【事件の表示】
　上記当事者間の特許第２９０９０８９号「マルエージング鋼およびその製造方法」の特許無効審判事件についてされた平成１６年　４月２７日付け審決に対し、東京高等裁判所において審決取消の判決（平成１６年（行ケ）第２６４号平成１７年３月１０日判決言渡）があったので、さらに審理のうえ、次のとおり審決する。
【結　論】
　特許第２９０９０８９号の請求項１，２に係る発明についての特許を無効とする。
　審判費用は、被請求人の負担とする。
【理　由】
１．手続の経緯　
　本件特許第２９０９０８９号は、平成１年４月２６日に出願され、平成１１年４月２日にその発明について特許権の設定登録がされ、平成１５年４月１４日に大同特殊鋼株式会社より無効審判が請求され、無効２００３−３５１４８号として審理され、平成１６年４月２７日に「本件審判の請求は成り立たない」旨の審決がなされた。
　この審決に対する訴えが東京高等裁判所に提起され、平成１６年（行ケ）第２６４号として審理され、平成１７年３月１０日に「審決を取り消す」旨の判決が言い渡された。
　この判決に対し上告及び上告受理の申立て（平成１７年（行ツ）第１８８号、平成１７年（行ヒ）第２０１号）がなされたが、平成１７年７月１９日に「上告を棄却する」、「上告審として受理しない」旨の決定がなされ、当該判決は確定したので、本件審判事件についてさらに審理する。
　
２．本件発明　
　本件特許の請求項１及び２に係る発明は、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と認める。
「【請求項１】重量％で、Ｃ０．０３％以下、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｐ０．０１％以下、Ｓ０．０１％以下、Ｎｉ１６〜２０％、Ｃｏ７〜１４％、Ｍｏ３．０〜５．５％、Ａｌ０．２％以下、Ｔｉ０．３〜２．０％、Ｎ０．０１％以下、Ｂ０．０００３〜０．０１％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、かつ結晶粒度がＡＳＴＭ　Ｎｏ．で１０以上の細粒であることを特徴とする、超微細結晶粒を有するマルエージング鋼。
　【請求項２】請求項１に記載の組成からなるマルエージング鋼を、熱間加工後８００〜９５０℃の温度で固溶化処理を行ない、その後加工率で１０％以上の冷間加工を行なった後、さらに再結晶温度以上の温度で固溶化処理を行なうことを特徴とする超微細結晶粒を有するマルエージング鋼の製造方法。」
　
３．請求人の主張及び証拠方法
３−１．請求人の主張 
　請求人は、本件の請求項１及び２に係る発明（以下、本件の請求項１及び２に係る発明を、それぞれ、「本件発明１」、「本件発明２」という。）についての特許を無効とする、審判費用は被請求人の負担とする、との審決を求め、甲第１〜５、７号証、参考資料１〜６を提出し、次の無効理由を主張している。
無効理由： 
　本件発明１は、甲第４号証を主要な証拠として甲第２及び４号証に記載された発明と参考資料１〜６に記載されたもの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り、また、本件発明２は、甲第２〜４号証に記載された発明と参考資料４及び５に記載されたもの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、本件発明１及び２に係る特許は、特許法第２９条２項の規定に違反してなされたものであり、特許法第１２３条第１項第２号の規定により無効とすべきである（第１回口頭審理調書及び上申書参照）。
　
３−２．証拠方法 
　甲第１号証：特開昭６１−２１０１５６号公報
　甲第２号証：特開昭５３−７００２３号公報
　甲第３号証：特開昭５３−７００２４号公報
　甲第４号証：“Aerospace Structural Metals Handbook”1999 Edition,Code1225,p.1
　甲第５号証：A.M.Hall＆C.J.Slunder,“The Metallurgy,Behavior,And Application of the 18-Percent Nickel Maraging Steels”,1968,NASA SP-5051 p43-48
　甲第６号証：欠番
　甲第７号証：「金属材料技術研究所研究報告集　昭和５６年版　ｐ．１３８〜１５７」
　
　参考資料１：“Arch.Eisenhuttenwes.(「u」はuウンムラウト)” 47,(1976)Nr.11 November p.697-702 
　参考資料２：“Transactions of the ASM ”vol.55(1962)p.58-76
　参考資料３：“Journal of Metals”March(1963)p.200-204
　参考資料４：特開昭５０−７９４１７号公報
　参考資料５：特開昭５１−８７１１８号公報
　参考資料６：特開昭６１−１５９１７号公報
　
４．被請求人の反論と証拠方法
４−１．被請求人の反論
　被請求人は、本件審判の請求は成り立たない、審判費用は請求人の負担とする、との審決を求め、本件発明１及び２に係る特許には、請求人が主張するような無効理由は存在しない旨主張している。
４−２．証拠方法
　乙第１号証：“Metals Handbook Ninth Edition”p447
　乙第２号証：「日本金属学会会報」第１４巻第１０号（１９７５）ｐ．７６７、７７０、７７１
　乙第３号証：日本金属学会編「講座・現代の金属学　材料編第４巻　鉄鋼材料」（昭和６３年１２月１０日）日本金属学会、ｐ．１１３、１１４
　 
５．甲号証及び参考資料の主な記載事項
　甲第１〜５，７号証及び参考資料２，３，５，６には、それぞれ、次の事項が記載されている。
　
甲第１号証：特開昭６１−２１０１５６号公報 
・摘示１−Ａ：「Ｃ０．０５％（重量％、以下同じ）以下、Ｓｉ０．２％以下、Ｍｎ０．１％以下、Ｐ０．０５％以下、Ｓ０．０５％以下、Ｎｉ１６％以上２１％以下、Ｃｏ９．５％を越え１５％未満、Ｍｏ４％以上６．５％以下、Ｔｉ０．２％以上１．６％以下、Ａｌ０．１５％以下、Ｂ０．０００５％以上０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする、強度および靭性に優れたマルエージング鋼。」（特許請求の範囲第１項）
