【事件の表示】
　特許第２９８６８０９号「伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法」の請求項１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２９８６８０９号の請求項１に係る特許を取り消す。
【理　由】
１．手続の経緯
　特許第２９８６８０９号に係る発明は、平成１年７月１４日に特許出願され、平成１１年１０月１日にその特許権の設定登録がなされ、その後、新日本製鐵株式会社より特許異議の申立てがなされ、取消の理由が通知され、その指定期間内である平成１２年１２月１１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
（１）訂正の内容
（訂正事項ａ）
　特許請求の範囲の請求項１の記載について、
「【請求項１】Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
 ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
  ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
  ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法。」とあるのを、
「【請求項１】Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非粘性非金属介在物を
 ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
  ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
  ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、熱間圧延後の上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法。」と訂正する。
　
（訂正事項ｂ）
　明細書第３頁第４〜６行（本件特許公報第２頁第３欄第７〜８行）の記載について、
「これら極細線の加工中に発生する断線の主原因としては、鋼中における非金属介在物の存在が挙げられる。」とあるのを、
「これら極細線の加工中に発生する断線の主原因としては、鋼中における非粘性非金属介在物（以下、非金属介在物または単に介在物という）の存在が挙げられる。」と訂正する。
　
（訂正事項ｃ）
　明細書第６頁第１１行〜第７頁第６行（本件特許公報第２頁第３欄第５０行〜同第４欄第４６行）の記載について、
「すなわち、この発明は、Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％（以下、％で示す）
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
 ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
  ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
  ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法である。」とあるのを、
「すなわち、この発明は、Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％（以下、％で示す）
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
 ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
  ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
  ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、熱間圧延後の上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法である。」と訂正する。
　
（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
　（訂正事項ａ）について
　上記訂正事項ａのうち、「非金属介在物」を「非粘性非金属介在物」に変更する点については、「非粘性非金属介在物」が「非金属介在物」に包含されるものであって、願書に添付された明細書には、第３頁第４〜９行（本件特許公報第２頁第３欄第７〜１１行）に「これら極細線の加工中に発生する断線の主原因としては、鋼中における非金属介在物の存在が挙げられる。とくにＡｌ２０３，Ｓｉ０２，Ｚｒ０２，Ｔｉ０２，Ｍｇ０などのような硬くて可塑性に乏しい単体の酸化物系介在物の存在は、切欠き感受性を高め、断線の原因となることが知られている。」と記載され、同第１１頁（本件特許公報第４頁）の表２に「介在物組成（％）」として「ＳｉＯ２」、「ＭｎＯ」、「Ａｌ２０３」、及び「ＣａＯ」の４つの構成成分が示され、「非金属介在物＊１のペナルティーポイント」の欄が設けられ、その脚注に「ペナルティーポイントは５．５ｍｍ×１０ｍｍのＬ断面を観察し、５μｍ以上の厚さを有しかつ延伸比が３以下の介在物を測定し・・・」と記載されていることから、この点の訂正は、非金属介在物を限定的に減縮すると共に非金属介在物が同明細書に開示された非粘性の非金属介在物であることを明確にするものでもある。
　また、上記訂正事項のうち、「複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減」しておく時点を「熱間圧延後」とする点については、本件明細書第５頁末行〜第６頁第３行（本件特許公報第２頁第３欄第４１〜４３行）には「同図より明らかなように、同一組成であっても高温圧延ほどその厚さを低減でき、とくに１１００℃以上においては１０μｍ以下まで低減できることが判明した。」と記載されているから、その余の解釈の余地を残さないために明確にするものである。
