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HINTERGRUND DER ERFINDUNG
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1. Gebiet der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung
(im folgenden einfach als eine Vorrichtung bezeichnet), und insbesondere
ein Herstellungsverfahren für
eine Halbleiterlaservorrichtung unter Verwendung des gleichen Materialsystems.
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2. Technischer Hintergrund
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Eine
Halbleiterlaservorrichtung hat einen Resonator, der aus einem Paar
flacher paralleler Platten oder Reflektoren besteht, zwischen denen
eine mehrschichtige Halbleiterlaserstruktur gebildet ist. Um die
Laservorrichtung zu betreiben, ist ein Paar der Spiegelflächen notwendig,
die eine optische Kavität
definieren. Beispielsweise wird im Fall einer GaAs-Halbleiterlaservorrichtung,
da ein für
die Vorrichtung verwendeter epitaktisch gewachsener GaAs-Kristall
und ein GaAs-Wafer für
das Substrat davon eine Spaltbarkeit aufweisen, diese Eigenschaft
für die
Herstellung der Vorrichtung genutzt. Der Resonator wird in einer
solchen Weise gebildet, dass gerade Linien von Vertiefungen in einem
vorbestimmten Abstand der Kavitätslänge in den GaAs-Wafer
geschnitten werden und daher der Wafer entlang der Vertiefungen
durch Belastung in Blöcke
gespalten wird. Daher erleichtert die Spaltung des Wafers, automatisch
flache, parallele Spiegelflächen
bei einem Herstellungsprozess der Laserstruktur zu bilden.
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Daher
wurden bei der Herstellung von Halbleiterlaservorrichtung des Fabry-Perot-Typs unter Verwendung
eines herkömmlichen
Halbleiterkristalls wie beispielsweise GaAs die Spiegelflächen der
Vorrichtung unter Verwendung der gleichen Spaltungseigenschaften
des GaAs-Kristallsubstrats und des mehrschichtigen GaAs gebildet.
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Andererseits
ist es im Fall einer Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung
unvermeidbar, das epitaktische Wachstum des Nitridkristallfilms
auf einem Substrat aus Saphir oder SiC durchzuführen, weil ein in der Praxis
verwendbarer Nitridgroßkristall noch
nicht hergestellt worden ist.
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SiC
wird nicht oft als Substrat für
die Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung verwendet, weil das SiC-Substrat
teuer ist und ein auf dem SiC-Substrat abgeschiedener Nitridfilm
wegen des Unterschieds im thermischen Ausdehnungskoeffizienten dazwischen
leicht bricht, daher wird gewöhnlich
Saphir als Substrat verwendet. Im Fall des epitaktischen Wachstums
von Nitrid auf einem Saphirsubstrat wird ein hochwertiger Einkristallfilm
auf einer C-Fläche, d.h.
einer (0001)-Ebene von Saphir, oder einer A-Fläche, d.h.
einer (1120)-Ebene
von Saphir (nachfolgend als (11-20)-Ebene bezeichnet) erzielt.
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Die
Spiegelflächen
können
durch einen Ätzvorgang
wie beispielsweise reaktives Ionenätzen (RIE) anstatt des Verfahrens
der Spaltung hergestellt werden, weil es im Vergleich zum GaAs-Substrat, das
bisher für
Halbleiterlaservorrichtungen benutzt wurde, schwierig ist, das Saphirsubstrat
zu brechen.
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Reaktives
Ionenätzen
wird derzeit hauptsächlich
als Verfahren zum Erzielen der Spiegelflächen des Nitridhalbleiterlasers
auf dem Saphirsubstrat verwendet.
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Die
resultierende Vorrichtung mit der durch reaktives Ionenätzen gebildeten
Spiegelfläche
hat jedoch einen Nachteil, dass das Fernfeldmuster seines emittierten
Lichts viele Flecken zeigt. Dieses Phänomen der vielen Flecken der
Laservorrichtung wird durch die Tatsache verursacht, dass das Saphirsubstrat
selbst durch Trockenätzen
wie beispielsweise das reaktive Ionenätzen nicht effektiv geätzt werden kann.
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1 zeigt
einen Querschnitt einer auf einem Saphirsubstrat 3 gefertigten
Laservorrichtung 1 mit einer Spiegelfläche 2, die durch einen Ätzvorgang gebildet
ist. Ein verbleibender Teil des Saphirsubstrats 3 ohne Ätzung, wie
er in 1 durch (A) gezeigt ist, reflektiert einen Teil
des emittierten Lichtstrahls, und dann interferiert das reflektierte
Licht mit dem Hauptlichtstrahl, so dass sich das Fernfeld in viele Flecken
verändert.
Die Änderung
des Fernfeldmusters in viele Flecken ist als eine Lichtquelle zum
Lesen einer optischen Platte fatal, was die Vorrichtung unverwendbar
macht.
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GaN-Laser
wurden anfangs unter Verwendung eines geätzten Spiegels hergestellt,
den man durch reaktives Ionenätzen
erhielt. Der Massenproduktions-GaN-Laser mit dem gespaltenen Spiegel wird
im Hinblick auf die Veränderung
eines Fernfeldmusters in viele Flecke untersucht. Es ist eine Tatsache,
dass eine Spaltung am Saphir in einer Massenproduktion nicht bevorzugt
durchgeführt
werden kann. Daher wurde das folgende Verfahren verwendet. Zuerst
wird nach der Bildung eines GaN-Films mit
einer Dicke von etwa 2 μm
auf einem Saphirsubstrat durch metall-organische Abscheidung aus der Gasphase
(MOCVD) das Substrat mit dem Film zeitweilig aus einem Reaktor entfernt.
