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審決分類 審判 全部申し立て 特36条6項1、2号及び3号 請求の範囲の記載不備  B22F
審判 全部申し立て 1項3号刊行物記載  B22F
審判 全部申し立て 2項進歩性  B22F
審判 全部申し立て 特36条4項詳細な説明の記載不備  B22F
管理番号 1384168
総通号数 5 
発行国 JP 
公報種別 特許決定公報 
発行日 2022-05-27 
種別 異議の決定 
異議申立日 2021-08-06 
確定日 2021-12-23 
異議申立件数 1 
事件の表示 特許第６８２６８２１号発明「金属部材の製造方法」の特許異議申立事件について、次のとおり決定する。 
結論 特許第６８２６８２１号の請求項に係る特許を維持する。 
理由 第１ 手続の経緯
特許第６８２６８２１号（以下、「本件特許」という。）の請求項１〜３に係る特許についての出願は、２０１６年（平成２８年）５月１２日に出願され、令和３年１月２０日にその特許権の設定登録がされ、令和３年２月１０日に特許掲載公報が発行されたものであり、その後、その特許の請求項１〜３に係る特許に対し、令和３年８月６日に特許異議申立人 日向ヨシ子（以下、「申立人」という。）が、特許異議の申立てを行った。

第２ 本件発明
本件特許の請求項１〜３に係る発明（以下、それぞれの請求項に係る発明を「本件発明１」等という。また、まとめて「本件発明」ということがある。また、本件特許の願書に添付した明細書及び図面を「本件明細書」及び「本件図面」という。）は、それぞれ、そ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。
「【請求項１】
アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備し、
前記溶体化処理を行う工程は、
（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理を、常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気で行う工程を含み、かつ、前記温度範囲より高い温度での熱処理を含んでおらず、
前記析出硬化処理を行う工程は、
６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程を含む
金属部材の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の金属部材の製造方法であって、
前記Ｎｉ基合金が、析出硬化型のＮｉ−Ｃｒ系Ｎｉ基合金である
金属部材の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載の金属部材の製造方法であって、
前記溶体化処理を行う工程は、
前記（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲の温度での熱処理が行われた前記金属部材に対して急冷する処理を行う工程をさらに含む
金属部材の製造方法。」

第３ 特許異議の申立ての理由の概要
申立人は、証拠方法として、いずれも本件特許に係る出願の出願前に日本国内または外国において頒布され、または電気通信回線を通じて公衆に利用可能となった、次の甲第１号証〜甲第１６号証（以下、「甲１」等という。）を提出するとともに、甲第１号証〜甲第６号証、甲第１２号証〜甲第１４号証、及び甲第１６号証の抄訳文を提出し、以下の申立理由１〜１１により、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すべきものである旨主張している。

甲第１号証："IN718 Additive Manufacturing Properties and influences", Dennis M.Lambert, PhD, Raytheon ESSSA Group, JANNAF Conference, Nashville, TN, 1-4 June 2015, pp.1-14
甲第２号証："IN718 Additive Manufacturing Properties and influences", Dennis M.Lambert, PhD, Raytheon ESSSA Group, NASA-MSFC, Matthew A, Adler, PhD, Jacobs ESSSA Group, NASA-MSFC, Additive Manufacturing Consortium meeting, 29 October 2014, pp.1-23
甲第３号証：国際公開２０１５／１０８５９９号
甲第４号証：国際公開２０１５／０４７１２８号
甲第５号証："ADDITIVELY MANUFACTURED INCONEL▲Ｒ▼ ALLOY 718", Raymond C.Benn & Randy P.Salva, 7th International Symposium on Superalloy 718 and Derivatives, TMS(The Minerals, Metals & Materials Society), 2010, pp.455-469
（当審注：甲第５号証の論文名表記の「▲Ｒ▼」は、「Ｒ」を○で囲った登録商標マークを意味する。）
甲第６号証："Microstructure and mechanical properties of selective laser melted Inconel 718 compared to forging and casting", Tanja Trosch et.al., Materials Letters, 164(2016), pp.428-431
甲第７号証：特開２０１３−９６０１３号公報
甲第８号証：国際公開２０１６／０１３４３３号
甲第９号証：特開２０１５−２２７５０５号公報
甲第１０号証：特表２０１６−５０９６３２号公報
甲第１１号証：特開２０１４−４０６６３号公報
甲第１２号証：中国特許出願公開第１０３００８６５７号明細書
甲第１３号証："DESIGN OF SOLUTIONIZING HEAT TREATMENTS FOR AN EXPERIMENTAL SINGLE CRYSTAL SUPERALLOY", S.R. Hegde, R.M. Kearsey, J. Beddoes, TMS(The Minerals, Metals & Materials Society), 2008, pp.301-310
甲第１４号証："Development of a Improved Heat Treatment for Investmant Cast Inconel 718(PWA 649)", John J. Schirra, Superalloys 718,625,706 and Various Derivatives, Edited by E.A.Loria, The Minerals, Metals & Materials Society, 1997, pp.439-446
甲第１５号証：特開２０１１−１２３４６号公報
甲第１６号証：PRODUCTION OF METAL PARTS USING THE THREE DIMENSIONAL PRINTING PROCESS, STEVEN P.MICHAELS, Massachusetts Institute of Technology[2002.2.19受入], pp.1-87

１ 申立理由１（新規性、進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．１、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲１に記載された発明であり、特許法第29条第1項第3号に該当し、特許を受けることができないものである。また、本件発明１〜３は、甲１に記載された発明に基いて、または、甲１に記載された発明と甲３、８、及び１６に記載された事項に基いて、その発明の属する技術分野における通常の知識を有する者（以下、「当業者」という。）が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

２ 申立理由２（新規性、進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．２、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲２に記載された発明であり、特許法第29条第1項第3号に該当し、特許を受けることができないものである。また、本件発明１〜３は、甲２に記載された発明に基いて、または、甲２に記載された発明と甲１、３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

３ 申立理由３（進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．３、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲３に記載された発明に基いて、または、甲３に記載された発明と甲１、２、４〜６、及び８〜１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

４ 申立理由４（進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．４、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲４に記載された発明に基いて、または、甲４に記載された発明と甲１〜３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

５ 申立理由５（進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．５、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲５に記載された発明に基いて、または、甲５に記載された発明と甲１〜４、６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

６ 申立理由６（進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．６、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲６に記載された発明に基いて、または、甲６に記載された発明と甲１〜５、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

７ 申立理由７（進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．７、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲７に記載された発明に基いて、または、甲７に記載された発明と甲１〜６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

８ 申立理由８（進歩性）（特許異議申立書３．４．３．１．８、３．４．３．２、及び３．４．３．３）
本件発明１〜３は、甲８に記載された発明に基いて、または、甲８に記載された発明と甲１〜７、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであり、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ものである。
したがって、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第2号に該当し取り消されるべきものである。

９ 申立理由９（サポート要件）（特許異議申立書３．４．４）
以下の（１）〜（７）のとおり、本件発明１〜３は、発明の詳細な説明に記載された「アディティブ・マニュファクチャリングにより作成された金属部材について、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保する技術を提供する」（【０００９】）との課題が解決できることを当業者が認識できるように記載された範囲を超えるものであるから、発明の詳細な説明に記載したものでない。
したがって、本件発明１〜３について、特許請求の範囲の記載は特許法第36条第6項第1号に規定する要件を満たしておらず、請求項１〜３に係る特許は、特許法第113条第4号に該当し取り消されるべきものである。

（１）インコネル７１８以外のＮｉ基合金の使用について（特許異議申立書３．４．４（１））
本件発明１〜３において、インコネル７１８以外のＮｉ基合金である析出硬化型のＮｉ−Ｃｒ系合金や、析出硬化型ではないＮｉ基合金が用いられる場合、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

（２）溶体化処理の熱処理温度について（特許異議申立書３．４．４（２））
本件発明１〜３において、Ｎｉ基合金がインコネル７１８であり１１８０℃で溶体化処理する以外の熱処理温度条件にて溶体化処理が行われる場合、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

（３）溶体化処理の熱処理時間について（特許異議申立書３．４．４（３））
本件発明１〜３の熱処理時間が特定されない溶体化処理によって、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

（４）溶体化処理の冷却条件について（特許異議申立書３．４．４（４））
本件発明１及び２の冷却条件が特定されない溶体化処理によって、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

（５）析出硬化処理の熱処理温度について（特許異議申立書３．４．４（５））
本件発明１〜３において、Ｎｉ基合金がインコネル７１８であり７２０℃及び６２０℃で析出硬化処理する以外の熱処理温度条件にて析出硬化処理が行われる場合、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

（６）析出硬化処理の熱処理時間について（特許異議申立書３．４．４（６））
本件発明１〜３の熱処理時間が特定されない析出硬化処理によって、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

（７）急冷する処理をさらに含む溶体化処理について（特許異議申立書３．４．４（７））
本件発明３の急冷する処理をさらに含む溶体化処理は、実施例に記載されておらず、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない。

１０ 申立理由１０（明確性要件）
（１）Ｎｉ基合金としてどのように析出硬化処理を行うのか判然としない合金が含まれることについて（特許異議申立書３．４．５（１））
請求項１及び３に記載されたＮｉ基合金は、析出硬化型ではない合金であって、どのように析出硬化処理を行うのか判然としないものを含む点で、明確とはいえない。
したがって、本件発明１及び３について、特許請求の範囲の記載は特許法第36条第6項第2号に規定する要件を満たしておらず、請求項１及び３に係る特許は、特許法第113条第4号に該当し取り消されるべきものである。

（２）急冷の冷却速度が不明なことについて（特許異議申立書３．４．５（２））
請求項３に記載された急冷は、具体的にどのような冷却速度の範囲であるかという点で、明確とはいえない。
したがって、本件発明３について、特許請求の範囲の記載は特許法第36条第6項第2号に規定する要件を満たしておらず、請求項３に係る特許は、特許法第113条第4号に該当し取り消されるべきものである。

１１ 申立理由１１（実施可能要件）（特許異議申立書３．４．６）
本件発明１及び３のＮｉ基合金のうち析出硬化型ではない合金について、「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」において、どのようにして析出硬化するのかについて、発明の詳細な説明には明確かつ十分な記載がなされていない。
したがって、本件発明１及び３について、発明の詳細な説明の記載が特許法第36条第4項第1号に規定する要件を満たしておらず、本件特許の請求項１及び３に係る特許は、特許法第113条第4号に該当し取り消されるべきものである。

第４ 当審の判断
当審は、以下に述べるとおり、特許異議申立書に記載した特許異議の申立ての理由によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできないと判断した。

１ 申立理由１（新規性、進歩性）について
（１）甲１の記載事項
甲１には、以下の記載がある。
なお、甲１の翻訳文として、申立人が提示した抄訳文を採用した。また、下線は当審による（以下、同じ。）。

ア 「ABSTRACT
The results of tensile, fracture, and fatigue testing of IN718 coupons produced using the selective laser melting (SLM) additive manufacturing technique are presented.」（第１頁第４行〜第６行）
［翻訳文］
要約
選択的レーザー溶融 (SLM: Selective Laser Melting) 積層造形技術を使用して製造されたＩＮ７１８クーポンの引張、破壊、および疲労試験の結果を示す。

イ 「INTRODUCTION
A large aggregate of tensile, fatigue, and fracture test data has been produced from coupons generated from the additive manufacturing (AM) process called selective laser melting (SLM). The preponderance of testing done to-date used IN718, nickel-base super alloy, and this is the material discussed in this document. SLM is a laser powder-bed fusion process using a laser to melt and consolidate powder. This produces three-dimensional objects as a sequential buildup of layers, and this process shows promise in the aerospace industry, since it can produce near net shapes and has the potential for producing very complex configurations that are difficult with conventional manufacturing techniques.」（第１頁第１８行〜第２５行）
［翻訳文］
はじめに
引張、疲労、および破壊のテストデータの大規模な集計は、選択的レーザー溶融 （ＳＬＭ）と呼ばれる積層造形(AM: Additive Manufacturing) プロセスから作製されたクーポンから作られた。これまでに行われたテストの多くが、ニッケル基超合金であるＩＮ７１８を使用しており、これが本稿で議論する材料である。ＳＬＭは、レーザーを使用して粉末を溶融および固化するレーザー粉末床融解プロセスである。これにより、３次元オブジェクトが、層を連続的に積み重ねたものとして作製される。このプロセスは、ニアネットシェイプを作製することができ、従来の製造技術では困難な非常に複雑な構成を作製するポテンシャルを有するため、航空宇宙産業で有望である。

ウ 「Build and Heat Treatment
A Concept M2 powder bed fusion selective laser melt machine was used for builds performed by NASA Marshall Space Flight Center (MSFC). The results reported herein were for tests of IN718 nickel-base superalloy. Specimens were produced as a dedicated build or as representative "witness samples" of build lots where prototype components were produced. No effort was used herein to segregate results from different powders in the analysis, although some information was available.
All specimens were stress relieved for 1.5 hours at 1950°F in a vacuum and then quenched in argon. After stress relief, parts were excised from the build platen. Hot-isostatic pressing (HIP) was performed next. The HIP process subject parts to high pressure and temperature. In this case, an argon atmosphere was maintained at a pressure of 15 ksi and a temperature of 2125°F for four hours, and then the furnace was slow cooled. Two heat treat conditions were used that differed from this point in the post-build processing. Some specimens received heat treat "A". For these, after stress relief and HIP, parts were homogenized for one hour at 2150°F in a vacuum and then quenched to below 1100°F in argon in less than 10 minutes. These were then solution treated at 1750°F for one hour in a vacuum, argon quenched, and then aged in two steps at 1325°F for eight hours followed by 1150°F for ten hours. This is the heat treatment specified by AMS 5663 [1]. Other specimens received heat treat "D". In this case, after stress relief and HIP, specimens were solution treated at 1950°F for 1 hour, argon quenched, and then aged in two steps at 1400°F for 10 hours followed by 1200°F for 10 hours. This is the heat treatment specified by AMS 5664 [2]. No homogenization step was performed on the heat treat D specimens.」（ 第１頁第２６行〜第２頁第６行）
［翻訳文］
ビルド及び熱処理
コンセプトＭ２粉末床融解選択的レーザー溶融機が、ＮＡＳＡマーシャル宇宙飛行センター (MSFC:Marshall Space Flight Center) によって実行されたビルドに使用された。本稿で報告する結果は、ＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験に関するものである。試験片は、専用のビルドとして、またはプロトタイプ部品が作製されたビルドロットの代表的な「ウィットネスサンプル」として作製された。いくつかの情報は入手可能であったが、分析において異なる粉末からの結果をそれぞれ分離するための努力はここでは使用しなかった。
すべての試験片は、真空中１９５０°Ｆで１．５時間応力除去された後、アルゴンで急冷された。応力除去後、ビルドプラテンから部材を切り出した。次に、熱間静水圧プレス(HIP: Hot-Isostatic Pressing) を行った。ＨＩＰプロセスは、部材を高圧と高温に曝露した。このケースでは、アルゴン雰囲気を圧力１５ｋｓｉ、温度２１２５°Ｆで４時間維持した後、炉をゆっくりと冷却した。ビルド後の処理では、この時点とは異なる２つの熱処理条件を使用した。試験片の一部は、熱処理「Ａ」で処理した。これらに対し、応力除去とＨＩＰの後、部材を真空中２１５０°Ｆで１時間均質化し、アルゴン中で１１００°Ｆ未満に１０分未満で急冷した。次に、これらを真空中１７５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷した後、１３２５°Ｆで８時間、続いて１１５０°Ｆで１０時間の２ステップで時効処理した。これはＡＭＳ５６６３に準じた熱処理である［１］。その他の試験片は、熱処理「Ｄ」で処理した。このケースでは、応力除去とＨＩＰの後、試験片を１９５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷した後、１４００°Ｆで１０時間、続いて１２００°Ｆで１０時間の２ステップで時効処理した。これはＡＭＳ５６６４に準じた熱処理である［２］。熱処理Ｄの試験片に対して均質化ステップは実行しなかった。

（２）甲１に記載された発明
ア 上記（１）イより、甲１は、「レーザーを使用して粉末を溶融および固化するレーザー粉末床融解プロセス」であって「選択的レーザー溶融 （ＳＬＭ）と呼ばれる積層造形(AM: Additive Manufacturing) プロセスから作製された」「ＩＮ７１８ニッケル基超合金」の「クーポン」に対し、引張、疲労、および破壊のテストを行った結果を開示する文献と解される。

イ また、上記（１）ウにおいて、上記アのテストに用いる試験片のビルド及び熱処理に関し、特に熱処理「Ａ」が行われる場合に着目すると、甲１には、以下の順に行われる各プロセスが開示されていると認められる。
（ア）コンセプトＭ２粉末床融解選択的レーザー溶融機を使用したビルドにより、ＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験片を作製するプロセス。
（イ）試験片を真空中１９５０°Ｆで１．５時間応力除去した後、アルゴンで急冷するプロセス。
（ウ）ビルドプラテンから試験片としての部材を切り出すプロセス。
（エ）試験片をアルゴン雰囲気にて圧力１５ｋｓｉ、温度２１２５°Ｆで４時間維持した後、ゆっくりと冷却する熱間静水圧プレス(HIP: Hot-Isostatic Pressing)を行うプロセス。
（オ）試験片を真空中２１５０ °Ｆで１時間均質化し、アルゴン中で１１００°Ｆ未満に１０分未満で急冷するプロセス。
（カ）試験片を真空中１７５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷するプロセス。
（キ）試験片を１３２５°Ｆで８時間、続いて１１５０°Ｆで１０時間の２ステップで時効処理するプロセス。

ウ そして、上記アの「クーポン」は上記イの「試験片」に相当すると判断されるから、甲１には、以下の発明（以下、「甲１発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲１発明＞
「以下、（ア）〜（キ）のプロセスを順に行うことによるＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験片の製造方法。
（ア）コンセプトＭ２粉末床融解選択的レーザー溶融機を使用したビルドにより、ＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験片を作製するプロセス。
（イ）試験片を真空中１９５０°Ｆで１．５時間応力除去した後、アルゴンで急冷するプロセス。
（ウ）ビルドプラテンから試験片としての部材を切り出すプロセス。
（エ）試験片をアルゴン雰囲気にて圧力１５ｋｓｉ、温度２１２５°Ｆで４時間維持した後、「ゆっくりと冷却する熱間静水圧プレス(HIP: Hot-Isostatic Pressing)を行うプロセス。
（オ）試験片を真空中２１５０°Ｆで１時間均質化し、アルゴン中で１１００°Ｆ未満に１０分未満で急冷するプロセス。
（カ）試験片を真空中１７５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷するプロセス。
（キ）試験片を１３２５°Ｆで８時間、続いて１１５０°Ｆで１０時間の２ステップで時効処理するプロセス。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲１発明とを対比する。
（ア）甲１発明における「プロセス」は、本件発明１の「工程」に相当する。

（イ）甲１発明の（ア）のプロセスの「ＩＮ７１８ニッケル基超合金」、「ＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験片」及び「コンセプトＭ２粉末床融解選択的レーザー溶融機を使用したビルド」は、それぞれ本件発明１の「Ｎｉ基合金」、「金属部材」及び「アディティブ・マニュファクチャリング」に相当する。そして、甲１発明の「コンセプトＭ２粉末床融解選択的レーザー溶融機を使用したビルドにより、ＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験片を作製する」（ア）のプロセスは、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（ウ）甲１発明は、少なくとも（カ）のプロセスにおいて試験片の「真空中」での「溶体化処理」を行うものであるから、本件発明１と甲１発明とは、「真空雰囲気」で「金属部材に対して溶体化処理を行う工程」を具備する点において一致する。

（エ）甲１発明の（カ）のプロセスに続く（キ）のプロセスにおいて、「時効処理」は、本件発明１の「析出硬化処理」に相当する。また、当該時効処理の熱処理温度「１３２５°Ｆ」及び「１１５０°Ｆ」は、それぞれ「７１８℃」及び「６２１℃」に相当するから、これらの温度での熱処理は、いずれも本件発明１の「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理」に相当する。そして、甲１発明の（キ）のプロセスは、本件発明１の「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」としての「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」に相当する。

（オ）また、本件発明１の「金属部材の製造方法」の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」と、「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを「具備」する旨の特定は、上記した３工程以外の工程をも別途含むことを許容すると解せるから、たとえ甲１発明に、本件発明１で特定される工程には対応しないプロセスが含まれていたとしても、そのことを以て、両者の相違点とすることはできない。

（カ）以上によれば、本件発明１と甲１発明とは、
＜一致点１＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備し、
前記溶体化処理を行う工程は、
真空雰囲気で行う工程を含み、
前記析出硬化処理を行う工程は、
６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程を含む
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点１＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲１発明は、（カ）のプロセスとして、ＩＮ７１８ニッケル基超合金の試験片を１７５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷するプロセスは備えるものの、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点２＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲１発明には、そのような溶体化処理における熱処理温度の制限が特定されていない点。

