【事件の表示】
　特許第６７４８９５１号発明「Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法およびＮｉ基超耐熱合金」の特許異議申立事件について、次のとおり決定する。
【結　論】
　特許第６７４８９５１号の請求項１、７〜９に係る特許を維持する。
【理　由】
第１　手続の経緯
　本件の特許第６７４８９５１号（以下、「本件特許」という。）の請求項１〜１０に係る特許についての出願（以下、「本願」という。）は、２０１９年（令和　１年）　７月　５日（優先権主張　平成３０年　８月　７日、平成３０年１２月２７日）を国際出願日とする出願であって、令和　２年　８月１３日にその特許権の設定登録がされ、同年　９月　２日に特許掲載公報が発行され、その後、その請求項１、７〜９に係る特許について、令和　３年　３月　１日に特許異議申立人である松崎　隆（以下、「申立人」という。）により特許異議の申立てがされたものである。
第２　特許異議の申立てについて
１　本件特許発明
　本件特許の請求項１〜１０に係る発明（以下、それぞれ「本件特許発明１」〜「本件特許発明１０」といい、総称して「本件特許発明」ということがある。）は、その特許請求の範囲の請求項１〜１０に記載された事項により特定される次のとおりのものである。
「【請求項１】
　断面組織における欠陥率が１．０面積％以下であるＮｉ基超耐熱合金の製造方法であって、
（ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する素材に、５００℃以下の温度で、前記素材からの累積の加工率が４０％以上となるように複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、
（ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、
（ｃ）前記第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で、さらに、前記第１の熱処理材からの累積の加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程とを含む、Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項２】
　前記工程（ｃ）の後に、工程（ｂ）および（ｃ）の組を、一回または複数回行ない、前記第２の加工材を作製する請求項１に記載されたＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項３】
　（ｄ）前記第２の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行う工程をさらに含む、請求項１または請求項２に記載されたＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項４】
　前記工程（ａ）および（ｃ）の塑性加工における１回の塑性加工の加工率が３０％以下である、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載されたＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項５】
　前記工程（ｂ）が、前記熱処理後の材料の表面の除去工程を含む、請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載されたＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項６】
　前記Ｎｉ基超耐熱合金が、質量％で、
　Ｃ：０．０１〜０．２５％、
　Ｃｒ：８．０〜２５．０％、
　Ａｌ：０．５〜８．０％、
　Ｔｉ：０．４〜７．０％、
　Ｃｏ：０〜２８．０％、
　Ｍｏ：０〜８．０％、
　Ｗ：０〜１５．０％、
　Ｎｂ：０〜４．０％、
　Ｔａ：０〜５．０％、
　Ｆｅ：０〜１０．０％、
　Ｖ：０〜１．２％、
　Ｈｆ：０〜３．０％、
　Ｂ：０〜０．３００％、
　Ｚｒ：０〜０．３００％を含み、残部がＮｉおよび不純物からなる、請求項１から請求項５までのいずれか１項に記載されたＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項７】
　断面組織における欠陥率が１．０面積％以下であるＮｉ基超耐熱合金の製造方法であって、
（Ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する素材に、５００℃以下の温度で、塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、
（Ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、
（Ｃ）前記第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で、さらに、塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程と
を含み、
　前記工程（Ａ）と前記工程（Ｂ）との組を一回または複数回行い、
　最後に行う工程（Ｂ）の熱処理に供される第１の加工材の長手方向に垂直な方向の寸法ｄは最終製品寸法ｄｆの１．５倍以上であるＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項８】
　断面組織における欠陥率が１．０面積％以下であるＮｉ基超耐熱合金の製造方法であって、
（Ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する素材に、５００℃以下の温度で、塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、
（Ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、
（Ｃ）前記第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で、さらに、塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程と
を含み、
　前記工程（Ａ）と前記工程（Ｂ）との組を一回または複数回行い、
　最後に行う工程（Ｂ）の熱処理に供される第１の加工材の長手方向に垂直な方向の寸法ｄと最終製品寸法ｄｆとの差ｄ−ｄｆは１ｍｍ超であるＮｉ基超耐熱合金の製造方法。
【請求項９】
　線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有し、
　断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であり、硬さが４２０ＨＶ以下であるＮｉ基超耐熱合金。
【請求項１０】
　長さが、前記線径または前記厚さに対して、５０倍以上である請求項９に記載されたＮｉ基超耐熱合金。」
２　異議申立理由の概要
　申立人は、証拠方法として、後記する甲第１号証〜甲第７号証を提出し、以下の理由により本件特許の請求項１、７〜９に係る特許を取り消すべき旨主張している。
（１）申立理由１（サポート要件）
ア　申立理由１−１
　本件特許発明９は、冷間塑性加工についても組織中のナノ結晶粒についても特定されておらず、発明の詳細な説明において開示された内容を拡張ないし一般化できるとはいえないものを包含し、発明の詳細な説明に記載したものとはいえないから、同発明に係る特許は、特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであり、同法第１１３条第４号により、取り消されるべきものである。
イ　申立理由１−２
　本件特許発明１、７、８は、請求項１、７、８に記載された要件を満たす全ての成分組成の合金について、同請求項に記載された所定の冷間塑性加工の加工率が得られると当業者にとって認識できるものではなく、発明の詳細な説明において開示された内容を拡張ないし一般化できるとはいえないものを包含し、発明の詳細な説明に記載したものとはいえないから、同発明に係る特許は、特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであり、同法第１１３条第４号により、取り消されるべきものである。
（２）申立理由２（新規性）
　本件特許発明９は、甲第１号証、甲第２号証、甲第３号証、又は甲第４号証のそれぞれに記載された発明であるから、同発明に係る特許は、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものであり、同法第１１３条第２号により、取り消されるべきものである。
（３）申立理由３（進歩性）
ア　申立理由３−１
　本件特許発明９は、甲第１号証、甲第２号証、甲第３号証、又は甲第４号証のそれぞれに記載された発明に基いて、その発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者（以下、「当業者」という。）が容易に発明をすることができたものであるから、同発明に係る特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものであり、同法第１１３条第２号により、取り消されるべきものである。
イ　申立理由３−２
　本件特許発明１、７、８は、甲第１号証、甲第２号証、甲第３号証、又は甲第４号証のそれぞれに記載された発明、及び甲第６号証に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであるから、同発明に係る特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものであり、同法第１１３条第２号により、取り消されるべきものである。
（４）申立理由４（拡大先願）
　本件特許発明９は、本願の出願の日前の特許出願であって、その出願後に出願公開がされた甲第５号証に係る特願２０１７−９０４１８号（以下、「先願」という。）の願書に最初に添付された明細書、特許請求の範囲又は図面（以下、「先願当初明細書等」という。）に記載された発明と同一であり、しかも、本願の発明者が先願に係る上記の発明をした者と同一ではなく、また本願の出願の時において、その出願人が上記先願の出願人と同一でもないので、同発明に係る特許は、特許法第２９条の２の規定に違反してされたものであり、同法第１１３条第２号により、取り消されるべきものである。
＜証拠方法＞
甲第１号証：Aerospace Structural Metals Handbook 41st Edition, CINDAS LLC社刊, （2007年3月改訂版、2008年発行）の表紙／裏表紙及び本文の写し
甲第２号証：”Investigation of columbium-modified NASA TAZ-8 superalloy”, NASA Technical Note NASA TN D-3597, United States National Aeronautics and Space Administration刊（1966年8月1日発行）のウェブ公開画面（https://ntrs.nasa.gov/citations/19660025648、ウェブ公開日：2013年9月2日）及び本文の写し
甲第３号証：A.Ota, N.Ueshima, K.Oikawa, S.Imano, “Microstructure Controlling of U720-Typed Superalloys to Improve a Hot and Cold Workability by Using Incoherent Gamma Prime”, Proceedings of the 9th International Symposium on Superalloy 718  Derivatives: Energy, Aerospace, and Industrial Applications, pp.987-999 のOnline画面（https://link.springer.com/chapter/10.1007/978-3-319-89480-5_66, 公開日：2018年5月13日）及び本文の写し
甲第４号証：再公表特許第２０１５／００８３４３号
甲第５号証：特開２０１８−１８８６８６号公報
甲第６号証：特開昭６２−４０３３６号公報
甲第７号証：JMatPro V11（商品名）を紹介するホームページ（http://www.technofr.com/JMatPro%20V11%E3%83%AA%E3%83%BC%E3%83%95%E3%83%AC%E3%83%83%E3%83%88.pdf）の写し
（なお、上記甲第１号証〜甲第７号証を、以下、それぞれ「甲１」〜「甲７」という。）
３　本件特許明細書等の記載
　本願の願書に添付した明細書及び図面（以下、「本件特許明細書等」という。）には、次の記載がある（下線は当審が付したものである。また、「・・・」は記載の省略を表す。以下、同様。）。
（１）「【技術分野】
【０００１】
　本発明は、Ｎｉ基超耐熱合金を製造する方法およびＮｉ基超耐熱合金に関するものであり、詳細には７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金を製造する方法およびＮｉ基超耐熱合金に係るものである。」
（２）「【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
　特許文献１の方法は、熱間加工を適用するＮｉ基超耐熱合金には効果がある。しかし、上記のとおり
Ｎｉ基超耐熱合金はγ’相の量の増加と共に、熱間塑性加工性が低下する。特許文献２の手法は、限られた成分組成においては細線の製造に効果的なものであるが、その成分組成にしか適用できず、γ’相の量が後述する「３５モル％以上」のＮｉ基超耐熱合金にもなると、これを熱間塑性加工して細線まで加工することは極めて困難である。
特許文献２の手法は、工程が複雑で、製造コストが大きくなる等の問題があった。また、細線や線材を作製するにおいては、その途中工程で割れが発生すると加工率が制限されて、所定の線径にまで塑性加工できないという問題も考えられた。
【０００８】
　
本発明の目的は、従来とは全く異なる斬新な手法を用いて、塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供することであり、とりわけＮｉ基超耐熱合金の細線を製造できる新たな方法を提供すること
本発明の他の目的は、線径の小さいＮｉ基超耐熱合金でも、欠陥の少ない細線を少ない工数によりコストを低減して製造できる方法を提供すること
本発明のさらに他の目的は、欠陥の少ないＮｉ基超耐熱合金を提供すること
（３）「【００１９】
　本発明は、従来の熱間塑性加工とは異なる新しいアプローチによって、塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金を製造できる新たな方法を提供するものである。
　
本発明者は、γ’相の量が多いＮｉ基超耐熱合金の塑性加工性について研究した。その結果、Ｎｉ基超耐熱合金の素材に４０％以上の加工率で冷間塑性加工を行なうことが可能である現象を突きとめた。
　
その際、３０％以上の加工率での冷間塑性加工により、Ｎｉ基超耐熱合金の組織中にナノ結晶粒が生成されることを見いだした。このナノ結晶粒の生成がＮｉ基超耐熱合金の塑性加工性の飛躍的向上に寄与しているものと推察される。
【００２０】
　したがって、
本発明による７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金を製造する方法は、
（ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する素材に対して、５００℃以下の温度で、素材からの累積の加工率が４０％以上となるように複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、
（ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、
（ｃ）前記第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で、さらに、前記第１の熱処理材からの累積の加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程と
を含むものである。
【００２１】
　
本発明が対象とするＮｉ基超耐熱合金は、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、７００℃におけるガンマプライム（γ’）相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する。
　ここで、Ｎｉ基超耐熱合金のγ’相の量は、そのγ’相の「体積率」や「面積率」等の数値的指標で表すことができる。本明細書では、γ’相の量を、「γ’モル率」の数値的指標で表す。γ’モル率とは、Ｎｉ基超耐熱合金が熱力学的な平衡状態において析出することができる、安定的なガンマプライム相の平衡析出量のことである。ガンマプライム相の平衡析出量を「モル率」で表した値は、Ｎｉ基超耐熱合金が有する成分組成により決定される。この平衡析出量のモル％の値は、熱力学平衡計算による解析で求めることができる。熱力学平衡計算による解析では、各種の熱力学平衡計算ソフトを用いることで、精度よく、かつ、容易に求めることができる。
【００２２】
　
本発明では、Ｎｉ基超耐熱合金のγ’モル率を、「７００℃における平衡析出量」とする。
【００２３】
　上記の通り、通常はＮｉ基超耐熱合金のγ’モル率が大きいほど熱間塑性加工は困難である。しかし、
本発明によれば、γ’モル率を大きくすることが、Ｎｉ基超耐熱合金の冷間の塑性加工性の向上に大きく関与する。Ｎｉ基超耐熱合金の断面組織中に「ナノ結晶粒」を有することで、冷間塑性加工性を飛躍的に改善できる。このナノ結晶粒は、Ｎｉ基超耐熱合金のマトリックスであるオーステナイト相（ガンマ（γ））とガンマプライム相との相界面から最も発生しやすい。したがって、Ｎｉ基超耐熱合金のγ’モル率を大きくすることは、上記の相界面の増加に繋がって、ナノ結晶粒の生成に寄与する。
【００２４】
　
γ’モル率が３５％のレベルにまで達すると、上記のナノ結晶粒の生成が促進される。
【００２５】
　
７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の析出強化型のＮｉ基超耐熱合金として、例えば、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｃｒ：８．０〜２５．０％、Ａｌ：０．５〜８．０％、Ｔｉ：０．４〜７．０％、Ｃｏ：０〜２８．０％、Ｍｏ：０〜８．０％、Ｗ：０〜１５．０％、Ｎｂ：０〜４．０％、Ｔａ：０〜５．０％、Ｆｅ：０〜１０．０％、Ｖ：０〜１．２％、Ｈｆ：０〜３．０％、Ｂ：０〜０．３００％、Ｚｒ：０〜０．３００％を含み、残部がＮｉおよび不純物からなる組成を有することが好ましい。
（４）「【００４４】
　次に、上記に説明した成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金を製造する本発明の製造方法について一具体例を説明する。
【００４５】
素材
　
本発明では、まず、上記に説明した成分組成を有する素材を準備する。この素材の作製方法は特に限定されない。例えば、この素材は、溶湯を鋳型に注湯して鋳塊を作製する溶製法によって得ることができる。そして、鋳塊の製造には、例えば、真空溶解と、真空アーク再溶解やエレクトロスラグ再溶解等の常法を、組み合わせる等して適用してもよい。あるいは、素材は、粉末冶金法によって得られたものであってもよい。
・・・
【００５１】
第１の冷間塑性加工［工程（ａ）[Ａ]］
　
次に、上記の素材に対して、冷間塑性加工を行う。より具体的には、素材からの累積加工率が４０％以上となる複数回の冷間塑性加工を行う。本発明は、従来の「熱間による」塑性加工によるものとは異なり、「冷間による」塑性加工によってＮｉ基超耐熱合金を製造するものである。そして、特に、γ’相の量が３５モル％以上のＮｉ基超耐熱合金においては、それを冷間塑性加工によって４０％以上の累積加工率を得ることができ、熱間塑性加工では加工することが困難であった上記のＮｉ基超耐熱合金を、比較的単純な工程かつ低コストで、例えば線材や細線にまで加工することができる。この達成のために、上記の冷間による塑性加工は、その塑性加工中に回復や再結晶が発生できないと考えられる低い温度領域で行うことが必要である。
　
そこで本発明における上記の塑性加工温度は、「５００℃以下」とすることが好ましい。
【００５２】
　
本発明のＮｉ基超耐熱合金の製造方法は、線材形態に好適であるが、板材、帯材などにも適用できる。
【００５３】
　とりわけＮｉ基超耐熱合金の熱間押出された素材が棒材の場合、断面積を圧縮する棒材加工を行なうことができる。この場合、Ｎｉ基超耐熱合金の「棒材」を出発材料として、この棒材に行う塑性加工の様態として、棒材中に均一に圧力を付与することができる「棒材の長手方向に垂直な断面の断面積を圧縮する加工」を施すことが好ましい。そして、この棒材の素材に、断面積（棒径）を塑性的に圧縮して、長さを伸ばしていく加工を行う。特に、Ｎｉ基超耐熱合金の線材を得る場合、線材よりも断面積（直径）が大きい「棒材」を塑性加工して作製することが効率的である。棒材の周面から軸心に向けて、累積加工率が４０％以上の塑性加工を行って、棒材の断面積を圧縮する。このような加工として、スエジング、カセットローラダイス伸線、孔型ダイス伸線などがある。
　他方、Ｎｉ基超耐熱合金の板材、帯材等の製造には、圧延加工を用いることもできる。
【００５４】
　ここで、加工率とは、棒材をスエジングやダイス伸線を行なう場合には、減面率により表す。減面率は、塑性加工前の棒材の断面積Ａ０と、塑性加工後の線材や細線の断面積Ａ１との関係で、
    ［（Ａ０−Ａ１）／Ａ０］×１００（％）                   （１）
の式で算出される。
　他方、圧延加工を行なう場合には、加工率は圧下率で表す。圧下率は、塑性加工前の素材の厚さをｔ０とし、塑性加工後の板材や帯材、薄板や薄帯の厚さをｔ１とすると、
  　［（ｔ０−ｔ１）／ｔ０］×１００（％）                   （２）
の式で算出される。
　累積加工率とは塑性加工を複数回、あるいは複数パスにわたって行なった場合の、最終加工物の素材に対する加工率を示す。
【００５５】
　
本発明では、例えば、上記の冷間塑性加工の素材からの累積加工率を４０％以上に高くする。
　この加工率の塑性加工は、一回の塑性加工で完了するのではなくて、複数回の塑性加工に分けて完了することができる。複数回の塑性加工の間には熱処理を行わない。ここでいう熱処理とは、回復や再結晶が発生するような高い温度領域での熱処理のことであり、例えば、５００℃を超える温度に加熱する熱処理である。
このように冷間加工のパス間に熱処理が必要なく、複数の冷間強加工を連続的に実施して、累積加工率（累積減面率）を大きくすることができる。なお、強加工を行なったＮｉ基超耐熱合金は、組織中にナノ結晶粒の生成が観察できる。この機構はまだ完全に解明できていないが、ナノ結晶粒の生成により複数の冷間強加工を連続的に実施できると考えられる。このとき、４０％未満の加工率であると、製造工程の単純化、コスト低減の効果が小さくなる。すなわち冷間塑性加工を行なうことの実益の観点からは、累積加工率は、４０％以上にするとよい。
・・・
【００５８】
第１の熱処理［工程（ｂ）[Ｂ]］
　
上記加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行う。この熱処理の効果について図２を参照して説明する。
　上記のとおり累積加工率が４０％以上の強加工を行なったＮｉ基超耐熱合金は、更に続けて加工を行なうことが可能な状態になる。したがって、塑性加工中に熱処理を行わないで、さらに大きな加工率まで冷間加工を行なうことができる。
　しかし、
本発明が対象とするＮｉ基超耐熱合金は、炭素を０．０１〜０．２５質量％含有するために、素材１の組織中に粗大な炭化物２が析出している。累積加工率が４０％以上の冷間塑性加工（ｉ）を施した後のＮｉ基超耐熱合金の加工材３は、γ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織になる。炭化物は、塑性加工により粉砕され微細炭化物４となるものの微細炭化物が組織の延伸方向に連なった炭化物集合体として加工組織に存在する。この微細炭化物同士の間には、材料欠陥６(例えば材料の欠落による隙間など)が形成される。このまま、更に塑性加工（ii）を行なうと、各微細炭化物４間の欠陥６が広がり、隣接する欠陥６と結合し、割れの起点となる虞がある。そこで、延伸方向に連なった炭化物集合体が形成された段階で、熱処理を行うことにより、微細炭化物４同士の間に形成された材料欠陥６が修復される。例えば、延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできる。
　
これは、材料が軟化するとともに、合金成分の拡散により合金成分が隙間を充填するためと考えられる。したがって、熱処理を行った後に更に塑性加工を行なう(iii)場合は、材料欠陥を起点として割れが発生することはない。
　なお、
熱処理を行う時期、すなわち延伸方向に連なった炭化物集合体が形成された段階は、炭化物含有量、素材作製方法などによる炭化物のサイズ、種類等により異なるが、例えば、累積加工率４０％以上、例えば４５％以上、５０％以上、５５％以上などを目途とする。
　また、熱処理を行う時期は、炭化物含有量、素材作製方法などによる炭化物のサイズ、種類等により異なるが、線径が小さくなり過ぎない時期で行うことが好ましい。熱処理後に後述する酸化スケール等の除去を行う場合、線径が小さすぎると、この除去による材料の滅失割合が増えて、製品歩留が低下する虞がある。そして、例えば、線径が２．７ｍｍ以上のときを目途とする。好ましくは３．０ｍｍ以上、より好ましくは３．３ｍｍ以上、さらに好ましくは３．６ｍｍ以上、よりさらに好ましくは３．９ｍｍ以上といった線径を目途とする。上限については、例えば、４．５ｍｍ程度とすることができる。
【００５９】
　
熱処理の温度は、９００℃以上で行う。９００℃未満では、上記の欠陥の修復を行なう、すなわち欠陥を充填するほど合金成分が拡散するには不十分である。
熱処理は、上記のとおり加工による欠陥の修復を目的とするので、γ’相の固溶に関係なく欠陥が修復できればよい。
【００６０】
第２の塑性加工［工程（ｃ）[Ｃ]］
　
上記熱処理材に、５００℃以下の温度で、さらに、塑性加工を行なう。より具体的には、この熱処理材からの累積加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行なう。
上記第１の熱処理により、加工組織は再結晶を起こすが、微細炭化物同士の間に形成された材料欠陥が修復されるので、さらに冷間塑性加工を行なっても、材料欠陥から割れが生じることはない。この塑性加工により、最終製品寸法まで塑性加工を行なう。
　第２の塑性加工の累積加工率は１０％以上にできる。累積加工率の上限は特に限定はないが第１の塑性加工と同様な加工率を目途とする。そして、第１の塑性加工で例えば４０％以上の累積加工率の強加工が行われて、断面径（線径）が小さくなっていることを考えれば、第２の塑性加工の累積加工率は、第１の塑性加工の累積加工率より小さくすることができる。その他、加工条件は第１の塑性加工と同様である。例えば、複数回の塑性加工を行なう場合、ある任意のパスにおける加工率を、その前の回のパスにおける加工率よりも大きくして、加工効率を上げることも可能である。各パス毎に加工率を大きくしてもよい。
【００６１】
第２の熱処理および第３の塑性加工［再度の工程（ｂ）[Ｂ]および工程（ｃ）[Ｃ]］
　
第２の塑性加工により最終製品寸法まで加工できない場合は、さらに上記に記載した第１の熱処理および第２の塑性加工を１回または複数回繰り返し、目標寸法まで加工を行なうことができる。
　例えば、第２の熱処理については、その温度、時間、雰囲気等を、第１の熱処理の要領で決めることができる。また、酸化雰囲気で熱処理を行って、表面に酸化スケールが形成された場合、それを除去することができる。そして、熱処理を行う時期については、例えば、第２の塑性加工（つまり、直前の塑性加工）の累積加工率などを目途にして、決めることができる。
　また、第３の塑性加工については、その累積加工率を１０％以上にできる。累積加工率の上限は特に限定はないが第１の塑性加工と同様な加工率を目途とすることができる。そして、第３の塑性加工の累積加工率は、第１の塑性加工の累積加工率より小さくすることができる。また、第３の塑性加工で複数回の塑性加工を行なう場合、ある任意のパスにおける加工率を、その前の回のパスにおける加工率よりも大きくして、加工効率を上げることも可能である。各パス毎に加工率を大きくしてもよい。
　
以上のような第２の熱処理および第３の塑性加工の組を、最終製品寸法に応じて、一回または複数回行なうことができる。
　
ここで、工程（Ａ）と工程（Ｂ）との組を一回または複数回行う場合、最後に行う工程（Ｂ）の熱処理に供されるＮｉ基超耐熱合金（第１の加工材）の長手方向に垂直な方向の寸法ｄは最終製品寸法ｄｆの１．５倍以上であることが好ましい。
熱処理（特に、大気雰囲気などの酸化雰囲気での熱処理）を行った場合、表面に酸化スケールが形成されるため、研磨や研削などにより機械的に、または化学的に除去することが好ましい。かかる研磨等による合金の滅失量の割合は、塑性加工が進んで、合金が薄く、細くなるほどに大きくなり、歩留まりが低下する。したがって、塑性加工と塑性加工の間の熱処理は、仕上げ寸法よりも十分大きな段階で済ませておくことが好ましい。かかる観点から、上述のように寸法ｄは最終製品寸法ｄｆの１．５倍以上が好ましく、１．８倍以上がより好ましい。また、同じ観点から、上述のように寸法ｄと最終製品寸法ｄｆとの差ｄ−ｄｆは１ｍｍ超であることも好ましく、
そして、上述した寸法ｄとｄｆとの関係が、いずれかの工程（Ｂ）の熱処理ときに満たしていることが好ましく、特に、最後に行う工程（Ｂ）の熱処理のときに満たしていることが好ましい。
【００６２】
最終熱処理［工程（ｄ）］
　
上記の冷間塑性加工によって得られた合金を、最終製品形状である「細線」や「薄板」、「薄帯」とすることができる。細線とは、その線径（直径）が、例えば、５ｍｍ以下、
薄板、薄帯とは、その厚さが、例えば、５ｍｍ以下、
　所定の寸法、形状に塑性加工した後、最終製品として供給する際、この冷間塑性加工を終えたままの状態で供給することができる。この場合の合金は、例えば、その組織中のγ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織である。また、合金の硬さは５００ＨＶ以上である。そして、合金中に加工欠陥が存在することも考えられる。例えば、合金の長さ方向（つまり、塑性加工方向）の中心軸を含むような断面組織において、欠陥率が０．５面積％を超える加工欠陥である。但し、現実的には、１．０面積％以下である。そして、このような加工欠陥が存在することは、これ以上の塑性加工を行わない点で、問題がない。
　
そして、必要に応じて熱処理（例えば９００℃〜１２００℃で３０分〜３時間保持）を施すことにより所望の等軸結晶組織にすることができる。この熱処理によって、例えば、硬さを５００ＨＶ未満や４５０ＨＶ以下、４２０ＨＶ以下に調整することが可能である。
また、この熱処理によっても加工欠陥を修復でき、例えば、合金の長さ方向（つまり、塑性加工方向）の中心軸を含むような断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできる。
　上記の熱処理を行うことで、上記の等軸結晶組織中の結晶粒が成長していることが考えられる。例えば、結晶粒の粒径が、最大のもので線径に達しているかも知れない。そして、延伸方向に連なった炭化物集合体によって、結晶粒の粗大化が抑制される効果（ピン止め効果）が有効に機能すれば、結晶粒の成長が抑制される。この場合、上記の熱処理後の結晶粒の大きさは、断面組織における平均粒径で、例えば、１００μｍ以下、７５μｍ以下、５０μｍ以下、２５μｍ以下、１０μｍ以下といった粒径となる。
　上記の熱処理を行うことに関わらず、最終製品の表面を、例えば、研磨や研削などにより機械的に、または化学的に仕上げ加工することができる。
【００６３】
　以上、本発明によるＮｉ基超耐熱合金を説明してきた。
本発明によれば、５００℃以下の温度で累積加工率が４０％以上のＮｉ基超耐熱合金の塑性加工を行なうため、熱間加工と熱処理を繰り返すなどの複雑な製造工程が必要なく、強冷間塑性加工が可能であり、塑性加工間の熱処理の回数を低減できる。そのため、工程の単純化が達成でき製造コストの低減が可能になる。また、必要に応じては、欠陥率１．０面積％以下の加工欠陥の少ない製品、特に線材を得ることができる。この効果は、特に加工欠陥の発生しやすい炭素含有量が大きなＮｉ基超耐熱合金について顕著である。
（５）「【実施例１】
【００６４】
　真空溶解によって準備した溶湯を鋳造して、直径１００ｍｍ、質量１０ｋｇの円柱状のＮｉ基超耐熱合金Ａのインゴットを作製した。Ｎｉ基超耐熱合金Ａの成分組成を表１に示す（質量％）。表１には、上記のインゴットの「γ’モル率」も示す。この値は、市販の熱力学平衡計算ソフト「ＪＭａｔＰｒｏ（Ｖｅｒｓｉｏｎ  ８．０．１，Ｓｅｎｔｅ  Ｓｏｆｔｗａｒｅ  Ｌｔｄ．社製品）」を用いて計算した。この熱力学平衡計算ソフトに、表１に列挙された各元素の含有量を入力して、上記の「γ’モル率」（％）を求めた。
【００６５】
【表１】
                                                