・摘示１−Ｂ：「・・・１８％Ｎｉ系マルエージング鋼については、強度を抑えることなく、靭性を向上させる試みが種々なされており、それらの方法は次の（１）〜（４）に大別される。（１）溶体化処理後冷却してマルテンサイト組織とした状態で冷間加工を加え、それに続いてオーステナイト域へ再加熱する方法。・・・（４）再結晶温度以上のオーステナイト域へ加熱し、続いて再結晶温度以下のオーステナイト域へ再加熱する方法、すなわち再結晶溶体化処理後、未再結晶溶体化処理を行なう方法。上記の（１）〜（３）の方法は、いずれもオ−ステナイト粒の微細化を通じて延性の向上を図るものである。しかしながら近年構造物の設計に取り入れられるようになった破壊靭性に対しては、オーステナイト粒の微細化の寄与は小さいことが認められており、したがって（１）〜（３）の方法では充分な破壊靭性値の向上は期待できない。また（１）および（２）の方法における加工工程は、薄板に対しては適用可能であるが、厚板もしくは特殊形状の鋼材に対しては現実には適用困難である。一方（４）の方法は、実験室的にはその効果が認められているものの、従来一般のマルエージング鋼では工業的規模での実施は困難であった。」（第２頁左下欄第１２行〜第３頁左上欄第１行）
・摘示１−Ｃ：「・・・前記（４）の方法は、再結晶温度以上のオーステナイト域でいわゆる再結晶溶体化を行なった後、オーステナイト温度域のうちでも特に再結晶温度よりも低い温度域に加熱して、未再結晶溶体化処理を行なうものであるが、従来の通常のマルエージング鋼では未再結晶溶体化のための温度域、すなわちマルテンサイトからオーステナイトへの逆変態温度以上、再結晶温度未満の温度域の幅が２０〜３０℃程度と著しく狭く、そのため実際の部材に使用される程度の大きさの鋼材を量産的に製造するにあたっては、その鋼材を均一かつ安定して未再結晶溶体化温度域内で加熱保持することが困難であった。」（第３頁左上欄第９行〜右上欄第１行）
・摘示１−Ｄ：「この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、前述のように強度の増加が強く望まれている引張強さ２４５ｋｇｆ／ｍｍ２クラスの１８％マルエージング鋼に対する未再結晶溶体化処理を工業的に容易に実施可能とすべく、その鋼の成分組成に再検討を加えて未再結晶溶体化温度域を拡大した成分系とし、これによって実際に商用材として使用される鋼材においても未再結晶溶体化処理の適用により強度および靭性の大幅な向上を図り得るようにすることを目的とするものである。」（第３頁右上欄第２〜１１行）
・摘示１−Ｅ：「本発明者らは、上述の目的を達成するべく、引張強さ２４５ｋｇｆ／ｍｍ２クラスの１８％Ｎｉ系マルエージング鋼に対する合金元素について種々実験・検討を重ねた結果、未再結晶溶体化温度域を拡大し得る元素、すなわちマルテンサイトからオーステナイトへの逆変態温度には影響を及ぼさずに再結晶温度のみを上昇させる元素として、硼素（Ｂ）が有効であることを見出した。すなわち、硼素を０．０００５％以上添加することにより未再結晶溶体化温度域の幅が５０℃〜７０℃以上の幅となり、工業的に未再結晶溶体化温度内での加熱が可能となることを見出したものである。」（第３頁右上欄第１３行〜左下欄第４行）
・摘示１−Ｆ：「１次再結晶溶体化処理後は、・・・７８０℃〜８５０℃の温度域に加熱して空冷する未再結晶溶体化処理（２次溶体化処理）を行なう。この溶体化処理は、再結晶開始温度よりも低い温度でなされるため再結晶が生じず、その前の１次溶体化処理の空冷過程で生じたマルテンサイト相がオーステナイト相に逆変態するだけであるから、そのオーステナイト組織は、１次溶体化処理の際に生成される再結晶オーステナイト組織と比較して高転位密度を有する組織であり、その結果空冷過程で生成されるマルテンサイト相の下部組織極めて微細となり、靭性および強度の向上に大きく寄与する・・・」（第５頁左下欄第１８行〜右下欄第１０行）
　
甲第２号証：特開昭５３−７００２３号公報
・摘示２−Ａ：「本発明はストリップフォームによるマルエージング鋼帯または鋼板の製造法に関するものである。マルエージング鋼（マルエージ鋼とも言われる）は、極低炭素の高ＮｉマルテンサイトにＣｏ，Ｍｏ，Ｔｉ等の時効硬化元素を添加してマルテンサイト地での時効硬化（マルエージング）を行なわせ、Ｃを含まないで高強度かつ高靭性を示す優れた超強力鋼であり」（第１頁右下欄第３〜１０行）
・摘示２−Ｂ：「試験１　１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）」（第２頁左下欄第３〜４行）
・摘示２−Ｃ：「試験２　・・・、１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）の溶体化処理温度と熱処理時間が、前オーステナイト結晶粒度に及ぼす関係を調べ、第２図を得た。第２図において、曲線ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇはそれぞれ前オーステナイト結晶粒が１１．０，１０．５，１０．０，９．５，９．０，８．５，８．０となる溶体化処理条件を示している。」（第２頁右下欄第１２〜２０行）
・摘示２−Ｄ：「試験３　１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）」（第３頁左上欄下から第２〜１行）
・摘示２−Ｅ：「試験４　１８％Ｎｉ（３００グレード）の代りに１８％Ｎｉ（３５０グレード）のマルエージング鋼の５ｍｍ厚熱延鋼帯を使用」（第４頁左下欄第１２〜１５行）
・摘示２−Ｆ：１．０ｍｍ厚の１８％Ｎｉマルエージング薄板を製造することが示されており、１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）の４．５ｍｍ厚熱延板を８２０℃×６０分の熱処理を施し、最終冷延率７８％の一方向冷間圧延を行い１．０ｍｍの冷延板とし、８２０℃×６０分の熱処理を施すことにより前オーステナイト結晶粒度番号が１０．３の鋼板が得られている。（第７頁左下欄下から第３行〜左下欄第８行、第８頁表７及び表８の比較例２７）
