2022-700505

特許第６９８０５２７号発明「アルミニウム合金製品」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６９８０５２７号の請求項１ないし１８に係る特許を維持する。

理 由 第１ 手続の経緯 特許第６９８０５２７号（以下、「本件特許」という。）の請求項１～１８に係る特許についての出願（以下、「本願」という。）は、２０１６年（平成２８年）１月２５日（パリ条約による優先権主張外国庁受理 ２０１５年 １月２３日 米国（ＵＳ））を国際出願日とする出願であって、令和 ３年１１月１９日に特許権の設定登録がされ、同年１２月１５日に特許掲載公報が発行され、その後、令和 ４年 ６月１３日に、請求項１～１８（全請求項）に係る特許に対し、特許異議申立人である黒野美穂（以下、「申立人」という。）により特許異議の申立てがされ、令和 ４年 ９月１２日付けで取消理由が通知され、これに対して、特許権者により同年１２月１５日受付で意見書が提出されたものである。 第２ 本件発明 本件特許の特許請求の範囲の請求項１～１８に係る発明（以下、「本件発明１」～「本件発明１８」といい、これらを総合して「本件発明」という。）は、それぞれ、本願の願書に添付した特許請求の範囲の請求項１～１８に記載された事項により特定される次のとおりのものである。 「【請求項１】 アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が： 外層を形成する一対の外部領域と、 該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり； 内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低く； アルミニウム合金製品は、０から０．１０のデルタｒ値（Δｒ）を持ち； デルタｒ値は以下のように計算されるものであり： 絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2] その中で、r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向（longitudinal direction）におけるｒ値であり； その中で、r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向（transverse direction）におけるｒ値であり；そして、 その中で、r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向（45 degree direction）におけるｒ値である、 構成からなる事を特徴とするアルミニウム合金製品。 【請求項２】 アルミニウム合金製品の調質（テンパー temper）が、T4、T43、およびO調質（テンパー）から成る群から選択されることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項３】 前記アルミニウム合金製品の調質（テンパー）が、T4であることを特徴とする請求項２記載のアルミニウム合金製品。 【請求項４】 前記アルミニウム合金製品の調質（テンパー）が、T43であることを特徴とする請求項２記載のアルミニウム合金製品。 【請求項５】 前記アルミニウム合金が、2xxx、6xxx、および7xxxシリーズの合金から成る群から選択されることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項６】 前記アルミニウム合金が、6xxxシリーズの合金であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項７】 前記アルミニウム合金が、6022の合金であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項８】 前記デルタｒ値（Δｒ）が、０から０．０７であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項９】 前記デルタｒ値（Δｒ）が、０から０．０５であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１０】 アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が： 外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり； 内部領域は、合金が、球状からなるデンドライト結晶（globular dendrites）で構成され； アルミニウム合金製品は、０から０．１０のデルタｒ値を持ち； デルタｒ値は以下のように計算されるものであり： 絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2] その中で、r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向（longitudinal direction）におけるｒ値であり； その中で、r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向（transverse direction）におけるｒ値である。そして、 その中で、r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向（45 degree direction）におけるｒ値である、 構成からなる事を特徴とするアルミニウム合金製品。 【請求項１１】 アルミニウム合金製品の調質（テンパー temper）は、T4、T43、およびO調質（テンパー）から成る群から選択されることを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１２】 前記アルミニウム合金製品の調質（テンパー）が、T4であることを特徴とする請求項１１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１３】 前記アルミニウム合金製品の調質（テンパー）が、T43であることを特徴とする請求項１１記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１４】 前記アルミニウム合金が、2xxx、6xxx、および7xxxシリーズの合金から成る群から選択されることを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１５】 前記アルミニウム合金が、6xxxシリーズの合金であることを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１６】 前記アルミニウム合金が、6022の合金であることを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１７】 前記デルタｒ値（Δｒ）が、０から０．０７であることを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金製品。 【請求項１８】 前記デルタｒ値（Δｒ）が、０から０．０５であることを特徴とする請求項１０記載のアルミニウム合金製品。」 第３ 申立理由の概要 申立人は、証拠方法として、本願の拒絶査定不服審判事件（不服２０１９－１６２８８）で提出された書類である甲第２号証と甲第８号証を除いていずれも本願の優先日前に、日本国内又は外国において頒布された又は電気通信回線を通じて公衆に利用可能となった、下記甲第１～９号証を提出して、以下の申立理由１～５により、本件特許のうち請求項１～１８に係る特許を取り消すべきものである旨主張している。 １ 申立理由１（新規性、進歩性：取消理由として不採用） 本件発明１～３、５～６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１～９は、甲１に記載された発明に基いて、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、本件発明１～９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（進歩性：取消理由として不採用） 本件発明１～１８は、甲５に記載された発明と甲１、６、７等に記載された技術常識とに基いて、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、本件発明１～１８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（実施可能要件：取消理由として採用） 発明の詳細な説明の記載は、本件発明１～１８が、従来の直接鋳造圧延法に比べて高速で鋳造及び圧延を行うことを可能とする特殊な鋳造圧延装置を用いる必要があるにもかかわらず、該装置の具体的構成が記載されていない点で、特許法第３６条第４項第１号に規定する要件を満たしていない。 したがって、請求項１～１８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。 ４ 申立理由４（サポート要件：取消理由として不採用） 特許請求の範囲の記載は、本件発明１～１８について、以下（１）～（３）の点で特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない。 したがって、請求項１～１８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）本件発明１～１８は、特許権者の主張によれば、「アルミニウム合金製品の延性を低下させることなく強度を高める」との課題を解決しようとする発明と解され、かかる課題を解決するための技術的手段として、所定の層構造が採用されているが、外部領域及び内部領域の厚みが特定されていない。そして、外部領域又は内部領域の厚みが薄くなれば、これらの層の作用効果が乏しくなると考えることが自然であるから、本件発明１～１８の範囲まで発明の詳細な説明に開示された内容を拡張ないしい一般化できるとはいえない。 （２）本件発明１～９は、特許権者の主張によれば、「アルミニウム合金製品の延性を低下させることなく強度を高める」との課題を解決しようとする発明と解され、かかる課題を解決するための技術的手段として、所定の層構造が採用されているが、外部領域及び内部領域における共晶を形成する合金元素の濃度の大小関係のみ特定され、その具体的な差や各領域における合金元素の分布の態様については何ら特定されていない。そして、外部領域又は内部領域の共晶を形成する合金元素の濃度の差が小さくなれば、これらの層の作用効果が乏しくなると考えることが自然であるから、本件発明１～９の範囲まで発明の詳細な説明に開示された内容を拡張ないしい一般化できるとはいえない。 （３）本件発明１～９は、「アルミニウム合金製品の延性を低下させることなく強度を高める」との課題を解決するために、デルタｒ値（Δｒ）の範囲が特定されるものであるが、アルミニウム合金製品中のＭｇの濃度が特定されていない。そして、発明の詳細な説明（【００８３】～【００９０】）の記載によれば、Ｍｇの濃度が０．５８質量％以上と高い場合には、本件発明１～９のΔｒの範囲を実現することができないから、本件発明１～９は、発明の詳細な説明に記載された発明の課題を解決するための手段が反映されているとはいえない。 ５ 申立理由５（明確性要件：取消理由として不採用） 特許請求の範囲の記載は、本件発明１～１８について、以下（１）及び（２）の点で特許法第３６条第６項第２号に規定する要件を満たしていない。 したがって、請求項１～１８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）本件発明１～９は、連続鋳造法により得られたアルミニウム合金製品のみが包含されるべきところ、ＤＣ鋳造により得られる鋳塊から作製されたアルミニウム製品が含まれるか否かが明確ではない。 （２）本件発明１～１８は、アルミニウム合金製品の板の厚さが特定されておらず、特に厚さが厚くデルタｒ値（Δｒ）の測定を行うための試験片を厚み方向の一部の領域から採取した場合において、板材の厚み方向の全領域を含む試験片のΔｒの値と同一の技術的意義を有するΔｒの値が得られるとはいえないから、Δｒの範囲が明確であるとはいえない。 ［証拠方法］ 甲第１号証：特開２００６－９７０５７号公報 甲第２号証：特願２０１７－５３８９４６号(本願)の拒絶査定不服審判事件（不服２０１９－０１６２８８）に係る審判請求書 甲第３号証：国際公開第２０１４/１５６９０７号 甲第４号証：新エネルギー・産業技術総合開発機構、「水素利用国際クリーンエネルギーシステム技術（ＷＥ－ＮＥＴ）第II期研究開発 タスク１０ 低温材料の開発」、平成１４年度成果報告書、平成１５年３月、ｐ．１８０、１８７、２０８、２１０ 甲第５号証：特表２００５－５０４６３５号公報 甲第６号証：特開２０１１－８０１５５号公報 甲第７号証：特開２００５－１７１２９５号公報 甲第８号証：特願２０１７－５３８９４６号(本願)の拒絶査定不服事件（不服２０１９－０１６２８８）に係る令和３年５月１７日提出の意見書 甲第９号証：軽金属学会 研究委員会 鋳造・凝固部会編、「アルミニウムの連続鋳造技術とその鋳塊組織について」、軽金属学会、昭和５６年(１９８１年)１０月、ｐ．１６～１７ （以下、甲第１号証～甲第９号証をそれぞれ「甲１」～「甲９」という。） 第４ 取消理由の概要 申立人が提示する上記第３の申立理由のうち申立理由３を採用して、請求項１～１８に係る特許に対して、実施可能要件について、以下の内容の取消理由を通知した。 本件明細書には、本件発明１～１８のアルミニウム合金製品の製造に関し、【００７０】には、アルミニウム合金条を連続鋳造することが示唆されており、また、【００８７】～【００８８】に記載された実施例（例１～１０）には、５０フィート／分（１５．２４メートル／分）を超える速さの鋳造が行われることが示されている。 そうすると、本件発明１～１８のアルミニウム合金製品を製造するためには、５０フィート／分（１５メートル／分）を超える速さの鋳造を行うことができる連続鋳造装置が必要であることが理解される一方で、そのような従来知られていたより桁違いに速い鋳造を行うことのできる連続鋳造装置に関しては、本件明細書等に具体的構成が記載されておらず、また、本件特許の国際出願日の時点において広く一般に知られていたものともいえないから、当業者といえども、本件発明１～１８の「アルミニウム合金製品」を製造する連続鋳造装置が、いかにして当該合金製品の製造に必要とされる速い鋳造速度を実現可能にしたものであるのかを、十分に把握することができない。 よって、発明の詳細な説明には、少なくとも、当業者が本件発明１～１８の「アルミニウム合金製品」を製造することができる程度にまで、その製造装置に関する明確かつ十分な記載がなされているとはいえない。 したがって、発明の詳細な説明は、当業者が本件発明１～１８を実施することができる程度に明確かつ十分に記載されたものとはいえないから、本件特許の請求項１～１８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５ 当審の判断 上記取消理由は、令和 ４年１２月１５日受付の意見書によって解消しており、また、取消理由として採用されなかった申立理由１、２、４、５はいずれも採用できない。その理由は以下のとおりである。 １ 取消理由（申立理由３）について （１）実施可能要件についての判断手法 物の発明における発明の実施とは、その物の生産、使用等をする行為をいうから、物の発明について、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、当業者がその物を製造することができ、かつ、その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（以下、「判断手法」という。）が、アルミニウム合金製品という物の発明である本件発明が、上記判断手法に基づいて、実施可能であるといえるかについて、以下検討する。 （２）本願の願書に添付した明細書（以下、「本件明細書」という。）には、本件発明のアルミニウム合金製品の製造方法について、使用する鋳造装置や当該装置を用いた製造方法の詳細については記載されていないが、以下の記載がある（下線は当審が付した。また、「…」は記載の省略を表す。）。 「【００２６】 ここで使用される「原料」の用語は、条材（strip form）からなるアルミニウム合金を指す。いくつかの実施例において、本発明の実施に際して採用される原料は、米国特許第５，５１５，９０８号、第６，６７２，３６８号、および第７，１２５，６１２号において詳述される連続鋳造法（continuous casting）により製造され、それぞれ、本発明の譲受人（assignee）に譲渡（割り当て）され、全ての目的によって組み込まれる。