【事件の表示】
　特願２００７−５１９３０６「窒化ガリウム材料及び方法」拒絶査定不服審判事件〔平成１８年　２月　２日国際公開、ＷＯ２００６／０１２２９８、平成２０年　２月１４日国内公表、特表２００８−５０４７１５〕について、次のとおり審決する。
【結　論】
　本件審判の請求は、成り立たない。
【理　由】
第１　手続の経緯
　本願は、２００５年　６月２４日（パリ条約による優先権主張外国庁受理２００４年　６月２８日、米国）を国際出願日とする出願であって、平成２３年１１月１６日付けの拒絶理由通知に対して、平成２４年　５月２９日に意見書及び手続補正書が提出されたが、同年　８月１７日付けで拒絶査定され、これを不服として、同年１２月２７日に審判の請求がされると共に手続補正書が提出され、これに対して平成２５年１０月３１日付けで拒絶理由通知がなされ、平成２６年　４月　７日に意見書及び手続補正書が提出されたものである。
　
　
第２　本願発明に対する判断
１　本願発明
　本願の請求項１〜１９に係る発明は、平成２６年　４月　７日に提出された手続補正書により補正された特許請求の範囲の請求項１〜１９に記載された事項により特定されるとおりのものであるところ、その内、請求項１に係る発明（以下、「本願発明」という。）は、次のとおりのものである。
　
「【請求項１】
　上面を有するシリコン基板と、
　前記基板の前記上面を窒化することにより形成された、非晶質窒化ケイ素からなる材料層と、
　前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層の平面的な上面の上に形成され、窒化物からなる材料の上部層と、
　前記窒化物からなる材料の上部層の上方に形成される窒化ガリウム材料領域とを備え、前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層はすべての地点において前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離する、半導体構造。」
　
２　刊行物の記載事項
（１）平成２５年１０月３１日付けの当審拒絶理由において刊行物１として引用された、本願の優先権主張日前に外国において頒布された刊行物である
S. Kaiser 他，Structural properties of AlGaN/GaN heterostructures on Si(111) substrates suitable for high-electron mobility transistors（当審訳：高電子移動度トランジスタに適したＳｉ（１１１）基板上のＡｌＧａＮ／ＧａＮヘテロ構造の構造特性），Journal of Vacuum Science  Technology B，米国，American Vacuum Society，２０００年，Vol.18， No.2，733-740　（以下「刊行物１」という。）には、図１（ａ）〜（ｄ）とともに、次の記載がある。（なお、下線は、当審が付したものである。また、英文に続く日本語は、当審による仮訳である。以下同様。）
　
　（刊１ア）「
In this article we will show that a MOVPE grown high-temperature AlN buffer can cause an amorphous interlayer which is supposed to be SiN
x
 , but does not prevent subsequent high-quality Al
x
Ga
1-x
N/GaN layer growth with good electronic properties
High-resolution TEM(HRTEM) and dark field imaging of tilted samples help to estimate the efficiency of the interfacial relaxation supported by the SiN
x
 layer
この論文では、MOVPEで高温成長させるAlNバッファがSiN
x
と推定するアモルファス中間層を生じるが、それに続く、良好な電子的特性を有する高品質なAl
x
Ga
1-x
N/GaN層成長を妨げるものではないことを示す
高分解能TEM(HRTEM)と傾斜サンプルの暗視野イメージはSiN
x
層でサポートされている界面緩和の効率を推定するのに役立つ
　
　（刊１イ）「II. EXPERIMENTAL DETAILS
　
Intentionally undoped Al
x
Ga
1-x
N/GaN heterostructures for high-electron mobility transistors were grown on Si(111) substrates by MOVPE at 76 Torr
a 15 nm thick high-temperature AlN buffer layer was deposited at T=1040 ℃ at a growth rate of 300 nm/h using trimethylaluminum(TMA) and ammonia as precursors and H2 as the carrier gas.  For subsequent GaN layer growth (600 nm) TMA was replaced by triethygallium (TEG) and there was no significant change in the substrate temperature and growth rate of 500 nm/h. Then a 35 nm thick Al
x
Ga
1-x
N layer was grown again at T=1040  ℃
　
高電子移動度トランジスタのための意図的にドープしていないAl
x
Ga
1-x
N/GaNヘテロ構造を、７６ＴｏｒｒでＭＯＶＰＥ法によって、Si(111)基板上に成長させた
厚さ15nmの高温AlNバッファ層を、T=1040℃及びキャリアガスとしてH
２
、前駆体としてトリメチルアルミニウム(TMA)とアンモニアを用いて300nm/ｈの成長速度で堆積させた。後続のGaN層成長(600nm)のために、TMAをトリエチルガリウム(TEG)で置換し、基板温度及び500nm/hの成長速度に有意な変化はなかった。その後、35 nmの薄いAl
x
Ga
1-x
N層を、再びT= 1040 ℃で成長させた
　
　（刊１ウ）「IV. DISCUSSION
A. GaN/AlN/Si(111) interface region
　
The interlayer between AlN and Si(111) seems to be amorphous for two reasons:
We suppose that the amorphous interlayer is SiN
x
 .
