JPH01123000A - Crystal reinforcing method and apparatus - Google Patents
Crystal reinforcing method and apparatusInfo
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
〈発明の背景〉
本発明は結晶の性質、ざらに詳しくは結晶、特にレーザ
用結晶の強化方法および装置に関する。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION BACKGROUND OF THE INVENTION The present invention relates to the properties of crystals, and more particularly to methods and apparatus for strengthening crystals, particularly laser crystals.
単結晶は、電子工業や光学工業におけるような様々な用
途に使用される。光学技術においては、単結晶はレーザ
媒体、レーザ増幅器、調波変換およびその他の用途に用
いられている。レーザ媒体単結晶の周知の例は、YAG
、ガドリニウム・ガリウム・ガーネツ1〜(GGG)、
ガドリニウム・スカンジウム・ガーネ°ツl〜(GSG
G)である。Single crystals are used in a variety of applications, such as in the electronic and optical industries. In optical technology, single crystals are used as laser media, laser amplifiers, harmonic conversion, and other applications. A well-known example of a laser medium single crystal is YAG
, Gadolinium Gallium Garnets 1~ (GGG),
Gadolinium Scandium Garnet (GSG)
G).
現在、レーザにおける研究の多くは、高平均出力レーザ
をさらに開発することである。そのようなレーザは、所
定のレーザパルスで高いエネルギーを有しなければなら
ないだけではなく、それらのパルスの高い繰返し数も有
していなければならない。これまでのところ、レーザ媒
体は主として2つの幾何学的形態のものであった。Currently, much of the research in lasers is to further develop high average power lasers. Such a laser must not only have high energy in a given laser pulse, but also a high repetition rate of those pulses. So far, laser media have mainly been of two geometries.
即ち、比較的小形用のロッドと比較的大形用のディスク
とである。ロッドは結晶質またはガラスであり、大形の
ものはガラスから作られた。That is, there are rods for relatively small sizes and disks for relatively large sizes. The rods were crystalline or glass, and the larger ones were made from glass.
その熱伝導率が低いために、ガラスはレーザ動作の間に
発生する熱を迅速に除去することはできない。また、大
抵の結晶は本来ガラスよりも強く、ざらに他の望ましい
分光学的性質をも有している。それ故に、結晶は新しい
レーザ媒体として好適な材料である。Due to its low thermal conductivity, glass cannot quickly remove the heat generated during laser operation. Most crystals are also inherently stronger than glasses and often have other desirable spectroscopic properties. Therefore, crystals are suitable materials as new laser media.
有害な光学的歪みを最小にして、冷却に使用できる表面
積を最大にするために、高平均用カッリッドステート・
レーザに対しては、スラブ型の幾何学的形態が旧来のロ
ッド型の幾何学的形態よりも優れている。スラブは大き
な表面積を有してレーザビーム中にない増幅器媒体の側
面から熱を取り去ると同時に、結晶質材料から成形する
ことができる。高平均出力のスラブレーザに対する現在
の設計は、第1図に示したような単結晶ガーネットで1
XlX10X20のオーダーの大きざを有する長方形ス
ラブの幾何学的形態を有する。High-average cool-state design to minimize harmful optical distortion and maximize surface area available for cooling.
For lasers, the slab geometry is superior to the traditional rod geometry. The slab has a large surface area to remove heat from sides of the amplifier medium that are not in the laser beam, and can be formed from crystalline material. Current designs for high-average-power slab lasers use single-crystal garnet as shown in Figure 1.
It has the geometry of a rectangular slab with dimensions of the order of XlX10X20.
高平均出力レーザに単結晶レーザ媒体を使用することに
よって、優れた品質のビームと高出力とを得ることがで
きる。出力についての基本的な制約は、熱伝導率ならび
に構成部品の強度である。高出力素子には、高い引張り
強度と構成部品の耐久性の良さとが必要である。従来技
術の大抵の大形ソリッドステート・レーザ媒体は通常ガ
ラス製であり、また比較的小形の構成部品はYAGある
いはガラスのロッドの幾何学的形態に作製された。強度
の問題がガラスレーリ゛媒体において起ってさた時に、
強度と耐摩耗性とを増す1つの方法が発見され、J、E
、HeriOn著“°高強度ソリッドステート・レーザ
材料の開発” 、UCRL−93160Abst、Su
mmaryに報告されて、Advances in L
a5er 5cience 、工1編集者W、C,St
awlleyおよびu、tapp、 Amer、In5
t、ofPhys、 Proceedings 、
14B、 pp 234−237(198B)で出版さ
れているように、ガラス基板上に圧縮性のイオンビーム
でスパッタリングされたフィルムが置かれるようになっ
た。圧縮性層技術を単結晶に広げようとする試みは、T
。By using single crystal laser media in high average power lasers, superior beam quality and high power can be obtained. The fundamental constraints on power output are thermal conductivity as well as component strength. High-power devices require high tensile strength and good durability of component parts. Most large solid-state laser media of the prior art were typically made of glass, and smaller components were fabricated in YAG or glass rod geometries. When strength problems arise in glass ray media,
A method of increasing strength and abrasion resistance has been discovered, published by J.E.
