【事件の表示】
　特許第３０３６４１６号「高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼および鍛造品の製造方法」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３０３６４１６号の請求項１ないし３に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３０３６４１６号の発明は、平成７年１１月１５日に特許出願され、平成１２年２月２５日にその発明について特許権の設定登録がなされ、その後、その特許について、株式会社住友金属小倉より特許異議の申立てがなされ、特許請求の範囲の請求項１〜４に係る特許に対して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１６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
ア．訂正の内容
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の請求項４を削除する。
訂正事項ｂ
　発明の名称を「高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼」に訂正する。
訂正事項ｃ
　特許明細書【０００１】の
「本発明は、・・・熱間鍛造非調質鋼および該非調質鋼を用いて鍛造品を効率よく製造する方法に関し、特に・・・熱間鍛造非調質鋼および鍛造品の製造方法に関するものである。」を
「本発明は、自動車や建設機械等の機械構造用部品に用いられる高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼に関し、特に熱間鍛造後に実施される焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し非調質のままでも高疲労強度が得られると共に、被削性を低下させることなく高い引張強さを得ることのできる安価な熱間鍛造非調質鋼に関するものである。」
と訂正する。
訂正事項ｄ
　特許明細書【０００５】に記載の「本発明は・・・熱間鍛造非調質鋼を提供すると共に、この非調質鋼を用いて、・・・方法を提供しようとするものである。」を
「本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、被削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２程度の熱間鍛造非調質鋼を提供するものである。」と訂正する。
訂正事項ｅ
　特許明細書【０００８】を削除する。
訂正事項ｆ
　特許明細書【００３３】に記載の「次に、本発明の鍛造品製造方法における要件の限定理由について説明する。・・・最大の特徴を有するものである。」を
「次に、本発明の鍛造品製造方法について説明する。まず、上記鋼を用いて熱間鍛造するに当たっては、熱間鍛造時の鋼材加熱温度（Ｔ）が上記式を満足することが必要である。」と訂正する。
イ．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否
　訂正事項ａは、訂正前の特許請求の範囲の請求項４を削除するものであるから、訂正事項ａは特許請求の範囲の減縮に該当する。訂正事項ｂ〜ｆは、請求項４の削除に伴い、請求項１〜３の記載と発明の名称及び発明の詳細な説明の記載との整合を図るものであるから、訂正事項ｂ〜ｆは、明りょうでない記載の釈明に該当する。また、訂正事項ａ〜ｆは、特許明細書に記載された事項の範囲内において訂正するものであるから、新規事項の追加に該当せず、また、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものでない。
ウ．むすび
　以上のとおりであるから、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、３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議の申立てについて
（１）申立て理由の概要
　特許異議申立人株式会社住友金属小倉は、証拠として、甲第１〜８号証を提出し、本件特許の請求項１〜４に記載の発明は、甲第１〜８号証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から、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ので、本件の請求項１〜４に記載の発明に係る特許は取り消すべきである旨主張している。
（２）本件発明
　本件特許の請求項１〜３に係る発明（以下、本件特許の請求項１に係る発明を「本件発明」という。）は、訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜３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】　鋼の成分組成がＣ：０．１５〜０．６０％（質量％、以下同じ），Ｓｉ：０．０５〜２．５％，Ｍｎ：０．３〜２．５％，Ｓ：０．０１〜０．１０％，Ｃｒ：０．０５〜２．５％，Ｖ：０．０５〜０．５％，Ａｌ：０．０１〜０．０６０％，Ｎ：０．００５〜０．０３０％，Ｏ：０．００１〜０．００５％，並びに残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、該鋼を熱間鍛造した後の組織がフェライト・パーライト組織を有すると共に、該パーライト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下の要件を満足することを特徴とする高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼。
【請求項２】　更に、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない），Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである請求項１に記載の熱間鍛造非調質鋼。
【請求項３】　更に他の元素として、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）およびＢｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである請求項１または２に記載の熱間鍛造非調質鋼。」
（３）引用刊行物記載の発明
　当審が通知した取消理由で引用した刊行物１（「熱処理」第２０巻第７号（昭和５５年１２月）第３４９〜３５３頁、甲第１号証と同じ）には、鍛造用非調質高強度鋼について記載され、
「鍛造後の各鋼の組織は、いずれも旧オーステナイト粒界に初析フェライトの並んだフェライト−パーライト組織でフェライト量は１５〜３５％であった。」（第３５０頁左欄第３〜５行）と記載され、表１には、供試材分析値（％）として、
記号Ｖ/Ｃ０．４７，Ｓｉ０．２６，Ｍｎ０．７４，Ｐ０．０１９，Ｓ０．０５４，Ｃｒ０．１２，Ｍｏ０．０２，Ｎｉ０．０７，Ｖ０．１０，Ａｌ０．０３０，Ｎ０．０１３４の供試鋼材が記載され（第３４９頁表１）、また、図３の右側の図には、鍛造加熱温度と平均オーステナイト粒度との関係が記載され、記号Ｖの鋼の粒度番号が５以上であることが記載されており（第３５０頁図３）、
