Оптический полупроводниковый элемент и способ его изготовления, оптический полупроводниковый элемент на основе оксида элемента ii группы и способ его изготовления

 

Изобретение относится к оптическим полупроводниковым элементам, таким, как светоизлучающий элемент, лазерный элемент и элемент цветного дисплея, и к способу их изготовления. Техническим результатом изобретения является снижение порога лазерной генерации, уменьшение длины волны излучаемого света, снижение потерь. Сущность: тонкая пленка ZnO изготавливается на с-поверхности подложки сапфира за счет использования метода лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии (МВЕ). В оптическом полупроводниковом элементе на основе оксида элемента II группы используют тонкую пленку оксида цинка, содержащую магний или кадмий в состоянии твердого раствора. За счет добавления магния или кадмия ширина запрещенной зоны оксида цинка может регулироваться внутри диапазона от 3 до 4 эВ. 4 с. и 4 з.п. ф-лы, 1 табл., 32 ил.

Изобретение относится к оптическим полупроводниковым элементам, таким как светоизлучающий элемент, лазерный элемент и элемент цветного дисплея, так же, как и к способу их изготовления.

При производстве светоизлучающих элементов, работающих в синем и УФ диапазоне, использовались или, как ожидается, используются только полупроводниковое соединение на основе нитрида элемента III группы (III-нитрида) и полупроводниковое соединение на основе селенида/сульфида элемента II группы (II-селенида/сульфида).

Светоизлучающие элементы, изготовленные путем использования этих материалов полупроводниковых соединений, имеют следующие особенности: (1) Кристаллы сплава (Al-Ga-ln)N, классифицируемые как полупроводниковое соединение на основе III-нитрида: (a) эти материалы излучают свет, несмотря на их значительно высокую плотность дефектов, длина волны излучаемого света находится в диапазоне 390 - 430 нм; (b) диод, излучающий синий свет на длине волны 450 нм, уже применяется на практике; (c) сообщалось о непрерывной лазерной генерации синего света на длине волны 408 нм от лазерного диода при комнатной температуре.

(2) Кристаллы сплава (Zn-Cd-Mg) (Se-S), классифицируемые как полупроводниковое соединение на основе II- селенида/сульфида: (a) эти материалы имеют отличную решетку, соответствующую подложке GaAs, и могут быть выращены при низкой температуре; (b) эти материалы излучают свет, имеющий длину волны 430 - 500 нм.

Однако то, что в полупроводниковых соединениях на основе III-нитрида и II-селенида/сульфида имеется недостаток кислорода в такой смеси, вызывает серьезную проблему.

Кроме того, полупроводниковые соединения на основе III-нитрида и II-селенида/сульфида имеют следующие индивидуальные проблемы.

(1) Кристаллы сплава (Al-Ga-ln)N, классифицируемые как полупроводниковое соединение на основе III-нитрида: (a) производство этих материалов требует высокой температуры (~1200^oC); (b) так как характеристика спайности отличается от этой характеристики для подложки сапфира, формирование торцевой поверхности резонатора является затруднительным; (c) не существует подложки, решетка которой соответствует решетке этого материала;
(d) так как активный слой формируется из GaN, легированного In, длина волны излучаемого света является большой;
(е) порог лазерной генерации является высоким;
(f) формирование тонкой пленки p-типа, имеющей низкое сопротивление, является затруднительным;
(g) так как слой p-типа с высоким сопротивлением вызывает концентрацию напряжения, приложенного к границе раздела между слоем p-типа и электродом, рабочее напряжение является достаточно высоким.

(2) Кристаллы сплава (Zn-Cd-Mg) (Se-S), классифицируемые как полупроводниковое соединение на основе II-селенида/сульфида:
(a) срок службы лазерного диода, изготовленного из этих материалов, является очень коротким;
(b) практическое использование этих материалов представляется затруднительным с точки зрения очень медленного прогресса на протяжении очень продолжительного периода исследований (изучение началось в 1980 году).

Первой задачей, положенной в основу настоящего изобретения, является создание оптического полупроводникового элемента, который действует на основе лазерного излучения в УФ диапазоне оксида цинка (ZnO) при комнатной температуре.

Второй задачей является создание оптического полупроводникового элемента, сформированного из кристаллов сплава на основе оксида элемента II группы (II-оксида), чье излучение света осуществляется за счет рекомбинации экситонов при комнатной температуре.

Третьей задачей, положенной в основу настоящего изобретения, является создание способа изготовления оптического полупроводникового элемента путем использования технологии тонких пленок.

Для решения перечисленных выше задач, в соответствии с первым аспектом настоящего изобретения, создается оптический полупроводниковый элемент, в котором тонкая пленка, содержащая ZnO, используется как светоизлучающий слой.

Предпочтительно, межзеренные границы, существующие в тонкой пленке, используются как резонаторы, которые обеспечивают лазерную генерацию за счет экситона при комнатной температуре.

Предпочтительно, тонкая пленка является тонкой пленкой, составленной из гексагональных нанокристаллов ZnO, сформированных за счет использования метода лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии (МВЕ).

Предпочтительно, оптический полупроводниковый элемент, кроме того, содержит люминесцентный слой, который возбуждается с помощью УФ или синего излучения, излучаемого светоизлучающим слоем, для генерации света, тем самым обеспечивая цветное изображение и освещение.

В соответствии со вторым аспектом настоящего изобретения разрабатывается способ изготовления оптического полупроводникового элемента, в котором тонкая пленка, содержащая ZnO, которая служит как светоизлучающий слой, формируется на подложке из c-поверхности сапфира путем лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии.

В этом способе формирование тонкой пленки, содержащей ZnO, на подложке из сапфира, предпочтительно осуществляется за счет двух отдельных стадий формирования ядер, когда определяется размер и плотность нанокристаллов, и выращивания ядер.

В соответствии с третьим аспектом настоящего изобретения создается оптический полупроводниковый элемент на основе II-оксида, который содержит тонкую пленку оксида цинка, содержащую магний в состоянии твердого раствора или в состоянии смешанной фазы.

Предпочтительно, оптический полупроводниковый элемент на основе II-оксида использует модуляцию связи тонкой пленки из оксида цинка, возникающую из-за наличия магния в состоянии твердого раствора или в состоянии смешанной фазы.

В соответствии с четвертым аспектом настоящего изобретения создается оптический полупроводниковый элемент на основе II - оксида, который содержит пленку из оксида цинка, содержащую кадмий в состоянии твердого раствора или в состоянии смешанной фазы.

Предпочтительно, оптический полупроводниковый элемент на основе II-оксида использует модуляцию связи тонкой пленки из оксида цинка, возникающую из-за наличия кадмия в состоянии твердого раствора или в состоянии смешанной фазы.

