ、６０ＭＨｚ、５０ＭＨｚ、または４０ＭＨｚ以下の半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅を有する、
項目１から９までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１１］
前記半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅が、少なくとも１０、２０、３０、５０、７５、１００、５００、または１０００秒にわたり平均されている、
項目１０に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１２］
前記半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅が、スペクトル走査回数で少なくとも１０、２０、３０、５０、７５、１００、５００、または１０００回にわたり平均されている、項目１０または１１に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１３］
３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有する層をさらに備え、前記層は、前記ＮＶ-欠陥の層に対して前記表面から遠くに配置されている、
項目１から１２までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１４］
前記ＮＶ-欠陥の層に対して前記表面の近くに配置されている層が、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有する、
項目１から１３までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１５］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素の裏面が、研磨またはエッチングされた単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を含む、
項目１から１４までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１６］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、３００μｍ、２００μｍ、１００μｍ、８０μｍ、または６０μｍ以下の厚さを有する、
項目１から１５までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１７］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、２ｎｍ、５ｎｍ、１０ｎｍ、１００ｎｍ、１μｍ、１０μｍ、２０μｍ、３０μｍ、または４０μｍ以上の厚さを有する、
項目１から１６までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１８］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、少なくとも０．５ｍｍ、１ｍｍ、２ｍｍ、３ｍｍ、４ｍｍ、４．５ｍｍ、または５ｍｍの、少なくとも１つの側方寸法を有する、
項目１から１７までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１９］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、少なくとも前記ＮＶ-欠陥の層内で、１％、０．８％、０．６％、０．４％、０．２％、０．１％、０．０５％、または０．０１％以下の13Ｃ濃度を有する、
項目１から１８までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目２０］
成長状態の成長面を有する単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を成長させるステップであって、前記成長状態の成長面の少なくとも一部が、１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有しているステップと、
窒素を、前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面に、前記成長状態の成長面を研磨せずに、またエッチングもせずに注入するステップと、
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層をアニールして、前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点および／または窒素の欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥を形成させるステップと
を含む、項目１から１９までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素を製作する方法。
［項目２１］
選択された領域だけに前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面を加工して、前記表面の１つまたは複数の領域を成長状態の形態で保持しながら、その中にデバイス構造を形成するステップ
をさらに含む、項目２０に記載の方法。
［項目２２］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を、その中にデバイス構造が既に形成されている単結晶ダイヤモンド基板上に成長させる、
項目２０に記載の方法。
［項目２３］
さらなる単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を、窒素注入後の前記成長状態の成長面上に成長させるステップ
を含む、項目２０から２２までのいずれか１項に記載の方法。
本発明は、以下の事項を含む。
［項目１］
単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素であって、
表面の少なくとも一部が、研磨またはエッチングがなされておらずかつ１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有する成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成されている、前記表面と、
ＮＶ-欠陥の層が、前記表面の１μｍ以内に配置されており、前記ＮＶ-欠陥の層が、５００ｎｍ以下の厚さを有しており、前記ＮＶ-欠陥の層が、少なくとも１０5ＮＶ-／ｃｍ2のＮＶ-欠陥の濃度を有している、前記ＮＶ-欠陥の層と
を備える、単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目２］
前記表面粗さＲaが、８０ｎｍ、５０ｎｍ、２０ｎｍ、１０ｎｍ、５ｎｍ、２ｎｍ、１ｎｍ、または０．５ｎｍ以下である、
項目１に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目３］
前記表面粗さＲaを有する前記表面の部分が、少なくとも１００ｎｍ2、５００ｎｍ2、１μｍ2、２０μｍ2、２５μｍ2、１００μｍ2、２００μｍ2、４００μｍ2、９００μｍ2、２５００μｍ2、１０，０００μｍ2、０．２５ｍｍ2、または１ｍｍ2の面積を有する、
項目１または２に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目４］
前記表面が突出部を備え、前記突出部の最外表面は、成長状態の成長面単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料で形成されている、
項目１から３までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目５］
