【事件の表示】
　特許第５８６６３７８号発明「冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法」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５８６６３７８号の明細書、特許請求の範囲を訂正請求書に添付された訂正明細書、特許請求の範囲のとおり、訂正後の請求項〔２−４〕について訂正することを認める。
　特許第５８６６３７８号の請求項１ないし４に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　特許第５８６６３７８号の請求項１ないし４に係る特許についての出願は、２０１２年１２月６日（優先権主張２０１１年１２月９日　日本国）を国際出願日として出願され、平成２８年１月８日にその特許権の設定登録がされ、その後、その特許について、特許異議申立人　尾田　久敏により特許異議の申し立てがされ、当審において同年１０月２６日付けで取消理由が通知され、その指定期間内である同年１２月２６日に意見書の提出及び訂正の請求があったものである。
２．平成２８年１２月２６日付け訂正請求（以下「本件訂正請求という。）による訂正の適否について
（１）訂正の内容
　本件訂正請求による訂正の内容は以下のとおりである。
ａ　訂正事項１　
　特許請求の範囲の請求項２において、
「さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、
Ｍｏ：０．１％〜２．５％、
Ｎｉ：０．１％〜１．５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、
Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及び
Ｓｎ：０．０３％〜０．３５％
から選択される１種以上を含み、
　Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足することを特徴とする請求項１に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。」を
「質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、
Ａｌ：０．００１％〜２．００％、及び
Ｎ：０．０２００％以下、
をそれぞれ含有し、
　さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、
Ｍｏ：０．１％〜２．５％、
Ｎｉ：０．１％〜１．５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、
Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及び
Ｓｎ：０．０３％〜０．３５％
から選択される１種以上を含み、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
　Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足し、
　板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。」と訂正する（請求項２を引用する請求項３〜４においても同様に訂正する。）。
ｂ　訂正事項２
　特許請求の範囲の請求項３において、「Ａｌ含有量が０．１０％超〜３．００％である」を「Ａｌ含有量が０．１０％超〜２．００％である」に訂正する（請求項３を引用する請求項４においても同様に訂正する。）。
ｃ　訂正事項３
　願書に添付した明細書の段落【００１５】において、「（２）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、Ｍｏ：０．１％〜２．５％、Ｎｉ：０．１％〜１．５％、Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及びＳｎ：０．０３％〜０．３５％から選択される１種以上を含み、Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足するように含むことを特徴とする前記（１）に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
（３）Ａｌ含有量が０．１０％超〜３．００％であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。」を「（２）質量％で、Ｃ：０．０１５０％以下、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、Ａｌ：０．００１％〜２．００％、及びＮ：０．０２００％以下をそれぞれ含有し、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、Ｍｏ：０．１％〜２．５％、Ｎｉ：０．１％〜１．５％、Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及びＳｎ：０．０３％〜０．３５％から選択される１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足し、板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
（３）Ａｌ含有量が０．１０％超〜２．００％であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。」と訂正する。
（２）訂正の目的の適否、一群の請求項、新規事項の有無、及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否
（２−１）訂正事項１について
　訂正事項１による訂正は、訂正前の請求項２を請求項１を引用しないものとした上で、独立形式の請求項へ改めるとともに、訂正前の請求項２に記載されるＡｌ含有量の上限を３．００％から２．００％とするものであるから、請求項間の引用関係の解消、及び、特許請求の範囲の減縮を目的とするものといえる。
　また、該訂正事項１による訂正は、特許請求の範囲の請求項１の記載及び願書に添付した明細書の発明の詳細な説明の「…Ａｌ量は、好ましくは０．１０％超〜３．００％であり、更に好ましくは０．５０％〜２．００％である。…」（【００２７】）という記載に基づくものであり、願書に添付した明細書、特許請求の範囲、又は図面に記載した事項の範囲内の訂正である。
　そして、該訂正事項１による訂正は、実質上、特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものには該当しない。
（２−２）訂正事項２について
　訂正事項２による訂正は、訂正前の請求項３に記載されるＡｌ含有量の上限を３．００％から２．００％とするものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とするものといえる。
　また、該訂正事項２による訂正は、願書に添付した明細書の前記【００２７】の記載に基づくものであり、願書に添付した明細書、特許請求の範囲、又は図面に記載した事項の範囲内の訂正である。
　そして、該訂正事項２による訂正は、実質上、特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものには該当しない。
（２−３）訂正事項３について
　訂正事項３による訂正は、前記訂正事項１〜２による訂正に伴い、特許請求の範囲の記載と発明の詳細な説明の記載の整合を図るためのものであり、明瞭でない記載の釈明を目的とするものに該当する。
　そして、該訂正事項３による訂正は、前記訂正事項１〜２と同様に、願書に添付した明細書、特許請求の範囲、又は図面に記載した事項の範囲内の訂正であって、実質上、特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものには該当しない。
　かつ、訂正事項１ないし３の訂正は一群の請求項に対して請求されたものである。
（３）まとめ
　以上のとおりであるから、本件訂正請求による訂正は特許法第１２０条の５第２項第１号、第３号及び第４号に掲げる事項を目的とするものであり、かつ、同条第４項、及び、同条第９項において準用する同法第１２６条第４項から第６項までの規定に適合するので、適法な訂正と認める。
３．特許異議の申立てについて
（１）本件発明
　本件特許請求の範囲の請求項１及び本件訂正請求により訂正された請求項２ないし４に係る発明（以下、それぞれ、「本件特許発明１」…「本件特許発明４」という。）は、その特許請求の範囲の請求項１ないし４に記載された事項により特定される以下のとおりのものである。
「【請求項１】
  質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、
Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及び
Ｎ：０．０２００％以下、
をそれぞれ含有し、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
　板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【請求項２】
　質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、
Ａｌ：０．００１％〜２．００％、及び
Ｎ：０．０２００％以下、
をそれぞれ含有し、
　さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、
Ｍｏ：０．１％〜２．５％、
Ｎｉ：０．１％〜１．５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、
Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及び
Ｓｎ：０．０３％〜０．３５％
から選択される１種以上を含み、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
　Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足し、
　板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
【請求項３】
　Ａｌ含有量が０．１０％超〜２．００％であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
【請求項４】
　請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を製造する方法であって、
　請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板とする工程と、
　その後、６５０℃超〜８００℃で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程と、
　コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出す工程とを有することを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。」
（２）特許異議申立理由の概要
　特許異議申立人が主張する特許異議申立理由の要旨は、以下のとおりである。
（ａ）本件特許発明１は、甲第１号証及び甲第２号証の記載並びに甲第３号証に記載される周知技術に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものである。
（ｂ）本件特許発明２は、甲第１号証及び甲第２号証の記載に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものである。
（ｃ）本件特許発明３は、甲第１号証及び甲第２号証の記載並びに甲第３号証に記載される周知技術に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものである。
（ｄ）本件特許発明４は、甲第１号証及び甲第２号証の記載並びに甲第３号証ないし甲第５号証に記載される周知技術に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものである。
（３）取消理由の概要
　当審において、訂正前の請求項２ないし４に係る特許に対して平成２８年１０月２６日付けで特許権者に通知した取消理由の要旨は、以下のとおりである。
（ａ）本件特許発明２及び３は、甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証に記載された事項に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものである。
（ｂ）本件特許発明４は、甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証に記載された事項、さらには甲第３〜５号証に記載される周知技術に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものである。
（４）甲号証の記載
（ア）本件の優先日前に日本国内において頒布された刊行物である甲第１号証（特開２００４−２７００２６号公報）には、次の記載がある。 
（ア１） 
「【請求項１】 
　質量％で、 
　　Ｃｒ：１２〜３０％、 
　　Ａｌ：３〜８％、 
　　Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、 
　　Ｃ：０．０２５％以下、 
　　Ｎ：０．０２５％以下、 
　　Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下であり、 
残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯であって、少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織であることを特徴とする靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。　【請求項２】 
　さらにＶ：０．０５〜０．４質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。【請求項３】 
　さらにＴｉ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％の１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。…」（【特許請求の範囲】） 
  
