【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、蛍光体及び蛍光体の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＧａＮの単結晶は、ＬＥＤ、ＬＤ等において高輝度の青色、緑色の発光を示す材料として知られている。これらの材料を電子線で発光させようという試みは過去にあるが、粉体状とした蛍光体は実用化されていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
電子線で発光する粉体状のＧａＮ蛍光体を実用化できない理由として、他の蛍光体と異なり窒化が困難であることが挙げられる。即ち、この材料は窒化される温度（９００℃〜１０５０℃）と分解が始まる温度の差が小さいため、通常の加熱による反応では窒化と分解が同時に進行しやすく、この結果欠陥を多く生成してしまう。このため、発光機構が阻害されて満足な輝度を得ることができないものと考えられる。
【０００４】
通常、ＬＥＤ等として利用するＧａＮを合成する場合には、各原料が反応してＧａＮが合成された瞬間に冷却され、サファイヤ基板上に堆積されていく。これは熱非平衡下の反応であり、生成された物質の分解は進まず、窒化による合成だけが進行していく。しかしながら、蛍光表示管において発光部に用いる蛍光体は、蛍光体による表示のパターンを任意の形状に形成する必要があるため、粉体状にしなければならない。例えば、印刷法、スラリー法、電着法、沈降法などのパターン形成法があるが、いずれも蛍光体を粉体状にして行うものである。
【０００５】
本発明は、良質なＧａＮ蛍光体の微粒子又は薄膜が少なくとも表面の一部に形成された粉体状の蛍光体とその製造方法を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
請求項１に記載された蛍光体は、III-Ｖ族化合物半導体であるＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）の微粒子又は薄膜を、前記ＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）と同一の結晶形でかつその格子不整合率が１０％以内である無機材料の粒子である核の表面にヘテロエピタキシャル成長させてなることを特徴としている。
【０００７】
請求項２に記載された蛍光体は、請求項１記載の蛍光体において、前記核がＺｎＯとＳｉＣからなる群から選択されたことを特徴としている。
【０００８】
請求項３に記載された蛍光体は、請求項１又は２記載の蛍光体において、前記核の粒径が、０．０１μｍ〜２μｍの範囲内であることを特徴としている。
【０００９】
請求項４に記載された蛍光体は、請求項１又は２又は３記載の蛍光体において、前記微粒子又は薄膜中にドーパントが導入されていることを特徴としている。
【００１０】
請求項５に記載された蛍光体は、請求項４記載の蛍光体において、前記ドーパントがＺｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｇｅから選択された１以上の元素であることを特徴としている。
【００１１】
請求項６に記載された蛍光体は、請求項１又は２又は３又は４又は５記載の蛍光体において、紫外線又は電子線によって励起することを特徴としている。
【００１２】
請求項７に記載された蛍光体の製造方法は、III-Ｖ族化合物半導体であるＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）と同一の結晶形でかつその格子不整合率が１０％以内である無機材料の微粒子を核とし、前記核の表面に前記ＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）の微粒子又は薄膜をヘテロエピタキシャル成長させることを特徴としている。
【００１３】
請求項８に記載された蛍光体の製造方法は、請求項７記載の蛍光体の製造方法において、前記核を収納した密閉空間内に有機金属ガスを導入しながら又は導入した後にエネルギーを与え、前記核の表面に前記微粒子又は薄膜を化学気相成長させることを特徴としている。
【００１４】
請求項９に記載された蛍光体の製造方法は、請求項８記載の蛍光体の製造方法において、前記有機金属ガスとともに、アンモニアガスと、ドーパントとなる成分を含むガスを導入して行うことを特徴としている。
【００１５】