イ 相違点の検討
相違点１について検討する。
（ア）相違点１が実質的な相違点であることについて
ａ 甲１発明の溶体化処理の熱処理温度について
（ａ）甲１発明の「ＩＮ７１８」と、本件明細書【００１９】に記載の「インコネル７１８」との対応関係について検討すると、例えば、甲３（原文）において、第３頁第９行に「Inconel 718」と記載されているのに対し、第６頁第７行に「Inconel(e.g. ・・・IN718)」（点線（・・・）は当審による記載抽出の省略を示す。（以下同じ。））と記載されているように、「ＩＮ７１８」が「Ｉｎｃｏｎｅｌ ７１８」、すなわち、「インコネル７１８」の略称であることは、本件特許に係る出願の出願前において周知であるから、甲１発明の「ＩＮ７１８」は、本件明細書【００１９】に「固相線温度が１２６０℃」と説明される「インコネル７１８」に相当するものである。
そして、そのような甲１発明の「ＩＮ７１８」は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」に関する「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応した温度範囲が、「１１６０℃以上、１２１０℃以下」と推定される。
（ｂ）これに対し、甲１発明の（カ）のプロセスの溶体化処理の熱処理温度は「１７５０°Ｆ」で、これは「９５４℃」に相当しており、上記（ａ）を踏まえると、甲１発明の（カ）のプロセスの溶体化処理の熱処理温度（９５４℃相当）は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１６０℃以上、１２１０℃以下と推定）に相当するものではない。

ｂ 甲１発明の均質化が溶体化処理に相当するともいえないことについて
（ａ）また、甲１発明は、（カ）のプロセスの直前に行われる（オ）のプロセスとして、「２１５０°Ｆ」の温度で均質化が行われるものであって、「２１５０°Ｆ」は「１１７７℃」に相当することから、仮に、甲１発明の（オ）のプロセスの「均質化」が、「溶体化処理」に相当するものであるとして、上記ａ（ａ）の検討内容を踏まえると、甲１発明の（オ）のプロセスの均質化の熱処理温度「２１５０°Ｆ」は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」の温度に相当するといえる余地もあるので、この点についても検討する。
（ｂ）しかしながら、たとえば、特開平７−１１４０５号公報（申立人が特許異議の申立ての理由において提示している証拠方法ではなく、当審により例示するもの。）において、
「【００３１】[均質化処理]得られたインゴットの熱間塑性加工に先立ち、ミクロ偏析を低減して組織を均一化することによって加工時の割れを防止するために、均質化処理を行う。本発明合金にあってはNb、Ｗ、Cr等の濃厚偏析に伴ってCr2 Nb型を基本とするLaves 相なる金属間化合物が凝固時のミクロ偏析に伴って生成する。この相は極めて脆く、熱間塑性変形時に割れの起点となるため、熱処理によって拡散・消失させる必要がある。
【００３２】そのためにはNbやＷ等の合金元素の拡散速度が大きい融点直下のできるだけ高温で長時間熱処理を行うことが望ましいが、一方、そのような高温での熱処理はミクロ偏析の無い部分での結晶粒の粗大化を招くため、これではかえって加工性を低下させる悪影響をもたらす場合があることと、高温長時間の熱処理は製造コストを大幅に上昇させることから経済性をも考慮して、温度は1000〜1300℃で、時間は１時間〜200 時間とした。」
との均質化処理に関する説明がなされている一方、
「【００３７】[第一溶体化熱処理]熱間加工後に冷却に先立って900 ℃以上1050℃以下に１分〜100 時間保持する。これは、その後の時効処理によってNi3Nb を主体とする強化相γ" を有効に析出させるために、いったんNbを固溶させる目的と、第二熱間塑性加工時に結晶粒径を微細化させる前処理として一時的にγ" 相の安定相であるδ相を析出させるために行うのであって、次に第二熱間塑性加工を行う場合には次の二つに分けられる。
(i) 980 〜1050℃×１分〜20時間 (Nb固溶化処理)
(ii)900 〜980 ℃×20〜100 時間 (δ相析出処理) 。」
及び
「【００４２】[第二溶体化熱処理]第二熱間塑性加工を行ってから、900 〜1050℃で１分〜100 時間加熱する溶体化熱処理を行う。これは前述の第一溶体化熱処理と同様の目的で行うものであり、この場合には加熱温度の上限は結晶粒の粗大化しない1050℃である。」
との溶体化熱処理に関する説明が別途なされているように、均質化と溶体化とは、本件特許に係る出願の出願前から、異なる目的の熱処理として当業者には知られていたものであるし、甲１発明の（オ）のプロセスの均質化と（カ）のプロセスの溶体化処理も、甲１において明確に書き分けされていることからみて、互いに異なる目的の熱処理と解するのが自然である。
そうすると、甲１発明において「２１５０°Ｆ」の温度で均質化が行われる（オ）のプロセスは、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」とはいえないものである。

ｃ 小括
以上によれば、相違点１は実質的な相違点である。
したがって、本件発明１は、甲１に記載された発明とはいえない。

（イ）相違点１の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点１に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１の相違点１に係る「溶体化処理を行う工程」における熱処理温度範囲の発明特定事項は、本件明細書の記載（【００１８】〜【００２１】、【００３５】）によれば、鍛造や鋳造によって成形されたＮｉ基合金の金属部材の溶体化処理において一般的に用いられる温度範囲よりも相当に高いが、固溶線温度から少し離れた温度範囲の溶体化処理を行うことにより、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保することができるという、技術的意味を理解することができる。

ｂ 甲１、３、８、及び１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１、３、８、及び１６の記載（なお、このうち甲３及び８の記載事項は、それぞれ以下の３（１）及び８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点１の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点１が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような本件発明１における相違点１に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１、３、８、及び１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲1発明の「真空中１７５０°Ｆで１時間」との条件による「溶体化処理」を相違点１の条件を満たすように条件変更して実行することは、甲１、３、８、及び１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点１は、甲１に記載された発明に基いて、または、甲１に記載された発明と甲３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点２について検討するまでもなく、本件発明１は、甲１に記載された発明とはいえず、また、甲１に記載された発明に基いて、または、甲１に記載された発明と甲３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が甲１に記載された発明とはいえず、また、甲１に記載された発明に基いて、または、甲１に記載された発明と甲３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲１に記載された発明とはいえず、また、甲１に記載された発明に基いて、または、甲１に記載された発明と甲３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由１（新規性、進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲１に記載された発明とはいえず、また、甲１に記載された発明に基いて、または、甲１に記載された発明と甲３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。
したがって、申立理由１（新規性、進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

２ 申立理由２（新規性、進歩性）について
（１）甲２の記載事項
甲２には、以下の記載がある。
なお、甲２の翻訳文は、申立人が提示した抄訳文が存在する箇所は該抄訳文を採用（ただし、誤記箇所を除く。）し、他の箇所は当審による。

ア 「IN718 Additive Manufacturing Properties and Influences」（第１頁表題）
［翻訳文］
ＩＮ７１８アディティブ・マニュファクチャリング特性及び影響

イ 「Material Information:
・The materials tested were IN718 nickel-base superalloy.
・Specimens were produced as a dedicated build or as representatives of the build lot where parts were produced.
・Two heat treat conditions are represented, and both received stress relief and hot isostatic pressing (HIP) processing, as follows:
○Stress Relieve at 1950F, vacuum, 1.5 hours, then quench in argon.
○Excise parts from build platen.
○HIP 2125F, 15 ksi argon, 3 hours, furnace cool (4 hours).
・Some specimens received heat treat A: after stress relief and HIP* the following was performed
○Homogenize 2150F, vacuum, 1 hour, quench to 1100F in argon in less than 10 minutes.
○Solution treat and age per AMS 5663.
・Other specimens received heat treat D: after stress relief and HIP the following was performed
○No homogenization step was performed.
○Solution treat and age per AMS 5664.
○Surfaces were either bead blasted micro-machining processed (MMP) finished per a proprietary process.」（第４頁第１行〜第１７行）
［翻訳文］
材料情報：
・試験した材料は、ＩＮ７１８ニッケル基超合金とした。
・試験片は、専用のビルドとして、または部品が製造されたビルドロットを代表するものとして製造された。
・２つの熱処理条件が示されており、両方とも以下の応力除去と熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）処理を受けた：
〇１９５０Ｆ、真空、１．５時間で応力除去、アルゴンで急冷。
〇ビルドプラテンから部材の切り出し。
〇ＨＩＰ ２１２５Ｆ、１５ｋｓｉのアルゴン、３時間、炉冷(４時間)。
・試験片の一部は、熱処理Ａで処理した。：応力除去とＨＩＰ＊の後、以下を行った。
〇２１５０Ｆ、真空、１時間で均質化、アルゴン中で１１００Ｆに１０分未満で急冷。
〇ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理と時効処理。
・他の試験片は、熱処理Ｄで処理した。：応力除去とＨＩＰの後、以下を行った。
〇均質化ステップは行わなかった。
〇ＡＭＳ５６６４に準じた溶体化処理と時効処理。
〇表面は、独自のプロセスに従ってビードブラストまたはマイクロマシニング処理（ＭＭＰ）仕上げのいずれかを行った。

（２）甲２に記載された発明
ア 上記（１）アによると、甲２は「ＩＮ７１８アディティブ・マニュファクチャリング特性及び影響」を示す文献である。

イ また、甲２に記載された上記（１）イの試験片は、上記アの「ＩＮ７１８アディティブ・マニュファクチャリング特性及び影響」を調べるための試験片であり、上記（１）イの熱処理がなされる前には、「（ア）ＩＮ７１８ニッケル基超合金を用いたアディティブ・マニュファクチャリングにより試験片を製造するプロセス」が行われることは明らかである。

ウ そして、上記（１）イの試験片に対する熱処理として、特に熱処理「Ａ」が行われる場合に着目すると、甲２には、以下の順に行われる各プロセスが開示されているとも認められる。
「（イ）１９５０Ｆ、真空、１．５時間で応力除去、アルゴンで急冷するプロセス。
（ウ）ビルドプラテンから部材の切り出しを行うプロセス。
（エ）ＨＩＰ ２１２５Ｆ、１５ｋｓｉのアルゴン、３時間、炉冷(４時間)の処理を行うプロセス。
（オ）２１５０Ｆ、真空、１時間で均質化、アルゴン中で１１００Ｆに１０分未満で急冷するプロセス。
（カ）ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理と時効処理を行うプロセス。」

エ そうすると、甲２には、以下の発明（以下、「甲２発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲２発明＞
「以下、（ア）〜（カ）のプロセスを順に行うことによる試験片の製造方法。
（ア）ＩＮ７１８ニッケル基超合金を用いたアディティブ・マニュファクチャリングにより試験片を製造するプロセス。
（イ）１９５０Ｆ、真空、１．５時間で応力除去、アルゴンで急冷するプロセス。
（ウ）ビルドプラテンから部材の切り出しを行うプロセス。
（エ）ＨＩＰ ２１２５Ｆ、１５ｋｓｉのアルゴン、３時間、炉冷(４時間)の処理を行うプロセス。
（オ）２１５０Ｆ、真空、１時間で均質化、アルゴン中で１１００Ｆに１０分未満で急冷するプロセス。
（カ）ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理と時効処理を行うプロセス。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲２発明とを対比する。
（ア）甲２発明における「プロセス」は、本件発明１の「工程」に相当する。

（イ）甲２発明の（ア）のプロセスの「ＩＮ７１８ニッケル基超合金」は、本件発明１の「Ｎｉ基合金」に相当する。また、甲２発明の「ＩＮ７１８ニッケル基超合金」の「試験片」は、本件発明１の「金属部材」に相当する。そして、甲２発明の「ＩＮ７１８ニッケル基超合金を用いたアディティブ・マニュファクチャリングにより試験片を製造する」（ア）のプロセスは、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（ウ）甲２発明の（カ）のプロセスの「時効処理」は、本件発明１の「析出硬化処理」に相当しており、甲２発明の「溶体化処理と時効処理を行うプロセス」は、本件発明１同様に「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを具備するものと解される。

（エ）また、本件発明１の「金属部材の製造方法」の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」と、「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを「具備」する旨の特定は、上記した３工程以外の工程をも別途含むことを許容すると解せるから、たとえ甲２発明に、本件発明１で特定される工程には対応しないプロセスが含まれていたとしても、そのことを以て、両者の相違点とすることはできない。

（オ）以上によれば、本件発明１と甲２発明とは、
＜一致点２＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備する
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点３＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲２発明には、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点４＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲２発明には、そのような溶体化処理における熱処理温度の制限が特定されていない点。

＜相違点５＞
本件発明１は、溶体化処理を「常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気」で行うものであるのに対し、甲２発明には、本件発明１のような雰囲気で溶体化処理を行うことは直接開示されていない点。

＜相違点６＞
本件発明１の「析出硬化処理を行う工程」は、「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲２発明には、本件発明１のような温度範囲で時効処理を行うことは開示されていない点。

イ 相違点の検討
（ア）甲２発明の「ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理と時効処理」について
具体的な相違点の検討に入る前に、甲２発明の（カ）のプロセスの「ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理と時効処理」について検討しておく。
ａ 甲１記載の「ＡＭＳ５６６３に準じた熱処理」について
上記１（１）ウのとおり、甲１には、「次に、これらを真空中１７５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷した後、１３２５°Ｆで８時間、続いて１１５０°Ｆで１０時間の２ステップで時効処理した。これはＡＭＳ５６６３に準じた熱処理である［１］。」との記載がある。

ｂ 甲２発明の溶体化処理と時効処理の適用条件について
そして、上記ａの甲１の記載を参照すると、甲２発明の（カ）のプロセスにおける「ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理と時効処理」は、実質的に「真空中１７５０°Ｆで１時間溶体化処理し、アルゴンで急冷した後、１３２５°Ｆで８時間、続いて１１５０°Ｆで１０時間の２ステップで時効処理」することを指していると、読替えができる。

（イ）相違点３が実質的な相違点であることについて
上記（ア）を踏まえた上で、相違点３について検討する。
ａ 甲２発明の溶体化処理の熱処理温度について
（ａ）甲２発明の試験片に用いられる「ＩＮ７１８」の固相線温度は、上記１（３）イ（ア）ａで検討したのと同様に１２６０℃であるから、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」に関する「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応した温度範囲が、「１１６０℃以上、１２１０℃以下」と推定される。
（ｂ）これに対し、上記（ア）ｂで述べたとおり、甲２発明の（カ）のプロセスにおける「ＡＭＳ５６６３に準じた溶体化処理」は、甲１発明の（カ）のプロセス同様、「真空中１７５０°Ｆで１時間溶体化処理」することを意味していると解されるから、上記１（３）イ（ア）ｂで検討したように、甲２発明の（カ）のプロセスの溶体化処理の熱処理温度は「９５４℃」に相当し、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１６０℃以上、１２１０℃以下と推定）に相当するものではない。

ｂ 甲２発明の均質化が溶体化処理に相当するともいえないことについて
また、甲２発明は、（カ）のプロセスの直前に行われる（オ）のプロセスとして、「２１５０Ｆ」の温度で均質化が行われるものであって、「２１５０Ｆ」は「１１７７℃」に相当することから、上記ａ（ａ）の検討内容を踏まえると、仮に、甲２発明の（オ）のプロセスの「均質化」が、「溶体化処理」に相当するものであるとして、甲２発明の（オ）のプロセスの均質化の熱処理温度(１１７７℃相当)は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１６０℃以上、１２１０℃以下と推定）のものといえそうではある。
しかしながら、実際には、上記１（３）イ（ア）ｂで検討したのと同様、甲２発明において１１７７℃相当の温度で均質化が行われる（オ）のプロセスは、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」とはいえないものである。

ｃ 小括
以上によれば、相違点３は実質的な相違点である。
したがって、本件発明１は、甲２に記載された発明とはいえない。

（ウ）相違点３の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点３に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１において、相違点３は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点３に係る発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同じ技術的意味を有する。

ｂ 甲１〜３、８、及び１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１〜３、８、及び１６の記載（なお、このうち甲３及び８の記載事項は、それぞれ以下の３（１）及び８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａで参酌した上記１（３）イ（イ）ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点３の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点３が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような相違点３に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１〜３、８、及び１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲２発明の「溶体化処理」を相違点３の条件を満たすように実行することは、甲１〜３、８、及び１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点３は、甲２に記載された発明に基いて、または、甲２に記載された発明と甲１、３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点４〜６について検討するまでもなく、本件発明１は、甲２に記載された発明とはいえず、また、甲２に記載された発明に基いて、または、甲２に記載された発明と甲１、３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が甲２に記載された発明とはいえず、また、甲２に記載された発明に基いて、または、甲２に記載された発明と甲１、３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲２に記載された発明とはいえず、また、甲２に記載された発明に基いて、または、甲２に記載された発明と甲１、３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由２（新規性、進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲２に記載された発明とはいえず、また、甲２に記載された発明に基いて、または、甲２に記載された発明と甲１、３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。
したがって、申立理由２（新規性、進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

３ 申立理由３（進歩性）について
（１）甲３の記載事項
甲３には、以下の記載がある。
なお、甲３の翻訳文は、申立人が提示した抄訳文が存在する箇所は該抄訳文を採用し、他の箇所は当審による。

ア 「Abstract: The present disclosure provides a method of preparing superalloy metals having a crystallographic texture controlled micro structure by electron beam melting.」（第１頁要約）
［翻訳文］
要約： 本開示は、電子ビーム溶解による結晶組織の制御された微細構造を有する超合金を製造する方法を提供する。

イ 「In certain embodiments, the process for the preparation of a superalloy metal according to the invention further comprises subjecting the superalloy metal, after processing, to heat treatment, hot isostatic pressing (HIP), or both. In embodiments where the after processing steps are performed the heat treatment and the hot isostatic pressing can be performed in any order.
In some embodiments, the processing step is performed by electron beam melting, electron beam solid freeform fabrication, epitaxial laser beam formation, laser engineered net shaping, spray forming, three-dimensional printing, shaped metal deposition, or metal inert gas welding. In particular embodiments, the processing step is performed by electron beam melting.」（第２頁第１４行〜第２２行）
［翻訳文］
ある実施形態において、本発明に係る超合金の調製プロセスは、処理後、超合金を、熱処理、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）又はその両方に供することを更に含む。処理後工程が行われる実施形態において、熱処理及び熱間静水圧プレスは、任意の順序で行うことができる。
幾つかの実施形態において、処理工程は、電子ビーム溶解、電子ビーム固体フリーフォーム製造、エピタキシャルレーザービーム成形、レーザー直接積層法、溶射成形、３Ｄプリンタ、成形金属蒸着又はミグ溶接によって行われる。特定の実施形態において、処理工程は、電子ビーム溶解によって行われる。

ウ 「In still other embodiments, the metal alloy powder composition comprises a powder of Inconel 718, Inconel 600, Inconel 625, Inconel X-750, or Inconel 100.
In a specific embodiment, the metal alloy powder composition comprises a powder of Inconel 718.」（第３頁第８行〜第１１行）
［翻訳文］
更に他の実施形態において、金属合金粉体組成物は、Inconel 718、Inconel 600、Inconel 625、Inconel X-750 又は Inconel 100 の粉体を含む。
特定の実施形態において、金属合金粉体組成物は、Inconel 718 の粉体を含む。

エ In certain embodiments, the process for the preparation of a superalloy metal according to the invention further comprises subjecting the superalloy metal, after processing, to heat treatment, hot isostatic pressing (HIP), or both. Such after processing steps provide increased control over the ultimate texture/micro structure as well as the ductility and creep resistance. In embodiments where the after processing steps are performed the heat treatment and the hot isostatic pressing can be performed in any order.
Such heat treatment can be performed using standard methods known in the art, for example, and without limitation, the methods of DeAntonio-ASM International, ASM Handbook,1991;or Harf(US4,676,846),each of which is incorporated herein by reference. In general, and without limitation, heat treatment is performed at 750-2500°F for about 15 minutes-3 hours. In certain embodiments, heat treatment is performed at 1000-2200°F, 1500-2000°F, or 1800-1900°F, for about 30 minutes-2 hours, about 45 minutes - 90 minutes, or about 1 hour.
Similarly, such hot isostatic pressing can be performed using standard methods known in the art, for example, and without limitation, the methods of ASTM A1080-12; ASTM A989/A989M-13;DeAntonio-ASM International, ASM Handbook,1991;Neil (U.S.4,952,353),or HT Larker, R Larker-Materials Science and Technology,1991,each of which is incorporated herein by reference. In general, and without limitation, hot isostatic pressing is performed at 500-2500°C and 5-25 ksi, for about 30 minutes - 8 hours. In certain embodiments, heat treatment is performed at 750-2000℃,1000-1500℃,or 1100-1200℃;and at 10-20ksi,12-17 ksi, or about 15ksi;for a about 1 hour-6 hours, about 3 hours-5 hours, or about 4 hours.（第１０頁第１行〜第２０行）
［翻訳文］
ある実施形態において、本発明に係る超合金の調製プロセスは、処理後、超合金を、熱処理、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）又はその両方に供することを更に含む。そのような処理後工程によって、最終的なテクスチャ／微細構造並びに延性及びクリープ抵抗に対する制御の増大が得られる。処理後工程が行われる実施形態において、熱処理及び熱間静水圧プレスは、任意の順序で行うことができる。
そのような熱処理は、当該技術分野において既知の標準的な方法、例えば、限定はされないが、それぞれ参照により本明細書に組み込まれる DeAntonio-ASM International ASM Handbook,1991又はHarf（米国特許第4,676,846号明細書）の方法を使用して行うことができる。一般に、且つこれに限定はされないが、熱処理は、７５０〜２５００°Ｆで、約１５分から３時間行われる。ある実施形態において、熱処理は、１０００〜２２００°Ｆ、１５００〜２０００°Ｆ又は１８００〜１９００°Ｆで、約３０分〜２時間、約４５分〜９０分又は約１時間行われる。
同様に、そのような熱間静水圧プレスは、当該技術分野において既知の標準的な方法、例えば、限定はされないが、それぞれ参照により本明細書に組み込まれる ASTM A1080-12;ASTM A989/A989M-13;DeAntonio-ASM International, ASM Handbook,199l;Neil（米国特許第4,952,353号明細書）又は HT Larker, R Larker-Materials Science and Technology,1991の方法を使用して行うことができる。一般に、且つ限定はされないが、熱間静水圧プレスは、５００〜２５００℃且つ５〜２５ｋｓｉで、約３０分〜８時間行われる。ある実施形態において、熱処理は、７５０〜２０００℃、１０００〜１５００°又は１１００〜１２００℃で且つ１０〜２０ｋｓｉ、１２〜１７ｋｓｉ又は約１５ｋｓｉで、約１時間〜６時間、約３時間〜５時間又は約４時間行われる。

