JPH03165580A - 電界注入型発光素子 - Google Patents
電界注入型発光素子Info
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- JPH03165580A JPH03165580A JP1305375A JP30537589A JPH03165580A JP H03165580 A JPH03165580 A JP H03165580A JP 1305375 A JP1305375 A JP 1305375A JP 30537589 A JP30537589 A JP 30537589A JP H03165580 A JPH03165580 A JP H03165580A
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Landscapes
- Led Devices (AREA)
- Electroluminescent Light Sources (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は、平面型デイスプレィデバイスや、次元発光デ
バイスを形成する薄膜からなる発光層を有する電界注入
型発光素子に関する。
バイスを形成する薄膜からなる発光層を有する電界注入
型発光素子に関する。
[従来の技術]
従来、電界注入型発光素子の発光層を形成する材料とし
て実用化されている母結晶としてはZnSやZn5eが
ある。又、発光中心材料としては、発光色に応じて希土
類、遷移金属、ハロゲン、アルカリ金属、アルカリ土類
金属等の原子あるいはこれらの原子を含む化合物等が用
いられている。
て実用化されている母結晶としてはZnSやZn5eが
ある。又、発光中心材料としては、発光色に応じて希土
類、遷移金属、ハロゲン、アルカリ金属、アルカリ土類
金属等の原子あるいはこれらの原子を含む化合物等が用
いられている。
又、電界注入型の青色領域の発光素子としてはMIs構
造を利用したGaN発光ダイオード、SiC半導体のp
−n接合を利用した発光ダイオードなどの禁制帯間遷移
発光の発光ダイオードが知られている。
造を利用したGaN発光ダイオード、SiC半導体のp
−n接合を利用した発光ダイオードなどの禁制帯間遷移
発光の発光ダイオードが知られている。
一方、ダイヤモンドを発光層を形成する材料として用い
る電界注入型発光素子の報告としては、J、R,ブリオ
ールと、F、C,チャンピオンの報告(Proc、Ph
ys、Soc、誌、2849〜859.80巻、196
2年)がある。
る電界注入型発光素子の報告としては、J、R,ブリオ
ールと、F、C,チャンピオンの報告(Proc、Ph
ys、Soc、誌、2849〜859.80巻、196
2年)がある。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながらZnSやZn5eを用いる電界注入型発光
素子の中で高輝度、長寿命のものは黄橙色のZnS:M
n系のみであり、青色を発するTmやCuC1,CuA
lを発光中心とする発光素子は低輝度、短寿命という欠
点を有していた。
素子の中で高輝度、長寿命のものは黄橙色のZnS:M
n系のみであり、青色を発するTmやCuC1,CuA
lを発光中心とする発光素子は低輝度、短寿命という欠
点を有していた。
又、禁制帯間遷移による発光は発光効率、量子効率が低
く、低輝度、短寿命という問題がある。
く、低輝度、短寿命という問題がある。
前記J、R,ブリオール等の文献においては、大きさ1
mm前後の粒の天然のダイヤモンドを用いており、発光
色として可視光全域をカバーすることや所望の発光色を
得ることができず、又、輝度の揃った発光素子を量産す
ることにも不向きであり、加えて、極めて高い電圧を発
光に際し必要とし5大面積が必要とされるデイスプレィ
用等のデバイスとして実用に供することには困難があっ
た。
mm前後の粒の天然のダイヤモンドを用いており、発光
色として可視光全域をカバーすることや所望の発光色を
得ることができず、又、輝度の揃った発光素子を量産す
ることにも不向きであり、加えて、極めて高い電圧を発
光に際し必要とし5大面積が必要とされるデイスプレィ
用等のデバイスとして実用に供することには困難があっ
た。
又、従来得られていたダイヤモンド薄膜は表面の凹凸が
数千人にもおよぶことから、これまでに電界を印加して
安定した発光が起こったという報告はない。
数千人にもおよぶことから、これまでに電界を印加して
安定した発光が起こったという報告はない。
[課題を解決するための手段及び作用]本発明の目的は
、上述の課題の解決を計ることであり、可視光全域をカ
バーできる長寿命・高輝度の電界注入型発光素子を提供
する事である。
、上述の課題の解決を計ることであり、可視光全域をカ
バーできる長寿命・高輝度の電界注入型発光素子を提供
する事である。
本発明の別の目的は青色領域における高輝度、長寿命の
電界注入型発光素子を提供することである。
電界注入型発光素子を提供することである。