Оптический полупроводниковый элемент на основе II- оксида, кроме того, содержит флуоресцентный слой, который возбуждается ультрафиолетовым излучением или синим светом, излучаемым светоизлучающим слоем для генерации света, тем самым обеспечивая цветное изображение и освещение.

Оптический полупроводниковый элемент на основе II-оксида предпочтительно содержит двойную гетероструктуру, в которой тонкая пленка из оксида цинка, служащая как светоизлучающий слой, находится между тонкими пленками из оксида цинка, каждая из которых содержит магний в состоянии твердого раствора и служит как локализатор носителей и оболочка.

В соответствии с пятым аспектом настоящего изобретения разрабатывается способ изготовления оптического полупроводникового элемента на основе II-оксида, в котором тонкая пленка из оксида цинка, содержащая магний в состоянии твердого раствора, формируется на подложке путем лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии.

В соответствии с шестым аспектом настоящего изобретения разрабатывается способ изготовления оптического полупроводникового элемента на основе II-оксида, в котором тонкая пленка из оксида цинка, содержащая кадмий в состоянии твердого раствора, формируется на подложке путем лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии.

В соответствии с седьмым аспектом настоящего изобретения создается оптический полупроводниковый элемент, в котором тонкая пленка из AlCuO₂ используется как промежуточный слой, расположенный между слоем оксида цинка p-типа и электродом.

Фиг. 1 представляет собой изображение, полученное с помощью атомной микроскопии (AFM), тонкой пленки нанокристалла Zn0, имеющей толщину 200 нм, в соответствии с вариантом реализации настоящего изобретения.

Фиг. 2 представляет собой диаграмму, показывающую распределение размера нанокристаллов в тонкой пленке Zn0 толщиной 200 нм.

Фиг. 3 представляет собой график, показывающий соотношение между толщиной пленки и размером нанокристаллов.

Фиг. 4 представляет собой изображение, полученное с помощью атомной микроскопии (AFM), тонкой пленки нанокристалла ZnO, имеющей толщину 50 нм, в соответствии с вариантом реализации настоящего изобретения.

Фиг. 5 представляет собой диаграмму, показывающую распределение размера нанокристаллов в тонкой пленке Zn0 толщиной 50 нм.

Фиг. 6 представляет собой изображение поперечного сечения, полученное с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ТЕМ), тонкой пленки ZnO толщиной 50 нм.

Фиг. 7 представляет собой схематичную диаграмму границы раздела (более высокий порядок эпитаксии) между тонкой пленкой ZnO и подложкой из сапфира в варианте реализации настоящего изобретения.

Фиг. 8 представляет собой пояснительную диаграмму, показывающую генерацию несвязных межзеренных границ.

Фиг. 9 представляет собой спектр фотолюминесценции тонкой пленки ZnO толщиной 50 нм.

Фиг. 10 представляет собой спектр фотолюминесценции тонкой пленки ZnO толщиной 200 нм.

Фиг. 11 представляет собой график, показывающий продольную моду поляризованного спектра P∞ фотолюминесценции в варианте реализации настоящего изобретения.

Фиг. 12 представляет собой график, показывающий соотношение между разнесением мод и возбужденной длиной волны.

Фиг. 13 представляет собой график, показывающий угловое распределение P∞ интенсивности лазерного излучения.

Фиг. 14 представляет собой график, показывающий соотношение между температурой кристалла и порогом лазерной генерации.

Фиг. 15 представляет собой иллюстрацию, показывающую изменение во времени порога лазерной генерации в GAN и ZnO.

Фиг. 16 представляет собой график, показывающий соотношение между магнием, содержащимся в мишенях, и магнием, содержащимся в пленках, в другом варианте реализации настоящего изобретения.

Фиг. 17 представляет собой график, показывающий изменения длин волн для тонкой пленки из оксида цинка по оси а и оси с в зависимости от содержания магния.

Фиг. 18 представляет собой диаграмму, показывающую спектр пропускания тонкой пленки из Zn_1-xMg_xO при комнатной температуре.

Фиг. 19 представляет собой график, показывающий изменение ширины оптической запрещенной зоны тонкой пленки из оксида цинка при комнатной температуре в зависимости от содержания магния;
Фиг. 20 представляет собой диаграмму, показывающую спектр фотолюминесценции Mg_xZn_1-xO (0≅х≅0,33) при температуре 4,2 К.

Фиг. 21 представляет собой фазовую диаграмму системы MgO-ZnO.

Фиг. 22 представляет собой график, показывающий соотношение между содержанием кадмия в мишенях и содержанием кадмия в тонких пленках в еще одном варианте реализации настоящего изобретения.

Фиг. 23 представляет собой график, показывающий изменения длин волн тонкой пленки из оксида цинка по оси а и оси с в зависимости от содержания кадмия.

Фиг. 24 представляет собой график, показывающий изменение ширины оптической запрещенной зоны тонкой пленки из оксида цинка при комнатной температуре в зависимости от содержания кадмия.

Фиг. 25 представляет собой диаграмму, показывающую спектр фотолюминесценции тонкой пленки из оксида цинка Zn_1-xCd_xO при температуре 4,2 К для различного содержания кадмия.

Фиг. 26 представляет собой график, показывающий картину дифракции рентгеновских лучей слоистой пленки, составленной из тонкой пленки оксида цинка, содержащей магний в состоянии твердого раствора, и пленки из оксида цинка.

Фиг. 27 представляет собой изображение поперечного сечения, полученное с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ТЕМ), пленки сверхрешетки ZnO/MgZnO в соответствии с еще одним вариантом реализации настоящего изобретения.

Фиг. 28 показывает AFM изображения буферного слоя Zn0 и тонкой пленки сверхрешетки ZnO/MgZnO.

Фиг. 29 представляет собой диаграмму, показывающую картину дифракции рентгеновских лучей тонких пленок сверхрешетки с различной разумной толщиной слоя ZnO.

Фиг. 30 представляет собой диаграмму, показывающую спектр фотолюминесценции сверхрешеток ZnO/MgZnO.

Фиг. 31 представляет собой схематичную диаграмму монолитного полноцветного элемента светоизлучающего диода (LED), использующего тонкую пленку из оксида цинка, показывающую еще один вариант реализации настоящего изобретения.

Фиг. 32 представляет собой схематичную диаграмму лазерного излучающего элемента, использующего тонкую пленку из оксида цинка, показывающую еще один вариант реализации настоящего изобретения.

Варианты реализации настоящего изобретения будут в дальнейшем описаны подробно со ссылкой на чертежи.

Типичным примером оптически функционирующих оксидных материалов является "оптический кристалл", такой, как кристалл твердотельного лазера или фоторефракционный кристалл. Большинство из этих оптически функционирующих оксидных материалов являются изоляционными материалами, имеющими ширину запрещенной энергетической зоны 4 эВ или больше и имеющими функцию управления излучением в соответствии с электрическими явлениями, светом, магнитными явлениями или звуком за счет использования их ферроэлектрических или пьезоэлектрических свойств.

