【事件の表示】
　特願２００８−　７６３３１「半導体光素子を作製する方法」拒絶査定不服審判事件〔平成２１年１０月　８日出願公開、特開２００９−２３１６０２〕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、平成２０年３月２４日の出願であって、平成２３年３月１８日に手続補正がなされたが、同年６月２９日付けで拒絶査定がなされ、これに対して、同年９月１４日に拒絶査定不服審判の請求がなされると同時に手続補正がなされたものである（以下、この平成２３年９月１４日になされた手続補正を「本件補正」という。）。
　
第２　本件補正についての補正却下の決定
　
［補正却下の決定の結論］
　本件補正を却下する。
　
［理由］
１　本件補正の内容
　本件補正は、本件補正前の特許請求の範囲である
「　　【請求項１】
　半導体光素子を作製する方法であって、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第１のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第１の工程と、
　III族としてガリウム及びインジウムを含むと共にＶ族としてヒ素及び窒素を含む第２のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第２の工程と、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第３のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第３の工程と、
　前記第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した後に、当該成長した第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層に対して熱アニールを行う第４の工程と、
　前記熱アニールを行った後に、０．５度／秒以下の速度で、当該熱アニール後の第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層の温度を低下させる第５の工程と、
　を備えることを特徴とする方法。
　　【請求項２】
　前記第２のIII−Ｖ化合物半導体層は、GaInNAs、GaInNAsP、GaInNAsSbのいずれかからなる、ことを特徴とする請求項１に記載された方法。
　　【請求項３】
　前記第１のIII−Ｖ化合物半導体層は、GaAsおよびGaNAsのいずれかからなり、
　前記第３のIII−Ｖ化合物半導体層は、GaAsおよびGaNAsのいずれかからなる、ことを特徴とする請求項２に記載された方法。
　　【請求項４】
　前記第２のIII−Ｖ化合物半導体層は、量子井戸構造における井戸層である、ことを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載された方法。
　　【請求項５】
　前記第１及び第３のIII−Ｖ化合物半導体層は、量子井戸構造における障壁層または光閉じ込め層である、ことを特徴とする請求項４に記載された方法。」
　
を
　
「　　【請求項１】
　半導体光素子を作製する方法であって、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第１のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第１の工程と、
　III族としてガリウム及びインジウムを含むと共にＶ族としてヒ素及び窒素を含む第２のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第２の工程と、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第３のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第３の工程と、
　前記第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した後に、当該成長した第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層に対して、
当該第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した成長温度よりも高い温度であって、且つ摂氏５５０度以上摂氏７５０度以下の温度を印加して
　前記熱アニールを行った後に、０．５度／秒以下の速度で、当該熱アニール後の第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層の温度を低下させる第５の工程と、
　を備えることを特徴とする方法。
　　【請求項２】
　前記第２のIII−Ｖ化合物半導体層は、GaInNAs、GaInNAsP、GaInNAsSbのいずれかからなる、ことを特徴とする請求項１に記載された方法。
　　【請求項３】
　前記第１のIII−Ｖ化合物半導体層は、GaAsおよびGaNAsのいずれかからなり、
　前記第３のIII−Ｖ化合物半導体層は、GaAsおよびGaNAsのいずれかからなる、ことを特徴とする請求項２に記載された方法。
　　【請求項４】
　前記第２のIII−Ｖ化合物半導体層は、量子井戸構造における井戸層である、ことを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載された方法。
　　【請求項５】
　前記第１及び第３のIII−Ｖ化合物半導体層は、量子井戸構造における障壁層または光閉じ込め層である、ことを特徴とする請求項４に記載された方法。」
　
と補正するものである。
　
　本件補正後の請求項１に係る発明は、本件補正前の請求項１に係る発明の発明特定事項を全て含み、さらにその「熱アニール」に関して、「当該第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した成長温度よりも高い温度であって、且つ摂氏５５０度以上摂氏７５０度以下の温度を印加して」との限定を付したものであるから、本件補正は、平成２３年法律第６３号改正附則第２条第１８項によりなお従前の例によるとされる同法による改正前の特許法（以下「平成２３年改正前特許法」という。）第１７条の２第５項第２号に規定する特許請求の範囲の減縮を目的とするものと認められるので、以下に、本件補正後の請求項１に係る発明（以下「本願補正発明」という。）について、独立特許要件の検討を行う。
　
２　刊行物の記載
　
（１）原査定の拒絶の理由に引用された、本願出願前に頒布された刊行物である特開平１１−２７４０８３号公報（以下「刊行物１」という。）には、以下の記載がある（下線は、審決で付した。以下同じ。）。
　
　ア　「【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、一般に化合物半導体装置に関するものであり、より特定的には、Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎy Ａｓ1-y およびＧａＮy Ａｓ1-y 結晶薄膜を素子の一部に有する化合物半導体装置に関する。この発明は、またそのような化合物半導体装置の製造方法に関する。」
　
　イ　「【０００２】
【従来の技術】近年、Ｖ族元素として窒素を含んだＩＩＩ−Ｖ族混晶半導体が新規半導体材料として注目されている。この材料によれば、窒素と構成元素の濃度を適切に選ぶことにより、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＧａＰ基板上にミスフィット転位を発生させることなく、エピタキシャル成長が可能である。
【０００３】たとえば、特開平６−３３４１６８号公報には、Ｓｉ基板上にＩＩＩ−Ｖ族混晶半導体をエピタキシ成長させ、Ｓｉ電子素子とのモノリシック化を行なう例が記載されている。特開平６−０３７３５５号公報には、ＧａＡｓ、ＩｎＰ、ＧａＰ基板上に、ＧａＩｎＮＡｓ、ＡｌＧａＮＡｓ、ＧａＮＡｓをエピタキシ成長させた例が記載されている。特開平９−２８３８５７号公報には、ＧａＡｓ基板上にＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶をエピタキシ成長させ、半導体レーザを作製した例が挙げられている。
