(57)【要約】非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板上に成長させられた（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードの鏡面劈開収率を向上させるための構造。  構造は、ｐ型ドープアルミニウム含有導波管クラッド層がない場合の素子の動作のために十分な光閉じ込めを提供する導波管コアと、特定の結晶面に沿った面劈開を支援するために使用することができる１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層とを含む非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードを備えている。
2012533179.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードを備えた半導体光電子素子であって、
該非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードは、
（ｉ）ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の該素子の動作のために十分な光閉じ込めを提供する導波路コアと、
（ｉｉ）該導波路コアの上または下にある１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層と
を含む、
素子。
【請求項２】
前記１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層は、前記レーザダイオードの特定の結晶面に沿った面劈開を支援する、請求項１に記載の素子。
【請求項３】
前記ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層は、従来のレーザダイオードの中のＩｎＧａＮ量子井戸から発せられる光の十分な光閉じ込めを提供するために使用されるアルミニウム含有層として規定され、該従来のレーザダイオードの中のＩｎＧａＮ量子井戸は、４ｎｍ以下の厚さを有する、請求項１に記載の素子。
【請求項４】
前記非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードは、前記導波路コアとして機能する量子井戸活性領域を含む、請求項１に記載の素子。
【請求項５】
前記量子井戸活性領域は、高い屈折率を伴う十分な材料を提供することにより、前記ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の前記素子の光学モードを効果的に閉じ込める、請求項４に記載の素子。
【請求項６】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより小さく離れている、請求項５に記載の素子。
【請求項７】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより大きく離れている、請求項５に記載の素子。
【請求項８】
前記非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードは、量子井戸活性領域と、該量子井戸活性領域に光学的に結合されたＧａＮよりも高い屈折率を伴う１つ以上の導波路層とを含み、該導波路層および該量子井戸活性領域は、一緒になって、前記導波路コアとして機能する、請求項１に記載の素子。
【請求項９】
前記量子井戸活性領域および前記導波路層は、高い屈折率を伴う十分な材料を提供することにより、前記ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の前記素子の光学モードを効果的に閉じ込める、請求項８に記載の素子。
【請求項１０】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより小さく離れている、請求項９に記載の素子。
【請求項１１】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより大きく離れている、請求項９に記載の素子。
【請求項１２】
前記素子は、ＡｌＧａＮクラッド層を含まない、請求項１に記載の素子。
【請求項１３】
前記素子は、前記導波路コア用のクラッディングの役割を果たすように配置されたＡｌＩｎＧａＮクラッド層を備えている、請求項１に記載の素子。
【請求項１４】
第１の面および第２の面によって境界をつけられたレーザ空洞をさらに備え、該第１の面および該第２の面は、該レーザ空洞の対向端にあって、該レーザ空洞の鏡として機能し、該第１の面および該第２の面は、前記ｎ型ドープアルミニウム含有層を伴わない素子構造の中の「劈開されたままの」面と比較して、より平面的かつ直線的である「劈開されたままの」面である、請求項１に記載の素子。
【請求項１５】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層の厚さおよび位置は、前記光閉じ込めに影響を及ぼさない、請求項１に記載の素子。
【請求項１６】
半導体光電子素子を製造する方法であって、
該方法は、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードを製造することを含み、
該非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードは、
（ｉ）ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の該素子の動作のために十分な光閉じ込めを提供する導波路コアと、
（ｉｉ）該導波路コアの上または下にある１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層と
を含む、
方法。
【請求項１７】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層は、前記レーザダイオードの特定の結晶面に沿った面劈開を支援する、請求項１６に記載の方法。
【請求項１８】
前記ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層は、従来のレーザダイオードの中のＩｎＧａＮ量子井戸から発せられる光の十分な光閉じ込めを提供するために使用されるアルミニウム含有層として規定され、該従来のレーザダイオードの中のＩｎＧａＮ量子井戸は、４ｎｍ以下の厚さを有する、請求項１６に記載の方法。
【請求項１９】
前記非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードは、前記導波路コアとして機能する量子井戸活性領域を含む、請求項１６に記載の方法。
【請求項２０】
前記量子井戸活性領域は、高い屈折率を伴う十分な材料を提供することにより、前記ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の前記素子の光学モードを効果的に閉じ込める、請求項１９に記載の方法。
【請求項２１】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより小さく離れている、請求項２０に記載の方法。
【請求項２２】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより大きく離れている、請求項２０に記載の方法。
【請求項２３】
前記非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードは、量子井戸活性領域と、該量子井戸活性領域に光学的に結合されたＧａＮよりも高い屈折率を伴う１つ以上の導波路層とを含み、該導波路層および該量子井戸活性領域は、一緒になって、前記導波路コアとして機能する、請求項１６に記載の方法。
【請求項２４】
前記量子井戸活性領域および前記導波路層は、高い屈折率を伴う十分な材料を提供することにより、前記ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の前記素子の光学モードを効果的に閉じ込める、請求項２３に記載の方法。
【請求項２５】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより小さく離れている、請求項２４に記載の方法。
【請求項２６】
前記ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、前記活性領域から５００ｎｍより大きく離れている、請求項２４に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
（関連出願の引用）
本願は、米国特許法第１１９（ｅ）に基づき、同時係属かつ同一人に譲渡された米国仮特許出願第６１／２２４，３６８号（２００９年７月９日出願、Ｒｏｂｅｒｔ  Ｍ．  Ｆａｒｒｅｌｌ，  Ｍａｔｔｈｅｗ  Ｔ．  Ｈａｒｄｙ，  Ｈｉｒｏａｋｉ  Ｏｈｔａ，  Ｓｔｅｖｅｎ  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ，  Ｊａｍｅｓ  Ｓ．  Ｓｐｅｃｋ、およびＳｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａ、名称「ＳＴＲＵＣＴＵＲＥ  ＦＯＲ  ＩＭＰＲＯＶＩＮＧ  ＴＨＥ  ＭＩＲＲＯＲ  ＦＡＣＥＴ  ＣＬＥＡＶＩＮＧ  ＹＩＥＬＤ  ＯＦ  （Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ  ＬＡＳＥＲ  ＤＩＯＤＥＳ  ＧＲＯＷＮ  ＯＮ  ＮＯＮＰＯＬＡＲ  ＯＲ  ＳＥＭＩＰＯＬＡＲ  （Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ  ＳＵＢＳＴＲＡＴＥＳ」、代理人番号３０７９４．３１９−ＵＳ−Ｐ１  （２００９−７６２−１））の利益を主張する。該出願は、参照により本明細書に引用される。
【０００２】
本願は、以下の同時係属かつ同一人に譲渡された特許出願に関係する：
ＰＣＴ出願第ＰＣＴ／ＵＳ２０１０／０３７６２９号（２０１０年６月７日出願、出願人：Ａｒｐａｎ  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｙｏｕ−Ｄａ  Ｌｉｎ，  Ｓｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａ、およびＳｔｅｖｅｎ  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ、名称「ＡＳＹＭＭＥＴＲＩＣＡＬＬＹ  ＣＬＡＤＤＥＤ  ＬＡＳＥＲ  ＤＩＯＤＥ」、  代理人事件番号３０７９４．３１４−ＵＳ−ＷＯ  （２００９−６１４−２））であって、該出願は、米国特許法第１１９（ｅ）に基づき、同時係属かつ同一人に譲渡された米国仮特許出願第６１／１８４，６６８号（２００９年６月５日出願、出願人：Ａｒｐａｎ  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｙｏｕ−Ｄａ  Ｌｉｎ，  Ｓｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａ、およびＳｔｅｖｅｎ  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ、名称「ＡＳＹＭＭＥＴＲＩＣＡＬＬＹ  ＣＬＡＤＤＥＤ  ＬＡＳＥＲ  ＤＩＯＤＥ」、代理人事件番号３０７９４．３１４−ＵＳ−Ｐ１  （２００９−６１４−１））の利益を主張する、出願、および、
