【事件の表示】
　特許第３００３０２７号「単結晶ＳｉＣおよびその製造方法」の請求項１ないし３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３００３０２７号の請求項１ないし３に係る特許を維持する。
【理　由】
〔一〕　本件特許は、平成９年６月２５日（１９９７．６．２５）に出願され（特願平９−２０７０３９号）、平成１１年１１月１９日に特許権の設定の登録がされ（特許第３００３０２７号。請求項数　３）、平成１２年１月２４日にその特許掲載公報が発行されたものである。
　これに対して、平成１２年７月２４日付けで、本件特許の請求項１から同３までの各請求項に係る発明は、いずれも特許法第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、特許を取り消すべきであるとの特許異議の申立てがされた。
　
〔二〕　本件特許の願書に添付した明細書（以下では、本件特許明細書という。）の記載
（イ）　特許請求の範囲
　「【請求項１】　α−ＳｉＣ単結晶基材に物理的蒸着法もしくは熱化学的蒸着法で１０μｍ以上の厚さのβ−ＳｉＣ層を形成してなる複合体を熱処理することによって、上記β−ＳｉＣ層の多結晶体をα−ＳｉＣに転化させて該β−ＳｉＣ層に上記α−ＳｉＣ単結晶基材の結晶軸と同方位に配向された単結晶を成長させていることを特徴とする単結晶ＳｉＣ。
　【請求項２】　α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に物理的蒸着法もしくは熱化学的蒸着法で１０μｍ以上の厚さのβ−ＳｉＣ層を形成した後、その複合体を熱処理して上記β−ＳｉＣ層の多結晶体をα−ＳｉＣに転化させて該β−ＳｉＣ層に上記α−ＳｉＣ単結晶基材の結晶軸と同方位に配向された単結晶を育成することを特徴とする単結晶ＳｉＣの製造方法。
　【請求項３】　上記複合体の熱処理が、ＳｉＣ飽和蒸気圧の雰囲気中で、かつ、１６５０〜２４００℃の範囲の温度で行なわれる請求項２に記載の単結晶ＳｉＣの製造方法。」
（ロ）　【0002】（【従来の技術】）
　「ＳｉＣ（炭化珪素）の単結晶体は、Ｓｉ（シリコン）やＧａＡｓ（ガリウムヒ素）などの既存の半導体材料に比べて、耐熱性および機械的強度に優れているだけでなく、高温特性、高周波特性、耐圧特性、耐環境特性にも優れており、さらに不純物の添加によって電子や正孔の価電子制御が容易である上、広い禁制帯幅を持つ（因みに、６Ｈ型のＳｉＣ単結晶で約３．０ｅＶ、４Ｈ型のＳｉＣ単結晶で３．２６ｅＶ）ために、次世代のパワーデバイス用半導体材料として注目され、かつ期待されている。」
（ハ）　【0004】（【発明が解決しようとする課題】の一部）
　「しかしながら、上記した従来の製造方法は共に結晶成長速度が１μｍ／ｈｒ．と非常に低いだけでなく、昇華再結晶法にあっては、マイクロパイプ欠陥と呼ばれ半導体デバイスを作製した際の漏れ電流等の原因となる結晶の成長方向に貫通する直径数ミクロンのピンホールが１００〜１０００／ｃｍ２程度成長結晶中に存在するという問題があり、このことが既述のようにＳｉやＧａＡｓなどの既存の半導体材料に比べて多くの優れた特徴を有しながらも、その実用化を阻止する要因になっている。」
（ニ）　【0005】（【発明が解決しようとする課題】の一部）
　「また、高温ＣＶＤ法の場合は、基板温度が１７００〜１９００℃と高い上に、高純度の還元性雰囲気を作ることが必要であって、設備的に非常に困難であり、さらに、エピタキシャル成長のために成長速度にも自ずから限界があるという問題があった。」
（ホ）　【0006】（【発明が解決しようとする課題】の一部）
　「本発明は上記実情に鑑みてなされたもので、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の影響が殆どない高品位の単結晶体を設備的に簡単に、かつ効率よく成長させることができ、半導体材料としての実用化を促進することができる単結晶ＳｉＣおよびその製造方法を提供することを目的としている。」
（ヘ）　【0011】（【発明の実施の形態】の一部）
　「この後、上記複合体Ｍの全体を、１６５０〜２４００℃、好ましくは２０００〜２２００℃の範囲の温度で、かつＳｉＣ飽和蒸気圧の雰囲気中で熱処理することにより、上記界面３にある種の固相エピタキシャル成長を生じさせて図３の顕微鏡による断面エッチング写真で明示されているように、上記β−ＳｉＣ層２の多結晶体４がα−ＳｉＣ単結晶基材１の結晶軸と同方位に配向された単結晶５が基材１側の単結晶と一体化して育成される。」