請求項１０に記載された蛍光体の製造方法は、請求項９記載の蛍光体の製造方法において、前記有機金属ガスが、ＴＭＧａとＴＭＩｎからなる群から選択され、前記ドーパントとなる成分を含むガスが、ＤＭＺｎ、ＤＥＺｎ、ＳｉＨ4 からなる群から選択され、前記核がＺｎＯとＳｉＣからなる群から選択されたことを特徴としている。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態の一例である蛍光体は、ＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）の微粒子又は薄膜を、ＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）と同一の結晶形でかつその格子不整合率が１０％以内である無機材料の粒子（核）の表面にヘテロエピタキシャル成長させたものであり、所定の大きさの粒径で結晶性が良好な蛍光体粒子である。ＧａX Ｉｎ1-X Ｎが六方晶系であることから、蛍光体の核となる粒子としては、ＧａX Ｉｎ1-X Ｎと同一の結晶構造である例えばＺｎＯ、ＳｉＣ等が望ましい。なお、ＧａＮの格子定数は３．１８であり、ＺｎＯの格子定数は３．２４であり、ＳｉＣの格子定数は３．０７９である。ＧａＮの格子定数に対し、ＺｎＯとＳｉＣの格子定数はいずれも９０％以上の格子整合率である。また、この粒子の粒径は、通常使用されている蛍光体の粒径よりも小さい必要があり、０．０１〜２μｍが適当である。前記核としては、ＧａＮに対する格子整合率が９０％以上の六方晶系の無機材料であって、かつ前述した粒径のものであれば、本発明に適用できる。しかしながら、前記ＺｎＯとＳｉＣは、工業的に多く使用されており、純度も非常によく粒形制御管理が十分な材料が得やすい。ＺｎＯとＳｉＣは、いずれか一方ずつ核として用いてもよいし、両方を適当な比で混合して前記核として使用してもよい。なお、ＧａX Ｉｎ1-X Ｎ（０＜Ｘ≦１）半導体中には、ドーパントとしてＺｎ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｇｅ等を添加してもよい。
【００１７】
本発明の実施の形態の一例である蛍光体の製造方法は、前述したような蛍光体を製造する方法であり、化学気相成長法(Chemical Vapor Deposition, 略してCVD)を用い、前記粒子の表面で前記III-Ｖ族化合物半導体の微粒子又は薄膜をヘテロエピタキシャル成長させ、所定の大きさの粒径で結晶性が良好な蛍光体を製造するものである。
【００１８】
ＣＶＤ法とは、半導体薄膜等を結晶成長させる方法であり、特に本発明のように単結晶上に成長させる場合にはエピタキシャル成長が可能である。原料はガスを用い、他の結晶成長法と異なり、化学反応を利用した薄膜堆積法である。このため、化合物薄膜の化学量論比が保ちやすい。反応のためのエネルギー供給は、抵抗加熱、高周波加熱、ＩＲ加熱、プラズマ、ＥＣＲプラズマ、光、レーザ等多様な方法が採用可能である。原料ガス温度制御により飽和蒸気圧を制御し、流量調節により原料供給量を任意に変化させ、精密な組成制御が可能である。ガスを用いるために粒子の表面に対して均一な微粒子又は薄膜が作製可能であり、量産性が高いという利点もある。
【００１９】
具体的には、密閉された反応容器内に前記粒子を収納し、ここに有機金属ガスと、アンモニアガスと、必要に応じてドーパントとなる成分を含むガスを導入しながら又はした後エネルギーを与え、前記粒子の表面に前記薄膜を化学気相成長させる。前記有機金属ガスの一例を挙げれば、ＴＭＧａやＴＭＩｎがある。前記ドーパントとなる成分を含むガスの一例を挙げれば、ＤＭＺｎ、ＤＥＺｎ、ＳｉＨ4 等がある。
【００２０】
上記ＣＶＤ法を用いた反応系で原料をエレメントに分解しこれを核になる粒子上に堆積成長させることにより、所定の大きさの粒径で結晶性が良好なＧａＮ蛍光体を作製できる。また、加速電圧が１ｋＶ以下の低速電子線励起の場合は電子の侵入深さは高々０．１μｍ以下であるため、核の表面に形成する膜厚は高々１μｍ程度あればよい。
以下に、上記発明の実施の形態の一例をさらに具体的に説明するため、本発明の実施例を示す。
【００２１】
【実施例】
(1) 実施例１
図１に示す蛍光体の製造装置１０を用いる。密閉空間を構成する真空容器１には、その内部を真空状態にするために、吸引管２を介して図示しない真空系が連結されている。真空容器１には原料ガスを導入する複数本の導入管３が接続連通されている。真空容器１の内部には、粒子（核）を載置する容器４が設置されている。容器４は断熱性の高い石英ガラスからなる。容器４の底には熱の吸収を高めるためにＳｉウエハー５が設けられている。容器４の上方には、加熱手段としてのランプ６があり、容器４内の粒子を所望の温度で加熱できる。加熱手段は前述したように多様な手段が採用可能である。容器４は例えば超音波を利用した攪拌機７（振動子）に連結されており、容器４内に収納する粒子（核）を攪拌できるようになっている。なお。へらのような機械的な手段で攪拌してもよい。