オ Cylindrical IN718 rods(0.75”-dia x 4”long) were built layer by layer using IN 718 powders by electron beam melting on a heated stainless steel plate in vacuum.（第１４頁第１１行〜第１２行）
［翻訳文］
円筒状のIN718のロッド（直径０．７５”x 長さ４”)を、真空下、加熱したステンレス銅プレート上に、電子ビーム溶解によりＩＮ７１８粉体を用いて積層形成した。

カ Heat treatment of as-processed EBM IN 718 rods at 1900F/1hr＋standard IN 718 solution & precipitation heat treatment resulted in gradual reduction in texture and introduced grain coarsening with little delta phase being present as shown in Figure 10 (data collected on transverse section).（第１６頁第６行〜第９行）
［翻訳文］
処理後のＥＢＭ ＩＮ７１８ロッドを１９００Ｆ／１時間＋標準ＩＮ７１８溶体化＆析出熱処理で熱処理した結果、図１０（横断面で収集したデータ）に示すように、テクスチャの漸減及びデルタ相の少ない結晶粒粗大化の導入が得られた。

キ The as-processed EBM IN 718 rods were subjected to hot isostatic pressing (HIP) at 1163C(2125F)/15 ksi/4hr.In general, there is an overall reduction of porosity and considerable grain coarsening. The average grain size was larger than ASTM 1 as shown in Figure 12a and b. The hardness values for both transverse(planar) and longitudinal (axial) sections were the same〜30.5 RC.（第１６頁第１７行〜第２１行）
［翻訳文］
処理後のＥＢＭ ＩＮ７１８ロッドを、１１６３Ｃ（２１２５Ｆ）／１５ｋｓｉ／４時間で熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）に供した。概して、多孔性の全体的な減少及び相当な結晶粒粗大化がある。平均粒径は、図１２ａ及びｂに示すように、ＡＳＴＭ１よりも大きかった。横（平面）断面及び縦（軸方向）断面の硬度値は両方とも同じ約３０．５ＲＣだった。

ク 「Tensile tests were conducted on Hip'd and heat treated EBM 718 specimens at RT & 1200F (see tables A and Bbelow).

Table A: Tensile Properties of Hip'ed and Heat Treated EBM 718


* Hip'ed at 1163C(2125F)/15 ksi/4h＋Post HIP Heat treatment:
(a)Solution HT:1750±25F/1 hr−5min/＋15min suitable protective atmosphere(Ar, He, VAC),Air Cool or Faster
(b)Aging Precip HT:1325±25F/8 hr±24 min, suitable protective atmosphere (Ar, He, VAC), Furnace cool to 1150F＋1150±25F/8 hr±24 min, suitable protective atmosphere (Ar, He, VAC),Air Cool or Faster」（第１７頁第８行〜第１７行）
［翻訳文］
ＨＩＰ後（Ｈｉｐ’ｄ）且つ熱処理後のＥＢＭ ７１８試料に対して、ＲＴ＆１２００Ｆで引張試験を行った（以下の表Ａ及びＢを参照）

表Ａ：ＨＩＰ後（Ｈｉｐ’ｄ）且つ熱処理後のＥＢＭ７１８の引張特性

＊１１６３Ｃ（２１２５Ｆ）／１５ｋｓｉ／４ｈでＨｉｐ＋ＨＩＰ後熱処理：
（ａ）溶体化処理：１７５０±２５Ｆ／１ｈｒ−５ｍｉｎ／＋１５ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷
（ｂ）時効析出処理：１３２５±２５Ｆ／８ｈｒ±２４ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、１１５０Ｆまで炉冷＋１１５０±２５Ｆ／８ｈｒ±２４ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷

ケ 「Table B: Tensile Properties of Hip'ed and Heat Treated EBM 718


*Hip'ed at 1163C(2125F)/15 ksi/4h＋Post HIP Heat treatment:
(a)Solution HT:1750±25F/lhr−5min/＋15min suitable protective atmosphere(Ar, He, VAC),Air Cool or Faster
(b)Aging Precip HT: 1325±25F/8 hr±24 min, suitable protective atmosphere(Ar, He, VAC),Furnace cool to 1150F＋1150±25F/8 hr±24 min,suitable protective atmosphere(Ar, He, VAC),Air Cool or Faster」（第１８頁第１行〜第８行）
［翻訳文］
表Ｂ：ＨＩＰ後（Ｈｉｐ’ｅｄ）且つ熱処理後のＥＢＭ７１８の引張特性

＊１１６３Ｃ（２１２５Ｆ）／１５ｋｓｉ／４ｈでＨｉｐ＋ＨＩＰ後熱処理：
（ａ）溶体化処理：１７５０±２５Ｆ／１ｈｒ−５ｍｉｎ／＋１５ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷
（ｂ）時効析出処理：１３２５±２５Ｆ／８ｈｒ±２４ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、１１５０Ｆまで炉冷＋１１５０±２５Ｆ／８ｈｒ±２４ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷

コ 「1. A process for the preparation of a superalloy metal comprising the step of providing a metal alloy powder composition; providing a seed crystal; processing the metal alloy powder composition in the presence of the seed crystal to provide a superalloy metal having a highly textured or single crystal microstructure.」(第２０頁請求項１)
［翻訳文］
１．金属合金粉末を提供し；種結晶を提供し；種結晶の存在下に金属合金粉末を高度集合組織又は単結晶ミクロ構造の超合金金属となるよう処理する各ステップを備えた、超合金金属の製造方法。

（２）甲３に記載された発明
ア 甲３には、上記（１）アのように結晶組織が制御された上記（１）コの超合金金属の製造方法の具体例に相当するものとして、上記（１）オのIN718のロッドの形成方法が示されている。

イ また、甲３には、上記アのように製造された超合金金属を、上記（１）カのように熱処理したり、上記（１）キのように熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）に供したりすることが記載されており、また、上記（１）ク及びケに示す甲３の表Ａ及びＢに関する補足説明では、ＨＩＰ後に熱処理する場合のＨＩＰ及び熱処理に関する具体的な条件が示されている。
なお、甲３に温度を表す単位として記載の「Ｃ」及び「Ｆ」は、それぞれ「℃」及び「°Ｆ」を意味すると解され、本来あるべき正しい温度の単位表記となっていないため、以後そのように読み替える。

ウ そうすると、甲３には、以下の発明（以下、「甲３発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲３発明＞
「以下、（ア）〜（エ）の工程を順に行うことによる超合金金属の製造方法。
（ア）円筒状のＩＮ７１８のロッド（直径０．７５”x 長さ４”)を、真空下、加熱したステンレス銅プレート上に、電子ビーム溶解によりＩＮ７１８粉体を用いて積層形成する工程。
（イ）１１６３℃（２１２５°Ｆ）／１５ｋｓｉ／４ｈという条件で熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）に供する工程。
（ウ）１７５０±２５°Ｆ／１ｈｒ−５ｍｉｎ／＋１５ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷という条件で溶体化処理する工程。
（エ）１３２５±２５°Ｆ／８ｈｒ±２４ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、１１５０°Ｆまで炉冷という条件と、１１５０±２５°Ｆ／８ｈｒ±２４ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷との条件で時効析出処理する工程。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲３発明とを対比する。
（ア）甲３発明の（ア）の工程の「ＩＮ７１８」及び「円筒状のＩＮ７１８のロッド」は、それぞれ本件発明１の「Ｎｉ基合金」及び「金属部材」に相当する。そして、甲３発明の「円筒状のＩＮ７１８のロッド（直径０．７５”x 長さ４”)を、真空下、加熱したステンレス銅プレート上に、電子ビーム溶解によりＩＮ７１８粉体を用いて積層形成する」（ア）の工程は、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（イ）甲３発明の（ウ）の工程で溶体化処理が行われる「適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）」は、本件発明１で溶体化処理が行われる雰囲気と、少なくとも「真空雰囲気」が選択可能な点において共通する。

（ウ）甲３発明の（エ）の工程の「時効析出処理」は、本件発明１の「析出硬化処理」に相当する。また、当該時効析出処理が行われる「１３２５±２５°Ｆ」及び「１１５０±２５°Ｆ」は、それぞれ「７１８±１４℃」及び「６２１±１４℃」に相当するから、これらの温度での熱処理は、いずれも本件発明１の「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理」に相当する。そして、甲３発明の（エ）の工程は、本件発明１の「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」としての「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」に相当する。

（エ）また、本件発明１の「金属部材の製造方法」の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」と、「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを「具備」する旨の特定は、上記した３工程以外の工程をも別途含むことを許容すると解せるから、たとえ甲３発明に、本件発明１で特定される工程には対応しないプロセスが含まれていたとしても、そのことを以て、両者の相違点とすることはできない。

（オ）以上によれば、本件発明１と甲３発明とは、
＜一致点３＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して真空雰囲気で溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備し、
前記析出硬化処理を行う工程は、
６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程を含む
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点７＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲３発明は、（ウ）の工程として、１７５０±２５°Ｆ／１ｈｒ−５ｍｉｎ／＋１５ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷という条件で溶体化処理する工程は備えるものの、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点８＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲３発明には、溶体化処理における熱処理温度について、そのような制限は特定されていない点。

イ 相違点の検討
相違点７について検討する。
（ア）相違点７が実質的な相違点であることについて
ａ 甲３発明の溶体化処理の熱処理温度について
（ａ）甲３発明のロッドの製造に用いられる「ＩＮ７１８」の固相線温度は、上記１（３）イ（ア）ａで検討したのと同様に１２６０℃であるから、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」に関する「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応した温度範囲が、「１１６０℃以上、１２１０℃以下」と推定される。
（ｂ）これに対し、甲３発明の（ウ）の工程の溶体化処理の熱処理温度は「１７５０±２５°Ｆ」で、これは「９５４±１４℃」に相当しており、上記（ａ）を踏まえると、甲３発明の（ウ）の工程の溶体化処理の熱処理温度「１７５０°±２５°Ｆ」は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に相当するものではない。

ｂ 小括
以上によれば、相違点７は実質的な相違点である。

（イ）相違点７の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点７に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１において、相違点７は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点７に係る発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同じ技術的意味を有する。

ｂ 甲１〜６、及び８〜１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１〜６、及び８〜１６の記載（なお、このうち甲４、５、６、及び８の記載事項は、それぞれ以下の４（１）、５（１）、６（１）、及び８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａで参酌した上記１（３）イ（イ）ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点７の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点７が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような相違点７に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１〜６、及び８〜１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲３発明の「１７５０±２５°Ｆ／１ｈｒ−５ｍｉｎ／＋１５ｍｉｎ、適切な保護雰囲気（Ａｒ、Ｈｅ、真空）、空冷又はより急冷という条件」による「溶体化処理」を相違点７の条件を満たすように条件変更して実行することは、甲１〜６、及び８〜１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点７は、甲３に記載された発明に基いて、または、甲３に記載された発明と甲１、２、４〜６、及び８〜１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点８について検討するまでもなく、本件発明１は、甲３に記載された発明に基いて、または、甲３に記載された発明と甲１、２、４〜６、及び８〜１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が、甲３に記載された発明に基いて、または、甲３に記載された発明と甲１、２、４〜６、及び８〜１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲３に記載された発明に基いて、または、甲３に記載された発明と甲１、２、４〜６、及び８〜１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由３（進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲３に記載された発明に基いて、または、甲３に記載された発明と甲１、２、４〜６、及び８〜１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。
したがって、申立理由３（進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

４ 申立理由４（進歩性）について
（１）甲４の記載事項
甲４には、以下の記載がある。
なお、甲４の翻訳文は、申立人が提示した抄訳文が存在する箇所は該抄訳文を採用し、他の箇所は当審による。

ア 「The present invention relates to a method for nickel-based alloy manufacturing with post heat-treatment to increase the mean grain size within the alloy of fine-grained structure comprising second-phase particles. The present invention relates further to a component manufactured using the method, particularly a component within a turbine.」（第１頁第６行〜第１１行）
［翻訳文］
本発明は、第二相粒子を含む微細粒子構造の合金内の平均粒径を増加する後熱処理を伴うニッケル基合金製造方法に関する。本発明は、更に、本方法を用いて製造した部品、特に、タービン内の部品に関する。

イ 「An example for a superalloy is the Alloy 718, which is one of the most widely used nickel-based superalloys. The mechanical properties of Ni-based superalloys are very much depending on grain size of the fee gamma (γ) phase matrix. Life time and creep resistance increase with grain size. On the other hand, excessively large grains lower the tensile strength. In superalloys an equilibrium balance should be kept in order to achieve superior mechanical performance at elevated temperatures.」（第１頁第２０行〜第２８行）
［翻訳文］
超合金の例として 最も広く使用されているニッケル基超合金の１つであるＡｌｌｏｙ７１８が挙げられる。ニッケル基超合金の機械特性は、面心立方ガンマ（γ）相マトリックスの粒径に大きく依存する。粒径に伴い、寿命と耐クリープ性が向上する。一方、粒子が大きすぎると、引張強度が低下する。超合金では、高温で優れた機械的性能を達成するために、平衡バランスを維持する必要がある。

ウ 「Recently, a variety of additive-layer manufacturing technologies employing electron and laser beam melting of metal powder precursors have been described. They have demonstrated novel prospects for developing complex and multifunctional components with applications in biomedical, aerospace, and automotive areas. More homogeneous microstructures suitable for high-temperature applications have been obtained by powder metallurgy, as for example described in D. Furrer and H. Fecht, ▼"▲Ni-based superalloys for turbine disks", JOM 51 (1999), 14-17.

However, compared to conventionally produced Ni-base superalloys for example in cast and wrought form, additive layer manufacturing can result in more fine-grained microstructures which are less advantageous in terms of fatigue and creep- rupture properties.」（第２頁第１行〜第１６行）
（当審注：甲４の記載事項とした「▼"▲」は、「"」を上下左右反転させた表記の記号を意味する。）

［翻訳文］
近年、電子ビームおよびレーザービームによる金属粉末前駆体の溶融を採用する様々な積層造形技術が提案されている。これらにより、生物医学、航空宇宙、および自動車分野での応用を伴う複雑で多機能な部品を開発するための新しい展望が示されてきた。例えば、 D.Furrer および H.Fecht 著、「タービンディスク用のＮｉ基超合金」、JOM51(1999)、14〜17頁に記載されているように、高温用途に適したより均質な微細構造が粉末冶金によって得られている。
しかしながら、例えば従来の鋳造および鍛造形態で製造されたＮｉ基超合金と比較して、積層造形製造は、疲労およびクリープ破裂特性に関しあまり有利ではない、より微細な粒子構造をもたらし得る。

エ 「In order to improve fatigue crack growth resistance and mechanical properties at elevated temperatures, these alloys are then heat treated above their γ' solvus temperatures. This is generally referred to as a super-solvus heat treatment, to cause uniform coarsening of the grains.」（第２頁第２５〜３０行）
［翻訳文］
高温での疲労亀裂成長耐性および機械的特性を改善するために、これらの合金は、次いで、それらのγ'ソルバス温度より高い温度で熱処理される。これは、一般に、粒子の均一な粗大化を引き起こすためのスーパーソルバス熱処理と呼ばれる。

オ 「A method for nickel-based alloy manufacturing according to the present invention comprises a post heat-treatment to increase the mean grain size D within the alloy of fine-grained structure with second-phase particles. The second-phase particles can be for example carbon and/or boron containing compounds accumulated at the grain boundaries. An annealing step is comprised for a defined period of time t anneal, in hours respectively h, at a temperature T in the range of more than 1000℃.

During the post-heat treatment in form of annealing the second-phase particles are dissolved, particularly totally in the material matrix. Metal carbides and/or borides, particularly accumulated at the grain boundaries are dissolved at temperatures higher than 1000°C. The reduction and/or total solving of precipitates from the grain boundaries enables a grain size growth above a limiting grain size value DL, which exists in the presence of pinning second-phase particles.」（第４頁第１９行〜第３６行）
［翻訳文］
本発明に係るニッケル基合金の製造方法は、第二相粒子を含む微細粒子構造の合金内の平均粒径Ｄを増大する後熱処理を含む。第二相粒子は、例えば、粒界に蓄積された炭素および／またはホウ素含有化合物であり得る。アニーリングステップは、それぞれ時間単位ｈで定義された時間ｔａｎｎｅａｌと、１０００℃を超える範囲の温度Ｔとにより構成される。
アニーリングの形態での後熱処理中に、第二相粒子は材料マトリックスに特に完全に溶解する。特に粒界に蓄積された金属炭化物および／またはホウ化物は、１０００℃を超える温度で溶解する。粒界からの析出物の減少および／または完全な溶解により、ピン止めする第二相粒子の存在下で存在する限界粒径値ＤＬを超える粒径成長が可能となる。

カ 「The temperature T during the annealing step can be in the range of 1140℃ to 1150℃. With a temperature T below 1000℃ metal carbides and/or borides are not dissolved. Very high temperatures T, for example above 1200℃ lead to an increase of grain size to values, where the material shows a strongly reduced tensile strength.

The nickel-based alloy can be a gamma double prime (γ'') precipitation-hardened nickel-base superalloy, particularly Alloy 718. This kind of alloy is widely used in components requiring high mechanical strength at high temperatures.」（第５頁第１０行〜第２０行）
［翻訳文］
アニーリングステップ中の温度Ｔは、１１４０℃〜１１５０℃の範囲であってよい。１０００℃未満の温度Ｔでは、金属炭化物および／またはホウ化物は溶解しない。非常に高い温度Ｔ、例えば１２００℃を超えると、粒径が材料の引張強度が大幅に低下する値まで増大する。
ニッケル基合金は、ガンマダブルプライム(γ'')析出硬化ニッケル基超合金、特にＡｌｌｏｙ７１８でよい。この種の合金は、高温で高機械的強度を必要とする部品に広く使用されている。

キ 「The post-heat treatment according to the present invention can further facilitate a rapid relief of internal stresses, induced during additive manufacturing.

Nickel-base superalloys can contain 15 to 20% Fe, 17 to 20% Cr, 4.75 to 5.5% Nb, 2.8 to 3.3% Mo, 0.65 to 1.15% Ti, up to 0.6% Al, up to 0.05% C, up to 0.006% B, up to 0.015% P, the balance being nickel. Other compositions and components are possible too. The nickel-base superalloys can be produced for example by additive manufacturing techniques, e.g. selective laser melting or electron beam melting.

