【事件の表示】
　特許第６０５５４００号発明「鋼材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６０５５４００号の明細書及び特許請求の範囲を訂正請求書に添付された訂正明細書及び特許請求の範囲のとおり、訂正後の請求項〔１〜６〕について訂正することを認める。
　特許第６０５５４００号の請求項１〜６に係る特許を維持する。
【理　由】
第１　手続の経緯
　特許第６０５５４００号の請求項１〜６に係る特許（以下、「本件特許」という。）についての出願は、平成２５年１２月２６日に特許出願され、平成２８年１２月９日に特許権の設定登録がされ、同年１２月２７日に特許掲載公報が発行され、その後、その特許に対し、平成２９年６月２７日に特許異議申立人　岡林茂により特許異議の申立てがされ、同年８月７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１０月６日に意見書の提出及び訂正の請求（以下、「本件訂正請求」という。）があり、その訂正の請求に対して特許異議申立人から同年１１月１６日付けで意見書が提出されたものである。
第２　訂正の適否についての判断
１　訂正の内容
　本件訂正請求による訂正の内容は、以下の訂正事項１〜４のとおりである（当審注：下線は訂正箇所を示すため当審が付与した。）。
（１）　訂正事項１
　請求項１に「Ｍｎ：０．２〜２．０％」とあるのを、「Ｍｎ：
１．０１
（２）　訂正事項２
　請求項１に「Ｐ　：０．２０％以下、」とあるのを、「Ｐ　：
０．０１１〜
％、
（３）　訂正事項３
　請求項１に「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．３０　・・・（２）」とあるのを、「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦
０．１６
（４）　訂正事項４
　発明の詳細な説明の【００６２】に「Ｎｏ．３〜２６、２８、３０、３７は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例」とあるのを、「Ｎｏ．３
、５〜１７、１９、２１
６、
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
（１）　訂正事項１の訂正は、「Ｍｎ」の下限値を「０．２％」（当審注：「％」は「質量％」の意味である。以下同様である。）から「１．０１％」に限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とするものであり、かつ、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。
　そして、訂正事項１に関連する記載として、願書に添付した明細書の【００６０】の【表２】のＮｏ．２１には、「Ｍｎ」の含有量が「１．０１質量％」であることが記載されているから、訂正事項１による訂正は、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内においてするものであって、新規事項の追加に該当しない。
（２）　訂正事項２の訂正は、「Ｐ」の含有量の下限値が特定されていなかったものを、「０．０１１％」に限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とするものであり、かつ、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。
　そして、訂正事項２に関連する記載として、願書に添付した明細書の【００５９】の【表１】のＮｏ．１０には、「Ｐ」の含有量が「０．０１１質量％」であることが記載されているから、訂正事項２による訂正は、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内においてするものであって、新規事項の追加に該当しない。
（３）　訂正事項３による訂正は、請求項１の「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］」の上限値を「０．３０」から「０．１６」に限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とするものであって、かつ、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものではない。
　そして、訂正事項３に関連する記載として、願書に添付した明細書の【００５２】には、「上記円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数との比（円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数／短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数；硫化物系介在物比）」と記載されており、【００６１】の【表３】のＮｏ．１４には、当該硫化物系介在物比が「０．１６」であることが記載されている、すなわち、請求項１の「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］」が「０．１６」であることが記載されているから、訂正事項３による訂正は、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内においてするものであって、新規事項の追加に該当しない。
（４）　訂正事項４は、訂正事項１〜３による訂正によって、実施例ではなくなった、実施例４、１８、２０、２８、３０を削除するものであるから、明瞭でない記載の釈明を目的とするものであって、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はない。
（６）そして、訂正事項１〜４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号及び第３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〜第６項までの規定に適合するので、訂正後の請求項〔１〜６〕について訂正を認める。
第３　本件発明
　本件訂正請求により訂正された請求項１〜６に係る発明（以下、「本件発明１〜６」といい、まとめて「本件発明」ともいう。）は、それぞれ、その特許請求の範囲の請求項１〜６に記載された次の事項により特定されるとおりのものである。
　「【請求項１】
　Ｃ　：０．３８〜０．８％（質量％の意味。以下同じ。）、
　Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
　Ｍｎ：１．０１〜２．０％、
　Ｐ　：０．０１１〜０．２０％、
　Ｓ　：０．０１５〜０．１２％、
　Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、
　更に、
　Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
　Ｚｒ：０．０１〜０．５％、
　Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、および
　ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、
　前記Ｍｎおよび前記Ｓは下記式（１）の関係を満足し、
　残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
　該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、下記式（２）の関係を満足することを特徴とする鋼材。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０　・・・（１）
　上記式（１）において、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．１６　・・・（２）
【請求項２】
　更に他の元素として、
　Ｃｕ：１％以下、
　Ｎｉ：２％以下、
　Ｃｒ：２％以下、および
　Ｍｏ：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
　更に他の元素として、
　Ｖ　：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．５％以下、
　Ｎｂ：０．５％以下、および
　Ｗ　：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
　更に他の元素として、
　Ｐｂ：０．３％以下、
　Ｂｉ：０．３％以下、
　Ｓｎ：０．０２％以下、および
　Ｓｂ：０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
【請求項５】
　更に他の元素として、
　Ｎ：０．０２％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
【請求項６】
　請求項１〜５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
　請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることを特徴とする鋼材の製造方法。」
第４　取消理由の概要
　請求項１〜６に係る特許に対して平成２９年８月７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。
１　取消理由１（特許法第２９条第１項第３号及び第２項）
　請求項１、５、６に係る発明は、甲第１号証に記載された発明であり、また、請求項１〜６に係る発明は、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である。
　したがって、請求項１、５、６に係る発明は、特許法第２９条第１項第３号に該当し特許を受けることができない。また、請求項１〜６に係る特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してされたものである。
　よって、その特許は取り消されるべきものである。
２　取消理由２（特許法第３６条第６項第１号）
　本件特許の請求項１〜６に係る発明は、発明の詳細な説明に記載したものではない。
　したがって、請求項１〜６に係る特許は、特許法第３６条第６項第１号に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものである。
　よって、その特許は取り消されるべきものである。
甲第１号証：特開２００４−３００４５８号公報
甲第２号証：特開２００４−１０７６９４号公報
甲第３号証：特開２００５−２５６０８２号公報
甲第４号証：特開２００７−１６２１２８号公報
甲第５号証：特開２００５−１６３１１８号公報
甲第６号証：本件特許発明が特許される過程で、平成２８年６月２１日付けで審査官から通知された拒絶理由通知書
甲第７号証：本件特許発明が特許される過程で、平成２８年８月１９日付けで提出された意見書
　なお、特許異議申立書に記載された特許異議の申立ての理由は、全て取消理由に採用されている。
