【事件の表示】
　特許第３４１２５３６号「伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法」の請求項１ないし６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３４１２５３６号の請求項１ないし３に係る特許を取り消す。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３４１２５３６号の請求項１乃至６に係る発明の出願は、平成１０年１１月６日に特許出願され、平成１５年３月２８日にその特許権の設定登録がなされたものである。
　これに対して、株式会社神戸製鋼所より請求項１乃至６に係る発明についての特許に対し特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内の平成１６年７月１３日付けで訂正請求がなされたものである。
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の内容
　本件訂正請求の内容は、本件特許明細書を訂正請求書に添付された訂正明細書のとおり、すなわち次のａ乃至ｊのとおりに訂正するものである。
（１）訂正事項ａ：特許請求の範囲の請求項１、２及び５を削除し、請求項３の「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」を「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」、請求項６の「合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」を「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」と訂正し、請求項３、４及び６を、それぞれ請求項１、２及び３とする。
（２）訂正事項ｂ：明細書の段落【００１０】、【００１１】及び【００１４】の記載を削除する。
（３）訂正事項ｃ：明細書の段落【００１２】の記載において、「第３に、」を「本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、第１に、」と、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」を「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」と、それぞれ訂正する。
（４）訂正事項ｄ：明細書の段落【００１３】の記載において、「第４に、上記第３の」を「第２に、上記第１の」と訂正する。
（５）訂正事項ｅ：明細書の段落【００１５】の記載において、「第６に、」を「第３に、」と、「合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」を「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」と、それぞれ訂正する。
（６）訂正事項ｆ：明細書の段落【００１８】の記載において、「Ｓｉ量を０．５％〜２．０％とする」を「Ｓｉ量を０．１％〜２．０％とする」と訂正する。
（７）訂正事項ｇ：明細書の段落【００２５】の記載において、「溶融亜鉛めっきのめっきおよび合金化処理」を「溶融亜鉛めっきのめっきまたは合金化処理」と訂正する。
（８）訂正事項ｈ：明細書の段落【００４６】の表２の実験Ｎｏ．１，１１，２２を削除し、他の番号を順次繰り上げる。
（９）訂正事項ｉ：明細書の段落【００４１】の記載において、「実験Ｎｏ．２〜６，Ｎｏ．１２〜１６」、「実験Ｎｏ．１，７〜１１，１７〜２５」を、それぞれ「実験Ｎｏ．１〜５，Ｎｏ．１０〜１４」、「実験Ｎｏ．６〜９，１５〜２２」と、それぞれ訂正する。
（１０）訂正事項ｊ：明細書の段落【００４３】の記載において、「実験Ｎｏ．１およびＮｏ．１１は、不めっきが発生した。この原因は、連続溶融亜鉛めっきラインでの均熱温度が低すぎたため、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分となったためと推定される。」及び「実験Ｎｏ．２２は、連続溶融亜鉛めっきラインでの露点を高くした例である。不めっきが発生したが、これは鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分であったためと推定される。」を削除するとともに、「実験Ｎｏ．７〜１０」、「実験Ｎｏ．８〜１０」、「実験Ｎｏ．１７〜２０」、「実験Ｎｏ．１９，２０」、「実験Ｎｏ．２１」、及び「実験Ｎｏ．２３〜２５」を、それぞれ「実験Ｎｏ．６〜９」、「実験Ｎｏ．７〜９」、「実験Ｎｏ．１５〜１８」、「実験Ｎｏ．１７，１８」、「実験Ｎｏ．１９」及び「実験Ｎｏ．２０〜２２」と訂正する。
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
　上記訂正事項ａは、請求項１，２および５を削除して、訂正前の請求項３，４及び６を請求項１，２及び３としたものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当し、また、訂正前の請求項３及び請求項６の末尾を、それぞれ「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」及び「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」とする訂正は、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　上記訂正事項ｂ乃至ｅは、特許請求の範囲の訂正に伴って特許明細書の記載を請求項の記載内容と整合させるためになされた訂正であるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。訂正事項ｆは、特許明細書の段落【００１８】の「Ｓｉ：０．１〜２．０％」という記載からみて、誤記の訂正に該当し、訂正事項ｇは、特許明細書の段落【０００９】の記載との矛盾を解消するためになされた訂正であるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。さらに訂正事項ｈ乃至ｊは、本件訂正発明と整合させるために実施例を整理する訂正であるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　そして、上記訂正事項ａ乃至ｊは、いずれも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なされたものであるから、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もない。
２−３．まとめ
　したがって、上記訂正は、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２項乃至第４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．本件訂正発明
　訂正後の請求項１乃至３に係る発明（以下、「本件訂正発明１乃至３」という）は、上記訂正を認容することができるから、訂正明細書の請求項１乃至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】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、Ｆｅ：２０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっきを施した後、合金化処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織がフェライト＋ベイナイト相からなり、めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍまでのＳｉの平均濃度が２．２％以下であることを特徴とする、伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】穴拡げ率が６０％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍および溶融亜鉛めっきし、その後めっき皮膜の合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、熱延工程の巻取温度を５５０℃以下、仕上げ圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とし、合金化処理温度を６００℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」