Ein SiO2-Film wird auf dem GaN-Film gebildet
und streifenartige Fenster werden auf dem Film geöffnet. Nachdem
der Film wieder in das MOCVD-System gesetzt worden ist, wird ein
GaN-Film einer Schichtdicke von etwa 10 μm aufgewachsen, um einen ebenen
Film zu erhalten. Danach wird der erhaltene Wafer den epitaktischen Hydrid-Dampfphasen-Verfahren
(HVPE) unterzogen, um einen GaN-Film bis zu einer Dicke von etwa
200 μm auf
dem Wafer zu bilden. Als nächstes
wird die Rückseite
des Saphirsubstrats geläppt,
um das meiste des Saphirteils zu entfernen, und dann erhält man das
GaN-Substrat in einer Dicke von etwa 80 μm. Das resultierende Substrat
wird in das MOCVD-System gesetzt, um ein epitaktisches Wachstum
einer Laserstruktur durchzuführen.
Weil der erhaltene Wafer sehr ähnlich
zu einem Wafer eines herkömmlichen
Lasers auf GaAs-Basis
ist, ist es möglich,
verschiedene Behandlungen und danach ein Spalten des Kristallsubstrat
anzuwenden. Auf diese Weise wird eine Laservorrichtung hergestellt.
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Jedoch
erfordert das oben beschriebene herkömmliche Verfahren viele Schritte
und ist kompliziert. Als Ergebnis liefert das Verfahrens nur sehr
geringe Erträge
der Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaservorrichtungen. Ein derartiges
Verfahren ist nicht für
eine Massenproduktion geeignet.
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AUFGABE UND ZUSAMMENFASSUNG
DER ERFINDUNG
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Deshalb
ist es eine Aufgabe der Erfindung, ein Herstellungsverfahren für einen
Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaser vorzusehen, durch das man hochwertige
Spiegelflächen
für eine
Laserstruktur bei einer hohen Reproduzierbarkeit erzielen kann.
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Eine
Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung gemäß der vorliegenden Erfindung,
wie sie in Anspruch 1 definiert ist, mit nacheinander gewachsenen
Kristallschichten jeweils aus einem Gruppe-III-Nitrid-Halbleiter
(AlxGa1-x)1-yInyN (0 ≤ x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1) weist
auf:
ein spaltbares oder sich teilendes Substrat;
eine
Kristallschicht aus einem Gruppe-III-Nitrid-Halbleiter, die direkt
auf dem Substrat gebildet ist;
eine Spiegelfläche für optische
Resonanz, bestehend aus einer Spaltebene der Kristallschichten aus dem
Gruppe-III-Nitrid-Halbleiter; und
ein Bereich zerlegter Materie
des Nitrid-Halbleiters an der Grenzfläche zwischen dem Substrat und
der Kristallschicht, in welchem Bereich mit zerlegter Materie die
Kristallbindung zwischen dem Substrat und der Kristallschicht gebrochen
ist, wobei der Bereich mit zerlegter Materie an einem Kreuzungsabschnitt mit
der Spaltebene angeordnet ist.
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In
einem Ausführungsbeispiel
der Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung gemäß der Erfindung wird der Bereich
zerlegter Materie des Nitrid-Halbleiters durch einen von der Substratseite
auf die Grenzfläche
gerichteten Lichtstrahl gebildet.
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In
einem weiteren Ausführungsbeispiel
der Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung gemäß der Erfindung weist die Vorrichtung
weiter einen Wellenleiter auf, der entlang einer Richtung senkrecht
zur Spaltebene des Nitrid-Halbleiters verläuft.
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In
einem weiteren Ausführungsbeispiel
der Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung gemäß der Erfindung besitzt der
Wellenleiter eine Dachform.
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In
einem noch weiteren Ausführungsbeispiel der
Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung gemäß der Erfindung ist das Substrat
aus Saphir.
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Ein
Herstellungsverfahren gemäß der vorliegenden
Erfindung, wie es in Anspruch 6 definiert ist, ist ein Verfahren
zur Herstellung einer Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung mit Kristallschichten,
die jeweils aus einem Gruppe-III-Nitrid-Halbleiter (AlxGa1-x)1-yInyN (0 ≤ x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1) gemacht
und nacheinander auf einem spaltbaren oder sich teilenden Substrat
geschichtet sind, wobei das Verfahren die Schritte aufweist:
Bilden
mehrerer Kristallschichten jeweils aus einem Gruppe-III-Nitrid-Halbleiter (AlxGa1-x)1-yInyN (0 ≤ x ≤ 1, 0 ≤ y ≤ 1) auf einem
spaltbaren oder sich teilenden Material;
Richten eines Lichtstrahls
von der Substratseite zu der Grenzfläche zwischen dem Substrat und
der ersten der mehreren auf dem Substrat gebildeten Kristallschichten,
wodurch der Bereich zerlegter Materie eines Nitrid-Halbleiters gebildet
wird, in dem die Kristallbindung zwischen dem Substrat und der ersten Kristallschicht
gebrochen ist; und
Spalten des Substrats entlang einer geraden
Linie, die den Bereich zerlegter Materie kreuzt, wodurch eine Spaltebene
der mehreren Kristallschichten gebildet wird.
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In
einem Ausführungsbeispiel
des Herstellungsverfahrens gemäß der Erfindung
wird die Wellenlänge
des Lichtstrahls aus Wellenlängen
ausgewählt,
die durch das Substrat laufen und durch die Kristallschicht in der
Nähe der
Grenzfläche
absorbiert werden.
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In
einem weiteren Ausführungsbeispiel
des Herstellungsverfahrens gemäß der Erfindung
weist das Verfahren weiter einen Schritt des Bildens eines Wellenleiters
auf, der entlang einer Richtung senkrecht zu der Spaltebene des
Nitrid-Halbleiters verläuft.
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In
einem weiteren Ausführungsbeispiel
des Herstellungsverfahrens gemäß der Erfindung
werden die Kristallschichten des Nitrid-Halbleiters durch eine metall-organische Abscheidung
aus der Gasphase gebildet.
