【事件の表示】
　特許第３３８７３７１号「アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法」の請求項１ないし５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３３８７３７１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
　特許第３３８７３７１号の請求項１〜５に係る発明は、平成１５年１月１０日にその発明について特許権の設定登録がなされ、その後、その特許について、特許異議申立人ＪＦＥスチール株式会社により特許異議の申立てがなされ、取消しの理由が通知され、その指定期間内である平成１６年６月２５日に訂正請求がなされたものである。
　
２．訂正の適否についての判断
２−１．訂正の内容
（１）訂正事項ａ．
　特許請求の範囲を次のとおり訂正する。
「【請求項１】
　重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２％以上１．７％未満、Ｎｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ　Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およびＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が３以上であることを特徴とするアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋｛（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５｝＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝
Ｖｓ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１５）＋（Ｃｕ／１０）
ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％を表示する。
【請求項２】
　金属組織が下記の（１）または（２）のいずれか一方または両方を満たす請求項１に記載する高張力鋼。
（１）下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織のラスの平均厚さが１μｍ以下であり、マルテンサイトおよび下部ベイナイトのラス組織の長手成長方向の平均長さが２０μｍ以下である。
（２）下部ベイナイトのラスの内部に析出するセメンタイト粒子の長径が０．５μｍ以下である。
【請求項３】
　請求項１に記載する化学組成を有する鋳片を、９００〜１２００℃に加熱後圧延し、オーステナイトの未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３点以上で圧延を終了し、Ａｒ３点以上から１０〜４５℃／秒の冷却速度をもって冷却し、必要に応じてＡｃ１点未満で焼戻すことを特徴とするアレスト性と溶接部特性に優れた高張力鋼の製造方法。
【請求項４】
　請求項１に記載する化学組成を備えた鋼板を加工し溶接し鋼管を製造し、その鋼管をＡｃ３点〜９８０℃の温度範囲に加熱して焼入処理し、必要に応じてＡｃ１点未満の温度で焼戻処理をすることを特徴とするアレスト性と溶接部特性に優れた高強度鋼管の製造方法。」
（２）訂正事項ｂ．
　段落【００１１】を次のとおり訂正する。
「本発明は上記の事項を基に基礎検討および製造現場での試作を経て完成された
もので、その要旨は下記の（Ａ）〜（Ｄ）に示す高張力鋼およびその製造方法にある。」
（３）訂正事項ｃ．
　段落【００１２】を次のとおり訂正する。
「（Ａ）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２以上〜１．７％未満、Ｎｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ　Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００５〜０．００２５％、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％およびＣａ：０〜０．００６％を含み、不可避的不純物元素のうちＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下で、下記の式で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）およびＶｓが各々０．４２〜０．５８％、０．２８〜０．４２％の範囲にある化学組成を備え、金属組織が、下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織の比率が組織全体の９０％以上、該混合組織中での下部ベイナイトの比率が１０％以下であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が３以上であるアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼（〔発明１〕とする）。」
（４）訂正事項ｄ．