The nickel-base superalloys are used i.a. as material to produce components of arrangements like turbines, such as gas turbines, other engines and parts of heavy duty equipment. The process for improving the mechanical properties, such as fatigue and creep-rupture resistance, includes heat treatment of as-fabricated components in the temperature range 1140℃ to 1150℃ for 3 hours or more, so as to enable grain growth in the presence of inert second-phase particles up to a desired size range. The component can be then subjected to a two-step aging at temperatures of 719℃ and 621℃, respectively, and finally air cooled to room temperature.」（第９頁第８行〜第３０行）
［翻訳文］
本発明に係る後熱処理は、積層造形中に誘発される内部応力の迅速な緩和を更に助長することができる。
ニッケル基超合金は、１５〜２０％のＦｅ、１７〜２０％のＣｒ、４．７５〜５．５％のＮｂ、２．８〜３．３％のＭｏ、０．６５〜１．１５％のＴｉ、最大０．６％のＡｌ、最大０．０５％のＣ、最大０．００６％のＢ、最大０．０１５％のＰを含み、その残部はニッケルである。他の組成物および成分も可能である。ニッケル基超合金は、例えば、選択的レーザー溶融または電子ビーム溶融といった積層造形技術によって製造することができる。
ニッケル基超合金は、ガスタービンなどのタービン、その他のエンジン、及び、重機のパーツのような装置の部品を製造するための材料として使用される。耐疲労性や耐クリープ性などの機械的特性を改善するための加工には、製造したままの部品の熱処理を、不活性な第二相粒子の存在下において粒子の成長を所望のサイズ範囲まで可能とするように１１４０℃〜１１５０℃の温度範囲で３時間以上することが含まれる。次に、部品を、それぞれ７１９℃と６２１℃の温度で２ステップの時効処理にかけ、最後に室温まで空冷する。

ク 「1. Method for nickel-based alloy manufacturing with post heat-treatment to increase the mean grain size D within the alloy of fine-grained structure comprising second-phase precipitates, characterized in that an annealing step is comprised for a defined period of time tanneal at a temperature T in the range of more than 1000℃」（第１２頁 請求項１）
［翻訳文］
１．第２相析出物を含む微細結晶粒構造の合金内の平均結晶粒径Ｄを増加させるための後熱処理を伴うニッケル基合金の製造方法であって、１０００℃を超える範囲の温度Ｔで所定の時間tanneal行うアニーリングステップが含まれることを特徴とする方法。

ケ 「3. Method according to any one of claims 1 or 2, characterized in that the temperature T during the annealing step is substantially in the range of 1140℃ to 1150℃.」（第１２頁 請求項３）
［翻訳文］
３．アニーリングステップ中の温度Ｔが実質的に１１４０℃〜１１５０℃の範囲であることを特徴とする、請求項１または２に記載の方法。

コ 「4. Method according to any one of claims 1 to 3, characterized in that the nickel-based alloy is a gamma double prime (γ”) precipitation-hardened nickel-base superalloy, particularly Alloy 718.」（第１２頁 請求項４）
［翻訳文］
４．前記ニッケル基合金が、ガンマダブルプライム(γ”)析出硬化ニッケル基超合金、特に合金７１８であることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか一項に記載の方法。

サ 「5. Method according to any one of claims 1 to 4, characterized in that the nickel based alloy is produced by additive layer manufacturing technologies, particularly selective laser beam melting.」（第１２頁 請求項５）
［翻訳文］
５．ニッケル基合金が、積層造形技術、特に選択的レーザービーム溶融によって製造されることを特徴とする、請求項１〜４のいずれか一項に記載の方法。

（２）甲４に記載された発明
ア 上記（１）ア、エ、オ、カ及びキによると、甲４には、選択的レーザー溶融または電子ビーム溶融といった積層造形技術によって製造する部品のニッケル基超合金に関し、１０００℃を超える範囲の温度Ｔでアニーリングステップを実施することにより、粒界に蓄積される炭素および／またはホウ素含有化合物のようなピン止めにより限界粒径値を定める第二相粒子を材料マトリックスに溶解させることで、限界粒径値を超える粒径成長を可能とし、高温での疲労亀裂成長耐性および機械的特性を改善する発明が開示されていると認められる。

イ また、上記（１）イによると、ニッケル基超合金について、最も広く使用されている１つとして「Ａｌｌｏｙ７１８」が挙げられている。

ウ また、上記（１）キによれば、甲４には、以下の順に行われるニッケル基超合金の部品製造に関わる各工程が開示されているとも認められる。
「（ア）ニッケル基超合金の部品を、選択的レーザー溶融または電子ビーム溶融といった積層造形技術によって製造する工程。
（イ）不活性な第二相粒子の存在下において粒子の成長を所望のサイズ範囲まで可能とするように１１４０℃〜１１５０℃の温度範囲で３時間以上、部品を熱処理する工程。
（ウ）部品をそれぞれ７１９℃と６２１℃の温度で２ステップの時効処理にかけ、最後に室温まで空冷する工程。

エ そうすると、甲４には、以下の発明（以下、「甲４発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲４発明＞
「以下、（ア）〜（ウ）の工程を順に行うことによるＡｌｌｏｙ７１８の部品の製造方法。
（ア）Ａｌｌｏｙ７１８の部品を、選択的レーザー溶融または電子ビーム溶融といった積層造形技術によって製造する工程。
（イ）不活性な第二相粒子の存在下において粒子の成長を所望のサイズ範囲まで可能とするように１１４０℃〜１１５０℃の温度範囲で３時間以上、部品を熱処理する工程。
（ウ）部品をそれぞれ７１９℃と６２１℃の温度で２ステップの時効処理にかけ、最後に室温まで空冷する工程。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲４発明とを対比する。
（ア）甲４発明の（ア）の工程の「Ａｌｌｏｙ７１８」、「Ａｌｌｏｙ７１８の部品」及び「選択的レーザー溶融または電子ビーム溶融といった積層造形技術」は、それぞれ本件発明１の「Ｎｉ基合金」、「金属部材」及び「アディティブ・マニュファクチャリング」に相当する。そして、甲４発明の「Ａｌｌｏｙ７１８の部品を、選択的レーザー溶融または電子ビーム溶融といった積層造形技術によって製造する」（ア）の工程は、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（イ）甲４発明の（イ）の工程の熱処理は、上記（１）オに説明されるとおり、粒界に蓄積された炭素および／またはホウ素含有化合物のような第二相粒子を材料マトリックスに溶解させ、粒径成長するためのものであるから、本件発明１の「溶体化処理」に相当する。

（ウ）甲４発明の（ウ）の工程の「時効処理」は、本件発明１の「析出硬化処理」に相当する。また、当該時効処理が行われる「７１９℃」及び「６２１℃」は、いずれも本件発明１の析出硬化処理が行われる「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲」のものに相当する。そして、甲４発明の「部品をそれぞれ７１９℃と６２１℃の温度で２ステップの時効処理にかけ、最後に室温まで空冷する」（ウ）の工程は、本件発明１の「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」としての「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」に相当する。

（エ）以上によれば、本件発明１と甲４発明とは、
＜一致点４＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備し、
前記析出硬化処理を行う工程は、
６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程を含む
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点９＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲４発明は、（イ）の工程として、１１４０℃から１１５０℃の温度範囲で３時間以上との条件により、溶体化処理相当の熱処理を行う工程は備えているものの、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点１０＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲４発明には、溶体化処理相当の熱処理温度について、そのような制限は特定されていない点。

＜相違点１１＞
本件発明１は、溶体化処理を「常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気」で行うものであるのに対し、甲４発明は、溶体化処理相当の熱処理について、どのような雰囲気で行うとも特定されていない点。

イ 相違点の検討
相違点９について検討する。
（ア）相違点９が実質的な相違点であることについて
ａ 甲４発明における溶体化処理相当の熱処理温度について
（ａ）甲４発明の部品製造に用いられる「Ａｌｌｏｙ７１８」の組成は、たとえば、特表２０１３−５１８７２６号公報の【００６８】の表２に、「Ａｌｌｏｙ７１８」の公称化学的仕様（当審注：かかる表２中、Ｔｉに関する「％ ｗ／ ｗ．最大」欄の「１ １５」なる表記は、正しくは「１．１５」と表記すべきものと解される。）として、
「

」
と示されるような組成であることが知られている。
（ｂ）その一方、本件明細書【００２３】において、「規格で定められたインコネル７１８の化学組成を示す表である」ことが補足説明される本件図面【図２】には、
「

」
との組成が開示されている。
（ｃ）そして、上記（ａ）の「Ａｌｌｏｙ７１８」と上記（ｂ）の「インコネル７１８」とは、化学組成の範囲が一致していることから、甲４発明の「Ａｌｌｏｙ７１８」は、本件発明１の「Ｎｉ基合金」の具体例として本件明細書に記載された「インコネル７１８」に相当するものと考えられる。
（ｄ）そうすると、甲４発明の部品製造に用いられる「インコネル７１８」の固相線温度は、上記１（３）イ（ア）ａで検討したのと同様に１２６０℃であるから、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応する温度範囲が、「１１６０℃以上、１２１０℃以下」と推定される。
（ｅ）そして、上記（ｄ）を踏まえると、甲４発明の（イ）の工程の溶体化処理相当の熱処理温度（１１４０℃〜１１５０℃）は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１６０℃以上、１２１０℃以下と推定）に相当するものではない。

ｂ 小括
以上によれば、相違点９は実質的な相違点である。

（イ）相違点９の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点９に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１において、相違点９は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点９に係る発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同じ技術的意味を有する。

ｂ 甲１〜４、８、及び１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１〜４、８、及び１６の記載（なお、このうち甲８の記載事項は、それぞれ以下の８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａで参酌した上記１（３）イ（イ）ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点９の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点９が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような相違点９に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１〜３、８、及び１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲４発明の「１１４０℃から１１５０℃の温度範囲で３時間以上」との条件による溶体化処理相当の熱処理を相違点９の条件を満たすように条件変更して実行することは、甲１〜４、８、及び１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点９は、甲４に記載された発明に基いて、または、甲４に記載された発明と甲１〜３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点１０及び１１について検討するまでもなく、本件発明１は、甲４に記載された発明に基いて、または、甲４に記載された発明と甲１〜３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が、甲４に記載された発明に基いて、または、甲４に記載された発明と甲１〜３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲４に記載された発明に基いて、または、甲４に記載された発明と甲１〜３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由４（進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲４に記載された発明に基いて、または、甲４に記載された発明と甲１〜３、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。
したがって、申立理由４（進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

５ 申立理由５（進歩性）について
（１）甲５の記載事項
甲５には、以下の記載がある。
なお、甲５の翻訳文は、申立人が提示した抄訳文が存在する箇所は該抄訳文を採用し、他の箇所は当審による。

ア 「Abstract
Significant contributions have been made in recent years to the development of Additive Manufacturing (AM) technology. Improvements in laser and electron beam-based AM equipment using powder injection, powder bed or wire feed systems have benefited from advances in software programs to convert complex CAD models into Digitally Manufactured parts. Wider acceptance of AM technology in, for example the aerospace industry, is driven by meeting stringent quality, schedule and cost requirements. These factors, in addition to the specific property requirements and level of part-family complexity, strongly influence the selection of the appropriate Additive Manufacturing process. This presentation will briefly review some of the factors and criteria that must be addressed to transition an "AM opportunity" into a viable business case.」（第４５５頁 要約）
［翻訳文］
要約
近年、アディティブ・マニュファクチャリング（ＡＭ）技術の開発に著しい貢献がなされている。粉末噴射、粉末床またはワイヤ供給システムを使用するレーザー及び電子ビームベースのＡＭ装置の改善は、複雑なＣＡＤモデルをデジタル製造部品に変換するソフトウェアプログラムの進歩から恩恵を受けてきた。例えば、航空宇宙産業におけるＡＭ技術のより広範な受け入れは、厳しい品質、スケジュール及びコスト要件を満たすことによって推進される。これらの要因は、特定の特性要件及び部品群の複雑さのレベルに加えて、適切なアディティブ・マニュファクチャリングプロセスの選択に強く影響する。この発表は、「ＡＭ機会」を実用化するために対処しなければならない要素及び基準のいくつかについて、簡単な調査を行うものである。

イ 「Experimental Methods and Results
There is a plethora of possible AM processes, materials, part quality standards and design property requirements. Hence, the down-selection methodology to transition an "AM opportunity" into a viable business case needs to be discerning in coverage and cost effective. The metallurgical approach taken as part of the present work methodology was to define a standard shape, which could be manufactured by each AM process under consideration. The material of choice was INCONEL alloy 718, although 625 and Cobased alloys have also been evaluated. The standard shape was a 3.15 inch (80mm)-sided cube, which enabled X (run), Y (traverse), Z (build) and Z-interface orientations to be characterized and compared using ASTM approved specimens. The AM alloy 718 cubes from each process were evaluated for:
l. Microstructure and quality (porosity, inclusions etc.),
2. Mechanical properties (monotonic and time-dependent)
3. Shape-forming capability (surface finish and freeform fabrication).

Four relatively mature AM processes, were evaluated to down-select a suitable process that met structure/property/shape-forming and business case criteria for a given part family. The AM processes included Electron Beam Wire (Metal) Deposition (EBWD), Direct Metal Laser Sintering (DMLS), Laser Powder Deposition (LPD) and Gas Metal Arc Welding (GMAW). The EBWD process was evaluated in more detail and established (i) a methodology that was then adopted for the other AM processes, and (ii) a property data-base by which the other processes could be compared.」（第４５６頁第１行〜第２２行）
［翻訳文］
実験方法と結果
考えられるＡＭプロセス、材料、部品品質基準、および設計特性要件は多数存在する。したがって、「ＡＭの機会」を実用化するために選択肢を絞る方法論は、カバレッジと費用効果において慎重に検討する必要がある。現在の作業方法論の一部として採用された冶金学的アプローチは、検討中の各ＡＭプロセスで製造できる標準形状を定義することであった。選択した材料はインコネル合金７１８であったが、６２５およびＣｏ基合金も評価した。標準形状は、各辺３．１５インチ（８０ｍｍ）の立方体で、ＡＳＴＭに準じた試験片を使用して、Ｘ（ラン）、Ｙ（トラバース）、Ｚ（ビルド）、およびＺインターフェイスの方向を特徴付けて比較することを可能とした。各プロセスのＡＭ合金７１８立方体は、以下の点で評価された。
1．微細構造と品質（気孔率、介在物など）、
2．機械的特性（モノトニックおよび時間依存）
3．形状形成能力（表面仕上げおよびフリーフォーム製造）
４つのＡＭプロセスを評価して、特定の部品ファミリの構造／特性／形状形成およびビジネスケースの基準を満たす適切なプロセスを選択（ダウンセレクト）した。ＡＭプロセスには、電子ビームワイヤ（金属）蒸着(EBWD: Electron Beam Wire Deposition)、直接金属レーザー焼結(DMLS:Direct Metal Laser Sintering)、レーザー粉末蒸着（LPD:Laser Powder Deposition）、およびガス金属アーク溶接(GMAW:Gas Metal Arc Welding)が含まれていた。ＥＢＷＤプロセスはより詳細に評価され、（ｉ）その後に他のＡＭプロセスに採用された方法論、および（ｉｉ）他のプロセスが比較できる特性データベースが確立された。

ウ 「Precipitation hardenable alloy 718, similar to the solid solution alloy 625, shows the same temperature effect on grain shape during recrystallization. But, when as-sintered DMLS- 718 is given the conventional solution heat treatment (SHT) at 1750°F/1h, followed by the standard AMS 5663 precipitation (aging) heat treatment (1325°F/8h＋1150°F/8h); the microstructural complexity is revealed, (Figure 12a), and is ostensibly reminiscent of a worked product. Re-solutioning as-sintered solid alloy at higher temperatures, then rapid cooling, produces equiaxed grains. Figure 12(b) shows an equiaxed, twinned microstructure (ASTM〜5) given a "homogenization" heat treatment. Homogenization of conventional (cast) alloy 718 is typically performed at 2000°F/1h to dissolve Laves phase. Surprisingly, insufficient recrystallization was observed even at l 950-2000°F. So 2100°F/1h was adopted in the present work simply to compare with alloy 625 shown in Figure 10(c); recognizing that delta phase also re-solutions above its solvus (〜l850°F) When given the full “homogenization＋Solution Treat and Age (STA),” the more detailed microstructure shown in Figure 12(c), was developed.」（第４６３頁第３３行〜第４６４頁第１５行）
［翻訳文］
固溶強化合金６２５と同様の析出硬化合金７１８は、再結晶中の粒子形状に対して同じ温度効果を示す。しかし、焼結ままのＤＭＬＳ７１８に１７５０°Ｆ／１時間で従来の溶体化熱処理(SHT:Solution Heat Treatment) を施した後、標準のＡＭＳ５６６３の析出（時効）熱処理（１３２５°Ｆ／８時間＋１１５０°Ｆ／８時間）を行うと、微細構造の複雑さが明らかになり（図１２ａ）、表面上は加工製品とよく似た状態となる。焼結ままの固体合金を高温で再溶解し、次に急冷すると、等軸結晶粒が生成される。図１２（ｂ）は、「均質化」熱処理を施した等軸双晶微細構造（ＡＳＴＭ〜５）を示す。従来の（鋳造）合金７１８の均質化は、通常、ラーベス相を溶解するために２０００°Ｆ／１時間で行われる。驚いたことに、１９５０〜２０００°Ｆでも不十分な再結晶が観察された。そのため、図１０（ｃ）に示す合金６２５と単に比較するために、本研究では２１００°Ｆ／１時間を採用し、デルタ相もそのソルバス(〜１８５０°Ｆ)を超えると再溶解することを認識した。完全な「均質化＋溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）を与えると、図１２（ｃ）に示すより細かな微細構造が生成した。

エ 「

Figure 12. Effect of Stress Relief/SHT temperature+/- STA on recrystallization response of as-sintered DMLS-718; (a) 1750°F/1h＋STA, (b) 2100°F/1h SHT and (c) 2100°F/1h＋STA.」（第４６４頁 図１２の説明）
［翻訳文］
図１２．焼結ままのＤＭＬＳ−７１８の再結晶応答に対する応力除去／ＳＨＴ温度十／−ＳＴＡの影響。（ａ）１７５０°Ｆ／１時間＋ＳＴＡ、（ｂ）２１００°Ｆ／１時間ＳＨＴ、および（ｃ）２１００°Ｆ／１時間十ＳＴＡ。

（２）甲５に記載された発明
ア 上記（１）アより、甲５は、アディティブ・マニュファクチャリング（ＡＭ）技術の実用化のため対処しなければならない要素及び基準についての調査結果を開示する文献と解される。

イ また、上記（１）イには、材料として「インコネル合金７１８」を選択した「試験片」を形成するアディティブ・マニュファクチャリング（ＡＭ）の一手法として「直接金属レーザー焼結(DMLS:Direct Metal Laser Sintering)」が挙げられていることも踏まえると、上記（１）ウにおける「焼結ままのＤＭＬＳ７１８」（当審注：ここでは、申立人が提示した抄訳文の表現どおりに記載をしているが、正確には、上記（１）エのように「ＤＭＬＳ−７１８」と訳すべきものと考えられる。）は、図１２に関し上記（１）エで説明される（ａ）〜（ｃ）対応の各処理が行われる対象物であって、直接金属レーザー焼結によりインコネル合金７１８を焼結させたままの状態のものを指していると認められる。

ウ そして、上記ア及びイの検討内容を踏まえつつ、さらに、上記（１）ウ及びエの、特に図１２（ｃ）に関する処理工程に着目すると、甲５には、以下の順に行われるインコネル合金７１８の試験片の製造に関する各工程が開示されていると認められる。
（ア）アディティブ・マニュファクチャリングとしての直接金属レーザー焼結によりインコネル合金７１８を焼結する工程。
（イ）２１００°Ｆ、１時間の条件で均質化熱処理を行う工程。
（ウ）溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）を行う工程。

エ そうすると、甲５には、以下の発明（以下、「甲５発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲５発明＞
「以下、（ア）〜（ウ）の工程を順に行うことによるインコネル合金７１８の試験片の製造方法。
（ア）アディティブ・マニュファクチャリングとしての直接金属レーザー焼結によりインコネル合金７１８を焼結する工程。
（イ）２１００°Ｆ、１時間の条件で均質化熱処理を行う工程。
（ウ）溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）を行う工程。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲５発明とを対比する。
（ア）甲５発明の（ア）の工程の「インコネル合金７１８」は、本件発明１の「Ｎｉ基合金」に相当する。そして、甲５発明のように「アディティブ・マニュファクチャリングとしての直接金属レーザー焼結によりインコネル合金７１８を焼結する」（ア）の工程は、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（イ）甲５発明の（ウ）の工程の「時効処理」は、本件発明１の「析出硬化処理」に相当しており、甲５発明の「溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）を行う工程」は、本件発明１と同様に「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを具備するものと解される。

（ウ）また、本件発明１の「金属部材の製造方法」の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」と、「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを「具備」する旨の特定は、上記した３工程以外の工程をも別途含むことを許容すると解せるから、たとえ甲５発明に、本件発明１で特定される工程には対応しないプロセスが含まれていたとしても、そのことを以て、両者の相違点とすることはできない。

（オ）以上によれば、本件発明１と甲５発明とは、
＜一致点５＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備する
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点１２＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲５発明には、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点１３＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲５発明には、そのような溶体化処理における熱処理温度の制限が特定されていない点。

＜相違点１４＞
本件発明１は、溶体化処理を「常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気」で行うものであるのに対し、甲５発明は、溶体化処理相当の熱処理について、どのような雰囲気で行うとも特定されていない点。

＜相違点１５＞
本件発明１の「析出硬化処理を行う工程」は、「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲５発明には、本件発明１のような温度範囲で時効処理を行うことは開示されていない点。