【００２２】
この装置１によれば、攪拌機７が容器を振動させ、粒子（核）が攪拌される。このため、粒子（核）に対する加熱と材料の供給が均一になり、粒子（核）の結晶面に材料が均一に堆積される。本例では、粒子（核）の表面には半導体の微粒子が連続的につながった状態で堆積して薄膜を形成する。また、粒子（核）の表面に半導体薄膜が結晶成長すると、隣接の粒子（粒子）の薄膜どうしがくっついて粉体状の蛍光体が得られなくなってしまうが、この装置で振動を与えながら成長させればそのような不都合は生じない。
【００２３】
原料ガスとしては、有機金属ガスとしてのＴＭＧａ（トリメチルＧａ）、アンモニアガス（ＮＨ3 ）、ドーパントとなる成分を含むガスとしてＤＭＺｎ（ジメチル亜鉛）、ＳｉＨ4 （シラン）を用いる。核となる粒子（粉体）としては、平均粒径が１μｍのＺｎＯを用いた。ランプ加熱によりＳｉウエハーの温度で９５０℃に設定し成長を行った。半導体成長の核としてＺｎＯを用いる場合は、１１００℃以上ではＺｎＯが分解を生じ特性を悪化させるため、成長温度は１１００℃以下が望ましい。
【００２４】
成長は、４０Ｔｏｒｒの圧力で、ＴＭＧを２０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ3 を０．０８ｍｏｌ／ｍｉｎ流し、ドーパントとして上記材料を各々０．５μｍｏｌ／ｍｉｎ流し、ＺｎＯの粒子の表面にＧａＮ：Ｚｎ，Ｓｉを成長させた。これを窒素中にて７００℃でアニールし、蛍光体を作製した。ＰＬを観察したところ青色の発光が得られた。また、これをＶＦＤのアノード基板に塗布しアノード電圧３０Ｖで評価したところ青色の発光が得られ、この時の輝度は約５３０ｃｄ／ｍ2 であった。また、同時にＧａ2 Ｏ3 を原料としてＮＨ3 及びドーパントとしてＤＭＺｎ、ＳｉＨ4 を用いて窒化させた試料も評価したが、この時の輝度は約５ｃｄ／ｍ2 であった。
【００２５】
(2) 実施例２
同様にして原料にＴＭＧａ、ＮＨ3 さらにＴＭＩｎ及びドーパントとしてＤＥＺｎを用い、核となる粉体に平均粒径が０．５μｍのＳｉＣを用いた。ランプ加熱によりＳｉウエハーの温度で８００℃に設定し成長を行った。
【００２６】
成長は４０Ｔｏｒｒの圧力下で、ＩＭＧを５μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩｎを２０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ3 を０．０８ｍｏｌ／ｍｉｎ流し、ドーパントとして上記材料を各々０．５μ ｍｏｌ／ｍｉｎ流し、ＳｉＣの粒子の表面にＧａＩｎＮ：Ｚｎ，Ｓｉを成長させた。これを窒素中にて６５０℃でアニールし、蛍光体を作製した。ＰＬを観察したところ黄色の発光が得られた。また、これをＶＦＤのアノード基板に塗布し、アノード電圧３０Ｖで評価したところ、黄色の発光が得られた。この時の輝度は約４１０ｃｄ／ｍ2 であった。また、同時にＧａ2 Ｏ3 を原料としてＮＨ3 及びドーパントとしてＤＥＺｎを用いて窒化させた試料も評価したが、この時の輝度は約８ｃｄ／ｍ2 であった。
【００２７】
(3) その他の実施例
上記実施例１、２において、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎのフロー量を制御することにより、Ｇａx Ｉｎ1-x Ｎ（０＜Ｘ≦１）で表される組成の化合物を合成できる。また、この固溶体はＺｎＣｄＳと同様にＧａとＩｎの比率でエネルギーギャップを連続して変えることがすでに知られているため青色から赤色までの発光が得られる。また、ドーパントに関しては上記以外にＭｇ化合物なども用いることができる。
【００２８】
【発明の効果】
本発明によれば、ＧａＮと格子整合しやすい種結晶（核）の表面にＧａＮを結晶成長させるため、再現よく良質なＧａＮ蛍光体が得られる。
【００２９】
また、種結晶（核）の粒度分布をシャープにすることにより、成長条件と合わせ、粒径が揃った均一なＧａＮ粉末が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において用いられる蛍光体の製造装置の模式的な断面図である。
【符号の説明】
１ 蛍光体の製造装置[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a phosphor and a method for producing the phosphor.
