【事件の表示】
　平成　８年特許願第２６３１３４号「原子炉炉内構造物の診断方法およびその装置」拒絶査定不服審判事件〔平成１０年　４月２８日出願公開、特開平１０−１１１３８０〕について、次のとおり審決する。
【結　論】
　本件審判の請求は、成り立たない。
【理　由】
１．手続の経緯　
　本願は、平成８年１０月３日を出願日とする特願平８−２６３１３４号であって、平成１７年１１月２９日付けで拒絶査定がなされ、平成１８年１月５日付けで拒絶査定に対する審判請求がなされ、その後、当審において、平成１９年２月５日付けで拒絶の理由が通知され、平成１９年４月９日付けで意見書及び手続補正書が提出され、平成１９年７月６日付けで審尋がなされ、平成１９年８月６日付けで回答書が提出されたものである。　
　
２．本願発明について
　本願の請求項１に係る発明（以下、「本願発明」という。）は、平成１９年４月９日付け手続補正書により補正された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に記載された以下のとおりのものである。　
「【請求項１】　原子炉炉内構造物を形成する被診断材料のヘリウム含有量を求める工程と、
　この被診断材料の予定される溶接による溶融金属近傍の温度履歴および応力履歴を予測する予測工程と、
　前記被診断材料のヘリウム含有量から求められる気泡の中心間距離と前記温度履歴および応力履歴とから、この被診断材料の溶接による溶融金属近傍の粒界ヘリウム気泡の半径の時間変化である粒界ヘリウム気泡の成長挙動を推測する推測工程と、
この粒界ヘリウム気泡の成長挙動から粒界ヘリウム気泡の最終的な直径が気泡の中心間距離を上回らないか否かで前記被診断材料の溶接の可否を診断する診断工程と
　を有することを特徴とする原子炉炉内構造物の診断方法。」　
　
３．刊行物　
　当審で通知した拒絶理由通知に引用され、本願の出願前に頒布された刊行物である特開平７−３０８７７９号公報（以下、「引用例１」という。）には、以下の記載がある。　
　
［記載事項１］　
「【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、核融合炉，高速増殖炉，新型転換炉，沸騰水型原子炉，加圧水型原子炉等の炉内のような中性子線，α線，β線等の高エネルギー粒子線の照射を受ける金属材料，該金属材料を用いた構造物，機器を対象とする補修または材質改善のための熱加工方法に係わり、特に熱加工に伴う被加工部の割れの発生を防止できる熱加工方法に関する。」　
　
［記載事項２］　
「【０００５】　
　しかし、前記構造物，機器を構成する金属材料は、前記各原子炉の運転に伴って中性子線，α線，β線等の高エネルギー粒子線の照射を受けており、金属材料中の含有成分の核変換に伴うヘリウムの生成によって、該金属材料内部には、材料の粒界，転位部分に通常の固溶限度以上のヘリウムがトラップされている。このヘリウムは、前記構造物，機器に対する前記補修または材質改善の際、加熱されることによって、該金属材料内部で拡散し、合体しボイドを作り、かつ被熱加工部への熱応力により引張ひずみ及び引張応力が作用する結果として、被熱加工部の周辺部に微細な割れを発生する場合のあることが知られている。これらについては、例えばウエルディング・リサーチ・サプレメント（１９９１年５月）第１２３頁から１３２頁（S．H．Goods and C．W．karfs；WELDING RESEARCH SUPPLEMENT １９９１ May ｐ.１２３−ｐ.１３２）に詳しい。（略）」　
　
［記載事項３］　
「【００３６】また、上記の熱加工は、補修溶接加工であってもよい。この補修溶接加工は、ガスタングステンアーク溶接法による補修溶接加工であることも望ましい。」　
　
［記載事項４］　
「【００４９】核融合炉，高速増殖炉，新型転換炉，沸騰水型原子炉，加圧水型原子炉などの原子炉の内部に設置されている構造物，機器、並びに原子炉の炉容器を構成する構造物，機器に用いられている金属材料にあっては、前記各原子炉の運転に伴って中性子照射を受けており、含有成分の核変換に伴うヘリウムの生成によって、該金属材料内部にはヘリウムが含有されている。このために、該構造物及び該機器に熱加工を行うと、被熱加工部及びその周辺部に新たな割れを発生する場合がある。該割れは、該金属材料内部におけるヘリウムが被熱加工部及びその周辺部で拡散する結果として、ヘリウムの集合体であるバブルが形成されること、特に該金属材料の結晶粒界に前記バブルが形成されることに起因して発生する。また、該割れは、被熱加工部へ導入される引張ひずみまたは引張応力が前記バブルに重畳して作用することにも起因して発生することがある。従って、該割れを防止するためには、上述したような該割れの発生機構から推察されるように、金属材料の熱加工に関する割れ発生感受性，金属材料内部をヘリウムが拡散する度合い、及び該被熱加工部及びその周辺部における力学的状態を把握することが前提となると判断される。」　
　
［記載事項５］
「【００５０】本発明における金属材料のヘリウムの含有量情報は該金属材料の熱加工に関する割れ発生感受性を表現する指標である。また、本発明における熱加工のヘリウムの拡散情報は該熱加工の際に金属材料内部をヘリウムが拡散する度合いを表現する指標である。さらに、本発明における被熱加工部の力学情報は該被熱加工部及びその周辺部における力学的状態を表現する指標である。」　
　
［記載事項６］　
「【００７２】（実施例５）・・・（中略）・・・同フローチャートは、熱加工割れ試験、実際に適用した条件などを「過去に施工した高エネルギー粒子線を受ける金属材料に関する情報」として記憶装置に格納しておき、一方、「新たに施工する高エネルギー粒子線を受ける金属材料に含まれているヘリウムの含有量に関する情報，前記金属の結晶粒径についての情報、及び候補熱加工条件の入力」を入力装置を用いて行い、計算によって後者における「熱加工部及びその周辺部における（１）（丸囲み数字は、表記の都合上、括弧付き数字で表現した。）ヘリウムの拡散の度合いを表すヘリウムの拡散情報及び（２）（同様に、括弧付き数字で表現した。）力学的状態を表す力学情報の算出」を行い、記憶装置に格納されている前者と照合して最適加熱条件を決定するように構成されている。ヘリウムの拡散情報と力学情報は両方とも算出して、前記照合に適用することが望ましいが、どちらか一方を選択して前記照合に適用しても良い。そのために、同フローチャートでは前記どちらか一方の選択をも可能とするように選択枝を設けてある。また、前記各情報を算出するための「熱加工部及びその周辺部における（１）（同様に、括弧付き数字で表現した。）温度の時間的変化、及び（２）（同様に、括弧付き数字で表現した。）応力，歪みの算出」を行うようにしてある。」　