　したがって、上記訂正事項ａは特許請求の範囲の減縮及び明りょうでない記載の釈明を目的とした明細書の訂正に該当し、いずれも、新規事項の追加に該当せず、願書に添付した明細書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又は変更するものではない。
　
（訂正事項ｂ及びｃ）について
　上記訂正事項ｂ及びｃは、上記訂正事項ａの特許請求の範囲の減縮及び明りょうでない記載の釈明を目的とした明細書の訂正と整合するように発明の詳細な説明の記載を訂正するものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とした明細書の訂正に該当し、いずれも、新規事項の追加に該当せず、願書に添付した明細書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又は変更するものではない。
　
（３）むすび
　したがって、上記ａないしｃの訂正事項は、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、訂正を認める。
　
　
３．特許異議の申立てについての判断
（１）本件の請求項１に係る発明
　上記２．で示したように訂正が認められるから、本件の請求項１に係る発明（以下、「本件発明」という。）は、上記訂正に係る訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１に記載されたとおりのものである。（上記２．（１）（訂正事項ａ）参照。）
　
（２）引用刊行物に記載された発明
　当審で通知した取消しの理由で引用した刊行物１ないし６には、各々、以下のような事項が記載されている。
　
刊行物１：特開昭６２−１３０２５８号公報
　　　　（特許異議申立人新日本製鐵株式会社の提出した甲第１号証）
　
摘示１−１：「特許請求の範囲
（１）　Ｃ：０．５０〜０．９５％
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
Ｍｎ：０．３０〜０．９０％
Ｐ：０．０２５％以下
Ｓ：０．０２５％以下
残部鉄及び不可避的不純物からなる炭素鋼線材において、以下の条件を満足することを特徴とする伸線性及び伸線後の耐疲労性に優れた高炭素鋼線材。
ａ．全酸素量が１５〜３０ｐｐｍであること。
ｂ．含有する非金属介在物中の非粘性介在物インデックスが１０以下であること。
ｃ．非粘性介在物の組成がＳｉＯ２：２５〜７０％、ＭｎＯ：５〜４０％、ＭｇＯ：４０％以下、Ａｌ２Ｏ３：３５％以下、ＣａＯ：２５％以下、ＴｉＯ２：６％以下で、その組合せが以下の通りであること。
ＳiＯ２とＭｎＯに加えて、Ａｌ２Ｏ３又はＭｇＯの何れか又は両方で５％以上を含み、さらにＣａＯ又はＴｉＯ２の何れか又は両方で２％以上を含む４元系以上の酸化物
ｄ．計数されたその非粘性介在物の８０％以上が前記ｃ．の組成であること。」（第１頁特許請求の範囲）、
　
摘示１−２：「本発明の目的とするところは、伸線性及び伸線後の耐疲労性に著しく優れた高炭素鋼線材、特に伸線後に例えば・・・スチールタイヤ用コード等に使用される線材を提供しようとするにある。
・・・
前記の問題点を解決するための手段の骨子とするところは、・・・、非粘性介在物の量および組成を制御すること、３）非粘性介在物インデックスを低値化して非粘性介在物の量及び大きさの分布を、伸線性及び伸線後の耐疲労性に対して好ましい状態にすること、４）他の構成要件とも相まって高炭素鋼線材中に含有されるＳｉ０２−Ｍｎ０−Ａｌ２Ｏ３三元系介在物を特定組成範囲の多元系の酸化物系介在物に改質して該介在物の軟質化と、非粘性介在物インデックスの低値化を図ることにある。」（第２頁右下欄第７行〜第３頁左欄第４行）、
　
摘示１−３：「ここで非粘性介在物について説明する。
非粘性介在物とは線材において中心線を通る縦断面を顕微鏡等にて２００〜４００倍で観察しＪＩＳ　Ｇ０５５５に示された長さ又は厚みが５μｍ以上のＢ系又はＣ系介在物で、その個々の介在物の長さ（ｌ），厚み（ｄ）に於いてｌ／ｄが５以下を指しこれらを計数する。
　次に非粘性介在物インデックスについて説明する。非粘性介在物インデックスとは、線材の検鏡すべき面積をその線材の径の２倍の長さについて全面（例えば５．５φの場合５．５×１１ｍｍ）検鏡し各非粘性介在物を大きさ別に分類し、それぞれに５〜９μ×１，１０〜１９μ×５，２０μ以上×２０なる係数を乗じ累計した値である。」（第８頁右上欄第７〜２０行）、
　
摘示１−４：「本発明者らは多くの実験を通じ従来技術と比較し非粘性介在物インデックスとダイス寿命及び断線率の関係、全酸素量とダイス寿命等の関係を追及した。
　第１表はこの実施例の内容を示す。ここにおいてＡ〜Ｈは本発明による鋼であり、Ｉ〜Ｒは従来技術による鋼である。
　また本発明鋼第１表Ａ〜Ｈの製造法は、以下のとおりである。
　溶製はＬＤ転炉により行った。・・・」（第８頁左下欄第７〜１６行）、
　
摘示１−５：「受鋼後の取鍋内溶鋼はＳｉ，Ｍｎ等により脱酸されたいわゆるキルド鋼である。この取鍋を溶鋼精錬を行う位置に設置後、いずれの場合も溶鋼精錬用合成滓を３〜１５ｋｇ／ｔ‐Ｓｔｅｅｌ及びＣａＣ２を０．５〜３ｋｇ／ｔ‐Ｓｔｅｅｌ取鍋内溶鋼上に添加し変化せしめた。」（第８頁右下欄第４〜９行）、
　
摘示１−６：「合金添加後、更に成分微調整を行い取鍋溶鋼精錬を終了した。溶鋼は取鍋よりタンディッシュを経由して、連続鋳造され、加熱炉経由分塊、鋼片圧延、鋼片精整を施された後、加熱炉等を経由して線材圧延により線材に製造されたものである。
その後５．５φ線材を０．１７５φ以下に伸線し、調査した結果次の事が判った。」（第９頁左上欄第１６行〜同右上欄第２行）、
　
摘示１−７：第１表から、「資料Ｎｏ．Ｂ、Ｄ、Ｇの鋼は、いずれも線材化学成分値（％）のＣ値及び介在物成分値のＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯの値が本件特許発明の範囲内にあること」が看取され、「これらの鋼の非粘性介在物インデックスが、それぞれ１、７、１であること」も看取される。更に同表から、「これら発明鋼の断線率指数はいずれも０であり、ダイス寿命指数も良好であり、介在物硬度は低い値であったこと」が看取される。（第６頁第１表）。