米国特許出願第１２／７９５，３６０号（２０１０年６月７日出願、出願人：Ａｒｐａｎ  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｙｏｕ−Ｄａ  Ｌｉｎ，  Ｓｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａ、およびＳｔｅｖｅｎ  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ、名称「ＬＯＮＧ  ＷＡＶＥＬＥＮＧＴＨ  ＮＯＮＰＯＬＡＲ  ＡＮＤ  ＳＥＭＩＰＯＬＡＲ  （Ａｌ，Ｇａ，Ｉｎ）Ｎ  ＢＡＳＥＤ  ＬＡＳＥＲ  ＤＩＯＤＥＳ」、代理人事件番号３０７９４．３１５−ＵＳ−Ｕ１  （２００９−６１６−２））であって、該出願は、米国特許法第１１９（ｅ）に基づき、同時係属かつ同一人に譲渡された米国仮特許出願第６１／１８４，７２９号（２００９年６月５日出願、出願人：Ａｒｐａｎ  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｙｏｕ−Ｄａ  Ｌｉｎ，  Ｓｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａ、およびＳｔｅｖｅｎ  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ、名称「ＬＯＮＧ  ＷＡＶＥＬＥＮＧＴＨ  ｍ−ＰＬＡＮＥ  （Ａｌ，Ｇａ，Ｉｎ）Ｎ  ＢＡＳＥＤ  ＬＡＳＥＲ  ＤＩＯＤＥＳ」、代理人事件番号３０７９４．３１５−ＵＳ−Ｐ１  （２００９−６１６−１））の利益を主張する、出願。これらの出願は、参照により本明細書に引用される。
【０００３】
（発明の分野）
本発明は、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板上に成長させられた（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎレーザダイオードの鏡面劈開収率を向上させるための構造に関する。
【背景技術】
【０００４】
（注：本願は、明細書の全体を通して示されるように、角括弧内の１つ以上の参照番号、例えば［Ｒｅｆ（ｓ）．ｘ］によって多数の異なる刊行物を参照する。これらの参照番号により順序付けされたこれらの異なる刊行物の一覧は、以下の「参考文献」という表題の項に見出すことができる。これらの刊行物のそれぞれは、参照することにより本明細書に組み込まれる。
【０００５】
ＧａＮおよび（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎの合金の有用性が、可視および紫外線光電子素子ならびに高出力電子素子の製造に対して確立されている。  そのような素子は、レーザダイオード（ＬＤ）および発光ダイオード（ＬＥＤ）の両方を含む。
【０００６】
現在の最先端（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、および素子は、［０００１］ｃ−軸に沿って成長させられる。そのような膜の全分極は、自発および圧電分極寄与から成り、その両方とも、ウルツ鉱（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ結晶構造の単極性［０００１］ｃ−軸から生じる。（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎヘテロ構造が疑似形態的に成長させられると、分極断絶が、結晶内の表面および界面で形成される。これらの断絶は、表面および界面におけるキャリアの蓄積または枯渇につながり、電場を引き起こす。これらの分極誘発電場の整合は、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造の典型的［０００１］成長方向と一致するため、これらの電場は、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子のエネルギー帯を「傾動」させる効果を有する。
【０００７】
ｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ量子井戸では、「傾動された」エネルギー帯は、電子波動関数と正孔波動関数とを空間的に分離する。この空間電荷分離は、放射遷移の振動子強度を低減させ、放出波長を赤方偏移させる。これらの効果は、量子閉じ込めシュタルク効果（ＱＣＳＥ）の現れであって、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ量子井戸について徹底的に分析されている［Ｒｅｆ．７、８］。加えて、大規模分極誘発電場は、ドーパントおよび注入されたキャリアによって部分的に遮蔽され［Ｒｅｆ．９］、放出特性を正確に設計することを困難にし得る。
【０００８】
さらに、疑似形態的二軸性歪みは、ｃ−平面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸内の有効価電子帯状態密度の低減にほとんど影響を及ぼさないことが理論的に予測されている［Ｒｅｆ．１０］。これは、典型的ＩＩＩ−Ｖ閃亜鉛鉱型ＩｎＰ系およびＧａＡｓ系量子井戸と対照的であり、典型的ＩＩＩ−Ｖ閃亜鉛鉱型ＩｎＰ系およびＧａＡｓ系量子井戸は、上位２つの価電子帯の異方性歪み誘発分裂が、有効価電子帯状態密度の有意な低減につながる。有効価電子帯状態密度の低減は、典型的ＩＩＩ−Ｖ閃亜鉛鉱型ＩｎＰおよびＧａＡｓ系量子井戸内の任意の所与のキャリア密度に対する擬フェルミ準位分離の大幅な増加につながる。この擬フェルミ準位分離の増加の直接的結果として、遥かに小さいキャリア密度が、光学利得を発生させるために必要とされる［Ｒｅｆ．１１］。しかしながら、ＩｎｘＧａ１−ｘＮ結晶構造の場合、二軸性歪みｃ−平面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸内の窒素原子の六方対称および小スピン軌道結合は、上位２つの価電子帯のごくわずかな分裂を生じる［Ｒｅｆ．１０］。したがって、有効価電子帯状態密度は、二軸性歪みｃ−平面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸内の有効伝導帯状態密度より遥かに大きいままであり、非常に高い電流密度が、ｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤにおいて光学利得を発生させるために必要とされる。
【０００９】
（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子内の分極効果を減少させる１つのアプローチは、結晶の非極性平面上で素子を成長させることである［Ｒｅｆ．１０］。これらは、集合的にａ−平面として知られている
【００１０】
【化１】
2012533179.tif 000003
平面と、集合的にｍ−平面として知られている
【００１１】
【化２】
2012533179.tif 000004
平面とを含む。そのような平面は、平面当たり等しい数のガリウム原子と窒素原子とを含有し、電荷中性である。後続非極性層は、相互に同等であって、したがって、バルク結晶は、成長方向に沿って分極されないであろう。
【００１２】
（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子内の分極効果を低減する別のアプローチは、結晶の半極性平面上で素子を成長させることである。「半極性平面」という用語は、ｃ−平面、ａ−平面、またはｍ−平面として分類することができない、あらゆる平面を指すために使用することができる。結晶学的用語では、半極性平面は、少なくとも２つの非ゼロのｈ、ｉ、ｋミラー指数、および非ゼロのｌミラー係数を有する、任意の平面となるであろう。後続非極性層は、相互に同等であって、したがって、バルク結晶は、成長方向に沿って、分極低下を有するであろう。
【００１３】
歪みｃ−平面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸と異なり、歪み非極性または半極性ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸は、上位２つの価電子帯の異方性分裂を呈するはずであり、それは、そのような構造に対する有効価電子帯状態密度の低減につながるはずであると予測されている［Ｒｅｆ．１３］。圧縮歪みＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸に対する多体光学利得の自己無撞着計算は、ピーク利得が、有効価電子帯状態密度および正味量子井戸分極に非常に敏感であって、ピーク利得は、一般的成長配向とｃ−軸との間の角度が増加するにつれて、劇的に増加し、ｃ−軸に垂直な（すなわち、非極性平面上の）成長配向の最大値に達するはずであると示唆する［Ｒｅｆ．１３］。
【００１４】
最後に、市販のｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＥＤおよびＬＤは、それらの電界発光において、いかなる程度の光分極も呈さない。他方で、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＥＤおよびＬＤは、それらの電界発光において、強力な光分極を実証している［Ｒｅｆ．１４、１５］。この光分極は、圧縮歪み非極性または半極性ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸内の上位２つの価電子帯の異方性歪み誘発分裂に起因し、異なる光学マトリクス要素の規模の有意差につながり得る。この光分極は、いくつかの素子用途に潜在的に利用することができる。
【００１５】