　
［記載事項７］　
　図２１のフローチャートには、「熱加工部及びその周辺部における温度の時間的変化の算出」の次の処理として、「熱加工部及びその周辺部におけるヘリウムの拡散の度合いいを表す情報の算出」が記載され、また、「熱加工部及びその周辺部における応力・ひずみの算出」の次の処理として、「熱加工部及びその周辺部における力学的状態を表す情報の算出」が記載されている。　
　
　上記記載事項からみて、引用例には、以下の事項が記載されている。　
（１）原子炉の内部に設置されている構造物に熱加工を行うときに発生する被熱加工部及びその周辺部に新たな割れを防止するために、
ア　構造物に用いられている金属材料の熱加工に関する割れ発生感受性を表現する指標である，上記金属材料のヘリウムの含有量情報
イ　金属材料内部をヘリウムが拡散する度合いを表現する指標である、金属材料内部におけるヘリウムの拡散情報
ウ　被熱加工部及びその周辺部における力学的状態を表現する指標である被熱加工部の力学情報
　を把握すること（記載事項４、５）
　そして、上記各把握のためには、上記ア〜ウの情報を取得する工程を伴うことは自明であり、また、上記各把握は上記金属材料の割れを防止するためのものであるから、上記金属材料、すなわち原子炉の内部に設置されている構造物を診断しているともいえる。　
　
（２）「熱加工部及びその周辺部におけるヘリウムの拡散の度合いいを表す情報の算出」のために、「熱加工部及びその周辺部における温度の時間的変化の算出」を行い、また、「熱加工部及びその周辺部における力学的状態を表す情報の算出」のために、「熱加工部及びその周辺部における応力・ひずみの算出」を行うこと（記載事項６、７）
　
　したがって、記載事項１ないし７、及び図面を参照すれば、引用例１には、
「原子炉の内部に設置されている構造物に熱加工を行うときに発生する被熱加工部及びその周辺部に新たな割れを防止するために、
上記構造物に用いられている金属材料のヘリウムの含有量情報を取得する工程と、
金属材料内部におけるヘリウムの拡散情報を取得する工程
熱加工部及びその周辺部における温度の時間的変化および応力・ひずみを算出する工程とを有する上記原子炉の内部に設置されている上記構造物の診断方法。」の発明（以下「引用発明」という。）が記載されている。　
　
　また、同じく、当審で通知した拒絶理由に引用され、本願の出願前に頒布された刊行物である「H.T.Lin et al．：Metall Trans., 21A(1990)p2585〜p2596」（以下、「引用例２」という。）には、以下の記載がある。　　
【記載事項８】　
「Intergranular cracking occurred in the heat-affected  zones(HAZs) of specimens with helium concentrations equal to or greater than 2.5 appm. No such cracking was observed in helium-free control specimens or in specimens containing the lowest helium concentration. In addition to the HAZ cracking,brittle,centerline cracking occurred in the fusion zone of specimens containing 105 and 256 appm helium. Transmission and scanning electron microscopy results indicated that both the HAZ cracking and centerline cracking in the fusion zone resulted from  the stress-induced growth and coalescence of cavities initiated at helium bubbles on interfaces. For the HAZ case, the cavity growth rate is modeled and shown to predict the experimentally measured l-second time lag between peak weld temperature and the onset of cracking.」　
　（第2585頁冒頭）　
　「粒子間の割れは、ヘリウム濃度が2.5appm以上の試験体において、熱影響域（ＨＡＺｓ）で起こる。このような割れはヘリウムを含有しないように調整された試験体や、ヘリウムの含有濃度が最も少ない試験体では観察されない。ヘリウム濃度が105appm及び256appmである試験体では、熱影響域での破壊に加え、脆弱化、センターラインでの割れが、溶融域で起こる。電子顕微鏡での結果は、熱影響域における割れと溶融域におけるセンターライン割れの双方が、応力により引き起こされるヘリウム気泡の界面において始まる空隙の成長と結合とによるものであることを示している。熱影響域のケースに関しては、空洞の成長速度はモデル化されており、溶接時のピーク温度と割れの始まりとは１秒間のズレがあることが実験的に測定されることが予測される。」　
　
【記載事項９】　
「I.　INTRODUCTION