　
４．取消理由について
４−１．取消理由の概要
　当審の取消理由の概要は、次のとおりである。
（１）訂正前の請求項１乃至６に係る発明は、刊行物１乃至６に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものであるから、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。
（２）本件明細書の【実施例】には、本件請求項１、２及び５に係る発明に相当する「溶融亜鉛めっき鋼板」の実施例の記載がなく、【発明の詳細な説明】には、「溶融亜鉛めっき鋼板」のめっき皮膜中のＦｅ含有量を２０％以下とする方法についても記載されていない。また、本件明細書の【表１】の実験Ｎｏ．１，１１，２２は、表層Ｓｉが２．２％以下であるにもかかわらずめっき性が不良であり、一方、実験Ｎｏ．７，８，１９は、表層Ｓｉ量が２．２％を超えるにもかかわらず、めっき性が良好とされているから、本件発明の表層Ｓｉ量を２．２％以下とする技術的意義が不明確である。
　したがって、本件特許明細書は、特許法第３６条第４項及び第６項第２号に規定する要件を満たしていない。
（３）平成１５年１月６日付け手続補正は、請求項１，３，５及び６に「残部が実質的にＦｅからなる」を追加するものであるが、「残部が実質的にＦｅからなる」という事項は、願書に最初に添付した明細書には一切記載されておらず、また示唆する記載もないから、上記手続補正は、特許法第１７条の２第３項に規定する要件を満たしていない。
　
４−２．引用刊行物とその記載事項
　取消理由に引用された刊行物１乃至３及び５には、それぞれ次の事項が記載されている。
（１）刊行物１：特開平４−３１４８２８号公報（甲第１号証）
（１ａ）「【請求項１】重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部がＦｅ又は不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、６００〜３５０℃の温度で巻取って熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱最高温度５５０〜６７０℃で処理することを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（【特許請求の範囲】）
（１ｂ）「【産業上の利用分野】本発明は溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に係り、より詳しくは、引張強度４５〜６０キロの高強度熱間圧延鋼板を原板として、冷間圧延することなしに、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて、強度が殆ど低下することなく、熱延原板と同等又は同等以上の優れた加工性、特に穴拡げ率が１１０％以上の局部延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。」（段落【０００１】）
（１ｃ）「Ｎb：Ｎb成分は微量添加で大幅な強度上昇と優れた低温靭性を付与する好ましい元素である。また、比較的複雑な冷却パターンをとらなくても局部延性の改善に有効なベイナイトなどの低温生成相を生じ易くする。かゝる効果が大いに期待できる下限量は０.０１％であり、一方、０.２０％を超えて含有されると溶接性が劣化する。したがって、Ｎb含有量は０.０１〜０.２０％の範囲とする。」（段落【００１５】）　
（１ｄ）「次に本発明における製造条件について説明する。上記化学成分を有する鋼は常法により溶解、鋳造し、熱間圧延に供され、巻き取られるが、熱延板の巻取温度は３５０〜６００℃とする必要がある。これは、極めて局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）材質を熱延原板で得るためである。６００℃を超えると局部延性に優れたフェライト−ベイナイト組織が得られず、また３５０℃未満では第二相がマルテンサイトなど硬質の低温変態生成相となり、局部延性が極めて劣化する。なお、冷却速度は前記巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲内でよい。」（段落【００１９】）
（１ｅ）「次いで、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインに供される。このめっきラインの均熱温度（Ｔ）は溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率値に影響を及ぼし、５５０〜６７０℃では穴拡げ率の低下量は小さく、熱延原板ままの値に近く、また６００℃近傍では若干熱延原板ままよりも高くなる傾向がある（図１参照）。その理由は、この均熱温度域で粒界のセメンタイト及びベイナイト組織中のセメンタイトが細かく球状化するものと考えられる。一方、均熱温度（Ｔ）が６７０℃を超えると穴拡げ率が大きく低下する理由は、局部延性の向上に有効なベイナイト組織が消滅すると共に、固溶Ｃが増大するためと考えられる。また、均熱温度（Ｔ）が５５０℃未満で穴拡げ率が低下する理由は、セメンタイトが粒界に沿って伸展した形態をとったまま、若干、粒成長すること及び固溶Ｃが増大するためと考えられる。したがって、均熱温度（Ｔ）は５５０〜６７０℃の範囲とする。なお、このめっきラインの他の条好ましい。」（段落【００２０】）
（２）刊行物２：特開平５−５１７１４号公報（甲第２号証）
（２ａ）「【請求項１】Ｓｉを０．２重量％以上含有する鋼板を非酸化雰囲気中で焼鈍した後、溶融亜鉛浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行うに際し、焼鈍前の工程で予め鋼板を酸素分圧０．２５気圧以上の雰囲気中で５５０℃以上の温度に予熱することを特徴とするＳｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき方法。
【請求項２】焼鈍雰囲気の露点が−２０℃以上−５℃以下である請求項１に記載のＳｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっき方法。」（【特許請求の範囲】）
（２ｂ）「合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、前記のようにして連続的に溶融亜鉛めっきを施した鋼板を熱処理炉で５００〜６００℃の材料温度で３〜３０秒加熱し、亜鉛層と鋼板素地との間に相互拡散を行わしめ、めっき層をＦｅ−Ｚｎ合金とすることにより製造される。従って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層はＦｅ−Ｚｎの金属間化合物からなり、一般にその平均Ｆｅ濃度は８〜１２重量％となるように調整されている。」（段落【０００４】）
（２ｃ）「Ｓｉ含有鋼板を前述の通常のプロセスで溶融亜鉛めっきすると、めっき前の焼鈍過程でその雰囲気中の極微量の水分と鋼板中のＳｉが反応し、Ｓｉ−Ｏｘｉｄｅを鋼板表面に形成するため鋼中のＳｉ濃度の増加とともに溶融亜鉛との濡れ性が急激に低下する。」（段落【０００７】）
（２ｄ）「（３）さらに予熱後の焼鈍雰囲気の露点を一定の範囲に調整すると、Ｓｉ−Ｏｘｉｄｅの表面濃化が抑制されて濡れ性が一段と向上する。」（段落【００１５】）
（３）刊行物３：特開平５−１７９３５６号公報（甲第３号証）
