【事件の表示】
　特許第３３５９５８３号「強化白金材料及びその製造方法」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】
　訂正を認める。
　特許第３３５９５８３号の請求項１ないし３に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３３５９５８３号の請求項１〜３に係る発明は、平成１０年１２月１日に特許出願され、平成１４年１０月１１日にその発明について特許の設定登録がなされ、その後、全請求項に係る特許について遠藤弘忠より特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１５年１０月３１日に訂正請求がなされたものである。
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の内容 
（ａ）特許請求の範囲の請求項１、２、３の
「強化白金材料」を、
「強化白金焼結材料」と訂正する。
（ｂ）明細書の段落【０００１】の
「白金」を、
「強化白金焼結材料」と訂正する。
（ｃ）明細書の段落【０００８】（１箇所）と【００１２】（３箇所）の
「強化白金材料」を、
「強化白金焼結材料」と訂正する。
２−２．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否 
　上記（ａ）の訂正は、特許請求の範囲の請求項１、２、３において、「強化白金材料」を「強化白金焼結材料」と限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とするものである。そして、この訂正は、請求項２の「酸化及び焼結を行い、その後塑性加工をすることを特徴とする強化白金材料の製造方法。」や、段落【００１２】の「本発明の強化白金材料では、１４００℃以上の高温での酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こる。その粉末表面において分散酸化物粒子の直径が約１μｍ　〜１０μｍとなる。」等の記載に基づくものであるから、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものであり、しかも、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。 
　上記（ｂ）（ｃ）の訂正は、上記（ａ）の訂正により特許請求の範囲の記載が訂正されることに伴い、これに整合するように発明の詳細な説明の記載を訂正するものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とするものであり、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものであり、しかも、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。 
２−３．訂正の適否についてのまとめ
　以上のとおりであるから、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項で準用する第１２６条第２、３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．特許異議の申立てについての判断 
３−１．申立ての理由及び当審の取消理由の概要
　特許異議申立人遠藤弘忠は、証拠方法として甲第１〜８号証を提出し、本件請求項１〜３に係る発明は、甲第１〜７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から、本件請求項１〜３に係る発明の特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものであり（申立て理由１）、また、本件の特許出願の願書に添付した明細書又は図面についてなされた補正は、願書に最初に添付した明細書又は図面（甲第８号証参照）に記載した事項の範囲内においてしたものではないから、本件請求項１に係る発明の特許は、特許法第１７条の２第３項に規定する要件を満たしていない補正を含む特許出願に対してなされたものである（申し立て理由２）、と主張している。
　当審において通知した取消理由は、本件請求項１〜３に係る発明は、刊行物１〜７（甲第１〜７号証に同じ）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、本件請求項１〜３に係る発明の特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものであり（取消理由１）、本件請求項１〜３に係る発明は、刊行物２（甲第２号証に同じ）に記載された発明であるから、本件請求項１〜３に係る発明の特許は、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してなされたものであり（取消理由２）、また、本件の特許出願の願書に添付した明細書又は図面についてなされた補正は、願書に最初に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内においてしたものではないから、本件請求項１に係る発明の特許は、特許法第１７条の２第３項に規定する要件を満たしていない補正を含む特許出願に対してなされたものである（取消理由３）、というものである。
　
３−２．本件発明 
　上記２．で述べたとおり訂正が認められるから、本件請求項１〜３に係る発明は、平成１５年１０月３１日付けで提出された訂正請求書に添付された訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜３に記載された次のとおりのものである（以下、「本件発明１〜３」という）。 
「【請求項１】　Ｚｒ，Ｓｍ，Ｅｕ，ＹまたはＨｆのうちいずれかの酸化物粒子で凝集によりその直径が１μｍ〜１０μｍである酸化物粒子０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％が白金中に分散しており、かつ１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％であることを特徴とする強化白金焼結材料。
　【請求項２】　Ｚｒ，Ｓｍ，Ｅｕ，ＹまたはＨｆのうちいずれかを０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％含む白金合金をアトマイズ法により粉末として、１４００℃〜１７５０℃の高温で１時間から１００時間酸化及び焼結を行い、その後塑性加工をすることを特徴とする強化白金焼結材料の製造方法。
　【請求項３】　上記白金合金粉末の粒径が０．０１ｍｍ〜０．２ｍｍであることを特徴とする請求項２に記載の強化白金焼結材料の製造方法。」
　
３−３．引用刊行物の記載事項 
　当審が通知した取消理由に引用された刊行物１（特開平６−３３６６３１号公報、特許異議申立人が提出した甲第１号証）には、酸化物分散強化白金又は白金合金及びその製造方法に関して、次の事項が記載されている。
・摘示１−Ａ：「本発明の酸化物分散強化白金又は白金合金は、ＳｍまたはＥｕの酸化物が０．０５〜２ｗｔ％で白金又は白金合金中に分散したことを特徴とするものである。また、その製造方法としては、噴霧法により作製したＳｍまたはＥｕを含む白金又は白金合金粉末を焼結、塑性加工することを特徴とするものである。」（段落【０００４】）
