【事件の表示】
　特許第３３９６１３２号「大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた低降伏比高張力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３３９６１３２号の請求項１ないし４に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３３９６１３２号の請求項１〜４に係る発明は、平成８年７月１６日（優先権主張　平成７年１１月２４日、日本）に特許出願され、平成１５年２月７日にその発明について特許の設定登録がなされ、その後、全請求項に係る特許についてＪＦＥスチール株式会社より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１６年６月４日に訂正請求がなされ、さらに、平成１７年７月２６日に取消理由の手交がなされると共に、平成１６年６月４日付け訂正請求書の取下げと新たな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の
「加速冷却することを特徴とする」を、
「加速冷却し、５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる母材のミクロ組織とすることを特徴とする」と訂正する。
（ｂ）明細書段落【００４７】表６中における略号「Ｍ」の行を削除する。
（ｃ）明細書段落【００４９】表８中における略号「Ｍ」の行を削除する。
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
　上記（ａ）の訂正は、明細書段落【００２５】の「本発明ではミクロ組織として、５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトの混合組織であることを必須とする。」という記載に基づき、特許請求の範囲の請求項３において、「５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる母材のミクロ組織とする」と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、しかも、願書に添付した明細書に記載し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し又は変更するものではない。
　上記（ｂ）（ｃ）の訂正は、ＤＩが本件発明で規定された範囲外となる略号「Ｍ」の本発明鋼を表中から削除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するものであり、しかも、願書に添付した明細書に記載し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し又は変更するものではない。
２−３．訂正の適否についてのまとめ
　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の判断　
３−１．申立ての理由及び当審の取消理由の概要
　特許異議申立人ＪＦＥスチール株式会社は、証拠方法として甲第１〜３号証を提出し、本件請求項１〜４に係る発明は、甲第１〜３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、本件請求項１〜４に係る発明の特許は、特許法第２９条第２項の規定に違反してなされたものである、と主張している。
　当審において通知した取消理由は、この申立て理由と同趣旨のものの外、本件請求項１〜４に係る発明は、刊行物１（甲第１号証に同じ）又は刊行物３（甲第３号証に同じ）に記載された発明であるから、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号の規定に違反してなされたものである、というものである。
　
３−２．本件発明　
　上記２．で述べたとおり訂正が認められるから、本件請求項１〜４に係る発明（以下、「本件発明１〜４」という）は、平成１７年７月２６日付けで提出された訂正請求書に添付された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と認められる。
「【請求項１】　質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０５〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式で求まる焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足し、母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなることを特徴とする大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板。
ＤＩ＝１．１６（Ｃ／１０）１／２・（０．７Ｓｉ＋１）・（３．３３Ｍｎ＋１）・（０．３５Ｃｕ＋１）・（０．３６Ｎｉ＋１）・（２．１６Ｃｒ＋１）・（３．００Ｍｏ＋１）・（１．７５Ｖ＋１）・（２００Ｂ＋１）・（２５．４）　（ｍｍ）　
　ただし、（３．３３Ｍｎ＋１）はＭｎ≦１．２％のときのみ適用。
　　　　Ｍｎ＞１．２％のときは｛５．１（Ｍｎ−１．２）＋５．０｝に置き換える。
　【請求項２】　さらに化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％を含有する請求項１記載の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板。
　【請求項３】　請求項１または２記載の化学成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ上記式で求まる焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足する鋼片を熱間圧延後、９３０〜７００℃の温度から、１〜１０℃／ｓの冷却速度で６００℃〜室温まで加速冷却し、５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる母材のミクロ組織とすることを特徴とする大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
　【請求項４】　加速冷却後、６５０℃以下の温度で焼戻し処理を行う請求項３記載の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板の製造方法。」
　
３−３．引用刊行物の記載事項
〔１〕刊行物１：特開平６−２７９８５２号公報（特許異議申立人ＪＦＥスチール株式会社が提出した甲第１号証）
〔１ａ〕「重量比で　Ｃ：０．０１〜０．１５％　Ｓｉ：≦０．５％　Ｍｎ：０．５〜２．０％　Ｐ：≦０．０１％　Ｓ：≦０．０１％　Ａｌ：０．０１〜０．０６％　Ｔｉ：０．００５〜０．０２％　Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、さらに　Ｃｕ：≦０．５％　Ｎｉ：≦０．５％　Ｃｒ：≦０．５％　Ｍｏ：≦０．２５％　Ｎｂ：≦０．０３％　Ｖ：≦０．０５％　Ｂ：≦０．００１５％　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％　ＲＥＭ：０．００２〜０．００６％の１種または２種以上を含有し、
　ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／６＋Ｍｏ／４＋（Ｎｂ＋Ｖ）／５＋１０Ｂ　で規定されるＣＥの下限値を０．４０％、上限値を０．５０％とし、残部鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼において、Ｎｂを固溶するに足る温度以上で加熱後、冷却過程における高温域の圧下の後に、９５０℃以下の圧下量を少なくとも３０％以上加えた後、８００℃以上から２５０℃以下まで冷却した後、焼き戻すことを特徴とする溶接構造用低降伏点型高張力鋼の製造方法。」（特許請求の範囲の請求項１）
