薄いTi中間層を使用したアモルファス石英上でのIII族窒化物ナノワイヤベースの黄色発光ダイオードの直接成長

背景

ディスプレイ技術のための発光ダイオード（LED）の使用は、過去10年間で広まっています。これらの光源は、冷陰極蛍光ランプ（CCFL）と比較してエネルギー効率が高く、携帯用家電製品に適しています。従来のLEDは、サファイア基板上に成長したGaNベースの青色LEDに依存しています。 LED製品の需要が高まるにつれ、製造歩留まりを拡大するために、より大きな直径のサファイア基板を使用する傾向にシフトしています。しかし、直径が大きくなるにつれて正確な結晶方位と平坦性を維持しながら、Kyropoulosブールからc面サファイアを正確に穴あけすることが困難なため、大型サファイア基板の製造は困難です[1、2]。製造上の問題に加えて、従来の平面GaNベースのLEDは、グリーンギャップ、つまり、グリーン波長（520 nm）より長い波長でLED量子効率が低下するスペクトル領域の存在によって制約されます。

ガラスベースの基板上にIII族窒化物材料を成長させるためのいくつかの試みがあった。以前は、ガス源分子線エピタキシー（MBE）[3]とスパッタリング[4、5]を使用したガラス上でのGaNのエピタキシャル成長により、低品質の多結晶材料が生成され、デバイスの性能に影響を与えていました。あるいは、Samsungは、マイクロマスキングとそれに続く選択的有機金属化学蒸着（MOCVD）成長によって、ガラス上にほぼ単結晶のGaNピラミッドを成長させる能力を実証しました[6、7]。ただし、MOCVDでの過剰なインジウム蒸発は、グリーンギャップでエミッターを実現するためのインジウムの効率的な取り込みを妨げます。 Shon etal。グラフェンを予備配向バッファ層として使用して、アモルファスガラス上のスパッタされたInGaN薄膜の品質を改善し、欠陥に関連するフォトルミネッセンスを効果的に抑制する可能性を実証しました[8]。それにもかかわらず、これらの方法は、大規模な製造プロセスへの統合の可能性を妨げる複雑な処理ステップを必要とします。

ガラスベースの基板にIII族窒化物発光体を直接組み込む1つの可能な方法は、MBEを使用して自発的に成長したIII族窒化物ナノワイヤを利用することです。成長条件を最適化することにより、テンプレート化された成長マスクや触媒を必要とせずに、III族窒化物ナノワイヤを自発的に成長させることができます[9]。表面積対体積比が大きいため、ナノワイヤは、活性領域でのひずみを低減しながら、貫通転位なしで成長することができます[10]。ひずみが減少すると、グリーンギャップ内およびそれを超えて機能するIII族窒化物ナノワイヤベースのデバイスの製造が可能になります[11–16]。 III族窒化物ナノワイヤは、シリコン[9、17、18]、金属[19–21]、シリカ[22–25]などのさまざまな基板上で成長することが示されており、幅広い基板を利用することができます。 。現在、ガラスベースの基板は絶縁性であるため、導電性と透明性の両方を同時に維持しながら、シリカ上に電気的に注入されたデバイスを製造することは困難です。

この作業では、この課題に取り組み、アモルファス石英基板上に成長させたInGaN / GaNナノワイヤベースのLEDの成長と製造を成功裏に実証しました。導電層として半透明のTiN / Ti中間層を採用し、ナノワイヤの成長サイトを採用することで、透明性と導電性を同時に実現しました。ナノワイヤは、基板との必要なグローバルエピタキシャル関係なしに自発的に成長するため、材料の成長前に複雑または高価な処理ステップは必要ありません。ナノワイヤオンクォーツLEDは、約590 nmを中心とする広い線幅の黄色の光を放射します。これは、従来の平面量子井戸窒化物技術では実現が難しい色であるため、現在の作業の重要性をさらに強調しています。

実用的なデモンストレーションとして、自発光源と刺激光源の混合に基づく相関色温度（CCT）調整実験も実行しました。透明な石英ガラスを使用することで、白色光を生成するためのレーザーダイオードからの光を直接透過させることができます。石英上でナノワイヤを成長させることで、アモルファス石英技術の拡張性の恩恵を受けながら、グリーンギャップで動作する統合発光体を実現するための新しい可能性と機会が開かれます。平面グループIII窒化物LEDと比較して技術的に初期段階であるにもかかわらず、ナノワイヤ成長用の窒化チタンの独自の特性は、透明基板上に発光体をシームレスに統合できるようにするために最も重要です。