　
刊行物２：奥島敢著「高清浄線材製造技術の最近の進歩」昭和６３年１１月２９日、社団法人日本鉄鋼協会発行、第１４７頁〜第１６６頁
　
摘示２−１：
「２．高清浄鋼の製品要求特性
２．１　最近の市場での要求特性
　スチールコードは一般に５．５ｍｍφの熱間圧延線材を０．１５〜０．３８ｍｍφの極細線まで伸線加工し、より合わせることにより成形される。このようにスチールコードは極細線である上、引張り強さが２７０〜３３０ｋｇｆ／ｍｍ２と非常に高いため，加工中にわずかな欠陥を起点として断線が発生する。これらの欠陥のうち代表的なものとしてＰｈｏｔｏ．１に示す非延性介在物が上げられる。このためスチールコード用線材ではたえず非延性介在物の低減が要望されてきた。」（第１４７頁第１０行〜第１６行）、
　
摘示２−２：「２．２　要求品質特性を得るための製鋼工程での課題
２．２．１　スチールコード用線材における有害介在物
　スチールコード製造時断線をひき起こす介在物の特徴は断線断面に現われる介在物を調査することにより、明らかにすることができる。その特徴は次のようにまとめられる。
（１）組成：Ａｌ２Ｏ３，（Ｍｇ○・ＭｎＯ）・Ａｌ２Ｏ３，Ｔｉ系介在物
（２）サイズ：破面に現れる大きさで約１０μｍ以上
介在物の組成および形状からスチールコード製造時に有害な介在物は熱間圧延や冷間加工で延びたり破壊したりしにくい介在物であると推察される。したがって、スチールコード用線材で非延性介在物を低減するためには、熱間圧延で延びやすい介在物に組成を制御することが最も有力な方法である。」（ただし、原文では箇条書きの数字は括弧書きではなく丸囲い）（第１４８頁下から６行〜第１４９頁第４行）、
　
摘示２−３：「ＭｇＯやＣａＯをほとんど含まないＳｉＯ２もまた熱間圧延では延性ではないが、冷間加工でこなごなに破壊していくため無害である。」（第１４９頁第９行〜第１０行）、
　
摘示２−４：「ほとんどの組成の介在物が弁ばねでは有害であるが、融点が１４００〜１５００℃以下のＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系の介在物は疲労破壊の起点とはなっていない。このことは低融点介在物が、熱間圧延において、非常に高い延性を有していることを示唆している。」（第１４９頁最終行〜第１５０頁第３行）、
　
摘示２−５：Ｆｉｇ．３の右図から「疲労試験結果が良好だった介在物組成は、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系介在物の中で融点が低い組成に属している。」ことが看取される。（第１５０頁）
　
摘示２−６：「３．介在物の形態制御技術
３．１　介在物組成におよぼす脱酸剤の影響
　スチールコードあるいは弁ばね用鋼のようなＳｉあるいはＳｉ−Ｍｎキルド鋼の場合その脱酸生成物はＳｉＯ２系，ＳｉＯ２−ＭｎＯ系が主である。しかしながら断線原因となる・・・Ａｌ２Ｏ３源を低減するとともに脱酸生成物を延性で、しかも高融点相を晶出しない成分組成に制御する必要がある。」（第１５０頁下から３行〜第１５１頁第４行）、
　
摘示２−７：「３．２　フラックス精錬による介在物の形態制御
（１）介在物組成におよぼすフラックス組成の影響
　スチールコード用鋼溶製において介在物組成におよぼすフラックス組成の影響を調べるためＴａｂｌｅ１に示す組成の鋼３００ｋｇを高周波溶解炉（耐火物ＭｇＯ系）で溶解し、Ｔａｂｌｅ４に示す３種のフラックスを添加し、介在物組成変化を調べた。・・・そのためフラックスとしては平衡酸素値の比較的高いＣａＯ−ＳｉＯ２系が望ましい。」（第１５４頁第２行〜第１５５頁第３行）、
　
摘示２−８：Ｔａｂｌｅ１から「Ｃを０．７０ｗｔ％含有するスチールコード用鋼」が看取され、Ｔａｂｌｅ４から「ＣａＯ−ＳｉＯ２系フラックス」が看取される。（第１５１頁Ｔａｂｌｅ１、第１５４頁Ｔａｂｌｅ４）
　
摘示２−９：「スチールコード用鋼では非延性のＡｌ２Ｏ３を嫌うのでＣａＯ系とＣａＯ−ＳｉＯ２系フラックスを適用した結果、全酸素値はＣａＯ系のほうが低いが５．５ｍｍ中線材のミクロ検鏡での非延性介在物個数はＣａＯ−ＳｉＯ２系フラックスの方が少なく、良好な結果が得られたと述べている。」（第１５６頁第１５行〜第１８行）。
　
刊行物３：Ｇ．Ｂｅｒｎａｒｄら著「Ｅｔｕｄｅ　ｄｅ　ｌａ　ｐｌａｓｔｉｃｉｔｅ　ｄ’ｉｎｃｌｕｓｉｏｎｓ　ｄ’ｏｘｙｄｅｓ」Ｒｅｖｕｅ　ｄｅ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｅ−ＣＩＴ　Ｍａｉ　１９８１，ｐｐ４２１−４３４）
　
摘示３−１：「介在物の変形特性は、機械加工又は、極細伸線といった鋼の或る種の加工作業中に特に重大な役割を果たす。得られた介在物の形態も同様に、鋼材の物性に影響を及ぼす可能性がある。
　可塑性測定が、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２及びＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系の酸化物に対して行われた。」（第４２１頁要約）
　
摘示３−２：「酸化物に関しては、状況はやや異なる。一般に、そしてもっともなことではあるが、酸化物の物理的特性を改善することよりもむしろその量を削減することの方に重要性が置かれている。しかしながら、ある種の特定の目的をもった製品、例えば・・・極細伸線といった製品については、金属中に含有された介在物はすべて、・・・伸線の際に破断を誘発する可能性がある。
　介在物を完全に除去することは不可能であるため、粒子の幾何形状又は物理的特性が、金属の利用に際しての金属の流動を容易にするか又は少なくとも流動の邪魔とならないようにすることが有利であると思われる。
　かくして以上の２つのケースにおいては、介在物の性質（すなわち組成）について、９００℃〜１１００℃の範囲の温度では介在物の塑性が金属の塑性とほぼ等しいという性質を有することに着目した研究がなされるに至った。」（第４２１頁右下欄第５行〜第４２３頁左欄第１〜１７行）
　
摘示３−３：「図７では、一例として、一定の与えられた介在物の粘度と鋼の見かけの粘度とを温度の関数として比較した。・・・臨界温度ＴＣより高い温度では、介在物は鋼よりもはるかに高い可塑性を有し、圧延の方向に強く変形される。」（第４２８頁左欄第１２行〜同右欄第５行）