【０００４】ＧａＡｓ基板上に窒素を含んだＩＩＩ−Ｖ族混晶半導体、たとえばＧａ1-x Ｉｎx Ｎy Ａｓ1-y 、ＧａＮy Ａｓ1-y を用いて光学素子、電子素子を作製する利点として、以下の点が考えられる。従来までは、ＧａＡｓ基板に格子整合する混晶半導体は、ＧａＡｓよりもバンドギャップが大きいものがほとんどであった。たとえば、ＡｌＧａＡｓ、ＧａＩｎＰなどが挙げられる。ここで新しい材料であるＧａ1-x Ｉｎx Ｎy Ａｓ1-y 、ＧａＮy Ａｓ1-y はＧａＡｓよりバンドギャップを小さくできる利点がある。
【０００５】また、Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎy Ａｓ1-y では、インジウム組成ｘ、窒素濃度ｙを、ＧａＮy Ａｓ1-y では窒素濃度を変えることで、バンドギャップを連続的に変えることができる利点もある。この材料を他の材料と組合せ、多層構造を作製すると、これまでは実現ができなかったＧａＡｓの発光波長よりも長波長の光学素子が作製可能である。たとえば、Ｇａx Ｉｎ1-x Ｎy Ａｓ1-y 、ＧａＮy Ａｓ1-yを活性層に用いることにより、光ファイバ通信に用いられる波長１．３μｍ、１．５５μｍでレーザ発振する半導体レーザが作製可能である。また、赤外光を検出する受光ダイオードが作製可能である。
【０００６】図１に、Ｇａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ0.05Ａｓ0.95を用いた半導体レーザの例（ａ）と受光ダイオードの例（ｂ）を示す。上記の組成により、半導体レーザでは、光ファイバを用いた光通信に使われる１．３μｍでのレーザ光発振が可能である。
【０００７】Ｇａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ0.05Ａｓ0.95は、光が励起される活性層に用いられている。受光ダイオードは、キャリア濃度が高いｐ型、キャリア濃度が低いｎ型、キャリア濃度が高いｎ型を積層したｐ−ｉ−ｎ構造をＧａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ0.05Ａｓ0.95材料により構成すると、１．３μｍまでの赤外光が検出可能である。」
　
　ウ　「【００１０】
【発明が解決しようとする課題】これまでに、この材料は、ガス原料を用いた分子線エピタキシ（ＭＢＥ）（コンドウ他、ＪＪＡＰ３５（１９９６）１２７３）、有機金属気相成長法（ＯＭＣＶＤ）（サトウ他、ＪＪＡＰ３６（１９９７）２６７１）により成長されているが、窒素濃度を高くすると、光学的特性が劣化することが確認されている。
【００１１】光学特性の良否を判断する方法に蛍光特性（フォトルミネッセンス）を測定する方法がある。Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎy Ａｓ1-y 、ＧａＮy Ａｓ1-y の評価には、アルゴンレーザが発生する波長５１４ｎｍの光を照射し、結晶から出てくる蛍光の強度を測定する方法が一般的である。
【００１２】結晶中に欠陥や不純物が存在すると、蛍光を阻害し、強度が弱くなる。強度を測定することで、光学特性の良否が判断できる。また、蛍光の波長に対する広がり（一般に、ピーク半値幅と呼ばれている。）は、結晶性の良否と相関がある。ピーク半値幅が狭い場合、結晶性がよい。
【００１３】表１に、５３０℃成長の、インジウムを含まないＧａＮx Ａｓ1-x の蛍光強度と窒素組成の相関関係（測定室温）を示す。窒素濃度が高くなるに従い、急激に蛍光の強度が弱くなり、光学特性が劣化することがわかる。窒素濃度が高いと、全く蛍光が確認されない。
【００１４】
【表１】
【００１５】表２に、５３０℃成長のＧａ0.965 Ｉｎ0.05Ｎy Ａｓ1-y の蛍光強度と窒素組成ｙの相関関係（測定室温）を示す。
【００１６】
【表２】
【００１７】表２から明らかなように、上述と同様の傾向がＧａＩｎＮＡｓでも確認されている。
【００１８】表３に、５３０℃成長のＧａＮＡｓの比抵抗と窒素組成の相関関係（測定室温）を示す。
【００１９】
【表３】
【００２０】表４に、５３０℃成長のＧａＩｎＮＡｓの比抵抗と窒素組成のと相関関係（測定室温）を示す。
【００２１】
【表４】
【００２２】表３および表４から明らかなように、ＧａＮx Ａｓ1-x 、ＧａＩｎＮＡｓともに窒素濃度が高くなるに従い、比抵抗が大きくなり、電気特性が劣化する。
【００２３】このように、光学特性、電気的特性が悪い薄膜結晶を、前述の発光素子として用いた場合、素子の動作特性、信頼性を著しく劣化させる。受光素子の場合、受光感度が低くなり、微弱な光の検出ができない。また、発光素子の場合、光の発光強度が弱くなる。また、特に半導体レーザでは連続的なレーザ光発振ができない。発光受光素子、電子素子いずれの場合も、抵抗率が高い層が多層膜中に存在すると、電気的に動作しない場合がある。
【００２４】それゆえに、この発明の目的は、実用に十分な水素不純物が少なく、高い光学特性、電気特性を有するＧａ1-x Ｉｎx Ｎy Ａｓ1-y 、ＧａＮy Ａｓ1-y 結晶を有する化合物半導体装置を提供することにある。
【００２５】この発明の他の目的は、水素不純物が多い場合も、窒素−水素結合を切断する熱処理、水素濃度を低減する熱処理により、結晶の高品質化が計られ、電気特性、光学特性が良好な光学素子を得ることができる製造方法を提供することにある。
【００２６】この発明のさらに他の目的は、水素不純物が少ない場合も、熱処理により窒化物結晶固有の問題を解決し、良好な結晶を提供することができる製造方法を提供することにある。
【００２７】この発明のさらに他の目的は、結晶成長に引続いて、熱処理を行なうことで、結晶成長の省時間と省エネルギにも有利であり、素子の大量生産が可能となる製造方法を提供することにある。」
　
　エ　「【００５１】
【実施例】
実施例１
成長には、石英製の横型反応炉を用いた。基板として、半絶縁性ＧａＡｓ（００１）基板を用いた。ＩＩＩ族のＧａ，Ｉｎ原料としてトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）を、Ｖ族のＮ，Ａｓ，Ｐ原料としてジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）、ターシャリブチルアルシン（ＴＢＡｓ）、ターシャリブチルフォスフィン（ＴＢＰ）を用いた。キャリアガスには水素を用いた。成長炉内の圧力は、７６Ｔｏｒｒに設定した、成長温度は、５３０℃、５５０℃、６００℃の３水準で変えた。
【００５２】
以下の条件で、ＧａＡｓ（００１）基板に格子整合したＧａ
0.9 
Ｉｎ
0.1
 Ｎ
0.035
 Ａｓ
0.965
 結晶を得ることができた。［ＴＢＡｓ］／（［ＴＥＧ］＋［ＴＭＩ（審決注：「ＴＭＩｎ」の誤記と考えられる。）］）モル供給比＝１．８で固定として、成長温度５３０、５５０、６００℃では、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を、それぞれ０．９８，０．９８２，０．９８５とすることでＧａＡｓ（００１）基板に格子整合した。また、それぞれの成長温度で、上記のモル供給比を増減させることによって窒素濃度を調整した。
【００５３】図２，３および図６，７には結果が挙げられていないが、ＧａＡｓ（００１）基板に格子整合した、Ｉｎ濃度がより高いＧａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ0.053 Ａｓ0.947結晶は、［ＴＢＡｓ］／［ＴＥＧ］＋［ＴＭＩ（審決注：「ＴＭＩｎ」の誤記と考えられる。）］モル供給比＝２で固定として、成長温度５３０、６００℃では、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を、それぞれ０．９８４，０．９８７とすることで、ＧａＡｓ（００１）基板に格子整合したＧａＩｎＮＡｓ結晶が得られた。