　段落【００１３】を次のとおり訂正する。
「Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋｛（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５｝＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝
Ｖｓ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１５）＋（Ｃｕ／１０）
ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％を表示する。」
（５）訂正事項ｅ．
　段落【００１４】を次のとおり訂正する。
「（Ｂ）金属組織が下記の（１）または（２）のいずれか一方または両方を満たす上記（Ａ）に記載する高張力鋼（〔発明２〕とする）。」
（６）訂正事項ｆ．
　段落【００１５】を次のとおり訂正する。
「（１）下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織のラスの平均厚さが１μｍ以下であり、マルテンサイトおよび下部ベイナイトのラス組織の長手成長方向の平均長さが２０μｍ以下である。」
（７）訂正事項ｇ．
　段落【００１６】を次のとおり訂正する。
「（２）下部ベイナイトのラスの内部に析出するセメンタイト粒子の長径が０．５μｍ以下である。」
（８）訂正事項ｈ．
　段落【００１７】を次のとおり訂正する。
「（Ｃ）上記（Ａ）に記載する化学組成を有する鋳片を、９００〜１２００℃に加熱後圧延し、オーステナイトの未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３点以上で圧延を終了し、Ａｒ３点以上から１０〜４５℃／秒の冷却速度をもって冷却し、必要に応じてＡｃ１点未満で焼戻すことを特徴とするアレスト性と溶接部特性に優れた高張力鋼の製造方法（〔発明３〕とする）。」
（９）訂正事項ｉ．
　段落【００１８】を次のとおり訂正する。
「（Ｄ）上記（Ａ）に記載する化学組成を備えた鋼板を加工し溶接し鋼管を製造し、その鋼管をＡｃ３点〜９８０℃の温度範囲に加熱して焼入処理し、必要に応じてＡｃ１点未満の温度で焼戻処理をするアレスト性と溶接部特性に優れた高強度鋼管の製造方法（〔発明４〕とする）。」
（１０）訂正事項ｊ．
　段落【００２５】を次のとおり訂正する。
「Ｍｎ：０．２％以上〜１．７％未満
　Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、そのためには、０．２％以上が必要である。しかし、ＴＳを９００ＭＰａ以上とする本発明の場合には、中心偏析を避けさらに一層アレスト性と靱性を向上させるためにはＭｎを１．７％未満とすることが必要である。Ｍｎを過剰に含むと鋳造時の中心偏析を助長するので、ＴＳが９００ＭＰａ以上の高強度鋼を製造するにあたっては避けなければならない。〔発明１〕の鋼は、小さな偶然から脆性亀裂が発生しても脆性亀裂の進展がきわめて起きにくい一層アレスト性を向上させるためにＭｎの上限を低下させたＭｎ０．２％以上１．７％未満を含む高張力鋼である。」
（１１）訂正事項ｋ．
　段落【００４６】を次のとおり訂正する。
「３．製造方法
　次に、〔発明３〕の圧延および熱処理等の製造方法について説明する。」
（１２）訂正事項ｌ．
　段落【００５１】を次のとおり訂正する。
「〔発明４〕は上記の〔発明１〕の化学組成を有する鋼を上記の〔発明３〕等の製造方法を用いて鋼板を製造し、その鋼板を加工、例えばＵ字形に、次いでＯ字形に加工し通常の方法で溶接し拡管する方法により鋼管を製造し、焼入れし、必要に応じて焼戻す方法である。上記ＵＯプレス、溶接および拡管は通常の製管工場に備えられる装置を用いることにより実施できる。また、上記の溶接は市販の溶接材料を用いてサブマージアーク溶接法等により行うことができる。」
　
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、旧請求項１を削除し、旧請求項２〜５を請求項１〜４に繰上げるとともに、旧請求項１の削除に伴う旧請求項３〜５における旧請求項１の引用を削除するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とした明細書の訂正に該当し、上記訂正事項ｂ．〜ｌ．は、特許請求の範囲の請求項１〜４の記載と発明の詳細な説明の記載との整合を図るものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的とした明細書の訂正に該当する。また、丸付き数字を括弧付き数字へ変更する訂正は、単なる記載形式上の変更といえる。
　そして、訂正事項ａ．〜ｌ．は、特許明細書に記載された事項の範囲内において訂正するものであるから、いずれも、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。
　
２−３．むすび
　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項で準用する第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．特許異議申立ての概要
