#离子注入铒 #氮化硅薄膜晶圆 #氮化硅光波导 #800nm氮化硅 #厚膜氮化硅
摘要：经过工艺校准的光致发光特性对于将 Er 和 Yb 光物理转化为基于无源氮化硅（SiN）平台的实用芯片级 C 波段波导放大器至关重要。在此，系统研究了通过低压化学气相沉积制造的 Er 和 Er/Yb 注入 SiN 波导的波导几何变形、Er 分布和光致发光增强。注入的 Er 分布使用停止与范围离子物质（SRIM）程序模拟，并通过二次离子质谱（SIMS）量化，显示模拟深度分布与实验测量之间具有良好的一致性。横截面扫描电子显微镜（SEM）揭示波导几何结构在高温退火后发生重塑。光致发光强度随退火温度从 900 到 1100 °C 单调增加，与未退火器件相比，在 1100 °C 时集成发射强度提高了 35-40%。将峰值 Er 浓度从 1×10²⁰ 增加到 3×10²⁰ cm⁻³ 提供了 2.2 倍的增强，而没有明显的猝灭，并且与单一 Er 注入相比，Yb 共注入产生约 1.4 倍的增强。在 Er 注入波导中还实现了初步的增益能力，在 1550 nm 处实现了 14.75 dB/cm 的单位长度内部增益。通过建立定量的工艺-性能相关性，我们的工作为通过 Er 和 Er/Yb 注入制造高性能集成波导放大器奠定了基础。
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1. 引言
铒（Er³⁺）离子对于光放大特别有吸引力，因为它们在 1550 nm 附近表现出显著的发射，这与石英光纤的低损耗电信窗口重合。这种独特的特性使得掺铒光纤放大器（EDFA）的发展成为可能，它们已成为现代光通信系统中不可或缺的组件 [1,2]。受光子集成趋势的推动，掺铒波导放大器（EDWA）已被追求以在芯片级平台上实现光信号增益 [3]。在集成光子学中，将稀土离子掺入波导可以通过多种途径实现，包括热扩散、离子交换、晶体生长过程中的直接掺杂以及离子注入等制造后方法 [4–6]。在这些方案中，离子注入具有独特的优势，因为它可以应用于各种材料平台，并提供更好的空间选择性和剂量控制，以实现 EDWA 在光子集成电路（PIC）中的集成。然而，离子注入 EDWA 的增益和损耗性能可能受到注入和退火过程的强烈影响 [5,7,8]。另一方面，从材料平台的角度来看，氮化硅（SiN）因其超低传播损耗、宽透明窗口和互补金属氧化物半导体（CMOS）兼容制造而对于集成放大器特别有吸引力 [9–13]。最近的研究通过将 Er 离子注入与超低损耗 SiN 平台相结合，展示了集成掺铒放大器，实现了超过 30 dB 的小信号增益，使注入 SiN 放大器的性能接近商业光纤放大器的水平 [8]。
Er 和镱（Yb）的光致发光表征对于建立 Er 和 Er/Yb 注入 EDWA 设计的可靠指南至关重要。注入 Er 的光致发光光谱不仅受注入剂量的影响，还受离子注入诱导的缺陷的影响。最近，已在各种材料平台上进行了相关研究。在绝缘体上铌酸锂（LNOI）平台上，研究人员引入了一种基于高温注入的动态缺陷退火策略，并进一步将注入损伤和退火与 Er 注入 LNOI 的光致发光光谱相关联，阐明了残余缺陷和再结晶如何影响发光强度 [14,15]。在硅平台上也有针对离子注入诱导缺陷的类似研究报道，其中在 Er/O 共注入后提出了一种深冷辅助退火方案，导致在 1540 nm 附近的室温发射高于传统退火获得的结果 [16]。
