【事件の表示】
特許第２７０７９５２号「界面密着性に優れた合金化溶融Ｚｎめっき鋼板およびその製造方法」の請求項１ないし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２７０７９５２号の請求項１ないし２に係る特許を維持する。
【理由】
Ｉ．本件発明
　本件特許第２７０７９５２号の請求項１及び２に係る発明〔平成５年７月１９日出願、平成１０年１０月１７日設定登録〕は、特許明細書及び図面の記載からみて、その特許請求の範囲の請求項１及び２に記載された次のとおりのものであると認める。
【請求項１】　素地鋼板表面にＦｅ濃度が７〜１５ｗｔ％の合金化Ｚｎめつき皮膜が形成され、且つ、鋼板とめっき皮膜の界面にＦｅが濃化された合金化溶融Ｚｎめつき鋼板において、
鋼板表面に最大径が１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍの凸部が形成され、その表面に１．５μｍ以下のＦ相、０．５〜３．５μｍのＦエ相が順に形成され、更にその上層がδ１相あるいはδ１十ζ相よりなることを特徴とする界面密着性に優れた合金化溶融Ｚｎめつき鋼板。
【請求項２】　鋼板を浴中Ａ１濃度が０．１０５〜０．３ｗｔ％のＺｎ浴でめっきした後、そのめっき鋼板に板温が４２０〜６５０℃の温度域で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化処理を行い、引き続いて４５０〜５５０℃で３ｓ以上の加熱処理を行うことを特徴とする請求項１に記載の合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法。
ＩＩ．申立理由の概要
　特許異議申立人の川崎製鉄株式会社は、甲第１号証〔「鉄と鋼」Ｖｏｌ．７７　Ｎｏ．７　１９９１年７月（社）日本鉄鋼協会　１２１〜１２８頁、以下、「引用例１」という。〕、甲第２号証として〔（社）日本鉄鋼協会編「鋼材マニュアルシリーズ６改訂薄板マニュアル『冷延鋼板編』鋼板部会編」昭和５７年９月６０〜６５頁、以下、「引用例２」という。〕、甲第３号証として、〔「Ｊｏｕｎａｌ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ」１５（１９８０）６２６〜６３０頁、以下、「引用例３」という。〕、甲第４号証（「材料とプロセス」Ｖｏ１．１Ｎｏ．２
　１９８８年３月４日（社）日本鉄鋼協会６５１〜６５８頁、以下、「引用例４」という。）
甲第５号証として、特開平４−４８０６１号公報（以下、「引用例５」という。）、及び甲第６号証（特開平１−２７９７３８号公報、以下、「引用例６」という。）を提出し、次の（１）乃至（３）の主張をする。
　（１）本件請求項１に係る発明は、上記引用例１、３及び４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であるのから、その特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたもので、取り消されるべきである（以下、「第１の主張」という）。
　（２）本件請求項２に係る発明は、上記引用例４乃至６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、その特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたもので、取り消されるべきである（以下、「第２の主張」という）。
　（３）本件明細書の記載に不備があるから、本件請求項１及び２に係る発明の特許は、特許法第３６条第３項及び第４項の規定を満たしていない出願に対してなされたもので、取り消されるべきである（以下、「第３の主張」という。）。
　また、特許異議申立人の株式会社神戸製鋼所は、甲第１号証（特開平３−２８５０５６号公報、以下、「引用例７」という。）、甲第２号証（引用例１）、及び甲第３号証（Ｒ−Ｄ神戸製鋼技法／Ｖｏ１．３０　Ｎｏ．１　７７〜８１頁　以下、「引用例８」という。）を提出し、次の（４）乃至（６）の主張をする。
　（４）本件請求項１に係る発明は、上記引用例７、１及び８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ので、その特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたもので、取り消されるべきである（以下、「第４の主張」という）。
　（５）本件の請求項２に係る発明は、上記引用例７、１及び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であるので、その特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたもので、取り消されるべきである（以下、「第５の主張」という）。