　特許異議申立ての理由は、次のａ．及びｂ．のとおりである。
　ａ．本件特許の請求項１及び該請求項１を引用した請求項４、５に係る発明は、甲第１号証〜甲第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、特許法第２９条第２項の規定により特許を受けることができないものである。
　ｂ．本件特許の請求項１〜３に係る発明は、その特許請求の範囲の記載が不明りょうであるから、特許法第３６条第６項の規定により特許を受けることができないものである。
　
４．当審の判断
４−１．特許法第２９条第２項について
　上記異議申立て理由ａ．は、請求項１に係る発明と、この請求項１を引用する請求項４及び５に係る発明に対するものであるが、訂正前の請求項１及び訂正前の請求項４及び請求項５のうち、訂正前の請求項１を引用したものが削除されたから、上記特許法第２９条第２項についての異議申立て理由ａ．は、上記訂正により、解消されたといえる。
　
４−２．特許法第３６条第６項について
　上記異議申立て理由ｂ．は、特許請求の範囲の請求項１〜３で規定されているＶｓの関係式に技術的な意義があるとすれば、このＶｓの関係式は、本件特許発明に係る表１のデータに当てはまるのみならず、本件特許発明と関連性のある他の出願のデータにも当てはまらなければならないところ、甲第４号証（なお、この甲第４号証は本件出願の公開公報であるから、取消理由通知では職権により甲第４号証に替えて引用刊行物４を提示したところ、異議申立人は平成１６年１０月５日付け回答書において何ら反論を行っていない。）に記載のデータにはＶｓの関係式が当てはまらないから、本件請求項１〜３に係る発明が明確に記載されているとは云えない、というものである。
　しかしながら、本件請求項１〜３に係る発明の「Ｖｓ」については、本件特許明細書の記載の限りでは、本件発明のデータ以外の他の出願に係るデータにも適用できる普遍的な関係式であるとする記載や根拠は見当たらないから、上記Ｖｓの関係式が本件特許明細書に記載されたデータに当てはまればその記載要件は足りると云うべきである。
　してみると、異議申立て理由ｂ．は、その前提において失当であるから、本件特許請求の範囲には記載不備があるとはいえない。
　したがって、本件特許明細書の記載は、特許法第３６条第６項の規定に違反するものとはいえない。
　
５．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立の理由及び証拠によっては、本件請求項１〜４に係る発明についての特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件請求項１〜４に係る発明についての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４月１９日（２００５．４．１９）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【
請求項１
　重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２
％以上１．７％未満
　　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋｛（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５｝＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝
　　Ｖｓ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１５）＋（Ｃｕ／１０）
ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％を表示する。
　【
請求項２
　金属組織が下記の
（１）
（２）
請求項１に
（１）
（２）
　【
請求項３
　
請求項１に
　【
請求項４
　
請求項１に
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、９００ＭＰａ以上の引張強さ（以下、「ＴＳ」と記す）を有するアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼に関するもので、天然ガスや原油輸送用のラインパイプ、各種圧力容器等への使用に好適な高張力鋼およびその製造方法に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　天然ガス、原油等を長距離輸送するパイプラインにおいて、輸送コストの低減は普遍的なニーズであり、操業圧力の上昇による輸送効率の改善が追求されてきた。操業圧力を高めるには、従来からの強度グレードのパイプの肉厚を増加させる方法が考えられるが、肉厚増加は現地での溶接施工能率を低下させるとともに構造物の重量増加による施工効率の低下を生じる問題がある。この問題を避けるためにパイプの素材の強度を高め肉厚の増大を制限する方法が一貫して指向されており、その結果、米国石油協会（ＡＰＩ）において定められたＸ８０グレード鋼が規格化され実用に供されている。
　【０００３】