【００５４】次に、ＧａＮＡｓ結晶の成長方法は以下のとおりである。［ＴＢＡｓ］／［ＴＥＧ］モル供給比＝５で固定とし、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を０．２５６−０．９の間で窒素濃度に合わせて変化させた。成長温度は、５３０，５５０，６００℃の３水準を用いた。
【００５５】
図５に、実際に作製した素子構造を示す。（ａ）は、光学特性評価用ダブルヘテロ（ＤＨ）構造を示す図であり
【００５６】
光学特性の測定には、図５（ａ）の、半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓおよびＧａＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まったダブルヘテロ構造（ＤＨ構造）を用いた。
【００５７】上下のＧａＡｓ層は、１００ｎｍとし、ＧａＩｎＮＡｓおよびＧａＮＡｓ層は５００ｎｍとした。また、電気的特性測定用には、図５（ｂ）に示す、受光ダイオードを簡略化したＧａＩｎＮＡｓおよびＧａＮＡｓ薄膜結晶単層を用いた。これは、実際の構造を用いると、ｐ型とｎ型が接合を形成する実際の構造では、他の層の特性の変化も計測されるためである。測定は、室温でホール測定法と呼ばれる方法を用いた。ＧａＩｎＮＡｓ層およびＧａＮＡｓ層の厚みは５００ｎｍとした。
【００５８】作製した試料の蛍光強度の測定には、アルゴンレーザで発生する波長５１４ｎｍの光を照射し、結晶から出てくる蛍光強度をゲルマニウム製検出器により評価した。また、ＳＩＭＳによる不純物濃度の分析には、セシウムイオンを試料に照射し、スパッタされる水素負イオン（Ｈ- ）を検出した。絶対濃度は、同時に検出されるＡｓイオンと比較校正することで算出した。測定系の校正は、別途作製したＮイオンをＧａＡｓ薄膜に注入した校正試料を用い注意深く行なった。
【００５９】実施の形態で説明した図２と図３を参照して、ＧａＮＡｓでは、６００℃での成長の場合、窒素濃度を１．８×１０19〜１．５×１０21の範囲で変化させたが、水素濃度は２．９×１０17〜１．１×１０18と低濃度となっている。この試料の蛍光強度は、ＩｎＧａＡｓＰの強度を２０とすると、ＧａＮＡｓは２．３〜２６となり、どの窒素濃度においても実用可能な蛍光強度が得られている。
【００６０】一方、５３０℃では、水素濃度と蛍光強度に強い相関がある。窒素濃度が１．８×１０19〜１．０×１０20と低い範囲では、水素濃度は３．８×１０17〜２．７×１０18であり、蛍光強度も１．８〜１４となった。一方、窒素濃度が１．９×１０20〜５．５×１０20と高い範囲では、水素濃度が５．９×１０18〜１．９×１０19となり、蛍光強度も０．０９〜０．８７と低くなり、実用に十分ではない。
【００６１】ＧａＩｎＮＡｓをＧａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 の組成で成長した場合、成長温度５３０、５５０、６００℃では、窒素濃度が７．２×１０20で水素濃度６．２×１０19、８．９×１０18、８．２×１０17となり、それぞれ蛍光強度は０（検出限界以下）、０、２．４となる。したがって、水素濃度が５×１０18以下の場合のみ、実用に十分な蛍光強度が得られている。」
　
　オ　「【００６２】
実施例２
実施例１で挙げた成長方法で成長温度を５３０℃とした場合、Ｇａ
1-x
 Ｉｎ
x
Ｎ
y
 Ａｓ
1-y
 ，ＧａＮ
y
 Ａｓ
1-y
 ともに結晶中の水素濃度が１ｃｍ
3
 あたり５×１０
18
個以上となる（図２と図３参照）。
【００６３】
この条件で、実施例１で説明した測定構造を成長終了後、下記の条件で再加熱し、光学特性と電気的特性の測定を行なった。
【００６４】この熱処理では、表面から、Ａｓが蒸発するのを防止するため、プラズマＣＶＤ法により、ＳｉＮ膜を１００ｎｍ成長した。ＳｉＮ膜は、熱処理後に５％フッ酸で除去した。
【００６５】上記の構造を、水素雰囲気中、圧力を７６Ｔｏｒｒにし、熱処理した。熱処理には、石英製の加熱炉を用いた。以下に、ＧａＮ0.012 Ａｓ0.988 の試料を熱処理した例を示す。熱処理温度が３００、５００、６００、６５０、７００、７５０、８００、８５０、９００、１１００℃の１０水準で行なった例を示す。室温から最高到達温度までの昇温速度は１分間あたり８０℃である。熱処理温度に達した後、温度を１０分間保持する。この後、室温まで１分間あたり８０℃の降温速度で室温まで冷却する。
【００６６】表６に、熱処理温度に対する、蛍光の強度を示す。
【００６７】
【表６】（略）
【００６８】未処理の場合に比較し、３００℃以上７００℃以下までは、熱処理温度を上げるに従い、蛍光強度が向上する。７００℃より高い温度では、蛍光強度が下がるが、未処理の場合に比較して蛍光強度が高い。
【００６９】実施の形態で説明したように、図４は、この試料中の水素−窒素結合、蛍光強度の変化を示す。７００℃の熱処理で水素−窒素結合は完全に切断され、実用に十分な蛍光強度が得られることがわかる。表６に示すように、水素濃度は７００℃の熱処理では低下せず、８００℃以上の熱処理が必要であることがわかる。
【００７０】
次に、ＧａＮＡｓ，ＧａＩｎＮＡｓの２試料を、上記の実験で蛍光強度が最高であった温度７００℃で熱処理し、熱処理時間を１０秒から２時間まで変化させた。
【００７１】結果を表７に示す。
【００７２】
【表７】（略）
【００７３】ここでは、同じ試料を繰返し熱処理し、横軸の熱処理時間は到達温度での積算時間である。用いた装置は、急速加熱が可能なrapid thermal annealing （ＲＴＡ）装置を用いた。雰囲気は窒素中で、圧力は７６０Ｔｏｒｒとした。
【００７４】表７を参照して、熱処理１０秒で実用に十分な蛍光強度が得られる。熱処理時間を増やすに従い、蛍光強度が上がることが確認された。
【００７５】図２および図３で説明した蛍光強度の窒素濃度の関係から、実用に十分な蛍光強度を有しない試料について、７００℃の熱処理を施した。その結果、図６（ＧａＮＡｓの場合）と図７（ＧａＩｎＮＡｓの場合）を参照して、ＧａＮＡｓ，ＧａＩｎＮＡｓともに蛍光強度か改善され、実用に十分な特性が得られた。
【００７６】表８に、熱処理温度に対する比抵抗の変化を示す。
【００７７】
【表８】（略）
【００７８】測定した試料は、Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 である。３００℃以上８００℃以下までは、到達温度を上げるに従い、比抵抗が低下する。８００℃より高く、１１００℃以下では、温度を上げるに従い、比抵抗はほぼ一定である。」
　
　カ　「【００７９】実施例３
成長炉での熱処理に関するものである。
【００８０】実施例１に挙げた成長方法により、実施例２に挙げた成長温度５３０℃で、ＧａＮ0.012 Ａｓ0.988 ，Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 ＤＨ構造を成長した。熱処理をしない状態では、十分な蛍光特性が得られないが、ＤＨ構造を成長終了後、降温することなく熱処理を行なった。
【００８１】図８は、素子構造を成長後、再加熱する場合の温度プロファイルを示す。図９は、素子構造を成長後、降温することなく熱処理する場合の熱処理の時間と温度およびガス供給の変化を示す。ＤＨ構造成長終了時には、最上層のＧａＡｓ層を成長するため、水素、ＴＭＧ、ＴＢＡｓのガスを試料上に供給している。熱処理時には、ＧａＡｓ層からのＡｓ抜けを防止するために、温度を変化させる際に水素とＴＢＡｓのみを供給する。熱処理温度は、７００℃と９００℃の２種類とした。熱処理温度で１０分間保持後、室温まで冷却した。冷却時、３００℃でＴＢＡｓの供給を停止した。
【００８２】この熱処理後、蛍光強度を測定した。結果を表９に示す。
【００８３】
【表９】（略）
【００８４】表９から明らかなように、実用に十分な蛍光強度が得られることがわかった。表９に、ＳＩＭＳの結果を合わせて示す。７００℃では、水素濃度の大きな低下は見られなかったが、蛍光強度は向上している。７００℃では、水素−窒素結合により赤外吸収は０であった。９００℃では、水素濃度が１桁以上低下し、蛍光強度も改善されている。」