メソッド

材料の成長

ナノワイヤオンクォーツサンプルは、Veeco GEN 930 PA-MBEシステムを使用して、窒素が豊富な条件下で無触媒で成長させました。市販の二重研磨アモルファス石英基板（厚さ〜500 μ m）最初にアセトンとイソプロピルアルコールリンスを使用して洗浄し、窒素ブロードライを使用して乾燥させます。成長する前に、電子ビーム蒸着を使用して20 nmの厚さのTi層を堆積し、半透明の導電性中間層として機能させました。 Tiの堆積後、アセトンとイソプロピルアルコールを使用した別の溶剤洗浄が実行されます。基板表面から水分と汚染物質を除去するために、2ラウンドのガス放出が実行されました。成長チャンバーにロードした後、Gaシャッターを開く前に、基板表面を窒素プラズマにさらして、TiをTiNに部分的に変換します。窒素は、窒化中および成長プロセス全体を通して、1sccmの流量と350WのRF電力に保たれました。 n型GaN：Siナノワイヤベースの成長では、Gaビーム当量（BEP）は6.5×10 ^-8 でした。 Siセル温度を1165°Cに維持しながらTorr。ナノワイヤの密度を制御しながら、2段階の成長法を利用して高品質のGaNを取得しました。 GaNナノワイヤ核形成層は、620°Cの基板温度で10分間堆積され、続いて高温（770°C）でGaNナノワイヤが成長しました。 n-GaNの成長後、5対のInGaN量子ディスクとGaN量子バリアからなる活性領域が堆積しました。 BEPでは5×10 ^-8 でした Torr、Gaは3×10 ^-8 量子ディスク成長のためのTorr。 p型GaN：Mgセクションは、最終的なGaN量子バリアの後に成長しました。 p-GaNの成長中、Mgセルは310°Cに保たれました。

光学的および構造的特性評価

石英上に成長したナノワイヤのフォトルミネッセンス（PL）特性は、温度依存性のμを使用して測定されました。 -励起源として325nmHeCdレーザーと×15UV対物レンズを使用したPL測定。レーザーの出力は〜3.74mWです。ビームスポットサイズは〜1.24 μです。 m、これは〜310 kW / cm ² の対応する励起パワー密度を与えます 。クリオスタットセル（Linkam、THMS 6000）を使用して、サンプルを液体窒素温度に冷却しました。次に、温度を77〜300 Kに調整します。サンプルの透明度は、島津UV-3600UV-vis-NIR分光光度計を使用して測定しました。空気を基準として校正を行った。 SEM画像はFEIquanta 600を使用して撮影されました。高解像度透過型電子顕微鏡（HRTEM）および高解像度高角度環状暗視野STEM（HAADF-STEM）の特性評価は、Titan 80-300 ST透過型電子顕微鏡（FEI）を使用して実行されました。会社）300kVの加速電圧で作動した。元素組成マップは、EDAX Companyのエネルギー分散型X線分光法（EDS）を介して取得されました。

デバイスの製造と特性評価

デバイスの製造は次のとおりです。最初に、成長したままのナノワイヤサンプルを、アセトンとイソプロピルアルコールを使用した標準的な溶媒洗浄、続いて窒素ブロー乾燥によって洗浄します。次に、〜2 μ mのパリレンCが熱蒸発によって堆積します。酸素プラズマ反応性イオンエッチング（RIE）を使用したエッチングバックプロセスを実行して、p型ナノワイヤチップを露出させます。その後、電子ビーム蒸着を使用して5 nmのNiを蒸着し、続いて透明な電流拡散層としてRFマグネトロンスパッタリングを使用して230 nmのインジウムスズ酸化物（ITO）を蒸着します。アニーリングは、Ni / ITO透明電流拡散層の電気的特性を改善するために、Ar周囲下で500°Cで行われます。誘導結合プラズマ（ICP）RIEエッチングは、デバイスメサを定義するためにClおよびArベースのイオンを使用して行われます。最後に、Ni / Auコンタクトパッドは、電子ビーム蒸着とそれに続くリフトオフによって堆積されます。 L-I-Vの特性評価は、Keithley2400パワーメータを使用して実行されました。熱測定および画像化は、市販のOptothermマイクロ放射測定熱画像顕微鏡を使用して実施されました。実際の温度測定の前に、さまざまな材料成分によって引き起こされるさまざまな表面放射率値を考慮に入れるために、画像の各ピクセルに対して2D放射率マッピングテーブルが作成されます。これは、加熱ステージを使用してデバイスを60°Cに加熱し、システムが提供するThermallyze熱画像分析ソフトウェアを使用してテーブルを作成することによって行われます。テーブルが作成された後、加熱ステージがオフになり、電流に依存する測定が実行されます。