　Ｘ８０よりも高強度のラインパイプ素材については規格はまだ制定されていないが、Ｘ８０グレード鋼の製造技術を基にＸ１００グレード鋼程度までは製造可能であることが明らかにされている。さらに、近年ではＣｕの時効析出を利用したＸ１００グレード鋼を超える高強度鋼およびその製造方法が提案されている（開平８−１０４９２２号公報、特開平８−２０９２８７号公報、特開平８−２０９２８８号公報）。また同様のＸ１００グレード鋼を超える高強度鋼およびその製造方法として、Ｃｕの時効析出を利用する方法に加えてＭｎの含有率を高めた鋼およびその製造法も開示されている（特開平８−２０９２９０号公報、特開平８−２０９２９１号公報等）。
　【０００４】
　しかしながら、前者のＣｕの析出強化を利用する方法では母材の高強度と優れた現地溶接性はともに得られるものの、マトリックス中に分散したＣｕ析出物の存在により優れたアレスト性を兼ね備えることが困難である。また、後者の高Ｍｎ鋼では、低コストのＭｎの利用により、ＮｉやＭｏといった高価な合金元素を削減できるメリットがあるが、Ｎｉを下げると必要とされるアレスト性が確保できない。
　【０００５】
　ここに、アレスト性とは、施工時に溶接部等に不可避的に発生する欠陥部から脆性破壊が万一発生しても、パイプ本体においてその亀裂の進展を抑止しうる性能をいう。そこで、アレスト性のことを脆性亀裂伝播停止特性という場合もある。この特性と対をなす特性、すなわち欠陥部から脆性破壊が発生しにくい性質を脆性亀裂発生阻止特性という。この２つの特性は、全く独立の無関係な性質ではなく、例えば析出物が整合析出して硬化する場合には両方の性質はともに劣化する。しかし、別の因子、たとえば組織の微細化は脆性亀裂発生阻止特性を改善する効果は大きいが、脆性亀裂伝播停止特性には改善効果はあるがその程度はそれほど大きくないといった差異がある。この２つの性質を論じる場合、衝撃試験方法によっては、両方の性質を含んだ結果をだす方法があることに注意する必要がある。シャルピー衝撃試験は両方の性質を含んだ結果をもたらすが、脆性亀裂発生阻止特性の性質をより多く含むといわれている。アレスト性のみの結果を出すには、後記する実施例で説明するＤＷＴＴや２重引張試験等の、亀裂の発生部と亀裂を停止させる部分とがある程度離れた比較的大型の試験片を用いる必要がある。歴史的にはそのような区別をせずにシャルピー試験等によって得られた性質をもって「靭性」と呼んでいた。現在でも、通常は、脆性亀裂伝播停止特性および脆性亀裂発生阻止特性を含めて靭性と呼ぶ。本明細書においても、とくにことわらないかぎり靭性というとき両方をさす。
　【０００６】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明の目的は、９００ＭＰａ以上のＴＳを満足するアレスト性と溶接性に優れた高張力鋼を提供することにある。具体的には下記の性質をすべて備える高張力鋼およびその製造方法を提供することにある。
　【０００７】
　母材強度　　　：ＴＳ≧９００ＭＰａ
　母材靭性　　　：ｖＥ−４０≧２００Ｊ
　アレスト性　　：ＤＷＴＴでの８５％延性破面遷移温度（ＦＡＴＴ）≦−４０℃
　溶接継手部強度：ＴＳ≧９００ＭＰａ
　溶接継手部靭性：ｖＥ−２０≧１００Ｊ
　現地溶接性　　：ｙ開先溶接割れ試験において予熱なしの条件で割れなし
　【０００８】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは母材のＴＳが９００ＭＰａ以上で、アレスト性に優れ、かつ比較的大きな入熱の溶接（３〜１０ｋＪ／ｍｍ）を実施しても溶接部靭性が優れた高張力鋼を得るべく、種々の組成、組織を有する鋼材について鋭意検討を行い下記の事項を確認することができた。
　【０００９】
　（ａ）Ｃｕの析出硬化を利用する場合でも、Ｍｎの含有率を抑制し、Ｎｉの含有率を適正範囲にすることにより靱性を確保し溶接性に優れた所望の鋼板が得られる。とくに、Ｎｉ含有率を適正にすることにより優れたアレスト性を高強度鋼で得ることが可能である。
　【００１０】
　（ｂ）旧オーステナイト粒のアスペクト比が３以上とすると同じ変態温度で生成した下部ベイナイトであっても変態の発生サイトが高密度となり組織が微細化される。微細化される組織は下部ベイナイトのラス長さだけでなくラスの厚さ、セメンタイト等にまで及ぶ。この結果、マトリックスが靭化され靭性、とくにアレスト性が向上する。
　【００１１】
　本発明は上記の事項を基に基礎検討および製造現場での試作を経て完成されたもので、その要旨は下記の
（Ａ）〜（Ｄ）に示す
　【００１２】
　（
Ａ
％以上１．７％未満
発明１
　【００１３】
　　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋｛（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５｝＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝
　　Ｖｓ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１５）＋（Ｃｕ／１０）
　ここで、元素記号はいずれもその元素の含有率の重量％を表示する
。
　【００１４】
　
（Ｂ
（１）
（２）
上記（Ａ）
発明２
　【００１５】
　
（１）
　【００１６】
　
（２）
　【００１７】