　（６）本件明細書の記載に不備があるから、本件発明の特許は、特許法第３６条第３項及び第４項の規定を満たしていない出願に対してなされたものであり、取り消されるべきである（以下、「第６の主張」という）。
　ところで、
　引用例１には次の記載がある。
「１．緒　言
　（中略）。
　本報告では耐パウダリング性とめつき皮膜構造の関係を明らかにすることを目的として、合金化温度、および冷却速度を変えて皮膜中Ｆｅ含有量が１０ｗｔ％一定となるように合金化処理した合金化溶融亜鉛めつき鋼板の耐パウダリング性について調査した結果を報告する。」（９７９頁左欄第１０行〜第１４行目
２．実験方法
２．１　供試材
　供試材は、無酸化炉型連続溶融亜鉛めつきパイロットラインで製造した板厚０．８の亜鉛めっき鋼板で、下地原板は低炭素Ａ１キルド鋼を用いた。
　（中略）。
２．２　合金化処理
　上記試料を真空理工（株）製加熱装置を用いて大気中にて合金化処理を行った。一定昇温速度で加熱し、合金化温度は、４４０，５００、５５０、５８０℃の４水準、冷却方法は水冷、風冷、炉冷の３種類で行いめっき皮膜中のＦｅ含有量が１０ｗｔ％一定となるように合金化温度を設定した。
　（中略）。
３．実験結果
３．　１　めっき皮膜組織
　４４０，　５００，　５５０℃で合金化処理し水冷しめつき皮膜の組織をＰｈｏｔｏ．１に示す。水冷したサンプルを用いた理由は、冷却過程での合金化の影響を最小限にするためである。Ｐｈｏｔｏ．１ではめつき皮膜の断面研磨を鋼板面と垂直に行い表面と断面が同時に見えるように撮影は鋼板面と４５°の角度で行った。めっき皮膜の断面部分を観察すると、地鉄界面近傍に観察前の腐食によってできた深い溝が認められる。この部分はＥＤＸによる点分析結果からＦｅ濃度が約１５〜２５％であることが判明したため、Г相（Ｆｅ３Ｚｎ１０）またはГ１相（Ｆｅ５Ｚｎ２１）であると推定された。Ｐｈｏｔｏ．１より合金化温度が低くなるにしたがいこのГまたはГ１相は薄くなるのがわかる。
　５５０℃で均熱合金化処理し異なる冷却方法で得られためつき皮膜の組織は、合金化温度が低くなる場合と同じ傾向を示し、冷却速度が遅くなるにしたがいГまたはГ１の相は薄くなった。
（中略）。
３．　４　めっき皮膜剥離面の組織
　せん断引張試験により皮膜を剥離し、剥離部の観察を行った。Ｐｈｏｔｏ．２に４４０、５００、５５０℃で合金化処理し水冷しためつき皮膜の結果を示す。５５０℃で合金化処理した場合、１０〜３０μｍ径の地鉄粒界に相当する白い模様が観察される。これは５００℃の場合にも認められるが、５５０℃の場合に比べかなり不明瞭になっている。また、４４０℃の場合にはこの模様が観察されない。一方、５５０℃の場合はマクロ的にめっき剥離面が平滑であるのに対して、合金化温度が低くなると地鉄側に１０〜５０μｍ程度の鱗状を呈する部分その周囲に割れ目が観察されるようになる。
（中略）
４．考　察
４．　１　めっき皮膜剥離面の構造解析
Ｆｉｇ．６にめっき皮膜の薄膜Ｘ線解析結果を示す。Ｆｉｇ．６ａは５５０℃で合金化処理し水冷したサンプルのめっき皮膜の表面（Ｓｕｒｆａｃｅ）を測定した結果を、またＦｉｇ．６ｂ，ｃ，ｄはそれぞれｂ：５５０℃、ｃ：５００℃、ｄ：４４０℃で合金化処理し水冷したサンプルのめっき皮膜をせん断引張試験により剥離した後皮膜側（Ｃｏａｔｉｎｇ　ｓｉｄｅ）を測定した結果を示す。Ｔａｂｌｅ４にＦｉｇ．６で観察された回折線をＧＥＬＬＩＮＧＳらの測定結果と照合して同定した結果を示す。各回折線にたいしてＧＥＬＬＩＮＧＳらによって調査された粉末Ｘ線回折による強度比も併せて示した。
　５５０℃で合金化処理し水冷しためっき皮膜表面の表層は、Ｆｉｇ．６ａで観察される回折ピークδ１相（ＦｅＺｎ７）単独のピーク（Ｎｏ．６、１１，１２、１５、２０）で構成されることからδ１相主体であると言える。ここでＰｂのピークが観察されるのは、めっき皮膜が凝固する際に亜鉛めっき浴中の低融点のＰｂが溶融状態でとどまり、最後に凝固する表層に押し出されて濃化したものと考えられる。一方、めっき皮膜剥離面の表層はГ相またはГ１相が主体であると考えられる。Ｔａｂ１ｅ３に示したようにГ相、Г１相、δ１相は多くの部分で重複している。しかしながらＦｉｇ．６ｂ，ｃ，ｄではＦまたはＦ１相特有のピーク（Ｎｏ．１、４、１３、１９、２１）が観察されδ１相単独のピーク（Ｎｏ．６、１１、１２、１５、２０）が認められないことからГまたはГ１相であると判断した。
（中略）以上のことから、合金化温度の低下とともにГは減少するが、Г１とδ１は増加し、さらにГ１＋δ１相の強度比増加率に対してГｌ相の強度比増加寄与率が高いことがわかる。（中略）。
４．　２　合金化条件とめっき皮膜構造
