【事件の表示】
　特許第３２３３８２６号「スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒およびその製造方法」の請求項１ないし４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３２３３８２６号の請求項１ないし４に係る特許を維持する。
【理　由】
１．本件発明
　本件特許の請求項１〜４に係る発明（以下、請求項１〜４に係る発明をそれぞれ「本件発明１」、「本件発明２」、「本件発明３」、「本件発明４」という。）は、特許明細書及び図面の記載からみて、特許請求の範囲の請求項１〜４に記載された次のとおりのものである。
「【請求項１】　重量％で、
　Ｃ　：０．１５〜０．４０％、
　Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
　Ｍｎ：０．２〜２．０％、
　Ａｌ：０．００５〜０．１％、
　Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
　Ｂ　：０．０００３〜０．００５０％
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、焼戻しマルテンサイト組織からなり、且つ少なくても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以下アスペクト比とする）が１．２以上であり、さらに限界拡散性水素量が０．５９ｐｐｍ以上で、かつ引張強さが１３００ＭＰａ以上であることを特徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
　【請求項２】　重量％でさらに、
　Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
　Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
　Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
　Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
　Ｖ　：０．０５〜０．３％、
　Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
　Ｔａ：０．００５〜０．５％、
　Ｗ　：０．０５〜０．５％
　の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒。
　【請求項３】　請求項１記載の高強度ＰＣ鋼棒を製造する方法であって、
　重量％で、
　Ｃ　：０．１５〜０．４０％、
　Ｓｉ：０．０５〜２．０％、
　Ｍｎ：０．２〜２．０％、
　Ａｌ：０．００５〜０．１％、
　Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、
　Ｂ　：０．０００３〜０．００５０％
　を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延するに際して、少なくても７００〜９００℃の温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行う工程を経た後、水冷することによりマルテンサイト組織にし、引き続き１０℃／秒以上の加熱速度で２５０〜５５０℃の温度範囲に加熱し焼き戻すことを特徴とするスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。
　【請求項４】　重量％でさらに、
　Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
　Ｍｏ：０．０５〜１．０％、
　Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
　Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
　Ｖ　：０．０５〜０．３％、
　Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
　Ｔａ：０．００５〜０．５％、
　Ｗ　：０．０５〜０．５％
　の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載のスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造方法。」