・摘示１−Ｂ：「【作用】
　上記のように構成された本発明の酸化物分散強化白金又は白金合金によれば、ＳｍまたはＥｕの酸化物が白金又は白金合金中に安定に分散されることにより、従来のＺｒ、Ｙ等の酸化物よりも強く安定して転位の移動を妨げることや、また酸化物が結晶の粒界や粒内に偏在更に層状に偏在することにより、結晶のアスペクト比が高く保たれることにより高温でのクリープ強度が強く安定するもので、高温でのクリープ特性が優れたかつ安定な材料となるものである。特にＳｍまたはＥｕの酸化物は０．０５〜２ｗｔ％が有効で０．０５ｗｔ％未満では、その効果が不十分で、また２ｗｔ％を超えると加工が困難となり、工程が嵩み特に光学ガラス溶解時には溶出によりガラスを汚染する懸念があるものである。また、・・・製造方法の１つとして噴霧法により粉体化することにより、ＳｍまたはＥｕの酸化物が白金又は白金合金中に安定に分散され、その後焼結、塑性加工することにより、高温でのクリープ特性の優れたかつ安定した材料が効率、生産性よく得られるものである。ここで噴霧法により粉体化した後、更に内部酸化法等で酸化させても良く、また粉末焼結後、鍛造をした後、圧延する等でもよい。」（段落【０００５】）
・摘示１−Ｃ：「実施例１として、ＰｔとＳｍを溶解鋳造し、ＰｔＳｍ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作成した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１２５０℃、時間２４ＨにてＰｔＳｍ合金中のＳｍを酸化させた後、粉体をプレスで荷重６０〜９０ｋｇｗ／ｍｍ２にて圧縮し、温度１２５０℃、時間１Ｈにて焼結熱処理し、更に再度前記圧縮、焼結熱処理を繰り返し、その後温度１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｓｍの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。
　また、実施例２としてＰｔとＥｕを溶解、鋳造し、ＰｔＥｕ０．３ｗｔ％の合金体を得た。その後、実施例１と同一工程にて加工し、Ｅｕの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。
　次に、実施例３としてＰｔとＲｈとＳｍを溶解、鋳造し、ＰｔＲｈ１０ｗｔ％Ｓｍ０．３ｗｔ％の合金体を得た。その後、実施例１と同一工程にて加工し、Ｓｍの酸化物の分散したＰｔＲｈ合金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。
　また、実施例４としてＰｔとＡｕとＥｕを溶解、鋳造し、ＰｔＡｕ５ｗｔ％Ｅｕ０．３ｗｔ％の合金体を得た。その後、実施例１と同一工程にて加工し、Ｅｕの酸化物の分散したＰｔＡｕ合金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。」（段落【０００６】）
　同じく引用された刊行物２（特開平８−１３４５１１号公報、同甲第２号証）には、強化白金材料の製造方法に関して、次の事項が記載されている。
・摘示２−Ａ：「【請求項１】　白金素地中に金属酸化物が微細に分散した強化白金材料の製造方法であって、該金属酸化物の前駆体となる金属元素と白金とからなる白金合金を溶融噴霧した後、得られた白金合金粉末を湿式微粉砕処理することを特徴とする強化白金材料の製造方法。
　【請求項２】　・・・
　【請求項３】　湿式微粉砕処理前に先立ち白金合金粉末の酸化処理がなされることを特徴とする請求項１又は２に記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項４】　湿式微粉砕処理後に白金合金粉末の酸化処理がなされることを特徴とする請求項１又は２に記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項５】　・・・
　【請求項６】　白金合金が、ＩＶａ族元素及びランタン系希土類元素の少なくとも１種を０．０５〜３重量％含有し、残部白金からなるものであることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項７】　白金にＩＶａ族元素及びランタン系希土類元素の少なくとも１種を０．０５〜１重量％添加してなる合金粉末を酸化処理した後、不活性ガス雰囲気の粉砕機を用い、有機溶剤とともに湿式微粉砕処理し、さらに乾燥後、熱処理及び機械的加工によって所要の形状をもった強化白金材料を作ることを特徴とする強化白金材料の製造方法。
　【請求項８】　合金粉末として、フレームガン、アーク溶射ガン、レーザー加工、線爆発法のいずれかによって溶融噴霧してえられるアトマイズド粉末を用いたことを特徴とする請求項１ないし７のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項９】　合金粉末の酸化処理が１０００℃〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理であることを特徴とする請求項３ないし８のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項１０】　湿式微粉砕が、アルゴンガス雰囲気中のボールミル、振動ミル、遊星ミル、アトライターのいずれかで有機溶剤を用いた０．５〜数１００時間の湿式微粉砕であることを特徴とする請求項１ないし９のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項１１】　・・・
　【請求項１２】　上記ランタン系希土類元素が、サマリウム及びユーロピウムの内のいずれか１つであることを特徴とする請求項６ないし１１のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。　
　【請求項１３】　上記ＩＶａ族元素がジルコニウムであることを特徴とする請求項６ないし１２のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。
　【請求項１４】　上記熱処理及び機械的加工が、圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延からなる処理及び加工であることを特徴とする請求項７ないし１３のいずれか１つに記載の強化白金材料の製造方法。」（特許請求の範囲）
・摘示２−Ｂ：「本発明に用いる合金粉末としては、フレームガン、アーク溶射ガン、レーザー加工、線爆発法のいずれかによって溶融噴霧してえられるアトマイズド粉末が望ましい。酸化処理を湿式微粉砕処理の前後、特に前に行なうことが好ましい。合金粉末の酸化処理条件は１０００℃〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理であることが望ましい。酸化処理としては大気中で白金合金線を溶射してもよい。該合金粉末を酸化処理後アルゴンガス雰囲気中のボールミル、振動ミル、遊星ミル、アトライターのいずれかを用い有機溶剤とともに０．５〜数１００時間の湿式微粉砕処理を行なうことにより本発明の効果がより良く引き出される。その際、有機溶剤としてヘプタン又はアルコールを用いる事が微粉砕の効果を高める事に寄与する。なお、湿式微粉砕の時間は、粉砕機の種類によって、上記の範囲で決めることができる。