結果と考察

石英上で成長したナノワイヤの構造的および光学的特性評価

ナノワイヤ構造は、〜90 nmのn-GaN、5対の〜7 nmの厚さのInGaN量子ディスクと〜14 nmの厚さのバリア、および〜60nmのp-GaNで構成されています。図1aは、高密度ナノワイヤの平面走査型電子顕微鏡（SEM）画像を示しています。ナノワイヤの典型的な横方向のサイズは約100nm、長さは約250nmです。ナノワイヤの密度は統計的に計算され、〜9×10 ⁹ cm ⁻² 、78％の曲線因子。いくつかのナノワイヤ間である程度の合体が観察されますが、ほとんどのナノワイヤはばらばらに見えます。成長条件は、最初のGaNシード核形成とナノワイヤ成長を分離する2段階成長法を使用して最適化されました[26]。この方法を使用することにより、ナノワイヤ間の合体を最小限に抑えながら、最大のナノワイヤ密度で高品質のナノワイヤを成長させることができました。これは、合体サイトでの非放射欠陥のためにデバイスのパフォーマンスに悪影響を及ぼします[27]。

a 石英上に成長させたままのInGaN / GaNナノワイヤの平面SEM。 b ナノワイヤの結晶化度を示す、p-GaN領域からの明視野TEMの高倍率図。挿入図は、ナノワイヤから得られた選択領域電子回折パターンを示しています。 c 単一のナノワイヤと d のHAADF画像 Gaに対応するEDXマップ、 e Ti、および f 複合元素マッピング。スケールバーは25nmに対応します。 g ナノワイヤベース、中間層、および基板間の界面の高倍率図。赤い矢印は、元素マッピングの方向を示しています。 h 対応するEDXおよびEELSの結果は、材料界面全体の元素組成の変化を示しています。 EDXの結果は、ノイズを除去するために平滑化されます

ナノワイヤの高解像度明視野透過型電子顕微鏡（TEM）画像を、挿入図に示されている対応する選択領域回折パターンとともに図1bに示します。回折パターンは、ナノワイヤの結晶化度を示しており、格子不整合基板上での高品質のGaN材料の成長を示しています。図1c–fに、単一のナノワイヤの高角度環状暗視野（HAADF）画像と対応する元素マッピングを示します。 HAADF画像は、アクティブ領域として5つのInGaN量子ディスク（qdisk）の挿入を示しており、ナノワイヤの明るいスポットで示されています。ナノワイヤの基部には、破片のような層が見られます。この層は、シャドウイング効果のためにナノワイヤに成長しない最初のGaNナノワイヤシードの残骸です。元素マッピングは、ナノワイヤが石英基板の上ではなく、Ti中間層の上で成長することを示しています。

ナノワイヤ、中間層、および石英基板間の界面のTEM元素マッピングも図1g–hに示され、界面の組成をよりよく理解できるようになっています。 Ga、Ti、およびSiの元素マッピングは、エネルギー分散型X線分析（EDX）を使用して実行され、OおよびNの元素マッピングは、電子エネルギー損失分光法（EELS）を使用して実行されました。界面で実行された元素マッピングは、中間層の上部にTiとNが同時に存在することによって示されるように、MBEチャンバー内での成長中にTi層の上部が部分的にTiNに変換されたことを確認します。 TiN層の厚さは約10nmと推定されています。次に、GaNシードの核形成とナノワイヤの成長がTiN層の上で発生します。 EELSの結果は、TiN / Ti層全体に酸素信号が存在することを示しています。これは、ネイティブTiO ₂ の自発的な形成によって引き起こされます TEMサンプルとしてのフィルムは、準備後に空気にさらされます[28]。 TiNは、透明性と導電性を同時に実現できることが示されているため[29]、その上に成長するGaNの品質を向上させ[30]、より長い波長で反射体として機能するため、TiNでの直接核生成はデバイス設計に有利です。 [31]。