, HeriOn “°Development of high-intensity solid-state laser materials”, UCRL-93160Abst, Su
Advances in L
a5er 5science, Engineering 1 Editor W, C, St
awlley and u, tapp, Amer, In5
t,ofPhys,Proceedings,
14B, pp 234-237 (198B), compressive ion beam sputtered films have been deposited onto glass substrates. Attempts to extend compressible layer technology to single crystals
.
11ioki等著゛イオン・インプランテーションによ
るA立203の強化” 、Journal ofMat
erials 5cience Letters、
3. pp 1099−1101 (1984)に報告
されているように、イオン・ボンバードメントをこれま
で使用してきた。11 Ioki et al., “Strengthening of A-203 by Ion Implantation”, Journal of Mat
erials 5science Letters,
3. Ion bombardment has previously been used, as reported in pp 1099-1101 (1984).
新しい結晶質レーザ媒体は比較的高い平均出力で動作す
ることが期待されているので、レーザ媒体はこれまでよ
りも大きな作用応力の下に置かれる。これらの応力はス
ラブ中の温度勾配から起る。せん光電法あるいは他のボ
ンピング・エネルギーの吸収によって、スラブ全体の加
熱が起る。高速流体でスラブ表面を激しく冷却すること
によって、スラブ内の熱勾配を定常状態にする。熱勾配
によってスラブ表面に二軸引張り応力が起り、その大き
さは構成部品の強度に近づくかもしくは越えることが必
りうる。Since new crystalline laser media are expected to operate at relatively high average powers, the laser media will be under greater applied stress than ever before. These stresses result from temperature gradients within the slab. Absorption of photovoltaic or other bombing energy causes heating of the entire slab. By intensely cooling the slab surface with high-speed fluid, the thermal gradient within the slab is brought to a steady state. Thermal gradients create biaxial tensile stresses on the slab surface, the magnitude of which can necessarily approach or exceed the strength of the component.
それ故に、単結晶レーザ媒体を強化することによって、
より高い平均出力を1qることかできる。これまで強化
への1つのアプローチは、表面下(subsurfac
e)の損傷を除去すること、あるいは最小にすることで
あった。これまで表面下の損傷は、酸によるエツチング
方法、および研削や研磨の製造工程で人伝の材料を除去
することによって除かれることが示されてきた。この方
法は、J、 E、 HeriOn、 “ソリッドステ
ート・レーザ材料の強化” 、Appl、 Phys、
Lett、、 47 。Therefore, by strengthening the single crystal laser medium,
It is possible to achieve 1q higher average output. Until now, one approach to reinforcement has been to
e) to eliminate or minimize the damage. In the past, it has been shown that subsurface damage can be removed by acid etching methods, as well as by grinding and polishing manufacturing steps to remove residual material. This method is described in J. E., HeriOn, “Strengthening of Solid-State Laser Materials”, Appl. Phys.
Lett, 47.
pl) 694−696 (1985)に報告され、
結晶強度を15倍も高めるのに確実に役立っている。し
かしながら、この方法を十分に実施することはこれまで
困難であったが、それはレーザの取扱い、取り付けおよ
び使用の全工程に亘って、初期の表面を保持することが
できなかったからである。pl) 694-696 (1985),
It definitely helps increase the crystal strength by 15 times. However, this method has hitherto been difficult to implement satisfactorily because it has not been possible to preserve the initial surface throughout the handling, installation, and use of the laser.
それ故に、単結晶レーザ媒体の強化に対して、長く続い
た、満たされないニーズがある。もしこのニーズが満た
されれば、平均出力のかなり高いレーザが可能となる。Therefore, there is a long-standing, unmet need for enhancement of single crystal laser media. If this need is met, lasers with significantly higher average powers are possible.
〈発明の要約〉
従って、本発明の1つの目的は、結晶を強化する方法と
装置を提供することである。SUMMARY OF THE INVENTION Accordingly, one object of the present invention is to provide a method and apparatus for strengthening crystals.
本発明のざらにもう1つの目的は、レーザ媒体に有用と
なるように結晶を強化する方法と装置を提供することで
ある。Yet another object of the present invention is to provide a method and apparatus for strengthening crystals to make them useful in laser media.
本発明のざらに別な目的は、強化したレーザ媒体の耐久
性を高めて、使用中にこの媒体が強化されたままの状態
を維持できるようにすることである。It is a further object of the present invention to increase the durability of a reinforced laser medium so that it remains hardened during use.