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In
einem noch weiteren Ausführungsbeispiel des
Herstellungsverfahrens gemäß der Erfindung weist
das Verfahren weiter einen Schritt des Richtens eines auf eine Außenfläche des
Substrats fokussierten Laserstrahls, um einen als Startpunkt der
oben genannten geraden Linie dienenden Einschnitt zu bilden, in
dem Schritt des Bildens der Spiegelfläche für optische Resonanz auf.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung ist es möglich,
Spiegelflächen
von hoher Qualität
mit einer hohen Reproduzierbarkeit durch ein lokales Lösen der
Kristallbindung zwischen dem Saphirsubstrat und dem GaN-Kristall
nahe den Spiegelflächen
einer Laservorrichtung und dadurch Spalten des GaN-Kristalls nahe
dem Laserflächenspalt
entlang seiner normalen Spaltebene zu erzielen.
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KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
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1 ist
eine schematische Schnittdarstellung einer Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaservorrichtung;
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2 ist
eine schematische Perspektivansicht der Gitterebene einer auf einem
Saphirsubstrat gebildeten GaN-Kristallschicht;
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3 ist
eine schematische Perspektivansicht der Brechungsebene einer auf
einem Saphirsubstrat gebildeten GaN-Kristallschicht;
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4 ist
ein schematischer Aufriss einer GaN-Halbleiterlaservorrichtung eines
Ausführungsbeispiels
der vorliegenden Erfindung, von der Spiegelfläche für optische Resonanz gesehen;
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5 bis 7 sind
schematische Schnittdarstellungen, die jeweils einen Teil eines
Wafers der Halbleiterlaservorrichtung in jedem Herstellungsschritt
eines Ausführungsbeispiels
der vorliegen Erfindung zeigen;
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8 ist
eine schematische Draufsicht eines Laserwafers in dem Halbleiterlaser-Herstellungsschritt
eines weiteren Ausführungsbeispiels
der vorliegenden Erfindung;
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9 und 10 sind
schematische Schnittdarstellungen, die jeweils einen Laserwafer
in dem Halbleiterlaser-Herstellungsschritt eines Ausführungsbeispiels
der vorliegenden Erfindung zeigen;
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11 und 12 sind
schematische Draufsichten, die jeweils ein Lasersubstrat in dem Halbleiterlaser-Herstellungsschritt
eines weiteren Ausführungsbeispiels
der vorliegenden Erfindung zeigen;
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13 ist
eine schematische perspektivansicht der Brechungsebene einer auf
einer A-Fläche eines
Saphirsubstrats gebildeten GaN-Kristallschicht; und
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14 ist
eine schematische Perspektivansicht der Brechungsebene einer auf
einer C-Fläche eines
Saphirsubstrats gebildeten GaN-Kristallschicht.
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DETAILLIERTE BESCHREIBUNG
DER BEVORZUGTEN AUSFÜHRUNGSBEISPIELE
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Ausführungsbeispiele
von Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaservorrichtungen gemäß der vorliegenden
Erfindung werden nun unter Bezugnahme auf die beiliegenden Zeichnungen
beschrieben.
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Obwohl
Saphir keine klare Spaltebene wie ein Si- oder GaAs-Wafer besitzt,
bricht ein C-Flächen-Saphir
leicht entlang seiner (1100)-Ebene (nachfolgend
als (1-100)-Ebene bezeichnet), und auch ein A-Flächen-Saphir
kann entlang seiner (1102)-Ebene
(nachfolgend als (1-102)-Ebene bezeichnet), einer sogenannten
R-Ebene getrennt werden, beinahe wie die Spaltung eines gewöhnlichen Kristalls.
Die folgenden Verfahren werden benutzt, um die Kavitätenspiegel
von Nitrid-Halbleiterlasern auf einem Saphirsubstrat zu bilden:
erstens ein Verfahren des Aufwachsens von Nitrid-Halbleiterschichten
auf einem C-Flächen-Saphirsubstrat
und dann des Brechens entlang der (1-100)-Ebene des Saphirsubstrats;
zweitens ein Verfahren des Aufwachsens von Nitrid-Halbleiterschichten
auf einem A-Flächen-Saphirsubstrat
und dann des Brechens entlang der (1-102)-Ebene des Saphirsubstrats.
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Was
das erste Verfahren der Spiegelflächenherstellung betrifft, das
auf die auf einem C-Flächen-Saphirsubstrat
gewachsene Vorrichtung angewendet wird, gibt es Probleme, dass ein
Saphirsubstrat nicht gebrochen werden kann, sofern das Substrat
nicht durch Läppen
der Rückseite
des Substrats dünn
genug gemacht wird, oder dass es nicht mit einer hohen Reproduzierbarkeit
spaltet. Diese Probleme werden durch die Tatsache hervorgerufen,
dass die (1-100)-Ebene von Saphir keine Spaltebene ist. Da
Saphir ein sehr harter Kristall ist, kann er nicht entlang einer
Markierungslinie gespalten werden, wenn er nicht dünn genug
gemacht ist, und es ist notwendig, die Dicke eines Saphirsubstrats
auf ungefähr 100 μm zu reduzieren,
um eine praktikable Spaltebene für
eine Laservorrichtung zu erhalten. Beim Läppen der Rückseite eines Wafers, auf dem
die Vorrichtungsstruktur bereits gebildet ist, verwindet oder verzerrt
sich der Wafer wegen des Unterschiedes zwischen den thermischen
Ausdehnungskoeffizienten von Saphir und Nitriden oder wegen der
Restspannung aufgrund des Läppungsvorgangs.
Daher neigt der Wafer bei dem Vorgang zum Brechen, wenn die Rückseite
des Wafers geläppt
wird. Dies ist sehr nachteilig für
eine Massenproduktion.
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Außerdem ist
die kristallographische Orientierung von Nitrid, das auf der C-Fläche von
Saphir aufgewachsen ist, unter einem Winkel von 30° von der
Orientierung des Saphirsubstrats geneigt (das Nitrid wird nachfolgend
als GaN bezeichnet, weil GaN eine typische Zweierverbindung ist).
Beim Trennen des Saphirsubstrats an dessen (1-100)-Ebene muss
der GaN-Kristall auf dem Saphirsubstrat an seiner (11-20)-Ebene brechen. Die
Spaltebene des GaN-Kristalls ist die (1-100)-Ebene. Es
ist jedoch wegen der Symmetrie des GaN-Kristalls auch möglich, den
GaN-Kristall versuchsweise an der (11-20)-Ebene zu spalten.
