【事件の表示】
　特許第２６７１０８６号「連続鋳造法による低炭硫黄系快削鋼」の請求項１及び請求項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２６７１０８６号の請求項１及び請求項２に係る特許を取り消す。
【理　由】
〔一〕　本件特許は、平成４年（１９９２）９月２２日に出願され（特願昭４−２５３２５９号）、平成９年７月１１日に特許権の設定の登録がされ（特許第２６７１０８６号。請求項数２）、平成９年１０月２９日に特許掲載公報が発行されたものである。
　当審は、平成１０年８月２８日付けで請求項１及び同２の構成の発明は、特許法第２９条第２項の規定に違反して特許されたものであるから、取り消すべきであるとの取消理由通知をし、これに対して、本件特許権者は、意見書を提出した。
　本件特許の願書に添付された明細書（以下では、この明細書を本件特許明細書という。）の特許請求の範囲の記載は、下記のとおりである。
「【請求項１】　重量で、C：0.05〜0.15%、Mn：0.5〜2.0%、P：0.05〜0.10%、S：0.15〜0.40%、O：0.010〜0.040%を基本成分とし、さらにSiを0.003%以下、Alを0.009%以下に制限し、残部実質的にFeからなり、かつMn硫化物系介在物中の平均Fe含有量が0.5〜10%であることを特徴とする連続鋳造法による低炭硫黄系快削鋼。
【請求項２】　請求項１記載の快削鋼にPb、Bi、Teのうち少なくとも１種類以上をそれらのトータル重量で0.01〜0.40%含有させた連続鋳造法による低炭硫黄系複合快削鋼。」
　以下では、上記請求項１の構成の発明を本件特許発明１といい、同２の構成の発明を本件特許発明２という。
　
〔二〕　本件特許明細書の詳細な説明の記載
（イ）【0001】【産業上の利用分野】（２欄）
「本発明は連続鋳造法による塑性変形能及び被削性に優れた低炭硫黄系快削鋼に関するものである。」
（ロ）【0004】【従来技術】の一部（３欄）
「本発明者らの経験では、MnSの短径、長径や長径／短径比や、Mn硫化物系介在物の平均サイズや酸化物と結合していない硫化物介在物の割合が、特開昭５９−２０５４５３号公報や特開昭６２−２３９７０号公報に記載されている条件を満足していても被削性が良好でなかったり、逆にそれらの条件を満足していないくても被削性が良好な場合があった。」
（ハ）【0007】【発明が解決しようとする課題】の一部（３欄）
「連続鋳造法では各成分濃度が均一で、そのため被削性を含めた鋼材の特性は均一なものが得やすいが、一般に鋳片の断面サイズは鋼塊に比べ小さく、MnS系介在物が減少するため被削性が低下してしまう。鋳片の断面サイズが小さいほど被削性を確保するうえで不利となる。」
（ニ）【0008】【発明が解決しようとする課題】の一部（３欄）
「本発明は、被削性に優れ、しかも被削性等鋼材特性のロット内変動が少ない連続鋳造法による快削鋼を提供することを目的とするものである。」
（ホ）【0009】（【課題を解決するための手段】の一部）（３欄）
「本発明者等は種々検討を重ね、被削性に大きな影響を及ぼすMn硫化物系介在物の塑性変形能を適正に制御するといった視点から従来の連続鋳造法による快削鋼に改良を加え、切削面の仕上面粗さやドリル寿命等が良好な被削性の優れた快削鋼を開発した。」
（ヘ）【0010】（【課題を解決するための手段】の一部）（３欄）
「即ち、連続鋳造法による低炭硫黄系快削鋼において鋼中のMn硫化物系介在物中のFe含有量を調整することでその塑性変形能を適正化して、これにより構成刃先の生成、成長を抑制して切削仕上げ面粗さやドリル寿命の改善を図るものであり、・・・。」
（上記中、「・・・」の部分は、摘記を省略した部分である。）
（ト）【0011】の一部（【課題を解決するための手　段】の一部）（４欄）
「なお、Mn硫化物系介在物には、純粋なMnS以外に、通常、MnSを主体として含み、MnSの他に本発明で対象とするFeや他の硫化物形成元素、例えば、Ca、Ti、Zr等の硫化物がMnSと固溶したり、結合して共存している介在物や、やはり、MnSを主体として含み、MnTeのようにS以外の元素がMnと化合物を形成し、MnSと固溶したり、結合して共存している介在物が含まれる。また、Mn硫化物系介在物にFeを含有する状態とは、その硫化物系介在物にFeSの形で固溶し、（Mn，Fe，X）（S，Y）として存在している状態を意味する（X：Mn、Fe以外の硫化物形成元素、Y：S以外でMnと化合物を形成する元素）。」