イ 相違点の検討
（ア）甲５発明の（ウ）の工程の熱処理条件について
具体的な相違点の検討に入る前に、甲５発明の（ウ）の工程の「溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）」について検討しておく。
ａ 上記（１）ウには、図１２（ｃ）に関する処理工程の説明の前に、図１２（ｃ）との比較対象としての図１２（ａ）に関する処理工程として、「焼結ままのＤＭＬＳ７１８に１７５０°Ｆ／１時間で従来の溶体化熱処理(SHT:Solution Heat Treatment) を施した後、標準のＡＭＳ５６６３の析出（時効）熱処理（１３２５°Ｆ／８時間＋１１５０°Ｆ／８時間）を行う」との説明がなされている。

ｂ そして、上記（１）ウの図１２（ｃ）に関する処理工程の説明にある甲５発明の（ウ）の工程の「溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）」も、上記ａの従来の溶体化熱処理及び析出（時効）熱処理の条件、すなわち、それぞれ「１７５０°Ｆ／１時間」及び「１３２５°Ｆ／８時間＋１１５０°Ｆ／８時間」との熱処理条件で行われる、と解する余地がある。

（イ）相違点１２が実質的な相違点であることについて
上記（ア）ｂのとおり、甲５発明の（ウ）の工程に関し、甲５の記載は、溶体化処理が「１７５０°Ｆ／１時間」及び時効処理が「１３２５°Ｆ／８時間＋１１５０°Ｆ／８時間」なる熱処理条件で行われる意図に解せると仮定した場合の相違点１２について検討する。

ａ 甲５発明の溶体化処理及び時効処理の熱処理温度について
（ａ）甲５発明の（ウ）の工程について、溶体化処理の「１７５０°Ｆ／１時間」及び時効処理の「１３２５°Ｆ／８時間＋１１５０°Ｆ／８時間」との熱処理条件において、「１７５０°Ｆ」、「１３２５°Ｆ」及び「１１５０°Ｆ」は、それぞれ「９５４℃」、「７１８℃」及び「６２１℃」と換算できる。
（ｂ）また、甲５発明の試験片に用いられる「インコネル合金７１８」は、本件明細書【００１９】において「固相線温度が１２６０℃」と説明される「インコネル７１８」に相当するから、上記１（３）イ（ア）ａで検討したのと同様、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」に関する「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応した温度範囲が、「１１６０℃以上、１２１０℃以下」と推定される。
（ｃ）そうすると、甲５発明の（ウ）の工程の「溶体化処理および時効処理（STA:Solution Treat and Age）」のうち、時効処理の熱処理温度（７１８℃及び６２１℃に相当）は、本件発明１の析出硬化処理に関する「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲」に相当するものの、上記（ｂ）を踏まえると、他方の溶体化処理の熱処理温度（９５４℃に相当）は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１６０℃以上、１２１０℃以下と推定）に相当するものではない。

ｂ 甲５発明の均質化が溶体化処理に相当するともいえないことについて
甲５発明は、（ウ）の工程の直前に行われる（イ）の工程として、「２１００°Ｆ」の温度で均質化が行われるものであって、「２１００°Ｆ」は「１１４９℃」に相当することから、上記ａ（ｂ）の検討内容を踏まえると、仮に、甲５発明の（イ）の工程の「均質化」が、「溶体化処理」に相当するものであるとして、甲５発明の（イ）の工程の均質化の熱処理温度（１１４９℃相当）は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」のものといえそうではある。
しかしながら、実際には、上記１（３）イ（ア）ｂで検討したのと同様、甲５発明において１１４９℃相当の温度で均質化が行われる（イ）の工程は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」とはいえないものである。

ｃ 小括
以上によれば、相違点１２は実質的な相違点である。

（イ）相違点１２の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点１２に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１において、相違点１２は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点１２に係る発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同じ技術的意味を有する。

ｂ 甲１〜６、８、及び１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１〜６、８、及び１６の記載（なお、このうち甲６、及び８の記載事項は、それぞれ以下の６（１）、及び８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａで参酌した上記１（３）イ（イ）ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点１２の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点１２が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような相違点１２に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１〜６、８、及び１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲５発明の「溶体化処理」を相違点１２の条件を満たすように実行することは、甲１〜６、８、及び１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点１２は、甲５に記載された発明に基いて、または、甲５に記載された発明と甲１〜４、６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点１３〜１５について検討するまでもなく、本件発明１は、甲５に記載された発明に基いて、または、甲５に記載された発明と甲１〜４、６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が、甲５に記載された発明に基いて、または、甲５に記載された発明と甲１〜４、６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲５に記載された発明に基いて、または、甲５に記載された発明と甲１〜４、６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由５（進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲５に記載された発明に基いて、または、甲５に記載された発明と甲１〜４、６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。
したがって、申立理由５（進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

６ 申立理由６（進歩性）について
（１）甲６の記載事項
甲６には、以下の記載がある。
なお、甲６の翻訳文は、申立人が提示した抄訳文が存在する箇所は該抄訳文を採用し、他の箇所は当審による。

ア 「ABSTRAST
The additive manufacturing technique selective laser melting (SLM) is compared to forging and casting regarding differences in microstructure and mechanical properties of lnconel 718, a commonly and widely used nickel-based superalloy. Semi-finished parts were produced by different manufacturing techniques and tensile test samples were prepared. Tensile tests were performed at room and elevated temperatures (450℃ and 650℃). Microstructural investigations were done by optical and scanning electron microscopy (SEM). The results show the capability of the SLM-process to produce parts with mechanical properties better than forged and cast material at room temperature and equal properties to forged material at elevated temperatures with a high proportion of intragranular δ-phase in the SLM processed material.」
［翻訳文］
要約
アディティブ・マニュファクチャリング技術の選択的レーザー溶融（ＳＬＭ）は、一般に広く使用されているニッケル基超合金であるインコネル７１８の微細構造および機械的特性の違いに関し、鍛造および鋳造と比較される。様々な製造技術によって半完成部品を製造し、引張試験試料を調製した。引張試験は、室温および高温（４５０℃および６５０℃）で行った。光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって微細構造の調査を行った。結果は、室温で鍛造および鋳造材料よりも良好な機械的特性を有し、高温で鍛造材料と同等の特性を有し、ＳＬＭ処理された材料中の粒内δ相の割合が高いペレットを製造するＳＬＭプロセスの能力を示す。

イ 「2.1. SLM-material
The powdered lnconel 718 was shaped into cylindrical bars by selective laser melting using processing parameters, scan strategy and building rate, optimized over several years [10]. As depicted in Fig. 1(b) the cylindrical bars from which the samples were cut (13 mm in diameter and 71 mm in length) were built up in three different orientations (horizontal, vertical and 45°) to reflect the direction dependency of the mechanical properties. The samples were cut off the building platform and solution heat treated at 980°C for 1 h. Aging was performed at 718°C for 8 h followed by 621°C for 8 h.」（第４２９頁左欄第６行〜 第１７行）
［翻訳文］
２．１．ＳＬＭ材料
粉末化されたインコネル７１８を、数年にわたって最適化された処理パラメータ、スキャン方式、およびビルド速度を用いた選択的レーザー溶融によって円柱状のバーに成形した［１０］。図１（ｂ）に示すように、サンプル（直径１３ｍｍ、長さ７１ｍｍ）を切り取った円柱状のバーは、機械的特性の方向依存性を反映するために３つの異なる方向（水平、垂直、４５°）でビルドされたものである。サンプルをビルド用プラットフォームから切り離し、９８０℃で１時間の溶体化処理を行った。時効処理は７１８℃で８時間行った後、６２１℃で８時間行った。

ウ 「To improve the mechanical properties of the SLM samples, especially at high temperatures, the formation of intragranular δ-phase must be diminished. By homogenization above 1030℃ δ-phase is dissolved and a subsequent heat treatment results in SLM microstructure similar to the forged and cast microstructure with almost exclusively δ-phase at the grain boundaries [9,10].」（第４３１頁左欄第１１行〜第１７行）
［翻訳文］
特に高温でのＳＬＭサンプルの機械的特性を改善するには、粒内のδ相の形成を減少しなければならない。１０３０℃より高い温度での均質化により、δ相が溶解し、その後の熱処理により、ほぼ独占的にδ相が粒界に存在する、鍛造および鋳造による微細構造と同様のＳＬＭ微細構造が得られる［９、１０］。

（２）甲６に記載された発明
ア 上記（１）アより、甲６は、アディティブ・マニュファクチャリング技術の選択的レーザー溶融（ＳＬＭ）と鍛造および鋳造とに関し、インコネル７１８の微細構造および機械的特性の違いを調査した結果を開示する文献と解される。

イ そして、上記（１）イの記載を整理すると、甲６には、以下の順に行われる各工程が開示されていると認められる。
（ア）粉末化されたインコネル７１８を、選択的レーザー溶融によって円柱状のバーに成形する工程。
（イ）サンプルをビルド用プラットフォームから切り離す工程。
（ウ）９８０℃で１時間の溶体化処理を行う工程。
（エ）７１８℃で８時間という条件の後、６２１℃で８時間の条件の時効処理を行う工程。

ウ そうすると、甲６には、以下の発明が記載されていると認められる。
＜甲６発明＞
「以下、（ア）〜（エ）の工程を順に行うことによるサンプルの製造方法。
（ア）粉末化されたインコネル７１８を、選択的レーザー溶融によって円柱状のバーに成形する工程。
（イ）サンプルをビルド用プラットフォームから切り離す工程。
（ウ）９８０℃で１時間の溶体化処理を行う工程。
（エ）７１８℃で８時間という条件の後、６２１℃で８時間の条件の時効処理を行う工程。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲６発明とを対比する。
（ア）甲６発明の（ア）の工程の「インコネル７１８」、「選択的レーザー溶融」及び「粉末化されたインコネル７１８」を成形した「円柱状のバー」は、それぞれ本件発明１の「Ｎｉ基合金」、「アディティブ・マニュファクチャリング」及び「金属部材」に相当する。そして、甲６発明の「粉末化されたインコネル７１８を、選択的レーザー溶融によって円柱状のバーに成形する」（ア）の工程は、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（イ）甲６発明の（エ）の工程の「時効処理」は、本件発明１の「析出硬化処理」に相当する。また、当該時効処理が行われる「７１８℃」及び「６２１℃」は、いずれも本件発明１の析出硬化処理が行われる「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲」のものに相当する。そして、甲６発明の「７１８℃で８時間という条件の後、６２１℃で８時間の条件の時効処理を行う」（エ）の工程は、本件発明１の「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」としての「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」に相当する。

（ウ）また、本件発明１の「金属部材の製造方法」の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」と、「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを「具備」する旨の特定は、上記した３工程以外の工程をも別途含むことを許容すると解せるから、たとえ甲６発明に、本件発明１で特定される工程には対応しないプロセスが含まれていたとしても、そのことを以て、両者の相違点とすることはできない。

（エ）以上によれば、本件発明１と甲６発明とは、
＜一致点６＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備し、
前記析出硬化処理を行う工程は、
６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程を含む
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点１６＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲６発明は、（ウ）の工程として、９８０℃で１時間との条件により、溶体化処理相当の熱処理を行う工程は備えているものの、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点１７＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲６発明には、溶体化処理相当の熱処理温度について、そのような制限は特定されていない点。

＜相違点１８＞
本件発明１は、溶体化処理を「常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気」で行うものであるのに対し、甲６発明は、溶体化処理相当の熱処理について、どのような雰囲気で行うとも特定されていない点。

イ 相違点の検討
相違点１６について検討する。
（ア）相違点１６が実質的な相違点であることについて
ａ 甲６発明における溶体化処理相当の熱処理温度について
（ａ）甲６発明の円柱状のバーに用いられる「インコネル７１８」の固相線温度は、上記１（３）イ（ア）ａで検討したのと同様に１２６０℃であるから、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」に関する「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応した温度範囲が、「１１６０℃以上、１２１０℃以下」と推定される。
（ｂ）そして、上記（ａ）を踏まえると、甲６発明の（ウ）の工程の溶体化処理の熱処理温度（９８０℃）は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１６０℃以上、１２１０℃以下と推定）に相当するものではない。

ｂ 小括
以上によれば、相違点１６は実質的な相違点である。

（イ）相違点１６の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点１６に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１において、相違点１６は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点１６に係る発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同じ技術的意味を有する。

ｂ 甲１〜６、８、及び１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１〜６、８、及び１６の記載（なお、このうち甲８の記載事項は、以下の８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａで参酌した上記１（３）イ（イ）ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点１６の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点１６が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような相違点１６に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１〜６、８、及び１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲６発明の「９８０℃で１時間」との条件による「溶体化処理」を相違点１６の条件を満たすように条件変更して実行することは、甲１〜６、８、及び１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点１６は、甲６に記載された発明に基いて、または、甲６に記載された発明と甲１〜５、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点１７及び１８について検討するまでもなく、本件発明１は、甲６に記載された発明に基いて、または、甲６に記載された発明と甲１〜５、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が、甲６に記載された発明に基いて、または、甲６に記載された発明と甲１〜５、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲６に記載された発明に基いて、または、甲６に記載された発明と甲１〜５、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由６（進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲６に記載された発明に基いて、または、甲６に記載された発明と甲１〜５、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。
したがって、申立理由６（進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

７ 申立理由７（進歩性）について
（１）甲７の記載事項
甲７には、以下の記載がある。
ア 「【請求項１】
ＮｉもしくはＣｏもしくはＦｅ又はそれらの組み合わせをベースとする耐熱超合金から構成される部品又はクーポンの製造方法であって、以下の工程：
ａ）前記の部品もしくはクーポンを、粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリングプロセスによって形成する工程と、
その際、そのプロセスの間には、粉体は完全に溶融され、その後に固化される；
ｂ）前記の形成された部品もしくはクーポンを、特定の材料特性の最適化のために熱処理に供する工程とを含む方法において、
ｃ）前記熱処理が、鋳造された部品もしくはクーポンと比較してより高い温度で行われることを特徴とする、前記方法。」

イ 「【請求項１４】
前記の熱処理が、複数の工程を含み、かかるそれぞれの工程は、加熱速度、保持温度、保持時間及び冷却速度の特定の組み合わせに相当することを特徴とする、請求項１から１３までのいずれか１項に記載の方法。」

ウ 「【請求項２３】
前記の熱処理工程の少なくとも１つが、付加的に、前記の部品又はクーポンの微細構造を更に改善するために、熱間等静圧圧縮成形（ＨＩＰ）として知られる、等静圧下で行われることを特徴とする、請求項１４から２２までのいずれか１項に記載の方法。」

エ 「【背景技術】
【０００２】
例えばＩＮ７３８ＬＣなどのＮｉ基鋳造超合金に対する様々な熱処理の影響は、過去に調査されてきている。
【０００３】
この超合金の耐久性は、γ′析出物の強化に依存する（例えば、非特許文献１を参照のこと）。前記文献にある、１１２０℃／２時間／急速空冷（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ ａｉｒ−ｃｏｏｌｅｄ（ＡＡＣ））される溶体化処理は、バイモーダルな析出物の微細構造をすでにもたらすため、それは、最初から合金中に単相の固溶体を得るための適した溶体化法ではない。微細な析出物を有する微細構造は、溶体化を１２００℃／４時間／ＡＡＣの条件下で行う場合に発生する。１２００℃／４時間／ＡＡＣもしくは１２５０℃／４時間／ＡＡＣ又はＷＱの条件の後に、より低い温度での時効により、同様の微細構造が得られる。９５０℃未満での２４時間にわたる複数の時効は、ほぼ球状の析出物をもたらし、そして１０５０℃もしくは１１２０℃での２４時間にわたる単独の時効は、立方体様の析出物をもたらす。
【０００４】
２種の異なるγ′析出物の成長プロセスが観察される：より小さい析出物が合わさって、より大きな析出物（二倍の析出物サイズの微細構造で）がもたらされ、かつマトリックスから溶質吸収を通じて成長する。
【０００５】
しかしながら、この種の、粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリング方法（ａｄｄｉｔｉｖｅ ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ ｐｒｏｃｅｓｓ）によって製造される超合金は、異なる微細構造のためその機械的特性に関して異なる挙動をとる。」

オ 「【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の課題は、粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリング方法によって、ＮｉもしくはＣｏもしくはＦｅ又はそれらの組み合わせをベースとする耐熱超合金から構成される部品又はクーポン、すなわち部品の一部を製造する方法であって、テーラーメードの機械的特性の獲得に関して最適化された方法を提供することである。」

カ 「【課題を解決するための手段】
【０００８】
前記課題は、請求項１に記載の方法であって、
ａ）前記の部品もしくはクーポンを、粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリング方法によって形成する工程と、
その際、その方法の間に、粉体は完全に溶融され、その後に固化される；
ｂ）前記の形成された部品もしくはクーポンを、特定の材料特性の最適化のために熱処理に供する工程とを含み、ここで
ｃ）前記熱処理は、鋳造された部品もしくはクーポンと比較してより高い温度で行われる、前記方法によって解決される。」

キ 「【発明を実施するための形態】
【００４１】
粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリング技術により製造されたＮｉ／Ｃｏ／Ｆｅをベースとする超合金が一般に残留共晶含分を含まないという事実のため、鋳造された部品／クーポンと比してより高い温度での熱処理は、初期溶融のリスクを伴わずにより高い固溶度を達成するために実現できる。特別に調整された熱処理は、今日まで達成できなかった非常に広い範囲で、クリープ強度又は低サイクル疲労挙動などの特定の材料特性を最適化することを可能にする。これは、特定の位置／用途のために仕立てられた材料特性が必要とされる、モジュール部品コンセプトのためにも、クーポン補修アプローチによるリコンディショニング（ｒｅｃｏｎｄｉｔｉｏｎｉｎｇ）のためにも有用である。
【００４２】
従って、本発明は、耐熱材料からなる粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリング技術によって三次元の物品を製造し、それに引き続き、最適化された微細構造をもたらし、ひいては高められた材料特性をもたらす特別に調整された熱処理を行うことを含む。
【００４３】
前記の粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリング技術は、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）、選択的レーザ焼結（ＳＬＳ）、電子ビーム溶融（ＥＢＭ）、レーザ金属成形（ＬＭＦ）、レーザエンジニアドネット成形（ＬＥＮＳ）、直接金属堆積（ＤＭＤ）又は同様のプロセスであってよい。前記のプロセスの間に、該粉体は、完全に溶融され、その後に固化される。
【００４４】
前記の耐熱材料は、Ｎｉ基合金、例えば、これらに限定されないが、Ｗａｓｐａｌｏｙ、Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ Ｘ、ＩＮ６１７、ＩＮ７１８、ＩＮ６２５、Ｍａｒ−Ｍ２４７、ＩＮ１００、ＩＮ７３８、ＩＮ７９２、Ｍａｒ−Ｍ２００、８１９００、ＲＥＮＥ ８０、Ａｌｌｏｙ ７１３、Ｈａｙｎｅｓ ２３０、Ｈａｙｎｅｓ ２８２及び他の誘導体であってよい。」