【００６６】
　このＮｉ基超耐熱合金Ａのインゴットに保持温度１２００℃、保持時間８時間の熱処理を施し、炉冷してから、このインゴットの長さ方向に平行方向に長さ１５０ｍｍ、直径６０ｍｍの円柱形状の材料を採取した。この円柱形状の材料をＳＵＳ３０４製カプセルに封止して、熱間押出に供した。熱間押出の条件は、押出温度１１５０℃、押出比１０（カプセルを含む）、押出ステム速度１５ｍｍ/ｓであった。熱間押出により、直径２７ｍｍの押出材を得た。押出材の結晶粒径（平均結晶粒径）は２００μｍ以下であった。
【００６７】
　次に、押出材から直径６ｍｍ、長さ６０ｍｍの棒材を切り出した。棒材の長手方向は押出材の軸線方向に平行に取った。図３に光学顕微鏡観察による棒材の長手方向の中央部（軸線部）断面ミクロ組織を示す。観察は、断面を研磨後カーリング液でエッチングを行なった。γ組織中にγ’相が均一に析出しているが、数ミクロンから数１０ミクロン程度の炭化物（ＭＣ、Ｍ２３Ｃ６等）が観察された。なお、この中央部における硬さは４４９ＨＶであった。
　この棒材に、回転式スエジング装置を用いて、室温（約２５℃）で複数パスの冷間塑性加工を施した（第１の塑性加工）。各パスの加工率（減面率）は３０％以下とした。素材からの累積加工率が５５％を超えた４パス目（直径４．０ｍｍ）の終了後に、大気中で熱処理（１１５０℃、６０分）を施し（第１の熱処理）、表面に形成された酸化スケールをセンタレス研磨により除去した。このため、線径は３．８ｍｍになった。図４Ａおよび図４Ｂに熱処理前後の光学顕微鏡による長手方向の中央部断面ミクロ組織を示す。熱処理前（図４Ａ)は、γ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織になっていることがわかる。炭化物も延伸方向に連なった炭化物集合体が観察され、炭化物を起点とする欠陥部（囲み部）が見られた。他方、熱処理後（図４Ｂ）の組織は、粒状のγ相中にγ’相が均一に析出している再結晶組織となっている。延伸方向に連なった炭化物も残存しているが、炭化物粒子間が広がり金属組織により分断され、欠陥部は観察されなくなった。
【００６８】
　この第１の熱処理を行った材料にさらに、２パスの冷間塑性加工を施し（第２の塑性加工）、第１の熱処理後の材料からの累積加工率が３７．７％となったところで、再び熱処理およびセンタレス研磨を行なった（第２の熱処理）。センタレス研磨により線径が２．８ｍｍとなった材料にさらに４パスの冷間塑性加工を施し（第３の塑性加工）、第２の熱処理後の材料からの累積加工率が４９．０％となったところで、再び熱処理およびセンタレス研磨を行なった（第３の熱処理）。センタレス研磨により線径が１．７５ｍｍとなった材料に最終的に、第３の熱処理後の材料からの累積加工率が４０．５％となる２パスの冷間塑性加工を施して（第４の塑性加工）、線径１．３５ｍｍとした。この線径１．３５ｍｍの線材に最終的にセンタレス研磨を行ない線径１．０ｍｍ、長さが約１ｍの最終寸法の線材を製造した。図５Ａおよび図５Ｂに線径１．０ｍｍの線材の長手方向断面における光学顕微鏡による外周部および中央部のミクロ組織をそれぞれ示す。いずれにおいても図４Ａと同様にγ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織が得られた。延伸方向に連なった炭化物集合体が観察されるが、倍率を拡大した図５Ｂでみても、
炭化物粒子間に欠陥部は観察されなかった。この線径１．０ｍｍの線材の中央部における硬さは５７０ＨＶであった。また、第３の熱処理に供された材料の寸法ｄ（２．０ｍｍ）は最終製品寸法ｄｆ（１．０ｍｍ）の２．０倍であった。
・・・
【実施例２】
【００７０】
　
実施例１で得た線径１．３５ｍｍの線材に、大気中で最終熱処理（１１５０℃、６０分）を行なった後に、仕上加工のセンタレス研磨を行なって、最終的に線径１．０ｍｍ、長さが約１ｍの最終寸法の線材を製造した。
延伸方向に連なった炭化物集合体が観察されるが、炭化物粒子間に欠陥部は観察されなかった。この線径１．０ｍｍの線材の中央部における硬さは３７９ＨＶであった。
【実施例３】
【００７１】
　実施例１で説明した方法、条件で作製したＮｉ基超耐熱合金Ａの熱間押出材から切り出した直径６ｍｍ、長さ６０ｍｍの棒材に実施例１と同様に複数パスの加工を施した。実施例１と異なり、中間熱処理（つまり、第１の熱処理）は１１５０℃、３０分で行い、その後にセンタレス研磨を行わずに、酸化スケールの形成されたままで塑性加工を続けて行なった（表３）。
　
実施例３において、線径２．７ｍｍの線材を製造することができた。
そして、線材の長さ方向（つまり、塑性加工方向）の中央部断面組織において、欠陥率が１．０面積％以下の加工欠陥が認められた。
　
上記の線径２．７ｍｍの線材に、さらに、加工率が１４．３％の塑性加工を行って、線径２．５ｍｍの線材を製造することができた。
この線材の組織もまた、図４Ａと同様にγ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織であり、延伸方向に連なった炭化物集合体が観察された。なお、この線材の外周部には割れが認められたが、内部は欠陥部が抑制されていることが確認された。また、第１の熱処理に供された材料の寸法ｄ（４．０ｍｍ）は最終製品寸法ｄｆ（２．５ｍｍ）の１．６倍であった。
　また、実施例１および実施例３の結果から、追加の中間熱処理を行って、好ましくは表面の酸化スケールの除去も行うことで、線材の外周部の割れも抑制しつつ、さらに塑性加工を続けることができ、より小さい線径の線材を製造できることを確認できた。」
（６）「【図２】
   
