【事件の表示】
　特許第３２５９２７０号「連続鋳造方法」の請求項１ないし６に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　特許第３２５９２７０号の請求項１ないし６に係る特許を維持する。
【理　由】
１．本件発明
　特許第３２５９２７０号（平成１１年９月１日出願、平成１３年１２月１４日設定登録）の請求項１〜６に係る発明（以下、「本件発明１」〜「本件発明６」という。）は、その特許請求の範囲の請求項１〜６に記載された事項により特定される以下のとおりのものである。
「【請求項１】　浸漬管からモールド内に溶鋼を供給する連続鋳造方法において、
鋼種はＣ：０．３〜２．０wt％、Ｓｉ：０．１５〜３．５wt％、Ｖ：０．０００１〜０．２wt％を含み、
鋳造速度を１．０m／min以上とし、
モールド内でメニスカスから４００mmの深さにおいて凝固シェルの厚みの最小値を１０mm以上、かつ同水平断面内で凝固シェルの厚みの最大値と最小値の差を５mm以下とすることを特徴とする連続鋳造方法。
　【請求項２】　鋳造速度を１．３m/min以上としたことを特徴とする請求項１記載の連続鋳造方法。
　【請求項３】　モールドに電磁攪拌装置を設け、かつ浸漬管としてストレートノズルを使用することを特徴とする請求項１記載の連続鋳造方法。
　【請求項４】　浸漬管の最下部をメニスカスから１３０mm以上深い位置に設置することを特徴とする請求項３記載の連続鋳造方法。
　【請求項５】　溶鋼中に含まれるPの濃度を０．０１wt％以下としたことを特徴とする請求項１記載の連続鋳造方法。
　【請求項６】　モールド下部に設置された２次冷却帯の領域で鋳片表面部から２０mmまでの個所を１２００℃以下にすることを特徴とする請求項１記載の連続鋳造方法。」
　
２．異議申立ての理由の概要
　異議申立人（以下、「申立人」という。）は、甲第１〜８号証を提出し、
「本件発明１〜６は、甲第１〜８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（「申立理由１」という）であり、また、本件発明４、６に係る特許は、特許法第３６条に規定する要件を満たしていない出願に対してなされたもの（「申立理由２」という）であるから、本件発明１〜６に係る特許は取り消されるべきである。」と主張する。
　
３．甲各号証の記載事項
（１）甲第１号証（特開平７−２０４８１１号公報）；
「【請求項１】炭素を０．３０％以上含有する鋼材を連続鋳造するに際し、
　垂直曲げ型の連続鋳造機を用いて、鋳造片の未凝固の状態での曲げ、および鋳造片の未凝固の状態での矯正あるいは完全凝固後の矯正を行うことを特徴とする連続鋳造方法。
　【請求項２】炭素を０．３０％以上含有する鋼材を連続鋳造するに際し、
垂直曲げ型の連続鋳造機を用い、鋳造片の未凝固の状態での曲げ、および鋳造片の未凝固の状態での矯正あるいは完全凝固後の矯正を行い、かつ前記連続鋳造機の二次冷却帯において曲げ終了までに全冷却水量の４０％以上を噴射すると共に、二次冷却帯の少なくとも１つのゾーンにおいて鋳片端部の冷却水を遮断し、さらに前記二次冷却帯の曲げ部および／または矯正部において分割ローラを使用して、０．８ｍ／ｍｉｎ以上の鋳造速度で連続鋳造を行うことを特徴とする連続鋳造方法。」、
「【０００８】本発明の目的は、前記従来技術の問題点を解決することにあり、表面近傍および内部介在物の混入、さらには表面および内部割れの無い高品質な高炭素鋼を、高い生産能力かつ高い製品歩留まりで製造することができる連続鋳造方法を提供することにある。」、
「【００３６】本発明者らの検討によれば、垂直曲げ型の連鋳機において高炭素鋼の健全な連鋳片を製造するためには、バルジングの発生しない程度の強冷却が必要であり、しかも、曲げ終了までの初期段階における多量の冷却水注入が効果的である。すなわち、連鋳機１０の上部において連鋳片１２を強冷することにより、凝固初期である程度強固なシェルを形成し、バルジングを抑制し、かつ連鋳片１２の内部割れを防止しつつ、連鋳速度を確保することができる。」、