２．引用刊行物記載の発明
　当審が通知した取消理由で引用した刊行物１（特開平７−２２４３５５号公報、甲第１号証と同じ）には、
「【請求項１】　重量％で、
　Ｃ　：０．１〜０．４％、　　　　Ｓｉ：０．１〜２．０％、
　Ｍｎ：０．２〜２．０％、　　　　Ａｌ：０．００５〜０．１％、
　Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、　Ｂ　：０．０００３〜０．００５０％、
　Ｐ　：０．０１５％以下、　　　　Ｓ　：０．０１５％以下
を含有するとともに、下記式に示すＰＣＭが０．１５〜０．４５％の範囲にあり、残部はＦｅ及び不可避的不純物よりなり、且つ焼戻しマルテンサイト組織であって、更に表層より軸中心方向に少なくても半径の５％にわたる領域において〈１１０〉集合組織を有し、強度が１４５０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度ＰＣ鋼棒。
　　ＰＣＭ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
　　【請求項２】　重量％で、
　Ｃｒ：０．１〜２．０％、　　　　Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
　Ｎｉ：０．１〜５．０％、　　　　Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
　Ｖ　：０．０５〜０．５％、　　　Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１記載の高強度ＰＣ鋼棒」（第１頁特許請求の範囲請求項１、２）、
「本発明は、ポール、パイル及び建築、橋梁等のプレストレストコンクリート構造物の補強材として広く使われているＰＣ鋼棒に関わるものであり、特にスポット溶接性が良好で且つ強度が１４５０ＭＰａ以上である遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ鋼棒及びその製造方法に関するものである。」（第１頁段落０００１）、
「そこで更に、旧オーステナイト粒界割れを防止する手段について、種々検討を重ねた結果、ＰＣ鋼棒の表層より軸中心方向に少なくても半径の５％にわたる領域において〈１１０〉集合組織を形成させれば、１５００MPa を超えるような高強度域でも旧オーステナイト粒界割れを防止できることを発見した。即ち、〈１１０〉集合組織を持つ焼戻しマルテンサイト組織の鋼は、旧オーステナイト粒界割れが発生しないため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上するという全く新たな知見を見出したのである。」（第３頁段落００１１）、
「次に本発明で目的とする高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性の向上に対して最も重要な点であるＰＣ鋼棒の〈１１０〉集合組織の限定理由について述べる。図３に焼戻しマルテンサイト組織からなるＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量に及ぼす集合組織の影響について解析した一例を示す。〈１１０〉集合組織を有するＰＣ鋼棒の限界拡散性水素量（図中本発明例で表示）は、集合組織を有していないＰＣ鋼棒（図中比較例で表示）、即ち従来の焼入れ・焼戻しで製造されたＰＣ鋼棒に比べ、はるかに高いレベルにあることがわかる。」（第５頁段落００２５）と記載されている。
　同刊行物２（特開平５−２５５７３８号公報、甲第２号証と同じ）には、
「【請求項２】　重量％で
　　　　Ｃ　：０．１５〜０．５０％、
　　　　Ｓｉ：０．５％以下、
　　　　Ｍｎ：０．６％以下、
　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
　　　　Ｓ　：０．０２％以下、
　　　　Ｃｒ：０．１〜２．０％、
　　　　Ｍｏ：０．２〜１．２％、
　　　　Ａｌ：０．００５〜１．０％、
　　　　Ｎ　：０．０３％以下
を含有し、さらに
　　　　Ｖ　：０．００１〜０．２０％、
　　　　Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％、
　　　　Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％