・摘示２−Ｇ：比較例２７の薄鋼板の０．２％耐力、抗張力及び伸びの異方性ΔＭ値が大きくなり、面内異方性が大きくなっている。（第８頁表８の比較例２７）
・摘示２−Ｈ：「表８の結果から、本発明条件によっても、マルエージング鋼の標準溶体化処理条件「８２０℃×１時間保持」を採用した比較例２５〜２８と、前オーステナイト結晶粒度は同程度のものが得られており、・・・」（第９頁左上欄第１〜４行）
　
甲第３号証 ：特開昭５３−７００２４号公報
・摘示３−Ａ：「・・・最終熱処理は、前オーステナイト結晶粒が粗大化しないような条件であればよく、マルエージング鋼の溶体化処理として推奨されている８２０℃×１時間の熱処理をベル型炉等において実施できる。」（第２頁右上欄第１〜５行）
・摘示３−Ｂ：ｗｔ％で、Ｃ０．００２１％，Ｓｉ０．０５％以下，Ｍｎ０．０５％，Ｐ０．００５％以下，Ｓ０．００５％以下，Ｎｉ１８．４８％，Ｃｏ８．８５％，Ｍｏ５．５０％，Ｔｉ０．８４％，Ａｌ０．０９６％，Ｚｒ０．０１％以下，Ｃａ０．００１０％，Ｎ０．００１４％，Ｏ０．００１７％，の化学成分を有する３００グレードの１８％Ｎｉマルエージング鋼の４．５ｍｍ厚の熱延鋼板を８２０℃×１時間の溶体化処理を施し、最終冷延率７８％の一方向冷間圧延を行い厚さ１．０ｍｍの冷延板とし、８２０℃×１時間の熱処理を施し、４９０℃×３時間の時効処理を施すことにより結晶粒度番号が９．６の薄鋼板が得られている。（第２頁左下欄第１〜４行、第２頁表１、第３頁表２の比較例６及び第４頁表８の比較材６）
・摘示３−Ｃ：「表３の結果から、・・・薄鋼板の耐力、抗張力、伸び、ＮＴＳ／ＴＳ（切欠き強度比）の平均値Ｍについてはほとんど差がないが、異方性ΔＭについてみると、一方向性圧延の場合には最終圧延率の高い例（Ｎｏ．５およびＮｏ．６）ではΔＭ値が大きくなり、面内異方性が大きくなっているのがわかる。」（第４頁左下欄第１〜７行）
・摘示３−Ｄ：「表４は表２の各製造工程によって得られた薄鋼板の結晶粒度と硬さを調べた結果を示すが、いづれの工程によっても大きな差は現らわれていない」（第４頁左下欄下から第４〜１行）
・摘示３−Ｅ：「本発明材」１，２及び３の結晶粒度番号は、それぞれ、９.０，９.０，９.２であり、「比較剤」４〜７の結晶粒度番号は、それぞれ、９.２，９.５，９.６，９.０である。（第４頁表４）
・摘示３−Ｆ：ｗｔ％で、Ｃ０．０１８２％，Ｍｎ０．００２％，Ｐ０．００５％，Ｓ０．００５％，Ｎｉ１７．６１％，Ｃｏ１２．５７％，Ｍｏ４．３７％，Ｔｉ１．４２％，Ａｌ０．１３０％，Ｂ０．０００５％，Ｃａ０．０００３％，Ｍｇ０．００１％，TotalＲＥ０．００１４％，Ｎ０．００１４％，Ｏ０．００１０％，の化学成分を有する３５０グレードの１８％Ｎｉマルエージング鋼の５、０ｍｍ厚の熱延鋼板を８２０℃×１時間の溶体化処理を施し、最終冷延率８０％の一方向冷間圧延又はクロス圧延を行い厚さ１．０ｍｍの冷延板とし、８２０℃×１時間の最終熱処理を施し、４９０℃×３時間の時効処理を施すことにより厚さ１．０ｍｍの薄鋼板を製造する。（第４頁右下欄第２〜５行、第５頁表５及び表６の比較例１２、１３）
・摘示３−Ｇ：「表７の結果から、・・・１８％Ｎｉマルエージング鋼も最終熱処理前の冷間圧延工程での冷間圧延率が低いほど機械的性質の面内異方性が小さくなり、そのレベルもクロス圧延の例（Ｎｏ．１３）と同程度であることがわかる。以上の実施例から明らかなように、最終熱処理前の冷間圧延での冷間圧延率を５０％以内に抑えるならば、一方向性圧延によっても機械的性質の面内異方性の少ないマルエージング鋼薄板が得られる。」（第６頁右上欄第１〜１０行）
・摘示３−Ｈ：最終熱処理前の一方向冷間圧延での圧延率が８０％の比較例１２は耐力、抗張力及び伸びの機械的性質の面内異方性が大きな値となっている。（第６頁表７）
 　 
甲第４号証：“Aerospace Structural Metals Handbook”1999 Edition,Code1225,p.1
・摘示４−Ａ：「厚手の断面における靭性および衝撃強度は、常用の中炭素−低合金−超高強度鋼であって、熱処理により２５０ksiを超える強度レベルにしたもののそれらと比較して、すぐれている」（第１頁左欄第２７〜３１行）
・摘示４−Ｂ：１８Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）の取鍋分析した合金組成（％）が次のとおり記載されている。（コード１２２５、ｐ．１、表１．０４１１）
「　　　　　　　　　　　最低　　　　　　　最高 
　　炭素　　　　　　　　−　　　　　　　０．０３
　　マンガン　　　　　　−　　　　　　　０．１０
　　リン　　　　　　　　−　　　　　　　０．０１０
　　イオウ　　　　　　　−　　　　　　　０．０１０
　　ケイ素　　　　　　　−　　　　　　　０．１０
　　ニッケル　　　　１８．０　　　　　１９．０
　　コバルト　　　　　８．０　　　　　　９．５
　　モリブデン　　　　４．６　　　　　　５．２
　　チタン　　　　　　０．５５　　　　　０．８０
　　アルミニウム　　　０．０５　　　　　０．１５
　　ホウ素＊　　　　　　　　　０．００３
　　ジルコニウム＊　　　　　　０．０２
　　カルシウム＊　　　　　　　０．０５
　　鉄　　　　　　　　　　　　残部
　　（＊任意添加成分）」
　
甲第５号証：A.M.Hall＆C.J.Slunder,“The Metallurgy,Behavior,And Application of the 18-Percent Nickel Maraging Steels”,1968,NASA SP-5051 p43-48 
・摘示５−Ａ：「高強度のマルエージング鋼、たとえば１８Ｎｉ３００および１８Ｎｉ３５０グレードは、ほとんど常に、消耗電極を用いた真空アーク再溶解により製造されている。」（第４５頁左欄第２〜６行）
 　 