（チ）【0012】（【作用】の一部）（４欄）
「C：Cは、良好な仕上面粗さを確保する上で0.05%以上は必要であるが、
0.15%超ではパーライト組織が多くなり、被削性が低下する。
Mn：Mnは、熱間圧延時にFeSの液膜脆化による熱間加工性の低下に起因する表面割れの防止のため0.5%以上が必要であるが、2.0%超では、マトリックスの固溶Mn量が増大し、マトリックスが硬化するため被削性が低下する。」
（リ）【0013】（【作用】の一部）（４欄）
　「P：Pは、仕上面粗さの改善のためには0.05%以上が必要であるが、0.10%超では機械的性質、冷間加工性が劣化する。
S：Sは、MnSを鋼中に生成させて仕上面粗さを改善するには0.15%以上が必要であるが、冷間加工性を確保するには0.40%以下でなければならない。」
（ヌ）【0014】の一部（【作用】の一部）（４欄）
「O：Oは、0.010%未満ではMnSが小型化し、被削性の劣化が大きいため
0.010%以上が必要であるが、0.040%超では耐火物の溶損が激しく、溶損した耐火物が鋼中に混入すると被削性が低下し、またCO気泡の急激な発生による突沸現象が発生し、鋳造が困難となる。」
（ル）【0015】（【作用】の一部）（５欄）
「Si、Al：Siが0.003%、Alが0.009%を超えると有害な硬質な酸化物であるSiO２、Al２O３が顕著に増加し、被削性を害するため、Si0.003%以下、Alを0.009%以下にする必要がある。Mn硫化物系介在物中の平均Fe含有量：切削面の仕上面粗さやドリル寿命は構成刃先の生成状況に左右され、構成刃先が大きいと仕上面粗さやドリル寿命は低下するが、この構成刃先の生成状況にMn硫化物系介在物の塑性変形能が深く関与している。Mn硫化物系介在物中のFe含有量はMn硫化物系介在物の塑性変形能を支配する因子でFe含有量が高いほど塑性変形し易く、平均Fe含有量が0.5%を切るとMn硫化物系介在物の変形能が不足し、また平均Fe含有量が10%を超えると工具との摩擦により表層部のMn硫化物系介在物は容易に変形し伸びてしまうため、工具先端の構成刃先生成域では構成刃先の生成、成長抑制に十分な厚みを有せず、仕上面粗さやドリル寿命は低下する。従って、良好な被削性を確保するにはMn硫化物系介在物中の平均Fe含有量を0.5〜10%に制御する必要がある。」
（ヲ）（実施例の表）（４頁）
　　　　Fe含有量（%）　仕上面粗さ　　ドリル寿命
（ｉ）　　1.5〜6.4　　　13〜18μｍ　　78〜82m/min
（ｉｉ）　0.5〜8.3　　　　5〜12　　　　78〜87
　ただし、上記中、（ｉ）は、　Pb、Bi又はＴｅのいずれも含有しない場合であり、（ｉｉ）は、少なくともPb、Bi又はTeのいずれかを含有する場合である。
　
〔三〕　引例の記載
（１）V.K.Sarin編、「HIGH PRODUCTIVITY MACHINING」（１９８５、ＡＳＭ発行）（甲第１号証。以下では、引例１という。）の記載
（イ）　（抄録）（１３９頁、左欄）の概要
（ｉ）　新しく開発した連鋳快削鋼の機械加工性をインゴット鋳造鋼と比較した。マンガン硫化物介在物、鉛粒子、及び酸化物類のサイズと形状のような冶金学的要素（これらは、インゴット鋳造鋼から連鋳鋼に変更により変化する傾向がある）の、機械加工性に対する効果を検討した。
（ｉｉ）　連鋳鋼は、平均的なインゴット鋳造鋼とほぼ同様に機械加工できるが、機械加工性の変動が少なく、均質である。
（ｉｉｉ） マンガン硫化物介在物の機械加工性に対する効果は、機械加工条件に依存する。
（ロ）　低炭快削鋼（low, free-machining steel）であるAISI1215及びAISI12L14を連鋳法（strand casting process）によって製造したことが記載されている（１３９頁右欄、EXPERIMENTAL PROCEDURES、SAMPLESの項）。AISI1215及びAISI12L14の化学組成は、表Ｉ（１４４頁）によれば、下記のとおりである。
　　C 　　　　　 Si    　 　Mn　　 　 　P
　0.06〜0.10　  ≦0.015   0.90〜1.10 　0.05〜0.08　