〔１ｂ〕「本発明は低降伏比を実現するために、従来の方法とは全く異なる新たな方法に基づいている。即ち、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１％、Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦０．５％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｍｏ：≦０．２５％、Ｎｂ：≦０．０３％、Ｖ：≦０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｂ：≦０．００１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有する範囲で、ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／６＋Ｍｏ／４＋（Ｎｂ＋Ｖ）／５＋１０Ｂで規定されるＣＥの下限値を０．４０％とすることで、低ＹＲ化に必須なフェライトを生成させた場合にも強度（ＴＳ）の低下が防止され、強度の絶対値を満足させつつ、低ＹＲ化が図れることを知見した。」（段落【００１５】）
〔１ｃ〕「ＣＥを０．５０％以上とすることは、強度確保には有利である反面、島状マルテンサイトを生成させ、靭性を劣化させることも知見した。さらに、上記作用はＣａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００２〜０．００６％の１種または２種以上を含有する場合にも同様に有効であることを知見した。」（段落【００１６】）
〔１ｄ〕「本発明における加工熱処理は、上記成分範囲を満たす鋼片をＮｂを固溶させるに足る温度以上で加熱後、冷却過程における高温域の圧下の後に、９５０℃以下で３０％以上の圧下を加えた後、８００℃以上から２５０℃以下まで水冷した後、焼き戻すことで、所要の強度・延性・靭性等の特性を損なうことなく、７５％以下の低ＹＲ化を達成するために必須であることを知見した。」（段落【００１７】）　
〔１ｅ〕「本発明は、成分範囲を一定の法則に基づいて規制し、所要の加工熱処理を施すことにより、７５％以下の低ＹＲ化を有する溶接構造用低降伏点型高張力鋼を強度・延性・靭性等の他の特性を損なうことなく、安定して製造することを可能にしたもので、工業的に得られる効果は大きい。」（段落【００２６】）
〔１ｆ〕本発明鋼５は、化学成分（ｗｔ％）が、Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４４％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ｎｂ：０．００９％、Ｍｏ：０．１５％、Ａｌ：０．０３７％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎ：０．００２１％、Ｖ：０．０３６％、Ｃｕ：０．３０％、Ｎｉ：０．２９％、Ｃｒ：０．１０％、残部：Ｆｅで、ＣＥが０．４９％であり、水冷条件が、水冷開始温度：８２０℃、水量密度：０．３ｍ３／ｍｉｎ・ｍ２、水冷停止温度：≦１００℃であり、焼戻し温度が６００℃、板厚が８０ｍｍ、引張降伏強度（ＹＰ）が４９０Ｎ／ｍｍ２、引張強度（ＴＳ）が６９０Ｎ／ｍｍ２、降伏比（ＹＲ）が７１％である。（段落【００１９】〜【００２１】の【表１】〜【表３】参照）
〔１ｇ〕本発明鋼６は、化学成分（ｗｔ％）が、Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４４％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ｎｂ：０．００９％、Ｍｏ：０．１５％、Ａｌ：０．０３７％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎ：０．００２１％、Ｖ：０．０２６％、Ｃｕ：０．３０％、Ｎｉ：０．２９％、Ｃｒ：０．１０％、Ｃａ：０．００３３％、残部：Ｆｅで、ＣＥが０．４９％であり、水冷条件が、水冷開始温度：８２０℃、水量密度：０．３ｍ３／ｍｉｎ・ｍ２、水冷停止温度：≦１００℃であり、焼戻し温度が６００℃、板厚が８０ｍｍ、引張降伏強度（ＹＰ）が４９２Ｎ／ｍｍ２、引張強度（ＴＳ）が６８５Ｎ／ｍｍ２、降伏比（ＹＲ）が７２％である。（段落【００１９】〜【００２１】の【表１】〜【表３】参照）
〔２〕刊行物２：特別報告書Ｎｏ．２９「鋼材の強制冷却」、社団法人日本鉄鋼協会（昭和５３年１１月１０日発行）第２２３〜２３１頁（同甲第２号証）
〔２ａ〕「図３．４−１は・・・鉄鋼各社のＲＱの冷却速度を板厚の関数として示したものである。冷却水量・搬送速度等冷却条件に差はあるが、ほぼまとまっている。現状では熱処理効果が十分であるとすると板厚５０ｔで約１０℃／ｓの冷却速度が得られればよいことになる。」（第２２５頁「４．１　必要冷却速度の推定」の欄）
〔２ｂ〕Ｈｉｇｈ　Ｆｌｏｗ水量が２０００又は５０００ｌ／ｍ２ｍｉｎ、Ｈｉｇｈ　Ｆｌｏｗ時間が５又は１０ｓ、板厚が８０ｍｍの場合で、Ｌｏｗ　Ｆｌｏｗ水量が２５０〜１０００ｌ／ｍ２ｍｉｎのとき、８００〜５００℃の冷却速度が大略６℃／ｓであることが示されている。（第２２７頁図３．４−６、図３．４−７参照）
〔２ｃ〕鉄鋼各社のＲＱの必要な冷却速度は、板厚５０ｍｍで約１０℃／ｓであり、板厚６０〜８０ｍｍでは、１０℃／ｓより数値がやや低くなる（第２２５頁図３．４−１参照）
〔３〕刊行物３：特公平６−７２２５５号公報（同甲第３号証）
〔３ａ〕「Ｃ：０．１８重量％以下、Ｍｎ：１．５０重量％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０重量％以下、Ｎ：０．００４重量％を含み、かつ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの少なくとも一種以上をその合計量が０．５０重量％以下含有し、残部が実質的鉄よりなる鋼材を厚板圧延する際、制御圧延の最終段階における圧延開始温度がＡｒ３以上でかつ圧延中のパス間時間が１分以内で圧延し、圧延終了温度をＡｒ３〜（Ａｒ３−４０度）とした後、ただちに３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２００℃以下に焼入れした後、Ａｃ１以下の温度で焼戻することを特徴とする降伏比が８０％以下の６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲の請求項１）
〔３ｂ〕「従来、６０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造方法は、冷却速度を調整して圧延する制御圧延法と再加熱して焼入れ−焼戻しする方法の二つが主流を占めていた。・・・これらの方法で製造される鋼板は、建築用や土木用等の溶接部の疲労強度が重視される用途にはつぎに挙げる理由から採用されていない。
　まず、制御圧延法は圧延機の能力と圧延能率の点から板厚が５０ｍｍ以上の鋼板を製造することが困難であることがその理由である。
　また、再加熱して焼入れ−焼戻す方法は、抗張力の上昇とともに降伏比（以下、）ＹＲという）も上がり、溶接部の疲労強度が鋼材の強度のわりには低いことによるものである。
　本発明は、以上の問題を解決し、低ＹＲの６０ｋｇｆ／ｍｍ２級の鋼板を製造する方法を提供することを目的とするものである。」（第１頁右欄第５行〜第２頁左欄第６行）
〔３ｃ〕「Ｃを０．１８重量％以下、Ｍｎを１．５重量％以下、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの合計量を０．５０重量％以下にした理由は、溶接低温割れ感受性を低くするためである。