甲第７号証 ：「金属材料技術研究所研究報告集　昭和５６年版」ｐ．１３８〜１５７
・摘示７−Ａ：「平滑引張試験における低応力破壊は、前γ粒径が大きい場合に生じやすい。絞りで表される延性と前γ粒径との関係は、模式的には図５のように示されることが報告されている。」（第１４頁右欄第３〜６行）
・摘示７−Ｂ：絞りは、結晶粒が微細になれば向上する。（第１４３頁図５参照）
　
参考資料２：“Transactions of the ASM ”vol.55(1962)p.58-76
・摘示９−Ａ：「ホウ素含有量は通常約０．００３％であり、ジルコニウム含有量は０．０１％であった。これらの元素は意図的に添加された。というのは、チタン添加により硬化された合金に関する先行研究が、これら元素が粒界析出を遅らせ、それによって靱性および環境腐食耐性を改善する、ということを明らかにしていたからである」（第６７頁左欄第３〜９行）
　
参考資料３：“Journal of Metals”March(1963)p.200-204
・摘示１０−Ａ：「ホウ素およびジルコニウムを、それぞれ０．００３％および０．０２％添加することが推奨される。チタン添加により硬化された２０％および２５％Ｎｉマルエージング鋼に関する先行研究が、これらの添加が粒界析出を遅らせ、それにより靱性および耐応力腐食割れ性を改善する、ということを示している。これらの理由で、上記元素は１８％Ｎｉマルエージング鋼に含有させるのである」（第２０２頁左欄下から第１１〜３行）
　
参考資料５：特開昭５１−８７１１８号公報
・摘示１２−Ａ：「Ｎｉ：７〜２５％，Ｃｏ：１１.５〜２１％，Ｍｏ：３〜１６％，Ｔｉ：０.１〜２.０％，Ａｌ：０.２％以下，Ｃ：０.０３％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ｐ：０.０１％以下，Ｓｉ：０．１％以下，Ｍｎ：０.１％以下，Ｂ：１％以下，Ｚｒ：１％以下，Ｃａ：１％以下，Ｖ：１％以下，Ｎｂ：１％以下，Ｃｒ：１％以下，残部Ｆｅよりなるマルエージング鋼を、８００℃〜１２５０℃間の温度で溶体化処理を施し急冷後、マルテンサイト状態にて１０％以上の冷間加工を加え、つづいてオーステナイト化終了温度から１２５０℃間の温度で加熱処理した後室温まで冷却する加工熱処理を１回以上くりかえして行ない、その後時効硬化処理を施こし延性、靭性を改善することを特徴とするマルエージング鋼の加工熱処理方法。」（特許請求の範囲）
・摘示１２−Ｂ：「引張強さ２２０kg/mm２〜３６０kg/mm２のマルエージング鋼の延性、靭性を改善するには、延性、靭性に対して有害な析出物の析出を防ぐとともに微細で均一な旧オーステナイト結晶粒を有する低炭素マルテンサイト状態にすることが必要である」（第２頁左上欄下から第６〜１行）
・摘示１２−Ｃ：第５表には、マルエージング鋼を９５０℃で固溶化処理を施し、６０％又は９０％の冷間加工を加え、再結晶温度以上の温度で固溶化処理することにより、オーステナイト結晶粒度がＮｏ．１０以上のマルエージング鋼を製造した具体例が記載されている。
　
参考資料６：特開昭６１−１５９１７号公報
・摘示１３−Ａ：「０.０００５重量％以上の硼素を含有する１８％Ｎｉ系マルエージング鋼を、熱間加工後に溶体化処理し、さらに時効処理して製造するにあたり・・・を特徴とする硼素添加型の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法。」（特許請求の範囲）
・摘示１３−Ｂ：「この発明は硼素（Ｂ）を添加した１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法に関し、特に靭性が優れた硼素添加型１８％Ｎｉ系マルエージング鋼を製造する方法に関するものである」（第１頁左下欄下から第２行〜右下欄第２行）
・摘示１３−Ｃ：「１８％Ｎｉ系マルエージング鋼においては従来から時効処理後の強度向上および靱性改善を目的として、０．０００５〜０．０１％程度の硼素を添加することが行われている」（第２頁左下欄第１２〜１５行）
　
６．当審の判断
６−１．本件発明１について
（１）甲第４号証記載の発明
　甲第４号証には、１８％Ｎｉマルエージング鋼の取鍋レベルの合金組成（％）が記載されているところ、鋼の組成は通常取鍋分析値で表されることは技術常識であり、また、甲第４号証に記載の１８％Ｎｉマルエージング鋼の組成は、そのＮｉ含有量からみて重量％で表されたものであることは明らかであるから、甲第４号証には、「重量％で、Ｃ０．０３％以下、Ｍｎ０．１０％以下、Ｐ０．０１０％以下、Ｓ０．０１０％以下、Ｓｉ０．１０％以下、Ｎｉ１８．０〜１９．０％、Ｃｏ８〜９．５％、Ｍｏ４．６〜５．２％、Ｔｉ０．５５〜０．８０％、Ａｌ０．０５〜０．１５％を含有し、Ｂ０．００３％、Ｚｒ０．０２％、Ｃａ０．０５％を任意添加成分として含有することができる残部Ｆｅからなる１８％Ｎｉマルエージング鋼」の発明（以下、「甲第４号証発明」という。）が記載されていると云える。
　
（２）対比・判断
　本件発明１と甲第４号証発明とを対比すると、両者は、
「Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ａｌ及びＴｉを含有し、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ｍｏ，Ａｌ及びＴｉの含有量が重複するマルエージング鋼」である点で一致するが、次の点で相違する。
相違点（１）：
　本件発明１は、Ｂ０．０００３〜０．０１％を含有するのに対して、甲第４号証発明は、任意添加成分としてＢ０．００３％，Ｚｒ０．０２％及びＣａ０．０５％を含有することができる点。
相違点（２）：
　本件発明１は、結晶粒度がＡＳＴＭ　Ｎｏ．で１０以上の細粒である超微細結晶粒を有するのに対して、甲第４号証発明は、結晶粒の結晶粒度が明らかでない点。
相違点（３）：
　本件発明１は、マルエージング鋼のＮを０．０１％以下に規制するのに対して、甲第４号証発明は、マルエージング鋼のＮ含有量を規制していない点。
　
（相違点についての検討）
(ｉ) 相違点（１）について