（３ａ）「【請求項１】重量％でＣ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．０００２〜０．００１０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部Ｆｅ及び他の不可避的不純物からなる鋼に対し、（Ａｒ３＋５０℃）〜（Ａｒ３＋１５０℃）を仕上げ温度とし、仕上げ圧延終了後更に０．１〜２ｓの間に冷却を開始し、５０〜２００℃／ｓの冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却し、３５０〜４５０℃の温度で巻取り、鋼板の組織を５０％以上のベイナイトを含むベイナイト＋フェライト複合組織、あるいはベイナイト単相組織とし、酸洗後、（Ａｃｌ＋２０℃）〜（Ａｃｌ＋７０℃）の（α＋γ）２相共存域温度に５ｓ〜１ｍｉｎ加熱均熱し、めっき温度まで冷却し溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０〜５５０℃で合金化処理し、冷却し、更に伸長率０．５〜３．０％の範囲でスキンパスを行うことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（【特許請求の範囲】）
（３ｂ）「【産業上の利用分野】本発明は、ロアアームなどの自動車足廻り部品等に好適に使用される成形性（とくに伸びフランジ性）・耐食性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板の製造法に関する。」（段落【０００１】）
（３ｃ）「【作用】本発明は、熱延条件を限定しＣＧＬ前組織を微細なベイナイト主体のベイナイト＋フェライトの複合組織、あるいは微細なベイナイト単相組織に作り込むことによって、ＣＧＬ後も良好な加工性、特に高伸びフランジ性を有する鋼板を製造することを最大の特徴としている。そこで、本発明を組織形成の観点から説明する。」（段落【００１５】）
（３ｄ）「仕上げ圧延終了直後の急冷条件：
　本発明者らは、後述する下記表１に示すＡ鋼を用いて仕上げ圧延直後の冷却速度と合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率（以下、λ値）の関係を調査（他の条件は本発明条件として）し、図１に示す結果を得た。同図から明らかなように冷却速度が50℃／s以上のときλ値は良好な値を示す。しかし冷却速度が50℃／s未満であるとλ値は低下する。これは冷却速度が50℃／sに満たないと、オーステナイト相からフェライト相が生成し、十分な量のベイナイト相が得られず、ＣＧＬ後の組織が均質なものにならないためと考えられる。また、冷却速度が200℃／sを超えると操業上巻取温度の制御が困難となる。以上の理由により、仕上げ圧延直後の冷却速度を50℃／s〜200℃／sの範囲に限定する。」（段落【００２５】）
（３ｅ）「さらに、（Ac1＋20℃）〜（Ac1＋70℃）での加熱時間が5s〜1minのときに鋼板のTS，El，λ値は共に最良となる。加熱時間が5sに満たないと、全伸びは十分に回復しないのでこれを下限とした。一方、加熱時間が1minを超えるとオーステナイト相が微細とならず、冷却後に微細な低温変態相が得られず、鋼板の伸びフランジ性が低下するのでこれを上限とした。」（段落【００２７】）
（４）刊行物５：「鉄と鋼」第６８年第６号（昭和５７年４月）第１２１〜１２７頁（甲第５号証）
（４ａ）「本研究は、同様の雰囲気中で加熱されたＳｉ含有鋼板と溶融Ｚｎ浴との間のぬれの力を連続的に測定するとともに、・・・それらの結果を総合してＳｉ含有鋼板の溶融Ｚｎめっき性の低下原因を明らかにすることを試みたものである。」（第１２１頁右欄１３行〜２０行）
（４ｂ）「Ｈ２−Ｎ２雰囲気中での加熱温度と保持時間に応じて、鋼中Ｓｉ量とぬれの付着張力との関係はＦｉｇ．２に示すように変化した。すなわち、還元加熱温度および保持時間の大小に関係なく、鋼中Ｓｉ量が増大するとともにそのぬれ付着張力は小さくなっていた。」（第１２２頁右欄７行〜第１２３頁左欄２行）
（４ｃ）「還元加熱後のＳｉ含有鋼板のぬれ性には、Ｆｅ−ｏｘｉｄｅの還元及びそれと同時に進行する鋼板層へのＳｉの濃化という、ぬれ性に対して互いに逆の作用を持つ２種類の反応が影響を及ぼしていることがうかがわれる。」（第１２３頁左欄１１〜１５行）
（４ｄ）「Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で加熱した後の０．８３％Ｓｉ鋼板の表層皮膜について、主要構成元素であるＳｉ，Ｆｅ，Ｏの深さ方向分析を行った。Ｆｉｇ．７に示すようにＳｉ，Ｏの濃化層は約２００Å厚であった。この濃化層の厚さは、鋼中のＳｉ量、還元加熱温度および時間によって若干変化しているが、５００°〜７００℃、１０〜３０ｓ加熱では、ほぼ１００〜３００Åの範囲におさまっていた。」（第１２４頁左欄下から４行〜右欄３行）
（４ｅ）「そしてＳｉの濃化した鋼板のＺｎ浴によるぬれ性は、・・・とくに最外層に化学的に安定なＳｉＯｘ皮膜が生成されると、めっきぬれ性が極めて悪くなることがわかった。」（第１２６頁左欄６行〜１１行）
　
４−３．当審の判断（取消理由（１）について）
（ｉ）本件訂正発明１について
　上記刊行物１の（１ａ）には、「重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部がＦｅ又は不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、６００〜３５０℃の温度で巻取って熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱最高温度５５０〜６７０℃で処理することを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」と記載され、そして、この製造方法によって製造された「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」は、上記（１ｄ）の「次に本発明における製造条件について説明する。上記化学成分を有する鋼は常法により溶解、鋳造し、熱間圧延に供され、巻き取られるが、熱延板の巻取温度は３５０〜６００℃とする必要がある。これは、極めて局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）材質を熱延原板で得るためである。６００℃を超えると局部延性に優れたフェライト−ベイナイト組織が得られず、また３５０℃未満では第二相がマルテンサイトなど硬質の低温変態生成相となり、局部延性が極めて劣化する。」という記載によれば、その鋼板組織が「フェライト＋ベイナイト相」であって、「極めて局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）材質」であると云える。
　そうすると、これら記載を本件訂正発明１の記載ぶりに則って整理すると、上記刊行物１には、「重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部が実質的にＦｅ又は不可避的不純物よりなる鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織がフェライト＋ベーナイト相からなる、局部延性に優れた（穴広げ率の高い）高強度溶融亜鉛めっき鋼板」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云える。
　そこで、本件訂正発明１と刊行物１発明とを対比すると、刊行物１発明の「局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）」は、本件訂正発明１の「伸びフランジ性に優れた」に相当するから、両者は、「重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼板の表面に、溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板組織がフェライト＋ベイナイト相からなる、伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板」という点で一致し、次の点で相違していると云える。