上記目的を達成する本発明の発光素子は電界注入型発光
素子において、気相法により合成した平坦な表面を有す
るダイヤモンド薄膜を構成層とする発光層を有すること
を特徴とする。
素子において、気相法により合成した平坦な表面を有す
るダイヤモンド薄膜を構成層とする発光層を有すること
を特徴とする。
本発明は、ダイヤモンド薄膜を形成するにあたって種々
の試みを行なった結果、電界注入型発光素子の発光層と
して商業的に用いることのできるダイヤモンド薄膜を得
るに至ったもので、後述する条件下における気相法によ
り作成されたダイヤモンド薄膜を発光層の構成層として
形成したことを特徴とする。
の試みを行なった結果、電界注入型発光素子の発光層と
して商業的に用いることのできるダイヤモンド薄膜を得
るに至ったもので、後述する条件下における気相法によ
り作成されたダイヤモンド薄膜を発光層の構成層として
形成したことを特徴とする。
本発明者は数多くの実験結果から、従来の気相法によフ
て合成されるダイヤモンド薄膜は、単結晶ではなく、多
結晶のダイヤモンド薄膜となり、その膜表面の粗さは、
数千オングストロームの凹凸をもっていることを見い出
した。この様な凹凸を有する場合には、電極とダイヤモ
ンド薄膜との不規則かつ不安定な接触を生じ、このため
、電圧印加の際、局所的な高電界が発生することを見出
した。そこで、更なる詳細な検討と多くの実験の結果よ
り本発明者はダイヤモンド薄膜を発光層の構成層とする
電界注入型発光素子を形成するためには、表面を平滑な
状態に形成するほど良い結果が得られることを見出した
。
て合成されるダイヤモンド薄膜は、単結晶ではなく、多
結晶のダイヤモンド薄膜となり、その膜表面の粗さは、
数千オングストロームの凹凸をもっていることを見い出
した。この様な凹凸を有する場合には、電極とダイヤモ
ンド薄膜との不規則かつ不安定な接触を生じ、このため
、電圧印加の際、局所的な高電界が発生することを見出
した。そこで、更なる詳細な検討と多くの実験の結果よ
り本発明者はダイヤモンド薄膜を発光層の構成層とする
電界注入型発光素子を形成するためには、表面を平滑な
状態に形成するほど良い結果が得られることを見出した
。
平滑面を有するダイヤモンド薄膜を発光層として用いる
本発明電界注入型発光素子は、実用上長期的使用におい
ても初期の優れた特性を維持することができるものであ
る。
本発明電界注入型発光素子は、実用上長期的使用におい
ても初期の優れた特性を維持することができるものであ
る。
又、本願第2発明は、電極を設けるダイヤモンド薄膜の
表面をRMS500Å以下の平滑性を有するものとする
ことにより、電極とダイヤモンド薄膜との接触を更に向
上させ、局所的な高電圧を生じさせないようにしたもの
である。
表面をRMS500Å以下の平滑性を有するものとする
ことにより、電極とダイヤモンド薄膜との接触を更に向
上させ、局所的な高電圧を生じさせないようにしたもの
である。
RM5500Å以下の平滑性の表面を有するダイヤモン
ド薄膜を得るには特定の条件下での研磨やエツチング、
または、成膜条件を制御することによって成される。
ド薄膜を得るには特定の条件下での研磨やエツチング、
または、成膜条件を制御することによって成される。
本願第2発明は、最終形成状態でのダイヤモンド薄膜の
平坦さをRMS500Å以下にすることによって電界注
入型発光素子の発光の特性を一層良好ならしめることが
できる。
平坦さをRMS500Å以下にすることによって電界注
入型発光素子の発光の特性を一層良好ならしめることが
できる。
本発明の気相法によって得られた平坦な表面を有するダ
イヤモンド薄膜を発光層とする電界注入型発光素子は予
想も出来ないほど長寿命であり且つ、青色発光にも適し
た可視光全域をカバーし得る高輝度の特性を奏するもの
である。
イヤモンド薄膜を発光層とする電界注入型発光素子は予
想も出来ないほど長寿命であり且つ、青色発光にも適し
た可視光全域をカバーし得る高輝度の特性を奏するもの
である。
本発明におけるダイヤモンド薄膜の電界注入型発光素子
は発光層を薄くできるため比較的低電圧の電源を用いて
も高輝度の発光を得ることが出来る。
は発光層を薄くできるため比較的低電圧の電源を用いて
も高輝度の発光を得ることが出来る。
ダイヤモンドを発光層の母結晶として用いる更なる利点
は、ダイヤモンドが5.4ev (221nm)という
大きなバンドギャップを有している事である。これは発
光中心として使える原子及び化合物の数を増加させ、高
輝度で且つ青色発光をも可能にさせる。またダイヤモン
ドは絶縁耐圧がI M V / c m以上と非常に高
く発光中心を励起する電子を充分に加速する事ができ、
従って効率よく発光中心を励起でき、高輝度が達成でき
る。
は、ダイヤモンドが5.4ev (221nm)という
大きなバンドギャップを有している事である。これは発
光中心として使える原子及び化合物の数を増加させ、高
輝度で且つ青色発光をも可能にさせる。またダイヤモン
ドは絶縁耐圧がI M V / c m以上と非常に高
く発光中心を励起する電子を充分に加速する事ができ、
従って効率よく発光中心を励起でき、高輝度が達成でき