　
　キ　「【００８５】
実施例４
実施例４は、低水素濃度の構造の熱処理に関する。実施例１に挙げた成長方法により、成長温度６００℃で、ＧａＮ
0.012 
Ａｓ
0.988
 ，Ｇａ
0.9
 Ｉｎ
0.1
 Ｎ
0.035
 Ａｓ
0.965
 ＤＨ構造を成長した。熱処理をしない状態でも、十分な蛍光特性が得られているが、熱処理を施し、結晶性の改善を行なった。
【００８６】
実施例２で説明した熱処理を用い、水素雰囲気中でＤＨ構造の熱処理を行なった。
【００８７】
【表１０】（略）
【００８８】
表１０から明らかなように、熱処理温度は、５００、７００、８００、９００、１１００℃の５水準とした。それぞれの温度で、蛍光強度に大きな変化は観察されないが、温度を上げるに従い、蛍光強度の半値幅が小さくなることが確認された。
【００８９】同様の熱処理を、ＤＨ構造成長後降温することなく、引続き行なった。実施例１で示した成長方法でＤＨ構造を成長後、実施例３に示した温度、ガス供給方法により熱処理を施した。熱処理温度は、７００℃、９００℃である。結果を表１１に示す。
【００９０】
【表１１】（略）
【００９１】
表１１から明らかなように、いずれの場合も、蛍光強度の半値幅が小さくなることが確認された。これは、熱処理により結晶性の改善が進んだためであると考えられる。これにより、より信頼性が高いレーザダイオードなどの作製が可能である。
　
　ク　上記イを踏まえて、図１（ｂ）を見ると、Ｇａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ0.05Ａｓ0.95を用いた半導体レーザは、ＧａＩｎＮＡｓ活性層の上下がＧａＡｓガイドで挟まれた構造であることが見てとれる。
　
（２）原査定の拒絶の理由に引用された、本願出願前に頒布された刊行物である特開２００５−１３６４２１号公報（以下「刊行物２」という。）には、以下の記載がある。
　
　ア　「【０００１】
  本願は、半導体デバイスの製造、特に、半導体発光デバイスのアクティブ領域の製造に関する。本願は、例えば、窒化物材料系、例えば、（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）Ｎ系などにおける発光デバイスの製造に適用され得る。」
　
　イ　「【発明の効果】
【００４０】
  本発明の方法は、バリア層およびさらなる層のそれぞれを成長させる前に、それぞれ別個にアニーリングする。その結果、全てのバリア層が成長した後に１回のアニーリングステップを用いる従来の工程よりも、バリア層における結晶欠陥および転位の除去において有効である。」
　
　ウ　「【００４３】
  本発明の製造方法を、図１に示す構造を有するレーザデバイスの製造を参照しながら説明する。製造方法は、ＭＢＥ（分子ビームエピタキシャル）成長工程を参照しながら説明されるが、他の成長技術が用いられてもよい。本発明は、（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）Ｎ材料系におけるレーザデバイスの製造を参照しながら説明される。
【００４４】
  最初に、適切な基板がクリーニングされ、用意される。図２〜５の方法において、サファイアベース２の上に成長したｎ型ドープされたＧａＮエピタキシャル層３を含むテンプレート基板１が用いられるが、この方法は、この特定の基板において用いられることに限定されない。クリーニングされ、用意された基板は、その後、ＭＢＥ成長装置の成長チャンバに導入される。
【００４５】
  その後、第１のクラッド層５の上に堆積されたバリア層１１を少なくとも含む半導体層が、第１の成長工程において、基板１の上に成長される。この実施形態において、基板１の上に、バッファ層４、第１のクラッド層５、および第１の光導波層６がこの順序で成長しているが、本発明はこの特定の層構造に限定されない。その後、第１のバリア層１１は、第１の光導波層６の上に成長する。第１の成長ステップによって得られた構造を図２に示す。
【００４６】
  材料の堆積はその後停止され、成長チャンバ内の温度は、第１のバリア層の成長温度よりも高いアニーリング温度で第１のバリア層をアニーリングするように上昇させられる。ＭＢＥ装置内の成長温度は、例えば、基板１が載せられている加熱されたサセプタによって決定され得、基板温度は、サセプタ温度を変更することによって変更される。あるいは、基板は、成長チャンバ内に設けられている加熱素子からの放射によって直接加熱され得、基板温度はヒーターの出力を増大または低減することによって変更されてもよい。
【００４７】
  アニーリングステップの持続時間は、アニーリング温度に依存する。低いアニーリング温度が用いられる場合、アニーリングステップは、概して長く、高いアニーリング温度が用いられる場合、アニーリングステップの持続時間は比較的短い。バリア層のアニーリング温度は、少なくとも、その層の成長温度よりも少なくとも５０℃高い必要があるが、特に、最も良好な結果はバリア層の成長温度よりも２００℃高いアニーリング温度を用いることによって得られる。６００℃の成長温度で成長したバリア層の場合、良好な結果は、この層を約９００℃のアニーリング温度で２０秒間アニーリングすることによって得られる。
【００４８】
  
基板温度を所望のアニーリング温度まで上げる速度と、アニーリングステップの後の基板温度を下げる速度とは、基板または基板上に成長した層において大きな熱応力を引き起こすことを避けるために、充分に低く保たれる必要があることに留意されたい。４０℃／分以下の温度傾斜速度が適切であることが分かっている。
【００４９】
  第１の基板１１がアニーリングされた後、材料の堆積が再開される。第２の成長ステップにおいて、第１の量子井戸層１２は、第１のバリア層１１の上に成長する。その後、第１の量子井戸層の上に他のバリア層１３が成長する。バリア層１３は、いかに説明するように、完成した構造においては２つの量子井戸層の間に堆積されるので、「中間」バリア層と呼ばれる。第２の成長ステップによって得られる構造を図３に示す。一般的には、第１のバリア層１１がアニーリングされた後、成長チャンバの温度は、第１の量子井戸層１２が成長する前に下げられる。
【００５０】
  その後、材料の堆積は停止され、成長チャンバ内の温度は、中間バリア層１３をその成長温度よりも高いアニーリング温度でアニーリングするように上昇させられる。このアニーリングステップの温度および持続時間は、下方のＡｌＧａＮバリア層１１のアニーリングのステップに関して上述した温度および持続時間に対応する。
【００５１】
  中間バリア層１３がアニーリングされた後、材料の堆積が再開される。第３の成長ステップにおいて、第２の量子井戸層１４が、中間バリア層１３の上に成長する。その後、さらなる中間バリア層１５が第２の量子井戸層の上に成長する。第３の成長ステップによって得られる構造を図４に示す。一般的には、中間バリア層１３がアニーリングされた後、成長チャンバの温度は、第１の量子井戸層１２が成長する前に下げられる。
【００５２】
  その後、材料の堆積は停止され、成長チャンバ内の温度は、中間バリア層１５をその成長温度よりも高いアニーリング温度でアニーリングするように上昇させられる。このアニーリングステップの温度および持続時間は、下方のＡｌＧａＮバリア層１１のアニーリングのステップに関して上述した温度および持続時間に対応する。
【００５３】
  中間バリア層１５がアニーリングされた後、材料の堆積が再開される。第４の成長ステップにおいて、第３の量子井戸層１６が、バリア層１５の上に成長する。その後、最後のバリア層１７が第３の量子井戸層１６の上に成長し、活性領域７を完成させる。第４の成長ステップによって得られる構造を図５に示す。一般的には、中間バリア層１５がアニーリングされた後、成長チャンバの温度は、第３の量子井戸層１６が成長する前に下げられる。
【００５４】
  その後、材料の堆積は停止され、成長チャンバ内の温度は、最後のバリア層１７をその成長温度よりも高いアニーリング温度でアニーリングするように上昇させられる。このアニーリングステップの温度および持続時間は、下方のＡｌＧａＮバリア層１１のアニーリングのステップに関して上述した温度および持続時間に対応する。
