【事件の表示】
　特許第３２１２３３７号「溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法」の請求項１、２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３２１２３３７号の請求項１ないし２に係る特許を取り消す。
理　由
   理　　　由
１．手続きの経緯
　本件特許第３２１２３３７号の手続きの経緯は次のとおりである。
　　特許出願　　　平成　４年　１月　７日
　　設定登録　　　平成１３年　７月１９日 　
　　特許異議申立（申立人　株式会社神戸製鋼所、請求項１、２に対して）
　　　　　　　　　平成１４年　３月２２日
　　取消理由通知　平成１４年　６月１８日付
　　　　　　　　（平成１４年　６月２８日発送）
　　訂正請求　　　平成１４年　８月２７日
　　異議意見書　　平成１４年　８月２７日
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の要旨
・訂正事項１：特許明細書の特許請求の範囲の請求項１における「C:0.04〜0.11％」を「C:0.055〜0.11%」に訂正する。
・訂正事項２：明細書の段落0007における「C:0.04〜0.11％」を「C:0.055〜0.11%」に訂正する。
・訂正事項３：明細書の段落0018における「Cの下限0.04%は、」を「Cの下限0.055%は、」に訂正する。
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
　訂正事項１は、請求項１（及びこれを引用する請求項２）において、C含有量の下限「0.04%」を「0.055%」に限定するものであるから、この訂正は特許請求の範囲の減縮を目的とするものである。
　そして、その訂正の根拠は、実施例として記載した出願当初の明細書の段落0034表１-１における鋼１のC含有量の記載に基づくものである。
　訂正事項２、３は、上記訂正事項１による訂正後の特許請求の範囲における記載と整合させるために、明細書の段落0007及び0018におけるC含有量の下限の記載を上記と同様に訂正するもので、明りょうでない記載の釈明を目的とするものである。
　そして、これらの訂正事項１〜３は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り、実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
２−３．訂正の適否についての結論          
　以上のとおりであるから、上記訂正請求は、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項乃至３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
３．異議申立理由及び取消理由についての判断
３−１．本件発明
　本件特許３２１２３３７号の請求項１、２に係る発明は、訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１、２に記載された下記のとおりのものである。
（請求項１）
「重量比で、C:0.055〜0.11%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.6%、P:0.03%以下、S:0.01%以下、Cu:0.90〜1.50%、Ni:0.30〜2.0%、Mo:0.20〜0.60%、Ti:0.005〜0.025%、Al:0.06%以下、N :0.005%以下、
かつ、
PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60十Cr/20+Mo/15+V/10+5B（%）が0.28%以下、
　残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にBを含有しない鋼を熱間圧延後、Ac3点以上950℃以下に加熱して焼入れし、さらに760〜870℃に再び加熱後、焼入れ、引続きAc1点以下の温度に加熱して焼戻処理することを特徴とする溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。」
（請求項２）
「重量比で更に、V:0.01〜0.10%、Cr:0.05〜0.7%、Ca:0.0005〜0.005%の一種または二種以上、
かつ、
PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60十Cr/20+Mo/15+V/10+5B（%）が0.28%以下、
を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。」
３−２．異議申立ての理由及び取消し理由
　本件請求項１、２に係る発明は、特許異議申立人株式会社神戸製鋼所の提示した各刊行物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、２に係る発明についての特許は、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り、本件特許は取り消されるべきものである。
３−３．引用された刊行物に記載の事項
◎甲第1号証の１：特開平３−２６００１１号公報
　溶接性および低温靱性にすぐれた高張力鋼の製造方法の発明に関して、
・摘示１−１：「近年、・・・構造物は大型化して、使用鋼材が厚肉し、より安全性確保が重要課題である。　したがって、これらに使用される鋼材には、構造上、高溶接性でかつ高靭性が要求されて・・・いる。従来、・・・引張強さが80kgf/mm2以上の溶接性にすぐれた高張力鋼（以下HT80と呼ぶ）の製造方法として、〔B〕を微量添加して、その焼入性向上効果を利用する方法がある。・・・一方、〔B〕を使用しない高強度鋼を製造する方法としては、Cuの析出硬化を利用したNi-Cu鋼（ASTM規格の710鋼）が知られて・・・いる。しかし、〔B〕の焼入れ性向上効果を利用する方法は、確かに・・・溶接性は向上するが、溶接時の予熱を完全に省略するまでは至っていない。・・・一方、Cuによる析出硬化を利用する方法は、・・・80kgf/mm2級鋼においては、強度および靭性が不十分であり、安全性に問題があった。」（第2頁左上欄第4〜同頁左下欄末行参照）が記載されている。
・摘示１−２：「本発明者らは、高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれた厚肉HT80鋼を開発することを目的に、」（第2頁右下欄第2〜4行）が記載されている。