ウルツ鉱型（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ結晶構造のｃ−平面上に成長させられた、従来の現在市販されている（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤ構造は、典型的には、分極関連電場の存在により、薄い（≦４ｎｍ）ＩｎＧａＮ量子井戸（ＱＷ）を採用する。したがって、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子またはバルクＡｌＧａＮ等の厚いＡｌ含有導波路クラッド層が、ｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの中で十分な光学モード閉じ込めを提供するために必要とされる。
【００１６】
ｃ−平面ＧａＮ基板上に成長させられた従来の（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤと違って、ｍ−平面発光素子内の分極関連電場の欠如は、放射効率の低減を伴わずにｍ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＥＤおよびＬＤの中の比較的厚い（８ｎｍ）ＩｎＧａＮ  ＱＷの実装を可能にする［Ｒｅｆ．１］。これらの厚いＩｎＧａＮ  ＱＷは、Ａｌ含有導波路クラッド層を必要とせずに、光学モードの十分な横導波路を提供することができる［Ｒｅｆｓ．２、３］。ＧａＮクラッド層を伴うＩｎＧａＮベースの別個の閉じ込めヘテロ構造の使用を伴う、同様の設計も、Ａｌ含有導波路クラッド層の必要性を軽減することができる［Ｒｅｆ．４］。
【００１７】
以前の研究は、ｃ−軸に沿って配向されたストライプを伴うｍ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの閾値電流密度が、ａ−軸に沿って配向されたストライプを伴うＬＤよりも低いことを判定している［Ｒｅｆ．５］。面劈開に非極性
【００１８】
【化３】
2012533179.tif 000005
ｍ−平面を典型的に使用する、ｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤと違って、ｍ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤのｃ−軸に沿ったレーザ棒の配向は、結晶の極性｛０００１｝ｃ−平面に沿った面劈開を必要とする。個々のＮ平面とＧａ平面との間の分極が、結晶面間の単位面積あたりの結合エネルギーを増加させるので、極性｛０００１｝ｃ−平面に沿った劈開は、プロセスを複雑にする。これにより、一般に、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎウルツ鉱結晶構造の非極性平面上よりも極性平面上で高品質の劈開を得ることがより困難となり、ｃ−軸に沿って配向されたストライプを伴うｍ平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの面均一性および素子収率を低減する。
【００１９】
比較的厚いｍ−平面ＡｌＧａＮ層における異方性引っ張り歪みは、ｍ−平面基板上で成長させられた素子構造の極性｛０００１｝ｃ−平面に沿って亀裂を引き起こすことが示されている［Ｒｅｆ．６］。そのような制御されていない亀裂は、素子製造に望ましくないが、厚いＡｌ含有層は、結晶の極性｛０００１｝ｃ−平面に沿った面劈開を支援するために利用することができる。厚いＩｎＧａＮ  ＱＷを伴うｍ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの場合について、厚いｎ型Ａｌ含有層は、ｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層を必要とすることなく、極性｛０００１｝ｃ−平面に沿った面劈開を支援するために使用することができる。
【００２０】
従来の（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤでのｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層の使用は、いくつかの製造関連問題を導入し得る。一般に、ｐ型Ａｌ含有層は通常、同等のｐ型ＧａＮ層よりも高い抵抗性であり、ｐ型Ａｌ含有層を伴わない同様の素子よりも、ｐ型Ａｌ含有層を伴う素子に高い動作電圧をもたらす。加えて、ｐ型Ａｌ含有層は、典型的には、同等のｐ型ＧａＮ層よりも高い成長温度で成長させられ、それは、高インジウム含有量のＩｎＧａＮ  ＱＷを熱的に劣化し得る。Ａｌ含有導波路クラッド層を伴わない非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの実現は、これらの問題の多くを軽減するはずである。
【００２１】
同様に、向上した面劈開収率は、より良好な全体的素子収率、より高い面安定性、より高い壊滅的光損傷（ＣＯＤ）レベル、およびより長い素子寿命を含むが、それらに限定されない、非極性および半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子製造業者にとってのいくつかの利点につながるはずである。
【発明の概要】
【課題を解決するための手段】
【００２２】
上記で説明される従来技術における制限を克服するため、および本明細書を読んで理解すると明白となる他の制限を克服するために、本発明は、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板上に成長させられた（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの鏡面劈開収率を向上させるための構造を開示する。構造は、ｐ型ドープアルミニウム含有導波管クラッド層がない場合の素子の動作のために十分な光閉じ込めを提供する、導波管コアと、特定の結晶面に沿った面劈開を支援するために使用することができる、１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層とを含む、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤを備える。
【００２３】
ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層は、従来のＬＤの中のＩｎＧａＮ量子井戸から発せられる光の十分な光閉じ込めを提供するために使用される、アルミニウム含有層として規定され得、従来のＬＤの中のＩｎＧａＮ量子井戸は、４ｎｍ以下の厚さを有する。
【００２４】
非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤは、導波路コアとして機能する量子井戸活性領域を含み得る。非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤは、量子井戸活性領域と、量子井戸活性領域に光学的に結合される、ＧａＮよりも高い屈折率を伴う１つ以上の導波路層とを含み得、導波路層および量子井戸活性領域は、一緒に、導波路コアとして機能する。
【００２５】
量子井戸活性領域、または量子井戸活性領域および導波路層は、ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合の素子の光学モードを効果的に制限するように、高い屈折率を伴う十分な材料を提供し得る。
【００２６】
ｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、活性領域から５００ｎｍより小さくまたは５００ｎｍより大きく離れ得る。
【００２７】
素子は、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層を含まないか、または、例えば、導波路コア用のクラッディングの役割を果たすように位置付けられる、ｎ型ＡｌＩｎＧａＮクラッド層を備え得る。
【００２８】
素子はさらに、レーザ空洞の鏡として機能する、レーザ空洞の対向端にある第１の面および第２の面によって境界をつけられたレーザ空洞をさらに備え得、第１の面および第２の面は、ｎ型ドープアルミニウム含有層を伴わない素子構造の中の「劈開されたままの」面と比較して、より平面的かつ直線的である「劈開されたままの」面である。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
全体を通して類似参照数字が対応する部品を表す、図面を参照する。
【図１−１】図１（ａ）は、サンプルＡのエピタキシャル構造の断面概略図であり、図１（ｂ）は、サンプルＢのエピタキシャル構造の断面概略図であり、図１（ｃ）は、サンプルＡおよびＢで使用された５周期ＭＱＷ構造の２周期を図示する。
【図１−２】図１（ａ）は、サンプルＡのエピタキシャル構造の断面概略図であり、図１（ｂ）は、サンプルＢのエピタキシャル構造の断面概略図であり、図１（ｃ）は、サンプルＡおよびＢで使用された５周期ＭＱＷ構造の２周期を図示する。
【図２】図２（ａ）は、成長方向（マイクロメートル、μｍ）に沿ったサンプルＡの中の位置の関数として、屈折率および電場強度（任意の単位、ａ．ｕ．）を描画する、サンプルＡの計算された１次元（１−Ｄ）横モードプロファイルを示し、図２（ｂ）は、成長方向（μｍ）に沿ったサンプルＢの中の位置の関数として、屈折率および電場強度（ａ．ｕ．）を描画する、サンプルＢの計算された１−Ｄ横モードプロファイルを示す。
【図３】図３（ａ）は、スクライビング後であるが劈開前のサンプルＡの頂面の光学顕微鏡写真であり、図３（ｂ）は、スクライビング後であるが劈開前のサンプルＢの頂面の光学顕微鏡写真であり、垂直および水平の目盛りは、図３（ａ）および図３（ｂ）の両方で２０μｍであり、［１０−１０］、［０００１］、および［１１−２０］方向も示されている。
【図４】図４（ａ）は、劈開後のサンプルＡの頂面の光学顕微鏡写真であり、図４（ｂ）は、劈開後のサンプルＢの頂面の光学顕微鏡写真であり、垂直および水平の目盛りは、図４（ａ）および図４（ｂ）の両方で１２５μｍであり、［１０−１０］、［０００１］、および［１１−２０］方向も示されている。
【図５】図５（ａ）は、サンプルＡのレーザ棒あたりの面劈開収率のヒストグラムであり、図５（ｂ）は、サンプルＢのレーザ棒あたりの面劈開収率のヒストグラムである。
【図６】図６は、半導体光電子素子を製造する方法を図示するフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下の発明を実施するための形態において、本明細書の一部を形成し、かつ本発明が実践され得る特定の実施形態を例証目的で示す添付図面を参照する。本開示の範囲から逸脱することなく、他の実施形態が用いられ得、また、構造的な変更が行われ得ることを理解されたい。
【００３１】
（命名法）