【００５５】
  最終的に、再度、材料の堆積が再開される。最後のバリア層１７の上に、第２の光導波領域８、第２のクラッド領域９、およびキャップ層１０が、この順序で成長し、図１に示すレーザ構造を提供する。一般的には、最後のバリア層１７がアニーリングされた後、成長チャンバの温度は、第２の光導波領域８が成長する前に下げられる。」
　
　エ　「【００６９】
  しかし、本発明は、ＭＢＥ成長とともに用いられることに限定されず、例えば、
有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）などの他の成長技術にも適用され得る。
【００７０】
  本発明は、（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）Ｎ材料系におけるデバイスの製造を参照しながら説明されてきた。しかし、
本発明は、この特定の材料系に限定されず、他の窒化物材料系に適用され得る。
　
（３）原査定の拒絶の理由に引用された、本願出願前に頒布された刊行物である特開２００４−１６５５６４号公報（以下「刊行物３」という。）には、以下の記載がある。
　
　ア　「【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化ガリウム結晶基板の製造方法と窒化ガリウム結晶基板及びそれを備えた窒化ガリウム系半導体素子に関し、特に、平坦性に優れる窒化ガリウム結晶基板を、珪素単結晶基板上に形成したリン化硼素系の非晶質層上に成長させた窒化ガリウム結晶層から製造する方法に関する。」
　
　イ　「【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意努力検討した結果、気相成長法により成長させた厚膜の窒化ガリウム結晶層を基に窒化ガリウム結晶基板を製造するに際し、窒化ガリウム結晶層を成長させる基板をサファイア基板から珪素単結晶基板へ変更し、この珪素単結晶基板上に、窒化ガリウム結晶層を気相成長させるための下地層となるリン化硼素系の非晶質層、窒化ガリウム結晶層を順次成膜し、成長後の窒化ガリウム結晶層に熱処理を施すことにより、大口径で、転位密度が低く、かつ結晶品質に優れ、しかも「反り」が充分に小さな窒化ガリウム結晶基板が得られることを見出し、本発明に至った。」
　
　ウ　「【００４３】
本実施形態では、「反り」の小さい窒化ガリウム結晶基板を得るために、窒化ガリウム結晶層に熱処理（ａｎｎｅａｌ）を施す。
一般に、熱膨張率が相違する珪素単結晶基板を付帯した状態で窒化ガリウム結晶層に熱処理を施しても、「反り」の小さい窒化ガリウム結晶基板を得るのは難しい。そこで、本実施形態では、窒化ガリウム結晶層から珪素単結晶基板及び非晶質層を除去し、これらから窒化ガリウム結晶層を分離した状態で、熱処理を施す。
【００４４】
例えば、上記の非晶質層上に単量体のリン化硼素結晶層を介して窒化ガリウム結晶層を形成した場合にあっては、非晶質層を除去する際にリン化硼素結晶層をも併せて除去するのが好ましい。また、珪素単結晶基板は湿式エッチング等の化学的方法により除去することができる。この湿式エッチングには、例えば、フッ化水素酸（ＨＦ）と硝酸（ＨＮＯ３）とを混合したフッ化水素酸−硝酸混液が好適に用いられる。このフッ化水素酸−硝酸混液を用いた場合の珪素単結晶の概略のエッチング速度は公知文献により知られている（「半導体シリコン結晶工学」、（株）丸善）、平成５年９月３０日発行、１１３〜１１４頁参照）。
【００４５】
また、この珪素単結晶基板は、ドライ（ｄｒｙ）エッチング等により除去することもできる。例えば、三塩化硼素（ＢＣｌ３）などのハロゲン化物を使用するプラズマ（ｐｌａｓｍａ）エッチングにより除去することができる。
また、ダイヤモンド（ｄｉａｍｏｎｄ）、炭化珪素（ＳｉＣ）、窒化硼素（ＢＮ）、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）等の酸化物、等からなる高硬度の砥粒を使用して機械的な研磨により研削して除去することもできる。
特に、硼素（Ｂ）とリン（Ｐ）とを含むリン化硼素非晶質層及びリン化硼素結晶層は、化学的安定性が高いため、化学薬品による湿式エッチングよりも、プラズマエッチングや機械的な研磨を利用して除去するのが効果的である。
【００４６】
熱処理温度としては、６５０℃以上かつ１１５０℃以下が好適である。その理由は、６５０℃未満の低温では、窒化ガリウム結晶層に「反り」を低減するに充分な焼き鈍しを施すことができず、また、１１５０℃を超える高温では、窒化ガリウム結晶層からの窒素の離脱が顕著となり、平滑な表面の窒化ガリウム結晶基板を製造するには不都合となるからである。窒化ガリウム結晶層からの窒素の離脱を抑制するには、窒素原子を含む雰囲気内で熱処理を施すのが効果的である。
【００４７】
この窒素原子を含む雰囲気としては、熱解離により窒素原子を放出する含窒素分子を含む気体を用いて構成することができる。例えば、アンモニア（ＮＨ３）、ヒドラジン（Ｎ２Ｈ２）等の含窒素分子を含む水素（Ｈ２）ガス、窒素（Ｎ２）ガス、アルゴン（Ａｒ）やヘリウム（Ｈｅ）等の不活性気体とからなる混合気体を利用することができる。
【００４８】
熱処理温度を高温とする程、混合気体に占める含窒素分子の体積分率を大とした混合雰囲気が窒化ガリウム結晶層からの窒素の揮散を抑制するのに効力を奏する。したがって、熱処理温度を高温とする程、含窒素分子の体積分率を大とする混合雰囲気を利用すると好結果が得られる。例えば、１０００℃以上の温度で窒化ガリウム結晶層に熱処理を施す場合、アンモニア−アルゴン混合雰囲気を構成する含窒素分子（この場合はアンモニア）の体積分率を５０％以上とするのが好ましい。なお、高温での熱処理は、含窒素分子の体積分率を１００％とする、すなわち含窒素分子のみの雰囲気中で実施しても差し支えはない。上記の体積分率とは、混合雰囲気をなす気体の総体積に対する含窒素分子の体積の比率のことである。単純には、混合気体をなす気体の総流量に対する含窒素分子気体の流量の比率で表される。
【００４９】
熱処理時間は、熱処理により窒化ガリウム結晶層の表面の平滑性が損なわれないように、短時間に留めておくのがよい。特に、熱処理温度が高温である程、熱処理時間は短縮するのがよい。また、雰囲気に対しては、含窒素分子の体積分率が小さい程、熱処理時間は短く設定するのがよい。例えば、アンモニアを体積分率にして４０％含むアンモニア−水素混合雰囲気中においては、８５０℃にて１時間、熱処理を施すのが好ましい。また、アンモニア（ＮＨ３：体積分率＝７０％）−アルゴン（Ａｒ：体積分率＝３０％）雰囲気中においては、１０５０℃で３０分間、熱処理を施す例を挙げることができる。
【００５０】
熱処理は、全工程を必ずしも一定の温度で施す必要はなく、例えば、６５０℃以上かつ１１５０℃以下の温度範囲で、温度を昇温しつつ、あるいは逆に降温しつつ熱処理を施すこともできる。
温度を変化させつつ熱処理を実施する場合にあっては、昇温速度や降温速度は適宣選択することができる。なお、熱処理中の急激な温度変化は、窒化ガリウム結晶層に熱歪を生じさせるので、この熱歪の発生を回避するためには、一般には、毎分１℃〜５℃程度の緩慢な速度で昇温あるいは降温するのが望ましい。
【００５１】
この様に、窒化ガリウム結晶層から珪素単結晶基板及び非晶質層を除去し、分離した窒化ガリウム結晶層に熱処理を施すことにより、窒素の離脱による窒化ガリウム結晶層の表面状態の劣化を回避しつつ、「反り」を減少させ、平坦性に優れたものとする。これにより、この窒化ガリウム結晶層は、平坦性に優れた窒化ガリウム結晶基板となる。
【００５２】
熱処理を施した後の窒化ガリウム結晶層は、含窒素分子を含む雰囲気中にて冷却する。特に、熱処理温度から６５０℃に至るまで、含窒素分子を含む雰囲気中で冷却すると、窒化ガリウム結晶層からの窒素の離脱を確実に抑制することができる。また、この窒化ガリウム結晶層は、熱処理に利用した含窒素分子とは異なる含窒素分子を含む雰囲気中で冷却することもできる。