「【００４７】好ましくは鋳造速度を１．０〜１．２ｍ／ｍｉｎ程度とすることにより、エネルギー効率、連鋳片コーナー部の割れ防止等の点でより好ましい結果を得る。」、
「【００５０】溶銑予備処理、電気炉による転炉、および二次精練のプロセスによって炭素含有量が０．３〜１．２％の高炭素鋼を各種溶製した。この溶鋼を用い、図１に示される、機長３０ｍの垂直曲げ型連鋳機（曲げ終了まで５ｍ）によって、連続鋳造条件を各種変更して、厚さ０．１８ｍ〜０．３ｍ、幅０．８ｍ〜１．６５ｍ、長さ５．０〜９．０ｍの連鋳片を各種製造した。」
と記載されている。
　
（２）甲第２号証（特開平５−１６１９４８号公報）；
「【０００７】
【発明が解決しようとする課題】　本発明は、Ｎｂ，Ｖ，Ａｌ，ＴｉおよびＢ等の炭窒化物を析出しやすい元素を微量含有する低合金鋼を湾曲型連鋳機や垂直曲げ連鋳機を用いてスラブやブルーム等も鋳片を鋳造し、熱間圧延工程に高温の鋳片を供給・圧延するにあたり、前記した特開昭５５−１４１７３号公報に開示されているように、Ａｒ1 とＡｃ3からＡｃ3 ＋１００℃の間で冷却・復熱を２回以上繰り返してγ粒界の微細化と炭窒化物の析出あるいはフィルム状フェライトの析出を抑制したり、あるいは特開昭６０−５６４５１号公報や特開昭６１−１９３７５８号公報に開示された鋳片表面１０mm以内の冷却速度を制御して、鋳片表面の割れ疵を防止する方法では得られない欠陥の無い高品位の鋳片を安定して低コストで製造・供給することを目的にしている。」
と記載されている。
　
（３）甲第３号証（特開昭６３−２４０４６号公報）；
「重量％で（ａ）Ｃ　０．７５〜１．００％、Ｓｉ　１．００〜１．６０％、Ｍｎ　０．２０〜０．６０％、Ｐ　０．０２０％以下、Ｓ　０．０２％以下、Ａｌ　０．００３％以下、（ｂ）Ｃｒ及びＶの１種又は２種を総量にて０．１０〜０．５０％、残部鉄及び不可避不純物よりなり、引張強さ３００ｋｇｆ／mm２以上、線径０．５ｍｍ以下の高靱性高延性極細線を製造するための高靱性高延性極細線用線材。」（第１頁左下欄下から５行〜右下欄８行）、
「一般に、線材におけるＣ量を高めるほど、高強度の極細線を得ることが容易となるが、反面、Ｃは、偏析しやすい元素であるので、Ｃ量を高めるときは、この中心偏析のために、湿式伸線工程や撚り線工程において断線が発生しやすくなる。」（第２頁右下欄１〜５行）
と記載され、また、第５頁第１表には、Ｃ：０．７９〜０．８２％、Ｓｉ：０．２１〜１．５５％、Ｖ：０．００２〜０．２０％を含有するものが、本発明線材Ａ〜Ｆ、比較例線材Ｇ、Ｈとして記載されている。
　
（４）甲第４号証（日本鉄鋼協会編「第３版　鉄鋼便覧　II　製銑・製鋼　」丸善（昭和５７年１２月２５日発行）６５３〜６５５頁）；
「連続鋳造に特有な機械的要因としてロールアライメント、ロールピッチ、圧下量などが上げられる。特にスラブにおいては鋳片のバルジングは中心偏析を悪化させる１７７）。・・・中心偏析の防止対策としては中心部の等軸晶域の拡大と、最終凝固位置でのバルジング防止が上げられる。・・・スラブでのバルジング防止にはロールアライメントの整備、凝固最終ゾーンでのロールピッチの短縮化が有効である。」（第６５３右欄下から４行〜第６５５頁下から１１行）
と記載されている。
　
（５）甲第５号証（「神戸製鋼技報」第２９巻、第３号（１９７９年７月１日）６０〜６５頁）；
　「鋳型の冷却能とオープンコーナ鋳型の特性」と題し記載され、
「連鋳機の鋳型出口付近の鋳片凝固シェル厚みが薄く、かつ不均一なため、鋳型直下のコーナ部がブレークアウトしやすいなどの問題もある。」（第６０頁左欄下から７〜５行）、