ＧａＮ、ならびにアルミニウムおよびインジウムを組み込む、その三元および四元化合物（ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＧａＮ）は、一般的に、（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）Ｎ、ＩＩＩ窒化物、ＩＩＩ族窒化物、窒化物、０＜ｘ＜１および０＜ｙ＜１であるＡｌ（１−ｘ−ｙ）ＩｎｙＧａｘＮ、または本明細書で使用されるようなＡｌＩｎＧａＮといった用語を使用して呼ばれる。これら全ての用語は、同等であることを目的とし、単一の種、Ａｌ、Ｇａ、およびＩｎのそれぞれの窒化物、ならびにそのようなＩＩＩ族金属種の二元、三元、および四元化合物を含むと広義に解釈される。したがって、これらの用語は、そのような命名法に含まれる種として、化合物ＡｌＮ、ＧａＮ、およびＩｎＮ、ならびに三元化合物ＡｌＧａＮ、ＧａＩｎＮ、およびＡｌＩｎＮ、および四元化合物ＡｌＧａＩｎＮを包含する。（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ）構成種のうちの２つ以上が存在する時、（組成に存在する（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ）構成種のそれぞれを表す相対モル分率に関して）化学量論的割合ならびに「化学量論外」割合を含む、全ての可能な組成を、本発明の広義の範囲内で採用することができる。したがって、主にＧａＮ材料に関する、以降の本発明の論議は、種々の他の（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）Ｎ材料種の形成に適用可能であることが理解されるであろう。さらに、本発明の範囲内の（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）Ｎ材料は、軽微な数量のドーパントおよび／または他の不純物あるいは包含物質をさらに含み得る。
【００３２】
また、本開示の全体を通して、層材料の前の接頭語ｎ−、ｐ−、およびｐ＋＋−は、それぞれ、層材料がｎ型、ｐ型、または高濃度にｐ型ドープされていることを表す。例えば、ｎ−ＧａＮは、ＧａＮがｎ型ドープされていることを示す。
【００３３】
ＧａＮまたはＩＩＩ族窒化物ベースの光電子素子内の自発および圧電分極効果を排除する１つのアプローチは、結晶の非極性平面上でＩＩＩ族素子を成長させることである。そのような平面は、等しい数のＧａ原子（またはＩＩＩ族原子）およびＮ原子を含有し、電荷中性である。さらに、後続非極性層は、相互に同等であって、したがって、バルク結晶は、成長方向に沿って分極されないであろう。ＧａＮ内の対称同等非極性平面の２つのそのような族は、集合的にａ−平面として知られている｛１１−２０｝族、および集合的にｍ−平面として知られている｛１−１００｝族である。  したがって、非極性ＩＩＩ族窒化物は、ＩＩＩ族窒化物の（０００１）ｃ−軸と垂直な方向に沿って成長させられる。
【００３４】
（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子内の分極効果を低減させる別のアプローチは、結晶の半極性平面上で素子を成長させることである。「半極性平面」という用語は、ｃ−平面、ａ−平面、またはｍ−平面として分類することができない、あらゆる平面を指すために使用することができる。結晶学的用語では、半極性平面は、少なくとも２つの非ゼロのｈ、ｉ、ｋミラー指数、および非ゼロのｌミラー係数を有する、任意の平面となるであろう。
【００３５】
（技術説明）
本発明は、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板上の（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの面劈開収率を向上させるために使用することができる、構造を説明する。  本発明者らは、Ｍｉｔｓｕｂｉｓｈｉ  Ｃｈｅｍｉｃａｌ  Ｃｏ．，  Ｌｔｄ．によって製造された独立ｍ−平面ＧａＮ基板上に、金属有機化学蒸着（ＭＯＣＶＤ）によって成長させられた（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子について、これらの効果を実験的に実証している。これらの基板は、ｃ方向に水素化物気相エピタキシー（ＨＶＰＥ）によって成長させられ、次いで、ｍ−平面表面を露出するように薄く切られた。ｍ平面表面は、化学および機械的表面処理法によって調製された。基板は、製造業者によって測定されるように、５×１０６ｃｍ−２未満の貫通転位密度、約１×１０１７ｃｍ−３のキャリア濃度、および１ｎｍ未満の二乗平均平方根（ＲＭＳ）表面粗度を有する。
【００３６】
ＭＯＣＶＤ成長条件は、典型的には、ｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ薄膜に使用されたものと非常に類似していた。すべてのＭＯＣＶＤ成長は、気圧（ＡＰ）、典型的Ｖ／ＩＩＩ比（＞３０００）、および典型的成長温度（＞１０００°Ｃ）で行われた。トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）またはトリエチルガリウム（ＴＥＧａ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）、アンモニア（ＮＨ３）、ビス（シクロペンタジエニル）マグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）、およびシラン（ＳｉＨ４）が、それぞれ、Ｇａ、Ｉｎ、Ａｌ、Ｎ、Ｍｇ、およびＳｉ前駆体として使用された。
【００３７】
面劈開収率への厚いｎ型Ａｌ含有層の影響を評価するために、２つの異なるサンプル（サンプルＡ１００およびＢ１０２）が成長させられた。サンプルＡ１００およびＢ１０２の概略図は、それぞれ図１（ａ）および図１（ｂ）に示されている。
【００３８】
厚いｎ型Ａｌ含有層を含有しなかった第１のサンプル（サンプルＡ１００）は、他の場所で報告されたＡｌＧａＮクラッディングを含まない（ＡＣＦ）ＬＤ構造と同様であった［Ｒｅｆｓ．２、３］。このＡＣＦ  ＬＤ構造は、厚さ１０μｍのＳｉドープｎ−ＧａＮテンプレート層１０４、厚さ８ｎｍのＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ  ＱＷおよび厚さ８ｎｍのＧａＮ障壁を伴う５周期非ドープＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造１０６、厚さ１５ｎｍのＭｇドープｐ−Ａｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ電子ブロッキング層１０８、厚さ１μｍのＭｇドープｐ−ＧａＮクラッディング層１１０、および厚さ２０ｎｍの高度Ｍｇドープｐ＋＋−ＧａＮ接触層１１２から成った。構造全体の中の唯一のＡｌ含有層は、厚さ１５ｎｍのＭｇドープＡｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ電子ブロッキング層１０８であった。
【００３９】
第１のサンプル１００と非常に類似していた、第２のサンプル（サンプルＢ１０２）は、面劈開収率を向上させるように、追加の厚いＡｌ含有劈開支援層１１４（ＣＡＬ）を含有した。サンプルＢは、厚さ１０μｍのＳｉドープｎ−ＧａＮテンプレート層１０４、厚さ１μｍのＳｉドープｎ−Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬ１１４、厚さ１μｍのＳｉドープｎ−ＧａＮスペーサ層１１６、厚さ８ｎｍのＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ  ＱＷおよび厚さ８ｎｍのＧａＮ障壁を伴う５周期非ドープＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造１０６、厚さ１５ｎｍのＭｇドープｐ−Ａｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ電子ブロッキング層１０８、１μｍの厚さＭｇドープｐ−ＧａＮクラッディング層１１０、および厚さ２０ｎｍの高度Ｍｇドープｐ＋＋−ＧａＮ接触層１１２から成った。構造全体の中の唯一の厚いＡｌ含有層は、１μｍのＳｉドープｎ−Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬ１１４であった。構造全体の中の唯一のｐ型Ａｌ含有層は、１５ｎｍのＭｇドープＡｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ電子ブロッキング層１０８であった。
【００４０】
ｃ−平面ＧａＮ基板上で成長させられた従来の（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤと違って、上記で説明される構造は、比較的厚い（８ｎｍ）Ｉｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ  ＱＷを含有した。
【００４１】
図１（ａ）および図１（ｂ）はまた、層１０４、１１４、１１６、１０６、１０８、１１０、および１１２のそれぞれの厚さ１１８、１２０、１２２、１２４、１２６、および１２８、１３０も図示する。素子構造１０２の全体厚さ１３２も示されている。
【００４２】
図１（ｃ）は、ＧａＮ障壁１３６の間にＩｎＧａＮ量子井戸１３４を備える、５周期ＭＱＷ構造１０６の２周期を図示し、量子井戸１３４は、厚さ１３８を有し、障壁１３６は、厚さ１４０を有する。
【００４３】
また、図１（ａ）および図１（ｂ）には、ＬＤの第１の面１４２および第２の面１４４も示されている。素子層１０６−１１２は、テンプレート層１０４の表面１４６上に堆積させられ、表面１４６は、ＩＩＩ族窒化物のｍ−平面であり、面１４２および１４４は、ｃ平面である（ＩＩＩ族窒化物のｃ−軸と垂直である）。
【００４４】
サンプルＡの計算された１−Ｄ横モードプロファイル２００が図２（ａ）で提示されている。モデルは、それぞれ、ＧａＮ、Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ、Ｉｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ、およびＡｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ層に、４０５ｎｍの波長で２．５２２、２．４８７、２．７３０、および２．４５１の屈折率値を使用した［Ｒｅｆ．１６］。計算されたモードプロファイル２００によって図示されるように、厚いＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ量子井戸（ＱＷ）は、Ａｌ含有導波路クラッド層を必要とせずに、光学モード２００の十分な横導波路を提供した。この構造の計算された横閉じ込め係数Γは、０．１４２であった。また、図２（ａ）には、ｎ−ＧａＮ層１０４、ｐ−ＡｌＧａＮ電子ブロッキング層（ＥＢＬ）１０８、およびｐ−ＧａＮ層１１０も示されている。
【００４５】