ア　甲第４号証には、１８％Ｎｉマルエージング鋼の取鍋レベルの合金組成（重量％）として、表１．０４１１に、
       「　　　　　　　　　　　最低　　　　　　最高
       　炭素　　　　　　　　　−　　　　　　０．０３
       　マンガン　　　　　　　−　　　　　　０．１０
       　リン　　　　　　　　　−　　　　　　０．０１０
       　イオウ　　　　　　　　−　　　　　　０．０１０
       　ケイ素　　　　　　　　−　　　　　　０．１０
       　ニッケル　　　　　１８．０　　　　１９．０
       　コバルト　　　　　　８．０　　　　　９．５
       　モリブデン　　　　　４．６　　　　　５．２
       　チタン　　　　　　　０．５５　　　　０．８０
       　アルミニウム　　　　０．０５　　　　０．１５
       　ホウ素＊　　　　　　　　　　０．００３
       　ジルコニウム＊　　　　　　　０．０２
       　カルシウム＊　　　　　　　　０．０５
       　鉄　　　　　　　　　　　　　残部
       　（＊任意添加成分）」（摘示４−Ｂ）と記載されている。
イ　ここで、甲第４号証発明における任意添加成分であるＢの含有量０．００３％は、本件発明１が規定する含有量の範囲「０．０００３〜０．０１％」内であるから、本件発明１の上記数値限定自体は、甲第４号証発明との相違点とはなり得ないものである。そして、他の任意添加成分であるＺｒとＣａについては、文字どおり任意添加成分であるから、含有してもしなくてもよいものであることは明らかである。そうすると、任意添加成分は、ホウ素（Ｂ），ジルコニウム（Ｚｒ）及びカルシウム（Ｃａ）の三つであり、それらが含まれるか否か二者択一の場合の数は、２×２×２の８通りにすぎないから、当業者が、それらのうちの１成分であるＢのみを含有する１８％Ｎｉマルエージング鋼に想到することは、容易なことと認められる。
　
　そして、１９６２年（昭和３７年）発行の参考資料２の「ホウ素含有量は通常約０．００３％であり、ジルコニウム含有量は０．０１％であった。これらの元素は意図的に添加された。というのは、チタン添加により硬化された合金に関する先行研究が、これら元素が粒界析出を遅らせ、それによって靱性および環境腐食耐性を改善する、ということを明らかにしていたからである」（摘示９−Ａ）との記載、
１９６３年（昭和３８年）発行の参考資料３の「ホウ素およびジルコニウムを、それぞれ０．００３％および０．０２％添加することが推奨される。チタン添加により硬化された２０％および２５％Ｎｉマルエージング鋼に関する先行研究が、これらの添加が粒界析出を遅らせ、それにより靱性および耐応力腐食割れ性を改善する、ということを示している。これらの理由で、上記元素は１８％Ｎｉマルエージング鋼に含有させるのである」（摘示１０−Ａ）との記載、
昭和６１年１月２４日公開の参考資料６の「１８％Ｎｉ系マルエージング鋼においては従来から時効処理後の強度向上および靱性改善を目的として、０．０００５〜０．０１％程度の硼素を添加することが行われている」（摘示１３−Ｃ）との記載によれば、
マルエージング鋼において靱性向上のためＢを添加することは、本件特許出願前から当業者に周知の技術であったことが認められる上、上記任意添加成分を添加する組合せは８通りにすぎないから、甲第４号証にＢを添加する目的が記載されていなくても、Ｂのみを含有するＮｉマルエージング鋼に想到することは容易であるというべきである。また、本件発明１の構成は、上記２．の【請求項１】に記載のとおりであり、固溶化処理と冷間加工との組合せは、本件発明１の要旨ではないから、上記組合せによる結晶粒の超微細化が甲第４号証に示唆されていないからといって、これを容易想到性を否定する理由とすることはできない。
ウ　したがって、相違点（１）についての本件発明１の構成要件は、参考資料２，３，６に示された周知技術に基づき当業者が容易に想到し得たものと云うべきである。
　
(ｉｉ) 相違点（２）について
ア　本件明細書には、結晶粒（超）微細化に関して、以下の記載がある。
　(ア) 「〔産業上の利用分野〕本発明は・・・特に靭性の優れたマルエージング鋼の結晶粒微細化法に関するものである。」（本件特許公報第２欄第１段落）
　(イ) 「引張強さが２００kgf/mm２以上の高強度を有するマルエージング鋼においては、強度の上昇につれて延性、靭性が劣化するという問題があり、特に肉厚の小さい部品では、結晶粒が粗いと延性、靭性などの特性のバラツキも大きくなるので結晶粒を微細化することは一層重要になる。これを解決する一つの手段としてオーステナイト結晶粒を微細化するという方法が用いられ、例えば板、棒、パイプ等の冷間加工が可能な形状および比較的サイズの小さいものを対象として、冷間加工を加え、さらに固溶化処理を行なうという方法がとられてきた。これに対して、靭性の改善に有効な合金元素を添加する方法も試みられており、例えば、特公昭５９−３４２２６号にはＢ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇの１種または２種以上を含有させたマルエージング鋼、また特開昭６１−２１０１５６号（注、甲第１号証）にはＢを含有するマルエージング鋼およびその製造方法、特開昭５２−２３５２０号には、Ｂ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｖを同時に添加したマルエージング鋼に加工熱処理を組み合わせた製造方法などの記載がある。」（同第２欄最終段落〜第３欄第２段落）