第５　甲号証の記載事項
１　本件特許に係る出願日前に頒布された甲第１号証には、「高周波焼入部の低温耐衝撃特性に優れた高周波焼入用鋼及び棒鋼」（発明の名称）に関して、以下の事項が記載されている。
（１ａ）　「【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ステアリングラック、歯車などの高周波焼入部品（特に歯部が高周波焼入された部品）を製造するのに有用な高周波焼入部の低温耐衝撃特性に優れた高周波焼入用鋼及び棒鋼、並びにこれら高周波焼入用鋼、棒鋼などから製造される高周波焼入部品に関するものである。」
（１ｂ）　「【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、高周波焼入部の高い焼入れ硬さを維持しながら、前記高周波焼入部の低温耐衝撃特性をも改善できる高周波焼入用鋼及び棒鋼、並びにこれら高周波焼入用鋼、棒鋼などから製造される高周波焼入部品を提供する点にある
（１ｃ）　「【００１４】
すなわち、本発明に係る高周波焼入部の低温耐衝撃特性に優れた高周波焼入用鋼は、Ｃ：０．３０〜０．５％（質量％の意、以下同じ）、Ｓｉ：０．０１％以上、０．４０％未満、Ｍｎ：０．０５〜１．５％、Ｓ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物（例えば０．０５％以下のＡｌ、０．０２％以下のＮ）からなることを要旨とするものである。この高周波焼入用鋼は、さらに、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．３％以下（０％を含まない）などを適宜含有していてもよい。好ましい高周波焼入用鋼は、長径３０μｍ以上の硫化物系介在物が、２ｍｍ×２ｍｍの視野当たり、平均２２個以下となっているものであり、例えば棒鋼であれば、表面から直径（Ｄ）方向に深さＤ／８となる部分の硫化物系介在物が前記のようになっている。」
（１ｄ）　「【００２１】
Ｐ：０．０１０％以下（０％を含まない）
Ｐも前記Ｓと同様、本発明にとって極めて重要な元素である。低温耐衝撃特性が所定のＰ量を境にして急激に向上することについては全くの驚きであった。Ｐ量はこの臨界性を考慮して、０．０１０％以下、好ましくは０．００９％以下
とする
【００２２】
不可避不純物
不可避不純物としては、原料（鉄鉱石など）に由来するもの、製銑・製鋼方法に由来するもの、リサイクル鋼に由来するものなどがあり、Ａｌ、Ｎ、Ｏなどが代表的である。特にＡｌ及びＮは重要であるため、好ましくは以下の範囲に設定する。
【００２３】
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは脱酸のために添加される場合があり、かかる場合は必ず鋼中に残存する。しかしＡｌが多くなると酸化物系介在物が増大して疲労特性が低下する。また理由は明らかでないが、Ａｌが多くなると低温靭性が低下する傾向がある。従ってＡｌ量は、好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、特に０．０２５％以下とする。」
（１ｅ）　「【００３５】
硫化物系介在物の長さは、鋳造時の冷却速度を調整することによって制御できる。硫化物系介在物の長さを上記範囲に制御する場合、冷却速度は、例えば０．３〜９℃／分程度、好ましくは０．６〜６℃／分程度、さらに好ましくは１．０〜４℃／秒程度の範囲から選択するのが推奨される。」
（１ｆ）　「【００３９】
実験例１
表１〜２に示す組成の鋼を鋳造し、熱間圧延して冷却した後、焼入れ（加熱温度：８６０℃、冷却条件：水冷）・焼戻し（加熱温度６００℃、保持時間：１時間）することにより、直径３０ｍｍの棒鋼を得た。なお実験系Ｃ（Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１２）については鋳造時の冷却速度を０．０１〜１２．０℃／秒の間で調整することで、ＭｎＳの大きさ及び個数を調整しており、他の鋼では前記冷却速度を２．５℃／秒とした。」
（１ｇ）　「【００４６】
【表２】
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　」
２　本件特許に係る出願日前に頒布された甲第２号証には、「浸炭用鋼材及び浸炭処理部品」（発明の名称）に関して、以下の事項が記載されている。
（２ａ）　「【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高いねじり疲労強度が要求される自動車などの駆動系部品、特にシャフト類に用いられる浸炭処理または浸炭浸窒処理用鋼材に関するものである。」
（２ｂ）　「【００１５】
請求項３の発明は、化学組成が、更にＣｒ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の浸炭用鋼材である。
【００１６】
請求項４の発明は、化学組成が、更にＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．１〜２．０％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の浸炭用鋼材である。
【００１７】
請求項５の発明は、化学組成が、更にＣａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０５％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の浸炭用鋼材である。
【００１８】
請求項６の発明は、化学組成が、更にＰｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％のうち１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の浸炭用鋼材である。」
（２ｃ）　「【００４５】
【実施例】
本発明の作用効果を確認するため、化学組成を種々変更して溶製したビレットを圧延または鍛造温度、圧下率等を種々変更して鋼材を作成し、この鋼材中の介在物の形態、量および分布状態の測定を行った。また、この鋼材を機械加工してねじり疲労試験片を作製し、これを通常の浸炭処理およびショットピーニング処理を行った後、ねじり疲労試験を実施してねじり疲労強度を測定した。以下、さらに詳細に説明を行う。
【００４６】
ビレットの溶製は、転炉または高周波誘導溶解炉で製造した溶鋼を鋳造して行った。転炉で溶製されたビレットは□１５５ｍｍ×約１０ｍＬの角柱形である。また、高周波誘導溶解炉で溶製されたビレットは上面がφ２４５ｍｍ、底面がφ２１０ｍｍ、高さが３５０ｍｍの円錐台形であり、重量が約１５０ｋｇである。」
３　本件特許に係る出願日前に頒布された甲第３号証には、「浸炭処理部品の製造方法」（発明の名称）に関して、以下の事項が記載されている。
（３ａ）　「【０００１】
　本発明は、高いねじり疲労強度が要求される自動車などの駆動系部品、特にシャフト類の製造方法に関するものである。」
（３ｂ）　「【００１４】
　請求項２の発明は、軸部を有し、該軸部に横穴を有する浸炭処理部品の製造方法であって、化学組成が、質量割合にてＣ：０．１５〜０．３％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１〜０．０３％、Ｃｒ：０．６〜１．２％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％を含むとともに残部が実質的にＦｅであり、かつ、圧延方向に平行な任意の断面において長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比ＡＲと前記介在物粒子の面積率Ａｆと前記介在物粒子の分布指数Ｆが下式を満たす浸炭用鋼材を、概ね前記浸炭処理部品の形状に成形し、ついで浸炭処理又は浸炭窒化処理して、前記軸部の半径に対する、前記横穴の０．９〜１ｍｍ深さの位置（前記横穴の端部の面取りを行っていない場合は当該横穴の端部から０．９〜１ｍｍ深さの位置をいい、前記横穴の端部の面取りを行っている場合は当該面取りの端部から０．９〜１ｍｍ深さの位置をいう。）における横穴内面の有効硬化層深さの比を０．０１５〜０．０８とすることを特徴とする浸炭処理部品の製造方法である。」
（３ｃ）　「【００１７】
　請求項３の発明は、前記浸炭用鋼材の化学組成が、質量割合にて更にＮｉ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％のうち１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の浸炭処理部品の製造方法である。
【００１８】
　請求項４の発明は、前記浸炭用鋼材の化学組成が、質量割合にて更にＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．１〜０．５％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の浸炭処理部品の製造方法である。
【００１９】
　請求項５の発明は、前記浸炭用鋼材の化学組成が、質量割合にて更にＣａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０５％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の浸炭用部品の製造方法である。
【００２０】
　請求項６の発明は、前記浸炭用鋼材の化学組成が、質量割合にて更にＰｂ：０．０１〜０．１％、Ｂｉ：０．０１〜０．０５％のうち１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の浸炭用部品の製造方法である。」
（３ｄ）　「【実施例】
【００３１】
　本発明の作用効果を確認するため、化学組成を種々変更して溶製したビレットを圧延または鍛造温度、圧下率等を種々変更して鋼材を作成し、この鋼材中の介在物の形態、量および分布状態の測定を行った。また、この鋼材を機械加工してねじり疲労試験片を作製し、これを通常の浸炭処理およびショットピーニング処理を行った後、横穴内面の有効硬化層深さを測定するとともに、ねじり疲労試験を実施してねじり疲労強度を測定した。以下、さらに詳細に説明を行う。
【００３２】
　ビレットの溶製は、転炉または高周波誘導溶解炉で製造した溶鋼を鋳造して行った。転炉で溶製されたビレットは□１５５ｍｍ×１０ｍＬの角柱形である。また、高周波誘導溶解炉で溶製されたビレットは上面がφ２４５ｍｍ、底面がφ２１０ｍｍ、高さが３５０ｍｍの円錐台形であり、重量が約１５０ｋｇである。」
４　本件特許に係る出願日前に頒布された甲第４号証には、「鍛造性と結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品」（発明の名称）に関して、以下の事項が記載されている。
（４ａ）　「【０００１】
　本発明は、自動車などの輸送機器や、建設機械その他の産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械部品用の素材となる肌焼鋼およびその製造方法並びに浸炭部品に関するものであり、特に、軸受やＣＶＴ用プーリー、シャフト類、歯車、軸付き歯車などの素材として浸炭処理して使用する際に、比較的高い温度で浸炭処理を行なった場合でも結晶粒が粗大化しない様な特性（以下、「結晶粒粗大化防止特性」ということがある）に優れると共に、鍛造時に割れが発生しないような優れた鍛造性を示す肌焼鋼とその製造方法、並びにこうした肌焼鋼を浸炭処理した浸炭部品に関するものである。」