　
刊行物４：特開昭６１−１４３５１１号公報
　
摘示４−１：「Ｃ：０．２５〜１．００％を含有し、Ｍｎ／Ｓｉ比を１．７以上に調整した高炭素鋼の溶鋼に、ＳｉＯ２：３５〜５５％、ＭｎＯ：４５〜６５％およびＡｌ２Ｏ３：１０〜３０％からなるスペサタイト組成の粉体を、溶鋼トン当たり２００ｇ以上投入することを特徴とする、伸線性の優れた高炭素線材用鋼の製造方法」（特許請求の範囲）
　
摘示４−２：「添付図面にＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２の３元状態図を示すが、スペサタイトは図中斜線で示すようにＳｉＯ２：Ａｌ２Ｏ３：ＭｎＯ＝５：２：３（モル比）を中心としたこの３元系で最も融点の低い組成範囲に相当し、熱間圧延温度（１０００〜１２００℃）で延性を有する。」（第２頁右下欄第９〜１４行）
　
刊行物５：日本鉄鋼協会編「第３版鉄鋼便覧ＩＩＩ（２）条鋼・鋼管・圧延共通設備」昭和５５年１１月２０日、丸善株式会社発行、第８９１頁〜第８９４頁
　
摘示５−１：「ｂ．線材の直接熱処理
（ｉ）直接熱処理装置　　硬鋼線材の２次加工において伸線途中で断線せずに目的の断面に絞り、伸線後の機械的性質を保証するためには、伸線前にソルバイト組織（微細パーライト）に調整しなければならず、そのために熱処理の工程が必要である。この熱処理工程のかわりに線材圧延工程の最終段階で圧延材の保有する熱を利用して直接熱処理を行う装置が使用されている。
（１）ステルモア方式　　これは図１０・１４３に示すようにレーイング式巻取機の直下部にループコンベヤを設置して、線材を非同心円状に重なった状態で平面展開しながら搬送し、下方に設けられたスリットから出てくる衝風により５００℃以下になるまで強制冷却したあと、コイル集束装置に集める方法である。」（第８９２頁左欄第３行〜同頁右欄第１１行）、
　
摘示５−２：図１０・１４３から「線材はレ一イング式巻取機で巻き取られる前に水冷冷却を受け、巻取後にコンベア上で衝風により強制冷却される」点が看取される。（第８９２頁図１０・１４３）
　
摘示５−３：表１０・３５から「ステルモア方式においては、予備冷却の巻取温度（巻取前の水冷で冷却される巻取温度）は８００〜８２０℃であり、冷却速度（ステルモア方式の衝風による冷却速度）は７〜８℃／ｓである」点が看取される。
　
摘示５−４：「直接熱処理は、コイル状になってから束ねられる前までに（ｉ）で記した諸装置で変態が終るように冷却速度が調整されるので冷却むらが少なく、空気、鉛パテンチィングの冷却法に近い。
　図１０・１４９には通常巻取材と直接熱処理材、および鉛パテンティング材のミクロ組織の比較を示す。通常巻取材と比較すると直接熱処理材の方が初析フェライト量が少なく、かつ通常巻取材に見られる層状パーライトは、ほとんど認められず、微細パーライト組織であり、鉛パテンティング材に近いものである。」（第８９３頁左欄下から８行〜右欄第２行）、
　
摘示５−５：「表１０・３６ではステルモア処理材の伸線性の実際例を示す。すべての場合において断線することなく、鉛パテンティング材と遜色のない性質を示している。」（第８９４頁右欄下から４〜２行）、
　
刊行物６：「ＪＩＳハンドブック　鉄鋼」１９８９年４月１２日、財団法人日本規格協会発行、第２８８頁〜第２８９頁「ＪＩＳ　Ｇ　０５５５　鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」
　
摘示６−１：「３．介在物の種類　介在物の種類は、次の３種類に分ける。
（１）Ａ系介在物　加工によって粘性変形したもの（硫化物、けい酸塩など）・・・
（２）Ｂ系介在物　加工方向に集団をなして不連続的に粒状の介在物が並んだもの（アルミナなど）。・・・
（３）Ｃ系介在物　粘性変形をしないで不規則に分散するもの（粒状酸化物など）。・・・」（第２８９頁第１〜９行）。
　
（３）対比・判断
　本件発明と刊行物１に記載された発明（以下、「引用発明１」という。）とを対比する。
　刊行物１における「溶鋼精錬用合成滓」は、本件発明における「合成フラックス」に相当し、刊行物１における「鋼片圧延」は、本件発明における「熱間圧延」に相当し、刊行物１における「第１表中の本発明鋼Ｂ，Ｄ，Ｇ」は、いずれもその線材成分のＣ量及び介在物組成成分のＳｉＯ２、ＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ量が本件発明の範囲内にある。そして、これらの鋼Ｂ，Ｄ，Ｇの非粘性介在物インデックス値は、それそれ１、７、１であるから、同Ｂ、Ｇは顕微鏡観察視野内に大きさ９μｍ以下の介在物が１個しか観察されず、すなわち１０μｍ以上のものは観察されず、同Ｄにおいても、大きさ１０μｍ以上の介在物は０ないし１個しか存在しなかったことが明らかであるから、本件発明と引用発明１とは、以下の点で相違し、その余の点では両者は一致している。
（相違点１）
　本件発明は合成フラツクスを「ＣａＯ−ＳｉＯ２系」と特定しているのに対し、引用発明１においてはかかる限定がない点。
（相違点２）
　介在物成分組成に関し、全成分が一致し各成分量も重複しているが、介在物成分である各酸化物の組成上の上限値及び下限値が相違している。
（相違点３）
　本件発明は、「鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、介在物である複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減する」点を規定しているのに対し、引用発明１にはこの点に関する規定がない。
（相違点４）　
　本件発明は、「線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とする」点を規定しているのに対し、引用発明１にはこの点に関する規定がない。
　
　そこで、これらの相違点について検討する。
（相違点１）
　刊行物２には、スチールコード等における断線を低減すべく介在物の形態を制御する目的で添加するフラックスとして、ＣａＯ−ＳｉＯ２系フラックスが好ましい点が記載されている（摘示２−７〜同２−９）から、引用発明１における合成滓としてＣａＯ−ＳｉＯ２系フラックスを採用することは当業者が適宜なし得ることである。