石英上に成長したナノワイヤの光学特性は、μを使用して測定されました。 -HeCdレーザーからの325nm励起によるPLセットアップ。室温で、μ -PLスペクトルは広いピークを示します。広い線幅は、個々のナノワイヤに固有の構造的および組成的不均一性があるため、III族窒化物ナノワイヤに共通の特徴です[32]。温度依存のμ -図2aのPLは、77〜300 K、μであることを示しています。 -PLスペクトルは赤方偏移し、温度の上昇とともに広がります。さまざまな測定温度でのピーク波長とFWHMを図2bに示します。赤シフトは、Varshni効果に関連する温度依存のバンドギャップ収縮によるものですが、温度の上昇に伴うピークの広がりは、励起子と音響フォノンの結合によるものです[33]。温度の上昇に伴って観察されるピーク強度の低下は、高温での非放射再結合中心の活性化による非放射再結合の増加、および量子ディスクから脱出して非放射再結合するのに十分な熱エネルギーを得るキャリアによって引き起こされます。電力に依存するμの結果 -300 KでのPL実験（図2c）は、励起パワーの増加に伴ってスペクトルが無視できるほどのブルーシフトを示すことを示しています。ブルーシフトがないのは、圧電場の減少と、ナノワイヤ構造の半径方向のひずみ緩和によって引き起こされる量子ディスク内の量子閉じ込めシュタルク効果（QCSE）に起因する可能性があります[34]。

a 77〜300Kの温度依存PL測定結果。 b 温度依存PL測定のピーク波長とFWHMの変化。 c 電力に依存するμ -PL測定は77Kで実行され、量子閉じ込めシュタルク効果の低下を示しています

透明デバイス用途のアモルファス石英サンプル上で成長したナノワイヤの実現可能性を検証するために、20 nmのTiでコーティングされた石英基板、部分的に窒化されたTiでコーティングされた石英基板、および成長したままのナノワイヤの透過率を比較しました。石英サンプル。裸の石英基板自体は、可視波長スペクトル全体で約93％の透過率を持っています。測定結果を図3aに示します。 20 nmのTiでコーティングされた裸の石英基板（図3b）の場合、透過率はわずか〜22％です。窒化後（図3c）、TEMの結果で確認されたように、TiN層の形成により、透過率が20％以上大幅に増加します。ナノワイヤの成長後（図3d）、InGaN量子ディスクの活性領域からの光吸収により透過率が部分的に低下します[35]。 GaNの発光波長よりも短い波長の場合、GaNナノワイヤ自体も透過光を吸収するため、透過率はゼロに近づきます。比較のために、20 nm Tiでコーティングされた石英基板、TiN / Ti層を備えた石英基板、石英上に成長したままのナノワイヤ、および製造されたデバイスの光学写真を図3b–eに示します。

a 裸の石英、20 nmのTiでコーティングされた石英基板、TiN / Ti層でコーティングされた石英基板、および石英上で成長したままのナノワイヤサンプルの透過率測定結果。 b 20 nmTiでコーティングされた石英の光学写真。 c 部分的に窒化されたTiでコーティングされた石英。 d 成長したままのナノワイヤサンプル;および e クォーツ上に作製されたLEDデバイス

デバイスの特性評価

石英で成長させたナノワイヤをLEDに組み込んだ。製造ステップを図4に示します。詳細な製造ステップは、「方法」セクションで説明されています。

石英LED上のナノワイヤの製造手順

図5aに示されているLED構造は、Ni / Au接触パッド、Ni / ITO透明電流拡散層、誘電体充填材（パリレンC）内に5つのInGaN量子ディスクが埋め込まれたGaNナノワイヤ、および下部TiNで構成されています。 / Ti中間層。下部のTiN / Ti中間層は半透明の接触層として機能します。

a 製造されたLEDデバイスの概略図。 b 順方向バイアス下の石英LED上のナノワイヤの光学写真。 c L -私 - V LEDの特徴。 d 変化する注入電流の下で​​のLEDのエレクトロルミネッセンススペクトル。 e 順方向バイアスの増加に伴うLEDのFWHMとピーク波長位置の変化。 f LEDの相対的な外部量子効率。電流の混雑と接合部の加熱により、より高い注入電流で効率が低下することを示しています

