【事件の表示】
　特許第３３６９４０８号「高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法」の請求項１、２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３３６９４０８号の請求項１、２に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続きの経緯
　本件特許第３３６９４０８号は、平成８年８月７日（優先権主張　平成７年９月７日）の特許出願に係るものであって、平成１４年１１月１５日にその特許の設定登録がなされたものであり、その後、請求項１、２に係る特許についてＪＦＥスチール株式会社より特許異議の申立てがなされたので、当審より平成１６年８月６日付で特許取消理由を通知したところ、意見書が提出されたものである。
　
２．本件特許発明
　本件特許の請求項１、２に係る発明は、特許明細書の記載からみて、その特許請求の範囲の請求項１、２に記載された次の事項により特定されるとおりのものと認める。
「【請求項１】  重量％で、
Ｃ  ：０．０１５〜０．１００％、
Ｓｉ：２．０〜４．０％、
Ｍｎ：０．０３〜０．１２％、
Sol.Ａｌ：０．０１０〜０．０６５％、
Ｎ  ：０．００４０〜０．０１００％、
ＳおよびＳｅのうちから選んだ１種または２種合計：０．００５〜０．０５０％、
残部は実質的にＦｅの組成になる連続鋳造スラブを、スラブ加熱したのち熱延し、熱延板焼鈍し最終強冷延する工程、あるいは予備冷延、析出焼鈍し最終強冷延する工程、または熱延板焼鈍、予備冷延、析出焼鈍し最終強冷延する工程の何れかの工程の後、最終板厚とし、脱炭・１次再結晶焼鈍、最終仕上焼鈍によって高磁束密度一方向性電磁鋼板を製造する方法において、
　幅方向エッジ部が幅方向センター部の温度よりも低い温度で熱延された熱延コイルを、最終強冷延前の焼鈍を幅方向センター部は８００〜１２００℃で焼鈍し、エッジ部は７８０℃以上でかつセンター部よりも低い温度で焼鈍した後、センター部及びエッジ部を急冷することを特徴とする、製品の幅方向エッジ部２００mmの範囲がＢ８１．８８Ｔ以上の製品歩留まりの高い、幅方向の磁気特性のばらつきの少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。
【請求項２】  Ｓｂ，Ｓｎ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｇｅ，Ｂ，Ｔｅ，Ａｓ、およびＢｉから選ばれる１種または２種以上を各々の元素量で０．００３〜０．３％を含有することを特徴とする請求項１に記載の幅方向の磁気特性のばらつきの少ない高磁束密度一方向性電磁鋼板の製造方法。」
　
３．特許異議申立て及び取消理由の概要
　本件特許の請求項１、２に係る発明は、刊行物１〜刊行物４（該刊行物１〜４は特許異議申立人の提示した甲第１〜４号証にそれぞれ対応する。）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であるから、本件請求項１、２に係る発明の特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものである。
　
４．引用刊行物及び各刊行物に記載の事項
４−１．刊行物１：特開昭６３−６５０２３号公報（特許異議申立人の提出した甲第１号証）
　一方向性けい素鋼板の製造方法の発明に関して、【特許請求の範囲】に、