　（
Ｃ
上記（Ａ）
発明３
　【００１８】
　（
Ｄ
上記（Ａ）
発明４
　【００１９】
　上記の各発明において、金属組織中にオーステナイトが残留する場合はＸ線回折によりその比率を求める。その他の上部ベイナイト、パーライト等はピクラール等でエッチした金属面を光学顕微鏡で観察するすることにより下部ベイナイトおよびマルテンサイトとの混合組織と識別することができる。また、これらの組織中に生成する炭化物もそれぞれの組織内で形態的な特徴を有するので、炭化物を抽出したレプリカを２０００倍程度の倍率で電子顕微鏡観察することにより識別でき、したがって下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織の比率を求めることができる。この比率は１０〜３０視野で平均化した比率をさす。
　【００２０】
　下部ベイナイトとマルテンサイトのラスの長手方向の長さは平均長さであり、光学顕微鏡の視野内、または上記抽出レプリカの電子顕微鏡視野内等で測定することができる。写真撮影を行い写真上で測定することができることは言うまでもない。ラスの平均厚さは薄膜を透過電子顕微鏡観察して測定する。その他の方法でも不可能ではないが、誤差が大きくなる。下部ベイナイト内に析出するセメンタイトの長径は、上記薄膜の透過電子顕微鏡観察かまたは抽出レプリカの観察によっても測定できる。いずれも１０〜３０視野を測定し平均化する。
　【００２１】
　「未再結晶温度域」は、圧延等の加工により導入された高密度の転位が界面の移動を伴いながら急激に消失する温度域をさし、本発明が対象とするＮｂを含む鋼の場合、９７５℃以下Ａｒ３点以上の温度域をさす。「累積圧下率」はこの未再結晶温度域での累積圧下率をさし、（９７５℃での肉厚−Ａｒ３点での肉厚）／９７５℃での肉厚、をいう。「温度」および「冷却速度」はすべて肉厚中心部での値とする。
　【００２２】
　【発明の実施の形態】
　以下、本発明を上記のように限定した理由について詳しく説明する。以後の説明において、合金元素の含有率の「％」は「重量％」を表示する。
　【００２３】
　１．化学組成
　Ｃ：０．０２〜０．１％
　Ｃは強度上昇に有効な元素であり、本発明において所望の強度を得るためには０．０２％以上が必要である。しかし、０．１％を超えると鋼のアレスト性や靱性を劣化させるだけでなく、現地での溶接施工性を著しく劣化させるため、上限を０．１％と制限する必要がある。
　【００２４】
　Ｓｉ：０．６％以下
　Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、０．６％を超えると溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と記す）の靭性を低下させるだけでなく、加工性を劣化させるため上限を０．６％とする。Ｓｉの下限は０でも良いが、０にすると脱酸時にＡｌの損失が大きくなるので、通常は脱酸をおこなって残存する程度のＳｉ含有率、例えば０．０１％程度が下限として望ましい。
　【００２５】
　Ｍｎ：０．２
％以上１．７％未満
　Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、そのためには、０．２％以上が必要である。しかし
、
中心偏析を避けさらにアレスト性と靱性を向上させるためには
１．７％未満
必要である。
。
発明１
　【００２６】
　Ｎｉ：０．２〜１．２％
　Ｎｉは強度上昇に有効であるとともに、靱性およびアレスト性を改善する効果を有する。このためにＮｉは０．２％以上が必要である。しかし、１．２％を超えてもコストアップに見合うだけの強度上昇と靭性の改善が得られないため上限を１．２％とする。
　【００２７】
　Ｎｂ：０．０１〜０．１％
　Ｎｂは制御圧延においてオーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素であり、またそのために、０．０１％以上とする。しかし０．１％を超えると靭性が劣化するばかりか現地での溶接施工性を著しく劣化させるため、上限を０．１％とする。
　【００２８】
　Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
　Ｔｉはスラブ加熱時のオーステナイト結晶粒の微細化に有効な元素であり、０．００５％以上とする。特にＮｂ含有鋼の場合には、Ｎｂによって助長される連続鋳造スラブ表面のヒビワレを抑制するのに微量のＴｉが有効である。０．００５％以上でこのような効果を得ることができる。しかしながら０．０３％を超えると、ＴｉＮが粗大化しオーステナイト結晶粒の微細化効果が消滅するため、Ｔｉの上限は０．０３％とする。
　【００２９】
　ｓｏｌ　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは通常、脱酸材として鋼に添加される。また組織の微細化作用を有しており、母材靱性の改善からも有用な元素である。過剰なＡｌは介在物の粗大化を招き鋼の清浄度を害するため、ｓｏｌ　Ａｌの上限は０．１％とする。好ましい上限値は０．０６％さらに好ましくは０．０５％である。
　【００３０】
　Ｎ：０．００１〜０．００６％
　ＮはＴｉとともにＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および溶接時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する作用を有する。このような効果を得るための下限値は０．００１％である。一方、過剰なＮはスラブ品質の劣化および固溶Ｎの増加によるＨＡＺ靱性の劣化を生じるためその上限値を０．００６％とする。
　【００３１】
　Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
　強度確保のためには、０．０００５％以上が必要である。しかしながら０．００２５％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．００２５％とする。
　【００３２】
　Ｃｕ：０〜０．６％
　Ｃｕは無添加でもよい。しかし、Ｃｕは強度上昇に有効なので高めの強度とする場合には添加する。０．６％を超えると靭性を劣化させるので、添加する場合には上限を０．６％とする。強度を十分確保するためには０．２％以上とすることが望ましい。
　【００３３】
　Ｃｒ：０〜０．８％
　Ｃｒは無添加でもよい。強度確保のために添加する場合は、０．３％未満では効果が明確に現れないので、０．３％以上とすることが望ましい。一方、０．８％を超えると靭性が劣化するので、上限を０．８％とする。
　【００３４】
　Ｍｏ：０〜０．６％
　Ｍｏは無添加でもよい。強度確保のために添加する場合は、０．１％未満では効果が小さいので０．１％以上とすることが望ましい。一方、０．６％を超えると靭性が劣化するので、上限を０．６％とする。
　【００３５】
　Ｖ：０〜０．１％
　Ｖは無添加でもよい。しかし強度確保のために添加する場合は、０．０１％未満では効果が現れないので０．０１％以上とすることが望ましい。一方、０．１％を超えると靭性が劣化するので、上限を０．１％とする。
　【００３６】
　Ｃａ：０〜０．００６％
　Ｃａは無添加でもよい。ＣａはＭｎＳの形態を制御し鋼の圧延方向に直角な方向の靱性を向上させるので、その効果を得る場合には添加する。含有率が０．００１％未満ではその効果が少ないので含ませる場合は０．００１％以上とすることが望ましい。一方、０．００６％を超えると鋼中の非金属介在物が増加し内部欠陥の原因となるので上限は０．００６％とする。
　【００３７】
　不可避的不純物元素　Ｐ：０．０１５％、Ｓ：０．００３％以下
　不可避的不純物元素は低くすることが望ましい。不可避的不純物元素のうちＰやＳの含有率は鋼の靱性に著しい影響を及ぼすため、低減を図る必要がある。Ｐの低減はスラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界での脆性破壊を低減する。ＳはＭｎＳとなって鋼中に析出し、これが圧延により延伸し靱性に悪影響を及ぼす。これらの悪影響を抑制するためには、Ｐを０．０１５％以下、Ｓを０．００３％以下とする必要がある。
　【００３８】
　Ｃｅｑ：０．４２〜０．５８％
　個々の合金元素の制限に加えて本発明ではさらにＣｅｑ（炭素当量）を制限する。炭素当量の制限により母材のみならずＨＡＺ部においても下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織とすることで靱性の劣化を伴うことなく広い製造範囲で所望の組織を有する鋼を得ることが可能である。炭素当量が下限値以下の場合には焼入性の不足から母材の引張強さを９００ＭＰａ以上に維持することが困難となる。また、炭素当量が上限値を超える場合には、焼入性の過剰な上昇からＨＡＺ靱性および鋼板表面での靱性が劣化する。
　【００３９】
　Ｖｓ：０．２８〜０．４２％
　Ｖｓは連続鋳造鋳片の中心偏析を軽減するために個々の合金元素の制限に付加するものである。Ｖｓ値が０．４２％を超えると、中心偏析が強く生じ、ＴＳ９００ＭＰａ以上の高強度鋼の場合、中心部の靭性の劣化が生じる。一方、０．２８％未満では、中心偏析は生じないもののＴＳ９００ＭＰａ以上を確保できないので下限は０．２８％とする。
　【００４０】
　２．金属組織
　つぎに金属組織について説明する。
　母材の強度と靱性を同時に満たすためには下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織とすることが必要であり、両組織をあわせて９０％以上の比率とする。ここでいう下部ベイナイトとはラス状ベイニティックフェライト内部にセメンタイトが析出した組織をいう。下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織の靱性が優れる要因は、マルテンサイトに先んじて生成する下部ベイナイトがオーステナイト粒を分断する「壁」を形成し、マルテンサイトの成長およびパケット（脆性破壊の破面単位に一致する）のサイズ拡大を抑制するためである。下部ベイナイトはマルテンサイトよりも強度が低いため、下部ベイナイトの比率が高くなりすぎると鋼全体の強度が低下する。したがって、ＴＳが９００ＭＰａ以上を満足するためには下部ベイナイトの比率はマルテンサイトと下部ベイナイトの総計の１０％以下でなくてはならない。
　【００４１】