いくつかの実施例では、原料は、ベルトキャスターおよび／またはロールキャスターを用いて生成される。」 「【００６９】 いくつかの実施例では、本件発明によるアルミニウム合金製品は、以下の方法で製造され得る：（i）原料として連続鋳造したアルミニウム合金条（continuously-cast aluminum alloy strip）を準備する；… 【００７０】 いくつかの実施例では、連続鋳造したアルミニウム合金条は、アメリカ合衆国特許第５，５１５，９０８号、６，６７２，３６８号、および／または、７，１２５，６１２号で詳述されている鋳造方法によって形成され、あらゆる目的のため、ここに参照として利用（包含・併合）される。」 そして、令和 ４年１２月１５日受付の意見書では、いずれも本願の優先日前に頒布された又は電気通信回線を通じて公衆に利用可能となった、米国特許第６，６７２，３６８号を乙第１号証として、さらに、その日本出願の特許公報である特許第４３７５９６６号公報を乙第２号証として、米国特許第５，５１８，０６４号を乙第３号証として添付して、上記連続鋳造法について説明している。 （３）そこで、本件明細書で言及され、令和 ４年１２月１５日受付の意見書にも添付された米国特許第６，６７２，３６８号（乙第１号証）を参照して、本件発明のアルミニウム合金製品が製造可能であるかについて検討する。 ア 乙第１号証には次の記載がある（翻訳として乙第２号証を参照する）。 「Referring to FIG. 1(which generically depicts horizontal continuous casting according to the prior art and according to the present invention), the present invention is practiced using a pair of counter-rotating cooled rolls R1 and R2 rotating in the directions of the arrows A1 and A2, respectively. By the term horizontal, it is meant that the cast strip is produced in a horizontal orientation or at an angle of plus or minus about 30# from horizontal. As shown in more detail in FIG. 3, a feed tip T, which may be made from a ceramic material, distributes molten metal M in the direction of arrow B directly onto the rolls R1 and R2 rotating in the direction of the arrows A1 and A2, respectively. Gaps G1 and G2 between the feed tip T and the respective rolls R1 and R2 are maintained as small as possible to prevent molten metal from leaking out and to minimize the exposure of the molten metal to the atmosphere along the rolls R1 and R2 yet avoid contact between the tip T and the rolls R1 and R2. A suitable dimension of the gaps G1 and G2 is about 0.01 inch (0.25 mm). A plane L through the centerline of the rolls R1 and R2 passes through a region of minimum clearance between the rolls R1 and R2 referred to as the roll nip N.」（第７欄４２～６２行） （当審訳：「【００２４】従来技術に従った及び本発明に従った水平の連続鋳造を包括的に描く）図１を参照して、本発明は、それぞれ矢印Ａ１及びＡ２の向きに回転する一組みの逆転の冷却ロールＲ１及びＲ２を使用して、実施される。用語、水平によって、鋳造されたストリップが、水平の位置付けで、又は水平位置からプラス若しくはマイナス約３０°の角度で生産されることを意味する。図３により詳細に示すように、セラミック材料から作ってもよい、供給チップＴは、それぞれ、矢印Ａ１及びＡ２の向きで回転するロールＲ１及びＲ２上へ直接、矢印Ｂの向きに溶融した金属Ｍを分布させる。供給チップＴとそれぞれのロールＲ１及びＲ２の間のギャップＧ１及びＧ２を、できるだけ小さく維持して、溶融した金属が漏れ出すことを防止し、ロールＲ１及びＲ２に沿った雰囲気への溶融した金属の露出を最小にするが、チップＴ及びロールＲ１及びＲ２の間の接触を回避する。ギャップＧ１及びＧ２の適切な寸法は、約０．０１インチ（０．２５ｍｍ）である。ロールＲ１及びＲ２の中心線を通じた平面Ｌは、ロールニップＮと呼ばれるロールＲ１及びＲ２の間に最小のクリアランスの領域を通過する。） 「The molten metal M directly contacts the cooled rolls R1 and R2 at regions 2 and 4, respectively. Upon contact with the rolls R1 and R2, the metal M begins to cool and solidify. The cooling metal produces an upper shell 6 of solidified metal adjacent the roll R1 and a lower shell 8 of solidified metal adjacent to the roll R2. The thickness of the shells 6 and 8 increases as the metal M advances towards the nip N. Large dendrites 10 of solidified metal (not shown to scale) are produced at the interfaces between each of the upper and lower shells 6 and 8 and the molten metal M. The large dendrites 10 are broken and dragged into a center portion 12 of the slower moving flow of the molten metal M and are carried in the direction of arrows C1 and C2. The dragging action of the flow can cause the large dendrites 10 to be broken further into smaller dendrites 14 (not shown to scale). In the central portion 12 upstream of the nip N referred to as a region 16, the metal M is semi-solid and includes a solid component (the solidified small dendrites 14) and a molten metal component. The metal M in the region 16 has a mushy consistency due in part to the dispersion of the small dendrites 14 therein. At the location of the nip N, some of the molten metal is squeezed backwards in a direction opposite to the arrows C1 and C2. The forward rotation of the rolls R1 and R2 at the nip N advances substantially only the solid portion of the metal (the upper and lower shells 6 and 8 and the small dendrites 14 in the central portion 12) while forcing molten metal in the central portion 12 upstream from the nip N such that the metal is completely solid as it leaves the point of the nip N. Downstream of the nip N, the central portion 12 is a solid central layer 18 containing the small dendrites 14 sandwiched between the upper shell 6 and the lower shell 8. In the central layer 18, the small dendrites 14 may be about 20 to about 50 microns in size and have a generally globular shape.」（第７欄６３行～第８欄２９行）（当審訳：【００２５】 溶融した金属Ｍは、それぞれ領域２及び４で冷却されたロールＲ１及びＲ２と直接接触する。ロールＲ１及びＲ２との接触で、金属Ｍは、冷えて固化し始める。冷える金属は、ロールＲ１に隣接する固化した金属の上側の殻６及びロールＲ２に隣接する固化した金属の下側の殻８を生成する。殻６及び８の厚さは、金属ＭがニップＮに向かって進むにつれて、増加する。固化した金属の大きい樹枝状結晶１０（比例するように示してない）は、上側及び下側の殻６及び８の各々並びに溶融した金属Ｍの間の境界で生産される。大きい樹枝状結晶１０は、破壊され、溶融した金属Ｍのより遅く移動する流れの中央部分１２へ引きずられ、矢印Ｃ１及びＣ２の向きに運ばれる。流れの引きずる作用は、大きい樹枝状結晶１０を、より小さい樹枝状結晶１４（比例するように示してない）へさらに破壊することを引き起こし得る。領域１６と呼ばれるニップＮの上流の中央部分１２において、金属Ｍは、半固体であり、固体の成分（固化した小さい樹枝状結晶１４）及び溶融した金属の成分を含む。領域１６における金属Ｍは、その中に小さい樹枝状結晶１４の分散により、部分的に、柔らかな軟度を有する。ニップＮの場所で、溶融した金属のいくらかは、矢印Ｃ１及びＣ２と反対の向きに後方へ押し込まれる。金属が、それがニップＮの点を離れるとき、完全に固体であるようにニップＮから上流に中央部分１２における溶融した金属を押しつける一方で、ニップＮにおけるロールＲ１及びＲ２の前方回転は、実質的に、金属の固体の部分（上側及び下側の殻６及び８並びに中央部分１２における小さい樹枝状結晶１４）のみを進ませる。ニップＮの下流で、中央部分１２は、上側の殻６及び下側の殻８の間に挟まれた小さい樹枝状結晶１４を含有する固体の中央層１８である。中央層１８において、小さい樹枝状結晶１４は、大きさにおいて約２０乃至約５０ミクロンであると共におおよそ球形の形状を有してもよい。) 「The three layers of the upper and lower shells 6 and 8 and the solidified central layer 18 constitute a solid cast strip 20. The solid central layer 18 constitutes about 20 to about 30 percent of the total thickness of the strip 20. The concentration of the small dendrites 14 is higher in the solid central layer 18 of the strip 20 than in the semi-solid region 16 of the flow. The molten aluminum alloy has an initial concentration of alloying elements including peritectic forming alloying elements and eutectic forming alloying elements. Alloying elements which are peritectic formers with aluminum are Ti, V, Zr and Cr. All other alloying elements are eutectic formers with aluminum, such as Si, Fe, Ni, Zn, Mg, Cu and Mn. During solidification of an aluminum alloy melt, dendrites typically have a lower concentration of eutectic formers than the surrounding mother melt and higher concentration of peritectic formers. In the region 16, in the center region upstream of the nip, the small dendrites 14 are thus partially depleted of eutectic formers while the molten metal surrounding the small dendrites is somewhat enriched in eutectic formers. Consequently, the solid central layer 18 of the strip 20, which contains a large population of dendrites, is depleted of eutectic formers (typically by up to about 20 weight percent, such as about 5 to about 20 wt. %) and is enriched in peritectic formers (typically by up to about 45 percent such, as about 5 to about 45 wt. %) in comparison to the concentration of the eutectic formers and the peritectic formers in each of the metal M, the upper shell 6 and the lower shell 8.」（第８欄３０～５７行） （当審訳：【００２６】 上側及び下側の殻６及び８の三つの層並びに固化した中央層１８は、固体の鋳造されたストリップ２０を構成する。固体の中央層１８は、ストリップ２０の合計の厚さの約２０乃至約３０パーセントを構成する。小さい樹枝状結晶１４の濃度は、流れの半固体の領域１６におけるよりもストリップ２０の固体の中央層１８において高い。溶融したアルミニウム合金は、包晶を形成する合金をつくる元素及び共晶を形成する合金をつくる元素を含む初期濃度の合金をつくる元素を有する。アルミニウムとの包晶形成体である合金をつくる元素は、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、及びＣｒである。全ての他の合金をつくる元素は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、及びＭｎのような、アルミニウムとの共晶形成体である。アルミニウム合金の溶融物の固化の間に、樹枝状結晶は、典型的に、周囲の母溶融物よりも低い濃度の共晶形成体及びより高い濃度の包晶形成体を有する。このように、領域１６において、ニップの上流における中央領域で、小さい樹枝状結晶を囲む溶融した金属が、いくらか、共晶形成体を富化させる一方で、小さい樹枝状結晶１４は、部分的に、共晶形成体を枯渇させる。