（ト）　【0012】（【発明の実施の形態】の一部）
　「ところで、上記複合体Ｍにおいて上記界面３を形成するα−ＳｉＣ単結晶基材１の表面に近くにはピンホール状のマイクロパイプ欠陥が散在しており、このようなマイクロパイプ欠陥が存在する箇所では上記の熱処理に伴ってβ−ＳｉＣ層２側の多結晶体４がα−ＳｉＣに転化されて該ＳｉＣ層２に上記α−ＳｉＣ単結晶基材１の結晶軸と同方位に配向されて該基材１側の単結晶と一体に成長すべき単結晶５が十分に成長しなかったり、成長したとしても、上記界面３近く、具体的には界面３から１０μｍ未満の厚さの範囲Ｌにはマイクロパイプ欠陥やそれに影響された欠陥が残存することになり、このような欠陥を含んだ単結晶ＳｉＣはその品位が非常に悪い。」
（チ）　　【0013】（【発明の実施の形態】の一部）
　「この点を考慮して、本発明では、上記複合体Ｍにおけるα−ＳｉＣ単結晶基材１の表面にβ−ＳｉＣ層２を１０μｍ以上の厚さ（ｔ）に成膜したのであり、これによって、上記の欠陥が残存する範囲Ｌ以外の範囲Ｌ１のＳｉＣ層２側にマイクロパイプ欠陥やそれに影響された欠陥が全くない単結晶５を成長させることが可能となり、この範囲Ｌ１の単結晶５を使用することにより高品位の単結晶ＳｉＣが得られるのである。」
　
〔三〕　引例の記載
（１）　特開昭５７−９２５９１号公報（本件特許異議の申立人が提示した甲第１号証。以下では、引例１という。）
（イ）　特許請求の範囲の第１項
　「１．　不連続結晶粒子成長を示す多結晶体に該多結晶体を構成する結晶粒子とほぼ同一の結晶構造を有する大結晶粒子を予め形成しておくかあるいは多結晶体を作製した後形成し、これを多結晶体の不連続結晶粒子成長の起る温度未満の温度に加熱し、前記大結晶粒子を多結晶体方向に結晶成長させて単結晶を育成することを特徴とする単結晶の製造法。」
（ロ）　２頁左下欄、１３行〜同右下欄、下から２行
　「　すなわち不連続結晶粒子成長とは、ある特定温度で多結晶体内に不連続結晶粒子成長の起点となる核、すなわち周囲の結晶粒子の大きさに比べ数倍から数十倍以上の大きさの結晶粒子が生成しその結晶粒子がまわりの微細な結晶粒子を合体し急激な速度で成長することをいい、不連続結晶粒子成長の起る温度とは、それらの現象が起る温度をいうが、この多結晶体の不連続結晶成長の核の生成する過程と核の成長する過程とは全く異なったものでありそれぞれの過程の起る温度が異なる。
　すなわち加熱過程で不連続結晶粒子成長を示す多結晶体では不連続結晶粒子成長の核の生成する温度が核の成長する温度より高温側にあり、さらに多結晶体に予め不連続結晶粒子成長の起点となる核、すなわち多結晶体を構成する結晶粒子に比べその大きさが数倍から数十倍以上の大きさの大結晶粒子を形成しておき、加熱温度を多結晶体の不連続結晶粒子成長の起る温度未満の温度で加熱すると、予め核として形成した大結晶粒子のみを急激な速度で大きく育成ができる。
　従って、本願発明はこの不連続結晶粒子成長の起る多結晶体に不連続結晶粒子成長の核として大結晶粒子を予め形成しておくか、あるいは多結晶体を作製した後形成し、これを多結晶体の不連続結晶粒子成長の起る温度未満の温度で加熱することにより、大結晶粒子のみをかなりの速度で成長させ単結晶を製造する方法である。」
（ハ）　３頁右上欄、７〜１８行
　「　さらにまた多結晶体の表面の少なくとも一部に多結晶体を構成する組成とほぼ同一組成の材質をスパッタリング、蒸着、ＣＶＤもしくはこれと等価の方法によって付着させて非晶質膜または微細結晶膜を形成し、該膜を電子線、赤外線等により局部的に加熱するか、あるいは必要に応じて膜の表面に電子線を順次走査して、その局部より結晶を発達させるか、または該膜部に局部的に応力を加えて大結晶粒子を形成してもよく、またこの場合に前記非結晶質膜または微細結晶膜に種単結晶の小片を接触させた状態で加熱することにより種単結晶と同一結晶方位の単結晶膜を形成してもよい。」
（ニ）　３頁左下欄、５〜６行
　「　そして、核とした大結晶粒子を多結晶方向に結晶成長させて単結晶を育成する」
（ホ）　３頁左下欄、１１〜１４行
　「　本願発明はフェライト、ガーネット、スピネル、ニオブ酸塩、タンタル酸塩、チタン酸塩等の各種酸化物および、金属、炭化物、窒化物等の各種化合物の単結晶の製造に適用できる」
（ヘ）　実施例１（４頁）
　「　純度９９．９％の酸化リチウムと純度９９．９％の酸化ニオブを材料としてその組成がＬｉＯ２＝５０ｍｏｌ％、Ｎｂ２Ｏ５＝５０ｍｏｌ％、である調合物を調整し、それを用いて成形体を成形する際に１ｍｍ角のＬｉＮｂＯ３単結晶の小片を成形体のほぼ中心に埋設して１５ｘ１５ｘ１５ｍｍの成形体を作製し、これを１１００℃、２時間焼成してＬｉＮｂＯ３の多結晶体を得た。
