【事件の表示】
　特許第３３８７３７８号「高Ｍｎ鋼鋳片、その連続鋳造方法および高張力鋼材の製造方法」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３３８７３７８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３３８７３７８号の請求項１乃至４に係る発明についての出願は、平成９年８月２８日に特許出願され、平成１５年１月１０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、ＪＦＥスチール株式会社より請求項１乃至４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２０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、すなわち次の訂正事項ａ乃至ｋのとおりに訂正するものである。
（１）訂正事項ａ：請求項１の「Ｍｎ：０．８〜２．５％」を「Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満」と訂正する。
（２）訂正事項ｂ：特許明細書の段落【００１４】の「Ｍｎ：０．８〜２．５％」を「Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満」と訂正する。
（３）訂正事項ｃ：特許明細書の段落【００２０】の「Ｍｎ含有率が０．８〜２．５重量％の高Ｍｎ鋼」を「Ｍｎ含有率が０．８以上１．７重量％未満の高Ｍｎ鋼」と訂正する。
（４）訂正事項ｄ：特許明細書の段落【００２９】の「Ｍｎ：０．８〜２．５％」を「Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満」と訂正するとともに、「Ｍｎ含有率の上限は２．５％とした。好ましくは２％未満、さらに好ましくは１．７％未満である。特に、造塊法に比べて中心偏析が生じやすい連続鋳造法によって鋳片を製造する場合には、１．７％未満にするのがよい。」を「Ｍｎ含有率の上限は１．７％未満とした。この範囲であれば、造塊法に比べて中心偏析が生じやすい連続鋳造法によって鋳片を製造することもできる。」と訂正する。
（５）訂正事項ｅ：特許明細書の段落【００７１】の「化学組成を備えた鋼８種類（本発明例、鋼番１〜８）」を「化学組成を備えた鋼６種類（本発明例、鋼番１、４〜８）」と訂正する。
（６）訂正事項ｆ：特許明細書の段落【００７３】の表１の鋼番２及び３を削除し、鋼番Ｘ８のＭｏ含有率に＊印を付す。
（７）訂正事項ｇ：特許明細書の段落【００７４】の表２の試験Ｎｏ．の欄の「１〜７、９〜２１」を「１、４〜７、９〜２１」と訂正する。
（８）訂正事項ｈ：特許明細書の段落【００７７】の「鋼材（試験Ｎｏ．１〜８。以下、本発明例の鋼材と記す）」を「鋼材（試験Ｎｏ．１、４〜８。以下、本発明例の鋼材と記す）」と訂正する。
（９）訂正事項ｉ：特許明細書の段落【００８４】の表３から、試験Ｎｏ．２及び試験Ｎｏ．３を削除する。
（１０）訂正事項ｊ：特許明細書の段落【００８５】の「試験Ｎｏ．１〜８」を「試験Ｎｏ．１、４〜８」と訂正する。
（１１）訂正事項ｋ：特許明細書の段落【００８６】の「試験Ｎｏ．１〜７」を「試験Ｎｏ．１、４〜７」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の「Ｍｎ：０．８〜２．５％」を「Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満」と訂正するものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当する。
　また、上記訂正事項ｂ乃至ｋは、訂正事項ａの訂正に伴って特許明細書の記載を請求項１の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。
　そして、上記訂正事項ａは、特許明細書の段落【００２９】の「さらに好ましくは１．７％未満である」という記載に基づいて訂正するものであり、またこの訂正事項ａに伴ってなされた訂正事項ｂ乃至ｋ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、訂正事項ａ乃至ｋは、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１乃至４
　訂正後の請求項１乃至４に係る発明（以下、「本件訂正発明１乃至４」という）は、訂正明細書の請求項１乃至４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：０．０２〜０．１％、         　 　Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満、　　　Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００３％以下、　　　　　　　　Ｎｉ：０．３〜１．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、　　　　　　Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００４〜０．１％、　　　　　Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｃｕ：０〜０．６％、　　　　　　　　　Ｃｒ：０〜０．８％、
Ｍｏ：０〜０．６％、　　　　　　　　　Ｖ：０〜０．１％、
Ｂ：０〜０．００２５％、　　　　　　　Ｃａ：０〜０．００６％