」
４　甲各号証の記載事項、及び引用発明
（１）甲１の記載事項、及び甲１に記載された発明
ア　甲１の記載事項
　本願の優先権主張の日前に頒布された刊行物である甲１には、「Udimet 500」と表示されるＮｉ基合金に関し、次の記載がある。
「
   （ＰＡＧＥ１）
」
イ　甲１に記載された発明
（ア）上記アに摘記した「1. GENERAL」には、「Use temperature is up to 1800F.」と記載されているから、「Udimet 500」は、華氏１８００度、すなわち、約９８２℃まで使用できるものと認められる。
（イ）上記アに摘記した「TABLE 1.07」には、「Sheet and strip」（板状又は帯状）の形態の「Udimet 500」の「Special Metals (1)」について、「Surface Condition」（表面状態）が「Cold rolled, annealed and pickled」（冷延し、熱処理し、酸洗した）ものであり、「Size」（サイズ）が「0.020 to 0.125 inch length」（０．０２０インチ（０．５０８ｍｍ）〜０．１２５インチ（３．１７５ｍｍ）の長さ（厚さ））であることが記載されている。
（ウ）上記アに摘記した「TABLE 1.04」には、「Udimet 500」の「Special Metals (1)」の「Composition」（成分組成）について、Ａｌ：２．５０〜３．２５％、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５．００〜２０：００％、Ｃｏ：１３．０〜２０．０％、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｆｅ：４．００％以下、Ｍｎ：０．７５％以下、Ｍｏ：３．００〜５．００％、Ｓｉ：０．７５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：２．５０〜３．２５％、残部Ｎｉであることが記載されている。
（エ）上記アに摘記した「1.06 Hardness」には、「Udimet 500」の「Solution treated」（溶体化処理後）の「Hardness」（硬さ）が２３〜２８ＲＣ（２５４〜２８６ＨＶ）であることが記載されている。なお、「ＲＣ」は、ロックウェル硬さＣを意味すると解される。
（オ）上記（ア）〜（エ）を総合勘案すると、甲１には、次の発明が記載されていると認められる。
「約９８２℃まで使用できる、板状又は帯状の形態のUdimet 500のSpecial Metals(1)であって、Ａｌ：２．５０〜３．２５％、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５．００〜２０：００％、Ｃｏ：１３．０〜２０．０％、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｆｅ：４．００％以下、Ｍｎ：０．７５％以下、Ｍｏ：３．００〜５．００％、Ｓｉ：０．７５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：２．５０〜３．２５％、残部Ｎｉの成分組成を有し、冷延し、熱処理し、酸洗した表面状態であり、長さ（厚さ）が０．５０８〜３．１７５ｍｍであり、溶体化処理後の硬さが２３〜２８ＲＣ（２５４〜２８６ＨＶ）である、Udimet 500のSpecial Metals(1)。」（以下、「甲１発明」という。）
（２）甲２の記載事項、及び甲２に記載された発明
ア　甲２の記載事項
　本願の優先権主張の日前に電気通信回線を通じて公衆に利用可能となった甲２には、次の記載がある。
（ア）「SUMMARY
　The oxidation resistance of the NASA TAZ-8 alloy was substantially improved, and its workability potential and high-temperature strength characteristics were generally retained by replacing vanadium with columbium and by adding small quantities of boron. This modified version was designated TAZ-8A. The nominal composition of the alloy in weight percent is 2.5 columbium, 8 tantalum, 6 chromium, 6 aluminum, 4 molybdenum, 4 tungsten, 1 zirconium, 0.125 carbon, 0.004 boron, and the balance nickel.
・・・
　The TAZ-8A alloy was hot rolled from cast strips 0.110-inch-thick to 0.0020-inch strips on a conventional rolling mill. Such a reduction indicates at least limited workability potential.」（第１頁「SUMMARY」）
（当審訳：NASA TAZ-8合金の耐酸化性は大幅に改善され、バナジウムをニオブに置き換え、少量のホウ素を添加することにより、その加工性の潜在力と高温強度特性は広く維持された。この改良版は、TAZ-8Aと呼ばれた。重量％でのこの合金の公称組成は、2.5ニオブ、8タンタル、6クロム、6アルミニウム、4モリブデン、4タングステン、1ジルコニウム、0.125炭素、0.004ホウ素、および残部ニッケルである。
・・・
TAZ-8A合金は、従来の圧延機で厚さ0.110インチの鋳造帯体から0.020インチの帯体に熱間圧延された。このような寸法の減少は、少なくとも限られた加工性の潜在力を示している。）
（イ）「TABLE III. - COMPOSITION OF TYPICAL HEATS OF TAZ-8A AS DETERMINED BY CHEMICAL ANALYSIS
   