　この多結晶体は平均粒子径が５μｍ、気孔率が０．０２％で加熱試験の結果不連続結晶粒子成長の起る温度が１２１０℃であった。この多結晶体の表面部分を除去し１０ｘ１０ｘ１０ｍｍのブロックを作製しこれを空気中で１１５０℃まで加熱した後、１１５０℃から１０℃／ｈｒの昇温速度で１２０５℃まで昇温した後冷却した。その結果１０ｘ１０ｘ１０ｍｍのＬｉＮｂＯ３の単結晶を得た。」
（ト）　６頁右下欄、下から５行〜７頁左上欄、９行
　「　以上述べたとおり本発明の単結晶の製造法は不連続結晶粒子成長を示す多結晶体に、単結晶育成の核となる大結晶粒子を形成しこれを多結晶体の不連続結晶粒子成長の起る温度未満の温度に加熱して予め形成した大結晶粒子のみを結晶成長させて単結晶を育成製造する方法であり、従来の液相からの単結晶の製造法に比べ低温で製造できるので揮散成分の問題による組成的な偏りがなく、また大型かつ複雑で高価な単結晶合成装置を必要とすることもなく、通常の焼結法等の極めて簡単な方法で工業的に安価に単結晶の製造ができるものであり、セラミックスはもとより金属単結晶の製造にも応用でき、工業上極めて有用な単結晶の製造方法である。
　
（２）　Proc. 1st Japan International SAMPLE Symposium，Nov. ２８−Dec. 1, 1989（本件特許異議の申立人が提示した甲第２号証。以下では、引例２という。）
（イ）　ABSTRACT(p.1430)
 「SiC is the unique characterized material such as high temperature stability, high elastic modulus and poly type crystalography. In order to utilize this material, the crystalographic approach to bond the SiC body was examined. A couple of the dense sintered SiC body with lapped surface was able to be directly bonded together through the grain conjugation derived by solid phase transformation during heat treatment. No discontinuous interface through out the bonded area were seen after completion of bonding procedure. The four point bending strength transverse the bonded interface were obtained between 400MPa and 610MPa without serious strength degradation compare with original sintered body. Complete bonding was achieved by controlled grain growth of poly crystal body without any bonding agent and additional pressure.
The grain conjugation at the contact surface assisted by βto αphase transformation would be a possible mechanism for this bonding.」
（ロ）　１４３２頁左欄、下から５〜末行
 「 Only No.1 and No.2 specimens exhibitted the significant amount of βto αphase transformation during 2125℃by 3hrs. bonding condition.」
（ハ）　１４３４頁左欄、［Ｃａｔ．１］
　「Starting from the low α/βratio specimen couple, then increase the α/βratio significantly during the bonding procedure.