「第１６図に従来鋳型と追加冷却をするオープンコーナ鋳型の概念図を示す。図に示すように鋳型全長の１／３に当たるコーナ部４００mmを切欠き、外部よりスプレーで鋳片コーナ部を冷却できる仕掛けになっている。第１表にオープンコーナ鋳型特性試験時の実験条件を示す。スラブは２５０×１６００mm,ブルームは２４０□を対象とした。鋳型内の凝固シェル発達経過は鋳型内鋳片に硫黄を添加し、そのサルファプリントをもちいて測定した。第１７図にその結果を示す。従来鋳型の場合、メニスカス下４００〜５００mm以降は殆ど凝固が進んでいない。これに対し、オープンコーナ鋳型の場合には鋳片コーナ部の凝固シェルは順調に発達し、鋳型出口に相当する１．３minが示す凝固シェルの形状は、操業上あるいは鋳片品質上なんら問題にならないものとなっている。」（第６４頁右欄下から３行〜第６５頁左欄１１行）、
「３）高速鋳造と鋳片コーナ部品質の向上を目指した、オープンコーナ鋳型を使用すれば、コーナ部のスプレー強度を適切に調整することによって、広面中央部、コーナ部凝固シェル厚さを均一にすることができ、コーナ部に発生する欠陥を未然に防ぐことができる。」（第６５頁右１３〜１７行）
と記載されている。
　そして、第１表には、「試験鋳片の実験条件と化学成分組成」として、従来鋳型に関して、鋳型サイズは２５０×１６００mm、鋳造速度は０．６m／minであり、化学成分として、０．１５％Ｃ、０．２１％Ｓｉを含むことが、また、オープンコーナ鋳型に関して、鋳型サイズは２５０×１６００mm、鋳造速度は０．７m／minであり、化学成分として、０．１４％Ｃ、０．２１％Ｓｉを含むことが記載され、さらに、第１７図には、従来鋳型ｉ）、オープンコーナ鋳型ii）のそれぞれについて、「鋳型内凝固シェル厚さの変化」が図示されている。
　
（６）甲第６号証（特開平５−３０９４５１号公報）；
「【請求項１】未凝固の鋳型内金属に水平方向の回転磁界を印加する磁界発生装置を備えた連続鋳造用鋳型であって、さらに、未凝固の前記鋳型内金属の自由表面に水平方向の回転磁界を印加する磁界発生装置を備えたことを特徴とする連続鋳造用鋳型。
 【請求項２】鋳型内に溶融金属を連続的に供給するとともに未凝固の鋳型内金属に回転流動を与えながら鋳造を行う連続鋳造方法であって、さらに、前記鋳型内金属の少なくとも自由表面には前記回転流動と逆方向の回転流動を与えることを特徴とする連続鋳造方法。」
「【００１１】すなわち、従来から使用されている、通常の鋳型内電磁攪拌装置は鋳型の外側にコイルを周設し、このコイルに移動磁界を与えることによって溶融金属に攪拌力を与えるように構成される。本発明では、鋳型下部にこのコイルを設置して溶融金属を全体として電磁攪拌を従来と同様に行うとともに、鋳型上部の溶融金属の自由表面近傍に、鋳型下部に設置したコイルにより形成される溶融金属の回転流動とは逆回転の回転流動を形成する移動磁場を発生させるコイルを設置し、溶融金属の電磁攪拌の際に生じる未凝固部表面の回転流動を上部コイルにより形成される逆回転の回転流動により緩和させることにより、モールドパウダの巻き込み等の表面欠陥の発生を防止するものである。」
と記載されている。
　
（７）甲第７号証（特開平７−４０００９号公報）；
「【０００６】
【発明が解決しようとする課題】ところで、溶鋼へのノズルの浸漬深さがＣＣパウダーの巻込み・滓化に影響を及ぼす。図５に示すように、溶鋼へのノズルの浸漬深さが浅くなると、湯面への熱供給が大きくなり、ＣＣパウダーの滓化が良好になる。また、溶鋼へのノズルの浸漬深さが浅くなると、ノズルの壁面に沿ってＣＣパウダーの巻込みが生じ、鋼品質が低下するという問題がある。従って、ＣＣパウダーの巻込み・滓化を考慮して、溶鋼へのノズルの浸漬深さを制御する必要がある。」
と記載されている。
　
（８）甲第８号証（特開平１０−１８３２２９号公報）；
