【事件の表示】
　特願２００１−　　６５７１「溶融亜鉛めっき鋼板」拒絶査定不服審判事件〔平成１３年１０月１９日出願公開、特開２００１−２８８５５０〕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・本願発明
　本願は、平成１３年１月１５日（優先権主張平成１２年１月３１日）の出願であって、特許請求の範囲の請求項１〜４は、平成１７年８月１０日付手続補正書によって補正されているところ、請求項１、４は、次のとおりに記載されている（以下、請求項１、４に係る発明を、「本願発明１」、「本願発明４」という。）。
　「【請求項１】　Ｓｉ：０．０５〜２．５％（質量％の意味、以下同じ）およびＭｎ：０．２〜３％を夫々含有する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、
　上記素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層との界面の一部に、素地鋼板組成の２倍以上のＳｉおよび／またはＭｎを含有するＳｉ−Ｍｎ濃化相（以下、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相という）が、下記（ａ）を満たす態様で形成されていると共に、
　素地鋼板粒界の一部に、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が、下記（ｂ）を満たす態様で形成されていることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
（ａ）上記界面と直交する方向の断面における界面の長さが５０μｍ以上含まれる領域の走査型電子顕微鏡写真観察または透過型電子顕微鏡写真観察において、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が占有する界面の長さが、前記観察された界面の長さの８０％以下であること。
（ｂ）前記界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界または粒内における上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが素地鋼板粒界全長さの１０％以上を占めること。」
　「【請求項４】　Ｓｉ：０．０５〜２．５％およびＭｎ：０．２〜３％を夫々含有する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板中の固溶Ｍｎ量または固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満であることを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。」
（なお、以下では、上記請求項１、４における「および」、「または」は、「及び」、「又は」と表記する。）
　
２．引用例とその記載事項
　原査定の拒絶の理由に引用された本願優先権主張日前に国内において頒布された特開平９−３１０１６３号公報（以下、「引用例１」という。）、特開平５−５１７１４号公報（以下、「引用例２」という。）、特開平９−４１１１１号公報（以下、「引用例３」という。）、及び、特開平１０−２０４５８０号公報（以下、「引用例４」という。）には、次の事項が記載されている。
（１）引用例１：特開平９−３１０１６３号公報
（１ａ）「【請求項１】　Ｓｉを０．１ｗｔ％以上、３．０ｗｔ％以下含有する高強度鋼板の表層の結晶粒界及び／又は結晶粒内に酸化物を有することを特徴とするプレス加工性及びメッキ密着性に優れる高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。」（特許請求の範囲の請求項１）
（１ｂ）「【請求項３】　上記酸化物がＳｉＯ２ 、ＭｎＯ・・・ＭｎＳｉＯ３ 、Ｍｎ２ ＳｉＯ４ ・・・ からなる群から選ばれた１種以上であることを特徴とする請求項１・・・記載の高強度溶融亜鉛メッキ鋼板。」（特許請求の範囲の請求項３）
（１ｃ）「高強度鋼板を通常のプロセスで溶融メッキすると、メッキ前の焼鈍過程で鋼中のＳｉやＭｎが鋼板表面の加熱によって選択的に酸化され鋼板表層に拡散されるため、ＳｉやＭｎの酸化物が鋼板表面に形成する。このＳｉやＭｎの酸化物は還元焼鈍でも還元されないので、鋼中のＳｉ含有量の増加に伴い溶融亜鉛との濡れ性が急激に低下する。その結果、不メッキが発生し製造が不可能となる。しかし、本発明では鋼板表層の酸化物の存在により表面濃化が抑制され、ＳｉやＭｎの酸化物が鋼板表面に形成しないため・・・問題なく製造が可能となる。・・・結局のところ高強度鋼板の表層に予め酸化物を生成せしめておくことによって、ＳｉやＭｎなどの酸化物の表面への濃化が抑制されるため、ＳｉやＭｎの添加量の多い高強度鋼板でも金属種を問わず溶融メッキ性が良好になるわけである。」（【００１４】、【００１５】）
（１ｄ）「熱間圧延時に形成した粒界酸化物は・・・黒皮直下に観察される。また、熱延鋼板の表層のレプリカを取りＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により観察した結果を図２に示す。図２中の酸化物１（結晶粒内）及び酸化物２（結晶粒界）をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）により元素の成分分析を行った・・・」（【００２２】、【００２３】）
（１ｅ）「本発明で開示した鋼板表層直下に存在する酸化物は、熱間圧延段階で形成した黒皮直下の酸化物が、その後の酸洗、冷延、焼鈍などの工程を経ても残存しているものである。図５にはメッキ後の鋼板表層断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を示す。メッキ層の下面が鋼板表層であり、この表層に析出物（酸化物層）が明瞭に見られる。この鋼板表層に分布している微細な析出物が、熱延板巻き取り後に生成した内部酸化物である。内部酸化物は熱延板を酸洗、冷間圧延、焼鈍した後も鋼板表層中に残存する・・・」（【００２４】）
（１ｆ）「図６には焼鈍後のグロー放電（ＧＤＳ）による表層から１０μｍ程度の深さ方向元素分析結果を示した。表層からの深さ０．５〜３μｍ程度に見えるＳｉ、Ｍｎ・・・のピークが上記の酸化物に相当する。」（【００２５】）
（１ｇ）「粒内に緻密に存在する酸化物による拡散抑制及び主として粒界に存在する・・・酸化物によるＳｉやＭｎ等の酸化トラップによる効果によって、鋼板表面にはメッキ密着性を悪くするＳｉ、Ｍｎなどの酸化物皮膜が存在せず、これらの性能は良好となる。」（【００２８】）
（１ｈ）「本発明の酸化物の存在する鋼板と従来の酸化物のない鋼板との光学顕微鏡による断面観察結果の模写図を図８、図９に示す。図８のメッキ層直下に観察される黒い筋状のものが酸化物（内部酸化層）である。図９は内部酸化層がない。・・・本発明における溶融亜鉛メッキ鋼板のメッキ層直下の酸化物の存在する鋼板は、従来の酸化物の存在しない鋼板に比べ、鋼板表層が表面濃化の抑制により極めて清浄に保たれており、結果として溶融亜鉛と鉄との反応の活性点が多いため、合金化時の合金層が・・・極めて緻密なものになる。そのため、プレス加工時に与えられる応力を充分に吸収することができるため、結果としてプレス加工時におけるメッキ密着性が良好になる。」（【００２９】）