A lot of βto αphase transformation occures throughout the full specimen body. Grain growth or conjugation occures everywhere in the specimen. This is for No.1 vs. No.1 couple.」
（ニ）　１４３４頁左欄、［Ｃａｔ．２］
　「Starting from the high α/βratio vs. low α/βratio couple, then control the α/βratio of each specimen within the certain small level during the bonding procedure. Local grain conjugation occures preferably at bonding interface to bond each other. Because βgrains in low α/βside suraface is frequently contacting with αgrains in highα/βside surface,βgrain will be easily transformed to αphase at the same time of grain growth.」
（ホ）　１４３４頁右欄、１４〜１８行
 「Always careful consideration should be need to select the bonding procedure to avoid the exaggerate grain growth which will degradate the strength of final bonded body.」
　
（３）　日本結晶成長学会「結晶成長ハンドブック」編集委員会編、「結晶成長ハンドブック」（１９９５．９．１、共立出版株式会社／南條光章発行）（本件特許異議の申立人が提示した甲第３号証。以下では、引例３という。）
（イ）　３４３頁左欄、１〜１１行
　「　従来、単結晶の多くが液相からあるいは気相から育成されてきた。しかし近年、固相からの単結晶育成の研究が進み、中には生産規模にまで発展した技術も現れるようになり、固相成長は単結晶育成技術の有力な一つとなりつつある。
　現在までのところ、フェライト、ＹＩＧ、モリブデン／タングステン、ＺｎＳｅ、酸化物超電導体等の単結晶がこの技術により育成されている。」
（ロ）　３４３頁のＢ．粒成長による単結晶育成法の一部
　「　粒成長による単結晶育成法は図５．１．１に示すように、成長原料としての多結晶体に種子単結晶を接触させ、これを加熱することにより単結晶を成長させる方法である。
　本法は、基本的に多結晶体で起きる結晶粒子の成長現象を利用している。よく知られているように、多結晶体を加熱した場合、その結晶粒子の中で比較的大きな結晶が周囲の微細な結晶粒子を併合し、より大きな結晶へ成長する。したがって、微細な結晶粒子よりなる多結晶体に大きな粒子すなわち単結晶を接合し、これを加熱することにより、単結晶を多結晶方向に成長させ、単結晶を得ることができる。図５．１．２にその成長界面を示す。
　結晶粒子の加熱過程で起きる成長形態から、多結晶体を大別すると２種類ある。図５．１．３に示すように、加熱温度の上昇に伴い結晶粒子が全体的に一様に成長する、いわゆる連続粒成長する多結晶体と、加熱温度を上昇させても、特定の温度まで結晶粒子はほとんど成長せず、その温度を越すと一部の結晶粒子のみが数ｍｍに及ぶ巨大な粒子に成長する、いわゆる不連続粒成長を示す多結晶体とがある。固相成長法は、この不連続成長を示す多結晶体を使用する。」
（ハ）　図５．１．１には、多結晶体に種子単結晶を接着し（種子接合）、多結晶体を単結晶化する過程が図示されている。
（ニ）　４５８頁、「ｄ．固相成長」の一部
　「液相や気相等のような相の変化を伴わずに、固相の状態を保ったまま結晶を作製する方法である。原料として、ＣＶＤ法によって作られた多結晶ＺｎＳｅを用い、Ｓｅ雰囲気下で熱処理することによりｃｍサイズのＺｎＳｅ単結晶を育成することが可能である。」
　
（４）　特公平５−５７９０号公報（本件特許異議の申立人が提示した甲第４号証。以下では、引例４という。）
（イ）　特許請求の範囲