Wenn der Kristall genau entlang der (11-20)-Ebene bricht, kann
eine sehr bevorzugte Bruchebene erzielt werden.
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Weil
andererseits die (1-100)-Ebene des Saphirs keine Spaltebene
ist, ist es auch möglich,
den Saphir zu brechen, selbst wenn eine Markierungslinie in einem
leicht abweichenden Winkel gezogen ist. Weil GaN in einer Richtung
gebrochen wird, die etwas von der (11-20)-Ebene abweicht,
besteht die Bruchfläche
aus vielen (1-100)-Ebenen
von GaN, von denen jede die Spaltebene ist, wodurch eine gestufte
Form gebildet wird. Die gestufte Fläche führt zu einer Verschlechterung
der Reflektivität
der Spiegel und einer Störung
der Wellenfront des emittierten Lichts. Dadurch wird die Qualität einer
Spiegelfläche für optische
Resonanz einer Laservorrichtung verschlechtert.
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Demgegenüber hat
das zweite Verfahren des auf die Vorrichtung, die auf dem A-Flächen-Saüphirsubstrat
gebildet ist, angewendeten Spiegelflächenbildungsverfahrens ein
Problem, dass die Qualität
der Bruchebene von GaN nicht ausreichend ist.
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Weil
das Saphirsubstrat leicht entlang seiner Spaltebene (1-102),
der so genannten R-Ebene, gebrochen werden kann, ist es möglich, den
Saphir mit einer normalerweise als Substrat verwendeten Dicke von
250 bis 350 μm
zu spalten. Jedoch weichen die auf der A-Fläche von Saphir aufgewachsene (1-100)-Ebene
von GaN und die R-Ebene des Saphir voneinander um einen Winkel von
2,4° ab. 2 stellt
diese Situation dar. In 2 ist der Winkel von 2,4° übertrieben
dargestellt, und das gleiche gilt für die folgenden Zeichnungen.
Daher erscheinen die in 3 dargestellten Streifen an
der Bruchebene von GaN. Dies gilt, weil die (1-100)-Ebene
von GaN ähnlich
dem Fall auf einem C-Flächen-Saphir
in stufenförmiger
Art erscheint. Es scheint, dass die Kristallbindung zwischen einem
Saphirsubstrat und einem GaN-Kristall
stabil ist. Saphir ist stabil teilbar mit der R-Ebene, die Bruchebene
von GaN gemäß 3 ist reproduzierbar
erhältlich.
Deshalb ist im Fall des A-Flächen-Saphir-substrats die Qualität der Bruchebene
nicht besonders gut, obwohl sie reproduzierbar ist.
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Im
Hinblick auf das obige Experiment haben die Erfinder die vorliegende
Erfindung basierend auf dem Untersuchungsergebnis verschiedener
Verfahren zur Herstellung einer Halbleiterlaservorrichtung mit Gruppe-III-Nitrid-Schichten
auf dem Saphirsubstrat vervollständigt,
um daraus einen Resonator von hoher Güte zu erhalten. Es sollte beachtet
werden, dass das unten beschriebene Ausführungsbeispiel die Erfindung
einfach illustriert und die Erfindung nicht darauf beschränkt ist.
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4 zeigt
den Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaser eines Ausführungsbeispiels. Die Halbleiterlaservorrichtung
besteht aus einer bei niedriger Temperatur gebildeten GaN- (oder AlN-) Schicht 102,
einer n-GaN-Schicht 103, einer n-Al0,1Ga0,9N-Schicht 104, einer n-GaN-Schicht 105,
einer aktiven Schicht 106 hauptsächlich aus InGaN, einer p-Al0,1Ga0,9N-Schicht 107,
einer p-GaN-Schicht 108, einer p-Al0,1Ga0,9N-Schicht 109 und einer p-GaN-Schicht 110,
die in dieser Reihenfolge auf dem monokristallinen Saphirsubstrat 101 geschichtet sind.
Eine n-seitige Elektrode 114 und p-seitige Elektroden 113 und 115 sind
an der n-GaN-Schicht 103 bzw. der p-GaN-Schicht 110 angeschlossen.
Ein Dachstreifenabschnitt 118 ist auf der p-Al0,1Ga0,9N-Schicht 109 ausgebildet. Die
Vorrichtung ist mit Ausnahme der Elektroden mit einem Isolationsfilm 111 aus
SiO2 überzogen
und geschützt.
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Der
Gruppe-III-Nitrid-Halbleiterlaser des Ausführungsbeispiels weist einen
Bereich zerlegter Materie 150 eines Nitrid-Halbleiters
auf, der an der Grenzfläche
zwischen dem Saphirsubstrat 101 und seiner Kristallschicht 103 angeordnet
ist und eine Spaltebene für
Resonanz, d.h. eine (1-100) Ebene aufweist, welche die überlagerten
Kristallschichten 102 bis 110 schneidet. Der Bereich
zerlegter Materie 150 des Nitrid-Halbleiters wird durch
einen Lichtstrahl gebildet, der von der Substratseite auf die Grenzfläche gerichtet
wird. In dem durch den Laserstrahl gebildeten Bereich zer legter
Materie 150 des Nitrid-Halbleiters ist die Kristallbindung
zwischen einem Saphirsubstrat und einem GaN-Kristall lokal aufgebrochen.
Daher bricht ein Schichtabschnitt des GaN nahe eines Reflektors über den
Bereich zerlegter Materie 150 idealerweise entlang der
kristallographischen Spaltebene von GaN ohne Einfluss der Brechung
des Saphirsubstrats in dem Spiegelflächenbildungsschritt. Die Wellenlänge des
angewendeten Laserstrahls ist ausgewählt aus Wellenlängen, die durch
eine GaN-Kristallschicht absorbiert werden und durch das Saphirsubstrat
hindurchtreten. Das in der GaN-Kristallschicht nahe der Grenzfläche absorbierte
Licht wird fast vollständig
in Wärme
umgewandelt, wenn viele Kristalldefekte vorhanden sind. Die Temperatur
des laserbestrahlten Bereichs einer Kristallschicht nahe des Saphirsubstrats
steigt schnell an und GaN wird in Gallium und Stickstoff zerlegt.
