【事件の表示】
　特許第３０３８６３２号「常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板およびその製造方法」の請求項１ないし４に係る特許に対する特許異議の申立てについて、次のとおり決定する。
【結　論】
　訂正を認める。
　特許第３０３８６３２号の請求項１ないし２に係る特許を取り消す。
　同請求項３ないし４に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３０３８６３２号の請求項１〜４に係る発明についての出願は、平成５年３月５日になされ、平成１２年３月３日に、その発明について特許の設定登録がなされ、その後、その特許について、特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１３年１１月５日に訂正請求がなされたものである。
２．訂正の適否についての判断
2-1.訂正の内容
　ａ．特許請求の範囲の請求項３及び請求項４における
　「・・・Mn：0.2〜1.5％・・・」を、それぞれ、
　「・・・Mn：0.36〜1.5％・・・」と訂正する。
　ｂ．明細書の段落【0012】における
　「（３）・・・Mn：0.2〜1.5％・・・」を、
　「（３）・・・Mn：0.36〜1.5％・・・」と訂正する。
　ｃ．明細書の段落【0013】における
　「（４）・・・Mn：0.2〜1.5％・・・」を、
　「（４）・・・Mn：0.36〜1.5％・・・」と訂正する。
　ｄ．明細書の段落【0017】における
　「Mnは・・・をもたらすので、0.2〜1.5％とする。」を、
　「Mnは・・・をもたらすので、請求項１及び２に係る発明においては、0.2〜1.5％とする。また、請求項３及び４に係る発明においては、Mnの範囲は0.36〜1.5％とする。」と訂正する。
　ｅ．明細書の段落【0028】表３中の鋼Ｇの本発明の欄及び鋼Ｋの本発明の欄を削除する。
2-2.訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　ａの訂正は、表２中の鋼ＤのMn含有量が0.36％である点に基づいて、請求項３及び請求項４におけるMnの含有量の下限を「0.2」から「0.36」に引き上げる訂正であるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第１号の特許請求の範囲の減縮を目的とする訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載された事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
　ｂ〜ｅの訂正は、前記ａの特許請求の範囲の訂正に伴い、対応する発明の詳細な説明の記載を整合するように訂正するものであるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第３号の明りょうでない記載の釈明を目的とする訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載された事項の範囲内のものであり、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
2-3.訂正の適否についての結論
　したがって、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項で準用する第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議申立てについての判断
3-1.本件発明
　上記２で示したとおり、上記訂正が認められるから、本件請求項１〜４に係る発明は、上記訂正請求に係る訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜４に記載された次のとおりのものである。
　「【請求項１】質量割合（以下、鋼成分に関しては同様）で、Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼で、内部摩擦値Ｑ-1max.が０．５〜２．０×１０-4であることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板。（以下「本件第１発明」という。）
【請求項２】Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼で、内部摩擦値Ｑ-1max.が０．５〜２．０×１０-4であることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板。（以下「本件第２発明」という。）
【請求項３】Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．３６〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を常法で熱延、冷延を行った後、連続焼鈍における焼鈍温度ＳＴ（℃）が７７０〜９００℃の範囲内であってかつ次式を満たすように焼鈍を行うことを特徴とする内部摩擦値Ｑ-1max.が０．５〜２．０×１０-4である常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板の製造方法。
記
ｘ＞０でかつ、
１２５００／（８．２−ｌｏｇｘ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　ここに、ｘ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕（以下「本件第３発明」という。）
【請求項４】Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．３６〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼を常法で熱延、冷延を行った後、連続焼鈍における焼鈍温度ＳＴ（℃）が７７０〜９００℃の範囲内であって、かつ次式を満たすように焼鈍を行うことを特徴とする内部摩擦値Ｑ-1max.が０．５〜２．０×１０-4である常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板の製造方法。
記
ｘ＞０でかつ、