（１ｉ）「メッキ鋼板の母板の製造方法について説明する。鋼板表層の結晶粒界及び／又は結晶粒内の酸化物は例えば熱間圧延時にコイル巻き取り温度６５０℃で巻取り、その後の冷却を５０℃／ｈｒで行うことにより生成する。この結果粒界、あるいは粒内、あるいは結晶粒界及び粒内、の酸化物は、黒皮（酸化鉄）が高温にて酸素を解離したものが鋼板内部に浸透した結果生成したものであり、黒皮（酸化鉄）の高温での解離酸素分圧における地鉄表層部の内部酸化により生成するものである。内部酸化の速度は時間と温度との関数であるので、温度が高いほど、または時間が長いほど酸化反応は進行し、結晶粒界、あるいは粒内、あるいは結晶粒界及び粒内、の酸化物の量は増加する。」（【００３２】）
（１ｊ）「【実施例】・・・表２に示す組成の高強度鋼板を熱間圧延後、酸洗し冷間圧延した。その後、各種表面処理方法にて・・・表面処理鋼板を製造した。その条件は、１２００から１２５０℃でスラブ加熱を実施し熱延を行った後、８６０〜９１０℃にて仕上げ圧延し巻き取り温度は４５０〜７７０℃で巻き取りを行った。ついで、酸洗で黒皮を除去し、その後冷延、還元焼鈍、各種表面処理を施した。」（【００３３】）
（１ｋ）表２には、Ｓｉ含有量が０．１〜３．０ｗｔ％の範囲内にあるＮｏ．１〜７、９の鋼種は、Ｍｎの含有量が０．８〜２．０ｗｔ％であることが記載されている。
（１ｌ）図６には、スパッタ時間０〜１２０（ｓｅｃ）に対するＳｉ、Ｍｎの強度（任意単位）が図示されており、次に示すとおり、Ｓｉ、Ｍｎの強度は、スパッタ時間がほぼ５ｓｅｃに最大値を有していることが看取できる。
スパッタ時間（sec）　０　　　　　５　　　　　４０　　　１２０
Ｍｎの強度　　　　０．５５　　０．７　　　０．４５　　０．４
Ｓｉの強度　　　　０．３　　　０．３５　　０．２　　　０．２
（１ｍ）図８から、メッキ層と鋼板表面が接しており、メッキ層直下の鋼板表層には内部酸化層が存在し、内部酸化層には、黒い点状のものがまばらに点在していることが看取できるし、図９から、内部酸化層が存在しないことが看取できる。
　
（２）引用例２：特開平５−５１７１４号公報
（２ａ）「【請求項１】　Ｓｉを０．２重量％以上含有する鋼板を非酸化雰囲気中で焼鈍した後、溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行うに際し、焼鈍前の工程で予め鋼板を酸素分圧０．２５気圧以上の雰囲気中で５５０℃以上の温度に予熱することを特徴とするＳｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき方法。」（特許請求の範囲の請求項１）
（２ｂ）「Ｓｉ含有鋼板を前述の通常のプロセスで溶融亜鉛めっきすると、・・・鋼板中のＳｉが反応し、Ｓｉ−Oxideを鋼板表面に形成するため鋼中のＳｉ濃度の増加とともに溶融亜鉛との濡れ性が急激に低下する。・・・このため、このようなＳｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっきでは亜鉛が付いていない不めっき部分が発生するという問題がある。
　かかる問題に対して、予め酸化雰囲気中で鋼板を加熱し、その表面に酸化鉄を形成することにより濡れ性が改善されることが知られている。しかし、Ｓｉ含有量が０．２重量％以上の鋼板の場合には、通常の・・・酸化雰囲気での予熱では濡れ性が改善されるまでの十分な酸化鉄が形成されない・・・という欠点がある。
　・・・・・・
　本発明は、・・・Ｓｉ含有鋼板を母材とする不めっきのない表面品質に優れた溶融亜鉛めっき鋼板・・・を能率よく製造することができる溶融亜鉛めっき方法を提供することを目的とする。
　・・・本発明者らは、・・・下記の知見を得た。
（１）焼鈍前の予熱段階で鋼板表面に酸化鉄を形成することが、還元焼鈍後の鋼板の溶融亜鉛との濡れ性の改善に有効であるが、・・・酸化鉄の形成に限界がある。これは・・・酸素分圧が不十分なためである。
（２）焼鈍前の予熱雰囲気の酸素分圧を０．２５気圧以上に保持して高い温度で加熱すると、酸化が促進されて濡れ性を改善するに必要な十分な酸化鉄が形成される。
（３）さらに予熱後の焼鈍雰囲気の露点を一定の範囲に調整すると、Ｓｉ−Oxideの表面濃化が抑制されて濡れ性が一段と向上する。」（【０００７】〜【００１５】、なお、原文中の数字を囲む○の代わりに（　）を使用している。）
（２ｃ）「このような酸化鉄が形成されにくいＳｉ含有鋼板の表面に、・・・十分な量の酸化鉄を形成するには、５５０℃で２０秒以上加熱保持する必要があり、保持時間が長くなって生産性が大きく低下する。従って、生産性を損なうことなく十分な量の酸化鉄を形成するには、予熱は酸素分圧０．２５気圧以上の雰囲気中で５５０℃以上の温度で行うのがよい。予熱温度が５５０℃より低いと、酸化速度が小さくて４０秒以上の加熱保持を要し、生産性が低下することになる。この加熱温度は高い方が酸化鉄の形成に有利であるので上限は特に設けないが、過度に高い温度では酸化鉄が過剰に形成されるため、・・・上限温度は８５０℃とするのが望ましい。
　・・・・・・
　予熱後は非酸化雰囲気中で鋼板を７００〜９００℃に加熱して焼鈍する。この焼鈍雰囲気の露点は通常の−３５℃〜−３０℃でもよいが、−２０℃以上−５℃以下とするのがよい。Ｓｉ含有鋼板は低い露点で焼鈍するとその焼鈍過程で鋼板表面にＳｉ−Oxideが濃化し、高い露点で焼鈍すると鋼中のマンガン等の易酸化性元素が濃化するためむしろＳｉの濃化が抑制される傾向にある。焼鈍過程で鋼板表面にＳｉ−Oxideが濃化したり、酸化マンガン等の濃化層が厚く形成されると不めっきが発生しやすくなる。・・・なお、焼鈍の非酸化雰囲気の構成ガスは少なくとも５％以上の水素が含まれていることが必要で、水素濃度は高い方が望ましい。」（【００２２】〜【００２４】）
（２ｄ）表１には、実施例で用いた鋼種Ａ〜Ｃは、Ｍｎ含有量が０．２４〜０．２６重量％である旨が記載されている。
（２ｅ）表２−１には、焼鈍の保持時間を６０秒とすることが記載されている。
　
（３）引用例３：特開平９−４１１１１号公報
（３ａ）「【請求項１】Ｓｉを０．１〜２．０ｗｔ％含有し、少なくとも片面にめっき層を有する鋼板の、そのめっき層直下の結晶粒界に酸化物を有することを特徴とするめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。」（特許請求の範囲の請求項１）
（３ｂ）「表面濃化量が少ない部分（・・・）ではめっき層直下の地鉄結晶粒界に酸化物が生成しており、逆に表面濃化量が多い部分（・・・）では酸化物が生成していないことを見出した。この新規な知見から、予め、めっき前の鋼板表面の結晶粒界に酸化物を形成しておけば、Ｓｉを０．１〜２．０ｗｔ％含有する高張力鋼であっても、良好なめっき性を得ることが可能であるとの結論に達し、本発明を完成するに到った。」（【００１０】）