　また、Ａｌを０．０１０〜０．０８０重量％としたのは、Ａｌが０．０１０重量％以下であると鋼中のＡ系介在物が増すためであり、Ａｌが０．０８０重量％以上であるとスラブ加熱中にγ粒が粗大化するためである。
　さらにＮを０．００４０重量％以下としたのは、焼入れ後の組織中の島状マルテンサイトを少なくして、母材の靭性を改善するためである。
　また、制御圧延の最終段階における圧延開始温度をＡｒ３以上とし、該圧延中のパス間時間を１分以内で圧延するが、これは未再結晶状態の圧延で蓄積した歪を解放することなく、微細なγ粒とするとともに微細なフェライトを均一に分散させるためである。また、圧延終了温度を（Ａｒ３−４０℃）以上としたのは、この温度以下であると加工歪により靭性が悪くなることとフェライトが出すぎて強度が低下するためである。
　さらに、冷却速度を３℃／ｓｅｃ以上としたのは、板厚４０ｍｍ以上の厚鋼板の中心部においても必要な冷却速度を保つためであり、また、冷却停止温度を２００℃以下としたのは、これ以上高温側で焼入れを終了すると強度の低下をまねくためである。」（第２頁左欄第２０行〜右欄第１６行）
〔３ｄ〕「本発明の方法によれば、ＹＲの低い６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼を得ることができ、建築用や土木用等の高強度を要求される溶接構造物に用いることができる。」（第３頁左欄末行〜右欄末行）
〔３ｅ〕　実施例の区分（４）の鋼は、化学成分（ｗｔ％）が、Ｃ：０．１３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．４０％、Ａｌ：０．０１８％、Ｎ：０．００２１％、Ｃｒ：０．１５％、Ｍｏ：０．１０％、残部：Ｆｅであり、板厚が６０ｍｍで、冷却開始温度８１０℃からの直接焼入れと６１０℃の焼戻しのプロセスにより製造されるもので、引張降伏強度（ＹＰ）が４４ｋｇｆ／ｍｍ２、引張強度（ＴＳ）が６０ｋｇｆ／ｍｍ２で、降伏比（ＹＲ）が７３％である。（第２〜３頁の第１表参照）
　
３−４．当審の判断 
（１）本件発明１について
（１−１）刊行物１を主引例として
　刊行物１の上記〔１ａ〕には、「重量比で　Ｃ：０．０１〜０．１５％　Ｓｉ：≦０．５％　Ｍｎ：０．５〜２．０％　Ｐ：≦０．０１％　Ｓ：≦０．０１％　Ａｌ：０．０１〜０．０６％　Ｔｉ：０．００５〜０．０２％　Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、さらに　Ｃｕ：≦０．５％　Ｎｉ：≦０．５％　Ｃｒ：≦０．５％　Ｍｏ：≦０．２５％　Ｎｂ：≦０．０３％　Ｖ：≦０．０５％　Ｂ：≦０．００１５％　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％　ＲＥＭ：０．００２〜０．００６％の１種または２種以上を含有し、
　ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／６＋Ｍｏ／４＋（Ｎｂ＋Ｖ）／５＋１０Ｂ　で規定されるＣＥの下限値を０．４０％、上限値を０．５０％とし、残部鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼において、Ｎｂを固溶するに足る温度以上で加熱後、冷却過程における高温域の圧下の後に、９５０℃以下の圧下量を少なくとも３０％以上加えた後、８００℃以上から２５０℃以下まで冷却した後、焼き戻すことを特徴とする溶接構造用低降伏点型高張力鋼の製造方法。」と記載され、また、該製造方法の実施例である本発明鋼５について、上記〔１ｆ〕には、「化学成分（ｗｔ％）が、Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４４％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ｎｂ：０．００９％、Ｍｏ：０．１５％、Ａｌ：０．０３７％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎ：０．００２１％、Ｖ：０．０３６％、Ｃｕ：０．３０％、Ｎｉ：０．２９％、Ｃｒ：０．１０％、残部：Ｆｅで、ＣＥが０．４９％であり、水冷条件が、水冷開始温度：８２０℃、水量密度：０．３ｍ３／ｍｉｎ・ｍ２、水冷停止温度：≦１００℃であり、焼戻し温度が６００℃、板厚が８０ｍｍ、引張降伏強度（ＹＰ）が４９０Ｎ／ｍｍ２、引張強度（ＴＳ）が６９０Ｎ／ｍｍ２、降伏比（ＹＲ）が７１％である」旨が記載されており、そのような製造方法により製造された「溶接構造用低降伏点型高張力鋼板」の発明も記載されていると云えるから、刊行物１には、
「重量比で　Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４４％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ｎｂ：０．００９％、Ｍｏ：０．１５％、Ａｌ：０．０３７％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎ：０．００２１％、Ｖ：０．０３６％、Ｃｕ：０．３０％、Ｎｉ：０．２９％、Ｃｒ：０．１０％を含有し、ＣＥ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／６＋Ｍｏ／４＋（Ｎｂ＋Ｖ）／５＋１０Ｂ　で規定されるＣＥが０．４９％であり、残部鉄および不可避的不純物元素よりなる鋼において、Ｎｂを固溶するに足る温度以上で加熱後、冷却過程における高温域の圧下の後に、９５０℃以下の圧下量を少なくとも３０％以上加えた後、水冷開始温度：８２０℃、水量密度：０．３ｍ３／ｍｉｎ・ｍ２、水冷停止温度：≦１００℃の水冷条件で冷却した後、焼戻し温度が６００℃で焼き戻すことからなる製造方法により製造される板厚が８０mm、引張降伏強度が４９０Ｎ／ｍｍ２、引張強度が６９０Ｎ／ｍｍ２、降伏比が７１％である溶接構造用低降伏点型高張力鋼板。」という発明（以下、「刊行物１発明」という）が記載されていると認められる。
　本件発明１と刊行物１発明を対比すると、刊行物１発明における焼入れ性の指標ＤＩは、５５．９（ｍｍ）となるから、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．１２％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．４４％、Ｐ：０．００９％、Ｓ：０．００２％、Ａｌ：０．０３７％、Ｎ：０．００２１％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．３０％、Ｎｉ：０．２９％、Ｃｒ：０．１０％、Ｍｏ：０．１５％、Ｖ：０．０３６％、Ｎｂ：０．００９％、Ｔｉ：０．００８％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ焼入れ性の指標ＤＩが５５．９（ｍｍ）である引張強度６９０Ｎ／ｍｍ２の低降伏比高張力鋼板。」である点で一致するが、次の点で相違する。
相違点（イ）：本件発明１は、「大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた」ものであるのに対し、刊行物１発明は、「大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた」ものであるか否か明りょうでない点。
相違点（ロ）：本件発明１は、「母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる」のに対し、刊行物１発明は、母材のミクロ組織が明りょうでない点。
　
　以下、相違点（イ）、（ロ）について検討する。
（ｉ）相違点（イ）について