　上記の方法により微粉砕された合金粉末は、圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延からなる処理及び加工により所望の形状を有した強化白金材料とする事ができる。」（段落【０００５】）。
　同じく引用された刊行物３（「改訂５版　金属便覧」丸善株式会社（平成２年３月３１日発行）第３５２〜３５５頁、同甲第３号証）には、分散強化に関して、次の事項が記載されている。
・摘示３−Ａ：「以上のように、λのＦ依存性を考慮すると、切断機構での強度上昇は
　　　　　　τ＝２（Ｆ／２）３／２／ｌｓｂＴ１／２　　　（５・２４）
と見積られる。体積分率ｆが一定のとき、ｌｓはγ０に比例するので、Ｆがγｓ（したがってγ０）に比例する場合には、τはγ０の平方根に比例して大きくなる。一方、オロワン機構では、γ０に逆比例してτは減少する。したがって、切断機構からオロワン機構に遷移する粒子寸法のとき強度が最大になることが予想され、実証されている。」
　同じく引用された刊行物４（「ガラス工業用白金及び白金合金について」田中貴金属工業株式会社（改訂第３版第４刷、６２年５月発行）、同甲第４号証）には、ガラス工業用白金及び白金合金に関して、次の事項が示されている。
・摘示４−Ａ：高純度Ｐｔ、Ｔ−１Ｐｔ、Ｐｔ−Ｒｈ１０％、Ｐｔ−Ｒｈ２０％の材料についての温度に対する引っ張り強さと伸びを示すグラフにおいて、引っ張り強さが低下する温度範囲で伸びが増加する（Ｆｉｇ．２３〜２６）。
・摘示４−Ｂ：１３００℃での応力に対する破断伸びの関係を示すグラフにおいて、Ｐｔの材料は、約１００ｇ／ｍｍ２から約２００ｇ／ｍｍ２へ応力を増加したときに、破断伸びが約２０％から約３０％へ増加し、Ｐｔ−Ｒｈ１０％の材料は、約３５０ｇ／ｍｍ２から約６５０ｇ／ｍｍ２へ応力を増加したときに、破断伸びが約２０％から約３５％へ増加し、Ｐｔ−Ｒｈ２０％の材料は、約３００ｇ／ｍｍ２から約９００ｇ／ｍｍ２へ応力を増加したときに、破断伸びが約１０％から約１３％へ増加し、ＺＧＳ・Ｐｔの材料は、約３３０ｇ／ｍｍ２から約７８０ｇ／ｍｍ２へ応力を増加したときに、破断伸びは、約３％でほとんど変化しない（Ｆｉｇ．３９）。
・摘示４−Ｃ：１４００℃での応力に対する破断時間を示すグラフにおいて、Ｐｔ、Ｐｔ−Ｒｈ１０％、Ｐｔ−Ｒｈ２０％、ＺＧＳ・Ｐｔ、ＺＧＳ・Ｐｔ−Ｒｈ１０％の材料は、応力を増加すると破断時間が短くなる（Ｆｉｇ．４０）
・摘示４−Ｄ：１４００℃、１７００℃で処理したＺＧＳ・Ｐｔの断面組織写真が示されている（Ｆｉｇ．３４）。
　同じく引用された刊行物５（「白金族合金の耐熱性」Ｅ．Ｉ．ルイトゥヴィン著、モスクワ“冶金”出版所（１９８７年発行）第１７８〜２０１頁、同甲第５号証）には、分散強化プラチナ合金の耐熱強度に関し、次の事項が記載されている。
・摘示５−Ａ：「内部酸化Ｐｔ＋Ｚｒ合金の相組成の研究において、Ｚｒ０２粒子は、０．１〜０．３μｍから１．０〜２．０μｍの大きさをもつ。そしてＺｒ０２粒子は粒の体積（バルク）の中にも、また粒の境界に沿っても、列（行）になって配列している。」（訳文第４頁第２３〜２５行）
　同じく引用された刊行物６（特開平１０−１９５５６１号公報）には、耐熱白金材料に関し、次の事項が記載されている。
・摘示６−Ａ：「長期使用における白金の高温強度を向上させるための様々な技術的な解決策が公知である。最も効率のよい方法は、粒径５０ｎｍ未満を有する、熱安定性の、硬質でマトリックス金属に溶解しない粒子を少量、均一に分散させる、分散硬化に基づく。この種の分散は格子中での転位運動、ひいては長期の負荷時間および高温の際の巨視的変形を防止する。このようにして分散は、粗粒の形成による早期の材料の損傷および粘性の粒子のすべりを防止する。」（段落【０００３】）
・摘示６−Ｂ：「析出硬化は、安定した金属間相、例えばＹＰｔ３、ＹＰｔ５、ＧｄＰｔ５、ＧｄＰｔ２、ＬａＰｔ５、ＬａＰｔ２、ＨｆＰｔ３およびＨｆＰｔ５の形成に基づく。この場合、ハフニウムの濃度０．４重量％を上回る場合は、固体の状態での溶解性を明らかに越えており、かつ該相はすでに硬化の際に比較的粗い結晶（＞１０μｍ）として生じることが判明した。このことはクリープ破断強さに明らかに不利な影響を与える。添加量０．１重量％未満の場合、析出相の体積割合が明らかに低下し、ひいては同様に望ましくない強度の低下が生じる。」（段落【００１３】）
　同じく引用された刊行物７（「高温に於ける分散強化白金・白金合金の応用」Proceedings of the 22nd International Precious Metals Conference June 1998 in Toronto, Ontario, Canada　第３３３〜３４６頁、同甲第７号証）には、分散強化白金・白金合金に関して、次の事項が記載ないし示されている。
・摘示７−Ａ：「ジルコニアやイットリアは特に白金の酸化物分散強化合金に効果的であることが証明されています。但し、これらの分散粒子は非常に細かく（１μｍ以下）、個々の粒子間距離も短い（１０μｍ以下）ことが必要で、白金マトリックス中の転移の移動を阻止します。」（第３３４頁末行〜第３３５頁第３行）
・摘示７−Ｂ：Ｐｔ−１０％ＲｈＤＰＨの１６００℃におけるクリープ破断伸びは、１４％を超える（第３４３頁Ｆｉｇ．８）
　
３−４．当審の判断
３−４−１．取消理由１について
（ｉ）本件発明１について
　刊行物１には、摘示１−Ａからみて、
「ＳｍまたはＥｕの酸化物が０．０５〜２ｗｔ％白金中に分散していることを特徴とする酸化物分散強化白金焼結材料。」の発明が記載されていると認められる。
　本件発明１と刊行物１記載の発明とを対比すると、両者は、
「Ｓｍ，Ｅｕのうちいずれかの酸化物粒子０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％が白金中に分散している強化白金焼結材料。」である点で一致するが、次の点で相違している。
相違点：
　本件発明１においては、酸化物粒子の直径が凝集により１μｍ〜１０μｍであり、強化白金焼結材料の１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％であるのに対し、刊行物１記載の発明においては、酸化物粒子の直径や高温クリープ破断伸びが規定されていない点。
　
　以下、この相違点について、検討する。
　本件発明１の強化白金焼結材料においては、本件明細書の段落【００１０】、【００１２】の記載からみて、１４００℃以上の高温で１時間から１００時間の酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こり、分散酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍとなり、このような大きな直径の分散酸化物粒子が存在することによって、酸化物粒子が転位の移動を妨げるが、粒子が小さく密なものに比べて転位の移動への抵抗は小さくなり、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すものと認められる。