」（第３頁下段）
（ウ）「TABLE VII. - SUMMARY OF HARDNESS DATA
   
」（第１４頁上段）
（エ）「
Hardness
（当審訳：硬度−鋳造ままのアルゴン溶解TAZ-8A合金の硬度データを表ＶＩＩ（１４頁）に示す。この合金のロックウェルＡ硬さの測定値は、７１．０から７１．５の範囲で、平均７１．２であった。）
イ　甲２に記載された発明
　上記アに摘記した事項を総合勘案し、「ロックウェルＡ硬さ」の平均が「７１．２」であることが、ビッカース硬さに換算すると「約４１０ＨＶ」となることも併せて考慮すると、甲２には、次の発明が記載されていると認められる。
「重量％で2.5ニオブ、8タンタル、6クロム、6アルミニウム、4モリブデン、4タングステン、1ジルコニウム、0.125炭素、0.004ホウ素、および残部ニッケルの公称組成を有し、厚さ0.110インチの鋳造帯体から0.020インチの帯体に熱間圧延されたTAZ-8A合金であって、当該TAZ-8A合金の鋳造ままのアルゴン溶解硬度データでは、この合金のロックウェルＡ硬さの測定値が平均７１．２（約４１０ＨＶ）である、加工性の潜在力と高温強度特性が広く維持されたTAZ-8A合金。」（以下、「甲２発明」という。）
（３）甲３の記載事項、及び甲３に記載された発明
ア　甲３の記載事項
　本願の優先権主張の日前に電気通信回線を通じて公衆に利用可能となった甲３には、次の記載がある。
（ア）「Figure 3, a nickel base alloy phase equilibrium calculation for AD730, shows a γ’phase volume fraction of 40% at the service temperature around 600-700℃ and shows excellent high temperature mechanical properties [1].」（第９８９頁下から２行〜第９９０頁第１行）
（当審訳：図３は、AD730のニッケル基合金の相平衡計算であり、６００〜７００℃付近の使用温度におけるγ’相の体積分率４０％を示し、優れた高温機械特性を示す［１］。）
（イ）「Table 1 Nominal chemical composition of U720-typed wrought superalloys
   
」（第９８９頁下段）
（ウ）「Fig.3 Phase diagram of AD730
 
  
」（第９９０頁上段）
（エ）「Fig.7 Microstructure of AD730 after cooling from forging temperature at some cooling rate
   
」（第９９３頁上段）
（オ）「Fig.8 γ’phase dependence of hardness in AD 730(the temperatures indicate the cooling finishing temperatures)
   
」（第９９４頁上段）
（カ）「By forming the γ’phase incoherently, the hardness becomes as low as 360 Hv although 40 mol% of the γ’phase is precipitated.」（第９９４頁第３〜５行）
（当審訳：インコヒーレントにγ '相を形成することにより、γ'相の40mol％が析出し、硬度は360Hvまで低くなる。）
（キ）「Figure 11a shows a photograph of AD730 sheet after rolling at room temperature (RT). The 3 nm thickness of AD 730 sheet material test material was given the MH process, from 1070 to 400℃, and then deformed to a thickness of 1.8 mm. Since the 40% reduction was achieved without cracks, cold rolling characteristics that were sufficiently good in practical terms are demonstrated.」（第９９６頁第６〜１０行）
（当審訳：図１１ａは、室温（RT）で圧延した後のAD730シートの写真を示している。厚さ３ｍｍのAD730シート材料試験材料は、１０７０〜４００℃のＭＨプロセスを経て、１．８ｍｍの厚さに変形された。亀裂なしで４０％の圧下が達成されたため、実用面で十分に良好な冷間圧延特性が実証された。）
イ　甲３に記載された発明
　上記アに摘記した事項を総合勘案し、特にAD730のニッケル基合金のシート材料試験材料に着目すると、甲３には、次の発明が記載されていると認められる。
「Ｆｅ４％、Ｃｏ８．５％、Ｃｒ１５．７％、Ｍｏ３．１％、Ｗ２．７％、Ａｌ２．２５％、Ｔｉ３．４％、Ｎｂ１．１％、Ｂ０．０１％、Ｃ０．０１５％、Ｚｒ０．０３％、残部Ｎｉの化学組成を有し、優れた高温機械特性を示すAD730のニッケル基合金のシート材料試験材料であって、厚さ３ｍｍの上記AD730のニッケル基合金のシート材料試験材料が、１０７０〜４００℃のＭＨプロセスを経て、１．８ｍｍの厚さに変形され、γ'相の40mol％が析出し、硬度は360Hvまで低くなった、AD730のニッケル基合金のシート材料試験材料。」（以下、「甲３発明」という。）
（４）甲４の記載事項、及び甲４に記載された発明
ア　甲４の記載事項
　本願の優先権主張の日前に頒布された刊行物である甲４には、次の記載がある。
（ア）「【特許請求の範囲】
【請求項１】
　γ相と、該γ相と不整合なγ’相と、からなる2相組織を有し、該γ’相が20体積%以上含有されているNi基合金製品。
【請求項２】
　前記γ相と前記γ’相の各結晶粒がともに100μm以下の粒径である請求項１に記載のNi基合金製品。
【請求項３】
　請求項１または２に記載のNi基合金製品が冷間加工および焼鈍処理を経て製造されたNi基合金部材であって、
　γ相と、該γ相と整合なγ’相と、からなり、該γ’相が36〜60体積%含有されていて、所定形状を呈しているNi基合金部材。」
（イ）「【技術分野】
【０００１】
　本発明は、Ni基合金製品とこのNi基合金製品から製造されたNi基合金部材、および、Ni基合金製品とNi基合金部材それぞれの製造方法に関する。
・・・
【０００３】
　現在、ガスタービンの入り口温度は1300℃程度が主流であるが、1700℃程度の温度に対応可能なタービン部材の実用化もなされつつある。そして、ガスタービンの構成部材であるタービン動翼等には超高耐熱合金であるNi基合金が用いられている。」
（ウ）「【００１１】
　本発明は上記する問題に鑑みてなされたものであり、γ’相が36〜60体積%析出していて高い耐用温度を有するNi基合金部材に関し、その冷間加工性も良好なNi基合金部材とその製造方法、さらには、Ni基合金部材の前駆体となるNi基合金製品とその製造方法を提供することを目的とする。」
（エ）「【００６０】
[冷間加工性を検証した実験とその結果]
　本発明者等は、成分組成と製造条件の異なる複数の供試体を製作し、各供試体の冷間加工性を検証する実験をおこなった。以下の表１には各供試体の成分組成を示し、表２には各供試体の製造条件と冷間加工試験結果を示す。また、熱間鍛造後に熱処理をおこなう供試体に関し、表２中の熱処理A、B、Cの処理内容を表３に示す。
【００６１】
【表１】
   