を含有するとともに下記（１）式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を備え、（鋳片中心部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表されるＭｎ偏析度が３以下であることを特徴とする高Ｍｎ鋼鋳片。
　０．２８≦Vｓ≦０．４２   ・・・・ （１）
ここで、
　Vｓ＝Ｃ＋０．２Mｎ＋５Ｐ−０．１Nｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ
ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を表す。
【請求項２】請求項１に記載の化学組成を備える溶鋼を連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して、下記（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、または両方の操作を加えることを特徴とする高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法。
（ａ）鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
（ｂ）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加える。
【請求項３】請求項１に記載する鋳片または請求項２の方法で得られる鋳片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下における累積圧下率が２５％以上となる条件で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了した後、７００℃以上から、１０〜７０℃／ｓの冷却速度で１００〜４５０℃の温度域となるまで冷却することを特徴とする高張力鋼材の製造方法。
【請求項４】さらに５００〜６７５℃の温度域で焼き戻すことを特徴とする請求項３に記載の高張力鋼材の製造方法。」
　
４．特許異議申立てについて
４−１．特許異議申立ての理由
　特許異議申立人は、証拠方法として甲第１号証乃至甲第１２号証を提出して、次のとおり主張している。
（１）請求項１のＶｓを定義する（１）式、「Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ」のＭｏの係数「０．０７」については、甲第９号証（出願人が提出した意見書）を参酌しても甲第８号証（本願の当初明細書）には記載されていないから、本件発明１乃至４についての特許は、特許法第１７条の２第３項の規定に違反してなされたものである。
（２）訂正前の請求項１乃至４に係る発明は、甲第１号証乃至甲第７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、本件発明１乃至４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。
（３）訂正前の請求項１のＶｓの上限値を０．４２と規定する臨界的意義やＭｎの偏析度を３以下と規定する臨界的意義が明確でないから、本件発明１乃至４についての特許は、特許法第３６条第６項第２号の規定に違反してなされたものである。
（４）訂正前の請求項１に係る発明は、先願の甲第１０号証（特許第３３８７３７１号）の請求項１に記載された発明と同一であるから、本件発明１についての特許は、特許法第３９条第１項の規定に違反してなされたものである。
４−２．甲各号証の記載内容
　特許異議申立人が提出した甲第１号証乃至甲第７号証及び甲第１０号証には、それぞれ次の事項が記載されている。
（１）甲第１号証：特開平８−１９９２９２号公報
（１ａ）「【請求項１】重量％で、
Ｃ　：０．０５〜０．１０％、　　　　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．７〜２．２％、　　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　　Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、　　　　　Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００２０％、
Ａｌ：０．０６％以下、　　　　　　　　Ｎ　：０．００１〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５以上、４．０以下の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織として見かけの平均オーステナイト粒径（ｄγ）が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態したマルテンサイトを体積分率で９０％以上含有することを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。
　Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
【請求項２】請求項１記載の成分に加えてさらに、重量％で、
Ｖ　：０．０１〜０．１０％、　　　　　Ｃｕ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜０．６％
の一種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。