図２（ｂ）は、Ｉｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ／ＧａＮ  ＭＱＷより１μｍ下側に位置する１μｍのＳｉドープｎ−Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬを含有することを除いて、サンプルＡと非常に類似している、サンプルＢの計算された１−Ｄ横モードプロファイル２０２を表示する。計算されたモードプロファイル２０２によって図示されるように、１μｍのＳｉドープｎ−Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬは、光学モード２０２にほとんど影響を及ぼさず、光学モードは、主にＩｎ０．１０Ｇａ０．９０Ｎ／ＧａＮ  ＭＱＷによって誘導された。この構造の計算された横閉じ込め係数Γは、構造Ａと同じ０．１４２であった。よって、たとえサンプルＢが厚いｎ型Ａｌ含有ＣＡＬを含有しても、依然としてＡＣＦ  ＬＤ構造と呼ばれる。また、図２（ｂ）には、ｎ−ＧａＮ層１０４、ｐ−ＡｌＧａＮ  ＥＢＬ１０８、ｐ−ＧａＮ層１１０、およびｎ型ＡｌＧａＮ  ＣＡＬ１１４も示されている。
【００４６】
ＭＯＣＶＤ成長後、サンプルＡおよびＢは、機械的研削およびラッピングによって約５０μｍの厚さまで薄くされた。次に、面劈開のためにサンプルを準備するために、ダイヤモンド針ベースのウエハスクライビング工具が、周期的スキップ・スクライブ技法と併せて使用された。スキップ・スクライブ技法は、ウエハにわたって共線的な一式の周期的８５μｍスキップステップおよび１１５μｍスクライブステップを用いて、ウエハのエピタキシャル側面をスクライブすることから成る。両方のサンプルＡおよびＢについて、スクライブ方向は、結晶のａ−軸と整合させられた。スキップステップ中に、ウエハをスクライブするために使用されたダイヤモンド針は、ウエハの表面から持ち上げられ、８５μｍの距離にわたってウエハをスクライブされていない状態にした。この８５μｍスキップ長は、典型的には、十分加工されたＬＤサンプルの場合にリッジ導波路ＬＤ構造が位置する場所である。同様の針角度、針圧力、切断速度、切断深度、およびウエハ載置が、サンプルＡおよびＢをスクライブするために使用された。
【００４７】
スクライビング後であるが劈開前のサンプルＡおよびＢの頂面（これらの場合、ｐ＋＋接触層１１２の頂面）の代表的な光学顕微鏡写真が、それぞれ図３（ａ）および３（ｂ）で提示されている。両方の図は、比較的高い倍率（５０Ｘ）で撮影され、単一のスキップ・スクライブステップのみを示す。サンプルＡについて、スキップした領域３００は、スクライビングプロセス中にひび割れなかった。しかしながら、サンプルＢについて、スキップした領域は、スクライビングプロセス中に、２つの隣接するスクライブ線３０４、３０６を接続する｛０００１｝結晶面に沿った直線３０２で自発的にひび割れた。正確な機構は不明であるが、本発明者らは、サンプルＢの自発的亀裂３０２が、異方的に歪んだ厚いｎ型Ａｌ含有ＣＡＬの中の蓄積した歪みエネルギーに関係したと推測している。図３（ａ）および図３（ｂ）では、矢印は、［０００１］および［１１−２０］結晶方向を示し、点を囲む円は、［１０−１０］結晶方向を示す。
【００４８】
スクライビングプロセスが完了した後、サンプルＡおよびＢは、従来のＬＤ製造中に形成される棒とサイズおよび形状が同様の棒に劈開された。同様のサンプル載置および劈開技法が、両方のサンプルに使用された。スクライビング後のサンプルＡおよびＢのｐ＋＋接触層１１２の表面の代表的な光学顕微鏡写真が、それぞれ図４（ａ）および４（ｂ）で提示されている。両方の図は、比較的低い倍率（２０Ｘ）で撮影され、いくつかのスキップ・スクライブステップを示す。図中の影付き領域が、スクライブされた領域に対応する一方で、影のない領域は、スキップされた領域に対応する。サンプルＡについて、スキップした領域は、典型的には、結晶面に沿って常にひび割れるわけではないが、２つの隣接するスクライブ線４０２、４０４を接続する非結晶曲線または斜線４００でしばしばひび割れる。しかしながら、サンプルＢについて、スキップした領域は、２つの隣接するスクライブ線４０８、４１０を接続する｛０００１｝結晶面に沿った直線４０６で常に劈開する。各サンプルからのいくつかの棒の検査が、同じ傾向を明らかにする。面の質および劈開均一性の向上のための正確な機構は不明であるが、本発明者らは、それが、異方的に歪んだ厚いｎ型Ａｌ含有ＣＡＬの中の蓄積した歪みエネルギーに関係すると推測している。図４（ａ）および図４（ｂ）では、矢印は、［０００１］および［１１−２０］結晶方向を示し、点を囲む円は、［１０−１０］結晶方向を示す。
【００４９】
図３（ａ）−（ｂ）および図４（ａ）−（ｂ）において上記で提示されるデータは、厚いｎ型Ａｌ含有ＣＡＬを用いて、面劈開収率がサンプルについて増進されるという定性的証拠を提供する。図５では、本発明者らは、上記の観察を定量化しようとしている。図５（ａ）および５（ｂ）は、それぞれ、サンプルＡおよびＢのレーザ棒あたりの面収率のヒストグラムを表示する。各レーザ棒は、約２０のスキップ領域を含んだ。各レーザ棒の各スキップ領域の各劈開の質は、光学顕微鏡下で評価された。光学顕微鏡法によって観察されると完全に直線であったスキップした領域が、成功した劈開として分類された一方で、多少傾斜または湾曲していたスキップした領域は、失敗した劈開として分類された。次いで、レーザ棒あたりの面収率が、各サンプルについてヒストグラムとして描画された。図５（ａ）に示されるように、サンプルＡの棒あたりの面収率は、０．５７９という棒あたりの平均面収率と０．１１３という標準偏差とを伴って、０．４２９から０．８００の範囲内にある。対照的に、図５（ｂ）に示されるように、サンプルＢの棒あたりの面収率は、０．７０５という棒あたりの平均面収率と０．１０３という標準偏差とを伴って、０．４７８から０．７７３の範囲内にある。面劈開収率の向上のための正確な機構は不明であるが、本発明者らは、それが、異方的に歪んだ厚いｎ型Ａｌ含有ＣＡＬの中の蓄積した歪みエネルギーに関係すると推測している。
【００５０】
（プロセスステップ）
図６は、半導体光電子素子を製造する方法を図示するフローチャートである。方法は、以下のステップを含み得る。
【００５１】
ブロック６００は、例えば、ｎ型ＧａＮテンプレートのｍ−平面、非極性平面、または半極性平面上に、ＬＤの特定の結晶面に沿った面劈開を支援するために使用することができる、１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層を堆積させることを表す。ｎ型ドープアルミニウム含有層は、レーザ空洞の鏡の役割を果たす素子の面の自発的劈開のために十分厚くてもよい。例えば、ｎ型ドープアルミニウム含有層は、厚さ５０ｎｍから２０００ｎｍの間であり得、３％から３０％の間のＡｌの組成を伴うＡｌＧａＮを含み得るが、本発明は、この厚さおよび組成範囲に限定されない。一実施例では、特定の科学理論に縛られることなく、ＣＡＬは、亀裂を形成するほど厚すぎること、および／またはＡｌ組成が高すぎることなく、有意量の歪みエネルギーが存在するように、例えば、厚さ／組成が亀裂限界のすぐ下であり得るように、十分に厚く、および／または十分高いＡｌ組成を有する（例えば、Ｒｅｆ．２０の図１ａに基づく）。しかしながら、上述のように、本発明は、この厚さ／組成に限定されない。
【００５２】
テンプレート（図１（ｂ）の１０４）は、表面１４６を有するＩＩＩ族窒化物（例えば、ＧａＮ）基板であり得、表面は、後に堆積したＩＩＩ族窒化物素子層が非極性または半極性層であるように、非極性平面、半極性平面、または、非極性平面に対して軸外であり得る。
【００５３】
ブロック６０２は、ｎ型ドープアルミニウム含有層上にｎ−ＧａＮスペーサ層を堆積させることを表す。
【００５４】
ブロック６０４は、スペーサ層上またはｎ型ドープアルミニウム含有層上に第１の導波路層を堆積させることを表す。
【００５５】
ブロック６０６は、第１の導波路層上、スペーサ層、またはｎ型アルミニウム含有層上に量子井戸活性領域を堆積させることを表す。量子井戸活性領域は、導波路コアとして機能し得る（例えば、量子井戸は導波路コアであり得る）。量子井戸活性領域は、例えば、図２（ｂ）に示されるように、ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合に素子の光学モードを効果的に制限するように、高い屈折率を伴う十分な材料を提供し得る。
【００５６】
しかしながら、量子井戸層を含む量子井戸活性領域は、少なくとも図２（ｂ）に示されるほど十分に、レーザの光学モードを制限するように十分厚くてもよいが、量子井戸層は、典型的には、量子井戸と見なされ、量子閉じ込めを提供するように十分薄い。量子井戸活性領域は、典型的には２から２０ｎｍの厚さ（しかしそれに限定されない）を有するＩｎＧａＮ量子井戸と、典型的には５から２０ｎｍの厚さ（しかしそれに限定されない）を有するＧａＮ障壁とを含む、複数の量子井戸を含む。一実施例では、例えば、量子井戸の４ｎｍ以上の厚さが、例えば、ｍ−平面素子で使用され得る。
【００５７】
複数のｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、活性領域から５００ｎｍより小さくまたは５００ｎｍより大きく離れていてもよく、光学モードの分布の効果があってもなくてもよい。
【００５８】
ブロック６０８は、量子井戸活性領域上にＡｌＧａＮ電子ブロッキング層を堆積させることを表す。
【００５９】
ブロック６１０は、量子井戸活性領域上に第２の導波路層を堆積させることを表す。ブロック６０４および６１０での１つ以上の導波路層は、例えば、ＧａＮよりも大きい屈折率を有し得る。量子井戸活性領域および導波路層は、ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合に素子の光学モードを効果的に制限するように、高い屈折率を伴う十分な材料を提供し得る。
【００６０】
ブロック６１２は、第２の導波路層上にクラッド層、例えば、Ｍｇドープｐ−ＧａＮクラッド層を堆積させることを表す。
【００６１】
ブロック６１４は、クラッド層上にｐ＋＋ＧａＮ接触層を堆積させることを表す。
【００６２】
ブロック６１６は、上記のステップの最終結果である、光電子素子層または構造を備えるウエハを表す。ブロック６００−６１４での堆積ステップは、例えば、ＭＯＣＶＤ成長または他の成長方法（例えば、ＭＢＥ等）による、成長させるステップを含み得る。
【００６３】
ブロック６１８は、例えば、機械的研削およびラッピングによって、素子構造を典型的には１００μｍ以下の厚さ（しかしそれに限定されない）まで薄くすることを表す。
【００６４】
ブロック６２０は、素子構造を備えるウエハ上で周期的スキップ・スクライブ技法を行い、それにより、個々の素子への面劈開のためにウエハを準備することを表す。スキップ・スクライブ技法は、ウエハにわたって共線的な一式スキップステップおよびスクライブステップを用いて、ウエハのエピタキシャル側面をスクライブすることを含み得る。スクライブ方向は、結晶のａ−軸と整合させられ得る。スキップステップ中に、ウエハをスクライブするために使用されるスクライブは、ウエハの表面から持ち上げられ、ある距離にわたってウエハをスクライブされていない状態にし得る。このスキップ長は、典型的には、十分加工されたＬＤサンプルの場合にリッジ導波路ＬＤ構造が位置する場所である。スキップした領域は、２つの隣接するスクライブ線を接続する、｛０００１｝結晶面に沿った直線で自発的に劈開する。