　　S　　　　　　Pb 　　　　O     　　　　N
　0.27〜0.35　0〜0.35　0.0100〜0.0300　0.0020〜0.0070
　以下では、上記組成の連鋳快削鋼を引例１のＳＣ快削鋼といい、その発明を引例１のＳＣ快削鋼発明という。
（ハ）　１４１頁左欄、１９〜３４行には、「高温で長時間加熱した連鋳快削鋼（当審注：ＳＣ快削鋼）では、硫化マンガン類は、インゴット鋳造鋼と同様に、球状である。他方、低温で短時間熱処理した硫化マンガン類は、圧延時により長くなる。この効果は、圧延温度に加えて、硫化マンガン類の塑性変化に帰することができ、この変化は、おそらく、表ＩＩＩに示すように、硫化マンガン類の鉄含量の低下と酸素含量の増加の結果であろう。これらの理由のために、至適な球状の硫化マンガン類を生成させるためには、適正な加熱と圧延実施が重要である。」という趣旨のことが記載されている。
（ニ）　表３（１４６頁）には、MnS中のFeの含量は、1200℃、2hr加熱処理したＳＣ快削鋼の場合は、22.5Wt%であるが、1300℃、14hr加熱処理したＳＣ快削鋼の場合は、4.5Wt%であることが記載されている。
　加熱処理した上記後者のＳＣ快削鋼のｌ／ｄは、図６によれば、ほぼ2〜3の範囲にあることが認められる。
（ホ）　１４６頁、図６には、鋳造ブルーム中の硫化物の形に対する加熱条件の効果が、横軸（対数目盛）に圧下比（Reduction Ratio）をほぼ5〜50の範囲、縦軸に硫化物の形を代表するパラメータ（ｌ／ｄ）をほぼ2から4.5の範囲で目盛りしたグラフに示されている。
　そして、上記グラフによれば、1200℃、2hr加熱処理したＳＣ快削鋼の方が1300℃、8〜14hr加熱処理したＳＣ快削鋼の場合より、ｌ／ｄの値が大きいことが示されている。
（ヘ）　１４２頁右欄、９〜１４行には、図１９に関連して、スクリューマシンテストでの道具寿命及びドリル寿命は、硫化マンガンのアスペクト比の減少によって改善される、いいかえれば、これら二つのテストでは、より球状に近い硫化マンガン類は、機械加工性により有利であることが示されている。
（ト）　１４８頁の図１７には、ドリル寿命（ＶL,1000）は、Pb含有量に比例的に増加すること、Pb含有量が0.1%程度で、おおよそ80〜100m/min程度、0.25%程度で、おおよそ120〜130m/min程度であることが示されている。
（チ）　１４９頁の図１９には、表面粗さＲＺ（μｍ）及びドリル寿命（m/mim）が硫化物の形を代表するパラメータ（ｌ／ｄ）に依存する様子がグラフに示されている。
　同図によれば、ｌ／ｄがほぼ3の場合、ＳＣ鋼（Pb 0.25%）のドリル寿命ＶL,1000は、おおよそ135m/minであり、ＲＺは、おおよそ15μｍであること示されている。
　また、ｌ／ｄがおおよそ2.8〜5.2の範囲で、ＲＺは10.2〜20.2μｍの範囲にあるが、ｌ／ｄが小さくなるほど、ＲＺが大きくなる傾向があることが見てとれる。
（２）  特開昭６２−２３９７０号公報（甲第６号証。以下では、引例２という。）
（イ）　特許請求の範囲
「　重量％でC 0.05〜0.15%、Mn 0.5〜1.5%、P 0.05〜0.10%、S 0.15〜0.40%、Pb 0.05〜0.40%、O 0.010〜0.020%を基本成分とし、さらにSi 0.003%以下、Al 0.009%以下に制限し、残部実質的にFeからなりかつ鋼材圧延方向断面1平方mm当り存在するマンガン硫化物介在物および鉛が複合化しているマンガン硫化物系介在物の平均断面積が 30〜150μｍ２で、かつ酸化物と複合していない硫化物系介在物の比率が硫化物系介在物総数の80%以上であることを特徴とする連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼。」
　以下では、上記構成の発明を引例２の発明という。
（ロ）　（産業上の利用分野）（１頁）
「　本発明は連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼に関し、特に塑性変形能にすぐれ、かつ切削仕上げ面性状のすぐれた、連続鋳造による低炭素硫黄−鉛快削鋼にかかるものである。」
（ハ）　（従来の技術）の一部（１頁右下欄、下から２行〜２頁左上欄、下から６行）