「１．Ｃ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％およびＳｉ：２．５〜４．０ｗｔ％を含み、かつ１次再結晶粒成長抑制剤としてＳおよびＳｅのうち少なくとも１種：０．００８〜０．０５０ｗｔ％を、０．０２〜０．２０ｗｔ％のＭｎと共に含有し、さらに酸可溶性Ａｌ：０．０１０〜０．０６５ｗｔ％およびＮ：０．００３〜０．０１０ｗｔ％を含有する組成になるけい素鋼熱延板に、熱延板焼鈍を施し、ついで１回の冷間圧延によって最終板厚としたのち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向性けい素鋼板の製造方法において、上記熱延板焼鈍につき、１０００〜１１５０℃の温度域に加熱してからこの温度域に１〜１０分間保持し、その後の冷却に際して７７０〜４００℃間の滞留時間を６０秒未満、４００〜３００℃間の滞留時間を６０秒未満、そして３００〜２００℃間の滞留時間を３０秒以上とする制御冷却を施すことを特徴とする一方向性けい素鋼板の製造方法。」と、
　また、第３頁上右欄第２〜８行に、
「すなわちＳｂ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＢｉおよびＰｂなどは、上記インヒビタ−と同様一次再結晶粒成長の抑制に有効で製品の磁気特性の向上をもたらす。これらの成分が合計で０．０１０％未満では効果がなく、０．２％を超えると、冷延での破断、脱炭焼鈍での脱炭不良等の支障をきたすので、０．０１０〜０．２％の範囲とすることが望ましい。」と記載されている。
　
４−２．刊行物２：特開平４−３６５８１８号公報（同じく甲第２号証）
　板幅方向に均一で優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の製造方法の発明に関して、
・摘示２−１：特許請求の範囲の【請求項１】に、
「含けい素鋼スラブを加熱した後、粗圧延及び仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、ついで１回又は中間焼鈍をはさむ２回の冷間圧延を施して最終板厚とした後、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、ついで鋼板表面に焼鈍分離剤を塗布してから、仕上げ焼鈍を施す一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製造するに当たり、
　上記熱間圧延において、粗圧延直前におけるスラブの幅中央部温度を１２５０〜１４５０℃とし、かつスラブのエッジ部温度を幅中央部温度より５０℃以上高くしてから、粗圧延を施すことを特徴とする板幅方向に均一で優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板の製造方法。」　
　
・摘示２−２：第２欄１５〜２１行に、
「これらの方法はいずれもインヒビターが析出粗大化しない範囲で、結晶組織の微細化及び集合組織の改善を図ろうとするものであるが、板幅両エッジ部は板幅中央部より温度降下が大きくしかもスラブ組織の柱状晶部にあたることから、加熱中に粗大な粒になり易い。このように粗圧延後も延伸粒が多いと、二次再結晶不良の問題を生じる。」　
　
・摘示２−３：段落【０００６】に、
　「また特開平１−１７６０２３号公報においては、スラブ抽出から熱間圧延終了までの間にわたって鋼片の両エッジ部近傍を保温し、１１００℃以上の温度で熱間圧延を終了する方法を提案している。この方法は、インヒビターが両エッジ部で析出しないように温度降下を抑制するものであるが、粗圧延で完全に柱状晶が破壊されていないために組織が悪く磁性レベルが低くなる。またこの方法では、粗圧延終了後の板の両エッジ部の温度が中央部に比べて低く、この状態で仕上げ圧延を行うとインヒビターの分散が板幅方向で異なり、最適な仕上げ焼鈍条件が板幅方向で異なってしまう。このため仕上げ焼鈍条件を特定することが困難という問題が残る。」　
　
・摘示２−４：
「【００２１】
【作用】この発明の素材である含けい素鋼としては、従来公知の成分組成のものいずれもが適合するが、代表組成を掲げると次のとおりである。
Ｃ：０．０１０〜０．１０％
Ｃは、熱間圧延中に（α＋γ）域を通過させることによって熱延組織の改善を図ることを意図したもので、その適正範囲として限定されるものである。