　(ウ) 「〔発明が解決しようとする課題〕前述の固溶化処理前に冷間加工を施す方法は、結晶粒度番号１０以上の微細な結晶粒を得るには、固溶化処理温度を実質的に固溶化が不十分な程度に低く抑える必要がある。ところが、固溶化処理温度が低くなりすぎると、結晶粒は微細化するものの、逆にＭｏを比較的多く含むマルエージング鋼ではＦｅ，Ｍｏ等からなる未固溶の粗大な金属間化合物が残存し、延性、靱性を低下させるという問題があった。また、前述のＢ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇの１種または２種以上含有したマルエージング鋼の特公昭５９−３４２２６号においてはＢは０．００２５％以下で添加すると、Ｚｒ，Ｃａと同様に脱酸強化による清浄度向上の他、脱窒および結晶粒界へのＭｏ，Ｃｒなどの析出を防止し延性、靭性を付与すると記載されており、特開昭６１−２１０１５６号（注、甲第１号証）においてはＢを０．０００５〜０．００２０％添加すると未再結晶溶体化処理温度域が広がり、工業的に未再結晶溶体化処理を容易に行なうことができるようになり、その結果として引張強度および破壊靭性とともに優れた鋼を製造することができることが示されている。」（同第３欄第３段落〜第４段落）
　(エ) 「〔課題を解決するための手段〕発明者はマルエージング鋼の結晶粒微細化に有効な合金元素について、種々検討した結果、一定量のＢを添加したマルエージング鋼に特定の固溶化処理と冷間加工条件を組み合せた場合にのみ超微細な結晶粒が得られることを知見したものである。」（同第４欄第２段落）
　(オ) 「〔作用〕・・・Ｂは、結晶粒を微細化するのに必要な、かつ有効な元素であるが、その含有量が０．０００３％未満の場合十分な効果が得られず、また０．０１％を越えて含有させると靭性が劣化することから、その含有量を０．０００３％〜０．０１％とした。」（同第５欄第２段落〜第６欄第５段落）
　(カ) 「結晶粒度番号は大きい方が強度、靭性が高くなるが、１０より小さいとその効果が不十分であり、本発明の方法によれば１０以上が達成できるので１０以上とした。」（同第６欄第６段落）
　
イ　他方、甲第４号証には、１８％Ｎｉマルエージング鋼の靭性に関して、「厚手の断面における靭性および衝撃強度は、常用の中炭素−低合金−超高強度鋼であって、熱処理により２５０ksiを超える強度レベルにしたもののそれらと比較して、すぐれている」（摘示４−Ａ）との記載が、
甲第３号証には、化学組成において本件発明１と一致する組成のマルエージング鋼の延性、靭性を改善することを特徴とするマルエージング鋼の加工熱処理方法について、「表４は表２の各製造工程によって得られた薄鋼板の結晶粒度と硬さを調べた結果を示すが、いづれの工程によっても大きな差は現らわれていない」（摘示３−Ｄ）との記載と共に、その表４には、「本発明材」１，２及び３の結晶粒度番号として、９.０，９.０，９.２の数値が、「比較剤」４〜７の結晶粒度番号として、９.２，９.５，９.６，９.０の数値の記載が（摘示３−Ｅ参照）、
参考資料５には、「Ｎｉ：７〜２５％，Ｃｏ：１１.５〜２１％，Ｍｏ：３〜１６％，Ｔｉ：０.１〜２.０％，Ａｌ：０.２％以下，Ｃ：０.０３％以下，Ｓ：０.０１％以下，Ｐ：０.０１％以下，Ｓｉ：０．１％以下，Ｍｎ：０.１％以下，Ｂ：１％以下，Ｚｒ：１％以下，Ｃａ：１％以下，Ｖ：１％以下，Ｎｂ：１％以下，Ｃｒ：１％以下，残部Ｆｅよりなるマルエージング鋼を、８００℃〜１２５０℃間の温度で溶体化処理を施し急冷後、マルテンサイト状態にて１０％以上の冷間加工を加え、つづいてオーステナイト化終了温度から１２５０℃間の温度で加熱処理した後室温まで冷却する加工熱処理を１回以上くりかえして行ない、その後時効硬化処理を施こし延性、靭性を改善することを特徴とするマルエージング鋼の加工熱処理方法」（摘示１２−Ａ）、
「引張強さ２２０kg/mm２〜３６０kg/mm２のマルエージング鋼の延性、靭性を改善するには、延性、靭性に対して有害な析出物の析出を防ぐとともに微細で均一な旧オーステナイト結晶粒を有する低炭素マルテンサイト状態にすることが必要である」（摘示１２−Ｂ）との記載が、
参考資料６には、「０.０００５重量％以上の硼素を含有する１８％Ｎｉ系マルエージング鋼を、熱間加工後に溶体化処理し、さらに時効処理して製造するにあたり・・・を特徴とする硼素添加型の１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法」（摘示１３−Ａ）、
「この発明は硼素（Ｂ）を添加した１８％Ｎｉ系マルエージング鋼の製造方法に関し、特に靭性が優れた硼素添加型１８％Ｎｉ系マルエージング鋼を製造する方法に関するものである」（摘示１３−Ｂ）との記載がある。
　
ウ　また、昭和５３年６月２２日公開の甲第２号証には、「試験２　・・・、１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）の溶体化処理温度と熱処理時間が、前オーステナイト結晶粒度に及ぼす関係を調べ、第２図を得た。第２図において、曲線ａ，ｂ，ｃ，ｄ，ｅ，ｆ，ｇはそれぞれ前オーステナイト結晶粒が１１．０，１０．５，１０．０，９．５，９．０，８．５，８．０となる溶体化処理条件を示している」（摘示２−Ｃ）との記載があり、
昭和５１年７月３０日公開の参考資料５の第５表には、マルエージング鋼を９５０℃で固溶化処理を施し、６０％又は９０％の冷間加工を加え、再結晶温度以上の温度で固溶化処理することにより、オーステナイト結晶粒度がＮｏ．１０以上のマルエージング鋼を製造した具体例が記載されている（摘示１２−Ｃ）。
　これらの記載及び本件明細書の上記ア(ウ)の記載によれば、結晶粒度１０以上のマルエージング鋼は、本件特許出願前から公知であったと認められるところ、本件発明１は、
「固溶化処理前に冷間加工を施す方法は、結晶粒度番号１０以上の微細な結晶粒を得るには、固溶化処理温度を実質的に固溶化が不十分な程度に低く抑える必要がある。ところが、固溶化処理温度が低くなりすぎると、結晶粒は微細化するものの、逆にＭｏを比較的多く含むマルエージング鋼ではＦｅ，Ｍｏ等からなる未固溶の粗大な金属間化合物が残存し、延性、靱性を低下させるという問題」（本件特許公報第３欄第３段落）を解決するため、
「一定量のＢを添加したマルエージング鋼に特定の固溶化処理と冷間加工条件を組み合せた場合にのみ超微細な結晶粒が得られる」（同第４欄第２段落）との知見に基づきされたものと認めることができる。