　同刊行物２（日本学術振興会製鋼第１９委員会編「鉄鋼と合金元素（上）」（昭和４１年２月２８日）誠文堂新光社、第９４３〜９４４頁、甲第２号証と同じ）には、
「ＭｎおよびＳｉの共存下におけるＡｌの脱酸能はＡｌ単独の場合よりも大きい。これはＭｎの存在によるもので、ＳｉはＡｌの脱酸能にほとんど影響をおよぼさない」（第９４４頁第２０〜２５行）と記載され、また、図９には、Ｓｉ−Ｍｎによる脱酸能とＡｌによる脱酸能との比較が記載され、０．５％のＭｎと共存するＡｌが０．０１〜０．０６％の場合鋼中のＯが約０．００２〜０．００５％であることが記載されており（第９４４頁図９）、
　同刊行物３（特公平４−７２８８６号公報、甲第３号証と同じ）には、
「１　重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％，Ｓｉ：０．０２〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜３．０％，Ｐ：０．０５％以下，Ｓ：０．０５％以下，Ｚｒ：０．００１〜０．３％，Ａｌ：０．００１〜０．１％，Ｎ：０．００１〜０．０２％，を含有し、かつＶ：０．００１〜１．０％，Ｎｂ：０．００１〜０．３％およびＴｉ：０．００１〜０．３％の１種もしくは２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、・・・熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
２　重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％，Ｓｉ：０．０２〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜３．０％，Ｐ：０．０５％以下，Ｓ：０．０５％以下，Ｚｒ：０．００１〜０．３％，Ａｌ：０．００１〜０．１％，Ｎ：０．００１〜０．０２％，を含有し、かつＶ：０．００１〜１．０％，Ｎｂ：０．００１〜０．３％およびＴｉ：０．００１〜０．３％の１種もしくは２種以上を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０１〜３．０％，Ｃｕ：０．０１〜１．０％，Ｎｉ：０．０１〜２．０％およびＭｏ：０．０１〜１．０％の１種もしくは２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、・・・熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。
・・・
５　重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％，Ｓｉ：０．０２〜２．０％，Ｍｎ：０．１〜３．０％，Ｐ：０．０５％以下，Ｓ：０．０５％以下，Ｚｒ：０．００１〜０．３％，Ａｌ：０．００１〜０．１％，Ｎ：０．００１〜０．０２％，を含有し、かつＶ：０．００１％，Ｎｂ：０．００１〜０．３％およびＴｉ：０．００１〜０．３％の１種もしくは２種以上、Ｓ：０．０５〜０．５％，Ｐｂ：０．００５〜０．５％，Ｃａ：０．００１〜０．０５％，Ｔｅ：０．００１〜０．２％，Ｓｅ：０．０１〜０．５％およびＢｉ：０．０１〜０．５％の１種もしくは２種以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から成る組成を有する鋼を、・・・熱間鍛造用非調質鋼の製造方法。」（特許請求の範囲第１、２及び５項）、
「Ｚｒ：　Ｚｒを含有する添加剤で処理して、極く微量のＺｒ含有にとどめると介在物が非常に均一微細に分散して熱間鍛造後の靭性が向上する。・・・Ｚｒ含有量が増加すると上記の介在物微細均一分散による効果に加えて非常に微細なＺｒ化合物が生成析出することにより、熱間鍛造後の組織微細化と靭性向上がさらに効果的にもたらされる。」（第５頁第１０欄第２５〜３６行）、
「Ｎｉ，Ｍｏ・・・Ｎｂ，Ｔｉ：　これらの元素はいずれも熱間鍛造後の組織を微細なフェライト・パーライト組織にして強度、靭性を向上させるのに有効なものであり、少なくとも１種または２種以上添加される。」（第６頁第１１欄第５〜９行）、
「被削性向上元素：　被削性を向上させることが要求される場合、・・・Ｐｂ，Ｃａ，Ｔｅ・・・Ｂｉの１種もしくは２種以上の添加が有効である。」（第６頁第１１欄第３２〜３５行）と記載されており、
　同刊行物４（「住友金属」Ｖｏｌ．３５，Ｎｏ．４（昭和５８年１１月２５日）第７３〜８６頁、甲第４号証と同じ）には、
「近年、機械構造用鋼の焼入れ焼もどしを省略して、鍛造あるいは圧延ままで所定の性能を賦与する非調質鋼の実用化が進みつつある。」（第７３頁左欄第２〜４行）、
「２．試験方法
２．１　供試鋼　供試鋼の化学成分を第２表に示す。ベース鋼は、Ｓ２５Ｃ＋０．１％Ｖであり、ベース鋼に対して、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎを変化させた。１００ｋｇ高周波炉により溶製し、６８ｍｍφ鍛伸材を準備した。
２．２　試験要項及び試験項目　試験工程を第１図に示す。６８ｍｍφ素材を１１８０℃加熱後、１５パスで２２ｍｍφに棒鋼圧延した。仕上げ温度は９４０℃に調整した。・・・熱間圧延後常温まで空冷し、最大３３％の減面率まで引抜加工した。」（第７４頁左欄第１３行〜右欄第１０行）、
「Ｍｎ量が０．４５→０．７５→１．５４％とふえてゆくにつれて、フェライト・パーライト組織は細かくなり、パーライト分率も増加してゆく傾向が明らかに認められる。また写真２に示したＣｒの場合も同様の傾向が窺われる。」（第７５頁右欄第１７〜２１行）、
「供試鋼のミクロ組織を写真４に示す。いずれも細粒の（フェライト＋パーライト）組織であり、粒度番号でほぼ８．５程度である。」（第７８頁右欄第７〜９行）と記載され、第２表には、ベース鋼の化学成分（ｗｔ％）として、
Ｃ０．２５，Ｓｉ０．２３，Ｍｎ０．７５，Ｐ０．０１３，Ｓ０．００６，Ｖ０．０９１，ｓｏｌ．Ａｌ０．０３１，Ｎ０．００９８、
変数　Ｃ：０．２０〜０．３６，Ｓｉ：０．２３〜０．７８，Ｍｎ：０．４５〜１．５５，Ｃｒ：Ｔｒ〜０．９４，Ｖ：Ｔｒ〜０．３６，Ｎ：０．００５９〜０．０１５６と記載され（第７４頁第２表）、写真３の左下の写真（Ｍｎ＝０．７６％，Ｃｒ＝０．４７％）には、パーライト内部の微細組織の拡大写真が示されており、その写真によると、パーライト組織の直径は約１５μｍであり、また、パーライト中のコロニーサイズは２０μｍ以下であることを読み取ることができ（第７７頁写真３）、第４表には、供試鋼の化学成分（ｗｔ％）として、
クラスＬＭＩＣ６５/Ｃ０．２４，Ｓｉ０．２１，Ｍｎ１．１４，Ｐ０．０１６，Ｓ０．０１６，Ｃｒ０．０５，Ｖ０．１０、
クラスＬＭＩＣ８０/Ｃ０．２８，Ｓｉ０．３５，Ｍｎ１．５４，Ｐ０．０１４，Ｓ０．０１９，Ｃｒ０．２６，Ｖ０．１１、
クラスＭＩＣＡ６５/Ｃ０．３１，Ｓｉ０．２８，Ｍｎ０．８６，Ｐ０．０１１，Ｓ０．０２９，Ｃｒ０．０９，Ｖ０．１０、
クラスＭＩＣＡ７５/Ｃ０．４３，Ｓｉ０．２８，Ｍｎ０．９９，Ｐ０．０１６，Ｓ０．０１７，Ｃｒ０．１６，Ｖ０．０９、と記載されており（第７８頁第４表）、
　同刊行物５（ＪＩＳ規格　ＪＩＳＧ０５５２（１９９８）　ＪＩＳ（１９７７）改訂、甲第５号証と同じ）には、鋼のフェライト結晶粒度試験方法に関し、粒度番号と結晶粒の平均断面積の換算表が記載されており、
　同刊行物６（Fundamentals of Microalloying Forging Steels,(1987)The Metallurgical Society,Inc. p601-625、甲第６号証と同じ）には、