　さらに、下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織で靱性をより一層改善するためには、下部ベイナイトの生成位置を分散させることが重要である。このためにはオーステナイトを十分加工した後未再結晶状態から変態させる必要がある。加工後未再結晶状態のオーステナイトは下部ベイナイトの核生成サイトを高密度で含み、未再結晶状態のオーステナイト粒界および粒内の多くの核生成サイトから下部ベイナイトを生成させることができる。こうした効果を発現させるために必要な未再結晶状態のオーステナイト粒の扁平度はアスペクト比にして３以上が必要である。ここで、未再結晶状態のオーステナイト粒のアスペクト比とは圧延方向に延伸したオーステナイト粒の直径（長径）を板厚方向の直径（短径）で除した値をさす。
　【００４２】
　高強度と高アレスト性を満足するためには金属組織として以下の２つの特徴のうちのいずれか一方または両方を満たす必要がある。
　【００４３】
　［１］ラス状組織からなる下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織のラスの平均厚さが１μｍ以下とする。ベイナイトのラス厚さは変態温度によって変化し、高温で生成したものほど厚さが大きい。変態温度の高いベイナイトは高靱性を得ることができず、ラスの平均厚さが１μｍを超える場合には本発明で目標とする靱性が得られない。下限はとくに限定しないが、本発明の対象とする鋼のＣ含有率の場合には０．３μｍ程度とすることが望ましく、かつそれより薄くすることは難しい。
　【００４４】
　同じ方位を有するマルテンサイト、ベイナイト混合組織の集合単位（パケットと呼ぶ）が小さくなければならない。脆性破壊の亀裂長さはこのパケット径に対応すると考えられるので、亀裂長さを短くするためにはパケット径を小さくすることが必要である。パケットの大きさに最も強い影響を及ぼすのはマルテンサイト、ベイナイトのラス組織の長手成長方向の長さである。この長さが２０μｍを超える場合には優れた靱性を得ることができず靱性改善には平均ラス長さを２０μｍ以下とする必要がある。下限は小さいほど好ましく、とくに限定しないが、通常、１０μｍ程度が実現できる限度である。
　【００４５】
　［２］下部ベイナイト組織にはセメンタイトがラス内に析出するが、この時セメンタイト粒子の長径を０．５μｍ以下とする。セメンタイトがラス内に析出する下部ベイナイトでも、再結晶オーステナイトから比較的緩やかに冷却された時に生成する下部ベイナイトの場合にはセメンタイト粒子が粗く十分なアレスト性は得られない。未再結晶オーステナイトから生成した下部ベイナイトの場合にはオーステナイト中の転位密度が下部ベイナイトにも受け継がれるために下部ベイナイト中のセメンタイト析出サイトが増加しセメンタイトが微細に析出する。本発明で目標とするアレスト性を得るためにはセメンタイトの長径は０．５μｍ以下とする必要がある。
　【００４６】
　３．製造方法
　次に、〔
発明３
　【００４７】
　本発明の製造方法において最も肝要なのは、オーステナイト粒界のみならず熱間圧延によって導入された集積転位を保存したオーステナイト、すなわち未再結晶状態のオーステナイトの粒内からも下部ベイナイトとマルテンサイトを核生成させ、これを適当な体積率とすることである。
　【００４８】
　鋳片加熱温度については、加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止するために１２００℃以下とし、一方、圧延中の結晶粒の微細化および圧延後の析出強化に有効なＮｂを固溶させるために９００℃以上とする。オーステナイト粒内から下部ベイナイトを核生成させ、かつ下部ベイナイトの成長を抑えるためには高密度の転位が必要であり、そのためにはオーステナイトの未再結晶温度域（９７５℃以下Ａｒ３以上）で５０％以上の圧延を行うことが必須である。一方、オーステナイトの未再結晶温度域での圧下率が９０％を超えると機械的性質の異方性が著しくなるでの、未再結晶温度域での圧下率は９０％以下が望ましい。
　【００４９】
　Ａｒ３点未満を緩冷却されるとき生成する上部ベイナイトの生成を抑制するためにはＡｒ３点以上から一定範囲の冷却速度で冷却しなければならない。圧延後の冷却速度の限定は、下部ベイナイトとマルテンサイトの混合組織をバランス良く得て最終的に微細な組織を得るために必要であり、１０〜４５℃／秒の範囲とする。冷却速度が１０℃／秒未満の場合は上部ベイナイトが１０％を超えて生成するか、または下部ベイナイトの混合組織のなかでの比率が１０％を超え、かつ５００℃以下での変態生成物が６０体積％未満となる。この結果、本発明の対象とする高張力鋼が備えるべき強度と靱性、かつアレスト性が確保されない。一方４５℃／秒を超えると下部ベイナイトが生成せずマルテンサイトのみの組織となり、靱性とアレスト性が劣化する。
　【００５０】
　冷却を室温まで行わずに、３００〜４５０℃で停止してその後は徐冷することが、焼戻し効果による靭性向上および水素性欠陥防止の観点から望ましい。途中停止温度は３００〜４５０℃の温度域が限度でそれより高温での冷却停止は焼入れ不足に直結するので、より一層焼戻し効果を得る場合には、Ａｃ１点未満で焼戻しを行う。
　【００５１】
　〔
発明４
発明１
発明３
　【００５２】
　【実施例】
　つぎに実施例により本発明の効果ついて説明する。
　【００５３】
　表１および表２は、実施例に用いた鋼の化学組成を示す一覧表である。
　【００５４】