　Ｆｉｇ．１０にＧＥＬＬＮＧＳらにより作成されたＦｅ−Ｚｎ二元系状態図を示す。
　状態図によれば、Ｆｅ−Ｚｎ金属間化合物としては、ζ（ＦｅＺｎ１３）、δ１（ＦｅＺｎ７）、Г１（Ｆｅ５Ｚｎ２１）、Γ（Ｆｅ３Ｚｎ１０）の４種類がある。ζ相の包晶点は５５０℃であり、それ以上の温度では熱力学的には存在できない。同様に、Γ１相の包晶点は５５０℃であり、それ以上の温度では熱力学的に存在できない。本研究で得られた結果を状態図をもとに検討する。
（中略）
　中森等は、４５０℃と６４０℃の二つの温度で約２２％Ｆｅの合金化溶融亜鉛めつき鋼板を作成し、めっき皮膜のＸ線回折測定結果から、合金化温度の低い場合ΓまたはΓ１相のうちΓ１相が優先的で、合金化温度の上昇によりΓ相が優先的となることを示している。この結果は本研究の結果と一致する。」（１２１頁下右欄６行〜１２８頁右欄２３行）と記載されている。
　引用例３には、
「２．実験」の「２．１試料の調製」の項（６２６頁右欄５〜２９行）に、
「低炭素鋼を０．５％の鉛を含有する鉄飽和（０．０３％ＦＣ）亜鉛浴中に４５５℃１時間浸漬（ｈｏｔ−ｄｉｐｐｉｎｇ）することにより厚いめつき皮膜が形成された。皮膜の金属組織等的断面及び破断面の走査電子顕微鏡写真がＦｉｇｌａ及びｂに示されており、そこには種々の相が示されている。ゼータ、ζ、デルタ１（パリセード）δ１及びデルタ１（コンパクト）δ１ｋ層の露出表面をもつ試料が皮膜を機械的に研磨することにより調製された。個々の層のメスバウエルスペクトルが記載された後、試料は問題の面が確かに露出されるようにのみ破断され、相厚が走査電子顕微鏡写真により測定された。キャピタルガンマΓ相の厚さが薄いので、及び鋼／Γ相の境界面が不均一であるため、Γ相のみを露出させるように機械的に研磨することは可能でなかった。しかし、一つの試料はサンプルを液体窒素中で冷却し完全に皮膜を剥離させることによって得られた；従って、Γ相の下層からメスパウエルスペクトルを採取した。」と記載され、写真Ｆｉｇｕｒｅｌ（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）が掲載され、「Ｆｉｇｕｒｅ１（ａ）は金属組織学的断面図、（ｂ）は純Ｚｎ、η相及びＦｅ−Ｚｎ金属間化合物相を示しているめっき皮膜の破断面の走査電子顕微鏡写真、（ｃ）は破断面のＦ相の二重特性を示す破断面の走査電子顕微鏡写真」と記載されている。
　そして、写真ａにはΓ、δ１ｋ、δ１ｐ、ζ及びηの文字が、写真ｂにはΓ、δ１、ζ及びηの文字が、写真ｃにはГ及びГ，の文字が、それぞれ付すされている。
　引用例４には、次の記載がある。
「２．実験方法
（１）めっき条件：一般キルド鋼板（板厚０．８ｍｍ）を原板とし、溶融めっき実験装置を用いてめっきおよび合金化処理を連続して行った。表１に各種めっき条件を示す。なお、めっき付着量は片面あたり約１００ｇ／ｍ２であった。
（中略）
３．実験結果及び考察
　（１）パウダリング特性に及ぼすめっき条件の影響
　図１に曲げ加工時の皮膜剥離量に及ぼす、めっき浴浸漬板温、めっき浴中Ａ１濃度、めつき浴温、合金化処理温度等の影響を示す。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中鉄濃度は通常１０〜１２％程度であるため、図では鉄濃度１１％の場合の値を示した。剥離量は、Ａ１濃度の増加、浴温の低下、合金化温度の低下にともなって減少している。板温の影響はあまり認められない。
（中略）
　これらの因子の影響を合金化速度をパラメータとして整理した。合金化速度の指標としては種々のものが考えられるが、ここではめつき層中の平均鉄濃度が１１％になるまでの時間（Ｔ１１）を探った。
　結果を図２に示す。曲線は全体的に右下りとなり、前述のごとく合金化が遅くなるほどパウダリング特性が向上することがわかる。
（中略）
　（２）めっき層構造に関する検討
　（中略）
　以上結果を総合すると、浴中Ａ１を増加することによってパウダリング特性が向上する機構として、以下のように考えることができる。
　浴中Ａ１を増加すると素地鋼板とめつき層との界面に生成するＦｅ−ＡＩ−Ｚｎ３元素合金層が強固になり、合金化反応の開始が抑制される。
（中略）
　以上のように、高Ａ１材においては軟質のζ相が存在するため、鋼板が塑性変形を受けた際、このζ相の部分が優先的に変形して歪を緩和する。この結果、めつき層が均一で硬いδ１相からなる低Ａ１材に比べて、パウダリング特性が向上するものと考えることができる。」（６５１頁〜６５３頁）
　引用例５には、