結果として、大きい占有率の樹枝状結晶を含有する、ストリップ２０の固体の中央層１８は、金属Ｍ、上側の殻６及び下側の殻８の各々において共晶形成体及び包晶形成体の濃度と比較して、共晶形成体を（典型的には、約５乃至約２０重量％のような、約２０重量パーセントまで）枯渇させ、包晶形成体を（典型的には、約５乃至約４５重量パーセントのような、約４５パーセントまでに）富化させる。) 「The control, maintenance and selection of the appropriate speed of the rolls R1 and R2 may impact the operability of the present invention. The roll speed determines the speed that the molten metal M advances towards the nip N. If the speed is too slow, the large dendrites 10 will not experience sufficient forces to become entrained in the central portion 12 and break into the small dendrites 14. Accordingly, the present invention is suited for operation at high speeds such as about 25 to about 400 feet per minute or about 100 to about 400 feet per minute or about 150 to about 300 feet per minute. The linear rate per unit area that molten aluminum is delivered to the rolls R1 and R2 may be less than the speed of the rolls R1 and R2 or about one quarter of the roll speed. High-speed continuous casting according to the present invention may be achievable in part because the textured surfaces D1 and D2 ensure uniform heat transfer from the molten metal M.」（第９欄２０～３０行） （当審訳：【００２９】 ロールＲ１及びＲ２の適切なスピードの制御、維持、及び選択は、本発明の実施可能性に強い影響を与える場合もある。ロールスピードは、溶融した金属Ｍが、ニップＮへ向かって進むスピードを決定する。スピードが遅すぎるとすれば、大きい樹枝状結晶１０は、表面の力を経験せず、中央部分１２に浮遊して運ばれ、壊れて小さい樹枝状結晶１４になることになる。よって、本発明は、約２５乃至約４００フィート毎分又は約１００乃至約４００フィート毎分又は約１５０乃至約３００フィート毎分のような高速での動作に適する。溶融したアルミニウムがロールＲ１及びＲ２へ送り出される、単位面積当たりの線速度は、ロールＲ１及びＲ２のスピード又は約四分の一のロールスピードよりも小さい場合もある。本発明に従う高速の連続鋳造は、模様を付けられた面Ｄ１及びＤ２が、溶融した金属Ｍからの均一な熱伝達を確実にするので、部分的に達成可能である場合もある。） 「BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS … FIG. 1 is a schematic of a portion of a caster with a molten metal delivery tip and a pair of rolls; FIG. 2 … FIG. 3 is an enlarged cross-sectional schematic of the molten metal delivery tip and rolls shown in FIG. 1 operated according to the present invention;」（第６欄１９～３６行） （当審訳：【図面の簡単な説明】 【図１】 溶融した金属の送り出しチップ及び一組みのロールを備えた鋳造機の一部分の概略である。 【図２】 … 【図３】 本発明に従って動作する溶融した金属の送り出しチップ及び図１に示すロールの拡大した断面の概略である。） 「 ［図：0001396283000001.jpg］ （当審訳：【図１】先行技術） 」 「 ［図：0001396283000002.jpg］ 」 （当審訳：【図３】） イ 上記アの記載によれば、図１及びその部分拡大図である図３の鋳造機を用いることにより、供給チップＴから供給された溶融した金属Ｍは、ロールニップＮと呼ばれる最小のクリアランスの領域を有する一組の冷却ロールＲ１とＲ２と接触して冷却され固化することにより、上側の殻６と下側の殻８を生成し、それら殻に挟まれた中央層１８には球形で小さい樹枝状結晶１４が含まれる（【００２４】、【００２５】）。このようにして形成された上側の殻６、下側の殻８及び中央層１８は、固体の鋳造されたストリップ２０を構成する。 そして、上記溶融した金属Ｍは、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、及びＭｎのような、アルミニウムとの共晶を形成する合金をつくる元素を初期濃度で含むアルミニウム合金であり、中央層１８は、金属Ｍ、上側の殻６及び下側の殻８の各々における共晶形成体の濃度と比較して、共晶形成体が枯渇している（【００２６】）。 また、上記ストリップ２０の形成は、ロールスピードを約２５乃至約４００フィート毎分の高速動作とすることにより可能となる（【００２９】）。 ウ 以上から、乙第１号証の図１、図３に記載された鋳造機を用いて、ロールスピードを約２５乃至約４００フィート毎分の高速動作とすることによって、本件発明１の「外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり；内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低」いストリップ２０、すなわち、「アルミニウム合金条」を形成できることが理解できる。 同様に、乙第１号証の図１、図３に記載された鋳造機を用いて、ロールスピードを約２５乃至約４００フィート毎分の高速動作とすることによって、本件発明１０の「外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり；内部領域は、合金が、球状からなるデンドライト結晶（globular dendrites）で構成され」るストリップ２０、すなわち、「アルミニウム合金条」を形成できることが理解できる。 エ そして、上記ウで形成されたストリップ２０すなわち「アルミニウム合金条」に対して、本件明細書の段落【００６９】に記載されたように、「（ii）少なくとも一のスタンドを経由させ、任意的に最終製品ゲージへ、インライン（in-line）で、要求される厚さまで該原料を熱間または温間圧延する、（iii）原料を冷間圧延（cold rolling）する；（iv）要求される合金および調質に依拠して、インラインまたはオフライン（offline）で原料を固溶化熱処理する（solution heat-treating）；そして（v）原料を焼き入れ（quenching）した後、張力を平準化して巻き取る」ことによって、本件発明のアルミニウム合金製品が製造される。 （４）以上のとおり、本件明細書の発明の詳細な説明の記載と、技術常識として参酌する当該発明の詳細な説明において言及された文献（乙第１号証）の記載に基づいて、当業者が本件発明のアルミニウム合金製品を製造することができるといえるし、このように製造された本件発明のアルミニウム合金製品が、例えばプレス成形におけるアルミ合金板に使用できることは明らかであるから、上記（１）の判断手法に基づいて本件発明は実施可能であるといえる。 したがって、上記１の取消理由は解消した。 ２ 甲号証の記載及び記載された発明 （１）甲１の記載、及び甲１に記載された発明 ア 甲１には、「耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金及びその製造方法（発明の名称）に関して、次の記載がある。（なお、下線は当審が付与し、「…」は記載の省略を表す。以下同様。）。 （１ア）「【特許請求の範囲】 【請求項１】 質量％で、 Ｍｇ：０．１～１．０、 Ｓｉ：０．２～２．０を含み、 Ｍｎ：０．０３～０．４、 Ｃｒ：０．０３～０．４、 Ｔｉ：０．００５～０．２、 Ｆｅ：０．０３～０．５、 Ｚｎ：０．０３～２．５以下、 Ｃｕ：０．１～１．０のうち１種もしくは２種以上を含み、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、 そのＹＳが１４０ＭＰａ以下であり、 ｒ値の平均が０．６９以上であり、 ｒ値の異方性を示すΔｒが０．２０以下であることを特徴とする、耐ボディしわ性に優れたアルミニウム合金。」 （１ウ）「【技術分野】 【０００１】 本発明の技術分野は形状の凹凸の大きい部品、例えば自動車用のパネル部品の材料として用いられるアルミニウム合金に関するものである。 【背景技術】 【０００２】 自動車のパネル部品等のプレス成形において、材料の流入により形状を得る成形が実施されることがある。このような成形では、流入した材料が特定の形状部分で面外に変位し、金型表面の形状に比べて波打った、形状精度の悪い状態になることがある。このような面外への変形による波状の形状がボディしわである。」 （１エ）「【発明が解決しようとする課題】 【０００８】 本発明における課題はボディしわの発生を抑制する材料を示すことであり、金型の形状や成形方法の限定せずに材質特性を限定することで、様々な形状の金型の成形に対して、ボディしわの発生を抑制する手段を示すことである。 【課題を解決するための手段】 【０００９】 材料流入を伴う成形において、特定の金型形状部位にて、材料の流入増量を板厚増でまかなえずに面外変形する現象がボディしわである。つまり、ボディしわとは幅縮みによる成形部位にて発生する現象である。それゆえ、材料の幅縮みの抵抗が小さければ、材料流入量は幅縮みによる体積増、すなわち板厚増となり、ボディしわのような面外への変位は発生しないと考えられる。本発明者等は、この考えの基、まず幅縮み抵抗に影響を及ぼすと思われる材料因子について検討した。 【００１０】 まず、幅縮み変形が塑性変形であることから、降伏応力ＹＳが小さければしわは発生しないと考えた。次に、引張試験でのｒ値も重要な因子であると考えた。ｒ値が大きいことは幅縮みが容易であることを示しているからである。ところで、材料流入は１方向のみでなく、複数の方向から起こる。それゆえ、複数方向の幅縮み変形に対して、幅縮みの抵抗に方向差がないことがしわ抑制に望ましいと考えることが出来る。つまり、ＹＳとｒ値の異方性差がないことが望ましい。本発明者等は、ＹＳよりもｒ値の異方性の方がしわ抑制に対する影響が大きいと考えた。すなわち、ｒ値の異方性差を示すΔｒを小さくすることがしわ発生抑制に重要であり効果的であると考えた。その他、引張強度ＴＳもボディしわ抑制に効果あるが、上記ＹＳ、ｒ値の平均、Δｒの規制にて殆どのボディしわ発生が抑制できると考えた。それ故、ＹＳ、ｒ値の平均、Δｒのみでボディしわの抑制方法を見い出した。なお Δｒは（ｒＬ＋ｒC－２ｒX）／２で定義されるｒ値の異方性差を示す量である。ここでｒＬは圧延面上の素材圧延方向のｒ値、ｒCは圧延面上の素材圧延方向と垂直な方向のｒ値、ｒXは圧延面上の素材圧延方向から４５°回転した方向のｒ値である。」 （１オ）「【発明を実施するための最良の形態】 【００１５】 本発明は、自動車用の材料である６０００系アルミ合金に対してなされたものである。したがって、主たる添加元素であるＭｇは、質量％として０．１以上１．０以下、Ｓｉは０．２以上２．０以下が必須である。これらのＭｇとＳｉの添加量であれば、プレス成形以外に要求される材料特性、例えば強度や焼付け効果性などを満足する。しかし、ここで限定する以上の添加を行えば、ＹＳやＴＳが大きくなり、ｒ値の平均値やΔｒを制御してもボディしわの発生を抑制するこが極めて困難になる。また逆に、限定量以下の添加であれば、十分な強度を得ることが出来ずにプレス成形時に破断が発生する。 【００１６】 Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｚｎ、これらの元素は、強度向上、結晶粒微細化、成形性向上などに効果があり、１種または２種以上を添加する。 … 【００１８】 以上の添加元素の下、以下の特性を規制することによりボディしわの抑制が可能になると考える。 【００１９】 ＹＳは幅縮み抵抗に重要な特性であり、値が低いと抵抗が小さくなり、しわ発生しにくくなる。つまり、ＹＳが低いことは塑性変形し易いことを意味し、幅縮み変形で塑性変形し易くなれば、幅縮みの応力が板厚増に費やされるため幅縮み応力は緩和されて流入抵抗が小さくなる。流入の抵抗が小さくなれば座屈による面外変位、すなわちしわは発生しにくくなる。しかし、ＹＳが１４０ＭＰａを越えると流入抵抗は極端に大きくなり、面外座屈変形が発生する。なお、ＹＳの下限値は特に設けない。上記成分であれば成形に十分な最低の強度が得られるからである。 【００２０】 ｒ値もまた幅縮み抵抗に重要な特性であり、ｒ値の平均値が幅縮み抵抗を表すパラメータである。したがって、ｒ値の平均値が高くなればしわ発生は抑制され、０．６９未満になると幅縮み変形での面外座屈が顕著になり、しわ発生する。ｒ値は幅縮みによる板厚増の大きさに対応する。したがって、上述したＹＳと同じく、ｒ値が大きければ塑性変形により幅縮応力は板厚増へと緩和されて面外座屈しにくくなる。 【００２１】 Δｒの限定は幅縮み抵抗の異方性差の解消を意味する。材料流入は多方向に亘るため、それぞれの方向からの幅縮み抵抗の差がしわ発生を引き起こす。上記ｒ値の平均が０．６９以上の場合では、Δｒが０．２０以下であればしわ発生を抑制することが出来る。本発明の特徴は、塑性変形により幅縮み応力を板厚増へと緩和させるために、ＹＳとｒ値を同時に規定したところにある。 【００２２】 上述した成分系にてこれらの特性を有する材料の製造では、結晶粒方位のランダム化が最も重要である。つまり、結晶粒方位のランダムになればΔｒは小さくなり、また、ｒ値も平均的に増大する傾向となる。」 （１カ）「【００２６】 また、最後の焼鈍工程、すなわち溶体化処理工程では固溶元素の析出状態が決定する。これにより材料の強度が決まる。結晶粒が粗大化せず、かつ添加元素が十分固溶する温度にて保持し、その後の冷却工程では、成形性に必要な最低限の強度が得られ、かつＹＳが１４０ＭＰａ以下になる析出状態を形成しなくてはならない。 【００２７】 溶体化熱処理でも同様に、所望の強度や微細な結晶粒を得るためにその温度範囲は上記同様４５０℃以上５６０℃以下で５分以下の保持が必要である。また、この温度域及び保持時間では添加元素が十分に固溶すること、及び、固溶した元素の析出を抑制するためにその後の冷却工程では８０℃までの間を１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要があること、が知見された。逆に、１５℃／ｓ以下の冷却速度では、冷却途中にてＭｇＳｉ系の比較的粗大な析出物が生成し、１４０ＭＰａ以下のＹＳの調整が困難となる。したがって、最後の焼鈍工程、すなわち溶体化処理工程は、加熱を４５０℃以上５６０℃以下で５分以下の保持とし、その後の冷却を８０℃まで１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することとする。」 （１キ）「【実施例】 【００２８】 … 【００２９】 表１は試験に供した材料であり、これらは全てラボにて、鋳造、均熱処理、熱延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理の順にて製造されたものである。各材料について強度とｒ値を測定し、上述したしわ評価の小型試験を実施した。しわ評価において、○はしわなし、×はしわ有りを示し、破断は４０ｍｍの深絞り成形において金型のポンチ肩にてネッキングもしくは破断が起こったことを示す。なお、ここに示した材料の製造工程は全て同じであり、熱延以後の工程条件は表２のプロセス１と記載した条件である。なお、表２中の全条件にて中間焼鈍と溶体化処理での所定温度での保持時間は全て１分である。 … 【００３２】 ［図：0001396283000003.jpg］ 」 イ 甲１に記載された発明 （ア）甲１において解決しようとする課題は、自動車用のパネル部品等の材料として用いられるアルミニウム合金において、材料の流入により形状を得るプレス成形におけるボディしわの発生を抑制する材料を示すことである（【０００１】、【０００２】、【０００８】）。 （イ）甲１のアルミニウム合金は、ボディしわの発生を抑制するために、降伏応力ＹＳを小さくし、ｒ値を大きくして幅縮みを容易にするとともに、ｒ値の異方性差を示すΔｒを小さくしている。ここで、Δｒとは、（ｒＬ＋ｒC－２ｒX）／２で定義されるｒ値の異方性差を示す量であり、ｒＬは圧延面上の素材圧延方向のｒ値、ｒCは圧延面上の素材圧延方向と垂直な方向のｒ値、ｒXは圧延面上の素材圧延方向から４５°回転した方向のｒ値である（【００１０】）。 具体的には、ＹＳが１４０ＭＰａ以下であり、ｒ値の平均が０．６９以上の場合、Δｒが０．２０以下であればしわ発生を抑制することが出来る（【請求項１】、【００１８】～【００２１】）。 （ウ）上記（イ）のアルミニウム合金の実施例として、【００３２】の【表１】のＮｏ．Ｂの材料に注目すると、当該材料は、Ｍｇを０．８９、Ｓｉを０．９５含有するアルミニウム合金であり、鋳造、均熱処理、熱延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理の順にて製造されたものである（【００２９】）。そして、当該材料のＹＳは１１４ＭＰａ、ｒ値の平均値は０．７３、Δｒは０．０８であると測定された。なお、ＭｇとＳｉの上記含有量について、その単位は、段落【００１５】に「主たる添加元素であるＭｇは、質量％として０．１以上１．０以下、Ｓｉは０．２以上２．０以下が必須である。」と記載されていることから、質量％であるものと認められる。 （エ）したがって、甲１には、Ｎｏ．Ｂの材料で製造された材料に注目すると、次の「アルミニウム合金の材料」が記載されているものと認められる（以下「甲１発明」という。）。 「Ｍｇを０．８９質量％、Ｓｉを０．９５質量％含有するアルミニウム合金の材料であって、鋳造、均熱処理、熱延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理の順にて製造されたものであり、 ＹＳは１１４ＭＰａであり、 ｒ値の平均値は０．７３であり、 Δｒは０．０８である、アルミニウム合金の材料。 ただし、Δｒはｒ値の異方性差を示す量であり、次の式で定義されるものである。 Δｒ＝（ｒＬ＋ｒC－２ｒX）／２、 ｒＬは圧延面上の素材圧延方向のｒ値、 ｒCは圧延面上の素材圧延方向と垂直な方向のｒ値、 ｒXは圧延面上の素材圧延方向から４５°回転した方向のｒ値。」 （２）甲２の記載 甲２には、次の記載がある。 「なお、米国特許第６，６７２，３６８号に係る実施例によれば、連続鋳造のための溶融したアルミニウム合金は、包晶を形成する元素及び共晶を形成する元素を有しており、前者は、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、及びＣｒであり、後者は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、及びＭｎのような、アルミニウムとの共晶を形成する元素であります。」（１３頁４～８行） 「特に、引用文献２（当審注：特開２００３－１２９１５６号公報）にはＤＣ鋳造によるインゴットの製造に係る技術が開示されており（例えば、引用文献２の〔００３１〕段落）、本願発明によるアルミニウム合金条の製造のための構成を満たさないものであると考えられます。つまり、引用文献２に係る鋳造方法によって、本願発明の特徴である内側領域と外側領域を形成することはありません。」（１７頁７～１２行） （３）甲３の記載、及び甲３に記載された発明 甲３には、「包装容器用アルミニウム合金板およびその製造方法」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 （３ア）「[0001] 本発明は、ＤＩ缶またはボトル缶等に適用される包装容器用アルミニウム合金板およびその製造方法に関する。」 （３イ）「[0004] これらの飲料用アルミニウム缶には、実用に適する強度、加工性が要求される他に、外観の美しさも要求される。しかし、飲料用アルミニウム缶の缶胴には、しばしば年輪状の褐色ないしは黒色の筋が見られ外観が損なわれることがある。その原因は板表面にあるＡｌおよびＭｇの酸化物、酸化膜によるものとされている。」 （３ウ）「[0010] 本発明は、前記課題を解決するためのものであり、強度および加工性に優れ、製造において煩雑な工程を必要とすることなく、ＤＩ加工後あるいは、ネック成形後の缶胴の表面に年輪状の褐色ないしは黒色の筋が見られない、表面品質に優れた包装容器用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することを課題とする。」 （３エ）「[0011] 本発明者らは鋭意検討した結果、以下の事項を見出した。 アルミニウム合金製のＤＩ缶、ボトル缶に発現する年輪状の模様は、アルミ板表面のＭｇ系酸化物の影響によるものと考えられており、表面からのＭｇおよびその酸化物の除去が有効である。先に記した技術は、いずれも、熱間圧延後あるいは冷間圧延途中に苛性処理など表面エッチングを行うため、良好な表面形態が得られるが、新たに１工程増える上に、薬剤の処理コストが増えるなど、望ましい工程ではない。本発明は、新たな工程を増やすことなくできる方法を検討した結果得られたものである。また、従来から行われている方法として、均熱後の面削が行われているが、単に、均熱後に面削を行うだけでは、熱間圧延のための加熱および熱延中に、スラブおよび熱延板表面にＭｇの酸化物が形成され、表面品質が低下する。そこで、均熱時間を従来よりも長く保持し、板表面へのＭｇの拡散を促進させ、その後、表面に濃化したＭｇ層を面削により除去することで、板表面のＭｇ濃度が低くなり、熱延後も板表面を良好にすることができることを見出した。」 （３オ）「[0034] 次に、本発明に係る包装容器用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。 ≪包装容器用アルミニウム合金板の製造方法≫ アルミニウム合金板の製造方法は、第１工程、第２工程、第３工程、第４工程および第５工程を含むものである。 以下、各工程について説明する。 [0035]＜第１工程＞ 第１工程は、アルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊を作製する工程である。 ここで、アルミニウム合金の成分は、Ｍｎ：０．５０～１．５０質量％、Ｍｇ：０．５０～１．５０質量％、Ｓｉ：０．１０～０．５０質量％、Ｆｅ：０．１０～０．７０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。また、さらに、Ｃｕ：０．５０質量％以下を含有してもよい。 また、さらに、Ｃｒ：０．００１～０．３質量％、Ｚｎ：０．０５～１．０質量％からから選択された一種または二種を含有してもよい。さらには、０．００５～０．２質量％のＴｉを単独で、又は０．０００１～０．０５質量％のＢと併せて含有してもよい。 各成分の説明については、前記したとおりであるため、ここでは省略する。 [0036]＜第２工程＞ 第２工程は、第１工程で作製された鋳塊を均質化熱処理する工程である。 ここで、第２工程においては、均質化熱処理を、５８０～６２０℃の到達温度で２４時間以上保持した後、室温まで冷却する条件で行う。 [0037]［５８０～６２０℃の到達温度で２４時間以上保持］ 均質化熱処理の到達温度が５８０℃未満もしくは保持時間が２４時間未満では、鋳塊表面に濃化するＭｇ量が少なくなる。そのため、その後の工程により鋳塊表面を面削しても、本発明の所望のＭｇの存在比が得られない。一方、到達温度が６２０℃を超えると、スラブ（鋳塊）表面がバーニングを起こし、アルミニウム合金板の製造そのものができなくなる。なお、保持時間の上限は特に規定されるものではないが、経済的な観点から３６時間以下が好ましい。 … [0039]＜第３工程＞ 第３工程は、第２工程で均質化熱処理された鋳塊表面を面削する工程である。 従来から行われている方法として、均熱後の面削が行われているが、単に、均熱後に面削を行うだけでは、熱間圧延のための加熱および熱延中に、スラブおよび熱延板表面にＭｇの酸化物が形成され、表面品質が低下する。そこで、均熱保持時間を従来よりも長くし、鋳塊表面へのＭｇの拡散を促進させ、その後、表面に濃化したＭｇ層を面削により除去することで、鋳塊表面のＭｇ濃度が低くなり、熱延後も板表面を良好にすることができる。 ここで、第３工程においては、鋳塊表面を５ｍｍ以上面削する。面削が５ｍｍ未満では、表面に濃化したＭｇ層の除去が不十分となり、鋳塊表面のＭｇ濃度が十分に低くならない。そのため、本発明の所望のＭｇの存在比が得られない。なお、上限については特に規定されるものではないが、生産性等の観点から２０ｍｍ以下の面削とすることが好ましい。 [0040] なお、鋳塊表面とは、最終製品板であるアルミニウム合金板において、製缶した場合に外面にくる側の面である。ただし、最終製品板の両面において本発明の所望のＭｇの存在比を満たすようにする場合は、鋳塊の両面である。 面削の方法としては、エンドミル切削やダイヤモンドバイト切削等の切削法、表面を砥石等で削る研削法、バフ研磨等の研磨法等を用いることができるが、これらに限定されるものではない。 [0041]＜第４工程＞ 第４工程は、第３工程で面削された鋳塊を熱間圧延して圧延板を作製する工程である。 ここで、前記第４工程においては、前記第３工程で面削した鋳塊を再加熱することで、前記熱間圧延を、熱間圧延温度を４５０～５２０℃の条件で行うことが好ましい。 … [0045]＜第５工程＞ 第５工程は、第４工程で作製された圧延板を冷間圧延してアルミニウム合金板を作製する工程である。 ここで、第５工程においては、冷間圧延間の中間焼鈍は行わない。 中間焼鈍を行うと、ＤＩ成形後にネック部の強度が高くなり、ネック成形時のシワの発生やフランジ部の割れ発生等、成形性が劣化する。また、工程が増えることで、コストアップになる。 [0046] また、冷間圧延は、冷間圧延時の冷間加工率を８０～９２％の条件下で行うことが好ましい。 冷間圧延時の冷間加工率を８０％以上とすることで、アルミニウム合金板の強度が向上し、缶強度が向上する。一方、９２％以下とすることで、成形時に４５°耳の発達を抑え、フランジ部の寸法不良等を招きにくく、所定の缶寸法が得易くなる。 [0047] 以上説明した本発明に係る包装容器用アルミニウム合金板は、図２に示すような従来の一例のボトル缶１（２ピースボトル缶または３ピースボトル缶）や、図３に示すような従来の一例のＤＩ缶１１等に好適に用いることができると共に、従来の種々のアルミニウム合金板の樹脂被覆材（不図示）にも好適な素材である。」 （３カ）「実施例 … [0053] ≪アルミニウム合金板の作製≫ 表１に示すような合金組成を備えたアルミニウム合金を溶解、鋳造し、次に均質化熱処理、面削、続いて熱間圧延を行い、板厚２．２ｍｍのホットコイルを製造した。熱間圧延では、熱間圧延中の圧延ワークロールに形成されるコーティングの厚さをブラシロールで制御し、コーティングの厚さを１．７μｍにして圧延した。さらに、このホットコイルに冷間圧延を施し、製缶用のアルミニウム合金板（板厚０．３２０ｍｍ）とした。ここで、面削量は５～２０ｍｍの間で適宜設定した。 また、均質化熱処理、熱間圧延における各条件については、表２、３に示すとおりである。また、表１～３において、本発明の構成を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。 [0054] [表１] ［図：0001396283000004.jpg］ [0055]≪アルミニウム合金板のＭｇの存在比≫ 次に、このようにして製造されたアルミニウム合金板のＭｇの存在比を調べた。 Ｍｇの存在比は、アルミニウム合金板から深さ方向に、高周波グロー放電発光分光分析装置ＧＤ－ＯＥＳ（株式会社堀場製作所（ＨＯＲＩＢＡ，Ｌｔｄ．）製、ＪＹ－５０００ＲＦ）にて元素分析を行うことにより測定した。分析においては、同装置により、パルスモード（周波数２００Ｈｚ、デューティサイクル０．０６２５）でアルゴンスパッタリングして、アルミニウム合金板の主要組成である、Ａｌ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｍｇの各金属元素を深さ方向に定量分析（アトミックパーセント）を行った。得られたＭｇの深さ方向分布における、表面から２０ｎｍの範囲までのＭｇ元素の存在量と、深さ１０００～１０２０ｎｍの２０ｎｍの範囲に存在するＭｇ元素の存在量との比を求めた。すなわち、「（Ｍｇ濃度の深さ方向分布曲線における表面から２０ｎｍの範囲で曲線とＸ軸、Ｙ軸に囲まれた面積）／（深さ１０００～１０２０ｎｍの２０ｎｍの範囲で深さ方向分布曲線とＸ軸に囲まれた面積）」を求めた。」 （３キ）「[0060] ［表面状態］ ネック成形したネック部を目視により観察し、年輪状の筋模様（フローマーク）の濃さを評価した。５点満点で、４点以上を合格とした。 前記の各試験結果を表２、３に示す。また、Ｎｏ．１およびＮｏ．７のＭｇ濃度分布のグラフ（深さ方向分布曲線）を図５Ａ、図５Ｂに示す。 [0061]［表２］ ［図：0001396283000005.jpg］ 」 （３ク）「［図５Ａ］ ［図：0001396283000006.jpg］ ［図５Ｂ］ ［図：0001396283000007.jpg］ 」 （４）甲４の記載 甲４には、次の記載がある。 「(1)溶接用素材の作製方法 溶接用アルミニウム合金素材として、Mg含有量の異なるA5454-Ｏ材およびA5083-Ｏの２種類を作製した。母材はいずれも均質化処理，熱間圧延により板厚30mmの圧延板を作製し、最終焼鈍を行った。Table3.2.2-1に母材の化学組成を、Fig.3.2.2-l,2にそれぞれ5454母材および5083母材のミクロ組織を示す。母材の結晶粒は熱間圧延により伸ばされたパンケーキ状であった。」（１８０頁下から１１～６行） 「(6)溶接部EPMA分析結果 Fig.3.3.2-27～30にEPMA（エレクトロンプローグ マイクロアナライザー）による母材部および溶接部のMg量の測定結果を示す。これより溶接部のMg量の低下はほとんど認められておらず、硬さ測定結果と対応していることが認められた。また母材中央部に見られるMg偏析部が電子ピーム溶接により解消されていることが認められた。」（１８７頁下から１１～７行） 「 ［図：0001396283000008.jpg］ Fig.3.3.2-27 Analysis of Mg content of both 5454 base metal and RPEB weld metal by EPMA」（２０８頁）（当審訳：5454母材金属とRPEB溶接金属両方のEPMAを用いたＭg含有量についての分析） 「 ［図：0001396283000009.jpg］ Fig. 3.3.2-29 Analysis of Mg content of both 5083 base metal and RPEB weld metal by EPMA」（２０９頁）（当審訳：5083母材金属とRPEB溶接金属両方のEPMAを用いたＭg含有量についての分析） （５）甲５の記載、及び甲５に記載された発明 ア 甲５には「アルミニウムの連続鋳造」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 （５ア）「【特許請求の範囲】 … 【請求項２８】 アルミニウム合金の一組みの外側の層、及び 前記外側の層の間に位置決めされる前記アルミニウム合金の中央の層を含み、 前記外側の層及び前記中央の層は、一組みのロールの間における溶融したアルミニウム合金の組成物の連続鋳造によってストリップに生産されており、 前記溶融したアルミニウム合金は、初期濃度で共晶を形成する合金をつくる元素を含み、 前記中央の層における前記共晶を形成する合金をつくる元素の濃度は、各々の前記外側の層における前記共晶を形成する合金をつくる元素の濃度よりも少ない、アルミニウム合金のストリップ。 … 【請求項４０】 アルミニウム合金の一組みの外側の層、及び 前記外側の層の間に位置決めされると共に球形の樹枝状結晶を含む前記アルミニウム合金の中央の層を含み、 前記外側の層及び前記中央の層は、一組みの回転するロールへ送り出される前記アルミニウム合金の組成物の溶融物の連続鋳造によって、ストリップに生産されてある、アルミニウム合金のストリップ。」 （５イ）「【００２４】 （従来技術に従った及び本発明に従った水平の連続鋳造を包括的に描く）図１を参照して、本発明は、それぞれ矢印Ａ１及びＡ２の向きに回転する一組みの逆転の冷却ロールＲ１及びＲ２を使用して、実施される。用語、水平によって、鋳造されたストリップが、水平の位置付けで、又は水平位置からプラス若しくはマイナス約３０°の角度で生産されることを意味する。