[0002]
[Prior art]
A single crystal of GaN is known as a material that emits blue and green light with high luminance in LEDs, LDs, and the like. There have been past attempts to emit these materials with an electron beam, but powdered phosphors have not been put to practical use.
[0003]
[Problems to be solved by the invention]
The reason why a powdery GaN phosphor that emits light with an electron beam cannot be put to practical use is that nitriding is difficult unlike other phosphors. That is, since the difference between the nitriding temperature (900 ° C. to 1050 ° C.) and the temperature at which decomposition starts is small, nitriding and decomposition are likely to proceed simultaneously in a normal heating reaction, resulting in many defects. End up. For this reason, it is considered that satisfactory luminance cannot be obtained because the light emission mechanism is inhibited.
[0004]
Usually, when synthesizing GaN to be used as an LED or the like, each raw material reacts to be cooled at the moment of synthesizing GaN and deposited on the sapphire substrate. This is a reaction under thermal non-equilibrium, and the generated substance does not decompose and only synthesis by nitriding proceeds. However, the phosphor used for the light-emitting portion in the fluorescent display tube must be formed into a powder since it is necessary to form a display pattern with the phosphor in an arbitrary shape. For example, there are pattern forming methods such as a printing method, a slurry method, an electrodeposition method, a sedimentation method, etc., all of which are performed by making the phosphor into powder form.
[0005]
An object of the present invention is to provide a powdery phosphor in which fine particles or a thin film of a high-quality GaN phosphor are formed on at least a part of the surface, and a method for producing the same.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The phosphor according to claim 1 is a Ga X In 1-X N (0 <X ≦ 1) fine particle or thin film which is a III-V group compound semiconductor, the Ga X In 1-X N (0 < It is characterized by being heteroepitaxially grown on the surface of a nucleus which is a particle of an inorganic material having the same crystal form as X ≦ 1) and a lattice mismatch rate of within 10%.
[0007]
According to a second aspect of the present invention, in the phosphor according to the first aspect, the nucleus is selected from the group consisting of ZnO and SiC.
[0008]
The phosphor described in claim 3 is characterized in that, in the phosphor according to claim 1 or 2, the particle diameter of the nucleus is in the range of 0.01 μm to 2 μm.
[0009]
The phosphor described in claim 4 is the phosphor according to claim 1, 2 or 3, wherein a dopant is introduced into the fine particles or the thin film.
[0010]
The phosphor described in claim 5 is the phosphor according to claim 4, wherein the dopant is one or more elements selected from Zn, Si, Mg, and Ge.
[0011]
The phosphor described in claim 6 is characterized in that it is excited by ultraviolet rays or electron beams in the phosphor according to claim 1 or 2 or 3 or 4 or 5.
[0012]
The method for producing a phosphor according to claim 7 is the same crystal form as Ga X In 1-X N (0 <X ≦ 1), which is a III-V compound semiconductor, and has a lattice mismatch ratio of 10 It is characterized in that fine particles of an inorganic material within a percentage are used as nuclei, and the Ga X In 1-X N (0 <X ≦ 1) fine particles or thin film are heteroepitaxially grown on the surface of the nuclei.
[0013]
The method for producing a phosphor according to claim 8 is the method for producing a phosphor according to claim 7, wherein energy is applied while introducing or after introducing an organometallic gas into the sealed space containing the core, The fine particles or the thin film is grown on the surface of the nucleus by chemical vapor deposition.
[0014]
The phosphor manufacturing method according to claim 9 is the phosphor manufacturing method according to claim 8, wherein ammonia gas and a gas containing a dopant component are introduced together with the organometallic gas. It is a feature.