　これに対し、刊行物２には、白金にＺｒ等のＩＶａ族元素及びＳｍ、Ｅｕ等のランタン系希土類元素の少なくとも１種を０．０５〜１重量％添加してなる合金粉末を１０００〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理した後、湿式微粉砕処理し、圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延等の工程により製造され、酸化物分散粒子が白金中に分散している強化白金焼結材料が記載されているが（摘示２−Ａ参照）、本件発明１の発明特定事項である、酸化物粒子の直径を凝集により１μｍ〜１０μｍとすることについて記載されていないし、そのような大きな直径の分散酸化物粒子を存在させることによって、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％となることについての教示も存在しない。
　刊行物３には、金属材料中の粒子による分散強化においては、切断機構からオロワン機構に遷移する粒子寸法のとき強度が最大になることが記載されており（摘示３−Ａ参照）、分散強化における粒子寸法と強度（変形抵抗）との定性的な関係が示されているといえるが、粒子寸法と強度（変形抵抗）との定量的な関係や粒子寸法とクリープ破断伸びとの関係は、全く記載されていない。
　刊行物４には、高純度Ｐｔ、Ｔ−１Ｐｔ、Ｐｔ−Ｒｈ１０％、Ｐｔ−Ｒｈ２０％の材料について、温度に対する引っ張り強さ（破断時引張応力）と破断伸びを示すグラフで、引っ張り強さ（破断時引張応力）が低下する温度範囲で破断伸びが増加すること（摘示４−Ａ参照）、１３００℃での応力に対する破断伸びの関係を示すグラフにおいて、応力を増加したときに破断伸びが増加する材料が存在すること（摘示４−Ｂ参照）、１４００℃での応力に対する破断時間を示すグラフにおいて、応力を増加すると破断時間が短くなることが（摘示４−Ｃ参照）示されているが、分散強化材料における粒子寸法と強度（変形抵抗）との定量的な関係、強度（変形抵抗）とクリープ破断伸びとの定量的な関係、粒子寸法とクリープ破断伸びとの定量的な関係などが記載されているとはいえない。さらに、刊行物４には、１４００℃、１７００℃で処理したＺＧＳ・Ｐｔの断面組織写真が図示されているが（摘示４−Ｄ参照）、そのような図示をもって、該材料を粉末から１４００℃ないし１７００℃で酸化、焼結したことが記載されているとは認められない。
　刊行物５には、０．１〜０．３μｍから１．０〜２．０μｍの粒径のＺｒ０２粒子が分散された白金材料が記載されているが、酸化物粒子の直径を凝集により１μｍ〜１０μｍとすることが記載されておらず、しかも、酸化物粒子の直径をそのような範囲内のものとすることによって、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値となることについての示唆もない。
　刊行物６には、白金の高温強度を向上させる最も効率のよい方法は、粒径５０ｎｍ未満を有する熱安定性の硬質粒子を少量均一に分散させる分散硬化に基づくものであること（摘示６−Ａ参照）、ＨｆＰｔ３等の安定した金属間相は、析出硬化の際に比較的粗い結晶（＞１０μｍ）として生じ、クリープ破断強さに不利な影響を与えること（摘示６−Ｂ参照）が記載されているが、酸化物粒子の直径を凝集により１μｍ〜１０μｍとすることが記載されておらず、しかも、酸化物粒子の直径をそのような範囲内のものとすることによって、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値となることについての示唆もない。
　刊行物７には、ＺｒやＹの酸化物の分散粒子が白金の分散強化に効果的であるためには、分散粒子が非常に細かく（１μｍ以下）、個々の粒子間距離も短い（１０μｍ以下）ことが必要であること（摘示７−Ａ参照）、Ｐｔ−１０％ＲｈＤＰＨの１６００℃におけるクリープ破断伸びは、１４％を超えること（摘示７−Ｂ参照）が記載ないし示されているが、酸化物粒子の直径を凝集により１μｍ〜１０μｍとすることが記載されておらず、しかも、酸化物粒子の直径をそのような範囲内のものとすることによって、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値となることについての示唆もない。
　このように、刊行物２〜７には、前記相違点で示される本件発明１の発明特定事項の、酸化物粒子の直径を凝集により１μｍ〜１０μｍとすることについて記載されていないし、また、刊行物２〜７の記載を併せ考慮しても、酸化物粒子の直径をそのような範囲内のものとすることによって、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値となることについての教示が導き出せるとはいえず、酸化物粒子の直径を１μｍ〜１０μｍとする動機付けないし契機が存在するとはいえないから、刊行物１記載の発明において、酸化物粒子の直径を凝集により１μｍ〜１０μｍとすることは、当業者が容易に想到し得たとすることはできない。
　そして、本件発明１は、前記相違点で示される発明特定事項を具備することにより、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すという明細書記載の顕著な効果を奏するものと認められる。
　したがって、本件発明１は、刊行物１〜７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とはいえない。
　
（ii）本件発明２について
　刊行物１には、摘示１−Ａからみて、ＳｍまたはＥｕの酸化物０．０５〜２ｗｔ％が白金中に分散した白金焼結材料の製造方法であって、噴霧法により作製したＳｍまたはＥｕを含む白金又は白金合金粉末を焼結、塑性加工することからなる白金焼結材料の製造方法が記載され、また、その実施例として、温度１２５０℃、２４時間にて合金中のＳｍ、Ｅｕを酸化させた後、圧縮し、温度１２５０℃、１時間焼結熱処理し、その後、塑性加工することも記載されているから、刊行物１には、
「ＳｍまたはＥｕの酸化物０．０５〜２ｗｔ％が白金中に分散している酸化物分散強化白金焼結材料の製造方法であって、噴霧法により作製したＳｍまたはＥｕを含む白金又は白金合金粉末を温度１２５０℃、２４時間処理して合金中のＳｍ、Ｅｕを酸化させた後、圧縮し、温度１２５０℃、１時間焼結熱処理し、塑性加工することを特徴とする酸化物分散強化白金焼結材料の製造方法。」の発明が記載されていると認められる。
　本件発明２（前者）と刊行物１記載の発明（後者）とを対比すると、後者における“噴霧法により白金又は白金合金粉末”とすることは、前者における「アトマイズ法により粉末」とすることに相当するから、両者は、
「Ｓｍ，Ｅｕのうちいずれかを０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％含む白金合金をアトマイズ法により粉末として、所定の高温で２５時間酸化及び焼結を行い、その後塑性加工をすることを特徴とする強化白金焼結材料の製造方法。」である点で一致するが、次の点で相違している。
相違点：
　酸化及び焼結を行う際の温度が、本件発明２においては、１４００℃〜１７５０℃であるのに対し、刊行物１記載の発明では、１２５０℃である点。
　
　以下、この相違点について、検討する。