１２５００／（８．２−ｌｏｇｘ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　ここに、ｘ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕（以下「本件第４発明」という。）」
3-2.取消理由の概要
　本件請求項１〜４に係る発明は、刊行物１若しくは２に記載された発明であるか、刊行物１〜３（刊行物１〜３は、特許異議申立人住友金属株式会社提出の甲第１〜３号証と同じ。刊行物１、３は、特許異議申立人日本鋼管株式会社提出の甲第１、２号証と同じ）に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、本件請求項１〜４に係る発明の特許は、特許法第２９条第１項第３号又は第２項の規定に違反してなされたものであり（取消理由１）、また、本件請求項１〜４に係る発明は、先願明細書（特許異議申立人住友金属株式会社提出の甲第４号証と同じ）に記載された発明と同一であるから、本件請求項１〜４に係る発明の特許は、特許法第３９条第１項の規定に違反してなされたものである（取消理由２）。
3-3.刊行物に記載された発明
　当審が通知した取消理由において引用された刊行物１（特開平３−２５７１２４号公報）には、
　「(1)重量で、Ｃ：0.0005〜0.0040％、Si：0.8％以下、Mn：0.03〜1.0％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.004〜0.015％、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.0005〜0.0060％および残部Feと不可避的不純物からなり、かつTiとNbを複合添加することを必須条件とし、Tiは0.009〜0.05％で、かつTi＞48／14・Ｎを満たす範囲内で含有し、Nbは0.005〜0.02％で、かつNb≧93／12〔Ｃ−0.0015〕を満たす範囲内で含有する鋼を（Ar3−100）℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、500〜750℃の温度で巻き取り、次いで圧下率60％以上で冷間圧延したのち、700〜850℃で連続焼鈍をすることを特徴とする焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法。
(2)重量で、Ｃ：0.0005〜0.0040％、Si：0.8％以下、Mn：0.03〜1.0％、Ｐ：0.15％以下、Ｓ：0.004〜0.015％、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.0005〜0.0060％、Ｂ：0.0002〜0.0010％および残部Feと不可避的不純物からなり、かつTiとNbを複合添加することを必須条件とし、Tiは0.009〜0.05％で、かつTi＞48／14・Ｎを満たす範囲内で含有し、Nbは0.005〜0.02％で、かつNb≧93／12〔Ｃ−0.0015〕を満たす範囲内で含有する鋼を（Ar3−100）℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したのち、500〜750℃の温度で巻き取り、次いで圧下率60％以上で冷間圧延したのち、700〜850℃で連続焼鈍をすることを特徴とする焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲請求項１、２）
が記載され、また、
　「Mn量は、0.03〜1.0％とする。その量が0.03％未満になると、熱間脆化が生じる。また、1.0％超になると硬質化しかつ加工性が劣化する。」（第4頁右上欄7〜9行）
　「（実施例１）
　Ｃ量とNb量がそれぞれ、0.0050％まで、および0〜0.026％の範囲で変化し、他の元素はその含有量が一定で、Si：0.01％、Mn：0.1％、Ｐ：0.008％、Ｓ：0.010％、Al：0.03％、Ti：0.017％、Ｎ：0.0016〜0.0020％の真空溶解鋼を、実験室的に熱間圧延した。スラブ加熱温度は1130℃、熱間圧延の仕上げ温度は920℃、巻き取り温度は700℃である。熱延板の板厚は4.0mmである。酸洗後、80％の圧下率の冷間圧延を施し0.8mmの冷延板とした。これに以下に述べる連続焼鈍を施した。すなわち、10℃／ｓで昇温し、830℃で60秒間保定したのち、30℃／ｓで室温まで冷却した。さらに、0.5％の圧下率の調質圧延を施し、引張試験に供した。ＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＢＨ性とｒ値を測定した。なお、ＢＨ性は、まず圧延方向に２％の引張予歪を加え、一旦除荷し170℃で20分間の塗装焼付相当の熱処理を施してから、再度引張試験を行い、このときの降伏応力の上昇量を求めることで評価した。また、ｒ値は一般によく知られた方法で求めた。結果を第１図および第２図に示す。これらの図から明らかなように、本発明のＣ量とNb量の範囲内において、所望の３kgf/mm2以上のＢＨ量と、1.8以上のｒ値が得られた。
（実施例２）
　Ｓ量が0.0005〜0.024％まで変化し、Ｐ量が0.008％、0.07％と２水準変化したTiとNbを複合添加した極低炭素鋼を実験室的に真空溶製した。Ｓ、Ｐ量以外の組成はＳ、Ｐ量とは無関係にほぼ一定で、Ｃ：0.0020〜0.0025％、Si：0.01％、Mn：0.1％、Al：0.04％、Ti：0.018％、Nb：0.01％、Ｎ：0.0015〜0.0021％である。真空溶解鋼を実験室的に次の条件で熱間圧延した。・・・板厚4.0mmの熱延板を酸洗し、80％の圧下率の冷間圧延を施し、0.8mmの冷延板とし、これに次の連続焼鈍を施した。すなわち、10℃／ｓで830℃まで昇温し、この温度で60秒間保定したのち、30℃／ｓで室温まで冷却した。さらに、0.5％の圧下率の調質圧延を施し、引張試験に供した。
　ＪＩＳ ５号引張試験片を採取し、ＢＨ性とｒ値を測定した。なおＢＨ性およびｒ値の評価方法は、実施例１と同じである。引張試験結果を、第３図（0.008％Ｐ）と第４図（0.07％Ｐ）に示す。これらの図から明らかなように、３kg/mm2以上のＢＨ性と、1.8以上のｒ値が、Ｐ量に依存せず本発明の0.004〜0.015％Ｓの範囲で得られる。・・・
（実施例３）
　第１表に示す化学成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、連続鋳造機にてスラブとし、その後1070℃に加熱し、仕上げ温度がAr3変態点近傍の910℃、板厚が4.2mmとなるような熱間圧延を行った。・・・酸洗後0.8mmまで冷間圧延を行い、続いて実機で連続焼鈍を施した。連続焼鈍条件は、焼鈍温度：830℃、均熱：1min、冷却速度：室温まで100℃／ｓである。・・・