「鋼板を溶融亜鉛めっき浴中に浸漬して亜鉛めっきした後、該亜鉛めっき鋼板を加熱して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法において、前記亜鉛めっき鋼板を４７０℃以上５３０℃以下の温度域に３０℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱した後、前記温度域内の温度に保持して、亜鉛目付量Ｗ（ｇ／ｍ２）とめっき層中の鉄含有率ＣＦｅ（重量％）とが
　１８−（Ｗ／１０）≧ＣＦｅ≧９
なる条件を満たすように前記鉄含有率を調製することを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」（特許請求の範囲）、
「【実施例１】
　連続溶融亜鉛めっき設備にて、亜鉛目付量３０ｇ／ｍ２、４５ｇ／ｍ２、６０ｇ／ｍ２、７５ｇ／ｍ２、９０ｇ／ｍ２のＧＡを試作した。
　ワイピング後の加熱速度を１２℃／ｓｅｃ、３０℃／ｓｅｃ、４５℃／ｓｅｓ、加熱温度を４９℃として合金化し、合金化処理の時間を変えることにより、めつき層中のＦｅ含有率が７〜１５重量％となるように合金化した。」（３頁下右欄１３〜２０行）と記載されている。
　引用例６には、「Ａｌ：０．０４〜０．１２ｗｔ％、残Ｚｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛めっき浴でめっきを施し、次いで目付量制御を行った後、合金化炉で加熱して合金化処理を行うに際して、目付制御完了後合金化炉内の昇温度過程で４７０％以上の板温に到達するまでの時間が、２．０秒以下の急速加熱を施し、合金化完了後は冷却過程において板温度が４２０℃以下の温度域まで２秒以下で急速冷却することを特徴とする合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法」が記載されている。
　引用例７には、「表面に多数ピットを形成した鋼板を熱処理し、次いで溶融亜鉛めっきを施した後、加熱合金化処理することを特徴とするめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲１）、
「ピット開口部平均径５μｍ以下、平均深さ０．０１〜５μｍ、平均面積率（単位面積当たり）１０％以上、ピット間平均間隔５μｍのピットを形成した鋼板を用いることを特徴とする請求項１に記載のめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲２）、「本発明で形成される微細なピットは、冷間圧延後または熱間圧延後の鋼板表面に形成されるが、鋼板表面は必ずしも平坦である必要はなく、圧延ロールにより通常行われている表面粗度を有する上に適用しても効果は変わらない。
　つまり通常の表面粗度の凹凸とは１桁以上小さい微細なピットを多数分散させることで、めっき密着性を向上させるものであり、通常言われる鋼板粗度とは無関係である。」（３頁上左欄７〜１５行）、
「本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性の改善方法について、広範囲の研究を行ない本発明に到達した。すなわち、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の剥離の起点はΓ相と鉄素地界面であることから、めっき密着性を向上させるにはΓ相の密着性を向上させることが重要であるとの観点から、種々検討した結果、鋼板表面に微細なピットを形成することでＦ相の密着性が向上し、めっき剥離を抑制できることを確認した。」（３頁上右欄１〜９行）と記載されている。
　引用例８には、次の記載がある。
「１．実験方法
１．　１　試料鋼板
　供試鋼板にはＴｉ−Ｃｒ含有鋼板と、比較材としてＴｉ含有鋼板２種類および一般軟鋼（ＪＩＳ：ＳＰＣＣ）をもちいた。（中略）
１．　２　めっきとその合金化処理方法
　めっきの方法はゼンジマ法無酸化炉方式による連続溶融亜鉛めっきの工程を想定しておこなった。実験装置を第１図と第２図示す。
　実験操作はまず第１図の雰囲気チャンバ内に無酸化処理用ガスを導入するとともに、試料鋼板をチャンバ上部の加熱帯（炉温８００℃）に挿入し、鋼板温度を７５０℃まで加熱し鋼板表面の油を蒸発分解除去させた後、雰囲気を還元処理用ガスに置換し、鋼板の温度が８００℃になるまで加熱をつづけ、加熱焼鈍と鋼板表面の還元処理をおこなった。つぎに試料鋼板を冷却帯に移動保持し、その温度が４７０℃に降下したのち、めっき浴（浴組成：Ｚｎ−０．１３Ａ１、浴温：４７０℃）に３秒間浸漬してめっきをおこなった。つぎに鋼板をめっき浴より引き上げて後ただちに第２図の合金化処理炉へ導入し、第２表に示すように合金化
温度と時間を多様に変化させて合金化処理をおこない、これらの処理材について次節に記す方法により、供試材に対する適正合金化処理条件を判定した。なおめっき付着量は鋼板の引上げ速度をコントロールして、片面で７０ｇ／ｍ２とした。
（中略）
２．実験結果と考察