　本件発明２の強化白金焼結材料の製造方法においては、本件明細書の段落【００１０】、【００１２】の記載からみて、１４００℃以上の高温で１時間から１００時間の酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こり、その粉末表面において分散酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍとなり、このような大きな直径の分散酸化物粒子が存在することによって、酸化物粒子が転位の移動を妨げるが、粒子が小さく密なものに比べて転位の移動への抵抗は小さくなり、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すものと認められる。
　これに対し、刊行物３〜７には、白金合金粉末の酸化や焼結を行う際の温度を１４００℃〜１７５０℃とすることは記載されていないし、また、白金合金粉末の酸化や焼結を行う際の温度をそのように規定することにより、酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍとなり、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すことについての教示も記載されていない。
　刊行物２には、白金にＺｒ等のＩＶａ族元素及びＳｍ、Ｅｕ等のランタン系希土類元素の少なくとも１種を０．０５〜１重量％添加してなる合金粉末を１０００〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理することが記載されているが、湿式微粉再処理を必須の要件とするものであるから、酸化物粒子の直径を１μｍ〜１０μｍとするものとはいえないし、また、白金合金粉末の酸化や焼結を行う際の温度と、酸化物粒子の直径、１０００℃以上の高温クリープ破断伸び等との因果関係についても記載されていない。
　してみれば、刊行物２〜７の記載を考慮しても、刊行物１記載の発明において、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びを１０％〜５０％という大きな値とするために、酸化及び焼結を行う際の温度を１４００℃〜１７５０℃とすることは、当業者が容易に想到し得たとはいえない。
　そして、本件発明２は、前記相違点で示される発明特定事項を具備することにより、前述のような１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すという刊行物１〜７の記載からは予測できない顕著な効果を奏するものと認められる。
　したがって、本件発明２は、刊行物１〜７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とはいえない。
　
（iii）本件発明３について
　本件発明３は、本件発明２を引用し、「白金合金粉末の粒径が０．０１ｍｍ〜０．２ｍｍであること」を付加して更に限定したものであるから、本件発明２と同様の理由で、刊行物１〜７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とはいえない。
　
３−４−２．取消理由２について
（ｉ）本件発明１について
　刊行物２には、摘示２−Ａの請求項７からみて、「強化白金材料の製造方法」が記載され、該製造方法における「合金粉末」は、同請求項８からみて、「溶融噴霧してえられるアトマイズド粉末」であり、該製造方法における「合金粉末の酸化処理」は、同請求項９からみて、「１０００℃〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理」であり、「ランタン系希土類元素」は、同請求項１２からみて、「サマリウム及びユーロピウムの内のいずれか１つ」であり、「ＩＶａ族元素」は、同請求項１３からみて、「ジルコニウム」であり、「熱処理及び機械的加工」は、請求項１４からみて、「圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延からなる処理及び加工」であり、また、そのような製造方法からみて、その製造方法により製造された「強化白金材料」も記載されているといえるから、刊行物２には、
「白金にＺｒ、Ｓｍ、Ｅｕの少なくとも１種を０．０５〜１重量％添加し、溶融噴霧してえられるアトマイズド合金粉末を１０００℃〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理した後、不活性ガス雰囲気の粉砕機を用い、有機溶剤とともに湿式微粉砕処理し、さらに乾燥後、圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延からなる処理及び加工によって所要の形状をもった強化白金材料を作ることにより製造される強化白金材料。」
の発明が記載されていると認められる。
　本件発明１（前者）と刊行物２記載の発明（後者）とを対比すると、後者における湿式微粉砕処理物の乾燥後の「圧縮成形、熱処理」は、前者における「焼結」に相当するから、両者は、
「Ｚｒ，Ｓｍ，Ｅｕのうちいずれかの酸化物粒子が白金中に分散した強化白金焼結材料。」である点で一致し、白金中に分散した酸化物粒子の重量割合の点でも一致すると認められるが、次の点で相違する。
相違点：
　本件発明１においては、酸化物粒子の直径が凝集により１μｍ〜１０μｍであり、強化白金焼結材料の１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％であるのに対し、刊行物２記載の発明においては、酸化物粒子の直径や高温クリープ破断伸びが規定されていない点。
　
　以下、この相違点について、検討する。
　本件発明１の強化白金焼結材料においては、前記３−４−１．（ｉ）で述べたとおり、１４００℃以上の高温で１時間から１００時間の酸化及び焼結により、粉末表面において分散酸化物粒子の直径が約１μｍ〜１０μｍとなり、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すものと認められる。
　これに対し、刊行物２記載の発明の強化白金焼結材料も、本件発明１の強化白金焼結材料を製造する際の前記酸化処理に包含される１４００℃で１〜２４時間の酸化処理を含む製造方法により製造されるものである。しかしながら、刊行物２記載の発明は、その製造方法において、酸化処理と共に湿式微粉砕処理をも必須の工程として含むものであり、１０〜２００μｍの球状粉末を厚さ２〜５μｍの非常に細かい鱗片状粉末とすることが実施例として記載されている（段落【０００８】参照）。そして、湿式微粉砕処理は、摘示２−Ｂからみて、酸化処理の前後のどちらでも良いといえるが、合金粉末の酸化処理後に湿式微粉砕処理を行う場合には、粉末表面において分散酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍとなっていたとしても、合金粉末の粉砕と同時に表面の酸化物も分断され小径化されるといえるから、酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍになるとはいえない。また、合金粉末の酸化処理前に湿式微粉砕処理を行う場合には、合金粉末が２〜５μｍの微粉末となり、前述の酸化処理を行っても、合金粉末粒子内のＺｒ，Ｓｍ，Ｅｕの絶対量が少ないし、合金粉末粒子自体が小径化されているから、酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍとなるとはいえない。