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Diese
Halbleiterlaservorrichtung emittiert Licht, indem Elektronen mit
Fehlstellen in der aktiven Schicht rekombinieren. Die n-GaN-Schicht 105 und die
p-GaN-Schicht 108 dienen als Leitschichten. Licht, das
in der aktiven Schicht 106 erzeugt wird, wird in den Leitschichten 105 und 108 geleitet.
Elektronen und Fehlstellen werden effektiv auf die aktive Schicht 106 beschränkt, indem
Bandlücken
der Leitschichten 105 und 108 auf Werte größer als
jene der aktiven Schicht 106 gesetzt werden. Die p-Al0,1Ga0,9N-Schicht 107 dient
als Sperrschicht zur weiteren Verbesserung der Beschränkung der
Ladungsträger
(insbesondere der Elektronen), die n-Al0,1Ga0,9N-Schicht 104 und
die p-Al0,1Ga0,9N-Schicht 109 dienen
als Deckschichten, die jeweils so gebildet sind, dass sie Brechungsindizes
kleiner als jene der Leitschichten 105 und 108 besitzen.
Die Wellenleitung in der Filmdickenrichtung wird aufgrund des Unterschiedes
zwischen den Brechungsindizes der Deckschicht und der Leitschicht durchgeführt. Der
Dachstreifenabschnitt 118 wird gebildet, um eine lateral
ausgerichtete Stufe in einem effektiven Brechungsindex zu erzeugen,
indem die Dicke der Deckschicht 109 verändert wird, wodurch das erzeugte
Licht auf die laterale Richtung beschränkt wird.
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Die
n-GaN-Schicht 103 ist eine Grundschicht, die als Strompfad
ausgebildet ist, da der als Substrat dienende Saphir keinerlei elektrische
Leitfähigkeit
aufweist. Ferner ist die als Niedertemperaturwachstumsschicht gebildete
GaN- (oder AlN-) Schicht 102 eine so genannte Pufferschicht,
die gebildet wird, um einen glättenden
Film auf dem Saphirsubstrat bereitzustellen, der aus einem anderen
Material als GaN ist.
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Die
in 4 dargestellte Vorrichtungsstruktur wird in den
folgenden Fertigungsschritten hergestellt, in denen eine Schichtstruktur
für eine
Laservorrichtung auf einem A-Flächen-Saphirsubstrat
gebildet wird, dessen beide Seiten durch die metall-organische Abscheidung
aus der Dampfphase (MOCVD) verspiegelt sind.
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Zuerst
wird das Saphirsubstrat 101 in einen MOCVD-Reaktor gesetzt
und für
10 Minuten einem Wasserstoffgasstrom bei einem Druck von 300 Torr und
einer Temperatur von 1.050°C
ausgesetzt, um die Oberfläche
des Saphirsubstrats 101 thermisch zu reinigen. Danach wird
die Temperatur des Saphirsubstrats 101 auf 600°C erniedrigt,
und Ammoniak (NH3), das ein Stickstoffmaterial
ist, und TMA (Trimethylaluminium), das ein Aluminiummaterial ist,
werden in den Reaktor eingeleitet, um eine Puffer-Schicht 102 aus
AlN bis zu einer Dicke von 20 nm abzuscheiden.
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Dann
wir die Zufuhr von TMA gestoppt, die Temperatur des Saphirsubstrats 101,
auf dem die Pufferschicht 102 gebildet ist, wird wieder
auf 1.050°C
erhöht,
während
nur NH3 zugeführt wird, und Trimethylgallium
wird eingeleitet, um die n-GaN-Grundschicht 103 auf
der Pufferschicht 102 zu bilden. In diesem Fall wird Me-SiH3 (Methylsilan) in
ein Wachstumsatmosphärengas
als Vorläufer
von Si, das als eine n-Fehlstelle dient, gemischt.
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Wenn
die n-GaN-Grundschicht 103 bis auf etwa 4 μm aufgewachsen
ist, wird TMA eingeleitet, um die n-AlGaN-Deckschicht 104 zu
bilden. Wenn die n-AlGaN-Deckschicht 104 bis auf etwa 0,5 μm aufgewachsen
ist, wird die Zufuhr von TMA gestoppt, um die n-GaN-Leitschicht 105 auf
etwa 0,1 μm
aufwachsen zu lassen. Wenn das Wachstum der n-GaN-Leitschicht 105 abgeschlossen
ist, wird die Zufuhr von TMA und Me-SiH3 gestoppt,
und eine Temperaturabsenkung wird begonnen, um die Substrattemperatur
auf 750°C
zu setzen. Wenn die Substrattemperatur 750°C erreicht, wird das Trägergas von Wasserstoff
auf Stickstoff geändert.
Wenn der Gasströmungszustand
stabilisiert ist, werden TMG, TMI und Me-SiH3 eingeleitet,
um die aktive Schicht 106 aufzuwachsen. Wenn die aktive
Schicht 106 gebildet ist, wird die Zufuhr von TMG, TMI
und Me-SiH3 gestoppt, und das Trägergas wird
von Stickstoff auf Wasserstoff geändert. Wenn der Gasströmungszustand
stabilisiert ist, wird die Substrattemperatur wieder auf 1.050°C erhöht, und
TMG, TMA und Et- CP2Mg (Ethylcyclopentadienylmagnesium) als Vorläufer von
Mg, das als p-Fehlstelle dient, werden eingeleitet, um die p-Al0,1Ga0,9N-Schicht 107 auf
der aktiven Schicht 106 bis zu 0,01 μm zu bilden. Dann wird die Zufuhr
von TMA gestoppt, um die p-GaN-Leitschicht 108 bis
zu 0,1 μm
aufzuwachsen, und TMA wird wieder eingeleitet, um die p-AlGaN-Deckschicht 109 bis
zu 0,5 μm
aufzuwachsen. Außerdem
wird die p-GaN-Kontaktschicht 110 auf der Schicht 109 bis
zu 0,1 μm
aufgewachsen. Danach wird die Zufuhr von TMG und Et-CP2Mg
gestoppt, und eine Temperaturabsenkung wird begonnen. Wenn die Substrattemperatur
400°C erreicht, wird
die Zufuhr von NH3 ebenfalls gestoppt. Wenn
die Substrattemperatur Raumtemperatur erreicht, wird das Saphirsubstrat
aus dem Reaktor entnommen.