・摘示１−３：「鋼成分およびその製造方法について種々実験した結果、低炭素鋼でも、小入熱溶接時の溶接HAZ硬さには〔B〕が著しく影響し、〔B〕を0.0002%以下（実質的にB無添加）とし、更に〔C〕を0.05%以下として、これを組み合わせることにより著しく溶接HAZ硬さが低下できることを知見した。　又、更に、低CでかつB無添加をベースにした厚肉材の板厚方向に対し、均一な高強度高靭性を得るには、上部ベイナイト組織が生成しても、紬粒化とCuによる析出硬化を利用することが有効であり、加熱、圧延、冷却、熱処理方法などを組合わせることにより、目的の鋼が製造できることを知見した。　本発明は、このような知見に基づいて構成したもので、・・」（第2頁右下欄第4〜19行）が記載されている。
・摘示１−４：「重量%でC:0.02〜0.05%、Si:0.02〜0.5%、Mn:0.4〜1.5%、Cu:0.5〜2.0%、Ni:0.5〜4.0%、Mo:0.20〜1.5%、Ti:0.005〜0.03%、Al:0.01〜0.08%、B:0.0002%以下、N:0.01%以下　残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を1000℃〜1200℃に加熱した後、熱間圧延においてオーステナイトが再結晶しない温度域で累積圧下率50％以上となるように圧延を行った後、Ａｒ３点以上の温度から水冷を開始し、250℃以下の温度で停止する焼入れ処理を行いその後さらにＡｃ３点からＡｃ３＋100℃の間に再加熱した後、焼入れし、続いてＡｃ１点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする溶接性および低温靱性にすぐれた高張力鋼の製造方法。」（請求項１）、
「重量％でCr:0.05〜1.0%、V:0.005〜0.10%、Nb:0.005〜0.05%からなる強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあるCa:0.0005〜0.005%の一種又は二種以上を含有する請求項１記載の溶接性および低温靱性にすぐれた高張力鋼の製造方法。」（請求項２）が記載されている。
・摘示１−５：「Ｃ：Ｃは焼入性を向上させ強度を容易に上昇させるのに有効な元素である。反面、本発明の目的である溶接性および耐応力腐食割れ性に対しては影響を与える元素である。すなわち、第１図に示すように、特にＢなし（≦0.0002％）の場合にＣを0.05％以下とする時に溶接ＨＡＺ硬さが著しく低下する。又、Ｃが0.05％を超えると溶接ＨＡＺが硬化し、溶接性が低下すると共に応力腐食割れ感受性も高める。」（第３頁左上欄末行から２行目〜右上欄７行）、
「Ｃｕ：ＣｕはＨＡＺ靱性を損なわずに強度を上昇させることが可能で本発明の重要な元素である。低Ｃをベースにした本発明鋼においては、焼入性の低下を補うため、焼入処理後の焼戻し処理においてＣｕの析出硬化により強度を確保することから０．５％以上必要である。しかし、２．０％超添加しても強度は飽和し、かえって靱性の低下をきたすため２．０％を上限とした。」（第３頁右上欄末行から２行目〜左下欄第６行）、
　「Ｔｉ：Ｔｉはオーステナイト粒の粗大化を防ぎ、かつＨＡＺ靱性向上の面から不可欠な元素である。」（第３頁右下欄６〜7行）、
　「上記の成分の他に不可避的不純物としてP,S等は、本発明の特性である靭性を低下させる有害な元素であるから、その量は少ない方がよい。好ましくはP≦0.010%、S≦0.005%である。」（第４頁右上欄第6〜9行）が記載されている。
◎甲第２号証の１：「ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ」（社団法人　日本鉄鋼協会発行、材料とプロセス）、第4巻（1991年）、第758〜761頁]
　「建築用新性能厚鋼板の開発」と題する論文において、
・摘示２−１−１：「２．最近の建築用鋼材の需要動向（低ＹＲ高強度鋼の要求）」の項に「高層化、巨大空間を採用した新構造形式等の建築物では、巨大な荷重を支える柱が必要となるため厚手化、高強度化が必要である。しかし、Fig.1に示すように従来鋼では(1)溶接性劣化・・・、(2)高ＹＲ・・・が問題となるため、(1)厚手（４０〜１００mm）、(2)高強度、(3)低ＹＲ、(4)良溶接性・・・等の性能を備えた新しい鋼種の開発が必要である。」（第758頁20〜25行、なお、この記載中の○で囲まれた番号は表記の都合で上記のように表現した。）、
　「３．低ＹＲの効果」の項に「低ＹＲ鋼は塑性変形能力が高く、耐震性能上優れていることは数多く報告されている。」（第759頁2行）、
　「４．低ＹＲ高強度鋼開発の基本的な考え方」の項に「(1)厚肉で高強度な鋼材を考えた場合、従来製造法ではTable2.のようになる。性能的には１．高ＹＲ、２．溶接性劣化、の問題がある。・・・(2)このため低ＹＲ高強度鋼を製造する場合、新鋼種の開発が必要となる。・・・(3)・・・従来鋼では高強度化するとＹＲが高く、特にＱＴ法で製造するＨＴ５９０以上の高強度材のＹＲが高いが、本開発鋼ではＨＴ７８０クラスでもＹＲが低く制御されていることがわかる。」（第759頁6〜17行、なお、この記載中の○で囲まれた番号は表記の都合で上記のように表現した。）と記載され、Table2.が示されている。
・摘示２−１−２：「４．低ＹＲ高強度鋼開発の基本的な考え方」の項（４）に「Fig.5にHT５９０におけるフェライト面積率(ミクロ写真観察による)のYRに対する影響を示すがフェライト量の増大によりYRが低下する。これはＬ処理やＤＬ処理（L：Lamellarizing,DL：Direct Lamellarizing,Fig.9参照）でＡ３〜Ａ１点の二相域から水冷し、下記ミクロ組織を生成することによる。  (1)固溶硬化や転位硬化等が低減し降伏し易いフェライトが生成　(2)水冷前のオーステナイトに〔C〕等の元素が濃化し高硬度なべイナイト（マルテンサイト）が生成」（第760頁第1〜10行、なお、この記載中の○で囲まれた番号は表記の都合で上記のように表現した。）と記載され、Fig.5が示されている。
・摘示２−１−３：「５．開発・製造結果」の項に「ＨＴ５９０（板厚80mm），ＨＴ７８０（板厚30mm）：新開発鋼の製造結果をTable5に示す。ミクロ組織（Photo2,3参照）はベイナイト＋フェライト複合組織で、従来のＱ−Ｔ（QuenchTempered）法に対し、Ｑ−Ｌ−Ｔ（L:Lamellarizing→Ac1〜Ac3点の二相域に加熱後水冷）やＤＬ−Ｔ（DL：Direct Lamellarizing→圧延直後Ar3〜Ar1点の二相域から水冷）法により製造した。従来鋼では不可能であった低ＹＲを達成し母材・溶接継手特性共良好である。」（第761頁第1〜5行）と記載され、table5.が示されている。
◎甲第２号証の２：「溶接学会論文集」　第3巻（1985年）、第3号、第589〜595頁
　「鋼の降伏比が構造性能に及ぼす影響」と題する論文において、