（ア２） 
「近年、耐熱材料としてＡｌを含有するフェライト系ステンレス鋼が注目されている。このような高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼は、耐熱性においてオーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに優れた耐酸化性を有する他、高い電気比抵抗を有している。この材料は、電気抵抗器等の高電気比抵抗が要求される電磁用部品や優れた耐酸化性が必要な自動車用排ガス部品、ストーブ部品、加熱炉炉壁等に使用されるが、最近では使用環境の過酷化に伴ってより一層の耐熱性が要求されており、Ａｌの含有量は増加しつつある。」（【０００２】）
（ア３）
「しかしながら、Ａｌを含有するフェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯は靱性が著しく低いので、室温でコイルを巻き戻すとき、あるいは冷間圧延するときに、割れや板破断等を生じ、甚だしいときには冷間圧延ができない場合がある。…」（【０００３】） 
  
（ア４） 
「本発明は、Ａｌを含有する高耐熱性フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靱性をより一層改善することによって、特に厚手の熱間圧延鋼帯の冷間圧延を可能にし、かつ作業性を改善し、さらに製品の加工性を向上させることを目的としている。」（【０００７】） 
（ア５） 
「本発明はこの目的のため、成分、金属組織、熱延条件、冷延条件および巻き取り条件を検討した結果、完成したものであり、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靱性を改善するためにＮｂさらにＶ，Ｔｉ，Ｚｒの最適添加および巻き取り温度を最適化することが、このような目的に合致することを見出したものである。その要旨とするところは以下の通りである。」（【０００８】）
（ア６） 
「本発明の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯は、板厚の大小にかかわらず高耐熱性と高靱性を同時に実現するものであり、熱間圧延鋼帯の冷間圧延を可能にするものである。本発明に従い、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯を製造すれば、熱間圧延鋼帯の巻き戻しおよび冷間圧延での割れや板破断を防止し、さらにこれら鋼帯を製品として使用するに際して、曲げ、切断、打ち抜き等を施す場合、割れ発生を解消し、作業性が大幅に改善される。本発明鋼は高電気比抵抗用途と高耐熱用途等に使用可能な極めて優れたフェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯であり、その工業的価値は著しく大なるものである。」（【００１１】） 
  
（ア７） 
「Ａｌ：Ａｌは、フェライト系ステンレス鋼の耐酸化性や電気比抵抗を著しく向上させる元素である。本発明においては、この元素が３％未満では耐酸化性を向上させるには十分でない。８％を超えて含有すると熱間圧延鋼帯の靭性が著しく低下する。従って、Ａｌの成分範囲は３〜８％とした。好ましい範囲は４〜６％である。」（【００１９】） 
  
（ア８） 
「Ｎｂ：Ｎｂは窒化物あるいは炭化物を形成して固溶Ｃ，Ｎを減少させるとともに熱間圧延中の加工により導入される転位上に析出して組織を微細化させ、熱延鋼帯の靭性を一層向上させる。この効果は、０．０５％未満では十分でなく、０．５％を超えると冷間での加工性を著しく劣化させる。従って、成分範囲を０．０５〜０．５％とした。好ましい範囲は０．１〜０．３％である。」（【００２０】） 
  
（ア９） 
「次に、本発明が対象とするステンレス鋼の金属組織について述べる。本発明の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯は、少なくとも板厚の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織は未再結晶組織である。金属組織を再結晶させるには、再結晶温度以上の高温での熱間圧延が必要であり、望ましくは該熱間圧延後の熱処理が必要である。この場合には結晶粒が非常に粗大化してしまい、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼が本来持つ低靭性の性質が顕在化し、靱性が劣化する。表面近傍部は熱間圧延でのせん断歪みによる加工度が高いので微細再結晶組織が形成されやすいが、少なくとも板厚の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域においては加工歪みが蓄積され難いので微細再結晶組織を熱間圧延で形成することは難しい。そこで、少なくとも板厚の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織を未再結晶でかつ回復組織にすることによって軟質化して、熱間圧延鋼帯の靭性を向上させる。」（【００２４】） 
  
（ア１０） 
「本発明が対象とする高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の製造方法においては、鋳片を７００℃以上、再結晶温度Ｔｓ以下の温度域で熱間圧延を終了し、続いてコイルに巻き取り、続いて冷却する。熱間圧延において最終段階の圧延を再結晶温度Ｔｓ（℃）以下の回復温度域で行うことにより、該圧延パス中に導入された転位はエネルギー的に安定な再配列構造としてサブ粒界を形成し、熱間圧延組織は結晶粒内にサブグレインを有するようになると考えられる。従って、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靭性改善のためには、結晶粒界への転位集積による応力集中を微細なサブグレイン組織により緩和することが効果的である。」（【００２５】） 
  
（ア１１） 
「高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼鋳片の熱間圧延終了温度を７００℃以上とした理由は、７００℃未満の熱間圧延ではステンレス鋼の変形抵抗が高くなりミルパワー不足が生じるため現実的でないのに加え、熱間圧延終了温度が著しく低い場合には、熱間圧延で導入された加工歪みが多量に残存し、転位の回復が十分に進行しないからである。熱間圧延終了温度の好ましい値は８５０℃以上である。」（【００３０】） 
 
（ア１２） 
「本発明の高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の巻き取り温度は、５００℃超８５０℃未満が望ましい。巻き取り温度が５００℃以下では、熱間圧延加工で導入された転位の回復が十分に進行しないので、熱延鋼帯の靭性の向上が期待できない。一方、８５０℃以上では熱間圧延によって形成された加工組織の再結晶や粒成長が進行するものの、微細組織は形成されずに高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼が本来持つ低靭性の性質が顕在化するため、熱間圧延材の靱性を劣化させる。実用的により好ましい巻き取り温度は、６００℃〜７５０℃である。再結晶温度以下で熱間圧延を終了した場合に、空冷により自然に到達する温度であり、かつ靱性向上効果が高い巻き取り温度領域だからである。」（【００３１】） 
 
（ア１３）
「なお、本発明のＮｂあるいはＮｂとＶ，Ｔｉ，Ｚｒの１種以上を複合で含有する高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼においては、従来技術に示されるＴｉ添加鋼とは異なり、Ｎｂ添加又はＮｂとＶ，Ｔｉ，Ｚｒの１種以上の複合添加で十分に炭素・窒素を粒内に固定できるので、炭窒化物の粒界析出や金属間化合物ＡｌＮの析出による脆化現象の影響は少ない。」（【００３２】）
（ア１４） 
「また、巻き取り終了後の冷却速度は、可能な限り急速に強制的に冷却することが好ましい。具体的には、水冷が現実的である。巻き取り後の冷却中にいわゆる４７５℃脆性の影響を回避することは原理的に避け難く、冷却速度が遅いほど４７５℃脆性の原因組織である微細Ｃｒリッチ相の形成が促進される。その結果、熱間圧延材の靱性が劣化し、５００℃超８５０℃未満の巻き取りによる回復組織形成促進による靱性向上効果を相殺するので、靱性向上に有効な巻き取り温度領域が狭くなる。空冷の場合がこれに相当する。」（【００３３】） 
（イ）本件の優先日前に日本国内において頒布された刊行物である甲第２号証（特開２０１０−１０６３２３号公報）には、次の記載がある。 
（イ１） 
「Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、 
　Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、 
　Ｍｎ：１．５〜３．５％、 
　Ａｌ：０．００５〜０．１５％、 
　Ｐ ：０．１％以下（０％を含まない）、 
　Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない） 
を含有し、残部は鉄および不可避不純物であって、 
金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有する複合組織であるとともに、フェライト組織において、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さをＬａ、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さをＬｂとしたとき、０．２≦（Ｌｂ／Ｌａ）≦１．５を満たし、 
結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒の円相当径をＤとしたとき、Ｄの平均値が２５μｍ以下であるとともに、結晶方位差が１０°以上の粒界で囲まれたフェライト粒のうちＤ≦３０μｍを満たす結晶粒が面積率で５０％以上であることを特徴とする、引張強度が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板。」（【請求項１】） 
（イ２） 
「…鋼の成分組成を制御するとともに、（ｉ）結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さＬａと、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さＬｂの比（Ｌｂ／Ｌａ）（以下、「粒界頻度」と呼ぶ場合がある。）を所定の範囲内に制御することによって降伏比を向上させることができること、…」（【００１４】） 
  