る。
又、ダイヤモンドは化学的に安定であり、湿度や雰囲気
ガスの影響を受けにくく、経時変化に対して非常に安定
な発光層母結晶となる。又、発光色をかえるために発光
母体層に入れる発光中心としての不純物は、気相法によ
るダイヤモンドの堆積中に比較的容易に混入させる事が
でき、加えて層厚方向に上記不純物を所望の濃度に分布
させることもできる。
ガスの影響を受けにくく、経時変化に対して非常に安定
な発光層母結晶となる。又、発光色をかえるために発光
母体層に入れる発光中心としての不純物は、気相法によ
るダイヤモンドの堆積中に比較的容易に混入させる事が
でき、加えて層厚方向に上記不純物を所望の濃度に分布
させることもできる。
ここで、ダイヤモンドのバンド巾が広いという事は、他
にp−n接合型の発光素子やカソードルミネッセンスを
用いた発光素子も青色発光用には適している事になる。
にp−n接合型の発光素子やカソードルミネッセンスを
用いた発光素子も青色発光用には適している事になる。
しかしながら、ダイヤモンドはn型ができにくく、p−
n接合の形成が極めてむずかしいため、p−n接合によ
る発光素子の実現がむずかしい。又、カソードルミネッ
センスを利用する発光素子は、電子線放出のための真空
部分が必要であり、耐久性のある電子ビームを得る事が
むずかしい。これに対し、本発明の電界注入型発光素子
の場合は真空系も不要で、特にn型の電気伝導型を有す
る必要はなく、商用の100vの交流電源さえもそのま
ま用いる事ができる。これは、例えば100vを一般的
な供給電源とする日本国内では極めて有用である。
n接合の形成が極めてむずかしいため、p−n接合によ
る発光素子の実現がむずかしい。又、カソードルミネッ
センスを利用する発光素子は、電子線放出のための真空
部分が必要であり、耐久性のある電子ビームを得る事が
むずかしい。これに対し、本発明の電界注入型発光素子
の場合は真空系も不要で、特にn型の電気伝導型を有す
る必要はなく、商用の100vの交流電源さえもそのま
ま用いる事ができる。これは、例えば100vを一般的
な供給電源とする日本国内では極めて有用である。
次に具体的な平坦化の方法、発光中心としての不純物の
種類、成膜方法、発光中心のしての不純物のドーピング
方法、及び、発光中心としての不純物を含む層の構成に
ついて述べる。
種類、成膜方法、発光中心のしての不純物のドーピング
方法、及び、発光中心としての不純物を含む層の構成に
ついて述べる。
発光層となるダイヤモンド薄膜の表面は平滑面であるこ
とが、長時間に亘って安定した高輝度の発光を得るため
には望ましい。
とが、長時間に亘って安定した高輝度の発光を得るため
には望ましい。
具体的には表面粗さがRMS 500Å以下が好ましく
、より好ましくはRMS450Å以下、最適にはRMS
400Å以下であることが望ましし)。
、より好ましくはRMS450Å以下、最適にはRMS
400Å以下であることが望ましし)。
マイクロ波CVDやフィラメント法等公知のダイヤモン
ドの形成方法で堆積したダイヤモンド薄膜の平坦化は、
例えばイオンビームによるエツチング、または鉄、コバ
ルト等の金属を用いた研磨により行なう。
ドの形成方法で堆積したダイヤモンド薄膜の平坦化は、
例えばイオンビームによるエツチング、または鉄、コバ
ルト等の金属を用いた研磨により行なう。
又、エツチングや研磨を行なわずダイヤモンド薄膜を平
坦に形成するには、成膜条件の設定または制御によって
行なう。
坦に形成するには、成膜条件の設定または制御によって
行なう。
平坦なダイヤモンド薄膜を得るには上記のいずれかの方
法によって行なえばよい。
法によって行なえばよい。
具体的には、イオンビームによるエツチングの場合は、
まず表面に凹凸のある形成したままのダイヤモンド薄膜
上にSi、N4を好ましくは厚さ0.6〜1μm堆積す
る。その後Ar”イオンビームや02のプラズマビーム
によって5t3N4を堆積したダイヤモンド表面をエツ
チングし平坦化を行なう。鉄、コバルト等による研磨は
、例えば鉄板を500℃程度に加熱したものをダイヤモ
ンド表面とこすり合わせて平坦化を行なう。
まず表面に凹凸のある形成したままのダイヤモンド薄膜
上にSi、N4を好ましくは厚さ0.6〜1μm堆積す
る。その後Ar”イオンビームや02のプラズマビーム
によって5t3N4を堆積したダイヤモンド表面をエツ
チングし平坦化を行なう。鉄、コバルト等による研磨は
、例えば鉄板を500℃程度に加熱したものをダイヤモ
ンド表面とこすり合わせて平坦化を行なう。
成膜条件の設定または制御による平坦なダイヤモンド薄
膜の形成は、それぞれの成膜装置の形状、大きさ、励起
源によって多少異なるが、以下のように成膜条件を設定
または制御する。
膜の形成は、それぞれの成膜装置の形状、大きさ、励起
源によって多少異なるが、以下のように成膜条件を設定
または制御する。
まず基体温度の条件について述べると、基体温度は10
00℃より低いことが望ましい、特に好ましくは500
℃以上700℃以下にするのが望ましい。500℃より
低いとダイヤモンドが形成されず、ダイヤモンドの同素
