【事件の表示】
　特許第２７０５９４６号「耐ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法」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２７０５９４６号の請求項１ないし２に係る特許を維持する。
【理　由】
Ｉ．手続の経緯
　本件特許第２７０５９４６号の発明についての出願は、昭和６３年６月２７日に特許出願され、平成９年１０月９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、日本鋼管株式会社より特許異議の申立てがなされ、取消理由が通知され、その指定期間内である平成１１年４月２０日に訂正請求がなされたものである。
　
II．訂正の適否
１．訂正の内容
（１）訂正事項ａ
　請求項１の「残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を」を、「残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｂ無添加の鋼を」と訂正する。
（２）訂正事項ｂ
　請求項２の「残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を」を、「残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｂ無添加の鋼を」と訂正する。
　　　
２．訂正の目的の適否、新規事項の有無、及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否
　上記訂正事項ａ、ｂは、請求項１、２における鋼成分において、Ｂ成分の特定がなく任意成分としてＢを含んでいる場合も意味するのか否か明りょうでない記載を、Ｂ成分は無添加の鋼であると明りょうにしようとするものである。
　上記鋼成分が「Ｂ無添加」の鋼であることは、特許明細書の（課題を解決するための手段）欄における第５頁第１０行（特許公報第３欄第４８行）の「実質的にＢを含有しない鋼」の記載、同第６頁第４〜１０行（特許公報第４欄第１１〜１６行）の記載、及び同第１３頁第５行以下（特許公報第６欄第３７行以下）の実施例の記載に裏付けられている。
　したがって、訂正事項ａ、ｂは、明りょうでない記載の釈明を目的とする明細書の訂正に該当する。又該訂正は、願書に添付した明細書に記載された事項の範囲内のものであり、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。
　
３．訂正の適否の結論
　したがって、上記訂正は、特許法等の一部を改正する法律（平成６年法律第１１６号）附則第６条第１項の規定によりなお従前の例によるとされる、特許法第１２０条の４第３項において準用する平成６年法律第１１６号による改正前の特許法第１２６条第１項ただし書き、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。
　
III．特許異議申立てについて　
１．特許異議申立ての概要
　特許異議申立人日本鋼管株式会社は、証拠として下記の甲第１号証〜甲第４号証を提出し、請求項１、２に係る発明は、甲第１号証〜甲第４号証に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものであって、請求項１、２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されたものであるから、これを取り消すべき旨主張する。
　　　　　　　　　　　　　　　　記
甲第１号証：特開昭５５−７３８４８号公報（以下、「刊行物１」という）
甲第２号証：OFFSHORE　AND　ARCTIC　PIPELINES−1987、THE　AMERICAN　SOCIETY　OF　MECHANICAL　ENGINEERS、ｐ．１３９〜１４４（以下、「刊行物２」という）
甲第３号証：特開昭５９−１５９９３２号公報（以下、「刊行物３」という）
甲第４号証：特公昭６１−６０８９２号公報（以下、「刊行物４」という）
   
２．本件発明　
　本件請求項１、２に係る発明は、上記のとおり訂正が認められたから、平成１１年４月２０日付訂正請求書の特許請求の範囲の請求項１、２に記載された次のとおりである。
「【請求項１】重量％で、
　Ｃ　：０．０２〜０．０６％
　Ｓｉ：０．６％以下
　Ｍｎ：１．０〜１．６％
　Ｐ　：０．０２０％以下
　Ｓ　：０．００６％以下
　Ａｌ：０．００１〜０．０６０％
　Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
　Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
　Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
　Ｎ　：０．００６％以下