【００２２】Ｓｉ：２．０〜４．５％
Ｓｉは、鋼板の比抵抗を高め鉄損の低減に有効であるが、４．５％を上回ると冷延性が損なわれ、一方２．５％を下回ると鉄損低減効果が弱まるので、２．５〜４．０％の範囲で含有させることが好ましい。
【００２３】Ｍｎ：０．０２〜０．１２％
Ｍｎは、熱間脆性による割れを生じない下限の量として少なくとも０．０２％が必要であり、また上限はＭｎＳｅの解離固溶温度を高めず、またスラブ抽出から粗圧延に至る時間規制の過程でインヒビターの粗大化を起こさせない観点から、０．１２％に制限することが好ましい。
【００２４】インヒビターとしては，いわゆるＭｎＳ，ＭｎＳｅ系とＡＬＮ系とがある。
　ＭｎＳ，ＭｎＳｅ系を使用する場合は、Ｓｅ、Ｓのうちから選ばれる少なくとも１種：０．００５〜０．０６％　Ｓｅ、Ｓはいずれも、方向性けい素鋼板の２次再結晶を制御するインヒビターとして有力な元素である。抑制力確保の観点からは、少なくとも０．００５％程度を必要とするが、０．０６％を超えるとその効果が損なわれるので、０．００５〜０．０６％の範囲で含有させることが好ましい。
【００２５】ＡｌＮ系をインヒビターとして用いる場合は、
Ａｌ：０．００５　〜０．１０％、Ｎ：０．０４〜０．０１５％　　Ａｌ及びＮの範囲についても、上述したＭｎＳ，ＭｎＳｅ系の場合と同様な理由で上記の範囲に定めた。ここに上記したＭｎＳ，ＭｎＳｅ系とＡＬＮ系の併用は可能である。
【００２６】インヒビター成分としては、上記したＳ，Ｓｅ、Ａｌの他、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｃｒ，Ｇｅ，Ｓｂ，Ｍｏ，Ｔｅ，Ｂｉ及びＰ等も有利に適合するので、それぞれ少量併せて含有させることもできる。ここに上記成分の好適添加範囲はそれぞれ、Ｃｕ，Ｓｎ，Ｃｒ：０．０１〜０．１５％、Ｇｅ，Ｓｂ，Ｍｏ，Ｔｅ，Ｂｉ：０．００５〜０．１％、Ｐ：０．０１〜０．２％であり、これらの各インヒビター成分についても、単独使用及び複合使用いずれもが可能である。」
と各記載されている。
　
４−３．刊行物３：特開昭６３−１６２８１５号公報（同じく甲第３号証）
　一方向性けい素鋼板の製造方法の発明に関して、
・摘示３−１：【特許請求の範囲】に、
「けい素鋼素材を熱間圧延して得られた熱延鋼帯に、１回もしくは中間焼純をはさむ２回以上の冷間圧延を施して最終板厚の冷延鋼帯とした後、脱炭焼鈍し、ついで焼鈍分離剤を塗布したのち、仕上焼鈍を施す一連の工程よりなる一方向性けい素鋼板の製造方法において、前記仕上焼純の工程前にＳまたはＳｅを含む物質のうち少なくとも一種の水溶液または懸濁液もしくは前記物質のうち少なくとも一種を含む焼鈍分離剤を前記冷延鋼帯端部に塗布することを特徴とする一方向性けい素鋼板の製造方法。」
　
・摘示３−２：第１頁下右欄下２行〜第２頁上右欄４行に、
「けい素鋼素材、例えばけい素鋼スラブは、熱延に先立ち、インヒビタ−を十分に固溶させるため、１２５０℃以上の高温で加熱される。次いで、粗圧延、仕上圧延され、８００〜１０００℃の温度領域まで鋼帯温度は降下する。スラブ加熱から熱延終了までの温度降下に伴い、ＭｎＳまたはＭｎＳｅの析出が生ずるが、鋼帯端部すなわち、鋼帯幅端部および鋼帯尾端部では、温度降下が中央部より大きいため、インヒビタ−の析出がより顕著で、析出物が粗大化する。スラブ加熱が、通電加熱、誘導加熱、エネルギビ−ム加熱等であると、スラブ端部温度が中央部より低くなり易いため、熱延中の温度降下が大きく、やはり鋼帯頭部を含む鋼帯端部でインヒビタ−の析出物が粗大化する。ＭｎＳまたはＭｎＳｅが粗大化すると１次再結晶粗成長の抑制力が弱くなり、ゴス方位の２次再結晶粒が十分成長し終る前に、ゴス方位以外の磁気特性に悪影響を及ぼす種々の結晶方位を有する結晶粒が成長し、２次再結晶組織が不完全になる・・・このため鋼帯端部の磁気特性が、中央部に比べ劣化する。この現象は、スラブ加熱においてスラブ端部の温度が中央部より低い場合には、一層顕著に現われる。したがつて、最終製品の歩留り低下を招くことになり、調帯端部の特性改善が望まれている。」