体である媒になってしまう傾向がある。逆に基体温度が
700℃を越えると形成される多結晶ダイヤモンド薄膜
の凹凸が大きくなる傾向があり、1000℃以上では結
晶面のはっきりした凹凸の激しいダイヤモンド薄膜が形
成されるようになる。気相法による成膜において、基体
温度条件の設定のみによって平坦なダイヤモンドを得る
には基体温度500℃以上700℃以下が望ましい。
00℃より低いことが望ましい、特に好ましくは500
℃以上700℃以下にするのが望ましい。500℃より
低いとダイヤモンドが形成されず、ダイヤモンドの同素
体である媒になってしまう傾向がある。逆に基体温度が
700℃を越えると形成される多結晶ダイヤモンド薄膜
の凹凸が大きくなる傾向があり、1000℃以上では結
晶面のはっきりした凹凸の激しいダイヤモンド薄膜が形
成されるようになる。気相法による成膜において、基体
温度条件の設定のみによって平坦なダイヤモンドを得る
には基体温度500℃以上700℃以下が望ましい。
次に、成膜用のガスについて述べると、水素ガスと炭素
含有ガスを用いるが、通常はH2に対する炭素原子の割
合を0.005〜0.02位とするのに対し、平坦なダ
イヤモンド薄膜を形成するためにはH2に対する炭素原
子の割合を0.03以上0.06以下とすることが望ま
しい、0.06より多くすると、基体上にダイヤモンド
は生成せず、密着性のない黒い媒が形成されてしまう。
含有ガスを用いるが、通常はH2に対する炭素原子の割
合を0.005〜0.02位とするのに対し、平坦なダ
イヤモンド薄膜を形成するためにはH2に対する炭素原
子の割合を0.03以上0.06以下とすることが望ま
しい、0.06より多くすると、基体上にダイヤモンド
は生成せず、密着性のない黒い媒が形成されてしまう。
又、圧力は50Torr以上が好ましく、より好ましく
は100Torr以上。50To r rより圧力を低
くすると媒が生成してくる傾向がある。
は100Torr以上。50To r rより圧力を低
くすると媒が生成してくる傾向がある。
以上述べた方法で平坦化したダイヤモンド薄膜の表面粗
さは、接触式表面粗さ計(TENCORInstrum
ants社製、商品名: alha−step 200
)で測定した。膜の一方の端から他方の端までを等間
隔に10点に分は各点で2mmの長さの表面粗さを測定
し、10点の平均値をとってこの値をその膜の表面粗さ
とした。
さは、接触式表面粗さ計(TENCORInstrum
ants社製、商品名: alha−step 200
)で測定した。膜の一方の端から他方の端までを等間
隔に10点に分は各点で2mmの長さの表面粗さを測定
し、10点の平均値をとってこの値をその膜の表面粗さ
とした。
次に発光中心について述べる。
可視における短波長側(紫外〜紫〜青の領域)の発光中
心原子としては、B、N、Te、As。
心原子としては、B、N、Te、As。
Au、Mg、P、Sb、Si、Ta、長波長側(橙〜赤
の領域)の発光中心原子としては、TI、Ba、Li、
Cd、Cs、In、Ra。
の領域)の発光中心原子としては、TI、Ba、Li、
Cd、Cs、In、Ra。
S、Sr、Ti、Zn、Ca、Ce、Co。
Cr、Fe、Ga、に、Mn、Nb、Os。
Pb、 Rb、 Rh、 Sc、 Th、 V、 W、
Y、又これら2つの中間波長領域(緑〜黄の領域)の
発光中心原子としては、O,Ag、Be、Bi。
Y、又これら2つの中間波長領域(緑〜黄の領域)の
発光中心原子としては、O,Ag、Be、Bi。
Cu、Ge、Hg、Pt、Re、Zr、AI。
Ir、Ni、Ru、Snを用いる。又、これら元素のハ
ロゲン化物、硫化物、酸化物を用いても良い。
ロゲン化物、硫化物、酸化物を用いても良い。
更に発光中心としては、これら炭素と異なる原子や分子
ばかりでなく、ダイヤモンド結晶そのものがもつ結晶欠
陥や転移点、歪み点等の格子欠陥を利用することができ
る。
ばかりでなく、ダイヤモンド結晶そのものがもつ結晶欠
陥や転移点、歪み点等の格子欠陥を利用することができ
る。
発光中心となる物質を導入する方法は、上記欠陥の種類
及び濃度を自在に制御する事よりも容易であるため実用
上好ましい。
及び濃度を自在に制御する事よりも容易であるため実用
上好ましい。
母結晶炭素原子に対する原子、分子及び、結晶欠陥等の
発光中心の比(IE/ICと略す)は5×10−2〜l
Xl0−’が望ましく、より好ましくは、lXl0−’
〜lXl0−’の範囲が良い。この比が5X10−’を
超えるとダイヤモンド格子がくずれてしまい、発光中心
を励起すべき電子を充分に加速することができなくなる
ことがある。又、IE/ICが1O−5以下であると、
発光強度が弱くなってしまう。又更に原子半径が比較的
大きく、共有結合性よりももイオン結合性の大きな原子
を導入する際にダイヤモンド格子をくずさないためには
、IE/rcをlXl0−2以下にする事が望ましい。
発光中心の比(IE/ICと略す)は5×10−2〜l
Xl0−’が望ましく、より好ましくは、lXl0−’
〜lXl0−’の範囲が良い。この比が5X10−’を