「機械的性質はパーライトのパーセンテージおよびラメラー間隔、フェライトの析出強化ならびにミクロ組織の変化によって大きく影響された。」（第６０１頁下から１２行〜下から１０行）と記載され、表Ｉには、供試鋼の化学成分（ｗｔ％）として、
合金１/Ｃ０．４０，Ｍｎ０．７４，Ｐ０．００３，Ｓ０．００６，Ｓｉ０．２４，Ｃｒ０．００２，Ｎｉ０．００３，Ｍｏ０．００５，Ｃｕ０．０１，Ａｌ０．０２６，Ｖ０．１５，Ｎ０．００５５と記載され（第６０３頁表Ｉ）、また、表ＩＩＩには、ミクロ組織が示され、鍛造温度１０３８℃の０．７４％Ｍｎ鋼のファン冷却したものは、パーライトコロニーサイズがＡＳＴＭＮｏ．で９．０、パーライトラメラー間隔が１７４±１２ナノメータであることが記載されており（第６０５頁表ＩＩＩ）、
　同刊行物７（「特殊鋼」第３４巻第３号（昭和６０年３月１日）第３３〜３５頁、甲第７号証に同じ）には、熱間鍛造用非調質鋼について記載されており、
「図３は、耐久比に及ぼす鋼中炭素量とパーライト粒度の影響を示したものである。炭素量及びパーライト粒度両者の影響が認められる。０．４％Ｃ程度の中炭素鋼でもパーライト粒度を微細化することにより、焼ならし品でも高い耐久比を示し焼入れ・焼戻し品に近くなる。」（第３４頁左欄第６行〜右欄第３行）と記載され、表２には、供試鋼の化学成分（％）について、
Ｎｏ．１/Ｃ０．３４，Ｓｉ０．２８，Ｍｎ０．９８，Ｐ０．０２２，Ｓ０．０４２，Ｃｕ０．０２，Ｎｉ０．０５，Ｃｒ０．１７，Ｖ０．０７，Ｃｅｑ０．６９、
Ｎｏ．２/Ｃ０．４３，Ｓｉ０．２５，Ｍｎ１．１５，Ｐ０．０２０，Ｓ０．０２１，Ｃｕ０．０２，Ｎｉ０．０２，Ｃｒ０．１７，Ｖ０．１２，Ｃｅｑ０．９０、
Ｎｏ．３/Ｃ０．４１，Ｓｉ０．２５，Ｍｎ１．１４，Ｐ０．０１９，Ｓ０．０１７，Ｃｕ０．０２，Ｎｉ０．０２，Ｃｒ０．１７，Ｖ０．１２，Ｃｅｑ０．８８、
Ｎｏ．４/Ｃ０．４３，Ｓｉ０．３２，Ｍｎ１．０４，Ｐ０．０２５，Ｓ０．０１９，Ｃｕ０．０１，Ｎｉ０．０２，Ｃｒ０．１６，Ｖ０．１３，Ｃｅｑ０．９１と記載され（第３４頁表２）、また、図２には、表２に記載の供試鋼はパーライト粒度Ｎｏ．４以上の微細パーライト鋼であることが記載されており（第３４頁図２）、
　同刊行物８（日本学術振興会製鋼第１９委員会編「鉄鋼と合金元素（下）」（昭和４１年３月２５日）誠文堂新光社、第５９４、５９５頁、甲第８号証と同じ）には、鋼中におけるＶとＣとの平衡濃度積と温度との関係式が記載されている。
（４）対比・判断
　本件発明は、「自動車におけるエンジンの高出力化や部品の小型・軽量化への最近の動向に伴って、上記非調質鋼を用いて製造される機械構造用部品についても部材の高強度化が切望されている。現在、これらの部品の高強度化を図るうえでネックとなっているのは疲労強度であり、この疲労強度を向上させるべく様々な検討がなされている。そのなかでもフェライト・パーライト組織を有する非調質鋼の疲労強度を向上させるための最も簡便な方法は、鋼材のＣ量を高め、硬質組織であるパーライト量を増加させることによって、部材全体の硬さや引張強さを高めることである。しかしながら、硬さや引張強さが大きくなり過ぎると、逆に被削性が大幅に低下し、部品製造時の生産性が低下して製造コストの増加を招くといった問題が生じる。」（本件公報段落０００４）ことを従来の技術的背景として、「被削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２ 程度の熱間鍛造非調質鋼を提供する」（本件公報段落０００５）点を発明が解決しようとする課題とするものであり、また、「（１）疲労亀裂は、ミクロ組織的に最も弱いフェライト部分で発生するが、Ｓｉ量とＮ量の増加による固溶強化とＶ量の増加による析出強化の両作用により該フェライト部を強化することによって、硬さや引張強度をあまり高めることなく疲労強度を大幅に向上させることができる。（２）疲労亀裂が伝播する際、フェライトとパーライトの界面とパーライト中のコロニーの境界部で抵抗を受け、該亀裂が屈曲することが観察された。また、疲労亀裂が上記コロニー中を進展する際、セメンタイト板とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セメンタイト板を切断しながら進展する場合も観察された。これらの観察結果を勘案した結果、疲労強度を高めるにはパーライト組織が小さくなる様、単にパーライト結晶粒径を小さくするのみならずパーライト中のコロニー径や平均ラメラー間隔を小さくする方法、即ちパーライト全体およびコロニーやラメラー間隔の細部組織に至るまで細かく制御することが有効であることを見出した。（３）上記（１）の知見内容に基づいて特定された熱間鍛造非調質鋼を熱間鍛造・冷却して鍛造品を製造する際、ＶやＣの添加量に応じて鍛造加熱温度（Ｔ）を特定することによって、加熱中にＶが鋼中に完全に固溶すると共に冷却中にＶの炭化物が多量に析出してフェライト部を一層強化することができ、その結果、疲労強度を大幅に向上させることができる。」（本件公報段落００１０〜００１２）との知見に基づくものである。
　本件発明と刊行物１、２、４〜８に記載のものを対比する。
　刊行物１に記載のものは、Ｍｏ０．０２％及びＮｉ０．０７％を含有したものであり、また、Ｏ含有量を極力少なく規制したものでない点で、本件発明と鋼組成が相違し、更に、パーライト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下のものでない点で、本件発明と鋼の組織が相違する。
　刊行物２、図９には、Ｓｉ−Ｍｎによる脱酸能とＡｌによる脱酸能との比較が記載され、０．５％のＭｎと共存するＡｌが０．０１〜０．０６％の場合鋼中のＯが約０．００２〜０．００５％であることが記載されているが、刊行物２、図９に記載のものは、Ｍｎ，Ｓｉ及びＡｌの共存下における鋼中のＯ量を示すものでないので、刊行物２の記載から、Ｍｎ，Ｓｉ及びＡｌを含有する本件発明の鋼のＯ含有量を予測することはできない。
　刊行物４には、Ｍｎ０．７６％，Ｃｒ０．４７％を含有する非調質鋼のパーライト組織の直径は約１５μｍであり、また、パーライト中のコロニーサイズは２０μｍ以下であることが記載されており、刊行物４に記載のものは、刊行物５に記載の粒度番号と結晶粒の平均断面積の換算表を参酌すれば、パーライト組織の平均粒度番号が３．０以上のものとなるから、パーライト組織の平均粒度番号及びパーライト中の平均コロニーサイズが本件発明と一致するが、刊行物４に記載のものは、刊行物４、写真３の左下の写真から、本件発明と同様に、パーライト中のラメラー間隔が０．３０μｍ以下であると読み取ることはできない。また、本件発明は、疲労強度を高めるにはパーライト組織が小さくなる様、単にパーライト結晶粒径を小さくするのみならずパーライト中のコロニー径や平均ラメラー間隔を小さくする方法、即ちパーライト全体およびコロニーやラメラー間隔の細部組織に至るまで細かく制御することが有効であるとの知見に基づいたものであり、高疲労強度を有する非調質鋼とするために、非調質鋼のパーライト組織の平均粒度番号、パーライト中の平均コロニーサイズ及び平均ラメラー間隔を小さなものに規制するものであるが、刊行物４には、高疲労強度を有する非調質鋼とするためにパーライト組織を微細なものとする点が何ら記載されていないから、刊行物４に記載のものは、パーライト組織を微細なものとする理由が本件発明と相違する。