　「鋼のσYとσＴの比、すなわち降伏比（以下　YR;Yield Ratioと略記する）は、高強度材ほど高くなる傾向にあり、そうした傾向は焼入れ焼もどし（ＱＴ）型の調質鋼において著しい」（第590頁左欄第4〜7行）、
　「材料の低降伏比化には、次の二つの方向が考えられる。すなわち，(1)引張強さを一定に保ちつつ,降伏応力（耐力）を下げる，(2)降伏強さを一定値確保しつつ,引張強さを上げる,の2方向である。ここでは,・・・前者の方向の場合について・・・考察する。」（第590頁左欄第32〜39行、なお、この記載中の○で囲まれた番号は表記の都合で上記のように表現した。）、
　「設計の基準となる強度レベルは最低限保証することが必要であるが,それを満たしつつ,材料を低降伏比にすることは,変形能や耐破壊性能の向上をもたらし,構造安全性向上に有効であるといえる。」（第592頁左欄第27〜30行、なお、この記載中の○で囲まれた番号は表記の都合で上記のように表現した。）、
　「降伏比を下げるには,鋼中の転位を動き易い状態に実現してやることが必要である。従来の80キロ鋼の成分系を大きく変えない，あるいは添加成分を少なくできる方向でYRを低くするには,従来の結果から・・・YRの高いマルテンサイト中にYRの低いフェライトを含有させるという手法,が考えられる。」（第593頁左欄第14〜27行）、
　「80キロ鋼で前述のように低強度のフェライトの混在を実現する手段としては,二相域焼入れ（α+γ混合状態温度域からの焼入れで,以後Ｑ′と書く）による混合組織の形成が有用であることが従来より知られている。」（第594頁左欄第27〜30行）と記載され、
　そして、Fig.10に示す鋼（C:0.10%、Si:0.26%、Mn:1.00%、P:0.011%、S:0.003%、Cu:0.26%、Ni:0.93%、Cr:0.53%、Mo:0.33%、V:0.04%、B:0.0011%）を用い、Q-Q'-T処理及びQ-T処理を行い、その結果がFigll.に示されている。
◎甲第２号証の３：日本金属学会会報、第14巻、第9号、第689〜697頁（1975年）
　「鋼における混合組織と靱性」と題する論文において、
　Ｎｉ鋼の熱処理を示す図14（a）においてAc3点以上に加熱した後で焼入れし、Ac1点以下の温度で焼戻しする方法（すなわちQT処理）や、図14（d）においてAc3点以上に加熱した後で焼入れし、再びAc1点以上Ac3点以下の温度に加熱して焼入れし、その後Ac1点以下の温度で焼戻しする方法（すなわちQLT処理）が示され、図18においてQT処理した場合及びQLT処理した場合の降伏強さ（YS）及び引張強さ（TS）が以下の表のようになると示したうえで、「この処理（すなわちQLT処理の意）により,引張強さ,降伏強さ,降伏比は減少し、一様伸び,全伸びが増加する．（図18）」（第694頁右欄第8〜9行）と記載されている。
　また図17において、QT処理の場合のvE‐196は約1〜3kg-m程度にあるのに対して、QLT処理の場合のvE‐196は約7〜20kg-m程度になることを示したうえで、「靭性向上の効果は、低温で安定な残留オーステナイトの存在,焼戻し脆性の抑制,フェライト地の十分な回復をあげている．」と記載されている（第694頁右欄第10〜12行）。
◎甲第３号証：鉄鋼界、平成2年2月号
　「最近の建築用鋼材の開発動向」と題する論文において、
・摘示３−１：最近注目される(高層)建築向け製品として「TMCP鋼」が紹介されており、この「TMCP鋼は、平成元年3月、建設省の一般設定を高炉5社で取得し、より建築物に使い易くなっている。その性能上のメリット（第1〜3表）は、・・・溶接割れ感受性組成が低いため、予熱・線状加熱などの規制緩和が可能である。」（第25頁右欄第8〜15行）、前記第1表において、前記溶接割れ感受性組成とは「C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B」を意味すること、及び「××-33」鋼や「××-36」鋼においては0.24以下〜0.27%以下にすることが示されている。
・摘示３−２：「(2)降伏比ＹＲが低い鋼材」の項に「1981年に建築基準法（新耐震設計法）が施行されて以来、建築物の塑性変形能力、すなわち靱性が重要な因子となった。鋼部材の塑性変形能力を確保するためには、ＹＲ（降伏強度／引張強度）をある程度低く押さえておくことが重要である。」（第24頁右欄第5〜9行）が記載されている。
（以下、甲第１号証の１、甲第２号証の１〜３を各甲１の１、甲２の１〜３という。）
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
３−４．判断
３−４−１．本件請求項１に係る発明について
３−４−１−１．
　本件請求項１に係る発明（以下、これを「本件発明」という。）は、従来の７９０N／mm２級高張力鋼については、７９０N／mm２級高張力鋼（以下ＨＴ８０と言う）はＢ添加鋼を焼入焼戻処理することによって製造していたが、Ｂ添加ＨＴ８０は溶接性の指標であるＰｃｍが低く抑えられるにもかかわらず、その溶接性はＨＴ６０に比較して著しく劣り、特に小入熱溶接時にＨＡＺの硬化が著しいため溶接施工時に予熱をする必要があること、また、耐震用高張力鋼には低い降伏比が要求されるが、焼入焼戻組織のＨＴ８０は降伏比が高く、耐震性に劣ること、さらに、厚肉鋼板では低温靱性に限界があることなどの問題があった（本件明細書段落0002〜0005参照）のに対し、「ＨＴ８０の溶接性や降伏比を画期的に改善するには、Ｃ量の低減とＢフリー化（Ｂ無添加）が必須である。しかし、このような焼入性の低い鋼では、優れた強度・靭性バランスが得られないため、微量Ｔｉ添加、熱処理条件の最適化による結晶粒の微細化とＣｕの析出硬化によって良好な強度、靭性を確保する必要がある。」（同段落0008）、「ＴｉはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および熱処理時のγ（オーステナイト）粒の粗大化を抑制して、低温靭性を大幅に改善する。一方、Ｃｕ析出物は純Ｃｕ（ε−Ｃｕ）の形態を有し、低Ｃ，Ｎ鋼でも析出硬化に有効である。このため本発明鋼ではＴｉ添加による結晶粒の微細化とＣｕ添加による析出硬化を同時に効率よく達成できる。また鋼をＣｕによって析出硬化させても、結晶粒が微細化であれば建築用として十分な延靭性が得られる。ＨＴ８０としての強度を得るために必要な最小のＴｉおよびＣｕ量はそれぞれ０．００５％、０．０９０％である。しかし、これらの元素の過剰な添加は溶接性を害するため、Ｔｉ，Ｃｕ量の上限はそれぞれ０．０２５％、１．５０％に制限しなければならない。」（同段落0009〜0011）、「前述のようなＣｕ析出硬化を十分に発揮させて高強度化し、かつ優れた低温靭性、低降伏比と適当な延性を得るには、製造法が適切でなければならない。このため熱間圧延後の熱処理条件を限定する必要がある。まず最初の加熱温度をＡｃ３点以上に限定する。これは鋼を完全にγ化させ溶体化した後、焼入れるためである。・・・続いて７６０〜８７０℃に再加熱後、再び焼入れし、Ａｃ１以下の温度に再加熱して焼戻処理する。７６０〜８７０℃に再加熱・焼入れする理由は、降伏比の低減と靭性改善のためである。・・・焼戻処理は鋼の靭性改善と溶接、応力除去処理などによる軟化を防止するために必須である。しかし、その温度がＡｃ１点を超えると強度が著しく低下するので、Ａｃ１点以下としなければならない。」（同段落0012〜0016）等の解決手段を採用し、具体的には請求項１に記載の、所定成分組成とＰｃｍ値を有し、実質的にＢを含有しない鋼に対して、所定の製造法熱処理を施す構成としたもので、本件製造法により、優れた溶接性と低温靱性、更に優れた耐震性を有するＹＲ８５％以下の低降伏比厚肉高張力鋼（同段落0006）が得られるのである。　　