尽管在 Er 注入光子器件方面已取得重大进展，但对离子注入 SiN 波导的全面研究仍然缺乏。由于注入和退火过程会改变波导几何结构，需要一个跟踪波导轮廓的数据集来建立器件制造中波导几何结构的调整 [5,8]。此外，退火温度对离子注入 SiN 波导的影响尚未被系统地比较。此外，诸如 Er-Yb 敏化等共注入策略，以及在宽温度窗口下的发射鲁棒性仍然有限。这些问题需要解决，以将离子注入 SiN 波导转化为实用的 EDWA [4,5,17]。
本工作主要关注在无源 PIC 兼容流程中制造的低压化学气相沉积（LPCVD）SiN 波导，并提出了 Er 和 Er/Yb 注入 SiN 波导的系统波导几何演化、离子分布和光致发光研究，为未来高性能 SiN EDWA 提供了注入策略和重要的制造后参数。与先前的报道相比，我们成功实现了 Er 和 Er/Yb 注入，并且相应的离子分布通过 SIMS 测量得到验证。采用横截面扫描电子显微镜（SEM）评估注入/退火过程后波导几何结构的变形 [18–20]。通过将退火条件和注入参数与在 980 nm 泵浦下测量的扩展常规波段（C 波段）发射相关联，我们确定了激活和敏化趋势，以及光致发光强度的显著增强。此外，还展示了从 10 到 80 °C 温度变化的发射鲁棒性 [4,21]。
2. 实验方法
制造流程：离子注入 SiN 波导的减法制造流程如图1(a)所示。LPCVD SiN 沉积在 Si/SiO₂ 衬底上，随后通过两步刻蚀进行图案化，其中第一次刻蚀定义条形波导，第二次刻蚀形成双层边缘耦合器，以提高 980 nm 泵浦波长下的边缘芯片耦合效率。在波导定义之后，采用高温退火以减少氢相关吸收并改善薄膜质量。随后，沉积 SiO₂ 上包层并通过化学机械抛光（CMP）平坦化，为后续离子注入步骤提供平坦表面和良好控制的包层厚度 [22,23]。
图1. (a) 所测量 SiN 波导的制造流程。SiN 波导的伪彩色横截面 SEM 图像：(b) 制造态波导。(c) 剂量为 1.05 × 10¹⁵ ions/cm² 的注入波导。(d) 相同剂量并随后在 1000 °C 退火的注入波导。
离子注入和退火：Er³⁺ 和 Yb³⁺ 离子通过离子注入（LC-4 高能离子注入机，中国电子科技集团公司）以 420 keV、3-5 µA 的束流引入，使样品偏离正入射 7° 以避免沟道效应。为了研究退火工艺对注入 SiN 波导的影响，在管式炉（SG-GL1200，蓝天仪器）中采用 O₂ 气氛中 900 至 1100 °C 温度范围内的后退火，以修复损伤并激活光学有效中心 [5,7,8]。
离子分布模拟和测量：使用 SRIM-2008（停止与范围离子物质）及包含的蒙特卡罗 TRIM（离子在物质中的传输）程序模拟了 SiN 波导中 Er 和 Yb 的浓度分布。SiN 的材料质量密度预设为 3.44 g/cm³。SIMS 测量使用 PHI 6600 系统，采用氧一次离子源。分析在 2 keV 的一次离子能量下进行，以获得器件中注入稀土离子的深度分布。
光学测量：对于光致发光表征，使用 976 nm 泵浦激光器（BFLD 976F-4HSM-N0，Box Optronics）作为泵浦源。输入光从可调谐激光源（TSL-570，Santec）引导进入波导，来自被测器件的输出光使用光谱分析仪（AQ6370E，Yokogawa）收集和采集。
3. 结果与讨论
3.1. 波导几何变化
介电薄膜中的离子注入产生碰撞级联并产生点缺陷，这些缺陷可以根据离子种类、能量和剂量改变局部晶体结构和应力状态。值得注意的是，稀土离子并未完全掺入光学活性位点，注入诱导的缺陷会降低发光性能。因此，通常需要后续退火来修复离子注入引起的损伤 [5,7]。此外，由于高温退火松弛残余应力并在芯-包层边界引起轻微重构，退火过程后的波导几何结构将偏离制造态几何结构，这可能影响光学模式限制以及导模与注入离子之间的有效重叠 [11,12]。