　
・摘示３−３：第２頁上右欄下２行〜下左欄２行に、
「本発明は、上記のような事情に鑑みなされたものであつて、鋼帯幅方向および／または長手方向の磁気特性が均一な一方向性けい素鋼板の製造方法を提供することを目的とする。」
　
・摘示３−４：第２頁下左欄１５〜１９行に、
「＜作　用＞本発明者らは、鋼帯端部の磁気特性の劣化が、ＭｎＳまたはＭｎＳｅの析出粗大化に伴ない、結晶粒成長の抑制力が低下することにあることから、製造工程の途中で抑制力を強化する手段を採ることを鋭意検討した・・・」
と各記載されている。
　
４−４．刊行物４：特開昭６３−２７７７１３号公報（同じく甲第４号証）
　磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法の発明に関して、　　
・摘示４−１：【特許請求の範囲】に、
「含けい素鋼スラブを、熱間圧延し、ついで中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施して最終板厚としたのち、脱炭・１次再結晶焼鈍を施し、しかるのち２次再結晶焼鈍ついで純化焼鈍を施す一連の工程によつて一方向性けい素鋼板を製造するに当り、
上記中間焼鈍を、焼鈍温度が鋼板の長手方向ないし幅方向に連続的または段階的に変化する条件下に施すことによつて、その後の２次再結晶焼鈍における２次再結晶開始温度に１０℃以上の温度差を付与することを特徴とする、磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法。」
　
・摘示４−２：第１頁下左欄１９行〜上右欄２行に、
「（産業上の利用分野）
この発明は、磁気特性に優れた一方向性けい素鋼板の製造方法に関し、磁気特性中でも磁束密度の有利な改善を図ろうとするものである。」
　
・摘示４−３：第２頁上右欄８行〜１４行に、
 「（発明が解決しようとする問題点）
　この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、とくに煩雑な温度制御などを行う必要なしに、（１１０）　＜００１＞方位の２次粒を優先的に選択成長させることによつて容易に高い磁束密度を得ることができる一方向性けい素鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。」
　
・摘示４−４：第２頁上右欄１５行〜下左欄１行に、
「（問題点を解決するための手段）
　さて発明者らは、上記の問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、とくに２次再結晶時における温度勾配を制御しなくとも、鋼板の２次再結晶開始温度を制御してやれば、（１１０）＜００１＞方位の２次粒を優先的に選択成長させることができ、ひいては高い磁束密度が得られることの知見を得た。」
　
・摘示４−５：第２頁下右欄９行〜第３頁上右欄１４行の（問題点を解決するための手段）の項に、
「しかしながら従来の一方向性けい素鋼板では、２次粒の核発生頻度が高いため（１１０）＜００１＞方位粒を十分に選択成長させることはできなかつた。
　この点、発明者らの研究により鋼板内で（１１０）＜００１＞方位の核発生時期を局所的にずらすことで、先に発生した（１１０）＜００１＞方位粒を選択的に成長させことができ、かくして磁束密度の極めて高い２次再結晶組織が得られることが究明されたのである。・・・２次再結晶粒の大きさは、２次再結晶温度の分布状態に依存するため、鋼板の２次再結晶温度の温度差を制御することにより高磁束密度を維持したまま２次再結晶組織の制御も可能となる。ここに製造工程において２次再結晶開始温度を制御する方法としては、種々考えられるが、この発明では中間焼鈍時の焼鈍温度に着目して研究を重ねた。・・・中間焼鈍温度が変化すると、それに伴つて２次再結晶開始温度も変化する。従つて、鋼板の局所で中間焼鈍温度を変化させることによつて２次再結晶開始温度に局所差を与えることができるわけである。」