「　所で連続鋳造した低炭素快削鋼はインゴット鋳造した快削鋼よりも化学組成の変動が小さく、その結果ロット内のハイスドリルにより評価される被削性の変動が小さいため、たとえば鉄と鋼1983、vol.69 No5の199頁にも見られるように切削加工の安定操業にとって有利であることが知られているが、一方においては、マンガン硫化物の寸法はインゴット鋳造した快削鋼のそれよりも小さいため旋削により評価される被削性能の絶対値において劣るという欠点がたとえば鉄と鋼1985 vol.71 No5の242頁などに指摘されており、そのため市場における実用化が遅れているのが実状である。連続鋳造はインゴット鋳造と比較して溶鋼の凝固速度が大きくマンガン硫化物が大きく成長できないのは宿命であり、形状の小さいマンガン硫化物でも被削性能のすぐれた、連続鋳造による快削鋼の開発が工業界から望まれている。」
（ニ）　（作用）の一部（２頁左下欄、下から５〜２行）
「　次にMnは鋼の結晶粒界へのFeS析出を防止し熱間圧延時の割れを防ぐために0.5%以上必要であるが、1.5%を超える場合には鋼の硬さを大きくして被削性能を低下させるので1.5%以下に限定する必要がある。」
（ホ）　（作用）の一部（２頁右下欄、５〜９行）
「　Pbは切屑のカール半径を小さくして切屑処理性を改善すると共に仕上面粗さを向上させるため0.05%以上必要である。Pbの上限については0.4%を超える場合熱間加工性能、面疲労特性を損うので0.40%に限定する必要がある。」
（ヘ）　（作用）の一部（２頁右下欄、下から６行〜３頁左上欄、６行）
「　一方SiはMnSの塑性変形能を小さくし工具刃先へのMnS皮膜生成を抑制する結果、構成刃先の寸法が大きくなり切削仕上面が劣化するので極力低めに抑えることが必要であり、その含有量は0.003%以下に制限しなければならない。
　またAlもマンガン硫化物の塑性変形能を小さくし工具刃先へのMnS皮膜生成を抑制する結果構成刃先の寸法が大きくなり、切削仕上げ面粗さを劣化させるので0.0009%以下に抑制する必要がある。Alが0.0009%を超えるとMnS皮膜が工具表面を覆う面積率は急激に低下して切削仕上面粗さが著しく劣化する。」
（ト）　実施例（第１表、５頁）として挙げられた快削鋼の仕上表面粗さＲＺ（μｍ）によれば、5〜8（V＝80m/min）、7〜10（V＝120m/min）である。
（３）　Journal of The Iron and Steel Institute（June　1970）（甲第２号証。以下では、引例３という。）の記載
（イ）　引例３には、型を使用してインゴット鋳造した快削鋼が記載されている。（５６８頁、Steelmakingの項）
（ロ）　引例３の５７３頁、右欄の下から１３〜２行には、硫化マンガン介在物の形と硫化マンガン中のマンガン：鉄比との間には図１３に示される関係が存在し、熱間加工時の硫化マンガンの塑性は、この比に影響され、それゆえ、良好な機械加工性のためには、この比がある高い値であることが必要であることが記載されていると認められる。
（ハ）　図１３によれば、Mn：Fe比（この比は、Mn/Feに等しいと認められる。）がおおよそ15以下では急速にｌ／ｄが上昇し、Mn：Fe比がおおよそ15以上では、ほぼ一定で、おおよそ2程度であること、また、Mn：Fe比がおおよそ10程度では、ｌ／ｄの値は、おおよそ4であることを読みとることができる。
（４）　CAMP-ISIJ　 VOL.1（1988）−852の「（５７９）　低炭素硫黄快削鋼の被削性におよぼおす圧延条件の影響」の項（甲第８号証。以下では、引例４という。）
（イ）　下記化学組成（wt%）の鋼材の被削性について検討した。
−　C　　Si　　Mn　　P　　S　　Pb
Ａ　0.08　0.04　1.15　0.072　0.353　−
Ｂ　0.10　0.04　1.24　0.071　0.311　0.27
（当審注：上記中、Ａは、AISI121Mであり、Ｂは、AISI12L14Mである。）
（ロ）　上記両鋼のアスペクト比（α）は、再加熱温度（Reheating temp.）が高くなると低下する傾向があり、おおよそ4から10の間にある。また、若干、圧延仕上げ温度（Finishing temp.）に影響される。
（ハ）　上記両鋼の仕上げ粗さ（Ｒｚ）は、1200℃近くまでは、再加熱温度が高くなると減少し、1200℃を超えると増大するが、おおよそ8〜25μｍの間にある。また、圧延仕上げ温度の影響を受ける。