　 IT is well known that energetic neutron irradiation produces significant physical damage to crystalline solids by the disp1acement of atoms from their normal lattice sites(1,2) In addition, transmutation reactions generate foreign e1ements of which helium is known to induce intergranular embrittlement.(3,4,5)Degradation of material properties by these processes plays a decisive ro1e in limiting the useful life of nuclear reactor components. It is reasonable, therefore, to anticipate that the repair and replacement of degraded reactor components will be required.  Such repair procedures are likely to require the use of joining processes such as gas tungsten arc(GTA)welding.
　One of the critical issues in determining the postirradiation weldability of materials is the presence of entrapped helium. He1ium is essentially insoluble in metals. Experimentally, its solubility has been repored to be 10-10 appm/Pa at the melting point in metals such as Ni and Au.(6.7) Because it is insoluble, it is thermodynamical1y favorable for entrapped helium to precipitate as bubbles at relatively low temperatures. The formation of grain boundary(GB)bubbles can ultimately lead to drastic changes in macroscopic properties, inc1uding severe embrittlement at elevated temperatures. At high temperatures, these bubbles will grow under the influence of stress and temperature. As the bubbles coa1esce, the GBs are weakened and intergranular fracture occurs.」　
　（第2585頁左欄「Ｉ．INTRODUCTION第1〜28行）　
　「I　序論　
　高エネルギー中性子が照射されると、（通常の）原子の格子サイトから原子が置き換わることによって、結晶構造に対する重大な物理的ダメージが引き起こされることは、よく知られている(1,2)。加えて核変換は、粒界における脆弱化を引き起こすヘリウムのような、存在しなかった物質を生み出す(3,4,5)。これらのプロセスによって引き起こされる材質の劣化は、原子炉構造物の有効寿命に限界をもたらすのに決定的な役割を果たす。したがって、劣化した原子炉構造物の補修もしくは交換が必要であることを予測することが合理的であろう。そのような補修操作にはガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡ）のような溶接操作の使用が要求されるであろう。　
　照射後の溶接可能性を決定する上で重大な問題の１つは、取り込まれているヘリウムの存在である。本質的に、ヘリウムは金属には溶解しない。実験的には、その溶解性はニッケルや金のような金属の溶融点において１０−１０appm／Ｐａであると報告されている(6.7)。ヘリウムは非溶解性なので、熱力学的には比較的低温でも取り込まれているヘリウムが気泡として凝結しやすい。結局、粒界気泡の形成が、温度上昇による深刻な脆弱化を含む、微細構造における重大な変化を引き起こす。高温下において、これらの気泡は、応力と温度の影響を受けて成長する。複数の気泡が結合し、粒界（面）は弱められ、粒子間破壊が起こる。　
　
【記載事項１０】　
「Accordingly, during regime II, the growth of GB helium bubbles is hypothesized to be primarily due to the absorption of vacancies into bubbles. This process is particularly favored at temperatures close to the melting point, where there is a high vacancy concentration. Since during regime II the HAZ is in a stress-free state, the driving force for growth is the helium gas overpressure in the bubble. This overpressure is the excess of interior helium gas pressure over the surface tension restraint,2γ/r, where γis the surface free energy and r is the bubble radius. This prevents excess thermal emission of vacancies from the bubbles and results in a net vacancy flux to the bubbles. The derivation of the growth rate of a discrete GB helium bubble in regime II is as follows.