前記ＮＶ-欠陥の層が、前記表面の５００ｎｍ、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以内に配置されている、
項目１から４までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目６］
前記ＮＶ-欠陥の層の厚さが、２００ｎｍ、１００ｎｍ、５０ｎｍ、３０ｎｍ、１０ｎｍ、または５ｎｍ以下である、
項目１から５までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目７］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥の濃度が、少なくとも１０6ＮＶ-／ｃｍ2、１０7ＮＶ-／ｃｍ2、１０8ＮＶ-／ｃｍ2、１０9ＮＶ-／ｃｍ2、１０10ＮＶ-／ｃｍ2、１０11ＮＶ-／ｃｍ2、または１０12Ｎ／ｃｍ2である、
項目１から６までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目８］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥の濃度が、１０14ＮＶ-／ｃｍ2または１０13ＮＶ-／ｃｍ2以下である、
項目１から７までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目９］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥が、室温で、少なくとも５０μｓ、６５μｓ、８５μｓ、１００μｓ、１５０μｓ、２００μｓ、４００μｓ、８００μｓ、または１０００μｓのスピンコヒーレンス時間Ｔ2を有する、
項目１から８までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１０］
前記ＮＶ-欠陥の層内の、ＮＶ-欠陥が、１００ＭＨｚ、８０ＭＨｚ、６０ＭＨｚ、５０ＭＨｚ、または４０ＭＨｚ以下の半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅を有する、
項目１から９までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１１］
前記半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅が、少なくとも１０、２０、３０、５０、７５、１００、５００、または１０００秒にわたり平均されている、
項目１０に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１２］
前記半値全幅固有不均一ゼロフォノン線幅が、スペクトル走査回数で少なくとも１０、２０、３０、５０、７５、１００、５００、または１０００回にわたり平均されている、項目１０または１１に記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１３］
３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有する層をさらに備え、前記層は、前記ＮＶ-欠陥の層に対して前記表面から遠くに配置されている、
項目１から１２までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１４］
前記ＮＶ-欠陥の層に対して前記表面の近くに配置されている層が、３００ｐｐｂ、２００ｐｐｂ、１００ｐｐｂ、８０ｐｐｂ、６０ｐｐｂ、４０ｐｐｂ、２０ｐｐｂ、１０ｐｐｂ、５ｐｐｂ、または１ｐｐｂ以下の単一置換窒素濃度を有する、
項目１から１３までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１５］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素の裏面が、研磨またはエッチングされた単結晶ＣＶＤダイヤモンド材料を含む、
項目１から１４までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１６］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、３００μｍ、２００μｍ、１００μｍ、８０μｍ、または６０μｍ以下の厚さを有する、
項目１から１５までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１７］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、２ｎｍ、５ｎｍ、１０ｎｍ、１００ｎｍ、１μｍ、１０μｍ、２０μｍ、３０μｍ、または４０μｍ以上の厚さを有する、
項目１から１６までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１８］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、少なくとも０．５ｍｍ、１ｍｍ、２ｍｍ、３ｍｍ、４ｍｍ、４．５ｍｍ、または５ｍｍの、少なくとも１つの側方寸法を有する、
項目１から１７までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目１９］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素が、少なくとも前記ＮＶ-欠陥の層内で、１％、０．８％、０．６％、０．４％、０．２％、０．１％、０．０５％、または０．０１％以下の13Ｃ濃度を有する、
項目１から１８までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素。
［項目２０］
成長状態の成長面を有する単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を成長させるステップであって、前記成長状態の成長面の少なくとも一部が、１００ｎｍ以下の表面粗さＲaを有しているステップと、
窒素を、前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面に、前記成長状態の成長面を研磨せずに、またエッチングもせずに注入するステップと、
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層をアニールして、前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層内で空格子点および／または窒素の欠陥を移行させ、注入された窒素および空格子点欠陥から窒素−空格子点欠陥を形成させるステップと
を含む、項目１から１９までのいずれかに記載の単結晶ＣＶＤダイヤモンド構成要素を製作する方法。
［項目２１］
選択された領域だけに前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層の前記成長状態の成長面を加工して、前記表面の１つまたは複数の領域を成長状態の形態で保持しながら、その中にデバイス構造を形成するステップ
をさらに含む、項目２０に記載の方法。
［項目２２］
前記単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を、その中にデバイス構造が既に形成されている単結晶ダイヤモンド基板上に成長させる、
項目２０に記載の方法。
［項目２３］
さらなる単結晶ＣＶＤダイヤモンド層を、窒素注入後の前記成長状態の成長面上に成長させるステップ
を含む、項目２０から２２までのいずれか１項に記載の方法。
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- 明細書に記載された全ての発明。
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