の一種または二種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を熱間で圧延後、Ｋ≦１３０を満たす条件で冷却して得た棒鋼或いは線材に球状化焼鈍を行い、所定の形状に成形後、焼入れ・焼戻しを行うに際して焼戻しを４００℃以上で行うことを特徴とする１２５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度機械構造用鋼の製造方法。
　ただし
　Ｋ＝Ｄ１＋２６０×ｌｏｇ１０（ＣＲ）
　Ｄ１＝（５×〔％Ｃ〕＋３）×（１＋０．６４×〔％Ｓｉ〕）×（１＋４．１０×〔％Ｍｎ〕）×（１＋２．８３×〔％Ｐ〕）×（１−０．６２×〔％Ｓ〕）×（１＋２．３３×〔％Ｃｒ〕）×（１＋０．５２×〔％Ｎｉ〕）×（１＋３．１４×〔％Ｍｏ〕）
　　　　（単位：ｍｍ、〔％Ｘ〕：元素Ｘの重量％）
　　　　　ＣＲ：冷却速度（単位：℃/ｓｅｃ）」（第２頁特許請求の範囲の請求項２）、
「本発明は１２５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上の引張強度を有する耐遅れ破壊特性の優れた機械構造部品の製造方法に適用するものである。」（第４頁段落０００１）、
「本発明者らは、鋼の化学成分の調整、特にＳｉ，Ｍｎ，Ｐの低下、Ｍｏ，Ｎｉの増加および熱処理の調整により遅れ破壊に至らない限界の拡散性水素量（以下、限界拡散性水素と呼ぶ）が増加できることが可能であること、また棒鋼圧延後の冷却速度の制御によりコイルの遅れ破壊発生頻度を抑えることが可能であるとの知見を得た。本発明は以上の知見にもとづいてなされたものであり、熱処理を施すことにより、１２５ｋｇｆ／ｍｍ２ 以上の高強度において、従来鋼よりも高い限界拡散性水素を示すことを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた高強度機械構造用鋼を製造するものである。」（第４、５頁段落０００７）と記載され、
　第７頁段落００１８表１には、
供試鋼の化学成分（ｗｔ％）として
開発鋼Ａ/Ｃ０．３５，Ｓｉ０．１０，Ｍｎ０．５２，Ｐ０．０１１，Ｓ０．００５，Ｃｒ１．２２，Ｍｏ０．８１，Ａｌ０．０３２，Ｎ０．００５，
開発鋼Ｂ/Ｃ０．４１，Ｓｉ０．１１，Ｍｎ０．５７，Ｐ０．０１３，Ｓ０．００６，Ｃｒ１．２４，Ｍｏ０．６２，Ａｌ０．０３３，Ｎ０．００６，
開発鋼Ｃ/Ｃ０．３５，Ｓｉ０．１３，Ｍｎ０．５８，Ｐ０．０１３，Ｓ０．００５，Ｃｒ１．２４，Ｍｏ０．７８，Ａｌ０．０３１，Ｖ０．０８１，Ｎ０．００５，
開発鋼Ｄ/Ｃ０．３５，Ｓｉ０．１２，Ｍｎ０．５７，Ｐ０．０１３，Ｓ０．００７，Ｃｒ１．２４，Ｍｏ０．７９，Ａｌ０．０３１，Ｔｉ０．０１０，Ｎ０．００５，
開発鋼Ｅ/Ｃ０．３６，Ｓｉ０．１２，Ｍｎ０．５６，Ｐ０．０１４，Ｓ０．００５，Ｃｒ１．２６，Ｍｏ０．７８，Ａｌ０．０３３，Ｎｂ０．０２３，Ｎ０．００６，
開発鋼Ｆ/Ｃ０．３６，Ｓｉ０．１１，Ｍｎ０．５２，Ｐ０．０１１，Ｓ０．００５，Ｎｉ１．４５，Ｃｒ１．２３，Ｍｏ０．８１，Ａｌ０．０３２，Ｎ０．００５，
開発鋼Ｇ/Ｃ０．４３，Ｓｉ０．１３，Ｍｎ０．５５，Ｐ０．０１１，Ｓ０．００６，Ｎｉ１．４４，Ｃｒ１．２２，Ｍｏ０．６２，Ａｌ０．０３３，Ｎ０．００５，
開発鋼Ｈ/Ｃ０．３４，Ｓｉ０．１１，Ｍｎ０．５３，Ｐ０．０１１，Ｓ０．００５，Ｎｉ１．４４，Ｃｒ１．２４，Ｍｏ０．７８，Ａｌ０．０３１，Ｖ０．０８３，Ｎ０．００６，
開発鋼Ｉ/Ｃ０．３６，Ｓｉ０．１０，Ｍｎ０．５５，Ｐ０．０１２，Ｓ０．００７，Ｎｉ１．４６，Ｃｒ１．２４，Ｍｏ０．７９，Ａｌ０．０３１，Ｔｉ０．０１１，Ｎ０．００６，
開発鋼Ｊ/Ｃ０．３５，Ｓｉ０．１０，Ｍｎ０．５２，Ｐ０．０１３，Ｓ０．００５，Ｎｉ１．４３，Ｃｒ１．２６，Ｍｏ０．７８，Ａｌ０．０３３，Ｎｂ０．０２１，Ｎ０．００５と記載され、
　第８頁段落００１８表２には、
引張強度ｋｇｆ／ｍｍ２について、
記号Ａ/１５２、
記号Ｂ/１５１、
記号Ｃ/１５２、
記号Ｄ/１５２、
記号Ｅ/１５３、
記号Ｆ/１５４、
記号Ｇ/１５３、
記号Ｈ/１５０、
記号Ｉ/１５３、
記号Ｊ/１５２と記載され、
　第１０頁段落００１８表４には、
限界拡散性水素推定量（ｐｐｍ）について、
記号Ａ/０．６９、
記号Ｂ/０．６８、
記号Ｃ/０．７１、
記号Ｄ/０．７５、
記号Ｅ/０．７０、
記号Ｆ/０．８７、
記号Ｇ/０．８５、
記号Ｈ/０．８７、
記号Ｉ/０．８５、
記号Ｊ/０．８３と記載されている。
　同刊行物３（特開平６−４９５９３号公報、甲第３号証と同じ）には、
　第５頁段落００３５表１には、
供試鋼の成分（ｗｔ％）として、