図３により詳細に示すように、セラミック材料から作ってもよい、供給チップＴは、それぞれ、矢印Ａ１及びＡ２の向きで回転するロールＲ１及びＲ２上へ直接、矢印Ｂの向きに溶融した金属Ｍを分布させる。供給チップＴとそれぞれのロールＲ１及びＲ２の間のギャップＧ１及びＧ２を、できるだけ小さく維持して、溶融した金属が漏れ出すことを防止し、ロールＲ１及びＲ２に沿った雰囲気への溶融した金属の露出を最小にするが、チップＴ及びロールＲ１及びＲ２の間の接触を回避する。ギャップＧ１及びＧ２の適切な寸法は、約０．０１インチ（０．２５ｍｍ）である。ロールＲ１及びＲ２の中心線を通じた平面Ｌは、ロールニップＮと呼ばれるロールＲ１及びＲ２の間に最小のクリアランスの領域を通過する。 【００２５】 溶融した金属Ｍは、それぞれ領域２及び４で冷却されたロールＲ１及びＲ２と直接接触する。ロールＲ１及びＲ２との接触で、金属Ｍは、冷えて固化し始める。冷える金属は、ロールＲ１に隣接する固化した金属の上側の殻６及びロールＲ２に隣接する固化した金属の下側の殻８を生成する。殻６及び８の厚さは、金属ＭがニップＮに向かって進むにつれて、増加する。固化した金属の大きい樹枝状結晶１０（比例するように示してない）は、上側及び下側の殻６及び８の各々並びに溶融した金属Ｍの間の境界で生産される。大きい樹枝状結晶１０は、破壊され、溶融した金属Ｍのより遅く移動する流れの中央部分１２へ引きずられ、矢印Ｃ１及びＣ２の向きに運ばれる。流れの引きずる作用は、大きい樹枝状結晶１０を、より小さい樹枝状結晶１４（比例するように示してない）へさらに破壊することを引き起こし得る。領域１６と呼ばれるニップＮの上流の中央部分１２において、金属Ｍは、半固体であり、固体の成分（固化した小さい樹枝状結晶１４）及び溶融した金属の成分を含む。領域１６における金属Ｍは、その中に小さい樹枝状結晶１４の分散により、部分的に、柔らかな軟度を有する。ニップＮの場所で、溶融した金属のいくらかは、矢印Ｃ１及びＣ２と反対の向きに後方へ押し込まれる。金属が、それがニップＮの点を離れるとき、完全に固体であるようにニップＮから上流に中央部分１２における溶融した金属を押しつける一方で、ニップＮにおけるロールＲ１及びＲ２の前方回転は、実質的に、金属の固体の部分（上側及び下側の殻６及び８並びに中央部分１２における小さい樹枝状結晶１４）のみを進ませる。ニップＮの下流で、中央部分１２は、上側の殻６及び下側の殻８の間に挟まれた小さい樹枝状結晶１４を含有する固体の中央層１８である。中央層１８において、小さい樹枝状結晶１４は、大きさにおいて約２０乃至約５０ミクロンであると共におおよそ球形の形状を有してもよい。 【００２６】 上側及び下側の殻６及び８の三つの層並びに固化した中央層１８は、固体の鋳造されたストリップ２０を構成する。固体の中央層１８は、ストリップ２０の合計の厚さの約２０乃至約３０パーセントを構成する。小さい樹枝状結晶１４の濃度は、流れの半固体の領域１６におけるよりもストリップ２０の固体の中央層１８において高い。溶融したアルミニウム合金は、包晶を形成する合金をつくる元素及び共晶を形成する合金をつくる元素を含む初期濃度の合金をつくる元素を有する。アルミニウムとの包晶形成体である合金をつくる元素は、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、及びＣｒである。全ての他の合金をつくる元素は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、及びＭｎのような、アルミニウムとの共晶形成体である。アルミニウム合金の溶融物の固化の間に、樹枝状結晶は、典型的に、周囲の母溶融物よりも低い濃度の共晶形成体及びより高い濃度の包晶形成体を有する。このように、領域１６において、ニップの上流における中央領域で、小さい樹枝状結晶を囲む溶融した金属が、いくらか、共晶形成体を富化させる一方で、小さい樹枝状結晶１４は、部分的に、共晶形成体を枯渇させる。結果として、大きい占有率の樹枝状結晶を含有する、ストリップ２０の固体の中央層１８は、金属Ｍ、上側の殻６及び下側の殻８の各々において共晶形成体及び包晶形成体の濃度と比較して、共晶形成体を（典型的には、約５乃至約２０重量％のような、約２０重量パーセントまで）枯渇させ、包晶形成体を（典型的には、約５乃至約４５重量パーセントのような、約４５パーセントまでに）富化させる。」 （５ウ）「【００３６】 ［実施例］ 表１に示す重量による百分率で存在する合金をつくる元素を有する溶融したアルミニウム合金を、上側のベルトが、ニップの下流で固化する金属に接触しなかった、熱シンクのベルト鋳造機上で連続して鋳造した。 【００３７】 ここで報告する試験を、ロール鋳造機で行わなかった。しかしながら、工程を設計して、固化した金属を動作させることのない一組みのロール上への鋳造をシミュレーションした。 【００３８】 【表１】 ［図：0001396283000010.jpg］ 様々なギャップの設定に関するロールのスピード対合金１及び２に加えられた単位幅当たりの力を、それぞれ図４及び５に線図で示す。全ての実例において、ロールによって加えられた力は、２００ポンド／幅インチよりも小さかった。 【００３９】 合金１のストリップ（０．０９インチの厚さ）を、合金をつくる元素の分離に関して分析した。ストリップの厚さを通じた合金をつくる元素の濃度は、共晶を形成する元素（Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、及びＺｎ）に関して図６における、及び包晶を形成する元素（Ｔｉ、Ｖ、及びＺｒ）に関して図７における、線図で与えられる。包晶を形成する合金をつくる元素が、ストリップの中央部分で富化する一方で、共晶を形成する合金をつくる元素は、ストリップの中央部分で部分的に枯渇する。 … 【００４２】 合金２のストリップ（０．１インチの厚さ）を、合金をつくる元素の分離に関して分析した。ストリップの厚さを通じた合金をつくる元素の濃度は、共晶を形成する元素（Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｆｅ、及びＳｉ）に関して図１０における、及び包晶を形成する元素（Ｔｉ、及びＶ）に関して図１１における、線図で与えられる。包晶を形成する合金をつくる元素が、ストリップの中央部分で富化する一方で、共晶を形成する合金をつくる元素は、ストリップの中央部分で部分的に枯渇する。」 （５エ）「【図面の簡単な説明】 【図１】 溶融した金属の送り出しチップ及び一組みのロールを備えた鋳造機の一部分の概略である。 【図２】 … 【図３】 本発明に従って動作する溶融した金属の送り出しチップ及び図１に示すロールの拡大した断面の概略である。」 （５オ）「【図１】 ［図：0001396283000011.jpg］ 」 （５カ）「【図３】 ［図：0001396283000012.jpg］ 」 （当審注：甲５には【図３】は添付されていないため、甲５に係る国際出願の国際公開パンフレットのFIG.3を【図３】と読み替えた。） （５キ）「【図６】 ［図：0001396283000013.jpg］ 」 （５ク）「【図１０】 ［図：0001396283000014.jpg］ 」 イ 甲５に記載された発明 （ア）上記（５イ）によれば、図１及びその部分拡大図である図３の鋳造機を用いることにより、チップＴから供給された溶融した金属Ｍは、ロールニップＮと呼ばれる最小のクリアランスの領域を有する一組のロールＲ１とＲ２と接触して冷却され固化することにより、上側の殻６と下側の殻８を生成し、それら殻に挟まれた中央層１８には球形で小さい樹枝状結晶１４が含まれる（【００２４】、【００２５】）。このようにして形成された上側の殻６、下側の殻８及び中央層１８は、固体の鋳造されたストリップ２０を構成する。 そして、上記溶融した金属Ｍは、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、及びＭｎのような、アルミニウムとの共晶を形成する合金をつくる元素を初期濃度で含むアルミニウム合金であり、中央層１８は、金属Ｍ、上側の殻６及び下側の殻８の各々における共晶形成体の濃度と比較して、共晶形成体が枯渇している（【００２６】）。 （イ）上記（５ウ）によれば、【表１】の合金２の合金組成を有するアルミニウム合金から上記（ア）の鋳造機を用いて鋳造したストリップ２０は、０．１インチの厚さであり、上記（５ク）の図１０に示されるように、共晶を形成する元素（Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｆｅ、及びＳｉ）の濃度がストリップ中央部分で部分的に枯渇していることを確認することができる。なお、ここで枯渇とは、共晶を形成する元素の濃度がその周囲よりも低いことを意味している。 （ウ）したがって、合金２から製造されたストリップ２０に注目して、請求項２８、４０の記載にならうと、甲５には次の二つの「アルミニウム合金のストリップ」が記載されているものと認められる。 「アルミニウム合金の一組の外側の層６、８及び 前記外側の層の間に位置決めされる前記アルミニウム合金の中央の層１８を含み、 前記外側の層６、８及び前記中央の層１８は、一組のロールＲ１、Ｒ２の間における溶融したアルミニウム合金の組成物の連続鋳造によってストリップ２０に生産されており、 前記溶融したアルミニウム合金は、初期濃度で共晶を形成する合金をつくる元素である、Ｍｇ：０．９重量％、Ｍｎ：０．９重量％、Ｃｕ：０．５重量％、Ｆｅ：０．４５重量％、及びＳｉ０．３重量％を含み、 前記中央の層１８における前記共晶を形成する合金をつくる元素の濃度は、各々の前記外側の層６、８における前記共晶を形成する合金をつくる元素の濃度よりも少ない、厚さ０．１インチのアルミニウム合金のストリップ。」 （以下、「甲５発明」という。） 「アルミニウム合金の一組みの外側の層６、８及び 前記外側の層の間に位置決めされると共に球形の樹枝状結晶１４を含む前記アルミニウム合金の中央の層１８を含み、 前記外側の層６、８及び前記中央の層１８は、一組の回転するロールＲ１、Ｒ２へ送り出される前記アルミニウム合金の組成物の溶融物の連続鋳造によって、ストリップ２０に生産されてある、厚さ０．１インチのアルミニウム合金のストリップ。」 （以下、「甲５樹枝発明」という。） （６）甲６の記載 ア 甲６には「ボトムしわ性が良好なキャンボディ用アルミニウム合金板」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 （６ア）「【特許請求の範囲】 【請求項１】 Ｍｇ：０．８～１．５％（質量％、以下同じ）、Ｍｎ：０．７～１．５％、Ｃｕ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．１～０．４％、Ｆｅ：０．２～０．６％を含有し、更にＴｉ：０．００５～０．０５％，Ｂ：０．０００１～０．００１％を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金板で、最終冷間圧延のラストパスを１２０℃以上の高温で仕上げた最終素板の、ｒ値の平均が０．７５以上、かつ、ｒ値の面内異方性Δｒが－０．１５から＋０．０５の範囲内、伸びが５％以上である事を特徴とするボトムしわ性が良好なキャンボディ用アルミニウム合金板。」 （６イ）「【技術分野】 【０００１】 本発明は、ボトムしわ性に優れたキャンボディ用アルミニウム合金板に関するものである。」 （６ウ）「【発明が解決しようとする課題】 【０００５】 本発明の目的はしごき成形性、フランジ成形性、缶体強度等の特性を損なう事なくボトムしわ性を向上させた缶胴用アルミニウム合金板およびその製造方法の提供することを目的とする。」 （６エ）「【００１７】 次に特性について説明する。 ｒ値の平均値を０．７５以上としたのは、０．７５未満ではボトムしわ性が悪化するからである。 ｒ値の面内異方性Δｒを－０．１５から＋０．０５としたのは、このΔｒは材料の異方性（耳率）と非常に大きな相関があり、Δｒの絶対値が大きいほど絞りやネッキング加工時に耳を生じやすい。また、プラス側にはずれると０°位置の耳が極端に高くなるいわゆる２点耳となり、耳の上端部か切れてアルミ片がダイス内に混入し、しごき時に破胴の原因となる場合があるのでマイナス側より厳しい規制を必要とする。よってｒ値の面内異方性Δｒは－０．１５から＋０．０５とした。この範囲を外れるとしごき成形後のトリミングしろが増大したり、破胴の原因となるアルミ片がダイス内に混入したりしやすくなる。ｒ値の制御のためには後述の製造工程、特に熱間仕上げ圧延の条件規制が重要である。」 （６オ）「【００２０】 次に本願発明をなすための好ましい製造工程について説明する。 【００２１】 均質化処理は過飽和に固溶した溶質元素を排出すると共に微細な析出物を整理し、熱延終了後に再結晶しやすくするため行なう。その範囲は５８０℃～６２０℃の温度範囲で４ｈｒ以上が好ましい。その理由は、５８０℃未満または４ｈｒ未満ではその効果が十分ではなく、６２０℃を超えると局所的に融解する部分が発生し、表面品質が低下するからである。 【００２２】 熱間圧延工程は熱延板の結晶粒微細化と最終板のｒ値の制御に重要な工程であり、ｒ値については立方体方位と圧延集合組織を適度に発達させる必要がある。 【００２３】 熱間粗圧延の最終パスの前パスの圧下率を３０％以下、最終パスの圧下率を４０％以下とするのが好ましい。それぞれの圧下率を越えると熱間仕上げ圧延開始までの間に熱間粗圧延板の再結晶が進み粗圧延での歪みを仕上げ圧延に持ち込む量が少なくなり立方体方位が十分に成長せず、ｒ値の平均値は高くてもΔｒが－０．１５よりマイナス側に外れてしまうためである。 【００２４】 熱間粗圧延を施した後の熱間仕上げ圧延は３スタンド以上のタンデムで行なうのが望ましい。また、前述の立方体方位は圧延方向に長く引き伸ばされた立方体方位の結晶粒（キューブバンド）から核生成し成長するが、その際歪みをより蓄えた方がキューブバンドからの再結晶粒（立方体方位）の成長をより促進でき、結果としてより立方体方位の占める割合の大きい再結晶集合組織とすることができる。シングルミルの圧延機では歪みを多く蓄積できず立方体方位の成長が十分ではなくｒ値の平均値は高く出来てもΔｒが－０．１５よりマイナス側に外れてしまうためである。 【００２５】 熱間仕上げ圧延の開始温度は４００℃～４５０℃とすることが好ましい。その理由は４００℃未満では後述の熱間仕上げ圧延終了温度の望ましい範囲に入れる事が工業上困難となり、４５０℃を超えると熱間粗圧延板の再結晶が進み粗圧延での歪みを仕上げ圧延に持ち込む量が少なくなり立方体方位が十分に成長せず、ｒ値の平均値は高くてもΔｒが－０．１５よりマイナス側に外れてしまうためである。 【００２６】 熱間仕上げ圧延の終了温度は３２０～３４０℃とすることが好ましい。その理由は３２０℃未満では熱延板を再結晶状態とすることが出来ないためであり、３４０℃を超えると表面性状が悪化する。尚、熱延板の再結晶率は９５％以上でないと強度が高くなり、耳率が悪化する。そのためしごき成形性、ボトムしわ性が悪化する。 【００２７】 熱間仕上げ圧延での総圧下量を９０～９３％とすることで、適度に立方体方位を形成することが出来る。９０％未満では立方体方位の発達が不十分でΔｒが悪化する。９３％を超えると立方体方位が過度に発達し、ｒ値の平均値が低下し、Δｒもプラス側にはずれてしまうためである。 【００２８】 熱間仕上げ圧延の最終パスでの歪み速度は立方体方位の発達とｒ値の平均値とΔｒに影響するため、８０～１２０ｓｅｃ－１と規定する。歪み速度が８０ｓｅｃ－１未満では立方体方位の発達が不十分でΔｒが悪化する。１２０ｓｅｃ－１を超えると立方体方位が過度に発達し、ｒ値の平均値が低下し、Δｒもプラス側にはずれてしまうためである。 【００２９】 最終冷間圧延率を８５～８８％とするのが好ましい。それは、８５％未満では最終板の強度が十分ではなく、缶体強度が低下する。８８％を超えると素板強度が高くなりすぎ、しごき成形性が低下し、さらにボトムしわ性が低下するためである。」 （６カ）「【実施例】 【００３１】 以下実施例を用いて本発明を具体的に説明する。 表１に示す合金成分を常法により溶解鋳造して厚さ５００ｍｍのスラブ（板状鋳塊）を得た。次にこのスラブを４９０ｍｍの厚さに面削し、ついで均質化処理（６００℃×４時間）とシングルリバースミルによる熱間粗圧延（開始温度４８０℃）を順に施し、ついで４スタンドのタンデム圧延機を用いて熱間仕上げ圧延を行なった。続いて常法により冷間圧延をして厚さ０．２８５ｍｍの冷延板を得た。これに１５０℃で２時間の最終焼鈍を施して最終板とした。 【００３２】 以上の工程について表２にまとめる。 【００３３】 【表１】 ［図：0001396283000015.jpg］ 【００３４】 【表２】 ［図：0001396283000016.jpg］ （当審注：【表２】は一部分のみ抜粋） 【００３５】 このようにして得られた合金板について引張試験、耳率、ｒ値、ボトムしわ性、しごき成形性、フランジ成形性、耐圧強度を測定した。