Настоящее изобретение направлено на создание оптически функционирующего материала, который достигает оптической функции в качестве полупроводника, т.е. генерации фотонов, вызываемой соединением или объединением носителей.

В настоящем изобретении создается оптический полупроводниковый элемент, который дает лазерное излучение ZnO в ультрафиолетовом диапазоне при комнатной температуре.

Оксид цинка ZnO представляет собой II-VI полупроводниковый материал с большой шириной запрещенной энергетической зоны, имеющий край полосы поглощения в ультрафиолетовом диапазоне (E_g = 3,37 эВ при комнатной температуре). Физические параметры оксида цинка ZnO показаны в таблице 1 для сравнения с физическими параметрами III-нитрида и II-селенида/сульфида, которые изучались как материалы для полупроводниковых лазеров, излучающих в диапазоне синего/УФ- излучения для совершенствования плотности оптической записи.

Сравнение приведенных в таблице материалов обнаруживает, что ZnO имеет сходство с GaN, который также классифицируется как вюртцит, в терминах ширины запрещенной энергетической зоны и постоянных решетки. Однако, нужно заметить, энергия связи экситона (E_b^ex) для ZnO существенно выше (60 мэВ).

Экситон представляет собой единицу элементарного возбуждения, возникающего в кристалле, и состоит из электрона и дырки, как в атоме водорода. Так как экситоны имеют природу Бозе-частиц, они, как ожидается, производят высокоэффективный лазерный диод. Световое излучение благодаря рекомбинации экситонов является доминирующим при низкой температуре. Однако при комнатной температуре слабо связанные экситоны не могут существовать из-за тепловой энергии (25 мэВ).

Следовательно, в случае, например, полупроводниковых лазеров на GaAs/AlGaAs, работающих в красной области спектра, процесс лазерного излучения доминирует за счет состояния, в котором диссоциированные электроны и дырки существуют при высокой плотности (электронно-дырочная плазма). Достаточно большая сила экситонного объединения ZnO является привлекательной с точки зрения изучения физических свойств экситонной системы, так же, как и с точки зрения применения устройства. Действительно, световое излучение и лазерная генерация с помощью экситонов ZnO при низкой температуре изучались достаточно широко, но о лазерной генерации за счет экситонов при комнатной температуре не сообщалось.

При использовании лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии (МВЕ) - метода, который является эффективным для эпитаксиального роста тонкой пленки оксида за счет управления на атомном уровне - тонкая пленка ZnO формировалась на подложке, которая являлась c- поверхностью сапфира. Сформированная таким образом тонкая пленка ZnO имела достаточно высокую кристалличность; половинная ширина опорной кривой рентгеновского излучения составляла 0,06^o. Тонкая пленка состояла из материала n-типа и имела плотность носителей 4•10¹⁷ см³.

Как показано с помощью AFM изображения на фиг. 1, тонкая пленка, изготовленная в состоянии, когда парциальное давление кислорода поддерживается постоянным при 10^-6 Торр, имеет структуру, в которой нанокристаллы гексагональной формы одинакового размера расположены вплотную друг к другу, отражая поведение кристалла вюртцитного типа. Так как в каждом нанокристалле наблюдается спиральная структура, сформированная за счет стадий высоты элементарной ячейки (0,5 нм), считается, что нанокристаллы вырастают в термодинамически равновесном состоянии. Поперечный размер нанокристалла может регулировать в диапазоне приблизительно 70 - 250 нм. Фиг. 1 показывает AFM изображение (1 мкм х 1 мкм) нанокристаллов ZnO тонкой пленки ZnO, имеющей толщину 200 нм. Область, показанная на фиг. 1, имеет размер 100 нм х 100 нм, и стрелки вне области показывают ориентацию кристалла. Ориентация кристалла точно совпадает с ориентацией гексагональной формы на поверхности тонкой пленки.

Фиг. 2 показывает гистограмму распределения размера нанокристаллов. Когда тонкая пленка имеет толщину 200 нм, средний размер кристалла составляет 257 нм, и процентное изменение размера кристалла составляет 37%. Это показывает, что тонкая пленка формируется за счет нанокристаллов, имеющих достаточно одинаковый размер. Распределение размеров гексагональных нанокристаллов было получено из AFM изображения. Величина Δφ,полученная за счет разделения изменения размеров с помощью среднего размера (φ_сред), составила 37,3%. Эта величина Δφ меньше, чем типичные величины, о которых сообщалось, для других материалов (GaAs, GaN, InAs и т.д.), изготавливаемых за счет использования других методов (MBE, MOCVD).

Фиг. 3 показывает зависимость толщины пленки от размера нанокристаллов. По мере увеличения толщины размер нанокристаллов постепенно увеличивается от приблизительно 70 нм. Такая тонкая пленка формируется, когда мишень, которая уже использовалась, используется повторно. На поверхности мишени ZnO количество ZnO частично уменьшается и таким образом металл цинк осаждается на поверхности. Когда мишень ZnO является еще одной новой, как показано в области (1) на фиг. 3, могут быть сформированы нанокристаллы меньшего размера (50 нм). Точки в области (1) показывают соответствующие кристаллические размеры множества тонких пленок, которые были изготовлены способом изобретения. Только пленки, показанные в области (1), дают экситон-экситонное излучение (P ∞ излучение), которое будет описано позднее. Пунктирная линия обозначает изменение размера нанокристаллов при изменении толщины пленка.

Фиг. 4 показывает AFM изображение (1 мкм х 1 мкм) этой пленки и фиг. 5 показывает гистограмму размера кристалла. Фиг. 4 и 5 соответствуют фиг. 1 и 2. Пленка, показанная на фиг. 4, отличается от пленки, показанной на фиг. 1 тем, что толщина пленки составляет 50 нм, средний размер 45 нм, и величина, обозначающая степень изменения, составляет 33%.

Считается, что разница в размере кристалла наблюдается по следующей причине. Когда достаточно окисленные атомы металла цинка осаждаются на подложку, диффузионная длина на поверхности является короткой, так что формируются мелкие кристаллы. Напротив, когда недостаточно окисленные атомы металла цинка осаждаются на подложку, диффузионная длина на поверхности становится длиннее, так что формируются крупные кристаллы. Кроме того, по мере увеличения толщины тонкой пленки кристаллы объединяются.

Для получения тонкой пленки, формируемой мелкими кристаллами, могут быть использованы следующие методы.

(1) Тонкая пленка формируется за счет использования ZnO, чья поверхность была достаточно оксидирована.