（イ３） 
「まず結晶方位差が１０°未満の粒界は、焼鈍前の冷延工程で加工組織が導入され、その後の焼鈍工程で転位組織の回復によりサブグレイン化が生じることによって形成される。このような結晶方位差が１０°未満の粒界は、低降伏強度化の原因となるフェライト中の可動転位の動きを抑制することができ、降伏強度を向上させ高降伏比とすることができる。このような効果を十分に発揮させるため、結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さをＬａ、結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さをＬｂとしたとき、ＬａとＬｂの比（Ｌｂ／Ｌａ）を０．２以上と定めた。結晶方位差が１０°以上の粒界の単位面積あたりの長さ（Ｌａ）と結晶方位差が１０°未満の粒界の単位面積あたりの長さ（Ｌｂ）の比は、一つのフェライト粒において可動転位の動きを抑制することのできる境界の割合を表しており、可動転位の抑制効果と降伏比との間に相関関係を見出したところに本発明の意義を有している。なお、本発明では弾性領域で転位の動きを止めることによって降伏強度を高めているので、その後の塑性領域における加工硬化の挙動には大きな影響を与えることはない。したがって、複合組織鋼板の優れた引張強度および伸び特性を維持しつつ、降伏強度を高めることができる。…」（【００３２】） 
  
（ウ）本件の優先日前に日本国内において頒布された刊行物である甲第３号証（特開平０４−２１８６２３号公報）には、次の記載がある。 
（ウ１） 
「重量％にて、Ｃ：０．０３％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃ（％）＋Ｎ（％）：０．０３％以下、Ｃｒ：１０〜４０％、Ａｌ，Ｓｉ，Ｍｏから選ばれる元素の１種または２種以上を合計５．０超〜１５．０％含有する材料成分のフェライト系ステンレス鋼鋼片を、第１式で示される再結晶温度ＴＳ　以下の回復温度域で圧下率の総和Ｒが２０％以上の強圧下圧延を行って熱間圧延を終了し、続いて１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、続いて５００℃以下で巻取ることを特徴とする耐熱性および耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法。…」（【請求項２】） 
  
（ウ２） 
「請求項４，５では、請求項２の成分のほかに、さらにＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｂを含有する。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｂは、それぞれ窒化物あるいは炭化物を形成して固溶Ｃ，Ｎを減少させるとともに熱間圧延中の大圧下加工により導入される転位上に析出して組織を微細化させ、熱延鋼帯の靱性を一層向上させる。この効果は、１種または２種以上合計で０．００５％未満では十分でなく、０．５０％を超えると冷間での加工性を著しく劣化させる。従って、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｂの成分範囲は、合計で０．００５〜０．５０％とした。」（【００２０】） 
（エ）本件の優先日前に日本国内において頒布された刊行物である甲第４号証（特開２００１−０２６８２６号公報）には、次の記載がある。 
（エ１） 
「この発明は、靱性と巻戻し性性に優れたフェライト系ステンレス鋼または二相ステンレス鋼の熱延鋼帯を製造する方法に関する。」（【０００１】）
  
（エ２） 
「巻取り後３時間以内に水槽に浸漬：鋼帯を５５０〜６５０℃の温度範囲で巻取った後、コイル状鋼帯を水槽に浸漬することで２００℃／時間以上の急冷を達成することができる。このように、急冷するのは、脆化の進行を防止するためである。通常は、巻取り後は放冷されるのでコイル状鋼帯中心部の冷却速度はおよそ６０〜２０℃／時間となるが、この間に脆化が進行してしまう。巻取り後３時間以内に水冷するのは、３時間を超えるとコイル状鋼帯の温度が低下して時効脆化が速い温度域になり、靱性確保が困難になるためである。」（【００２５】） 
  
（エ３） 
「巻取り後コイル状鋼帯の水冷までの時間は、靱性確保の観点より短ければ短い方が良く、１時間以内とすることが望ましい。そのために水槽の設置場所を巻取り設備に極力近い場所とし、コイル状鋼帯の取り扱い時間を短縮するのがよい。」（【００２６】） 
  
（オ）本件の優先日前に日本国内において頒布された刊行物である甲第５号証（特開平１０−２３７６０２号公報）には、次の記載がある。 
（オ１） 
「本発明は、連続鋳造片を熱間圧延したままの、Ｎｂ含有フェライト系ステンレス鋼の鋼帯（以下，焼鈍を施した熱延焼鈍板と区別するため、熱延板と称す）の低温靭性に関するものである。」（【０００１】） 
  
（オ２） 
「…熱間圧延は、８００℃以上で終了してそののち少なくとも６００℃以下まで水冷を施して、析出物の生成を可能な限り抑制するのが好ましい。」（【００２０】） 
  