As a result, by growing a high-temperature AlN buffer on Si(111) with MOVPE we obtain a 1.5-2.7 nm thick amorphous SiN
x
 layer
　
With regard to the SAED results to the epitaxial relation, it is quite interesting to observe that the crystal orientation of Si(111) seems to be transferred mostly through the amorphous SiN
x
 into the AlN and GaN layers.
In our case it seems to be important to avoid too large a SiN
x
 layer thickness which would totally interrupt transfer of the epitaxial relation from the substrate to the epilayer and would result in polycrystalline deposition of GaN, as reported by other authors.
Therefore, the difference in both values in Fig. 1(d) is a result of interfacial relaxation of AlN on Si(111)
Here, the statistical error is smaller than in the HRTEM analysis, since a 0.5 μm wide region was scanned. More details on both evaluation procedures can be found in earlier publications. 
As a result, both quantitative strain evaluation methods show that the relaxation of AlN grown on Si(111) is very effective and there is a vanishing residual strain in the interface region
Second, large strain during the initial stage of growth may be prevented by the presence of the SiN
x
 interlayer which allows AlN to nucleate immediately on the amorphous SiN
x 
surface with its bulk lattice parameter
In any case, the amorphous SiN
x
 layer seems to support efficient relaxation of the large mismatch f (20℃)=+23.4% at the interface between AlN and Si(111)
　
B. Residual strain and defect structure
　With respect to the error margins given in the quantitative strain evaluations, 
there may be residual strain ｜ε
r
｜≦0.9% in the AlN/SiN
x
/Si interface region. This may occur since the tilted grains or the nonuniform SiN
x
 layer thickness could prevent dislocation motion parallel to the (0001) lattice planes.
　We suggest that at the end of GaN layer deposition the epilayer with a thickness of about 600 nm is almost completely relaxed in the upper regions at the growth temperature.(当審仮訳：IV. 議論
A.GaN /AlN/Si(111)界面領域
　
AlNとSi(111)の間の中間層は、２つの理由で、アモルファスであると思われる
私たちは、アモルファスの中間層をSiN
x
であると推測する。
結果として、MOVPE法でSi(111)上の高温AlNバッファを成長させることによって、我々は1.5−2.7ｎｍ厚のアモルファスSiN
x
層を得る。
　
エピタキシャル関係についてのSAEDの結果についてみると、Si(111)の結晶方位が、AlNとGaN層内にアモルファスSiN
x
を通してほとんどが転送されるように見えることを観察することは非常に興味深いことである
このケースでは、完全にエピ層の基板からエピタキシャル関係の転送を中断し、他の著者によって報告されたようなGaNの多結晶堆積をもたらすであろう大きすぎるSiN
x
の層の厚さを回避することが重要であると思われる
したがって、図１(d)における両値の差は、Si(111)上のAlNの界面緩和の結果である
ここでは、0.5μｍ幅の領域を走査したので、統計誤差は、HRTEM分析よりも小さい。両方の評価手順の詳細については、以前の出版物に記載されている。
結果として、両方の定量的歪み評価方法は、Si(111)上に成長させたAlNの緩和が非常に有効であり、界面領域における消失した残留歪みがあることを示している
第二に、成長の初期段階での大きな歪みは、そのバルク格子パラメータを伴って、アモルファスSiN
x
の表面上に直ちに核形成するAlNを可能にするSiN
x
中間層の存在によって防止することができる。いずれの場合においても、アモルファスSiN
x
層は、AlNとSi(111)との間の界面で、f(20℃)=+23.4%の大きな不整合の効果的な緩和をサポートすると思われる
　
B.残留ひずみと欠陥構造
　定量的な歪みの評価に与える誤差を除いて、
AlN/SiN
x
/Siの界面領域で残留歪 |ε
r
 |≦0.9％である
このことは、傾斜した結晶粒または層厚が不均一なSiN
x
層が（0001）格子面に平行な転位動作を防ぐことに由来して生じ得る
　我々は、GaN層堆積の終わりに、約600ｎｍ厚のエピ層が、成長温度で上部領域において完全に緩和されることを示唆している。）」（７３６頁右欄１行〜７３８頁左欄２９行）
　
　（刊１エ）「V. CONCLUSION
　
TEM was used to investigate MOVPE grown Al
x
Ga
1-x
N/GaN HEMT structures on Si(111) substrates using a high-temperature AlN buffer layer
Fourier filtering of HRTEM image sections as well as evaluating the moire  fringe pattern at the AlN/Si(111) interface reveals very efficient interfacial relaxation. A vanishing residual strain of ε
r
=0.3±0.6% remains and is indicative of an almost completely relaxed AlN buffer layer
　
Additionally, we found an amorphous SiN
x
 layer with a nonuniform thickness of 1.5-2.7nm between AlN and Si(111) due to the high growth temperature of T
AlN
=1040℃.