图1(b)–(d)分别显示了制造态、注入态和注入/退火态 SiN 波导的横截面 SEM 图像。SEM 测量表明，在 CMP 工艺之后，SiN 波导上方保留了 40 nm 的薄 SiO₂ 包层。比较表1中总结的结构参数，离子注入带来较小的结构修改，而后退火引起更显著的波导几何重塑：平均波导高度从 375.3 nm 增加到 393.0 nm（增加 17.7 nm，4.7%），同时平均宽度从 732.0 nm 适度减小到 724.3 nm（减小 7.7 nm，1.1%）[8]。后退火后的各向异性变形归因于横向围绕 SiN 波导的等离子体增强化学气相沉积（PECVD）SiO₂ 与其下方的热氧化 SiO₂ 之间的热膨胀失配 [24]。尽管这些几何修改不大，但 SiN 波导高度增加 7% 不可避免地会改变 SiN 波导中光学模式的有效折射率和离子-模式重叠因子，这两者都会影响 EDWA 的增益特性。因此，在未来的 EDWA 设计中，应共同优化包层厚度和退火工艺以精细定义波导几何结构。
表1. 从 SEM 横截面测量获得的制造态波导、注入态波导和注入/退火态波导的测量横截面尺寸
3.2. 离子注入分析
3.2.1. 二次离子质谱（SIMS）测量和定量深度分布
使用 SIMS 确定 SiN 波导中注入 Er 离子的深度分布。与其他元素分析技术相比，SIMS 提供相对高的深度分辨率和宽的元素浓度检测范围，使其适合本研究。图2比较了通过 SIMS 测量的注入/退火器件的归一化 Er 深度分布与模拟注入分布 [7]。SIMS 分布显示出以 100 nm 为中心的单峰分布，深尾延伸超过 250 nm，而 TRIM 模拟在同一深度处峰值具有更窄的离散。因此，在模拟注入 SiN 波导中的泵浦吸收时，TRIM 的模拟分布是可靠且优选的。SIMS 和 TRIM 结果之间分布方差的失配是由于停止范围模拟对材料密度和化学计量比的敏感性。此外，我们注意到在实验分辨率内，900 °C 退火前后的测量 SIMS 分布没有可检测的变化，这表明注入的 Er 离子在退火过程中保持空间稳定，没有显著的扩散或再分布 [5,8]。
图2. 通过 SIMS 测量的注入 SiN 波导中未退火和 900 °C 退火器件的归一化 Er 浓度深度分布，分别与 TRIM 模拟分布轮廓进行比较。
3.2.2. 能量色散谱仪（EDS）测量和定性验证
SIMS 无法清楚区分 Er 和 Yb 信号，因为它们的原子序数接近。因此，我们利用横截面 EDS 映射来确认 Er/Yb 注入 SiN 波导中 Er 和 Yb 离子的存在。如图3所示，硅、氮化物和氧化物的元素图显示了明显的 SiN 波导区域以及 SiN 波导上方的薄 SiO₂ 层，这与图1中的 SEM 结果一致。更重要的是，可以沿深度方向清楚地观察到 SiN 波导中的 Er 和 Yb 信号。由于 EDS 的浓度相对较低和测量分辨率较低，我们无法像图2所示那样定量获得 Er 和 Yb 分布。然而，在距 SiN 表面约 100 nm 处观察到 Er 和 Yb 元素分布的直线，与 420 keV 注入能量下的 TRIM 模拟一致。此外，EDS 样品顶部边界的凸起比图1(c)中厚包层 SEM 的凸起更明显，表明来自 SiO₂ 包层的机械约束可以抑制退火过程中的明显凸起。我们注意到在聚焦离子束（FIB）制备过程中，表面沉积了一层薄 Pt 层以增强导电性。
3.3. 光致发光分析
3.3.1. 退火温度依赖性