　刊行物６には、鍛造後ファン冷却した０．７４％Ｍｎ鋼はパーライトコロニーサイズがＡＳＴＭＮｏ．で９．０、パーライトラメラー間隔が１７４±１２ナノメータであることが記載され、刊行物６に記載のものは、刊行物５に記載の粒度番号と結晶粒の平均断面積の換算表を参酌すれば、パーライトコロニーサイズが約１７．６μｍとなり、パーライト中のコロニーサイズ及びラメラー間隔が本件発明と一致するが、刊行物６に記載のものは、パーライト組織の平均粒度番号が明らかでなく、また、高疲労強度のものとするためにパーライト中のコロニーサイズ及びラメラー間隔を規制するものでないから、パーライト中のコロニーサイズ及びラメラー間隔を小さなものにする理由が本件発明と相違する。
　刊行物７には、０．４％Ｃ程度の中炭素鋼のパーライト粒度を微細化することにより、焼ならし品でも高い耐久比を示すことが記載されているが、刊行物７には、本件発明の構成要件である、高い耐久比を確保するために、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下とする点を示唆する記載がない。
　刊行物５には、粒度番号と結晶粒の平均断面積の換算表が、また、刊行物８には、鋼中におけるＶとＣとの平衡濃度積と温度との関係式が、それぞれ記載されているにすぎず、刊行物５及び８には、本件発明の構成要件を示唆する記載はない。
　以上のとおり、刊行物１及び２に記載のものは、熱間鍛造非調質鋼においてＯ含有量を０．００１〜０．００５％に規制したものでなく、また、パーライト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下のものでない点で、本件発明と鋼の組成及び組織が相違し、刊行物４に記載のものは、パーライト中のラメラー間隔が０．３０μｍ以下であると読み取ることはできず、また、パーライト組織を微細なものとする理由が本件発明と相違し、刊行物６に記載のものは、パーライト組織の平均粒度番号が明らかでなく、また、パーライト中のコロニーサイズ及びラメラー間隔を小さなものにする理由が本件発明と相違し、刊行物７に記載のものは、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下とする点を示唆するものでなく、刊行物５に記載のものは、粒度番号と結晶粒の平均断面積の換算を、また、刊行物８に記載のものは、鋼中におけるＶとＣとの平衡濃度積と温度との関係式を、それぞれ示すものにすぎない以上、刊行物１及び２に記載のものと刊行物４〜８に記載のものを寄せ集めることにより、本件発明を容易に想到できたものとすることができない。
　そして、本件発明は、請求項１に記載の事項により、「被削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２ 程度の熱間鍛造非調質鋼を提供することができた。」（本件特許公報段落００５７）という特許明細書に記載のとおりの顕著な作用効果を奏するものと認められる。
　したがって、本件発明は、刊行物１、２、４〜８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ができない。
　次に、本件の請求項２に記載の発明は、本件発明において、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない），Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである点を、また、同請求項３に記載の発明は、本件発明又は請求項２に記載の発明において、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）およびＢｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである点を、それぞれ、付加したものである。刊行物３に記載のものは、非調質鋼に添加元素としてＺｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＴｉ並びに被削性向上元素としてＰｂ，Ｃａ，Ｔｅ及びＢｉを添加したものであるが、刊行物３に記載の鋼おいて、添加元素のＺｒは熱間鍛造後の組織微細化と靭性向上のために添加したものであり、また、同Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ及びＴｉは、いずれも熱間鍛造後の組織を微細なフェライト・パーライト組織にして強度、靭性を向上させために添加したものであるから、刊行物３に記載のものは、疲労強度向上のためにＮｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｏ及びＮｉよりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項２に記載の発明と添加理由が相違し、更に、パーライト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下のものでない点で、同請求項２及び３に記載の発明と鋼の組織が相違するので、同請求項２及び３に記載の発明は、刊行物３に記載のものを併せ考慮しても、本件発明と同じ理由によって、刊行物１〜８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ができない。
５．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件発明及び本件の請求項２及び３に記載の発明に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件発明及び本件の請求項２及び３に記載の発明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１４年１月１７日（２００２．１．１７）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の減縮を目的として、特許請求の範囲の請求項４を削除する。
訂正事項ｂ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、発明の名称を「高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼」に訂正する。
訂正事項ｃ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書【０００１】の
「本発明は、・・・熱間鍛造非調質鋼および該非調質鋼を用いて鍛造品を効率よく製造する方法に関し、特に・・・熱間鍛造非調質鋼および鍛造品の製造方法に関するものである。」を
「本発明は、自動車や建設機械等の機械構造用部品に用いられる高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼に関し、特に熱間鍛造後に実施される焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し非調質のままでも高疲労強度が得られると共に、被削性を低下させることなく高い引張強さを得ることのできる安価な熱間鍛造非調質鋼に関するものである。」
と訂正する。
訂正事項ｄ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書【０００５】に記載の「本発明は・・・熱間鍛造非調質鋼を提供すると共に、この非調質鋼を用いて、・・・方法を提供しようとするものである。」を