　
・摘示４−６：第３頁下左欄１２行〜１５行の（問題点を解決するための手段）の項に、
　「焼鈍温度を連続的に変化させる場合には２００℃／ｍの温度勾配を、また段階的に変化させる場合には、隣接領域の温度差を１００℃以上とすることが肝要である。」
　
・摘示４−７：第４頁上右欄６行〜下右欄１４行に、
 「 （実施例）
実施例１
Ｃ：０．０４５％、Ｓｉ：３．４５％、Ｍｎ：０．０７０％、Ｓｅ：０．０２５％およびＳｂ：０．０２３％を含み、残部は実質的にＦｅの組成になるけい素鋼熱延板を、熱延板焼鈍し、脱スケ−ル後、１回目の冷間圧延を行つたのち、中間焼鈍を施すに当り、幅方向にヒ−タ−が分割され、板幅方向に温度差を与えられるよう制御された連続焼鈍炉を用いて全幅：１０００ｍｍのコイル中央部４０ｍｍ幅は１０００℃で、一方コイル両端部は４００℃となるような温度傾斜をつけて焼鈍し、ついで２回目の冷延を行い、０．２３ｍｍ厚に仕上げた。
その後８２５℃で２分間の脱炭焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、８４０℃に７０時間保定して２次再結晶を完了させ、ついで１２００℃１１０時間の純化焼鈍を行つた。・・・磁気特性は、いずれも、幅方向でほぼ同等であつた。
・・・
実施例２
Ｃ：０．０５３％、Ｓｉ：３．２５％、Ｍｎ：０．０８４％、Ｓ：０．０２７％、Ａｌ：０．０３０％およびＮ：０．００８０％を含み、残部は実質的にＦｅの組成になるけい素鋼熱延板に、１回目の冷間圧延を施したのち、中間焼鈍を実施例１と同様の炉を用いて全幅１０００ｍｍのコイル片端部から中央部までを５００℃、またもう一方の端部２５ｍｍ幅は１０５０℃となるように温度傾斜をつけて焼鈍し、ついで２回目の冷間圧延を行つて０．２３ｍｍ厚に仕上げた。その後８３５℃，３分間の脱炭焼鈍を施したのち、焼鈍分離剤を塗布してから、８００〜１０００℃間を５℃／ｈの速度で昇温しで２次再結晶を完了させ、しかるのち１１８０℃，１２時間の純化焼鈍を施した。」
と各記載されている。
　
５．対比ならびに判断
５−１．本件特許の請求項１に係る発明（以下、本件発明という。）について
　本件発明は、一方向性電磁鋼板の製造において、従来、熱間圧延の際に、熱延板の幅方向エッジ部はセンター部と比べて温度が低下するため、ＭｎＳ，ＭｎＳｅの析出は影響を受け、幅方向センター部と比べエッジ部はＭｎＳ，ＭｎＳｅの析出サイズ、分布密度が適切でなく、これに起因する製品の磁気特性に影響を与える場合があり、幅方向の磁気特性の安定性が十分でないという課題（本件明細書の段落【０００５】前段）に対し、最終強冷延前の焼鈍の温度をセンター部とエッジ部とで異ならせ、センター部よりエッジ部の温度をを低くすることにより、熱延の際のＭｎＳ，ＭｎＳｅの析出の違いによる幅方向エッジ部の磁気特性のばらつきを著しく少なくして、工業的に幅方向に安定して磁束密度が高く、幅方向に安定して製品歩留まりの高い製品を得られる方法を提案するものである。（同段落【０００５】後段、【０００７】）
　そして、本件発明は、具体的には、特許請求の範囲の請求項１記載のとおり、一方向性電磁鋼板の製造工程において、「幅方向エッジ部が幅方向センター部の温度よりも低い温度で熱延された熱延コイルを、最終強冷延前の焼鈍を幅方向センター部は８００〜１２００℃で焼鈍し、エッジ部は７８０℃以上でかつセンター部よりも低い温度で焼鈍した後、センター部及びエッジ部を急冷する」という手段を採用したものである。
　なお、本件発明で用いられている「幅方向エッジ部」及び「幅方向センター部」という用語の定義は、本件明細書段落【００１３】，【００１４】に記載のとおり、「幅方向センター部」とは鋼板両エッジ部２００mmの範囲を除く部分を、「幅方向エッジ部」とは、鋼板の両エッジから２００mmの範囲の部分をいう。