　試験結果を第２表に示した。ここで、引張試験はＪＩＳ ５号試験片を用いて評価した。ＢＨ性とｒ値の評価は、実施例１、２と同様である。」（第5頁左下欄14行〜第6頁左下欄2行）
と記載され、
　第１表に、鋼No.D-2は、Ｃ：0.0023wt％、Si：0.05wt％、Mn：0.18wt％、Ｐ：0.069％、Ｓ：0.013wt％、Al：0.04wt％、Ti：0.036wt％、Nb：0.012wt％、Ｂ：0.0003wt％、Ｎ：0.0022wt％であること、鋼No.G-2は、Ｃ：0.0027wt％、Si：0.04wt％、Mn：0.22wt％、Ｐ：0.075％、Ｓ：0.010wt％、Al：0.04wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.011wt％、Ｎ：0.0017wt％であることが、第２表に、鋼No.D-2は、TSが34.8kgf/mm2、Elが45.1％、ｒが2.36、BHが3.2kgf/mm2であり、２次加工割れがなかったこと、鋼No.G-2は、TSが34.8kgf/mm2、Elが45.5％、ｒが2.31、BHが4.5kgf/mm2であり、２次加工割れがなかったことが示され、
　第４図には、0.07％ＰのときのＢＨ値が示され、同図から、Ｓの含有量が多くなるにしたがって、ＢＨ値が大きくなり、0〜0.01％Ｓで、約2〜4kgf/mm2であることが読みとれる。
　同じく引用された刊行物２（「川崎製鉄技報」23(1991)4，293-299）には、
　「自動車外板用焼付硬化型高強度冷延鋼板の開発」と題し、
　「Fig.2にTiあるいはNb添加極低炭素冷延鋼板のｒ値とＢＨ量におよぼす焼鈍均熱温度の影響を示す。Nb/Ｃ（原子比）およびTi＊/Ｃ（原子比）が0.4以下では、高ＢＨ性は得られるものの、再結晶時に固溶Ｃが多量に存在するために低いｒ値となる。なお、ここでTi＊量とは全Ti量からＮおよびＳと結合しうるTi量を差し引いた量を示す。Nb/Ｃ、Ti＊/Ｃを原子比で約１にした鋼板では850℃以上の高温焼鈍により、高ｒ値と高ＢＨを両立させることができる。Ti＊/Ｃが高すぎると、900°の高温でもＢＨ性を付与することは困難である。
　・・・鋼の基本成分は極低炭素Alキルド鋼である。」（第294頁右欄19〜29行）
と記載され、
　Fig.2には、Soaking temperatureとＢＨとの関係がNb/Ｃが0.3、0.7の場合について示されており、また、
　「転炉−真空脱ガス−連続鋳造工程により、Ｃ約0.002％でNb/Ｃ値を変化させた鋼片を得た。他の成分は、Mn0.10〜0.20％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.01％、Ｎ≦0.003％、Al〜0.04％とほぼ一定にした。これら鋼片を熱間圧延により熱延鋼帯とした。コイル巻取温度は約680℃であった。引き続き、圧下率約75％で冷延鋼帯（板厚0.7mm）とし、連続焼鈍ラインで880℃の高温焼鈍を施した。このときの平均冷却速度は約40℃/sであった。Fig.4に得られた材料特性とNb/Ｃ（原子比）の関係を示す。ＢＨ量は実験範囲のNb/Ｃでは安定して約40MPaであった。ｒ値および全伸び（El）特性から判断して、Nb/Ｃ値の適性範囲は0.5〜1.2である。以上は製品の引張強度（TS）が300MPa級の材料の工場実験結果である。これ以上のTSレベルの鋼板は、鋼成分として、Ｐなどの固溶強化元素を強度に応じて添加することにより製造できることが判明した。」（第295頁左欄下から6行〜右欄下から4行）
と記載され、
　Fig.4には、Nb（at.％）/Ｃ（at.％）が0.4〜1.4の範囲においてＢＨが30〜50MPaであることが示されている。
ている。
　同じく引用された刊行物３（「材料とプロセス」Vol.3(1990)、p.1780-1783）には、
　「極低炭素冷延鋼板の焼付硬化性と時効性におよぼすＣ量と結晶粒径の影響」と題し、
　「供試鋼はＣ含有量が16〜94ppmの極低炭素Alキルド鋼とＰ添加Alキルド鋼で、全て現場で製造された熱延鋼板である。これらの鋼板は実験室にて脱スケール後、冷延率75％で冷間圧延し、次いで・・・連続焼鈍（ＣＡ）を施して各種の試験に供した。・・・ＢＨ性は伸長率が1.5％の調質圧延を施した後に測定した。また、焼鈍ままの鋼板について内部摩擦のSnoek peak高さＱ-1値を測定することにより固溶Ｃ量を評価した。なお、これら焼鈍後の鋼板ではＮ原子はAlNとして完全に析出し固溶Ｎは存在しないので、Snoek peak高さＱ-1値は固溶Ｃ量に比例すると考えられる。」（第1780頁13〜21行）
　「ＢＨ性とＣ量との関係をFig.１に示す。・・・供試鋼のようなAlキルド鋼のＢＨ性は固溶Ｃ量にてほぼ評価できると考えられている。そこで、本実験のデータについてＢＨ性と固溶Ｃ量との関係を調べてみた結果をFig.２に示す。ＣＡ材はほぼ直線関係を示し、次式であらわせる。
　ＢＨ＝22.0＋2.09×ｌｎ［Ｑ-1］」（第1780頁下から9〜3行）
と記載され、
　Fig.２には、２％ＢＨとｌｎＱ-1とが直線関係にあることが示されている。
　同じく引用された先願明細書（特許第２８８６０００号明細書）には、
　「【請求項１】
Ｃ　≦０．０２％、
Ｍｎ≦０．３％、
Ｓ　≦０．０１０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ　≦０．００３０％、
を含有し、
Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部が不可避的不純物元素からなる鋼を常法で熱延、冷延を行った後、連続焼鈍における焼鈍温度ＳＴ（℃）が７５０〜９００℃の範囲内であってかつ次式を満たすように焼鈍を行って鋼板の内部摩擦値Ｑ-1max.を０．５×１０-4以上２．０×１０-4未満とすることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板の製造方法。
【数１】
　ｘ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇｘ）＜｛ＳＴ（℃）　＋２７３｝
　ここに、ｘ＝Ｔｉ＊［％］／４８＋Ｎｂ［％］／９３−Ｃ［％］／１２
　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ［％］−３．４×Ｎ［％］−１．５×Ｓ［％］