上記の目的は本発明によれば、強化すべき単結晶の表面
に単結晶エピタキシャル層を適用し、その際のエピタキ
シャル層の材料を選択して表面を圧縮力の下におくよう
にする方法によって達成される。The above object is achieved according to the invention by applying a monocrystalline epitaxial layer to the surface of the single crystal to be strengthened, by selecting the material of the epitaxial layer in such a way that the surface is under compressive force. achieved.
現在、エピタキシャル層はバブル・メモリ(bubbl
e memory )用および陰極線管用の結晶に適用
されている。歪みのない層がこれらの用途には好ましい
が、本発明では、意図的に大きい歪みをもつエピタキシ
ャル層を使用し、特に圧縮力を誘起せしめて結晶を強化
するのである。Currently, epitaxial layers are
It is applied to crystals for e memory) and cathode ray tubes. Although unstrained layers are preferred for these applications, the present invention uses intentionally highly strained epitaxial layers to specifically induce compressive forces and strengthen the crystal.
〈好ましい実IM態様の説明〉
本発明によって1つの結晶を圧縮状態に置くためにその
結晶の表面上に成長さ−せる1つの結晶質材料を選択す
る場合には、これら結晶の格子面間隔の相対的な大きざ
の不整合を使用する。<Description of Preferred Practical IM Embodiments> When a crystalline material is selected to be grown on the surface of a crystal in order to place the crystal in a compressed state according to the present invention, the lattice spacing of these crystals is Use relative size mismatch.
基本的な必要条件は、エピタキシャル結晶材料の格子面
間隔が、強化されるべき基板結晶の格子面間隔より僅か
に大きいことである。このことを達成するための1つの
好適な方法は、置換されない結晶におけるよりも大きな
格子面間隔を有するドープ剤で、エピタキシャル材料を
ドープすることである。その伯の点ではエピタキシャル
材料は、基板と同じかあるいは類似の材料とすることが
できる。基板表面上の歪みは、0、01%ないし0.3
%の範囲が最もよく、約0.1%が最適であることがわ
かった。歪みは、対応するエピタキシャル層の特性的長
さから基板の特性的長さを差引いて、基板の特性的長さ
で割ったものとして定義される。特性的長さは平均結晶
格子面間隔とすることができる。The basic requirement is that the lattice spacing of the epitaxial crystal material is slightly larger than the lattice spacing of the substrate crystal to be strengthened. One preferred way to accomplish this is to dope the epitaxial material with a dopant that has a larger lattice spacing than in the unsubstituted crystal. The epitaxial material can be the same or similar material in that regard to the substrate. The strain on the substrate surface is between 0.01% and 0.3%.
% range was found to be best, with approximately 0.1% being optimal. Strain is defined as the characteristic length of the corresponding epitaxial layer minus the characteristic length of the substrate divided by the characteristic length of the substrate. The characteristic length can be the average crystal lattice spacing.
以下は本発明によって成長させて、本発明の詳細な説明
するために使用したエピタキシャル層の記述である。基
板は直径1インチ、厚さ0、020インチとして製造し
た111配向のGGGウェー八でへ両面に表面上損傷を
少なくする研磨と最終的なコロイドシリカ研磨とを施し
たものである。これらは、電子工業において、バブル・
メモリ・デバイス用の鉄ガーネットのエピタキシャル成
長に使用されるものと同じタイプの基板であった。これ
らのウェーハは、112と110の方向に小さな配向フ
ラットを有し、中央の80%の領域に亘って5未満のデ
ィスロケーション、中央の80%の領域に亘って’Ic
I2当り2未満の欠陥、中央の80%の領域に亘って緑
色光(546nm )を使用した場合に6フリンジ以上
の平面度、および直径を横切って0.0015インチ未
満のテーパを有するものと規格された。The following is a description of epitaxial layers grown in accordance with the present invention and used to provide a detailed description of the present invention. The substrate was a 111-oriented GGG wafer fabricated with a diameter of 1 inch and a thickness of 0.020 inches, and both surfaces were polished to reduce surface damage and a final colloidal silica polish was applied. These are bubbles and bubbles in the electronics industry.
It was the same type of substrate used for epitaxial growth of iron garnet for memory devices. These wafers have small orientation flats in the 112 and 110 directions, less than 5 dislocations over the central 80% area, and 'Ic over the central 80% area.
Specified as having less than 2 defects per I2, a flatness of 6 or more fringes using green light (546 nm) over the central 80% area, and a taper of less than 0.0015 inch across the diameter. It was done.
これまでのところ試験はこれらの基板について行なって
きたが、この応用はレーザ媒体のスラブ表面に対しても
同様に実施できる。Although tests have so far been performed on these substrates, this application can be performed on slab surfaces of laser media as well.