　本件発明で、上記のように幅方向センター部及び幅方向エッジ部の最終強冷延前の焼鈍の各温度を定めた理由は、本件明細書段落【０００４】、【０００８】、【００１３】〜【００１５】に記載のとおり、即ち、熱延の際の幅方向の温度の違いによるＭｎＳ／ＭｎＳｅの析出の違いを、最終強冷延前焼鈍の焼鈍温度を幅方向で調整し、ＡｌＮの析出を幅方向で変化させ、磁気特性のばらつきを解決するためである。
　そして、本件発明の実施の態様を示す表１〜表３並びに図１，図２からも明らかなように、上記の温度範囲を本件発明の規定範囲とすることにより、板幅方向センター部だけでなくエッジ部でもばらつきを低減でき、良好な磁気特性が得られるのである。
　そこで、そのような本件発明と刊行物１〜４に記載の発明を対比する。
　刊行物１には、ＭｎＳ／ＭｎＳｅとＡｌＮの両方のインヒビターを含む一方向性けい素鋼板の製造方法において、中間焼鈍後の冷却時に所定の温度域での滞留時間を定めた冷却条件とすることにより、一段と優れた磁気特性の鋼板を得る発明が記載されているが、エッジ部の磁気特性のばらつきを低減するためには、中間焼鈍の温度をセンター部とエッジ部とで異ならせることが有効であるという本件発明の上記知見や、この知見に基づく本件発明の上記手段について何ら示唆するところがない。
　刊行物２には、インヒビター成分としてＳ、Ｓｅ、Ａｌ等を含有する連鋳スラブ（摘示２−４，実施例２）を出発材とし、板幅方向に均一で優れた磁気特性を有する方向性けい素鋼板を製造するに際し、板幅センター部に比べてエッジ部に多く残存する柱状晶、熱延時の再結晶不足、及び、エッジ部の温度低下が磁気特性に悪影響を与える（摘示２−２、２−３）ことが記載されており、製品エッジ部の磁気特性の低下についての問題が指摘されているが、刊行物２に記載の発明では、エッジ部の温度低下に起因する問題（段落【０００６】）を解決するために、粗圧延直前のスラブエッジ部温度をセンター部より５０℃以上高くしてから粗圧延を施す（摘示２−１）という手段を採用している。
　これは、粗圧延終了後のエッジ部の温度がセンター部に比べて低くなるという問題を、エッジ部をセンター部より高温に加熱して、エッジ部の温度低下を補償するというものにすぎず、本件発明とは全く異なる解決手段である。
　したがって、刊行物２に記載の発明に基づいて、本件発明のように所定熱延コイルを最終強冷延前に、センター部よりエッジ部を所定温度だけ低い温度で焼鈍した後、両部を急冷することは、当業者といえども到底想到できるものではない。
　刊行物３には、スラブ加熱から熱延終了までの温度降下に伴い、ＭｎＳまたはＭｎＳｅの析出が生じ、鋼帯幅端部で温度降下が中央部より大きいため、インヒビタ−の析出がより顕著で、析出物が粗大化し、結果、鋼帯端部の磁気特性が劣化するという問題点（摘示３−２、３−３）が指摘され、そのようなＭｎＳまたはＭｎＳｅの析出粗大化に伴い低下した結晶粒成長の抑制力をその後に強化するために（摘示３−４）、最終の仕上焼純の工程前にＳまたはＳｅを含む物質のうち少なくとも一種の水溶液または懸濁液もしくは前記物質のうち少なくとも一種を含む焼鈍分離剤を前記冷延鋼帯端部に塗布すること（摘示３−１）が記載されている。
　しかしながら、刊行物３には、インヒビター成分のＡｌＮについて実施例５にそれを含有させる例があるのみで、本件発明のように、ＭｎＳ、ＭｎＳｅ析出後に別のインヒビター成分であるＡｌＮを、最終強冷延前の焼鈍により板幅方向で部分的に異ならせて析出させることは記載されておらず、本件発明と刊行物３に記載の発明とは、エッジ部の磁気特性のばらつき問題を解決する手段が異なっている。