ク 「【００４８】
本発明は、ＩＮ７３８ＬＣ合金（ＬＣは、低炭素を意味する）に関して詳細に説明する。図１は、室温（ＲＴ）で選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）により加工されたＩＮ７３８ＬＣ試験片の電子マイクロプローブ分析（ＥＰＭＡ）の結果を示している（合金の様々な元素の幾つかしか印されていない）。対比のために、図２は、従来のように鋳造された参照ＩＮ７３８ＬＣ試験片の電子マイクロプローブ分析（ＥＰＭＡ）の相応の結果を示している。図１及び図２の対比によって、ＳＬＭでの試験片における散乱／偏差は、"鋳造された参照物"に対して実質的により低いが、ＳＬＭでの試験片と鋳造された試験片との間に、平均値の有意な差異は見られない。特に、Ａｌ及びＴｉなどのγ′形成体の有意な枯渇は、ＳＬＭでの試験片の加工の間に生じなかった。本発明によれば、かかるＳＬＭでのＩＮ７３８ＬＣ試験片は、従来の熱処理（図３（ａ））の変更である熱処理（図４（ａ））に供されている。前記の変更は、初期の高温の溶体化熱処理（ＳＨＴ）工程Ａを含み、それに引き続き、より低温で、３つの他の（従来の）熱処理工程Ｂ１〜Ｂ３が行われる。
【００４９】
微細構造のそれぞれの写真（図３（ｂ）及び図４（ｂ））から理解できるように、前記の変更した熱処理は、微細構造を変化させ、かつ最適化し、こうして、クリープ強度、低サイクル疲労（ＬＣＦ）挙動などの特定の材料特性が向上される。特に、変更された熱処理の結果として、かなりの結晶粒の粗大化が生じる。
【００５０】
結晶粒度に対する溶体化温度及び保持時間の影響を調査するために、ＩＮ７３８ＬＣ材料の４種の異なる試料を、図５〜８に示される異なる熱処理に供した。それらの熱処理試験は、小さい矩形の試験片で行った。該熱処理試験は"できたままの（ａｓ−ｂｕｉｌｔ）"条件で、例えば事前の熱処理をせずに（例えば熱間静圧圧縮処理なく）行ったことに留意することが重要である。
【００５１】
前記処理は、以下の通りである：
第一の試料： １２５０℃／３時間（図５）
第二の試料： １２５０℃／３時間＋１１８０℃／４時間＋１１２０℃／２．５時間＋８５０℃／２４時間（図６）
第三の試料： １２５０℃／１時間（図７）
第四の試料： １２６０℃／１時間（図８）
対比のために、更なる試料を、図３による参照熱処理に供した。前記熱処理は、
Ｂ１ ＨＩＰ（１１８０℃／４時間）
Ｂ２ １１２０℃／２．５時間
Ｂ３ ８５０℃／２４時間
として特定される熱処理工程Ｂ１〜Ｂ３を有する。
【００５２】
１２５０℃／３時間で溶体化熱処理された試料１及び２（図５、６）の得られた微細構造は、図９及び図１０の写真に示されている。図１３から理解できるように、参照熱処理（上方の左右の写真）と比較して、かなりの結晶粒の粗大化が生じた（下方の左右の写真）。
【００５３】
しかしながら、それぞれ図７及び図８による、１２５０℃及び１２６０℃での１時間の保持時間は、完全に再結晶化された／粗大化された微細構造を達成するにはまだ十分ではない（図１１及び図１２を参照のこと）。
【００５４】
更に、γ′（ガンマプライム）析出物のサイズと形態は、冷却速度に強く依存することに留意することが重要である。
【００５５】
結晶粒界の形態及び析出物は、良好なクリープ特性のために重要である。従って、従来のように鋳造されたＩＮ７３８ＬＣ微細構造を同様に分析した。結果として、炭化物析出物は、結晶粒界に沿って見出される。ＩＮ７３８ＬＣにおいては、主に２つの種類の炭化物、Ｔｉ（Ｔａ，Ｎｂ）リッチのＭＣタイプの炭化物と、特にクロムリッチなＭ23Ｃ6炭化物が存在する。
【００５６】
前記の"できたままの"条件においては、μｍスケールの炭化物析出物は、選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）により製造された材料中では見出されなかった。硬化性γ′相の他にも、少ない割合のＭＣ及びＭ23Ｃ6炭化物及びＭ3Ｂ2ホウ化物も、追加の硬化性析出物であり、それらは結晶粒界強化のために特に重要であることに留意することが重要である。
【００５７】
まとめると、前記の結果は、選択的レーザ溶融によって製造されたＩＮ７３８ＬＣ（"できたままの"条件）の結晶粒の粗大化は、例えば１２５０℃で３時間に及ぶ、γ′ソルバス温度（ｓｏｌｖｕｓ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）より高い温度での完全な溶体化熱処理によって達成できることを示している。
【００５８】
その基本思想は、γ′ソルバス温度より高い温度で熱処理を行うことにある。ＳＬＭ材料が非常に均質である（電子マイクロプローブ分析（図１）を参照）という事実により、初期溶融の危険性が低減される。鋳造された部品／クーポンにおいて観察される顕著な組成的な不均一性、例えば樹状の固化による微細偏析は、これまでＳＬＭによって製造された部品／クーポンにおいて見られない。
【００５９】
このように、ＳＬＭによって製造されたＮｉ基超合金及び／又はＣｏ基超合金は、同じ組成の従来のように鋳造された材料と比較して、より高温で熱処理される可能性を有する。これは、主に、粉体ベースの物品の製造と、前記ＳＬＭプロセスにおけるエネルギービームと材料の相互作用の固有の高い冷却速度とによるものである。原則的に偏析を含まない、ＳＬＭ材料の均質な組成は、電子マイクロプローブ分析（ＥＰＭＡ）によって示されている。」

ケ 「【図１】

【図２】

【図３】

【図４】

【図５】

【図６】

【図７】

【図８】

【図９】

【図１０】

【図１１】

【図１２】

【図１３】

」

（２）甲７に記載された発明
ア 上記（１）ア及びキによると、甲７には、粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリングプロセスにより形成されるＮｉ基合金など耐熱超合金の部品又はクーポンに関し、鋳造された部品もしくはクーポンと比較してより高い温度で熱処理を行うことにより、最適化された微細構造をもたらし、クリープ強度又は低サイクル疲労挙動などの特定の材料特性を最適化する発明が開示されていると認められる。

イ また、上記（１）クには、上記アの材料特性に影響する微細構造に関し、「室温（ＲＴ）で選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）により加工されたＩＮ７３８ＬＣ試験片」（【００４８】）について、「結晶粒度に対する溶体化温度及び保持時間の影響を調査する」ため「４種の異なる試料を、図５〜８に示される異なる熱処理に供した。」（【００５０】）ことが記載されているが、かかる４種の異なる試料のうち特に「第二の試料」の熱処理条件は、「第二の試料： １２５０℃／３時間＋１１８０℃／４時間＋１１２０℃／２．５時間＋８５０℃／２４時間（図６）」（【００５１】）
と記載されている。

ウ そうすると、甲７には、以下の発明（以下、「甲７発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲７発明＞
「室温（ＲＴ）で選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）によりＩＮ７３８ＬＣ試験片を加工し、１２５０℃／３時間＋１１８０℃／４時間＋１１２０℃／２．５時間＋８５０℃／２４時間の熱処理を行う方法。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲７発明とを対比する。
（ア）甲７発明の「ＩＮ７３８ＬＣ」、「選択的レーザー溶融」及び「ＩＮ７３８ＬＣ試験片」は、それぞれ本件発明１の「Ｎｉ基合金」、「アディティブ・マニュファクチャリング」及び「金属部材」に相当する。そして、甲７発明の「室温（ＲＴ）で選択的レーザ溶融（ＳＬＭ）によりＩＮ７３８ＬＣ試験片を加工」することは、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」に相当する。

（イ）また、甲７発明の「１２５０℃／３時間＋１１８０℃／４時間＋１１２０℃／２．５時間＋８５０℃／２４時間」との各条件が付された熱処理について、甲７の記載内容に照らし、それぞれどのような意図の熱処理であるのかを具体的に検討した上で、本件発明１と対比する。
ａ 甲７発明の熱処理内容を理解するにあたっての甲７における関連記載
（ａ）上記（１）クの【００５１】には、
「第二の試料： １２５０℃／３時間＋１１８０℃／４時間＋１１２０℃／２．５時間＋８５０℃／２４時間（図６）」
と記載されている。
（ｂ）上記（１）ケの【図６】には、

」
と記載されている。
（ｃ）上記（１）クの【００４８】には、
「本発明によれば、かかるＳＬＭでのＩＮ７３８ＬＣ試験片は、従来の熱処理（図３（ａ））の変更である熱処理（図４（ａ））に供されている。前記の変更は、初期の高温の溶体化熱処理（ＳＨＴ）工程Ａを含み、それに引き続き、より低温で、３つの他の（従来の）熱処理工程Ｂ１〜Ｂ３が行われる。」
と記載されている。
（ｄ）上記（１）クの【００５７】には、
「選択的レーザ溶融によって製造されたＩＮ７３８ＬＣ（"できたままの"条件）の結晶粒の粗大化は、例えば１２５０℃で３時間に及ぶ、γ′ソルバス温度（ｓｏｌｖｕｓ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）より高い温度での完全な溶体化熱処理によって達成できることを示している。」
と記載されている。
（ｅ）上記（１）クの【００５１】には、
「対比のために、更なる試料を、図３による参照熱処理に供した。前記熱処理は、
Ｂ１ ＨＩＰ（１１８０℃／４時間）
Ｂ２ １１２０℃／２．５時間
Ｂ３ ８５０℃／２４時間
として特定される熱処理工程Ｂ１〜Ｂ３を有する。」と記載されている。
（ｆ）上記（１）エの【０００３】には、
「１２００℃／４時間／ＡＡＣもしくは１２５０℃／４時間／ＡＡＣ又はＷＱの条件の後に、より低い温度での時効により、同様の微細構造が得られる。９５０℃未満での２４時間にわたる複数の時効は、ほぼ球状の析出物をもたらし、そして１０５０℃もしくは１１２０℃での２４時間にわたる単独の時効は、立方体様の析出物をもたらす。」
と記載されている。
（ｇ）上記（１）アの【請求項１】には、
「ＮｉもしくはＣｏもしくはＦｅ又はそれらの組み合わせをベースとする耐熱超合金から構成される部品又はクーポンの製造方法であって、以下の工程：
ａ）前記の部品もしくはクーポンを、粉体ベースのアディティブ・マニュファクチュアリングプロセスによって形成する工程と、
その際、そのプロセスの間には、粉体は完全に溶融され、その後に固化される；
ｂ）前記の形成された部品もしくはクーポンを、特定の材料特性の最適化のために熱処理に供する工程とを含む方法において、
ｃ）前記熱処理が、鋳造された部品もしくはクーポンと比較してより高い温度で行われることを特徴とする、前記方法。」
と記載されている。
（ｈ）上記（１）イの【請求項１４】には、
「前記の熱処理が、複数の工程を含み、かかるそれぞれの工程は、加熱速度、保持温度、保持時間及び冷却速度の特定の組み合わせに相当することを特徴とする、請求項１から１３までのいずれか１項に記載の方法。」
と記載されている。
（ｉ）上記（１）ウの【請求項２３】には、
前記の熱処理工程の少なくとも１つが、付加的に、前記の部品又はクーポンの微細構造を更に改善するために、熱間等静圧圧縮成形（ＨＩＰ）として知られる、等静圧下で行われることを特徴とする、請求項１４から２２までのいずれか１項に記載の方法。」
と記載されている。

ｂ 甲７発明の各熱処理の技術的意味について
（ａ）上記ａ（ａ）の「１２５０℃／３時間」、「１１８０℃／４時間」、「１１２０℃／２．５時間」及び「８５０℃／２４時間」という各条件の熱処理は、上記ａ（ｂ）の図６中に「Ａ」、「Ｂ１」、「Ｂ２」及び「Ｂ３」と記載された符号に対応した熱処理であり、その図６に記載された温度変化の様子から、これら「Ａ」、「Ｂ１」、「Ｂ２」及び「Ｂ３」の各熱処理条件は、上記ａ（ｈ）の請求項１４記載のように、加熱速度、保持温度、保持時間及び冷却速度の特定の組み合わせからなるものと解される。
（ｂ）上記ａ（ｃ）〜（ｆ）及び（ｇ）によると、図６記載の上記（ａ）の符号に対応した熱処理のうち、
ｉ 甲７発明の「１２５０℃／３時間」に対応する「Ａ」は、「初期の高温の溶体化熱処理（ＳＨＴ）工程」としての「γ′ソルバス温度（ｓｏｌｖｕｓ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）より高い温度での完全な溶体化熱処理」を意味するものと解され、
ｉｉ 甲７発明の「１１８０℃／４時間」に対応する「Ｂ１」は、「熱間等静圧圧縮成形（ＨＩＰ）」に伴う熱処理を意味するものと解され、
ｉｉｉ 甲７発明の「８５０℃／２４時間」に対応する「Ｂ３」は、【０００３】記載の「時効」関する熱処理のタイミング（溶体化熱処理後に行われる）、温度（９５０℃未満という温度範囲）及び時間（２４時間）とも適用条件が共通しており、これも実質「時効」を意味する熱処理である蓋然性が高い。

ｃ 本件発明１と甲７発明との熱処理の対応関係
上記ｂ（ｂ）ｉ及びｉｉｉと、通常、「時効」は「析出硬化処理」を意味することとを踏まえると、甲７発明の熱処理のうち、「１２５０℃／３時間」及び「８５０℃／２４時間」の熱処理は、本件発明１の「溶体化処理」及び「析出硬化処理」に相当する。

（ウ）また、本件発明１の「金属部材の製造方法」の「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程」と、「前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程」と、「前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程」とを「具備」する旨の特定は、上記した３工程以外の工程をも別途含むことを許容すると解せるから、たとえ甲７発明に、本件発明１で特定される工程には対応しないプロセスが含まれていたとしても、そのことを以て、両者の相違点とすることはできない。

（エ）以上によれば、本件発明１と甲７発明とは、
＜一致点７＞
「アディティブ・マニュファクチャリングにより、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備する
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点１９＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲７発明は、１２５０℃／３時間との条件により、溶体化処理相当の熱処理を行う工程は備えているものの、本件発明１のような温度範囲で溶体化処理を行うことは開示されていない点。

＜相違点２０＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲７発明には、溶体化処理相当の熱処理温度について、そのような制限は特定されていない点。

＜相違点２１＞
本件発明１は、溶体化処理を「常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気」で行うものであるのに対し、甲７発明は、溶体化処理相当の熱処理を、どのような雰囲気で行うとも特定されていない点。

＜相違点２２＞
本件発明１の「析出硬化処理を行う工程」は、「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲７発明には、「８５０℃／２４時間」との条件による熱処理を行うことは示されているものの、本件発明１のような温度範囲で時効に相当する熱処理を行うことは開示されていない点。

イ 相違点の検討
相違点１９について検討する。
（ア）相違点１９が実質的な相違点であることについて
ａ 甲７発明における溶体化処理相当の熱処理温度について
（ａ）上記１（３）イ（ア）ａにおいて「ＩＮ７１８」が「インコネル７１８」の略称であることを述べたのと同様に、甲７発明の「ＩＮ７３８ＬＣ」は、本件明細書【０００７】にも記載される「インコネル７３８ＬＣ」の略称と解される。
そして、本件明細書【０００７】において「インコネル７３８ＬＣ」は「固相線温度が１２３０℃」と説明されていることから、甲７発明の試験片に用いられる「ＩＮ７３８ＬＣ」は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」に関する「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」に対応した温度範囲が、「１１３０℃以上、１１８０℃以下」と推定される。
（ｂ）上記（ａ）を踏まえると、甲７発明の「１２５０℃／３時間」の熱処理における熱処理温度（１２５０℃）は、本件発明１の「溶体化処理を行う工程」において熱処理が行われる「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」（１１３０℃以上、１１８０℃以下と推定）に相当するものではない。

ｂ 小括
以上によれば、相違点１９は実質的な相違点である。

（イ）相違点１９の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点１９に係る発明特定事項の技術的意味
本件発明１において、相違点１９は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点１９に係る発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同じ技術的意味を有する。

ｂ 甲１〜８、及び１６の記載内容に関する検討
これに対し、甲１〜８、及び１６の記載（なお、このうち甲８の記載事項は、以下の８（１）において示す。）の範囲全体を検討しても、上記ａで参酌した上記１（３）イ（イ）ａのように、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、相違点１９の温度範囲で溶体化処理を行うことは何ら開示されてなく、また、そのようなことが、本件特許に係る出願の出願前の技術常識であったともいえない。

ｃ 相違点１９が想到容易といえないことについて
そして、上記ａのような相違点１９に係る発明特定事項の技術的意味と、上記ｂの甲１〜８、及び１６の記載内容に関する検討結果を踏まえると、本件特許に係る出願の出願前に当業者が、甲７発明の「１２５０℃／３時間」との条件による溶体化処理相当の熱処理を相違点１９の条件を満たすように条件変更して実行することは、甲１〜８、及び１６いずれの記載によっても動機付けられるものではない。

ｄ 小括
上記ａ〜ｃの検討結果を踏まえると、相違点１９は、甲７に記載された発明に基いて、または、甲７に記載された発明と甲１〜６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点２０〜２２について検討するまでもなく、本件発明１は、甲７に記載された発明に基いて、または、甲７に記載された発明と甲１〜６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が、甲７に記載された発明に基いて、または、甲７に記載された発明と甲１〜６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲７に記載された発明に基いて、または、甲７に記載された発明と甲１〜６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由７（進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲７に記載された発明に基いて、または、甲７に記載された発明と甲１〜６、８、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。
したがって、申立理由７（進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

８ 申立理由８（進歩性）について
（１）甲８の記載事項
甲８には、以下の記載がある。

ア 「技術分野
[0001] 本発明は、Ｎｉ合金部品の製造方法に係り、特に、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法により焼結して成形されるＮｉ合金部品の製造方法に関する。」

イ 「発明が解決しようとする課題
[0005] ところで、金属粉末をバインダと混合して射出成形した後に、焼結して最終製品を得る成形法は、金属粉末射出成形法（ＭＩＭ：Ｍｅｔａｌ Ｉｎｊｅｃｔｉｏｎ Ｍｏｌｄｉｎｇ）と呼ばれている。金属粉末射出成形法は、合成樹脂の射出成形と同様な形状自由度を保ちつつ、鍛造材に迫る材料強度をもつ最終形状部品が得られる製造方法である。金属粉末射出成形法によれば、複雑な形状の製品を、複雑な組み立て工程等が必要なく得られることから、ジェットエンジン部品等のＮｉ合金部品への適用が検討されている。
[0006] 一方、析出硬化型Ｎｉ合金からなる鍛造材では、強制的に歪みを導入して結晶粒を小さくすることにより機械的強度を向上させている。このため、鍛造材の溶体化処理では、回復や再結晶等による結晶粒の粗大化を抑制するために、上記の特許文献１等に示すように比較的低い溶体化処理温度で処理される。
[0007] ここで、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法で成形した焼結体に、鍛造材に用いられる溶体化処理を適用した場合には、比較的低い溶体化処理温度で溶体化処理されることから、硬くて脆性なδ相（デルタ相）が結晶粒界等に析出し、疲労強度等の機械的強度が低下する可能性がある。
[0008] そこで本発明の目的は、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法で成形されるＮｉ合金部品の機械的強度特性をより向上させることが可能なＮｉ合金部品の製造方法を提供することである。」

ウ 「課題を解決するための手段
[0009] 本発明に係るＮｉ合金部品の製造方法は、Ｔｉ：０．６５質量％以上１．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以上０．８０質量％以下、Ｃｒ：１７．００質量％以上２１．００質量％以下、Ｎｂ：４．７５質量％以上５．５０質量％以下、Ｍｏ：２．８０質量％以上３．３０質量％以下、Ｎｉ：５０．００質量％以上５５．００質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法で焼結させて成形した焼結体を、１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷して溶体化処理する溶体化処理工程と、前記溶体化処理した焼結体を、６００℃以上８００℃以下で保持した後に、室温まで冷却して時効処理する時効処理工程と、を備える。」

エ 「発明の効果
[0013] 上記構成によれば、Ｔｉ：０．６５質量％以上１．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以上０．８０質量％以下、Ｃｒ：１７．００質量％以上２１．００質量％以下、Ｎｂ：４．７５質量％以上５．５０質量％以下、Ｍｏ：２．８０質量％以上３．３０質量％以下、Ｎｉ：５０．００質量％以上５５．００質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法で焼結させて成形した焼結体を、１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷して溶体化処理する溶体化処理工程と、前記溶体化処理した焼結体を、６００℃以上８００℃以下で保持した後に、室温まで冷却して時効処理する時効処理工程と、を備えているので、硬くて脆性なδ相（デルタ相）の結晶粒界等の析出が抑制され、Ｎｉ合金部品の疲労強度等の機械的強度を向上させることが可能となる。」