２．　１　合金化処理の適正条件
　試料鋼の合金化処理適正条件を第４図および第５図に示す。各グラフの中の２本の曲線のうち左の曲線はめっき層表面の金属光沢が消えて灰色となり、Ｚｎ−Ｆｅ合金層が合金化の進行によりめっき層の表面にまで発達してきたことを示す曲線である。右の曲線はさらに合金化が進み、鋼板の曲げ試験においてめっき層の加工性が不良となる条件を示す曲線である。したがってこれら両曲線にはさまれた斜線部内に相当する処理条件が合金化の適正条件である。
　各種鋼種について詳述するとＴｉ−ＣｒおよびＴｉ含有鋼種はいずれもほぼ同様な合金化処理挙動を示し、一般軟鋼板にくらべると非常に速く合金化が起こるが、合金化炉温度７００℃以上では適正合金化処理時間の範囲がきわめて狭く、６００℃および５００℃と下がるにしたがってその範囲は広くなる。また第５図より明らかなように、Ｔｉ−Ｃｒ含有鋼板は一般軟鋼板にくらべかなり低い鋼板の温度で合金化処理が可能なことが判明した。これらの実験結果よりＴｉ−Ｃｒ含有鋼の合金化処理標準条件を第４表のように選定した。
２．　２　合金化処理によるめっき層の組成変化
　Ｔｉ−Ｃｒ含有鋼板、０．１１％Ｔｉ含有鋼板および一般軟鋼板についてのめっき材と、炉温７００℃で６０秒の合金化処理をおこなったものについてのＥＰＭＡによる分析結果を第６図に示す。
（中略）
２．　２．　２　合金化処理材のめっき層
　一般軟鋼板については、めっき材において見られたＡ１の濃縮減少は合金化処理によりＡ１がめっき層中に拡散するために消失してしまい、合金化めっき層はδ１相とΓ相（Ｆｅ３Ｚｎ１０）から構成されている。
　Ｔｉ−ＣｒおよびＴｉ含有鋼板も、合金化めっき層はδ、相とＦ相から構成されている。なおＴｉおよびＣｒはΓ相中にかなり認められる。
２．　３　合金化めっき層の組織変化
　Ｔｉ−Ｃｒ含有鋼板、０．１１％Ｔｉ含有鋼板および一般軟鋼板のめっき材を、炉温７００℃、保持時間０〜６０秒にて合金化処理を施したものものについて、そのめっき層の組織を調べた結果を写真１に示す。
２．３．１　めっき材の組織
　一般軟鋼板ではめっき層の主体はη相であり、わずかにζ相が生成している。
　Ｔｉ−ＣｒおよびＴｉ含有鋼板は、ζ相およびδ、相からなるＺｎ−Ｆｅ合金層が生成、発達しており、柱状のζ相はめっき層の表面もしくはその近傍にまで達している。本結果は、前記ＥＰＭＡ分析結果とも一致している。そしてＴｉ−ＣｒおよびＴｉ含有鋼板の合金化が一般軟鋼板より速く起こるのは、めっき材にてζ相、δ１相などのＺｎ−Ｆｅ合金層がすでに大きく発達しているためでる。
２．　３．　２　合金化処理材の組織
　一般軟鋼板では、保持時間５秒のものは主体がη相であり、ζ相とδ、相が共存するが、ζ相、δ１相からなるＺｎ−Ｆｅ合金層は、めっき層の表面まで発達しておらず、２０秒でめっき層の表面まで合金化が到達している。
　Ｔｉ−ＣｒおよびＴｉ含有鋼板では、保持時間５秒で、ζ相を主体としδ１相が共存するＺｎ−Ｆｅ合金層がめっき層の表面まで完全に発達している。（中略）。すなわちめっき層の表面まで合金化が達成された時点の合金化めっき層は表面よりζ相、δ１相および非常に薄い境界部のΓ相の３相から構成されている。さらに加熱が続けられれと、地鉄からのＦｅの拡散によって表面部のζ相は、よりＦｅ濃度の高いδ１相となって消失し、これと同時に境界部のＦ相も厚く成長してくる。
２．　３．　３　合金化めっき層の組織と加工性
　合金化めっき層がζ相、δ１相およびΓ相の３相から構成されているときは加工性が良好（加工性評価１〜２）である。
　合金化めっき層がζ相およびＦ相の２相から構成されていると加工性は不良（加工性評価点３〜５）となる。
　Γ相が厚いときには加工性は悪くなる。（中略）。加工性が良好な合金化めっき層をうる（中略）にはΓＦの厚さを約１．５μ以下に抑制する必要がある。」（７７頁〜８１頁下左欄１行）
ＩＩＩ．当審の判断等
１．第４及び５の主張について
　本件請求項２に係る発明を引用例１に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と対比すると、本件請求項２に係る発明と引用例１に記載のものは、鋼板をＺｎ浴でめっきした後、そのめっき鋼板に板温が４４０〜５８０℃の温度域で昇温下で合金化処理を行う点で共通する。
　そして、本件請求項２に係る発明で昇温速度を２０℃／ｓ以上とすることは、下限値「２０」に臨界的意味が認められず、当業者が反復実験により容易に設定し得ることであるにすぎない。
　しかし、（１）本件請求項２に係る発明では、「鋼板を浴中Ａ１濃度が０．１０５〜０．３ｗｔ％のＺｎ浴でめっき」するのに対して、引用例１には、かかる記載がない点、及び（２）本件請求項２に係る発明では、「・・・合金化処理」を行った後、「引き続いて４５０〜５５０℃で３ｓ以上加熱処理」（合金化処理で皮膜中に形成される内部応力を緩和させる処理）をするものであるのに対して、引用例１には、合金化処理で被膜中に形成される内部応力を緩和させるための加熱処理の記載がない点で、両者は相違する。