【００６２】
【表２】
   
【００６３】
【表３】
  
 
」
（オ）「【００６７】
　また、冷間加工試験は、以下の手順でおこなった。まず、φ15mmの丸棒を冷間引抜き加工によって1mmずつ縮径させ、3回の加工でφ12mmまで縮径させた。
【００６８】
　供試体の中で引抜き加工ができない供試体は、表２における冷間加工試験結果を×としている。
【００６９】
　一方、引抜き加工ができ、かつ割れも生じることなく、φ13mmの供試体が形成されたものは、表２における冷間加工試験結果を○としている。一部の試験片は、その後、1000〜1100℃での焼鈍処理と冷間加工を繰り返し、3mmの線材まで加工できた。
【００７０】
　表２より、比較例1〜6の供試体の冷間加工試験結果は全て×であり、その一方で、実施例1〜10の供試体の冷間加工試験結果は全て○であった。特に、非整合γ’相の析出量が25％以上で硬さが370Hv以下の試料は冷間加工が容易であった。」
イ　甲４に記載された発明
　上記アに摘記した事項を総合勘案し、特に実施例１０のNi基合金部材の供試体に着目すると、甲４には、次の発明が記載されていると認められる。
「体積％で、Ｃｒ１５．７％、Ｃｏ８．５％、Ｍｏ３．１％、Ｗ２．７％、Ｔｉ３．４％、Ａｌ２．３％、Ｃ０．０１５％、Ｂ０．０１％、Ｚｒ０．０３％、Ｎｂ１．１％、Ｆｅ４％、残部Ｎｉの成分組成を有し、使用温度（７００℃）でのγ’相量が３７体積％であり、冷間加工前の硬さが３５５Ｈｖであり、１０００〜１１００℃での焼鈍処理と冷間加工を繰り返し、３ｍｍの線材まで加工した、超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体。」（以下、「甲４発明」という。）
（５）甲５に係る先願当初明細書等の記載事項、及び当該先願当初明細書等に記載された発明
ア　甲５に係る先願当初明細書等の記載事項
　本願の優先権主張の日前の特許出願であって、本願の出願後に出願公開がされた甲５に係る先願の先願当初明細書等には、次の記載がある。
（ア）「【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
　しかし、これらの従来の技術では、インコネル７１８等のＮｉ基耐熱合金よりもＮｉ含有量が少なく、安価に製造できる利点があるものの、高温強度および耐へたり性の面ではインコネル７１８等よりも劣っていた。Ｎｉの添加量を節約しつつ、高温特性がインコネル７１８等と比較して遜色のないガスケットおよびその素材が求められている。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
　本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、Ｎｉ含有量を低減し、ガンマプライムγ’相（Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ））の生成元素であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂの含有量を最適化することにより、Ｎｉ含有量を低減しても耐熱性の維持および向上を図ることができることを知見した。」
（イ）「【００７３】
２．本発明に係る耐熱部材用合金原板および耐熱部材用合金板の製造方法
　上述した化学組成を有するスラブに、熱間で粗圧延および仕上げ圧延を行って熱延合金板とし、この熱延合金板に焼鈍（溶体化熱処理を含む）および冷間圧延を繰り返し行うことにより本発明に係る耐熱部材用合金原板を製造する。耐熱部材用合金原板の最終的な板厚は、０．１〜０．３ｍｍ程度である。」
（ウ）「【００８３】
　ガスケットの素材である耐熱部材用合金原板は、Ｎｉ系金属間化合物が析出する前の状態、すなわちオーステナイト単相の金属組織を呈しているため、加工性が良好である。本発明に係る耐熱部材用合金原板は、ガスケットの形状に機械加工を施したり、ビードを形成する際に、割れ等の発生が少なく、ガスケットの製造品質に寄与している。
【００８４】
　本発明に係るガスケットは、従来の例えばインコネル７１８等のＮｉ基耐熱合金製のガスケットと比べて、Ｎｉ含有量が少なく、かつ耐熱性（７００℃における０．２％耐力および７００℃時効前後の硬さ変化（耐へたり性）で示される高温使用性能）が同等かそれ以上に優れている。」
（エ）「【実施例】
【００８５】
　本発明を、実施例を参照しながら、より具体的に説明する。
　表１，２に示す化学組成（質量％、残部はＦｅおよび不純物）を有する２５ｋｇ合金塊を溶製した。表１，２には、上述したＡ，Ｂ値を示す。
・・・
【００８７】
【表２】
   
【００８８】
　この合金塊に熱間鍛造を行って厚さ４５ｍｍの合金塊とし、さらに熱間圧延を行って板厚５．０ｍｍの熱延板とした。この際、一部の試料について、実機での粗圧延後の再加熱（ＩＨ加熱）を模擬するため、粗圧延後直ちに試料を１１００℃の大気炉に装入して３０分間加熱し、その後抽出して直ちに仕上圧延を行った。
【００８９】
　このようにして得られた熱延板について、１１００℃での溶体化処理および冷間圧延を繰り返すことにより、板厚０．２ｍｍの冷延板を製造した。」
（オ）「【００９０】
　このようにして得られた冷延板について、７００℃における引張試験、冷間圧延ままおよび７００℃での４００時間時効後の断面の硬さ測定を行った。７００℃における引張試験については、ＪＩＳ  Ｇ  ０５６７に準拠した試験方法で行った。断面の硬さ測定については、冷延板のＬ断面（圧延方向に並行な板厚断面）における板厚中央部を対象に、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に準拠したビッカース硬さ試験を荷重５００グラムの条件（ＨＶ０．５）で行った。
・・・
【００９３】
【表４】
   
」
イ　先願当初明細書等に記載された発明
　上記アに摘記した事項を総合勘案し、特に鋼No.30（比較例）に着目すると、甲５に係る先願当初明細書等には、次の発明が記載されていると認められる。
「質量％で、Ｃ：０．０４１０％、Ｓｉ：０．０１５％、Ｍｎ：０．０３０％、Ｐ：０．００５８％、Ｓ：０．００６１％、Ｃｒ：２２．２％、Ｎｉ：４４．５％、Ｎ：０．００１５％、Ａｌ：４．５５％、Ｔｉ：２．６５％、Ｍｏ：１．７３％、Ｎｂ：３．５７％、Ｃｕ：０．０４％、Ｂ：０．００３５％、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、１１００℃での溶体化処理および冷間圧延を繰り返すことにより製造された板厚０．２ｍｍの冷延板であって、冷間圧延ままの室温での断面硬さ３５８ＨＶの冷延板。」（以下、「先願発明」という。）
（６）甲６の記載事項、及び甲６に記載された発明
ア　甲６の記載事項
　本願の優先権主張の日前に頒布された刊行物である甲６には、次の記載がある。
（ア）「（３）Ｃ：０．０１〜０．１５％、
　　　　Ｆｅ：１０〜４５％、
　　　　Ｃｒ：１０〜２５％、
　　　　ＮｂおよびＴａのうちの１種または２種：２〜６％、
　　　　ＴｉおよびＡｌのうちの１種または２種：０．０５〜３％、
　　　　Ｂ：０．００１〜０．０１％、
　　　　Ｍｏ：０．１〜４％、のうちの１種または２種を含有し、残りがＮｉと不可避不純物からなる組成を有するＮｉ系合金（以上重量％）を、通常の条件で鋳造し、分塊鍛造し、熱間圧延し、ついで冷間圧延と中間焼鈍とを２回以上繰り返し行ない、最終冷間圧延後、溶体化処理を施してＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材を製造するに際して、前記中間焼鈍における焼鈍温度を１０００〜１２００℃とし、かつ前記最終冷間圧延における圧延率を５〜６０％とすることを特徴とする冷間成形性のすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材の製造法。」（請求項３）
（イ）「〔従来の技術〕
　一般に、航空機用ジェットエンジンなどには、耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材が用いられている。
・・・
〔発明が解決しようとする問題点〕
　しかし、このような従来方法によって製造されたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材においては、冷間成形性が悪いために、苛酷な条件での曲げや深絞りなどの冷間成形を行なった場合に、しばしば割れが発生するものであった。」（第２頁右上欄第１行〜同頁左下欄第１４行）
（ウ）「〔問題点を解決するための手段〕
　そこで、本発明者等は、上述のような観点から、上記の従来Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材に着目し、これの冷間成形性を改善すべく研究を行なった結果、従来Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材の冷間成形性が悪いのは、最終工程の溶体化処理後においても素地中に炭化物や金属間化合物などの２次析出物が存在するばかりでなく、その結晶粒径が非常に細かく、平均結晶粒径で５〜１５μｍをもつことに原因するが、その製造工程における中間焼鈍温度を従来の中間焼鈍温度である９００〜９８０℃に比して相対的に高い１０００〜１２００℃にすると、圧間圧延および溶体化処理後に上記２次析出物が全く存在しない組織をもつようになると共に、さらに加えて最終冷間圧延率を従来の６５〜８０％に比して相対的に低い５〜６０％にしてやると、溶体化処理後の結晶粒が平均結晶粒径で２０〜１００μｍの粗大となり、この結果のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材はすぐれた冷間成形性をもつようになるという知見を得たのである。」（第２頁左下欄第１５行〜同頁右下欄第１４行）
（エ）「Ｂ　　製造条件
（ａ）　中間焼鈍温度
　その温度が１０００℃未満では、炭化物や金属間化合物などの２次析出物の固溶が不十分で、最終工程である溶体化処理後においても前記２次析出物が存在した組織となるばかりでなく、結晶粒も平均粒径で２０μｍ未満と細かくなって、所望のすぐれた冷間成形性を確保することができず、一方その温度が１２００℃を越えると、溶体化処理後に２次析出物の存在しない組織が得られるものの、結晶粒が平均粒径で１００μｍを越えて粗大になりすぎ、かえって冷間成形性が低下するようになるほか、表面酸化が著しくなって実用的でないことから、その温度を１０００〜１２００℃と定めた。
（ｈ）　最終冷間圧延率
　その圧延率が５％未満では、溶体化処理において低歪による急激な結晶粒の成長が起り、その平均粒径が１００μｍを越えて粗大になりすぎてしまい、冷間成形性の低下を招くほか、疲労特性などの性質が低下するようになり、一方、その圧延率が６０％を越えると、溶体化処理で再結晶するが。加工歪が大きいために結晶粒が平均粒径で２０μｍ未満と非常に細かくなりすぎてしまりばかりでなく、溶体化処理中に金属間化合物も析出するようになって冷間成形性が悪化するようになることから、その圧延率を５〜６０％と定めた。
　なお、上記の通り、上記のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材においては、平均結晶粒径が２０〜１００μｍにして、２次析出物の存在しない溶体化組織を有する場合にすぐれた冷間成形性を示すのである。
　〔実施例〕
　つぎに、この発明のＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材およびその製造法を実施例により具体的に説明する。
　通常の真空高周波溶解炉を用い、それぞれ第１表に示される成分組成をもったＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金溶湯を調製し、直径：９０ｍｍφ×長さ：３５０ｍｍのインゴットに鋳造し、このインゴットに１０００〜１２００℃の加熱温度で分塊鍛造を施して幅：２００ｍｍ×厚さ：２５ｍｍ×長さ：４５０ｍｍの寸法をもったスラブとし、このスラブに１０００〜１２５０℃の加熱温度で熱間圧延を施して幅：２００ｍｍ×厚さ：４ｍｍの熱延板とし、ついで、この熱延板に、冷間圧延と第１表に示される温度での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施し、かつ同じく第１表に示される最終冷間圧延率にて幅：２００ｍｍ×厚さ：１ｍｍの冷延板とし、最終的にこの冷延板に、温度：９６０℃に１５分保持の条件で溶体化処理を施すことによって本発明法１〜９および従来法１〜７をそれぞれ実施した。
　ついで、この結果得られた板材について、平均結晶粒径を測定すると共に、２次析出物の有無を観察し、さらに冷間成形性を評価する目的で、ＪＩＳ・Ｂ７７７７によるエリクセン試験を行ない、エリクセン値を測定した。これらの結果を第１表に示した。」（第３頁右下欄第１３行〜第５頁左上欄第７行）
（オ）「
   