　
（相違点２）
　ＳｉＯ２−ＭｎＯ−Ａｌ２０３−ＣａＯ系介在物を構成する各酸化物の組成範囲を限定する目的は、本件発明においては「非金属介在物の形態を制御して、該介在物の軟質化を図る」点にある（公報第４欄第２行〜第４行）ところ、引用発明１においては「高炭素鋼線材中に含有される介在物を特定組成範囲の多元系の酸化物系介在物に改質して該介在物の軟質化と、非粘性介在物インデックスの低値化を図る」点にある（摘示１−２）から、両者はその目的において一致しており、各成分の量においても重複している以上、介在物の組成範囲の上限値及び下限値を調整して本件発明における値とすることは、当業者が通常に行う創作能力の発揮に過ぎず、何ら困難性を有することではない。
　
（相違点３）
　刊行物３には、「ある種の特定の目的をもった製品、例えば・・・極細伸線といった製品については、金属中に含有された介在物はすべて、・・・伸線の際に破断を誘発する可能性がある。　介在物を完全に除去することは不可能であるため、粒子の幾何形状又は物理的特性が、金属の利用に際しての金属の流動を容易にするか又は少なくとも流動の邪魔とならないようにすることが有利であると思われる。」と記載され（摘示３−２）、酸化物系介在物に関して、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２及びＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系の三元系についてではあるが、その可塑性測定が行われ、「２つのケースにおいては、介在物の性質（すなわち組成）について、９００℃〜１１００℃の範囲の温度では介在物の塑性が金属の塑性とほぼ等しいという性質を有することに着目した研究がなされるに至った」旨記載され（摘示３−２）、第７図には、一定の与えられた介在物の粘度と鋼の見かけの粘度とを温度の関数として比較した一例が示され（摘示３−３）、「臨界温度Ｔｃより高い温度では、介在物は鋼よりもはるかに高い可塑性を有し、圧延の方向に強く変形される」旨説明されている（摘示３−３）ことから、同３は、高温変形時には、酸化物系介在物の可塑性が母材金属の可塑性とほぼ等しくなる温度ＴＣが存在するため、このＴＣより高い温度域での圧延を行えば、酸化物系介在物は母材の鋼よりも高い可塑性を有し圧延方向に強く変形されること、すなわち、熱間圧延温度に関し、酸化物系介在物が母材の鋼よりも高い可塑性を有するに到る温度ＴＣ以上の高温域を加工条件として採用すれば、極細伸線の伸線加工時の破断を防止する手段となり得ることを示唆しているといえる。そして、そのＴＣの具体的温度に関しても、本件発明と同一の４元系酸化物ではなくＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２及びＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系の２種の三元系介在物に関する研究成果としてではあるが、同３は、９００〜１１００℃の範囲を教示している（摘示３−２）。
　また、刊行物４には、ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系介在物で最も融点の低い組成範囲のスペサタイトが延性を示す熱間圧延温度範囲は１０００〜１２００℃であることが記載されている（摘示４−２）。
　他方、介在物の存在形態に関して、刊行物１には「非粘性介在物インデックス」が定義され（摘示１−３）、このインデックスを１０以下にすることによって高炭素鋼線材の伸線性が改善される点が記載されている（摘示１−１）。同１には、介在物を改質して軟質化することにより該インデックスの低値化を図ることが記載されている（摘示１−２）。そして該インデックスにおいて介在物の大きさが１０μｍ以上のものは９μｍ迄のものに比較して係数が５倍になっている（摘示１−３）ことから、大きさ１０μｍ以上の介在物はより有害であると認識されていたことが窺える。また、刊行物２には、スチールコード用線材において断面に現れる大きさ約１０μｍ以上の介在物が有害であること、及び、熱間圧延で延びやすい介在物に組成を制御すべき点が記載されている（摘示２−２）。更に同２には、低融点介在物が熱間圧延温度において非常に高い延性を有していることも示唆されている（摘示２−４）。
　各刊行物記載の事項を組み合わせることを否定する格別の理由が存するわけでもない以上、介在物の軟質化を図ると共に伸線加工性を一層向上せしめることを目的として、引用発明１に記載された、本件発明をも満たす組成の介在物を調整し軟質化した上で、刊行物１及び２に示唆された上記事項を踏まえつつ、刊行物３に記載された上記事項を参酌して、熱間圧延時に介在物の変形も可能な温度を確保するべく、介在物が鋼よりも高い可塑性を有する温度を熱間圧延時の仕上げ温度の下限として採用し、介在物の厚みを、介在物の大きさとして有害とされる１０μｍ以下にまで低減することを想到することは格別困難なことではない。
　そして、刊行物３の上記教示事項から、熱間圧延温度として最低１１００℃を採用しておけば、少なくとも上記２種の３元系酸化物系介在物の変形可能性は確保される点が示唆されており、刊行物４にも、ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系介在物で最も融点の低い組成範囲のスペサタイトが延性を示す熱間圧延温度範囲は１０００〜１２００℃であると記載されているとおり、高炭素鋼線材の伸線加工中の、酸化物系介在物に由来する断線を防止すべく採用される熱間圧延温度は、１１００℃近辺を含む１０００〜１２００℃の温度範囲から適宜設定されるものであるから、刊行物１に記載された４元系の酸化物系介在物の場合においても、低融点組成であることをも踏まえて、熱間圧延仕上げ温度を１１００℃以上と規定する点は、通常の熱間圧延温度範囲の中で当業者が普通に行う創作能力を発揮したものであって格別困難性を有するものではない。
　
（相違点４）