【００６５】
ブロック６２２は、方法の最終結果であり、ＬＤ等の光電子素子を表す。ステップは、所望に応じて省略または追加され得、例えば、動作ＬＤ素子の加工で使用される他のステップが行われ得る。
【００６６】
ブロック６２２の半導体光電子素子は、ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合に素子の動作のために十分な光閉じ込め（例えば、レージング動作のために十分な光閉じ込め）を提供する導波路コアと、導波路コアの上または下にある、１つ以上のｎ型ドープアルミニウム含有層とを備える、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤを含み得るが、ｎ型ドープアルミニウム含有層は、典型的には、導波路コアの下、または導波路コアと基板あるいはＧａＮテンプレートとの間にある。
【００６７】
ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層は、従来の素子の動作のために十分な光閉じ込めを提供するために、従来の素子における必要なアルミニウム含有層として規定され得る。例えば、ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層は、従来のＬＤの中のＩｎＧａＮ量子井戸から発せられる光の十分な光閉じ込めを提供するために使用される、アルミニウム含有層として規定され得、従来のＬＤの量子井戸活性領域中のＩｎＧａＮ量子井戸は、ｃ−平面極性であり、および／または、例えば、４ｎｍ以下の厚さを有する。
【００６８】
非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤは、量子井戸活性領域および／またはＧａＮよりも大きい屈折率を伴う１つ以上の導波路層を含み得る。量子井戸活性領域は、導波路コアとして機能し得、または量子井戸活性領域および導波路層は、一緒に導波路コアとして機能し得る。例えば、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤは、量子井戸活性領域と、量子井戸活性領域に光学的に結合される、ＧａＮよりも高い屈折率を伴う１つ以上の導波路層とを含み得、導波路層および量子井戸活性領域は、導波路コアとして一緒に機能する。
【００６９】
量子井戸活性領域、量子井戸活性領域および導波路層は、ｐ型ドープアルミニウム含有導波路クラッド層がない場合に素子の光学モードを効果的に制限するように、高い屈折率を伴う十分な材料を提供し得る。
【００７０】
複数のｎ型ドープアルミニウム含有層のうちの最も近い１つは、活性領域から５００ｎｍより小さくまたは５００ｎｍより大きく離れ得る。
【００７１】
素子は、ＡｌＧａＮクラッド層を含まないか、または、例えば、緑色発光半極性ＬＤの場合のように、導波路コア用のクラッディングの役割を果たすように位置付けられる、ＡｌＩｎＧａＮクラッド層を備え得る。
【００７２】
素子はさらに、レーザ空洞の鏡として機能する、レーザ空洞の対向端にある第１の面１４２および第２の面１４４によって境界されるレーザ空洞を備え得、第１の面１４２および第２の面１４４は、ｎ型ドープアルミニウム含有層を伴わない素子構造の中の「劈開されたままの」面と比較して（例えば、図４（ａ）の劈開された表面４００と比較して）、より平面的かつ直線的である「劈開されたままの」面４０６である（例えば、さらなる研磨を伴わない）。
【００７３】
一実施例では、直線面は、５度未満である（しかしそれに限定されない）「劈開されたままの」面とレーザリッジとの間の角度によって特徴付けられる。
【００７４】
したがって、ｎ型ドープアルミニウム含有層は、ＬＤの特定の結晶面に沿った面劈開１４２、１４４を支援するために使用され得る。例えば、ＬＤがｍ−軸方向に沿ってｍ−平面ＧａＮ基板上で成長させられると、劈開された面１４２、１４４の表面は、ウルツ鉱結晶構造のｃ−平面であり得る（すなわち、劈開された面１４２、１４４と垂直なｃ−軸方向）。しかしながら、素子は、他の方向に沿って劈開された他の平面または面上で成長させられ得る。
【００７５】
（可能な修正および変形例）
また、成長温度、成長圧力、Ｖ／ＩＩＩ比、前駆体流量、および源材料等のＭＯＣＶＤ成長条件の変形例も、本発明の範囲から逸脱することなく、可能である。界面の質の制御は、プロセスの重要な側面であって、特定のリアクタ設計の流量切替能力に直接関連する。成長条件の継続的最適化は、上記で説明される非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ薄膜のより正確な組成および厚さ制御をもたらすはずである。
【００７６】
上記で説明される（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤは、独立非極性ＧａＮ基板上に直接成長された複数の均質な層から成った。しかしながら、また、本発明の範囲はまた、可変または段階的組成を有する複数の層から成る、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤも含む。
【００７７】
また、追加の不純物またはドーパントも、本発明で説明される非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ薄膜に組み込むことができる。例えば、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｓｉ、およびＺｎが、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎヘテロ構造内の種々の層および隣接する層の伝導特性を改変するように、それらの層に頻繁に追加される。そのようなドーパントおよび本明細書に列挙されないその他の使用も、本発明の範囲内である。
【００７８】
また、本発明の範囲は、技術説明に引用される１つの非極性配向（ｍ−平面）以外のものも含む。本概念はまた、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ系半導体素子を成長させるために使用することができる、全ての非極性および半極性平面に関する。用語「非極性平面」は、集合的にａ−平面として知られている
【００７９】
【化４】
2012533179.tif 000006
平面と、集合的にｍ−平面として知られている
【００８０】
【化５】
2012533179.tif 000007
平面とを含む。「半極性平面」という用語は、ｃ−平面、ａ−平面、またはｍ−平面として分類することができない、あらゆる平面を指すために使用することができる。結晶学的用語では、半極性平面は、少なくとも２つの非ゼロのｈ、ｉ、ｋミラー指数、および非ゼロのｌミラー係数を有する、任意の平面となるであろう。
【００８１】
また、本発明は、特定の結晶極性の選択も含む。波括弧｛｝の使用は、本書の全体を通して、対称性同等平面群を指す。したがって、
【００８２】
【化６】
2012533179.tif 000008
平面を含む。これらの平面はすべて、Ｇａ−極性であって、結晶のｃ−軸が、基板から離れて指向することを意味する。同様に、
【００８３】
【化７】
2012533179.tif 000009
平面を含む。これらの平面はすべて、Ｎ−極性であって、結晶のｃ−軸が、基板に向かって指向することを意味する。単一結晶群内の全ての平面は、本発明の目的で同等であるが、極性の選択は、成長プロセスの挙動に影響を及ぼし得る。いくつかの用途では、Ｎ−極性平面上で成長することが望ましい一方で、他の場合では、Ｇａ−極性平面上の成長が好ましいであろう。両方の極性が、本発明の実践のために容認可能である。
【００８４】
さらに、独立非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板以外の基板を、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤ成長に使用することができる。本発明の範囲は、全ての可能な外来基板の全ての可能な結晶学的配向上での非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの成長を含む。これらの外来基板は、炭化ケイ素、窒化ガリウム、シリコン、酸化亜鉛、窒化ホウ素、アルミン酸リチウム、ニオブ酸リチウム、ゲルマニウム、窒化アルミニウム、没食子酸リチウム、部分的置換スピネル、およびγ−ＬｉＡｌＯ２構造を共有する四成分正方晶酸化物を含むが、それらに限定されない。
【００８５】
さらに、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ核生成（または緩衝）層および核生成層成長法における変形例が、本発明の実践のために容認可能である。核生成層の成長温度、成長圧力、配向、および組成は、後続非極性または半極性薄膜およびヘテロ構造の成長温度、成長圧力、配向、ならびに組成に合致する必要はない。本発明の範囲は、全ての可能な核生成層および核生成層成長法を使用した、全ての可能な基板上の非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの成長を含む。
【００８６】
上記で説明される非極性ＧａＮのＬＤは、独立非極性ＧａＮ基板上で成長させられた。しかしながら、本発明の範囲はまた、エピタキシャル側方過成長（ＥＬＯ）（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎテンプレート上で成長させられた非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤも含む。ＥＬＯ法は、後続エピタキシャル層内の貫通転位（ＴＤ）密度を低減する方法である。ＴＤ密度の減少は、素子性能の改良につながり得る。ｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤについて、これらの改良は、増加した内部量子効率、低減した閾値電流密度、およびより長い素子寿命を含むことができる［Ｒｅｆ．１７］。これらの利点は、ＥＬＯテンプレート上で成長させられた全ての非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤに関連するであろう。
【００８７】