（３ｃ）「通常、溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）での還元焼鈍では、Ｓｉ、Ｍｎなどは選択酸化されて表面濃化するが、本発明のように、上述した粒界酸化物がめっき母板に存在すると、Ｓｉ、Ｍｎなどの金属元素のバルクから表面への移動が抑制され、逆に、酸素の内部への移動が促進されるため、内部酸化層が生成し、最表面での表面濃化が抑制される。言い換えると、表面酸化物層により、金属元素の外方向拡散（表面濃化）から酸素の内方向拡散（内部酸化）に変化する。そのため、鋼板表面にはめっき密着性を悪くするＳｉ、Ｍｎなどの酸化物被膜が存在せず、めっき密着性が良好となり不めっきが解消されると考えられる。」（【００１７】）
　
（４）引用例４：特開平１０−２０４５８０号公報
（４ａ）「【請求項１】　Ｃ：０．０００１〜０．３０ｗｔ％、Ｓｉ：０．００１〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｗｔ％、Ｃｒ：０．００１〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．００１〜０．１０ｗｔ％を含有し、残部及び不可避不純物からなる該鋼板の表層部・・・に、プレス加工性及びめっき密着性の改良に有効な酸化物を有してなることを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板。」
（４ｂ）「【請求項４】　さらに、めっき層を合金化処理したことを特徴とする請求項１・・・に記載の高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板。」（特許請求の範囲の請求項４）
（４ｃ）「従来・・・還元焼鈍では、Ｓｉ、Ｍｎ・・・等は選択酸化されて、鋼板の表面に濃化していた。しかしながら、本発明に係る高強度熱延鋼板にすると、その表層部がめっき前に・・・内部酸化され、上記元素が酸化物として、鋼中に広く分布するようになる。そのため、該鋼板を高温度で還元焼鈍しても、Ｓｉ、Ｍｎ・・・等の元素が鋼中を内部に向けて拡散して表面に移動せず、酸化物として鋼板表面に濃化・析出してこない。そして、めっき時には、溶融亜鉛と鋼板との濡れ性が妨げられることがなくなり、「不めっき」が発生しなくなる。」（【００１５】）
（４ｄ）「かかる内部酸化時には、Ｆｅより易酸化性の元素である・・・Ｓｉ、Ｍｎ等の元素は、鋼板の内部及び外部の黒皮スケール中へと拡散し、結果として酸洗による黒皮除去後の地鉄表層部近傍でのこれら元素の固溶量が減少する。ＧＤＳ（グロー放電発光分析法）を用いて、当該の酸化物が生成した高強度熱延鋼板とそうでないものを分析し、深さ方向でのこれら易酸化性元素の分布を調査し、結果を図２に示す。図２より、当該酸化物が生成した高強度熱延鋼板では、表層部でのこれら元素の固溶量が減少していることがわかる。」（【００１６】）
（４ｅ）「・・・溶融亜鉛めっきの前に行われる酸洗処理時においては、鋼中に固溶した元素が、地鉄の溶解に伴い酸化され、酸素と結合した形であるオキソ酸イオン、例えばＰＯ４ ３−、ＳｉＯ３ ２−などになり、Ｆｅイオンなどの陽イオンと錯形成し、低ｐＨであることも手伝って、表面に付着・析出する。・・・そのため、酸洗後に鋼板表層部に生成する極薄い、所謂「不可視酸化皮膜」中には、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ等からなる複合酸化物が含有されるようになる。これら複合酸化物は、Ｆｅ酸化物に比べ、一般に極めて還元され難いので、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒなどが鋼板表面にいわゆる表面濃化され、「不めっき」が発生していた。・・・しかし、上記のように、熱延時に鋼板表層部近傍中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ等の固溶元素を、酸化物として地鉄粒界や粒内に固定させておくと、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐなどの複合酸化物が不可視酸化膜中に含有されないようになる。また、予め酸化物として生成していたものは、酸洗時に容易に脱落するため、これらに由来するＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐなどの酸化物も、同時に「不可視酸化膜」中に含有されてこないようになる。」（【００１７】）
（４ｆ）「【実施例】・・・スラブを熱延した後・・・仕上圧延して鋼帯とし・・・コイル状に巻取った。次いで、該鋼帯を・・・酸洗して黒皮を除去し、その後、冷延、還元焼鈍、各種表面処理を施した。」（【００３０】）
（４ｇ）図２（ａ）には、鋼板表面から深さ０．６μｍ以内の鋼板表層部でのＳｉ及びＭｎの濃度は、鋼板表面でほぼ０に近く、深さほぼ０．３μｍで最大値をとることが図示されている。
　
３．当審の判断
３−１．本願発明１について
（１）引用例記載の発明
（１−１）引用例１記載の発明
　引用例１の摘記事項（１ａ）によれば、Ｓｉを０．１〜３．０ｗｔ％含有する高強度鋼板の表層の結晶粒界及び／又は結晶粒内に酸化物を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が記載され、摘記事項（１ｂ）によれば、酸化物は、ＳｉＯ２、ＭｎＯ、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４等から選ばれた１種以上であることが、また、摘記事項（１ｊ）、（１ｋ）によれば、実施例で用いたＳｉ含有量が０．１〜３．０ｗｔ％の範囲内にあるＮｏ．１〜７、９の鋼種は、Ｍｎの含有量が０．８〜２．０ｗｔ％であることが、それぞれ記載されている。そして、表層の結晶粒界及び／又は結晶粒内に存在する「ＳｉＯ２、ＭｎＯ、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４」は、Ｓｉ、Ｍｎの単独或は複合酸化物であって、本願明細書の「【００１５】・・・Ｓｉ−Ｍｎ酸化物相（これら元素の単独或は複合酸化物相をさす。以下、「Ｓｉ−Ｍｎ濃化相」ということがある）」という記載を参酌すると、本願発明１と同様の「Ｓｉ−Ｍｎ濃化相」といえるものである。
　また、摘記事項（１ｆ）には、「図６には焼鈍後のグロー放電（ＧＤＳ）による表層から１０μｍ程度の深さ方向元素分析結果を示した。表層からの深さ０．５〜３μｍ程度に見えるＳｉ、Ｍｎ・・・のピークが上記の酸化物に相当する。」と記載され、図６には、スパッタ時間０〜１２０ｓｅｃに対するＳｉ、Ｍｎの強度が図示されているから（摘記事項（１ｌ）参照）、スパッタ時間０ｓｅｃは鋼板の表面に相当し、スパッタ時間１２０ｓｅｃは鋼板の表面から１０μｍの深さに相当することが理解できる。すると、摘記事項（１ｆ）の「表層からの深さ」は、「鋼板表面からの深さ」を指すものと認められるから、酸化物は、鋼板表面からの深さ０．５〜３μｍの範囲に濃度のピークを有することが理解できるし、鋼板表面からの深さは、鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面からの深さに相当することも理解できる。