鋼種１/Ｃ０．１５０，Ｓｉ０．２０，Ｍｎ０．５０，Ｐ０．０１５，Ｓ０．００９，Ａｌ０．０３１，Ｔｉ０．０１０，Ｎ０．００３０、
鋼種２/Ｃ０．１２０，Ｓｉ０．３０，Ｍｎ１．３１，Ｐ０．０１６，Ｓ０．００８，Ａｌ０．０３６，Ｔｉ０．００９，Ｎｂ０．０１，Ｎ０．００３０、
鋼種３/Ｃ０．０９３，Ｓｉ０．２６，Ｍｎ１．３６，Ｐ０．００６，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０３０，Ｎｂ０．０２，Ｎ０．００３４、
鋼種４/Ｃ０．０７０，Ｓｉ０．２７，Ｍｎ１．３７，Ｐ０．００７，Ｓ０．００１，Ａｌ０．０２８，Ｔｉ０．０１０，Ｂ０．０００５，Ｎ０．００３０，Ｎｉ３．３３３、
鋼種５/Ｃ０．０９６，Ｓｉ０．２２，Ｍｎ１．４８，Ｐ０．００９，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０２４，Ｔｉ０．０１２，Ｎ０．００３５、
鋼種６/Ｃ０．０５０，Ｓｉ０．１２，Ｍｎ１．４６，Ｐ０．００７，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０４１，Ｔｉ０．０１７，Ｂ０．０００８，Ｎ０．００３０，Ｃｕ０．５，Ｎｉ０．５、
鋼種７/Ｃ０．１５０，Ｓｉ０．０８，Ｍｎ１．４０，Ｐ０．００７，Ｓ０．００２，Ａｌ０．０３１，Ｔｉ０．０１６，Ｎｂ０．０１，Ｂ０．００１０，Ｎ０．００３３，Ｎｉ０．９
と記載され、
　第６頁段落００３６表２−１には、
製造条件について、
本発明例/試験番号１/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９２０℃、圧下量８０％、
本発明例/試験番号２/粗圧延/開始温度１０００℃、終了温度９１０℃、圧下量３０％、
本発明例/試験番号３/粗圧延/開始温度９９０℃、終了温度９２０℃、圧下量３０％、
本発明例/試験番号４/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９３０℃、圧下量６０％、
本発明例/試験番号５/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９５０℃、圧下量３０％、
本発明例/試験番号６/粗圧延/開始温度９９０℃、終了温度９２０℃、圧下量３０％、
本発明例/試験番号７/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９５０℃、圧下量６０％、
本発明例/試験番号８/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９１０℃、圧下量３０％、
本発明例/試験番号９/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９６０℃、圧下量６０％、
本発明例/試験番号１０/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度８５０℃、圧下量８０％、
本発明例/試験番号１１/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９４５℃、圧下量２０％、
本発明例/試験番号１２/粗圧延/開始温度１１００℃、終了温度９２０℃、圧下量２０％と記載され、
　第６頁段落００３７表２−２には、
得られた材質について、
本発明例/試験番号１/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）４．２、鋼板の機械的性質/ＴＳ４４９ＭＰａ、
本発明例/試験番号２/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）４．６、鋼板の機械的性質/ＴＳ４５０ＭＰａ、
本発明例/試験番号３/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）５．４、鋼板の機械的性質/ＴＳ４００ＭＰａ、
本発明例/試験番号４/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）４．３、鋼板の機械的性質/ＴＳ５０７ＭＰａ、
本発明例/試験番号５/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）４．３、鋼板の機械的性質/ＴＳ５５７ＭＰａ、
本発明例/試験番号６/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）７．２、鋼板の機械的性質/ＴＳ５３５ＭＰａ、