　残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｂ無添加の鋼を連続鋳造法によってスラブとし、再加熱なしの直送圧延ないしはスラブ冷却後これを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱し、８００〜９００℃未満の温度で圧延を終了してただちに焼入れした後Ａｃｌ点以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法。
【請求項２】重量％で、
　Ｃ　：０．０２〜０．０６％
　Ｓｉ：０．６％以下
　Ｍｎ：１．０〜１．６％
　Ｐ　：０．０２０％以下
　Ｓ　：０．００６％以下
　Ａｌ：０．００１〜０．０６０％
　Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
　Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
　Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
　Ｎ　：０．００６％以下
更に
　Ｖ　：０．０１〜０．１０％
　Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
　Ｎｉ：０．０５〜１．０％
　Ｃｕ：０．０５〜１．０％
　Ｃａ：０．００１〜０．００６％
の一種またはＶ−Ｃｒ，Ｃｒ−Ｎｉ，Ｎｉ−Ｃｕ，Ｖ−Ｃａ，Ｖ−Ｃｒ−Ｃｕ，Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕ，Ｖ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕの組合せ
　残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｂ無添加の鋼を用いることを特徴とする請求項１に記載する耐ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法。」
　
３．刊行物１〜４の記載事項
（１）刊行物１：特開昭５５−７３８４８号公報
（１ａ）「（１）重量１００分率にてＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１５％を含有し、かつ下記（１）式による炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３５％以下であり、残部は実質的に鉄より成り、該鋼を熱間圧延後Ａｒ３変態点以上の温度から直接焼入れした後Ａｃ１変態点以下の温度にて焼戻すことにより６０ｋｇ／ｍｍ２以上の引張強さを有し、かつ８００００Ｊｏｕｌｅ／ｃｍ以下の入熱量で溶接したときの母材および溶接部のビツカース硬さ（Ｈｖ（１０））が２６０以下であることを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性のすぐれた溶接構造用高張力鋼。
　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ（％）＋（１／２４）Ｓｉ（％）＋（１／６）Ｍｎ（％）＋（１／５）Ｃｒ（％）＋（１／４）Ｍｏ（％）＋（１／１４）Ｖ（％）＋（１／４０）｛Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）｝・・・・・・（１）
（２）重量１００分率にてＣ：０．０３〜０．１０％、・・・・を含有し、
更に１％以下のＣｒ、０．６％以下のＭｏ、１％以下のＣｕ、０．１％以下のＴｉ、０．１％以下のＮｂ、０．００６０％以下のＢのうちより選ばれた１種もしくは２種以上を含み、かつ・・・・特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性のすぐれた溶接構造用高張力鋼。
　Ｃｅｑ（％）＝Ｃ（％）＋（１／２４）Ｓｉ（％）＋（１／６）Ｍｎ（％）＋（１／５）Ｃｒ（％）＋（１／４）Ｍｏ（％）＋（１／１４）Ｖ（％）＋（１／４０）｛Ｎｉ（％）＋Ｃｕ（％）｝・・・・・・（１）　」（特許請求の範囲第１、２項）
（１ｂ）発明の目的として「前記従来技術の欠点を克服し、引張強さ６０Ｋｇ／ｍｍ２以上であつて溶接部の硬さがビツカース硬さ（Ｈｖ（１０））にて２６０以下であつてＨ２Ｓを含む環境下で母材および溶接部の耐応力腐食割れ性がすぐれた溶接構造用高張力鋼を提供することにある。」（第２頁右上欄第１２〜１７行）
（１ｃ）Ｃｅｑが０．３５以下の成分系の鋼であれば溶接部の硬化を防ぎ耐硫化物応力腐食割れ性を向上できるが、従来はＣｅｑが０．３５以下で６０ｋｇ／ｍｍ２以上の引張強さを得ることができなかったこと、熱間圧延後Ａｒ３変態点以上の温度から直接焼入れした後Ａｃ１変態点以下の温度にて焼戻すことにより、溶接性が良好なＣｅｑが０．３５％以下であっても十分６０ｋｇ／ｍｍ２以上の引張強さを得られることを見出したこと、およびこの際にＶの析出強化を結合すること（第３頁左上欄下から３〜右上欄１８行）