【請求項２】
Ｃ　≦０．０２％、
Ｍｎ≦０．３％、
Ｓ　≦０．０１０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎ　≦０．００３０％、
Ｂ　：０．０００１〜０．００１５％、
を含有し、
Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部が不可避的不純物元素からなる鋼を常法で熱延、冷延を行った後、連続焼鈍における焼鈍温度ＳＴ（℃）が７５０〜９００℃の範囲内であってかつ次式を満たすように焼鈍を行って、鋼板の内部摩擦値Ｑ-1max.を０．５×１０-4以上２．０×１０-4未満とすることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板の製造方法。
【数２】
　ｘ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇｘ）＜｛ＳＴ（℃）　＋２７３｝
　ここに、ｘ＝Ｔｉ＊［％］／４８＋Ｎｂ［％］／９３−Ｃ［％］／１２
　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ［％］−３．４×Ｎ［％］−１．５×Ｓ［％］」（特許請求の範囲請求項１、２）
が記載されている。
3-4.当審の判断
(1)取消理由１について
1)本件第１発明
　本件第１発明と刊行物２に記載された発明とを対比すると、刊行物２には、Ｃ：0.002％、Mn：0.10〜0.20％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.01％、Ｎ≦0.003％、Al〜0.04％、Nb/Ｃ（原子比）が0.5〜1.2、即ちNb：0.0076〜0.0184％の鋼片から得た高強度冷延鋼板（板厚0.7mm）が記載されているから、両者は、「Ｃ、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ、Nbを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物元素からなる極低炭素高強度薄鋼板。」である点で一致し、Ｃ、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ、Nbの含有量が重複するものの、a)本件第１発明が、Si≦1.0％を含有しているのに対し、刊行物２には、Siを含有することが示されていない点、b)本件第１発明が、「内部摩擦値Ｑ-1max.が0.5〜2.0×10-4」であり、「常温経時変形のない」極低炭素高強度薄鋼板であるのに対し、刊行物２には、BH量が約40MPa（30〜50MPa）であることが記載されているが、内部摩擦値、常温経時変形について示されていない点で相違する。
　上記相違点について検討する。
相違点a)について
　本件明細書には、「表面処理性が強く要求される用途では、Siを添加しない成分設計をとることができる」と記載されており（本件特許公報第７欄9〜10行）、本件第１発明において、Siは不純物程度の含有量の場合を含むものであるが、刊行物２に記載された発明においても、Siは不純物として含有されていると認められるから、両者は、Si含有量の点で実質的に相違するとはいえない。
相違点b)について
　刊行物３には、Ｃ含有量が16〜19ppmの極低炭素Alキルド鋼とＰ添加Alキルド鋼について、焼付硬化性（2％BH）と内部摩擦値（Ｑ-1×10-4）とは、直線関係を示し、BH＝22.0＋2.09×ｌｎ［Ｑ-1］の式で表されることが示されているが、刊行物２にも、鋼の基本成分は極低炭素Alキルド鋼であることが記載されているから、刊行物２に記載の鋼にも、刊行物３に記載の上記式が適用可能なものと認められる。
　そこで、刊行物３に記載の上記式に基づいて、刊行物２に記載の鋼の焼付硬化性BH＝30〜50MPaから、内部摩擦値を計算すると、Ｑ-1max.＝1.16×10-4〜3.07×10-4となるから、両者は、内部摩擦値が重複する。
　また、本件明細書には、「図２はＱ-1max.値と経時変形の結果を示すもので、Ｑ-1max.を0.5×10-4以上に高めることで常温経時変形を低炭素アルミキルド高強度薄鋼板並み（表１参照）に防ぐことができる。」と記載されている（本件特許公報第８欄５〜９行）が、刊行物２記載の鋼板も、Ｑ-1max.が0.5×10-4以上であるから、常温経時変形のないものであることは明らかである。
　したがって、本件第１発明は、刊行物２に記載された発明である。
2)本件第２発明
　本件第２発明と刊行物１の特許請求の範囲請求項２の実施例である第１表に記載の鋼No.D-2と対比すると、両者は、「Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ、Ｂ、Ti、Nbを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物元素からなる極低炭素高強度薄鋼板。」である点で一致し、Ｃ、Si、Ｐ、Al、Ｎ、Ｂ、Ti、Nbの含有量が重複するものの、c)本件第２発明が、「Mn：0.2〜1.5％、Ｓ≦0.010％」であるのに対し、刊行物１に記載された発明は、「Mn：0.18wt％、Ｓ：0.013wt％」である点、d)本件第２発明が、「内部摩擦値Ｑ-1max.が0.5〜2.0×10-4」であり、「常温経時変形のない」極低炭素高強度薄鋼板であるのに対し、刊行物１には、BH量が約2〜4kgf/mm2（3.2kgf/mm2）あることが記載されているが、内部摩擦値、常温経時変形について示されていない点で相違する。
　上記相違点について検討する。
相違点c)について
　刊行物１の第１表に記載の鋼No.D-2は、「Mn：0.18wt％、Ｓ：0.013wt％」であり、本件第２発明の鋼より、Mnの含有量が僅かに少なく、Ｓの含有量が僅かに多いが、同じく第１表に記載の鋼No.G-2は、Ｃ：0.0027wt％、Si：0.04wt％、Mn：0.22wt％、Ｐ：0.075％、Ｓ：0.010wt％、Al：0.04wt％、Ti：0.010wt％、Nb：0.011wt％、Ｎ：0.0017wt％であるから、刊行物１に記載された発明において、実質的にMnを0.2wt％以上、Ｓを0.010wt％以下とし得ることは明らかであるから、両者は、Mn、Ｓの含有量の点で実質的に相違するとはいえない。
相違点d)について