エピタキシャル成長は、クラス10oクリーンフードの
中で実施した。基板はマイルドなアルカリ清浄溶液で十
分に清浄にし、ロ凭イオン水で水洗してから成長させた
。水平に保持した基板を回転させる( 20Orpm
)等温浸)責技法を用いて、過冷した酸化鉛フラックス
(第1表参照)を液相エピタキシャル成長に使用した。Epitaxial growth was performed in a class 10o clean hood. The substrate was thoroughly cleaned with a mild alkaline cleaning solution and rinsed with ionized water before growth. Rotate the board held horizontally (20Orpm)
A supercooled lead oxide flux (see Table 1) was used for liquid phase epitaxial growth using a ) isothermal immersion technique.
この周知の技法についてざらに詳しくは、Il、J、
Lcvinstcin等著、Appl、Phys、 L
ett、、 19 、 486 (1971)を参照さ
れたい。For more details on this well-known technique, see Il, J.
Lcvinstcin et al., Appl, Phys, L
ett, 19, 486 (1971).
圧縮性表面応力を誘起するために、ネオジム置換GGG
を純GGG基板上に成長させた。ネオジムはガドリニウ
ムよりも大きなイオン半径を有しているので、ガーネッ
ト中のGdの位置にNdを導入することによって、より
大きな格子常数を与えることになる。895℃の成長温
度に対して15℃だけ適冷した場合に、融解組成物(第
1表)によって、毎分約1ミクロンの成長速度を得るこ
とができた。はぼ同じ厚さの層を、基板の各面の上に成
長させる。これらの条件の下でのエピタキシャル成長に
よって、エピタキシャル層と基板との間に約061%の
歪みの不整合がもたらされ、応力的200)iPaの希
望する高い圧縮性表面を与えた。Neodymium-substituted GGG to induce compressive surface stress
was grown on a pure GGG substrate. Since neodymium has a larger ionic radius than gadolinium, introducing Nd at the position of Gd in garnet gives it a larger lattice constant. With the molten composition (Table 1), a growth rate of about 1 micron per minute could be obtained when cooled by 15°C relative to the growth temperature of 895°C. A layer of approximately equal thickness is grown on each side of the substrate. Epitaxial growth under these conditions resulted in a strain mismatch of approximately 0.061% between the epitaxial layer and the substrate, giving the desired highly compressible surface of the stressed 200) iPa.
厚さと歪みとの特性表示は、以下のように与えられる。The characterization of thickness and strain is given as follows.
層の厚さは、成長俊の重量増加によって、等しい厚さの
層が基板の各面上に成長したと仮定し、7.06& o
/ccの密度を使用して決定した。バルブ・メモリ層に
ついての経験から、面間の厚さの変動は最小(約5%)
であることが示された。基板と層の格子常数の測定を、
BOnd回折計(W、 L、 Bond著、 ACta
cryst、 13゜814 (1960) : A
31 、 698 (1975) )によって行なった
。CuKサブアルファ放射線を使用して、(888)反
射を励起させ、基板の回折パターンをエピタキシャル層
のパターンの上に重ねた。回折測定は成長中に誘起され
た歪みによって影響されるので、これらの測定された格
子常数は、次式を使用して歪みに対して補正された:こ
こで(da/a)は歪まなかった不適合、(ds/S’
)は測定された不適合、そしてポアソン比Vは、ガリウ
ム・ガーネットに対する典型的な値である0130であ
るものとする。The thickness of the layer is 7.06°, assuming that an equal thickness layer is grown on each side of the substrate due to the weight increase of the growth layer.
Determined using a density of /cc. Experience with valve memory layers shows that the thickness variation from side to side is minimal (approximately 5%)
It was shown that Measurement of lattice constants of substrates and layers,
BOnd diffractometer (W, L, Bond, ACta
crystal, 13°814 (1960): A
31, 698 (1975)). CuK sub-alpha radiation was used to excite the (888) reflection and the diffraction pattern of the substrate was superimposed on the pattern of the epitaxial layer. Since diffraction measurements are affected by strain induced during growth, these measured lattice constants were corrected for strain using the following equation: where (da/a) was undistorted Nonconformance, (ds/S'
) is the measured mismatch and the Poisson's ratio V is assumed to be 0130, a typical value for gallium garnet.
底面に沿って等双軸張力(equ−biaxialte
nsion )を与えるボール−オン・ディスク−オン
・3−ボール・ジグ内で基板を破壊した。Equi-biaxial tension along the bottom surface
The substrates were destroyed in a ball-on-disk-on three-ball jig giving a 3-ball jig.
対照試料として、同じ研磨ロットからの未処理の試験片
も破壊した。この破壊ジグに対しては、J、B、Wac
htman、 Jr、等著、“セラミック基板の双軸曲
げ試験” 、J、Of HaterialS、 7.