后退火温度是决定 Er³⁺ 发射激活的关键因素，其影响通过测量 1450 nm 至 1630 nm 波长范围内的光致发光强度来评估。各种在相同注入条件下加工但退火温度从 900 到 1100 °C 变化的器件，连同未退火参考样品，通过图4(a)所示的实验装置进行测量。在本工作中，选择 980 nm 泵浦用于光致发光测量，因为其发射截面几乎可忽略，并且与 1550 nm 信号的光谱分离更大 [25]。在输入路径中插入偏振控制器（PC）以优化泵浦的偏振态，以便有效耦合到 SiN 波导中。样品安装在热电冷却器（TEC）台上，以便在不同热条件下进行测量。在通过 980 nm 光纤路由的 980 nm 激发下，SiN 波导中产生的约 1550 nm 的 Er 相关光致发光由 1550 nm 光纤从输出端面收集，然后使用光谱分析仪（OSA）分析。使用长度为 4 mm 的多个平行波导在相同工艺条件下进行可重复测量，并通过半径为 50 µm 的弯曲在端面附近引入两个小偏移，以分隔输入和输出边缘耦合位置并减少干涉。在 1550 nm 处测得的耦合损耗约为 6 dB/面。
图3. Er/Yb 注入 SiN 波导的横截面 EDS 映射。
如图4(b)所示，典型的发射光谱表明，在相同泵浦功率 20.54 dBm 下，在不同温度退火的所有器件都表现出相似的光致发光特性，特征是在 1530 nm 附近有一个显著的峰，以及向 1550-1560 nm 延伸的肩部。图4(c)说明了 Er³⁺ 离子的能级和斯塔克子能级流形。通常在 1530 nm 和 1550 nm 附近观察到的谱带对应于同一 ⁴I₁₃/₂ → ⁴I₁₅/₂ 流形内的不同斯塔克子能级间跃迁 [26,27]。1530 nm 附近的发射主要归因于 Y₁ → Z₁ 跃迁，而 1550 nm 附近的发射与 Y₁ → Z₂、Y₂ → Z₃ 和 Y₁ → Z₃ 跃迁的叠加有关 [28]。值得注意的是，确切的峰位置还取决于主体晶体结构和温度。
图4(d)总结了积分光致发光强度 PL_integral 和峰值光致发光强度 PL_max。积分发射随着退火温度从 900 °C 提高到 1100 °C 而增加，相对于未退火参考样品总体增强约 35%-40%。归一化峰值发射也观察到类似趋势，提高了约 1.5 倍。单调趋势表明，在文献 [8] 报道的 1000 °C 时激活并未完全饱和。我们的结果表明，较高的退火温度可以减少与注入诱导缺陷相关的非辐射通道，并促进光学有效 Er 相关中心的形成。然而，高于 1100 °C 的退火也增加了几何重塑和应力松弛的风险，这可能改变光学模式/离子重叠和有效激发体积 [5,8,11]。
图4. (a) 实验装置示意图。插图展示了被测器件（DUT）。绿线突出显示了 DUT 的输入/输出耦合区域、平行波导和偏移弯曲。(b) 在 900 °C、1000 °C 和 1100 °C 退火的器件以及未退火参考样品的归一化发射光谱。(c) Er³⁺ 的能级，显示了 980 nm 和 1480 nm 泵浦路径、合作上转换（CUC）以及 ⁴I₁₃/₂ 和 ⁴I₁₅/₂ 能级的斯塔克子能级流形。(d) 从 (b) 中的光谱提取的积分光致发光功率（柱）和峰值光致发光强度（标记）。误差棒通过重复测量确定。
3.2.2. 泵浦功率依赖性