　本件明細書の「超大入熱溶接の熱影響部のミクロ組織を（１）フェライト−パーライト主体、（２）あるいは下部ベイナイト主体とするために必要な鋼の焼入れ性に関して検討を行った。用いた鋼の化学成分を表１に示す。ここではＣ量は０．０９％と固定し、合金元素の含有量を変えることにより、焼入れ性の指標であるＤＩを３０．５〜１３４．６ｍｍまで変化させた。この鋼を板厚６０ｍｍの鋼板に熱間圧延した後、入熱７０ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接を行い、ボンド（溶接線）部にノッチを入れたシャルピ衝撃試験と継手断面の硬さ測定を実施した。その結果を図１に示す。この図よりＤＩ値が５５．９ｍｍ以下、あるいは８３．８ｍｍ以上の範囲で熱影響部靱性が良好となることがわかる。」（段落【００１５】）という記載からみて、鋼の化学成分の数式で規定された焼入れ性の指標ＤＩ値が５５．９ｍｍ以下、あるいは８３．８ｍｍ以上であるものは、大入熱溶接の熱影響部の組織がフェライト−パーライト主体あるいは下部ベーナイト主体となって、熱影響部の靭性が良好であると認められる。
　これに対し、刊行物１発明は、鋼の化学成分の数式で規定された焼入れ性の指標ＤＩ値が５５．９（ｍｍ）であるから、「大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた」ものであると認められる。
　したがって、前記相違点（イ）は、実質的な相違点とは云えない。
　
（ｉｉ）相違点（ロ）について
　本件発明１は、本件明細書の次の（ａ）〜（ｃ）の記載からみて、溶接後の継手の靱性および強度を確保すると共に低降伏比が得られうるＤＩ値４０．６〜５５．９ｍｍ又は８３．８〜９９．１ｍｍとなる鋼の化学成分を前提とし、５９０Ｎ／ｍｍ２以上の強度と８０％以下の低降伏比を確保するために、母材のミクロ組織を５〜２０％の粒界析出フェライトと残部ベーナイトからなると規定したものと認められる。
（ａ）「図よりＤＩ値が５５．９ｍｍ以下、あるいは８３．８ｍｍ以上の範囲で熱影響部靱性が良好となることがわかる。一方、継手の中に軟化部が存在してもその幅が狭ければ、全体としての継手強度が５９０Ｎ／ｍｍ２は確保できるが、軟化幅が広くなると継手強度が不足する。先程の図１よりＤＩ値が４０．６ｍｍ未満では軟化部（断面の硬さがビッカース硬さで１５０を下回る部分）の幅が５ｍｍを超えることがわかる。」（段落【００１５】）
（ｂ）「ＤＩ値が９１．４ｍｍでのＱ−Ｑ’−Ｔ法では降伏比が高すぎ、それ以外の製造方法では、十分な強度と低い降伏比が得られている。これに対して、ＤＩ値が１０１．６ｍｍでは、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法のみならず、いずれの加速冷却法においても降伏比が高すぎる。したがって、ＤＩ値の上限は９９．１ｍｍとする。」（段落【００１９】）
（ｃ）「前述の種々の製造方法によって得られた鋼板の母材ミクロ組織を調査し、所定の強度と降伏比が得られたものと、得られなかったものとの相違点を調査した。その結果、目標を満足したＤＩ値４５．７ｍｍの表３の加速冷却（２）〜（８）のもの、およびＤＩ値９１．４ｍｍの表４の加速冷却（２）〜（８）のものは、いずれも粒界析出フェライトと残部がベイナイトである混合組織であることがわかった。これらのミクロ組織中の粒界析出フェライトの面積分率を測定した結果、５〜２０％の範囲であったことから、本発明ではミクロ組織として、５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトの混合組織であることを必須とする。」（段落【００２５】、ただし、数字を囲む○を（　）で代替している）
　このような強度、降伏比、母材のミクロ組織等に関し、改めて刊行物１の記載を検討すると、刊行物１発明は、
上記〔１ｂ〕の「Ｃ：０．０１〜０．１５％、・・・、Ｎ：０．００１０〜０．００５０％を含有する範囲で、ＣＥの下限値を０．４０％とすることで、低ＹＲ化に必須なフェライトを生成させた場合にも強度（ＴＳ）の低下が防止され、強度の絶対値を満足させつつ、低ＹＲ化が図れる」という知見、
上記〔１ｃ〕の「ＣＥを０．５０％以上とすることは、強度確保には有利である反面、島状マルテンサイトを生成させ、靭性を劣化させる」という知見、及び、
上記〔１ｄ〕の「上記成分範囲を満たす鋼片をＮｂを固溶させるに足る温度以上で加熱後、冷却過程における高温域の圧下の後に、９５０℃以下で３０％以上の圧下を加えた後、８００℃以上から２５０℃以下まで水冷した後、焼き戻すことで、所要の強度・延性・靭性等の特性を損なうことなく、７５％以下の低ＹＲ化を達成するために必須である」という知見
を基礎として、低降伏比化に必須なフェライトを生成させた場合にも強度の低下を防止して強度の絶対値を満足するようにＣＥ値を０．４０〜０．５０％と規定すると共に、「Ｎｂを固溶するに足る温度以上で加熱後、冷却過程における高温域の圧下の後に、９５０℃以下の圧下量を少なくとも３０％以上加え」る旨などの製造工程によって所定の強度と降伏比を得ようとするものである。そして、刊行物１には、母材のミクロ組織に関し、低降伏比化するためにフェライトを生成させること、及び、島状マルテンサイトを生成させると靭性を劣化させ望ましくないことが記載されているものの、５９０Ｎ／ｍｍ２以上の強度と８０％以下の低降伏比を確保するために、母材のミクロ組織を５〜２０％の粒界析出フェライトと残部ベーナイトからなるとすることについて全く教示するところがない。
　刊行物２には、鉄鋼各社のローラクェンチ（ＱＣ）の冷却速度について、板厚５０ｍｍで約１０℃／ｓの冷却速度が得られればよいことが記載され（上記〔２ａ〕参照）、また、板厚６０〜８０ｍｍでは、１０℃／ｓより数値がやや低くなること（上記〔２ｃ〕参照）、Ｌｏｗ　Ｆｌｏｗ水量と冷却速度との関係について、Ｈｉｇｈ　Ｆｌｏｗ水量が２０００又は５０００ｌ／ｍ２ｍｉｎ、ｈｉｇｈ　Ｆｌｏｗ時間が５又は１０ｓ、板厚が８０ｍｍの場合、冷却速度は、２５０〜１０００ｌ／ｍ２ｍｉｎの範囲のＬｏｗ　Ｆｌｏｗ水量によりあまり変わらず、６℃／ｓ程度であることが記載されている（上記〔２ｂ〕参照）。しかしながら、刊行物２には、この程度の冷却速度にすることによって、母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部ベイナイトになることは全く記載されていないから、刊行物１発明の低降伏点型高張力鋼板を製造する際の水冷条件によって、母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部ベイナイトになるとは認められない。
　刊行物３には、降伏比が８０％以下の６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法において、制御圧延の最終段階における圧延開始温度と圧延終了温度を規制して、微細なフェライトを均一に分散させると共に、冷却速度等の規定と相まって、強度の低下を防止し、また、母材の靭性を改善するため、Ｎ量を規制して島状マルテンサイトを少なくすることなどが記載されている（上記〔３ａ〕〔３ｃ〕参照）。しかしながら、刊行物３には、５９０Ｎ／ｍｍ２以上の強度と８０％以下の低降伏比を確保するために、母材のミクロ組織を５〜２０％の粒界析出フェライトと残部ベーナイトからなるとすることについて全く記載されていない。
　してみると、前記相違点（ロ）で示される本件発明１の「母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる」という特定事項は、刊行物２、３の記載に基づいて当業者が容易に想到し得たとすることはできない。
　
（１−２）刊行物３を主引例として