」
イ　甲６に記載された発明
（ア）上記アに摘記した事項を総合勘案し、特に、種別の「本発明法２」に着目すると、甲６には、次の発明が記載されていると認められる。
「Ｃ：０．０５％、Ｆｅ：１９．１％、Ｃｒ：１８．５％、Ｎｂ：５．０１％、Ｔａ：０．２５％、Ｔｉ：１．０７％、Ａｌ：０．３５％、Ｂ：０．００３％、Ｍｏ：３．１６４％残りがＮｉと不可避不純物からなる成分組成（以上重量％）をもったＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金溶湯を通常の真空高周波溶解炉を用いて調製し、直径：９０ｍｍφ×長さ：３５０ｍｍのインゴットに鋳造し、このインゴットに１０００〜１２００℃の加熱温度で分塊鍛造を施して幅：２００ｍｍ×厚さ：２５ｍｍ×長さ：４５０ｍｍの寸法をもったスラブとし、このスラブに１０００〜１２５０℃の加熱温度で熱間圧延を施して幅：２００ｍｍ×厚さ：４ｍｍの熱延板とし、ついで、この熱延板に、冷間圧延と１１００℃での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施し、かつ最終冷間圧延率１１％にて幅：２００ｍｍ×厚さ：１ｍｍの冷延板とし、最終的にこの冷延板に、温度：９６０℃に１５分保持の条件で溶体化処理を施すことによって、平均結晶粒径５３μｍ、２次析出物が無く、ＪＩＳ・Ｂ７７７７によるエリクセン試験を行なって測定したエリクセン値が１２．１ｍｍであることを特徴とする冷間成形性のすぐれ、耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材の製造法。」（以下、「甲６発明」という。）
（７）甲７の記載事項
　甲７には、次の記載がある。
「
   