（オ３） 
「…熱間圧延を施して、板厚４．５ｍｍの熱延鋼帯とした。熱間圧延は、１２３０℃で２時間加熱したのちに、８００℃〜８５０℃で熱間圧延を終え、その後水槽に浸漬して冷却した。…」（【００２２】） 
（５）対比、判断
（５−１）取消理由通知に記載した取消理由について
（ａ）本件特許発明２について
（ａ−１）甲第１号証に記載された発明
　前記記載事項（ア１）の内容を本件特許発明２の記載ぶりに則して整理すると、甲第１号証には、次の発明（以下、「甲１−２発明」という。）が記載されていると認められる。 
「質量％で、Ｃｒ：１２〜３０％、Ａｌ：３〜８％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、Ｃ：０．０２５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下を含み、任意にＶ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．０２〜０．２％、Ｚｒ：０．０２〜０．２％の１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯であって、少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織である、靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。」
（ａ−２）対比
　本件特許発明２と甲１−２発明とを対比すると、甲１−２発明の「靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯」は、前記記載事項（ア３）、（ア４）、（ア６）の記載からみれば、冷間圧延での割れや板破断を防止できるものであるから、本件特許発明１の「冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板」に相当する。
　また、質量％基準で、甲１−２発明の「Ｃ：０．０２５％以下」は本件特許発明２の「Ｃ：０．０１５０％以下」とＣ：０．０１５０％以下の範囲で重複し、甲１−２発明の「Ｃｒ：１２〜３０％」は本件特許発明２の「Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％」とＣｒ：１２〜３０％の範囲で重複し、甲１−２発明の「Ｎ：０．０２５％以下」は本件特許発明２の「Ｎ：０．０２００％以下」とＮ：０．０２００％以下の範囲で重複し、甲１−２発明の「Ｎｂ：０．０５〜０．５％」は本件特許発明２の「Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％」とＮｂ：０．０５〜０．５％の範囲で重複し、甲１−２発明の「Ｔｉ：０．０２〜０．２％」は本件特許発明２の「Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％」とＴｉ：０．０５〜０．２％の範囲で重複する。 
　してみると、両者は、  
「質量％で、 
Ｃ：０．０１５％以下、 
Ｃｒ：１２％〜３０％、及び 
Ｎ：０．０２００％以下、 
をそれぞれ含有し、さらに、 
Ｎｂ：０．０５％〜０．５％、 
を含み、さらに、任意に 
Ｔｉ：０．０５〜０．２％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。」
である点で一致し、以下の点で相違している。 
・相違点１−１：金属組織に関して、本件特許発明２は、「板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にある」と特定されるのに対し、甲１−２発明は、「少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織である」と特定されており、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬとの比で規定された前記の関係にあるのか明らかでない点。
・相違点１−２：鋼組成に関して、本件特許発明２は、「Ａｌ：０．００１％〜２．００％」を含有するのに対し、甲１−２発明は、「Ａｌ：３〜８％」を含有する点。
・相違点１−３：鋼組成に関して、本件特許発明２は、「Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下」を含有するのに対し、甲１−２発明は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの含有量が特定されていない点。
・相違点１−４：鋼組成に関して、本件特許発明２は、「Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足する
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４  ・・・（１）
但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。」のに対し、甲１−２発明は、前記式（１）を満足することが明らかではない点。
（ａ−３）相違点１−１についての判断
　甲第１−２発明には、「少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織であること」が特定されており、そのような未再結晶組織に亜粒界が多く存在することは明らかであるが、甲第１号証には、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬの比については記載も示唆もされていない。
　一方、訂正後の本件明細書の段落【００２０】及び願書に添付した図面の【図１】の記載をみれば、本件特許発明２においてＬａ／Ｌ≧０．２０とすることによりシャルピー衝撃値が著しく上昇していることが認められ、そのような作用、効果は、前記甲第１号証〜甲第５号証に記載も示唆もされるものではなく、当業者といえども予測し得るものではない。
　そうすると、未再結晶組織に亜粒界が多く存在することは明らかであるとしても、前記甲第１号証には、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬの比や前記シャルピー衝撃値に関して記載されていないから、甲１−２発明において、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬがＬａ／Ｌ≧０．２０を満足しているとはいえないし、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬをＬａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係とすることを当業者が容易になし得るともいえない。
（ａ−４）相違点１−２についての判断
　前記記載事項（ア２）及び（ア７）の記載からみれば、甲１−２発明は、３％以上のＡｌを含む高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯に係るものであって、３％以上のＡｌを含有することにより、オーステナイト系ステンレス鋼よりもはるかに優れた耐熱性、耐酸化性を有するものである。
　してみれば、甲１−２発明における「Ａｌ：３〜８％」を、「Ａｌ：０．００１％〜２．００％」とすることが、当業者が適宜になし得る設計的事項といえるものではないし、甲第１号証〜甲第５号証の記載をみても、甲１−２発明における「Ａｌ：３〜８％」を、「Ａｌ：０．００１％〜２．００％」とする動機付けが存在するものでもない。
　したがって、前記相違点１−２は、当業者が容易になし得るものとはいえない。
（ａ−５）まとめ 
 　以上のとおりであるので、相違点１−３及び１−４について判断するまでもなく、本件特許発明２は、前記甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証〜甲第５号証に記載された事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない。
（ｂ）本件特許発明３及び４について
　本件特許発明３及び４は、本件特許発明２を引用するものである。そして、本件特許発明２は、前記甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証〜甲第５号証に記載された事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないことは前記のとおりであるから、同様の理由により、本件特許発明３及び４も、前記甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証〜甲第５号証に記載された事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない。
（５−２）取消理由通知において採用しなかった特許異議申立理由について
（ａ）本件特許発明１について
（ａ−１）甲第１号証に記載された発明
　前記記載事項（ア１）の内容を本件特許発明１の記載ぶりに則して整理すると、甲第１号証には、次の発明（以下、「甲１−１発明」という。）が記載されていると認められる。 
「質量％で、Ｃｒ：１２〜３０％、Ａｌ：３〜８％、Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有し、Ｃ：０．０２５％以下、Ｎ：０．０２５％以下、Ｃ＋Ｎ：０．０３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼の熱間圧延鋼帯であって、
　少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織である、
　靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯。」
 