Er³⁺ 离子的激发态布居直接由泵浦功率 P_pump 决定。因此，分析泵浦功率相关的光致发光响应对于未来的 EDWA 设计至关重要，特别是在高泵浦水平下，可能会出现诸如合作上转换等限制效率的效应 [29]。因此，在 980 nm 的各种泵浦功率下测量了发射光谱。如图5所示，将泵浦功率从 9.4 增加到 20.5 dBm 导致发射强度明显增加，同时保持光谱包络，表明主要效应是激发态布居的增加，而不是斯塔克流形分布的变化。在高泵浦功率 17.81、19.41 和 20.54 dBm 下测量的光谱中的弱纹波归因于器件中光纤与边缘耦合器之间耦合路径中的残余端面反射引起的寄生法布里-珀罗干涉，这在边缘耦合波导测量中经常观察到 [30]。具体而言，未退火参考样品和 900 °C 退火器件的积分和峰值光致发光强度在整个 9.4 至 20.5 dBm 的泵浦功率范围内均线性增加。相比之下，在较高温度退火的器件的光致发光强度从 9.4 到 15 dBm 单调增加，随后在 15 dBm 以上出现明显的饱和趋势，这归因于由于可用状态有限而导致的激发态布居的平衡。在所研究的泵浦功率范围内光致发光强度的整体增加表明，在当前的泵浦条件下合作上转换并不显著。同时，较高的退火温度在整个泵浦范围内导致较高的光致发光强度，与图4(b)中观察到的趋势一致。
图5. 注入/退火 SiN 波导在 C 波段附近的泵浦功率相关光致发光。(a) 在 980 nm 泵浦下各种输入功率下，在 1100 °C 退火的 3 × 10²⁰ ions/cm³ 器件的归一化发射光谱。(b) 对于具有不同后退火温度的器件，提取的峰值光致发光强度作为输入功率的函数。(c) 对于具有不同后退火温度的器件，提取的积分光致发光强度作为输入功率的函数。
3.3.3. Er 浓度依赖性
在高 Er 浓度下，浓度猝灭和合作上转换的风险会显著增加 [17,21]。为了确定这些效应在 SiN 波导中是否在其他材料平台常用的 Er 浓度下变得更加明显，并评估 Er 浓度对光致发光特性的影响，比较了峰值 Er 浓度为 1 × 10²⁰、2 × 10²⁰ 和 3 × 10²⁰ ions/cm³ 的三种器件。不同浓度的所有器件的发射包络保持相似，特征是在 1530 nm 附近有一个主导峰，以及向 1550–1560 nm 延伸的肩部，尽管整体强度随着注入 Er 浓度的增加而单调增加，见图6。在图6(b)中，最大和积分光致发光强度都与 Er 浓度呈线性关系，拟合斜率值分别为 0.257 和 13.54。此外，从光谱中提取光致发光性能：当峰值 Er 浓度从 1×10²⁰ 提高到 3×10²⁰ ions/cm³ 时，积分光致发光强度增加，与浓度为 1 × 10²⁰ ions/cm³ 的器件相比，在 2×10²⁰ ions/cm³ 时增强 1.49 倍，在 3 × 10²⁰ ions/cm³ 时增强 2.20 倍。此外，峰值光致发光强度遵循相同的行为。我们的结果显示在该浓度范围内没有明显的光谱畸变，表明在所用激发条件下，SiN 波导中高 Er 浓度下发生的猝灭效应可忽略不计 [4,5,26]。
3.3.4. Er 和 Er/Yb 注入 SiN 波导的比较
Er/Yb 共掺杂策略通常用于在 980 nm 泵浦下敏化 Er³⁺，因为 Yb³⁺ 在 980 nm 处的吸收可能更强，并且非辐射 Yb→Er 能量转移可以提高有效泵浦效率 [17,31,32]。为了比较分析 Er/Yb 共注入的优势，制备并表征了 Er 和 Er/Yb 注入器件，其中两种不同器件中的 Er 浓度固定为 2 × 10²⁰ ions/cm³。Er 和 Yb 均以 420 keV 的能量注入，并在从图4(c)获得的优化温度 1100 °C 下退火。对于共注入器件，考虑到 Yb³⁺ 敏化和转移效率之间的权衡，Er:Yb 浓度比设置为 1:1 [33]。图7显示，Er/Yb 注入器件在 1450 nm 至 1630 nm 的波长范围内表现出宽带增强，同时保持相似的光谱形状，这表明敏化主要增强了 Er 激发，而不是引入不同的发射通道。对于 Er/Yb 注入器件，积分光致发光增加，峰值强度从 0.65 增加到 1.0。在文献中，根据 Er:Yb 浓度比、主体材料和泵浦方案，敏化因子范围从 1.5 倍到几倍不等，因此当前值表示适度但稳健的敏化 [17,32]。当 EDWA 设计受泵浦限制时，这种定量增强尤其相关，因为有效泵浦利用率提高 1.4 倍可以导致 SiN EDWA 所需泵浦功率或波导长度的大幅减少。
