【事件の表示】
　特願２００６−５０４９２９「アルミニウム合金製の平らな圧延半製品の製造方法。」拒絶査定不服審判事件〔平成１６年１０月２１日国際公開、ＷＯ２００４／０９０１８４、平成１８年１０月　５日国内公表、特表２００６−５２２８６８〕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１６年３月３１日（パリ条約による優先権主張　外国庁受理　２００３年４月８日　（ＥＰ）欧州特許庁）を国際出願日とする出願であって、平成２１年６月８日付けで拒絶理由が通知され、同年１２月１６日付けで手続補正書が提出されたが、平成２２年１月１３日付けで拒絶査定がされたものである。
　そして、本件審判は、この拒絶査定を不服として平成２２年５月１９日に請求されたもので、その後、当審において、平成２３年１１月１４日付けで拒絶理由が通知され、これに対し、平成２４年５月１５日付けで意見書が提出されている。
　　
第２　本願発明
　　
　本願の請求項１に係る発明は、平成２１年１２月１６日付け手続補正により補正された特許請求の範囲の請求項１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（以下、「本願発明」という。）。
　　
「【請求項１】
　アルミニウム合金製の平らな圧延半製品を製造する方法であって、
前記アルミニウム合金が、以下の合金比率（重量％で表示）： 
２≦Ｍｇ≦５
　　Ｍｎ≦０．５
　　Ｃｒ≦０．３５
　　Ｓｉ≦０．４
　　Ｆｅ≦０．４
　　Ｃｕ≦０．３
　　Ｚｎ≦０．３
　　Ｔｉ≦０．１５
その他が合計で最大０．１５、
個々が最大０．０５、及び
残余物としてのアルミニウム、を有し、
前記半製品がインゴット（４）から圧延され、そして、圧延工程間に、各々のバッチ炉（７，９）において、前記半製品が２つの冷間圧延パスの間の中間軟化焼鈍少なくとも１つと、１つの最終軟化焼鈍とを受け、
この場合に、前記冷間圧延の圧下率が、最初の中間軟化焼鈍前で少なくとも５０％であり、最終軟化焼鈍前で３０％以下である前記方法であって、
前記半製品を最終軟化焼鈍後に伸び率０．１〜０．５％でストレッチ成形することを特徴とする、前記方法。」　
　　
第３　当審拒絶理由の概要
　　
　当審拒絶理由の概要は、本願発明は、その優先権の主張の基礎とされた先の出願前に日本国内又は外国において、頒布された下記の刊行物２に記載された発明及び周知技術に基いて、その優先権の主張の基礎とされた先の出願前に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、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というものである。
　　
　　　　　　　　　　　　　　　　　記 
　　
刊行物２：特開平３−２７１３４９号公報 
　　
第４　刊行物の主な記載事項
　　
（１）刊行物２の主な記載事項（以下、「・・・」は記載の省略を意味する。また、圧延方向に対して０°、４５°、９０°各方向のランクフォード値ｒ０、ｒ４５、ｒ９０の平均値［（ｒ０＋２×ｒ４５＋ｒ９０）／４］であるｒバーを「ｒ−」と表記する。）
（１ａ）「３．発明の詳細な説明
　産業上の利用分野
　この発明は強度、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関し、特に各種陸運車両、電気機械用部品等の材料に適した、深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。」（第１頁左下欄第１７行〜右上欄第３行）
（１ｂ）「作　用
　先ずこの発明で用いるアルミニウム合金の成分組成について説明する。
　この発明ではＡｌ−Ｍｇ系合金、すなわち実用合金としては所謂５０００番系の合金を対象とする。Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇの固溶による固溶強化を材料強化の基本手段とする合金であり、そのほか補助的にＣｕ、Ｚｎ等の添加による析出強化、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ等の添加による結晶粒微細化が考慮されたものも含む。