相違点：
（イ）本件訂正発明１は、Ｎを「０．０１％以下」含有するのに対し、刊行物１発明は、Ｎを含有するか明らかではなく、また上記成分以外にＮｂを「０．０１〜０．２０％」含有する点
（ロ）本件訂正発明１は、「Ｆｅ：２０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっきを施した後、合金化処理された合金化溶融亜鉛めっき鋼板」であるのに対し、刊行物１発明は、「溶融亜鉛めっきを施した溶融亜鉛めっき鋼板」である点
（ハ）本件訂正発明１は、「めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍまでのＳｉの平均濃度が２．２％以下」であるのに対し、刊行物１発明は、この「Ｓｉの平均濃度」に係る事項が明らかでない点
  次に、これら相違点について検討する。
（ａ）上記相違点（イ）について
　本件訂正発明１の「Ｎ：０．０１％以下」は、本件明細書の「良好な加工性を得る観点からＮ量は低い方が望ましい」（段落【００２３】）という記載によれば、積極的に添加するというよりむしろ少ない方が好ましいという程度の消極的な成分と云うべきものであり、いわゆる刊行物１発明の「不可避的不純物」に相当するものとみることができるから、両者は、この「Ｎ」の点で実質的な差異はないと云える。仮に、この「Ｎ：０．０１％以下」の点が実質的な差異であるとしても、Ｎをこの程度に含有する溶融亜鉛めっき用鋼板は、例えば上記刊行物２及び３にみられるように周知の事項である。
　また、「Ｎｂ：０．０１〜０．２０％」の点について検討するに、刊行物１発明は、上記（１ｃ）の「Ｎb成分は微量添加で大幅な強度上昇と優れた低温靭性を付与する好ましい元素である」という記載から明らかなように、鋼板の強度改善のためにＮｂをあえて含有しているが、例えば上記刊行物２及び３に記載された溶融亜鉛めっき用鋼板に代表されるように、むしろ「Ｎｂ」を含有しない溶融亜鉛めっき用鋼板の方が広く知られたものであり、しかも、「Ｎｂ」という成分も、必要に応じて添加される選択成分として周知の事項であるから、刊行物１発明の「Ｎｂ」を取捨選択する程度のことは上記周知事項に基づいて当業者が容易になし得たことと云える。
（ｂ）上記相違点（ロ）について
　溶融亜鉛めっきにおいて、鋼板に「Ｆｅ：２０％以下を含有し、残部が主としてＺｎからなるめっき」を施すことは、例えば上記刊行物２の（２ｂ）に記載されているように周知の事項である。そして、この周知のめっき層に合金化処理を施すことも、例えば上記刊行物２及び３に記載されているように周知の事項であるから、本件訂正発明１に係る上記相違点（ロ）も、上記周知事項に基づいて当業者が容易に想到することができたことと云える。
（ｃ）上記相違点（ハ）について
　本件訂正発明１に係る上記相違点（ハ）の技術的意味は、本件明細書の段落【００２５】等の記載によれば、鋼板表層に形成されるＳｉの酸化物がめっき等を妨げるために、その鋼板表面のＳｉ量を抑制してめっき性等を改善するというものであると認められる。
　しかしながら、Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっきにおいて、その「Ｓｉ」が鋼板表面に濃化すること、この「Ｓｉ」が「Ｓｉ酸化物」を形成してぬれ性（めっき性）に悪影響を及ぼすことは、例えば上記刊行物２の（２ｃ）及び刊行物５の（４ｅ）に記載されているように、既に知られた事項である。また、上記刊行物５の（４ｄ）には、鋼板表層のＳｉの濃化層の厚さ（深さ）が「約約２００Å厚」や「ほぼ１００〜３００Åの範囲」であることも記載されているから、本件訂正発明１の「Ｓｉ濃度」の規制範囲である「めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍまで」も、上記刊行物５によって既に知られた事項であると云うべきである。そして、鋼板表層のＳｉ濃化やＳｉ酸化物の形成と溶融亜鉛めっき時のめっき性等に与える影響との因果関係が前示のとおり既に知られていたと云えるから、そのような因果関係を考慮すれば、鋼板表層部のＳｉの許容平均濃度を「２．２％以下」とする程度のことも、Ｓｉ濃度がそのめっき性等に影響を及ぼすか否かを目安に実験を繰り返せば当業者が容易に想到することができたと云える。
（ｄ）小括
　してみると、本件訂正発明１の上記相違点（イ）乃至（ハ）は、例えば刊行物２、３及び５に記載された事項に基づいて当業者が容易に想到することができたと云うべきである。
　したがって、本件訂正発明１は、上記刊行物１乃至３及び５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と云えるから、特許法第２９条第２項によって特許を受けることができない。
　
（ｉｉ）本件訂正発明２について
　本件訂正発明２は、本件訂正発明１に「穴拡げ率が６０％以上」という特定事項を追加した発明であるが、上記刊行物１の（１ｂ）には、「特に穴拡げ率が１１０％以上の局部延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。」と記載されているから、刊行物１発明も、その「穴拡げ率が１１０％以上」の高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。
　してみると、本件訂正発明２は、この穴拡げ率の点で刊行物１発明と実質的な差異はないと云えるから、本件訂正発明２も、上記刊行物１、２、３及び５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り、特許法第２９条第２項によって特許を受けることができない。
　
（ｉｉｉ）本件訂正発明３について
（Ａ）刊行物１を主引用例とした場合 
  上記刊行物１の（１ａ）には、「重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部がＦｅ又は不可避的不純物よりなる組成を有する鋼を熱間圧延し、６００〜３５０℃の温度で巻取って熱延鋼板とし、酸洗後、冷間圧延することなく、連続焼鈍溶融亜鉛めっきラインにおいて均熱最高温度５５０〜６７０℃で処理することを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」と記載され、そして、この製造方法によって製造された「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」は、上記（１ｄ）の「これは、極めて局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）材質を熱延原板で得るためである。」という記載によれば、「極めて局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）材質」であると云える。また冷却速度については、「なお、冷却速度は前記巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲内でよい。」と記載されているから、これら記載を本件訂正発明３の記載ぶりに則って整理すると、刊行物１には、「重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％及びＮｂ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部が実質的にＦｅ又は不可避的不純物よりなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍および溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、熱延工程の巻取温度を６００〜３５０℃、巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲内の冷却速度とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱最高温度を５５０〜６７０℃とすることを特徴とする局部延性に優れた（穴広げ率の高い）高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」という発明（以下「刊行物１方法発明」という）が記載されていると云える。