図5は、500 μの電気的特性評価の結果を示しています。 m ×500 μ m サイズのナノワイヤオンクォーツデバイス。 V の線形領域の線形外挿によるターンオン電圧 -私 曲線は、〜2.6Vであると決定されました。ターンオン抵抗（〜300 Ω ）は、主に絶縁TiO ₂ の自発的な形成と組み合わせて、薄いTiN / Ti層の導電率が制限されているため、シリコンおよび金属プラットフォーム上に製造されたナノワイヤベースのLEDデバイスよりも高くなっています。 レイヤー[36]。デバイスの透明性が重要でない場合、成長前に厚いTi中間層を堆積させることにより、ターンオン抵抗を改善できます。 L の結果に示される光出力電力 -私 デバイス平面に垂直に放出された光のみが収集されるため、測定値は比較的低くなります。図5bのデバイスからの発光は、デバイスから放出された光の一部が周囲の石英基板領域に結合し、基板面に垂直に部分的に後方散乱されるため、光抽出効率が低くなることを示しています。ただし、この結果は、石英基板内の光子の結合と誘導を注意深く設計することにより、ガラスプラットフォーム上の全光回路の基盤としてナノワイヤオン石英LEDを使用する可能性も浮き彫りにしています。

図5d、eのエレクトロルミネッセンス（EL）測定結果は、120nmを超える広い輝線幅を示しています。エレクトロルミネッセンスのピークは、室温のμとよく一致しています。 -PL測定。ほぼターンオン時の低い注入電流密度では、LEDは赤色波長の近くで広いスペクトル発光を示します。注入電流の増加に伴い、スペクトルは650nmから590nmに向かって青にシフトし、赤、琥珀色、黄色の色調でオンチップチューニングを実現します。ピーク波長の青方偏移は、高い注入電流で電子がより高いエネルギー状態を満たし始めて再結合し、より短いピーク波長で発光するプログレッシブバンドフィリング効果に関連しています。より高い注入電流では、接合部温度の上昇によって引き起こされる青シフトと赤シフトの間の競合のために、ピーク波長の青シフトは飽和します。ナノワイヤ内の量子ディスク構造を使用すると、歪みの緩和によって分極場が減少するため、平面量子井戸ベースのデバイスでは実現が難しい黄色のLEDデバイスを実現できます。

図5fに示す相対外部量子効率（EQE）の計算は、量子効率が低下し始める前に約20mAで飽和することを示しています。この効率の低下は、石英の熱拡散率が低いために、制限された電流拡散と接合部加熱効果の組み合わせによって引き起こされ、デバイス内での熱の蓄積と効率のロールオーバーをもたらします[37]。デバイス内の接合部加熱を調査するために、OptoTherm赤外線カメラを使用して、電気注入下のデバイス温度を直接観察しました。図6aの挿入図の番号2と3で示されている2つの異なるピクセルで温度測定を実行しました。ただし、図6aの場合、ポイント番号2の測定データのみが表示されます。 35 mAの電流注入では、デバイスの温度はすでに60°Cを超えています。これは、シリコンと金属の上に成長したデバイスと比較して著しく高くなっています。図6b–dは、5、10、20、および30mAでのデバイス周辺の熱分布を示しています。より高い注入電流の下で​​は、熱は効率的に放散されず、代わりにデバイスの周囲に蓄積することがわかります。この概念実証のデモンストレーションを超えて、現在のプラットフォームと互換性のある効率的なフォノン輸送媒体のさらに詳細な設計が必要です。

OptoTherm赤外線カメラを使用したデバイス温度測定。 a 注入電流の増加に伴うデバイス温度の変化。挿入図は、ゼロバイアスおよび調整されたカラーバーの下でのデバイス構造の赤外線画像を示しています。測定点は、数字の2と紫色の十字で示されます。 b の注入電流でのデバイスとその周辺の温度に対応する赤外線画像 5、 c 10、 d 20、および e 30mA。結果は、熱がデバイスの周囲に集中していることを示しています