　上記相違点について検討する。
　（１）について、
　本件請求項２に係る発明で、「鋼板を浴中Ａ１濃度が０．１０５〜０．３ｗｔ％のＺｎ浴でめっき」するのは、本件特許明細書によると、「浴中Ａ１濃度が０．１０５ｗｔ％未満では、合金化時の高速昇温を併用しても鋼板表面にアンカー効果に有効な凸部が形成されず、界面密着性の改善が充分ではない。また浴中Ａ１濃度が０．３ｗｔ％を越えると、鋼板表面に形成される凸部の高さが、昇温速度２０℃／ｓ以上の範囲で２μｍを越えてしまい、ＧＡ鋼板表面の粗さが増大することによりプレス時の摺動特性の低下を招く」ため等（本件特許公報４頁左欄４６行〜右欄３行）というものである。
　引用例７には、Ａ１を含むＺｎ浴を用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は記載されておらず、また、引用例８には、Ａ１を含むＺｎ浴（０．１３４％Ａ１）を用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されているが、浴中Ａ１の作用について何ら記載されておらず、引用例１に記載の如き合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、本件の請求項２に係る発明におけるようにすることはそれら引用例により示唆されるものでない。
　（２）について
　引用例７及び８には、合金化処理で被膜中に形成される内部応力を緩和させるための加熱処理につき記載も示唆するものもなく、引用例１に記載の如き合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、本件請求項２に係る発明におけるようにすることはそれら引用例により示唆されるものでない。
　しかも、本件請求項１に記載の「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」は、鋼板表面に「最大径が１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍの凸部」が形成されているところ、それら引用例には、鋼板表面に上記特定サイズの凸部が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の記載はなく、また鋼板表面に上記特定サイズの凸部が形成されたものが得られると認め得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造手段を示唆するものもみあたらない。
　そして、本件請求項１に記載の「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」は、鋼板表面に上記特定サイズのの凸部が形成されており、これが「アンカー効果」を発現するから本件特許明細書に記載のとおり鋼板とめっき皮膜の界面密着性に優れ、高度の耐える低温チッピング性および接着接合性を有するものである（【００６０】の欄等参照）。
　したがって、本件請求項１及び２に係る発明は、上記引用例１、７及び８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云えない。
２．第１及び２の主張について
　本件請求項２に係る発明を引用例５に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法と対比すると、本件請求項２に係る発明と引用例５に記載のものは、鋼板をＺｎ浴でめっきした後、そのめっき鋼板に合金化処理を行う点で共通する。
　そして、本件請求項２に係る発明では、「そのめっき鋼板に板温が４２０〜６５０℃の温度域で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化処理を行い、」というのであるが、引用例５に記載のものでは、「ワイピング後の加熱温度を４０℃／ｓｅｃとし、加熱温度４５０℃，４７０℃，５００℃，５４０℃で合金化し、」というものであるから、本件第２発明でいう上記構成は、引用例５に記載のものでも備えるものである。
　しかし、（１）本件請求項２に係る発明では、「鋼板を浴中Ａ１濃度が０．１０５〜０．３ｗｔ％のＺｎ浴でめっき」するのに対して、引用例５に記載のものでは、鋼板をＡ１を含むＺｎ浴でめっきするのかＡ１を含まないＺｎ浴でめっきするか明らかでない点、及び（２）本件請求項２に係る発明では、「・・・合金化処理」を行った後、「引き続いて４５０〜５５０℃で３ｓ以上加熱処理」（合金化処理で皮膜中に形成される内部応力を緩和させる処理）をするものであるのに対して、引用例５には、合金化処理で皮膜中に形成される内部応力を緩和させる加熱処理の記載がない点で、両者は相違する。