　さらに、摘記事項（１ｈ）の「図８のメッキ層直下に観察される黒い筋状のものが酸化物（内部酸化層）である。」という記載、及び、図８に図示される、黒い点状のものがまばらに点在する内部酸化層の構造（摘記事項（１ｍ）参照）を参酌すると、めっき層直下の鋼板の表層に分布している酸化物は、鋼板とめっき層との界面に存在し、鋼板表層の結晶粒界の一部に存在していることが理解できる。
　
　そこで、引用例１の摘記事項（１ａ）、（１ｂ）、（１ｆ）、（１ｈ）、（１ｊ）〜（１ｍ）の記載を総合すれば、引用例１には、「Ｓｉを０．１〜３．０ｗｔ％、及びＭｎを０．８〜２．０ｗｔ％含有する鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、鋼板表層の結晶粒界及び／又は結晶粒内にＳｉ−Ｍｎ濃化相が形成され、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相は、鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面に形成されていると共に、前記界面からの深さ０．５〜３μｍの範囲に濃度のピークを有するように、鋼板表層の結晶粒界の一部に形成されている溶融亜鉛めっき鋼板。」（以下、「引用例１発明」という。）が記載されていることになる。
　
（１−２）引用例２記載の発明
　引用例２の摘示事項（２ａ）〜（２ｅ）を総合すると、引用例２には、「Ｓｉを０．２重量％以上、Ｍｎを０．２４〜０．２６重量％含有する鋼板を少なくとも５％以上の水素が含まれている露点が−２０℃以上−５℃以下の非酸化雰囲気中で７００〜９００℃に６０秒間加熱して焼鈍した後、溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行うに際し、焼鈍前の工程で予め鋼板を酸素分圧０．２５気圧以上の雰囲気中で５５０℃〜８５０℃の温度に２０秒間程度予熱する溶融亜鉛めっき方法により製造された溶融亜鉛めっき鋼板であって、高い露点での焼鈍により鋼中のマンガン等の易酸化性元素を濃化させ、鋼板表面でのＳｉ−Oxideの濃化や酸化マンガン等の厚い濃化層の形成を抑制し、不めっき発生を防止した溶融亜鉛めっき鋼板。」（以下、「引用例２発明」という。）が記載されているといえる。
　
（２）本願発明１と引用例１発明との対比・判断
　本願発明１と引用例１発明とを対比すると、引用例１発明の「ｗｔ％」、「鋼板」、「結晶粒界」、「結晶粒内」は、それぞれ本願発明１の「質量％」、「素地鋼板」、「素地鋼板粒界」、「素地鋼板粒内」に相当するから、両者は、
「Ｓｉ：０．１〜２．５％（質量％の意味、以下同じ）及びＭｎ：０．８〜２．０％を夫々含有する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、上記素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層との界面に、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が形成されていると共に、素地鋼板粒界の一部に、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板。」で一致し、次の点で相違する。
　
相違点：
（イ）本願発明１では、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が「素地鋼板組成の２倍以上のＳｉ及び／又はＭｎを含有する」のに対し、引用例１発明では、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相と素地鋼板組成におけるＳｉ、Ｍｎの関係が不明である点
（ロ）本願発明１では、素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層との界面に形成されているＳｉ−Ｍｎ濃化相が、「界面の一部」であって、「（ａ）上記界面と直交する方向の断面における界面の長さが５０μｍ以上含まれる領域の走査型電子顕微鏡写真観察又は透過型電子顕微鏡写真観察において、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が占有する界面の長さが、前記観察された界面の長さの８０％以下であること。」を満たす態様であるのに対し、引用例１発明では、この点が不明である点
（ハ）素地鋼板粒界の一部に形成されているＳｉ−Ｍｎ濃化相が、本願発明１では、「（ｂ）前記界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界又は粒内における上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが素地鋼板粒界全長さの１０％以上を占めること。」を満たす態様であるのに対し、引用例１発明では、「界面からの深さ０．５〜３μｍの範囲に濃度のピークを有する」ような態様である点
　
　上記相違点について検討する。
相違点（イ）について
　本願発明１のＳｉ−Ｍｎ濃化相が素地鋼板組成の２倍以上のＳｉ及び／又はＭｎを含有することに関して、本願明細書には、次の摘示Ａ〜Ｅの記載がなされている。
　
　　摘示Ａ：「【０００３】・・・ＳｉやＭｎ等の元素は・・・還元性雰囲気中で優先的に酸化されて鋼板表面に濃化し、これがめっき濡れ性を著しく劣化させ、いわゆる不めっき部分を発生させてめっき外観を損なうことになる。」
　　摘示Ｂ：「【００１４】・・・鋼板における断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）および透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による写真観察と各相の元素の分析を行ない・・・めっき／素地鋼板界面付近の断面構造とめっき性との関係を明らかにした・・・」
　　摘示Ｃ：「【００１５】・・・良好なめっき性を得る為には・・・ＳＥＭ写真観察またはＴＥＭ写真観察において、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面近傍で、素地鋼板組成の２倍以上のＳｉおよび／またはＭｎを含有するＳｉ−Ｍｎ濃化相・・・であれば・・・不めっきが発生しないことが判明した・・・」
　　摘示Ｄ：「【００１６】・・・めっき性を阻害するＳｉ，Ｍｎ酸化物が存在すれば、ＥＤＳにて基材組成の２倍以上の濃度でＳｉやＭｎの濃度が観察されることを突き止めた・・・」
　　摘示Ｅ：「【００１７】・・・Ｓｉ−Ｍｎ濃化相を素地鋼板内に形成させ、めっき表面（めっき／素地鋼板界面）へのＳｉ−Ｍｎ濃化量を低減することが有効であるが、前記ＴＥＭ写真観察において、界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界に該素地鋼板組成の２倍以上のＳｉまたはＭｎを含有するＳｉ−Ｍｎ濃化相が存在する状態であると効果がある。」