オ 「[0016] 以下に本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。図１は、Ｎｉ合金部品の製造方法の構成を示すフローチャートである。Ｎｉ合金部品の製造方法は、溶体化処理工程（Ｓ１０）と、時効処理工程（Ｓ１２）と、を備えている。
[0017] 溶体化処理工程（Ｓ１０）は、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法で焼結させて成形した焼結体を、１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷して溶体化処理する工程である。
[0018] まず、金属粉末射出成形法（ＭＩＭ：Ｍｅｔａｌ Ｉｎｊｅｃｔｉｏｎ Ｍｏｌｄｉｎｇ）について説明する。金属粉末射出成形法は、混練処理と、射出成形処理と、脱脂処理と、焼成処理と、から構成されている。
[0019] 混練処理では、析出硬化型Ｎｉ合金粉末と、熱可塑性樹脂やワックスで構成されるバインダと、を混練機で混ぜ合わせて混練体を作製する。
[0020] 析出硬化型Ｎｉ合金粉末には、耐熱性に優れた析出硬化型Ｎｉ合金であるＡｌｌｏｙ７１８（登録商標）相当のＮｉ合金粉末が用いられる。析出硬化型Ｎｉ合金粉末の組成については、Ｔｉ（チタン）：０．６５質量％以上１．１５質量％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．２０質量％以上０．８０質量％以下、Ｃｒ（クロム）：１７．００質量％以上２１．００質量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：４．７５質量％以上５．５０質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：２．８０質量％以上３．３０質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：５０．００質量％以上５５．００質量％以下、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物から構成される。なお、不可避的不純物として、Ｂ（ホウ素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｐ（リン）、Ｍｎ（マンガン）、Ｃｏ（コバルト）、Ｔａ（タンタル），Ｃｕ（銅）、Ｐｂ（鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｓｅ（セレン）、Ｏ（酸素）、Ｃ（炭素）またはＮ（窒素）を含んでもよい。
[0021] 合金成分であるＴｉは、γ’相（ガンマプライム相）を形成する元素である。γ’相（ガンマプライム相）は、[Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）]を主体とする金属間化合物で形成されている。Ａｌは、γ’相（ガンマプライム相）を形成する元素であると共に、アルミナ等のアルミニウム酸化物を形成して耐酸化性を向上させる元素である。Ｃｒは、酸化クロム等のクロム酸化物を形成して耐酸化性や耐食性を向上させる元素である。Ｎｂは、γ”相（ガンマダブルプライム相）を形成する元素である。γ”相（ガンマダブルプライム相）は、[Ｎｉ３Ｎｂ]を主体とする金属間化合物で形成されている。Ｍｏは、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）に固溶して固溶強化すると共に、耐食性を向上させる元素である。Ｆｅは、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）に固溶して固溶強化する元素である。Ｎｉは、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）、γ’相（ガンマプライム相）、γ”相（ガンマダブルプライム相）を形成する元素である。これら各合金成分を、上記の組成範囲とすることにより、耐熱性と耐食性とを備えた析出硬化型Ｎｉ合金を得ることができる。
[0022] 析出硬化型Ｎｉ合金粉末の平均粒径については、３５μｍより小さいことが好ましい。このように、通常の合金粉末よりも平均粒径が小さいものを使用することにより、鍛造材と略同等の密度と結晶粒径の焼結体を得ることが可能となる。なお、平均粒径とは、例えば、レーザ回折・散乱法で測定した粒子の粒度分布を用いて、粒径の小さい方から粒度分布の結果を累積し、その累積した値が５０％となる粒度（メディアン直径）である。析出硬化型Ｎｉ合金粉末については、ガスアトマイズ粉や水アトマイズ粉等を用いることが可能であるが、水アトマイズ粉よりも酸素濃度の低いガスアトマイズ粉を用いることが好ましい。
[0023] バインダには、ポリスチレン樹脂、ポリメチルメタアクリレート樹脂等の熱可塑性樹脂と、パラフィンワックス等のワックスとにより構成されるものを用いることが可能である。析出硬化型Ｎｉ合金粉末とバインダとを混練機により混練して、混練体を形成する。
[0024] 射出成形処理では、射出成形機により、混練体を加圧しながら金型内に射出して予備成形体を成形する。射出成形機には、合成樹脂部品の製造等で用いられる射出成形機と同じものを用いることが可能である。
[0025] 脱脂処理では、金型から取り出した予備成形体について、加熱や溶剤によってバインダの成分を除去する。例えば、予備成形体を脱脂炉に入れ、アルゴンガス等の不活性雰囲気中で加熱して脱脂することが可能である。
[0026] 焼成処理では、脱脂した予備成形体を、真空雰囲気中やアルゴンガス等の不活性雰囲気中で加熱焼結して焼結体を形成する。焼結条件については、例えば、焼結温度が１１００℃から１３００℃であり、焼成時間が１時間から５時間である。なお、焼結体を緻密化するために、析出硬化型Ｎｉ合金の融点に近い焼結温度で焼結することが好ましい。また、焼成後の冷却については、室温まで炉冷してもよいし、室温まで空冷や水冷等で急冷してもよい。焼成処理では、一般的な金属材料の焼結炉を用いることができる。このようにして、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法で成形された焼結体が得られる。
[0027] 次に、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法で成形された焼結体の溶体化処理について説明する。溶体化処理では、この焼結体を、１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷する。溶体化処理を行うのは、後述する時効処理で、[Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）]を主体とするγ’相（ガンマプライム相）や、[Ｎｉ３Ｎｂ]を主体とするγ”相（ガンマダブルプライム相）を、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）中に微細に析出させるために、γ’相（ガンマプライム相）やγ”相（ガンマダブルプライム相）を形成するＡｌ、Ｔｉ，Ｎｂ等の合金成分を、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）中に固溶させるためである。
[0028] 溶体化処理温度が１０５０℃以上であるのは、１０５０℃より低温である場合には、硬くて脆性な[Ｎｉ３Ｎｂ]を主体とするδ相（デルタ相）が結晶粒界等に析出するからである。なお、γ”相（ガンマダブルプライム相）の結晶構造が正方晶であるのに対して、δ相（デルタ相）の結晶構造は、斜方晶である。
[0029] 溶体化処理温度が１２５０℃以下であるのは、１２５０℃より高温である場合には、結晶粒の成長が大きくなり、結晶粒が粗大化することにより機械的強度が低下するからである。
[0030] 溶体化処理温度については、１１００以上１２５０℃以下であることが好ましい。溶体化処理温度を１１００℃以上とすることで、δ相（デルタ相）の析出をより抑制可能だからである。
[0031] 溶体化処理温度での保持時間が１時間から５時間であるのは、保持時間が１時間より短い場合には、Ａｌ、Ｔｉ，Ｎｂ等の合金成分のＮｉ母相であるγ相（ガンマ相）中への固溶が十分に行えない場合があるからであり、保持時間が５時間より長い場合には、結晶粒の成長が大きくなり、結晶粒が粗大化する可能性があるからである。
[0032] 溶体化処理温度から室温までの冷却については、Ａｌ、Ｔｉ，Ｎｂ等の合金成分を室温で過飽和状態とするために急冷される。溶体化処理温度からの冷却については、空冷以上の冷却速度で急冷されることが好ましく、ガスファン冷却や水冷等で急冷することがより好ましい。
[0033] 溶体化処理については、真空雰囲気や、アルゴンガス等の不活性ガスを用いた不活性雰囲気で処理することが可能である。また、溶体化処理については、溶体化処理炉等の一般的な金属材料の熱処理炉を用いることができる。
[0034] 時効処理工程（Ｓ１２）は、溶体化処理した焼結体を、６００℃以上８００℃以下で保持した後に、室温まで冷却して時効処理する工程である。
[0035] 時効処理温度が６００℃以上８００℃以下であるのは、この温度範囲であると、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）中に、γ’相（ガンマプライム相）、γ”相（ガンマダブルプライム相）を微細に析出させることが可能となると共に、δ相（デルタ相）の析出を抑制できるからである。γ”相（ガンマダブルプライム相）は、準安定相であるので、高温で熱処理されると安定なδ相（デルタ相）に相変態する。このため、時効処理温度を、６００℃以上８００℃以下とすることにより、γ”相（ガンマダブルプライム相）からδ相（デルタ相）への相変態が抑制される。時効処理温度での保持時間については、５時間から３０時間であることが好ましい。また、時効処理温度から室温までの冷却については、例えば、空冷やガスファン冷却等で冷却される。」

カ 「[0038] このようにして製造されたＮｉ合金部品は、Ｎｉ母相であるγ相（ガンマ相）中に、γ’相（ガンマプライム相）やγ”相（ガンマダブルプライム相）が微細に分散されて析出していると共に、延性や靭性等を低下させる硬くて脆性なδ相（デルタ相）の結晶粒界等の析出と、結晶粒の成長による結晶粒の粗大化とが抑制されている。これにより、Ｎｉ合金部品の引張強度や疲労強度等の機械的強度を向上させることが可能となる。
[0039] なお、上記構成の溶体化処理では、析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法で成形された焼結体を、１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷することにより、硬くて脆性なδ相（デルタ相）の析出を抑制すると共に、結晶粒の粗大化を抑えている。一方、鍛造材の場合には、強制的に歪みを付与して結晶粒を微細化することにより機械的強度を向上させており、このような高温で鍛造材の溶体化処理を行うと、回復や再結晶により結晶粒が粗大化して機械的強度が低下する。これに対して、金属粉末射出成形法では、粒径が小さい金属粉末を焼結させて成形するので、焼結体に歪みを強制的に付与しなくても結晶粒を微細化することが可能となる。このため、上記構成によれば、１０５０℃以上１２５０℃以下のような高温で溶体化処理しても、結晶粒の粗大化が抑制されて機械的強度の低下が抑えられる。」

キ 「実施例
[0044] 析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法により焼結体を成形した後に、熱処理して試験片を作製し、金属組織観察と疲労特性評価とを行った。
[0045]
（金属粉末射出成形）
析出硬化型Ｎｉ合金粉末を用いて金属粉末射出成形法により焼結体を成形した。焼結体については、金属組織観察用及び疲労試験用に各々成形した。析出硬化型Ｎｉ合金粉末には、Ａｌｌｏｙ７１８（登録商標）粉末を使用した。析出硬化型Ｎｉ合金粉末の合金組成については、２０．４０質量％のＣｒと、１６．４０質量％Ｆｅと、３．１０質量％のＭｏと、５．２０質量％のＮｂと、１．００質量％のＴｉと、０．５０質量％のＡｌと、を含み、残部がＮｉと、０．０５質量％のＣ等の不可避的不純物とにより構成されている。析出硬化型Ｎｉ合金粉末には、平均粒径が３５μｍよりも小さいガスアトマイズ粉末を用いた。」

ク 「[0047] （熱処理）
金属粉末射出成形法で成形した焼結体を、各熱処理条件で熱処理して実施例１から４、比較例１の試験片を作製した。なお、焼結体については、いずれの試験片も同じ成形条件で作製したものを使用した。
[0048] 実施例１の試験片では、焼結体を１０５０℃で１時間保持した後に、ガスファン冷却で室温まで急冷して溶体化処理した。次に、溶体化処理された焼結体を、７１８℃で８時間保持し、炉冷により６２１℃まで冷却した後、６２１℃で８時間保持し、ガスファン冷却で室温まで冷却して時効処理した。
[0049] 実施例２の試験片では、焼結体を７１８℃で８時間保持し、炉冷により６２１℃まで冷却した後、６２１℃で８時間保持し、ガスファン冷却で室温まで冷却して時効処理した。なお、実施例２の熱処理では、溶体化処理を行っていない。
[0050] 実施例３の試験片では、焼結体を１１００℃で１時間保持した後に、ガスファン冷却で室温まで急冷して溶体化処理した。次に、溶体化処理された焼結体を、７１８℃で８時間保持し、炉冷により６２１℃まで冷却した後、６２１℃で８時間保持し、ガスファン冷却で室温まで冷却して時効処理した。
[0051] 実施例４の試験片では、焼結体を１２５０℃で５時間保持した後に、ガスファン冷却で室温まで急冷して溶体化処理した。次に、溶体化処理された焼結体を、７１８℃で８時間保持し、炉冷により６２１℃まで冷却した後、６２１℃で８時間保持し、ガスファン冷却で室温まで冷却して時効処理した。」

ケ 「[請求項1] Ｔｉ：０．６５質量％以上１．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以上０．８０質量％以下、Ｃｒ：１７．００質量％以上２１．００質量％以下、Ｎｂ：４．７５質量％以上５．５０質量％以下、Ｍｏ：２．８０質量％以上３．３０質量％以下、Ｎｉ：５０．００質量％以上５５．００質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法で焼結させて成形した焼結体を、１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷して溶体化処理する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理した焼結体を、６００℃以上８００℃以下で保持した後に、室温まで冷却して時効処理する時効処理工程と、
を備えるＮｉ合金部品の製造方法。」

コ 「[図1]

」

（２）甲８に記載された発明
ア 上記（１）ア、イ、エ〜カ及びケによると、甲８の請求項１には、耐熱性に優れた析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法により焼結して成形されるＮｉ合金部品の製造方法に関し、鍛造材に用いられる溶体化処理の温度よりも高い温度（１０５０℃以上１２５０℃以下）で溶体化処理を行い、所定の温度範囲（６００℃以上８００℃以下）で保持して時効処理を行うことで、硬くて脆性なδ相（デルタ相）の結晶粒界等への析出と、結晶粒が粗大化することとを抑制し、疲労強度等の機械的強度特性をより向上させる発明が開示されていると認められる。

イ また、上記（１）オの[0033]には、「溶体化処理については、真空雰囲気や、アルゴンガス等の不活性ガスを用いた不活性雰囲気で処理することが可能である。」と記載されており、上記アの発明の溶体化処理も、[0033]に記載されるような雰囲気中で実施可能なことが示唆されている。

ウ さらに、上記（１）カの[0039]には、「金属粉末射出成形法では、粒径が小さい金属粉末を焼結させて成形するので、焼結体に歪みを強制的に付与しなくても結晶粒を微細化することが可能となる。このため、上記構成によれば、１０５０℃以上１２５０℃以下のような高温で溶体化処理しても、結晶粒の粗大化が抑制されて機械的強度の低下が抑えられる。」と記載されており、焼結する金属粉末の粒径が小さいからこそ、請求項１記載の高い温度（１０５０℃以上１２５０℃以下）において、結晶粒の粗大化を抑制しながら溶体化処理することが可能となっていると理解される。そして、上記（１）オの[0022]には、「析出硬化型Ｎｉ合金粉末の平均粒径については、３５μｍより小さいことが好ましい。このように、通常の合金粉末よりも平均粒径が小さいものを使用することにより、鍛造材と略同等の密度と結晶粒径の焼結体を得ることが可能となる。」と記載され、また、実施例の金属粉末射出成形に関する上記（１）キの[0045]にも、「析出硬化型Ｎｉ合金粉末には、平均粒径が３５μｍよりも小さいガスアトマイズ粉末を用いた。」と記載されていることから、上記アの発明で、熱処理目的を達するように請求項１記載の高い温度（１０５０℃以上１２５０℃以下）での溶体化処理を可能とするためには、金属粉末射出成形時の金属粉末として、通常の合金粉末よりも平均粒径が小さいものを使用することが必要であり、その平均粒径の具体的目安は「３５μｍより小さい」ものであることが理解できる。

エ そうすると、甲８には、以下の発明（以下、「甲８発明」という。）が記載されていると認められる。
＜甲８発明＞
「Ｔｉ：０．６５質量％以上１．１５質量％以下、Ａｌ：０．２０質量％以上０．８０質量％以下、Ｃｒ：１７．００質量％以上２１．００質量％以下、Ｎｂ：４．７５質量％以上５．５０質量％以下、Ｍｏ：２．８０質量％以上３．３０質量％以下、Ｎｉ：５０．００質量％以上５５．００質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、平均粒径が３５μｍよりも小さい析出硬化型Ｎｉ合金粉末を金属粉末射出成形法で焼結させて成形した焼結体を、真空雰囲気又は不活性雰囲気で１０５０℃以上１２５０℃以下で１時間から５時間保持した後に、室温まで急冷して溶体化処理する溶体化処理工程と、
前記溶体化処理した焼結体を、６００℃以上８００℃以下で保持した後に、室温まで冷却して時効処理する時効処理工程と、
を備えるＮｉ合金部品の製造方法。」

（３）本件発明１について
ア 対比
本件発明１と甲８発明とを対比する。
（ア）甲８発明の「析出硬化型Ｎｉ合金」、「Ｎｉ合金部品」、「時効処理」及び「不活性雰囲気」は、それぞれ本件発明１の「Ｎｉ基合金」、「金属部材」、「析出硬化処理」、「不活性ガスの雰囲気」に相当する。

（イ）以上によれば、本件発明１と甲８発明とは、
＜一致点８＞
「Ｎｉ基合金で構成される金属部材の成形を行う工程と、
前記金属部材に対して不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気で溶体化処理を行う工程と、
前記溶体化処理に続いて前記金属部材に対する析出硬化処理を行う工程と
を具備し、
前記析出硬化処理を行う工程は、
６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程を含む
金属部材の製造方法。」
である点で一致し、以下の点で相違する。

＜相違点２３＞
本件発明１は、金属部材の成形を「アディティブ・マニュファクチャリング」により行うものであるのに対し、甲８発明は、「金属粉末射出成形法」により行うものである点。

＜相違点２４＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度での熱処理」を行うものであるのに対し、甲８発明には「１０５０℃以上１２５０℃以下」の温度範囲で溶体化処理を行うことは示されているものの、それが本件発明１のような温度範囲での熱処理に相当するかどうかは不明な点。

＜相違点２５＞
本件発明１の「溶体化処理を行う工程」は、「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）」「より高い温度での熱処理を含んで」いないのに対し、甲８発明には、溶体化処理における熱処理温度について、そのような制限は特定されていない点。

＜相違点２６＞
溶体化処理を不活性の雰囲気で行う場合について、本件発明１は、これを「常圧」下で行うのに対し、甲８発明では、どのような気圧下で行うとも特定されていない点。

イ 相違点の検討
相違点２３及び２４について検討する。
（ア）相違点２３及び２４が実質的な相違点であることについて
ａ 相違点２３が実質的な相違点であることについて
（ａ）本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリング」と甲８発明の「金属粉末射出成形法」とは、どちらも金属粉末をベースとした成形方法である点では共通している。
（ｂ）しかしながら、甲８発明の「金属粉末射出成形法」は、上記（１）オの[0018]に記載されるように「混練処理と、射出成形処理と、脱脂処理と、焼成処理と、から構成」される成形処理であって、上記（１）オの[0019]における「混錬処理」に関する説明、上記（１）オの[0024]における「射出成形処理」に関する説明、及び上記（１）オの[0025]における「脱脂処理」に関する説明からも明らかなように、成形時に金属粉末とともにバインダをも必須で用いる技術であるのに対し、本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリング」は、成形時に金属粉末とともにバインダを用いる前提の技術ではない点において、両者は実質的に相違する。

ｂ 相違点２４が実質的な相違点であることについて
（ａ）本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリング」により成形される金属部材と甲８発明の「金属粉末射出成形法」とによりそれぞれ成形される金属部材とは、上記ａのように、その成形方法に関する相違点２３が実質的な相違点となっている。
そのため、本件発明１と甲８発明とでは、成形後の金属部材の金属組織等が互いに異なる可能性が考えられ、ひいては、これら両者の金属部材に対し、たとえ同程度の条件でそれぞれ熱処理を施すとしても、これら熱処理それぞれの技術的意味が異なる場合は、相違点２４は、相違点２３の実現を前提とする相違点として、相違点２３と一体化して把握すべき相違点として把握されるものであって、実質的な相違点といえる可能性も考えられるので、以下そのような観点から検討する。
（ｂ）本件発明１において、相違点２４は相違点１と実質的に同じ発明特定事項に対応するから、相違点２４に係る「溶体化処理を行う工程について」の発明特定事項は、上記１（３）イ（イ）ａで検討した相違点１に係る発明特定事項と同様に、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するとの技術的意味を有する。
（ｃ）これに対し、甲８発明における「１０５０℃以上１２５０℃以下」の温度範囲での「溶体化処理工程」は、上記（２）アで検討したように、硬くて脆性なδ相（デルタ相）の結晶粒界等への析出と、結晶粒が粗大化することとを抑制し、疲労強度等の機械的強度特性をより向上させるとの技術的意味を有するものである。
（ｄ）上記（ｂ）及び（ｃ）によると、相違点２４について、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくような温度範囲で熱処理を行う本件発明１の「溶体化処理を行う工程」と、結晶粒が粗大化することとを抑制するような温度範囲で熱処理を行う甲８発明の「溶体化処理工程」とは、特に、前者が粒子の粗大化を発生させるものであるのに対し、後者が粒子の粗大化を抑制するものである点において技術的意味が全く異なるものとなっている。そして、上記（ａ）を踏まえると、相違点２４は、相違点２３の実現を前提とする相違点として、相違点２３と一体化して検討すべき相違点として把握されるものであって、実質的な相違点であるといえる。

ｃ 小括
以上によれば、相違点２３及び２４は実質的な相違点である。

（イ）相違点２３及び２４の想到容易性の検討
ａ 本件発明１の相違点２３の想到容易性
相違点２３に関する本件発明１の「アディティブ・マニュファクチャリング」と甲８発明の「金属粉末射出成形法」とは、どちらも本件特許に係る出願の出願時に一般に知られていた金属材料の成形方法であり、かつ、上記（ア）ａ（ａ）のとおり、どちらも金属粉末をベースとした成形方法である点で共通しているから、「金属粉末射出成形法」を用いる甲８発明の技術思想を、本件発明１のような「アディティブ・マニュファクチャリング」に転用しようとすることまでは、当業者が容易に想到し得たといえる余地もある。
よって、相違点２３は、甲８発明と周知技術とから当業者が容易に想到し得たといえる余地がある。

ｂ 本件発明１の相違点２４の想到容易性
（ａ）甲８発明における阻害要因の存在
その一方、上記（ア）ｂ（ｄ）のとおり、相違点２３の実現を前提とする相違点として、相違点２３と一体化して検討すべきものと把握される相違点２４に関しては、析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくような温度範囲で熱処理を行う本件発明１の「溶体化処理を行う工程」と、結晶粒が粗大化することとを抑制するような温度範囲で熱処理を行う甲８発明の「溶体化処理工程」とは、特に、前者が粒子の粗大化を発生させるものであるのに対し、後者が粒子の粗大化を抑制するものである点において技術的意味が全く異なるものとなっており、かつ、そのような技術的意味を有する甲８発明の「溶体化処理工程」を、本件発明１のように析出硬化処理前に結晶粒の粗大化を発生させておくような相違点２４に係る温度範囲の熱処理として実行することには、明らかに阻害要因があるものと認められる。

（ｂ）相違点２４が想到容易といえないことについて
また、甲１〜８、及び１６の記載の範囲全体を検討しても、甲８発明に関する上記（ａ）の阻害要因を解消しつつ、当業者が、相違点２３の実現を前提とする相違点２４を容易になし得たといえる格別な動機も見出せない。

ｃ 小括
上記ｂの検討結果を踏まえると、相違点２４は、甲８に記載された発明に基いて、または、甲８に記載された発明と甲１〜７、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（ウ）相違点の検討のまとめ
そうすると、相違点２５及び２６について検討するまでもなく、本件発明１は、甲８に記載された発明に基いて、または、甲８に記載された発明と甲１〜７、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。