本発明例/試験番号７/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）５．１、鋼板の機械的性質/ＴＳ５９９ＭＰａ、
本発明例/試験番号８/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）４．４、鋼板の機械的性質/ＴＳ５２０ＭＰａ、
本発明例/試験番号９/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）４．６、鋼板の機械的性質/ＴＳ４４０ＭＰａ、
本発明例/試験番号１０/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）５．１、鋼板の機械的性質/ＴＳ５５７ＭＰａ、
本発明例/試験番号１１/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）６．１、鋼板の機械的性質/ＴＳ４９７ＭＰａ、
本発明例/試験番号１２/板厚内部の集合組織コロニーの長径/短径の比（アスペクト比）７．１鋼板の機械的性質/ＴＳ６２１ＭＰａ、
と記載されている。
　同刊行物４（特開平６−３３６６４８号公報、甲第４号証と同じ）には、
「【請求項２】　化学成分として、重量％で、Ｃ：０．１０〜０．３９％、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、その他強化元素としてＣｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００２〜０．００５％の１種類または２種類以上を含有し、残部鉄及び不可避的不純物から成り、組織がオーステナイト粒度番号で１０番以上であり、組織が焼き戻しマルテンサイトである事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線。
　　【請求項３】　請求項１または２記載の高強度ＰＣ棒線の製造方法において、前記成分を含有する鋼片を加熱条件９５０℃以上１２００℃以下、仕上げ温度６００℃以上９５０℃以下で棒線に圧延後、直ちに焼き入れし、更に２５０℃以上の温度、かつ焼き戻し時間が１秒以上でＴ（２０＋ｌｏｇ１０ｔ）≧１００００（Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（時間））を満足する様に焼戻し処理する事を特徴とする１５００ＭＰａ以上の強度を有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度ＰＣ棒線の製造方法。」（第２頁特許請求の範囲の請求項２、３）、
「本発明は、建設用等に用いられる優れた耐遅れ破壊特性を示す高張力ＰＣ棒線とその製造方法に関するものである。」（第２頁段落０００１）、
「本発明者は、耐遅れ破壊特性に優れた高張力ＰＣ棒線とその製造方法の開発を進めた結果、鋼片から棒線へ圧延する際の加熱温度及び仕上げ温度を制御し、制御圧延にて微細化したオーステナイト粒を保護する為に、直ちに焼き入れ後に連続してインラインで焼き戻し処理を行い、極微細なオーステナイト粒にする事がＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性改善に効果的である事を見いだした。」（第３頁段落００１１）、
「・・・オーステナイト粒度番号で１０番以上を確保する為には、加熱温度で１２００℃以下、仕上げ温度で９５０℃以下とする事が必要である。しかし、加熱温度９５０℃未満及び仕上げ温度６００℃未満では熱間圧延の変形抵抗が急増し、熱間圧延が困難となるのでこれを下限とした。特に、オーステナイト粒度１０番以上を安定的に確保する為には、加熱温度で１１００℃以下、仕上げ温度で８００℃以下とする事が望ましい。」（第３頁段落００１５）
「【実施例】　本発明の成分要件を満たす供試鋼の化学成分を表１、表２に示す。この組成を有する１２２角の鋼片の棒鋼を加熱炉で１２００〜９５０℃の範囲に加熱後、７φ線材に仕上げ温度９５０〜６００℃の範囲で圧延し、１１００〜６００℃の範囲で圧延後、冷速１５℃／Ｓで冷却し、更に高周波コイル内を通過させて２００〜４８０℃の範囲で焼き戻し処理を実施し、強度１５００ＭＰａの７φＰＣ棒線を製造した。」（第４頁段落００３１）
と記載されている。
　同刊行物５（日本鉄鋼協会編「鋼の熱処理　改訂５版」（昭和６０年３月１５日）丸善ｐ．２１８、２１９、甲第５号証と同じ）には、