３−４−１−２．
　一方、甲１の１に記載の発明は、従来技術としてＨＴ８０が有する問題点や課題（摘示１−１）に対して、高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれた厚肉ＨＴ８０鋼を開発すること（摘示１−２）を目的にしており、鋼成分およびその製造方法について種々検討した結果、高強度高靱性で、実質的にＢ添加なしで溶接ＨＡＺ硬さを低減した、厚肉高張力鋼が製造できることを知見した（摘示１−３）ものである。
　本件発明と甲１の１に記載の発明を対比すると、本件発明の特許権者が、特許異議意見書の第３頁１４〜１７行でも述べているように、両者の鋼成分組成は、溶接性を向上するために低Ｃ、Ｂ無添加とし、その焼入性低下を補うために、焼入れ処理後の焼戻し処理においてＣｕの析出硬化により強度を確保し、また、Ｔｉ添加によりオーステナイト粒の粗大化を防ぎ、かつＨＡＺ靱性の向上を図る点で同じ技術思想のものである。
　そして、甲１の１鋼の化学組成を示す摘示１−４、ＣとＢに関する摘示１−３、Ｃ、Ｃｕ，Ｔｉ，Ｐ，Ｓに関する摘示１−５及び実施例の第１表の特に鋼Ａ或いはＧによれば、甲１の１の鋼成分の添加・規制理由及びそれらの規定値は本件発明のそれと共通或いは重複している。
　しかしながら、鋼組成に関して、本件発明は、Ｐcmについて、本件発明では、Ｐcmが０．２８％以下と規定するのに対して、甲１の１に記載のものでは、Ｐcmの規定がない点、及びＣ量について、本件発明では、Ｃ量を０．０５５〜０．１１％と規定するのに対し、甲１の１の摘示１−４（特許請求の範囲における請求項１、２）では、０．０２〜０．０５％と本件のものよりも若干少ない値である点で相違している。
（以下、この点を「相違点１」という。）
　また、製造法の熱処理工程に関して、本件発明では、鋼を熱間圧延後、Ａｃ3点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して焼戻処理しているのに対して、甲１の１に記載のものでは、「７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ」の処理がなされていない点で相違する。
（以下、この点を「相違点２」という。）
３−４−１−３．
　以下、鋼材料に関する相違点１について検討する。
　まず、Ｐｃｍについて、
　甲１の１には、Ｐｃｍの規定はなされていないが、Ｐｃｍとは、甲３に記載のように溶接割れ感受性組成として知られた溶接性のための指標であり、甲３の第１表成分鋼では0.24以下〜0.27%以下にする必要があると記されるように、溶接性の観点からＰｃｍの値を低くする必要があることは周知の事項である。
　本件発明も、「鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このためＰｃｍの値を０．２８％以下に限定する。・・Ｂ無添加鋼では、Ｐｃｍが０．２８％以下であれば、優れた溶接性の確保が可能である」（段落0031）と記載のように、溶接性確保の観点から上限値を規定している。
　そして、甲１の１に例示の鋼材料でも、本件発明と同様に溶接性の向上を目的とする（摘示１−１〜１−５）以上、この値は当然に考慮されるものであり、この甲１−１の第１表に例示の鋼のＰｃｍ（注２も参照）も９例中７例までが本件規定の０．２８％以下の値を満足している。（ちなみに、残る２例のＰｃｍ値は０．２９％である。）
　したがって、本件発明のようにＰｃｍの数値を０．２８％以下と規定することは当業者が適宜になし得るものである。
　次に、Ｃ量に関して、本件発明は「ＨＴ８０の溶接性や降伏比を画期的に改善するには、Ｃ量の低減とＢフリー化（Ｂ無添加）が必須である。・・・」（同0008）と記載のように低Ｃ、Ｂ無添加にする考え方は甲１の１のものと同様であるが、「Ｃの下限０．０５５％は母材及び溶接部の強度確保ならびにＶ添加時にこれらの効果を発揮させるための最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接性の著しい劣化を招く」（同0018）ので、本件発明では強度確保及び炭窒化物析出のためにＣ０．０５５％を下限値としている。
　他方、甲１の１では、Ｃの上限値を本件発明の下限値よりも若干低めの０．０５％としているが、その理由は次のとおりである。
　甲１の１には、「Ｃは焼入性を向上させ強度を容易に上昇させるのに有効な元素である。反面、本発明の目的である溶接性および耐応力腐食割れ性に対しては、影響を与える元素である。すなわち、第１図に示すように、特にＢなし（≦0.0002%）の場合にＣを0.05%以下とする時に溶接ＨＡＺ硬さが著しく低下する」（摘示１−５）と記載されており、このＣの添加理由及び限定理由は本件発明と格別異なるところはないが、Ｂ無添加鋼の場合、Ｃ量０．０５％未満でＨＡＺ部硬さに関する溶接性を”著しく”改善するからである。
　しかして、上記の”著しく”という点に拘らなければ、Ｃ量０．１１％程度までの溶接性の結果を示す甲１の１の第１図から明らかなように、Ｃ量が約０．０８％以下程度であれば、Ｂ添加鋼に比べて溶接性は改善されることを教示しており、これは本件発明の規定範囲と重複している。
　したがって、本件発明のようにＣ量を０．０５５〜０．１１％と定めることに格別の困難性は認められない。
３−４−１−４．
　次に、鋼製造法の熱処理工程に関する相違点２について検討する。
　本件発明では、熱間圧延後、「Ａｃ3点以上９５０℃以下に加熱して焼入れする」いわゆるＱ処理と、「Ａｃ１以下の温度に加熱して焼戻処理する」いわゆるＴ処理との間に、「７６０〜８７０℃に再加熱後、焼入れする処理」を採用しているが、本件発明でこの処理を行う理由は、「耐震用高張力鋼には低い降伏比が要求されるが、焼入焼戻組織のＨＴ８０は降伏比が高く、耐震性に劣る」（段落0004）という問題・課題に対し、「降伏比の低減と靭性改善」（段落0014）のためである。