（１ｄ）実施例には、鋼として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、ＡｌからなりＣｅｑが０．３５以下の成分系で、熱間圧延後、Ａｒ３点以上の温度域より直接焼入れし、その後Ａｃ１点以下の６３０℃および６００℃にて焼戻した各供試材は、Ｃｅｑが０．３５以下で低いにも拘らず、６０Ｋｇ／ｍｍ２以上の引張強さを有し、しかも靱性も従来鋼とほぼ同等であり、すぐれた硫化物応力腐食割れ性を示すこと（第４頁左下欄第３〜第５頁左上欄１５行）が記載されている。
　
（２）刊行物２：OFFSHORE　AND　ARCTIC　PIPELINES−1987
（２ａ）「優れた靭性および溶接性を有するＡＰＩ　Ｘ　８０グレードラインパイプの開発」と題する論文で、イントロダクションには、鋼組成としてＭｏ−Ｎｂ−Ｖタイプ、Ｎｂ−Ｔｉタイプ、Ｎｂ−Ｍｏ−Ｂタイプのものが挙げられ（第１３９頁右欄第６〜９行）、また、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖが析出強化成分であること（第１４０頁左欄第６〜１０行）
（２ｂ）「熱影響部の靭性が母材の化学組成の設計の際の重要な要素の一つとなる。図７は、熱影響部におけるシャルピー衝撃試験の５０％せん断面積繊維温度（５０％ＦＡＴＴ）へのカーボンおよびボロンの影響を示す。母材の力一ボン濃度をより少なくすることにより、熱影響部における５０％ＦＡＴＴの改善をもたらす。ボロン無添加鋼において、カーボン濃度を０．０５％より低くすることは、わずかに下部ベイナイトおよび粒界フェライトが混合された微細構造をもたらし、それゆえ５０％ＦＡＴＴが−５０℃より低い優れた靭性を得ることができる。」（第１４１頁右欄第１〜１３行）が記載されている。
　
（３）刊行物３：特開昭５９−１５９９３２号公報
（３ａ）「（１）Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．００３〜０．０１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．１００％、Ｎ：０．００２０〜０．００４０％を含有し、Ｆｅ及び不可避不純物：残り、
から成る成分組成（以上重量％）の鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度域に加熱し、続いて９００℃以上の温度域で熱間圧延を施して所定の寸法の鋼板に仕上げた後、Ａｒ３変態点以上の温度から直接焼入れを行い、引き続いてＡｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする、強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。
（２）Ｃ：０．０３〜０．２０％、・・・を含有するするとともに、さらに、Ｃｒ：０．０５〜０．７５％、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｂ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、のうちの１種以上をも含み、・・・・ことを特徴とする、強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲第１、２項）
（３ｂ）「この発明は、強度が高く、しかも優れた靱性も有する高張力鋼板を、低コストで能率良く製造する方法に関するものである。」（第２頁左上欄第９〜１１行）
（３ｃ）Ｎｂ成分には、直接焼入れ時の焼入れ性を高めるとともに、焼戻し時に２次析出して鋼板の強度を向上する作用があること（第４頁左上欄第３〜６行）、圧延仕上温度が９００℃未満になると、加工されたオーステナイトの再結晶が抑制されて加工歪みが残留し、フェライト或いはベイナイトの生成が促進され、焼入れ性を低下させるので、鋼板の強度及び靱性の劣化を来す、そこで、圧延仕上温度を９００℃以上と定めたこと（第５頁左上欄第１０〜１８行）
（３ｄ）実施例には、鋼種Ｅとして、Ｃ：０．０４、Ｓｉ：０．１５、Ｍｎ：１．６５、Ｔｉ：０．００５、Ｎｂ：０．０３、sol.Ａｌ：０．０２７、Ｎ：０．００３０、Ｎｉ：０．６０の鋼を１１５０℃に再加熱し、圧延仕上温度９３０℃で、直接焼入れして、高張力鋼としたこと（第５頁第１表、第６頁第２表）が記載されている。
　
（４）刊行物４：特公昭６１−６０８９２号公報
（４ａ）「この発明は、厚板、ラインパイプ用鋼板、型鋼、および棒鋼などの鋼材の製造にかかり、特に制御圧延と強制冷却の組み合わせによって強度と低温靱性にすぐれた熱間圧延鋼材を製造する方法に関するものである。」（第３欄第５〜９行）
（４ｂ）「また、仕上温度を９００〜７００℃と限定したのは、仕上温度が９００℃を越えると、圧延終了後にはオーステナイト粒が成長したり、あるいは圧延による細粒化が不十分となり、一方７００℃未満の仕上温度では圧延中に大量のフェライトが生成してしまい、次工程の強制冷却による細粒化効果が期待できないという理由によるものである。」（第６欄下から４行〜第７欄４行）