」
５　当審の判断
（１）申立理由１（サポート要件）について
ア　申立理由１−１について
（ア）上記３（２）に摘記した本件特許明細書等の【０００８】の記載によれば、本件特許発明が解決しようとする課題は、「従来とは全く異なる斬新な手法を用いて、塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供することであり、とりわけＮｉ基超耐熱合金の細線を製造できる新たな方法を提供すること」、「線径の小さいＮｉ基超耐熱合金でも、欠陥の少ない細線を少ない工数によりコストを低減して製造できる方法を提供すること」、又は「欠陥の少ないＮｉ基超耐熱合金を提供すること」のいずれかであると認められる。
（イ）そして、物の発明である「Ｎｉ基超耐熱合金」に着目すれば、発明の詳細な説明の【００５８】には、上記（ア）の課題のうち、特に「欠陥の少ないＮｉ基超耐熱合金を提供する」点を解決するための手段に関して、「本発明が対象とするＮｉ基超耐熱合金は、炭素を０．０１〜０．２５質量％含有するために、素材１の組織中に粗大な炭化物２が析出している。累積加工率が４０％以上の冷間塑性加工（ｉ）を施した後のＮｉ基超耐熱合金の加工材３は、γ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織になる。炭化物は、塑性加工により粉砕され微細炭化物４となるものの微細炭化物が組織の延伸方向に連なった炭化物集合体として加工組織に存在する。この微細炭化物同士の間には、材料欠陥６(例えば材料の欠落による隙間など)が形成される。このまま、更に塑性加工（ii）を行なうと、各微細炭化物４間の欠陥６が広がり、隣接する欠陥６と結合し、割れの起点となる虞がある。そこで、延伸方向に連なった炭化物集合体が形成された段階で、熱処理を行うことにより、微細炭化物４同士の間に形成された材料欠陥６が修復される。例えば、延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできる。これは、材料が軟化するとともに、合金成分の拡散により合金成分が隙間を充填するためと考えられる。したがって、熱処理を行った後に更に塑性加工を行なう(iii)場合は、材料欠陥を起点として割れが発生することはない。」（上記３（４）参照）と記載されており、この記載からすると、炭素を０．０１〜０．２５質量％含有するＮｉ基超耐熱合金に対して、延伸方向に連なった炭化物集合体が形成された段階で、熱処理を行うことにより、微細炭化物同士の間に形成された材料欠陥が修復され、その結果、延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできること、すなわち、欠陥の少ないＮｉ基超耐熱合金が得られることが理解できる。
（ウ）そうすると、上記（ア）の課題のうち、「欠陥の少ないＮｉ基超耐熱合金を提供する」との課題は、炭素を０．０１〜０．２５質量％含有するＮｉ基超耐熱合金の延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下とすることによって解決できることを当業者であれば認識できるといえる。
（エ）一方、本件特許発明９は、上記１に摘記したとおり、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有し、断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であり、硬さが４２０ＨＶ以下であるＮｉ基超耐熱合金。」に係るものであるところ、その「断面組織における欠陥率」について、発明の詳細な説明に「例えば、延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできる。」（【００５８】、上記３（４）参照）、「例えば、合金の長さ方向（つまり、塑性加工方向）の中心軸を含むような断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできる。」（【００６２】、上記３（４）参照）と記載されていることを考慮すると、当該「欠陥率」は、延伸方向の断面組織におけるものであると解するのが相当である。
（オ）そうすると、本件特許発明９について、冷間塑性加工や、組織中のナノ結晶粒については特定されていないものの、炭素を０．０１〜０．２５質量％含有するＮｉ基超耐熱合金の延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下とすることは特定されているから、発明の詳細な説明において「発明の課題が解決できることを当業者が認識できるように記載された範囲」を超えるものであるとはいえない。
（カ）したがって、本件特許発明９は、発明の詳細な説明に記載したものであるから、同発明に係る特許が、特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであるとはいえない。
イ　申立理由１−２について
（ア）上記ア（ア）において検討したとおり、本件特許発明が解決しようとする課題は、「従来とは全く異なる斬新な手法を用いて、塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供することであり、とりわけＮｉ基超耐熱合金の細線を製造できる新たな方法を提供すること」、「線径の小さいＮｉ基超耐熱合金でも、欠陥の少ない細線を少ない工数によりコストを低減して製造できる方法を提供すること」、又は「欠陥の少ないＮｉ基超耐熱合金を提供すること」のいずれかであると認められる。
（イ）そして、「Ｎｉ基超耐熱合金」を製造する方法に着目すれば、発明の詳細な説明の【００１９】〜【００２５】には、上記（ア）の課題のうち、特に「塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供する」点を解決するための手段に関して、「３０％以上の加工率での冷間塑性加工により、Ｎｉ基超耐熱合金の組織中にナノ結晶粒が生成されることを見いだした」こと、「このナノ結晶粒の生成がＮｉ基超耐熱合金の塑性加工性の飛躍的向上に寄与しているものと推察される」こと、「本発明が対象とするＮｉ基超耐熱合金は、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、７００℃におけるガンマプライム（γ’）相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する」こと、「本発明によれば、γ’モル率を大きくすることが、Ｎｉ基超耐熱合金の冷間の塑性加工性の向上に大きく関与」し、「Ｎｉ基超耐熱合金の断面組織中に『ナノ結晶粒』を有することで、冷間塑性加工性を飛躍的に改善でき」、「このナノ結晶粒は、Ｎｉ基超耐熱合金のマトリックスであるオーステナイト相（ガンマ（γ））とガンマプライム相との相界面から最も発生しやす」く、「Ｎｉ基超耐熱合金のγ’モル率を大きくすることは、上記の相界面の増加に繋がって、ナノ結晶粒の生成に寄与する」ことが記載されており（上記３（３）参照）、これらの記載からすると、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、７００℃におけるガンマプライム（γ’）相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金の素材に対して、３０％以上の加工率での冷間塑性加工を行うことにより、塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金が得られることが理解できる。
（ウ）そうすると、上記（ア）の課題のうち、「塑性加工性に優れたＮｉ基超耐熱合金の製造方法を提供する」との課題は、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、７００℃におけるガンマプライム（γ’）相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金の素材に対して、３０％以上の加工率での冷間塑性加工を行うことによって解決できることを当業者であれば認識できるといえる。
（エ）一方、本件特許発明１、７、８は、上記１に摘記したとおり、「炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有する」（Ｎｉ基超耐熱合金の）「素材に」、「５００℃以下の温度で、前記素材からの累積の加工率が４０％以上となるように複数回の塑性加工を行な」う工程を備えたものであるところ、その「５００℃以下の温度」は、発明の詳細な説明の【００５１】に冷間塑性加工の好ましい温度範囲として記載されていることから、上記「５００℃以下の温度で」行われる「塑性加工」は、「冷間塑性加工」に該当するといえる。
（オ）そうすると、本件特許発明１、７、８について、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、７００℃におけるガンマプライム（γ’）相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金の素材に対して、３０％以上の加工率での冷間塑性加工を行うことが特定されているといえるから、発明の詳細な説明において「発明の課題が解決できることを当業者が認識できるように記載された範囲」を超えるものであるとはいえない。
（カ）したがって、本件特許発明１、７、８は、発明の詳細な説明に記載したものであるから、同発明に係る特許が、特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであるとはいえない。
（２）申立理由２（新規性）、３（進歩性）について
ア　申立理由２、３−１について
（ア）甲１発明との対比・判断
ａ　本件特許発明９と甲１発明とを対比する。
（ａ）甲１発明の「Udimet 500のSpecial Metals(1)」は、「約９８２℃まで使用できる」ものであって、「Ａｌ：２．５０〜３．２５％、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃ：０．１５％以下、Ｃｒ：１５．００〜２０：００％、Ｃｏ：１３．０〜２０．０％、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｆｅ：４．００％以下、Ｍｎ：０．７５％以下、Ｍｏ：３．００〜５．００％、Ｓｉ：０．７５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｔｉ：２．５０〜３．２５％、残部Ｎｉの成分組成を有」するものであるから、本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」に対応するものである。
（ｂ）甲１発明の「Udimet 500のSpecial Metals(1)」が、「板状又は帯状の形態の」ものであって、その「長さ（厚さ）が０．５０８〜３．１７５ｍｍであり」、「溶体化処理後の硬さが２３〜２８ＲＣ（２５４〜２８６ＨＶ）である」点は、本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」が、線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり」、「硬さが４２０ＨＶ以下である」点に相当する。
（ｃ）そうすると、本件特許発明９と甲１発明とは、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素を含有する成分組成を有し、硬さが４２０ＨＶ以下であるＮｉ基超耐熱合金。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点１−１］
　Ｎｉ基超耐熱合金の成分組成における炭素の含有量について、本件特許発明９は、「０．０１〜０．２５質量％」であるのに対して、甲１発明は、「０．１５％以下」である点。
［相違点１−２］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有」するのに対して、甲１発明の「Udimet 500のSpecial Metals(1)」の７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量は不明な点。
［相違点１−３］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であ」るのに対して、甲１発明の「Udimet 500のSpecial Metals(1)」の断面組織における欠陥率は不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）事案に鑑みて、上記相違点１−３について検討する。
（ｂ）まず、上記４（１）アに摘記した甲１の記載事項を含め、甲１には、「Udimet 500のSpecial Metals(1)」の断面組織における欠陥率についての記載はない。
（ｃ）ここで、申立人が、特許異議申立書の第１１頁下から３行〜第１２頁第５行において、「欠陥率は冷間塑性加工による『加工欠陥』によるものであって、逆説すれば、冷間塑性加工しなければ、ここで定義される加工欠陥は存在せず、欠陥率はゼロとなる。なお、硬さの変化とともに規定される欠陥率の変化は、冷間塑性加工により導入される組織中のγ相とγ’相とが延伸方向に延びた線状組織の熱処理による変化に起因し、硬さ変化を伴う加工欠陥の修復に基づくものであるともしていることから、要件ｃの欠陥率を冷間塑性加工による『加工欠陥』以外によるものとの解釈は困難である。」と主張しているので、この観点から以下検討する。
（ｄ）上記１のとおり、本件特許発明９は、「欠陥率」について、「断面組織における」ものであることを特定するのみで、冷間塑性加工による加工欠陥に係るものに限定することが特定されているわけではなく、実際、本願出願時の技術常識を考慮しても、断面組織における欠陥が、Ｎｉ基超耐熱合金に対する冷間塑性加工によって生じたものか、それ以外の原因によるものかをＮｉ基超耐熱合金の断面組織の観察によって区別することは、極めて困難なことと認められる。
（ｅ）そうすると、上記（ｃ）の主張のように、本件特許発明９の「欠陥率」を「冷間塑性加工による加工欠陥によるもの」に限定解釈し、仮に欠陥が存在しても、その欠陥が冷間塑性加工によるものといえなければ、上記「欠陥率」の算定に含まれないと解することは、極めて不自然であり、妥当なものとはいえない。
（ｆ）したがって、上記（ｃ）の主張は採用しない。
（ｇ）以上のとおりであるから、上記相違点１−３は、実質的な相違点であるといえる。
（ｈ）よって、上記相違点１−１、１−２について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲１に記載された発明であるとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものとはいえない。
（ｉ）さらに、上記４（１）アに摘記した甲１の記載事項を含め、甲１の記載事項を考慮しても、甲１発明において、断面組織における欠陥率を「０．５面積％以下」とする動機付けを見いだすことはできない。
（ｊ）よって、上記相違点１−１、１−２について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲１に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
（イ）甲２発明との対比・判断
ａ　本件特許発明９と甲２発明とを対比する。
（ａ）甲２発明の「TAZ-8A合金」は、「重量％で2.5ニオブ、8タンタル、6クロム、6アルミニウム、4モリブデン、4タングステン、1ジルコニウム、0.125炭素、0.004ホウ素、および残部ニッケルの公称組成を有」するものであり、「高温強度特性が広く維持された」ものであるから、本件特許発明９の「炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であ」る「Ｎｉ基超耐熱合金」に対応する。
（ｂ）また、甲２発明の「TAZ-8A合金」は、「厚さ0.110インチの鋳造帯体から0.020インチの帯体に熱間圧延された」ものであるところ、「0.020インチ」は、0.508mmに相当するから、本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」の「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からな」る点と共通する。
（ｃ）そうすると、本件特許発明９と甲２発明とは、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％である成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点２−１］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有」するのに対して、甲２発明の「TAZ-8A合金」の７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量は不明な点。
［相違点２−２］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であ」るのに対して、甲２発明の「TAZ-8A合金」の断面組織における欠陥率は不明な点。
［相違点２−３］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「硬さが４２０ＨＶ以下である」のに対して、甲２発明の「TAZ-8A合金」は、「鋳造ままのアルゴン溶解硬度データでは、この合金のロックウェルＡ硬さの測定値が平均７１．２（約４１０ＨＶ）である」ものの、熱間圧延された状態での硬さは不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）事案に鑑みて、上記相違点２−２について検討する。
（ｂ）まず、上記４（２）アに摘記した甲２の記載事項を含め、甲２には、「TAZ-8A合金」の断面組織における欠陥率についての記載はない。
（ｃ）そして、上記（ア）ｂ（ｃ）の申立人の主張については、上記（ア）ｂ（ｄ）〜（ｆ）において検討したとおりであるから、採用しない。
（ｄ）そうすると、上記相違点２−２は、実質的な相違点であるといえる。
（ｅ）よって、上記相違点２−１、２−３について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲２に記載された発明であるとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものとはいえない。
（ｆ）さらに、上記４（２）アに摘記した甲２の記載事項を含め、甲２の記載事項を考慮しても、甲２発明において、断面組織における欠陥率を「０．５面積％以下」とする動機付けを見いだすことはできない。
（ｇ）よって、上記相違点２−１、２−３について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲２に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
（ウ）甲３発明との対比・判断
ａ　本件特許発明９と甲３発明とを対比する。
（ａ）甲３発明の「AD730のニッケル基合金のシート材料試験材料」は、「Ｆｅ４％、Ｃｏ８．５％、Ｃｒ１５．７％、Ｍｏ３．１％、Ｗ２．７％、Ａｌ２．２５％、Ｔｉ３．４％、Ｎｂ１．１％、Ｂ０．０１％、Ｃ０．０１５％、Ｚｒ０．０３％、残部Ｎｉの化学組成を有し」、「優れた高温機械特性を示す」ものであり、「１０７０〜４００℃のＭＨプロセスを経て、１．８ｍｍの厚さに変形され」たものであり、さらに、「γ'相の40mol％が析出し、硬度は360Hvまで低くなった」ものであるから、本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」と、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有し、硬さが４２０ＨＶ以下である」点で共通する。
（ｂ）そうすると、本件特許発明９と甲３発明とは、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であり、かつ７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有し、硬さが４２０ＨＶ以下であるＮｉ基超耐熱合金。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点３−１］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であ」るのに対して、甲３発明の「AD730のニッケル基合金のシート材料試験材料」の断面組織における欠陥率は不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）上記相違点３−１について検討する。
（ｂ）まず、上記４（３）ア（キ）に摘記したとおり、甲３には、亀裂なしで４０％の圧下が達成されたため、実用面で十分に良好な冷間圧延特性が実証されたことが記載されているものの、この記載から「断面組織における欠陥率」がどの程度の値となるかは不明であり、また、上記４（３）ア（エ）に摘記したFig.7の記載等を参照しても、甲３には、「AD730のニッケル基合金のシート材料試験材料」の断面組織における欠陥率についての記載は見当たらない。
（ｃ）そうすると、上記相違点３−１は、実質的な相違点であるといえる。
（ｄ）よって、本件特許発明９は、甲３に記載された発明であるとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものとはいえない。
（ｅ）さらに、上記４（３）アに摘記した甲３の記載事項を含め、甲３の記載事項を考慮しても、甲３発明において、断面組織における欠陥率を「０．５面積％以下」とする動機付けを見いだすことはできない。
（ｆ）よって、本件特許発明９は、甲３に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
（エ）甲４発明との対比・判断
ａ　本件特許発明９と甲４発明とを対比する。
（ａ）甲４発明の「超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体」は、「１０００〜１１００℃での焼鈍処理と冷間加工を繰り返し、３ｍｍの線材まで加工した」ものであるから、本件特許発明９の「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からな」る「Ｎｉ基超耐熱合金」に対応する。
（ｂ）また、甲４発明の「超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体」と本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」とは、いずれもＣ（炭素）を含有する点で共通する。