[0015]
The method for producing a phosphor according to claim 10 is the method for producing a phosphor according to claim 9, wherein the organometallic gas is selected from the group consisting of TMGa and TMIn, and includes a component that becomes the dopant. Is selected from the group consisting of DMZn, DEZn, and SiH 4 , and the nucleus is selected from the group consisting of ZnO and SiC.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the phosphor as an example of the embodiment of the present invention, Ga X In 1-X N (0 <X ≦ 1) fine particles or thin films are the same as Ga X In 1-X N (0 <X ≦ 1). Phosphor particles that are heteroepitaxially grown on the surface of particles (nuclei) of inorganic material having a lattice mismatch rate of 10% or less and having a predetermined size and good crystallinity It is. Since Ga X In 1-X N is a hexagonal system, for example, ZnO, SiC, or the like having the same crystal structure as Ga X In 1-X N is desirable as the particle serving as the nucleus of the phosphor. Note that the lattice constant of GaN is 3.18, the lattice constant of ZnO is 3.24, and the lattice constant of SiC is 3.079. The lattice constant of ZnO and SiC is 90% or more of the lattice matching ratio with respect to the lattice constant of GaN. Further, the particle size of the particles needs to be smaller than the particle size of a phosphor that is usually used, and 0.01 to 2 μm is appropriate. The nucleus is applicable to the present invention as long as it is a hexagonal inorganic material having a lattice matching ratio of 90% or more with respect to GaN and having the above-mentioned particle size. However, ZnO and SiC are widely used industrially, and it is easy to obtain a material with very good purity and sufficient particle shape control management. Either one of ZnO and SiC may be used as a nucleus, or both may be mixed in an appropriate ratio and used as the nucleus. Incidentally, Ga X In 1-X N (0 <X ≦ 1) in the semiconductor, Zn as a dopant, Mg, Si, may be added such as Ge.
[0017]
A method for producing a phosphor as an example of an embodiment of the present invention is a method for producing a phosphor as described above, using chemical vapor deposition (abbreviated as CVD), The above-described III-V compound semiconductor fine particles or thin film is heteroepitaxially grown on the surface to produce a phosphor having a predetermined particle size and good crystallinity.
[0018]
The CVD method is a method for crystal growth of a semiconductor thin film or the like, and epitaxial growth is possible particularly when growing on a single crystal as in the present invention. Unlike other crystal growth methods, the raw material is a thin film deposition method using a chemical reaction, unlike other crystal growth methods. For this reason, it is easy to maintain the stoichiometric ratio of the compound thin film. Various methods such as resistance heating, high-frequency heating, IR heating, plasma, ECR plasma, light, and laser can be used for energy supply for the reaction. Precise composition control is possible by controlling the saturated vapor pressure by controlling the raw material gas temperature and arbitrarily changing the raw material supply amount by adjusting the flow rate. Since gas is used, uniform fine particles or thin films can be produced on the surface of the particles, and there is an advantage that mass productivity is high.
[0019]
Specifically, the particles are housed in a sealed reaction vessel, and energy is applied after or while introducing a gas containing an organometallic gas, ammonia gas, and, if necessary, a dopant component. And chemical vapor deposition of the thin film on the surface of the particles. Examples of the organometallic gas include TMGa and TMIn. Examples of the gas containing the component serving as the dopant include DMZn, DEZn, SiH 4 and the like.
[0020]
A raw material is decomposed into elements in the reaction system using the CVD method, and this is deposited and grown on the core particles, whereby a GaN phosphor having a predetermined size and good crystallinity can be produced. Further, in the case of low-energy electron beam excitation with an acceleration voltage of 1 kV or less, the penetration depth of electrons is at most 0.1 μm, so that the film thickness formed on the surface of the nucleus may be at most about 1 μm.
Examples of the present invention will be described below in order to more specifically describe one example of the embodiment of the present invention.
[0021]
【Example】
(1) Example 1
A phosphor manufacturing apparatus 10 shown in FIG. 1 is used. A vacuum system (not shown) is connected to the vacuum vessel 1 constituting the sealed space via a suction pipe 2 in order to make the inside of the vacuum vessel 1 in a vacuum state. A plurality of introduction pipes 3 for introducing a raw material gas are connected to the vacuum vessel 1. Inside the vacuum container 1, a container 4 on which particles (nuclei) are placed is installed. The container 4 is made of quartz glass having high heat insulating properties. A Si wafer 5 is provided at the bottom of the container 4 to increase heat absorption. Above the container 4 is a lamp 6 as a heating means, which can heat the particles in the container 4 at a desired temperature. As described above, various means can be adopted as the heating means. The container 4 is connected to a stirrer 7 (vibrator) using ultrasonic waves, for example, so that particles (nuclei) stored in the container 4 can be stirred. Note that. You may stir by mechanical means, such as a spatula.