　しかしながら、甲２の１の摘示２−１−１や甲３の摘示３−２の記載によれば、本件出願当時、構造物に使用する厚肉鋼板は、高張力、溶接性を満足しているのみならず耐震性の点から低降伏比であることも望まれていたこと、そして、従来のＱ−Ｔ熱処理法でＨＴ８０級を含む厚肉高張力鋼を製造すると高降伏比や溶接性劣化の問題があることは当業者間において既に広く知られていたものと認められる。
　そして、上記問題を解決するための手段としての低降伏比高張力鋼の製造技術も本件出願前に既に開発されている。
　即ち、甲２の１の摘示２−１−１〜同２−１−３には、厚肉高強度鋼材に対する従来のＱ−Ｔ処理法ではベイナイト組織であって降伏比が大きかったのに対して、Ａｃ１〜Ａｃ３点の二相域に加熱後水冷する、いわゆる、Ｌ処理することによって一部フェフイト化すれば、すなわちベイナイト+フェフイト組織にすれば、低降伏比が達成でき、しかも残りのベイナイト組織にはＣ等が濃化されてさらに高硬度になるため、フェライト生成量に比べれば強度はさほど低下せず、高強度材が得られること、及び、開発製造結果として、ＨＴ６０ＧｒａｄｅのＢ無添加鋼やＨＴ８０ＧｒａｄｅのＢ添加鋼を用いて（Table5.参照）、Ｑ−Ｌ−Ｔ処理、すなわち従来法のＱＴ法に二相焼き入れ処理Ｌを挿入付加することにより、高張力鋼の低ＹＲ化が達成できることが示されている。
　また、甲２の２の、80キロ級鋼で降伏比を下げるために、低強度のフェライトの混在を実現する手段としては、二相域焼入れ（α+γ混合状態温度域からの焼入れ）による混合組織の形成が有用であることが従来より知られており、Fig.11（b）には、Ｑ−Ｔ処理した場合の降伏比ＹＲは約90〜95%程度であるのに対して、Ｑ−Ｑ’−Ｔ処理（甲２の２のＱ’処理と甲２の１のＬ処理は同じであるから、Ｑ−Ｌ−Ｔ処理と同じ)すると　降伏比ＹＲは約80〜87%程度に下げることができることが示されている。
　さらにまた、甲２の３にも、鋼をＡｃ３点以上に加熱した後で焼入れし、再びＡｃ１点以上Ａｃ３点以下の温度に加熱して焼入れし、その後Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする方法（すなわちＱ−Ｌ−Ｔ処理）によれば、降伏比が低下する等のことが示されている。
　ところで、本件発明の製造法でいう「７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼き入れ」とは、本件明細書の段落0014の記載「７６０〜８７０℃の（γ＋α）２相域に再加熱・焼き入れを行う。」からも明らかなように「Ａｃ１〜Ａｃ３点の二相域に加熱後水冷する」いわゆる「Lamellarizing処理」を意味
しているから、これは上記の甲２の１や甲２の３の「Ｌ処理」、或いは、甲２の２の「Ｑ’処理」と何ら異なるところはない。
　してみれば、甲２の各証拠に例示のように、本件発明が対象とするＨＴ８０級高張力鋼に対して要求される課題のみならず、その技術的解決策も既に知られているのであるから、この教示に従い、ＨＴ８０級の甲１の１の合金設計からなるＱ−Ｔ処理鋼に、Ｌ処理挿入付加の手法を、同様な課題目的のもとに適用することは、当業者が格別の創作力を要することなく、容易になし得たものと認められる。
３−４−１−５．
　そして、本件発明の構成とすることによる効果も、甲１の１の試験結果を表す第３表の引張強度、降伏強さ及び低温靱性の各数値、並びに、Ｌ処理付加による公知の作用効果を考慮すれば、当然に予期しうる程度のものを確認したにすぎないものと認められる。
３−４−２．本件請求項２に係る発明について
　本件請求項２に係る発明は、鋼成分として本件請求項１に係る発明（即ち、前記の本件発明）の鋼に、強度、靱性等の特性向上のために「重量比で更に、V:0.01〜0.10%、Cr:0.05〜0.7%、Ca:0.0005〜0.005%の一種または二種以上」を有すると規定されているが、摘示１−４後段のように甲１の１の請求項２には、甲１の１の請求項１に記載の鋼にさらに、本件と同様な目的で「重量%で　Cr:0.05〜1.0%　V:0.005〜0.10%　・・からなる強度改善元素群、又は介在物形態制御作用のあるCa:0.0005〜0.005%の一種又は二種以上を含有」させることが記載されており、これは本件請求項２に係る発明の上記組成の規定を満足している。
　したがって、本件請求項２に係る発明も本件請求項１に係る発明と同様に判断される。
　
４．むすび
　以上のとおりであるから、本件請求項１〜２に係る発明は、上記の異議申立人が提示した刊行物である甲１の１、甲２の１、甲２の２、甲２の３及び甲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であるから、本件請求項１、２に係る発明についての特許は、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、同法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。
【異議決定日】
平成１５年２月６日（２００３．２．６）
【訂正の要旨】
　▲１▼　訂正事項ａ
　特許請求の範囲の、
　「【請求項１】　重量比で、
　　Ｃ　：
０．０４
　　Ｓｉ：０．５％以下、
　　Ｍｎ：０．８〜１．６％、
　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、
　　Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、
　　Ｎｉ：０．３０〜２．０％、
　　Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
　　Ａｌ：０．０６％以下、
　　Ｎ　：０．００５％以下、
かつ、
　　ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下、
　残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻処理することを特徴とする溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。
　【請求項２】　重量比で更に、
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、
　　Ｃｒ：０．０５〜０．７％、
　　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上、
かつ、
　　ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下
を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。」