「本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、被削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２程度の熱間鍛造非調質鋼を提供するものである。」と訂正する。
訂正事項ｅ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書【０００８】を削除する。
訂正事項ｆ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書【００３３】に記載の「次に、本発明の鍛造品製造方法における要件の限定理由について説明する。・・・最大の特徴を有するものである。」を
「次に、本発明の鍛造品製造方法について説明する。まず、上記鋼を用いて熱間鍛造するに当たっては、熱間鍛造時の鋼材加熱温度（Ｔ）が上記式を満足することが必要である。」と訂正する。
（５４）【発明の名称】
高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　鋼の成分組成がＣ：０．１５〜０．６０％（質量％、以下同じ），Ｓｉ：０．０５〜２．５％，Ｍｎ：０．３〜２．５％，Ｓ：０．０１〜０．１０％，Ｃｒ：０．０５〜２．５％，Ｖ：０．０５〜０．５％，Ａｌ：０．０１〜０．０６０％，Ｎ：０．００５〜０．０３０％，Ｏ：０．００１〜０．００５％，並びに残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、
　該鋼を熱間鍛造した後の組織がフェライト・パーライト組織を有すると共に、該パーライト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下の要件を満足することを特徴とする高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼。
　【請求項２】　更に、
　Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない），
　Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない），
　Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない），
　Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）および
　Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである請求項１に記載の熱間鍛造非調質鋼。
　【請求項３】　更に他の元素として、
　Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない），
　Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない），
　Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）および
　Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである請求項１または２に記載の熱間鍛造非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、自動車や建設機械等の機械構造用部品に用いられる高疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼に関し、特に熱間鍛造後に実施される焼入れ・焼戻しの調質処理を省略し非調質のままでも高疲労強度が得られると共に、被削性を低下させることなく高い引張強さを得ることのできる安価な熱間鍛造非調質鋼に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　自動車や建設機械等に用いられる機械構造用部品は、通常機械構造用炭素鋼や機械構造用合金鋼を素材とし、必要な強度と靱性を確保するため熱間鍛造後に焼入れ・焼戻し処理を行なうことによって製造されてきた。しかし近年、上記の様な調質処理に要するエネルギーの節約と仕掛り品の削滅によるコスト低減を目的として、例えばＪＩＳ　Ｇ　４０５１に規定される機械構造用炭素鋼やＪＩＳ　Ｇ　４１０６に規定される機械構造用マンガン鋼などに、ＶやＮｂ等の析出硬化型元素を添加した非調質鋼が開発され、自動車のエンジン部品や足回り部品あるいは建設機械部品等に適用されている。
　【０００３】
　これらの非調質鋼は、熱間鍛造の後冷却して組織をフェライト・パーライト混合組織とし、フェライト部にＶやＮｂ等の炭化物や窒化物を析出させることによって目標強度を得るものであり、この様な非調質鋼を使用すると、熱間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を省略することができ、更には焼入れ時に発生する熱処理歪みが減少するためその後の矯正加工が簡略化されるといった利点に加えて、焼割れが発生しにくくなって焼割れによる不良品の発生率も減少し、部品製造コストを大幅に低減することが可能となる。
　【０００４】
　しかしながら、自動車におけるエンジンの高出力化や部品の小型・軽量化への最近の動向に伴って、上記非調質鋼を用いて製造される機械構造用部品についても部材の高強度化が切望されている。現在、これらの部品の高強度化を図るうえでネックとなっているのは疲労強度であり、この疲労強度を向上させるべく様々な検討がなされている。そのなかでもフェライト・パーライト組織を有する非調質鋼の疲労強度を向上させるための最も簡便な方法は、鋼材のＣ量を高め、硬質組織であるパーライト量を増加させることによって、部材全体の硬さや引張強さを高めることである。しかしながら、硬さや引張強さが大きくなり過ぎると、逆に被削性が大幅に低下し、部品製造時の生産性が低下して製造コストの増加を招くといった問題が生じる。
　【０００５】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、被削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２程度の熱間鍛造非調質鋼を提供するものである。
　【０００６】
　【課題を解決するための手段】
　上記課題を解決することのできた本発明に係わる熱間鍛造非調質鋼は、鋼の成分組成がＣ：０．１５〜０．６０％（質量％、以下同じ），Ｓｉ：０．０５〜２．５％，Ｍｎ：０．３〜２．５％，Ｓ：０．０１〜０．１０％，Ｃｒ：０．０５〜２．５％，Ｖ：０．０５〜０．５％，Ａｌ：０．０１〜０．０６０％，Ｎ：０．００５〜０．０３０％，Ｏ：０．００１〜０．００５％，並びに残部：Ｆｅおよび不可避不純物からなり、該鋼を熱間鍛造した後の組織がフェライト・パーライト組織を有すると共に、該パーライト組織が平均粒度番号：３．０以上、パーライト中の平均コロニーサイズ：２０μｍ以下、および平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下の要件を満足するところに要旨を有するものである。
　【０００７】