（４ｃ）実施例には、鋼として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、sol.Ａｌ、Ｎｂからなる成分系で、１１００、１０５０℃で再加熱し、９５０℃以上で粗圧延し、更に仕上圧延温度８００、８５０℃で圧延し、Ａｒ３点以上の温度域より直接焼入れし、その後Ａｃ１点以下にて焼戻したこと（第８欄第１６〜１８欄末行）が記載されている。
　
４．対比・判断　
　本件請求項１に係る発明（以下、「本件発明１」という）と刊行物１〜４に記載された発明とを対比する。
　本件発明１は、耐ＳＳＣ性に優れた高張力鋼を安価に製造する方法を提供することを目的とし、ＨＡＺ硬さの低減と母材の高張力化とを同時にバランス良く達成するためには、焼入れ性のみに着目した鋼成分の適正化だけでは不十分であるとの認識のもと、ＨＡＺ硬さを低減するためにＢフリー、低Ｃ化によって焼入れ性を下げ、母材強度の不足分はＮｂ添加による析出硬化現象を活用して補うこと、更に、析出硬化は、鋼中に析出物を微細に分散させることによってその効果を発揮するので、溶鋼の凝固冷却中に微細析出したＮｂの析出物が粗大化することのないような適切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要があることを見出し、そして、本件発明１は、請求項１で特定する鋼を、連続鋳造法によってスラブとし、再加熱なしの直送圧延ないしはスラブ冷却後これを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱し、８００〜９００℃未満の温度で圧延を終了してただちに焼入れした後Ａｃｌ点以下の温度で焼戻し処理する耐ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法であることを特徴とするものである（本件明細書第５頁（作用）欄、特許公報第４欄第３〜２６行参照）。
　これに対して、刊行物１には、耐応力腐食割れ性がすぐれた溶接構造用高張力鋼を提供するという本件発明１と同じ目的が記載され、熱間圧延後Ａｒ３変態点以上の温度から直接焼入れした後Ａｃ１変態点以下の温度にて焼戻すことは記載されている。しかし、上記「摘記事項（１ａ）」によれば、刊行物１の鋼成分は、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｔｉを含んでいてもいい任意成分として記載しているが、実施例には、これら本件発明１で必須成分とする３成分は含まれていない。特にＮｂを含んだ例がないのであるから、本件発明１での母材強度の不足分をＮｂ添加による析出硬化によって補うという技術思想の開示はなく、この析出硬化はＶによっており（摘記事項（１ｃ））、刊行物１には、実質的にＮｂを特定量必須とする点が記載されてなく相違し（相違点１）、また、Ｎｂ添加による析出硬化を利用する際、溶鋼の凝固冷却中に微細析出したＮｂの析出物が粗大化することのないような適切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要があり、特に本件発明１では、この圧延終了温度を８００〜９００℃未満とするのに対して、刊行物１ではこの点の記載もなく相違している（相違点２）。
　
　そこで、まず、上記相違点１について検討する。刊行物３には、強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法であって、Ｎｂ成分には、直接焼入れ時の焼入れ性を高めるとともに、焼戻し時に２次析出して鋼板の強度を向上する作用があることは記載されている。しかし、刊行物３の記載は、耐ＳＳＣ性を考慮していないから、ＨＡＺ硬さ低減については何も示していない。又圧延終了温度を焼入れ性確保のため９００℃以上としており、本件発明１のあまり高温で圧延を終了すると圧延により細粒化したオーステナイト粒が再び成長して焼入れ性が上昇するため、これを避けるために圧延温度を８００〜９００℃未満にすることとは技術思想が異なる。更に鋼成分として、本件発明１で必須成分としているＭｏは任意成分であって、本件発明１でいう鋼成分と重複する成分の実施例もないものである。
　そうすると、刊行物３の記載は、強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造において、Ｎｂ成分には、直接焼入れ時の焼入れ性を高めるとともに、焼戻し時に２次析出して鋼板の強度を向上する作用があることは示していても、耐ＳＳＣ性について考慮がなく、ＨＡＺ硬さ低減時のＮｂの析出硬化までは示唆しておらず、一方、刊行物１に記載された耐応力腐食割れ性がすぐれた溶接構造用高張力鋼は、既にＶによる析出硬化を用いているのであるから、刊行物３でのＮｂを配合すること（Ｎｂの析出硬化）を、刊行物１での鋼成分に適用する必要性がなく、当業者が容易に適用し得ることではない。