　しかしながら、本件発明１に係る本件明細書の特許請求の範囲【請求項１】は、上記２．のとおり、マルエージング鋼の組成と結晶粒度を規定するのみで、固溶化処理及び冷間加工条件については、何ら規定するところがない。そして、「結晶粒度がＡＳＴＭ　Ｎｏ．で１０以上」との規定について、本件明細書には、「結晶粒度番号は大きい方が強度、靭性が高くなるが、１０より小さいとその効果が不十分であり、本発明の方法によれば１０以上が達成できるので１０以上とした」（同第６欄第６段落）と記載されるものの、固溶化処理及び冷間加工条件を規定せず、結晶粒度を規定するのみで、強度、靱性を高くするとの上記効果が得られることについて、本件明細書に記載はない。したがって、本件発明１において、相違点（２）に係る「結晶粒度番号がＡＳＴＭ　Ｎｏ．で１０以上」と限定したことに、「本発明の方法によれば１０以上が達成できるので、１０以上とした」（上記アの(カ)）こと以外にその技術的意義を見いだすことはできない。
　
エ　そして、Ｂを任意添加成分とはするものの、その含有量をも含めて、他の化学組成においてすべて一致する１８％Ｎｉマルエージング鋼が開示された甲第４号証には、当該マルエージング鋼が「厚手の断面の靭性」に優れていることが開示され、また、
甲第３号証には、化学組成において本件発明１と一致する組成のマルエージング鋼の延性、靭性を改善することを特徴とするマルエージング鋼の加工熱処理方法によって得られた結晶粒度として、９.０〜９.２の数値が記載され、さらに、
参考資料５には、「引張強さ２２０kg/mm２〜３６０kg/mm２のマルエージング鋼の延性、靭性を改善するには、延性、靭性に対して有害な析出物の析出を防ぐとともに微細で均一な旧オーステナイト結晶粒を有する低炭素マルテンサイト状態にすることが必要である」（摘示１２−Ｂ）ことが開示されているのである。
　そうすると、これらの記載によれば、１８％Ｎｉマルエージング鋼あるいはその前後のＮｉ含有量のマルエージング鋼においては、定性的には、結晶粒径が小さいほど、すなわち、結晶粒度番号が大きいほど、延性、靭性が高くなることは、本件特許出願前に当業者に周知であり、かつ、実際に、結晶粒度番号９.０〜９.２程度のものが得られていたことが認められる。このようなＮｉ含有マルエージング鋼において、Ｂを所定量含有させたところ、結晶粒度番号が１０.０〜１２.０のものが得られたことから、「結晶粒度番号がＡＳＴＭ　Ｎｏ．で１０以上」と限定することは、当業者の通常の創作能力の発揮であって、何ら困難ということはできず、また、そのことのみによる顕著な作用効果を見いだすこともできない。
　
オ　被請求人は、Ｂを含むマルエージング鋼の組成の記載と結晶粒の微細なマルエージング鋼の記載があるとしても、両記載を結び付ける動機付け、すなわち、Ｂの結晶粒微細化作用に関する記載は、甲第４号証及び参考資料１のいずれにもないと主張する。しかしながら、マルエージング鋼において靱性向上のためＢを添加することが、本件特許出願前から当業者に周知の技術であったことは、上記６−１．（２）（ｉ）イのとおりであるところ、１８％Ｎｉマルエージング鋼あるいはその前後のＮｉ含有量のマルエージング鋼においては、定性的には、結晶粒径が小さいほど、すなわち、結晶粒度番号が大きいほど、延性、靭性が高くなることが、本件特許出願前に当業者に周知であることも、上記エのとおりであるから、Ｂの結晶粒微細化作用に関する記載が甲第４号証及び参考資料１になくても、Ｂを含むマルエージング鋼の組成の記載に結晶粒の微細なマルエージング鋼の記載を組み合せることに困難があるとは認められず、被請求人の上記主張は、採用することができない。
カ　したがって、相違点（２）についての本件発明１の構成要件は、甲第２，３号証に記載された発明及び参考資料１，５，６に示された周知事項に基づき当業者が容易に想到し得たものと云うべきである。
　
(ｉｉｉ) 相違点（３）について
　甲第５号証の上記摘示５−Ａには、「高強度のマルエージング鋼、たとえば１８Ｎｉ３００および１８Ｎｉ３５０グレードは、ほとんど常に、消耗電極を用いた真空アーク再溶解により製造されている。」と記載されている。そして、真空条件下での溶解により鋼を製造すれば、そのＮ含有量が０．０１％以下となることは技術常識であるから、甲第４号証発明の１８Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）は、真空条件下での溶解により製造され、そのＮ含有量は０．０１％以下であるとするのが相当である。してみれば、この相違点（３）は、実質的な相違ではないと云うべきである。
　仮に、甲第４号証発明における１８Ｎｉマルエージング鋼のＮ含有量が０．０１％以下でないとしても、マルエージング鋼において、Ｎ量を０．０１％以下の値とすることは、甲第３号証の上記摘示３−Ｂ，３−Ｆの記載にみられるように周知の事項であるから、甲第４号証発明において、１８Ｎｉマルエージング鋼のＮ含有量を０．０１％以下の値とすることは、前示の周知事項に基づき当業者が容易に想到し得たものと云うべきである。
　
(ｉｖ) 本件発明１は、上記相違点（１）〜（３）の検討のとおりであるから、甲第２〜４号証に記載された発明及び周知事項に基づき当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
６−２．本件発明２について
（１）甲第２号証記載の発明 
　甲第２号証の摘示２−Ｆによれば、甲第２号証には、１８％Ｎｉマルエージング鋼の熱延板を８２０℃×６０分の熱処理を施し、最終冷延率７８％の一方向冷間圧延を行い、８２０℃×６０分の熱処理を施すことにより結晶粒度番号が１０．３の鋼板を得ることが記載されており、摘示２−Ｈによると、甲第２号証刊行物に記載の「８２０℃×６０分の熱処理」は「溶体化処理」、すなわち、「固溶化処理」と言い換えることができ、また、甲第２号証に記載の「最終冷延率７８％の一方向冷間圧延」は「加工率７８％の冷間加工」と言い換えることができる。また、甲第２号証に記載の「熱延板」は「熱間圧延」、すなわち、「熱間加工」により製造されたものと云えるから、
甲第２号証には、
「１８％Ｎｉマルエージング鋼を熱間加工後８２０℃で固溶化処理を行ない、その後加工率７８％の冷間加工を行った後、さらに８２０℃で固溶化処理を行なうことにより結晶粒度番号が１０．３の微細結晶粒を有するマルエージング鋼の製造方法」の発明（以下、「甲第２号証発明」という。）が記載されていると云える。