On the one hand, the SiNx layer supports the efficiency of the interfacial relaxation.
 Plan view TEM reveals a dislocation density of 3X10
9
cm
-2
, similar to that of structures grown on sapphire
（当審仮訳：V.　まとめ
　
TEMが、MOVPEによる高温AlNバッファ層を用いたSi(111)基板上へのAl
x
Ga
1-x
N/GaN HEMT構造の成長を調査するために用いられた
HRTEM画像部のフーリエフィルタリングと同様のAlN/Si(111)界面でのモアレ縞パターンを評価することで、非常に効率的な界面緩和を明らかにする。ε
r
=0.3±0.6％の消失残留歪みが残り、ほぼ完全に緩和したAlNバッファ層を示す
　
さらに、高い成長温度T
AlN 
=1040℃によるAlNとSi(111)の間に1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さのアモルファスSiN
x
層を発見した。一方、SiN
x
の層が界面緩和の効果をサポートする
プランビューTEMは、サファイア上に成長させた構造と同様の3X10
9
cm
-2
の転位密度を明らかにする
　
　（刊１オ）「FIG. 1. (a)HRTEM image of the GaN/AlN/Si(111) interface region showing an interlayer(IL)  with an amorphous-like contrast(inset). The grain-like structure(*) causes bright/dark contrast fluctuations which dissappear at a thickness of 40-60 nm(**). 
The grains are separated by boundaries(shown by arrows)
粒が境界（矢印で示す）によって分離されている
　なお、７３４頁の図１（ａ）、（ｂ）、（ｃ）から、
Si層とAlNバッファ層との間の界面全体にわたって斜めに横断して両者を分離しているほぼ平坦な薄い中間層がある
　
　上記摘記した各記載事項（刊１ア）〜（刊１オ）によれば、刊行物１には、次の発明（以下「引用発明１」という。）が開示されているといえる。
　
「Si(111)基板と、
　前記Si(111)基板の上にT=1040℃及びキャリアガスとしてH２、前駆体としてトリメチルアルミニウム(TMA)とアンモニアを用いて300nm/ｈの成長速度で堆積させたAlNバッファ層と、
　前記AlNバッファ層の上に成長させたAlxGa1-xN/GaN層を有し、
　前記Si(111)基板と前記AlNバッファ層との間には、Si層とAlNバッファ層との間の界面全体にわたって横断して両者を分離している界面緩和の効果を生じる1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さのアモルファスSiNx層を有する
　HEMT構造」
　
　
（２）平成２５年１０月３１日付けの当審拒絶理由において刊行物２として引用された、本願の優先権主張日前に日本国内において頒布された刊行物である特開平１１−２６５８５３号公報には、「窒化物半導体層付き基板及びその製造方法」（発明の名称）について、次の事項が記載されている。
　（刊２ア）「【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は
光電子デバイスや半導体発光素子に用いられる窒化物半導体層付き基板
【０００２】
【従来の技術】従来より、単結晶シリコン基板上にＧａＮ、ＩｎＮ、ＡｌＮ等の窒化物半導体層を形成する方法として、
単結晶シリコン基板上に窒化物半導体層を直接形成する第１の方法
低温で窒化物半導体バッファ層を形成してこのバッファ層上に高温で窒化物半導体層を形成する方法が含まれる
【０００３】しかし上記第１の方法では、図１８に示すように単結晶シリコン基板１上に例えばＧａＮ層２を直接形成した場合、
ＧａＮ層２の形成時にシリコン基板１表面の一部にランダムにアモルファス窒化シリコン層３が形成される
界面の平坦度を悪化させ
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】・・（略）・・上記
特開平８−６４９１３号公報に示される５００〜９００℃の低い温度での窒素による熱窒化では、安定な窒化シリコンは形成されていないことが十分に考えられる。そのため、窒化シリコン膜が平坦に形成されず
窒化シリコン膜は部分的に膜が形成されない箇所を生じ易く
　
　（刊２イ）「【０００７】
【課題を解決するための手段】請求項１に係る発明は、図１に示すように単