超えるとダイヤモンド格子がくずれてしまい、発光中心
を励起すべき電子を充分に加速することができなくなる
ことがある。又、IE/ICが1O−5以下であると、
発光強度が弱くなってしまう。又更に原子半径が比較的
大きく、共有結合性よりももイオン結合性の大きな原子
を導入する際にダイヤモンド格子をくずさないためには
、IE/rcをlXl0−2以下にする事が望ましい。
又、発光の遷移確率は、一般にd電子系はSやp電子系
と比べて1/100程であり、d電子系の発光中心や光
に対して禁制遷移となっている発光中心に対しては、I
E/ICをlXl0−’以上とする事が望ましい。
と比べて1/100程であり、d電子系の発光中心や光
に対して禁制遷移となっている発光中心に対しては、I
E/ICをlXl0−’以上とする事が望ましい。
ダイヤモンド薄膜の形成は、既に公知の気相法(特開昭
58−51100号公報、特開昭58−110494号
公報、特公昭61−2632号公報)を用いて行なう、
ただし、ダイヤモンド薄膜の形成方法はこれらの方法に
限定されるものではなく、最終形成状態でのダイヤモン
ド薄膜が平坦であれば、どのような合成方法を用いても
かまわない。
58−51100号公報、特開昭58−110494号
公報、特公昭61−2632号公報)を用いて行なう、
ただし、ダイヤモンド薄膜の形成方法はこれらの方法に
限定されるものではなく、最終形成状態でのダイヤモン
ド薄膜が平坦であれば、どのような合成方法を用いても
かまわない。
ダイヤモンド形成に用いるガスとしては、メタン、エタ
ン、プロパン、ペンタン等の飽和鎮状炭化水素、ベンゼ
ン、ナフタレン等の不飽和炭化水素、及びこれ等の炭化
水素の一部を一0H1−C=0、−CHol−C=N、
−NH2等の置換基で置換したものが可能である。
ン、プロパン、ペンタン等の飽和鎮状炭化水素、ベンゼ
ン、ナフタレン等の不飽和炭化水素、及びこれ等の炭化
水素の一部を一0H1−C=0、−CHol−C=N、
−NH2等の置換基で置換したものが可能である。
ダイヤモンド層への発光中心のドーピング方法は、ドー
ピング原料がガスの場合は、ダイヤモンド薄膜形成時に
発光中心元素を含むドーピングガスを用いる。ドーピン
グ原料が液体の場合はバブリング装置を用いて液体原料
をガス化する。固体材料の時は加熱昇化やスパッタによ
って導入する。電界注入型発光素子構成の例を第1図に
示す。
ピング原料がガスの場合は、ダイヤモンド薄膜形成時に
発光中心元素を含むドーピングガスを用いる。ドーピン
グ原料が液体の場合はバブリング装置を用いて液体原料
をガス化する。固体材料の時は加熱昇化やスパッタによ
って導入する。電界注入型発光素子構成の例を第1図に
示す。
尚、本発明における発光素子の構成は第1図に示された
構成のみに限定されるものではない。
構成のみに限定されるものではない。
1は石英、透光性アルミナセラミクス等の透明基板、2
はSnO,やITO(In20.+5nO2)等の透明
電極、3はダイヤモンド層、4は単一あるいは複数の金
属からなる電極、5は、直流、交流の電圧電源である。
はSnO,やITO(In20.+5nO2)等の透明
電極、3はダイヤモンド層、4は単一あるいは複数の金
属からなる電極、5は、直流、交流の電圧電源である。
ダイヤモンド薄膜からなる発光層の厚さは、絶縁破壊を
起さず且つ、比較的低電圧の電源を使用しても充分な発
光強度を得るために好ましくは0.5〜5μmより好ま
しくは0.7〜3μm最適には1〜2μmが望ましい。
起さず且つ、比較的低電圧の電源を使用しても充分な発
光強度を得るために好ましくは0.5〜5μmより好ま
しくは0.7〜3μm最適には1〜2μmが望ましい。
本発明における発光素子においては電圧印加の際、局所
的な高電界の発生を生じず、絶縁破壊を起しにくくする
ために、ダイヤモンド薄膜からなる発光層上に設けられ
る電極は発光層との界面全面に接触するのが好ましい。
的な高電界の発生を生じず、絶縁破壊を起しにくくする
ために、ダイヤモンド薄膜からなる発光層上に設けられ
る電極は発光層との界面全面に接触するのが好ましい。
又、ダイヤモンド発光層中の発光中心原子の分布は基体
に平行な面内では実質的均一であり、層厚方向には均一
であっても不均一であってもよい。
に平行な面内では実質的均一であり、層厚方向には均一
であっても不均一であってもよい。
より高い発光強度を得るためには電界によって加速され
た電子が効率よく発光中心となる元素を励起できるよう
発光中心となる元素を電極側に多く分布させることが望
ましい。
た電子が効率よく発光中心となる元素を励起できるよう
発光中心となる元素を電極側に多く分布させることが望
ましい。
[実施例]
(実施例1)
SnO,を0,2μmの厚さにコートした厚さ0.5m
mの石英板を平均粒径15μmのダイヤモンド砥粒を拡
散させたエタノール中に入れ、2時間超音波処理を行な
った0次に、このように処理した石英基板上にマイクロ
波を用いたCVD法によってダイヤモンド薄膜を堆積し
た。
mの石英板を平均粒径15μmのダイヤモンド砥粒を拡
散させたエタノール中に入れ、2時間超音波処理を行な