特に、窒化ガリウム結晶層の熱処理の雰囲気と同一の雰囲気にて冷却すれば、簡便に冷却操作を敢行でき得て利便である。例えば、アンモニア（ＮＨ３：体積分率＝６０％）−窒素（Ｎ２：体積分率＝４０％）混合雰囲気中で熱処理を実施した後、アンモニア（ＮＨ３：体積分率＝３０％）−窒素（Ｎ２：体積分率＝７０％）混合雰囲気中で熱処理温度から６５０℃まで冷却する等である。
【００５３】
冷却時の雰囲気を構成する含窒素分子の体積分率は、熱処理時の雰囲気を構成する含窒素分子の体積分率より小さくても構わない。ただし、含窒素分子の体積分率を零（＝０）とした混合雰囲気は好ましくない。６５０℃からそれ以下の所定の温度までの冷却は、水素（Ｈ２）、窒素（Ｎ２）、不活性気体等からなる含窒素分子を含まない雰囲気中で実施することができる。特に、水素を含まない雰囲気は、熱処理時あるいは冷却時に窒化ガリウム結晶層内に水素（水素原子）が侵入した場合に、その水素を結晶の外部へ拡散させるに有効に作用する。」
　
（４）原査定の拒絶の理由に引用された、本願出願前に頒布された刊行物である特開１０−２６５２９９号公報（以下「刊行物４」という。）には、以下の記載がある。
　
　ア　「【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＺｎＳ、ＺｎＳx Ｓｅ1-x 、Ｚｎy Ｃｄ1-y Ｓｅ等のII-VI 族化合物単結晶にドナー不純物であるIII 族元素をドープするための熱処理方法、特にアニール方法に関し、例えば青色発光素子などの光電子デバイスに利用されるＺｎＳｅバルク単結晶の低抵抗化に適したアニール方法に関する。」
　
　イ　「【０００２】
【従来の技術】従来、ＺｎＳｅ単結晶を低抵抗化する方法としては、ＺｎＳｅ単結晶をＺｎ融液中で加熱処理して低抵抗のＺｎＳｅ単結晶を得ることが提案された（J. Phys.D: Appl. Phys.,Vol.9, 1976, pp.799〜810 ）。しかし、この熱処理方法ではＺｎＳｅ単結晶の転位密度が増大したり、クラックが発生するなど、結晶性が著しく悪化するという問題があった。この方法を追試すると、転位密度は熱処理前の１０4 ｃｍ-2のオーダーから熱処理後の１０6ｃｍ-2のオーダーに増加した。
【０００３】また、ＺｎＳｅ単結晶を低抵抗化するもう１つの方法としては、ＺｎＳｅ単結晶をＺｎと共にアンプル中に封入し、直接Ｚｎに接触しない状態で１０００℃以上に加熱して処理することが提案された（特開平３─１９３７００号公報）。しかし、この方法を追試すると、ドナー不純物を添加せずに、上記のように熱処理すると、ＺｎＳｅ単結晶の結晶性に熱処理前と比較して劣化は見られなかったが、要求される低抵抗化を計るためには極めて長い時間が必要であり、普通の処理時間の程度では、０．５〜１Ωｃｍ程度に低下するだけで、その値にもバラツキが生ずるという問題があった。
【０００４】そして、上記の方法では、Ｚｎ蒸気がＺｎＳｅ単結晶表面に凝縮して固化すると、ＺｎとＺｎＳｅ単結晶の熱膨張率の差によって、界面に応力が発生するため、ＺｎＳｅ単結晶の結晶性が悪化する。また、得られる単結晶の比抵抗値は、化合物半導体成長時に取り込まれる微量のドナー不純物に大きく左右され、熱処理によってはドナー不純物の量を制御できないため、比抵抗値を十分に低下させることができず、かつ比抵抗値にバラツキを生ずる。
【０００５】さらに、
急激な冷却を施す場合は、ＺｎＳｅ単結晶内に大きな温度勾配が生ずるため、ＺｎＳｅ単結晶の結晶性が悪化する。
　
　ウ　「【００２１】
【発明の実施の形態】本発明では、II-VI 族化合物単結晶表面に、ドナー不純物であるIII 族元素又はIII 族元素を含む化合物の膜を形成した後、その単結晶と該単結晶を構成するII族元素を密閉容器内に入れ、両者が接触しない状態で加熱処理することにより、結晶性を悪化させることなく、II-VI 族化合物半導体単結晶の比抵抗値を容易に制御可能にした。」
　
　エ　「【００４０】
熱処理後の冷却速度は、１０〜２００℃／分の範囲が適当である。
急激な冷却は単結晶中の熱歪みを増大するので、結晶性の悪化を招かないような上記の範囲の速度で冷却することが好ましい。
　
　オ　「【００４２】
【実施例】
〔実施例１〕ＺｎＳｅ単結晶を(100) 面に平行にスライサーで切断し、１０ｍｍ角で厚さ１ｍｍの板状結晶を得た。この板状結晶の比抵抗値は、高抵抗のためホール測定法では測定することができず、ホール測定法の測定範囲の上限値１０5 Ωｃｍを超えていた。転位密度は表面を鏡面研磨後、ブロム−メタノールでエッチングし、現れるエッチピット密度（ＥＰＤ）によって評価した。熱処理前の転位密度は５００００ｃｍ-2であった。また、蒸着する面は、鏡面研磨を施しておらず、面内全体にわたる凹凸を触針式段差計で測定したところ、凹の部分と凸の部分の高低差で面内平均値が８５００Åであった。
【００４３】この結晶表面を十分に洗浄した後、１×１０-6Ｔｏｒｒの真空槽内で表面全体にＡｌを１０００Å厚さに蒸着した。この板状結晶と０．１ｇのＺｎを内容積１５ｃｍ3 の石英アンプル中に封入し、真空度が２×１０-8Ｔｏｒｒになった時にアンプルを封止した。その後、このアンプルを均一な温度プロファイルに設定した電気炉に投入して熱処理を行った。熱処理温度は９５０℃、７日間熱処理した後、
１０℃／分の速度で室温まで冷却した。
　
３　引用発明
　
（１）前記２（１）エによれば、図５（ａ）に示された構造は、実施例１により作製されたものと認められるから、刊行物１には、図５（ａ）に示された構造を作製する方法として、以下のものが記載されていると認められる。
　
「半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓおよびＧａＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まった光学特性評価用ダブルヘテロ構造を作製する方法であって、
　成長には、石英製の横型反応炉を用い、
　基板として、半絶縁性ＧａＡｓ（００１）基板を用い、
　ＩＩＩ族のＧａ，Ｉｎ原料としてトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）を、Ｖ族のＮ，Ａｓ，Ｐ原料としてジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）、ターシャリブチルアルシン（ＴＢＡｓ）、ターシャリブチルフォスフィン（ＴＢＰ）を用い、
　キャリアガスには水素を用い、
　成長炉内の圧力は、７６Ｔｏｒｒに設定し、
　［ＴＢＡｓ］／（［ＴＥＧ］＋［ＴＭＩｎ］）モル供給比＝１．８で固定として、成長温度５３０、５５０、６００℃で、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を、それぞれ０．９８，０．９８２，０．９８５とすることでＧａＡｓ（００１）基板に格子整合したＧａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 結晶を成長させるか、
　または、［ＴＢＡｓ］／［ＴＥＧ］モル供給比＝５で固定とし、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を０．２５６−０．９の間で窒素濃度に合わせて変化させ、５３０，５５０，６００℃の３水準の成長温度を用いてＧａＮＡｓ結晶を成長させる方法。」
　
（２）前記２（１）オによれば、刊行物１に記載の実施例２は、実施例１で挙げた成長方法において、成長温度を５３０℃とし、実施例１で説明した構造の成長終了後、再加熱を行なうものである。そうすると、刊行物１には、実施例２の「ＧａＮＡｓ，ＧａＩｎＮＡｓの２試料を、上記の実験で蛍光強度が最高であった温度７００℃で熱処理し、熱処理時間を１０秒から２時間まで変化させた。」（【００７０】参照。）もののうち、ＧａＩｎＮＡｓの試料を用いたものとして、以下のものが記載されていると認められる。
　
「半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まった光学特性評価用ダブルヘテロ構造を作製する方法であって、
　成長には、石英製の横型反応炉を用い、
　基板として、半絶縁性ＧａＡｓ（００１）基板を用い、