　本発明において、より高い疲労強度を得ることを目的として、更にＮｂ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｔｉ：０．０５％以下（０％を含まない），Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない），Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）およびＮｉ：１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含有したり、或いはより一層の被削性向上を図ることを目的として、更に他の元素としてＰｂ：０．３％以下（０％を含まない），Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない），Ｔｅ：０．３％以下（０％を含まない）およびＢｉ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含有することは本発明の好ましい実施態様である。
　【０００８】
　【発明の実施の形態】
　本発明者らは、熱間鍛造後放冷または衝風冷却によって冷却した後の組織がフェライト・パーライト組織となる従来の熱間鍛造非調質鋼の疲労強度を向上させるべく、各種合金元素を様々な割合で添加した非調質鋼を溶製し、丸棒に熱間鍛造した鍛造材（これらの鍛造材は、合金元素量の差異により焼入性が異なり且つ金属組織も異なるものである）を作製すると共に、一部鋼については、熱間鍛造条件を変化させることにより金属組織の異なる鍛造材を作製し、これらの鍛造材を用いて疲労試験片を加工し、疲労試験および疲労亀裂の観察を行うことにより、下記の知見を得た。
　【０００９】
　（１）疲労亀裂は、ミクロ組織的に最も弱いフェライト部分で発生するが、Ｓｉ量とＮ量の増加による固溶強化とＶ量の増加による析出強化の両作用により該フェライト部を強化することによって、硬さや引張強度をあまり高めることなく疲労強度を大幅に向上させることができる。
　【００１０】
　（２）疲労亀裂が伝播する際、フェライトとパーライトの界面とパーライト中のコロニーの境界部で抵抗を受け、該亀裂が屈曲することが観察された。また、疲労亀裂が上記コロニー中を進展する際、セメンタイト板とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セメンタイト板を切断しながら進展する場合も観察された。これらの観察結果を勘案した結果、疲労強度を高めるにはパーライト組織が小さくなる様、単にパーライト結晶粒径を小さくするのみならずパーライト中のコロニー径や平均ラメラー間隔を小さくする方法、即ちパーライト全体およびコロニーやラメラー間隔の細部組織に至るまで細かく制御することが有効であることを見出した。
　【００１１】
　（３）上記（１）の知見内容に基づいて特定された熱間鍛造非調質鋼を熱間鍛造・冷却して鍛造品を製造する際、ＶやＣの添加量に応じて鍛造加熱温度（Ｔ）を特定することによって、加熱中にＶが鋼中に完全に固溶すると共に冷却中にＶの炭化物が多量に析出してフェライト部を一層強化することができ、その結果、疲労強度を大幅に向上させることができる。
　【００１２】
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、フェライト部を強化することのできる鋼中成分組成を特定すると共に、鋼を熱間鍛造した後の組織（フェライト・パーライト組織）におけるパーライト組織の粒径等を細かく制御することによって、高レベルの疲労強度を有する熱間鍛造非調質鋼を得ることに成功したものであり、更には、この様な鋼を用いて鍛造品を効率よく製造することのできる方法を見出したのである。
　以下、本発明において鋼の成分組成および金属組織の特性を規定した理由、更には熱間鍛造時の鋼材加熱温度を定めた理由を詳述する。
　【００１３】
　まず鋼材の化学成分を定めた理由について説明する。
　Ｃ：０．１５〜０．６０％
　Ｃは、熱間鍛造・冷却後における鍛造品の金属組織（フェライト・パーライト）中のパーライト量を増大させ、鍛造品の強度を高める作用を有すると共に、Ｖ炭化物を形成し、該炭化物の析出によるフェライト部の強度向上作用を発揮させるのに必要な元素である。これらの作用を有効に発揮させるめには０．１５％以上含有させなければならない。好ましい下限値は０．２０％である。しかしながらＣ量が多くなり過ぎると、靱性が低下すると共に被削性も大幅に低下してくるので、その上限を０．６０％以下に抑えなければならない。好ましいＣ量は０．５０％以下である。
　【００１４】
　Ｓｉ：０．０５〜２．５％
　Ｓｉは、鋼材溶製時の脱酸に有効に作用する他、鋼材のフェライト地に固溶して熱間鍛造・冷却後の鍛造品を強化するのに有効な元素であり、特に該鍛造品の耐力や疲労強度の向上に有効に作用する。こうした作用を有効に発揮させるには０．０５％以上の添加が必要である。好ましい下限値は０．１５％である。しかしながら過剰に添加すると被削性が大幅に低下するので２．５％を上限とする。好ましい上限値は２．０％であり、より好ましくは１．５０％である。
　【００１５】
　Ｍｎ：０．３〜２．５％
　ＭｎはＳｉと同様、鋼材溶製時の脱酸剤として有効な元素であり、また鍛造品のパーライト焼入れ性を高めてパーライト量を増大させると共に、パーライトの粒径とコロニーサイズを微細化し、平均ラメラー間隔を細かくして疲労強度の増大に大きく寄与する。こうした効果を有効に発揮させると共に、本発明における他の主要合金元素量を考慮しつつ引張強さ：７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度を得るには、少なくとも０．３％以上添加する必要がある。好ましい下限値は０．５０％である。しかしながら過剰に添加すると、熱間鍛造後の金属組織中にベイナイトが生成し、引張強さは増大するものの疲労強度の向上がほとんど得られず、且つ被削性に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を２．５％以下に抑えなければならない。好ましい上限値は２．０％である。
　【００１６】
　Ｓ：０．０１〜０．１０％
　Ｓは被削性向上作用を有すると共に、ＭｎＳを生成し且つ鍛造後の冷却時にフェライトの核生成を促進して、パーライトの粒径とコロニーサイズを微細化させるのに有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．０１％以上添加する必要がある。好ましい下限値は０．０２％である。しかしながら過剰に添加すると靱性に悪影響を及ぼす様になり、且つ疲労強度も低下するので、その上限を０．１０％にする。疲労強度と被削性を共に確保するための好ましい上限値は０．０７％である。
　【００１７】
　Ｃｒ：０．０５〜２．５％
　Ｃｒは、前記Ｍｎと同様にパーライト焼入性を高めて疲労強度を向上させる元素である。こうした効果を有効に発揮させると共に、本発明における他の主要合金元素量を考慮しつつ引張強さ：７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度を得るには、少なくとも０．０５％以上添加する必要がある。好ましい下限値は０．２０％である。しかし２．５％を超えて過剰に添加すると、鍛造品の金属組織中にベイナイトが生成し、引張強さは増大するものの疲労強度の向上はほとんど認められず、また被削性にも悪影響を及ぼす様になるので、その上限を２．５％とする。疲労強度と被削性を共に確保するための好ましい上限値は１．００％である。
　【００１８】
　Ｖ：０．０５〜０．５％