【請求項３】請求項１または請求項２記載の成分に加えてさらに、重量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．００６％
を含有することを特徴とする請求項１または２記載の低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。
【請求項４】Ａｃ１点以下の温度で焼戻し処理した鋼からなることを特徴とする請求項１，２または３に記載の低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。」（特許請求の範囲）
（１ｂ）「【発明が解決しようとする課題】本発明は前記要望を充足すべく、強度と低温靭性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度溶接用鋼を提供することを目的とするものである。」（段落【０００４】）
（１ｃ）「【作用】
　以下、本発明の内容について詳細に説明する。　
　本発明の特徴は、（１）Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−微量Ｂ−微量Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系であること、（２）そのミクロ組織が平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態した微細なマルテンサイト組織（焼戻した後は焼戻しマルテンサイト組織）を主体とすること、である。」（段落【０００７】）
（１ｄ）「Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とし、優れた強度・低温靭性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．７％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靭性をも劣化させるので上限を２．２％とした。」（段落【００１５】）
（１ｅ）「【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。実験室溶解（５０ｋｇ、１００ｍｍ厚鋼塊）または転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分のの鋳片を製造した。これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５ｍｍの鋼板に圧延し、場合によって焼戻し処理を行い諸性質、ミクロ組織を調査した。」（段落【００２９】）
（２）甲第２号証：特開平８−２６９５４５号公報
（２ａ）「【請求項１】　重量％で、
Ｃ　：０．０５〜０．１０％、　　　　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．８〜２．５％、　　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００１％以下、　　　　　　　Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、　　　　　Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、　　　Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ　：０．００１〜０．００６％、　　　Ｏ　：０．００３％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が１．９〜２．８の範囲にある鋼片を９５０〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡｒ３点〜Ａｒ１点のフェライト・オーステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延を行い、その後１０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却し、４００〜６５０℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法。
　Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１」（【特許請求の範囲】）　　　　　
（２ｂ）「【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接部および母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達成できる引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ２以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度鋼管用鋼板の製造技術を提供するものである。」（段落【０００４】）
（２ｃ）「Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．８％である。しかしＭｎが多過ぎると鋼の焼入れ性が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、耐サワー性、低温靭性も劣化させるので上限を２．５％とした。」（段落【００１９】）
（３）甲第３号証：特開平６−１５４２４号公報