（ａ−２）対比
　本件特許発明１と甲１−１発明とを対比すると、甲１−１発明の「靭性に優れた高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯」は、前記記載事項（ア３）、（ア４）、（ア６）の記載からみれば、冷間圧延での割れや板破断を防止できるものであるから、本件特許発明１の「冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板」に相当する。
　また、質量％基準で、甲１−１発明の「Ｃ：０．０２５％以下」は本件特許発明１の「Ｃ：０．０１５０％以下」とＣ：０．０１５％以下の範囲で重複し、甲１−１発明の「Ｃｒ：１２〜３０％」は本件特許発明１の「Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％」とＣｒ：１２〜３０％の範囲で重複し、甲１−１発明の「Ａｌ：３〜８％」は本件特許発明１の「Ａｌ：０．００１％〜３．００％」とＡｌ：３％の点で重複し、甲１−１発明の「Ｎ：０．０２５％以下」は本件特許発明１の「Ｎ：０．０２００％以下」とＮ：０．０２００％以下の範囲で重複する。
　してみると、両者は、 
「質量％で、 
　Ｃ：０．０１５％以下、 
　Ｃｒ：１２％〜３０％、 
　Ａｌ：３％、及び 
　Ｎ：０．０２００％以下、 
をそれぞれ含有し、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。」 
である点で一致し、以下の点で相違している。 
・相違点２−１：金属組織に関して、本件特許発明１は、「板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にある」と特定されるのに対し、甲１−１発明は、「少なくとも該鋼帯の中央部と表面から１／４厚さの部位との間の領域における金属組織が未再結晶組織である」と特定されており、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬとの比で規定された前記の関係にあるのか明らかでない点。
・相違点２−２：鋼組成に関して、本件特許発明１は、Ｎｂを含有しないのに対し、甲１−１発明は、Ｎｂ：０．０５〜０．５％を含有する点。
・相違点２−３：鋼組成に関して、本件特許発明１は、「Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下」を含有するのに対し、甲１−１発明は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの含有量が特定されていない点。 
（ａ−３）相違点２−１についての判断
　甲１−２発明において、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬがＬａ／Ｌ≧０．２０を満足しているとはいえないし、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬをＬａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係とすることを当業者が容易になし得るともいえないことは、前記「（５−１）（ａ）（ａ−３）相違点１−１についての判断」に記載のとおりであるので、同様の理由により、甲１−１発明において、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬがＬａ／Ｌ≧０．２０を満足しているとはいえないし、前記亜粒界長さＬａと前記全結晶粒界の長さＬをＬａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係とすることを当業者が容易になし得るともいえない
（ａ−４）相違点２−２についての判断
　前記記載事項（ア４）〜（ア６）、（ア８）及び（ア１３）の記載からみれば、甲１−１発明は、高Ａｌ含有フェライト系ステンレス鋼熱間圧延鋼帯の靱性を改善するためにＮｂを添加するものであって、そうすることにより、当該甲第１号証に記載される作用、効果を奏するものであるから、甲１−１発明におけるＮｂは必須成分であるといえる。
　してみれば、甲１−１発明においてＮｂを除くことは、甲１−１発明の技術的意義を損なうことになるから、当業者が適宜になし得るものであるとはいえないし、甲第１号証〜甲第５号証の記載をみても、甲１−１発明においてＮｂを添加しない鋼組成とする動機付けが存在するものでもない。
　したがって、前記相違点２−２は、当業者が容易になし得るものとはいえない。
（ａ−５）まとめ 
　以上のとおりであるので、相違点２−３について判断するまでもなく、本件特許発明１は、前記甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証〜甲第５号証に記載された事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない。
（ｂ）本件特許発明３及び４について
　本件特許発明３及び４は、本件特許発明１を引用するものである。そして、本件特許発明１は、前記甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証〜甲第５号証に記載された事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとはいえないことは前記のとおりであるから、同様の理由により、本件特許発明３及び４も、前記甲第１号証に記載された発明及び甲第２号証〜甲第５号証に記載された事項に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない。
４．むすび
　以上のとおりであるから、取消理由通知に記載した取消理由及び特許異議申立書に記載した特許異議申立理由によっては、本件請求項１ないし４に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件請求項１ないし４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】
平成２９年４月１４日（２０１７．４．１４）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法
　【技術分野】
　【０００１】
　本発明は、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２０１１年１２月９日に、日本に出願された特願２０１１−２７００９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　【背景技術】
　【０００２】
　フェライト系ステンレス鋼は、家電、建材、自動車部品等、幅広い用途に用いられている。従来から該鋼には、耐食性や高温特性等の必要特性に応じて種々の元素が適量に添加されている。
　耐食性向上を目的とする場合は、Ｃｒ，ＭｏやＮｉを添加することが有効であることが知られている。また高温特性（強度、耐酸化性）を向上させるためには、Ｎｂ，Ａｌ，Ｓｉ等の添加が有効である。
　【０００３】
　一般的にこれらの添加元素の添加量が多いほど、特性は向上するが、逆に製造性、特に冷間割れ性は低下する。このため、その添加量の上限が決められている。
　冷間割れとは、熱延板のコイル（コイル状に巻かれた熱延板）を巻き解き、次いで、熱延板を連続酸洗ライン、連続焼鈍酸洗ライン、冷間圧延ライン等に通した際に生じる割れを指し、熱延板の靱性が不足しているために生じると考えられている。
　フェライト系ステンレス鋼の多くの添加元素を含有する鋼種において、温度が低い冬季に生じやすい。
　【０００４】
　Ｃｒ量の多いフェライト系ステンレス鋼やＡｌが添加されたステンレス鋼からなる熱延板の靱性を向上させるために、解決手段としては特許文献１および特許文献２が公知である。
　特許文献１には、Ｃｒが２５〜３５重量％添加された鋼種からなる熱延板の靱性値を向上させる技術として、仕上げ熱間圧延を終了してから、４００〜６００℃で巻き取り、直ちに水冷以上の冷却速度で急冷する技術が開示されている。
　特許文献２には、鋼板を５５０〜６５０℃の巻き取り温度で巻き取ってコイル状鋼帯とし、巻き取り後３時間以内にコイル状鋼帯を水槽に浸漬する方法が開示されている。
　【０００５】
　このように熱延板の靱性を改善する技術として、特許文献１乃び特許文献２の技術が開示されている。しかしながら、本願発明者らが上記従来の知見を、各種フェライト系ステンレス鋼に対して適用したところ、冷間割れが発生する場合があり、必ずしも靭性の改善に対して有効ではないことが分かった。即ち、従来技術は十分に有効ではなく、更なる改善が必要とされるものであった。
　【先行技術文献】
　【特許文献】
　【０００６】
　【特許文献１】特開平５−３２０７６４号公報
　【特許文献２】特開２００１−２６８２６号公報
　【発明の概要】
　【発明が解決しようとする課題】
　【０００７】
　本発明は、上記の実情に鑑みなされたものであって、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　【課題を解決するための手段】
　【０００８】
　本発明者らは、上記の課題を解決すべく、フェライト系ステンレス鋼熱延板の巻き取り条件と熱延板の靱性との関係を調査した。
　まず、成分を変化させたフェライト系ステンレス鋼を実験室で５ｍｍ厚まで熱間圧延して熱延鋼板を得た。次いで、炉内の温度が巻き取り温度に制御された炉の中に熱延鋼板を挿入し、巻き取り処理を模擬した。巻き取り温度（炉内の温度）を５５０℃〜９５０℃の範囲で変化させ、かつ巻き取り処理（炉内での加熱）の時間を０．１ｈ〜１００ｈの範囲で変化させた。その後に、水冷によって室温まで冷却して熱延鋼板を作製した。
　【０００９】
　得られた熱延鋼板に対してシャルピー試験を実施し、室温（２５℃）における衝撃値（靱性）を評価した。
　また、上記種々の条件で製造した熱延鋼板の金属組織を光学顕微鏡並びにＥＢＳＰ（電子後方散乱解析像法）にて調査した。光学顕微鏡では、鋼板の再結晶状態を調査した。さらにＥＢＳＰを用いて、結晶粒内における亜粒界（サブグレイン粒界）の有無を調査した。