　そこで、本件訂正発明３と刊行物１方法発明とを対比すると、刊行物１方法発明の「局部延性に優れた（穴拡げ率の高い）」は、本件訂正発明３の「伸びフランジ性に優れた」に相当するから、両者は「重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍および溶融亜鉛めっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、熱延工程の巻取温度を５５０〜３５０℃、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を５５０〜６００℃とすることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」である点で一致し、次の点で相違していると云える。
相違点：
（イ）本件訂正発明３は、Ｎを「０．０１％以下」含有するのに対し、刊行物１方法発明は、Ｎを含有するか明らかではなく、また上記成分以外にＮｂを「０．０１〜０．２０％」含有する点
（ロ）本件訂正発明３は、「仕上げ圧延後」と特定されているのに対し、刊行物１方法発明は、この点が明らかでない点
（ハ）本件訂正発明３は、仕上げ圧延後の製造条件が「巻取温度までの平均冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下」とするのに対し、刊行物１方法発明は、その製造条件が「巻取温度が確保できる通常の熱延実操業範囲内の冷却速度とし、連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱最高温度を５５０〜６７０℃」とするだけで、具体的な平均冷却速度、均熱時間及び還元炉中の露点の点が明らかでない点
（ニ）本件訂正発明３は、溶融亜鉛めっきを施した後そのめっき皮膜の合金化処理を行う「合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」であって、その合金化温度が６００℃以下であるのに対し、刊行物１方法発明は、「溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」であって、めっき皮膜の合金化処理を行わない点
  次に、これら相違点について検討する。
（ａ）上記相違点（イ）について
　この相違点（イ）については、上記（ｉ）の本件訂正発明１に係る相違点（イ）の項で検討したとおりである。
（ｂ）上記相違点（ロ）について
　本件訂正発明３の「仕上げ圧延後」という「仕上げ圧延」と「熱間圧延」とは、何がどのように相違するのか本件明細書の記載から必ずしも明らかではなく、両者は、その表現振りが相違するだけであって、実質的には「熱間圧延後」と解されると云えるから、両者は、この点で実質的に差異はないと云えるが、仮に、両者がこの点で実質的に相違するものであるとしても、溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、仕上げ圧延することは、例えば刊行物３の上記（３ｄ）にも記載されているように、周知の事項である。
　してみると、本件訂正発明３に係る上記相違点（ロ）は、刊行物１方法発明との実質的な差異ではないか、又は差異であったとしても上記刊行物３の周知事項に基づいて当業者が容易に想到することができたものと云える。
（ｃ）上記相違点（ハ）について
　本件訂正発明３の「巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上」という条件は、本件明細書の段落【００３０】の記載によれば、安定なベイナイト変態の確保のためであるが、このような目的でその冷却速度を「５０℃／ｓｅｃ以上」とすることは、例えば刊行物３の上記（３ｄ）によって既に知られた事項である。また、溶融亜鉛めっきラインにおける均熱時間が「５ｓｅｃ〜１ｍｉｎ」程度のものも上記刊行物３の（３ｅ）に記載されているように周知の事項であるから、本件訂正発明３の「平均冷却速度」や「均熱時間」の条件は、上記刊行物３の記載に基づいて当業者が容易に想到することができたと云える。
　次に、本件訂正発明３の「還元炉中の露点を−１０℃以下とし」という条件について検討するに、本件明細書の段落【０００９】の「本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討した結果、熱延段階でベイナイト相とフェライト相からなる鋼板に溶融亜鉛めっきを施す際に、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて還元温度をできるだけ低温にし、均熱温度、均熱時間、還元炉の露点を最適に組み合わせれば、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元とＳｉ濃化の抑制とを両立させ、なおかつ熱延組織のベイナイト相を変態させない条件が存在することを見出した。」という記載に徴すれば、この条件は、均熱温度や均熱時間の条件と相俟って、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元とＳｉ濃化の抑制とを両立させるためのものであるところ、Ｓｉ含有鋼板の溶融亜鉛めっきにおいて、その焼鈍雰囲気の露点の調整によってＳｉ酸化物の表面濃化を抑制すること、その場合の露点として「−２０℃以上−５℃以下」の範囲が好ましいことは、上記刊行物２によって既に知られた事項であるから、還元焼鈍雰囲気の「露点を−１０℃以下」とすることも、上記刊行物２の記載に基づいて当業者が容易に想到することができたと云える。
　してみると、本件訂正発明３に係る上記相違点（ハ）は、いずれも上記刊行物２及び３の記載に基づいて当業者が容易に想到することができたと云える。
（ｄ）上記相違点（ニ）について
　溶融亜鉛めっきした後そのめっき皮膜の合金化処理を行う点は、上記（ｉ）の本件訂正発明１に係る相違点（ロ）の項で検討したとおりである。また、その際に合金化処理温度を６００℃以下とすることも、例えば刊行物３の（３ａ）に「４７０〜５５０℃で合金化処理し」と記載されるように、合金化処理における周知の温度範囲であるから、上記周知事項に基づいて当業者が容易に想到することができたと云える。
　
（ｅ）小括
　以上のとおり、本件訂正発明３の上記相違点（イ）乃至（ニ）は、例えば刊行物２、３及び５に記載された事項に基づいて当業者が容易に想到することができたと云うべきである。
　したがって、本件訂正発明３は、上記刊行物１乃至３及び５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と云えるから、特許法第２９条第２項によって特許を受けることができない。
　
（Ｂ）刊行物３を主引用例とした場合
　刊行物３の上記（３ａ）には、「伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」に関し、「重量％でＣ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓ：０．０００２〜０．００１０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部Ｆｅ及び他の不可避的不純物からなる鋼に対し、（Ａｒ３＋５０℃）〜（Ａｒ３＋１５０℃）を仕上げ温度とし、仕上げ圧延終了後更に０．１〜２ｓの間に冷却を開始し、５０〜２００℃／ｓの冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却し、３５０〜４５０℃の温度で巻取り、鋼板の組織を５０％以上のベイナイトを含むベイナイト＋フェライト複合組織、あるいはベイナイト単相組織とし、酸洗後、（Ａｃｌ＋２０℃）〜（Ａｃｌ＋７０℃）の（α＋γ）２相共存域温度に５ｓ〜１ｍｉｎ加熱均熱し、めっき温度まで冷却し溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０〜５５０℃で合金化処理し、冷却し、更に伸長率０．