[0022]
According to this apparatus 1, the stirrer 7 vibrates the container, and particles (nuclei) are stirred. For this reason, heating to the particles (nuclei) and supply of the material become uniform, and the material is uniformly deposited on the crystal plane of the particles (nuclei). In this example, a thin film is formed by depositing semiconductor fine particles continuously on the surfaces of the particles (nuclei). In addition, when a semiconductor thin film grows on the surface of particles (nuclei), the thin films of adjacent particles (particles) stick to each other and a powdery phosphor cannot be obtained. If so, such inconvenience does not occur.
[0023]
As the source gas, TMGa (trimethyl Ga), ammonia gas (NH 3 ) as the organometallic gas, and DMZn (dimethyl zinc) and SiH 4 (silane) are used as the gas containing the dopant component. ZnO having an average particle diameter of 1 μm was used as the core particle (powder). Growth was performed by setting the temperature of the Si wafer to 950 ° C. by lamp heating. When ZnO is used as the nucleus for semiconductor growth, ZnO decomposes and deteriorates characteristics at 1100 ° C. or higher, so the growth temperature is preferably 1100 ° C. or lower.
[0024]
Growth is performed at a pressure of 40 Torr by flowing TMG at 20 μmol / min and NH 3 at 0.08 mol / min, and the above materials as dopants at 0.5 μmol / min to grow GaN: Zn, Si on the surface of ZnO particles. I let you. This was annealed at 700 ° C. in nitrogen to produce a phosphor. When PL was observed, blue light emission was obtained. When this was applied to a VFD anode substrate and evaluated at an anode voltage of 30 V, blue light emission was obtained, and the luminance at this time was about 530 cd / m 2 . Further, DMZn, was a sample also evaluated which were nitrided by SiH 4, the luminance at that time was about 5 cd / m 2 as NH 3 and the dopant Ga 2 O 3 as a raw material at the same time.
[0025]
(2) Example 2
Similarly, TMGa, NH 3 and TMIn were used as raw materials and DEZn was used as a dopant, and SiC having an average particle diameter of 0.5 μm was used as a core powder. Growth was performed by setting the temperature of the Si wafer to 800 ° C. by lamp heating.
[0026]
In the growth, under the pressure of 40 Torr, 5 μmol / min of IMG, 20 μmol / min of TMIn, 0.08 mol / min of NH 3 and 0.5 μmol / min of each of the above materials as dopants were flown on the surface of the SiC particles. GaInN: Zn, Si was grown. This was annealed at 650 ° C. in nitrogen to produce a phosphor. When PL was observed, yellow light emission was obtained. When this was applied to a VFD anode substrate and evaluated at an anode voltage of 30 V, yellow light emission was obtained. The luminance at this time was about 410 cd / m 2 . At the same time, a sample nitrided using Ga 2 O 3 as a raw material NH 3 and DEZn as a dopant was evaluated, and the luminance at this time was about 8 cd / m 2 .
[0027]
(3) Other Examples In Examples 1 and 2 above, by controlling the flow amount of TMGa and TMIn, a compound having a composition represented by Ga x In 1-x N (0 <X ≦ 1) was synthesized. it can. Moreover, since it is already known that this solid solution continuously changes the energy gap at the ratio of Ga and In as with ZnCdS, light emission from blue to red can be obtained. Moreover, regarding a dopant, Mg compound etc. can be used besides the above.
[0028]
【The invention's effect】
According to the present invention, since GaN is grown on the surface of a seed crystal (nucleus) that easily lattice matches with GaN, a high-quality GaN phosphor can be obtained with good reproducibility.
[0029]
In addition, by sharpening the particle size distribution of the seed crystals (nuclei), uniform GaN powder having a uniform particle size can be obtained in accordance with the growth conditions.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a phosphor manufacturing apparatus used in an embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
1 Phosphor production equipment