(2) Независимо от поверхностного условия на мишени, тонкая пленка формируется таким образом, что парциальное давление кислорода сначала устанавливается таким, что попадает в диапазон от 1,33•10^-3 Па до 133 Па; формируется часть тонкой пленки, имеющая толщину приблизительно 1 нм; ядра генерируются с произвольной плотностью; и оставшаяся часть тонкой пленки формируется при парциальном давлении кислорода от 1,33•10^-4 Па до 0,133 Па для того, чтобы получить нанокристаллы высокого качества. Скорость объединения нанокристаллов регулируется за счет парциального давления кислорода в ходе второй стадии.

Фиг. 6 показывает поперечное сечение (ТЕМ изображение) тонкой пленки из нанокристаллов, имеющей толщину приблизительно 50 нм. Фиг. 6 показывает поперечное сечение, взятое параллельно стороне гексагональной формы кристалла, и стрелка на фиг. 6 показывает расположение, когда имеются межзеренные границы. Расположение межзеренных границ соответствует темным частям на AFM изображении фиг. 3. Фиг. 4 - 6 показывают, что нанокристалл имеет гексагональную, подобную призме, форму, имеющую толщину 50 нм и поперечный размер 50 нм.

Как описано выше, четкие межзеренные границы формируются на границах между отдельными нанокристаллами перпендикулярно поверхности субстрата. Причина формирования межзеренных границ будет описана ниже.

Как показано на фиг. 7, несоответствие решетки 18% существует между ZnO и c-поверхностью сапфира. Однако несоответствие между 11 решетками ZnO и 13 решетками сапфира составляет 0,085% и 1,4% соответственно, что очень мало сравнимо с описанным выше случаем.

Согласованное состояние, которое имеет расстояние повторения, соответствующее общему кратному межрешеточного расстояния подложки и межрешеточного расстояния тонкой пленки, называется "эпитаксией более высокого порядка". Хотя о такой эпитаксии более высокого порядка сообщалось в отношении формирования пленки TiN на подложке Si или тому подобном, об эпитаксии более высокого порядка на границе раздела оксид-оксид еще не сообщалось.

Фиг. 8 показывает механизм генерации межзеренных границ при эпитаксии более высокого порядка. Для того, чтобы упростить объяснение, фиг. 8 показывает состояние, в котором четыре решетки кристалла пленки соответствуют трем решеткам кристалла субстрата. Когда ядра генерируются случайно, вплоть до выполнения условий эпитаксии более высокого порядка, и вырастают в поперечном направлении, зерна ядер приходят в контакт друг с другом. В то же время формируется щель, чей размер соответствует части общего кратного, так как не существует корреляции между фазой ядер и фазой областей, соответствующих общему кратному. В щели кристаллические решетки деформируются или разрушаются, так что там формируются межзеренные границы. Хотя все кристаллические зерна имеют одинаковую ориентацию, их поперечные позиции отличаются друг от друга. Каждая из межзеренных границ функционирует как барьер для локализации возбуждения и формирует зеркало лазерного резонатора.

Тонкая пленка дает четкое световое излучение экситона в ультрафиолетовом диапазоне при комнатной температуре. Фиг. 9 показывает спектр фотолюминесценции, возбуждаемой лазером на иттрий-алюминиевом гранате с неодимом (Nd: YAG) 1/3 длины полны (355 нм, 36 пс). Спектр фотолюминесценции показывает, что энергия возбуждения увеличивается, происходит излучение за счет свободных экситонов (E_ex), и затем происходит спонтанное излучение, являющееся результатом экситон-экситонного столкновения (P²). Когда интенсивность накачки увеличивается свыше порога I_th (24 кВт/см²), происходит сильное излучение (P∞), чья интенсивность увеличивается как восьмая степень накачки, и с 55 кВт/см² происходит излучение (N), чья интенсивность увеличивается как пятая степень интенсивности накачки и которая вызывает насыщение.

Излучение P² и P∞ зон может быть объяснено как излучение за счет столкновений между экситонами или рекомбинации экситонов при рассеянии. Один из двух экситонов в состоянии n = 1 рассеивается в состояние n = 2 (P² излучение) или в состояние n = ∞ (P∞) излучение), в то время, как другой экситон излучает свет за счет рекомбинации. Так как пик N излучения вызывает красное смещение и уширение по мере увеличения интенсивности накачки, считается, что N излучение является описанным выше излучением электронно-дырочной плазмы.

Фиг. 10 показывает спектр фотолюминесценции для случая, когда размер нанокристаллов является большим (приблизительно 250 нм).

Пороговая интенсивность I_th, при которой происходит лазерная генерация, является достаточно высокой (62 кВт/см²). P² излучение и P∞ излучение не наблюдаются, и N излучение происходит первым. Эффективное P∞ излучение наблюдается только, когда размер нанокристаллов регулируется и находится в диапазоне 40 - 60 нм.

Из того факта, что порог для лазерной генерации является очень низким и что P∞ излучение не наблюдается, когда размер нанокристаллов является большим, следует предположение, что интенсивность генерации увеличивается из-за локализации носителей (экситонов) нанокристаллами.

P∞ излучение может четко наблюдаться даже когда спектр измеряется в поперечном направлении тонкой пленки. В то же время лазер накачки возбуждает тонкую пленку в области, расположенной внутри торцевой поверхности, и, следовательно, не существует искусственного резонансного зеркала.

Фиг. 11 показывает спектры P∞ излучения, измеряемые через ТЕ ( ⊥ с) поляризацию и TM ( с) поляризацию, соответственно. Т.е. фиг. 11 показывает спектры P∞ излучения, как наблюдаемые с боковой стороны для случая i_th = 24 кВт/см². Излучаемый свет имеет спектр, характеризуемый сильной концентрацией по отношению к ТЕ поляризации и часто расщепленными пиками. Как показано на фиг. 12, разнесение мод (Δ E) изменяет зависимость от длины волны области возбуждения (возбуждаемая длина: L). Это показывает, что P∞ излучение вызывается лазерной генерацией в резонаторе с продольной модой с обоими пределами возбужденной области, служащими как зеркала.

Фиг. 13 показывает угловую зависимость интенсивности лазерной генерации. Нанокристаллы формировались на круговой подложке, и интенсивность лазера измерялась в то время, как образец поворачивался. Сильное излучение наблюдалось, когда возбужденная область была способна использовать межзеренные границы гексагональных кристаллов как зеркала резонатора, тогда как интенсивность уменьшалась, когда угловое положение подложки сдвигалось от того положения на 30^o. Это показывает, что межзеренные границы служат как зеркала резонатора.

Далее приводится описание механизма, в котором оба предела возбужденной области служат как зеркала резонатора.

В возбужденной области, за счет большой плотности носителей, показатель преломления становится больше, чем в невозбужденных областях. На краю возбужденной области интенсивность возбуждения изменяется непрерывно и, как считается, имеет распределение, аналогичное распределению показателя преломления тонкой пленки. Когда предполагается определенный порог рефракции, отражение света происходит только на межзеренных границах между одним рядом нанокристаллов и другим рядом нанокристаллов, существующих в области, где показатель преломления изменяется непрерывно, так что между противоположными торцевыми поверхностями формируется резонатор Фабри-Перо.