（４ｂ）　「【００１１】
　上記課題を解決することのできた本発明に係る肌焼鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３０％（「質量％」の意味、以下同じ）、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含む）、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００２０％以下（０％を含む）を満たし、残部は鉄および不可避不純物からなり、且つ鋼材中のＮｂおよびＴｉを含む複合窒化物の最大粒径が２０μｍ以下であると共に、粒径が１μｍ以上、２０μｍ以下である当該窒化物が１ｍｍ2中に平均５０個以下存在する点に要旨を有するものである。
【００１２】
　本発明の肌焼鋼には、必要によって更に、（ａ）Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：３．０％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、（ｄ）Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｐｂ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＢｉ：０．１％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．５％以下（０％を含まない）およびＷ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種または２種以上の元素、等を含有させることも有効であり、含有させる元素の種類に応じて肌焼鋼の特性が更に改善される。」
（４ｃ）　「【００５８】
　［実施例１］
　表１，２に示す化学組成の鋼材を溶製炉で溶製し、鋳造時の冷却速度を変えて鋳造し、引き続き１２００℃に加熱し、径：５０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造し、１２８０℃にて６０分間の溶体化処理を行なった。鋳造時の冷却速度は、異なるサイズの鋳型を用いることで変化させた。その後、実機圧延を模擬して９００℃で焼きならし処理を行なった後、球状化処理を施し、鍛造材の断面のＤ／４（Ｄは棒鋼の直径を示す）位置からφ８ｍｍ×１２ｍｍの円柱状の試験片を作成した。」
５　本件特許に係る出願日前に頒布された甲第５号証には、「機械構造軸部品とその製造方法」（発明の名称）に関して、以下の事項が記載されている。
（５ａ）　「【０００１】
　本発明は、高周波焼入れを施される機械構造用部品で、例えば等速ジョイント用アウターレース・ドライブシャフトなど、曲げ強度およびねじり強度が要求される機械構造軸部品とその製造方法に関する。」
（５ｂ）　「【０００９】
　そして本発明の機械構造軸部品は、
　鋼材組成をＦｅ：９６質量％以上、Ｃ：０．４５質量％以上０．５５質量％以下、Ｓｉ：０．０２質量％以上０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．５０質量％を超え１．２０質量％以下、Ｐ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下、Ｓ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、Ａｌ：０．００２質量％以上０．０５０質量％以下、Ｔｉ：０．０２０質量％以上０．０５０質量％以下、Ｂ：０．０００５質量％以上０．００３０質量％以下、Ｎｂ：０．０２０質量％以上０．１００質量％以下、
　となるように原料配合し、溶解後、
　１２００℃以上１４００℃以下の温度範囲で、鋳片中心部の冷却速度が２℃／分以上となるように凝固させ、加熱温度を９５０℃以上１０５０℃以下、加工中の温度を８００℃以上１０５０℃以下として製品圧延または鍛造を行って、軸状に形成され、高周波焼入れ、焼戻しを行って製造され、
　軸の半径をａ、中心からの距離をｒ、中心からの距離ｒにおける硬さをｈ（ｒ）として、平均硬さをｘ（Ｈｖ）を、
【数１】
として定義したとき、ねじり強度をｙ（ＭＰａ）とすると、
　ｙ＞２．５ｘとなることを特徴とする。」
（５ｃ）　「【００１３】
　さらに前記鋼材として、必要に応じ、Ｍｏ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下を含有したものを使用することもできる。Ｍｏ添加により粒界を強化することができる。
【００１４】
　また前記鋼材として、Ｐｂ：０．０１質量％以上０．２０質量％以下、Ｂｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下の少なくともいずれかを含有したものを使用することもできる。これらを含有させることにより、快削性を向上させることができる。」
（５ｄ）　「【実施例】
【００３６】
　本発明の効果を調べるために、以下の実験を行った。表１に示す組成が得られるように原料を配合し、電気炉で７０ｔｏｎの鋼塊を溶製した後、鋳塊のサイズが３７０ｍｍ×５１０ｍｍとなるように連続鋳造を行った。その後、直径５０ｍｍに圧延した。鋳造時は、１２００℃以上１４００℃以下の温度範囲で、鋳片中心部の冷却速度が２℃／分以上となるように凝固させ、圧延は、加熱温度を９５０℃以上１０５０℃以下、加工中の温度を８００℃以上１０５０℃以下で行った。但し、比較例７のみ、７．１ｔｏｎ鋼塊鋳込みを行った。表１に本発明の発明例１ないし８と比較例１ないし１０の各組成を示す。」
第６　判断
１　取消理由１（特許法第２９条第１項第３号及び第２項）について
（１）　本件発明１と甲第１号証に記載された発明との対比・判断
ア　甲第１号証の【００４６】の【表２】の実験Ｎｏ．１９及び２３には、Ｍｎの含有量が、それぞれ０．８４質量％、０．８１質量％、Ｐの含有量が、それぞれ０．００９質量％、０．００４０質量％であることは記載されているものの、いずれも、本件発明１の「Ｍｎ：１．０１〜２．０％」、「Ｐ　：０．０１１〜０．２０％」の範囲を満足していない。
　また、甲第１号証に記載されている、その他の実験Ｎｏ．におけるＭｎとＰの含有量を見ても、本件発明１の上記各範囲を満足しているものは記載されていない。
　したがって、本件発明１は、甲第１号証に記載された発明であるとはいえない。
イ　本件発明１におけるＰの含有量は０．０１１％〜０．０２０％の範囲であるところ、甲第１号証の前記（１ｂ）によれば、甲第１号証に記載された発明の課題は、「高周波焼入部の高い焼入れ硬さを維持しながら、前記高周波焼入部の
低温耐衝撃特性をも改善できる
Ｐも前記Ｓと同様、本発明にとって極めて重要な元素である。低温耐衝撃特性が所定のＰ量を境にして急激に向上することについては全くの驚きであった。Ｐ量はこの臨界性を考慮して、０．０１０％以下・・・とする。」と記載されていることから、甲第１号証に記載された発明において、Ｐの含有量を、０．０１０％よりも多い０．０１１％〜０．２０％との範囲とすると、良好な低温耐衝撃性特性が得られなくなり、その結果、上記課題を解決できなくなるため、Ｐの含有量を０．０１１％〜０．２０％の範囲とすることには阻害要因があるといえる。
　したがって、甲第２号証〜甲第５号証に、Ｐの含有量を０．０１１％〜０．２０％の範囲とすることが記載されているとしても、甲第１号証に記載された発明において、Ｐの含有量を０．０１１〜０．２０％の範囲とすることは、当業者であれば容易に想到し得るものとはいえない。
　よって、本件発明１は、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。
（２）　本件発明２〜６に係る発明について
　本件発明２〜６は、請求項１の全ての発明特定事項を有しているから、前記（１）で検討したのと同様の理由により、本件発明２〜６は、甲第１号証に記載された発明であるといえないし、また、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。
（３）　まとめ
　よって、本件発明１〜６に係る特許は、特許法第２９条第１項第３号及び第２項の規定に違反してされたものではない。
２　取消理由２（特許法第３６条第６項第１号）について
（１）　特許異議申立人の特許異議申立書における主張について
ア　特許異議申立人は、特許異議申立書の３３頁下から６行〜３６頁６行において、以下の主張をしている。
（ア）　本件特許明細書の実施例の記載からは、「硫化物系介在物比」が「０．２０〜０．３０」の範囲である場合でも本件発明の課題を解決できることが定かでなく、本件発明１〜６は、本件特許明細書の発明の詳細な説明に記載されたものではない。
（イ）　Ｍｎ量とＳ量をそれぞれ「Ｍｎ：０．２〜２．０％」「Ｓ　：０．０１５〜０．１２％」に制御し、式（２）の左辺を「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］」と補正したところで、「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］」の発生が抑制されることにはならない。
　さらに、例えば、［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］が１００、［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］が３０である場合（以下、「例Ａ」）、請求項１の式（２）を満たすことになるが、［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］が１０、［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］が４である場合（以下、「例Ｂ」）とでは、微細な硫化物系介在物の数は例Ｂよりも例Ａの方が多いため、例Ａの方がバーニングが発生しやすいと考えられる（本件特許明細書の【００１４】、【００１８】、【００２１】等参照）ものの、例Ａは本件発明１の式（２）を満たし、本件発明の範囲内となり、例Ｂは同式（２）を満たさないため、本件発明の範囲外となるから、本件発明１〜６は、その技術的意義が不明であり、発明の詳細な説明に記載されたものではない。
（当審注：本件訂正請求により、請求項１の「０．３０」は、「０．１６」に訂正されているから、上記例Ａの「３０」は、「１６」と読み替えて、以下判断する。）
イ　本件発明
　本件発明は、前記第３に記載したとおりのものであり、本件発明１を再掲すると以下のとおりである。
　「Ｃ　：０．３８〜０．８％（質量％の意味。以下同じ。）、
　Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
　Ｍｎ：１．０１〜２．０％、
　Ｐ　：０．０１１〜０．２０％、
　Ｓ　：０．０１５〜０．１２％、
　Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、