The concentration of vacancies on a bubble surface (Cv) can be related to the equilibrium vacancy concentration (Cev) at temperature T by
・・・・（中略）・・・　
where Ω is the atomic volume and k is Boltzmann's　constant. The term Cev is given by 
・・・（中略）・・・　
where δ is GB thickness and Dgb is the self-diffusion coefficient in the GB. 
・・・（中略）・・・　
 
」　
　（第2593頁左欄最終行〜第2594頁左欄第18行）　
　「したがって、Regime IIの段階では、粒界ヘリウム気泡の成長は主に気泡中へ空格子点が吸収されることによると考えられる。この過程は融点近傍で好都合に起こり、空格子点の濃度が高くなる。Regime IIの間、熱影響域には応力がかからず、ヘリウム気泡を成長させようとして働く力は、気泡中の過剰な圧力である。この過剰な圧力は、気泡の表面張力、２γ／ｒ（γ：表面エネルギー、ｒ：気泡半径）を抑制する、気泡の内側からのヘリウムガスの圧力の過剰分である。このことは、気泡に由来する空格子点の過剰な熱放射を防ぎ、結果として空格子点のフラックスは気泡になる。regime IIにおける、個々のヘリウム気泡の成長速度は、以下のように表される。　
　気泡表面における空格子点濃度（Ｃν）は、温度Ｔにおける熱平衡空格子点濃度と関連付けられ
・・・（・中略）・・・・　
　ここで、Ωは原子体積、ｋはボルツマン定数、Ｃｅνは以下のように与えられる。　
・・・（中略）・・・　
　ここで、δは粒界の厚さ、Ｄｇｂは粒界中の自己拡散係数である。　
・・・（中略）・・・　
 」　
　
【記載事項１１】　
「The kinetics of bubble growth in regime III are essentially identical to those in Regime II, with the exception that external rather internal stress dominates.
These stresses have their origin in the thermal contraction of the speciments as they cool. An equation similar to Eq.〔6〕can be derived for Regime III. A model for the growth of GB voids under external stress was first proposed by Hull and Rimmer[27]. Subsequently, models of diffusive cavity growth induced by stresses normal to GBs have been developed extensively[28-32] and have been reviewed by Reidel[33] in detail. The growth rate of GB voids is approximately given by[27] 　
 
Where a is the spacing between centers of voids and σ is the shrinkage stress(transverse to the welding direction)normal to the GB.」　
　（第2594頁右欄第3〜18行）　
　「regime IIIにおける気泡の成長力学は、内部応力より外部応力が支配的である点を除けば、本質的にRegime IIと同じである。　
　これらの応力は、試験体が冷却される際の熱収縮に起因するものである。regime IIIからは、等式〔6〕に類似の式が得られる。粒界気泡の外部応力下における成長モデルは初めに、HullとRimmerによって提案された[27]。その後、粒界に対して垂直な応力によって引き起こされる拡散空洞の成長モデルはさらに発展され、Reidelによって詳細に再考察された[33]。粒界空洞の成長速度は、おおよそ以下のように表される。　
 
　
　ここでａは空洞の中心間距離、σは粒界に垂直な収縮応力（溶接方向を横切る方向）である。」　
　
【記載事項１２】　
「
   