　刊行物３の上記〔３ａ〕には、「Ｃ：０．１８重量％以下、Ｍｎ：１．５０重量％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０重量％以下、Ｎ：０．００４重量％を含み、かつ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの少なくとも一種以上をその合計量が０．５０重量％以下含有し、残部が実質的鉄よりなる鋼材を厚板圧延する際、制御圧延の最終段階における圧延開始温度がＡｒ３以上でかつ圧延中のパス間時間が１分以内で圧延し、圧延終了温度をＡｒ３〜（Ａｒ３−４０度）とした後、ただちに３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２００℃以下に焼入れした後、Ａｃ１以下の温度で焼戻することを特徴とする降伏比が８０％以下の６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法。」と記載され、また、該製造方法の実施例である区分（４）の鋼について、上記〔３ｅ〕には、「化学成分（ｗｔ％）が、Ｃ：０．１３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．４０％、Ａｌ：０．０１８％、Ｎ：０．００２１％、Ｃｒ：０．１５％、Ｍｏ：０．１０％、残部：Ｆｅであり、板厚が６０ｍｍで、冷却開始温度８１０℃からの直接焼入れと６１０℃の焼戻しのプロセスにより製造されるもので、引張降伏強度（ＹＰ）が４４ｋｇｆ／ｍｍ２、引張強度（ＴＳ）が６０ｋｇｆ／ｍｍ２で、降伏比（ＹＲ）が７３％である」旨が記載されており、そのような製造方法により製造された「鋼板」の発明も記載されていると云えるから、刊行物３には、
「Ｃ：０．１３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．４０％、Ａｌ：０．０１８％、Ｎ：０．００２１％、Ｃｒ：０．１５％、Ｍｏ：０．１０％を含み、残部が実質的鉄よりなる鋼材を厚板圧延する際、制御圧延の最終段階における圧延開始温度がＡｒ３以上でかつ圧延中のパス間時間が１分以内で圧延し、圧延終了温度をＡｒ３〜（Ａｒ３−４０度）とした後、ただちに３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２００℃以下に焼入れした後、Ａｃ１以下の温度で焼戻することからなる製造方法により製造される板厚が６０ｍｍ、引張降伏強度が４４ｋｇｆ／ｍｍ２、引張強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ２で、降伏比が７３％である鋼板。」という発明（以下、「刊行物３発明」という）が記載されていると認められる。
　本件発明１と刊行物３発明とを対比すると、刊行物３発明における焼入れ性の指標ＤＩは、４０．９（ｍｍ）となり、また、「引張強度が６０ｋｇｆ／ｍｍ２で、降伏比が７３％である鋼板」は、「低降伏比高張力鋼板」と云えるから、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．１３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．４０％、Ａｌ：０．０１８％、Ｎ：０．００２１％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．１５％、Ｍｏ：０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ焼入れ性の指標ＤＩが４０．９（ｍｍ）である低降伏比高張力鋼板。」である点で一致するが、少なくとも次の点で相違する。
　相違点（ハ）：本件発明１は、「母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる」のに対し、刊行物３発明は、母材のミクロ組織が明りょうでない点。
　この相違点について検討するに、相違点（ハ）で示される本件発明１の特定事項は、前記相違点（ロ）と同じものであるから、前記（１−１）で述べたと同様の理由で、刊行物１、２の記載に基づいて当業者が容易に想到し得たとすることはできない。
　
（１−３）本件発明１についてのまとめ　
　本件発明１は、上記（１−１）、（１−２）のとおり、刊行物１又は刊行物３に記載された発明とは云えないし、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）本件発明２について
　本件発明２は、本件発明１を引用し、さらに「Ｃａ：０．００１〜０．０１０％を含有する」ことを規定したものであるが、前記相違点（ロ）で示される特定事項を具備する点で本件発明１と共通するから、本件発明１と同様に、刊行物１又は刊行物３に記載された発明とは云えないし、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。
　
（３）本件発明３乃至４について
　本件発明３乃至４の「低降伏比高張力鋼板の製造方法」における「低降伏比高張力鋼板」は、本件発明１乃至２の「低降伏比高張力鋼板」と同様に、前記相違点（ロ）で示される特定事項と同義の「５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる母材のミクロ組織」を有するものであるから、本件発明３乃至４は、本件発明１乃至２と同様に、刊行物１又は刊行物３に記載された発明とは云えないし、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．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方法によっては、本件発明１〜４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１〜４に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年８月１日（２００５．８．１）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた低降伏比高張力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％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０５〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式で求まる焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足し、母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなることを特徴とする大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板。
　　ＤＩ＝１．１６（Ｃ／１０）１／２・（０．７Ｓｉ＋１）・（３．３３Ｍｎ＋１）・（０．３５Ｃｕ＋１）・（０．３６Ｎｉ＋１）・（２．１６Ｃｒ＋１）・（３．００Ｍｏ＋１）・（１．７５Ｖ＋１）・（２００Ｂ＋１）・（２５．４）（ｍｍ）
　ただし、（３．３３Ｍｎ＋１）はＭｎ≦１．２％のときのみ適用。
　Ｍｎ＞１．２％のときは｛５．１（Ｍｎ−１．２）＋５．０｝に置き換える。
　【請求項２】さらに化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％を含有する請求項１記載の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板。
　【請求項３】請求項１または２記載の化学成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ上記式で求まる焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足する鋼片を熱間圧延後、９３０〜７００℃の温度から、１〜１０℃／ｓの冷却速度で６００℃〜室温まで加速冷却
し、５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる母材のミクロ組織と