　次に、相違点２について検討すると、刊行物４には、強度と低温靱性にすぐれた熱間圧延鋼材を製造する方法であって、圧延終了温度を９００〜７００℃に限定することは記載されているが、本件発明１が目的とする耐ＳＳＣ性を考慮しておらず、ＨＡＺ硬さ低減については何も示しておらず、Ｎｂの析出硬化のための圧延最終温度としての意味合いも示していない。
　そうすると、刊行物４には、本件発明１での圧延終了温度を８００〜９００℃未満とすることと重複する温度条件が記載されているからといっても、Ｎｂ添加による析出硬化を利用する際、溶鋼の凝固冷却中に微細析出したＮｂの析出物が粗大化することのないような適切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要があり、そのあまり高温で圧延を終了すると圧延により細粒化したオーステナイト粒が再び成長して焼入れ性が上昇するため、これを避けるために圧延温度を８００〜９００℃未満にすることとは技術思想が異なるのであるから、この刊行物４に記載された圧延最終温度を、刊行物１の圧延条件に適用することは、当業者といえども容易に想到し得るものではない。
　また、刊行物２には、Ｂフリー低Ｃ化によって焼入れ性を下げ、ＨＡＺの靱性が向上することが記載されているが、ＨＡＺ硬さを抑えることまでを意味しているものではなく、これを考慮しても刊行物１〜４の記載から本件発明１の構成を当業者が容易に想到し得るものでもない。
　
　そして、本件発明１は、上記構成により明細書に記載された母材の高張力化とＨＡＺ硬さの低減とを同時に達成し、きわめて優れた耐ＳＳＣ性を示す鋼を大量かつ安価に製造することが可能となり、その結果、硫化水素雰囲気にさらされるＬＰＧ、ガス貯蔵用球形タンクなどの溶接鋼構造物の安全性を大きく向上させることができ、ホットコイル、形鋼などにも適用可能であって、この方法で製造した厚鋼板は圧力容器、海洋構造物、ラインパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物として用いることができるという刊行物１〜４の記載からは予測することのできない格別な効果を奏しているものである。
　よって、本件発明１は、刊行物１〜４に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものではない。
　
　本件請求項２に係る発明は、本件発明１において、鋼成分を更に特定しているものであるから、上記と同じ理由で、刊行物１〜４に記載された発明に基いて当業者が容易に発明をすることができたものではない。　
　
IV．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、２に係る発明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、２に係る発明の特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、特許法等の一部を改正する法律（平成６年法律第１１６号）附則第１４条の規定に基づく、特許法等の一部を改正する法律の一部の施行に伴う経過措置を定める政令（平成７年政令第２０５号）第４条第２項の規定により、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１４年１２月１３日（２００２．１２．１３）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
（１）訂正事項ａ
　特許請求の範囲の請求項１の「残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を」を、「残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｂ無添加の鋼を」と明りょうでない記載の釈明を目的として訂正する。
（２）訂正事項ｂ
　特許請求の範囲の請求項２の「残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を」を、「残部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｂ無添加の鋼を」と明りょうでない記載の釈明を目的として訂正する。
（５４）【発明の名称】
耐ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法
（５７）【特許請求の範囲】
（１）　重量％で、
　　Ｃ　：０．０２〜０．０６％
　　Ｓｉ：０．６％以下
　　Ｍｎ：１．０〜１．６％
　　Ｐ　：０．０２０％以下
　　Ｓ　：０．００６％以下
　　Ａｌ：０．００１〜０．０６０％
　　Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
　　Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
　　Ｎ　：０．００６％以下
　残部が鉄および不可避的不純物からな
り、Ｂ無添加の