　刊行物３には、Ｃ含有量が16〜19ppmの極低炭素Alキルド鋼とＰ添加Alキルド鋼について、焼付硬化性（2％BH）と内部摩擦値（Ｑ-1×10-4）とは、直線関係を示し、BH＝22.0＋2.09×ｌｎ［Ｑ-1］の式で表されることが示されているが、刊行物１に記載の鋼も極低炭素Alキルド鋼であるから、刊行物１に記載の鋼にも、刊行物３に記載の上記式が適用可能なものと認められる。
　そこで、刊行物３に記載の上記式に基づいて、刊行物１に記載の鋼のBH＝約2〜4kgf/mm2から、内部摩擦値を計算すると、Ｑ-1max.＝0.698×10-4〜1.82×10-4となるから、両者は、内部摩擦値が重複する。
　また、前審において特許権者が提出した参考資料１（Defect and Diffusion Forum Vol.95-98(1993) pp.375-380）によれば、内部摩擦値（Ｑ-1×10-4）はMn、Si、Ｐの含有量によって変動することが示されているが、Mn：0.16wt％前後では、大幅な変動はなく、Mnの含有量が多くなるに従って内部摩擦値は小さくなることが示されているから、刊行物１の第１表に記載の鋼No.D-2よりもMnの含有量を多い0.2wt％以上とした場合に、内部摩擦値が本件第２発明の範囲に入ることは明らかである。
　したがって、本件第２発明は刊行物１に記載された発明である。
3)本件第３発明
　本件第３発明と刊行物２に記載された発明とを対比すると、刊行物２には、Ｃ：0.002％、Mn：0.10〜0.20％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.01％、Ｎ≦0.003％、Al〜0.04％、Nb/Ｃ（原子比）が0.5〜1.2、即ちNb：0.0076〜0.0184％の鋼片から得た高強度冷延鋼板（板厚0.7mm）が記載されているから、両者は、「Ｃ、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ、Nbを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物元素からなる鋼を連続焼鈍における焼鈍温度ＳＴ（℃）が770〜900℃の範囲内で焼鈍を行う極低炭素高強度薄鋼板の製造方法。」である点で一致し、Ｃ、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎ、Nbの含有量が重複するものの、e)本件第３発明が、「Mn：0.36〜1.5％」であるのに対し、刊行物２に記載された発明は、「Mn：0.10〜0.20％」である点、f)本件第３発明が、「内部摩擦値Ｑ-1max.が0.5〜2.0×10-4」であり、「常温経時変形のない」極低炭素高強度薄鋼板の製造方法であるのに対し、刊行物２には、BH量が約40MPa（30〜50MPa）であることが記載されているが、内部摩擦値、常温経時変形について示されていない点で、主として相違する。
　上記相違点について検討する。
　刊行物３には、Ｃ含有量が16〜19ppmの極低炭素Alキルド鋼とＰ添加Alキルド鋼について、焼付硬化性（2％BH）と内部摩擦値（Ｑ-1×10-4）とは、直線関係を示し、BH＝22.0＋2.09×ｌｎ［Ｑ-1］の式で表されることが示されているが、刊行物２にも、鋼の基本成分は極低炭素Alキルド鋼であることが記載されているから、刊行物２に記載の鋼にも、刊行物３に記載の上記式が適用可能なものと認められる。
　しかしながら、本件第３発明は、「Mn：0.36〜1.5％」であり、「Mn：0.10〜0.20％」である刊行物２に記載の鋼よりも、Mnの含有量がかなり多く、前審において特許権者が提出した参考資料１（Defect and Diffusion Forum Vol.95-98(1993) pp.375-380）によれば、内部摩擦値（Ｑ-1×10-4）はMn、Si、Ｐの含有量によって変動することが示されているから、刊行物３に記載の上記式に基づいて、刊行物２に記載の鋼の焼付硬化性BH＝30〜50MPaから、内部摩擦値を算出しても、それが、本件第３発明の内部摩擦値に相当するとはいえない。
　また、刊行物１には、本件第３発明と同程度の内部摩擦値を有する鋼として示されているのは、Ｃ：0.0023wt％、Si：0.05wt％、Mn：0.18wt％、Ｐ：0.069％、Ｓ：0.013wt％、Al：0.04wt％、Ti：0.036wt％、Nb：0.012wt％、Ｂ：0.0003wt％、Ｎ：0.0022wt％のもの（鋼No.D-2）であり、Mnの含有量が0.18wt％と少なく、その他の鋼としてもMnの含有量が0.22wt％までのものが具体的に示されているだけであるから、「Mn：0.36〜1.5％」で、BH＝約2〜4kgf/mm2である鋼が示されているとはいえない。
　したがって、刊行物１及び３の記載を参照しても、「Mn：0.36〜1.5％」である鋼を連続焼鈍して、「内部摩擦値Ｑ-1max.が0.5〜2.0×10-4」であり、「常温経時変形のない」極低炭素高強度薄鋼板を製造することを当業者が容易に想到し得たとはいえない。
　したがって、本件第３発明は、刊行物１は２に記載された発明とすることはできず、また、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることもできない。
4)本件第４発明
　本件第４発明は、鋼が「Mn：0.36〜1.5％」である点、「内部摩擦値Ｑ-1max.が0.5〜2.0×10-4」であり、「常温経時変形のない」極低炭素高強度薄鋼板の製造方法である点では、本件第３発明と共通であるから、本件第３発明と同様の理由により、刊行物１は２に記載された発明とすることはできず、また、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることもできない。
(2)取消理由２について
　本件第３、４発明と先願明細書に記載された発明とを対比すると、両者は、極低炭素高強度薄鋼板の製造方法の対象となる鋼のMn含有量が相違するから、本件第３、４発明は、先願明細書に記載された発明と同一であるとすることはできない。
４．むすび
　以上のとおりであるから、本件第１、２発明の特許は、特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してなされたものであり、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。
　また、特許異議の申立ての理由及び証拠によっては、本件第３、４発明の特許を取り消すことはできず、他に本件第３、４発明の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１４年４月５日（２００２．４．５）