　　摘示Ｆ：「【００１９】・・・ＥＤＳを備えたＳＥＭ或はＴＥＭ写真観察であれば、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の確認が可能である」
　
　これらの記載によれば、本願発明１のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、ＥＤＳを備えた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、又は、ＥＤＳを備えた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真による観察において、素地鋼板組成の２倍以上のＳｉ及び／又はＭｎを含有するものであって、本願発明１は、このようなＳｉ−Ｍｎ濃化相を、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面近傍の素地鋼板内、すなわち、素地鋼板の表層に有することにより、界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化量を低減して、不めっき部分がない溶融亜鉛めっき鋼板を提供できることが理解できる。
　
　これに対し、引用例１の摘記事項（１ｃ）には、「ＳｉやＭｎの酸化物が鋼板表面に形成する。このＳｉやＭｎの酸化物は・・・鋼中のＳｉ含有量の増加に伴い溶融亜鉛との濡れ性が急激に低下する。その結果、不メッキが発生し製造が不可能となる。しかし、本発明では鋼板表層の酸化物の存在により表面濃化が抑制され、ＳｉやＭｎの酸化物が鋼板表面に形成しないため・・・溶融メッキ性が良好になるわけである。」と記載されている。このような記載によれば、引用例１発明は、素地鋼板表層にＳｉ−Ｍｎ濃化相を有することにより、素地鋼板表面（「素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面」に相当）へのＳｉ−Ｍｎ濃化相（ＳｉやＭｎの酸化物）の形成が抑制される、すなわち、界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化量が低減されるため、不めっきが発生しないことが理解できる。
　
　そうすると、引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、素地鋼板の表層に存在し、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面へのＳｉ、Ｍｎ濃化量を低減し、不めっき部分をなくそうとする点で、本願発明１のＳｉ−Ｍｎ濃化相と共通するから、その測定された特性においても、本願発明１のＳｉ−Ｍｎ濃化相と共通するといえるところ、引用例１の摘記事項（１ｄ）の「熱延鋼板の表層のレプリカを取りＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）により観察した」、「酸化物１（結晶粒内）及び酸化物２（結晶粒界）をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線検出器）により元素の成分分析を行った」という記載、及び、摘記事項（１ｅ）の「メッキ後の鋼板表層断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真を示す」という記載によれば、引用例１発明の素地鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板は、その断面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真により観察し、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ）により元素の成分分析を行うことが理解できる。
　そして、エネルギー分散型Ｘ線検出器の略称は、ＥＤＸであるが、ＥＤＳともいうことは、例えば、次のとおり周知である。
　
　周知例１：実願昭５７−１４３４２号（特開昭５８−１１７０５５号）のマイクロフィルム
　１頁１９行には、「エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＳ）」と記載されている。
　
　周知例２：実願平３−２３４６３号（実開平４−１０５４５２号）のＣＤ−ＲＯＭ
　【０００１】には、「エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＳ検出器）」と記載されている。　
　
　そうであれば、引用例１発明においても、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相を、ＥＤＳを備えた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）、又は、ＥＤＳを備えた透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察すると、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が、本願発明１において規定された「素地鋼板組成の２倍以上」と同程度のＳｉ及び／又はＭｎを含有することは明らかである。
　してみると、相違点（イ）は、格別な相違とはいえず、当業者が適宜なし得たものといえる。
　
相違点（ロ）について
　引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面からの深さ０．５〜３μｍの範囲に濃度のピークを有するものであり、図６にも図示されるように、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面（スパッタ時間０ｓｅｃ）のＳｉ−Ｍｎ濃化相の濃度は低いものである（摘記事項（１ｌ）参照）。そして、引用例１の摘記事項（１ｃ）の「ＳｉやＭｎの酸化物が鋼板表面に形成する。・・・溶融亜鉛との濡れ性が急激に低下する。その結果、不めっきが発生する」という記載によれば、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面（鋼板表面）に存在するＳｉ−Ｍｎ濃化相（ＳｉやＭｎの酸化物）は、溶融亜鉛との濡れ性を低下させ、不めっきを発生させるものであるといえるところ、前示のように、引用例１発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、不めっき部分のないものである。
　そうであれば、引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面に、溶融亜鉛との濡れ性を低下させないような少量しか存在しないのであるから、その量は、界面の一部であって、界面の長さの８０％以下の長さを占有するような量であるといえる。