を、
　「【請求項１】　重量比で、
　　Ｃ　：
０．０５５
　　Ｓｉ：０．５％以下、
　　Ｍｎ：０．８〜１．６％、
　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、
　　Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、
　　Ｎｉ：０．３０〜２．０％、
　　Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
　　Ａｌ：０．０６％以下、
　　Ｎ　：０．００５％以下、
かつ、
　　ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下、
　残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻処理することを特徴とする溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。
　【請求項２】　重量比で更に、
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、
　　Ｃｒ：０．０５〜０．７％、
　　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上、
　かつ、
　　ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下
を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。」
と訂正する。
　▲２▼　訂正事項ｂ
　明細書の段落【０００７】（特許公報２頁４欄２５行〜３欄４２行目）の、
　「【課題を解決するための手段】
　本発明の要旨は、
　　Ｃ　：
０．０４
　　Ｍｎ：０．８〜１．６％、　　　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、　　　　　Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、
　　Ｎｉ：０．３０〜２．０％、　　　Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、
　　Ｎ　：０．００５％以下に、必要に応じて
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、　　Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
　　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、
かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下を満足する、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻処理することである。」
を、
　「【課題を解決するための手段】
　本発明の要旨は、
　　Ｃ　：
０．０５５
　　Ｍｎ：０．８〜１．６％、　　　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、　　　　　Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、
　　Ｎｉ：０．３０〜２．０％、　　　Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、
　　Ｎ　：０．００５％以下に、必要に応じて
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、　　Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
　　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、
かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下を満足する、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻処理することである。」
と訂正する。
　▲３▼　訂正事項ｃ
　明細書の段落【００１８】（特許公報３頁５欄４０〜４３行目）の、
　「Ｃの下限
０．０４
を、
　「Ｃの下限
０．０５５
と訂正する。
（５４）【発明の名称】
溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　重量比で、
　　Ｃ　：
０．０５５
　　Ｓｉ：０．５％以下、
　　Ｍｎ：０．８〜１．６％、
　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、
　　Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、
　　Ｎｉ：０．３０〜２．０％、
　　Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
　　Ａｌ：０．０６％以下、
　　Ｎ　：０．００５％以下、
　かつ、
　　ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下、
　残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻処理することを特徴とする溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。
　【請求項２】　重量比で更に、
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、
　　Ｃｒ：０．０５〜０．７％、
　　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上、
　かつ、
　　ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下
を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は、溶接性の優れた低降伏比の引張強さ７９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼（ＹＳ≧６２０Ｎ／ｍｍ２）の製造法に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　従来、７９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼（以下ＨＴ８０と言う）はＢ添加鋼を焼入焼戻処理することによって製造していた。しかし、Ｂ添加ＨＴ８０は溶接性の指標であるＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが低く抑えられるにもかかわらず、その溶接性はＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。