「【請求項１】重量比にてＣを0.50〜1.00％含む高炭素鋼線材の製造方法において、転炉あるいは電気炉での脱Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ中のCaO/SiO2を1.0〜1.5に調整し、攪拌処理を行いスラグ−メタル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以下にした後、Al−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後の溶鋼中のAl濃度を3.0ppm以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5〜5.0ppmとし、さらにＮ濃度を40ppm未満にし、その後連続鋳造し、熱間圧延することを特徴とする高炭素鋼線材の製造方法。
【請求項２】重量比にてＣを0.50〜1.00％含む高炭素鋼線材の製造方法において、転炉あるいは電気炉での脱Ｃ、脱Ｐ処理後に行う取鍋内二次精錬に際し、スラグ中のCaO/SiO2を1.0〜1.5 に調整し、攪拌処理を行いスラグ−メタル反応を進行させて溶鋼中のＯ濃度を20ppm 以下にした後、Ca，Mgを含むAl−ＲＥＭ含有Fe合金を添加して精錬後の溶鋼中のAl濃度を3.0 ppm 以下、溶存ＲＥＭ濃度を1.5〜5.0ppm、Ca，Mgをそれぞれ3.0ppm以下とし、さらにＮ濃度を40ppm未満にし、その後連続鋳造し、熱間圧延することを特徴とする高炭素鋼線材の製造方法。
【請求項３】請求項１記載の方法で製造され、熱間圧延後に重量比にてＣ 0.50 〜1.00％、Si 0.15〜0.50％、Mn 0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未満、Ｎ 40ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0ppm、Al 3.0ppm 以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高炭素鋼線材。
【請求項４】請求項２記載の方法で製造され、熱間圧延後に重量比にてＣ 0.50 〜1.00％、Si 0.15〜0.50％、Mn 0.3〜0.9 ％、Ｐ 0.020％未満、Ｓ 0.020％未満、Ｎ 40ppm未満、Ｏ 20ppm以下、ＲＥＭ 0.5〜3.0ppm、Al 3.0ppm 以下を含み、さらにCa，Mg各3.0ppm以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高炭素鋼線材。」、
「【００３０】 Ｐ、Ｓは高いと伸線加工性が悪化するのでＰ＜0.020％、Ｓ＜0.020％とするが、極力低下するのが好ましい。」
と記載されている。
　
４．異議申立についての判断
（１）申立理由２について
　本件発明４、６に係る特許は、特許法第３６条に規定する要件を満たしていない出願に対してなされたとする申立人の主張内容は、概略、次の（イ）、（ロ）のとおりである。
（イ）本件発明４の要件「浸漬管の最下部をメニスカスから１３０mm以上深い位置に設置する」については、本件明細書の段落【００４３】に一般的かつ常識的な記載があるのみであり、また、図９には、鋼種Ｅについての、浸漬深さ１００mmと１３０mmの場合との試験結果が示されているのみであり、臨界的意義が認められるデータは示されていないので、発明の詳細な説明には当業者が実施をすることができる程度に明確かつ十分に記載されているとはいえない。
（ロ）本件発明６の要件「モールド下部に設置された２次冷却帯の領域で鋳片表面部から２０mmまでの個所を１２００℃以下にすること」について、本件明細書には、前記モールド下部の２次冷却帯の領域が、具体的にどの位置を意味するのかについて全く記載されておらず、また、表面から２０mmまでの個所とする臨界的意義、および１２００℃以下とする臨界的意義についての記載も全くないので、特許を受けようとする発明が明確でなく、同時に、発明の詳細な説明には当業者が実施をすることができる程度に明確かつ十分に記載されているとはいえない。
　そこで、以下に検討する。
（イ）について