　【請求項４】加速冷却後、６５０℃以下の温度で焼戻し処理を行う請求項３記載の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、主として建築構造物に使用される５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板において、低い降伏比と大入熱溶接熱影響部の優れた靱性を確保する技術に属するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　引張強さ５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板は、タンク、橋梁、ペンストック等に使用されてきたが、焼入れ焼戻しの熱処理によってマルテンサイトやベイナイト等の高硬度のミクロ組織の生成を利用しているため、降伏比（降伏強さ／引張強さ）が通常９０％以上と高く、塑性変形能が十分でなく、大地震時に十分な安全性を確保できないため、建築用としてはほとんど用いられなかった。
　【０００３】
　近年、建築構造物に対しては高層化、大スパン化の要求が強まり、従来の４９０Ｎ／ｍｍ２級鋼板から、より強度の高い５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板を使用しようとする動きが強まり、降伏比を８０％以下に低減した高張力鋼板が要求されるようになった。
　【０００４】
　この要求を満足する鋼板として、Ａｃ３点以上の温度からの再加熱焼入れ（Ｑ）あるいはＡｒ３点以上の温度からの直接焼入れ（ＤＱ）とＡｃ１点未満の温度での焼戻し（Ｔ）との組み合わせからなる従来の熱処理方法と異なり、この二つの熱処理の中間に、二相域温度（Ａｃ１点以上Ａｃ３点未満）からの焼入れ（Ｑ’）を施す新たな熱処理方法（Ｑ−Ｑ’−ＴあるいはＤＱ−Ｑ’−Ｔ）が開発された。この方法によれば、Ｑ’によって低硬度で延性に優れるフェライトが組織中に生成するため、低い降伏比が得られるのである。
　【０００５】
　【発明が解決しようとする課題】
　しかし、このような熱処理によって得られる低降伏比の５９０Ｎ／ｍｍ２級鋼板は、高層建築用として使用されるようになったが、次のような問題があり、改善が求められている。すなわち、建築用鋼板独特の入熱５０〜１００ｋＪ／ｍｍに及ぶ超大入熱溶接を適用した場合の熱影響部の靱性が確保しにくいという問題がある。
　【０００６】
　本発明は、引張強さ５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板において、８０％以下の低い降伏比を確保すると同時に、大入熱溶接時にも良好な熱影響部靱性が得られる大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板を提供することを目的とする。
　【０００７】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは、引張強さ５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高強度を確保しつつ、８０％以下の低い降伏比と超大入熱溶接時の優れた熱影響部靱性を確保するために、鋭意研究を行った結果、化学成分を調整し、さらに焼入れ性の指標ＤＩを限定し、母材のミクロ組織の粒界析出フェライト分率を限定し、残部がベイナイトである組織にすることによって、目標とする低降伏比高張力鋼板を得ることができるという新たな知見により本発明に至ったものである。
　【０００８】
　その要旨は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００２〜０．１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．０５〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％の内の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記式で求まる焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足し、母材のミクロ組織が５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトからなる大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板である。
　　ＤＩ＝１．１６（Ｃ／１０）１／２・（０．７Ｓｉ＋１）・（３．３３Ｍｎ＋１）・（０．３５Ｃｕ＋１）・（０．３６Ｎｉ＋１）・（２．１６Ｃｒ＋１）・（３．００Ｍｏ＋１）・（１．７５Ｖ＋１）・（２００Ｂ＋１）・（２５．４）（ｍｍ）
　ただし、（３．３３Ｍｎ＋１）はＭｎ≦１．２％のときのみ適用。
　Ｍｎ＞１．２％のときは｛５．１（Ｍｎ−１．２）＋５．０｝に置き換える。
なお、各成分は質量％である。
　【０００９】
　【００１０】
　さらに化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％を含有する上記の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板である。
　【００１１】
　上記の化学成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ上記式で求まる焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足する鋼片を熱間圧延後、９３０〜７００℃の温度から、１〜１０℃／ｓの冷却速度で６００℃〜室温まで加速冷却し、必要に応じて、加速冷却後、６５０℃以下の温度で焼戻し処理を行う大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板の製造方法である。
　【００１２】
　通常、建築以外の用途の５９０Ｎ／ｍｍ２級鋼板（以下、ＨＴ５９０という）では、入熱を数ｋＪ／ｍｍ程度の小入熱に抑えることによって熱影響部の組織を下部ベイナイトとし、問題のないレベルに熱影響部靱性を確保しているが、入熱５０〜１００ｋＪ／ｍｍもの超大入熱溶接の行われる建築用鋼板では、熱影響部組織は焼きが入っていない上部ベイナイトとなり、熱影響部靱性が非常に劣化する。これは上部ベイナイト中には非常に硬くて脆い島状マルテンサイトが生成し、脆性破壊の起点となるためである。
　【００１３】
　その対策として、（１）鋼の焼入れ性を低下させ、熱影響部の上部ベイナイト量を減少させ、靱性の良好なフェライト−パーライト主体の組織（上部ベイナイトよりもさらに焼きが入っていない組織）とすること、（２）逆に焼入れ性を増加させ、熱影響部を靱性の良好な下部ベイナイトとすることが考えられる。いずれのの場合にも、前述の島状マルテンサイトが減少するため、熱影響部靱性が改善されるのである。
　【００１４】
　しかしながら、（１）のフェライト−パーライト組織は一般にＨＴ４９０級鋼板の組織であり、そのような低い焼入れ性の鋼を用いてＨＴ５９０級の母材強度を確保することは容易ではないという問題がある。逆に、（２）の高い焼入れ性の鋼では、従来の製造法のままでは母材の降伏比が十分に低下しないという問題がある。したがって、本発明の要旨は、超大入熱溶接の熱影響部靱性確保のために鋼の焼入れ性を変化させた場合に、所定のＨＴ５９０級の母材強度と低い降伏比を確保するための化学成分、ミクロ組織、製造方法を具体的に提示することに他ならない。
　【００１５】