　【００１０】
　ＥＢＳＰにおける測定は、後述する実施形態に記載の方法によって行った。詳細には、圧延方向に平行であり、かつ板面方向に垂直な断面（Ｌ断面）を有するように測定用サンプルを採取した。測定用サンプルのＬ断面に対して、電解研磨又はコロイダルシリカによる研磨を施した。Ｌ断面において、板厚ｔの１／４ｔから３／４ｔ（板厚の１／４〜３／４）の範囲を測定範囲とした。この測定範囲のうち、１００μｍ×１００μｍの範囲において、０．２μｍの測定ステップ（ピッチ）で結晶方位を測定した。結晶粒界と亜粒界の判断は、以下のように行った。隣接する測定点での方位差が１°以上１８０°未満の界面を粒界とみなした。このうち方位差が１°以上１５°未満の粒界を亜粒界とした。得られた知見を下記に列挙する。
　【００１１】
　（１）得られた熱延鋼板のシャルピー衝撃値は、製造条件によって５Ｊ／ｃｍ２から約１００Ｊ／ｃｍ２の範囲で大きく変化した。
　（２）得られた熱延鋼板の金属組織を光学顕微鏡で観察したところ、未再結晶組織、完全再結晶組織、及び未再結晶と再結晶の混合組織の３種類の場合が認められた。完全再結晶組織の場合、熱延鋼板のシャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２未満であった。未再結晶粒の場合、及び未再結晶と再結晶の混合組織の場合、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合が認められた。
　【００１２】
　（３）ＥＢＳＰによる結晶粒界の調査より、方位差１°以上１８０°未満の結晶粒界の長さの合計（全結晶粒界長さＬ）と、方位差１°以上１５°未満の亜粒界の長さの合計（亜粒界長さＬａ）を求めた。そして、比Ｌａ／Ｌと、シャルピー衝撃値との関係を求めた。
　図１は、種々のフェライト系ステンレス鋼において巻き取り条件（温度及び時間）を変化させたときの靱性値（シャルピー衝撃値）とＬａ／Ｌとの関係を示す。図１より、Ｌａ／Ｌが０．２０以上のときにシャルピー衝撃値は２０Ｊ／ｃｍ２以上と高く、Ｌａ／Ｌが０．２０未満のときに２０Ｊ／ｃｍ２未満となる。
　【００１３】
　一般的に、結晶粒界は、隣接する結晶粒間の方位差を示している。完全再結晶組織の場合、結晶粒界を挟んだ両側の結晶粒は、ほぼ全てが１５°以上の方位差を有している。すなわち完全再結晶組織には、方位差１°から１５°未満の範囲の結晶粒界がほとんど存在しないため、Ｌａ／Ｌは０に近くなる。
　本試験においては、巻き取り温度が９００℃の場合においては、いずれの鋼種でも完全再結晶組織が得られ、シャルピー衝撃値はいずれも２０Ｊ／ｃｍ２未満であった。一方、巻き取り温度が８００℃以下であり、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上となる場合の金属組織は、いずれも光学顕微鏡組織では未再結晶粒が多く存在しているように見え、ＥＢＳＰでの解析により亜粒界が多く存在していた。
　【００１４】
　本発明は、これらの知見に基づいて得られたものであり、本発明の一態様の要旨は、以下の通りである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０１５０％以下、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及びＮ：０．０２００％以下をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａがＬａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　【００１５】
　（２）
質量％で、Ｃ：０．０１５０％以下、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、Ａｌ：０．００１％〜２．００％、及びＮ：０．０２００％以下をそれぞれ含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
し、板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４　・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
　（３）Ａｌ含有量が０．１０％超〜
２．００
　【００１６】
　（４）前記（１）乃至（３）の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を製造する方法であって、前記（１）乃至（３）の何れか一つに記載の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板とする工程と、その後、６５０℃超〜８００℃で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程と、コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出す工程とを有することを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。
　【発明の効果】
　【００１７】
　以上のように、本発明の一態様によれば、種々の元素を含有するフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の靭性に影響を及ぼす亜粒界の割合を高めることにより、熱延鋼板の冷間割れを防ぐことができる。
　また、本発明の一態様に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、熱間圧延後に連続焼鈍あるいは酸洗工程が施されても冷間割れは生じない。
　また、本発明の一態様によれば、各種フェライト系ステンレス熱延鋼板の冷間割れを抑制することで、製造歩留りの増加及び生産効率の向上をもたらすことができる。その結果、製造コストの低減などの面で産業上非常に有用な効果を発揮することができる。また、生産効率の向上により、使用エネルギーを抑制できるため、地球環境保全に貢献できる。
　【図面の簡単な説明】
　【００１８】
　【図１】本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の全結晶粒界の長さＬと方位差１°以上１５°未満の亜粒界の長さＬａの割合（Ｌａ／Ｌ）と、シャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
　【発明を実施するための形態】
　【００１９】
　以下に、本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板について詳細に説明する。
　本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１５０％以下、Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及び、Ｎ：０．０２００％以下をそれぞれ含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にある。
　【００２０】
　以下、本実施形態の熱延鋼板の鋼組成を限定した理由について説明する。なお、組成についての％の表記は、特に断りがない場合は質量％を意味する。
　【００２１】
Ｃ：０．０１５０％以下
　Ｃが固溶状態で存在すると、溶接部の粒界腐食性が劣化するため、多量のＣの添加は好ましくない。Ｃ量の上限を０．０１５０％とする。また、粒界腐食性の影響を及ぼさないようにＣ量を低減するには、精錬時間の増加等、製造コストの増加をもたらす。このため、Ｃ量の下限を０．００１０％とすることが好ましい。なお、溶接部の粒界腐食性及び製造コストの観点から考えると、Ｃ量は、０．００２０〜０．００７０％とすることが好ましい。
　【００２２】
Ｓｉ：０．０１〜２．００％
　Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素である。しかし多量のＳｉを添加すると、製品の加工性が劣化するため、Ｓｉ量の上限を２．００％とする。一方、脱酸剤として不可避的にＳｉを混入するため、Ｓｉ量の下限を０．０１％とする。なお、Ｓｉ量は、好ましくは０．０２％〜０．９７％である。
　【００２３】
Ｍｎ：０．０１〜２．００％
　Ｍｎは、高温強度、耐酸化性を向上させる元素であるが、多量のＭｎの添加は、Ｓｉと同様に製品の加工性劣化を招く。このため、Ｍｎ量の上限を２．００％とする。また、不可避的に混入する場合があるため、Ｍｎ量の下限を０．０１％とする。なお、Ｍｎ量は、好ましくは０．０２％〜１．９５％である。
　【００２４】
Ｐ：０．０４０％未満
　Ｐは、Ｃｒの原料等から不可避的に混入するため、０．００５％以上のＰが混入する場合が多いが、Ｐは延性や製造性を低下させる。このため、Ｐ量は、可能な限り少ないほうが好ましい。しかし、過度に脱りんを行うことは非常に困難であり、さらには製造コストも増加するため、Ｐ量を０．０４％未満とする。
　【００２５】
Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは、溶解しやすい化合物をつくり、耐食性を劣化させる場合があるため、Ｓ量は少ない方が好ましく、Ｓ量を０．０１０％以下とする。また、耐食性の観点からはＳ量は低い方が好ましく、Ｓ量は０．００５０％未満とすることが好ましい。近年では脱硫技術が発達しているため、Ｓ量の下限を０．０００１％とするのがより好ましい。安定製造性を考慮すると、Ｓ量の下限は０．０００５％とすることがさらに好ましい。
　【００２６】
Ｃｒ：１０．０〜３０．０％
　Ｃｒは、耐食性、高温強度、及び耐酸化性を確保するために必要な基本元素であり、その効果を発揮するために１０．０％以上のＣｒの添加が必須である。一方、多量のＣｒの添加により、靱性の劣化を招くため、Ｃｒ量の上限を３０．０％とする。なお、Ｃｒ量が多いほど、高強度化し、また「４７５℃脆化」と呼ばれる多量のＣｒを含有する鋼に特有の脆化現象が生じやすくなる。このため、Ｃｒ量は２０．０％以下とすることが好ましい。