上記で提示される技術説明は、水素化物気相エピタキシー（ＨＶＰＥ）によってｃ−方向に成長させられ、次いで、ｍ−平面表面を露出するように薄く切られた、独立非極性ＧａＮ基板上の非極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの成長について論じた。独立非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板はまた、外来基板を厚い非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ層から取り去ることによって、バルク（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎインゴットまたはブールを個々の非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎウエハに切生することによって、あるいは任意の他の可能な結晶成長またはウエハ製造法によって作成され得る。本発明の範囲は、全ての可能な結晶成長法およびウエハ製造法によって作成される、全ての可能な独立非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎウエハ上の非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの成長を含む。
【００８８】
上記で提示される技術説明は、素子の動作のために十分な光閉じ込めを提供するように、８ｎｍのＩｎＧａＮ  ＱＷおよび８ｎｍのＧａＮ障壁を伴う５周期非ドープＩｎＧａＮ／ＧａＮ  ＭＱＷ構造を用いてＡＣＦ（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤを成長させることについて論じた。しかしながら、素子はまた、ＧａＮよりも高い屈折率を伴う１つ以上の導波路層を含めることの可能性もある。この代替構造では、量子井戸活性領域および導波路層は、一緒になって、導波路コアとして機能する。ＧａＮよりも高い屈折率を伴う任意の導波路層の使用が、本発明の実践に好適である。例えば、一実施形態では、単一の５ｎｍ量子井戸を包囲する、比較的厚い高Ｉｎ組成のＩｎＧａＮ導波路層（導波路コアのバルクを備える）を使用することができ、その場合、全体活性領域厚さは、わずか５ｎｍである。
【００８９】
しかしながら、本発明のいくつかの実施形態では、本発明は、特定の活性領域設計を必要としない。例えば、これらの実施形態では、本発明は単に、面劈開を支援するように、ある種のｎ型Ａｌ含有層（クラッディングまたはその他）を含む（しかしｐｐ型Ａｌ含有クラッド層は含まない）素子を提供し得る。
【００９０】
上記で提示される技術説明は、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの鏡面劈開収率を向上させるために、１μｍのｎ型Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬを使用することについて論じた。しかしながら、面劈開収率を向上させるために、任意の組成または厚さの１つ以上のｎ型Ａｌ含有（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ層が使用される可能性がある。面劈開収率を向上させるための任意のｎ型Ａｌ含有（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ層の使用が、本発明の実践に好適である。
【００９１】
上記で提示される技術説明は、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ  ＭＱＷより１μｍ下側に位置する１μｍのＳｉドープｎ−Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬを用いて、ＡＣＦ（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤを成長させることについて論じた。図２（ｂ）で図示されるように、１μｍのＳｉドープｎ−Ａｌ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ  ＣＡＬは、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ  ＭＱＷより１μｍ下側に位置した場合に、光学モードにほとんど影響を及ぼさなかった。しかしながら、ｎ型Ａｌ含有ＣＡＬは、光学モードにより有意な影響を及ぼすように、活性領域にはるかに近く位置されることも可能である。本発明の範囲は、活性領域に対するｎ型Ａｌ含有ＣＡＬの配置にかかわらず、ｎ型Ａｌ含有ＣＡＬを伴う全ての非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤを含む。素子がｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層を含まないならば、ｎ型Ａｌ含有ＣＡＬを含む任意の非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤ構造が、本発明の実践に好適である。
【００９２】
ＡｌＧａＮ  ＣＡＬはまた、格子整合した四元ＡｌＩｎＧａＮクラッディングを使用したＬＤには、ＡｌＧａＮクラッディングを含まないＬＤのように、引っ張り歪みを有さないので、これらの素子にも適用し得る。したがって、ＡｌＧａＮ  ＣＡＬは、ＡｌＩｎＧａＮクラッディングを備える半極性緑色発光ＬＤで使用され得る。
【００９３】
（利点および改良点）
上述のように、既存の実践は、極性［０００１］ｃ−方向に沿って（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤを成長させることである。関連分極誘発電場および本質的に大きい有効価電子帯状態密度は、最先端のｃ−平面（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの性能に悪影響を及ぼす。非極性または半極性平面上での（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの成長は、上位２つの価電子帯の異方性歪み誘発分裂を通して、分極効果を減少させ、有効価電子帯状態密度を低減することによって、素子性能を有意に向上させることができる。分極誘発電場を減少させ、有効価電子帯状態密度を低減することにより、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤ内で光学利得を発生させるために必要な電流密度を減少させるはずである。これは、（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの有意に少ない加熱につながるはずであり、それは、素子製造業者にとって、より長い素子寿命およびより高い生産収率をもたらすはずである。
【００９４】
しかしながら、極性結晶面に沿った劈開に固有の困難により、素子製造業者が、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子の期待される利点を実現することが困難となる。本発明は、厚いｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層を成長させる必要なく、非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ基板上で成長させられた（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの面劈開収率を向上させるために使用することができる、構造を説明する。向上した面劈開収率は、より良好な全体的素子収率、より高い面安定性、より高い壊滅的光損傷（ＣＯＤ）レベル、およびより長い素子寿命を含むが、それらに限定されない、非極性および半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）Ｎ素子製造業者にとっていくつかの利点につながるはずである。
【００９５】
従来の（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの場合、面劈開収率を向上させるために、厚いｎ型およびｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層を使用することができる。しかしながら、従来の（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤでのｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層の使用は、いくつかの製造関連問題を導入し得る。一般に、ｐ型Ａｌ含有層は通常、同等のｐ型ＧａＮ層よりも高抵抗性であり、ｐ型Ａｌ含有層を伴わない素子よりも、ｐ型Ａｌ含有層を伴う素子に高い動作電圧をもたらす。加えて、ｐ型Ａｌ含有層は、典型的には、同等のｐ型ＧａＮ層よりも高い成長温度で成長させられ、それは、高インジウム含有量のＩｎＧａＮ量子井戸を熱的に劣化し得る。ｐ型Ａｌ含有導波路クラッド層を伴わない非極性または半極性（Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｂ）ＮのＬＤの実現は、これらの問題の多くを軽減するはずである。
【００９６】
本発明についてのさらなる情報を［Ｒｅｆｓ．２１−２３］で見出すことができる。
【００９７】
（参考文献）
以下の参考文献は、参照することにより本明細書にその全体が組み込まれる。
１．  Ｋ．  Ｃ．  Ｋｉｍ，  Ｍ．  Ｃ．  Ｓｃｈｍｉｄｔ，  Ｈ．  Ｓａｔｏ，  Ｆ．  Ｗｕ，  Ｎ．  Ｆｅｌｌｏｗｓ，  Ｚ．  Ｊｉａ，  Ｍ．  Ｓａｉｔｏ，  Ｓ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，  Ｓ．  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ，およびＪ．  Ｓ．  Ｓｐｅｃｋ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．，  ９１，  １８１１２０  （２００７）．
２．  Ｄ．  Ｆ．  Ｆｅｅｚｅｌｌ，  Ｍ．  Ｃ．  Ｓｃｈｍｉｄｔ，  Ｒ．  Ｍ．  Ｆａｒｒｅｌｌ，  Ｋ．  Ｃ．  Ｋｉｍ，  Ｍ．  Ｓａｉｔｏ，  Ｋ．  Ｆｕｊｉｔｏ，  Ｄ．  Ａ．  Ｃｏｈｅｎ，  Ｊ．  Ｓ．  Ｓｐｅｃｋ，  Ｓ．  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ，およびＳ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ４６，  Ｌ２８４  （２００７）．