　浸漬管の設置位置に関しては、本件明細書の段落【００４３】に、「浸漬管の浸漬深さが表面割れに影響し、ストレート型の浸漬管を使用する場合でも、メニスカス近傍にノズル出口が近づくほど溶鋼流の流れは不安定になり凝固シェル厚の均一性は低下すると考えられ、特に高速鋳造を行う場合、溶鋼の吐出速度は非常に早く、できるだけその影響を抑える必要があるため、浸漬管最下部の位置をメニスカスから１３０mm以上深い位置にする」旨説明され、さらに、本件明細書の段落【００４２】に、「浸漬管の浸漬深さの表面割れ形成に及ばす影響も見るため、浸漬深さを変化させて試験を行った。」と記載され、その試験結果が図９に示されている。
　そして、上記本件明細書及び図面（図９）の記載によれば、浸漬管の設置位置を特定の箇所に定めたことについて、その技術的意義が明確に説明されているばかりか、“１３０mm以上深い位置”の一具体例として、浸漬管を１３０mmの位置に設置した場合に、表面割れ評点が小さいことが試験結果としても明示されているのであるから、本件明細書の発明の詳細な説明（及び図面）には、当業者が実施をすることができる程度に明確かつ十分に記載されているものといえる。
　申立人は、本件発明４の要件である数値範囲について、その臨界的意義が明らかでない旨主張をするが、本件発明４にあっては、前記のとおり数値範囲を限定した技術的な理由が明らかにされており、しかも、該数値範囲内において本件発明４を実施し得ることも明らかにされているのであるから、数値範囲の限定に臨界的意義がなかったとしても、このことによって、本件発明４について当業者が実施をすることができる程度に明確かつ十分に記載されていないとすることはできない。
　さらに、申立人は、本件明細書の段落【００４３】の記載は、一般的かつ常識的な記載にすぎない旨の主張もするが、仮に、本件明細書の段落【００４３】の記載が、一般的かつ常識的なものなのであるとすれば、尚更のこと、本件発明４の要件である数値限定の技術的な意義については、当業者が常識的な事項として当然に理解し得ることなのであるから、本件明細書の発明の詳細な説明（及び図面）には、当業者が実施をすることができる程度に明確かつ十分に記載されているといわざるを得ない。
（ロ）について
　連続鋳造の技術分野において、２次冷却帯とは、鋳型から出てきた鋳片を、例えばスプレー冷却等により冷却する領域であることは当業者の技術常識であるから、本件明細書に、「モールド下部に設置された２次冷却帯の領域」についての具体的な記載がないとしても、このことをもって、本件発明６が明確でない、あるいは、当業者が実施し得ないとすることはできない。
　また、「鋳片表面部から２０mmまでの個所を１２００℃以下にすること」という本件発明６の要件に関して、本件明細書、図面には以下の記載がある。
「【００２４】ｄ：モールド下部に設置された２次冷却帯の領域において、鋳片表面部から20mmまでの個所を1200℃以下にする。高炭素鋼における鋳片表面割れの生成メカニズムは、モールド内で鋳片表面にバルジングによる応力が作用することによって形成されたデンドライト間の偏析部が２次冷却帯領域で更に大きなバルジングを伴って割れることである。そのため、２次冷却帯において表面部を1200℃以下に冷却することによりバルジングの際に割れを防ぐことができる。」
「【００３８】表１のAとE鋼について、ビレットから取り出した試片を用いてグリーブル試験を行った結果を図７のグラフに示す。グリーブル試験においては各温度で歪速度0.42/sを用いて引張応力を付加し、破断時の絞りを測定した。絞り0％はいわゆる粒界破断であり、溶質の偏析した粒界部が一部融解して破断に至ったものである。また、このグラフからわかるようにC、Si濃度の高い鋼種ほど低温域で割れることがわかる。この現象は上述した表面割れにできた偏析部が割れる現象と同じものであると考えられる。」