Из наблюдения ТЕМ поперечного сечения считается, что, так как межзеренные границы формируются параллельно по отношению к оси с от границы раздела подложка/тонкая пленка к поверхности тонкой пленки, межзеренные границы нанокристаллов функционируют как поверхности зеркал, имеющие высокую степень параллельности и высокую отражательную способность. Самоформирующиеся зеркала резонатора не требуют никакого процесса формирования зеркала, такого как расслоение или травление. Кроме того, за счет прикрепления надлежащим образом сформированного электрода к диоду активная область может быть свободно определена и может быть создан резонатор.

Фиг. 14 показывает температурную зависимость описанного выше порога экситонной лазерной генерации. Для тонкой пленки толщиной 50 нм графически изображено изменение пороговой интенсивности возбуждения P∞ излучения в зависимости от температуры кристалла. Величины по вертикальной оси показаны с помощью логарифмической шкалы. Как очевидно из фиг. 14, хотя порог постепенно увеличивается, когда температура кристалла превышает комнатную температуру (300 К), лазерная генерация, вызываемая экситонами, наблюдается вплоть до 380 К (100^oC). Из наклона этого графика характеристическая температура вычисляется как 157 К, что выше, чем характеристическая температура (124 К) ZnSe. Следовательно, ZnO является отличным материалом лазера.

Фиг. 15 показывает изменение во времени порога лазерной генерации в GaN и ZnO.

Пороговая величина лазерных диодов на основе GaN снижалась от года к году за счет улучшения качества тонкой пленки и за счет использования квантовой ямы и оболочки.

Порог лазерной генерации естественно сформированной тонкой пленки нанокристаллов ZnO в соответствии с настоящим изобретением ниже, чем наилучшая величина для лазерных диодов на основе GaN. Следовательно, тонкая пленка ZnO является многообещающей как материал для коротковолновых лазеров.

Двойные лазерные диоды разного типа на основе GaAs в настоящее время применяются для лазерных устройств считывания в проигрывателях компакт-дисков и являются наиболее распространенными лазерными диодами. Следовательно, порог лазерной генерации двойных лазерных диодов разного типа на основе GaAs используется как стандарт, на основе которого определяется применимость на практике. Как ожидается, порог генерации диода, положительно использующего световое излучение экситона, превышает стандартный уровень. За счет применения двойной гетероструктуры и светолокализующей структуры к диоду ZnO эффективность светового излучения экситона может быть в дальнейшем увеличена.

Например, в дополнение к ZnO, могут быть добавлены магний или кадмий.

Кроме того, за счет использования ультрафиолетового излучения тонкой пленки ZnO может быть получено цветное изображение, как описано ниже.

Традиционно, цветное изображение получается за счет комбинации светоизлучающих диодов трех основных цветов, т.е. синего, зеленого и красного. Следовательно, огромное число диодов должно использоваться для получения цветного изображения.

Так как ZnO излучает в ультрафиолетовом диапазоне, такое цветное изображение может быть легко изготовлено за счет использования пленки ZnO. Т.е. большое число ZnO диодов, излучающих ультрафиолетовое излучение, формируются на подложке дисплея в большой области интегрированным способом, и синий, зеленый и красный флуоресцентные слои добавляются к соответствующим диодам так, что флуоресцентные слои возбуждаются ультрафиолетовым излучением от диодов ZnO для излучения синего, зеленого и красного света. Так как кристаллы ZnO могут быть выращены при температуре не выше 600^oC, могут использоваться недорогие подложки, имеющие большие области, такие, как стеклянные подложки.

Настоящее изобретение применимо к широкому диапазону областей устройств, таких, как оптические полупроводниковые элементы (светоизлучающие диоды LED, лазерные диоды и т.д.), которые излучают свет в диапазонах от синего до ультрафиолетового; лазерные устройства считывания для оптических запоминающих дисков (CD, MO, DVD); индикаторные панели, использующие светоизлучающие диоды; дисплейные секции сигналов транспортного движения или им подобных, использующие светоизлучающие диоды; и оптические полупроводниковые элементы, используемые для освещения, такие, как бактерицидная лампа.

Как описано выше, настоящее изобретение имеет следующие преимущества.

(1) Так как искусственное изготовление резонаторов для лазерной генерации не является необходимым, могут быть получены оптические полупроводниковые элементы, имеющие упрощенную структуру.

(2) Активная область может быть свободно сформирована за счет прикрепления электрода к диоду.

(3) Лазерное излучение может генерироваться за счет экситон-экситонного рассеяния при комнатной температуре.

(4) Порог лазерной генерации полупроводникового лазерного элемента может быть значительно снижен.

Далее будет описан другой вариант реализации настоящего изобретения.

Формирование тонкой пленки для оптических полупроводниковых элементов на основе II-оксида проводилось в соответствии с методом лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии. Использовался KrF эксимерный лазер (длина волны: 248 нм, частота импульсов 10 Гц) и мощность лазера была установлена равной 0,9 Дж/см². За счет использования спеченного изделия ZnO, содержащего 0 - 18 мол.% магния, на подложке сапфира (0001) формировалась пленка при температуре образования пленки 600^oC и парциальном давлении кислорода 6,67•10^-3 Па. Содержание магния в сформированной таким образом тонкой пленке измерялось с помощью плазменно-эмиссионного анализа. Далее, за счет использования рентгеноструктурного метода определялась постоянная решетки, и на основе присутствия/отсутствия гетерофазы делается заключение о том, было создано или нет состояние твердого раствора. Кроме того, проводилось измерение спектра пропускания видимого света/ультрафиолетового излучения для определения ширины оптической запрещенной зоны.

Также измерялась фотолюминесценция, возбуждаемая He-Cd лазером, при температуре 4,2 К.

Из результатов измерения состава тонкой пленки путем плазменно-эмиссионного анализа было обнаружено, что содержание магния в тонкой пленке было выше, чем его содержание в мишени источника. Фиг. 16 показывает соотношение между содержанием магния мишеней и содержанием магния тонких пленок. Причиной, по которой тонкая пленка имеет более высокое содержание магния, считается следующее.

Так как давления паров оксида цинка и цинка являются значительно более высокими, чем давления паров оксида магния и магния, среди этих материалов, осаждаемых на поверхности тонкой пленки, частицы цинка, как считается, вновь испаряются в большем количестве. Таким образом, плотность частиц цинка на поверхности увеличивается и они поглощаются в кристалл, так что магний конденсируется в тонкой пленке.