３．  Ｒ．  Ｍ．  Ｆａｒｒｅｌｌ，  Ｄ．  Ｆ．  Ｆｅｅｚｅｌｌ，  Ｍ．  Ｃ．  Ｓｃｈｍｉｄｔ，  Ｄ．  Ａ．  Ｈａｅｇｅｒ，  Ｋ．  Ｍ．  Ｋｅｌｃｈｎｅｒ，  Ｋ．  Ｉｓｏ，  Ｈ．  Ｙａｍａｄａ，  Ｍ．  Ｓａｉｔｏ，  Ｋ．  Ｆｕｊｉｔｏ，  Ｄ．  Ａ．  Ｃｏｈｅｎ，  Ｊ．  Ｓ．  Ｓｐｅｃｋ，  Ｓ．  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ，およびＳ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ４６，  Ｌ７６１  （２００７）．
４．  Ｋ．  Ｍ．  Ｋｅｌｃｈｎｅｒ，  Ｙ．  Ｄ．  Ｌｉｎ，  Ｍ．  Ｔ．  Ｈａｒｄｙ，  Ｃ．  Ｙ．  Ｈｕａｎｇ，  Ｐ．  Ｓ．  Ｈｓｕ，  Ｒ．  Ｍ．  Ｆａｒｒｅｌｌ，  Ｄ．  Ａ．  Ｈａｅｇｅｒ，  Ｈ．  Ｃ．  Ｋｕｏ，  Ｆ．  Ｗｕ，  Ｋ．  Ｆｕｊｉｔｏ，  Ｄ．  Ａ．  Ｃｏｈｅｎ，  Ａ．  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｈ．  Ｏｈｔａ，  Ｊ．  Ｓ．  Ｓｐｅｃｋ，  Ｓ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，およびＳ．  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓ，  “Ｎｏｎｐｏｌａｒ  ＡｌＧａＮ−ｃｌａｄｄｉｎｇ−ｆｒｅｅ  Ｂｌｕｅ  Ｌａｓｅｒ  Ｄｉｏｄｅｓ  ｗｉｔｈ  ＩｎＧａＮ  Ｗａｖｅｇｕｉｄｉｎｇ，”Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｅｘｐｒｅｓｓ．において発行。
５．  Ｋ．  Ｏｋａｍｏｔｏ，  Ｈ．  Ｏｈｔａ，  Ｓ．  Ｆ．  Ｃｈｉｃｈｉｂｕ，  Ｊ．  Ｉｃｈｉｈａｒａ，およびＨ．  Ｔａｋａｓｕ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ４６，  Ｌ１８７  （２００７）．
６．  Ｋ．  Ｏｋａｍｏｔｏ，  Ｔ．  Ｔａｎａｋａ，  Ｍ．  Ｋｕｂｏｔａ，およびＨ．  Ｏｈｔａ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ４６，  Ｌ８２０  （２００７）．
７．Ｔ．  Ｔａｋｅｕｃｈｉ，  Ｓ．  Ｓｏｔａ，  Ｍ．  Ｋａｔｓｕｒａｇａｗａ，  Ｍ．  Ｋｏｍｏｒｉ，  Ｈ．  Ｔａｋｅｕｃｈｉ，  Ｈ．  Ａｍａｎｏ，およびＩ．  Ａｋａｓａｋｉ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ３６，  Ｌ３８２  （１９９７）．
８．Ｊ．Ｓ．  Ｉｍ，  Ｈ．  Ｋｏｌｌｍｅｒ，  Ｊ．  Ｏｆｆ，  Ａ．  Ｓｏｈｍｅｒ，  Ｆ．  Ｓｃｈｏｌｚ，およびＡ．  Ｈａｎｇｌｅｉｔｅｒ，  Ｐｈｙｓ．  Ｒｅｖ．  Ｂ，  ５７，  Ｒ９４３５  （１９９８）．
９．Ｆ．  Ｄｅｌｌａ  Ｓａｌａ，  Ａ．  Ｄｉ  Ｃａｒｌｏ，  Ｐ．  Ｌｕｇｌｉ，  Ｆ．  Ｂｅｒｎａｒｄｉｎｉ，  Ｖ．  Ｆｉｏｒｅｎｔｉｎｉ，  Ｒ．  Ｓｃｈｏｌｚ，およびＪ．Ｍ．  Ｊａｎｃｕ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．，  ７４，  ２００２  （１９９９）．
１０．Ｍ．  Ｓｕｚｕｋｉ，およびＴ．  Ｕｅｎｏｙａｍａ，  Ｊｐｎ．  Ｊ．  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．，  ３５，  Ｌ９５３  （１９９６）．
１１．Ｅ．  Ｙａｂｌｏｎｏｖｉｔｃｈ，およびＥ．  Ｏ．  Ｋａｎｅ，  Ｊ．  Ｌｉｇｈｔｗａｖｅ  Ｔｅｃｈ．，  ４，  ５０４  （１９８６）．
１２．Ｐ．  Ｗａｌｔｅｒｅｉｔ，  Ｏ．  Ｂｒａｎｄｔ，  Ａ．  Ｔｒａｍｐｅｒｔ，  Ｈ．  Ｔ．  Ｇｒａｈｎ，  Ｊ．  Ｍｅｎｎｉｎｇｅｒ，  Ｍ．  Ｒａｍｓｔｅｉｎｅｒ，  Ｍ．  Ｒｅｉｃｈｅ，およびＫ．  Ｈ．  Ｐｌｏｏｇ，  Ｎａｔｕｒｅ，  ４０６，  ８６５  （２０００）．
１３．Ｓ．  Ｈ．  Ｐａｒｋ，およびＤ．  Ａｈｎ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．  ９０，  ０１３５０５  （２００７）．
１４．Ｎ．  Ｆ．  Ｇａｒｄｎｅｒ，  Ｊ．  Ｃ．  Ｋｉｍ，  Ｊ．  Ｊ．  Ｗｉｅｒｅｒ，  Ｙ．  Ｃ．  Ｓｈｅｎ，およびＭ．  Ｒ．  Ｋｒａｍｅｓ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．，  ８６，  １１１１０１  （２００５）．
１５．Ｍ．  Ｋｕｂｏｔａ，  Ｋ．  Ｏｋａｍｏｔｏ，  Ｔ．  Ｔａｎａｋａ，およびＨ．  Ｏｈｔａ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．，  ９２，  ０１１９２０  （２００８）．
１６．Ｍ．  Ｈａｎｓｅｎ：  Ｄｒ．  Ｔｈｅｓｉｓ，  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ，  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ  ｏｆ  Ｃａｌｉｆｏｒｎｉａ，  Ｓａｎｔａ  Ｂａｒｂａｒａ  （２００１）．
１７．Ｓ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，  Ｍ．  Ｓｅｎｏｈ，  Ｓ．  Ｎａｇａｈａｍａ，  Ｎ．  Ｉｗａｓａ，  Ｔ．  Ｙａｍａｄａ，  Ｔ．  Ｍａｔｓｕｓｈｉｔａ，  Ｈ．  Ｋｉｙｏｋｕ，  Ｙ．  Ｓｕｇｉｍｏｔｏ，  Ｔ．  Ｋｏｚａｋｉ，  Ｈ．  Ｕｍｅｍｏｔｏ，  Ｍ．  Ｓａｎｏ，およびＫ．  Ｃｈｏｃｈｏ，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．，  ７２，  ２１１  （１９９８）．
１８．Ｓ．  Ｎａｋａｍｕｒａ，およびＧ．  Ｆａｓｏｌ，  Ｔｈｅ  Ｂｌｕｅ  Ｌａｓｅｒ  Ｄｉｏｄｅ，  （Ｓｐｒｉｎｇｅｒ，  Ｈｅｉｄｅｌｂｅｒｇ，  １９９７）．  本書は、ｃ−平面（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎの光電子工学技術の概略を提供する。
１９．Ｌ．  Ｃｏｌｄｒｅｎ，およびＳ．  Ｃｏｒｚｉｎｅ，  Ｄｉｏｄｅ  Ｌａｓｅｒｓ  ａｎｄ  Ｐｈｏｔｏｎｉｃ  Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ  Ｃｉｒｃｕｉｔｓ，  （Ｗｉｌｅｙ，  Ｎｅｗ  Ｙｏｒｋ，  １９９５）．４章および付録８−１１は、歪量子井戸レーザの設計に関連した理論を議論している。
２０．Ｅ．  Ｃ．  Ｙｏｕｎｇ他，  Ａｐｐｌ．  Ｐｈｙｓ．  Ｌｅｔｔ．，  ９６，  ０４１９１３  （２０１０）．
２１．Ｓｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａによるプレゼンテーションスライド、名称“Ａｎ  ｏｖｅｒｖｉｅｗ  ｏｆ  Ｌａｓｅｒ  Ｄｉｏｄｅｓ  （ＬＤｓ）  ａｎｄ Ｌｉｇｈｔ  Ｅｍｉｔｔｉｎｇ  Ｄｉｏｄｅｓ  （ＬＥＤｓ）  Ｒｅｓｅａｒｃｈ  ａｔ  ＳＳＬＥＣ，”，ｔｈｅ  ２００９  Ａｎｎｕａｌ  Ｒｅｖｉｅｗ  ｆｏｒ  Ｓｏｌｉｄ  Ｓｔａｔｅ  Ｌｉｇｈｔｉｎｇ  ａｎｄ  Ｅｎｅｒｇｙ  Ｃｅｎｔｅｒ  （ＳＳＬＥＣ），  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ  ｏｆ  Ｃａｌｉｆｏｒｎｉａ，  Ｓａｎｔａ  Ｂａｒｂａｒａ  （２００９年１１月５日）．
２２．Ｍａｔｔｈｅｗ  Ｔ．  Ｈａｒｄｙによるプレゼンテーションスライド、名称“Ｂａｃｋｅｎｄ  Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ  ｆｏｒ  ｍ−ｐｌａｎｅ  Ｃｌｅａｖｅｄ  Ｆａｃｅｔ  Ｌａｓｅｒ  Ｄｉｏｄｅｓ  ａｎｄ  Ｓｕｐｅｒｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｔ  Ｄｉｏｄｅｓ，”  ｔｈｅ  ２００９  Ａｎｎｕａｌ  Ｒｅｖｉｅｗ  ｆｏｒ  ＳＳＬＥＣ，  Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ  ｏｆ  Ｃａｌｉｆｏｒｎｉａ，  Ｓａｎｔａ  Ｂａｒｂａｒａ  （２００９年１１月６日）．
２３．Ｍａｔｔｈｅｗ  Ｔ．  Ｈａｒｄｙ，  Ｒｏｂｅｒｔ  Ｍ．  Ｆａｒｒｅｌｌ，  Ｐｏ  Ｓ．  Ｈｓｕ，  Ｄａｎｉｅｌ  Ａ．  Ｈａｅｇｅｒ，  Ｋａｔｈｒｙｎ  Ｍ．  Ｋｅｌｃｈｎｅｒ，  Ｋｅｎｊｉ  Ｆｕｊｉｔｏ，  Ａｒｐａｎ  Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，  Ｄａｎｉｅｌ  Ａ．  Ｃｏｈｅｎ，  Ｓｈｕｊｉ  Ｎａｋａｍｕｒａ，  Ｊａｍｅｓ  Ｓ．  Ｓｐｅｃｋ，およびＳｔｅｖｅｎ  Ｐ．  ＤｅｎＢａａｒｓによる未出版原稿、名称“Ｅｆｆｅｃｔ  ｏｆ  ｎ−ＡｌＧａＮ  Ｃｌｅａｖｅ  Ａｓｓｉｓｔａｎｃｅ  Ｌａｙｅｒｓ  ｏｎ  ｔｈｅ  Ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ  ｏｆ  ｃ−ｐｌａｎｅ  Ｃｌｅａｖｅｄ  Ｆａｃｅｔｓ  ｆｏｒ  ｍ−ｐｌａｎｅ  ＩｎＧａＮ／ＧａＮ  Ｌａｓｅｒｓ  Ｄｉｏｄｅ  Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ．”
（結論）
これは、本発明の好適な実施形態の説明を締めくくるものである。本発明の１つ以上の実施形態の上述の説明は、図解および説明のために示したものである。本記述は、網羅的であること、または本発明を開示された形態に限定することを意図したものではない。上述の教示に照らして、多数の修正および変形が可能である。本発明の範囲は、この詳細な説明によって限定されるのではなく、むしろ本明細書に添付された請求項によって限定されることを意図する。
【図１−１】
2012533179.tif 000010
【図１−２】
2012533179.tif 000011
【図２】
2012533179.tif 000012
【図３（ａ）】
2012533179.tif 000013
【図３（ｂ）】
2012533179.tif 000014
【図４（ａ）】
2012533179.tif 000015
【図４（ｂ）】
2012533179.tif 000016
【図５】
2012533179.tif 000017
【図６】
2012533179.tif 000018
【国際調査報告】
2012533179.tif 000019