（３ａ）「【請求項１】溶鋼を連続鋳造するにあたり、モールド直下のクーリンググリッド部における長辺内壁の中央域において、鋳込み方向にわたって凹みを形成し、鋳片にバルジングを強制的に生成する一方で、鋳片のクレータエンド付近において、鋳片を挟んで対向配置されており、少なくとも一方が凸状のクラウンを施してなる一対のロールを複数設けた小径ロール群により、鋳片を軽圧下することを特徴とする連続鋳造方法。」（【特許請求の範囲】）
（３ｂ）「【産業上の利用分野】この発明は、スラブの連続鋳造において、中心偏析を防止することのできる連続鋳造装置に関するものである。」（段落【０００１】）
（３ｃ）「そして、軽圧下のために圧下設備を大掛かりにする必要がなく、バルジングの生成とクラウンロールにより、タテワレやヨコワレという鋳片の表面疵を発生させることもなく、中心偏析を防止した連続鋳造を確実に実施できるようにしたものである。」（段落【０００９】）
（４）甲第４号証：特開平１−１７８３５５号公報
（４ａ）「スラブの連続鋳造において、鋳型直下から引き抜き方向に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向の間隔を段階的に増加させてバルジングを生ぜしめ、スラブ鋳片の厚さを前記鋳型短辺の２乃至３倍とした後クレーターエンド付近において小径ロールにより軽圧下を行うことを特徴とする連続鋳造法。」（特許請求の範囲） 
（４ｂ）「［産業上の利用分野］この発明はスラブの連続鋳造において中心偏析を防止する方法に関する。」（第１頁左欄１３〜１５行）
（５）甲第５号証：特開平７−２１４２６２号公報
（５ａ）「【請求項１】最終凝固位置近傍に静磁場を印加する鋼の連続鋳造において、鋳片中心の固相率が８０％未満の位置で、鋳造方向と直角に交わる鋳片断面に対して、鋳造方向と反対方向に電磁力を作用させることを特徴とする連続鋳造鋳片の中心偏析防止方法。」（【特許請求の範囲】）
（５ｂ）「本発明では、連続鋳造鋳片の最終凝固位置近傍に、静磁場発生装置を設置して、鋳造方向と直角方向に静磁場を印加する。この結果、前述の狭い通路を通過する濃化溶鋼流動は、上記静磁場内を横切るので、印加磁場との相互作用によって誘導電流が発生する。この誘導電流と印加磁場により、鋳造方向と直角に交わる鋳片断面に対して、鋳造方向と反対方向に、即ち、吸引される濃化溶鋼に対して逆方向に電磁力による制動力（ローレンツ力）が働き、クレーター先端部への濃化溶鋼流動が抑制されるので中心偏析の生成を防止できる。」（段落【００１４】）
（６）甲第６号証：特開平５−２８５５９４号公報
（６ａ）「【請求項１】連鋳鋳型内に鋳片の厚みを横切る方向の直流磁束を全幅に亙って付与し、該直流磁束によって鋳型鋳造方向に形成される静磁場帯を境界としてその上下に互いに組成の異なる溶鋼を供給しながら複層鋳片を連続鋳造して中心偏析特性の優れた鋼材を製造するに当たり、下側溶鋼中の偏析有害元素濃度が上側溶鋼中の偏析有害元素の濃度よりも小さくなるように各々の溶鋼を選定して複層鋳片を連続鋳造することを特徴とする中心偏析特性の優れた鋼材の製造方法。」（【特許請求の範囲】）
（６ｂ）「【産業上の利用分野】本発明は、表層部と内層部の組成、すなわち化学成分の異なる複合鋼材を溶鋼から連続的に製造することで、中心偏析特性の優れた鋼材を製造する方法に関するものである。」（段落【０００１】）
（７）甲第７号証：第１５３／１５４回西山記念技術講座「鋼のスラブ連続鋳造技術の最近の動向」平成６年５月１１日発行、第１０５頁、第１２２頁、第１６１頁及び第１８２〜１８４頁
（７ａ）「鋳型内溶鋼流動制御は、交流移動磁界方式と直流静磁場方式が実機工程化のレベルにあり、鋳片の品質向上に寄与している。今後は、溶鋼流動の理想的な姿とその物理的意味を究明して制御の最適化を図ることが重要な課題と言える。」（第１２２頁３〜６行）
（７ｂ）「（１）凝固収縮防止策
　凝固収縮に伴う溶鋼流動を防止する方法としては、凝固収縮量に見合う分鋳片に圧下を加える様に鋳片をサポートする軽圧下方法がある。」（第１８２頁１３〜１５行）
（７ｃ）「（４）凝固組織制御
　凝固組織を制御する方法としては、従来から、電磁攪拌装置を用いて等軸晶生成を促進する方法が採られている。電磁攪拌強度を増加し柱状晶から等軸晶へと変化させると、偏析部分が分散する効果がある。」（第１８３頁下から１４〜８行）
（１０）甲第１０号証：特許第３３８７３７１号明細書
（１０ａ）「【請求項１】重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌＡｌ：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。
　　（中略）　
【請求項４】請求項１または請求項２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。」（【特許請求の範囲】）
（１０ｂ）「【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。」（段落【０００１】）
（１０ｃ）「Ｍｎ：０．２〜２．５％
　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、２．５％を超えると母材のアレスト性および溶接部の靱性が劣化するので、ＴＳを９００ＭＰａ以上とする本発明の場合には、Ｍｎを２．５％以下に制限することが必要である。また、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。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％未満とすることが望ましい。〔発明２〕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。」（段落【００２５】）
　
４−３．当審の判断
（ｉ）上記（１）の主張について