　「１　二以上の炭化珪素焼結体を接触させて加熱接合する方法において、３Ｃ、２Ｈポリタイプのうち少なくとも一種類からなるＳｉＣ粒子と、６Ｈ、４Ｈ、１５Ｒポリタイプのうち少なくとも一種類からなるＳｉＣ粒子とが、接触界面において接触部分を有するよう炭化珪素焼結体を接触させた後、１７００〜２１００℃の温度で加熱することを特徴とする炭化珪素焼結体の接合方法。」
（ロ）　３欄２３〜３０行
　「　上述したように接触させた状態で１７００〜２１００℃の温度で加熱すると、高温型ＳｉＣ粒子は接触している低温型ＳｉＣ粒子を取り込んで粒子成長し、この際物質移動が生じ緻密化して接合する。すなわち、１７００〜２１００℃以外の温度では良好な接合強度を有する接合体が得られないため、加熱温度を１７００〜２１００℃と限定した。」
　
〔四〕　特許を維持する理由
　以下では、本件特許の請求項１から同３までの各請求項の構成の発明（以下では、本件特許発明と総称する。なお、請求項１の構成の発明は、ＳｉＣ単結晶の発明であり、請求項２の構成の発明は、そのＳｉＣ単結晶の製造方法の発明であるが、請求項１の構成の発明はいわゆる製法限定された物の発明であるから、技術的工夫の実質に格別の相違があるとは認められない。また、請求項３の構成の発明は、請求項２の構成の発明の製造条件を限定した発明である。）
　
（１）　引例１に記載されている発明の認定
　引例１には、「炭化物」の場合について｛上記〔三〕（１）（ホ）参照｝、「蒸着」によって、多結晶体の表面に「微細体結晶膜を形成し」、（α）「微細結晶膜を電子線、赤外線等により局部的に加熱するか」、（β）「膜の表面に電子線を順次走査して、その局部より結晶を発達させるか」又は（γ）「局部的に応力を加えて大結晶粒を形成」するか、さらには、（δ）上記「微細結晶膜に種単結晶の小片を接触させた状態で加熱することにより種単結晶と同一結晶方位の単結晶膜を形成」｛上記〔三〕（１）（ハ）参照｝することによって、大結晶粒子に成長させ、その後、その大結晶粒子を核として｛この大結晶粒子は、多結晶体とほぼ同種の結晶構造をもっている。上記〔三〕（１）（イ）参照｝、「多結晶体の不連続結晶粒子成長の起こる温度未満の温度に加熱し、前記大結晶粒子を多結晶体方向に結晶成長させて」｛上記〔三〕（１）（イ）参照｝育成する、炭化物単結晶及びその製造方法の発明が記載されている。
　以下では、上記構成の炭化物単結晶の発明及びその製造方法の発明を引例１の発明と総称する。
　
（２）　本件特許発明と引例１の発明との比較
（イ）　本件特許発明がＳｉＣ単結晶又はその製造方法の発明であるのに対して、引例１の発明は、炭化物単結晶又はその製造方法の発明である。
　引例１には、その炭化物がＳｉＣであることについてはなにも記載されていない。
　以下では、上記相違点を相違点イという。
（ロ）　本件特許発明では、α−ＳｉＣ単結晶基材を使用するのに対して、引例１の発明では、その使用する大結晶粒子（単結晶を製造するための核）として種々の形態が列挙され、そのなかに、炭化物単結晶膜〔上記（１）（α）〜（δ）参照〕が包含されていると認められるにすぎない。
　以下では、上記相違点を相違点ロという。
（ハ）　本件特許発明では、α−ＳｉＣ単結晶基材の表面に物理的蒸着法もしくは熱化学的蒸着法で１０μｍ以上の厚さのβ−ＳｉＣ層を形成しているのに対して、引例１の発明では、炭化物単結晶化の核となるべき炭化物大結晶粒子に接触している多結晶体はほぼ同種の結晶構造を有するものであればよいとされているだけで、多結晶体層を物理的蒸着法又は熱化学的蒸着法によって炭化物大結晶粒子上に形成することは、引例１の発明の構成要件とはされていない。
　上記の相違点を相違点ハという。
（ニ）　本件特許発明では、「β−ＳｉＣ層の多結晶体をα−ＳｉＣに転化させて該β−ＳｉＣ層に上記α−ＳｉＣ単結晶基材の結晶軸と同方位に配向された単結晶を成長させている」のに対して、引例１の発明では、炭化物結晶の相変化を発明の構成要件としていない。
　以下では、上記相違点を相違点ニという。
　
（３）　容易性の判断
（イ）　相違点イについて
　ＳｉＣが炭化物であることはよく知られているが、一方では、炭化物にはＳｉＣ以外の炭化物もよく知られているのであるから、引例１の発明がＳｉＣを直接対象としているかどうかは、不明というほかはない。
　そうすると、少なくとも相違点イについて、ただちには、本件特許発明が引例１の発明に基づいて容易に発明をすることができた発明であるとすることはできない。
