【事件の表示】
　平成　１年特許願第　８１２３９号「磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法」拒絶査定に対する審判事件〔平成　２年１０月１９日出願公開、特開平　２−２５９０１５、平成　６年１１月　９日出願公告、特公平　６−　８９４０２、請求項の数（２）〕について、次のとおり審決する。
【結　論】
　原査定を取り消す。
　本願の発明は、特許すべきものとする。
【理　由】
１．手続の経緯・本願発明
　本願は、平成１年３月３１日の出願であって、その請求項１，２に係る発明は、出願公告後の平成７年９月２９日付、平成９年１２月２６日付及び平成１２年２月１０日付の各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１，２に記載された次のとおりのものである。
「１．重量比として
Ｃ　：０．０１５％以下、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：１．５％以下、
Ｐ　：０．１５％以下、
Ｓ　：０．００８％以下、
sol.Ａｌ：０．００１〜０．００５％、
Ｔ．Ｎ　：０．０１０％以下、
Ｔ．Ｏ　：０．０２％以下、
更にＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３三元系酸化物を含み、鋼中のＳｉＯ２，ＭｎＯ，Ａｌ２Ｏ３が
ＳｉＯ２／（ＳｉＯ２＋ＭｎＯ＋Ａｌ２Ｏ３）×１００≧７５％、ＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋ＭｎＯ＋Ａｌ２Ｏ３）×１００≦１５％
を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造スラブを、鋳造後スラブの温度を２００〜７００℃の温度範囲に放冷して鋼中のＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集させた後、上記スラブを１０００〜１２００℃の温度範囲に再加熱し、続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍することを特徴とする磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板の製造方法。（以下、「本願第１発明」という。）
２．熱延板を７００〜１０００℃で熱延板焼鈍することを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の磁性焼鈍後の磁気特性の優れた無方向性電磁鋼板の製造方法。（以下、「本願第２発明」という。）」
２．原査定の理由
　原査定の拒絶の理由となった特許異議の決定に記載した理由の概要は、本願第１発明、本願第２発明は、本願出願前に頒布された刊行物である特開昭６３−１９５２１７号公報（以下、「引用例１」という。）、特開昭６３−１０３０２３号公報（以下、「引用例２」という。）及び「製鉄研究」第３０４号（１９８１）p.１３６９９〜１３７１０（以下、「引用例３」という。）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、というにある。
３．引用例の記載事項
　引用例１には、磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板について、「（１）Ｃ：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、sol.Ａｌ：０．００１〜０．００５％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔ．Ｏ：０．０２％以下を含む無方向性電磁鋼板において、鋼中のＳｉＯ２，ＭｎＯ，Ａｌ２Ｏ３の３種の介在物の総重量に対するＭｎＯの重量の割合が１５％以下であることを特徴とする磁性焼鈍後の平均結晶粒径を５０μｍ以上になし得る鉄損の少ない無方向性電磁鋼板。」（特許請求の範囲）、「〔実施例１〕０．１％Ｓｉを含有する種々の成分組成の無方向性電磁鋼板スラブを製造した。次いで、これを１１８０℃に連続加熱炉で加熱し、厚さ２．０ｍｍに熱間圧延した。この熱延板を酸洗し、０．５ｍｍ厚に冷間圧延し、次いで７７５℃、６０秒の条件で連続炉で仕上焼鈍を行ない、更に７５０℃、２時間の磁性焼鈍を行なった。」（第５頁左上欄８〜１５行）、「鉄損の悪い製品には・・鉄損が中程度の製品にも・・鉄損の少ない製品には圧延方向に延びた介在物はほとんど観察されず、球状のものがほとんどであり、結晶粒成長を抑制していなかった。これらの介在物をＥＤＸで分析した結果、ＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３系の介在物であることが判明した。そして、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎを定量し、これからＳｉＯ２，ＭｎＯ，Ａｌ２Ｏ３の組成を求め、これをＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３三元系状態図にプロットした結果を第３図に示す。」（第３頁左上欄下から４行〜右上欄８行）と記載され、そして、第８頁第３図には、ＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３三元系状態図中に各製品の鉄損の良否が示されている。