Fig.8-Schematic showing the growth kinetics of GB helium bubbles in the HAZ during welding:(a) time regime I: heatup period,compressive stresses, and weld centerline path temperature less than Tm; (b) time regime II: molten pool present. stress-free state, and weld centerline path temperature greater than Tm; and(c) time regime III: cooling  period of resolidified  metal, shrinkage tensile stresses, and weld centerline path temperature  less than Tm.」　
　（第2593頁上部　第8図に係る記載）　
　「図８−熱影響域における溶接中の粒界ヘリウム気泡の成長力学を示す図；（ａ）regime I期：加熱期、圧縮応力、温度Ｔｍ未満の溶接中心線；（ｂ）regime II期、溶接池の存在、応力フリーの状態、温度Ｔｍより高温の溶接中心線；（ｃ）regime III期：再固化金属の冷却期、収縮引張応力、温度Ｔｍ未満の溶接中心線。」　
　
４．対比
　本願発明と引用発明１とを比較する。　
（１）引用発明の「原子炉の内部に設置されている構造物」は本願発明の「原子炉炉内構造物」に相当する。また、３．（１）項で述べたように、「上記各把握は上記金属材料の割れを防止するためのものであるから、上記金属材料、即ち原子炉の内部に設置されている構造物を診断している」といえるので、引用発明の「金属材料」は本願発明の「被診断材料」に相当する。　
　したがって、引用発明の「上記構造物に用いられている金属材料のヘリウムの含有量情報を取得する工程」は、本願発明の「原子炉炉内構造物を形成する被診断材料のヘリウム含有量を求める工程」に相当する。　
（２）引用発明の「熱加工」は「補修溶接加工」を含むものであり、そもそも、引用発明の診断方法は、「補修溶接加工」を前提とするものである（［記載事項１］〜［記載事項３］）。　
　そして、引用発明の（「熱加工部及び」）「その周辺部」、「温度の時間的変化」、「応力・歪み」、「算出する工程」は、それぞれ本願発明の「この診断材料の予定される溶接による溶融金属近傍」、「温度履歴」、「応力履歴」、「予測する予測工程」に相当する。　
　
　以上のことから、両者は、　
「原子炉炉内構造物を形成する被診断材料のヘリウム含有量を求める工程と、この被診断材料の予定される溶接による溶融金属近傍の温度履歴および応力履歴を予測する予測工程とを有することを特徴とする原子炉炉内構造物の診断方法。」である点で一致し、以下の点で相違する。　
　
［相違点１］　
　本願発明は、被診断材料のヘリウム含有量から求められる気泡の中心間距離と前記温度履歴および応力履歴とから、この被診断材料の溶接による溶融金属近傍の粒界ヘリウム気泡の半径の時間変化である粒界ヘリウム気泡の成長挙動を推測する推測工程を有するのに対して、引用発明は、そのような推測工程を有しない点。　
　
［相違点２］　
　本願発明は、粒界ヘリウム気泡の成長挙動から粒界ヘリウム気泡の最終的な直径が気泡の中心間距離を上回らないか否かで前記被診断材料の溶接の可否を診断する診断工程を有するのに対して、引用発明は、そのような診断工程を有しない点。　
　
５．当審の判断　
　上記［相違点１］、［相違点２］について検討する。　
　［相違点１］について　
　引用発明は、金属材料内部におけるヘリウムの拡散情報を取得する工程を有する。引用例１には、溶接による金属材料内部のヘリウムの拡散に関連して、以下の記載がある。
「該割れは、該金属材料内部におけるヘリウムが被熱加工部及びその周辺部で拡散する結果として、ヘリウムの集合体であるバブルが形成されること、特に該金属材料の結晶粒界に前記バブルが形成されることに起因して発生する。」（［記載事項４］）
　この記載から、引用例１には、溶接時の熱加工時における金属材料の割れを防止するためには、金属材料の結晶粒界に形成されるヘリウムバブルに着目し、その状態を把握することが重要である旨が記載されている。　
　引用例２には、原子炉構造物の補修時の溶接可能性を決定する上で重要な問題は、取り込まれているヘリウムの存在であり、当該ヘリウムによって形成された粒界気泡が、応力と温度の影響を受けて成長し、複数の気泡が結合すると、粒子間破壊が起こることが記載されている（［記載事項９］）。さらに、同引用例２には、溶接に際し、溶接部及び熱影響域の金属材料の結晶粒界に形成される気泡(bubble)に関して、以下の関係式　
 
が記載されている（［記載事項１１］）。　
　上記気泡及び空洞は金属材料の結晶粒界に形成される、ヘリウムからなる気泡であるから（［記載事項９］、［記載事項１０］等）、本願発明における粒界ヘリウム気泡に相当する。　