Образец, полученный за счет дробления мишени, подвергался рентгеноструктурному анализу таким образом, чтобы оценить кристаллы на мишени. Результат оценки показывает, что когда содержание магния составляло 10 мол.% или менее, не наблюдалось иной фазы, кроме оксида цинка, но когда содержание составляло 13 мол.% или более, наблюдался пик оксида магния (типа галита). Что касается тонкой пленки, гетерофазный пик не наблюдался до тех пор, пока содержание магния не достигало 25 мол.%, и гетерофазный пик впервые наблюдался, когда содержание магния достигало 33 мол.%.

Как сообщалось, количественный предел оксида магния, который может быть включен в оксид цинка в форме твердого раствора, составляет 4 мол.%. Далее будет дано описание причины, по которой магний был включен в оксид цинка в количестве, превышающем термодинамический предел твердого раствора.

Метод лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии является методом, в котором твердое вещество возбуждается в состояние плазмы высоких энергий в вакууме и затем конденсируется и осаждается на подложку. Компоненты возбужденного твердого вещества конденсируются мгновенно, так что кристаллы формируются перед тем, как вещество осаждается в термодинамически равновесное состояние при температуре подложки. Следовательно, возможно изготавливать тонкую пленку, имеющую состав и структуру, которые термодинамически недопустимы. Т.е. могут быть изготовлены метастабильные кристаллы тонких пленок.

В настоящем изобретении предел твердого раствора магния повышается путем использования лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии как метода формирования пленок.

Фиг. 17 показывает изменения длин по осям а и с в зависимости от содержания магния, которые получаются из положений пика оксида цинка (004) и оксида цинка (101). По мере увеличения содержания магния, длина по оси с уменьшается, в то время как длина по оси а увеличивается. Когда содержание магния составляло 25 мол. % или менее, кристалличность тонкой пленки была сравнима с кристалличностью тонкой пленки из чистого оксида цинка. Однако, когда содержание магния составляло 33 или 45 мол.%, наблюдались осаждение гетерофазы и ухудшение качества кристалличности. Это показывает, что когда содержание магния составляет 33 мол. % или выше, кристаллы тонкой пленки находятся в зоне кристалла смешанной фазы, содержащего твердый раствор оксида магния и твердый раствор оксида цинка.

Фиг. 18 показывает спектр пропускания ультрафиолетовое излучение/видимый свет Zn_1-xMg_xO при комнатной температуре для различных значений содержания магния. Как очевидно следует из фиг. 18, край поглощения сдвигается по направлению к стороне более коротких длин волн с увеличением содержания магния, и насыщение происходит, когда содержание магния достигает 33 мол.%.

Фиг. 19 показывает изменение ширины оптической запрещенной зоны тонкой пленки оксида цинка при комнатной температуре в зависимости от содержания магния.

Как ясно следует из фиг. 19, ширина запрещенной зоны, полученная из коэффициента поглощения, увеличивалась до 4.17 эВ, что выше, чем ширина запрещенной зоны (3,26 эВ) тонкой пленки из чистого оксида цинка.

В области, где не существует гетерофаза, или когда содержание магния составляло 0 - 25 мол.%, максимальная ширина запрещенной зоны увеличивалась до 3,86 эВ.

Фиг. 20 показывает спектр фотолюминесценции при 4,2 К для содержания магния в диапазоне 0 - 33 мол.%.

Как ясно следует из фиг. 20, пик излучения сдвинулся по направлению к стороне более коротких длин волн по мере увеличения содержания магния. Тот факт, что новый пик излучения не появляется даже когда добавляется магний, и тот факт, что не наблюдается световое излучение на глубоком уровне, предполагает, что магний является однородно и стабильно распределенным в положениях цинка.

Как описано выше, в то время как испеченное изделие ZnO, содержащее 0 - 18 мол. % MgO, используется как мишень, формируется тонкая пленка Zn_1-xMg_xO на подложке сапфира (0001) в соответствии с методом импульсного лазерного осаждения. Исходя из этого было обнаружено, что при температуре формирования пленки 600^oC MgO включается в ZnO в состоянии твердого раствора, когда состав мишени составляет 25 мол.% или менее. Также было обнаружено, что количество включенного MgO значительно выше, чем термодинамический предел твердого раствора (4 мол.%) при 1200^oC.

Фиг. 21 показывает фазовую диаграмму системы MgO-ZnO.

Главная причина этого явления - отсутствие равновесия в процессе изготовления. Уменьшение в длине по оси с и увеличение в длине по оси а наблюдалось, когда MgO включался в состояние твердого раствора. Кроме того, максимальная ширина запрещенной зоны при комнатной температуре увеличивалась до 4,17 эВ.

Формирование тонкой пленки оксида цинка, содержащей кадмий, проводилось в соответствии с методом лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии. Использовался KrF эксимерный лазер (длина волны: 248 нм, частота импульсов: 10 Гц), и мощность лазера устанавливалась равной 1 Дж/см². Путем использования спеченного изделия из ZnO, содержащего 0 - 20 мол.% кадмия, формировалась пленка на поверхности подложки сапфира (0001) при температуре осаждения 400^oC и парциальном давлении кислорода 6,67•10^-3 Торр. Содержание кадмия в сформированной таким образом тонкой пленке измерялось посредством плазменно-эмиссионного анализа и путем использования рентгеноструктурного микроанализатора. Кроме того, посредством использования рентгеноструктурного метода определялась постоянная решетки. Помимо этого проводилось измерение спектра пропускания для видимого/УФ-излучения, чтобы определить ширину оптической запрещенной зоны. Измерялась также фотолюминесценция, возбуждаемая He-Cd лазером при 4,2 К.

Фиг. 22 показывает соотношение между содержанием кадмия в мишенях и содержанием кадмия в тонких пленках. В отличие от случая тонкой пленки из оксида цинка, включающей оксид магния в состоянии твердого раствора, содержание кадмия тонкой пленки составляло одну пятую часть от содержания кадмия мишени. Это имеет место благодаря соотношению "давление пара частиц кадмия > давления пара частиц цинка" и, следовательно, цинк конденсируется в тонкой пленке. Поскольку кадмий испаряется значительно легче, максимум содержания кадмия полученной таким образом тонкой пленки составлял 0,073.

Результат дифракции рентгеновских лучей показывает, что не существует гетерофазы, осаждаемой из той или другой тонкой пленки. Следовательно, считается, что предел твердого раствора кадмия в оксиде цинка не ниже 0,073.

Фиг. 23 показывает изменение в постоянной решетки в зависимости от содержания кадмия. Как видно из этого графика, обе длины - по оси а и по оси с увеличиваются с увеличением содержания кадмия. Считается, что это явление происходит из-за большего ионного радиуса кадмия по сравнению с таким радиусом цинка.