　上記相違点について検討する。
　（１）について、
　本件請求項２に係る発明で、「鋼板を浴中Ａ１濃度が０．１０５〜０．３ｗｔ％のＺｎ浴でめっき」するのは、本件特許明細書によると、「浴中Ａ１濃度が０．１０５ｗｔ％未満では、合金化時の高速昇温を併用しても鋼板表面にアンカー効果に有効な凸部が形成されず、界面密着性の改善が充分ではない。また浴中Ａ１濃度が０．３ｗｔ％を越えると、鋼板表面に形成される凸部の高さが、昇温速度をが２０℃／ｓ以上の範囲で２μｍを越えてしまい、ＧＡ鋼板表面の粗さが増大することによりプレス時の摺動特性の低下を招く」ため等というものである。
　引用例４には、Ａ１を含むＺｎ浴を用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関し記載されているが、浴中Ａ１の作用については、浴中Ａ１を増加するとパウンダリング特性が向上する旨記載されるているにすぎず、また、引用例６には、浴中Ａ１濃度が０．０４〜０．１２ｗｔ％のＺｎ浴を用いる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関し記載されているが、Ｚｎめっき浴中のＡ１を０．０４〜０．１２ｗｔ％（浴中の有効Ａ１濃度を表し、以下同じ）にする理由は、「この値より低いＡ１濃度である，とめっき浴中において合金層の生成反応が増大し、めっき浴中でζ相を主体とするＦｅ−Ｚｎ合金層が厚く生成し、この合金層は合金化完了直後もめっき層表面に残存して耐フレーキング性を劣化させ」、また「合金化完了直後も更に加熱を行う場合もしくは合金化完了直後の冷却速度が小さい場合はこのζ相は比較的容易に固層核酸反応するため、過合金化反応が進行し易すく、結果的により鉄濃度の高いΓ層に変態するため、耐パウンダリングを劣化させる。一方、Ａ１が０．１２ｗｔ％超になると、めっき浴内においてＡ１濃度の高い三元合金層が生成し、Ｆｅ〜Ｚｎ合金化反応を抑制することになる。このため、合金化炉による過熱化処理において合金化が困難となり、生焼けと証する金属光沢状のめっき外観となるか、また生焼け　を防止するため加熱合金化温度を上げると過合金化反応が進行し易くなり、やはり合金化完了後の冷却途中においてΓ層に変態し耐パウダリング性を劣化させることになり不利である」からというもの（２頁下右欄１７行〜３頁上左欄１８行参照）であり、引用例５に記載の如き合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、本件請求項２に係る発明におけるようにすることはそれら引用例により示唆されるものでない。
　（２）について、
　引用例４及び６には、合金化処理で被膜中に形成される内部応力を緩和させるための加熱処理につき記載も示唆するものもなく、引用例５に記載のような合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法において、本件請求項２に係る発明におけるようにすることはそれら引用例により示唆されるものでない。
　しかも、本件請求項１に記載の「合金化溶融亜鉛めっき鋼板」は、鋼板表面に「最大径が１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍの凸部」が形成されているところ、引用例１、３乃至６には、鋼板表面に上記特定サイズの凸部が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板の記載はなく、また鋼板表面に上記特定サイズの凸部が形成されたものが得られると認め得る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造手段を示唆するものもみあたらない。
　なお、引用例２には、冷延鋼板の品質と管理について記載されているにすぎず、そこに記載の事項が、・本件の請求項１及び２に係る発明につき何らの示唆をもするものでない。
　したがって、本件の請求項１に係る発明は、第１乃至４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であるとも、同請求項２に係る発明は、第４乃至６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であるとも云えない。
３．第３及び６の主張について