　刊行物５には、硬鋼線材の２次加工において伸線途中で断線せずに目的の断面に絞るためには、伸線前に微細パーライト組織に調整しなければならない点、そのためにステルモア方式をはじめとする直接熱処理が使用されている点、ステルモア方式においては、線材圧延後に水冷冷却を行って８００〜８２０℃の温度で巻き取りを行い、その後７〜８℃／ｓの速度で冷却していることが記載されている（摘示５−１〜５−３）。また、ステルモア方式等の直接熱処理により、冷却むらが少なく、微細パーライト組織となり、伸線性が優れ断線することがない点も記載されており（摘示５−４〜５−５）、「冷却むらが少なく、微細パーライト組織となり」とは、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることと実質的に相違しないことであるから、伸線性の向上を目的とする刊行物１に記載の高炭素鋼線材の製造方法として、線材圧延後の冷却・巻き取り工程に関する、本件発明の特定事項を付加した構成とすることは当業者の容易になし得ることと認められる。
　
　そして、本件発明の効果である「硬鋼線材の伸線加工性を大幅に改善することができ、また高強度化による断線感受性の低減にも有効に寄与するので、たとえばゴム補強用のスチールコード等の耐久性の向上に大きく貢献する」（公報第６頁第１２欄下から２行〜第７頁第１３欄第３行）という点は、上記刊行物１〜５に記載された事項から当業者が予測し得る効果であって格別のものということはできない。
　
　各相違点については以上のとおりであるから、本件発明は刊行物１〜６に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものである。
　
　なお、「介在物の形態制御」とは、介在物の大きさ、形状、粗密などの分布状態を対象とする制御に他ならないから、刊行物２には特に組成制御のみが開示されているという主張は採用することができない。
　
（４）むすび
　以上のとおり、本件発明は、上記刊行物１〜６に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明することができたものであるから、本件発明の特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものであり、同第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１３年９月２５日（２００１．９．２５）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
　本件訂正請求は、次のＡ及びＢの訂正事項をその内容とする。
Ａ．訂正事項ａ（特許請求の範囲の記載）
　特許請求の範囲の減縮及び明りょうでない記載の釈明を目的として、特許請求の範囲の請求項１の記載について、以下のとおり訂正する。
訂正事項ａ
「【請求項１】Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
　ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
　ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法。」とあるのを、
「【請求項１】Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非粘性非金属介在物を
ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
　ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
　ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、熱間圧延後の上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法。」と訂正する。
Ｂ．訂正事項（ｂ−１）及び（ｂ−２）（発明の詳細な説明の記載）
　上記Ａ．訂正事項ａの訂正と整合するように発明の詳細な説明の記載を訂正すべく、明りょうでない記載の釈明を目的として、以下のとおり訂正する。
（訂正事項ｂ）
　明細書第３頁第４〜６行（本件特許公報第２頁第３欄第７〜８行）の記載について、
「これら極細線の加工中に発生する断線の主原因としては、鋼中における非金属介在物の存在が挙げられる。」とあるのを、
「これら極細線の加工中に発生する断線の主原因としては、鋼中における非粘性非金属介在物（以下、非金属介在物または単に介在物という）の存在が挙げられる。」と訂正する。
（訂正事項ｃ）
　明細書第６頁第１１行〜第７頁第６行（本件特許公報第２頁第３欄第５０行〜同第４欄第４６行）の記載について、
「すなわち、この発明は、Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％（以下、％で示す）
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
　ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
　ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法である。」とあるのを、
「すなわち、この発明は、Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％（以下、％で示す）
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
　ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
Ａｌ２０３：５〜３０ｗｔ％および
　ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、熱間圧延後の上記複合系酸化物の厚みを１０μｍ以下まで低減し、引き続き線材圧延後、急冷して８００℃以上の温度で巻取ったのち、５〜３０℃／ｓの速度で冷却して、線材全長にわたって均一微細なパーライト組織とすることを特徴とする伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法である。」と訂正する。