結晶シリコン基板１１上にバッファ層として窒化シリコン層１２が形成され、この窒化シリコン層１２上に窒化物半導体層１３が形成された窒化物半導体層付き基板１０
均一に形成されたヘテロエピタキシャル層である
窒化シリコン層が基板の表面全体に均一な厚さで平坦化されて成膜されたヘテロエピタキシャル層であると、この窒化シリコン層上に高品質で平坦な窒化物半導体層が形成される
本明細書で「ヘテロエピタキシャル」とは
便宜的にアモルファスの窒化シリコン薄膜
が成長するプロセスをも意味する
【０００８】請求項２に係る発明は、請求項１に係る発明であって、
窒化シリコン層１２がアモルファス窒化シリコン
からなるヘテロエピタキシャル層
窒化シリコン層は均一な厚さでヘテロエピタキシャル成長したものであれば、アモルファス状でも
よい
　
　（刊２ウ）「【００１２】
【発明の実施の形態】本発明の
窒化物半導体層は、ＧａＮ（窒化ガリウム系化合物半導体）、ＩｎＮ（窒化インジウム系化合物半導体）又はＡｌＮ（窒化アルミニウム系化合物半導体）からなる層である
０．０５ｎｍ未満では窒化シリコン層が均一でなく、部分的にシリコン基板上に形成されて、基板表面が露出する恐れがある
窒化シリコン層を均一な厚さにし、かつ単結晶シリコン基板の結晶方位を保ったままの単結晶窒化物半導体層を作り出すためには
窒化シリコン層においてアモルファスの割合が高い場合にはその厚さはシリコン基板の結晶方位を窒化物半導体層に引継ぐために０．１５〜２０ｎｍ程度に薄い方が好ましい
  【００１３】本発明の窒化物半導体層付き基板はシリコン基板の表面全体に均一な厚さで形成された窒化シリコン層の上にヘテロエピタキシャル成長で作られる。このエピタキシャル成長法としては、ＭＢＥ（分子線エピタキシャル成長）法、ＭＯＣＶＤ（有機金属気相成長）法、ＡＬＥ（原子層エピタキシャル成長）法等が挙げられる。特に
成膜に十分な量の励起状態の中性窒素原子又は分子（反応性窒素）が得られ、かつ平坦な窒化シリコン層が得られるＲＦ−ＭＢＥ法が好ましい
エピタキシャル成長法は窒化シリコン層に続く窒化物半導体層の形成にも適用できる
窒化シリコン層のエピタキシャル成長時の温度は１００〜１３００℃の範囲から選ばれるこの温度の高低により、アモルファス窒化シリコン層又は結晶性窒化シリコン層、或いはアモルファス窒化シリコンと結晶性窒化シリコンが混在したヘテロエピタキシャル層のいずれかが形成され
アモルファス窒化シリコンのエピタキシャル層を形成するためには１００〜７００℃程度が、
好ましい
【００１４】
【実施例】次に本発明の実施例を図面を参照して説明する。
＜実施例１＞先ず、自然酸化膜を除去した
結晶方位が（１１１）のｐ型シリコンウェーハをＲＦ−ＭＢＥ装置の基板ホルダ（図示せず）に保持した後、窒素源として主に励起状態の中性窒素原子又は分子を用い、ＲＦプラズマソースの出力を２５０Ｗ、窒素ガス流量を１．５ＣＣＭにして、６５０℃で２分間窒化処理することにより、シリコンウェーハ上に窒化シリコン層をヘテロエピタキシャル成長させた。この窒化シリコン層を形成したシリコンウェーハを同一の基板ホルダに保持したまま、７００℃で励起状態の中性窒素原子又は分子とクヌーセンセルからのＧａを３時間照射して、窒化シリコン層上に窒化ガリウム層を形成した
【００１５】・・（略）・・
【００１７】(１) 
実施例１（アモルファス窒化シリコン層）
図３は窒化シリコン層を形成した直後の窒化ガリウム層を形成する前のＲＨＥＥＤ像である。図３よりアモルファス窒化シリコンからなる窒化シリコン層が形成されていることがわかる
　
　上記摘記した記載事項（刊２ア）〜（刊２ウ）によれば、刊行物２には、次の発明（以下「引用発明２」という。）が記載されているといえる。
　「単結晶シリコン基板上に低温で窒化物半導体バッファ層を形成してこのバッファ層上に高温で窒化物半導体層を形成する方法において、ＧａＮ層２の形成時にシリコン基板１表面の一部にランダムにアモルファス窒化シリコン層３が形成され、このランダムに形成されたアモルファス窒化シリコン層３は、シリコン基板１とＧａＮ層２の界面の平坦度を悪化させる、　
　例えば、特開平８−６４９１３号公報に示される５００〜９００℃の低い温度での窒素による熱窒化では、安定な窒化シリコンは形成されていないことが十分に考えられる。そのため、窒化シリコン膜が平坦に形成されず、窒化シリコン膜上に平坦な窒化ガリウム系化合物半導体層が形成されない恐れがあった。また一方、上記窒化シリコン膜は部分的に膜が形成されない箇所を生じ易く絶縁膜としての機能を十分果せない問題点もあった。」との課題のもと、
　「結晶シリコン基板１１上にバッファ層として窒化シリコン層１２が形成され、この窒化シリコン層１２上に窒化物半導体層１３が形成された窒化物半導体層付き基板１０において、窒化シリコン層が基板の表面全体に均一な厚さで平坦化されて成膜されたヘテロエピタキシャル層であり、シリコン基板の結晶方位を窒化物半導体層に引継ぐために０．１５〜２０ｎｍ程度の厚さとした光電子デバイスや半導体発光素子に用いられる窒化物半導体層付き基板であって、