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Der
erhaltene Wafer wird in einen Wärmebehandlungsofen
gesetzt, um eine Wärmebehandlung für die p-Typ-Umwandlung
durchzuführen.
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Eine
Nickelschicht (Ni) 115 mittels Vakuumverdampfung mit einer
Dicke von 200 nm wird auf der zum p-Typ veränderten Oberfläche als
eine p-seitige Elektrode gebildet.
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Für den erhaltenen
Wafer werden eine Terrasse für
die p-seitige Elektrode, eine Ausnehmung für die n-seitige Elektrode,
eine Strompfadstruktur für die
n-seitige Elektrode gebildet und eine Dachform wird auf der Terrasse
für die
p-seitige Elektrode gebildet und eine Brechnungsindex-Wellenleiterstruktur zur
Strombegrenzung.
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Um
einen Strompfad für
die n-seitige Elektrode zu bilden, wird der Ni-Film teilweise durch
Nassätzen
entfernt, und der freigelegte Bereich der Nitrid-Halbleiterschicht
wird teilweise durch reaktives Ionenätzen (RIE) unter Verwendung
von Cl2-Gas (Chlorgas) durch Ausnutzen des
restlichen Ni-Films 115 als Maske geätzt, wie in 5 dargestellt.
In diesem Fall wird, wie in 6 dargestellt,
das Ätzen
bis zu einer Tiefe durchgeführt,
in welcher die n-Deckschicht 104 etwas übrig bleibt, um einen vertieften Bereich 201 zu
bilden.
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Dann
wird, wie in 7 dargestellt, der Ni-Film durch
Nassätzen
unter Zurücklassung
einer Breite von 5 μm
zur Bildung des Streifens 115 des 5 μm breiten Ni-Films entfernt.
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In
diesem Fall wird, wie in 8 dargestellt, die Längsrichtung
des Ni-Streifens 115 unter einem Winkel von 2,4° gegenüber der
Richtung senkrecht zur R-Ebene des Saphirs geneigt. Ebenso wird
der vertiefte Bereich 201 zum Bilden einer n-seitigen Elektrode
mit einem Winkel von 2,4° entsprechend der
Neigung der Richtung des Streifens 115 gebildet. Das heißt, ein
Wellenleiter wird gebildet, der sich entlang der Normalenrichtung
zu der (1-100)-Ebene erstreckt, welche als Spaltebene des
Nitrid-Halbleiters erwartet
wird.
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Dann
werden andere Bereiche als der Bereich direkt unter dem 5 μm breiten
Streifenabschnitt, d.h. die Kontaktschicht 110 und die
p-AlGaN-Deckschicht, durch reaktives Ionenätzen (RIE) unter Verwendung
des Ni-Streifens 115 als Maske entfernt, wobei etwa 0,1 μm der Deckschicht 9 verbleiben,
um die schmale Dachstruktur 118 zu bilden, wie in 9 dargestellt.
In diesem Fall wird die verbleibende n-Deckschicht 104 gleichzeitig
entfernt und die n-GaN-Grundschicht 103 wird freigelegt.
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Ein
SiO2-Schutzfilm wird auf dem Wafer durch
Sputtern abgeschieden. Danach werden ein 3 μm breites Fenster auf dem p-Dach
und ein Fensterbereich für
eine n-Elektrode
in dem SiO2-Schutzfilm durch normale Photolithographie
gebildet. Ti (Titan) wird in einer Dicke von 50 nm aufgedampft,
und dann wird Al in einer Dicke von 200 nm auf den Bereich aufgedampft,
wo die n-GaN-Schicht 103 freiliegt, um die n-Elektrode 114 zu
bilden. Dann wird ein 50 nm dicker Ni-Film aufgedampft, und Al wird
mit einer Dicke von 200 nm auf den Bereich aufgedampft, wo die n-GaN-Schicht 103 freiliegt,
um die p-Elektrode 113 zu bilden. So besitzt die einzelne
Vorrichtung auf dem Wafer die in 10 dargestellte
Struktur.
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Nach
Abschluss des Vorrichtungsstruktur-Bildungsschrittes wird der Schritt
des Bildens des Bereichs zerlegter Materie des Nitrid-Halbleiters
ausgeführt.
Wie in 10 dargestellt, wird ein kurzwelliger
Laserstrahl mit einer Wellenlänge
von 248 nm oder 266 nm (z.B. ein KrF-Excimerlaser oder ein frequenzvervierfachter
YAG-Laser) auf die Rückseite des
Saphirsubstrats 101 gerichtet, um eine Saphir-GaN-Grenzfläche zu zerlegen.
Wenn ein Bereich zerlegter Materie gebildet wird, ist es bevorzugt, die
Lichtstärke
des auf die Grenzfläche
gerichteten Laserstrahls durch Setzen eines Homogenisierapparats
in den optischen Pfad des zu emittierenden Laserstrahls auszugleichen.
Zusätzlich
wird das emittierte Licht auf die Saphir-GaN-Grenzschicht fokussiert
und bestrahlt den durch schräge
Linien in 11 dargestellten Bestrahlungsbereich 151.
Der Bestrahlungsbereich 151 wird in einem Fertigungsabstand
von beispielsweise der Vorrichtungslänge eines Nitrid-Halbleiterlasers
wiederholt gebildet. Vorzugsweise wird die Energiedichte des Strahlungslichts
auf mehrere hundert mJ/cm2 pro Puls gesetzt. Wenn
die Energiedichte sehr viel größer als
einige hundert mJ/cm2 ist, bricht eine Vorrichtungsstruktur. Wenn
die Energiedichte kleiner als einige hundert mJ/cm2 ist,
wird die Grenzfläche
nicht vollständig
zerlegt, wodurch kein ausreichender Effekt erzielt werden kann.