　してみると、本件発明１と刊行物２記載の発明とは、酸化物粒子の直径の点で相違し、しかもその相違に基づき、強化白金焼結材料の１０００℃以上の高温クリープ破断伸びの効果の点でも顕著に相違するといえるから、本件発明１は、刊行物２に記載された発明であるとはいえない。
　
（ii）本件発明２について
　刊行物２には、摘示２−Ａの請求項７からみて、「強化白金材料の製造方法」が記載され、該製造方法における「合金粉末」は、同請求項８からみて、「溶融噴霧してえられるアトマイズド粉末」であり、該製造方法における「合金粉末の酸化処理」は、同請求項９からみて、「１０００℃〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理」であり、「ランタン系希土類元素」は、同請求項１２からみて、「サマリウム及びユーロピウムの内のいずれか１つ」であり、「ＩＶａ族元素」は、同請求項１３からみて、「ジルコニウム」であり、「合金粉末」は、同請求項８からみて、「溶融噴霧してえられるアトマイズド粉末」であり、「熱処理及び機械的加工」は、請求項１４からみて、「圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延からなる処理及び加工」であるから、刊行物２には、
「白金にＺｒ、Ｓｍ、Ｅｕの少なくとも１種を０．０５〜１重量％添加し、溶融噴霧してえられるアトマイズド合金粉末を１０００℃〜１４００℃、１〜２４時間の酸化処理した後、不活性ガス雰囲気の粉砕機を用い、有機溶剤とともに湿式微粉砕処理し、さらに乾燥後、圧縮成形、熱処理、熱間鍛造、焼鈍、冷間圧延からなる処理及び加工によって所要の形状をもった強化白金材料を作る強化白金材料の製造方法。」
の発明が記載されていると認められる。
　本件発明２（前者）と刊行物２記載の発明（後者）とを対比すると、後者における「溶融噴霧してえられるアトマイズド合金粉末」は、前者における「白金合金をアトマイズ法により粉末」とすることを意味し、また、後者における湿式微粉砕処理物の乾燥後の「圧縮成形、熱処理」は、前者における「焼結」に、後者における「熱間鍛造」や「冷間圧延」は、前者における「塑性加工」に、それぞれ相当するから、両者は、
「Ｚｒ，Ｓｍ，Ｅｕのうちいずれかを０．０５ｗｔ％〜１ｗｔ％含む白金合金をアトマイズ法により粉末として、所定の高温で所定時間酸化及び焼結を行い、その後塑性加工をすることを特徴とする強化白金焼結材料の製造方法。」である点で一致するが、次の点で相違する。
相違点：
　本件発明２においては、１４００℃〜１７５０℃の高温で１時間から１００時間酸化及び焼結を行うのに対し、刊行物２記載の発明においては、１４００℃の温度で１〜２４時間酸化処理を行い、不活性ガス雰囲気の粉砕機を用い、有機溶剤とともに湿式微粉砕処理を行い、さらに乾燥後、焼結を行う点。
　
　以下、この相違点について検討する。
　本件発明２の強化白金焼結材料の製造方法においては、前記３−４−１．（ii）で述べたように、１４００℃以上の高温で１時間から１００時間の酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こり、分散酸化物粒子の直径が約１μｍ〜１０μｍとなり、このような大きな直径の分散酸化物粒子が存在することによって、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すものと認められる。
　これに対し、刊行物２記載の発明は、本件発明２における前記酸化処理に包含される１４００℃で１〜２４時間の酸化処理を含むものであるが、湿式微粉砕処理を必須の工程として含む点で本件発明２と相違し、しかも、前記（ｉ）で述べたと同様に、その相違に基づき、本件発明２とは、製造された強化白金焼結材料中における酸化物粒子の直径の点で相違し、それ故、製造された強化白金焼結材料の１０００℃以上の高温クリープ破断伸びの効果の点でも顕著に相違するといえるから、本件発明２は、刊行物２に記載された発明であるとはいえない。
　
（iii）本件発明３について
　本件発明３は、本件発明２を引用し、「白金合金粉末の粒径が０．０１ｍｍ〜０．２ｍｍであること」を付加して更に限定したものであるから、本件発明２と同様の理由で、刊行物２に記載された発明であるとはいえない。
  
３−４−３．取消理由３について
　取消理由３は、概略、平成１４年９月３日付け手続補正書により、本件の特許出願の願書に添付した明細書の特許請求の範囲の請求項１において、「酸化物」を「酸化物粒子で凝集によりその直径が１μｍ〜１０μｍである酸化物粒子」とする補正は、次の（ａ）（ｂ）の点で、願書に最初に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内においてしたものではないから、本件請求項１に係る発明の特許は、特許法第１７条の２第３項に規定する要件を満たしていない補正を含む特許出願に対してなされたものである、というものである。
（ａ）補正後の請求項１に記載された、（塑性加工後の）強化白金焼結材料の白金中に分散した酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍである旨は、願書に最初に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものとはいえない。
（ｂ）補正後の請求項１に記載された、直径が１μｍ〜１０μｍである酸化物粒子の量が０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％である旨は、願書に最初に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものとはいえない。
　以下、これら（ａ）（ｂ）の点について検討する。
（ａ）の点について
　本件の願書に最初に添付した明細書には、本件発明の強化白金焼結材料では、１４００℃以上の高温での酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こり、その粉末表面において分散酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍとなることが記載され（段落【００１２】参照）、また、分散酸化物は硬質で化学的にも安定な物質であり、塑性加工においてその粒径に変化が生じるとはいえないから、本件発明の（塑性加工後の）強化白金焼結材料の白金中に分散した酸化物粒子の直径が１μｍ〜１０μｍである旨は、本件の願書に最初に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものといえる。
（ｂ）の点について
　本件の願書に最初に添付した明細書には、本件発明の酸化物０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％が白金中に分散した強化白金焼結材料は、アトマイズ法により作成したＺｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、ＹまたはＨｆのいずれかを含む白金合金粉末を１４００℃〜１７５０℃の高温で１時間〜１００時間酸化及び焼結を行い、その後塑性加工をすることにより製造されることが記載され（請求項１、段落【０００８】参照）、しかも、そのような１４００℃以上の高温での酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こり、その直径が約１μｍ〜１０μｍとなることが記載されているから（段落【００１２】参照）、直径が１μｍ〜１０μｍである酸化物粒子の量が０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％である旨は、本件の願書に最初に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内のものといえる。