　そして上記式［８］は、溶接時における、金属材料の結晶粒界に形成される気泡の半径（ｒ）の時間変化（Δｒ/Δt）を表す式であって、気泡の中心間距離ａと温度Ｔ、引張応力δ等から、気泡の半径の大きさを推測する、換言すると、気泡の成長挙動を推測する関数である（さらに言えば、上記式は、本願の当初明細書【００２５】に【数２】として記載された式と実質的に同じものである）。　
　したがって、引用例２は、本願発明と同様に、原子炉構造物の溶接時の金属材料の割れを防止するために、「気泡の中心間距離と前記温度履歴および応力履歴とから、この被診断材料の溶接による溶融金属近傍の粒界ヘリウム気泡の半径の時間変化であるヘリウム気泡の成長挙動を推測する」ことが記載されているといえる。　
　
　ところで、引用例２には、「気泡の中心間距離」をどのように求めるかは記載されていない。　
　しかしながら、（粒界ヘリウムの）気泡の中心間距離とは、本願明細書段落【００３０】の記載からみて、粒界上に存在するヘリウム気泡間の距離のことであるから、上記気泡の中心間距離は、粒界に集まってくる気泡の数が少なければ長く、粒界に集まってくる気泡の数が多ければ短くなる、つまり粒界上に存在する気泡の密度に概ね反比例することは自明である。　
　その上、粒界ヘリウム気泡は、金属中に取り込まれたヘリウム原子が、温度、応力等の変化を受けて気泡となり、粒界上に集まってくるものであるから、粒界ヘリウム気泡の量（気泡の数）は、金属中に含まれるヘリウム含有量に依存することは明らかである。　
　したがって、「気泡の中心間距離」が、「被診断材料のヘリウム含有量から求められる」ことは、当業者であれは自然に想起し得る技術事項である。
　以上のことを考慮すると、引用発明の診断方法において、上記引用例２に記載の上記式［８］で表される、ヘリウム気泡の成長挙動を推測する、推測工程を付加することにより、相違点１に係る本願発明の発明特定事項を導くことは、当業者であれば容易である。　
　
　［相違点２］について　
　はじめに、本願発明が「被診断材料の溶接の可否を診断する診断工程」を有する点について検討する。　
　引用発明と本願発明とは、原子炉炉内構造物を形成する被診断材料を溶接する際に、被診断材料の割れを防止する点で共通する。
　引用発明においても、被診断材料の割れに至る診断結果の場合には、診断材料を溶接しないことは当然のことであるから、本願発明の「被診断材料の溶接の可否を診断する診断工程」を有する点は格別なものではない。　
　
　次に、被診断材料の溶接の可否を診断する際の判断基準として、本願発明の「粒界ヘリウム気泡の成長挙動から粒界ヘリウム気泡の最終的な直径が気泡の中心間距離を上回らないか否か」とした点について検討する。　
　上記「溶接の可否を診断する」とは、溶接割れの有無を診断することである。
　引用例２には、溶接割れを引き起こす原因として、粒界ヘリウム気泡が結合することが記載されている（［記載事項８］、［記載事項９］、［記載事項１１］）。　
　ここで、前記粒界ヘリウム気泡が結合すること、とは、隣接する粒界ヘリウム気泡の中心間距離が、粒界ヘリウム気泡２個分の半径の値、つまり直径の値となることと同義である。してみると、引用例２の上記記載から、溶接の可否を診断するためには、本願発明のように「粒界ヘリウム気泡の最終的な直径が気泡の中心間距離を上回らないか否か」を判断すればよいことは、当業者ならば容易に想到し得る事項である。　
　なお、粒界ヘリウム気泡の中心間距離が粒界ヘリウム気泡の直径を上回るか否かで診断を行う際に、粒界ヘリウム気泡の直径として、取り得る値の最大値をもって比較対象とすることは技術常識であるから、「粒界ヘリウム気泡の直径」に「最終的な」との限定を施すことは格別ではない。　
　したがって、被診断材料の溶接の可否を診断する際の判断基準として、引用例２に記載されている技術事項を採用することにより、本願発明の相違点２に係る発明特定事項を導くことは、当業者であれば容易である。　
　
　そして、本願発明の効果は、引用例１及び引用例２の記載から、当業者が予測し得る範囲内のものである。　
　
　よって、本願発明は、引用例１及び引用例２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、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができない。
　
６．むすび
　以上のとおり、本願発明は、引用例１及び引用例２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、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができない。　
　よって、結論のとおり審決する。