　Ｖは炭化物または窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素であると共に、Ｖ炭化物がフェライト部に析出して疲労破壊の起点となるフェライト地を強化し、疲労強度を向上させる元素である。この様な効果を有効に発揮させるには０．０５％以上添加する必要がある。好ましい下限値は０．１％である。しかしながら０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和するだけで無駄であるので、その上限を０．５％とする。好ましい上限値は０．４％である。
　【００１９】
　Ａｌ：０．０１〜０．０６０％
　Ａｌは、鋼材溶製時の脱酸元素として有効に作用するほか、窒化物の生成によってオーステナイト結晶粒を微細化して靱性向上に寄与するものである。こうした効果を有効に発揮させるには０．０１％以上添加する必要がある。好ましい下限値は０．０１５％である。しかし過剰に添加するとオーステナイト結晶粒が却って粗大化して靱性に悪影響を及ぼす様になるので、その上限を０．０６０％にする必要がある。好ましい上限値は０．０４０％である。
　【００２０】
　Ｎ：０．００５〜０．０３０％
　Ｎは、前記Ｖ等の窒化物形成元素と結合してオーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素であると共に、フェライト中に固溶してフェライト部を強化し、耐力や疲労強度を向上させる元素である。この様な効果を有効に発揮させるには０．００５％以上添加する必要がある。好ましい下限値は０．００６％である。しかしながら過剰に添加してもその効果が飽和するだけで無駄であるので、その上限を０．０３０％とした。好ましい上限値は０．０２０％である。
　【００２１】
　Ｏ：０．００１〜０．００５％
　Ｏは酸化物を生成して疲労強度を低下させるため、その含有量を極力少なくすることが望ましいが、０．００１％未満に制御しようとすると製造コストが大幅に増加するので、その下限を０．００１％にする。しかし０．００５％を超えて添加すると、Ａｌ２Ｏ３やＳｉＯ２等の酸化物系介在物が多量に生成して被削性が低下するため、その上限を０．００５％とする。好ましい上限値は０．００３％である。
　【００２２】
　本発明に用いられる鋼は上記元素を必須成分とするものであるが、更に下記（ｉ）および／または（ｉｉ）の群から選択される元素を選択的許容成分として含有させても良い。
　【００２３】
　（ｉ）Ｎｂ：０．０５％，Ｔｉ：０．０５％，Ｚｒ：０．１％，Ｍｏ：１％およびＮｉ：１％よりなる群から選択される少なくとも１種（いずれの元素も０％を含まない）これらの元素は、いずれも疲労強度向上元素として有用である。以下、各元素について説明する。
　【００２４】
　Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは、炭化物または窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化し、パーライトの粒度とコロニーサイズを小さくするのに有効な元素であり、且つ熱間鍛造の様な高温加熱処理を施す際には、添加したＮｂの一部が固溶して冷却時に析出強化することによって疲労強度を向上させる元素である。この様な効果を有効に発揮させるには０．００５％以上の添加が好ましい。しかし０．０５％を超えて過剰に添加してもその効果が飽和し無駄であるので、その上限を０．０５％にすることが好ましい。
　【００２５】
　Ｔｉ：０．０５％以下
　Ｔｉも前記Ｎｂと同様、炭化物または窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化し、パーライトの粒度とコロニーサイズを小さくし、疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには０．００５％以上の添加が好ましいが、０．０５％を超えて添加しても上記効果が飽和して無駄であるので、その上限を０．０５％とすることが推奨される。
　【００２６】
　Ｚｒ：０．１％以下
　Ｚｒも前記ＮｂやＴｉと同様、加熱時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制する元素であり、疲労強度を改善する効果を発揮する。この様な効果を有効に発揮させるには０．００１％以上の添加が好ましいが、０．１％を超えて添加してもその効果が飽和して無駄であるのでその上限を０．１％とすることが推奨される。
　【００２７】
　Ｍｏ：１％以下，Ｎｉ：１．００％以下
　これらの元素は、共に靱性を損なうことなく疲労強度を増加させるのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、いずれも０．０５％以上の添加が好ましいが、１％を超えて添加すると、ベイナイト組織が生成して疲労強度が大幅に低下するため、その上限を１％にすることが推奨される。
　【００２８】
　（ｉｉ）Ｐｂ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｔｅ：０．３％以下およびＢｉ：０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも１種（いずれの元素も０％を含まない）
　上記元素は何れも被削性向上元素であり、そのうちＺｒ，Ｃａ，Ｔｅ，Ｂｉは、ＭｎＳを粒状化して鍛造品の異方性を改善する作用を有しており、これらを上記の下限値以上含有させることによってそれらの効果を有効に発揮させることができる。しかしながら、各元素の含有量が上限値を超えて添加してもその効果が飽和して無駄である。
　【００２９】
　本発明の非調質鋼における鋼の化学組成は上述した通りであるが、該鋼を熱間鍛造した後の組織は、非調質鋼としてのフェライト・パーライト組織を有することは勿論のこと、更に以下に示す▲１▼〜▲３▼の要件を満足するものである。
　【００３０】
　▲１▼パーライトの平均粒度番号（Ｇｆ粒度）：３．０以上、▲２▼パーライトの平均コロニーサイズ：２０μｍ以下および▲３▼平均ラメラー間隔：０．３０μｍ以下
　即ち、上述した様に疲労亀裂が伝播する際、フェライトとパーライトの界面およびパーライト中のコロニーの境界部で抵抗を受け、亀裂が屈曲すると共に、疲労亀裂がコロニーのなかを進展する際、セメンタイト板とフェライトの界面を進展する場合もあるが、セメンタイト板を切断しながら進展する場合も観察されている。上記要件は、この様な観察結果を総合的に勘案した結果、パーライト組織全体のみならずコロニーレベル及びラメラー間隔レベルにおいても細かく制御することによって所期の目的を達成しようとするものである。
　【００３１】
　尚、被削性を低下させることなく一層の疲労強度を図ることを目的として推奨される範囲は、パーライトの平均粒度番号：４．０以上（より好ましくは５．０以上）、平均コロニーサイズ：１５μｍ以下（より好ましくは１０μｍ以下）、および平均ラメラー間隔：０．２５μｍ以下（より好ましくは０．２０μｍ以下）である。
　【００３２】
　次に、本発明の鍛造品製造方法について説明する。
　まず、上記鋼を用いて熱間鍛造するに当たっては、熱間鍛造時の鋼材加熱温度（Ｔ）が上記式を満足することが必要である。
　【００３３】
　即ち、鋼材加熱温度をＶ濃度やＣ濃度に基づいて設定することによって、上述したＶ炭化物によるフェライト部の析出強化作用を十分に発揮させることができるのである。上記式の範囲外では、オーステナイト中にＶが完全に固溶しないため、鍛造後の放冷または衝風冷却等の調整冷却時に上述した析出強化作用が有効に発揮されず、疲労強度の向上作用が十分得られなくなる。尚、本発明においては、その上限は特に規定するものではないが、１３５０℃を超えると粒界酸化を生じ、結晶粒が必要以上に粗大化するため、その上限を１３５０℃以下（より好ましくは１３００℃以下）にすることが好ましい。