　引用例２には、セミプロセス電磁鋼板の製造方法について、「Ｐ：Ｐは鋼板の強度を高め打抜き性を改善するに有効な元素であるが、０．１５０％をこえると鋼板の脆化が避けられず、このため０．１５０％以下に限定した。」（第３頁左上欄１５〜１８行）、「本発明の方法は、基本的には上記のような成分組成になる熱間圧延鋼板を用い、これに脱スケール後、冷間圧延、焼鈍（以下、最終焼鈍という）を施すものであるが、この際必要に応じ、脱スケールの前または後に焼鈍（熱延板焼鈍）を実施する。この焼鈍は、とくに磁束密度の上限を狙いとするもので、条件としては７００〜８５０℃×３０秒以上、が採用される。」（第３頁右下欄９〜１６行）と記載されている。
　引用例３には、「ホットストリップと前工程（分塊，連鋳）との結合化技術」と題して記載され、その第３６頁第２０図には、燃料原単位と装入温度との関係が示されている。
４．対比・判断
（１）本願第１発明について
　本願第１発明と引用例１に記載された発明とを対比するに、本願第１発明の無方向性電磁鋼板の出発素材である連続鋳造スラブの、その個々の成分であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、sol.Ａｌ、Ｔ．Ｎ、Ｔ．Ｏの含有量は、引用例１に記載された無方向性電磁鋼板のそれと重複している。また、本願第１発明の連続鋳造スラブは、ＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３三元系酸化物を含み、かつ、鋼中のＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋ＭｎＯ＋Ａｌ２Ｏ３）が１５％以下である点でも引用例１に記載された無方向性電磁鋼板と一致している。さらに、本願第１発明の、「１０００〜１２００℃の温度範囲に再加熱し、続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍する」というスラブに対する処理は、引用例１に記載された、「・・スラブを・・１１８０℃に連続加熱炉で加熱し、・・熱間圧延し・・冷間圧延し、・・連続炉で仕上焼鈍を行ない・・」という処理と一致している。　したがって、本願第１発明は、「重量比としてＣ　：０．０１５％以下、Ｓｉ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：１．５％以下、Ｓ　：０．００８％以下、sol.Ａｌ：０．００１〜０．００５％、Ｔ．Ｎ　：０．０１０％以下、Ｔ．Ｏ　：０．０２％以下、更にＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３三元系酸化物を含み、鋼中のＳｉＯ２，ＭｎＯ，Ａｌ２Ｏ３がＭｎＯ／（ＳｉＯ２＋ＭｎＯ＋Ａｌ２Ｏ３）×１００≦１５％を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳造スラブを、１０００〜１２００℃の温度範囲に再加熱し、続いて熱間圧延し、冷延、連続焼鈍することを特徴とする磁性焼鈍後の鉄損の少ない無方向性電磁鋼板の製造方法。」である点で引用例１に記載されたものと一致し、本願第１発明の連続鋳造スラブは、０．１５％以下のＰを含有するのに対して、引用例１に記載の電磁鋼板はこれを含有しない点（以下、「相違点１」という。）、本願第１発明は、「鋼中のＳｉＯ２，ＭｎＯ，Ａｌ２Ｏ３について、ＳｉＯ２／（ＳｉＯ２＋ＭｎＯ＋Ａｌ２Ｏ３）×１００≧７５％」、即ち、鋼中の三元系酸化物に占めるＳｉＯ２の重量割合を７５％以上としているのに対して、引用例１にはこれが明記されていない点（以下、「相違点２」という。）、また、本願第１発明は、「鋳造後スラブの温度を２００〜７００℃の温度範囲に放冷して鋼中のＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集させ」るのに対して、引用例１にはこれが記載されていない点（以下、「相違点３」という。）で、両者は相違している。
　そこで、上記相違点１〜３について検討する。
相違点１について；
　本願第１発明の連続鋳造スラブが、０．１５％以下のＰを含有するのは、本願明細書の記載によれば、「製品の硬度を増し、打抜き性を改善するために添加するが、０．１５％を超えると脆化が著しい。一般には、０．１０％以下に抑える。」（本願公告公報第５欄４３〜４５行参照）ためであるところ、引用例２にも記載される如く、電磁鋼板の強度、打抜き性、脆化の観点から、電磁鋼板の成分元素として、０．１５％以下のＰを添加することは周知の技術と認められるから、上記相違点１は、引用例２の記載に基づき当業者が容易に想到し得ることと認められる。