　
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方法によっては、本件発明１ないし３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ないし３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１６年２月５日（２００４．２．５）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
強化白金材料及びその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　Ｚｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、ＹまたはＨｆのうちいずれかの酸化物粒子で凝集によりその直径が１μｍ〜１０μｍである酸化物粒子０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％が白金中に分散しており、かつ１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％であることを特徴とする強化白金焼結材料。
　【請求項２】　Ｚｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、ＹまたはＨｆのうちいずれかを０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％含む白金合金をアトマイズ法により粉末として、１４００℃〜１７５０℃の高温で１時間から１００時間酸化及び焼結を行い、その後塑性加工をすることを特徴とする強化白金焼結材料の製造方法。
　【請求項３】　上記白金合金粉末の粒径が０．０１ｍｍ〜０．２ｍｍであることを特徴とする請求項２に記載の強化白金焼結材料の製造方法。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、ガラス工業等に使用される強化白金焼結材料の製造方法に係り、特に、高温で使用されるガラス溶解装置に用いられる高温クリープ特性に優れてかつ伸びのある材料及びその製造方法に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　酸化物による分散強化白金または白金合金については、ジョンソンマッセイ社等から特許出願されている（特公昭５４−３８０３）。また、酸化物分散強化白金または白金合金およびその製造方法については、本発明者らも特許出願している（特開平６−３３６６３１、特開平８−１３４５１１）。
　【０００３】
　これらの材料は、高温におけるクリープに強いため長時間の応力下で用いる場合には、その製品の寿命を長くするのに有益である。
　【０００４】
　しかし、その一方でこれらの材料は、応力には強いがほとんど変形しない。したがって、セラミックに沿ってＰｔを張り付けるような変形が必要な部分には不適切であった。変形に耐えられず破壊してしまっていた。また、これらの酸化物による分散強化白金または白金合金は、高温での粒成長が抑えられている。
　【０００５】
　上記特開平６−３３６６３１では、伸びのある強化白金が挙げられているが、この材料の伸びは約５％であり、ＰｔＲｈ合金等の合金材料の伸び３０〜４０％に比べ圧倒的に小さい。
　【０００６】
　ガラス溶解装置に用いられる白金で、特に、変形に強いことが必要な部分には、ＰｔＲｈ等の白金合金が用いられることが多い。しかし、光学ガラスを製造するための装置では、その合金成分によってガラスが着色されてしまうことが知られているため使用できない。従来技術では、高温クリープ特性に優れ、変形に強い材料はできなかったため、変形の大きい部分のあるガラス溶解装置の寿命は短かった。
　【０００７】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は、白金をＲｈとの合金とすることなく、従ってガラスを着色させることなく高温クリープ特性に優れ結晶粒が細かく汚染に強く、変形に強い材料及びその製造方法を提供しようとするものである。
　【０００８】
　【発明を解決するための手段】
　上記課題を解決するための本発明の強化白金焼結材料は、Ｚｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、ＹまたはＨｆのいずれかの酸化物粒子で凝集によりその直径が１μｍ〜１０μｍである酸化物粒子０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％を白金中に分散した材料で、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％であることを特徴とするものである。また、その製造方法としては、アトマイズ法により作製したＺｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、ＹまたはＨｆのいずれかを含む白金合金粉末を１４００℃〜１７５０℃の高温で１時間〜１００時間酸化及び焼結を行い、その後塑性加工することを特徴とするものである。
　【０００９】
　ここで酸化物の量を０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％としたのは、０．０５ｗｔ％未満では酸化物分散強化の効果があまり得られないためであり、２ｗｔ％を超えると残留分散粒子による分散強化が大きくなりすぎて伸びがなくなるからである。焼結温度を１４００℃〜１７５０℃としたのは、１４００℃未満では本発明の特性を得るには不十分であり、１７５０℃以上では温度調節を誤ると、材料そのものを溶融させてしまう危険があるからである。
　【００１０】
　同様に酸化及び焼結の時間を１時間〜１００時間としたのは、１時間未満では本発明の特性を得るには不十分であり、１００時間を超えて行っても、実質的な特性の向上が得られず、単に時間を浪費するだけで意味が無いからである。用いる白金合金粉末としては、径が０．０１ｍｍ〜０．２ｍｍのものが好ましい。０．０１ｍｍ未満では粉体が細かすぎて分散強化が強くききすぎ、０．２ｍｍを超えると粉体が大きすぎて焼成が困難となるからである。
　【００１１】
　一般に酸化物分散強化材料では、分散粒子が細かく分布密度が密な方が、分散粒子が大きく分布密度が疎なものより高温でのクリープ強度は強い。そして、Ｐｔの酸化物分散強化材の場合、そのクリープ強度を強くするような分散粒子の直径は、約１０〜１００ｎｍである。そして、これらの分散粒子が、転位の移動を妨げ、材料の変形を遅らせることにより高いクリープ強度を実現させている。
　【００１２】