（ニ）　AISI12L14Mの場合、Ｒｚ＝30.7−0.571YR＋2.23αの重回帰分析結果が得られるとされている〔ただし、αは、アスペクト比（＝ｌ／ｔ。ここで、ｌはMnSの長さ、ｔは厚さ又は幅である。）、YRは、降伏比（％）である。〕
　そして、その後に、「すなわち、仕上面粗さはMnSの形状と同時に、ミクロ組織の影響を受け」るとも記載されている。
（５）　特開昭５９−２０５４５４号公報（甲第９号証。以下では、引例５という。）
（イ）　特許請求の範囲の第１項及び第２項
「（１）　C：0.2%以下、Si：0.2%以下及びMn：2.0%以下を含有し、P：0.10%以下、N：0.02%以下、O：0.010%以下であって、Al：0.002%をこえ0.060%以下を含有し、さらにS：0.04〜0.50%、Te：0.002〜0.50%、Pb：0.01〜0.40%およびBi：0.01〜0.40%を、Te＋Pb＋Bi：0.20%以上となるように含有し、残余が実質的にFeからなり、かつ長径が5μ以上、短径が1μ以上で長径／短径の比が7以下であるMnS系介在物が全MnS系介在物の50%以上を占め、直径5μ以上の巨大Al２O３の含有率が0.01%以下であることを特徴とする快削鋼。
　（２）　C：0.2%以下、Si：0.2%以下及びMn：2.0%以下を含有し、P：0.10%以下、N：0.02%以下、O：0.010%以下であって、Al：0.002%をこえ0.060%以下を含有し、さらにS：0.04〜0.50%、Te：0.002〜0.50%、Pb：0.01〜0.40%およびBi：0.01〜0.40%を、Te＋Pb＋Bi：0.20%以上となるように含有し、残余が実質的にFeからなる溶鋼を連続鋳造法で鋳造することにより、長径が5μ以上、短径が1μ以上で長径／短径の比が7以下であるMnS系介在物が全MnS系介在物の50%以上を占め、直径5μ以上の巨大Al２O３の含有率が0.01%以下である鋼を得ることを特徴とする快削鋼の製造法。」
（ロ）　（３頁右上欄、５〜１０行）
「　硫化物系介在物の形態、大きさについていえば、球状に近いほど、また大きいほどよい。全硫化物系介在物のうち、長径5μ以上、短径1μ以上であって長径／短径の比が7以下の巨大球状硫化物の割合（体積率）が50%以上であれば、被削性改善効果が満足すべきレベルに達する。
（ハ）　第２表には、長径／短径比が4及び5の場合が例示され、第３表には、対応して被削性指数（一定の工具寿命において加工できる量）が204〜199であり、また、長径／短径比が10、9、5である比較例では、それぞれ
125、118、100であることが示されている。」
（６）　特開平２−４７２４２号公報（甲第５号証。以下では、引例６という。）
（イ）　特許請求の範囲
「（１）　重量％で
　　C　　0.60%、
　　Mn　 0.3〜2.0%、
　　P　　0.12%以下、
　　S　　0.12〜0.40%、
　　Al　 0.050%以下、
　　Si　 0.50%以下、
　　O　　0.0005〜0.01%、
　　Ca　 0.001〜0.01%、
　　Bi　 0.01〜0.30%、
　残部鉄及び不可避不純物よりなることを特徴とする硫黄複合快削鋼。」
（ロ）　Bi及びCaを含有する特定組成の連続鋳造法による硫黄複合快削鋼が記載され、この快削鋼は、硫化物が丸く、大きいので、自動盤切削時の仕上面あらさにすぐれていることが記載されている。
（ハ）　表面粗さ（μｍ）は、おおよそ20以下である。（第２図）
（ニ）　超硬工具寿命（切削速度 200m/分）は、おおよそ150〜180程度である。（第１図）
（７）　特開昭４８−２１６１３号公報（甲第３号証。以下では、引例７という。）
（イ）　特許請求の範囲
「　炭素0.15%以下、ケイ素0.02%以下、マンガン0.70〜1.50%、リン0.070〜0.120%、イオウ0.240〜0.350%、カルシウム0.002〜0.005%、酸素120〜300PPM残部鉄及び不可避的不純物からなるカルシウムイオウ快削鋼。」
（ロ）　カルシウムイオウ快削鋼の被削性に対する硫化物の形状（ｌ／ｄ）効果が記載されている。
（ハ）　酸素濃度［O２］がおおよそ100〜200ppmの範囲では、酸素濃度が増すにつれて、ｌ／ｄはおおよそ6から3.5に急激に減少するが、酸素濃度がおおよそ200ppmを超えると、ｌ／ｄは、おおよそ3.5でほぼ一定である。｛第２図（ｂ）｝