５〜３．０％の範囲でスキンパスを行うことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」と記載されているが、この製造方法の「仕上げ圧延」は、本件訂正発明３の「熱間圧延」に相当すると云えるから、この製造方法の「（Ａｒ３＋５０℃）〜（Ａｒ３＋１５０℃）を仕上げ温度とし、仕上げ圧延終了後更に０．１〜２ｓの間に冷却を開始し、５０〜２００℃／ｓの冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却し、」は、本件訂正発明３の「熱間圧延し、冷間圧延することなしに、」と言い換えることができると云えるし、また、「更に０．１〜２ｓの間に冷却を開始し、５０〜２００℃／ｓの冷却速度で４５０℃以下の温度まで冷却し」も「巻取温度までの平均冷却速度５０〜２００℃／ｓとし、」と言い換えることができる。そして、この製造方法でも、熱間圧延後焼鈍までの間に酸洗をも行っているから、これら記載を整理すると、上記刊行物３には、「重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｓ：０．０００２〜０．００１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部Ｆｅ及び他の不可避的不純物からなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍および溶融亜鉛めっきし、その後めっき皮膜の合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、仕上げ圧延後、巻取温度までの平均冷却速度５０〜２００℃／ｓとし、熱延工程の巻取温度を３５０〜４５０℃とし、酸洗後、（Ａｃｌ＋２０℃）〜（Ａｃｌ＋７０℃）の（α＋γ）２相共存域温度に５ｓ〜１ｍｉｎ加熱均熱し、めっき温度まで冷却し溶融亜鉛めっきを施し、その後４７０〜５５０℃で合金化処理を行うことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」という発明（以下、「刊行物３方法発明」という）が記載されていると云える。
　そこで、本件訂正発明３と刊行物３方法発明とを対比すると、本件訂正発明３の「高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板」は、刊行物３方法発明の「高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板」に相当するから、両者は、「重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．１〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．００１％以下、Ｎ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅからなる鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延をすることなしに連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍および溶融亜鉛めっきし、その後めっき皮膜の合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、熱延工程の巻取温度を３５０〜４５０℃、巻取温度までの平均冷却速度５０〜２００℃／ｓ、均熱時間を１０ｓｅｃ〜６０ｓｅｃ、合金化処理温度を４７０〜５５０℃とすることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法」という点で一致し、次の点で相違していると云える。
相違点：
（イ）本件訂正発明３は、「仕上げ圧延後」と特定されているのに対し、刊行物３方法発明は、この点が明らかでない点
（ロ）本件訂正発明３では、「溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度を４５０℃〜６００℃」とするのに対し、刊行物３方法発明では、「（Ａｃｌ＋２０℃）〜（Ａｃｌ＋７０℃）の（α＋γ）２相共存域温度」とする点
（ハ）本件訂正発明３は、「還元炉中の露点を−１０℃以下」とするのに対し、刊行物３方法発明は、この点が明らかでない点
  次に、これら相違点について検討する。
（ａ）上記相違点（イ）について
　この相違点（イ）については、上記（Ａ）の「（ｂ）相違点（ロ）について」の項で検討したとおりである。
（ｂ） 上記相違点（ロ）について
　刊行物３方法発明では、その均熱温度を「（Ａｃｌ＋２０℃）〜（Ａｃｌ＋７０℃）の（α＋γ）２相共存域温度」、具体的には、７５０℃より高い温度に設定しているが、その設定理由は、刊行物３の段落【００２７】の「これは、熱延巻取後に微細なベイナイト主体組織とした鋼板を（Ac1＋20℃）〜（Ac1＋70℃）の温度範囲に加熱すると、ベイナイト相中に微細に分散したセメンタイトから優先的にC濃度の高い微細なオーステナイト相が形成され、これが冷却時に微細な低温変態相となり強度−伸びフランジ性バランスを良好にするためと考えられる。この時、ベイナイト主体の組織の持つ高い伸びフランジ性はＣＧＬ焼鈍後も損なわれない。さらに、熱延ままのベイナイト主体の組織では低かった全伸びも、ＣＧＬ焼鈍によって著しく回復する。」という記載に徴すれば、ベイナイト相中に微細なオーステナイトを形成して伸びフランジ性をさらに改善するためであるから、この刊行物３方法発明も、その鋼板の組織をベイナイト相を主体とするものである点で本件訂正発明３と共通していると云える。そして、溶融亜鉛めっき鋼板の製造において、その鋼板の組織をベイナイト相を主体とするためにその均熱温度を６００℃以下の例えば「５５０〜６７０℃」とすることも刊行物１に記載されているように周知の事項であるから、上記相違点（ロ）は、刊行物３方法発明の均熱温度をベイナイト相を生成させるための均熱温度として周知の温度範囲に変更することによって当業者が容易に想到することができたと云える。
（ｃ）上記相違点（ハ）について
　この相違点（ハ）については、上記（Ａ）の「（ｃ）相違点（ハ）について」の項で検討したとおりである。
（ｄ）小括
　以上のとおり、本件訂正発明３に係る上記相違点（イ）乃至（ハ）は、刊行物１及び刊行物２の記載に基づいて当業者が容易に想到することができたと云えるから、本件訂正発明３は、刊行物３に記載された発明と刊行物１及び２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云える。
　
５．むすび
　したがって、本件訂正発明１乃至３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るから、取り消すべきものである。
　よって、上記のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年６月１５日（２００５．６．１５）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項
１
合金化
　【請求項
２
１
　【請求項
３
高強度
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、熱延鋼板を下地とした溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、より詳細には、伸びフランジ性に優れた引張強度４５〜７０ｋｇ／ｍｍ２の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　近年、自動車の燃費向上と排気ガス低減の必要性から、自動車車体の軽量化が要求されている。また、車体部品には耐食性が要求されている場合が多いため、自動車用部品の素材として、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要求されてきた。特に、足回り部材の素材としては、板厚と製造コストの観点から、熱延鋼板を下地とした高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