　仮にそうでないとしても、不めっき部分の発生を防止するためには、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面に、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が存在しないことが好ましいのであるから、引用例１の摘記事項（１ｉ）の「鋼板表層の結晶粒界及び／又は結晶粒内の酸化物は例えば熱間圧延時にコイル巻き取り温度６５０℃で巻取り、その後の冷却を５０℃／ｈｒで行うことにより生成する。・・・温度が高いほど、または時間が長いほど酸化反応は進行し、結晶粒界、あるいは粒内、あるいは結晶粒界及び粒内、の酸化物の量は増加する。」という記載に基づいて、温度、時間等の製造条件を調整することにより、引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相を、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面の長さの８０％以下の長さを占有するように形成されたものとすることは、当業者にとって格別困難なことではない。
　さらに、前示のように、引用例１発明の素地鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板は、その断面を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真や走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真により観察するのであるから、その観察を、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面と直交する方向の断面における界面の長さが５０μｍ以上含まれる領域で行うことにより、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が占有する界面の長さが、前記観察された界面の長さの８０％以下であるようにすることも、当業者にとって格別な創意を要することではない。
　してみると、相違点（ロ）は、引用例１のその他の記載から当業者が適宜なし得たことである。
　
相違点（ハ）について
　本願明細書の上記摘示Ｃ、Ｅ、次の摘示Ｇ、Ｈの記載や出願当初の本願明細書の次の摘示Ｉの記載を考慮すると、本願発明１の相違点（ハ）についての特定事項は、不めっき部分を発生させる表面Ｓｉ−Ｍｎ濃化の抑制効果を奏するものであって、“前記界面から深さ方向１μｍ以内の所定の観察視野内の素地鋼板粒界又は粒内における上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが該観察視野内における素地鋼板粒界全長さの１０％以上を占めること”を意味すると解される。
　
　　摘示Ｇ：「【０００８】
【課題を解決するための手段】　上記目的を達成し得た本発明の溶融亜鉛めっき鋼板とは、Ｓｉ：０．０５〜２．５％およびＭｎ：０．２〜３％を夫々含有する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、
　上記素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層との界面の一部に、・・・Ｓｉ−Ｍｎ濃化相（・・・）が、下記（ａ）を満たす態様で形成されていると共に、
　素地鋼板粒界の一部に、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が、下記（ｂ）を満たす態様で形成されている点に要旨を有するものである。
（ａ）・・・
（ｂ）前記界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界における上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが前記観察の視野内における素地鋼板粒界全長さの１０％以上を占めること。」
　　摘示Ｈ：「【００１８】・・・Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が粒界に占める割合は、前記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さ（粒界に沿った長さ）が前記観察の視野内における素地鋼板粒界全長さの１０％以上であることが好ましい。これは、粒界のＳｉまたはＭｎの量が多い方が、即ち個々の濃化相とその粒界に占める長さが大きい方が、表面濃化の抑制効果が大きいからである。」
　　摘示Ｉ：「【０００９】本発明の溶融亜鉛めっき鋼板においては、前記透過型電子顕微鏡写真観察において、（ａ）前記界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界または粒内に、該素地鋼板組成の２倍以上のＳｉおよび／またはＭｎを含有するＳｉ−Ｍｎ濃化相が存在すること、（ｂ）前記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の大きさが５ｎｍ×５ｎｍ以上であること、（ｃ）前記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが前記観察の視野内における素地鋼板粒界全長さの１０％以上を占めるものであること、（ｄ）前記界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界または粒内に、素地鋼板組成より平均原子番号の小さい外径５ｎｍ以上の化合物が存在すること、等の要件を満足することが好ましい。」　
　
　これに対し、引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、前示のように、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化相（ＳｉやＭｎの酸化物）の形成を抑制する作用を有するものであるところ、引用例１の摘記事項（１ｇ）には、「粒内に緻密に存在する酸化物による拡散抑制及び主として粒界に存在する・・・酸化物によるＳｉやＭｎ等の酸化トラップによる効果によって、鋼板表面にはメッキ密着性を悪くするＳｉ、Ｍｎなどの酸化物皮膜が存在せず、これらの性能は良好となる。」と記載されている。このような記載によれば、引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、素地鋼板粒界上に存在することにより、ＳｉやＭｎ等の酸化トラップによる効果を発揮して、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化相の形成を抑制していることが理解できる。
　そうであれば、引用例１発明においては、素地鋼板粒界又は粒内におけるＳｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが、素地鋼板粒界全長さに対して、ある割合を占めていることは明らかである。そして、引用例１発明のＳｉ−Ｍｎ濃化相は、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面からの深さ０．５〜３μｍの範囲に濃度のピークを有するものであるが、酸化トラップによる効果は、上記界面近くで発揮されることが好ましいことは明らかであるから、上記界面から深さ方向１μｍ以内の所定観察視野内において上記割合を測定して、好ましい割合を１０％以上と限定することは、当業者にとって格別困難なことではない。