　ＩＩＩ族のＧａ，Ｉｎ原料としてトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）を、Ｖ族のＮ，Ａｓ，Ｐ原料としてジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）、ターシャリブチルアルシン（ＴＢＡｓ）、ターシャリブチルフォスフィン（ＴＢＰ）を用い、
　キャリアガスには水素を用い、
　成長炉内の圧力は、７６Ｔｏｒｒに設定し、
　［ＴＢＡｓ］／（［ＴＥＧ］＋［ＴＭＩｎ］）モル供給比＝１．８で固定として、成長温度５３０℃で、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を、０．９８とすることでＧａＡｓ（００１）基板に格子整合したＧａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 結晶を成長させ、
　上記光学特性評価用ダブルヘテロ構造の成長終了後、温度７００℃で、熱処理時間を１０秒から２時間まで変化させて熱処理することにより、再加熱を行う方法。」（以下「引用発明」という。）
　
４　対比
　
　本願補正発明と引用発明を対比する。
　
（１）引用発明の「半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まった光学特性評価用ダブルヘテロ構造」と本願補正発明の「半導体光素子」は、いずれも「半導体素子」である点で一致する。
　
（２）引用発明は、「半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まった光学特性評価用ダブルヘテロ構造を作製する方法」であるから、
「III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第１のIII−Ｖ化合物半導体層を成長する第１の工程と、
　III族としてガリウム及びインジウムを含むと共にＶ族としてヒ素及び窒素を含む第２のIII−Ｖ化合物半導体層を成長する第２の工程と、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長する第３の工程」
を有するものと認められ、この点で本願補正発明と一致する。
　
（３）引用発明において、
「成長には、石英製の横型反応炉を用い、
　基板として、半絶縁性ＧａＡｓ（００１）基板を用い、
　ＩＩＩ族のＧａ，Ｉｎ原料としてトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）を、Ｖ族のＮ，Ａｓ，Ｐ原料としてジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）、ターシャリブチルアルシン（ＴＢＡｓ）、ターシャリブチルフォスフィン（ＴＢＰ）を用い、
　キャリアガスには水素を用い、
　成長炉内の圧力は、７６Ｔｏｒｒに設定し、
　［ＴＢＡｓ］／（［ＴＥＧ］＋［ＴＭＩｎ］）モル供給比＝１．８で固定として、成長温度５３０℃で、［ＤＭＨｙ］／（［ＤＭＨｙ］＋［ＴＢＡｓ］）モル供給比を、０．９８とすることでＧａＡｓ（００１）基板に格子整合したＧａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 結晶を成長させ」
ることは、本願補正発明の
「III族としてガリウム及びインジウムを含むと共にＶ族としてヒ素及び窒素を含む第２のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第２の工程」
に相当する。
　
（４）引用発明は、「成長温度５３０℃」で「Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎ0.035 Ａｓ0.965 結晶を成長させ」、「上記光学特性評価用ダブルヘテロ構造の成長終了後、温度７００℃」で、「熱処理することにより、再加熱を行う」ものであるから、「前記第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した後に、当該成長した第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層に対して、当該第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した成長温度よりも高い温度であって、且つ摂氏７００度の温度を印加して熱アニールを行う第４の工程」を備える点で、本願補正発明と一致する。
　
（５）以上によれば、両者は、
　
「半導体素子を作製する方法であって、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第１のIII−Ｖ化合物半導体層を成長する第１の工程と、
　III族としてガリウム及びインジウムを含むと共にＶ族としてヒ素及び窒素を含む第２のIII−Ｖ化合物半導体層を有機金属気相成長法で成長する第２の工程と、
　III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長する第３の工程と、
　前記第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した後に、当該成長した第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層に対して、当該第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した成長温度よりも高い温度であって、且つ摂氏７００度の温度を印加して熱アニールを行う第４の工程と、
　を備える方法。」
　
で一致し、以下のアないしウの点で相違するものと認められる。
　
　ア　本願補正発明は、半導体光素子を作製する方法であるのに対して、引用発明は、半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まった光学特性評価用ダブルヘテロ構造を作製する方法である点（以下「相違点１」という。）。
　
　イ　第１及び第３の工程において、本願補正発明においては、有機金属気相成長法が用いられているのに対して、引用発明では、そのような限定がなされていない点（以下「相違点２」という。）。
　
　ウ　本願補正発明が、「前記熱アニールを行った後に、０．５度／秒以下の速度で、当該熱アニール後の第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層の温度を低下させる第５の工程」を備えているのに対して、引用発明は、そのような工程を備えていない点（以下「相違点３」という。）。
　
５　判断
　
（１）相違点１について
　上記２（１）ウないしキ（特に【００２５】、【００５６】を参照。）によれば、引用発明は、結晶の高品質化が図られ、電気特性、光学特性が良好な光学素子を得ることができる製造方法を提供するという目的の下になされた発明において、その方法によって製造される光学素子の光学特性を測定するために、半導体レーザの構造を簡略化した、ＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まったダブルヘテロ構造を作製する方法の一つの実施例であると認められる。そして、上記２（１）クによれば、刊行物１の図１（ａ）には、引用発明の方法によって作製される「（半導体レーザの構造を簡略化したＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の、上下がＧａＡｓで挟まった）ダブルヘテロ構造」と同様の構造である、ＧａＩｎＮＡｓ活性層の上下がＧａＡｓガイドで挟まれた半導体レーザが図示されている。してみれば、引用発明の方法を、半導体レーザすなわち半導体光素子の作製に用いることとし、相違点１に係る本願補正発明の構成とすることは、当業者が容易に想到することができたことである。
　
（２）相違点２について
　ＧａＡｓを有機金属気相成長法を用いて成長させることは周知の技術であり、引用発明は、ＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶を有機金属気相成長法を用いて成長させるものであるから、当該ＧａＩｎＮＡｓ薄膜結晶の上下を挟むＧａＡｓについても有機金属気相成長法を用いて成長させることとし、相違点２に係る本願補正発明の構成とすることは、当業者が容易に想到できたことである。