　更に、
　Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
　Ｚｒ：０．０１〜０．５％、
　Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、および
　ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、
　前記Ｍｎおよび前記Ｓは下記式（１）の関係を満足し、
　残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
　該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、下記式（２）の関係を満足することを特徴とする鋼材。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０　・・・（１）
　上記式（１）において、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．１６　・・・（２）」
（当審注：以下、上記「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］」を「硫化物系介在物比」といい、上記「短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物」を「円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物」ともいう。）
ウ　まず、前記ア（イ）について検討する。
（ア）　訂正後の本件特許明細書（以下、単に「本件特許明細書」という。）には以下の記載がある。
　「【００１７】
　［硫化物系介在物］
　本発明の鋼材は、Ｍｎを０．２〜２．０％、およびＳを０．０１５〜０．１２％の範囲で含有する。
【００１８】
　
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、ＦｅＳの生成を抑制して加熱時におけるバーニングの発生を抑制する元素である。Ｍｎが０．２％未満ではその効果が不充分である。従って、本発明では、Ｍｎ量は０．２％以上とする
しかし、Ｍｎ量が過剰になり、２．０％を超えると、円相当径が４μｍを超える粗大な硫化物系介在物の他、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が多く生成するため、加熱時にバーニングが発生する。従って、本発明では、Ｍｎ量は２．０％以下とする
【００１９】
　
Ｓは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であるが、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成すると、被削性の向上に有効に作用する元素である。Ｓ量が０．０１５％未満ではこうした効果は不充分である。従って、本発明では、Ｓ量は０．０１５％以上とする
しかし、過剰に含有すると、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が生成しやすくなり、バーニングの発生原因となるＦｅＳを形成する。従って、本発明では、Ｓ量は０．１２％以下とする
【００２０】
　
本発明の鋼材は、ＭｎとＳを上記の範囲で含有したうえで、Ｍｎ量およびＳ量が上記式（１）の関係を満足する必要がある
【００２１】
　
［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１３．０を下回ると、鋼材中のＭｎ量に比べてＳ量が過剰になり、ＳがＭｎによって固定されず、融点の低いＦｅＳが多く生成する。その結果、加熱時に部分溶融が生じ、バーニングが発生する。従って、本発明では、［Ｍｎ］／［Ｓ］は１３．０以上とする
【００２２】
　
本発明の鋼材は、鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、上記式（２）の関係を満足することも重要である
【００２３】
　
円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が過剰に生成すると、加熱時に分解し、ＳはＦｅと結合して、ＭｎＳよりも融点が低いＦｅＳを生成する。低融点のＦｅＳが過剰に生成すると、部分溶融を起こし、バーニングが発生する。従って、本発明では、上記硫化物系介在物比は、０．３０以下とする
（イ−１）　前記（ア）の【００１７】には、Ｍｎについて、Ｓと結合してＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、ＦｅＳの生成を抑制して加熱時におけるバーニングの発生を抑制する元素であるところ、Ｍｎ量が０．２％未満ではその効果が不充分であるから、Ｍｎ量は０．２％以上とするが、Ｍｎ量が過剰になり、２．０％を超えると、円相当径が４μｍを超える粗大な硫化物系介在物の他、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が多く生成するため、加熱時にバーニングが発生するので、Ｍｎ量は２．０％以下とすることが記載されている。
（イ−２）　同【００１９】には、Ｓについて、鋼材中に不可避的に含まれる元素であるが、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成すると、被削性の向上に有効に作用する元素であるところ、Ｓ量が０．０１５％未満ではこうした効果は不充分であるから、Ｓ量は０．０１５％以上とするが、過剰に含有すると、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が生成しやすくなり、バーニングの発生原因となるＦｅＳを形成するので、Ｓ量は０．１２％以下とすることが記載されている。
（イ−３）　同【００２０】には、ＭｎとＳを上記の範囲で含有したうえで、Ｍｎ量およびＳ量が上記式（１）の関係を満足する必要があるとし、同【００２１】には、［Ｍｎ］／［Ｓ］の値について、１３．０を下回ると、鋼材中のＭｎ量に比べてＳ量が過剰になり、ＳがＭｎによって固定されず、融点の低いＦｅＳが多く生成する結果、加熱時に部分溶融が生じ、バーニングが発生するので、［Ｍｎ］／［Ｓ］は１３．０以上とすることが記載されている。
（イ−４）　同【００２２】には、鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、式（２）の関係を満足することも重要であるとし、同【００２３】には、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が過剰に生成すると、加熱時に分解し、ＳはＦｅと結合して、ＭｎＳよりも融点が低いＦｅＳを生成し、そのＦｅＳが部分溶融を起こし、バーニングが発生するので、硫化物系介在物比は、０．３０以下とすることが記載されている。
（ウ）　前記（イ−１）〜（イ−４）の記載によれば、鋼材において、Ｍｎ量が２．０％を超える、又は、Ｓ量が０．１２％を超えると、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が多く生成して加熱時に分解し、ＳはＦｅと結合して、ＭｎＳよりも低融点のＦｅＳが生成する。また、鋼材中のＭｎ量に比べてＳ量が過剰になると、ＳがＭｎによって固定されず、融点の低いＦｅＳが多く生成する。そして、加熱時にこれらＦｅＳが部分溶融を起こすことにより、バーニングが発生するところ、Ｍｎ量を２．０％以下とし、Ｓ量を０．１２％以下とすれば、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が生成しにくくなるため、ＦｅＳの生成を抑えられ、また、［Ｍｎ］／［Ｓ］を１３．０以上とし、硫化物系介在物比を０．３０以下とすれば、Ｍｎに対して過剰なＳよるＦｅＳの生成を抑えられるため、ＦｅＳが部分溶融を起こしてバーニングが発生するのを防止できるといえる。
　そうすると、本件発明には、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の個数について具体的には特定はされていないものの、Ｍｎ量及びＳ量の上限値をそれぞれ特定することによって、バーニングが発生するのを防止できる個数になっているものと認められる。
（エ）　そして、特許異議申立人が主張する例Ａは、同例Ｂよりも円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の個数が多いから、仮に、バーニングが発生するものであるとすると、前記（ウ）の検討によれば、当該例Ａにおいて、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の個数は、バーニングが発生するのを防止できる個数になっているとはいえないから、例Ａは、本件発明の範囲外となる。
　一方、例Ｂは、本件発明の範囲外であるところ、仮に、バーニングが発生しないものであるとしても、本願発明は、バーニングが発生しないものを全て含んでいる必要はないから、例Ｂが、本件発明の範囲外であることは、本件発明が、発明の詳細な説明に記載されたものであるか否かの判断を左右するものではない。
　したがって、例Ａ及び例Ｂが、本件発明の技術的意義を不明にするものであるとはいえない。
エ　次に、前記ア（ア）について検討する。
（ア）　本件発明が解決しようとする課題は、「熱間加工前に加熱したり、高周波を用いて加熱したときに、バーニングを発生しない耐バーニング性に優れた鋼材、およびその製造方法を提供すること」（本件特許明細書【０００８】）である。
（イ）　本件訂正請求により、請求項１の「［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］」（硫化物系介在物比）の上限は、「０．１６」に訂正された。
（ウ）　そして、本件特許明細書の【００６１】の【表３】によれば、本件発明の成分組成の特定を満足する鋼材であって、「硫化物系介在物比」が０．１６以下であるもの（Ｎｏ．３、５〜１７、１９、２１〜２６、３７）は、いずれも「耐バーニング性」は「合格」となっており、これらの記載から、本件発明が、前記（ア）で示した課題を解決し得るものであることは、十分に裏付けられているといえる。
オ　以上のとおりであるから、特許異議申立人の前記ア（ア）及び（イ）の主張は採用できない。
（２）　特許異議申立人の平成２９年１１月１６日付け意見書における主張について
ア　特許異議申立人は、意見書の４頁７行〜６頁３行において、以下の主張をしている。
　訂正後の実施例Ｎｏ．３、５〜１７、１９、２１〜２６、３７の成分範囲と、訂正後の請求項１の成分範囲とを比較すると以下のとおりである（以下、「対比表１」という。）。
【対比表１】
　上記対比表１に見られるように、訂正後の請求項１の各成分範囲において、特に四角で囲んだ上限値又は下限値は、実施例の最大値又は最小値に比べて大きくかけ離れた値であり、実施例でサポートされている範囲ではない、すなわち、「本件特許発明の成分範囲内では、短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のみを対象に硫化物系介在物比を満足すれば、耐バーニング性に優れる鋼材となる」とはいえないことは明らかであるから、訂正後の請求項１〜６に係る発明は、本件特許明細書の発明の詳細な説明に記載されたものではない。