（２）　重量％で、
　　Ｃ　：０．０２〜０．０６％
　　Ｓｉ：０．６％以下
　　Ｍｎ：１．０〜１．６％
　　Ｐ　：０．０２０％以下
　　Ｓ　：０．００６％以下
　　Ａｌ：０．００１〜０．０６０％
　　Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
　　Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
　　Ｎ　：０．００６％以下
更に
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％
　　Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
　　Ｎｉ：０．０５〜１．０％
　　Ｃｕ：０．０５〜１．０％
　　Ｃａ：０．００１〜０．００６％
の一種またはＶ−Ｃｒ，Ｃｒ−Ｎｉ，Ｎｉ−Ｃｕ，Ｖ−Ｃａ，Ｖ−Ｃｒ−Ｃｕ，Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕ，Ｖ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕの組合せ
　残部が鉄および不可避的不純物からな
り、Ｂ無添加の
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
　本発明は、特に耐ＳＳＣ性に優れた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ２級の高張力鋼の製造法に関する。
（従来の技術）
　アンモニア、ＬＰＧなどの貯蔵タンクや石油、天然ガス輸送用のラインパイプでは、硫化水素（Ｈ２Ｓ）によるＳＳＣ（硫化物応力腐食割れ）が大きな問題となっている。ＳＳＣは、湿潤な硫化水素環境下の腐食反応で生じた水素による水素脆性割れの一種と考えられている。
　鋼のＳＳＣ感受性は、化学成分やミクロ組織、非金属介在物の有無などによって異なるが、特に硬さの影響が大きく、ビッカース硬さＨｖ２４８（ＨＲＣ２２）以下ではＳＳＣは起こらないとされている。しかし、従来のＨＴ６０は特開昭５９−１２６７１６号公報で示すように、Ｂ添加鋼の焼入れ・焼戻し（ＱＴ）処理によって製造されており、Ｂの焼入れ性向上効果を利用しているために、小入熱溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬さが高く、ＳＳＣ感受性が増大するという欠点を有していた。
　またＢ無添加のＨＴ６０もＣ量をはじめ添加元素や製造法が適切でなく、母材、ＨＡＺの耐ＳＳＣ性は著しく劣っていた。このため新知見に基づく画期的なＨＴ６０の開発が強く望まれていた。
（発明が解決しようとする課題）
　本発明は耐ＳＳＣ性に優れた高張力鋼を安価に製造する方法を提供するもので、本発明法で製造した鋼は低入熱溶接時においてもＨＡＺ硬さを低く抑えることが可能となり、きわめて優れた耐ＳＳＣ性を示す。
（課題を解決するための手段）
　本発明の要旨は、重量％で
　　Ｃ　：０．０２〜０．０６％、　　Ｓｉ：０．６％以下、
　　Ｍｎ：１．０〜１．６％、　　　　Ｐ　：０．０２０％以下、
　　Ｓ　：０．００６％以下、　　　　Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、
　　Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、　　Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
　　Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ　：０．００６％以下、
　必要に応じて
　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、　　Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
　　Ｎｉ：０．０５〜１．０％、　　　Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
　　Ｃａ：０．００１〜０．００６％
　の一種または
　　Ｖ−Ｃｒ，Ｃｒ−Ｎｉ，Ｎｉ−Ｃｕ，Ｖ−Ｃａ，Ｖ−Ｃｒ−Ｃｕ，
　　Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕ，Ｖ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕの組合せ
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、再加熱なしの直送圧延（ＨＣＲ、ＤＲ）ないしはスラブ冷却後これを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱し、８００〜９００℃未満の温度で圧延を終了してただちに焼入れた後Ａｃ１点以下の温度で焼戻し処理する。