　刊行物４には、「磁束密度の改善を図る一方向性けい素鋼板の製造方法」（摘示４−２）に関し、「煩雑な温度制御などを行う必要なしに、（１１０）＜００１＞方位の２次粒を優先的に選択成長させることによつて容易に高い磁束密度を得ることができる一方向性けい素鋼板の有利な製造方法を提案する」（摘示４−３）目的を達成するために、「鋼板の２次再結晶開始温度を制御してやれば、好ましい方位のの２次粒を優先的に選択成長させることができ、ひいては高い磁束密度が得られる」（摘示４−４）という知見を得て、「鋼板の局所で中間焼鈍温度を適宜変化させることによつて、２次再結晶開始温度に所望の局所差を与える」（摘示４−５、４−６）こと、より具体的には、「２次再結晶焼鈍における２次再結晶開始温度に１０℃以上の温度差を付与するために、最終冷間圧延前の中間焼鈍温度が鋼板の長手方向ないし幅方向に連続的または段階的に変化する条件下に施す」（摘示４−１）ことが記載されている。
　しかして、本件発明は上記したように、製品の磁気特性に影響を与える、熱延工程で生じたＭｎＳ／ＭｎＳｅインヒビター成分の幅方向センター部及びエッジ部における析出のばらつき（本件明細書段落【０００５】）を、各部所定温度で中間焼鈍した後急冷して、ＡｌＮインヒビター成分の析出をセンター部とエッジ部で制御する（同段落【００１３】、【００１４】）ことにより補完調整し、結果的に、幅方向エッジ部の磁気特性のばらつきを低減させ、Ｂ８が１．８８Ｔ以上の製品歩留まりの高い鋼板を製造するのであるから、本件発明では、連続鋳造スラブのインヒビター成分として、Ｍｎ、Ｓ／Ｓｅ，Ａｌ，Ｎを必須の成分とすることが前提であり、そのうえで、中間焼鈍の温度を幅方向で変化させ、センター部よりエッジ部を規定範囲に低くすることが重要であるところ、刊行物４の発明では、幅方向に所定温度以上の温度差を付与すればよいと述べているだけで、センター部よりエッジ部を低くすることは必須の要件ではない。
　このことは、刊行物４の、ＡｌＮインヒビターを使用していない実施例１では、本件発明のようにセンター部の焼鈍温度の方がエッジ部よりも高いものの、ＭｎＳ、ＡｌＮの両インヒビターを使用している実施例２では、本件発明の規定とは逆にエッジ部の方がセンター部より温度が高く設定されている点（摘示４−７）からも明らかである。
　即ち、刊行物４に記載のものは、２次再結晶開始温度が鋼板の局所で異なるように制御する手段として、中間焼鈍時に長手方向あるいは幅方向に温度差をつけ、２次再結晶粒を巨大に成長させる手段を示しているにすぎず、上記のような本件発明が採用する手段とは別異の技術思想に基づくものである。
　したがって、刊行物４に記載の技術から、本件発明の「熱延の際の幅方向の温度の違いによるＭｎＳ／ＭｎＳｅの析出の違いを、最終強冷延前の焼鈍温度を幅方向で所定範囲に調整し、ＡｌＮの析出を幅方向で変化させ、磁気特性のばらつきを解決する」という技術的手段を想起することはできない。
　そして、本件発明は上記手段を採用した結果、幅方向、特にエッジ部の磁気特性のばらつきを低減し、高磁束密度、低鉄損値に収斂することができたのである。
　以上のとおり、刊行物１〜４には、本件発明の上記技術的手段を示唆するところがないから、これらを総合的に勘案しても、本件発明は、刊行物１〜４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であるとはいえない。
　
５−２．本件特許の請求項２に係る発明について
　本件特許の請求項２に係る発明は、本件発明において、出発材である連続鋳造スラブの成分組成にさらにＳｂ，Ｓｎ，Ｃｕ等の少なくとも１種を所定量添加した発明である。
　したがって、この請求項２に係る発明は、本件発明にさらに別の事項を付加して、本件発明を引用している発明であるから、本件発明が上記各刊行物に記載された発明に基づいて容易に発明することができたといえない以上、同様に判断される。
　
６．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件請求項１、２に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件請求項１、２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１７年３月８日（２００５．３．８）