Dp188−194 (1972)により与えられ
た関係によって、応力は荷重に関係づけられる。試料は
すべて0.1mm/minの負荷速度で破壊した。As a control sample, an untreated specimen from the same polishing lot was also destroyed. For this destruction jig, J, B, Wac
Htman, Jr. et al., “Biaxial Bending Test of Ceramic Substrates”, J. Of HaterialS, 7.
Stress is related to load by the relationship given by Dp 188-194 (1972). All samples were broken at a loading rate of 0.1 mm/min.
エピタキシャル層の耐摩耗性および使用中のきずの発生
を評価するために、2種類の技法を使用した。不注意な
清浄化や取扱いによる損傷は、エチレングリコールで布
パッド上につけた6ミクロンのダイヤモンド・ペースト
を使って、基板を摩耗することによってモデル化した。Two techniques were used to evaluate the wear resistance and in-use flaw development of the epitaxial layer. Damage due to careless cleaning or handling was modeled by abrading the substrate using 6 micron diamond paste applied on a cloth pad with ethylene glycol.
この処理のための各試料をそれぞれパッド上に起き、1
KCIの質量を荷重し、パッドを環(半径6cm)に沿
って10回転引回した。次に試料をエチルアルコールで
十分に洗浄した。この処理は、レーザ構成部品の特に不
注意な清浄化によって、おるいは冷却材中の粒子による
摩耗によって生ずる損傷をモデル化している。Each sample for this treatment was placed on a pad and
A mass of KCI was loaded and the pad was routed 10 times along the ring (6 cm radius). The sample was then thoroughly washed with ethyl alcohol. This process models damage caused by particularly careless cleaning of laser components or by wear due to particles in the coolant.
第2のモデル摩耗技法が開発されたもう1つの領域は、
レーザ動作から通常起る損傷のシミュレーションである
。スラブ表面上の汚れは、時には十分な光を吸収して汚
れが爆発的に蒸発し、小さな表面の孔を生ずることがあ
ることが分った。この型の損傷をモデル化するために、
2N荷重におけるビッカース微小硬さ圧こんを使用する
が、この荷重は、圧こんの角から放射状のクラックを発
生して、試料に損傷の孔と同じような表面欠陥を生じさ
せるに必要な荷重を上廻っている。試験では、基板をそ
の中心に2N荷重の1個の圧こんでくぼませ、張力の下
でそのくぼまVた面で破壊させた。Another area where second model wear techniques have been developed is
This is a simulation of damage that typically occurs from laser operation. It has been found that dirt on the slab surface sometimes absorbs enough light that the dirt evaporates explosively, creating small surface pores. To model this type of damage,
A Vickers microhardness indentation at a 2N load is used, which is sufficient to generate radial cracks from the corners of the indentation and cause surface defects similar to damage holes in the specimen. It's going up. In the test, the substrate was indented in its center with a single indentation with a 2N load, and the indentation was caused to fail under tension on the curved surface.
上記の試験の結果は、第2表および第3表に示しである
。エピタキシャルフィルムの厚さとそれらの圧縮応力測
定結果は、第2表に示して必る。破壊試験の結果は第3
表に示してあり、また第2図にグラフで示しである。十
分研磨した裸の基板は、非常に強いことが分った(平均
強度=3010HPa ’)。このことは多分、良品質
のバブル・メモリ基板にディスロケーションのない、エ
ピタキシャル層を成長させるため、十分に低い表面上損
傷を与えるに必要な進歩した研磨工程の特徴が影響して
いる。高歪みエピタキシャル層の成長によって、基板の
強さは2040)IPaに低下した。層中の圧縮応力に
よって誘起されるエピタキシャル層/基板界面直下の増
大された張力は、この強度の減少の原因となっている。The results of the above tests are shown in Tables 2 and 3. The thickness of the epitaxial films and their compressive stress measurement results are shown in Table 2. The results of the destructive test are the third
It is shown in the table and graphically in FIG. The well-polished bare substrate was found to be very strong (average strength = 3010 HPa'). This is likely due to the characteristics of the advanced polishing process required to produce a sufficiently low surface damage to grow a dislocation-free epitaxial layer on a good quality bubble memory substrate. Growth of the highly strained epitaxial layer reduced the strength of the substrate to 2040) IPa. Increased tension just below the epitaxial layer/substrate interface, induced by compressive stress in the layer, is responsible for this strength reduction.