　まず、超大入熱溶接の熱影響部のミクロ組織を（１）フェライト−パーライト主体、（２）あるいは下部ベイナイト主体とするために必要な鋼の焼入れ性に関して検討を行った。用いた鋼の化学成分を表１に示す。ここではＣ量は０．０９％と固定し、合金元素の含有量を変えることにより、焼入れ性の指標であるＤＩを３０．５〜１３４．６ｍｍまで変化させた。この鋼を板厚６０ｍｍの鋼板に熱間圧延した後、入熱７０ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接を行い、ボンド（溶接線）部にノッチを入れたシャルピ衝撃試験と継手断面の硬さ測定を実施した。その結果を図１に示す。この図よりＤＩ値が５５．９ｍｍ以下、あるいは８３．８ｍｍ以上の範囲で熱影響部靱性が良好となることがわかる。一方、継手の中に軟化部が存在してもその幅が狭ければ、全体としての継手強度が５９０Ｎ／ｍｍ２は確保できるが、軟化幅が広くなると継手強度が不足する。先程の図１よりＤＩ値が４０．６ｍｍ未満では軟化部（断面の硬さがビッカース硬さで１５０を下回る部分）の幅が５ｍｍを超えることがわかる。以上のことから継手の靱性および強度確保の観点から、本発明のＤＩ値は４０．６〜５５．９ｍｍの範囲に限定する。一方、ＤＩ値が高めの場合に、その上限を９９．１ｍｍとする理由については後述する。
　【００１６】
　【表１】
　【００１７】
　次に、このような範囲に焼入れ性を設定した場合に、母材強度と低い降伏比を確保する観点からの検討結果について説明する。
　まず、焼入れ性の指標ＤＩを４０．６〜５５．９ｍｍと低めに設定した場合について説明する。前述したように、現状の低降伏比型ＨＴ５９０の製造方法として、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法が広く用いられているが、この製造方法のままでは強度確保が困難と予想されるため、種々の製造方法を適用した場合の強度、降伏比を調査した。用いた鋼の化学成分を表２に示すが、ＤＩ値は４５．７ｍｍである。また板厚は５０ｍｍである。製造方法としては、表３に示すように、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法と、熱間圧延後の加速冷却条件を変えた８種類の加速冷却法である。
　【００１８】
　製造方法ごとの母材の引張特性を図２に示すが、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法では強度が不足し、また、冷却速度の速い加速冷却▲１▼では降伏比が高いが、それを除いた製造法では、ＨＴ５９０として十分な母材強度と８０％以下の低い降伏比が得られている。このことより、このように鋼の焼入れ性を低下させた場合にも、加速冷却時の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を適切に制御することにより、低降伏比型ＨＴ５９０を製造できることが明らかである。
　【００１９】
　次に、焼入れ性の指標ＤＩを８３．８ｍｍ以上と高めに設定した場合について説明する。この場合には、従来の製造方法では低降伏比に不可欠の軟質のフェライト相が十分に得られず、降伏比の低減が困難と予想されるため、表４に示すようにＱ−Ｑ’−Ｔ法と、熱間圧延後の加速冷却条件を変えた６種類の製造方法で鋼板を製造し、母材特性を調査した。用いた鋼の化学成分を表５に示すが、ＤＩ値は９１．４ｍｍと１０１．６ｍｍであり、板厚は５０ｍｍである。その結果を図３に示すが、ＤＩ値が９１．４ｍｍでのＱ−Ｑ’−Ｔ法では降伏比が高すぎ、それ以外の製造方法では、十分な強度と低い降伏比が得られている。これに対して、ＤＩ値が１０１．６ｍｍでは、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法のみならず、いずれの加速冷却法においても降伏比が高すぎる。したがって、ＤＩ値の上限は９９．１ｍｍとする。以上より、鋼の焼入れ性を高めた場合でも、ＤＩ値を９９．１ｍｍ以下として加速冷却時の冷却開始温度、冷却速度、冷却停止温度を適切に制御することにより、低降伏比型ＨＴ５９０を製造できることが明らかである。
　【００２０】
　したがって、本発明鋼板は、熱間圧延後、冷却開始温度９３０〜７００℃、冷却速度１〜１０℃／ｓ、冷却停止温度６００℃〜室温の条件で加速冷却する。また、加速冷却後の鋼板の歪み除去のために行う焼戻し処理は、強度の低下や降伏比の上昇を防止するために６５０℃以下の温度で行う。
　【００２１】
　【表２】
　【００２２】
　【表３】
　【００２３】
　【表４】
　【００２４】
　【表５】
　【００２５】
　次に、母材のミクロ組織の限定理由について説明する。前述の種々の製造方法によって得られた鋼板の母材ミクロ組織を調査し、所定の強度と降伏比が得られたものと、得られなかったものとの相違点を調査した。その結果、目標を満足したＤＩ値４５．７ｍｍの表３の加速冷却▲２▼〜▲８▼のもの、およびＤＩ値９１．４ｍｍの表４の加速冷却▲２▼〜▲８▼のものは、いずれも粒界析出フェライトと残部がベイナイトである混合組織であることがわかった。これらのミクロ組織中の粒界析出フェライトの面積分率を測定した結果、５〜２０％の範囲であったことから、本発明ではミクロ組織として、５〜２０％の粒界析出フェライトと残部がベイナイトの混合組織であることを必須とする。ＤＩ値４５．７ｍｍの表３の加速冷却▲３▼の粒界析出フェライトの例を図４に示す。この粒界析出フェライトは、圧延後の空冷あるいは加速冷却中に、均一にオーステナイトの粒界から核生成し成長したものであり、オーステナイトの結晶粒界であった位置に環状に生成しており、本発明の特徴をなすミクロ組織である。
　【００２６】
　これに対し、表３の冷却速度の速い加速冷却▲１▼の場合には、粒界析出フェライトはほとんど認められず、ベイナイト主体の組織であった。一方、表３の強度の不足したＱ−Ｑ’−Ｔ法の場合には、図５に示すように、粒界析出フェライトは少なく、ポリゴナル（多角形）フェライトにベイナイトが混合した組織である。このポリゴナルフェライトは、二相域処理であるＱ’時に生成したものであり、上述の粒界析出フェライトと異なり環状に生成しているわけではなく、形態および生成機構がまったく異なるのである。
　【００２７】
　次に、本発明における化学成分の限定理由について説明する。
　Ｃは高張力鋼板としての強度を確保するために必要な元素であるが、含有量が０．０５％未満では、引張強さ５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の強度は得がたく、また、０．１５％を超えて添加すると耐溶接割れ性を害するので好ましくない。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．１５％の範囲とする。
　【００２８】
　Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、含有量が０．０５％未満ではこの効果は少なく、また、０．５０％を超えて過多に添加すると、溶接性、靱性を劣化させるので好ましくない。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。
　【００２９】
　Ｍｎは焼入れ性を向上させ、板厚内部の強度を確保するために必要な元素であるが、含有量が０．３０％未満ではこのような効果は十分に得られず、また、２．００％を超えて過剰に添加すると、溶接性、靱性を劣化させるので好ましくない。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜２．００％の範囲とする。
　【００３０】
　ＰおよびＳは、いずれも不純物として鋼板中に含有される元素であるが、その量が少ないほど母材および溶接熱影響部の靱性は良好となる。しかし過度に低減することは著しいコストアップをもたらす。したがって、Ｐ含有量は０．０１２％以下、Ｓ含有量は０．００３％以下とする。
　【００３１】
　Ａｌは脱酸元素であるが、含有量が０．００２％未満ではそのような効果は少なく、また、０．１０％を超えて添加すると、靱性の劣化をもたらす。したがって、Ａｌ含有量は０．００２〜０．１０％の範囲とする。
　【００３２】