Фиг. 24 показывает изменение ширины запрещенной зоны, полученной из спектра пропускания для УФ/видимого излучения тонкой пленки из оксида цинка при комнатной температуре при различных значениях содержания кадмия. Как становится ясно из фиг. 24, наименьшая ширина запрещенной зоны уменьшалась до 3 эВ. Ширина запрещенной зоны уменьшалась линейно с возрастанием содержания кадмия. Известно, что в других соединениях Zn-YI добавление кадмия уменьшает ширину запрещенных зон. Так как кратность уменьшения ширины запрещенной зоны, достигаемого за счет комбинации оксида цинка и оксида кадмия больше, чем достигаемого за счет комбинации любого другого соединения Zn-YI и кадмия, может быть получена ширина запрещенной зоны низкой энергии при меньшем содержании кадмия.

Фиг. 25 показывает спектр фотолюминесценции для различного содержания кадмия при 4,2 К. Как для случая ширины запрещенной зоны, положение пика излучения сдвигалось по направлению к стороне с меньшей энергией.

Делается вывод, что при комнатной температуре ширина запрещенной зоны оксида цинка может регулироваться в диапазоне приблизительно 3 - 4 эВ путем добавления магния или кадмия в оксид цинка.

Для того, чтобы подтвердить, что полученная тонкая пленка действительно является эффективной при изготовлении двойной гетероструктуры, изготавливалась слоистая структура, в которой тонкая пленка оксида цинка находилась между двумя пленками из оксида цинка, содержащими 20 мол.% магния в состоянии твердого раствора. Тонкая пленка из оксида цинка, служащая как промежуточный слой, имела толщину 70 нм, и каждая из верхней и нижней тонких пленок, содержащих магний, имела толщину 140 нм.

Фиг. 26 показывает пик дифракции рентгеновского излучения оксида цинка (0004). Как показано с помощью пунктирной линии на фиг. 26, пик образован четырьмя линиями; линии меди K_α1 и K_α2 слоя оксида цинка, и линии меди K_α1 и K_α2 слоя, содержащего магний. Кроме того, пик слоя оксида цинка и пик слоя, содержащего магний, являются четко отделенными друг от друга. Также наблюдалось четкое световое излучение экситона из слоя оксида цинка.

Из описанных выше результатов можно сделать вывод, что полученная пленка оксида цинка, содержащая магний в состоянии твердого раствора, может быть подвержена эпитаксиальному росту совместно с тонкой пленкой оксида цинка в альтернативном варианте.

Кроме того, для того, чтобы изготовить квантовую структуру на основе оксида цинка, изучалось изготовление структуры сверхрешетки, составленной из тонкой пленки MgZnO и тонкой пленки оксида цинка. Сверхрешетки из 10 периодов были изготовлены за счет изменение толщины пленки оксида цинка от 1,2 до 12 нм, в то время, как толщина тонкой пленки из MgZnO поддерживалась 6,2 нм.

Фиг. 27 показывает поперечное ТЕМ изображение структуры сверхрешетки, составленной из магния, содержащей тонкую пленку оксида цинка (содержание магния: 0,2) и тонкой пленки оксида цинка. Схематичная диаграмма структуры сверхрешетки показана на фиг. 27. Как можно видеть из фиг. 27, гетерограница раздела и поверхность являются очень плоскими. Сверхрешетка изготавливается на тонкой пленке оксида цинка, сформированной на подложке из сапфира для того, чтобы улучшить плоскостность поверхности. Т.е. тонкая пленка оксида цинка используется как буферный слой. Шероховатость поверхности тонкой пленки, содержащей магний, уменьшается приблизительно в 10 раз по сравнению с шероховатостью поверхности в случае, когда тонкая пленка, содержащая магний, осаждалась непосредственно на подложку сапфира.

Фиг. 28 показывает AFM изображения буферного слоя ZnO и образца сверхрешетки. Гексагональная спираль, сформированная на поверхности буферного слоя, также может наблюдаться с вершины сверхрешетки. Исходя из этого, предполагается, что каждый слой сверхрешетки осаждался путем спирального роста.

Фиг. 29 показывает картины дифракции рентгеновских лучей на сверхрешетке. В дифракционной картине каждого образца дифракционный пик, соответствующий периоду сверхрешетки, наблюдался на кромке каждого из пиков при малом угле падения и пике оксида цинка (0002). Эти дифракционные картины хорошо соответствуют результату моделирования (см. пунктирную линию на фиг. 29). Следовательно, можно сделать вывод о том, что степень диффузии границы раздела магния или шероховатость поверхности являются очень низкими и, следовательно, формируется хорошая граница раздела.

Фиг. 30 показывает спектр фотолюминесценции сверхрешетки. Как можно видеть из фиг. 30, пик излучения сверхрешетки сдвигался от пика излучения тонкой пленки оксида цинка по направлению к стороне с более высокой энергией на величину, которая уменьшалась по мере того, как толщина тонкой пленки оксида цинка уменьшалась. Считается, что это явление происходит за счет квантового эффекта, вызываемого локализацией носителей.

Из приведенного выше считается, что тонкая пленка оксида цинка, содержащая магний в состоянии твердого раствора, является удобной для изготовления квантовой структуры.

Далее будет дано описание элемента в соответствии с другим вариантом реализации настоящего изобретения.

Фиг. 31 показывает схематичную диаграмму монолитного полноцветного элемента светоизлучающего диода LED, использующего тонкую пленку оксида цинка в соответствии с вариантом реализации настоящего изобретения.

На фиг. 31 цифра 1 обозначает подложку из стекла, на которой располагаются для каждого цвета слой MgZnO n-типа 2 и электрод n-типа 3, слой ZnO n-типа 4, нелегированный слой ZnO 5, слой ZnO p-типа 6, слой MgZnO p-типа 7 и электрод p-типа 8 в этой последовательности. Также для каждого цвета формируется флуоресцентное покрытие на поверхности дна стеклянной подложки 1.

В обычных полноцветных LED дисплеях излучение каждого цвета может быть получено за счет использования различного материала. В противоположность этому в настоящем изобретении полноцветный LED элемент составляется только из источника "УФ излучения" и "флуоресцентного материала RGB (красного, зеленого, синего) сигнала" и может быть изготовлен интегрированным способом на стеклянном субстрате, который позволяет пропускать УФ-излучение.

Фиг. 32 представляет собой схематичную диаграмму лазерного излучающего элемента, использующего тонкую пленку оксида цинка в соответствии с еще одним вариантом реализации настоящего изобретения.

На фиг. 32 цифра 11 обозначает подложку из сапфира, на которой расположены электрод n-типа 12, слой MgZnO p-типа 13, ZnO/MgZnO слой многоквантовой ямы 14, слой MgZnO p-типа 15, слой AlCuO₂ p-типа 16 и электрод p-типа 17 в этой последовательности.

В соответствии с настоящим изобретением может быть изготовлена лазерная структура, в которой межзеренные границы гексагональных кристаллов служат как зеркала. Следовательно, лазерное устройство, которое может излучать в произвольном направлении (через каждые 60^o) может быть изготовлено за счет простого процесса, в котором после формирования p-n переход, узкий металлический электрод, расширяющийся в направлении, перпендикулярном межзеренным границам, осаждается на ней.