った0次に、このように処理した石英基板上にマイクロ
波を用いたCVD法によってダイヤモンド薄膜を堆積し
た。
成膜ガスは、CH4,H,を用い、それぞれ5SCCM
、110003CCの流量にした。
、110003CCの流量にした。
ドーピングガスとしては、シランガス、ジエチル亜鉛、
トリメチルアルミニウムの3種類を同時に用いた。これ
らのガスの導入方法及び流量は、シランガスは水素希釈
で濃度11000ppのものを0.53CCM、ジエチ
ル亜鉛は、水素希釈で、濃度0.2%のものを0.5S
CCM、 トリメチルアルミニウムは水素ガスをキャ
リヤーとして、濃度0.5%のものを0.4SCCMの
流量で、それぞれ導入した。
トリメチルアルミニウムの3種類を同時に用いた。これ
らのガスの導入方法及び流量は、シランガスは水素希釈
で濃度11000ppのものを0.53CCM、ジエチ
ル亜鉛は、水素希釈で、濃度0.2%のものを0.5S
CCM、 トリメチルアルミニウムは水素ガスをキャ
リヤーとして、濃度0.5%のものを0.4SCCMの
流量で、それぞれ導入した。
成膜条件は、マイクロ被電力soow、基板温度800
℃、圧力を60Torrとした。
℃、圧力を60Torrとした。
4時間の成膜後、ダイヤモンド発光層の厚みは1゜5μ
mとなった。これにSi3N4を7000人蒸着レムア
ルゴンイオンビームでエツチングした。条件は加速電圧
20kV、圧力4X10−’Torr、基体温度3基体
温度3フ0 RMS450人,膜厚は1μmであった。
mとなった。これにSi3N4を7000人蒸着レムア
ルゴンイオンビームでエツチングした。条件は加速電圧
20kV、圧力4X10−’Torr、基体温度3基体
温度3フ0 RMS450人,膜厚は1μmであった。
又、2次イオン質量分析法(SIMS)によって、Si
,Zn,AIの濃度は500,300。
,Zn,AIの濃度は500,300。
400ppmであった,SIMSによる定量分析は充分
な精度がないためこれらの値には50%程の範囲で誤差
が含まれている。
な精度がないためこれらの値には50%程の範囲で誤差
が含まれている。
次にこのダイヤそンド薄膜上に電極用金属としてTi,
Cr,Auを順番にそれぞれ500人,500人,10
00人蒸着レム。Au−SnO2間に周波高10KHz
の交流電場をかけると、印加電圧60Vから白色の発光
が始まり、発光強度は105Vで飽和した。発光強度は
1500fLであった。
Cr,Auを順番にそれぞれ500人,500人,10
00人蒸着レム。Au−SnO2間に周波高10KHz
の交流電場をかけると、印加電圧60Vから白色の発光
が始まり、発光強度は105Vで飽和した。発光強度は
1500fLであった。
(実施例2)
実施例1と同様の基板を用いマイクロ波CVD法により
ダイヤモンド薄膜を堆積した。
ダイヤモンド薄膜を堆積した。
成膜ガスは、C2H,OH,H2を用い、それぞれIS
CCM,1100OSCCの流量にした。ドーピングガ
スとしては、NH,ガスを用い、その流量は0.53C
CMとした。
CCM,1100OSCCの流量にした。ドーピングガ
スとしては、NH,ガスを用い、その流量は0.53C
CMとした。
そして、マイクロ波電力400W,基体温度750℃,
圧力60Torrの条件下で4時間成膜したところ、ダ
イヤモンド薄膜の厚みは2μmとなった,Si,H4を
蒸着し、500℃に加熱した鉄板で、この膜を5時間研
磨した後のダイヤモンド薄膜の表面粗さはRMS430
人で膜厚は1.1μmであった。Nの濃度はSIMSの
測定より2X10’ppmであった。
圧力60Torrの条件下で4時間成膜したところ、ダ
イヤモンド薄膜の厚みは2μmとなった,Si,H4を
蒸着し、500℃に加熱した鉄板で、この膜を5時間研
磨した後のダイヤモンド薄膜の表面粗さはRMS430
人で膜厚は1.1μmであった。Nの濃度はSIMSの
測定より2X10’ppmであった。
次にこのダイヤモンド薄膜上に電極用金属としててTi
,Cr,Auを順番にそれぞれ500人,500人,1
ooo人蒸着した,Au−SnO2間に周波数10kH
zの交流電場をかけると印加電圧70Vから青色の発光
が始まり、発光強度は120vで飽和した0発光のスペ
クトルのピークは435nmであった0発光強度は発光
強度は1700fLであった。
,Cr,Auを順番にそれぞれ500人,500人,1
ooo人蒸着した,Au−SnO2間に周波数10kH
zの交流電場をかけると印加電圧70Vから青色の発光
が始まり、発光強度は120vで飽和した0発光のスペ
クトルのピークは435nmであった0発光強度は発光
強度は1700fLであった。
(実施例3)
実施例1の5n02をコートした石英基板を用いてW−
フィラメント法により膜厚1.5μmのダイヤモンド薄
膜を合成した。フィラメント温度2100℃、基板温度
840℃、圧力は100Torr、CH4,H2の流量
はそれぞれ、4SCCM、1100OSCCにした。こ
の時同時に、ドーピングガスとしてトリメチルテルルを
、キャリヤーガスを水素ガスとして、濃度0.2%で、