　具体的には、必須成分としてＭｇを１．５〜６％含有し、そのほか必要に応じてＭｎ０．０５〜１．０％、Ｃｒ０．０３〜０．３％、Ｚｒ０．０３〜０．３％、Ｖ０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じてＣｕ０．０５〜２．０％、Ｚｎ０．１〜２．０％の１種または２種を含有するものとする。」（第２頁左下欄第２０行〜右下欄第１５行）
（１ｃ）「以下さらに各プロセスの条件について説明する。
　先ずアルミニウム合金鋳塊の製造方法としては、常法にしたがって半連続鋳造法（ＤＣ鋳造法）を適用すれば良い。
　鋳塊に対する均質化処理は、成形性向上および再結晶粒の安定化のために必要な工程で・・・である。
　均質化処理後には、常法にしたがって熱間圧延を行ない、その後直ちに中間焼鈍を施すか、または冷間圧延を行なってから中間焼鈍を施す。この中間焼鈍は成形性を向上させるために必要な工程であり、この発明の方法では特にｒ−値の向上に有効である。中間焼鈍条件としては、バッチ炉を用いる場合には、２５０〜４５０℃の範囲内の温度で０．５〜２４時間とすることが適当である。バッチ炉による中間焼鈍温度が２５０℃未満では中間焼鈍の効果が充分に得られず、一方４５０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、成形性が低下するおそれがある。またバッチ炉による中間焼鈍時間が０．５時間未満では中間焼鈍の効果が充分に得られず、一方２４時間を越えれば成形性を損なうだけである。また中間焼鈍を連続焼鈍によって行なう場合の条件は、３５０〜５８０℃の範囲内の温度で保持なしまたは５分以下の保持とすることが適当である。この場合中間焼鈍温度が３５０℃未満では充分な中間焼鈍の効果が得られず、一方５８０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、成形性の低下を招くおそれがあり、また５分を越える保持でも再結晶粒が粗大化し、成形性の低下を招くおそれがある。
　中間焼鈍後の最終冷間圧延における圧延率はこの発明の方法において極めて重要である。本発明者等の研究の結果、中間焼鈍後、最終焼鈍までの冷間圧延率が材料のｒ−値に大きな影響を与え、かつそのｒ−値が成形性、特に深絞り性に大きな影響を与えることが見出された。すなわちアルミニウム合金においては、再結晶集合組織は、・・・中間焼鈍後、４０％以下の圧延率で冷間圧延を行ない、その後最終焼鈍を施すことによって、成形性を阻害する（１００）集合組織の形成を純アルミニウム粉末と比較した逆極点積分強度比で３以下に抑えて、ｒ−値を０．７５以上とすることができ、これによって成形性、特に深絞り性を飛躍的に向上させ得ることを見出したのである。
　ここで、中間焼鈍後の冷間圧延率が４０％を越えれば、ｒ−値が低くなり、成形加工性、特に深絞り性が低下する。一方中間焼鈍後の冷間圧延率が１５％未満では、最終焼鈍時に再結晶しないか、または再結晶しても再結晶粒が不安定となって再結晶粒が粗大化し、成形性が低下し、ｒ−値も低くなる。したがって中間焼鈍後、最終焼鈍前の冷間圧延率は１５〜４０％の範囲内とする必要がある。
　最終焼鈍も、結晶粒を微細かつ安定化させて成形性を向上させるための再結晶処理として重要である。最終焼鈍をバッチ炉によって行なう場合、その条件は２５０〜４５０℃の範囲内の温度で０．５〜２４時間とすることが望ましい。この場合、焼鈍温度が２５０℃未満では再結晶しないため成形性が低下し、一方４５０℃を越えれば再結晶粒が粗大化し、肌荒れが発生して外観不良が生じるとともに、成形性も低下する。さらにこの場合焼鈍時間が０．５時間未満では最終焼鈍の効果が充分に得られず、一方２４時間を越えれば経済性を損なう。」（第３頁右下欄第４行〜第４頁左下欄第１５行）
（１ｄ）「実施例