各特性の測定・判定方法を以下に示す。 … 【００３８】 ｒ値は各方向のＪＩＳ５号試験片を作製し、これに引張方向と垂直にけがき線をいれ３％の引張歪みを加えた後の幅変化から計算した。 【００３９】 ボトムしわ性：一次絞りカップを成形後、ボディメーカーにて再絞り、しごき加工を行なう際、しごきダイスをはずした状態で成形を行い再絞りカップを採取し、その再絞りカップのテーパー部の起伏を形状測定機にて測定し、その最大振幅にて評価した。振り幅２００μｍ以下を○、２００μｍを超えたものを×とした。 … 【００４３】 結果を表３にまとめた。 【００４４】 【表３】 ［図：0001396283000017.jpg］ 」 （７）甲７の記載 ア 甲７には「成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法」（発明の名称）に関して、次の記載がある。 （７ア）「【技術分野】 【０００１】 この発明は、自動車ボディシートやそのほか各種自動車部品、各種機械器具、家電製品やその部品等の素材として、成形加工および塗装焼付を施して使用されるＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系のアルミニウム合金板およびその製造方法に関するものであり、成形性、特にヘム曲げ性およびプレス加工性が良好であるとともに、塗装焼付後の強度が高く、かつ室温での経時変化が少ない成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法に関するものである。」 （７イ）「【発明が解決しようとする課題】 【０００６】 前述のような自動車用ボディシート向けの時効性Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板についての従来の製造方法により得られた板では、最近の自動車用ボディシートに要求される特性を充分に満足させることは困難であった。 【０００７】 すなわち、最近ではコストの一層の低減や自動車車体の軽量化等のために、自動車用ボディシートについてさらに薄肉化することが強く要求されており、そのため薄肉でも充分な強度が得られるように、一層の高強度化が求められると同時に、成形性、特にヘム曲げ性の改善が強く要求されているが、これらの性能をバランスよく満足させる点について従来の一般的な製造方法によって得られたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉ系合金板では不充分であった。特にヘム曲げ加工は、曲げ内径が１ｍｍ以下の１８０°曲げという過酷な曲げ加工であるため、良好なヘム曲げ性と強度とを両立させることが困難であるという問題があった。 … 【００１３】 この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、曲げ加工性とプレス加工性とのバランスが優れていて、曲げ加工性とプレス加工性がともに良好であり、また曲げ異方性も小さく、さらには焼付硬化性が優れていて、塗装焼付時における強度上昇が大きく、しかも板製造後の室温での経時的な変化が少ない成形加工用アルミニウム合金板を提供するとともに、このように優れた性能を有する成形加工用アルミニウム合金板を、量産的規模で確実かつ安定して製造し得る方法を提供することを目的とするものである。」 （７ウ）「【００４４】 そしてまたこの発明の成形加工用アルミニウム合金板においては、プレス加工性とヘム曲げ性で代表される曲げ加工性との良好なバランスをより一層安定的に得るため、面内塑性ひずみ異方性の指標としての製品板のランクフォード値（ｒ値）の異方性（Δr値）を規定している。すなわち圧延方向と平行な方向のランクフォード値をｒ０、板面内において圧延方向に対し４５°をなす方向のランクフォード値をｒ４５、板面内において圧延方向に対し直交する方向のランクフォード値をｒ９０として、次の（５）式により規定されるΔｒ値 Δｒ＝（ｒ０＋ｒ９０）／２－ｒ４５ ・・・（５） が１．２未満であることを規定している。すなわちΔｒ＜１．２であることが必要である。このようにΔｒ値＜１．２を規定した理由は次の通りである。 【００４５】 （５）式で表わされるΔｒ値は、塑性ひずみ値（ｒ値）の板面内各方向でのばらつき、すなわち面内塑性ひずみ異方性を表わす指標であって、Δｒ値が大き過ぎれば、プレス加工などの深絞り時において板面内各方向での塑性変形に差が生じて、プレス加工性などが低下するおそれがあり、材料の特性バランス、特にプレス加工性とヘム曲げ性とのバランスにとっては好ましくない。」 （７エ）「【実施例】 【００６５】 表１に示すこの発明の成分組成範囲内の合金記号Ａ１～Ａ４の合金について、それぞれ常法に従って溶製し、ＤＣ鋳造法によりスラブに鋳造し、得られたスラブに対して種々の条件で均質化処理を施した。均質化処理後は、一部のもの（製造番号２）については３６７℃まで冷却してから熱間圧延に供し、その他のものについては水冷により種々の冷却速度で２００℃以下まで冷却してその後室温まで放冷し、その後２℃／ｈｒ以上の加熱速度で種々の温度に再加熱して、その温度で熱間圧延を開始した。熱間圧延では、スラブ厚（２５０ｍｍ以上）から、５ｍｍ（製造番号２、３）もしくは３ｍｍ（製造番号１、４～９）まで圧延した。またこの熱間圧延においては、中間板厚１５０～５０ｍｍの段階の代表板厚として１００ｍｍ、６０ｍｍで材料温度の測定を行なうとともに、その板厚段階における熱間圧延開始からの温度降下量が１５０℃以内となるように制御し、さらに熱間圧延終了温度を測定した。熱間圧延終了後コイルに巻取り、その後、冷間圧延途中に中間焼鈍を施すことなく、１ｍｍの板厚まで冷間圧延した。さらに一部のもの（製造番号７）については２５０℃×２時間保持の低温焼鈍を行なってから溶体化処理を行ない、その他のもの（製造番号１～６、８、９）については、上記の低温焼鈍を行なうことなく溶体化処理を行なった。溶体化処理は、加熱により種々の溶体化処理温度に到達した後、保持時間なしで直ちに１００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で種々の温度まで冷却（焼入れ）し、引き続いて種々の安定化処理を行なった。これらの製造プロセスの詳細な条件を表２、表３の製造番号１～９に示す。 … 【００６７】 以上のようにして得られた各板について、室温に３ヶ月放置したのち、それぞれ２％ストレッチ後、１７０℃×２０分の塗装焼付（ベーク）処理を施し、かつその焼付前の板について各方向に引張試験を行なって、各方向の加工硬化指数およびΔｒ値を調べるとともに、機械的強度として０．２％耐力値を測定した。また同じく焼付前の板について、板厚方向各位置における集合組織（結晶方位密度）を調べるとともに、結晶粒度を調べた。さらに塗装焼付後の板について各方向に引張試験を行なって０.２％耐力を調べるとともに、同じく塗装焼付後の板について、カップ絞り試験による耳率と、プレス成形性評価として角頭絞り高さを調べ、またヘム曲げ試験によるヘム曲げ加工性評価と、ポンチ張出し試験によるリジング・マーク発生評価を行なった。これらの結果を表４、表５に示す。 【００６８】 各測定、試験の具体的手法を次に示す。 【００６９】 引張試験（加工硬化指数ｎ０、ｎ４５、ｎ９０、Δｒ値、耐力）： 板の圧延方向に対し板面内０°、４５°、９０°の３方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、それぞれについて引張試験に供した。そして０°方向の０．２％耐力値を調べるとともに、各方向について、伸びが１０％となるときのｎ値（ｎ０、ｎ４５、ｎ９０）を調べ、さらにランクフォード値（ｒ値）として、各方向とも伸びが７．５％となるときのｒ値を求め、各方向のｒ値（ｒ０、ｒ４５、ｒ９０）から前記（５）式に従ってΔｒ値を求めた。 … 【００７６】 【表１】 ［図：0001396283000018.jpg］ 【００７７】 【表２】 ［図：0001396283000019.jpg］ 【００７８】 【表３】 ［図：0001396283000020.jpg］ 【００７９】 【表４】 ［図：0001396283000021.jpg］ 」 （８）甲８の記載 甲８には、次の記載がある。 「 請求項１および請求項１０に係る発明の外層および内層を備えるアルミニウム合金製品は、【００２６】段落に記載された特許文献（米国特許第５，５１５，９０８号、第６，６７２，３６８号、および第７，１２５，６１２号）に開示された方法によって製造されるものでありますが、特に特許第６，６７２，３６８号（参考文献Ｄ）は、７～１２３メートル／分の速度で鋳造しております。本願の請求項１に係る発明は、鋳造速度が５０フィート／分（１５メートル／分）であり（【００８７】【００８８】段落参照。）であり、この構成とすることにより、（ａ）外層を形成する一対の外部領域と、外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域とからなる構成、（ｂ）内部領域の共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度が、各外部領域の共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低い構成、または、（ｇ）内部領域を構成する合金が、球状からなるデンドライト結晶で形成される構成、からなる本願のアルミニウム合金製品が構成され、アルミニウム合金製品の延性を低下させることなく強度を高めることが可能となったものであります。」（第４頁６～１７行） （９）甲９の記載 甲９には、次の記載がある。 「 ［図：0001396283000022.jpg］ 」（第１６頁） ３ 申立理由１（甲１を主引例とする新規性・進歩性）について （１）本件発明１と甲１発明との対比 ア 本願の願書に添付した明細書（以下、「本件明細書」という。）の「いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、アルミニウム合金条（aluminum alloy strip）である。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、OまたはT調質（テンパー）である場合がある。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、T4調質（テンパー）である場合がある。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、T4x調質（テンパー）である場合がある。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、T43調質（テンパー）である場合がある。」（【００６８】）との記載によれば、本件発明１において、「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品」とは、「アルミニウム合金条」そのものであるか、「アルミニウム合金条」を溶体化処理や冷間加工等を含む各種調質処理したものを意味しているものと認められる。 また、本件明細書には「ここで用いられる「条」（ストリップ：strip）の用語は、任意の適当な厚さからなり、一般的に、シートゲージ（sheet gauge）（０．００６インチ（０．０１５センチ）～０．２４９インチ（０．６３２センチ））または薄板ゲージ（thin-plate gauge）（０．２５０インチ（０．６３５センチ）～０．４００インチ（１．０１６センチ））からなり」とも記載されている（【００２７】）。 そうすると、甲１発明の「アルミニウム合金の材料」は、「鋳造、均熱処理、熱延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理の順にて製造されたもの」であり、プレス成形により自動車用のパネル部品等とすることを意図したものであることを勘案すると、鋳造され圧延された板状の合金を溶体化処理により調質した材料であるといえるから、本件発明１の「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品」に相当する。 イ 甲１発明の「ｒＬは圧延面上の素材圧延方向のｒ値」、「ｒCは圧延面上の素材圧延方向と垂直な方向のｒ値」、「ｒXは圧延面上の素材圧延方向から４５°回転した方向のｒ値」は、それぞれ、本件発明１の「r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向（longitudinal direction）におけるｒ値」、「r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向（transverse direction）におけるｒ値」、「r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向（45 degree direction）におけるｒ値」に相当する。 ウ 上記イの検討を踏まえると、甲１発明の「Δｒ＝（ｒＬ＋ｒC－２ｒX）／２」は、本件発明１の「デルタｒ値」である「絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2]」において、絶対値を取る前の「(r_L + r_LT -2*r_45)/2」に相当しており、したがって、甲１発明の「Δｒは０．０８である」ことは、本件発明１の「アルミニウム合金製品は、０から０．１０のデルタｒ値（Δｒ）を持」つことに相当する。 エ 甲１発明の「アルミニウム合金の材料」に含有される「Ｍｇ」及び「Ｓｉ」は、本件明細書の段落【００３３】の「ここで用いられる「共晶を形成する合金元素（alloying elements）」の用語は、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｚｎおよびこれに類するものを含み」との記載、甲第５号証の段落【００２６】「全ての他の合金をつくる元素は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃｕ、及びＭｎのような、アルミニウムとの共晶形成体である。」との記載によれば、本件発明１の「共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）」に相当する。 したがって、甲１発明の「アルミニウム合金」が「Ｍｇを０．８９質量％、Ｓｉを０．９５質量％含有する」ことと、本件発明１の「内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低」いことは、アルミニウム合金製品が、共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）を含有する点で共通している。 オ 以上によれば、本件発明１と甲１発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点１） 「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が： 共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）を含有し、 アルミニウム合金製品は、０から０．１０のデルタｒ値（Δｒ）を持ち； デルタｒ値は以下のように計算されるものであり： 絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2] その中で、r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向（longitudinal direction）におけるｒ値であり； その中で、r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向（transverse direction）におけるｒ値であり；そして、 その中で、r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向（45 degree direction）におけるｒ値である、 構成からなるアルミニウム合金製品。」の点。 （相違点１） 「アルミニウム合金製品」が、本件発明１では「外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり；内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低」いものであるのに対して、甲１発明では、共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）を含む点で共通するものの、アルミニウム合金製品の内部における濃度分布が不明であり、したがって、上記のような一対の外部領域とその間に位置する内部領域からなるものであるか不明である点。 （２）相違点１についての検討 ア 甲１発明のアルミニウム合金材料の内部におけるＭｇとＳｉの濃度分布について、甲３の記載を参照して検討する。 イ 甲３において解決しようとする課題は、ＤＩ加工後あるいはネック成形後の缶胴の表面に年輪状の褐色ないしは黒色の筋が見られない、表面品質に優れた包装容器用アルミニウム合金板を提供することである（［0010］）。上記課題について、従来、缶胴の表面からＭｇおよびその酸化物の除去が有効であるとされていたが、単に、均熱後に面削を行うだけであったので、その後に行う熱間圧延のための加熱および熱延中に、スラブおよび熱延板表面にＭｇの酸化物が形成され、表面品質が低下してしまうという問題があった。甲３に記載された発明は、当該問題を解決するために、均熱時間を従来よりも長く保持して、板表面へのＭｇの拡散を促進させ、その後、表面に濃化したＭｇ層を面削により除去したものであり、このようにすることによって、板表面のＭｇ濃度が低くなり、熱延後も板表面を良好にすることができる（［0011］）。 ウ そこで、甲３に記載の実施例のうち、[表１]の合金組成Ａ１を備えたアルミニウム合金に対して、[表２]のＮｏ．１の熱処理条件を採用したアルミニウム合金板（以下、「合金板１」という。）に注目する。 合金板１は、Ｓｉ：０．２８％、Ｆｅ：０．４５％、Ｃｕ：０．２０％、Ｍｎ：１．１５％、Ｍｇ：１．２０％、Ａｌ：Ｒｅｍ．（当審注：remainder又はremainsの短縮形であり、残余を意味すると解される）の組成のアルミニウム合金を、溶解、鋳造し、次に均質化熱処理、面削、続いて熱間圧延を行い、板厚２．２ｍｍのホットコイルを製造し、さらに冷間圧延を施して板厚０．３２０ｍｍの製缶用アルミニウム合金板としたものであり（[0053]）、ここで、均質化熱処理の均熱温度は６１０℃、均熱保持時間は２４ｈであり（[表２]）、面削量は５～２０ｍｍである（[0053]）。なお、[0045]によれば、上記冷間圧延において中間焼鈍は行われない。 エ このように製造された板厚０．３２０ｍｍの合金１について、深さ方向のＭｇ濃度分布のグラフが図５Ａに示されており（［0060］）、表面から２０ｎｍ（０．０２μｍ）の範囲にはＭｇの濃度が高い領域があることが見て取れる。なお、合金組成がＡ２で、熱処理条件がＮｏ．７（均熱保持時間が６ｈと短い）である合金板（以下「合金板７」という。）の同グラフが図５Ｂに示されており（［0060］）、表面から２０ｎｍの範囲にＭｇの濃度が高い領域があるのは基板１と同様であるが、[表２]の「Ｍｇの存在比」（[0055]）がＮｏ．１は４．７であるのに対してＮｏ．７は５．６であることから、Ｍｇの存在量は合金板２の方が合金板１より多いことがわかる。 つまり、上記イに、均熱後に面削を行うことによって表面からＭｇとその酸化物が除去されると記載されていることも勘案すると、Ｍｇを含有するアルミニウム合金板において、面削によって当該合金板表面を削除して表面のＭｇを除去しても、当該面削後に熱処理を行うと当該合金板表面にはＭｇの濃度の高い層が形成されるものと認められる。また、面削が行われない場合には合金板１、７よりも高濃度のＭｇが合金板表面に存在することは明らかである。 オ 上記エの検討を踏まえて、甲１発明のアルミニウム合金材料の内部におけるＭｇ及びＳｉの濃度分布がどのようになっているか検討する。 まず、甲１発明は合金元素としてＭｇとＳｉのみが含まれているのに対して、合金板１、７は合金元素としてＭｇとＳｉ以外にＦｅ、Ｃｕ、Ｍｎが含まれているものである。また、甲１発明の製造工程は、鋳造、均熱処理、熱延、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、溶体化処理をこの順に行うものであるのに対して、合金板１、７の製造工程は、溶解、鋳造、均質化熱処理、面削、熱間圧延、冷間圧延（中間焼鈍なし）をこの順に行うものである。 そうすると、甲１発明と合金板１、７はいずれも、Ｍｇを含有するアルミニウム合金であって、均熱処理（均質化熱処理）後に、面削の有無の違いはあるが、熱延（熱間圧延）等の熱処理を行うものであるから、甲１発明においても、合金板１、７と同様に材料表面にＭｇの高濃度領域が形成されている可能性がある。 しかしながら、甲１発明と合金板１、７は、ＭｇとＳｉ以外の合金元素の含有の有無の点で相違しているし、熱処理条件が同じともいえないので、これら組成の違いと熱処理条件の違いによって、金属組織の生成や金属間組成物の析出に伴う合金元素の挙動が同じになるとは限らないので、甲１発明が合金板１、７と同様のＭｇの分布になると断定することができない。 また、仮に、甲１発明の材料表面にＭｇの高濃度領域が形成されているとしても、アルミニウム合金における熱処理後のＳｉの濃度分布について開示した文献は提示されておらず、ＳｉについてもＭｇと同様に材料表面に高濃度領域が形成されているか不明であるから、甲１発明の材料表面にＳｉとＭｇの合計濃度が高い領域が存在し、当該合計濃度が高い外部領域と、当該外部領域の間に位置する当該合計濃度が低い内部領域とからなっているということはできない。 カ そうすると、甲３の記載事項を勘案しても、上記相違点１は実質的な相違点であるから、本件発明１は甲１に記載された発明ではない。 また、甲１発明において、「外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり；内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低」いものとすること、すなわち、相違点１に係る本件発明１の特定事項を備えることを動機づける記載を甲１において見いだすことができない。 キ なお、相違点１に関して、申立人は異議申立書の第２７頁の下から４～２行において「ＤＣ鋳造によって作成された鋳塊の表面には、鋳塊内部に比べて合金元素が濃縮された偏析層が形成されることが当業者における技術常識である。」と主張しているが、そのような技術常識を示す文献は提示されていないため上記主張を採用することができない。 ク 以上から、本件発明１は、甲１に記載された発明ではなく、また、甲１に記載された発明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るともいえない。 （４）本件発明２～９について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２～３、５～６も、本件発明１と同様の理由で、甲１に記載された発明ではなく、また、本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２～９も、本件発明１と同様の理由で、甲１に記載された発明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はない。 （５）小括 以上のとおり、本件発明１～３、５～６は甲１に記載された発明ではなく、また、本件発明１～９は、甲１に記載された発明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るともいえないから、申立理由１は採用できない。 ４ 申立理由２（甲５を主引例とする新規性・進歩性）について （１）本件発明１と甲５発明との対比 ア 本件明細書の段落【００６８】の「いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、アルミニウム合金条（aluminum alloy strip）である。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、OまたはT調質（テンパー）である場合がある。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、T4調質（テンパー）である場合がある。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、T4x調質（テンパー）である場合がある。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、T43調質（テンパー）である場合がある。」との記載によれば、本件発明１において、「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品」とは、「アルミニウム合金条」を溶体化処理や冷間加工等を含む各種調質処理したもの以外に、調質処理する前の「アルミニウム合金条」そのものも意味していると認められる。 また、本件明細書の【００２７】には「ここで用いられる「条」（ストリップ：strip）の用語は、任意の適当な厚さからなり、一般的に、シートゲージ（sheet gauge）（０．００６インチ（０．０１５センチ）～０．２４９インチ（０．６３２センチ））または薄板ゲージ（thin-plate gauge）（０．２５０インチ（０．６３５センチ）～０．４００インチ（１．０１６センチ））からなり」とも記載されている。 そうすると、甲５発明の「アルミニウム合金のストリップ」は、連続鋳造によって形成された板状で、何ら調質されていない厚さ０．１インチのストリップであるから、本件発明１の「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品」に相当する。 イ 甲５発明の「アルミニウム合金の一組の外側の層６、８」及び「前記外側の層の間に位置決めされる前記アルミニウム合金の中央の層１８」は、それぞれ、本件発明１の「外層を形成する一対の外部領域」及び「該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域」に相当する。 ウ 甲５発明の「中央の層１８における前記共晶を形成する合金をつくる元素の濃度は、各々の前記外側の層６、８における前記共晶を形成する合金をつくる元素の濃度よりも少ない」ことは、本件発明１の「内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低」いことに相当する。 エ 以上によれば、本件発明１と甲５発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点） アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が： 外層を形成する一対の外部領域と、 該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり； 内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低い； 構成からなるアルミニウム合金製品。 （相違点２） 「絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2] その中で、r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向（longitudinal direction）におけるｒ値であり； その中で、r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向（transverse direction）におけるｒ値であり；そして、 その中で、r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向（45 degree direction）におけるｒ値である」のように計算される「デルタｒ値（Δｒ）」が、本件発明１では「０から０．１０」であるのに対して、甲５発明では測定されておらず不明である点。 （２）相違点２についての検討 ア 甲１には、アルミニウム合金のプレス成形において、金型表面形状に比べて波打った状態になること、すなわちボディしわの発生を抑制するために、幅縮みが容易となるようにr値を大きくすること、また、r値の異方性差がないこと、すなわちΔｒを小さくすることが重要であり効果的であることが記載されている（【００１０】）。 イ 甲６には、キャンボディ用アルミニウム合金板において、フランジ成形性、缶体強度等の特性を損なう事なくボトムしわ性を向上させることを目的として、ボトムしわ性が悪化しないようにｒ値の平均値を０．７５以上と大きくするとともに、絞りやネッキング加工時に耳を生じないように、ｒ値の面内異方性Δｒを－０．１５から＋０．０５と小さくすることが記載されている（【０００５】、【００１７】）。 ウ 甲７には、曲げ加工性とプレス加工性とのバランスが優れていて、曲げ加工性とプレス加工性がともに良好である成形加工用アルミニウム合金板を提供することを目的として、プレス加工などの深絞り時において板面内各方向での塑性変形に差が生じて、プレス加工性などが低下しないように、Δｒ＜１．２とすることが記載されている（【００１３】、【００４４】、【００４５】）。 エ 以上、甲１、甲６、甲７の記載を踏まえると、アルミニウム合金板において、プレス成形性を高めるため、具体的には、塑性変形に異方性を生じて耳が発生したり、しわが発生したりすることを抑制することを目的として、Δｒを小さくすることは当業者にとっての技術常識と認められる。 オ 一方、甲５には、甲５発明のストリップの具体的な用途については記載されておらず、プレス成形するものであるとはいえないため、甲５発明にプレス成形性を高めるとの課題が存在しているとはいえない。したがって、甲５発明のストリップにおいて、プレス成形性を高めるという動機が存在するとはいえないから、甲１、甲６、甲７に記載されたΔrを小さくするという手段を採用することが当業者にとって容易になし得たことであるとはいえない。 カ また、仮に、甲５発明のストリップの厚さが０．１インチ（約２．５ｍｍ）であるので、熱間圧延や冷間圧延によって適当な厚さとしたうえでプレス成形用のアルミ合金板として使用可能であることから、甲５発明のストリップにおいて、プレス時の成形性を高めるという課題が存在するものとして、甲５発明において、プレス時の成形性を高めるために、デルタｒ値を０．１以下となしうるかについて、甲１、甲６、甲７の記載を参照してさらに検討する。 （ア）甲１のアルミニウム合金は、上記アに記載したとおり、Δｒを小さくするという課題の下に製造されたものであり、甲１の【表１】には、いろいろな種類のアルミニウム合金（Ａ～Ｍ）を用いた材料において、どの程度小さいΔｒのものを製造できるかについて示されているところ、甲５発明と同じ組成の材料は記載されておらず、合金元素の組み合わせが甲５発明と最も近い材料はＮｏ．Ｄ（Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｍｎ）とＮｏ．Ｆ（Ｍｇ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｆｅ）であり、Ｎｏ．ＤのΔｒは「０．１４」であることが、Ｎｏ．ＦのΔｒは「０．１３」であることが記載されているのみであり、これら材料Ｄ、ＦのΔｒを０．１以下にできることは記載されていない。また、【表１】の１３種類の材料中、最も小さいΔｒはＮｏ．Ｂの０．０８であって０．１よりも小さい唯一の材料であるが、この材料ＢはＭｇとＳｉのみを含有するのみであり、合金元素の種類が大きく異なる甲５発明をこの材料Ｂと同様に０．１以下のΔｒとなし得るか不明である。 （イ）甲６のキャンボディ用アルミニウム合金板は、上記イに記載したとおり、ボトムしわ性が悪化しないようにｒ値の平均値を０．７５以上と大きくするとともに、絞りやネッキング加工時に耳を生じないように、ｒ値の面内異方性Δｒを－０．１５から＋０．０５と小さくしたものである。甲６の【表１】～【表３】には、いろいろな種類のアルミニウム合金（Ａ～Ｌ）を用いた材料において、どの程度小さいΔｒのものを製造できるかについて示されているところ、甲５発明と同じ組成の合金は記載されておらず、合金元素の組み合わせが甲５発明と最も近い合金は合金Ａ（Ｓｉ：０．３２％，Ｆｅ：０．４５％，Ｃｕ：０．２０％，Ｍｎ：０．９５％，Ｍｇ：１．０７％，Ｔｉ：０．０３％，Ｂ：０．０００２％）であり、合金Ａを用いて表２のＮｏ．１の製造条件によって製造されたＮｏ．１の合金板のΔｒが「－０．０７」であるから、本件発明のデルタｒ値が０．１０以下となることが記載されているが、ＴｉとＢを含有する点で甲５発明の組成と相違しているため、合金元素の種類が異なる甲５発明をこの合金Ａと同様に０．１以下のデルタｒ値となし得るか不明である。 なお、合金Ａとは含有合金元素が同じであるが組成比がわずかに異なる合金Ｂを用いて製造条件Ｎｏ．３によって製造されたＮｏ．３の合金板のΔｒが「－０．１４」となっており、デルタｒ値は０．１を超えてしまうことから、わずかな組成の変更によってデルタｒ値が変化することが理解される。 （ウ）甲７の成形加工用アルミニウム合金板は、上記ウに記載したとおり、プレス加工などの深絞り時において板面内各方向での塑性変形に差が生じて、プレス加工性などが低下しないように、Δｒ＜１．２としたものである。