　【００２７】
Ａｌ：０．００１〜３．００％
　Ａｌは、脱酸元素として活用するため、適量のＡｌを添加する。０．００１％未満のＡｌの添加では、脱酸能力が不十分であるため、０．００１％を下限とする。一方、０．１００％のＡｌで、十分に酸素量を低減でき、それを超える添加量でも脱酸能力はほぼ飽和する。このため、脱酸の目的のみでＡｌを添加する場合、Ａｌ量の上限は、０．１００％で良い。この場合、Ａｌ量は、好ましくは、０．００２％〜０．０９５％である。
　また、Ａｌは、高温強度や耐食性を向上させる効果も有する。高温強度や耐食性を向上させる目的でＡｌを添加する場合、Ａｌ量は、好ましくは０．１０％超〜３．００％であり、更に好ましくは０．５０％〜２．００％である。なお、多量のＡｌを添加すると、製品の加工性の劣化を招くため、Ａｌ量の上限をＡｌ：３．００％とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは２．００％以下である。
　【００２８】
Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎは、Ｃと同様、固溶状態で存在すると、溶接部の粒界腐食性が劣化するため、多量のＮの添加は好ましくない。このためＮ量の上限を０．０２００％とする。またＮ量を低減するには、精錬時間の増加等、製造コストの増加をもたらす。このため、Ｎ量の下限を０．００３０％とすることが好ましい。なお、溶接部の粒界腐食性及び製造コストの観点から考えると、Ｎ量を０．００５０〜０．０１２０％とすることが好ましい。
　【００２９】
　また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｎｂ：０．０５〜０．７０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％のうちいずれか一方または両方を、下記式（１）を満足するように含むことが好ましい。
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４　・・・　（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、質量％を単位とする当該元素の含有量を意味する。
　【００３０】
　Ｎｂ及びＴｉは、ＣやＮと析出物を作り、固溶Ｃ，Ｎを低減する作用がある。加えて、Ｎｂ及びＴｉが固溶状態で存在する場合には、高温においては固溶強化により部材の高温強度、熱疲労特性を向上させる。Ｎｂを含有させる場合、Ｃ，Ｎを固定するためには０．０５％以上含有させる必要があり、０．１０％以上含有させることが好ましい。また、Ｔｉを含有させる場合、Ｃ，Ｎを固定するためには０．０５％以上含有させる必要がある。
　また、鋼中に存在するＣ，Ｎをすべて析出状態とするためには、化学量論的には上記式（１）を満足することが必要である。
　【００３１】
　一方、Ｔｉを多量に添加し過ぎると、製造途中の靱性の劣化を招き、また表面疵の発生が顕著になる場合がある。このため、上限はＴｉ：０．３０％とする。
　また、Ｎｂの多量添加は、製品の加工性が劣化する。このため、上限をＮｂ：０．７０％とし、０．５５％以下とすることがより好ましい。
　【００３２】
　また、本実施形態では、上記元素に加えて、Ｍｏ：０．１〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００２５％、Ｃｕ：０．１〜２．０％、Ｓｎ：０．０３〜０．３５％のうち１種以上を含むことが好ましい。
　Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，及びＳｎは、高温強度や耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加しても良い。またＮｉは、靱性向上の効果も持つ。
　【００３３】
　高温強度の増加が顕著になるのは、それぞれＭｏ：０．１％以上、Ｎｉ：０．１％以上、Ｃｕ：０．１％以上、Ｓｎ：０．０３％以上であるため、それを下限とする。高温強度および耐食性をより一層向上させるために、Ｍｏ：０．３％以上、Ｎｉ：０．２５％以上、Ｃｕ：０．４％以上、Ｓｎ：０．１０％以上とすることがより好ましい。
　多量のＭｏ、Ｎｉ、Ｃｕの添加は、酸洗性の劣化を招き、生産性低下につながるため、上限を、それぞれＭｏ：２．５％、Ｎｉ：１．５％、Ｃｕ：２．０％とし、Ｍｏ：２．２％以下、Ｎｉ：１．２％以下、Ｃｕ：１．４％以下とすることがより好ましい。多量のＳｎの添加は、靱性劣化及び表面疵の発生を招くため、上限をＳｎ：０．３５％とし、０．２０％以下とすることがより好ましい。
　【００３４】
　Ｂは、二次加工性を向上させる元素である。二次加工性が必要とされる用途に用いる場合には、必要に応じて添加しても良い。二次加工性の向上効果は、Ｂの添加量が０．０００１％以上から発現するので、これを下限とし、０．０００３％以上とすることがより好ましい。また、多量のＢの添加は、熱延板の靱性や加工性を低下させる場合があるため、Ｂ量の上限を０．００２５％とし、０．００１５％以下とすることがより好ましい。
　【００３５】
　また、本実施形態の重要な特徴として、板厚の１／４〜３／４における断面において、方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａの割合がＬａ／Ｌ≧０．２０を満たす。
　全結晶粒界の長さＬ及び亜粒界長さＬａの割合は、以下の方法により測定される。まず、熱延鋼板の任意の１０箇所から測定用サンプルを採取する。この採取箇所は、特に限定されるものではない。しかし、実際には熱延鋼板をコイルに巻き取る際、巻取り始めの部分（トップ部）と巻取り終了間際の部分（ボトム部）では、巻き取られる温度に差が生じる場合がある。そのため、このような場合は鋼板全体の平均値を得るという意味から熱延鋼板のトップ部、ミドル部、ボトム部などを網羅するように測定用サンプルを採取することが望ましい。熱延鋼板の幅方向に関して、略中央部から測定用サンプルを採取することが望ましい。また、圧延方向に平行であり、かつ板面方向に垂直な断面（Ｌ断面）を有するように測定用サンプルを採取する。
　測定用サンプルのＬ断面に対して、電解研磨又はコロイダルシリカによる研磨を施す。
　表層近傍は、比較的微細な結晶粒が生成し易く、靱性が良好な場合がある。このため、測定範囲を、Ｌ断面のうち、板厚ｔの中心近傍、すなわち１／４ｔから３／４ｔの範囲とする。
　次に、以下の方法によりＥＢＳＰを用いて結晶粒界長さを測定する。上記測定範囲のうち、１００μｍ×１００μｍの範囲において、０．２μｍの測定ステップ（ピッチ）で結晶方位を測定する。そして、隣接する測定点での方位差が１°以上１８０°未満の界面を粒界とみなす。このうち方位差が１°以上１５°未満の粒界を亜粒界とする。
　全ての結晶粒界の長さの合計を「全結晶粒界長さＬ」として算出し、亜粒界の長さの合計を「亜粒界長さＬａ」として算出する。そして、比Ｌａ／Ｌを求める。
　１０個の測定用サンプルについて、同様に比Ｌａ／Ｌを求め、１０個のＬａ／Ｌの値の平均値を算出する。
　【００３６】
　Ｌａ／Ｌが０．２０未満の場合には、熱延鋼板の靱性が２０Ｊ／ｃｍ２未満と低くなるため、Ｌａ／Ｌは０．２０以上である必要がある。前述の図１に示すように、サブグレイン粒界（亜粒界）の割合が高いほど、熱延鋼板の靱性は高くなる傾向にある。このため、Ｌａ／Ｌは０．３５以上であることが好ましい。Ｌａ／Ｌの上限は、特に定める必要はないが、全ての粒界の方位差が１°から１５°未満であれば、Ｌａ／Ｌ＝１となる。本発明者らの実験では０．８０以上のＬａ／Ｌは得られていない。
　【００３７】
　次に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法は、以下の工程を有する。
　（１）上記組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とする。次いで前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板（圧延材）とする工程。
　（２）熱間圧延後、６５０℃超〜８００℃の巻き取り温度で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程。
　（３）コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出し、熱延鋼板とする工程。
　以下に、本実施形態におけるフェライト系ステンレス熱延鋼板の製造方法について詳細に説明する。
　【００３８】
　まず、上記鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、この鋼片に対して、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。次いで熱間圧延（仕上げ圧延）が施された熱延鋼板を、水冷で巻き取り温度まで冷却し、巻き取り温度にてコイル状に巻き取る。本実施形態においては、熱間圧延の仕上げ温度を８００℃〜１０００℃とし、巻き取り温度を６５０℃超〜８００℃とする。
　仕上げ温度が８００℃未満あるいは１０００℃超であると、巻き取り後に方位差１°から１５°未満の結晶粒界の生成が非常に困難となる。このため、８００℃及び１０００℃を、それぞれ下限及び上限とする。
　【００３９】
　なお、本実施形態においては、熱間圧延中にオーステナイト相を生成させないことが好ましい。熱間圧延時にオーステナイト相が生成するかどうかは、鋼中のオーステナイト生成元素の量、特にオーステナイト生成能の大きいＣ，Ｎの量によって決定される。本実施形態の熱延鋼板は、Ｃ，Ｎの量は共に少なく、熱間圧延中のオーステナイト相の生成は認められない。
　巻き取り温度が６５０℃以下の場合も、方位差が１°から１５°未満の結晶粒界の生成が困難となる。巻き取り温度が８００℃超の場合は、逆に巻き取り時の再結晶が進行し、方位差が１５°から１８０°未満の結晶粒界の割合が増加するため、靱性は劣化する。
　【００４０】