　ＮはＡｌＮとして結晶粒の微細化に有効であるが、この作用は含有量が０．００２％未満では発揮されず、一方、０．０１０％を超えて含有すると、母材および溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．００２〜０．０１０％の範囲とする。
　【００３３】
　この他に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｔｉ、Ｃａを板厚、目標靱性および強度レベルに応じて１種または２種以上添加するものとする。
　【００３４】
　Ｃｕは固溶強化、析出強化による強度上昇に有効な元素であるが、含有量が０．０５％未満ではこのような効果を十分に発揮することができず、また、１．２０％を超えて添加すると熱間加工性が劣化し、鋼板表面に割れを生じやすい。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．２０％の範囲とする。
　【００３５】
　Ｎｉは靱性を向上させる効果があるが、含有量が０．０５％未満ではそのような効果は十分に発揮されず、また、１．００％を超えて過剰に添加するとスケール疵が発生しやすくなり、またコストアップとなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５〜１．００％の範囲とする。
　【００３６】
　Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるが、含有量が０．０５％未満ではそのような効果は十分に発揮されず、また、１．２０％を超えて添加すると溶接性を害する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．２０％の範囲とする。
　【００３７】
　Ｍｏは焼入れ性を高め、焼戻し軟化抵抗を増す元素であるが、含有量が０．０５％未満ではそのような効果は十分に得られず、また、１．００％を超えて過剰に添加すると、溶接性を劣化させ、コストアップにもなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５〜１．００％の範囲とする。
　【００３８】
　Ｖは少量の添加により、焼入れ性を増し焼戻し軟化抵抗を高める元素であり、その効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０８０％を超えて添加すると溶接性を害する。したがって、Ｖ含有量は０．００５〜０．０８０％の範囲とする。
　【００３９】
　Ｎｂは結晶粒微細化作用を有し、また直接焼入れ・焼戻しを行う場合には析出強化作用をもたらす元素である。その効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要であり、また０．０５％を超えて添加すると溶接性、靱性を劣化させる傾向にある。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５％の範囲とする。
　【００４０】
　Ｂは微量の添加で焼入れ性の向上をもたらす元素であるが、含有量が０．０００３％未満ではその効果は十分に得られず、また、０．００２５％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００２５％の範囲とする。
　【００４１】
　Ｔｉは脱酸作用、Ｎの固定化によるＢの焼入れ性向上効果の促進作用を有するが、含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が得られず、また、０．０２５％を超えると介在物の増加により靱性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。
　【００４２】
　Ｃａは非金属介在物の球状化作用を有し、材質の異方性の低減に有効な元素であるが、含有量が０．００１％未満ではその十分な効果は得られず、また、０．０１０％を超えて添加すると介在物の増加により靱性が劣化する。したがって、Ｃａ含有量は０．００１〜０．０１０％の範囲とする。
　【００４３】
　【発明の実施の形態】
　以下に、本発明の実施の形態例について説明する。本発明の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法は、上記のように、化学成分を調整し、焼入れ性の指標ＤＩが４０．６〜５５．９（ｍｍ）または８３．８〜９９．１（ｍｍ）を満足する鋼片を熱間圧延後、９３０〜７００℃の温度から、１〜１０℃／ｓの冷却速度で６００℃〜室温まで加速冷却することにより５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の低降伏比高張力鋼板を得ることができる。また、必要に応じて、加速冷却後、６５０℃以下の温度で焼戻し処理を行う。
　【００４４】
　表６および表７に示す化学成分を有するスラブを熱間圧延により板厚３２〜９０ｍｍの鋼板に圧延後、表８および表９に示す種々の製造条件で加速冷却したものである。これらの鋼板について母材の引張試験、ミクロ組織調査を行った。さらに溶接入熱５０〜９５ｋＪ／ｍｍでエレクトロスラグ溶接を行い、ノッチをボンド部に入れシャルピ衝撃試験を行った。継手形状、ノッチ位置は図１と同じである。試験結果および調査結果を表８および表９に併記する。なお、表７および表９は比較鋼である。
　【００４５】
　表８から明らかなように、本発明による鋼板Ａ〜Ｐは、いずれも５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の引張強さと８０％未満の低降伏比を有しているだけでなく、入熱５０ｋＪ／ｍｍ以上の超大入熱溶接部の熱影響部のｖＥ０（０℃でのシャルピ衝撃吸収エネルギー）も７０Ｊ以上の良好な値を示している。
　【００４６】
　これに対して、表９に示す比較鋼板のＱは焼入れ性の指標ＤＩが３２．８ｍｍと小さいため、粒界析出フェライト分率が３０％と高く強度が低い。比較鋼板のＲは焼入れ性の指標ＤＩが７３．２ｍｍと大きいため、粒界析出フェライト分率は０％で降伏比が高く、熱影響部のｖＥ０も低い。比較鋼板のＳは冷却速度が速いため、粒界析出フェライト分率は０％で降伏比が高い。比較鋼板のＴは冷却停止温度が高いため、粒界析出フェライト分率が２３％と高く強度が低い。比較鋼板のＵは冷却開始温度が低いため、粒界析出フェライト分率が３７％と高く強度が低い。比較鋼板のＶは焼入れ性の指標ＤＩが１０８．５ｍｍと大きすぎるため、粒界析出フェライトが少なく、降伏比が高い。比較鋼板のＷは冷却速度が速いため、粒界析出フェライト分率は０％で降伏比が高い。比較鋼板のＸ、Ｙは冷却開始温度が低く、冷却速度が遅いため、粒界析出フェライトが多く、強度が低い。なお、本発明は本実施例のみに限定されるものではない。
　【００４７】
　
【表６】
　【００４８】
　【表７】
　【００４９】
　
【表８】
　【００５０】
　【表９】
　【００５１】
　【発明の効果】
　以上述べたところから明らかなように、本発明鋼板は引張強さ５９０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板において、８０％以下の低い降伏比を有するとともに、大入熱溶接時にも良好な熱影響部靱性を確保することができるため、大地震時には十分な塑性変形能を示し、また、建築用鋼板独特の入熱５０〜１００ｋＪ／ｍｍに及ぶ超大入熱溶接を適用することも可能である。したがって、本発明の大入熱溶接部の熱影響部靱性が優れた低降伏比高張力鋼板は高層建築用鋼板に適したものである。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　熱影響部靱性および継手軟化に及ぼす焼入れ性の指標ＤＩの影響を示す図である。
　【図２】
　製造方法と強度との関係を示す図である。
　【図３】
　製造方法と強度との関係を示す図である。
　【図４】
　加速冷却法による母材の顕微鏡組織を示す写真である。
　【図５】
　Ｑ−Ｑ’−Ｔ法による母材の顕微鏡組織を示す写真である。