甲７の表１～表４には、いろいろな種類のアルミニウム合金（Ａ１～Ａ４）を用いた材料において、どの程度小さいΔｒのものを製造できるかについて示されているところ、甲５発明と同じ組成の合金は記載されておらず、合金Ａ４（Ｍｇ：０．６８％，Ｓｉ：０．８５％，Ｍｎ：０．０７％，Ｆｅ：０．２１％，Ｚｎ：０．２１％，Ｚｒ：０．０１％，Ｖ：０．０１％，Ｔｉ：０．０３％，Ｂ：０．０００５％）を用いて表２、表３の製造番号６によって製造された合金板のΔｒ値が「０．０５」であるから、本件発明のデルタｒ値が０．１０以下となることが記載されているが、合金元素としてＺｎ、Ｚｒ、Ｖ、ＴｉとＢを含有する点で甲５発明の組成と相違しているため、合金元素の種類が異なる甲５発明をこの合金Ａ４と同様に０．１以下のデルタｒ値となし得るか不明である。 なお、上記製造番号６の合金板以外では、Δｒ値が０．１以下となる例は存在しておらず、製造番号６の合金板から合金組成や製造条件が変化した場合に、必ずデルタｒ値を０．１以下にできるとはいえない。 （エ）したがって、甲５発明において、仮に、プレス成形性を高めるとの課題が存在するとしても、当該課題を解決するために、甲１、甲６、甲７の記載を参照することによって、Δｒ値を「０から０．１０」とすることが当業者にとって容易になし得たことであるということはできない。 （３）小括 以上から、本件発明１は、甲５に記載された発明と甲１、６、７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るとはいえない。 （４）本件発明２～９について 本件発明１を直接又は間接的に引用することによって本件発明１の特定事項の全てを備える本件発明２～９も、本件発明１と同様の理由で、甲５に記載された発明と甲１、６、７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とはいえない。 （５）本件発明１０について ア 本件発明１０と甲５樹枝発明とを対比する。 甲５樹枝発明の「球形の樹枝状結晶１４」は、本件発明１０の「球状からなるデンドライト結晶（globular dendrites）」に相当する。その他の対比は、上記（１）と同様にできるから、本件発明１０と甲５樹枝発明の一致点及び相違点は以下のとおりである。 （一致点） アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が： 外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり； 内部領域は、合金が、球状からなるデンドライト結晶（globular dendrites）で構成される； 構成からなるアルミニウム合金製品。 （相違点３） 「絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2] その中で、r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向（longitudinal direction）におけるｒ値であり； その中で、r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向（transverse direction）におけるｒ値であり；そして、 その中で、r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向（45 degree direction）におけるｒ値である」のように計算される「デルタｒ値（Δｒ）」が、本件発明１０では「０から０．１０」であるのに対して、甲５樹枝発明では測定されておらず不明である点。 イ 相違点３は相違点２と全く同じであるから、上記（２）と同様の理由により、本件発明１０は、甲５に記載された発明と甲１、６、７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るとはいえない。 （４）本件発明１１～１８について 本件発明１０を直接又は間接的に引用することによって本件発明１０の特定事項の全てを備える本件発明１１～１８も、本件発明１０と同様の理由で、甲５に記載された発明と甲１、６、７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とはいえない。 （５）小括 以上のとおり、本件発明１～１８は、甲５に記載された発明と甲１、６、７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るとはいえないから、申立理由２は採用できない。 ５ 申立理由４（サポート要件）について （１）本件明細書には以下の記載がある。 ア 「【発明が解決しようとする課題】 【０００４】 改善されたアルミニウム合金製品を提供する。」 イ「【００２１】 開示されたそれらの利点と改善の中で、本発明における目的と利点は、以下の説明より明らかになるであろう。本発明の詳細な実施形態は、ここに開示される；ただし、開示された実施例は、単にさまざまな形で具体化され得る発明の例示であることを理解すべきである。また、それぞれの例は、本発明の様々な実施例に関連して与えられるものであり、説明に役立つことを目的としているものであり、限定するものではない。 … 【００２４】 ここで用いられる「デルタｒ値」は、次の式に基づいて計算される： 絶対値 [(r_L + r_LT -2*r_45)/2] その中で、r_Lは、アルミニウム合金製品の圧延方向におけるｒ値である。 その中で、r_LTは、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して横断方向におけるｒ値である。そして、 その中で、r_45は、アルミニウム合金製品の前記圧延方向に対して４５度方向におけるｒ値である。 【００２５】 ここで用いられる「ｒ値」は、方程式「ｒ値＝εｗ／εｔ」で定義される、塑性ひずみ比（plastic strain ratio）、または真幅ひずみと真厚ひずみの比（the ratio of the true width strain to the true thickness strain）である。ｒ値は、伸縮計を用いて縦（longitudinal）ひずみを測定する間、引張試験中に幅ひずみデータを収集する伸縮計を用いて測定される。真塑性長さおよび幅ひずみ（The true plastic length and width strains）はその際に計算され、厚ひずみは一定の想定値（量）から決定される。ｒ値は、その後、引張試験によって得られた真塑性幅ひずみ対真塑性厚ひずみをプロットした傾きとして計算される。」 ウ「【００６９】 いくつかの実施例では、本件発明によるアルミニウム合金製品は、以下の方法で製造され得る：（i）原料として連続鋳造したアルミニウム合金条（continuously-cast aluminum alloy strip）を準備する；（ii）少なくとも一のスタンドを経由させ、任意的に最終製品ゲージへ、インライン（in-line）で、要求される厚さまで該原料を熱間または温間圧延する、（iii）原料を冷間圧延（cold rolling）する；（iv）要求される合金および調質に依拠して、インラインまたはオフライン（offline）で原料を固溶化熱処理する（solution heat-treating）；そして（v）原料を焼き入れ（quenching）した後、張力を平準化して巻き取ることになる。いくつかの実施例では、アルミニウム合金製品は、上で詳述した工程（i）－（v）の組み合わせによって製造され得る。」 エ「 ［図：0001396283000023.jpg］ 」 オ「 ［図：0001396283000024.jpg］ ［図：0001396283000025.jpg］ 」 （２）上記（１）アには、本件発明が解決しようとする課題について、「改善されたアルミニウム合金製品を提供する」ことであると記載されており、アルミニウム合金製品の何を改善するかについて、具体的な記載は認められないが、上記（１）イには、「本発明における目的」は「以下の説明より明らかになるであろう」と記載されており、発明の詳細な説明の記載から把握すべきであると説明されている。そこで、以下、発明の詳細な説明の記載に基づいて、本件発明が解決しようとする課題とその解決手段について検討する。 （３）上記（１）ウには、本件発明のアルミニウム合金製品の実施例は、（i）原料として連続鋳造したアルミニウム合金条を準備し、（ii）要求される厚さまで該原料を熱間または温間圧延し、（iii）原料を冷間圧延し、（iv）固溶化熱処理し、（v）原料を焼き入れし、巻き取ること、からなる製造方法により製造されることが記載されている（【００６９】）。そして、【表１】の各種合金組成のアルミニウム合金を用いて、上記製造方法にしたがって製造することにより、【表４】の例１～１０と【表５】の比較例１～７のアルミニウム合金製品が得られており、例１～１０の「デルタｒ値」が０．０１～０．０６であるのに対して、比較例１～７の「デルタｒ値」が０．２４～０．３７であるから、例１～１０は比較例１～７と比較して、デルタｒ値が改善されているものであることが理解される。そして、例１～１０のデルタｒ値が０．０１～０．０６であることは、本件発明１で特定された「０から０．１０のデルタｒ値（Δｒ）を持」つことに該当している。 （４）上記（１）イには、「ｒ値」及び「デルタｒ値」の定義と算出方法が記載されているだけで、その技術的意義については特に記載されていないが、甲１には、アルミニウム合金のプレス成形において、金型表面形状に比べて波打った状態になること、すなわちボディしわの発生を抑制するために、幅縮みが容易となるようにr値を大きくすること及びΔｒを小さくすることが重要であり効果的であると記載されている（【００１０】）。また、甲６には、絞りやネッキング加工時に耳を生じないように、ｒ値の面内異方性Δｒを－０．１５から＋０．０５とすることが記載されている（【００１７】）。また、甲７には、プレス加工などの深絞り時において板面内各方向での塑性変形に差が生じて、プレス加工性などが低下しないように、Δｒ＜１．２とすることが記載されている（【００４４】）。 以上の甲号証の記載を踏まえると、板状のアルミニウム合金製品をプレス成形するにあたり、ボディしわの発生を抑制したり、絞りやネッキング加工時に耳が生じることや板面内各方向での塑性変形に差が生じることを抑制したりするため、すなわち、プレス成形性を改善するためにデルタｒを小さくすることは、当業者にとって周知の技術事項であるといえる。 （５）そうすると、本件発明が解決しようとする課題とは、プレス成形性を改善したアルミニウム合金製品を提供することであるということができ、当該課題を解決する手段とは、連続鋳造法で準備されたアルミニウム合金条を原料としたアルミニウム合金製品であって、そのデルタｒ値を０～０．１０とすることであるものと認められる。 （６）そして、本件発明１において、「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が：外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり；内部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第一濃度からなるとともに、外部領域が共晶（eutectic）を形成する合金元素（alloying elements）の濃度である第二濃度からなり、共晶を形成する合金元素の濃度である第一濃度は、共晶を形成する合金元素の濃度である第二濃度より低」いことは、「連続鋳造法で準備されたアルミニウム合金条を原料としたアルミニウム合金製品」であることを意味しており、また、「アルミニウム合金製品は、０から０．１０のデルタｒ値（Δｒ）を持」つことも特定されているから、本件発明１は上記（５）で検討した、本件発明の課題を解決するための手段の全てを備えているものと認められる。また、本件発明１を引用する本件発明２～９についても同様である。 （７）また、本件発明１０において、「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品が：外層を形成する一対の外部領域と、該外部領域の間に位置する内層を形成する内部領域と、からなり；内部領域は、合金が、球状からなるデンドライト結晶（globular dendrites）で構成され」ることは、「連続鋳造法で準備されたアルミニウム合金条を原料としたアルミニウム合金製品」であることを意味しており、また、「アルミニウム合金製品は、０から０．１０のデルタｒ値（Δｒ）を持」つことも特定されているから、本件発明１０は上記（５）で検討した、本件発明の課題を解決するための手段の全てを備えているものと認められる。また、本件発明１０を引用する本件発明１１～１８についても同様である。 （８）なお、申立人は申立理由４において、本件発明が解決しようとする課題を「アルミニウム合金製品の延性を低下させることなく強度を高める」と主張しているが、この主張は本件明細書の記載に基づくものではないので採用できない。 また、申立理由４で指摘された（１）外部領域及び内部領域の厚みが特定されていないこと、（２）外部領域及び内部領域における共晶を形成する合金元素の濃度の大小関係のみ特定され、その具体的な差や各領域における合金元素の分布の態様については何ら特定されていないこと、（３）アルミニウム合金製品中のＭｇの濃度が特定されていないこと、によって、仮に、デルタｒ値が０．１０よりも大きくなり、プレス成形性を改善したものとはいえないものとなってしまう場合には、そのような発明は、「０から０．１０のデルタｒ値を持」つようなアルミニウム合金製品ではなく、本件発明の技術的範囲から排除されることになるので、本件発明がサポート要件に適合していない理由とはならない。 （９）小括 以上の検討から、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り、特許請求の範囲の記載はサポート要件に適合するものであるから、申立理由４は採用できない。 ６ 申立理由５（明確性）について （１）申立理由５の（１）について 本件発明１～９において、「原料」である「アルミニウム合金条」の製造方法について特定されていないので、「アルミニウム合金条」が、本件明細書の段落【００２６】、【００６９】で言及された連続鋳造ではなく、ＤＣ鋳造によって作成されたものであっても、本件発明１の特定事項を備えるものであれば、本件発明１の技術的範囲に含まれることは明らかである。 したがって、本件発明１～９において、「原料」である「アルミニウム合金条」の製造方法についての特定がされていないことは、本件発明１が不明確であることの理由とはならない。 （２）申立理由５の（２）について 本件発明１～１８において、アルミニウム合金製品の厚さが明示的には特定されていないけれども、本件発明１、１０は、いずれも「アルミニウム合金条を原料とする板状のアルミニウム合金製品」であることが特定されており、「条」については、本件明細書に「ここで用いられる「条」（ストリップ：strip）の用語は、任意の適当な厚さからなり、一般的に、シートゲージ（sheet gauge）（０．００６インチ（０．０１５センチ）～０．２４９インチ（０．６３２センチ））または薄板ゲージ（thin-plate gauge）（０．２５０インチ（０．６３５センチ）～０．４００インチ（１．０１６センチ））からなり、すなわち、０．００６インチ（０．０１５センチ）～０．４００インチ（１．０１６センチ）の範囲の厚さを有する。」（【００２７】）と記載されている。 そうすると、本件発明のアルミニウム合金製品は、その原料であるアルミニウム合金条の厚さが最大でも０．４００インチ（１．０１６センチ）であり、その後の調質で行われる圧延工程によってさらに薄い厚さとなるから、ｒ値やデルタｒ値の測定ができないような厚い厚さのものが含まれないことは明らかである。 また、別の言い方をすれば、Δｒが特定されるということは、プレス成形における塑性変形の異方性が少ないという技術的意味を有しており、プレス成形が可能であるような厚さのアルミニウム合金製品を対象としていることは明らかであるから、通常の方法でΔｒの値が得られず、プレス成形が実施できないような極めて厚い厚さのアルミニウム合金製品は、本件発明のアルミニウム合金製品には該当しないともいえる。 したがって、本件発明において、アルミニウム合金製品の板の厚さが特定されていないためにデルタｒ値の範囲が不明確であるとはいえない。 （３）小括 以上のとおり、本件発明１～１８について、特許請求の範囲の記載に不明確といえる点はないから、申立理由５は採用できない。 第５ 結び 以上のとおりであるから、当審から通知した取消理由と、特許異議の申立ての理由及び証拠によっては、請求項１～１８に係る特許を取り消すことはできない。 また、他に請求項１～１８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。