　具体的には、結晶方位が（１１１）のｐ型シリコンウェーハをＲＦ−ＭＢＥ装置の基板ホルダに保持した後、窒素源として主に励起状態の中性窒素原子又は分子を用い、ＲＦプラズマソースの出力を２５０Ｗ、窒素ガス流量を１．５ＣＣＭにして、６５０℃で２分間窒化処理することにより、シリコンウェーハ上に窒化シリコン層をヘテロエピタキシャル成長させ、この窒化シリコン層を形成したシリコンウェーハを同一の基板ホルダに保持したまま、７００℃で励起状態の中性窒素原子又は分子とクヌーセンセルからのＧａを３時間照射して、窒化シリコン層上に窒化ガリウム層を形成した基板であって、
　前記窒化シリコン層がアモルファス窒化シリコンからなる窒化物半導体層付き基板」
　
（３）平成２５年１０月３１日付けの当審拒絶理由において刊行物３として引用された、本願の優先権主張日前に日本国内において頒布された刊行物である特開平８−６４９１３号公報には、「半導体発光素子及びその製法」（発明の名称）について、次の事項が記載されている。
　（刊３ア）「【００２８】
【実施例】つぎに図面を参照しながら本発明の
半導体発光素子
【００２９】・・（略）・・
【００３０】まず主面が（１１１）面である
単結晶シリコン基板１
チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度の、たとえばＳｉ
３
Ｎ
４
からなる絶縁膜２を形成
絶縁膜２上にｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３を０．０１〜０．２μｍ程度、７００〜１２００℃でｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４を２〜５μｍ程度、ｎ型Ａｌ
ｘ
Ｇａ
１−ｘ
Ｎ（０＜ｘ＜１）からなる下部クラッド層５を０．１〜０．３μｍ程度、クラッド層よりもバンドギャップエネルギーが小さくなる材料、たとえばノンドープのＧａ
ｙ
Ｉｎ
１−ｙ
Ｎ（０＜ｙ≦１）からなる活性層６を０．０５〜０．１μｍ程度、ｐ型Ａｌ
ｘ
Ｇａ
１−ｘ
Ｎからなる上部クラッド層７を０．１〜０．３μｍ程度、ｐ型ＧａＮからなるキャップ層８を０．３〜２μｍ程度それぞれ連続して成長させる
　
　（刊３ウ）図１（ｂ）には、下から順次、単結晶シリコン基板１、絶縁膜２、低温バッファ層３、高温バッファ層４、ｎ型クラッド層５、活性層６、ｐ型クラッド層７及びキャップ層８が積層された構造が図示されている。
　
　上記（刊３ア）〜（刊３ウ）から、刊行物３には、次の発明（以下「引用発明３」という。）が記載されているといえる。
  「単結晶シリコン基板１と、
　その上に、チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２、
　前記絶縁膜２上にｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３、及び、ｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４を形成し、
　その上に、ｎ型ＡｌｘＧａ１−ｘＮ（０＜ｘ＜１）からなる下部クラッド層５、ノンドープのＧａｙＩｎ１−ｙＮ（０＜ｙ≦１）からなる活性層６、ｐ型ＡｌｘＧａ１−ｘＮからなる上部クラッド層７、及び、ｐ型ＧａＮからなるキャップ層８を順次形成した
　半導体発光素子の積層構造」
　
　
３　対比
（１）本願発明と引用発明１との対比
　　ア　引用発明１の「『Si(111)基板』、『Si層』」、「AlNバッファ層」、「アモルファスSiNx層」、「AlxGa1-xN/GaN層」、及び、「HEMT構造」は、それぞれ本願発明の「上面を有するシリコン基板」、「窒化物からなる材料の上部層」、「非晶質窒化ケイ素からなる材料層」、「窒化ガリウム材料領域」、及び、「半導体構造」に相当する。
　　イ　引用発明１の「界面緩和の効果を生じる1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さのアモルファスSiNx層」は、「Si層とAlNバッファ層との間の界面全体にわたって横断して両者を分離している」ので、本願発明の「非晶質窒化ケイ素からなる材料層はすべての地点において前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離する」ことに相当する。
　
（２）本願発明と引用発明１との一致点及び相違点
　　本願発明と引用発明１の一致点及び相違点は、次のとおりとなる。
　　ア　一致点
  「上面を有するシリコン基板と、
　前記基板の前記上面に形成された、非晶質窒化ケイ素からなる材料層と、
　前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層の上に形成され、窒化物からなる材料の上部層と、