　【０００３】
　このため現場での溶接施工時には溶接割れ防止、溶接部の硬さ低減の観点から２００℃以上の予熱が必要とされ、施工能率の著しい低下を招いていた。これはＨＴ８０がＢ添加による焼入性の増大効果に大きく依存し、焼入焼戻組織（焼戻マルテンサイトあるいは下部ベイナイト）によって優れた強度、靭性を達成しているため、溶接時（とくに小入熱溶接時）に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が著しいことによる。
　【０００４】
　また高層建築用鋼では地震時にそのエネルギーを吸収し建物の倒壊を防ぐため、降伏比（ＹＲ）の低い鋼（ＹＲ≦８５％）が要求されるが、焼入焼戻組織のＨＴ８０は降伏比が高く、耐震性が劣っていた。
　【０００５】
　そこで、本発明者らはＨＴ８０の溶接性を改善するためＣｕ，Ｎｂの析出硬化と圧延後の直接焼入れを利用した画期的なＨＴ８０（特開平２−１２９３１７号公報）、この鋼の降伏比を低減した低ＹＲＨＴ８０（特願平３−２６４９９３号明細書）を発明した。後者の鋼は優れた溶接性と低降伏比を有し耐震建築用鋼として画期的であった。しかし厚肉鋼板では、必然的に圧下比（＝スラブ厚／鋼板厚）が低下し、圧延による結晶粒の微細化が十分でなく得られる低温靭性には限界があった。このため低温靭性の改善が強く望まれていた。
　【０００６】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は建築用ＨＴ８０の安価な製造技術を提供するものである。本発明法に基づいて製造したＨＴ８０は、▲１▼小入熱溶接や拘束溶接においても溶接割れが発生しにくく、溶接施工において予熱を軽減あるいは省略することが可能であること、▲２▼優れた低温靭性を有すること、▲３▼本ＨＴ８０を用いた建築物は地震のエネルギーを吸収し優れた耐震性を有すること、などの特徴をもつ。
　【０００７】
　【課題を解決するための手段】
　本発明の要旨は、
　　Ｃ　：
０．０５５
　　Ｍｎ：０．８〜１．６％、　　　　Ｐ　：０．０３％以下、
　　Ｓ　：０．０１％以下、　　　　　Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、
　　Ｎｉ：０．３０〜２．０％、　　　Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、
　　Ｎ　：０．００５％以下に、必要に応じて
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、　　Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
　　Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、
かつＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下を満足する、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ３点以上９５０℃以下に加熱して焼入れし、さらに７６０〜８７０℃に再び加熱後、焼入れ、引続きＡｃ１点以下の温度に加熱して焼戻処理することである。
　【０００８】
　以下、本発明について詳細に説明する。
　発明者らの研究によれば、ＨＴ８０の溶接性や降伏比を画期的に改善するには、Ｃ量の低減とＢフリー化（Ｂ無添加）が必須である。しかし、このような焼入性の低い鋼では、優れた強度・靭性バランスが得られないため、微量Ｔｉ添加、熱処理条件の最適化による結晶粒の微細化とＣｕの析出硬化によって良好な強度、靭性を確保する必要がある。
　【０００９】
　ＴｉはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時および熱処理時のγ（オーステナイト）粒の粗大化を抑制して、低温靭性を大幅に改善する。一方、Ｃｕ析出物は純Ｃｕ（ε−Ｃｕ）の形態を有し、低Ｃ，Ｎ鋼でも析出硬化に有効である。
　【００１０】
　このため本発明鋼ではＴｉ添加による結晶粒の微細化とＣｕ添加による析出硬化を同時に効率よく達成できる。また鋼をＣｕによって析出硬化させても、結晶粒が微細化であれば建築用として十分な延靭性が得られる。
　【００１１】
　ＨＴ８０としての強度を得るために必要な最小のＴｉおよびＣｕ量はそれぞれ０．００５％，０．９０％である。しかし、これらの元素の過剰な添加は溶接性を害するため、Ｔｉ，Ｃｕ量の上限はそれぞれ０．０２５％，１．５０％に制限しなければならない。
　【００１２】
　前述のようなＣｕ析出硬化を十分に発揮させて高強度化し、かつ優れた低温靭性、低降伏比と適当な延性を得るには、製造法が適切でなければならない。このため熱間圧延後の熱処理条件を限定する必要がある。
　【００１３】
　まず最初の加熱温度をＡｃ３点以上に限定する。これは鋼を完全にγ化させ溶体化した後、焼入れるためである。しかし焼入温度が高過ぎると、γ粒の成長を抑制できなくなり、結晶粒は圧延材よりも大きくなって低温靭性の劣化を招く。
　このため加熱温度は９５０℃以下としなければならない。ここで形成された結晶粒の大きさは最終製品まで受け継がれるので、低温靭性の観点から極めて重要である。
　【００１４】
　続いて７６０〜８７０℃に再加熱後、再び焼入れし、Ａｃ１以下の温度に再加熱して焼戻処理する。７６０〜８７０℃に再加熱・焼入れする理由は、降伏比の低減と靭性改善のためである。一般にＣｕで析出硬化した低Ｃ鋼はＹＲが著しく高い。また厚肉鋼板（厚み≧５０ｍｍ）では、圧延による結晶粒の微細化が困難なために、析出硬化によって靭性は著しく劣化する。そこで７６０〜８７０℃の（γ＋α）２相域に再加熱・焼入れを行なう。
　【００１５】
　部分的にγ変態させることによって組織の実質的な微細化が進行し靭性が向上するとともに、未変態の領域は軟化、γ変態領域は硬化してミクロ組織が２相化（軟らかい相と硬い相）し、降伏比の低減が可能となる。再加熱温度が７６０℃以下では、γに変態する領域が小さいために、前述の効果が得られない。しかし再加熱温度が８７０℃を超えると完全にγ変態し、目的とする２相組織が得られず、低ＹＲ化や優れた靭性が達成できない。
　【００１６】
　焼戻処理は鋼の靭性改善と溶接、応力除去処理などによる軟化を防止するために必須である。しかし、その温度がＡｃ１点を超えると強度が著しく低下するので、Ａｃ１点以下としなければならない（望ましい焼戻温度は４００〜６３０℃である）。