　Ｖｓの関係式中のＭｏの係数「０．０７」は、審査の過程において、当初明細書に記載された「０．７」という誤記の訂正を目的として、平成１４年３月１５日付け手続補正書によって補正されたものである。そして、特許権者は、その審査手続きにおいて、「０．７」が「０．０７」の誤記である根拠として発明者が共通する特願平９−１９３６２９号（特開平１１−３６０４２号公報）を提示しており、また特許異議意見書においても、発明者が共通する特開平１０−２３７５８３号公報及び特開平１０−２４４３４９号公報を提示しているから、これら証拠を検討すると、これら証拠には、「Ｖｓ（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）−（Ｍｏ／１５）＋（Ｃｕ／１０）」と記載されている。そして、この「Ｖｓ」の関係式も、本件発明の「Ｖｓ」と同様、連続鋳造鋳片の個々の元素の中心偏析に係る指標であることが上記証拠のその余の記載から明らかであるから、Ｍｏの係数は、正しくは「１／１５」すなわち「０．０６６６」を四捨五入した「０．０７」であると認められる。
　してみると、Ｍｏの係数０．７を０．０７とした上記手続補正は、誤記の訂正を目的としたものと云えるから、特許法第１７条の２第３項の規定に違反するものではなく、特許異議申立人の上記（１）の主張は、採用することができない。
　
（ｉｉ）上記（２）の主張について
（ａ）本件訂正発明１について
　甲第１号証の（１ａ）には、「引張強さ９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度溶接用鋼」に関し、
「重量％で、
Ｃ　：０．０５〜０．１０％、　　　　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．７〜２．２％、　　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　　Ｎｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、　　　　　Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００２０％、
Ａｌ：０．０６％以下、　　　　　　　　Ｎ　：０．００１〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５以上、４．０以下の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織として見かけの平均オーステナイト粒径（ｄγ）が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態したマルテンサイトを体積分率で９０％以上含有することを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。
　Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ」が記載されているが、この「高強度鋼」は、その成分組成の「Ｍｎ」含有量が「１．７〜２．２重量％」であるから、本件訂正発明１の「Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満」とＭｎ含有量の点で明らかに相違するものである。
　また、本件訂正発明１は、本件明細書の段落【００２０】の記載から明らかなように、「Ｖｓ」の関係式が「０．２８≦Vｓ≦０．４２」の範囲になるように成分組成を選択することによってＭｎ含有量が０．８％以上１．７重量％未満の高Ｍｎ鋼を連続鋳造法によって製造する場合でも、Ｍｎの中心偏析度が「３以下」の軽度な鋳片を得ることができるようにしたものであるところ、甲第１号証には、このＭｎの中心偏析度に関する記載は一切ない。甲第１号証の上記（１ｄ）には、Ｍｎ含有量について、「Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とし、優れた強度・低温靭性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．７％である。」と記載されているだけであり、Ｍｎの中心偏析を配慮するような示唆すら見当たらないし、その余の記載をみても、Ｍｎの偏析を抑制する観点からその成分組成を調整するような記載は見当たらない。
　してみると、甲第１号証には、本件訂正発明１の「０．２８≦Vｓ≦０．４２」と「Ｍｎ偏析度が３以下」という条件を満足する「高Ｍｎ鋼鋳片」については何ら示唆されていないと云うべきである。
　そこで、その余の証拠について検討すると、甲第２号証には、「引張強さ９５０Ｎ／ｍｍ２以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度鋼管用鋼板の製造方法」に関する記載があるが、この鋼板も、そのＭｎ含有量が「Ｍｎ：１．８〜２．５％」であるから、本件訂正発明１の「Ｍｎ：０．８％以上１．７％未満」とＭｎ含有量の点で明らかに相違するものである。また、甲第２号証のその余の記載内容も、甲第１号証と同様のものであり、そこには、Ｍｎの中心偏析を配慮するような示唆すら見当たらないから、本件訂正発明１の「０．２８≦Vｓ≦０．４２」と「Ｍｎ偏析度が３以下」という条件を満足する「高Ｍｎ鋼鋳片」については何ら示唆されていない。
　甲第３号証乃至甲第５号証及び甲第７号証は、連続鋳造におけるバルジングと圧下の関係や電磁撹拌に関する一般的な証拠であるから、これら証拠にも、本件訂正発明１の具体的な成分組成や「０．２８≦Vｓ≦０．４２」と「Ｍｎ偏析度が３以下」という条件については何ら示唆されていない。