　第１表に示す成分組成のアルミニウム合金を常法にしたがって溶製し、通常のＤＣ鋳造法により鋳造して４００ｍｍ×１０００ｍｍ×３０００ｍｍの鋳塊とした。その鋳塊に対し５００℃×１０時間の均質化処理を施した後、板厚４ｍｍとなるまで熱間圧延し、次いて１次冷間圧延を施して第２表中に示すような中間板厚まで圧延した後、同じく第２表中に示す条件で中間焼鈍を施し、さらに　１ｍｍ厚まで最終冷間圧延を施した後、第２表中に示す条件で最終焼鈍を施した。なお第２表中の中間焼鈍および最終焼鈍におけるソルトバスによる焼鈍は、連続焼鈍に相当する焼鈍として行なったものである。
　以上のようにして得られた最終焼鈍後の板について、各種機械的性質および各種成形性と、逆極点積分強度比を調べた結果を第３表に示す。なおここで逆極点積分強度比は、Ｘ線回折によって純アルミニウム粉末からなる標準試料の（２００）積分強度に対する試料の（２００）積分強度の比を調べた値を示す。また各機械的性質はいずれも圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）の引張試験による値を示す。」（第４頁右下欄第１１行〜第５頁左上欄第１２行）
（１ｅ）
　　
（１ｆ）
　　
（１ｇ）
　　
第５　当審の判断
　　
（１）刊行物２に記載される発明
　摘示（１ａ）の「この発明は強度、成形性に優れたＡｌ−Ｍｇ系の成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関し、特に各種陸運車両、電気機械用部品等の材料に適した、深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法に関するものである。」との記載によれば、刊行物２には、「深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法」に関して記載されている。
　合金の成分組成について、摘示（１ｂ）「この発明ではＡｌ−Ｍｇ系合金、すなわち実用合金としては所謂５０００番系の合金を対象とする。」と記載されており、摘示（１ｅ）には、合金番号１（ＪＩＳ５１８２）に具体例として、Ｍｇ：４．５２％、Ｍｎ：０．３４％、Ｃｒ：０．０１％、Ｃｕ：０．０３％、Ｆｅ：０．２７％、Ｓｉ：０．０９％、Ｔｉ：０．０１％、残部Ａｌであるものが記載されている。
　ここで、ＪＩＳ　Ｈ　４０００（１９８２）によれば、ＪＩＳ５１８２合金は、Ｚｎを０．２５％以下、その他の元素を個々で０．０５％以下、合計で０．１５％含有することを許容している。
　そして、刊行物２に記載の「深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法」の工程として、摘示（１ｃ）の「中間焼鈍条件としては、バッチ炉を用いる場合には、・・・」、「最終焼鈍も、結晶粒を微細かつ安定化させて成形性を向上させるための再結晶処理として重要である。最終焼鈍をバッチ炉によって行なう場合、その条件は２５０〜４５０℃の範囲・・・」の記載、及び、摘示（１ｄ）の実施例、摘示（１ｆ）の熱処理・圧延の製造条件、摘示（１ｇ）の２番目の例の記載によれば、刊行物２には、次の発明（以下、「引用発明」という。）が記載されているといえる。
　　
　「深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法であって、
前記アルミニウム合金板が、以下の合金比率（重量％で表示）： 
　　Ｍｇ：４．５２％
　　Ｍｎ：０．３４％
　　Ｃｒ：０．０１％
　　Ｓｉ：０．０９％
　　Ｆｅ：０．２７％
　　Ｃｕ：０．０３％
　　Ｚｎ≦０．２５％
　　Ｔｉ：０．０１％
その他が合計で０．１５％以下、
個々が０．０５以下、及び
残余物としてのアルミニウム、を有し、
鋳塊を板厚４ｍｍとなるまで熱間圧延し、次いで１次冷間圧延を施して１．３ｍｍまで圧延（圧延率：６７．５％）した後、バッチ炉にて３５０℃×２ｈｒ中間焼鈍を施し、さらに、１ｍｍ厚まで最終冷間圧延（圧延率：２３％）を施した後、バッチ炉にて３５０℃×２ｈｒ最終焼鈍を施す、深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板の製造方法。」