（ニ）　上記快削鋼の６０分寿命削り速度は、ｌ／ｄ＝おおよそ5.0〜9.0に対して、おおよそ80〜60m/minである（３頁、第１図）
（８）　特開昭５５−８５６５８号公報（甲第４号証。以下では、引例８という。）
（イ）　特許請求の範囲の第１項
「（１）　C：0.65%以下、Si：2.0%以下、P：0.10%以下、S：0.04〜0.40%、Te：0.002〜0.50%、O：0.001〜0.03%残余が実質的にFeからなり、かつ長径：5〜100μ、短径：1〜10μ長径／短径：1〜10のMnS系介在物が基地中に1mm２あたり20〜200個存在することを特徴とする快削鋼。」
（ロ）　テルル（Te）を含有する快削鋼の被削性をMnSの形状及び個数を限定することによって向上させることが記載されている。MnSの形状としては、長軸Ｌ／短軸Ｗ＝2.3及び3.7の場合（第２表の第一発明鋼）が例示されている。
（ハ）　ドリル寿命（穴あけ個数）が82、850であり、旋削工具寿命が、
245又は125分（切削速度150m/min）の実施例が挙げられている。（第３、４表）
　
〔四〕　判断
Ａ．　引例１の発明との比較及び相違点の指摘
＜１＞　鋼材の全体的元素組成の点
・（イ）　引例１の発明のＳＣ快削鋼は、Nの含有量が0.0020Wt%又は
0.0070Wt%であるのに対して、本件特許発明１及び同２では、Nの含有量が特定されていない点で、一応相違していることが認められる。
　以下では、この相違点を相違点１という。
・（ロ）　また、本件特許発明１及び同２の低炭硫黄系快削鋼（以下では、単にこれらの発明のＳＣ快削鋼という。）のSi含有量の上限は、0.003%であるのに対して、引例１の発明のＳＣ快削鋼のSi含有量の上限は、0.015%である点で、0.003%以下では重複しているものの、Si含有量の、少なくとも上限については、かなりの相違が認められる。
　以下では、Si含有量の上限の相違点を相違点２という。
・（ハ）　また、本件特許発明１及び同２では、これらの発明のＳＣ快削鋼中のAl含有量は、0.009%以下であるとしているが、引例１の発明では、そのＳＣ快削鋼中のAl含有量が規定されていないが、Alの周知の性質からみて、ある程度のAlを含有することを否定しているとは認められず、結局、引例１の発明では、Alの上限が規定されていないという相違に帰着すると認められる。
　以下では、上記の相違点を相違点３という。
・（ニ）　本件特許発明１は、Pbを含有することを発明の構成要件としていないが、本件特許発明２は、Pbを0.01〜0.40%含有することを必須要件としている。
　これに対して、引例１のＳＣ快削鋼は、0〜0.35%含有するのであるから、本件特許発明１及び同２は、Pb含有量の点で、引例１のＳＣ快削鋼発明と相違していないと認められる。
　なお、一般にＳＣ快削鋼成分としてのPbは、快削鋼成分として周知慣用の成分であり、また、引例１の記載｛ことに、引例１の上記〔三〕（１）（ト）によれば、Pbが存在しない場合でも相当程度のドリル寿命を期待できると認められる。｝及び引例２の記載全体の趣旨からみて、MnS介在物の効果に重大な影響を及ぼすものとは認められないから、MnS介在物含有ＳＣ快削鋼中にPbを添加するかしないかは、必要に応じて当業者が適宜できることであると認められる。
・（ホ）　他に、本件特許発明１及び同２と引例１の発明とは、鋼材の全体的組成の点では、相違している点はないと認められる。
＜２＞　MnS介在物中の平均Fe含有量の点
　本件特許発明１及び同２では、Mn硫化物中の平均Fe含有量（以下では、Fe/MnSと略記する。）が0.5〜10%であるのに対して、引例１の発明のＳＣ快削鋼の被削性とFe/MnSとの依存関係について、直接、明確に記載されていない点で相違していると認められる。
　以下では、上記の相違点を相違点４という。
　本件特許発明１及び同２は、Fe/MnSの点で、他に相違している点はないと認められる。
Ｂ．　容易性の判断
＜１＞　発明の構成の点
・（イ）　相違点１について
　通常、鉄鋼中には、侵入型元素またはFe及び合金元素の窒化物として
0.002〜0.03%存在するとされている〔必要なら、社団法人日本金属学会編、「金属便覧」、第２版（昭和４０年８月２０日、丸善株式会社発行）、