0.55CCM導入した。3時間の成膜で約2μmのダ
イヤモンド薄膜が析出した。St、H4を5000人蒸
着0.02プラズマでエツチングした。エツチング後の
膜厚は1μm1表面粗さはRMS400人であった。テ
ルルの濃度はSIMSの結果より2XfO”ppmであ
った。
フィラメント法により膜厚1.5μmのダイヤモンド薄
膜を合成した。フィラメント温度2100℃、基板温度
840℃、圧力は100Torr、CH4,H2の流量
はそれぞれ、4SCCM、1100OSCCにした。こ
の時同時に、ドーピングガスとしてトリメチルテルルを
、キャリヤーガスを水素ガスとして、濃度0.2%で、
0.55CCM導入した。3時間の成膜で約2μmのダ
イヤモンド薄膜が析出した。St、H4を5000人蒸
着0.02プラズマでエツチングした。エツチング後の
膜厚は1μm1表面粗さはRMS400人であった。テ
ルルの濃度はSIMSの結果より2XfO”ppmであ
った。
次にこのダイヤモンド薄膜上に電極用金属としてTi、
Cr、Auを順番にそれぞれSOO人。
Cr、Auを順番にそれぞれSOO人。
500人、1000人蒸着レム。A u −S u O
2間に周波数5KHzの交流電場を印加すると、80V
から発光が始まり120Vで飽和した。青色の発光を示
し、ピーク波長は475nmであった。発光強度は13
00fLであった。
2間に周波数5KHzの交流電場を印加すると、80V
から発光が始まり120Vで飽和した。青色の発光を示
し、ピーク波長は475nmであった。発光強度は13
00fLであった。
(実施例4)
実施例1と同様の基板を用いマイクロ波CVD法により
ダイヤモンド薄膜を堆積した。
ダイヤモンド薄膜を堆積した。
成膜ガスは、CH4とH7を用い、その流量を4SCC
M、11005CCとした。ドーピングガスとしてはト
リメチルガリウムを用い、流量はI SCCMにした。
M、11005CCとした。ドーピングガスとしてはト
リメチルガリウムを用い、流量はI SCCMにした。
そして、マイクロ波電力300W、基体温度580℃、
圧力200Torrの条件下で3時間成膜したところ、
ダイヤモンド薄膜の厚みは1.3μmとなった。又、表
面粗さはRMS400人で走査顕微鏡によってダイヤモ
ンド薄膜の表面を観察すると、およそ1μm四方の四角
錘の結晶面がランダムに多数存在し、四角の結晶面の間
は200〜1000人程0細かい2次核のダイヤモンド
によって埋められていた。ガリウムの含有量はSIMS
によれば150ppmであった。
圧力200Torrの条件下で3時間成膜したところ、
ダイヤモンド薄膜の厚みは1.3μmとなった。又、表
面粗さはRMS400人で走査顕微鏡によってダイヤモ
ンド薄膜の表面を観察すると、およそ1μm四方の四角
錘の結晶面がランダムに多数存在し、四角の結晶面の間
は200〜1000人程0細かい2次核のダイヤモンド
によって埋められていた。ガリウムの含有量はSIMS
によれば150ppmであった。
次にこのダイヤモンド薄膜上に実施例3と同様にして電
極を形成した。A u −S n O、間に周波数10
KHzの交流電場を印加すると、80vから発光が始ま
り120 t/で飽和した0発光色は赤で、発光スペク
トルのピーク波長は630nmであった0発光強度は9
00fLであった。
極を形成した。A u −S n O、間に周波数10
KHzの交流電場を印加すると、80vから発光が始ま
り120 t/で飽和した0発光色は赤で、発光スペク
トルのピーク波長は630nmであった0発光強度は9
00fLであった。
(実施例5)
実施例1と同様の基板を用いマイクロ波CVD法により
ダイヤモンド薄膜を堆積した。マイクロ波電力300W
、基体温度600℃、圧力Zo。
ダイヤモンド薄膜を堆積した。マイクロ波電力300W
、基体温度600℃、圧力Zo。
Torrの条件下でガスの流し方を第1表のよう第1表
このダイヤモンド薄膜を500℃の鉄板を用いて40分
研磨するとダイヤモンド薄膜の表面粗さはRMS350
人となり、膜厚は1.0μmであった。
研磨するとダイヤモンド薄膜の表面粗さはRMS350
人となり、膜厚は1.0μmであった。
この膜中のGa元素の分析をSIMSによって行なうと
第2図のようになった。
第2図のようになった。
次にこのダイヤモンド薄膜上に実施例3と同様にして電
極を形成した。A u S n 02間に周波数28
KHzの交流電場を印加すると、85Vから発光が始ま
り125vで飽和した。発光は赤で発光スペクトルのピ
ーク波長は630nmであつた。発光強度は1500f
Lであった。
極を形成した。A u S n 02間に周波数28
KHzの交流電場を印加すると、85Vから発光が始ま
り125vで飽和した。発光は赤で発光スペクトルのピ
ーク波長は630nmであつた。発光強度は1500f
Lであった。
〔発明の効果]
本発明は電界注入型の発光素子に平坦な表面のダイヤモ
ンドFii膜発光層を有しているので、電界が局所的に
集中せず、電気的に耐圧のある発光素子を提供し得、し
かも高輝度で可視光領域全体をカバーし、高輝度で青色