　本発明の強化白金焼結材料では、１４００℃以上の高温での酸化及び焼結により、粉末表面において酸化物分散粒子の凝集が起こる。その粉末表面において分散酸化物粒子の直径が約１μｍ〜１０μｍとなる。このように分散酸化物粒子を凝集させて大きくすることによって、分散酸化物粒子が転位の移動を妨げるが、粒子が小さく密なものに比べて転位の移動への抵抗は小さくなる。そのため本発明の強化白金焼結材料は、通常の粒子が小さく密な酸化物分散強化材よりは強度が劣るものの、酸化物分散粒子による変形抵抗が小さいため、Ｚｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、ＹまたはＨｆなどの酸化物が０．０５ｗｔ％〜２ｗｔ％分散した酸化物分散強化白金焼結材料でありながら、１０００℃以上の高温クリープ破断伸びが１０％〜５０％という大きな値を示すものである。
　【００１３】
　【発明の実施の形態】
　以下に実施例を示す。実施例並びに従来例は、クリープ破断時間並びに破断伸びを記載している。またこの値は、破断時間が１００時間近傍の値が多い。これは、他の白金等での評価が、対数で見た場合１０２時間付近で多く行われているからである。例えば、特告昭５２−１２１２５，特開平６−３３６６３１，特開平８−１４３９１５，特開平９−１１３６６，特開平１０−１９５５６１等がそれにあたる。
　【００１４】
〈実施例１〉
　ＰｔとＳｍを溶融鋳造し、ＰｔＳｍ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作製した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１６００℃にて２４時間加熱しＰｔＳｍ合金中のＳｍを酸化させた後、１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｓｍの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。なお本品は、酸化のための熱処理温度が１６００℃と高いため、その熱処理により自己焼結する。このため、そのまま次の熱間鍛造の工程に回す事が出来る。上記の試験片について行ったクリープ試験結果を表１に示す。
　【表１】
　【００１５】
〈実施例２〉
　ＰｔとＳｍを溶融鋳造し、ＰｔＳｍ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１ｍｍ〜０．１ｍｍの粉末を作製した。この粉末８Ｋｇを大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１６００℃にて４８時間加熱しＰｔＳｍ合金中のＳｍを酸化させた後、１４００℃にて熱間鍛造を行った。その後厚さ１４．３５ｍｍまで一方向に圧延した後、圧延方向を９０°変え更に２．２３ｍｍまで圧延した。この状態で１２５０℃、３０分の歪み取り焼鈍を行い、２度目と同じ方向に圧延し０．８ｍｍの試験片を採取した。なお本品は、酸化のための熱処理温度が１６００℃と高いため、その熱処理により自己焼結する。このため、そのまま次の熱間鍛造の工程に回す事が出来る。上記試験片を温度１４００℃にて、クリープ試験を行った結果を表２に示す。
　【表２】
　【００１６】
〈実施例３〉
　ＰｔとＺｒを溶融鋳造し、ＰｔＺｒ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作製した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１６００℃にて２４時間加熱しＰｔＺｒ合金中のＺｒを酸化させた後、１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｚｒの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。なお本品は、酸化のための熱処理温度が１６００℃と高いため、その熱処理により自己焼結する。このため、そのまま次の熱間鍛造の工程に回す事が出来る。上記の試験片をについて行ったクリープ試験結果を表３に示す。
　【表３】
　【００１７】
〈実施例４〉
　ＰｔとＥｕを溶融鋳造し、ＰｔＥｕ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作製した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１６００℃にて２４時間加熱しＰｔＥｕ合金中のＥｕを酸化させた後、１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｅｕの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。なお本品は、酸化のための熱処理温度が１６００℃と高いため、その熱処理により自己焼結する。このため、そのまま次の熱間鍛造の工程に回す事が出来る。上記の試験片をについて行ったクリープ試験結果を表４に示す。
　【表４】
　【００１８】
〈実施例５〉
　ＰｔとＹを溶融鋳造し、ＰｔＹ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作製した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１６００℃にて２４時間加熱しＰｔＹ合金中のＹを酸化させた後、１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｙの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。なお本品は、酸化のための熱処理温度が１６００℃と高いため、その熱処理により自己焼結する。このため、そのまま次の熱間鍛造の工程に回す事が出来る。上記の試験片をについて行ったクリープ試験結果を表５に示す。
　【表５】
　【００１９】
〈実施例６〉
　ＰｔとＨｆを溶融鋳造し、ＰｔＨｆ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作製した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１６００℃、２４時間にてＰｔＨｆ合金中のＨｆを酸化させた後、１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｈｆの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。なお本品は、酸化のための熱処理温度が１６００℃と高いため、その熱処理により自己焼結する。このため、そのまま次の熱間鍛造の工程に回す事が出来る。上記の試験片をについて行ったクリープ試験結果を表６に示す。
　【表６】
　【００２０】
〈従来例１〉
　ＰｔとＳｍを溶融鋳造し、ＰｔＳｍ０．３ｗｔ％の合金体を得た。これをアークガンによりアトマイズ法にて溶融噴霧して水中急冷し、粒径０．０１〜０．２ｍｍの粉末を作製した。その後粉末を大気中（酸素分圧０．２気圧）、温度１２５０℃にて２４時間加熱しＰｔＳｍ合金中のＳｍを酸化させた後、粉体をプレスで荷重６０〜９０ｋｇｗ／ｍｍ２にて圧縮し、１２５０℃にて１時間焼結熱処理し、更に再度前記圧縮、焼結熱処理を繰り返し、その後１２５０℃にて熱間鍛造、次いで冷間圧延し、Ｓｍの酸化物の分散した白金で板厚１ｍｍの試験片を採取した。上記の試験片を温度１４００℃にてクリープ試験を行った結果を表７に示す。
　【表７】