　しかし、訂正前の実施例Ｎｏ．３〜２６、２８、３０、３７の成分範囲と、訂正前の請求項１の成分範囲とを比較すると以下のとおりである（以下、「対比表２」という。）。
【対比表２】
　上記対比表２では、上記対比表１と同様に、四角で囲んだ上限値又は下限値は、実施例の最大値又は最小値に比べて大きくかけ離れた値となっているから、このことを根拠として、訂正前においても、請求項１〜６に係る発明は、本件特許明細書の発明の詳細な説明に記載されたものではないとの主張ができたものと認められる。
　したがって、特許異議申立人の上記主張は、本件訂正請求の内容に付随して生じた理由であるとはいえず、特許異議申立書に記載された特許異議の申立ての理由に対して、実質的に新たな内容を含むものであると認められるから、採用しない。
イ　特許異議申立人は、意見書の６頁４行〜８頁１７行において、本件訂正請求に付随して生じた事項として、以下の主張をしている。
　訂正後の請求項１に係る発明において、式（１）は、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０と規定されており、［Ｍｎ］／［Ｓ］の上限値は規定されていないものの、Ｍｎ含有量の上限値とＳ含有量の下限値から［Ｍｎ］／［Ｓ］の上限値＝１３３．３（本件特許明細書の【００２１】）であり実質的に規定されているといえるところ、本件特許明細書の実施例においては、［Ｍｎ］／［Ｓ］が「１３．１〜
２５．５
　しかし、訂正前の請求項１に係る発明においても、式（１）は、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０と規定されており、Ｍｎ含有量の上限値（２．０％）とＳ含有量の下限値（０．０１５）から［Ｍｎ］／［Ｓ］の上限値＝１３３．３（訂正前の本件特許明細書の【００２１】）であるから、同上限値は実質的に規定されていたといえる。
　一方、訂正前の明細書の実施例においては、［Ｍｎ］／［Ｓ］が「１３．１〜４４．２」のときには耐バーニング性が得られることが示されているが、「４４．２超え〜１３３．３」のときに耐バーニング性が得られることは示されていないから、このことを根拠として、訂正前においても、本件特許明細書からでは、［Ｍｎ］／［Ｓ］が比較的高い値のときでも耐バーニング性が得られることまで一般化ないし拡張できるとはいえないとの主張はできたものと認められる。
　したがって、特許異議申立人の上記主張は、本件訂正請求の内容に付随して生じた理由であるとはいえず、特許異議申立書に記載された特許異議の申立ての理由に対して、実質的に新たな内容を含むものであると認められるから、採用しない。
（３）　まとめ
　よって、本件発明１〜６に係る特許は、特許法第３６条第６項第１号の規定に違反してされたものではない。
第６　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によっては、請求項１〜６に係る特許を取り消すことはできない。　
　また、他に請求項１〜６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１２月４日（２０１７．１２．４）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
鋼材およびその製造方法
　【技術分野】
　【０００１】
　本発明は、熱間加工前や高周波を用いて加熱したときに、バーニングが発生しない鋼材、およびその製造方法に関するものである。
　【背景技術】
　【０００２】
　熱間鍛造や熱間圧延などの熱間加工前には、変形抵抗を小さくして熱間加工しやすくするために、鋼片を、例えば、１２００℃以上の高温に加熱する。また、高周波を用いた加熱時には、鋼片の温度が、例えば、１２００℃以上の高温になることがある。しかし、加熱温度が目標温度を超えて高温に過熱されると、バーニングが発生する。バーニングとは、ＪＩＳ　Ｇ０２０１（２０００年）によると、結晶粒界の融合によって引き起こされる組織や性質の非可逆的な変化であり、後の熱処理や機械加工又は加工と熱処理の組合せの作業で、初めにもっていた諸性質を回復できない現象と定義されている。バーニングが発生すると、材質が脆くなる。
　【０００３】
　バーニングの発生を防止する方法としては、粒界に発生する偏析を低減することや、固相線温度を高くすることが考えられる。粒界に偏析が発生すると、偏析した成分によって局所的に凝固温度が低下するため、加熱時にバーニングが発生しやすくなる。また、固相線温度が低くなると、凝固温度が低くなるため、加熱時に鋼材の一部が溶融し、結晶粒界の融合が発生してバーニングが発生する。しかし、バーニングの発生を防止するために、鋼材の成分組成を調整する技術は検討されていなかった。
　【０００４】
　そこで、バーニングの発生を防止するために、実操業では、加熱温度を下げ、過熱しないことが一般的である。即ち、加熱温度が、鋼材の固相線温度（凝固温度）に近づくとバーニングが発生するため、安全を見越して、加熱温度が固相線温度−１３０℃を超えないように制御していた。ところが、加熱温度を下げると、変形抵抗が大きくなるため、熱間加工しにくくなる。
　【０００５】
　バーニングの発生を防止する技術ではないが、鋼材中に含まれるＭｎＳ系介在物に注目した技術が、特許文献１に開示されている。この特許文献１に開示されている鋼材は、切りくず処理性と工具寿命の両方を改善できる機械構造用の鋼材である。この鋼材は、加工方向に平行な断面に存在する等価直径が４μｍ以上であるＭｎＳ系介在物が下記の（ｉ）式および（ｉｉ）式を満足するものである。下記（ｉ）式におけるＬおよびＷは、それぞれ、対象となるＭｎＳ系介在物の長径および短径を表し、アスペクト比は平均値としてのアスペクト比である。また、下記（ｉｉ）式におけるｎ、ｎ１およびｎ２は、それぞれ、下記のＭｎＳ系介在物の個数を表す。
アスペクト比（Ｌ／Ｗ）＜３　・・・・・（ｉ）
（ｎ１＋ｎ２）／ｎ≦０．２　・・・・・（ｉｉ）
ｎ：ＭｎＳ系介在物の面積１ｍｍ２当たりの個数
ｎ１：ＭｎＳ系介在物のうちで、Ｃａを０．５質量％以上固溶しているものの面積１ｍｍ２当たりの個数
ｎ２：ＭｎＳ系介在物のうちで、異種介在物を含むものの面積１ｍｍ２当たりの個数
　【先行技術文献】
　【特許文献】
　【０００６】
　【特許文献１】特開２００８−５７０２１号公報
　【発明の概要】
　【発明が解決しようとする課題】
　【０００７】
　上記特許文献１では、鋼材中のＭｎＳ系介在物に着目しているが、バーニングの発生については着目されていない。
　【０００８】
　本発明の目的は、熱間加工前に加熱したり、高周波を用いて加熱したときに、バーニングを発生しない耐バーニング性に優れた鋼材、およびその製造方法を提供することにある。
　【課題を解決するための手段】
　【０００９】
　上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼材は、Ｃ：０．１〜０．８％（質量％の意味。以下同じ。）、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１５〜０．１２％、Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、更に、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、前記Ｍｎおよび前記Ｓは下記式（１）の関係を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなるものである。下記式（１）において、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０　・・・（１）
　そして、本発明の鋼材は、該鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、下記式（２）の関係を満足するところに要旨を有する。
［円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．３０　・・・（２）
　【００１０】
　本発明の鋼材は、更に他の元素として、
　（ａ）Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、およびＢ：０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
　（ｂ）Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、およびＷ：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
　（ｃ）Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｓｎ：０．０２％以下、およびＳｂ：０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
を含有してもよく、また、
　（ｄ）Ｎは、０．０２％以下の範囲で含有してもよい。
　【００１１】
　本発明の鋼材は、上記成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることにより製造できる。
　【発明の効果】
　【００１２】
　本発明によれば、鋼材の成分組成を適切に調整すると共に、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の生成を抑制するため、熱間加工前や高周波を用いて加熱しても、バーニングを発生しない耐バーニング性に優れた鋼材、およびその製造方法を提供できる。
　【図面の簡単な説明】
　【００１３】
　【図１】図１は、鋳造時における鋳片表面の中央部の平均冷却速度と、硫化物系介在物比との関係を示すグラフである。
　【図２】図２は、下記表３に示したＮｏ．１の試験片表面を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で撮影した図面代用写真である。
　【発明を実施するための形態】
　【００１４】
　本発明者は、熱間加工前や高周波を用いて加熱したときに、バーニングが発生することを防止するために、鋭意検討を重ねてきた。その結果、硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ）がバーニングの発生に影響を及ぼすと考えられることが明らかになった。具体的には、硫化物系介在物のなかでも、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が、加熱時に分解し、生成したＳは、Ｆｅと結合して硫化物系介在物よりも融点が低いＦｅＳを形成すること、形成したＦｅＳは加熱時に部分溶融し、バーニングが発生する原因になると考えられるという知見が得られた。
　【００１５】