４５１頁参照〕。本件特許発明１及び同２においても、鋼中のNの含有量について格別の説明がなく、そのNの含有量が特定されていないからといって、Nを含有しないことを意味しているとは認められない。本件特許明細書を検討しても、本件特許発明１及び同２のＳＣ快削鋼がNを含有しないことを示唆する記載はないから、技術常識からみて、本件特許発明２のＳＣ快削鋼もまたNを含有している場合もあると認められる。
　そして、引例１の発明のＳＣ快削鋼のNの含有量は、Ｎを含有するＳＣ快削鋼として、引例１の発明に特殊な値であるとも認められない。
　そうすると、本件特許発明と引例１の発明のＳＣ快削鋼とでは、Nの含有量の点で実質的に相違しているとは認められない。
・（ロ）　相違点２及び同３について
（ｉ）　一般に、Al２O３及びSiO２系介在物は、工具を摩耗させる性質が強いために、Al２O３及びSiO２系介在物を極力少なくするべきものであることは従来から周知であったと認められる〔必要ならば、日本鉄鋼協会編、「鉄鋼製造法（第４分冊）　処理・品質」（昭和４７年６月３０日、丸善株式会社発行）、ｐ．４３７の１９・１０・２　製造工程と快削性介在物、ａ．溶解の項を参照〕。
（ｉｉ）　また、上記〔三〕（２）（ヘ）によれば、引例２記載のPbを含有したＳＣ快削鋼についてではあるが、Alは、「マンガン硫化物の塑性変形能を小さくし工具刃先へのMnS皮膜生成を抑制する結果構成刃先の寸法が大きくなり、切削仕上げ面粗さを劣化させるので0.0009%以下に抑制する必要がある。Alが0.0009%を超えるとMnS皮膜が工具表面を覆う面積率は急激に低下して切削仕上面粗さが著しく劣化する」と記載されている。また、Siについても、0.003%以下にする必要があると記載されている。
（ｉｉｉ）　そうすると、引例１の発明のＳＣ快削鋼において、そのSi及びAlの含有量を極力小さくし、本件特許発明１のＳＣ快削鋼中のSiの含有量を0.003%以下とし、また、Alの含有量を0.009%以下に制限することは、当業者が容易にできることであると認められる。
・（ハ）  相違点４について
・・（α）　MnS中のFe成分の認識
（ｉ）　上記〔三〕（１）（ハ）及び同（ホ）によれば、引例１の発明の
ＳＣ快削鋼中には、Mn硫化物系介在物（以下では、MnS介在物という。）の塑性の変化がFe/MnSの変化に関係していることが認識されていると認められる。
　しかるに、上記〔三〕（２）（ヘ）によれば、引例２には、「マンガン硫化物の塑性変形能を小さくし工具刃先へのMnS皮膜生成を抑制する結果構成刃先の寸法が大きくなり、切削仕上げ面粗さを劣化させる」また、「MnS皮膜が工具表面を覆う面積率は急激に低下して切削仕上面粗さが著しく劣化」させるので、AlやSiの濃度を一定範囲に限る必要があると記載されている。
　これによれば、マンガン硫化物の塑性変形能が仕上げ面粗さに影響することが認識されていたことが認められる。
　そうすると、ＳＣ快削鋼の開発において、当業者ならば、MnSの塑性変形能、したがってMnSのFe/MnSに容易に着目できると認められる。
（ｉｉ）　上記〔三〕（１）（ハ）及び同（ホ）によれば、引例１には、
MnS介在物の形状をなるべく球状にするためには熱処理条件等が重要であることが記載されている。
　また、引例３には、一般にインゴット鋳造鋼についても、ｌ／ｄだけではなく、MnS介在物中のFe/Mn比に着目している（例えば、ｌ／ｄがほぼ4のとき、MnS介在物中のFe/Mnがほぼ10である）ことが示されている｛上記〔三〕（３）（ハ）参照｝。
　ところで、MnS介在物の形状自体は、インゴット鋳造快削鋼とＳＣ快削鋼とでは、一般にMnS介在物の大きさ、数等に相違が認められるにしても、
MnSの物質組成に由来する性質については、同じ物質組成をもつ限り、通常は、インゴット鋳造快削鋼について認められたことをＳＣ快削鋼に適用することは技術的に妥当であると認められるから、ＳＣ快削鋼の被削性を改善する要因として、ＳＣ快削鋼中のMnS介在物の形状を介して、そのFe/MnSに着目することは、当業者は、容易に着目することができると認められる。
・・（β）　Fe/MnSの数値限定