（４）本件発明２及び３について
本件発明２及び３は、本件発明１を直接又は間接的に引用するものであるが、上記（３）で述べたとおり、本件発明１が、甲８に記載された発明に基いて、または、甲８に記載された発明と甲１〜７、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない以上、本件発明２及び３についても同様に、甲８に記載された発明に基いて、または、甲８に記載された発明と甲１〜７、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものともいえない。

（５）申立理由８（進歩性）についてのまとめ
以上のとおり、本件発明１〜３は、甲８に記載された発明に基いて、または、甲８に記載された発明と甲１〜７、及び１６に記載された事項に基いて、当業者が容易になし得たものとはいえない。
したがって、申立理由８（進歩性）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

９ 申立理由９（サポート要件）について
（１）サポート要件についての判断手法
特許請求の範囲の記載が、明細書のサポート要件に適合するか否かは、特許請求の範囲の記載と発明の詳細な説明の記載とを対比し、特許請求の範囲に記載された発明が、発明の詳細な説明に記載された発明で、発明の詳細な説明の記載により当業者が当該発明の課題を解決できると認識できる範囲のものであるか否か、また、その記載や示唆がなくとも当業者が本件特許に係る出願の出願時の技術常識に照らし当該発明の課題を解決できると認識できる範囲のものであるか否かを検討して判断すべきものである。

（２）本件発明に関するサポート要件判断
上記（１）の判断手法を踏まえ、本件発明に関する特許請求の範囲の記載がサポート要件に適合しているか否かについて検討する。

ア 本件発明は、アディティブ・マニュファクチャリングにより成形し、所定の熱処理を行う、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の製造方法に関するものである。

イ 本件明細書の記載（【０００９】）によれば、本件発明が解決しようとする課題は、「アディティブ・マニュファクチャリングにより作成された金属部材について、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保する技術を提供することにある」と認められる。

ウ 本件明細書の記載（【００１８】〜【００２１】、【００３５】）によれば、上記アのアディティブ・マニュファクチャリングにより成形したＮｉ基合金に対する所定の熱処理は、以下の要件（ア）及び（イ）をともに満たすことによって、結晶粒の粗大化を発生させた後に、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させて材料を硬化し、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保することができ、本件発明の上記イの課題を解決できることが示されている。

要件（ア）：金属部材に対し、常圧の不活性ガスの雰囲気又は真空雰囲気で、（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下（ＴＣは、固溶線温度）という、鍛造や鋳造によって成形されたＮｉ基合金の金属部材の溶体化処理において一般的に用いられる温度範囲よりも相当に高いが、固溶線温度から少し離れた温度範囲の溶体化処理を行うこと。

要件（イ）：続いて、６００℃以上、８００℃以下の温度範囲での析出硬化処理が行われること。

エ 本件明細書【００２２】〜【００３４】には、ニッケルを主成分とするインコネル７１８（固相線温度１２６０℃）で構成される金属部材の成形を行い、それに続く熱処理として、常圧の不活性化ガスの雰囲気又は真空雰囲気における所定の熱処理条件の溶体化処理と、７２０℃、８時間の熱処理が行われ、その後、６２０℃、１０時間の熱処理が行われるとの内容の析出硬化処理と、のみが行われる実施例及び比較例の金属部材の製造方法が記載されており、このうち、
（ア）実施例の溶体化処理の熱処理は、１１８０℃、３時間との条件で行われ
（イ）比較例の溶体化処理の熱処理は、９５５℃、１時間との条件で行われる
ものとなっている。

オ また、本件明細書には、上記エのように溶体化処理の熱処理条件が異なる実施例と比較例の試験片に関する特性試験結果として、
（ア）比較例の試験片は、破断時間が長くても３０時間であり劣悪なクリープ特性を示した一方、実施例の試験片については約２００時間の破断時間が得られており、鍛造によって作製された金属部材よりはやや劣るものの、鋳造によって作製された金属部材と同等で、比較例の試験片と比較して良好なクリープ特性を示したこと（【００２９】）
（イ）実施例の試験片は、比較例の試験片と比較すると低サイクル疲労特性において劣っていたものの、実用上十分な低サイクル疲労特性を示したこと（【００３３】）
がそれぞれ記載された上で、比較例の試験片には微細結晶の組織が形成され、実施例の試験片では結晶粒の粗大化が認められるとの、以下【図５】の組織写真についての説明がなされている（【００３４】）。
「【図５】

」

カ そして、当業者であれば、上記エ（ア）の実施例以外の場合であっても、アディティブ・マニュファクチャリングにより成形したＮｉ基合金に対し、結晶粒を粗大化させる上記ウの要件（ア）の溶体化処理に続き、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させ材料を硬化させる上記ウの要件（イ）の析出硬化処理が行われる金属部材の製造方法であれば、実施例同様に、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とが確保され、本件発明の上記イの課題を解決することを、十分期待できるものといえる。

キ なお、上記カの実施例以外の金属部材の製造方法は、
（ア）実質的に、上記ウの要件（ア）の熱処理によって溶体化が生じ、上記ウの要件（イ）の熱処理によって析出硬化が生じる前提のＮｉ基合金が用いられる金属部材の製造方法を対象としたものであると、限定的に解釈できる。
（イ）また、上記（ア）の解釈を前提として、上記ウの要件（ア）の溶体化処理により結晶粒の粗大化が期待でき、上記ウの要件（イ）の析出硬化処理により過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させ材料を硬化させることが期待できるものでもある。

ク 以上の本件明細書の記載を総合すれば、上記ウの要件（ア）及び要件（イ）を兼ね備えた本件発明１〜３は、実質的な発明対象が、該要件（ア）の熱処理によって溶体化が生じ、該要件（イ）の熱処理によって析出硬化が生じる前提のＮｉ基合金が用いられる金属部材の製造方法に限定されると解され、かつ、溶体化処理において該要件（ア）の温度範囲より高い温度での熱処理を含んでいないものでもあるから、該要件（ア）の溶体化処理によって結晶粒を粗大化させた状態で、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させ材料を硬化させる該要件（イ）の析出硬化処理が行われることによって、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とが確保されることが十分期待され、本件明細書の発明の詳細な説明に記載されるように上記イの課題が解決されると、当業者が認識できる範囲のものということができる。

ケ このように、本件発明１〜３については、特許請求の範囲の記載がサポート要件に適合するものである。

（３）申立人の主張について
特許異議の申立ての理由の概要として、上記第３の９（１）〜（７）に摘記をした申立理由９（サポート要件）に関する申立人の主張につき、以下のア〜キで検討する。

ア インコネル７１８以外のＮｉ基合金の使用について（申立理由９（１））
（ア）申立人は、本件発明１〜３において、インコネル７１８以外のＮｉ基合金である析出硬化型のＮｉ−Ｃｒ系合金や、析出硬化型ではないＮｉ基合金が用いられる場合、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、
ａ 本件発明１〜３は、析出硬化処理を含む金属部材の製造方法の発明であるから、これら発明に用いられるＮｉ基合金は析出硬化型であることを前提としたものであって、析出硬化型ではないＮｉ基合金を用いる場合は発明対象に含まれないことは、明らかである。
ｂ また、上記（２）ウで検討したように、本件明細書には、アディティブ・マニュファクチャリングにより成形したＮｉ基合金に対して行う熱処理が、要件（ア）及び（イ）をともに満たすことによって、結晶粒の粗大化を発生させた後に、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させて材料を硬化し、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保することができ、上記（２）イの課題を解決できることが説明されており、本件発明１〜３のＮｉ基合金として、実施例記載のインコネル７１８以外の析出硬化型のＮｉ−Ｃｒ系合金が用いられる場合にも、上記（２）ウの要件（ア）の溶体化処理が行われる際には、結晶粒の粗大化が発生し、上記（２）ウの要件（イ）の析出硬化処理が行われる際には、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させて材料を硬化するとの、実施例同様の金属組織の構造的特徴が実現し、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とが確保されることが十分期待されるから、当業者であれば上記（２）イの課題を解決することを認識できるといえる。
ｃ なお、上記（２）イの課題に関わるＮｉ基合金のクリープ特性や低サイクル疲労特性といった機械的特性は、合金組成の違いによっても多少影響される可能性はあるものの、本件明細書の説明には、上記したような金属組織の構造的特徴が課題解決に寄与することが専ら記載されるのみであるし、実施例記載のインコネル７１８以外の析出硬化型のＮｉ−Ｃｒ系合金が用いられる場合、上記（２）ウの要件（ア）の溶体化処理が行われる際に、結晶粒の粗大化が必ずしも発生しないといえたり、上記（２）ウの要件（イ）の析出硬化処理が行われる際に、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相が必ずしも析出しないといえたりするような、金属組織に関する何らかの技術常識が本件特許に係る出願の出願時に存在していたとも認められないし、かつ、申立人も、何らかの具体的証拠を示しているわけでもないから、上記ｂの場合において、本件明細書の説明に反し、課題解決できないといえる特段の事情も見いだせない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

イ 溶体化処理の熱処理温度について（申立理由９（２））
（ア）申立人は、本件発明１〜３において、Ｎｉ基合金がインコネル７１８であり１１８０℃で溶体化処理する以外の熱処理温度条件にて溶体化処理が行われる場合、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、
ａ 本件発明１〜３の「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度」とされる溶体化処理における熱処理温度条件は、上記（２）ウで検討したように、鍛造や鋳造によって成形されたＮｉ基合金の金属部材の溶体化処理において一般的に用いられる温度範囲よりも相当に高いが、固溶線温度から少し離れた温度範囲を特定する、結晶粒の粗大化を発生させるための条件として特定されるものであるから、本件発明１〜３において、Ｎｉ基合金がインコネル７１８であり１１８０℃で溶体化処理する以外の熱処理温度条件にて溶体化処理が行われる場合にも、実施例同様の結晶粒の粗大化という金属組織の構造的特徴が実現し、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とが確保されることが十分期待されるから、当業者であれば上記（２）イの課題を解決することを認識できるといえる。
ｂ なお、本件発明１〜３の、Ｎｉ基合金がインコネル７１８であり１１８０℃で溶体化処理する以外の「（ＴＣ−１００）℃以上、（ＴＣ−５０）℃以下の温度範囲（ＴＣは、前記Ｎｉ基合金の固相線温度）の温度」という条件で溶体化処理が行われる場合において、結晶粒の粗大化が必ずしも発生しないといえる、金属組織に関する何らかの技術常識が本件特許に係る出願の出願時に存在していたとも認められないし、かつ、申立人も、何らかの具体的証拠を示しているわけでもないから、上記ａの場合において、本件明細書の説明に反し、課題解決できないといえる特段の事情も見いだせない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

ウ 溶体化処理の熱処理時間について（申立理由９（３））
（ア）申立人は、本件発明１〜３の熱処理時間が特定されない溶体化処理によって、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、上記（２）ウで検討したように、本件発明１〜３の溶体化処理は、上記（２）イの課題を解決する実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とを確保するため、結晶粒の粗大化を発生させるという技術的意味を有するものであって、かかる溶体化処理の際の熱処理時間までも特定しなければ結晶粒の粗大化が発生しえず、上記（２）イの課題が解決できないといえるような特段の事情も見いだせない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

エ 溶体化処理の冷却条件について（申立理由９（４））
（ア）申立人は、本件発明１及び２の冷却条件が特定されない溶体化処理によって、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、本件発明１及び２の溶体化処理は、本件明細書【００１８】に説明されるように、金属の合金成分が固溶体に溶解する温度以上に加熱して、十分な時間保持した後に、急冷する処理を意味するから、急冷するという冷却条件を備えることは明らかである。また、上記（２）イの課題を解決するために、急冷するとの特定以上に冷却条件を特定しなければいけないような特段の事情も見いだせない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

オ 析出硬化処理の熱処理温度について（申立理由９（５））
（ア）申立人は、本件発明１〜３において、Ｎｉ基合金がインコネル７１８であり７２０℃及び６２０℃で析出硬化処理する以外の熱処理温度条件にて析出硬化処理が行われる場合、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、本件発明１〜３の析出硬化処理は、上記（ア）のような特定温度の処理のみに限らず、本件明細書【００２０】に説明されるように、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させて材料を硬化させるための析出硬化（時効硬化）を人工的に行う熱処理そのものを意味するし、また、本件発明１〜３の「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲」の析出硬化処理において、本件明細書【００２０】に説明されるのとは異なる現象により析出硬化が生じてしまうなどの、上記（２）イの課題が解決できないといえるような特段の事情も見いだせない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

カ 析出硬化処理の熱処理時間について（申立理由９（６））
（ア）申立人は、本件発明１〜３の熱処理時間が特定されない析出硬化処理によって、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、本件発明１〜３の析出硬化処理は、上記オ（イ）で検討したとおりの処理であって、かかる析出硬化処理の熱処理時間までも特定しなければ、上記（２）イの課題が解決できないといえるような特段の事情も見いだせない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

キ 急冷する処理をさらに含む溶体化処理について（申立理由９（７））
（ア）申立人は、本件発明３の急冷する処理をさらに含む溶体化処理は、実施例に記載されておらず、課題を解決できることを当業者が認識できるとはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、上記エ（イ）のように、溶体化処理は、本件明細書【００１８】に説明されるように、金属の合金成分が固溶体に溶解する温度以上に加熱して、十分な時間保持した後に、急冷する処理をもともと意味するものと解されるから、実施例記載の溶体化処理が急冷まで伴うものであることは明らかである。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

（４）申立理由９（サポート要件）についてのまとめ
したがって、申立理由９（サポート要件）によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。

１０ 申立理由１０（明確性要件）について
（１）明確性要件についての判断手法
特許請求の範囲の記載が、明確性要件に適合するか否かは、特許請求の範囲の記載だけではなく、願書に添付した明細書の記載及び図面を考慮し、また、当業者の出願当時における技術常識を基礎として、特許請求の範囲の記載が、第三者の利益が不当に害されるほどに不明確であるか否かという観点から判断されるべきである。

（２）申立人の主張と本件発明に関する明確性要件判断
上記（１）の判断手法を踏まえ、申立人が申立理由１０（明確性要件）について主張をする本件発明に関する特許請求の範囲の記載について、それぞれ明確性要件に適合しているか否かについて検討する。

ア 本件発明１及び３のＮｉ基合金にどのように析出硬化処理を行うのか判然としない合金が含まれるか否かについて
（ア）申立人は、請求項１及び３に記載されたＮｉ基合金は、析出硬化型ではない合金であって、どのように析出硬化処理を行うのか判然としないものを含む点で、明確とはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、上記９（３）ア（イ）ａで検討したとおり、本件発明１及び３は、析出硬化処理を含む金属部材の製造方法の発明であるから、これら発明に用いられるＮｉ基合金は析出硬化型であることを前提としたものであって、析出硬化型ではないＮｉ基合金、すなわち、どのように析出硬化処理を行うのか判然としない合金を用いる場合は、発明対象に含まれないことは、明らかである。
したがって、析出硬化型ではない合金を含まないＮｉ基合金に対する本件発明１及び３の析出硬化処理は、第三者の利益が不当に害されるほどに不明確なものであるとはいえない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

イ 本件発明３の急冷する処理は明確といえるか否かについて
（ア）申立人は、請求項３に記載された急冷は、具体的にどのような冷却速度の範囲であるかという点で、明確とはいえない旨を主張する。
（イ）しかしながら、本件発明３の「急冷する処理」は、「溶体化処理を行う工程」に含まれるとされているから、溶体化処理に支障のない範囲の冷却速度で行われる処理であることは明らかであり、該「急冷する処理」は、具体的な冷却速度の範囲が特定されていないからといって、第三者の利益が不当に害されるほどに不明確なものであるとはいえない。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

（３）申立理由１０（明確性要件）についてのまとめ
したがって、申立理由１０（明確性要件）によっては、本件特許の請求項１及び３に係る特許を取り消すことはできない。

１１ 申立理由１１（実施可能要件）について
（１）実施可能要件についての判断手法
物を生産する方法の発明における発明の実施とは、その物を生産する方法の使用をする行為のほか、その方法により生産した物の使用等をする行為をいうから、物を生産する方法の発明について、発明の詳細な説明の記載が、当業者がその実施をすることができる程度に明確かつ十分に記載したものである（実施可能要件を満たす）というためには、発明の詳細な説明には、当業者がその物を生産する方法を使用することができ、かつ、その方法により生産した物を使用することができる程度に明確かつ十分に記載されている必要がある。

（２）本件発明に関する実施可能要件判断
ア 本件発明は、アディティブ・マニュファクチャリングにより成形し、所定の熱処理を行う、Ｎｉ基合金で構成される金属部材の製造方法に関するものである。

イ 本件明細書には、上記アの本件発明を構成する発明特定事項、すなわち、Ｎｉ基合金で構成される金属部材（【００１５】）、アディティブ・マニュファクチャリングにより金属部材の成形を行う工程（【００１７】）、金属部材に対して溶体化処理を行う工程（【００１８】、【００１９】、【００２１】）、及び溶体化処理に続いて金属部材に対する析出硬化処理を行う工程（【００２０】）の各事項を、一通り理解できる程度の具体的な説明がなされている。

ウ また、本件明細書【００２２】〜【００３４】には、ニッケルを主成分とするインコネル７１８（固相線温度１２６０℃）で構成される金属部材の成形を行い、それに続く熱処理として、常圧の不活性化ガスの雰囲気又は真空雰囲気における１１８０℃、３時間の溶体化処理と、７２０℃、８時間の熱処理が行われ、その後、６２０℃、１０時間の熱処理が行われるとの内容の析出硬化処理のみが行われる実施例が記載されている。

エ さらに、上記イ及びウの本件明細書の説明に加え、本件明細書【００３５】の記載を参酌すると、本件発明は、アディティブ・マニュファクチャリングにより成形したＮｉ基合金に対し、結晶粒の粗大化を図る溶体化処理と、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させて材料を硬化する析出硬化処理とを行うことで、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とが確保される金属部材の製造方法であることが理解できる。

オ 以上によれば、実施例のとおりに本件発明を実施することはもとより、該実施例以外の態様により、アディティブ・マニュファクチャリングにより成形したＮｉ基合金に対し、結晶粒の粗大化を図る溶体化処理と、過飽和固溶体から金属間化合物などの異相を析出させて材料を硬化する析出硬化処理とを行う本件発明を実施することも十分可能なものと判断されるから、本件発明の金属部材の製造方法を当業者が何ら支障なく使用できることについて、本件明細書の発明の詳細な説明には、明確かつ十分な記載がなされているといえる。
また、そのようにして得られる金属部材は、実用上十分なクリープ特性と低サイクル疲労特性とが確保されるものであり、当業者が何ら支障なく使用することができることについて、本件明細書の発明の詳細な説明には、明確かつ十分な記載がなされているともいえる。

カ よって、本件明細書の発明の詳細な説明の記載は、本件発明１〜３について、実施可能要件を満たすものである。

（３）申立人の主張について
ア 本件発明１及び３のＮｉ基合金に析出硬化型ではない合金が用いられた場合の析出硬化について
（ア）申立人は、本件発明１及び３のＮｉ基合金のうち析出硬化型ではない合金について、「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」において、どのようにして析出硬化するのかについて、発明の詳細な説明には明確かつ十分な記載がなされていない旨を主張する。
（イ）しかしながら、上記９（３）ア（イ）ａで検討したとおり、本件発明１及び３は、析出硬化処理を含む金属部材の製造方法の発明であるから、これら発明に用いられるＮｉ基合金は析出硬化型であることを前提としたものであって、析出硬化型ではないＮｉ基合金、すなわち、どのように析出硬化処理を行うのか判然としない合金を用いる場合は、発明対象に含まれないことは、明らかである。
したがって、析出硬化型ではない合金を含まないＮｉ基合金に対する、本件発明１及び３の析出硬化処理としての「６００℃以上、８００℃以下の温度範囲の温度での熱処理を行う工程」は、当業者が実施をするに何ら支障のないものである。
（ウ）よって、上記（ア）の申立人の主張は採用できない。

（４）申立理由１１（実施可能要件）についてのまとめ
したがって、申立理由１１（実施可能性要件）によっては、本件特許の請求項１及び３に係る特許を取り消すことはできない。

第５ むすび
以上のとおり、特許異議申立書に記載した特許異議の申立ての理由によっては、本件特許の請求項１〜３に係る特許を取り消すことはできない。
また、他に本件特許の請求項１〜３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 2021-12-15 
出願番号 P2016-096238
審決分類 P 1 651・ 121- Y (B22F)
P 1 651・ 113- Y (B22F)
P 1 651・ 537- Y (B22F)
P 1 651・ 536- Y (B22F)
最終処分 07   維持
特許庁審判長 平塚 政宏
特許庁審判官 市川 篤
佐藤 陽一
登録日 2021-01-20 
登録番号 6826821
権利者 三菱重工業株式会社
発明の名称 金属部材の製造方法  
代理人 狩野 芳正  

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