　　
（２）本願発明と引用発明との対比 
　引用発明における「鋳塊」、「深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板」、「中間焼鈍」及び「最終焼鈍」は、本願発明における「インゴット」、「アルミニウム合金製の平らな圧延半製品」、「中間軟化焼鈍」及び「最終軟化焼鈍」に相当するから、本願発明と引用発明とは、
　「アルミニウム合金製の平らな圧延半製品を製造する方法であって、
前記アルミニウム合金が、以下の合金比率（重量％で表示）： 
２≦Ｍｇ≦５
　　Ｍｎ≦０．５
　　Ｃｒ≦０．３５
　　Ｓｉ≦０．４
　　Ｆｅ≦０．４
　　Ｃｕ≦０．３
　　Ｚｎ≦０．３
　　Ｔｉ≦０．１５
その他が合計で最大０．１５、
個々が最大０．０５、及び
残余物としてのアルミニウム、を有し、
前記半製品がインゴット（４）から圧延され、そして、圧延工程間に、各々のバッチ炉（７，９）において、前記半製品が２つの冷間圧延パスの間の中間軟化焼鈍少なくとも１つと、１つの最終軟化焼鈍とを受け、
この場合に、前記冷間圧延の圧下率が、最初の中間軟化焼鈍前で少なくとも５０％であり、最終軟化焼鈍前で３０％以下である」点において一致し、以下の点で相違する。
　　
相違点：
　アルミニウム合金製の平らな圧延半製品を製造するに当たり、本願発明は、最終工程において、前記半製品を最終軟化焼鈍後に伸び率０．１〜０．５％でストレッチ成形するのに対し、引用発明は、上記ストレッチ成形するものか不明である点。
　　
（３）相違点についての判断
　「アルミニウム加工技術便覧」（アルミニウム加工技術便覧編集委員会編，日刊工業新聞社，１９７０年３月５日，第６４〜６５頁）に、深絞り成形などの二次加工に伴う現象であるリューダース帯の発生について、「アルミニウム合金では，Ａｌ−Ｍｇ合金によく見られ，Ｍｇ量の多いものほど著しい．」（第６４頁下から第５〜４行）と記載されているように、アルミニウム合金、特に引用発明が属するＡｌ−Ｍｇ合金において、二次成形時にリューダース帯が発生することが古くから知られている。
　これに対して、当審拒絶理由通知で周知例として挙げた、特開平１０−１３７８６０号公報の段落【０００５】、特開平７−１７３５８５号公報の段落【００１０】に例示されるように、板に弱い加工歪みを与えておくことにより、ストレッチャーストレインマーク（リューダース帯）の発生を防止することは、周知・慣用の手段であり、また、「アルミニウムの組織と性質」（４０周年記念事業実行委員会記念出版部会編、１９９１年１１月３０日、軽金属学会）の２６８頁にも、リューダース帯の発生を防止するためには、「引張変形やスキンパス圧延あるいはローラ矯正で降伏点伸び以上にひずみを与えることが有効である」ことが記載されている。
　そして、引用発明により得られた深絞り性の優れた成形加工用アルミニウム合金板は、二次加工である深絞り成形時にリューダース帯が顕在化していないことからみて、降伏点伸びは大きくないと認められるが、上記「アルミニウムの組織と性質」の２６８頁図２５の記載によれば、Ａｌ−Ｍｇ合金では、リューダース帯が、０．５％の引張りでも顕在化するのであるから、当該アルミニウム合金板にもわずかな降伏点伸びはあると認められる。
　そうすると、引用発明において、わずかな降伏点伸びに起因するリューダース帯の発生をも防止するために、伸び率０．１〜０．５％程度のストレッチ成形を付与することは当業者が容易になし得ることである。
　　
（４）小括
　以上のとおりであるから、本願発明は、その優先権の主張の基礎とされた先の出願前に日本国内において頒布された刊行物２に記載された発明及び周知技術に基いて、その優先権の主張の基礎とされた先の出願前に当業者が容易に発明をすることができたものである。
　　
第６　むすび
　　
　したがって、本願発明は、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から、本願は当審拒絶理由により拒絶すべきでものである。
　　
　よって、結論のとおり審決する。