「【００４５】その結果、２次冷却帯全域において鋳片表面から20mmまでの部分を1200℃以下に保つことにより表面割れが低減されることがわかった。1200℃以下では上述したグリーブル試験結果（図7）と同様、融解による割れは起こらないと考えられる。」
　前記本件明細書の記載及び図７の記載によれば、本件発明６について、高炭素鋼における鋳片表面割れの生成メカニズムは、デンドライト間の偏析部が２次冷却帯領域で更に大きなバルジングを伴って割れることであり、２次冷却帯全域において鋳片表面から20mmまでの部分を1200℃以下に保つことにより表面割れが低減され、1200℃以下ではグリーブル試験結果（図7）と同様、融解による割れは起こらない、と説明されていることが認められる。
　つまり、本件明細書、図面には、表面から20mmまでの個所を1200℃以下とする技術的な意義及びそれによる作用効果が明確に記載されているのであるから、仮に、これらの数値に臨界的な意義がなかったとしても、そのことによって、本件発明６が明確でない、あるいは、当業者が実施をすることができる程度に明確、十分に記載されていないとすることはできない。
　よって、申立人の主張する申立理由２は採用しない。
　
（２）申立理由１について
（２−１）本件発明１について
　甲第１号証の記載を総合すると、甲第１号証には、
高炭素鋼の表面割れ低減を目的として、
「浸漬管からモールド内に溶鋼を供給する連続鋳造方法において、
炭素を０．３０〜１．２％含有する鋼材を、
鋳造速度を０．８ｍ／ｍｉｎ以上、好ましくは１．０〜１．２ｍ／ｍｉｎ程度、として鋳造する連続鋳造方法。」（以下、「甲第１号証発明」という。）が記載されているものと認められる。
　本件発明１と甲第１号証発明とを比較すると、両者は、
「浸漬管からモールド内に溶鋼を供給する連続鋳造方法において、
鋼種はＣ：０．３〜１．２wt％を含み、
鋳造速度を１．０m／min以上とする連続鋳造方法。」で一致する。
　しかしながら、本件発明１は、凝固シェルの厚みについて、「モールド内でメニスカスから４００mmの深さにおいて凝固シェルの厚みの最小値を１０mm以上、かつ同水平断面内で凝固シェルの厚みの最大値と最小値の差を５mm以下とする」（以下、「相違点１」という。）と定め、また、鋼種として、「Ｓｉ：０．１５〜３．５wt％、Ｖ：０．０００１〜０．２wt％を含み」（以下、「相違点２」という。）と定めているのに対して、甲第１号証発明では、これらが明らかでない点で両者は相違する。
　上記相違点について検討する。
相違点１について；
　本件発明１は、本件明細書の段落【００１８】の記載からも明らかなように、高炭素鋼を高速連続鋳造しても表面割れを低減できる連続鋳造方法を提供することをその主たる目的とし、段落【００３６】に記載される「凝固シェル厚の不均一性と表面部の割れとの関係を詳しく調査した結果、割れ（あるいは表面の偏析部）はメニスカスから400mm下のところで凝固シェル厚の最小値が10mm未満、あるいは同水平断面内における凝固シェル厚の最大値と最小値の差が5mmを超えるときに増加することがわかった。」との知見に基づき、凝固シェルの厚みについて、「モールド内でメニスカスから４００mmの深さにおいて凝固シェルの厚みの最小値を１０mm以上、かつ同水平断面内で凝固シェルの厚みの最大値と最小値の差を５mm以下とする」と定めたものであるといえる。
　甲第５号証には、０．１４〜０．１５％Ｃ、０．２１％Ｓｉを含む２５０×１６００mmのスラブを連続鋳造した際の、従来鋳型とオープンコーナ鋳型の冷却特性について記載され、“鋳造速度０．６m／minの条件下、従来鋳型で鋳造した場合には、メニスカス下４００〜５００mm以降は殆ど凝固が進んでいない”と記載され、一方、“鋳造速度０．７m／minの条件下、オープンコーナ鋳型で鋳造した場合には、鋳片コーナ部の凝固シェルは順調に発達し、鋳型出口に相当する１．３minが示す凝固シェルの形状は、操業上あるいは鋳片品質上なんら問題にならないものである”と記載されている。