（ｉ）　上記〔三〕（１）（ハ）及び（ト）によれば、ＳＣ快削鋼について、MnS介在物をなるべく球状にする必要があることが記載されていることが認められる。なお、引例３から引例８までの各引例は、快削鋼の組成の点で若干相違し、また、インゴット鋳造快削鋼の場合をも包含しているが、いずれもMnS介在物の形状に注目し、総じてその形状が球状に近い方が良い快削性を示すとされていることが認められる。
（ｉｉ）　また、上記〔三〕（１）（ホ）によれば、1300℃、14hr加熱処理した、引例１の発明のＳＣ快削鋼のFe/MnSは、4.5Wt%であり、そのＳＣ鋼のｌ／ｄは、図６によれば、ほぼ2〜3の範囲内にあることが認められる（1200℃、2hrのものは、Fe/MnSが22.5Wt%であり、ｌ／ｄは、ほぼ3〜4の範囲内にある。）。
（ｉｉｉ）　しかるに、上記〔三〕（１）（チ）によれば、ｌ／ｄがほぼ3の場合、引例１の発明のＳＣ快削鋼のドリル寿命ＶL,1000は、おおよそ135m/minであり（ただし、Pbを0.25%を含有する場合）、ＲＺは、おおよそ15
μｍであることが示されている。
（ｉｖ）　ところで、上記〔三〕（４）（ニ）によれば、低炭素硫黄快削鋼（引例４には、ＳＣ快削鋼であるかインゴット鋳造快削鋼であるか明確に記載されていない。）について、Ｒｚ＝30.7−0.571YR＋2.23α（アスペクト比であり、ｌ／ｄに相当する。）の式が提案されている。これによれば、
アスペクト比α（＝ｌ／ｄ）が小さい方がＲｚが小さくなることが一応推測できると認められる。
　また、上記〔三〕（１）（チ）によれば、ＳＣ快削鋼の表面粗さ特性ＲＺは、ｌ／ｄが小さくなれば、統計的に悪化する傾向が認められるが、この悪化傾向の統計的推定の精度は高くなく、その悪化傾向の程度は著しくなく、また、ＲＺの数値範囲は、大略、10.2〜20.2μｍの範囲にあり、この数値自体格別悪い値とも認められなから、単にこの悪化傾向があるというだけで、上記（ｉｖ）のように結論できないことにはならないと認められる。
（ｖ）　以上（ｉ）〜（ｉｖ）によれば、引例１の発明のＳＣ快削鋼中、被削性が良好なＳＣ快削鋼をｌ／ｄが2〜3であるＳＣ快削鋼から選択し、結局、ＳＣ快削鋼のMnS介在物のFe/MnSを4.5%又はその近傍に限定することは、当業者ならば、容易に想到することと認められる。
（ｖｉ）　ただ、引例１には、本件特許発明１及び同２のFe/MnSの数値範囲（0.5〜10%）及びこの数値限定の技術的理由が、直接記載されてはいない。
　しかしながら、ＳＣ快削鋼のMnS介在物のFe/MnSを4.5%又はその近傍に限定することが容易にできるからには、ＳＣ快削鋼の被削性の観点から、
Fe/MnSの適切な範囲を定めることも、当業者には容易にできることであると認められる。
・・（γ）　また、本件特許発明１及び同２は、「MnS系介在物が減少するため被削性が低下してしまう。鋳片の断面サイズが小さいほど被削性を確保するうえで不利となる」｛上記〔二〕（ハ）参照｝という課題を解決しようとするものであるとされているが、これは、公知のことであったと認められ、かつ、上記した引例１の記載内容は、ＳＣ快削鋼についてのものであるから、本件特許発明１及び同２は、その課題設定に意義があるものとは認められない。。
＜２＞　発明の効果の点
　上記〔二〕（ヲ）に指摘した本件特許発明１及び同２のＳＣ快削鋼及び上記（Ｂ）（１）（ハ）＜β＞（ｉｉｉ）に指摘した引例１のＳＣ快削鋼の被削性を比較しても、本件特許発明１及び同２は、とくに優れた効果を奏したものとも認められない。
　また、本件特許発明１及び同２のＳＣ快削鋼はロット毎の品質のバラツキが少ないことは、ＳＣ快削鋼一般の性質から予想できることであると認められるから、これによっても、本件特許発明１及び同２が予想外の効果を奏したものとは認められない。
＜３＞　そうすると、本件特許発明１及び同２は、引例２から引例８までの各引例の記載を参酌し、引例１のＳＣ快削鋼の発明に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものと認められる。
＜４＞　したがって、本件特許発明１及び本件特許発明２の各発明は、特許法第２９条第２項の規定に違反して特許されたものであるから、特許法第１１３条第１項第２号に規定する場合に該当しているから、いずれも特許を取り消すべきものである。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１２年３月１６日（２０００．３．１６）