熱処理炉の昇温特性について、「昇温時間を短縮するには熱源温度を上げ放射面積を大きくとることが大切であるが、熱処理の場合は被熱物を均一に早く昇温させるため炉内における配置、支持法、炉内ファンの有無で大きく影響される。」（第２１８頁右欄第１２〜１６行）と記載されている。
３．対比・判断 
（１）本件発明１と刊行物１に記載のものを対比する。
　刊行物１に記載のものは、強度が１４５０ＭＰａ以上である高強度ＰＣ鋼棒であるから、刊行物１に記載のものは、ＰＣ鋼棒の引張強さが本件発明１と重複し、また、刊行物１に記載のものは、本件発明１と同様に、遅れ破壊特性について、スポット溶接を施した試料を用いて限界拡散性水素量で評価を行い、負荷応力は引張強さの８０％の条件で実施したものであるから、刊行物１に記載のものは、スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れたものといえるので、両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼において、焼戻しマルテンサイト組織からなり、引張強さが１３００ＭＰａ以上であるスポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒であり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢの含有量が重複する点で一致し、本件発明１は、少なくても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オーステナイト粒の長さと幅の比（以下アスペクト比とする）が１．２以上であり、さらに限界拡散性水素量が０．５９ｐｐｍ以上であるＰＣ鋼棒であるのに対し、刊行物１に記載のものは、このような組織でなく、また、限界拡散性水素量が０．５９ｐｐｍ以上でない点で相違する。
　相違点について検討する。
　本件発明１は、「オーステナイト粒界割れを防止する手段について、種々検討を重ねた結果、Ｂを含有するＰＣ鋼棒の表層から軸中心方向に少なくても半径の１０％にわたる領域において、オーステナイト粒の長さと幅の比であるアスペクト比（オーステナイト粒の長径／短径）が１．２以上である組織を形成させれば、１３００ＭＰａを超えるような高強度域でもオーステナイト粒界割れを防止できる」（本件公報段落００１４）、
「オーステナイト粒をＰＣ鋼棒の圧延方向に伸長させ、アスペクト比を１．２以上にした焼戻しマルテンサイト組織の鋼は、破壊形態が粒内割れになるため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上する」（本件公報段落００１５）との知見に基づくものであるが、刊行物１に記載のものは、ＰＣ鋼棒の表層より軸中心方向に少なくても半径の５％にわたる領域において〈１１０〉集合組織を形成させ、限界拡散性水素量を大幅に増加させ、耐遅れ破壊特性を格段に向上させたものであり、刊行物１に記載のものは、耐遅れ破壊特性を向上させるための組織が本件発明１と基本的に相違する。
　刊行物２には、Ｂを除く合金成分が本件発明１と類似する、限界拡散性水素量の高い鋼が記載されているが、刊行物２に記載のものは、本件発明１の合金成分であるＢを含有するものでなく、また、本件発明１の合金成分でないＣｒ及びＭｏを必須の合金成分とするものであるから、刊行物２に記載のものは、鋼の組成が本件発明１と相違し、また、刊行物２に記載のものは、耐遅れ破壊試験条件が本件発明１と相違するので、刊行物２に記載のものは、本件発明１の組成を有する鋼の限界拡散性水素量が０．５９ｐｐｍ以上である点を示唆するものといえない。
　刊行物３には、所定の熱間圧延条件で粗圧延するとアスペクト比が１．２以上の鋼板が得られることが記載されているが、刊行物３に記載のものは、厚板の熱間圧延組織に係るものであり、鋼棒に係る本件発明１と熱間圧延対象が相違するものであり、乙第２号証第３３８頁左下欄第２〜１１行の記載からすると、厚板の熱間圧延組織から鋼棒の熱間圧延組織を予測するのは困難であるから、刊行物３に記載のものをみても、刊行物１に記載のものが、少なくても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オーステナイト粒のアスペクト比を１．２以上である組織となっているとすることはできない。
　そして、刊行物１〜３には、少なくても表層から０．１Ｒ（Ｒ：ＰＣ鋼棒の半径）の領域で旧オーステナイト粒のアスペクト比を１．２以上とすることにより、耐遅れ破壊特性を向上させる点が示唆されていない。
　以上のことから、本件発明１は、刊行物１〜３に記載の発明を寄せ集めることにより構築できたものであるとすることができない。