　そこで、本発明では、鋼材の成分組成のうち、特に、Ｍｎ量とＳ量が下記式（１）の関係を満足するように調整したうえで、下記式（２）を満足するように鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の生成を抑制すればよいこと、また、硫化物系介在物中の硫黄（Ｓ）を安定化させて加熱時に分解しないようにするには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有すればよいこと、を見出し、本発明を完成した。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０　・・・（１）
［円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．３０　・・・（２）
　【００１６】
　以下、本発明について詳細に説明する。
　【００１７】
　［硫化物系介在物］
　本発明の鋼材は、Ｍｎを０．２〜２．０％、およびＳを０．０１５〜０．１２％の範囲で含有する。
　【００１８】
　Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、ＦｅＳの生成を抑制して加熱時におけるバーニングの発生を抑制する元素である。Ｍｎが０．２％未満ではその効果が不充分である。従って、本発明では、Ｍｎ量は０．２％以上とする。Ｍｎ量は、０．５％以上が好ましく、より好ましくは０．７％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になり、２．０％を超えると、円相当径が４μｍを超える粗大な硫化物系介在物の他、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が多く生成するため、加熱時にバーニングが発生する。従って、本発明では、Ｍｎ量は２．０％以下とする。Ｍｎ量は、１．８％以下が好ましく、より好ましくは１．６％以下である。
　【００１９】
　Ｓは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であるが、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成すると、被削性の向上に有効に作用する元素である。Ｓ量が０．０１５％未満ではこうした効果は不充分である。従って、本発明では、Ｓ量は０．０１５％以上とする。Ｓ量は、０．０１７％以上が好ましく、より好ましくは０．０１９％以上である。しかし、過剰に含有すると、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が生成しやすくなり、バーニングの発生原因となるＦｅＳを形成する。従って、本発明では、Ｓ量は０．１２％以下とする。Ｓ量は、０．１１５％以下が好ましく、より好ましくは０．１１０％以下である。
　【００２０】
　本発明の鋼材は、ＭｎとＳを上記の範囲で含有したうえで、Ｍｎ量およびＳ量が上記式（１）の関係を満足する必要がある。
　【００２１】
　［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１３．０を下回ると、鋼材中のＭｎ量に比べてＳ量が過剰になり、ＳがＭｎによって固定されず、融点の低いＦｅＳが多く生成する。その結果、加熱時に部分溶融が生じ、バーニングが発生する。従って、本発明では、［Ｍｎ］／［Ｓ］は１３．０以上とする。［Ｍｎ］／［Ｓ］は、１３．５以上とすることが好ましく、より好ましくは１４．０以上である。［Ｍｎ］／［Ｓ］の値の上限は特に限定されず、後述するように、鋼材に含まれ得るＭｎ量の上限は２．０％で、Ｓ量の下限は０．０１５％であるから、［Ｍｎ］／［Ｓ］の上限は、１３３．３である。［Ｍｎ］／［Ｓ］は、好ましくは１００以下であり、より好ましくは８０以下、更に好ましくは５０以下である。
　【００２２】
　本発明の鋼材は、鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、上記式（２）の関係を満足することも重要である。なお、以下では、上記式（２）の左辺の値を硫化物系介在物比ということがある。
　【００２３】
　円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が過剰に生成すると、加熱時に分解し、ＳはＦｅと結合して、ＭｎＳよりも融点が低いＦｅＳを生成する。低融点のＦｅＳが過剰に生成すると、部分溶融を起こし、バーニングが発生する。従って、本発明では、上記硫化物系介在物比は、０．３０以下とする。上記硫化物系介在物比は、好ましくは０．２０以下であり、より好ましくは０．１５以下である。上記硫化物系介在物比の下限は特に限定されないが、例えば、０．０１以上であればよく、より好ましくは０．０２以上である。
　【００２４】
　上記硫化物系介在物とは、介在物の成分組成を分析したときに、鉄（Ｆｅ）を除いた合金元素の合計量を１００質量％としたときに、Ｓを２５質量％以上含有する介在物を意味する。上記鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数の測定方法については、実施例の項で説明する。
　【００２５】
　次に、本発明の鋼材に含まれるＭｎおよびＳ以外の成分について説明する。
　【００２６】
　［Ｃ：０．１〜０．８％］
　Ｃは、鋼材の強度（最終製品の強度）を確保するために必要な元素であり、０．１％未満では鋼材の強度が低過ぎて機械構造用に用いることができない。従って本発明では、Ｃ量は０．１％以上とする。Ｃ量は、０．１２％以上が好ましく、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると強度が高くなり過ぎて、加工性が低下する。従って本発明では、Ｃ量は０．８％以下とする。Ｃ量は、０．７５％以下が好ましく、より好ましくは０．７０％以下である。
　【００２７】
　［Ｓｉ：０．０１〜２．０％］
　Ｓｉは、固溶体硬化によって最終製品の強度を増加させるために必要な元素であり、本発明では、０．０１％以上とする。Ｓｉ量は、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になり、２．０％を超えると、Ｓｉ含有酸化物が過剰に生成すると共に、固相線温度が低くなるため、加熱時にバーニングが発生しやすくなる。従って、本発明では、Ｓｉ量は２．０％以下とする。Ｓｉ量は、１．５％以下が好ましく、より好ましくは１．３％以下である。
　【００２８】
　［Ｐ：０．２０％以下（０％を含まない）］
　Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であるが、被削性を改善するのに寄与する。しかし、Ｐを０．２０％を超えて過剰に含有すると、粒界に偏析して固相線温度を低下し、加熱時にバーニングが発生しやすくなる。従って、本発明では、Ｐ量は、０．２０％以下とする。Ｐ量は、０．１５％以下が好ましく、より好ましくは０．１２％以下である。
　【００２９】
　［Ａｌ：０．００２〜０．１％］
　Ａｌは、脱酸元素として作用する元素であり、Ａｌ量が０．００２％を下回ると、低融点の酸化物が生成し、加熱時に部分溶融が促進され、バーニングが発生する。従って、本発明では、Ａｌ量は０．００２％以上とする。Ａｌ量は、０．００３％以上が好ましい。しかし、過剰に含有すると、Ａｌ２Ｏ３が多く生成し、加工性が劣化する。従って、本発明では、Ａｌ量は０．１％以下とする。Ａｌ量は、０．０７５％以下が好ましく、より好ましくは０．０６０％以下である。
　【００３０】
　［Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭは、いずれも硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）中のＳを安定化し、硫化物系介在物を粗大化することにより、加熱時にバーニングが発生するのを抑制する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｃａは、０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｍｇは、０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｚｒは、０．０１％以上とし、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上とする。Ｔｅは、０．００１％以上とし、好ましくは０．００２％以上とする。ＲＥＭは、０．００１％以上とし、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上とする。しかし、過剰に含有しても添加効果は飽和し、コスト高となる。従って、本発明では、Ｃａは、０．０１％以下とし、好ましくは０．００９５％以下、より好ましくは０．００９０％以下とする。Ｍｇは、０．０１％以下とし、好ましくは０．００９５％以下、より好ましくは０．００９０％以下とする。Ｚｒは、０．５％以下とし、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｔｅは、０．０５％以下とし、好ましくは０．０４５％以下とする。ＲＥＭは、０．０５％以下とし、好ましくは０．０４％以下とする。上記元素は、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。
　【００３１】
　上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよびＣｅよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有するのがよい。
　【００３２】
　本発明の鋼材は、上記元素を含有するものであり、残部は、鉄および不可避不純物である。
　【００３３】
　本発明の鋼材は、更に、他の元素として、
　（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢよりなる群から選ばれる少なくとも１種、
　（ｂ）Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＷよりなる群から選ばれる少なくとも１種、
　（ｃ）Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、およびＳｂよりなる群から選ばれる少なくとも１種、
を含有してもよく、
　（ｄ）Ｎは０．０２％以下の範囲で含有してもよい。
　【００３４】
　各元素の好適な範囲は、次の通りである。
　【００３５】
　［（ａ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させて最終製品の強度を高めるのに作用する元素であり、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは、０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｎｉは、０．２％以上が好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは１．０％以上である。Ｃｒは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．５％以上である。Ｍｏは、０．２％以上が好ましく、より好ましくは０．３％以上である。Ｂは、０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材の強度が高くなり過ぎて、加工性を劣化させることがある。従って、本発明では、Ｃｕは、１％以下が好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．８％以下、更に好ましくは１．７％以下である。Ｃｒは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．９％以下、更に好ましくは１．８％以下である。Ｍｏは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。Ｂは、０．０１％以下が好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