　前記窒化物からなる材料の上部層の上方に形成される窒化ガリウム材料領域とを備え、前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層はすべての地点において前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離する、半導体構造。」
　
　　イ　相違点
　　（ア）相違点１
　本願発明の「非晶質窒化ケイ素からなる材料層」が、「前記基板の前記上面を窒化することにより形成され」たものであるのに対して、引用発明１の「アモルファスSiNx層」は、「前記Si(111)基板の上にT=1040℃及びキャリアガスとしてH２、前駆体としてトリメチルアルミニウム(TMA)とアンモニアを用いて」「AlNバッファ層」を形成させる際に形成されたものである点。
　
　　（イ）相違点２
　本願発明の「窒化物からなる材料の上部層」が、「非晶質窒化ケイ素からなる材料層の平面的な上面の上に形成され」ているのに対して、引用発明１の「AlNバッファ層」は、「Si層とAlNバッファ層との間の界面全体にわたって横断して両者を分離している界面緩和の効果を生じる1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さのアモルファスSiNx層」の上に形成されている点。
　
　　ウ　相違点の判断
　　（ア）相違点１について
　本願発明の窒化に関する記載として、本願の出願当初明細書の【００６２】には、「歪み吸収層は上部層（及び場合によっては以後の層）と同じ付着ステップの間に形成されてよい。前述されたように窒素源（例えば、アンモニア）を反応室の中に導入することにより窒化ケイ素からなる材料の歪み吸収層を生育するプロセスでは、窒素源の後の選択された時間遅延後に第２のソースガスが室内に導入されてよい。第２のソースは窒素源と反応し、上部層を形成し、したがって歪み吸収層の生育を終了する。」との実施形態が記載されているものの、【００２５】には、「さらに後述されるように、いくつかの実施形態では、歪み吸収層は
シリコン基板の上面領域を窒化珪素化することによって形成
ケイ素から窒化ケイ素からなる材料に変換
　
　一方、引用発明１においては、「AlNバッファ層」を、「前記Si(111)基板の上にT=1040℃及びキャリアガスとしてH２、前駆体としてトリメチルアルミニウム(TMA)とアンモニアを用いて」形成するものであるが、「Si(111)基板」の上に直接「AlNバッファ層」が形成されることなく、「Si層とAlNバッファ層との間の界面全体にわたって横断して両者を分離している界面緩和の効果を生じる1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さのアモルファスSiNx層」が形成された後に、「AlNバッファ層」が形成されているものであり、また、刊行物１の７３７頁右欄下から４行〜７３８頁左欄１行には、「アモルファスSiNxの表面上に直ちに核形成するAlNを可能にするSiNx中間層」と記載されている。
　これは、ガスが供給される基板及び供給ガスからみて、即ちSiの供給源として、シリコン原料ガスが供給されておらず、「Si(111)基板」のみが存在していることから、「Si層とAlNバッファ層との間」の層としての「アモルファスSiNx層」は、「Si(111)基板」の「Si層」がアンモニア由来の窒素による窒化によって形成された層であることは、当業者にとって明らかである。
　
　したがって、上記相違点１は、実質的な相違点ではない。
　
　　（イ）相違点２について
　本願発明における「非晶質窒化ケイ素からなる材料層の平面的な上面」に関して、本願の出願当初明細書の【請求項５１】には、「歪み吸収層が実質的に平面的である」こと、【００５３】には、「いくつかの好適実施形態では、基板は最終的な素子または構造において
実質的には平面的
実質的に平面的な基板
素子の層／領域（例えば、歪み吸収層、上部層、遷移層、窒化ガリウム材料領域）は最終的な素子または構造において実質的に平面的であってもよい
　また、膜形成方法において幾何学的（数学的）に完全なる平坦面としての平面、即ち、「高低のないさま。傾斜のないさま。凹凸のないさま。ひらたいさま。」（株式会社岩波書店 広辞苑第六版）となっている面は、存在しないことも当業者にとって自明であり、本願の出願当初明細書のSiとα−SiNとAlNとの界面を写した顕微鏡写真である図５から図７においても、α−SiNの上下の界面であるSi及びAlNとの各界面において完全なる平面（直線）となっていないことが看取できる。
　
　一方、引用発明１における「アモルファスSiNx層」は、「1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さ」を有しているものであるが、図１（ａ）、（ｃ）からは、厚みの変動はあるものの概ね平面的と認識し得るものである。
　