图6. (a) 在峰值 Er 浓度分别为 1 × 10²⁰、2 × 10²⁰ 和 3 × 10²⁰ ions/cm³ 的离子注入 SiN 波导中，C 波段附近的剂量依赖性 Er³⁺ 光致发光。提取的 PL_max 和 PL_integral 值由虚线和行标记。(b) 最大和积分光致发光强度相对于 Er 浓度的关系，以及线性拟合。
图7. (a) 相同浓度（2 × 10²⁰ ions/cm³）下 Er 和 Er/Yb 共注入 SiN 波导的 C 波段光致发光比较。(b) 从 (a) 中提取的积分光致发光强度（柱）和峰值光致发光强度（标记）。(c) Yb³⁺ 和 Er³⁺ 之间的能级和非辐射能量转移示意图。
值得注意的是，Er/Yb 注入器件在约 1600 nm 处显示出另一个小峰，类似于在掺 Er LiNbO₃ EDWA 中报道的 Y₁→Z₆ 跃迁 [28]。相比之下，Er 注入器件在相同条件下基本平坦，没有显示出可辨别的斯塔克峰。光致发光光谱，包括强度和峰值波长，强烈依赖于 Er 和 Yb 离子之间的能量转移，这需要进一步的深入研究以优化 Er/Yb 共注入器件的光致发光性能 [34]。
3.3.5. 温度依赖性
稀土离子发射的温度稳定性对于实际集成光子学非常重要，特别是在空间激光通信等应用场景中，散热通常困难，器件温度在操作期间可能显著波动 [4]。图8显示，对于 Er 和 Er/Yb 注入器件，积分光致发光强度在 10 到 80 °C 范围内几乎保持恒定，受限于我们测量装置中可用的温度范围，没有明显的猝灭趋势。在整个温度范围内，Er 注入器件的积分强度变化小于 10%，Er/Yb 注入器件小于 6–7%，而峰值强度表现出类似的小波动。如预期的那样，Er/Yb 注入器件保持比 Er 注入参考样品更高的积分和峰值强度，表明敏化策略在该温度窗口内保持稳定。这种鲁棒性有利于未来打算在热动态环境中运行的 Er/Yb 注入 SiN EDWA，其中稳定的 1550 nm 发射可以减少闭环热控制的负担并降低相干系统中的链路预算 [35,36]。
3.3.6. 增益测量
已经对 Er 注入 SiN 波导进行了全面的光致发光测量。然而，与增益相关的数据对于为未来的 EDWA 设计铺平道路至关重要。在此，我们利用 Er 浓度为 3×10²⁰ ions/cm³ 并在 1100 °C 退火的器件，该器件包含长度为 4 mm 的短直波导，以初步验证增益能力。如图9所示，通过比较泵浦开启和关闭时的输出信号功率来观察信号增强特征。选择放大自发发射（ASE）激光器作为信号源。输入信号和泵浦功率分别为 -35 dBm 和 21 dBm。从 1525 nm 到 1570 nm 的 ASE 信号（黑色符号）在整个波段内得到增强，在 1550 nm 处达到 7.5 dB 的信号增强。为了评估增益因子，应从信号增强中减去传播损耗和吸收损耗。在 1550 nm 处测得的总单位长度损耗为 4 dB/cm，因此内部增益因子约为 5.9 dB。然后计算出单位长度增益为 14.75 dB/cm。此外，最高增强出现在 1535 nm，这与先前的光致发光测量一致。这一结果证明了注入 SiN EDWA 的能力和潜力。然而，由于现阶段波导长度较短，尚未实现相当大的净增益。未来应开展旨在通过更长 SiN 波导实现大净增益的研究。