しかしながら注目すべきことは、この強度の値(204
0HPa )は、現在の設計においてレーザ媒体に要求
される強度よりも、約5倍大きいということである。However, it is noteworthy that this intensity value (204
0 HPa) is approximately five times greater than the strength required for the laser medium in current designs.
摩耗に対する第3表の結果は、本発明の長所を明瞭に示
している。6ミクロン・ダイヤモンドによる摩耗と2N
荷重でのビッカース微小硬さダイヤモンド圧子による押
込みは、エピタキシャル層基板の強度を実質的に低下さ
せなかった。裸の基板は摩耗処理によって強度が低下し
、現在のレーザ設計では使用できないようなレベルにな
った。The results in Table 3 for wear clearly demonstrate the advantages of the present invention. Wear due to 6 micron diamond and 2N
Indentation with a Vickers microhardness diamond indenter under load did not substantially reduce the strength of the epitaxial layer substrate. The abrasion process weakens the bare substrate to a point where it cannot be used with current laser designs.
以下に、第1表のGGG強化用エピタキシャル層析出の
結果である。Below are the results of epitaxial layer deposition for GGG reinforcement shown in Table 1.
第1表
(Nd、Gd)3Ga5o12Fa解物の組成酸化物
重 !(g) モ ル モル分率P
bO466,2002,088g 0.89
83B2039.322 0.1339
0.0576Ga20313.296 0.0
709 0.0305Gd2038.000
0.221 0.0095Nd2033
.182 0.0095 0.0041
合 計 500.000 2.325
2 1.0000(成長温度は895℃であ
った。しかしながら、これらの特定のフィルムの成長は
、815ないし915℃の範囲に亘って起ることができ
る。〉
第2表
Gd3Ga5O12上の(Nd、Gd)3Ga50,2
の圧縮層の性質1 1.24099 1.23979
39.7 5.3 0.1132 +、24
099 1.23979 33.9 4.5
0.1133 L24099 1.23979
31.7 4.2 0.1134 1.24099
1.23979 43.7 5.8 0.1
135 +、24109 1.23985 42
.6 5.7 0.1176 1.24109
1.23985 37.6 5.0 G、11
77 1.24+09 1.23985 33.2
4.4 0.+178 +、24120 1
.23991 49.3 6.6 0.1229
+、24120 1.23991 43.4
5.8 0.12210 124131 1.2
3997 35.9 4.4 0.12711
1.24077 1.23968 463 3
9.6 0.10312 1.24067 1.2
3962 334 28.!I O,099
131,240451,2395023,03,10,
0891/I 1.24099 1.23980
42.8 5.7 0.11315 1.240
24 1.23939 28.9 3.9 0
.08016 1.24067 1.23962
32.5 4.3 0.09917 12397+
1.239N 37.1 4.9 0.
061a、W4の厚さは、7.068g/―の密度から
計算。格子常数に対する歪みの補正は、0.30のポア
ソン比に基づいて行なった。Table 1 Composition of (Nd, Gd)3Ga5o12Fa solution Oxide
Heavy! (g) mole mole fraction P
bO466,2002,088g 0.89
83B2039.322 0.1339
0.0576Ga20313.296 0.0
709 0.0305Gd2038.000
0.221 0.0095Nd2033
.. 182 0.0095 0.0041
Total 500.000 2.325
2 1.0000 (The growth temperature was 895°C. However, the growth of these particular films can occur over a range of 815 to 915°C.) Table 2 (Nd, Nd on Gd3Ga5O12) Gd)3Ga50,2
Properties of compressed layer 1 1.24099 1.23979
39.7 5.3 0.1132 +, 24
099 1.23979 33.9 4.5
0.1133 L24099 1.23979
31.7 4.2 0.1134 1.24099
1.23979 43.7 5.8 0.1
135 +, 24109 1.23985 42
.. 6 5.7 0.1176 1.24109
1.23985 37.6 5.0 G, 11
77 1.24+09 1.23985 33.2
4.4 0. +178 +, 24120 1
.. 23991 49.3 6.6 0.1229
+, 24120 1.23991 43.4
5.8 0.12210 124131 1.2
3997 35.9 4.4 0.12711
1.24077 1.23968 463 3
9.6 0.10312 1.24067 1.2
3962 334 28. ! IO,099
131,240451,2395023,03,10,
0891/I 1.24099 1.23980
42.8 5.7 0.11315 1.240
24 1.23939 28.9 3.9 0
.. 08016 1.24067 1.23962
32.5 4.3 0.09917 12397+
1.239N 37.1 4.9 0.
The thickness of 061a and W4 is calculated from the density of 7.068g/-. Correction of distortion to the lattice constant was performed based on Poisson's ratio of 0.30.
bJにはd当り102個の三角形の欠陥がある。bJ has 102 triangular defects per d.
C1FIJには欠陥が見えない。No defects are visible in C1FIJ.
d、これらの層は、6ミクロン・ダイヤモンドで摩耗し
た基板上に成長させた。#14に対するものを除いて、
回折ピークはすべて非常に広がりがあるので、“小面(
raceted) ”成長であることを示している。d. These layers were grown on a 6 micron diamond worn substrate. Except for #14,
The diffraction peaks are all very broad, resulting in “facets” (
raced) ” indicates growth.