　してみると、相違点（ハ）は、引用例１のその他の記載から当業者が適宜なし得たことである。
　
　そして、本願発明１の奏する効果も引用例１の記載から予測される範囲のものであって、格別顕著なものとは認められない。
　したがって、本願発明１は、引用例１発明から当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
（３）本願発明１と引用例２発明との対比・判断
　本願発明１と引用例２発明とを対比すると、引用例２発明の「ｗｔ％」、「鋼板」は、それぞれ本願発明１の「質量％」、「素地鋼板」に相当する。また、引用例２発明における「Ｓｉ−Oxide」の濃化部分や酸化マンガンの濃化部分は、本願発明１における「Ｓｉ−Ｍｎ濃化相」に対応するものといえるから、両者は、
「Ｓｉ：０．２〜２．５％（質量％の意味、以下同じ）及びＭｎ：０．２４〜０．２６％を夫々含有する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、上記素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層との界面に、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が形成されている溶融亜鉛めっき鋼板。」で一致し、次の点で相違する。
　
相違点：
（イ’）本願発明１では、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が「素地鋼板組成の２倍以上のＳｉ及び／又はＭｎを含有する」のに対し、引用例２発明では、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相と素地鋼板組成におけるＳｉ、Ｍｎの関係が不明である点
（ロ’）本願発明１では、素地鋼板と上記溶融亜鉛めっき層との界面に形成されているＳｉ−Ｍｎ濃化相が、「界面の一部」であって、「（ａ）上記界面と直交する方向の断面における界面の長さが５０μｍ以上含まれる領域の走査型電子顕微鏡写真観察又は透過型電子顕微鏡写真観察において、上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が占有する界面の長さが、前記観察された界面の長さの８０％以下であること。」を満たす態様であるのに対し、引用例２発明では、この点が不明である点
（ハ’）本願発明１では、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相が「素地鋼板粒界の一部に」、「（ｂ）前記界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板粒界又は粒内における上記Ｓｉ−Ｍｎ濃化相の粒界上の長さが素地鋼板粒界全長さの１０％以上を占めること。」を満たす態様で形成されているのに対し、引用例２発明では、この点が不明である点
　
　上記相違点について検討する。
　上記（２）で述べたように、本願発明１は、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相を、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層との界面近傍の素地鋼板内、すなわち、素地鋼板の表層に有することにより、界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化量を低減して、不めっき部分がない溶融亜鉛めっき鋼板を提供しようとするものである。
　そして、本願明細書の記載によれば、そのような界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化量を低減した本願発明１の断面構造は、還元焼鈍前の酸化処理及び還元焼鈍の条件を制御することによって実現可能であり、鋼中のＳｉ、Ｍｎの量に応じて酸化条件や還元条件を適宜決定すれば良いが、概ね１０％以上の酸素を含む雰囲気中で６８０℃以上の温度、１５秒以上の酸化処理を施した後、露点−１０℃以下、Ｈ２濃度５％以上の雰囲気で７５０℃以上の温度で３０秒以上の還元処理を行うことが必要であるとされている（本願明細書の【００２１】参照）。
　
　これに対し、引用例２発明は、鋼板表面でのＳｉ−Oxideの濃化や酸化マンガン等の厚い濃化層の形成を抑制し、不めっき発生を防止しようとするものであり、そのような鋼板表面でのＳｉ−Oxideの濃化や酸化マンガン等の厚い濃化層の形成を抑制するため、酸素分圧０．２５気圧以上の雰囲気中で５５０℃〜８５０℃の温度に２０秒間程度予熱した後少なくとも５％以上の水素が含まれている露点が−２０℃以上−５℃以下の非酸化雰囲気中で７００〜９００℃に６０秒間加熱して焼鈍するという工程を採用している。
　
　してみると、本願発明１と引用例２発明とは、Ｓｉ−Ｍｎ濃化相を素地鋼板の表層に存在させ、素地鋼板と溶融亜鉛めっき層の界面へのＳｉ、Ｍｎ濃化量を低減し、不めっき部分をなくそうとする点で共通し、しかも、そのような界面のＳｉ、Ｍｎ濃化量を低減するための工程も共通部分を有しているといえる。
　そして、引用例３の摘示事項（３ａ）〜（３ｃ）には、めっき層直下の鋼板表面層の結晶粒界に酸化物を形成しておけば、金属元素のバルクから表面への移動が抑制され、鋼板表面にはめっき密着性を悪くするＳｉ、Ｍｎなどの酸化物の濃化が防止できる旨が記載されており、引用例３のこのような記載は、上記相違点（ロ’）、（ハ’）で示される本願発明１の特定事項と同趣旨のものといえる。
　また、上記相違点（イ’）〜（ハ’）は、上記（２）において検討した相違点（イ）〜（ハ）と同様のものであって、しかも、相違点（イ）〜（ハ）は、上述のとおり、引用例１の記載から当業者が容易に想到し得たものである。
　してみれば、引用例２発明において、不めっきの原因である界面へのＳｉ−Ｍｎ濃化量の低減を課題として、上記相違点（イ’）〜（ハ’）で示される本願発明１の特定事項を構成することは、引用例１、３の記載に基づいて当業者が容易に想到し得たものといえる。
　したがって、本願発明１は、引用例１〜３に記載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である。
　
３−２．本願発明４について
（１）引用例記載の発明
　引用例４の摘記事項（４ａ）によれば、Ｓｉ：０．００１〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｗｔ％を含有する鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。