图8. 从 10 到 80 °C 测量的 Er 和 Er/Yb 共注入 SiN 波导的 C 波段光致发光的温度依赖性。积分光致发光强度（左轴）和峰值光致发光强度（右轴）从每个温度下的光谱中提取。
4. 结论
总之，我们系统地研究了 Er 和 Er/Yb 注入 SiN 波导中的波导变形、注入稀土离子分布和光致发光表征。结果表明，注入后处理（需要为高性能 SiN EDWA 仔细优化）可以影响波导几何结构，同时对离子分布影响较小。通过将结构表征与光致发光测量相结合，我们确定了当前 SiN 平台的合适注入条件和后退火窗口，这可以显著改善光致发光性能。在所研究的条件中，1100 °C 退火产生最佳光学激活。观察到明显的浓度依赖性，当峰值 Er 浓度从 1 × 10²⁰ 提高到 3 × 10²⁰ ions/cm³ 时，积分发射强度增加 2.2 倍，并且浓度猝灭没有明显发生。此外，首次在 SiN 波导中实现了 Er/Yb 共注入，并发现与 Er 注入器件相比表现出 1.4 倍的增强，表明掺入 Yb 通过 Yb³⁺ 在 980 nm 处的大吸收截面和向 Er³⁺ 的有效能量转移提高了泵浦效率，而不改变整体 C 波段光谱轮廓。此外，用 Er 注入器件表征了初步的内部增益。在 980 nm 泵浦下，我们的器件在 1550 nm 处、4 mm 长波导中实现了约 14.75 dB/cm 的内部净增益。我们的结果补充了用于开发 Er/Yb SiN EDWA 的宝贵设计和工艺参数，并为实现高增益集成 SiN 光子器件提供了关键实验基准。
图9. Er 注入 SiN 波导的初步信号增强测量。输出信号光谱在泵浦开启和关闭时进行比较。
文章名：Photoluminescence enhancement in Er- and Er/Yb-implanted silicon nitride waveguides via process-property engineering
作者：Yu Guo,¹,²,† Wenbing Jiang,²,³,† Xiongping Bao,²,³ Runwei Zhou,²,³ Lirui Guo,¹,² Boyu Zhang,¹,² Weibiao Chen,¹,²,⁴ and Libing Zhou²,³,⁵
单位：¹ Department of Optics and Optical Engineering, University of Science and Technology of China, Hefei 230026, China² Wangzhijiang Innovation Center for Laser, Aerospace Laser Technology and System Department, Shanghai Institute of Optics and Fine Mechanics, Chinese Academy of Sciences, Shanghai 201800, China³ Center of Materials Science and Optoelectronics Engineering, University of Chinese Academy of Sciences, Beijing 100049, China
† These authors contributed equally to this work.