層はまた小面成長層の霜白状外観を示していた。これは
基板を6ミクロン・ダイヤモンドで摩耗した結果である
に違いない。なぜならば、これらの層の中で成長した歪
みは、自発的な小面成長をするには低すぎる上に、標準
的な高度に研磨した基板上の試験層は、小面成長を示さ
なかったからである。The layer also showed a frosty white appearance of a facet growth layer. This must be the result of abrasion of the substrate with 6 micron diamond. This is because the strains grown in these layers are too low for spontaneous facet growth, and the test layers on standard highly polished substrates showed no facet growth. It is.
第3表
基板の強度
研 磨 なし なし なし
6 3010研 W!5 0.1
なし 6 204G研 磨
なし なし 6ミクロン摩耗 2560
研 @ 50.16ミクロン摩粍 2
1745研 磨 なし なし
2N押込み 2157研 @ 5
0.1 2N押込み 2 161
06ミクロン研磨 なし なし なし
43106ミクロン研9 5 0.
1 なし 43906ミクロン研磨
なし なし 2N押込み 1102
6ミクロン研磨 5 0.1 2N押込
み 1171第4表
(Ca、Sn、Y) 3Ga501.、(D組成酸化物
モル分率 モ ル グラムPb
OO,807g2 2.58847 57
7.71811Ga OO,042850,1373
225,73885SnO20,004290,013
732,06926Ca OO,004290,013
73−0,77009B i OO,134640,
43141201,01947合 計
3.20427668 811.74
551013(925℃で成長速度が約111/min
であって、GGG上に0.1%歪みの厨が生じるように
計画した。成長は905ないし945℃の範囲で起るこ
とができる。)
第5表
(Y3 (Sc、A皇)501□の組成酸化物 モ
ル分率 モ ル グラムPbOO,9
02822,15423480,80200Ai203
0.01703 0.04065 4.144
37SC2030,000430,001G2 0
.14014B2030.07524 0.179
52 12.49820合 計
2.38611000 500.00
000000(1070℃で成長速度が約1.5ミクロ
ン/winであって、YAG上に0.1%歪みの層が生
じるように計画した。成長は1050ないし1090℃
の範囲で起ることができる。)Table 3 Strength polishing of substrate None None None
6 3010 Lab W! 5 0.1
None 6 204G polishing
None None 6 micron wear 2560
Polish @ 50.16 micron polish 2
1745 Polishing None None
2N push 2157 grind @ 5
0.1 2N push 2 161
06 micron polishing None None None
43106 Micron Lab 9 5 0.
1 None 43906 micron polishing None None 2N indentation 1102
6 micron polishing 5 0.1 2N indentation 1171 Table 4 (Ca, Sn, Y) 3Ga501. , (D composition oxide mole fraction mole grams Pb
OO,807g2 2.58847 57
7.71811Ga OO,042850,1373
225,73885SnO20,004290,013
732,06926Ca OO,004290,013
73-0,77009B i OO,134640,
43141201,01947 total
3.20427668 811.74
551013 (growth rate is approximately 111/min at 925°C
It was planned that a strain of 0.1% strain would be generated on GGG. Growth can occur at temperatures ranging from 905 to 945°C. ) Table 5 (Composition oxide of Y3 (Sc, A Emperor) 501□ Mole fraction Mol Gram PbOO,9
02822,15423480,80200Ai203
0.01703 0.04065 4.144
37SC2030,000430,001G2 0
.. 14014B2030.07524 0.179
52 12.49820 total
2.38611000 500.00
000000 (planned to have a growth rate of about 1.5 microns/win at 1070°C and to produce a layer with 0.1% strain on YAG. Growth was performed at 1050 to 1090°C.
can occur within a range of )
第1図は“ジグザグ″スラブ増幅器の幾何学的形態の説
明図であって、そこではスラブは大きな表面を通してポ
ンプされ、抽出ビームは全反射によってスラブをジグザ
グに通る。
第2図は、抑圧的なエピタキシャル層を備えた、または
備えないGGG基板の強度を、表面摩耗処理の関数とし
て示したグラフである。FIG. 1 is an illustration of a "zigzag" slab amplifier geometry, where the slab is pumped through a large surface and the extracted beam zigzags through the slab by total internal reflection. FIG. 2 is a graph showing the strength of GGG substrates with and without a suppressive epitaxial layer as a function of surface abrasion treatment.
Claims (1)
.01ないし0.3%の歪みを生ずるエピタキシャル層
材料を選び、該エピタキシャル層を該結晶に適用するこ
とからなる結晶の強化方法。 2、生成される歪みが実質的に0.1%である特許請求
の範囲第1項による方法。 3、結晶がYAGである特許請求の範囲第1項による方
法。 4、結晶がGGGである特許請求の範囲第1項による方
法。 5、結晶がGSGGである特許請求の範囲第1項による
方法。 6、エピタキシャル層が酸化鉛フラックス中で適用され
る特許請求の範囲第1項による方法。 7、エピタキシャル層が分子ビームによつて適用される
特許請求の範囲第1項による方法。 8、表面を有する結晶と、該結晶を0.01ないし0.