　次に、コイル状に巻き取った熱延鋼板を水槽に浸漬する。これは巻き取り後の緩冷工程において靱性を劣化させる析出物が生成することを抑制するためである。ここで、仕上げ圧延後の水冷により熱延鋼板の温度が巻き取り温度に到達してから、前述の析出物が生成し粗大化する過程は、巻き取り後の鋼板の温度及び時間に強く依存する。なお、通常の条件で熱間圧延を行い、巻き取り温度６５０℃超〜８００℃で巻き取る場合、熱間圧延してから巻き取り温度に達するまでの時間は１ｍｉｎ以内であり、この間の冷却速度は３℃／ｓｅｃ以上である。このような冷却速度条件の場合、仕上げ圧延の終了から巻き取りの開始までの間に、靱性に影響を与える析出物が生成することはない。
　【００４１】
　靱性を劣化させる析出物の生成には、上述した巻き取り温度において保持される時間が重要な因子となる。本実施形態では、巻き取り後１時間以内に熱延鋼板を水槽に浸漬させる必要がある。巻き取りが完了してから水槽への浸漬までの時間が１時間を超えると、巻き取りの完了から水槽への浸漬までの間に析出物が生成し、この生成した析出物によって靱性が劣化する場合がある。
　また、熱延鋼板を水槽に浸漬してから水槽内で保持する時間も重要な項目である。本実施形態において熱延鋼板を水槽内で保持する浸漬時間は、１時間以上であることが好ましい。
　水槽内での熱延鋼板の浸漬時間が１時間未満と短い場合は、冷却が不十分となり、その後の復熱等により熱延鋼板に靱性を劣化させる析出物が生成する場合がある。
　【００４２】
　以上説明した本実施形態に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、上記成分及び結晶粒界に係る要件により、熱延鋼板の靭性に影響を及ぼす金属組織を制御することが可能となり、その結果、熱延鋼板の冷間割れを防ぐことができる。
　また、本実施形態に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、熱間圧延後の連続焼鈍あるいは酸洗工程を通っても冷間割れは生じない。
　【００４３】
　また、本実施形態に係るフェライト系ステンレス熱延鋼板によれば、冷間割れを抑制できるため、製造歩留りの増加、及び生産効率の向上をもたらすことができる。その結果、製造コストの低減などの面で産業上非常に有用な効果を発揮することができる。また、生産効率の向上により、製造工程における使用エネルギーを抑制できるため、地球環境保全に貢献できる。
　【実施例】
　【００４４】
　以下、実施例により本実施形態の効果を説明するが、本実施形態は、以下の実施例で用いた条件に限定されない。
　【００４５】
　本実施例では、まず、表１に示す組成の各鋼を溶製して鋳造し、鋼塊（鋼片）を得た。
　この鋼塊を９０ｍｍ厚まで研削した。表２，３に示す仕上げ温度（ＦＴ）にて熱間圧延を行い、鋼塊を板厚５ｍｍまで圧延し、熱延鋼板とした。次に、圧延後の鋼板温度を放射温度計でモニターしながら、水冷によって表２，３に示す巻き取り温度（ＣＴ）まで冷却した。なお、この時の冷却速度は約２０℃／ｓｅｃであった。
　【００４６】
　次に、炉内の温度が表２，３の巻き取り温度（ＣＴ）に制御された炉の中に熱延鋼板を挿入し、巻き取り処理を模擬した。その後、表２，３の時間（ｔ）が経過した後に熱延鋼板を水槽に浸漬した。次いで、水槽内に、表２，３に示す浸漬時間（ｔｘ）の間保持し、そして熱延鋼板を取り出した。
　【００４７】
　得られた各熱延鋼板は、全てフェライト単相組織であった。
　また、実施形態に記載の測定方法と同様にして、ＥＢＳＰを用いて結晶粒界特性（全結晶粒界長さＬに対する亜粒界長さＬａの比Ｌａ／Ｌ）を算出した。
　熱延鋼板よりサブサイズシャルピー衝撃試験片をＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準拠して採取し、圧延方向の垂直方向を衝撃方向としてＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠した金属材料の衝撃試験を実施した。試験温度を２５℃として衝撃吸収エネルギーを調査した。
　【００４８】
　また、得られた結果より、熱延鋼板の冷間割れ性（靭性）を下記の方法により評価した。
　本実施例において、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満の熱延鋼板では、その後の工程である、連続焼鈍や酸洗工程において、冷間割れ等が発生し、歩留まりが低下した。これに対して、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上の熱延鋼板では、このような冷間割れは発生しなかった。従って、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満の熱延鋼板の冷間割れ性を“不良”と評価し、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上の熱延鋼板の冷間割れ性を“良好”と評価した。表２，３では、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満の値に下線を付した。
　以上の製造条件及び評価結果を表２，３に示す。
　なお、表２，３において、ＦＴは、熱間圧延の仕上げ温度（℃）を示し、ＣＴは、熱延鋼板の巻き取り温度（℃）を示す。ｔは、巻き取りの完了から水冷の開始（浸漬の開始）までの時間（ｈ）を示し、ｔｘは、水冷の開始から完了（浸漬開始から取り出し）までの時間（ｈ）を示す。
　また、表１〜３では、本実施形態で規定された範囲外の数値には、下線を付した。
　【００４９】
　【表１】
　【００５０】
　【表２】
　【００５１】
　【表３】
　【００５２】
　表２，３より明らかなように、本実施形態に係る本発明例によれば、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であり、冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス熱延鋼板、すなわち靱性が良好な熱延鋼板を得ることができる。
　一方、本実施形態で規定された範囲外の比較例では、いずれもシャルピー衝撃値が低かった。これにより、比較例における熱延鋼板の冷間割れ性（靭性）が低下してしまったことが分かる。
　これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼組成及び構成を限定する根拠を裏付けることができた。
　【産業上の利用可能性】
　【００５３】
　本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、２０Ｊ／ｃｍ２以上のシャルピー衝撃値を有し、冷間割れ性に優れる。このため、熱間圧延後に連続焼鈍あるいは酸洗工程が施されても冷間割れは生じない。従って、本実施形態のフェライト系ステンレス熱延鋼板は、フェライト系ステンレス鋼が用いられる家電、建材、自動車部品などの部材の製造工程に好適に適用できる。
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、
Ａｌ：０．００１％〜３．００％、及び
Ｎ：０．０２００％以下、
をそれぞれ含有し、
　残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
　板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板。
　【請求項２】
　
質量％で、
Ｃ：０．０１５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％〜２．００％、
Ｍｎ：０．０１％〜２．００％、
Ｐ：０．０４０％未満、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：１０．０％〜３０．０％、
Ａｌ：０．００１％〜２．００％、及び
Ｎ：０．０２００％以下、
をそれぞれ含有し、
　さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０５％〜０．７０％以下、
Ｔｉ：０．０５％〜０．３０％以下、
Ｍｏ：０．１％〜２．５％、
Ｎｉ：０．１％〜１．５％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００２５％、
Ｃｕ：０．１％〜２．０％、及び
Ｓｎ：０．０３％〜０．３５％
から選択される１種以上を含み、
　
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
　Ｎｂ、Ｔｉのいずれか一方または両方を含む場合は、下記式（１）を満足
し、
　
板厚の１／４〜３／４における断面において方位差１°以上１８０°未満の全結晶粒界の長さＬと、方位差１°以上１５°未満の亜粒界長さＬａが、Ｌａ／Ｌ≧０．２０を満足する関係にあることを特徴とする
　Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８≧Ｃ／１２＋Ｎ／１４　・・・（１）
　但し、式（１）中の元素記号は、当該元素の質量％を単位とする含有量を意味する。
　【請求項３】
　Ａｌ含有量が０．１０％超〜
２．００
　【請求項４】
　請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載のフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板を製造する方法であって、
　請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼を鋳造して鋼片とし、前記鋼片に対して、仕上げ温度が８００℃〜１０００℃の条件で熱間圧延を施すことにより熱延鋼板とする工程と、
　その後、６５０℃超〜８００℃で前記熱延鋼板をコイル状に巻き取る工程と、
　コイル状に巻き取った前記熱延鋼板を、巻き取り後１時間以内に水槽に浸漬させ、水槽内で１時間以上保持し、次いで取り出す工程とを有することを特徴とする冷間割れ性に優れたフェライト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造方法。