　【０００３】
　一方、自動車用部品は、形状が複雑なものが多く、また、製造においては高い生産性が要求されていることから、プレス成形により加工される場合が多い。しかし、高強度鋼板は軟質鋼板と比べて、プレス成形性に劣るという問題がある。特に、足回り部材について、良好なプレス成形性を実現するためには、優れた伸びフランジ性が必要である。
　【０００４】
　従来、めっき皮膜を持たない高強度熱延鋼板については、伸びフランジ性を向上させるために、鋼板組織がベイナイト相とフェライト相からなる鋼板が製造されている。これらの鋼板は、穴拡げ率にして６０％以上の高い伸びフランジ性を示す。
　【０００５】
　しかし、これらの熱延鋼板を下地として、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて溶融亜鉛めっきを施した製品はまだ実用化されてない。その理由は、第１に連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍工程中に、熱延鋼板のベイナイト相が変態してしまうことや、また、第２にこれらのベイナイト鋼板は鋼板中にＳｉを多く含有するため、このＳｉが焼鈍中に鋼板表面に濃化してＳｉ酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっき性や合金化処理性を著しく劣化させることである。
　【０００６】
　上記第１の問題点については、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍条件を最適化し、組織変態を好ましい方向に制御し、伸びフランジ性の低下を最小限にとどめる方法が提案されている（特公平０８−３１２７号公報）。しかし、この方法では、鋼板表面へのＳｉの濃化を制御できず、上記第２の問題点を解決できない。上記第２の問題点については、従来からＳｉ含有鋼板について、鋼板中のＳｉ含有量を制御してめっき密着性を改善する方法が提案されているが（特開平０５−２４７５８６号公報、特開平０６−１４５８９２号公報および特開平０６−１４５７８８号公報）、Ｓｉ含有量を制御すると、伸びフランジ性に優れたベイナイト＋フェライト組織を得られなくなる。
　【０００７】
　また、溶融めっき前にＦｅやＮｉのプレめっきを施し、めっき性や合金化処理性を向上させる手段も提案されているが（特公平０２−３５０２４号公報）、この方法は、プレめっきのために特別な設備を必要とし、コストの上昇につながるため実用性に乏しい。
　【０００８】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明はかかる事情に鑑みてなされるものであって、伸びフランジ性に優れ、かつ、めっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、さらに合金化処理性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　【０００９】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討した結果、熱延段階でベイナイト相とフェライト相からなる鋼板に溶融亜鉛めっきを施す際に、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて還元温度をできるだけ低温にし、均熱温度、均熱時間、還元炉の露点を最適に組み合わせれば、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元とＳｉ濃化の抑制とを両立させ、なおかつ熱延組織のベイナイト相を変態させない条件が存在することを見出した。また、鋼板表面から深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃度を２．２％以下に抑えれば、良好なめっき性および合金化処理性を得ることを見出した。
　【００１０】
　【００１１】
　【００１２】
　
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、
１
合金化
　【００１３】
　第
２
１
　【００１４】
　【００１５】
　第
３
高強度
　【００１６】
　【発明の実施の形態】
　以下、本発明について具体的に説明する。
　まず、発明の下地鋼板の組成について述べる。本発明の下地鋼板の組成は、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ：０．１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、残部実質的にＦｅであり、その限定理由は以下のとおりである。
　【００１７】
　Ｃ：０．０３〜０．２５％
　Ｃは、鋼の強度を確保するとともに、焼入性を高め、熱延鋼板組織にベイナイト相を形成するために必要不可欠な成分である。上記の効果を得るためには０．０３％以上必要であるが、過剰な添加は溶接性および耐遅れ破壊性を劣化させる。したがって、Ｃ量を０．０３％〜０．２５％とする。
　【００１８】
　Ｓｉ：０．１〜２．０％
　Ｓｉは、仕上げ圧延後の冷却過程において、フェライト相の形成を促進するとともに、残ったオーステナイト相にＣ濃化させオーステナイト相→ベイナイト相の変態を促進する。そのため鋼板組織を安定したフェライト＋ベイナイト相とする作用がある。また、固溶強化によってフェライト相の強度を上げ、ベイナイト相との強度差を減少させるため、鋼板内の強度分布を均一にさせ、伸びフランジ性を向上させる効果がある。その反面、ＳｉはＦｅと比較して易酸化性元素であるため、過剰に添加すると鋼板表面に酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっき性および合金化処理性を劣化させる。Ｓｉ量が０．１％未満では、フェライト＋ベイナイト相の安定化およびフェライト相強化の効果が認められない。一方、Ｓｉ量が２．０％を超えて添加すると、めっき性および合金化処理性を著しく劣化させる。したがって、Ｓｉ量を
０．１
　【００１９】
　Ｍｎ：０．５〜２．２％
　Ｍｎは、固溶強化、結晶粒細粒化強化により鋼板の強度および靭性を向上させるために必要な成分である。また、オーステナイト相を安定化させ、ベイナイト相の生成にも役立つ。本発明では、上記の効果を得るためにはＭｎ量が０．５％以上必要であるが、過剰な添加は鋼板組織にマンガンバンドを形成し、伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｍｎ量を０．５％〜２．２％とする。
　【００２０】
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強度を向上させる効果があるが、反面、鋼板の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化処理性を劣化させる。Ｐ量が０．１％を超えて添加すると、鋼板の加工性、めっき密着性およびめっき皮膜の合金化処理性が劣化する。したがって、Ｐ量を０．１％以下とする。
　【００２１】
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％
　Ｓｏｌ．Ａｌは、鋼の脱酸を目的として添加させるが、所望の効果を得るためにＳｏｌ．Ａｌ量は０．０１％以上必要であるが、Ｓｏｌ．Ａｌ量が０．１％以上では効果が飽和する。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１％〜０．１％とする。
　【００２２】
　Ｓ：０．０１以下
　Ｓは、良好な加工性を得る観点からＳ量は低い方が望ましい。したがって、Ｓ量を０．０１％以下とする。
　【００２３】
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎも、良好な加工性を得る観点からＮ量は低い方が望ましい。したがって、Ｎ量を０．０１％以下とする。
　【００２４】
　上記成分の他に、必要であれば、Ｔｉ、Ｎｂ，Ｃｒ、Ｂ、Ｖ等の成分を添加してもよい。