　【００３４】
　次に、鍛造終了温度は１０００〜１２５０℃の範囲内に制御する。その上限が１２５０℃を超えるとオーステナイト結晶粒が粗大化し、パーライトの粒径とコロニーサイズが粗大化し、疲労強度の低下を招く。好ましい上限値は１２００℃である。一方、１０００℃未満になると、鍛造加熱時におけるＮｂやＶの固溶能が低下して冷却時の析出強化作用が低下したり、或いは変形抵抗が大きくなって金型寿命が大幅に低下する。好ましい下限値は１０５０℃である。
　【００３５】
　この様にして熱間鍛造を施してから所定の形状に成形加工した後、８００〜３００℃の温度領域を０．１〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で空冷または衝風冷却する。この温度領域における冷却速度が０．１℃／ｓｅｃ未満になると、初析フェライトの体積率粒が増大し疲労強度が低下すると共に、フェライト中で析出するＶ炭化物が凝集してしまい、フェライトの強度を増加させることのできる微細なＶ炭化物の量が減少し、疲労強度の向上効果を十分に発揮させることができない。下限値として好ましいのは０．３℃／ｓｅｃである。一方、冷却速度が５℃／ｓｅｃを超えると組織中にベイナイトが生成して疲労強度が低下すると共に、冷却後に割れや歪みを生じ易くなる。上限値として好ましいのは３℃／ｓｅｃである。
　【００３６】
　次に実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　【００３７】
　【実施例】
　実施例１
　表１および表２に示す化学組成の鋼を真空炉または生産炉で溶製した後、熱間鍛造によってφ７０ｍｍの丸棒に鍛伸してから２００ｍｍの長さに切断した。次いで、１３００℃に加熱した後、鍛造終了温度１１５０℃でφ５０ｍｍに熱間鍛造し、その後空冷した。尚、Ｎｏ．２９はＪＩＳのＳＣＲ４４０に相当する鋼であり、φ５０ｍｍの丸棒に鍛造した後、焼入れ・焼戻し処理（調質処理）を施したものであり、調質鋼の例とした。
　【００３８】
　この様にして得られた各丸棒からＬ方向のＤ／４部を切削加工した後、ＪＩＳ４号引張試験片、ＪＩＳ３号衝撃試験片、ＪＩＳ１号回転曲げ疲労試験片を採取し、室温にて各々試験を行った。得られた結果を夫々表３および表４に示す。
　【００３９】
　【表１】
　【００４０】
　【表２】
　【００４１】
　【表３】
　【００４２】
　【表４】
　【００４３】
　これらの結果から以下の様に考察することができる。
　Ｎｏ．１〜１６は本発明の規定要件を全て満足する実施例であり、引張強さ及び疲労強度（σｗ）の何れも高い値を示しており、且つ、これらの数値は、従来鋼（Ｎｏ．３１）の焼入れ・焼戻し材と比較しても同等若しくはそれ以上の高値を有しており、従来の非調質鋼（Ｎｏ．３２）と比較しても大幅に改善されていることが分かる。更に本発明鋼では、前記従来鋼や比較鋼に比べて疲れ限度比（σｗ／ＴＳ）が全て高い。このことは、引張強さをあまり高めることなく疲労強度のみを向上することが可能であることを意味するものである。
　【００４４】
　これに対して、Ｎｏ．１７はＣ量が本発明で規定する下限値より低いため疲労強度が低い。また、Ｎｏ．１８はＣ量が本発明の上限値を超えるため引張強さが高くなり過ぎると共に、得られた組織もフェライト・パーライト組織の他にベイナイト組織が混在したものになっている。
　Ｎｏ．１９はＳｉ量が多いため引張強さが高くなり過ぎると共に、得られた組織もフェライト・ベイナイト・マルテンサイト組織になっている。
　【００４５】
　Ｎｏ．２０はＭｎが少なく且つパーライトコロニーサイズおよびラメラー間隔が共に本発明で規定する上限値を超えるため疲労強度が低くなり、Ｎｏ．２１は、逆にＭｎ量が多いために引張強さが高く衝撃値が低くなる他、フェライト組織以外に、ベイナイト組織やマルテンサイト組織も混在していた。
　【００４６】
　Ｎｏ．２２はＳ量が少ないためパーライト粒度が粗くなり且つパーライトコロニーサイズおよびラメラー間隔が上限値を超えるため疲労強度が高い例であり、一方、Ｎｏ．２３はＳ量が多いために衝撃値および疲労強度の両方が低下している。
　Ｎｏ．２４は、Ｃｒ量が多いため引張強さが高くなり過ぎると共に衝撃値も低く、得られた組織もベイナイトやマルテンサイト組織が混在したものになっている。
　【００４７】
　Ｎｏ．２５は、Ｖ量が少なく且つパーライトコロニーサイズやラメラー間隔が上限値を超えるため疲労強度が低く、一方Ｎｏ．２６はＶ量が多いため疲労強度向上効果が飽和している例である。
　Ｎｏ．２７はＣｒ量が少なく且つＡｌが多く、パーライトコロニーサイズおよびラメラー間隔が上限値を超えており、そのため疲労強度が低い。
　【００４８】
　Ｎｏ．２８はＮが少なくパーライト粒度等も全て粗いため析出効果が十分でなく、従って疲労強度も低く、一方Ｎｏ．３０はＮを過剰に添加しており、その効果が飽和している。
　Ｎｏ．２９はＯ量が多くてＡｌ２Ｏ３が多量に生成されるため、衝撃値および疲労強度の両方が低い。
　【００４９】
　実施例２
　表５に示す化学組成の鋼を真空炉で溶製した後、熱間鍛造によってφ７０ｍｍの丸棒に鍛伸してから２００ｍｍの長さに切断した。次いで、１３００℃に加熱した後、鍛造終了温度１０００〜１２６０℃でφ５０ｍｍに熱間鍛造し、その後、８００〜３００℃の平均例速度を０．０５〜１０℃／ｓｅｃの範囲で変化させながら冷却した。この様にして得られた各丸棒からＬ方向のＤ／４部を切削加工した後、実施例１と同様にして種々の特性を評価した。その結果を表６に示す。尚、本実施例に用いられる鋼組成を上記式に代入して得られる熱間鍛造時の加熱温度（Ｔ）は１１７５℃であり、本実施例における鋼材加熱温度１３００℃は本発明の範囲内である。
　【００５０】
　【表５】
　【００５１】
　【表６】
　【００５２】
　表６から明らかな様に、本発明の要件を満足するＮｏ．１，Ｎｏ．４およびＮｏ．５は引張強さ及び疲労強度が高く、疲れ限度比も高い。
　これに対して、冷却速度の大きいＮｏ．２では、ベイナイト・マルテンサイト組織が得られ、引張強さが高くなり過ぎると共に衝撃値も低い。また、Ｎｏ．３は冷却速度の遅い例、Ｎｏ．６は鍛造終了温度が高い例であり、いずれも衝撃値、疲れ限度および疲れ限度比が低い。
　【００５３】
　実施例３
　前記表５に示す化学組成の鋼を真空炉で溶製した後、熱間鍛造によってφ７０ｍｍの丸棒に鍛伸してから２００ｍｍの長さに切断した。次いで、１１００〜１３００℃に加熱した後、鍛造終了温度１０００℃でφ５０ｍｍに熱間鍛造し、その後、８００〜３００℃の平均冷却速度を０．３８℃／ｓｅｃで冷却した。この様にして得られた各丸棒からＬ方向のＤ／４部を切削加工した後、実施例１と同様にして種々の特性を評価した。その結果を表７に示す。尚、本実施例に用いられる鋼組成を上記式に代入して得られる熱間鍛造時の加熱温度（Ｔ）は１１７５℃である。
　【００５４】
　【表７】
　【００５５】
　表７から明らかな様に、本発明の要件を満足するＮｏ．１およびＮｏ．２では、引張強さ及び疲れ限度が高く、疲れ限度比も高い。
　これに対して、Ｎｏ．３およびＮｏ．４は鋼材加熱温度が低い例であり、いずれも衝撃値、疲れ限度および疲れ限度比が低い。
　【００５６】
　【発明の効果】
　本発明は以上の様に構成されており、被削性を低下させることなく従来の非調質鋼に比べて高い疲労強度を有すると共に引張強さが７０〜１００ｋｇｆ／ｍｍ２程度の熱間鍛造非調質鋼を提供することができた。