【訂正の要旨】
　ａ．特許請求の範囲の請求項３及び請求項４における
　「・・・Ｍｎ：０．２〜１．５％・・・」を、それぞれ、
　特許請求の範囲の減縮を目的として、
　「・・・Ｍｎ：０．３６〜１．５％・・・」と訂正する。
　明りょうでない記載の釈明を目的として、ｂ〜ｅの訂正をする。
　ｂ．明細書の段落【００１２】における
　「（３）・・・Ｍｎ：０．２〜１．５％・・・」を、
　「（３）・・・Ｍｎ：０．３６〜１．５％・・・」と訂正する。
　ｃ．明細書の段落【００１３】における
　「（４）・・・Ｍｎ：０．２〜１．５％・・・」を、
　「（４）・・・Ｍｎ：０．３６〜１．５％・・・」と訂正する。
　ｄ．明細書の段落【００１７】における
　「Ｍｎは・・・をもたらすので、０．２〜１．５％とする。」を、
　「Ｍｎは・・・をもたらすので、請求項１及び２に係る発明においては、０．２〜１．５％とする。また、請求項３及び４に係る発明においては、Ｍｎの範囲は０．３６〜１．５％とする。」と訂正する。
　ｅ．明細書の段落【００２８】表３中の鋼Ｇの本発明の欄及び鋼Ｋの本発明の欄を削除する。
（５４）【発明の名称】
常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板およびその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　質量割合（以下、鋼成分に関しては同様）で、Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼で、内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．が０．５〜２．０×１０−４であることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板。
　【請求項２】　Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼で、内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．が０．５〜２．０×１０−４であることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板。
　【請求項３】　Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：
０．３６
　記
　χ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇχ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　　　ここに、χ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　　　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕
　【請求項４】　Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：
０．３６
　記
　χ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇχ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　　　ここに、χ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　　　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は、既存のＩＦ鋼（インタースチシャルフリー鋼）が持つ致命的な欠陥を克服した、自動車用等に使用される加工成形性に優れた極低炭素高強度薄鋼板およびその製造方法に係わる。
　【０００２】
　【従来の技術】
　製鋼技術の発展を礎に、熱延技術および冷延技術、特に連続焼鈍技術の発達を加味して飛躍的に増加しているのが、いわゆる極低炭素薄鋼板である。すなわち、製鋼で精錬後真空脱ガスを行って炭素を下げ、さらに微量となった炭素、窒素をこれらと親和力の強い炭窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ等を添加して完全になくした鋼で、ＩＦ鋼（インタースチシャルフリー鋼）とも言われる。特公昭４４−１８０６６号公報に記載の技術がＩＦ鋼の最初とされる。この鋼は、冷延鋼板にあっては、ランクフォード値（ｒ　ａｖｅ）や加工硬化指数あるいは伸び（Ｅｌ）が極めて高く、成形加工性に優れ、自動車用等に広く使われるようになってきた。また、熱延鋼板においても、ランクフォード値は高めにくいものの、やはり加工硬化指数が高く、成形加工性に優れ、この分野においても使用量は増加している。
　【０００３】
　一方、最近、地球環境問題から派生した自動車の燃費向上への要請から車体の軽量化が、再度かつ以前より重要な課題として持ち上がってきた。その軽量化対策の一貫として素材の高強度化による板厚の減少が大きな柱となっている。この場合、高度に加工されて仕上げられる自動車用材料では単に高強度化するだけでは使用に耐えない。そのため高強度と高加工性を兼ね備えた高強度、薄鋼板として、上記ＩＦ鋼を応用したＩＦ鋼高強度薄鋼板が種々開発されてきた。これに係わる公知技術としては、特公昭５９−４２７４２号公報や特公昭５９−４０２１５号公報に記載の技術がある。前者はＴｉ添加極低炭素系の、後者はＮｂ添加極低炭素系のＩＦ鋼高強度薄鋼板に関する技術である。
　【０００４】
　最近では、成分のさらなる高純化、あるいは熱延条件や連続焼鈍条件の最適化を追究することでこれらＩＦ鋼板の特性はさらに向上している。
　また、使用性能の面では、例えばスポット溶接性の改善に関しては特開昭６３−３１７６４７号公報および特開昭６３−３１７６４９号公報に記載の技術を例としてあげることができる。このように極低炭素高強度薄鋼板は改善改良を行いながら広く使用されつつある。
　【０００５】
　【発明が解決しようとする課題】
　しかし、本発明者らの研究により、この極低炭素ＩＦ鋼高強度薄鋼板に大きな欠陥が発見された。その欠陥とは、自動車パネルに成形して数カ月あるいは数年経過すると初期のパネル形状が変化する、という常温のクリープとでもいうような経時形状変化である。このような、経時的な形状の変化は、車体のデザインを損ねてしまう大きな問題である。
　【０００６】