相違点２について；
　引用例１の第３図に示される鉄損の良否のデーターからみれば、鋼中の三元系酸化物に占めるＳｉＯ２割合が多い領域において、鉄損の改善が図られていることは明らかであるから、鉄損の改善のために、ＳｉＯ２の重量割合が多くなるように鋼中の三元系酸化物を調整することは当業者にとって格別の困難性を要することとは認められず、そして、その具体的なＳｉＯ２の重量割合下限値を７５％と定めることも、当業者が実験的に定め得る事項と認められるから、上記相違点２は、引用例１の記載から当業者が容易に想到し得ることと認められる。
相違点３について；
　鋳造後スラブの放冷温度について、本願明細書には、「連続鋳造スラブを、鋳造後スラブの温度を２００から７００℃の温度範囲に放冷することによる鉄損改善効果について述べる。・・これにより、放冷後のスラブの温度が２００〜７００℃の方が安定して低鉄損が得られることが分かる。第４図は、製品のＭｎＳの分布状況を・・観察した結果を示す・・連続鋳造後のスラブの放冷後の温度が３００℃の場合が微細なＭｎＳが少ないことが分かる。この原因は、・・ＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集させ、粗大化を図るのであるが、スラブの温度を２００〜７００℃の温度範囲に放冷した方が、ＳｉＯ２へのＭｎＳのオストワルド成長による凝集をより促進できるものと推定される。以上、連続鋳造後のスラブの放冷後の温度を２００〜７００℃とすることにより、鋼中ＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集させ、磁性焼鈍時に正常粒成長を抑制する微細なＭｎＳを減少することが可能となり、平均結晶粒径を６０μｍ以上と大きくすることができ、磁性焼鈍後の鉄損を安定して少なくせしめるものである。」（本願公告公報第４欄２９行〜第５欄１３行）、「スラブの放冷後の上限温度７００℃は、この温度を超えるとＳｉＯ２へのＭｎＳの凝集が促進されず、磁性焼鈍後の鉄損が悪化するためである。下限の２００℃は以下の理由による。熱延板の板厚偏差、形状を良好とするためには、スラブを全厚、全幅にわたり均一な温度に再加熱する必要がある。２００℃未満の温度に放冷するとスラブを加熱炉で再加熱する際、スラブを均一に加熱するには長時間を必要とするため、ＭｎＳが固溶し、これが熱延時に微細に析出し、磁性焼鈍時の正常粒成長を抑制し、鉄損を悪化させるためである。好ましくは、２００〜５００℃である。」（本願公告公報第６欄１８〜２９行）と記載されており、これらの記載によれば、本願第１発明の鋳造後のスラブの放冷は、連続鋳造後、スラブ温度が２００〜７００℃となるように放冷することにより、鋼中ＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集させて粗大化を図り、微細なＭｎＳを減少させて、平均結晶粒径を６０μｍ以上と大きくし、磁性焼鈍後の鉄損を安定して少なくせしめるための処理であるといえる。
　しかるに、引用例２には、鋳造後スラブの放冷処理については何ら記載されておらず、また、引用例３の第２０図に示される燃料原単位と装入温度との関係は、連続鋳造後、粗圧延を行うまでにスラブの温度降下があるので、粗圧延に先立ち２５０〜８００℃程度の温度でスラブを加熱炉に装入することを開示するにとどまり、電磁鋼板の鉄損を低減させるために、鋼中ＭｎＳをＳｉＯ２のまわりに凝集させ粗大化を図るための処理を開示するものではなく、また、示唆するものでもない。
　してみれば、上記相違点３については、引用例２、３の記載から当業者が容易に想到し得るものとはいえない。
　そして、本願第１発明は、その構成として上記相違点３をも備えることにより、「鋼中の介在物の制御により、磁性焼鈍後の磁気特性を大幅に改善することができる（本願公告公報第１３欄５０行〜第１４欄４９行）という明細書に記載される効果を奏するものである。
　よって、本願第１発明は、引用例１〜３に記載された発明から、当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
（２）本願第２発明について
　本願第２発明は、本願第１発明において、「熱延板を７００〜１０００℃で熱延板焼鈍する」という構成を更に付加したものであるところ、本願第１発明については、前記（１）のとおりであるから、本願第２発明も、引用例１〜３に記載された発明から、当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
５．むすび
　以上のとおりであるから、本願は原査定の理由により拒絶すべきものとすることはできない。
　また、他に本願を拒絶すべき理由を発見しない。
　
　よって、結論のとおり審決する。