　【表１】
　【００５５】
　【表２】
　【００５６】
　供試鋼板は、表１に示す化学組成の鋼を常法により溶製し、鋳造して得られた鋳片を種々の条件で圧延したもので、板厚は１２〜３５ｍｍである。
　【００５７】
　表３は、供試鋼板の製造方法を示す。
　【００５８】
　【表３】
　【００５９】
　表４は、上記製造方法によって得られた金属組織を示す。
　【００６０】
　【表４】
　【００６１】
　これらの鋼板の板厚中心部より試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２４１、試験片ＪＩＳ　Ｚ　２２０１４号）および２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２４２、試験片ＪＩＳ　Ｚ　２２０２４号）、およびＤＷＴＴ試験をおこなった。ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ）は、原厚の鋼板にプレスノッチを導入し、各試験温度にて大型の振り子式の落錘で衝撃加重を加え破断した試験片の破面を観察して判断する。有効な試験においては、プレスノッチ底より脆性破面が発生するが、その後、延性破面に変化し、延性破面が破面全体の８５％以上の比率の場合にはアレスト性がその試験温度においてあると判断する。ノッチ底から脆性亀裂が発生していない場合は有効な試験とされず、この場合にはノッチ底に浸炭処理等を施しさらに脆化させノッチ底から脆性亀裂が発生するようにする。本実施例においては、いずれの鋼の場合もプレスノッチしたままのノッチ底から脆性破面が発生していた。
　【００６２】
　溶接性試験は、溶接継手部の引張試験とシャルピー衝撃試験、および現地溶接性の評価のためのｙ開先溶接割れ試験（ＪＩＳ　Ｚ　３１５８）を行った。溶接継手は、２５ｍｍ厚さの上記厚鋼板に対して引張試験用にはＶ開先片面４層、シャルピー衝撃試験用にはレ型開先片面４層にてサブマージアーク溶接（入熱４ｋＪ／ｍｍ）を行い、各試験片を採取した。フラックスおよびワイヤには市販の１００キロハイテン用のものを用いた。引張試験片は、ＪＩＳ　Ｚ　３１２１１号試験片とした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　３１２８に準じ、切り欠き底位置がマクロエッチの溶融線に一致するように板厚１／２位置から採取した。シャルピー衝撃試験における試験温度は、母材においては−４０℃、また、溶接部においては−２０℃とした。ｙ開先溶接割れ試験においては、溶接ビードは市販の１００キロハイテン用の手溶接棒を用い、予熱なし（２５℃）で、溶接ビードを置いた。ガスクロマトグラフ法による拡散性水素量は１．２ｃｃ／１００ｇであった。
　【００６３】
　表５は、これら試験の結果を示す一覧表である。
　【００６４】
　【表５】
　【００６５】
　比較例である試験番号８においては、熱間圧延の累積圧下率が小さいために旧オーステナイト粒のアスペクト比が３未満となり母材の靭性が低くなった。試験番号９は焼入れ冷却速度が小さく下部ベイナイトの比率が過大となり、かつラスの平均厚さも厚くなり、母材と溶接継手のＴＳが９００ＭＰａ未満となった。試験番号１０〜２０は化学組成が本発明の限定範囲内にないために性能が低くなった。比較例である試験番号１０はＢ含有率が低くいために焼きが入らずに下部ベイナイトの比率およびラスの平均厚さが本発明の限定範囲外となりＴＳが目標値に到達しなかった。試験番号１１はＮｉが低いためにシャルピー試験とＤＷＴＴ試験の両方ともに目標値に到達しなかった。試験番号１２はＮｂを含まないために未再結晶温度域が低温側に限られるために未再結晶域での累積圧下率が十分確保できず母材の靭性が低下した。試験番号１３はＣｕ含有率が過大、試験番号１４はＭｎ含有率が過大、試験番号１５はＣｒ含有率が過大、試験番号１６はＭｏ含有率が過大、試験番号１７はＣｅｑが過大、試験番号１８はＶｓが過大であるために母材の靭性およびアレスト性が劣化した。また、試験番号１９はＶｓが、また、試験番号２０はＣｅｑが、ともに低すぎたために母材のＴＳが低下した。
　【００６６】
　これに対して、本発明例である試験番号１〜７は、化学組成、金属組織および圧延条件等ともに本発明の限定範囲内での実施であり、ＴＳが９００ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃試験において２００Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。また、アレスト性を評価するＤＷＴＴ試験において８５％遷移温度（ＦＡＴＴ）は−４０℃以下となった。溶接継手部の特性は、ＴＳが９００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験では−２０℃における吸収エネルギーが１００Ｊ以上を満たす結果が得られた。さらに現地溶接施工において予熱なしで溶接をおこなっても溶接部に割れが発生しなかった。
　【００６７】
　【発明の効果】
　本発明によれば、良好なアレスト性、靭性および溶接性を備えたＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力鋼を安価に提供でき、パイプラインの輸送効率等を飛躍的に改善することが可能となる。