　また、耐デント性向上のため軟鋼板に代わって高強度鋼板を適用する意味を全く失わせることになり、大きな問題である。
　図１は、上記の不良現象を示すための実験の状況図である。まず、パネルを模した蒲鉾型（５４０ｍｍ×７４０ｍｍ）の形状に成形し（成形の形状は同じになるようにしわ押えあるいは潤滑条件を変化させた）、この成形品の中心に圧子で４０Ｎの荷重を加え、そのまま５００ｈおよび２０００ｈ保持した。なお、圧子は鋼製で先端は５０ｍｍの球である。保持後に荷重を取り除いてパネルの曲率κを測定した。供試鋼は、代表的な３５キロ級ＩＦ高強度鋼板およびそれと同等の引張強度を有する低炭素アルミキルド系高強度薄鋼板で、いずれも商用鋼で板厚は０．６５ｍｍである。それぞれの機械試験値は、ＩＦ高強度薄鋼板：引張強度（ＴＳ）＝３６６Ｎ／ｍｍ２、降伏点強度（ＹＰ）＝２３１Ｎ／ｍｍ２、破断伸び（Ｅｌ）＝４１％、ランクフォード値（ｒｍ）＝２．０８、低炭素アルミキルド高強度薄鋼板：ＴＳ＝３６２Ｎ／ｍｍ２、ＹＰ＝２３３Ｎ／ｍｍ２、Ｅｌ＝３９％、ｒｍ＝１．６５であった。なお、実験の繰り返し数は３とした。経時による形状の変化を、圧入後ただちに除荷して測定した初期の曲率κｏと経時後の曲率κとの差で求めた。その結果を表１に示す。
　【０００７】
　【表１】
　【０００８】
　なお、別途の実験よりこの程度の押し込み荷重は、鋼板の変形弾性域であることがわかっている。
　表１に示すように、弾性域で変形するような低い荷重にもかかわらず、ＩＦ高強度薄鋼板のパネル曲率が経時変化している。
　本発明は、ＩＦ高強度薄鋼板の持つ高度の加工性を維持したまま、上記のような欠陥を起こさない、常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板およびその製造方法の提供を目的とする。
　【０００９】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは、ＩＦ高強度薄鋼板で起こる経時変形現象の原因が固溶元素（炭素、窒素）の欠如にあると考え、種々の検討を重ねた。その結果、加工性に影響を及ぼさない範囲で極く微量の侵入型固溶元素を残留させることによって、上記の経時変形現象の発生を防止できることを知見した。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　【００１０】
　（１）Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼で、内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．が０．５〜２．０×１０−４であることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板。
　【００１１】
　（２）Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０２〜０．０９％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ≦０．００３０％、Ｂ：０．０００１〜０．００１５％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％のいずれかまたは双方を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる鋼で、内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．が０．５〜２．０×１０−４であることを特徴とする常温経時変形のない極低炭素高強度薄鋼板。
　【００１２】
　（３）Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：
０．３６
　【００１３】
　記
　χ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇχ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　　　ここに、χ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　　　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕
　（４）Ｃ≦０．０２％、Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：
０．３６
　【００１４】
　χ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇχ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　　　ここに、χ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　　　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕
　【００１５】
　【作用】
　本発明の構成要件とその作用について述べる。
　Ｃは高度な加工に耐えうるために０．０２％以下とした。加工性を確保するためには０．００５０％以下、さらに超成形性のレベルを狙うには０．００２５％以下とすることが好ましい。
　【００１６】
　本発明では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの固溶体強化作用を活用し、これらの元素を複合添加して鋼板を高強度化する。
　Ｓｉは１．０％を超えると冷延鋼板表面に安定なＳｉを含む酸化皮膜が形成されて各種の表面処理性を損ねるために１．０％以下とする。ここで表面処理性とは化成処理後の塗装性、あるいはめっき性を言う。これら表面処理性が強く要求される用途では、Ｓｉを添加しない成分設計をとることができる。
　【００１７】
　Ｍｎは０．２％未満では強化の効果がなく、また１．５％を超えると加工性の劣化あるいはＳｉと同様の表面処理性の劣化をもたらすので、
請求項１及び２に係る発明においては、
また、請求項３及び４に係る発明においては、Ｍｎの範囲は０．３６〜１．５％とする。
　Ｐは０．０２％未満では有効な強化作用がなく、０．０９％を超えると鋼を脆化させたり、溶接性を劣化させるので、０．０２〜０．０９％とする。
　【００１８】
　Ｓは不純物元素であり、介在物等を形成して鋼の性質を劣化させるために、０．０１０％以下とする。
　Ａｌは脱酸のために０．０１％以上必要であるが、多すぎると介在物を増して加工性を劣化させるので０．１０％以下とする。