混色実験

電子ディスプレイの青色光成分がメラトニンの抑制につながり、人間の概日リズムを効果的に妨げることが示されているため、CCTで調整可能な高品質の白色光源は家電製品で重要な役割を果たします[38、39]。デバイスの広く調整可能なスペクトル特性を利用して、透過構成で広くCCT調整可能な白色光生成の実用的なアプリケーションを示しました。ナノワイヤオンクォーツLEDをアクティブで広く調整可能な要素として使用し、2次光源として赤、緑、青（RGB）のレーザーダイオード（LD）を使用しました。白色光を生成するためにナノワイヤベースの黄色光源を使用することの1つの利点は、固有の広い発光であり、これは高い演色評価数（CRI）値につながります。黄色のLEDをレーザーと組み合わせて利用することで、CCTで調整可能な白色光を幅広く設計することができました。混色設定の配置は次のとおりです。

まず、RGB LDの出力は、当社の3チャンネル波長コンバイナを使用して結合され、コリメートレンズを使用してコリメートされます。次に、コリメートされたビームは、45°ミラーを使用してナノワイヤオンクォーツLEDの背面に反射され、LEDの上面を通過します。最後に、検出器はナノワイヤオンクォーツLEDの真上に配置され、結果として生じる混合色光を収集します。装置の概略図を図7aに示します。 GL Spectis 5.0タッチスペクトロメータを使用して、国際照明委員会（CIE）1931標準に基づいてCRIおよびCCT値を処理しました。

混色実験。 a 赤、緑、青のLDと黄色のnanowireon-quartzデバイスを示す混色実験のセットアップ。挿入図は、レーザー照射下のLEDの光学写真を示しています。 b LED注入電流の変化に伴うCCTとCRIの変化。 c LD注入電流の変化に伴うCCTとCRIの変化。 d を使用した混色設定の波長スペクトルとCIE1931マップ 黄色のナノワイヤオンクォーツLEDと e を備えた青色のLD 黄色のナノワイヤオンクォーツLEDを備えたRGBLD

最初の実験では、青色のLDからのビームが、黄色のLEDからの黄色の光と組み合わされました。可能な限り最高のCRI値を取得するために、LDとLEDのバイアス電流を最初に変化させ、6769KのCCT値で74.5のCRI値を生成しました。この値は青いLD / YAGを使用した以前の結果よりもはるかに高くなっています。 Ce ³⁺ 白色光生成用のリン光剤[40]。色の調整可能性を示すために、最高のCRIを生成したバイアス値から始めて、LEDまたはLDバイアスのいずれかを変更しました。図7b、cは、CRI値とCCT値に対するバイアス電流の調整の影響を示しています。 55を超えるCRI値を維持しながら、色温度を2800Kから7000K以上に調整することができました。図7dは、達成された最高のCRIからのスペクトルを示し、挿入図は、バイアス電流を変化させることによるCIE1931座標の変化を示しています。 。黄色のLEDと組み合わせてRGBLDを使用すると、CRI値がさらに改善されました。黄色のLEDスペクトル成分なしでRGBLDのみを使用した場合、55.4のCRI値が得られました。黄色のスペクトル成分を組み込むことで、CCT値が7300 K、CRI値が85.1（図7e）の高品質の白色光を得ることができました。これは大幅に高い値です。

ナノワイヤーオンクォーツLEDをレーザーダイオードシステムと組み合わせて利用することにより、リン光物質の劣化の問題を回避しながら、広くCCTで調整可能な白色光源を設計することができます[41]。各波長のスペクトル特性を個別に制御することにより、白色光特性の微調整が可能です。さらに、レーザーダイオードベースの白色光生成は、効率が高く、潜在的なコスト優位性があるため、LEDベースよりも有利です[42]。

結論

結論として、TiN / Ti中間層を使用してアモルファス石英基板上に直接InGaN / GaNナノワイヤを成長させることを実証し、ナノワイヤオンクォーツプラットフォームに基づいてLEDを製造しました。ナノワイヤベースの構造を利用することにより、アモルファス石英上に高結晶性のIII族窒化物材料を成長させることができました。ナノワイヤオンクォーツLEDは、スケーラブルで経済的な基板に基づくLED光源の実現を可能にします。作製したLEDは、FWHMが120 nmを超える黄琥珀色（ピーク波長590〜650 nm）をカバーするピーク波長で発光します。デバイスの広く調整可能なスペクトル特性を利用して、伝送構成で3000〜> 7000Kの広く調整可能な白色光の実用的な生成を実証しました。