発光さえも可能であり、且つ化学的に安定な長期使用の
できる薄膜発光素子を形成できた。
ンドFii膜発光層を有しているので、電界が局所的に
集中せず、電気的に耐圧のある発光素子を提供し得、し
かも高輝度で可視光領域全体をカバーし、高輝度で青色
発光さえも可能であり、且つ化学的に安定な長期使用の
できる薄膜発光素子を形成できた。
第1図は本発明に用いたEL発光素子の素子構成を示す
図である。 第2図は、ダイヤモンド薄膜の膜厚方向のSIMSによ
フて行なったGaの分布を示す図である。 1・・・石英基板 2・・・透明電極 3・・・ダイヤモンド発光層 4・・・上部電極 5・・・電圧電源
図である。 第2図は、ダイヤモンド薄膜の膜厚方向のSIMSによ
フて行なったGaの分布を示す図である。 1・・・石英基板 2・・・透明電極 3・・・ダイヤモンド発光層 4・・・上部電極 5・・・電圧電源
Claims (2)
- (1) 電界注入型発光素子において、平坦な表面を有
するダイヤモンド薄膜を構成層とする発光層を備えたこ
とを特徴とする電界注入型発光素子。 - (2) 前記ダイヤモンド薄膜の表面は、RMS500
Å以下の平滑性を有し、この面に電極が配設されている
事を特徴とする請求項1記載の電界注入型発光素子。
Priority Applications (9)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1305375A JPH03165580A (ja) | 1989-11-25 | 1989-11-25 | 電界注入型発光素子 |
EP89313589A EP0377320B1 (en) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Electric field light-emitting device |
US07/457,864 US5210430A (en) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Electric field light-emitting device |
DE68928245T DE68928245T2 (de) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Durch elektrisches Feld lichtemittierende Vorrichtung |
AT89313589T ATE156324T1 (de) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Durch elektrisches feld lichtemittierende vorrichtung |
DE68928319T DE68928319T2 (de) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Durch elektrisches Feld lichtemittierende Vorrichtung. |
EP93203387A EP0588449B1 (en) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Electric field light-emitting device |
AT93203387T ATE156648T1 (de) | 1988-12-27 | 1989-12-27 | Durch elektrisches feld lichtemittierende vorrichtung |
US07/929,916 US5275967A (en) | 1988-12-27 | 1992-08-17 | Electric field light-emitting device |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1305375A JPH03165580A (ja) | 1989-11-25 | 1989-11-25 | 電界注入型発光素子 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03165580A true JPH03165580A (ja) | 1991-07-17 |
Family
ID=17944361
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1305375A Pending JPH03165580A (ja) | 1988-12-27 | 1989-11-25 | 電界注入型発光素子 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03165580A (ja) |
-
1989
- 1989-11-25 JP JP1305375A patent/JPH03165580A/ja active Pending
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