（作用）
　以下、本発明について説明する。
　発明者らの研究によれば、母材強度および耐ＳＳＣ性に影響を及ぼすとされるＨＡＺ硬さは鋼の焼入れ性に大きく依存し、ＨＡＺ硬さの低減と母材の高張力化とを同時にバランスよく達成するためには、焼入れ性のみに着目した鋼成分の適正化だけでは不十分である。
　一方、Ｂフリー・低Ｃ化によって焼入れ性を下げることは、ＨＡＺ硬さ低減の見地からきわめて有効である。そこで焼入れ性を下げるためＢフリー・低ＣをベースとしてＨＡＺ硬さを抑え、母材強度の不足分はＮｂ（必要に応じＶ）添加による析出硬化現象を活用することによって補う方法を発明した。
　析出硬化は鋼中に析出物を微細に分散させることによってその効果を発揮する。そのため溶鋼の凝固冷却中に微細析出したＮｂの析出物が粗大化することのないよう適切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要がある。
　この析出硬化の活用は、圧延後の直接焼入れによって可能となったものであり、その理由については後述する。またこの直接焼入れ・焼戻し処理を施すことによって組織の均一化がはかられ、耐硫化水素割れ性の面からも好ましいものとなる。
　しかし、たとえＮｂの析出物が鋼中に微細に分散していても基本成分が適当でないと、ＨＡＺ硬さと母材の高張力化とのバランスのよい達成は困難である。
　以下、この点について説明する。
　Ｃは焼入れ性に最も顕著に効くものであるが、下限０．０２％は母材および溶接部の強度確保ならびにＮｂなどの添加時に、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量が多過ぎると焼入れ性が上がり、ＨＡＺ硬さを上昇させるため上限を０．０６％とした。
　Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％に限定した。鋼の脱酸はＡｌのみでも十分可能であり、焼入れ性の観点から０．２５％以下が望ましい。
　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１．０％である。しかしＭｎ量が多過ぎると焼入れ性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、スラブの中心偏析を助長するので、上限を１．６％とした。
　本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそれぞれ０．０２０％以下、０．００６％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量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させ、またＳ量の低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向がある。最も好ましいＰ，Ｓ量は、それぞれ０．０１％、０．００２％以下である。
　Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であり、最低０．００１％の添加含有が必要である。しかし、Ａｌが０．０６０％を超えるとＨＡＺ靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化させるためその上限を０．０６０％とした。
　Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させる。特に本発明鋼においては強度確保上不可欠の元素であり、その下限は０．０５％である。しかし添加量が多過ぎると母材、溶接部の靭性、溶接性の劣化を招き好ましくない。そのため上限を０．４０％とした。
　Ｎｂは本発明鋼において必須元素であり、焼入れ性低下に伴う強度不足分を析出硬化として補う上で、最低０．０１％が必要である。しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上昇も伴うためその上限を０．０５％とした。
　Ｔｉは母材およびＨＡＺ靭性向上のために必須であり、その下限を０．００５％とした。上限は過剰のＴｉによるＴｉＣの析出を防止するため０．０３０％とした。
　次にＶ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，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、靭性など特性の向上をはかるためである。したがってその添加量は自ずから制限されるべき性質のものである。
　ＶはＮｂと同様析出硬化に寄与するものであるが、Ｎｂに比べて母材強度の強化代は小さいため０．０１％以下では効果が少なく、上限は０．１０％まで許容できる。またＶはＨＡＺ硬さをほとんど変化させないためＮｂとの複合添加が望ましい。
　Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎると溶接性や接合部の靭性を劣化させるため上限を０．５０％とした。下限は材質上への効果が得られるための最小量とすべきで０．０５％である。これは次のＮｉ，Ｃｕについても同様である。
　Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、過剰な添加は溶接性に好ましくないため上限を１．０％とした。
　ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、１．０％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となる。このため上限を１．０％とした。
　Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向上（シャルピー吸収エネルギーを増加）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０．００１％以下では実用上効果がなく、また０．００６％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、鋼の靭性のみならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を与える。このため添加量の範囲を０．００１〜０．００６％に制限した。
　鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が適切でなければ析出硬化を利用した母材強度の確保およびＨＡＺ硬さの低減を達成することはできない。このため製造条件についても限定する必要がある。
　まず、この鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細なＮｂの析出物が多量に得られるためである。大型鋼塊による造塊−分塊法では、Ｎｂの析出物をスラブ中に微細分散させることは難しい。
　連続鋳造法の場合、スラブ厚によって冷却速度が異なるが、その厚みは３５０ｍｍ以下が望ましい。さらにスラブの再加熱温度を１２５０℃以下とする必要がある。なぜならこれ以上の温度で再加熱すると析出物が粗大化して、析出硬化現象を期待できないためである。
　なお本発明においては、スラブの再加熱は必ずしも実施する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧延を行っても全く問題はない。
　次にスラブ再加熱後の圧延・熱処理条件の限定理由について述べる。
　圧延終了温度が８００℃以下になると、ＭｎＳ系介在物が残存した場合に延伸しやすいこと、圧延中にフェライトを加工する危険性が生ずることなどから８００℃以上でなければならない。しかしあまり高温で圧延を終了した場合、圧延により細粒化したオーステナイト粒が再び成長し、鋼の焼入れ性が上昇するためその上限を９００℃未満とした。
　また圧延終了後ただちに焼入れする理由は、従来法にしたがい空冷した場合、空冷中にＮｂの析出物が粗大化してしまい、空冷のままの強度はもとよりこれを再加熱して焼入れ・焼戻しを行ってもその加熱時にＮｂが固溶しないため、析出物を微細化できず高強度が得られない。
　すなわち圧延後の直接焼入れは組織の微細化をはかるとともに、析出物の粗大化を防止するために不可欠のものであり、これを焼戻すことによって析出物が微細に分散し、同時に焼入れ後に得られる微細組織の焼戻しによって、高張力、高靭性を確保することができる。
（実施例）
　表１は本発明を実施するにあたって使用に供した鋼の化学組成である。また表２は、各々の鋼に対する製造条件と母材特性及びＨＡＺ硬さとを示したものである。
　比較鋼において鋼１６はＮｂが添加されていないため強度が不足している。また鋼１７は直接焼き入れを行っていないために析出硬化を活用できておらず、強度が不足している。さらに鋼１８ではＣ量が多過ぎる上にＢを含有するため、ＨＡＺ硬さを低く抑えることができていない。
　これに対して本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）は母材強度とＨＡＺ硬さとをバランスよく達成できている。また本発明鋼は、４点曲げのＳＳＣ試験を実降伏応力の１２０％までの曲げ応力を付加して行ったが、割れは全く認められなかった。
（発明の効果）
　本発明により、母材の高張力化とＨＡＺ硬さの低減とを同時に達成する鋼を大量かつ安価に製造することが可能になった。その結果、硫化水素雰囲気にさらされるＬＰＧ、ガス貯蔵用球形タンクなどの溶接鋼構造物の安全性を大きく向上させることができた。
　本発明は、厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホットコイル、形鋼などにも適用可能である。また、この方法で製造した厚鋼板は圧力容器、海洋構造物、ラインパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物を用いることができる。