　そして、摘記事項（４ｄ）には「易酸化性の元素である・・・Ｓｉ、Ｍｎ等の元素」、「鋼板・・・を分析し、深さ方向でのこれら易酸化性元素の分布を調査し、結果を図２に示す。図２より・・・表層部でのこれら元素の固溶量が減少していることがわかる。」と記載され、図２（ａ）には、Ｓｉ、Ｍｎの濃度は、鋼板表面でほぼ０であり鋼板表面からの深さがほぼ０．３μｍで最大となることが図示されているから（摘記事項（４ｇ）参照）、易酸化性元素であるＳｉ、Ｍｎの固溶量は、鋼板表面から深さ方向ほぼ０．３μｍ以内の鋼板表層部で減少していることが理解できるし、鋼板表面は、溶融亜鉛めっき鋼板においては、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面に相当するといえる。
　そこで、引用例４の摘記事項（４ａ）、（４ｄ）、（４ｇ）の記載を総合すれば、引用例４には、「Ｓｉ：０．００１〜３．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．１〜３．０ｗｔ％を含有する鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、溶融亜鉛めっき層と鋼板の界面から深さ方向ほぼ０．３μｍ以内の鋼板表層部中のＳｉ、Ｍｎの固溶量が減少している溶融亜鉛めっき鋼板。」（以下、「引用例４発明」という。）が記載されていることになる。
　
（２）対比・判断
　本願発明４と引用例４発明とを対比すると、引用例４発明の「ｗｔ％」、「鋼板」は、それぞれ本願発明４の「％（質量％）」、「素地鋼板」に相当するから、両者は、
　「Ｓｉ：０．０５〜２．５％及びＭｎ：０．２〜３％を夫々含有する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板。」で一致し、以下の点で相違点する。
　
相違点：本願発明４は、「溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板中の固溶Ｍｎ量又は固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満である」のに対し、引用例４発明は、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向ほぼ０．３μｍ以内の素地鋼板表層部中のＳｉ、Ｍｎの固溶量が減少している点
　
　上記相違点について検討する。
　本願明細書の次の摘示Ｊの記載や出願当初の次の摘示Ｋの記載等からみて、本願発明４の上記相違点についての特定事項において、固溶Ｍｎ量又は固溶Ｓｉ量が素地鋼板組成の０．７倍未満であると規定された位置乃至領域は、素地境界から素地側０．１μｍの深さの例示で示されるように、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向１μｍ以内の任意の位置乃至領域と解される。
　
　　摘示Ｊ：「【００２４】しかしながら、本発明者らが検討したところによれば、上記の様にして製造された合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、即ち合金化処理を施した後でも不めっきの生じない、高張力で加工性、表面性状に優れた溶融亜鉛めっき鋼板では、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面近傍における該素地鋼板中の固溶Ｍｎ量または固溶Ｓｉ量が素地鋼板組成の０．７倍未満になっていることを明らかにしたのである。ここでいう溶融亜鉛めっき層と素地鋼板との界面とは、合金化処理された後のめっき層（合金化溶融亜鉛めっき層）と素地鋼板の界面を指すことは当然である。尚、合金化処理後の界面の固溶ＭｎおよびＳｉの状態は、前記ＥＤＳを備えたＴＥＭを用いてめっき層（Ｚｎ層、Ｚｎ−Ｆｅ合金層またはＡｌ−Ｆｅ合金層等）と素地境界から素地側０．１μｍの深さで析出物のない場所の組成を測定して確認できる。」
　　摘示Ｋ：「【００１０】また本発明の上記目的は、上記の様な化学成分組成を満足する素地鋼板表面に溶融亜鉛めっき層が形成されたものであって、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面近傍における該素地鋼板中の固溶Ｍｎ量または固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満であることによっても達成される。」
　
　これに対し、引用例４の図２（ａ）に図示される素地鋼板表層部におけるＳｉの濃度に着目すると、Ｓｉの濃度は、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面（深さ０μｍ）ではほぼ０であり、界面からの深さがほぼ０．３μｍで最大値をとるから（摘記事項（４ｇ）参照）、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面からの深さをｘ（μｍ）とすると、０＜ｘ＜０．３を満たすある値ａにおいて、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向ａμｍ以内の素地鋼板中の固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満となっていることが読み取れる。
　そうすると、引用例４発明は、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向０．３μｍ以内の素地鋼板中の固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満であるといえるが、上記ａ（μｍ）は、０＜ｘ＜１をも満たしているのであるから、素地鋼板表層部でＳｉの固溶量が減少していることを、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板中の固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満であるというように限定することは、当業者にとって格別困難なことではない。
　また、引用例４の摘示事項（４ｅ）には、鋼板表層部近傍中のＳｉ、Ｍｎの固溶元素を酸化物として地鉄粒界や粒内に固定させておくことにより、不めっき発生の原因となるＳｉ、Ｍｎ等からなる複合酸化物の鋼板表層部における生成が防止される旨が記載されており、鋼板表層部近傍中のＳｉ、Ｍｎの固溶元素を低減することにより不めっき発生を防止し得ることが教示されているといえる。それ故、このような摘示事項（４ｅ）に示された教示からみても、溶融亜鉛めっき層と素地鋼板の界面から深さ方向１μｍ以内の素地鋼板中の固溶Ｓｉ量が該素地鋼板組成の０．７倍未満とすることは、当業者にとって格別困難なことではない。
　してみると、上記相違点は当業者が適宜なし得たことである。
　
　そして、本願発明４の奏する効果も引用例４の記載から予測される範囲のものであって、格別顕著なものとは認められない。
　したがって、本願発明４は、引用例４発明から当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
４．むすび
　以上のとおりであるから、本願発明１、４は、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。
　したがって、その余の発明について検討するまでもなく、本願は拒絶すべきものである。
　よって、結論のとおり審決する。