（ロ）　相違点ロについて
（ａ）　引例１の発明の大結晶粒子が炭化物単結晶膜であるといっても、あくまで単結晶化のための「核」にすぎないのであって、ただちに「基材」であるとは認められないが、大結晶粒子（核）としての単結晶膜を「基材」に代えることは、当業者ならば、必要に応じてできることであるとは認められる。
（ｂ）　しかしながら、本件特許発明の基材がα−ＳｉＣ単結晶であるのに対して、引例１の発明の大結晶粒子（核）である炭化物単結晶膜がα−ＳｉＣ単結晶膜である場合があることを明示する記載は、引例１にはみあたらない。
　ただし、念のため、引例１の炭化物がα−ＳｉＣである場合を仮定すると、その単結晶膜の製造方法〔上記（１）参照〕からみて、上記単結晶膜がα−ＳｉＣ単結晶膜である場合が想定されるが、その場合には、引例１の発明では、大結晶粒子（核）は多結晶体とほぼ同一の結晶構造を有するとされているから、多結晶体もα−ＳｉＣであって、β−ＳｉＣではないことになり、結晶構造に関する限りで、相違点ロは、相違点ニに帰着する。
　なお、「ほぼ同一」の結晶構造という語の意味は、必ずしも明りょうではないが、ＳｉＣに言及していない引例１において、「ほぼ同一」の語がα−ＳｉＣ単結晶膜に対して多結晶体がβ−ＳｉＣであることまでをも意味していると解することはできない。
（ハ）　相違点ハについて
　引例１から引例４までには、α−ＳｉＣ単結晶基材上に１０μｍ以上の厚さのβ−ＳｉＣ層を蒸着し、熱処理することについては、格別の記載があるとは認められない。
　そして、引例１の発明の目的は、炭化物多結晶体を単結晶化することを目的としているのであるから、炭化物多結晶体の量は比較的多量であるとしても、その炭化物多結晶体を、わざわざ大結晶粒子としての炭化物結晶膜上に非常に厚い層として蒸着することは、通常考えにくいことであると認められる。
　そうすると、引例２から引例４までの各引例に記載されている発明を参酌しても、引例１の発明に基づいて、半導体用に適する単結晶ＳｉＣを製造するために、本件特許発明の構成要件である１０μｍ以上の厚さでβ−ＳｉＣを蒸着することが容易に着想できるとは認められない。
（ニ）　相違点ニについて
（ａ）　そもそも、引例２及び引例４に記載されている発明は、α／β−ＳｉＣ体の接合についての発明であって｛上記〔三〕（２）（イ）及び（ホ）参照｝、半導体材料として利用できる、なるべく純粋なα−ＳｉＣ単結晶を製造する方法についての発明｛上記〔二〕（ロ）参照｝ではないから、引例２及び引例４に記載されている発明を参酌するのは適切とは認められない。
（ｂ）　しかしながら、念のために、引例２及び引例４の記載を検討すると、α／β−ＳｉＣ体を加熱接合するときに、β−ＳｉＣがα−ＳｉＣに相転移する場合があることは認められる｛上記〔三〕（２）（ロ）〜（ニ）参照｝ものの、その場合でも、β−ＳｉＣが完全にα−ＳｉＣに相転移するとはされていない。
（ｃ）　また、引例３には、ＳｉＣ単結晶の製造については、具体的にはなにも記載されていない。
（ｄ）　そうすると、引例２から引例４までの各引例に記載されている発明を参酌しても、引例１の発明に基づいて、半導体用に適する単結晶ＳｉＣを製造するために、わざわざα−ＳｉＣ単結晶基材上にβ−ＳｉＣを蒸着することが容易に着想できるものとは認められない。
　
（４）　そして、本件特許発明の単結晶ＳｉＣは、上記〔二〕（ホ）、（ト）及び（チ）によれば、格子欠陥およびマイクロパイプ欠陥の影響が殆どない高品位の単結晶体」であるから、上記〔二〕（ロ）の前提からすると、半導体材料として有望な単結晶ＳｉＣであると認められるから、上記〔二〕（ハ）に記載されている事情を考慮すると、本件特許発明は、予想外の効果を奏したものであると認められる。
　
（５）　そうすると、本件特許発明は、相違点イ、相違点ハ及び相違点ニの工夫によって、上記（４）に指摘した予想外の効果を奏したものと認められるから、本件特許発明は、引例１から引例４までの各引例に記載されている発明に基づいて、当業者が容易に発明をすることができた発明であるとは認められず、本件特許発明は、特許法第２９条第２項の規定に違反して特許されたものとは認められない。
　また、他に本件特許を取り消すべき理由を発見しない。
　したがって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１２年１２月１日（２０００．１２．１）