　そして、本件発明１は、請求項１に記載の事項により、「本発明は旧オーステナイト粒を伸長化させることによりＰＣ鋼棒の遅れ破壊形態を粒界割れから粒内割れにさせて、引張強さが１３００ＭＰａ以上の高強度ＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性を大幅に向上させることを可能にするとともに、鋼の化学成分、熱間圧延条件、熱処理条件を最適に選択することによって、その製造方法を確立したものであり、産業上の効果は極めて顕著なものがある。」（本件公報段落００５５）という特許明細書に記載のとおりの顕著な作用効果を奏するものと認められる。
　以上のことから、本件発明１は、刊行物１〜３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することができない。
（２）次に、本件発明２は、本件発明１を引用し、鋼の組成を更に限定するものであるから、本件発明２は、本件発明１と同様の理由によって、刊行物１〜３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することができない。
（３）次に、本件発明３と刊行物４に記載のものを対比すると、
両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延した後、水冷することによりマルテンサイト組織にし、所定の温度範囲に加熱し焼き戻すことからなる高強度ＰＣ鋼棒の製造方法であり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｔｉ及びＢの含有量並びに焼戻し温度が重複する点で一致し、本件発明３は、少なくても７００〜９００℃の温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行い、１０℃／秒以上の加熱速度で加熱し焼戻し、スポット溶接部の遅れ破壊特性の優れた高強度ＰＣ鋼棒の製造するのに対し、刊行物４には、この点が記載されていない点で相違する。
　相違点について検討する。
　刊行物１〜３には、３．（１）に記載のとおり、ＰＣ鋼棒の製造において、少なくても７００〜９００℃の温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行い、１０℃／秒以上の加熱速度で加熱し焼戻す点を示唆する記載はない。
　刊行物４に記載のものは、「鋼片から棒線へ圧延する際の加熱温度及び仕上げ温度を制御し、制御圧延にて微細化したオーステナイト粒を保護する為に、直ちに焼き入れ後に連続してインラインで焼き戻し処理を行い、極微細なオーステナイト粒にする事がＰＣ鋼棒の遅れ破壊特性改善に効果的である」（刊行物４第３頁段落００１１）との知見に基づくものであり、「オーステナイト粒をＰＣ鋼棒の圧延方向に伸長させ、アスペクト比を１．２以上にした焼戻しマルテンサイト組織の鋼は、破壊形態が粒内割れになるため、限界拡散性水素量が大幅に増加し、耐遅れ破壊特性が格段に向上する」（本件公報段落００１５）との知見に基づく本件発明３と技術思想を相違する。そして、刊行物４には、少なくても７００〜９００℃の温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行い、１０℃／秒以上の加熱速度で加熱し焼戻する点が示唆されていない。
　刊行物５には、熱処理炉の昇温特性が記載されているにすぎず、少なくても７００〜９００℃の温度範囲で総圧下率が２０％以上の熱間圧延を行い、１０℃／秒以上の加熱速度で加熱し焼戻する点が示唆されていない。
　以上のことから、本件発明３は、刊行物１〜５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することができない。
（４）次に、本件発明４は、本件発明３を引用し、鋼の組成を限定するものであるから、本件発明４は、本件発明３と同様の理由によって、刊行物１〜５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することができない。
４．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、本件発明１〜４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１〜４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１５年６月１２日（２００３．６．１２）