Somit wird der Bereich zerlegter Materie 150 des Nitrid-Halbleiters
durch die obige Laserstrahl-Bestrahlung
gebildet.
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Nach
dem Bildungsschritt der zerlegten Materie wird der Anzeichnungsschritt
durchgeführt.
Die Position, an der der Laserstrahl angewendet wird, wird auf eine
Position nahe des Waferrandes gerichtet, die in 12 mit „a" dargestellt ist,
um die Fokusposition des Bestrahlungslichts von der Saphir-GaN-Grenzfläche auf
die Oberfläche
des Saphirsubstrats 101 einzustellen. In diesem Fall wird
die durch „b" in 12 dargestellte
Breite des durch den Laserstrahl bestrahlten Bereichs auf einige
Mikrometer gesetzt. Weiter wird die Energiedichte des Bestrahlungslaserstrahls
auf einen Wert größer als
das 20-fache oder mehr als die Energiedichte für die Zersetzung der Saphir-GaN-Grenzfläche eingestellt. Durch
Durchführen
der Laserstrahlbestrahlung entsprechend den Einstellungen ist es
möglich,
den Saphir in einem schmalen Bestrahlungsbereich durch Hitze zu
verdampfen, da der Saphir die Wellenlänge etwas absorbiert, und eine
feine Kerbe G auf der Oberfläche
des Saphirsubstrats 101 zu bilden. Der Laserstrahl (oder
ein Substrathalter) wird in die durch „c" in 12 dargestellte
Richtung bewegt, um die Kerbe G in einer vorherbestimmten Tiefe
und Länge zu
bilden. Der Markierungsvorgang durch den Laser (so genanntes Anzeichnen)
wird entsprechend dem Abstand der Vorrichtungslänge des Nitrid-Halbleiterlasers
wiederholt.
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Danach
wird das Saphirsubstrat in der Richtung, die in 12 durch
die abwechselnd lang und kurz gestrichelte Linie dargestellt ist,
unter Verwendung der Kerbe G als Startpunkt gespalten. Als Ergebnis
erhält
man Laserblöcke
mit jeweils vergleichsweise großen
Spaltebenen für
Kavitätsspiegel
am Ende der Kristallschichten.
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Im
Fall der vorliegenden Erfindung wird die Kerbenbildung durch Laserstrahlbestrahlung
nur am Rand des Laserwafers durchgeführt. Daher ist es bevorzugt,
die Dicke eines Substrates auf etwa 100 μm zu reduzieren, um die Qualität der Spaltung
zu verbessern.
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Außerdem ist
bevorzugt, dass ein Zerlegungsbereich durch die Bestrahlung so klein
wie möglich
ist, weil die vorliegende Erfindung die Grenzfläche zwischen Saphir und GaN
durch Hitze zerlegt. Dies impliziert, dass für eine Anzeichnungsposition für die Spaltung
eine hohe Genauigkeit erforderlich ist. Im Allgemeinen wird, wenn
das Anzeichnen mit einer herkömmlichen
Diamantspitze durchgeführt wird,
eine Positionsausrichtung getrennt für die Laserstrahlbestrahlung
im Bildungsschritt der zerlegten Materie und dem folgenden Anzeichnungsschritt durchgeführt. Deshalb
ist eine hochgenaue und komplizierte Ausrichtung zwischen den beiden
Schritten notwendig. Das Anzeichnungsverfahren der vorliegenden
Erfindung benötigt
keinerlei Neuausrichtung eines Wafers, weil die Bestrahlung und
das Anzeichnen durch die gleiche Vorrichtung ausgeführt werden.
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Wenn
eine Material mit hohem Härtegrad
wie Saphir durch eine gewöhnliche
Anzeichnungsvorrichtung unter Verwendung einer Diamantspitze angezeichnet
wird, wird ferner die Spitz stark abgeschliffen. Die vorliegende
Erfindung hat jedoch den Vorteil, dass der Kerbenboden mit einer
Krümmung im
Mikrometerbereich die Spaltbarkeit bestimmt. Außerdem kann die Stabilität des Kerbenbodens
einfach erhalten werden.
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Eine
dielektrische, mehrschichtige Reflexionsbeschichtung wird auf der
Bruchebene (Spaltebene) eines gefertigten Laserblocks durch ein
Sputtersystem gebildet. Durch ein weiteres Trennen des Laserblocks
in einzelne Chips mittels Zweitspaltung erhält man die in 4 gezeigte
Vorrichtung. Anschließend
wird, ähnlich
wie im Fall einer herkömmlichen Laservorrichtung,
die Vorrichtung auf einen Hilfsträger montiert, an einen Stab
gesetzt und verdrahtet, und schließlich wird durch nachfolgende
Schritte eine Laservorrichtung vervollständigt.
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Wie
oben beschrieben, werden beim Bilden einer Laserstruktur auf der
A-Fläche
eines Saphirsubstrats und Teilen des Saphirs an seiner R-Ebene ohne
Bestrahlen mit einem Laserstrahl feine Streifenmuster auf der Oberfläche des
GaN gebildet, wie in 3 gezeigt. Dies ist der Fall,
weil der Wafer entlang der R-Ebene des Saphirs bricht, da ein Hauptteil des
Wafers aus Saphir besteht. Wie oben beschrieben, ist die R-Ebene
von Saphir unter einem Winkel von 2,4° gegenüber der (1-100)-Ebene
von GaN geneigt, und selbst nachdem ein Riss die Grenzfläche zwischen
Saphir und GaN erreicht, läuft
der Riss bis zu einem gewissen Maß weiter entlang der R-Ebene des
Grundsaphirs. Weil aber GaN dazu neigt, an seiner kristallographischen
Spaltebene (1-100) zu brechen, bilden sich mehrere (1-100)-Ebenen
in einer stufigen Bruchart.