　【００１７】
　たとえばＴｉ，Ｃｕの添加量や製造法が適切であって基本成分が適当でないと低ＹＲＨＴ８０としての優れた総合的な特性が得られない。
　以下、この点について説明する。
　【００１８】
　Ｃの下限
０．０５５
　【００１９】
　Ｓｉは多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必らずしも添加する必要はない。
　【００２０】
　Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭｎ量が多過ぎると焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を１．６％とした。
　【００２１】
　本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓ量をそれぞれ０．０３％，０．０１％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性の劣化を防止する。好ましいＰ，Ｓ量はそれぞれ０．０１％，０．００５％以下である。
　【００２２】
　Ｎｉは溶接性に悪影響をおよぼすことなく、強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ−クラックの防止にも効果がある。しかし２．０％を超えると溶接性に好ましくないため上限を２．０％とした。
　【００２３】
　Ｍｏは強度、靭性をともに向上させる元素で、ＨＴ８０には０．２０％以上が必須である。しかし多過ぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上、好ましくない。その上限は０．６０％である（もっとも好ましいＭｏ添加量は０．３〜０．５％である）。
　【００２４】
　ＴｉはＡｌ量が少ないとき（たとえば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成してＨＡＺ靭性を向上させる。またＮと結合してＴｉＮを形成し、再加熱時のγ粒粗大化を抑制、組織を微細化する。これらの効果を得るためにはＴｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％である。
　【００２５】
　Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼においては、その下限は限定しない。しかしＡｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
　【００２６】
　Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれるものであるが、Ｖと結合して炭窒化物を形成して強度を増加させ、またＴｉＮを形成して前述のようにＨＴ８０の性質を高める。このためのＮ量として最低０．００１％必要である。しかしながらＮ量の増加はＨＡＺ靭性、溶接性に極めて有害であり、この影響は高強度鋼ほど著しい。建築用ＨＴ８０の場合、その上限は０．００５％である。
　【００２７】
　つぎにＶ，Ｃｒ，Ｃａを添加する理由について説明する。
　基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性などの特性向上をはかるためである。したがって、その添加量は自ら制限される性質のものである。
　【００２８】
　Ｖは炭窒化物を形成して析出硬化能を発揮するが、０．０１％未満では効果が少なく、上限は０．１０％まで許容できる。
　【００２９】
　Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎると溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。通常ＨＴ８０にＣｒは多く添加されるが、本発明では材質が確保できるならば、少ないほど好ましい。Ｃｒ添加量の下限は、０．０５％で、上限は０．７％である。
　【００３０】
　Ｃａは硫化物の形態を制御し、低温靭性（シャルピー吸収エネルギー）を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ量０．０００５％以下では実用上の効果がなく、また０．００５％を超えて添加すると、ＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度を害して延靭性を低下させる。また溶接性にも悪影響を与える。このため添加量の範囲を０．０００５〜０．００５％に制限した。
　【００３１】
　鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体が適切でないと優れた特性は得られない。このためＰＣＭの値を０．２８％以下に限定する。ＰＣＭは溶接性を表す指標である。Ｂ添加鋼と本発明のようにＢを含有しない鋼とでは、同じＰＣＭでも、その硬化性に大きな違いが生じる。Ｂ無添加鋼では、ＰＣＭが０．２８％以下であれば、優れた溶接性の確保が可能である。
　【００３２】
　本発明の鋼は厚板ミルによることがもっとも好ましい。この方法で製造した厚鋼板は主に建築用に適し、この鋼を用いた建築物は優れた耐震性を示す。
　【００３３】
　【実施例】
　転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚み４０〜１００ｍｍ）を製造し、その強度、降伏比、靭性および溶接性（斜めＹ型溶接われ試験）を調査した。表１（表１−１），表２（表１−２）に実施例を示す。
　【００３４】
　【表１】
　【００３５】
　【表２】
　【００３６】
　本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
　比較鋼６，７はそれぞれＣ，Ｍｏ量が高いために、降伏比、靭性または靭性、溶接性が悪い。鋼８はそれぞれＴｉを含有しないために、結晶粒が粗く靭性が劣る。鋼９，１０はＢ含有鋼で焼入性が高いために、降伏比が高く靭性、溶接性も劣る。
　【００３７】
　鋼１１はＮｉ量が少ないために、圧延中にＣｕクラックが発生し、健全な鋼板が製造できない。鋼１２は第１回目（焼入時）の加熱温度が高過ぎるために、結晶粒が粗く靭性が劣る。鋼１３は第２回目の再加熱焼入処理が実施されていないために、ＹＲが高く靭性が劣る。また鋼１４は第２回目の再加熱温度が高過ぎるために、降伏比が高く、かつ結晶粒が粗いために、靭性が劣る。
　【００３８】
　【発明の効果】
　本発明により、溶接性、低温靭性の優れた低ＹＲＨＴ８０の製造が可能となった。その結果、現場での溶接施工能率、建築物の耐震性（安全性）が著しく向上した。