　【００３６】
　［（ｂ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＷ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＷは、Ｃと結合して炭化物を形成したり、Ｎと結合して窒化物を形成し、鋼材の強度向上に寄与する元素であり、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｖは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｔｉは、０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％、更に好ましくは０．０１５％以上である。Ｎｂは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｗは、０．２％以上が好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは０．７％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、形成される炭化物や窒化物が、鋼材の変形抵抗を上昇させ、加工性を低下することがある。従って、本発明では、Ｖは、０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。Ｔｉは、０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｎｂは、０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。Ｗは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
　【００３７】
　［（ｃ）Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＳｂ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
　Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、およびＳｂは、いずれも被削性の改善に寄与する元素であり、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｐｂは、０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。Ｂｉは、０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｓｎは、０．００２％以上が好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。Ｓｂは、０．００２％以上が好ましく、より好ましくは０．００４％以上、更に好ましくは０．００６％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、強度や加工性が低下することがある。従って、本発明では、Ｐｂは、０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２８％以下、更に好ましくは０．２５％以下である。Ｂｉは、０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。Ｓｎは、０．０２％以下が好ましく、より好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１５％以下である。Ｓｂは、０．０２％以下が好ましく、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。
　【００３８】
　［（ｄ）Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）］
　Ｎは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、鋼材中の固溶Ｎ量が多くなり過ぎると、歪み時効による硬度上昇や、延性の低下を招き、加工性が劣化することがある。従って、本発明では、Ｎ量は、０．０２％以下であることが好ましい。Ｎ量は、より好ましくは０．０１８％以下であり、更に好ましくは０．０１５％以下、最も好ましくは０．０１０％以下である。
　【００３９】
　［製造条件］
　次に、本発明に係る鋼材の製造方法について説明する。
　【００４０】
　本発明の鋼材は、上記成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることが重要である。平均冷却速度を７℃／分以下に抑えることにより、硫化物系介在物を成長させることができ、上記硫化物系介在物比を０．３０以下にできる。その結果、加熱時にバーニングが発生することを防止できる。上記平均冷却速度は、６℃／分以下であることが好ましい。
　【００４１】
　上記平均冷却速度は、例えば、鋳造時に用いる鋳型の大きさを調整することによって制御できる。即ち、鋳型の内径を大きくするほど、鋳片中央部の平均冷却速度は小さくなり、硫化物系介在物は粗大化する。一方、鋳型の内径を小さくするほど、鋳片中央部の平均鋳造速度は大きくなり、硫化物系介在物は微細化する。鋳型の内径は、例えば、３５０〜１１００ｍｍであることが好ましく、より好ましくは４５０〜１０００ｍｍである。
　【００４２】
　上記平均冷却速度は、少なくとも鋳片の表面における平均冷却速度を７℃／分以下に制御すればよい。少なくとも鋳片の表面における平均冷却速度を７℃／分以下に制御すれば、鋳片中央部の平均冷却速度は７℃／分以下となる。鋳片の表面とは、例えば、鋳片の表面の中央部である。鋳片表面の中央部における平均冷却速度は、例えば、次の手順で測定すればよい。即ち、温度測定用の熱電対をアルミナ製の保護管に挿入したものを、押湯部の表面中央付近に設置し、鋳造開始時点から凝固完了時点までの温度と、冷却に要した時間に基づいて、平均冷却速度を求めることができる。また、上記平均冷却速度は、鋳片の中央部における平均冷却速度を計算により求め、この平均冷却速度を上記のように制御してもよい。
　【００４３】
　鋳造後は、常法に従って、熱間加工等を行えばよい。例えば、８５０〜１２５０℃程度に加熱した後、熱間加工により所望の線径とした後、放冷または空冷により冷却すればよい。この冷却時の平均冷却速度は、例えば、３℃／秒以下とすればよい。
　【００４４】
　こうして得られた本発明の鋼材は、熱間鍛造や熱間加工前、または高周波を用いて高温に加熱しても、バーニングが発生しないものとなる。高温とは、例えば、固相線温度−１５０℃以上、固相線温度−１００℃以下の範囲であり、特に、固相線温度−１３０℃以上、固相線温度−１００℃以下の範囲である。
　【００４５】
　以下、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適当に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包含される。
　【実施例】
　【００４６】
　溶鋼を鋳造し、下記表１、表２に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）の鋼材を製造した。下記表１、表２に示したＭｎ量とＳ量に基づいて、Ｍｎ量とＳ量の比（［Ｍｎ］／［Ｓ］）を算出し、結果を下記表１、表２に示す。
　【００４７】
　鋳造時における鋳造開始から凝固完了までの鋳片表面の中央部における平均冷却速度を次の手順で測定した。即ち、温度測定用の熱電対をアルミナ製の保護管に挿入したものを、押湯部の表面中央付近に設置し、鋳造開始時から凝固完了時までの温度と、冷却に要した時間に基づいて、平均冷却速度を算出した。
　【００４８】
　鋳造時に用いた鋳型の内径は、２００ｍｍ、３００ｍｍ、４５０ｍｍ、または１０００ｍｍである。内径が２００ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は３０℃／分であった（下記表３のＮｏ．３９）。内径が３００ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は２０℃／分であった（下記表３のＮｏ．３８）。内径が４５０ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は５℃／分であった（下記表３のＮｏ．１〜３６）。内径が１０００ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は１℃／分であった（下記表３のＮｏ．３７）。
　【００４９】
　また、下記表１、表２に示した成分組成と、下記式（ａ）に基づいて、固相線温度を算出し、結果を下記表３に示す。下記式（ａ）において、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
固相線温度（℃）＝１５３６−（１７０×［Ｃ］＋１２．３×［Ｓｉ］＋６．８×［Ｍｎ］＋１２４．５×［Ｐ］＋１８３．９×［Ｓ］）　・・・（ａ）
　【００５０】
　次に、鋳造して得られた鋳片を熱延加工して試験片を製造し、試験片に含まれる硫化物系介在物比を算出した。即ち、得られた鋳片を、９００℃以上に加熱した後、鍛造比が約２０となるように９００〜１２００℃で熱延加工し、放冷して試験片を作製した。なお、上記鍛造比とは、熱延加工前における試験片の断面を、熱延加工後における試験片の断面で除した値である。具体的には、内径が２００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ４５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、２０であった。内径が３００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ７０ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、１８であった。内径が４５０ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ９５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、２２であった。内径が１０００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ２３０ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、１９であった。