（５４）【発明の名称】
伸線加工性の良好な硬鋼線材の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　１．　　Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２、系合成フラックスの添加によって、鋼中の
非粘性
　　ＳｉＯ２：３０〜５０ｗｔ％、
　　　ＭｎＯ：１０〜３５ｗｔ％、
　Ａｌ２Ｏ３：５〜３０ｗｔ％および
　　　ＣａＯ：５〜２０ｗｔ％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、
熱間圧延後の
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
　この発明は、高速伸線加工および極細伸線加工などの過酷な加工条件下でも優れた伸線加工性を有する硬鋼線材の有利な製造方法に関し、とくにタイヤコード、ホースワイヤなど極細線として利用される高炭素鋼線材の製造に適用して好適なものである。
（従来の技術）
　従来、ゴム補強用線材として用いられるスチールコードなどは、冷間伸線加工とパテンティング処理とを繰り返し、おおよそ９５％以上の加工度を付与して０．４ｍｍφ以下の極細線に加工し、とくに最終パテンティングにおいてミクロ組織と強度とを調整して、所望の強度や延靱性を確保したのち、これらを何本か撚り合わせて製造されるのが一般的であった。
　ところで最近では、種々の分野において素材に対する品質要求がますます厳しくなっていて、自動車タイヤの分野においてもその軽量化の観点から素線の一層の高強度化が指向されている。とくに伸線加工や撚り加工中における断線回数が少ないことが強く要求されている。
　これら極細線の加工中に発生する断線の主原因としては、鋼中における
非粘性
（以下、非金属介在物または単に介在物という）
　従って伸線加工性の優れた線材を製造するためには、介在物の減少を図ると共に、不可避的に残留する介在物の低融点化による軟質化が重要とされる。
　上記の事情に鑑み、清浄性を上げて介在物の軟質化を図る方法として、特公昭５７−２２９６９号公報において、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯの３元系の酸化物系介在物の組成制御法が提案された。
　しかしながら上記の３元系の場合に、その組成制御を安定して行うことは極めて難しく、また組成制御だけでは介在物の形態制御はできないため、必ずしも伸線加工性の向上は期待できなかった。
（発明が解決しようとする課題）
　この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、非金属介在物の形態を制御して、該介在物の軟質化を図ると共に、圧延工程に工夫を加えることによって、伸線加工性の一層の向上を可能ならしめた硬鋼線材の有利な製造方法を提案することを目的とする。
（課題を解決するための手段）
　さて発明者らは、上記の課題に対する長年にわたる研究の末に、酸化物系介在物の組成を特定の範囲に制御することによって、その低融点化、軟質化を図ることができ、さらに適切な圧延条件と組み合わせることによって伸線加工性の一層の向上を図り得ることを見出した。
　以下、その解明経緯について説明する。
　まず、スチールコード製造時に断線を引き起こす原因について調査したところ、その原因はほとんどが１０μｍ以上の介在物で、しかも組成はＡｌ２Ｏ３単体であることが判明した。
　表１に、ＳＷＲＨ　７２Ａ相当の硬鋼線材を０．１７５ｍｍφまで加工したときに断線した破面に認められる介在物の大きさを調査し、分類して示したが、同表に示したとおり、破断原因となる有害介在物の大きさはほとんどが１０μｍ以上である。
　そこで熱間圧延素材において、介在物の大きさを１０μｍ以下に制御する方法について検討した。
　まず低融点化による軟質化に好適な介在物組成について検討したところ、ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｎＯ−ＣａＯ４元系が有利であることが判った。
　次に、このＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｎＯ−ＣａＯ系介在物に着目し、圧延温度を種々に変化させ、鋳片圧延を想定した同一圧下量でその厚さ変化について調べた。
　その結果を、第１図に示す。
　同図より明らかなように、同一組成であっても高温圧延ほどその厚さを低減でき、とくに１１００℃以上においては１０μｍ以下まで低減できることが判明した。
　勿論、Ａｌ２Ｏ３やＳｉＯ２の含有量が多くなると、厚さ減少が少なくなることも同時に確認した。
　従って低融点で軟質化した介在物であっても、その後の圧延における処理温度を制御することが、延伸性の向上を図る上で一層重要であることが判明したのである。
　この発明は上記の知見に立脚するものである。
　すなわちこの発明は、
　　　Ｃ：０．５〜０．９ｗｔ％（以下単に％で示す）
を含有する硬鋼線用溶鋼の溶製に際し、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加によって、鋼中の非金属介在物を
　　ＳｉＯ２：３０〜５０％、
　　　ＭｎＯ：１０〜３５％、
　Ａｌ２Ｏ３：５〜３０％および
　　　ＣａＯ：５〜２０％
の組成になる複合系の酸化物に調整したのち、鋳造し、ついで得られた鋳片を１１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延することにより、
熱間圧延後の
（作　用）
　この発明において、硬鋼線材の成分中とくにＣの含有量を上記の範囲に限定した理由は次のとおりである。
　すなわちＣは、硬鋼線材としての強度を得るのに必要不可欠な成分であって、ワイヤーロープやスチールコードとして使用するには少なくとも０．５％を必要とする。しかしながらあまりに多量に添加すると、偏析部に生成する初析セメンタイトによって伸線加工性が著しく阻害されるので、上限を０．９％に定めた。
　なお、上記したＣの他、用途や必要強度に応じて、０．８％以下のＭｎ、０．４％以下のＣｒ、０．１５％以下のＶ、０．５０％以下のＮｉなどの合金元素を添加すること、さらには清浄度を上げるためにＰやＳ含有量の低減を図ることは、何ら差し支えないのは言うまでもない。