（ｃ）そうすると、本件特許発明９と甲４発明とは、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素を含有する成分組成を有するＮｉ基超耐熱合金。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点４−１］
　Ｎｉ基超耐熱合金の成分組成における炭素の含有量について、本件特許発明９は、「０．０１〜０．２５質量％」であるのに対して、甲４発明は、「体積％」で、「Ｃ０．０１５％」である点。
［相違点４−２］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有」するのに対して、甲４発明の「超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体」の「使用温度（７００℃）でのγ’相量が３７体積％である」点。
［相違点４−３］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であ」るのに対して、甲４発明の「超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体」の断面組織における欠陥率は不明な点。
［相違点４−４］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「硬さが４２０ＨＶ以下である」のに対して、甲４発明の「超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体」は、「冷間加工前の硬さが３５５Ｈｖであ」るものの、冷間加工され、３ｍｍの線材まで加工された状態での硬さは不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）事案に鑑みて、上記相違点４−３について検討する。
（ｂ）まず、上記４（４）ア（オ）に摘記したとおり、甲４の【００６９】には、「一方、引抜き加工ができ、かつ割れも生じることなく、φ13mmの供試体が形成されたものは、表２における冷間加工試験結果を○としている。一部の試験片は、その後、1000〜1100℃での焼鈍処理と冷間加工を繰り返し、3mmの線材まで加工できた」ことが記載されているものの、この記載から「断面組織における欠陥率」がどの程度の値となるかは不明であり、また、上記４（４）アに摘記した他の記載等を参照しても、甲４には、「超高耐熱合金であるNi基合金部材の供試体」の断面組織における欠陥率についての記載は見当たらない。
（ｃ）そうすると、上記相違点４−３は、実質的な相違点であるといえる。
（ｄ）よって、上記相違点４−１、４−２、４−４について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲４に記載された発明であるとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものとはいえない。
（ｅ）さらに、上記４（４）アに摘記した甲４の記載事項を含め、甲４の記載事項を考慮しても、甲４発明において、断面組織における欠陥率を「０．５面積％以下」とする動機付けを見いだすことはできない。
（ｆ）よって、上記相違点４−１、４−２、４−４について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲４に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
イ　申立理由３−２について
（ア）本件特許発明１について
ａ　本件特許発明１と甲６発明との対比
（ａ）甲６発明の「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材の製造法」は、本件特許発明１の「Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法」に対応する。
（ｂ）甲６発明の「Ｃ：０．０５％、Ｆｅ：１９．１％、Ｃｒ：１８．５％、Ｎｂ：５．０１％、Ｔａ：０．２５％、Ｔｉ：１．０７％、Ａｌ：０．３５％、Ｂ：０．００３％、Ｍｏ：３．１６４％残りがＮｉと不可避不純物からなる成分組成（以上重量％）をもったＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金溶湯を通常の真空高周波溶解炉を用いて調製し、直径：９０ｍｍφ×長さ：３５０ｍｍのインゴットに鋳造し、このインゴットに１０００〜１２００℃の加熱温度で分塊鍛造を施して幅：２００ｍｍ×厚さ：２５ｍｍ×長さ：４５０ｍｍの寸法をもったスラブとし、このスラブに１０００〜１２５０℃の加熱温度で熱間圧延を施して幅：２００ｍｍ×厚さ：４ｍｍ」とした「熱延板」は、本件特許発明１の「炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であ」る「成分組成を有する素材」に対応する。
（ｃ）甲６発明の「冷間圧延と１１００℃での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施」すことは、本件特許発明１の「複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程」と、「前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程」に対応する。
（ｄ）甲６発明の「最終冷間圧延率１１％にて幅：２００ｍｍ×厚さ：１ｍｍの冷延板と」することは、本件特許発明１の「前記第１の熱処理材に、」「前記第１の熱処理材からの累積の加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程」に対応する。
（ｅ）そうすると、本件特許発明１と甲６発明とは、「Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法であって、（ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％である成分組成を有する素材に、複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、（ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、（ｃ）前記第１の熱処理材に、前記第１の熱処理材からの累積の加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程とを含む、Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点６−１−１］
　本件特許発明１に係る「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が１．０面積％以下である」のに対して、甲６発明に係る「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材」の断面組織における欠陥率が不明な点。
［相違点６−１−２］
　第１の加工材を作製する工程に供される素材の成分組成について、本件特許発明１は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上」であるのに対して、甲６発明は、７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が不明な点。
［相違点６−１−３］
　複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程について、本件特許発明１は、「５００℃以下の温度で、前記素材からの累積の加工率が４０％以上となるように」行うのに対して、甲６発明は、加工温度や素材からの累積の加工率が不明な点。
［相違点６−１−４］
　第２の加工材を作製する工程について、本件特許発明１は、「第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で」行うのに対して、甲６発明は、加工温度が不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）事案に鑑みて、上記相違点６−１−１について検討する。
（ｂ）上記４（６）アに摘記したとおり、甲６には、冷延板に対して、温度：９６０℃に１５分保持の条件で溶体化処理を施すことによって、平均結晶粒径５３μｍ、２次析出物が無く、ＪＩＳ・Ｂ７７７７によるエリクセン試験を行なって測定したエリクセン値が１２．１ｍｍであるものを得られたことは記載されているものの、この記載からは、甲６発明に係る「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材」の「断面組織における欠陥率」がどの程度の値となるかは不明であり、また、上記４（６）アに摘記した他の記載等を参照しても、甲６には、「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材」の断面組織における欠陥率についての記載は見当たらない。
（ｃ）そして、上記ア（ア）ｂ（ｃ）の申立人の主張については、上記ア（ア）ｂ（ｄ）〜（ｆ）において検討したとおりであるから、採用しない。
（ｄ）そうすると、上記相違点６−１−１は、実質的な相違点であるといえる。
（ｅ）そして、上記４（６）アに摘記した甲６の記載事項を含め、甲６の記載事項を考慮しても、甲６発明に係る「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材」の断面組織における欠陥率を「１．０面積％以下」とする動機付けを見いだすことはできない。
（ｆ）また、上記ア（ア）ｂ（ｂ）、上記ア（イ）ｂ（ｂ）、上記ア（ウ）ｂ（ｂ）、及び上記ア（エ）ｂ（ｂ）において検討したのと同様に、甲１〜甲４には、Ｎｉ基合金部材の断面組織における欠陥率を「１．０面積％以下」とすることについての記載を見いだせないから、甲１〜甲４の記載を参照しても、甲６発明に係る上記相違点６−１−１の特定事項を当業者が容易に想到し得たとはいえない。
（ｇ）したがって、上記相違点６−１−２、６−１−３、６−１−４について検討するまでもなく、本件特許発明１は、甲１〜甲４のそれぞれに記載された発明、及び甲６に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
（イ）本件特許発明７について
ａ　本件特許発明７と甲６発明との対比
（ａ）上記（ア）ａ（ａ）〜（ｄ）において、本件特許発明１と甲６発明とを対比した結果は、本件特許発明７と甲６発明との対比においても同様である。
（ｂ）加えて、甲６発明の「冷間圧延と１１００℃での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施」すことは、本件特許発明７の「前記工程（Ａ）と前記工程（Ｂ）との組を一回または複数回行」うことに対応する。
（ｃ）そうすると、本件特許発明７と甲６発明とは、「Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法であって、（Ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％である成分組成を有する素材に、複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、（Ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、（Ｃ）前記第１の熱処理材に、前記第１の熱処理材からの累積の加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程とを含み、前記工程（Ａ）と前記工程（Ｂ）との組を一回または複数回行う、Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点６−２−１］
　本件特許発明７に係る「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が１．０面積％以下である」のに対して、甲６発明に係る「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材」の断面組織における欠陥率が不明な点。
［相違点６−２−２］
　第１の加工材を作製する工程に供される素材の成分組成について、本件特許発明７は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上」であるのに対して、甲６発明は、７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が不明な点。
［相違点６−２−３］
　複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程について、本件特許発明７は、「５００℃以下の温度で、前記素材からの累積の加工率が４０％以上となるように」行うのに対して、甲６発明は、加工温度や素材からの累積の加工率が不明な点。
［相違点６−２−４］
　第２の加工材を作製する工程について、本件特許発明７は、「第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で」行うのに対して、甲６発明は、加工温度が不明な点。
［相違点６−２−５］
　本件特許発明７は、「最後に行う工程（Ｂ）の熱処理に供される第１の加工材の長手方向に垂直な方向の寸法ｄは最終製品寸法ｄｆの１．５倍以上である」のに対して、甲６発明は、「冷間圧延と１１００℃での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施し、かつ最終冷間圧延率１１％にて幅：２００ｍｍ×厚さ：１ｍｍの冷延板と」するものではあるものの、上記寸法ｄが最終製品寸法ｄｆの１．５倍以上となっているかは不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）事案に鑑みて、上記相違点６−２−１について検討するに、上記（ア）ｂ（ｂ）〜（ｆ）において、上記相違点６−１−１について検討したのと同様であるから、上記相違点６−２−１は、実質的な相違点であり、また、甲１〜甲４の記載を参照しても、甲６発明に係る上記相違点６−２−１の特定事項を当業者が容易に想到し得たとはいえない。
（ｂ）したがって、上記相違点６−２−２、６−２−３、６−２−４、６−２−５について検討するまでもなく、本件特許発明７は、甲１〜甲４のそれぞれに記載された発明、及び甲６に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
（ウ）本件特許発明８について
ａ　本件特許発明８と甲６発明との対比
（ａ）上記（ア）ａ（ａ）〜（ｄ）において、本件特許発明１と甲６発明とを対比した結果は、本件特許発明８と甲６発明との対比においても同様である。
（ｂ）加えて、甲６発明の「冷間圧延と１１００℃での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施」すことは、本件特許発明８の「前記工程（Ａ）と前記工程（Ｂ）との組を一回または複数回行」うことに対応する。
（ｃ）そうすると、本件特許発明８と甲６発明とは、「Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法であって、（Ａ）炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％である成分組成を有する素材に、複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程と、（Ｂ）前記第１の加工材に９００℃以上の温度で熱処理を行い、第１の熱処理材を作製する工程と、（Ｃ）前記第１の熱処理材に、前記第１の熱処理材からの累積の加工率が１０％以上となるように１回または複数回の塑性加工を行ない、第２の加工材を作製する工程とを含み、前記工程（Ａ）と前記工程（Ｂ）との組を一回または複数回行う、Ｎｉ基超耐熱合金の製造方法。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点６−３−１］
　本件特許発明８に係る「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が１．０面積％以下である」のに対して、甲６発明に係る「耐熱性にすぐれたＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ系合金板材」の断面組織における欠陥率が不明な点。
［相違点６−３−２］
　第１の加工材を作製する工程に供される素材の成分組成について、本件特許発明８は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上」であるのに対して、甲６発明は、７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が不明な点。
［相違点６−３−３］
　複数回の塑性加工を行ない第１の加工材を作製する工程について、本件特許発明８は、「５００℃以下の温度で、前記素材からの累積の加工率が４０％以上となるように」行うのに対して、甲６発明は、加工温度や素材からの累積の加工率が不明な点。
［相違点６−３−４］
　第２の加工材を作製する工程について、本件特許発明８は、「第１の熱処理材に、５００℃以下の温度で」行うのに対して、甲６発明は、加工温度が不明な点。
［相違点６−３−５］
　本件特許発明８は、「最後に行う工程（Ｂ）の熱処理に供される第１の加工材の長手方向に垂直な方向の寸法ｄと最終製品寸法ｄｆとの差ｄ−ｄｆは１ｍｍ超である」のに対して、甲６発明は、「冷間圧延と１１００℃での中間焼鈍（保持時間：２０分）を数回繰り返し施し、かつ最終冷間圧延率１１％にて幅：２００ｍｍ×厚さ：１ｍｍの冷延板と」するものではあるものの、上記寸法ｄと最終製品寸法ｄｆの差ｄ−ｄｆが１ｍｍ超となっているかは不明な点。
ｂ　相違点についての判断
（ａ）事案に鑑みて、上記相違点６−３−１について検討するに、上記（ア）ｂ（ｂ）〜（ｆ）において、上記相違点６−１−１について検討したのと同様であるから、上記相違点６−３−１は、実質的な相違点であり、また、甲１〜甲４の記載を参照しても、甲６発明に係る上記相違点６−３−１の特定事項を当業者が容易に想到し得たとはいえない。
（ｂ）したがって、上記相違点６−３−２、６−３−３、６−３−４、６−３−５について検討するまでもなく、本件特許発明８は、甲１〜甲４のそれぞれに記載された発明、及び甲６に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものとはいえない。
（３）申立理由４（拡大先願）について
ア　先願発明との対比・判断
（ア）先願発明の「冷延板」は、「１１００℃での溶体化処理および冷間圧延を繰り返すことにより製造された板厚０．２ｍｍの」ものであり、「質量％で、Ｃ：０．０４１０％、Ｓｉ：０．０１５％、Ｍｎ：０．０３０％、Ｐ：０．００５８％、Ｓ：０．００６１％、Ｃｒ：２２．２％、Ｎｉ：４４．５％、Ｎ：０．００１５％、Ａｌ：４．５５％、Ｔｉ：２．６５％、Ｍｏ：１．７３％、Ｎｂ：３．５７％、Ｃｕ：０．０４％、Ｂ：０．００３５％、残部Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有」するものであるから、本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」と、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり」、「炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％であ」る成分組成を有するＮｉを主要な成分として含有する合金である点で共通する。
（イ）先願発明の「冷延板」の「冷間圧延ままの室温での断面硬さ３５８ＨＶ」の点は、本件特許発明９の「硬さが４２０ＨＶ以下である」点に相当する。
（ウ）そうすると、本件特許発明９と先願発明とは、「線径が５ｍｍ以下の細線、または厚さが５ｍｍ以下の薄板若しくは薄帯からなり、炭素含有量が０．０１〜０．２５質量％である成分組成を有し、硬さが４２０ＨＶ以下であるＮｉを主要な成分として含有する合金。」である点で一致し、次の点で相違する。
［相違点５−１］
　本件特許発明９は、Ｎｉを主要な成分として含有する合金である「Ｎｉ基超耐熱合金」に係るものであるのに対して、先願発明は、Ｎｉ基超耐熱合金に係るものか否か不明な点。
［相違点５−２］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量が３５モル％以上の成分組成を有」するのに対して、先願発明の「冷延板」の７００℃におけるガンマプライム相の平衡析出量は不明な点。
［相違点５−３］
　本件特許発明９の「Ｎｉ基超耐熱合金」は、「断面組織における欠陥率が０．５面積％以下であ」るのに対して、先願発明の「冷延板」の断面組織における欠陥率は不明な点。
イ　相違点についての判断
（ア）事案に鑑みて、上記相違点５−３について検討する。
（イ）まず、上記４（５）アに摘記した甲５の記載事項を含め、甲５には、先願発明に係る「冷延板」の断面組織における欠陥率についての記載はない。
（ウ）そして、上記（２）ア（ア）ｂ（ｃ）の申立人の主張については、上記（２）ア（ア）ｂ（ｄ）〜（ｆ）において検討したとおりであるから、採用しない。
（エ）また、上記３（４）に摘記した本件特許明細書等の「そこで、延伸方向に連なった炭化物集合体が形成された段階で、熱処理を行うことにより、微細炭化物４同士の間に形成された材料欠陥６が修復される。例えば、延伸方向の断面組織において、欠陥率を０．５面積％以下にできる。これは、材料が軟化するとともに、合金成分の拡散により合金成分が隙間を充填するためと考えられる。したがって、熱処理を行った後に更に塑性加工を行なう(iii)場合は、材料欠陥を起点として割れが発生することはない。」（【００５８】）、「必要に応じては、欠陥率１．０面積％以下の加工欠陥の少ない製品、特に線材を得ることができる。この効果は、特に加工欠陥の発生しやすい炭素含有量が大きなＮｉ基超耐熱合金について顕著である。」（【００６３】）との記載を考慮すると、この点を「課題解決のための具体化手段における微差」とは到底いえない。
（オ）そうすると、上記相違点５−３は、実質的な相違点であるといえる。
（カ）よって、上記相違点５−１、５−２、及びその余の点について検討するまでもなく、本件特許発明９は、甲５に記載された発明と実質同一とはいえないから、同発明に係る特許が、特許法第２９条の２の規定に違反してされたものとはいえない。
６　むすび
　以上のとおりであるから、申立人による特許異議の申立ての理由によっては、請求項１、７〜９に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に請求項１、７〜９に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
令和３年７月１９日（２０２１．７．１９）