　甲第６号証には、「中心偏析特性の優れた鋼材の製造方法」が記載されているが、この製造方法は、上記（６ａ）及び（６ｂ）の記載から明らかなように、「表層部と内層部の組成、すなわち化学成分の異なる複合鋼材」という特殊鋼材を「下側溶鋼中の偏析有害元素濃度が上側溶鋼中の偏析有害元素の濃度よりも小さくなるように各々の溶鋼を選定して複層鋳片を連続鋳造」して、その特殊鋼材の中心偏析特性を改善するものであるから、本件訂正発明１のような複合鋼材ではない通常の「高Ｍｎ鋼鋳片」におけるＭｎの中心偏析特性の改善とは直接的な関係にはないと云うべきである。そして、甲第６号証にも、本件訂正発明１の具体的な「Ｖｓ」の関係式を示唆する記載はない。　
　してみると、甲第２号証乃至甲第７号証にも、本件訂正発明１の上記「０．２８≦Vｓ≦０．４２」と「Ｍｎ偏析度が３以下」という条件を満足する「高Ｍｎ鋼鋳片」について示唆する記載はないから、本件訂正発明１は、甲第１号証乃至甲第７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とすることはできない。
（ｂ）本件訂正発明２乃至４について
　これら発明は、「高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法」や「高張力鋼材の製造方法」に係る発明であるが、いずれも「請求項１に記載の化学組成」又は「請求項１に記載する鋳片」という条件を特定事項とするものであるから、本件訂正発明１と同様、上記「０．２８≦Vｓ≦０．４２」を特定事項とするものである。
　してみると、本件訂正発明２乃至４も、甲第１号証乃至甲第７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とすることはできないと云うべきである。
　したがって、特許異議申立人の上記（２）の主張も、採用することができない。
　
（ｉｉｉ）上記（３）の主張について
　特許異議申立人の上記（３）の主張は、要するところ、次の（ａ）及び（ｂ）のとおりである。
（ａ）表１の比較例Ｘ１は、その組成のＭｏ０．６２％が本件発明１の上限０．６％を若干超えるものの、本件発明１と極めて近い組成である。また、そのＶｓ値０．４５が本件発明１の上限値０．４２を超えるものの、Ｍｎ偏析度は１．３であって本件発明１の３以下より十分に低い値である。
　そうすると、Ｖｓ値０．４５の比較例Ｘ１でも、本件発明１と同様のＭｎ偏析度を達成することができるのであるから、本件発明１において、そのＶｓ値の上限を０．４２に設定した臨界的意義が明確でない。
（ｂ）表１の本発明例の場合では、そのＭｎ偏析値が１．１〜１．９の範囲内のものであるから、本件発明１の上限値３から離れたものばかりである。また、比較例の場合でも、その殆どが１．０〜２．７の範囲内のものであるから「３」を示すものはない。唯一比較例Ｘ８が３以上の６．７であるが、本件発明１の上限値３からかなりかけ離れたものであるから、本件発明１のＭｎ偏析度の上限値を「３以下」とした臨界的意義が表１のデータから明らかではない。
　しかしながら、上記（ａ）の主張については、表１の比較例Ｘ１の「Ｖｓ」値を職権で計算したところ、「０．４２７６」であり、「０．４５」ではないから、本件訂正発明１の上限値「０．４２」にかなり近い値であり、したがって比較例Ｘ１の場合でも、そのＭｎ偏析度が１．３であることを直ちには否定し得ないと云える。
　そうすると、比較例Ｘ１は、そのＭｏ含有量が本件訂正発明１の「Ｍｏ：０〜０．６％」の範囲外であるために「比較例」として扱われているとみるのが相当であるから、比較例Ｘ１のＶｓの値をもって本件訂正発明１のＶｓ値の上限を０．４２に設定した臨界的意義が明確でないとすることはできない。
　次に、上記（ｂ）の主張について検討するに、確かに表１中には本件訂正発明１のＭｎ偏析度の上限値「３」に近い値を示す実施例や比較例は見当たらないが、少なくとも表１には本件訂正発明１の代表的な幾つかの実施例が明確に記載されていると云えるし、これら実施例と表３のデータ等を併せ勘案すれば、本件訂正発明１においてそのＭｎ偏析度を３以下とする効果等も十分に把握することができると云えるから、表１中にＭｎ偏析度の上限値「３」に近い値を示す実施例や比較例が開示されていればより好ましいことではあっても、その開示がないことをもって本件訂正発明１のＭｎ偏析度の上限値「３以下」の臨界的意義が不明確であるとまでは云えない。
　したがって、特許異議申立人の上記（３）の主張も、採用することができない。
　
（ｉｖ）上記（４）の主張について
　甲第１０号証（特許明細書）に記載されている請求項１に係る発明は、「重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎｉ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌＡｌ：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。」という先願発明であるから、本件訂正発明１と上記先願発明とを対比すると、先願発明は、本件訂正発明１の「（鋳片中心部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表されるＭｎ偏析度が３以下」を特定事項とするものではない。そして、先願明細書の記載をみても、先願発明が「（鋳片中心部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表されるＭｎ偏析度が３以下」という条件を満足すると断定できる明確な記載は見当たらないから、先願発明は、上記Ｍｎ偏析度の点で本件訂正発明１と相違していると云う他ない。　