5%の歪みの状態に置くように選んだエピタキシャル層
材料により形成された該表面上のエピタキシャル層結晶
とからなる結晶の強化装置。 9、歪みが本質的に0.1%である特許請求の範囲第8
項による装置。[Claims] 1. When a crystal to be strengthened is prepared and applied to the crystal, 0
.. A method of strengthening a crystal comprising selecting an epitaxial layer material that produces a strain of between 0.01 and 0.3% and applying said epitaxial layer to said crystal. 2. A method according to claim 1, wherein the distortion produced is substantially 0.1%. 3. The method according to claim 1, wherein the crystal is YAG. 4. The method according to claim 1, wherein the crystal is GGG. 5. The method according to claim 1, wherein the crystal is GSGG. 6. A method according to claim 1, wherein the epitaxial layer is applied in a lead oxide flux. 7. A method according to claim 1, in which the epitaxial layer is applied by means of a molecular beam. 8. A crystal having a surface, and the crystal having a surface of 0.01 to 0.
A crystal strengthening device comprising an epitaxial layer crystal on the surface formed of an epitaxial layer material selected to be placed in a state of 5% strain. 9. Claim 8 wherein the strain is essentially 0.1%
Device according to section.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US06/927,993 USH557H (en) | 1986-11-07 | 1986-11-07 | Epitaxial strengthening of crystals |
US927993 | 2001-08-10 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01123000A true JPH01123000A (en) | 1989-05-16 |
Family
ID=25455558
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62280265A Pending JPH01123000A (en) | 1986-11-07 | 1987-11-05 | Crystal reinforcing method and apparatus |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | USH557H (en) |
JP (1) | JPH01123000A (en) |
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FR (1) | FR2607833A1 (en) |
GB (1) | GB2198056B (en) |
IT (1) | IT1223082B (en) |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5573862A (en) * | 1992-04-13 | 1996-11-12 | Alliedsignal Inc. | Single crystal oxide turbine blades |
DE4401626A1 (en) * | 1994-01-20 | 1995-07-27 | Max Planck Gesellschaft | Method and device for producing crystalline layers |
US6122993A (en) * | 1998-01-26 | 2000-09-26 | Alliedsignal Inc. | Isotropic energy storage flywheel rotor |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE1614574A1 (en) * | 1967-08-04 | 1970-10-29 | Siemens Ag | Semiconductor component, in particular a semiconductor component with a pn junction |
US3650737A (en) * | 1968-03-25 | 1972-03-21 | Ibm | Imaging method using photoconductive element having a protective coating |
US3821039A (en) * | 1973-03-22 | 1974-06-28 | Rca Corp | Method of epitaxially depositing a semiconductor material on a substrate |
US3964035A (en) | 1974-09-23 | 1976-06-15 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Magnetic devices utilizing garnet epitaxial materials |
US4188244A (en) * | 1975-04-10 | 1980-02-12 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Method of making a semiconductor light-emitting device utilizing low-temperature vapor-phase deposition |
US4180825A (en) * | 1977-09-16 | 1979-12-25 | Harris Corporation | Heteroepitaxial deposition of GaP on silicon substrates |
US4263374A (en) | 1978-06-22 | 1981-04-21 | Rockwell International Corporation | Temperature-stabilized low-loss ferrite films |
NL7902293A (en) * | 1979-03-23 | 1980-09-25 | Philips Nv | MAGNETIC FIELD DOMAIN STRUCTURE AND MAGNETIC FIELD DOMAIN. |
EP0044109B1 (en) | 1980-07-11 | 1986-05-28 | Koninklijke Philips Electronics N.V. | Device for propagating magnetic domains |
US4354254A (en) | 1980-11-07 | 1982-10-12 | Bell Telephone Laboratories, Incorporated | Devices depending on garnet materials |
US4625390A (en) | 1983-03-16 | 1986-12-02 | Litton Systems, Inc. | Two-step method of manufacturing compressed bismuth-containing garnet films of replicable low anisotropy field value |
US4544239A (en) | 1983-03-16 | 1985-10-01 | Litton Systems, Inc. | Compressed bismuth-containing garnet films of replicable low anisotropy field value and devices utilizing same |
US4544438A (en) | 1984-05-31 | 1985-10-01 | At&T Bell Laboratories | Liquid phase epitaxial growth of bismuth-containing garnet films |
-
1986
- 1986-11-07 US US06/927,993 patent/USH557H/en not_active Abandoned
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1987
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