　【００２５】
　本発明においては、このような下地鋼板の表面に溶融亜鉛めっきが施されるが、めっき皮膜と鋼板の界面から鋼板の深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃度を２．２％以下とする。上述したように、Ｓｉは鋼板表面に酸化物を形成し、溶融亜鉛めっきのめっき
または
　【００２６】
　溶融亜鉛めっき皮膜のＦｅ濃度は２０％以下とする。これは、めっき皮膜中のＦｅ濃度が２０％を超えると、皮膜の耐パウダリング性が悪化するためである。
　【００２７】
　以上により伸びフランジ性に優れ、かつ良好なめっき性を有する本発明の溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。これを合金化処理することにより本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。この合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記特性に加えて良好な合金化処理性を有する。本発明において、良好なプレス成形性を確保するために、鋼板の穴拡げ率は６０％以上とすることが好ましい。
　【００２８】
　次に、製造条件について述べる。
　本発明においては、上記組成の鋼を、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延することなしに、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍および溶融亜鉛めっきを施し溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際、またはさらにめっき皮膜の合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する際に、熱延工程の巻取温度を５５０℃以下、仕上げ圧延後、巻取温度までの平均冷却速度２０℃／ｓｅｃ以上とする連続溶融亜鉛めっきラインの均熱温度を４５０℃〜６００℃、均熱時間を１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ、還元炉中の露点を−１０℃以下とし、その後合金化処理を施す場合には、合金化処理温度を６００℃以下とする。
　以下、これらの限定理由について説明する。
　【００２９】
　巻取温度：５５０℃以下
　本発明は、熱延工程において、フェライト＋ベイナイト相を形成する。巻取温度が５５０℃よりも高いと、ベイナイト相が安定的に形成されない。したがって、巻取温度を５５０℃以下にする。
　【００３０】
　仕上げ圧延後巻取温度までの平均冷却速度：２０℃／ｓｅｃ以上
　冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満だと、オーステナイト→ベイナイト変態が安定せず、ベイナイト相が形成されない。したがって、冷却速度を２０℃／ｓｅｃ以上とする。
　【００３１】
　連続溶融亜鉛めっきラインにおける均熱温度：４５０℃〜６００℃
　連続溶融亜鉛めっきラインの還元炉において、フェライト＋ベイナイト相を有する鋼板組織は変態させずに、鋼板表面のＦｅ酸化物は完全に還元し、かつＳｉの表面濃化を抑制しなくてはならない。均熱温度が４５０℃未満の場合には、Ｆｅ酸化物の還元が不十分となり、不めっきが発生するおそれがあり、均熱温度が６００℃より高い場合には、鋼板組織が変化し伸びフランジ性が悪化する。あるいは、Ｓｉが鋼板表面に濃化し、合金化処理性めっき性が劣化する。したがって、均熱時間は４５０℃〜６００℃とする。
　【００３２】
　均熱時間：１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃ
　上記の均熱温度の範囲内では、均熱時間が１０ｓｅｃ未満の場合には、鋼板表面のＦｅ酸化物の還元が不十分となり、不めっきが発生する。均熱時間が９０ｓｅｃ以上の場合には、鋼板組成および鋼板組織が変化し、伸びフランジ性が悪化する場合がある。したがって、均熱時間は１０ｓｅｃ〜９０ｓｅｃとする。
　【００３３】
　還元炉の露点：−１０℃以下
　上記の均熱温度、均熱時間の範囲内では、鋼板表面のＦｅ酸化物を完全に還元するためには、還元炉の露点を低く制御する必要がある。露点が−１０℃より高い場合には、Ｆｅ酸化物の還元が不十分となる。したがって、露点は−１０℃以下とする。
　【００３４】
　合金化処理温度：６００℃以下
　合金化処理温度が６００℃より高い場合には、鋼板組織が変化することにより伸びフランジ性が悪化する。したがって、合金化処理温度を６００℃以下とする。
　【００３５】
　なお、本発明の鋼の溶製、本発明で規定しない熱間圧延条件、酸洗条件、本発明で規定しない溶融亜鉛めっき条件および合金化処理条件等は特に限定されず、通常行われる方法でよい。また必要に応じて、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、めっき浴に侵入する直前の鋼板を、高周波誘導加熱炉等の設備を用いて６００℃以下に加熱する方法も本発明に含まれる。
　【００３６】
　【実施例】
　次に、本発明による具体的な実施例について、比較例と比較しながら以下に説明する。
　表１に示す化学組成を有する鋼（本発明例：ａ、ｂ、比較例：ｃ）を鋳造して得られたスラブを板厚２．６ｍｍに熱間圧延し、酸洗した鋼板を、表２に示した条件で加熱し、めっき温度４６５℃で鋼板表面に溶融めっきを施し、ガスワイピングにより皮膜付着量を片面当たり６０ｇ／ｍ２とした後、高周波誘導加熱炉を用いて、皮膜中のＦｅ濃度が９〜１１重量％の合金化処理を行った後、室温まで冷却し、コイルに巻き取った。
　【００３７】
　表２に上記によって得られた供試材の穴拡げ率λの値および鋼板表面のＳｉ量ならびにめっき性および合金化処理性を示す。
　なお、穴拡げ率λ（％）については、
　　λ＝｛（割れ発生時の穴径ｄ−初期穴径ｄ０）／初期穴径ｄ０｝×１００
の式により求め、測定に用いたポンチは、先端角度６０°の円錐ポンチとし、初期穴径は１０ｍｍとした。
　【００３８】
　供試材の鋼板表層へのＳｉ濃化量については、塩酸でめっき皮膜を除した後、走査型オージェ電子分光装置により、鋼板表面から２０ｎｍの深さまで測定した。
　【００３９】
　また、供試材のめっき性と合金化処理性も評価した。めっき性の評価は、目視観察により不めっきの有無で判断し、不めっきの認められた供試材を不合格（×）、認められなかった供試材を合格（○）とした。
　【００４０】
　合金化処理性の評価は、外観観察のより合金化異常発生の有無を調査することで行い、合金化ムラ、線状欠陥等の異常の認められた供試材を不合格（×）、認められなかった供試材を合格（○）とした。
　【００４１】
　これらの結果を表２に示す。表２中、実験Ｎｏ．
１〜５
１０〜１４
６〜９
１５〜２２
　【００４２】
　表２に示すように、本発明例はいずれも穴拡げ率が６０％以上で、鋼板表面から深さ２０ｎｍまでの平均Ｓｉ濃度は２．２％以下になっていて、めっき性、合金化処理性ともに良好であった。
　【００４３】
　これに対し、比較例は、以下のようにいずれかの特性が劣っていた。実験Ｎｏ．
６〜９
７〜９
１５〜１８
１７
１８
１９
２０〜２２
　【００４４】
　すなわち、本発明によって製造された鋼板はいずれも穴拡げ率のレベルは高く、めっき性、合金化処理性とも優れていることが確認された。
　【００４５】
　【表１】
　【００４６】
　【表２】
　【００４７】
　【発明の効果】
　以上説明したように本発明によれば、伸びフランジ性に優れた引張強度４５〜７０ｋｇ／ｍｍ２の高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法を提供することができ、工業上有用な効果がもたされる。本発明による鋼板は自動車用に限らず、産業機器用、家電用、ほうろう用等の伸びフランジ性が要求される用途に供することができる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　穴拡げ率および鋼板表面Ｓｉ濃度ならびに均熱温度の関係を示す図。