そして、前記“操業上あるいは鋳片品質上なんら問題にならない”とは、甲第５号証の記載内容からみて、“鋳型直下のコーナ部でのブレークアウト”あるいは“コーナ部での欠陥の発生”という連続鋳造上の問題が生じないことをも意味すると解されるから、甲第５号証には、０．７m／minの鋳造速度条件において、オープンコーナ鋳型で０．１４〜０．１５％Ｃ、０．２１％Ｓｉを含むスラブを連続鋳造すると、鋳型出口における凝固シェルは、ブレークアウト、欠陥が生じない程度の厚さと均一性を備えるが、ほぼ同様な条件（鋳造速度０．６m／min）の下に従来鋳型で連続鋳造した場合には、メニスカス下４００〜５００mm以降では充分な厚さと均一性を有するは凝固シェルは形成されないことが開示されているといえる。
　申立人は、甲第５号証の第１７図として示される凝固シェル厚さの変化を表す図と、第１表に記載された連続鋳造速度から、甲第５号証には、「操業上、または品質上の問題をなくするためには、モールド内でメニスカスから４００mmの深さにおいて凝固シェルの厚みの最小値を１０mm以上とし、且つ、同水平断面内で凝固シェルの厚みの最小値と最大値の差を５mm以下とすることが必要であること」が記載されている旨主張する。
　しかしながら、甲第５号証の第１７図は、０．６〜０．７m／minという本件発明１（或いは甲第１号証発明）に比べて低速度の連続鋳造における鋳型内所定位置における凝固シェルの厚さ変化等を示しているにすぎず、本件発明１（或いは甲第１号証発明）のような高速鋳造速度（１．０m／min以上）における凝固シェルの厚さ変化を明らかにしているものではないばかりか、さらに、仮に、第１７図から、メニスカスからある深さの位置の凝固シェルの厚みを読みとったにしても、それは、単に前記低速度の連続鋳造におけ鋳型内所定位置における凝固シェル厚み等を推定したというにすぎないから、この推定値がたまたま本件発明１で規定した数値に合致していたとしても、そのことによって、上記相違点１、即ち、「モールド内でメニスカスから４００mmの深さにおいて凝固シェルの厚みの最小値を１０mm以上、かつ同水平断面内で凝固シェルの厚みの最大値と最小値の差を５mm以下とする」点が、甲第５号証に開示乃至示唆されていると認めることはできない。
　そして、甲第２〜４号証、甲第６〜８号証に、上記相違点１が開示乃至示唆されているわけでもない。
　そうすると、上記相違点１は甲第２〜８号証から容易に想到し得たものとは認められないから、上記相違点２について検討するまでもなく、本件発明１は、甲第１〜８号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
　そして、本件発明１は、上記相違点１、２をその発明特定事項として備えることにより、「表面割れを抑制して高炭素鋼を高速鋳造できる。」（本件明細書段落【００４９】参照）という本件明細書に記載される効果を奏するものである。
　
（２−２）本件発明２〜６について
　本件発明２〜６のいずれも、本件発明１の発明特定事項の全てをその発明特定事項として備えるものであるところ、本件発明１が、甲第１〜８号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたといえないことは、前記「（２−１）本件発明１について」で述べたとおりであるから、同様の理由により、本件発明２〜６についても、甲第１〜８号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとは認められない。
　
５．むすび
　以上のとおりであるから、異議申立ての理由及び証拠方法によっては、本件発明１〜６に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件発明１〜６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】
平成１６年１１月１９日（２００４．１１．１９）