　
（３）相違点３について
　ア　一般に、熱処理は、温度を上昇及び低下させる過程を含むものであること、刊行物１の熱処理の時間と温度の変化を示す図８及び図９においても、温度を低下させる過程が示されていることに照らせば、引用発明の「熱処理」において、温度を低下させる過程が含まれることは明らかである。
　
　イ　上記２（１）キによれば、刊行物１には、熱処理を施すことによって、結晶性が改善することが記載されていることに照らして、引用発明の「熱処理」によって、同様に結晶性が改善されるものと認められる。
　
　ウ　上記２（２）ないし（４）によれば、半導体光素子の製造において、アニールまたは焼き鈍しの熱処理を行う際に、急激な冷却がなされると、結晶中に熱応力、熱歪が生じ、結晶性が悪化すること、それを避けるために、熱処理における冷却速度を低く保つことは、周知の技術である。
　
　エ　上記イのとおり、引用発明において、熱処理によって結晶性が改善されることが期待できるのであるから、熱処理の温度を低下させる過程で、結晶中に熱応力、熱歪が生じ、結晶性が悪化することを避けるために、上記イの周知技術を適用して、温度を低下させる速度を低く保つことは、当業者が容易に想到できたことであって、温度を低下させる速度をどの程度まで低く保つかは、当業者が適宜決定しうる設計的事項にすぎない。
　そして、刊行物３には、「毎分１℃〜５℃（審決注：０．０１７℃〜０．０８３℃毎秒）程度の緩慢な速度で昇温あるいは降温するのが望ましい。」（【００５０】参照。）、刊行物４には、「熱処理後の冷却速度は、１０〜２００℃／分（審決注：０．１７〜３．３３℃／秒）の範囲が適当である。」（【００４０】参照。）と記載されていることを踏まえると、引用発明の熱処理において、温度を低下させる速度を、０．５度／秒以下とすることに格別の困難があるとは認められない。
　
　エ　なお、請求人は、平成２４年５月１１日付け回答書（４頁１５行−５頁２３行）において、
「まず、これらの引用文献２〜４に関しては、いずれの文献も、本願発明に係る材料（III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含むIII−Ｖ化合物半導体層）と異なる。本願の審査において、降温速度を開示するとして引用された文献のいずれも、本願発明に係る、III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含むIII−Ｖ化合物半導体を開示していない。つまり、審査における引用文献２〜４の引用は、これまで、III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含むIII−Ｖ化合物半導体の熱処理に関して降温速度に着目されていないことを示している。
　また、引用文献２〜４（審決注：刊行物２〜４）では、熱処理の対象物の特徴に基づく個々の技術課題を解消するために、降温速度又は冷却速度を決めている。これまでの説明から示されるように、引用文献２〜４における熱処理（熱処理自体及び降温）が本願発明における熱処理の技術的意義と異なるのであるから、当業者にとって、引用文献１の熱処理及び降温を引用文献２〜４における熱処理及び降温と置換することについては置換可能ではない。 
　さらに、既に説明したように、降温速度については引用発明個々の事情に基づき決定されている。すなわち、引用発明２では、サファイア基板とＡｌＧａＮ層の熱膨張係数の違いに起因する熱応力を避けること及びＡｌＧａＮ層の表面の熱処理である点にあり、引用発明３では、半導体素子を作製する結晶成長のための厚膜の結晶体（４５０μｍ程度の厚膜）及びこの結晶体を珪素単結晶基板上に成長することに起因する歪み（窒化ガリウム結晶内の歪み）を低減する点にあり、引用発明４では、構成元素としてＺｎを含む（III−Ｖ系材料ではない）II−ＶI系材料に固有の事情である。 
　熱処理及び降温の対象物が異なると共に熱処理及び降温の技術的意義が異なる引用発明を見ても、当業者は、本願発明の完成に至ることはないと考える。なぜなら、引用発明２〜４はそれぞれの個々の事情に基づき降温又は冷却の速度を決定しており、この事情は本願発明における対象物の技術意義と異なるからである。したがって、当業者にとって、引用文献１の熱処理を引用文献２〜４における熱処理と置換することについては置換容易ではない。
　本願補正後の請求項１では、有機金属気相成長法で、III族としてガリウムを含むと共にＶ族としてヒ素を含む第１、第２、第３のIII−Ｖ化合物半導体を成長している。そして、第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体を成長した後に、第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体のアニールを行って、このアニールの後に第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体の温度を低下させる。有機金属気相成長法の成長のため、第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体には水素が残留する。この残留水素量を低減するためにアニールを行う。このアニールの温度及び降温により、発光特性及び信頼性が向上される（段落０００５〜０００７、００４８〜００５１）。本願発明を為すために、引用文献１〜４は何らの知見を提供していない。また、引用文献１〜４には、本願発明を為すための動機付けを提供しない。」
旨を主張する。
　
　請求人の上記主張につき検討する。
　刊行物２〜４に記載の半導体の組成は引用発明のものと異なり、熱処理の具体的な作用も全く同じものという訳ではない。しかし、刊行物２〜４に接した当業者であれば、引用発明においても、熱処理における温度の低下が急激に行われると、結晶中に熱応力、熱歪が生じ、結晶性が悪化するであろうことは、容易に予想し得たものと認められ、それを避けるために、熱処理における温度低下の速度を低く保つこととし、その速度をどの程度まで低く保つかは、当業者が適宜決定しうる設計的事項にすぎないことは、上記ウのとおりである。
　
６　むすび
　
　以上のとおりであるから、本願補正発明は、当業者が刊行物１に記載された発明及び周知技術に基づいて容易に発明できたものと認められ、特許法第２９条第２項の規定により、特許出願の際独立して特許を受けることができないものである。
　
　よって、本件補正は、平成２３年改正前特許法第１７条の２第６項において準用する同法第１２６条第５項の規定に違反するので、同法第１５９条第１項において読み替えて準用する同法第５３条第１項の規定により却下すべきものである。
　
第３　本願発明について
　
１　本願発明
　
　本件補正は上記のとおり却下されたので、本願の請求項に係る発明は、平成２３年３月１８日に補正された特許請求の範囲の請求項１ないし５に記載された事項により特定されるものであるところ、その請求項１に係る発明（以下「本願発明」という。）は、前記第２［理由］１に、本件補正前の特許請求の範囲の請求項１として示したとおりのものである。
　
２　判断
　
　本願発明の発明特定事項を全て含み、さらにその「熱アニール」に関して、「当該第１〜第３のIII−Ｖ化合物半導体層を成長した成長温度よりも高い温度であって、且つ摂氏５５０度以上摂氏７５０度以下の温度を印加して」との限定を付したものが本願補正発明であるところ、本願補正発明が前記第２［理由］２〜７において検討したとおり、引用発明及び周知技術に基づいて当業者が容易に発明できたものである以上、本願発明も引用発明及び周知技術に基づいて当業者が容易に発明できたものであることは明らかである。
　
３　むすび
　
　したがって、本願発明は、刊行物１に記載された発明及び周知技術に基づいて当業者が容易に発明できたものであるから、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。
　
　よって、結論のとおり審決する。