　Ｎは鋼中に固溶して残留すると、ひずみ時効劣化の原因となる。そこでＮをＴｉ等で固定する場合には、Ｎが多すぎると多量のＴｉを必要とし、製造コストを上げる。そのために、０．００３０％以下とする。
　【００１９】
　Ｔｉは０．０１〜０．０８％、Ｎｂは０．００５〜０．０８％の範囲でそれぞれ単独または複合添加する。ＴｉとＮｂの下限は、侵入型固溶元素をある程度固定するために必要な量から規定する。一方、多すぎると固定の効果が飽和するとともに、製造コストが高くなることから上限を規定する。
　Ｂは、ＩＦ鋼の粒界強度が低いことに起因して２次加工脆化の問題が生じる場合に、０．０００１〜０．００１５％添加する。脆化防止のためには０．０００１％以上が必要であるが、多すぎるとその効果が飽和するばかりか加工性を劣化させるので０．００１５％以下とする。
　【００２０】
　本発明では、この他に重要な要件として内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．を０．５〜２．０×１０−４の範囲に制御する必要がある。ここで内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．とは、微量の固溶炭素、窒素に対応するスネークピーク値で、１Ｈｚ程度の振動数の場合４０℃付近に現われるピーク値である（このピーク値からバックグラウンドの値を差し引いたもの）。
　【００２１】
　Ｑ−１ｍａｘ．の規定理由を実験結果に基づいて以下に説明する。Ｑ−１ｍａｘ．と経時変形現象の関係を調査するために、鋼成分としてＣ：９〜４４ｐｐｍ、Ｓｉ：０．３〜０．３５％、Ｍｎ：０．８３〜１．０５％、Ｐ：０．０４３〜０．０５０％、Ｓ：０．００５〜０．００７％、Ａｌ：０．０３８〜０．０４６％、Ｎ：１３〜２２ｐｐｍ、Ｔｉ：０．０１５〜０．０４８％、Ｎｂ：０〜０．０５５％、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなる極低炭素鋼を用いて焼鈍条件との組み合せでＱ−１ｍａｘ．値を大幅に変化させた鋼板を準備した。次に、図１に示す方法で保定５００ｈｒ後のパネル形状の曲率変化を求めた。図２はＱ−１ｍａｘ．値と経時変形の結果を示すもので、Ｑ−１ｍａｘ．を０．５×１０−４以上に高めることで常温経時変形を低炭素アルミキルド高強度薄鋼板並み（表１参照）に防ぐことができる。一方、Ｑ−１ｍａｘ．が大きすぎると、ＩＦ鋼の特徴の一つである常温非時効性を維持できなくなるために上限を２．０×１０−４とする。なお、本発明鋼板と類似の技術として、例えば特公昭６０−４７３２８号公報に開示されているように、固溶の炭素を多めに確保して、塗装焼付時に時効性を発揮させる、いわゆるＢＨ鋼板（べークハードニング鋼板）がある。
　【００２２】
　しかし、このＢＨ鋼板と本発明鋼板とでは固溶炭素の量が根本的に異なる。その結果、本鋼板は常温非時効性を示すのに対し、ＢＨ鋼板はせいぜい遅時効性を示す程度である。
　なお、低炭素アルミキルド高強度薄鋼板を用いて図１で示す実験を行ったところ、経時変形とスネークピーク値、すなわち固溶炭素量とは明確な関係が認められず、概してΔκは小さい値となった。その理由として、通常のＩＦ鋼においては焼鈍中あるいは焼鈍後の冷却中のかなり高温時より固溶炭素のない状態となり、生じた転位が全く自由なままの状態にあるのに対し、低炭素アルミキルド鋼では焼鈍ままの状態では転位は固溶炭素で固定されており、自由な転位がないことによると考えられる。この実験からも明らかなように、経時変形はＩＦ鋼固有の問題といえる。
　【００２３】
　次に、規定したＱ−１ｍａｘ．値を得るための製造条件を種々検討した結果、成分と最終焼鈍温度との関係において、次の関係を満たす必要があることが明らかとなった。
　まず、焼鈍温度（ＳＴ）は、比較的高温の７７０〜９００℃とする。７７０℃未満ではＱ−１ｍａｘ．の確保が困難であり、９００℃を超えると一部γ相が生成し、材質が劣化することから温度の上・下限を規定する。
　【００２４】
　そして重要な条件は、成分（χ）と焼鈍温度（ＳＴ）の間に次の関係を満たすことである。
　χ＞０でかつ、
　１２５００／（８．２−ｌｏｇχ）＜｛ＳＴ（℃）＋２７３｝
　　　ここに、χ＝Ｔｉ＊〔％〕／４８＋Ｎｂ〔％〕／９３−Ｃ〔％〕／１２
　　　ただし、Ｔｉ＊＝Ｔｉ〔％〕−３．４×Ｎ〔％〕−１．５×Ｓ〔％〕
この関係式を満たさないと本発明で必要とするＱ−１ｍａｘ．が確保されない。
　【００２５】
　【実施例】
　次に本発明を実施例で説明する。
　表２に示す極低炭素鋼をＲＨ真空脱ガス処理によって溶製した。この鋼を常法に従って、熱延、冷延し、続いて連続焼鈍を行った。熱延の条件は、仕上温度が９００〜９４０℃、巻取温度が７２０〜７６０℃で仕上厚みは３．２ｍｍであった。冷延の条件は、冷延率８０％で板厚０．６５ｍｍであった。連続焼鈍の温度は表３に示す条件で行った。焼鈍後は、内部摩擦値Ｑ−１ｍａｘ．、５００ｈｒ経過後の形状変化（曲率の変化Δκ）、引張試験（１００℃×６０分の人工時効を含む）、ｒ値を調査した。
　【００２６】
　その結果を表３に示す。表から明らかなように、成分から規定される必要焼鈍温度（表２のＴ！）以上で焼鈍して、本発明で規定するＱ−１ｍａｘ．に合致したものは、形状の変形（Δκ）が小さく、形状凍結性に優れ、なおかつ通常の機械試験値も低ＹＰ、高Ｅｌ、高ランクフォード値といった高加工性を維持している。これに対して、本発明範囲を外れたものは形状凍結性が劣化しているか、あるいは加工性が悪い。なお、成分的に固溶炭素が生じる鋼ＩおよびＪは、形状の凍結性が優れているものの機械試験値がやや劣る。また、人工時効後の降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）の回復量が大きく、非時効性鋼板とはいえない。
　【００２７】
　【表２】
　【００２８】
　【表３】
　【００２９】
　【発明の効果】
　本発明によれば、自動車パネルに成形後、時間の経過とともに形状が変化するような問題も発生せず、非時効性で深絞り性に優れるＩＦ高強度薄鋼板が得られるので、自動車の車体軽量化に本発明鋼板は有効に適用できる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　形状の変化を調査するための装置を示す模式図である。
　【図２】
　鋼板の内部摩擦値（Ｑ−１ｍａｘ．）と形状の変化（Δκ）を示す図である。
　【符号の説明】
　１　　成形パネル
　２　　木枠
　３　　圧子用治具
　４　　圧子
　５　　圧子駆動装置