　【００５１】
　試験片の直径をＤ（ｍｍ）としたとき、得られた試験片のＤ／４位置における縦断面を、電子線マイクロアナライザ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｓｅｒ；ＥＰＭＡ）で、倍率２００倍で観察し、短径（幅）が２μｍ以上の全ての介在物の成分組成を分析した。成分組成を分析した介在物の個数が３００個以上となるように、観察は複数の視野で行った。分析した介在物の成分組成について、鉄（Ｆｅ）を除いた合金元素の量を１００質量％としたとき、Ｓ含有量が２５質量％以上である介在物を、「短径が２μｍ以上の硫化物系介在物」とし、その個数を測定した。また、「短径が２μｍ以上の硫化物系介在物」のうち、円相当径が４μｍ以下の介在物を、「円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物」とし、その個数を測定した。
　【００５２】
　上記円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数との比（円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数／短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数；硫化物系介在物比）を算出し、結果を下記表３に示す。
　【００５３】
　ここで、鋳造時における鋳片表面の中央部の平均冷却速度と、硫化物系介在物比との関係を図１に示す。なお、図１には、内径が４５０ｍｍの鋳型を用い、鋳片の中心における平均冷却速度を５℃／分とした例の代表例としてＮｏ．３の結果、平均冷却速度を１℃／分としたＮｏ．３７の結果、平均冷却速度を２０℃／分としたＮｏ．３８の結果、および平均冷却速度を３０℃／分としたＮｏ．３９の結果を示した。
　【００５４】
　次に、鋳造して得られた鋳片を熱延加工して試験片を製造し、所定の温度に加熱して３０秒保持した後、バーニング発生の有無を評価した。具体的な評価手順は、下記の通りである。
　【００５５】
　鋳造して得られた鋳片を、９００℃以上の加熱温度で加熱した後、鍛造比が約４００〜６００となるように９００〜１２００℃で熱延加工し、放冷して試験片を作製した。上記加熱温度は、バーニングの発生の有無を評価するために、成分組成に基づいて算出される固相線温度−１００℃〜固相線温度−１３０℃を目安とした。具体的には、Ｎｏ．１〜２６、３１〜３６は、Ｃ量が約０．４％近傍で類似するため、加熱温度は一律に１３３０℃とした。Ｎｏ．２７、２８は、Ｃ量が約０．１５％近傍で類似するため、加熱温度は一律に１３６０℃とした。Ｎｏ．２９、３０は、Ｃ量が約０．７％近傍で類似するため、加熱温度は一律に１３００℃とした。下記表３に加熱温度（℃）を示す。
　【００５６】
　上記熱延加工は、具体的には、次の条件で行った。内径が２００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ９ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は４９４であった。内径が３００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ１５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は４００であった。内径が４５０ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ１８ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は６２５であった。内径が１０００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ４５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は４９４であった。
　【００５７】
　得られた試験片を下記表３に示す温度に加熱し、この加熱温度で３０秒間保持した後冷却した。冷却後の試験片表面を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で観察し、結晶粒界における溶融跡の有無を調べた。溶融跡は、結晶粒界に、空孔または酸化物が存在するか否かで評価した。即ち、結晶粒界に、酸化物および孔が無い場合を、耐バーニング性に優れると評価し、下記表３に、合格と表記した。結晶粒界に、酸化物または孔のうち何れか一つが有る場合を、耐バーニング性に劣ると評価し、下記表３に、不合格と表記した。
　【００５８】
　また、下記表３に示したＮｏ．１の試験片表面を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で撮影した図面代用写真を図２に示す。図２において、ａは空孔、ｂは酸化物を示す。
　【００５９】
　【表１】
　【００６０】
　【表２】
　【００６１】
　【表３】
　【００６２】
　上記表１〜表３から次のように考察できる。Ｎｏ．３
、５〜１７、１９、２１
６、
　【００６３】
　これに対し、Ｎｏ．１、２、２７、２９、３１〜３６、３８、３９は、いずれも本発明で規定する要件を満足しない比較例である。以下、詳細に説明する。
　【００６４】
　Ｎｏ．１と２７は、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない例であり、硫化物系介在物に含まれるＳを安定化できない。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【００６５】
　Ｎｏ．２９は、上記Ｎｏ．１と同様、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない例であり、硫化物系介在物に含まれるＳを安定化できない。また、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比も本発明で規定する範囲を外れる。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【００６６】
　Ｎｏ．２は、Ｓを過剰に含有し、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比が本発明で規定する範囲を外れる例である。また、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない例であり、硫化物系介在物に含まれるＳを安定化できない。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【００６７】
　Ｎｏ．３１は、Ｓを過剰に含有し、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比が本発明で規定する範囲を外れる例である。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【００６８】
　Ｎｏ．３３は、Ｍｎを過剰に含有する例であり、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【００６９】
　Ｎｏ．３６は、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比が本発明で規定する範囲を外れる例である。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【００７０】
　Ｎｏ．３２は、Ｓｉを過剰に含有する例であり、Ｎｏ．３４は、Ｐを過剰する例であり、Ｎｏ．３５は、Ａｌ量が少な過ぎる例であり、いずれもバーニングが発生した。
　【００７１】
　Ｎｏ．３８と３９は、鋳造時における平均冷却速度が大き過ぎた例であり、硫化物系介在物が粗大化し、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
　【符号の説明】
　【００７２】
　ａ　空孔
　ｂ　酸化物
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　Ｃ　：０．３８〜０．８％（質量％の意味。以下同じ。）、
　Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
　Ｍｎ：
１．０１
　Ｐ　：
０．０１１〜
％、
　Ｓ　：０．０１５〜０．１２％、
　Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、
　更に、
　Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
　Ｚｒ：０．０１〜０．５％、
　Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、および
　ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、
　前記Ｍｎおよび前記Ｓは下記式（１）の関係を満足し、
　残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
　該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、下記式（２）の関係を満足することを特徴とする鋼材。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０　・・・（１）
　上記式（１）において、［　］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦
０．１６
　【請求項２】
　更に他の元素として、
　Ｃｕ：１％以下、
　Ｎｉ：２％以下、
　Ｃｒ：２％以下、および
　Ｍｏ：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼材。
　【請求項３】
　更に他の元素として、
　Ｖ　：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．５％以下、
　Ｎｂ：０．５％以下、および
　Ｗ　：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼材。
　【請求項４】
　更に他の元素として、
　Ｐｂ：０．３％以下、
　Ｂｉ：０．３％以下、
　Ｓｎ：０．０２％以下、および
　Ｓｂ：０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
　【請求項５】
　更に他の元素として、
　Ｎ：０．０２％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
　【請求項６】
　請求項１〜５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
　請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることを特徴とする鋼材の製造方法。