　次に、ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３−ＭｎＯ−ＣａＯ系介在物の組成限定理由について説明する。
ＳｉＯ２：３０〜５０％
　ＳｉＯ２が５０％を超えると、介在物は硬くなって延伸性が劣化し、一方３０％未満では可塑性をそなえる複合系介在物組成が得られないので、３０〜５０％の範囲に限定した。
ＭｎＯ：１０〜３５％
　ＭｎＯは、１０％未満でも、３５％超でも介在物が硬質化するので、１０〜３５％の範囲に限定した。
Ａｌ２Ｏ３：５〜３０％
　Ａｌ２Ｏ３は、複合系介在物としての組成バランスを維持するために少なくとも５％を必要とし、一方３０％を超えると１１００℃以上の高温圧延でも延伸しない硬質介在物となるので、５〜３０％の範囲に限定した。
ＣａＯ；５〜２０％
　ＣａＯは、含有量が多くなると一般的に球状の介在物となって変形しずらくなるが、複合系でしかも５〜２０％の範囲では低融点組成となり延伸し易くなるので、上記の範囲に制限した。
　なお非金属介在物組成の調整は、ＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスの添加（たとえば特開昭６０−５６０１１号公報）によって行うことができる。
　さて上記のように低融点、軟質化組成に制御した複合系介在物について、さらに圧延温度を制御することによって延伸度をより大きくし、一層の無害化を図ることが、この発明の特長であり、上記の組成範囲で介在物断面減少効果の大きい１１００℃以上を鋳片圧延仕上げ温度とする。ここに上限はとくに設ける必要はないが、あまりに高くすると脱炭が著しくなるので１２００℃以下が好ましい。
　引き続き線材圧延を行い、仕上げ圧延後、水冷して巻取り温度を調整する。この時、微細パーライトを均一に生じさせると共に、適正厚の２次スケールを得るには、巻取り温度は８００℃以上とすることが重要である。とくに両者を考慮すると８００〜９５０℃の範囲が好適である。
　さらにその後の冷却過程において、伸線加工性の良好な微細パーライトを全長に付与するためには、５〜３０℃／ｓの速度で冷却することが肝要である。というのは、冷却速度が５℃／ｓに満たないとパーライト組織が粗くなって加工性を害し、一方３０℃／ｓを超える速度ではミクロマルテンサイトの生成により、やはり加工性の劣化を招くからである。
（実施例）
　３００ｋｇ高周波溶製炉を用い、Ａｒ雰囲気下において、ＳＷＲＨ　７２Ａ相当の化学成分に成分調整を行ったのち、種々の組成のＣａＯ−ＳｉＯ２系合成フラックスを添加して介在物組成を調整した。ついで鋳造してから、１５０ｍｍ角に鍛造後、常法に従って５．５ｍｍφ線材に圧延した。
　かくして得られた線材両端部の介在物について調べた結果を、表２に併記する。
　同表より明らかなように、介在物組成がこの発明を満足するものは、比較例に比べてペナルティポイントが低く、その加工性に優れていることが判る。
　ただし、上記の実験は、通常の加熱、圧延温度で処理しているため、それらの影響については不明である。
　そこで次に、表３に示すＳＷＲＨ　７２Ａ相当材を、転炉で溶製し、出鋼時にＣａＯ−ＳｉＯ２系合成スラグを添加し、介在物組成をこの発明範囲を満足する範囲に調整した連続鋳造鋳片を用い、仕上げ圧延温度を１１６０℃および１０２０℃の２水準で１５０ｍｍ角に圧延した。
　かくして得られた角ビレットについて、表層部、１／４部および中心部の各部位から、縦断面観察サンプル（２５ｍｍ角）を長手方向の両端部と中央部の計９ヵ所から採取して、大きさが１０μｍ以上のものについて観察した。
　その結果を表４に示す。
　同表に示したとおり、１１６０℃仕上げ圧延材では１０μｍ以上の介在物は皆無であったが、比較例である１０２０℃仕上げ圧延材では、１０μｍ以上の介在物が存在していた。
　ついでこれらの鋼片を、通常の加熱、圧延条件で圧延して５．５ｍｍφの線材としたのち、急冷し、いずれも８５０℃で巻き取ったのち、３℃／ｓ，１５℃／ｓおよび３５℃／ｓの３水準で冷却した。
　かくして得られた５．５ｍｍφ線材の機械的性質および複合系介在物の最大厚さ（２７５ｍｍ２当たり）についての調査結果を表５に示す。
　まず鋼片圧延仕上げ温度の最大介在物厚さへの影響は明らかに認められ、この発明法によれば、介在物厚さを従来法の約１／２以下まで低減することができた。また冷却速度の影響は機械的性質に認められ、この発明を満足する１５℃／ｓで冷却した場合は強度、伸びおよび絞りとも良好な値が得られたのに対し、３℃／ｓの場合は強度および絞りが極端に低下し、一方３５℃／ｓの場合は強度は向上しているものの、断面中心部にミクロマルテンサイトが生成したため、伸びおよび絞りが大幅に低下した。
　上記の差異は、パーライト組織の相違に起因するものであり、比較法により得られたＥ２，Ｅ３，Ｅ５およびＥ６の伸線加工性はいずれも低下していることが予想される。
　そこで次に、この発明法のＥ１および比較法のＥ４について、極細線に加工したときの伸線加工性について調べた。
　すなわち５．５ｍｍφから伸線加工とパテンティング処理とを繰り返し、最終パテンティング時の線径を揃え、かつ鉛パテンティング条件も同一にして処理した。なおパテンティング時の線径は１．２５ｍｍφで、加熱温度は９５０℃、鉛浴温度は５７０℃とした。なお伸線加工性は、加工中の断線発生頻度で評価した。
　得られた結果を表６に示す。
　同表より明らかなように、この発明法によれば、０．１４５ｍｍφの極細線に伸線しても断線の発生は皆無であったのに対し、比較法では、０．２０ｍｍφまでは断線は認められなかったものの、０．１８０ｍｍφ以降の極細線においては断線がしばしば認められた。
　さらに撚り加工を行った場合にも、この発明法に従い得られたものの方が優れていることが確認された。
（発明の効果）
　かくしてこの発明によれば、硬鋼線材の伸線加工性を大幅に改善することができ、また高強度化による断線感受性の低減にも有効に寄与するので、たとえばゴム補強用のスチールコード等の耐久性の向上に大きく貢献する。
【図面の簡単な説明】
　第１図は、複合系介在物の圧延後の最大厚さに及ぼす圧延温度の影響を示したグラフである。