　してみると、本願発明において具体的な表面状態が特定されていない「平面」を有する「非晶質窒化ケイ素からなる材料層の平面的な上面」と、引用発明１の「1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さ」を有している「アモルファスSiNx層」の表面とは、共に「実質的に平面的」な「上面」であるといえる。
　
　したがって、本願発明の「窒化物からなる材料の上部層」が、「非晶質窒化ケイ素からなる材料層の平面的な上面の上に形成され」ていることと、引用発明１の「AlNバッファ層」が、「Si層とAlNバッファ層との間の界面全体にわたって横断して両者を分離している界面緩和の効果を生じる1.5 − 2.7ｎｍの不均一厚さのアモルファスSiNx層」を介してSi層の上に形成されていることとは、実質的に同一である。
　
　　（ウ）上記（ア）、（イ）での検討のように、相違点１及び相違点２は実質的な相違点ではなく、本願発明は、引用発明１と同一である。
　
　
（３）本願発明と引用発明３との対比
　　ア　引用発明３の「単結晶シリコン基板１」、「ｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３、及び、ｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４」、「ｎ型ＡｌｘＧａ１−ｘＮ（０＜ｘ＜１）からなる下部クラッド層５、ノンドープのＧａｙＩｎ１−ｙＮ（０＜ｙ≦１）からなる活性層６、ｐ型ＡｌｘＧａ１−ｘＮからなる上部クラッド層７、及び、ｐ型ＧａＮからなるキャップ層８」、及び、「半導体発光素子の積層構造」は、それぞれ本願発明の「上面を有するシリコン基板」、「窒化物からなる材料の上部層」、「窒化ガリウム材料領域」、及び、「半導体構造」に相当する。
　　イ　引用発明３の「チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」は、「チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し」、「１〜５ｎｍ程度」の膜厚としたＳｉ３Ｎ４からなる膜であり、当該膜は、刊行物２の摘記事項（刊２ウ）【００１３】の「アモルファス窒化シリコンのエピタキシャル層を形成するためには１００〜７００℃程度が、アモルファス窒化シリコンと結晶性窒化シリコンが混在したエピタキシャル層を形成するためには７００〜９５０℃程度・・（略）・・が好ましい。」との説明によれば、
　　（ア）「アモルファス窒化シリコンのエピタキシャル層」または
　　（イ）「アモルファス窒化シリコンと結晶性窒化シリコンが混在したエピタキシャル層」
である。
　ここで、刊行物２において用いられている「エピタキシャル層」との用語は、下層の結晶構造を引き継ぎ特定の方位関係で成長させた単結晶層のみを意味するのではなく、アモルファスの窒化シリコン薄膜をも含む広い意味で用いることが定義されている（刊行物２の【０００７】「なお、
本明細書で「ヘテロエピタキシャル」とは
便宜的にアモルファスの窒化シリコン薄膜
が成長するプロセスをも意味する
　したがって、引用発明３の「チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」は、「アモルファス窒化シリコン」からなる薄膜または「アモルファス窒化シリコンと結晶性窒化シリコンが混在した」薄膜であり、本願発明の「前記基板の前記上面を窒化することにより形成された、非晶質窒化ケイ素からなる材料層」に相当する。
　　ウ　引用発明３の「前記絶縁膜２上に」「形成」された「ｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３、及び、ｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４」と、本願発明の「前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層の平面的な上面の上に形成され、窒化物からなる材料の上部層」とは、「前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層の上面の上に形成され、窒化物からなる材料の上部層」である点で一致する。
　　エ　引用発明３の「単結晶シリコン基板１と、その上に、チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２、前記絶縁膜２上にｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３、及び、ｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４」は、「絶縁膜２」が、「単結晶シリコン基板１」と「低温バッファ層３及び高温バッファ層４」との間にあり、両者を分離していることは明らかであるから、本願発明の「前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層はすべての地点において前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離する」とは、「前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層は前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離する」点で一致する。