　
（２）対比・判断
　本件発明２と甲第２号証発明とを対比する。
甲第２号証発明では、本件発明２と同程度の結晶粒度番号が１０．３の微細結晶粒を有するマルエージング鋼が得られているから、
両者は、「マルエージング鋼を、熱間加工後８２０℃の温度で固溶化処理を行ない、その後加工率で７８％の冷間加工を行った後、さらに固溶化処理を行なう超微細結晶粒を有するマルエージング鋼の製造方法」である点で一致するが、次の点で相違する。
相違点（１）：
　本件発明２は、請求項１に記載の組成からなるマルエージング鋼を素材とするのに対して、甲第２号証発明は、１８％Ｎｉマルエージング鋼を素材とするというだけのものであり、素材の１８％Ｎｉマルエージング鋼の具体的な組成が明らかでない点。
相違点（２）：
　本件発明２は、冷間加工を行った後固溶化処理を再結晶温度以上の温度で行なうのに対して、甲第２号証発明は、冷間加工を行った後固溶化処理を８２０℃で行なう点。
　
（相違点についての検討）
（ｉ）相違点（１）について
(1) 甲第２号証には、マルエージング鋼の組成に関して、「本発明はストリップフォームによるマルエージング鋼帯または鋼板の製造法に関するものである。マルエージング鋼（マルエージ鋼とも言われる）は、極低炭素の高ＮｉマルテンサイトにＣｏ，Ｍｏ，Ｔｉ等の時効硬化元素を添加してマルテンサイト地での時効硬化（マルエージング）を行なわせ、Ｃを含まないで高強度かつ高靭性を示す優れた超強力鋼であり」（摘示２−Ａ）、「試験１　１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）」（摘示２−Ｂ）、「試験２・・・１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）」（摘示２−Ｃ）、「試験３　１８％Ｎｉマルエージング鋼（３００グレード）」（摘示２−Ｄ）、「試験４　１８％Ｎｉ（３００グレード）の代りに１８％Ｎｉ（３５０グレード）のマルエージング鋼の５ｍｍ厚熱延鋼帯を使用」（摘示２−Ｅ）との記載がある。これらの記載によれば、甲第２号証において採用しているマルエージング鋼は、具体的には、本件発明２とＮｉ含有量において同等の１８％Ｎｉマルエージング鋼であることが明記され、試験１〜４において使用したマルエージング鋼は、グレード３００と３５０の１８％Ｎｉ含有マルエージング鋼である。
　一方、甲第４号証には、Ｎｉを１８〜１９％含有するいわゆる１８％Ｎｉマルエージング鋼の具体的組成として、Ｂを０．００３％任意成分として含有してもよく、他の成分組成において、本件発明１とすべて重複する組成範囲のマルエージング鋼が記載されていることは、上記６−１．（２）（ｉ）のとおりである。そうすると、甲第２号証に記載された具体的成分組成の明らかでない１８％Ｎｉマルエージング鋼の組成成分として、同じ１８％Ｎｉマルエージング鋼である甲第４号証開示の組成範囲を採用することは、当業者が何らの困難もなく採用することができることは明らかである。
　
(2) 被請求人は、添加元素が微量であっても、その性質は添加前後で大きく異なる場合があるから、当業者は、組成を決定する際には、詳細な実験を行い、添加すべき元素とその元素の影響を検討し、有効なものであるならば、どの程度の範囲までであればよいのかを検討し、添加するとどのような性質となるか不明な元素は、可能な限り排除するのが常であるところ、Ｂの結晶粒微細化作用は、被請求人が、鋭意検討の結果、初めて得た知見であると主張する。しかしながら、本件特許出願前、マルエージング鋼において靱性向上のためＢを添加することは、本件特許出願前から当業者に周知の技術であり、また、１８％Ｎｉマルエージング鋼あるいはその前後のＮｉ含有量のマルエージング鋼においては、定性的には、結晶粒径が小さいほど、すなわち、結晶粒度番号が大きいほど、延性、靭性が高くなることも、当業者に周知であって、Ｂを含むマルエージング鋼の組成の記載に結晶粒の微細なマルエージング鋼の記載を組み合せることに困難があるとは認められないことは、上記６−１．（２）（ｉｉ）エのとおりであるから、被請求人の上記主張は、採用することができない。
　
(3) したがって、相違点（１）についての本件発明２の構成要件は、甲第４号証記載の発明及び周知事項に基づき当業者が容易に想到し得たものと云うべきである。
　
（ｉｉ）相違点（２）について
　本件発明２における冷間加工を行った後の固溶化処理（２回目の固溶化処理）は、本件明細書の「１回目の固溶化処理後に行なう冷間加工は、材料に加工歪を付加して、その後実施する２回目の固溶化処理によって再結晶させるために行なうものである。」（本件特許公報第４欄最終段落）という記載からみて、その処理温度を再結晶温度以上にすることにより、結晶を微細化するためのものであると認められる。これに対し、甲第２号証発明の冷間加工を行った後の固溶化処理における８２０℃という処理温度は、本件発明２の実施例における数値と格別に差異が存在しないし、また、甲第２号証発明においても、冷間加工を行った後の固溶化処理後において、結晶粒度が１０．３と微細な結晶となっているのであるから、その処理温度の８２０℃は、再結晶温度以上の温度であると認められる。
　したがって、相違点（２）は、実質的な相違とは云えない。
　
（ｉｉｉ）本件発明２は、上記相違点（１）、（２）の検討のとおりであるから、甲第２〜４号証に記載された発明及び周知事項に基づき当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
７．むすび
　したがって、本件発明１及び本件発明２に係る特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものであり、同法第１２３条第１項第２号に該当するから、無効とすべきものである。
　審判に関する費用については、特許法第１６９条第２項で準用する民事訴訟法第６１条の規定により、被請求人が負担するものとする。
　よって、結論のとおり審決する。