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Im
Fall der vorliegenden Erfindung wird der Schritt des Durchführens einer
Bestrahlung durch einen kurzwelligen Hochenergielaser hinzugefügt. Während der
als Substrat dienende Saphir bei 248 nm nahezu transparent ist,
was der Wellenlänge
eines für
die Bestrahlung benutzten Laserstrahls entspricht, absorbiert GaN
den Bestrahlungsstrahl mit einer geringen Eindringtiefe, da es eine
Absorptionskante bei 365 nm aufweist. Wegen einer großen Gitterabweicheung
(15%) zwischen dem Saphirsubstrat und dem GaN sind ferner extrem
dichte Defekte im GaN in der Nähe
der Grenzfläche
vorhanden, und dadurch wird das absorbierte Licht fast vollständig in Wärme umgewandelt.
Die Temperatur eines Bereichs von GaN nahe dem Saphirsubstrat steigt
plötzlich
an, und so wird GaN in Gallium und Stickstoff zerlegt. Daher werden
in diesem Bereich die direkten Bindungen zwischen dem Saphirkristall
und dem GaN aufgebrochen.
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Nachfolgend
wird im Detail der Fall beschrieben, bei dem ein Saphirsubstrat
gemäß der Erfindung
entlang der R-Ebene gespalten wird.
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Wie
in 13 gezeigt, kann GaN, wenn ein entlang der R-Ebene
fortschreitender Riss den durch die Laserstrahlbestrahlung (Pfeil „a") gebildeten Bereich
zerlegter Materie 150 erreicht, entlang der (1-100)-Ebene
brechen, die die natürliche
Spaltebene von GaN ist, weil der Grundsaphir und GaN in dem Bereich 150 nicht
direkt gebunden sind. Deshalb schreitet der Teil des Risses in der
GaN-Schicht entlang der (1-100)-Ebene des GaN fort (Pfeil „b"). Weiter schreitet
der Teil des Risses in dem Saphirsubstrat direkt entlang der R-Ebene
fort (Pfeil „c"). Wenn der Riss
die Grenze des Bereichs zerlegter Materie 150 erreicht,
beginnt das GaN wieder in stufenartiger Weise zu brechen, weil das
GaN danach in dem Saphir eingelagert ist. So verzweigen sich die
Teilungsebene von Saphir und die Spaltebene von GaN voneinander.
Durch Einstellen der Länge
des verzweigten Abschnitts der Spaltebene, d.h. der Laserbestrahlungslänge auf
einen Wert gleich oder größer als
eine Dachstreifenbreite erhält
man eine sehr glatte Spiegelfläche.
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Wie
oben beschrieben, ist die R-Ebene eines Saphirsubstrats gegenüber einer
Stirnfläche
der Laservorrichtung unter einem Winkel von 2,4° geneigt. Jedoch tritt kein
Problem auf, weil sowohl die Dächer als
auch die Elektroden unter einem Winkel von 2,4° gebildet sind und ein Wellenleiter
vertikal zu der (1-100)-Ebene, welche die Spaltebene von
GaN ist, ist.
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Im
Fall des obigen Ausführungsbeispiels
ist die Vorrichtung auf einem A-Flächen-Saphirsubstrat gebildet. Es ist ebenso
möglich,
eine Vorrichtung mit einer dachförmigen
Laserstruktur auf einem C-Flächen-Saphirsubstrat
zu bilden, wie im zweiten Ausführungsbeispiel
beschrieben.
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14 zeigt
eine Perspektivansicht der Umgebung der Bruchebene einer Laservorrichtung
unter Verwendung eines C-Flächen-Substrats 101c,
die mit den gleichen Schritten wie jene des ersten Ausführungsbeispiels
gefertigt wird. Beim Brechen des Saphirsubstrats 101c an
der (1-100)-Ebene wird das GaN auf dem Substrat 101c an
der (11-20)-Ebene gebrochen, welche nicht die natürliche Spaltebene ist.
Durch die Symmetrie des GaN-Kristalls erhält man jedoch, wenn ein Riss
genau in der Richtung entlang der (11-20)-Ebene läuft, eine
sehr bevorzugte Bruchebene. Sofern jedoch keine Anzeichnungslinie
genau entlang der (1-100)-Ebene verläuft, wird die Bruchebene des
Saphirs stufenartig, und die Bruchebene des GaN auf dem Saphir wird
ebenfalls stufenartig.
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Wie
in 14 dargestellt, kann GaN, wenn ein Riss, der etwa
entlang der (1-100)-Ebene
fortschreitet, den Bereich zerlegter Materie eines Nitrid-Halbleiters
(Pfeil „a") erreicht, auch
entlang seiner (11-20)-Ebene brechen, weil der Grundsaphir
und GaN nicht direkt miteinander im Bereich 150 verbunden
sind und sich der Anteil des Risses entlang der (11-20)-Ebene
des GaN fortsetzt (Pfeil „b"). Weiter wird die
GaN-Bruchebene nach
dem Durchtritt durch den Bereich 150 zerlegter Materie
stufenartig, weil GaN an Saphir gebunden ist (Pfeil „c"). Weil der Bereich
der zerlegten Materie 150 durch Einstellen einer Laserstrahlbestrahlungslänge auf
einen Wert gleich oder größer einer
Dachstreifenbreite gebildet wird, wird eine sehr glatte Spiegelfläche am Ende
der Laserstruktur gebildet.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung erhält man
eine atomar flache Ebene, weil eine Reflektorebene, welche eine
der wichtigsten Teile einer Laservorrichtung ist, aus der kristallographischen
Spaltebene eines Nitrid-Halbleiters selbst aufgebaut ist.
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Weil
es zudem möglich
ist, ein Saphirsubstrat zu brechen, ohne dessen Dicke stark zu reduzieren,
tritt ein Problem wie beispielsweise ein Waferbruch während des
Läppvorgangs
nicht auf. Weil die Dicke der Vorrichtung groß gehalten wird, kann außerdem die
Vorrichtung einfach gehandhabt werden, und sie ist für eine Massenproduktion
hervorragend geeignet.