Так как пленка оксида цинка n-типа имеет экстремально низкое сопротивление, пленка оксида цинка n-типа формируется в самой низкой части для того, чтобы дать возможность току быть инжектированным со стороны. Хотя пленка оксида цинка p-типа имеет высокое сопротивление, контактное сопротивление между слоем оксида цинка p-типа и электродом может быть сделано очень низким, так как в настоящем варианте реализации изобретения AlCuO₂ (делафоссит), служащий в качестве промежуточного слоя, располагается между слоем оксида цинка p-типа и электродом. Следовательно, напряжение, прикладываемое к элементу, может быть снижено, так что возможно стабильное управление, в то время как потребляемая мощность снижается.

Как описано выше, настоящее изобретение имеет следующие преимущества.

(A) Изготовление тонкой пленки, имеющей высокую кристалличность, является возможным за счет использования метода лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии (MBE) и, следовательно, световое излучение, вызываемое рекомбинацией экситонов, реализуется даже при комнатной температуре.

В тонкой пленке, имеющей нанокристаллическую структуру оксида цинка, порог генерации является очень низким, так как лазерная генерация происходит за счет экситон-экситонного рассеяния.

Так как лазерные резонаторы формируются за счет естественно выращенных поверхностей, процесс изготовления резонаторов за счет расслоения и травления не является необходимым.

Кроме того, путем добавления магния ширина запрещенной зоны оксида цинка может быть увеличена. Следовательно, длина волны излучаемого света может быть уменьшена за счет использования пленки оксида цинка, к которой добавлен магний.

(B) Даже при комнатной температуре кристаллы могут быть выращены на стеклянном субстрате.

(C) Энергия связи экситонов оксида цинка составляет 60 эВ, что является очень высокой величиной по сравнению с энергией связи GaN (24 мэВ) и ZnSe (22 мэВ), экситоны существуют стабильно даже при комнатной температуре. Кроме того, лазерная генерация, вызываемая излучением экситона, возможна даже при комнатной температуре.

Когда тонкая пленка оксида цинка используется как светоизлучающий слой, любые из следующих структур могут быть использованы для повышения эффективности излучения:
(a) Структура, в которой очень тонкий светоизлучающий слой лежит между двумя слоями, сделанными из материала, имеющего ширину полосы больше, чем ширина для светоизлучающего слоя для того, чтобы локализовывать носители и облегчать излучательную рекомбинацию;
(b) Структура, в которой светоизлучающий слой располагается между светолокализующими слоями для того, чтобы эффективно выводить световое излучение наружу из элемента; или
(c) Структура, в которой магний включается в состав тонкой пленки оксида цинка в состоянии твердого раствора для достижения эффектов, получаемых за счет использования описанных выше структур.

Для этого требуется материал, чья постоянная решетки в плоскости соответствует постоянной решетки оксида цинка и который имеет ширину полосы больше, чем ширина полосы оксида цинка. Изготовление смешанного кристалла оксида цинка эффективно для этой цели.

(d) Тонкая пленка, содержащая магний в состоянии твердого раствора, может испытывать эпитаксиальный рост совместно с оксидом цинка в альтернативном способе и, следовательно, использование тонкой пленки позволяет изготавливать локализованные слои носителей, формируемые из оксида цинка.

Кроме того, в оптическом полупроводниковом элементе на основе II-оксида настоящего изобретения используется тонкая пленка оксида цинка, содержащая магний или кадмий в состоянии твердого раствора. За счет добавления магния или кадмия ширина запрещенной зоны оксида цинка может регулироваться в диапазоне от 3 до 4 эВ.

Настоящее изобретение не ограничивается перечисленными выше вариантами реализации. Возможны многочисленные модификации и изменения настоящего изобретения в свете сути настоящего изобретения, и они не исключаются из объема настоящего изобретения.

Формула изобретения

1. Оптический полупроводниковый элемент, в котором тонкая пленка, содержащая ZnO, используется как светоизлучающий слой, при этом межзеренные границы, существующие в тонкой пленке, выполнены с возможностью использования как резонаторов и создания лазерной генерации за счет экситона при комнатной температуре.

2. Оптический полупроводниковый элемент по п.1, в котором тонкая пленка является тонкой пленкой гексагональных ZnO-нанокристаллов, сформированных за счет использования способа лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии (МВE).

3. Оптический полупроводниковый элемент по п.1, содержащий флуоресцентный слой, который выполнен с возможностью возбуждения ультрафиолетовым или синим излучением светоизлучающего слоя для генерации света и с возможностью излучения видимого света для цветного изображения.

4. Способ изготовления оптического полупроводникового элемента, в котором осуществляют формирование тонкой пленки, содержащей ZnO, на подложке с-поверхности сапфира за счет двух отдельных стадий формирования ядер, когда определяют размер и плотность нанокристаллов и когда выращивают ядра.

5. Оптический полупроводниковый элемент на основе оксида элемента II группы, который содержит тонкую пленку оксида цинка, содержащую магний в состоянии твердого раствора, и в котором используется модуляция связи тонкой пленки оксида цинка, возникающая из-за наличия магния в твердом растворе.

6. Оптический полупроводниковый элемент по п.5, содержащий двойную гетероструктуру, в которой тонкая пленка оксида цинка, служащая светоизлучающим слоем, располагается между тонкими пленками оксида цинка, каждая из которых содержит магний в состоянии твердого раствора и служит локализатором носителей и оболочкой.

7. Оптический полупроводниковый элемент по п.5, содержащий флуоресцентный слой, который выполнен с возможностью возбуждения ультрафиолетовым или синим излучением светоизлучающего слоя для генерации видимого света и с возможностью получения цветного изображения.

8. Способ изготовления оптического полупроводникового элемента на основе оксида элемента II группы, при котором тонкую пленку оксида цинка, содержащую магний в состоянии твердого раствора, формируют на подложке за счет лазерной молекулярно-пучковой эпитаксии.

Приоритет по пунктам:
07.03.1997 по пп.1 - 4;
24.03.1997 по пп.5 - 8.

РИСУНКИ

Рисунок 1, Рисунок 2, Рисунок 3, Рисунок 4, Рисунок 5, Рисунок 6, Рисунок 7, Рисунок 8, Рисунок 9, Рисунок 10, Рисунок 11, Рисунок 12, Рисунок 13, Рисунок 14, Рисунок 15, Рисунок 16, Рисунок 17, Рисунок 18, Рисунок 19, Рисунок 20, Рисунок 21, Рисунок 22, Рисунок 23, Рисунок 24, Рисунок 25, Рисунок 26, Рисунок 27, Рисунок 28, Рисунок 29, Рисунок 30, Рисунок 31, Рисунок 32, Рисунок 33