　川崎製鉄株式会社は、本件特許明細書の請求項１には「鋼板表面に最大径が１０μｍ以下、高さが０．　１〜２μｍの凸部が形成され、」という記載があるが、めつき／鋼板界面形状を凸部の最大径１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍという規定からめっき層を特徴づけることは不可能であるから、「この記載」（異議申立書１８頁２行）は不明確である旨いう（同書１７頁１８行〜１８頁３行）が、上記規定がめつき層に関し特徴づけるものであることは明らかでありその意味も実施例から明確である。
　また、川崎製鉄株式会社「この記載では鋼板表面に１個の凸部が存在すれば足り、鋼板表面の面の性情を何ら示していない。このような１個で足りるような凸部は、明細書中に記載のアンカー効果を生ずるものとは云い難く、従って、特定の作用効果を生ずるところの、発明の構成に欠くことのできない事項を記載していない」（同書１８頁４行〜７行）というが、「この記載」における凸部は、１個で足りるような凸部であるはずがないことは「密着性に優れた」等の記載から明らかで
ある。
　また、川崎製鉄株式会社は、本件特許明細書の請求項２項における「板温が４２０〜６５０℃の温度域で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化処理を行い、引き続いて４５０〜５５０℃で３ｓ以上の加熱処理を行う」の記載につき、「板温が４２０〜６５０℃の温度域で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化処理を行い、」と「４５０〜５５０℃で３ｓ以上の加熱処理を行う」との間に、板温が５５０℃を越えている場合には板を冷却する旨の記載がないから不備である旨云う（１８頁１０〜２０行）が、板温が５５０℃越えている場合には、４５０〜５５０℃で加熱処理を行うことはできないのであるから板を冷却するのは当然であり、上記「板温・・・、引き続いて４５０〜５５０℃で３ｓ以上の加熱処理を行う」の記載は、不備であ
ると言えない。
　また、川崎製鉄株式会社は、「鋼板を浴中Ａ１濃度が０．１０５〜０．３ｗｔ％のＺｎ浴でめっきした後、そのめっき鋼板に板温が４２０〜６５０℃の温度域で２０℃／ｓ以上の昇温速度で合金化処理を行い、引き続いて４５０〜５５０℃で３８以上の加熱処理を行」えば、「素地鋼板表面にＦｅ濃度が７〜１５ｗｔ％の合金化Ｚｎめっき皮膜が形成され、且つ、鋼板とめつき皮膜の界面にＦｅが濃化された合金化溶融Ｚｎめつき鋼板において、鋼板表面に最大径が１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍの凸部が形成され、その表面に１．５μｍ以下のΓ相、０．５〜３．５μｍのΓ１相が順に形成され、更にその上層がδ、相あるいはδ１＋ζ相よりなることを特徴とする界面密着性に優れた合金化溶融Ｚｎめっき鋼板」が必ず得られるのか疑わしい旨等いう（１９頁２３行〜２０頁９行）が、これが得られないことを証するに足るものはなく、実施例の記載によれば得られるものと認める。
　株式会社神戸製鋼所は、本件特許明細書の請求項１には、鋼板表面に形成される凸部に関し「最大径が１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍ」と記載され、分布、間隔、形成密度について規定されておらず、不備がある旨いうが、本件請求項１に係る発明は、上記凸部の分布、間隔及び形成密度に特徴のある発明でないから、本件特許明細書の請求項１項に鋼板表面に形成される凸部の分布、間隔及び形成密度について規定されていないのである。
　また、株式会社神戸製鋼所は、本件特許明細書の「発明の詳細な説明」の欄には、上記凸部の分布、間隔、形成密度についての記述が見られないばかりでなく、「最大径が１０μｍ以下、高さが０．１〜２μｍ」という凸部の形成手段が明らかにされていないから、本件の請求項１及び２に係る発明を「その発明の属する技術分野における通常の知識を有するものがその発明を容易に実施することができる程度に目的、構成及び効果が記載されている」と云えない旨いうが、実施例の記載によれば、本件請求項１及び２に係る発明を「その発明の属する技術分野における通常の知識を有するものがその発明を容易に実施することができ
る」はずである。
　すなわち、本件明細書の記載に不備があるから、本件請求項１及び２に係る発明の特許は、特許法第３６条第３項及び第４項の規定を満たしていない出願に対してなされたものであるといえない。
５．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及び２に係る発明の特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件請求項１及び２に係る発明の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１１年６月１４日（１９９９．６．１４）