　
（４）本願発明と引用発明３との一致点及び相違点
　　本願発明と引用発明３の一致点及び相違点は、次のとおりとなる。
　　ア　一致点
「上面を有するシリコン基板と、
　前記基板の前記上面を窒化することにより形成された、非晶質窒化ケイ素からなる材料層と、
　前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層の上面の上に形成され、窒化物からなる材料の上部層と、
　前記窒化物からなる材料の上部層の上方に形成される窒化ガリウム材料領域とを備え、前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層は前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離する、
　半導体構造。」
　
　　イ　相違点
　　（ア）相違点１
　本願発明において、「窒化物からなる材料の上部層」が形成される「非晶質窒化ケイ素からなる材料層の上面」が「平面的」であるのに対して、引用発明３の「チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」の上面が「平面的」であるのか否か不明である点。
　
　　（イ）相違点２
　本願発明において、「前記非晶質窒化ケイ素からなる材料層はすべての地点において前記シリコン基板と前記窒化物からなる材料の上部層を分離」しているのに対して、引用発明の「チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」が、「単結晶シリコン基板１」と「ｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３、及び、ｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４」とを「すべての地点において」「分離」しているのか否か不明である点。
　
　　ウ　相違点の判断
　相違点１及び２は、共に「非晶質窒化ケイ素からなる材料層」に関するものであるので以下まとめて検討する。
　　（ア）引用発明２は、従来技術として記載されている特開平８−６４９１３号公報（上記刊行物３）において「１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」であって、「５００〜９００℃の低い温度での窒素による熱窒化」により形成される窒化シリコン層を用いた場合には、「
窒化シリコン膜が平坦に形成されず
窒化シリコン膜は部分的に膜が形成されない箇所を生じ易く
　なお、上記引用発明２の「窒化シリコン層」は、「ｐ型シリコンウェーハ」を「２分間窒化処理することにより」、「アモルファス窒化シリコン」としたものであることは、上記２（２）で摘記したとおりである。
　
　　（イ）してみると、引用発明３における「チッ素雰囲気中で５００〜９００℃で熱処理を行って表面シリコンをチッ化し１〜５ｎｍ程度のＳｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」を、引用発明２の「窒化シリコン層が基板の表面全体に均一な厚さで平坦化されて成膜されたヘテロエピタキシャル層であって、シリコン基板の結晶方位を窒化物半導体層に引継ぐために０．１５〜２０ｎｍ程度の厚さ」であって、「前記窒化シリコン層がアモルファス窒化シリコンからなる」ものとすることで、引用発明３の「Ｓｉ３Ｎ４からなる絶縁膜２」の「上面」を「均一な厚さで平坦化され」たもの、即ち「平面的」とし、「単結晶シリコン基板１」と「ｎ型ＧａＮからなる低温バッファ層３、及び、ｎ型ＧａＮからなる高温バッファ層４」とを「すべての地点において」「分離」しているものとすることは当業者ならば容易に想到し得たものである。
　　（ウ）したがって、本願発明は、引用発明３及び引用発明２に基づき当業者が容易に想到し得たものである。
　
　
第３　結言 
　以上のとおり、本願の請求項１に係る発明は、刊行物１に記載された発明であるから、特許法第２９条第１項第３号に該当し特許を受けることができないものであり、また、本願の請求項１に係る発明は、刊行物３に記載された発明及び刊行物２に記載された発明に基づき当業者が容易に想到し得たものであるから、特許法第２９条第２項の規定により、特許を受けることができない。
　したがって、本願は、他の請求項２〜２４に係る発明について検討するまでもなく、拒絶すべきものである。
　
　よって、結論のとおり審決する。