  したがって、特許異議申立人の上記（４）の主張も、採用することができない。
　
５．むすび
　以上のとおり、特許異議申立ての理由及び証拠方法によっては、本件訂正発明１乃至４についての特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件訂正発明１乃至４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、上記のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年６月３日（２００５．６．３）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
高Ｍｎ鋼鋳片、その連続鋳造方法および高張力鋼材の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１％、　Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：
０．８％以上１．７％未満
Ｓ：０．００３％以下、　Ｎｉ：０．３〜１．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、　Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００４〜０．１％、　Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｃｕ：０〜０．６％、　Ｃｒ：０〜０．８％、
Ｍｏ：０〜０．６％、　Ｖ：０〜０．１％、
Ｂ：０〜０．００２５％、　Ｃａ：０〜０．００６％
を含有するとともに下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を備え、（鋳片中心部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表されるＭｎ偏析度が３以下であることを特徴とする高Ｍｎ鋼鋳片。
　　０．２８≦Ｖｓ≦０．４２　　　　　　　　　　　　　　　　　…‥▲１▼
　ここで、
　　Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ
　ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を表す。
　【請求項２】
　請求項１に記載の化学組成を備える溶鋼を連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して、下記（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、または両方の操作を加えることを特徴とする高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法。
　（ａ）鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
　（ｂ）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加える。
　【請求項３】
　請求項１に記載する鋳片または請求項２の方法で得られる鋳片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下における累積圧下率が２５％以上となる条件で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了した後、７００℃以上から、１０〜７０℃／ｓの冷却速度で１００〜４５０℃の温度域となるまで冷却することを特徴とする高張力鋼材の製造方法。
　【請求項４】
　さらに５００〜６７５℃の温度域で焼き戻すことを特徴とする請求項３に記載の高張力鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、９００ＭＰａ以上の引張強さを備えるとともに低温靱性に優れた高張力鋼材の製造に好適な高Ｍｎ鋼鋳片およびその鋳造方法ならびにこの鋳片から高張力鋼材を製造する方法に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　ガス田や油田から採掘された天然ガスや原油を大量に、かつ長距離輸送する場合には、パイプラインが用いられている。このパイプラインは、僻地、寒冷地など自然環境条件の悪い場所に敷設される場合が多い。また、パイプラインは、パイプライン用の鋼管（ラインパイプ）を敷設現場まで搬送し、そこで溶接する方法で施工される。
　【０００３】
　このパイプラインによる原油等の輸送には、輸送コストの節減が大きな課題となっている。その解決策として、操業圧力を高くすることにより、輸送効率を向上させる対策が採られてきた。
　【０００４】
　操業圧力を高めるにはパイプの肉厚を厚くすればよく、この方法がもっとも簡単である。しかし、肉厚を厚くすると、敷設現場でのパイプ同士の溶接に時間を要するので、溶接施工能を著しく低下させる。さらに、パイプの重量が増加するので、現場までのパイプの搬送および施工作業能率の低下を起こすという問題がある。
　【０００５】
　パイプの素材そのものを高強度化することができれば、パイプの肉厚および重量増加という弊害を伴うことなく、原油等の輸送の操業圧力を高くすることができるばかりでなく、前述の溶接、搬送、施工などの能率低下を防止できる。そのために、米国石油協会（ＡＰＩ）において、Ｘ８０グレード鋼と称する鋼が規格化され実用に供されている。なお、Ｘ８０グレード鋼とは、降伏強さが８０ｋｓｉ（５５１ＭＰａ）以上の鋼を意味する。
　【０００６】
　最近では、今後の需要に備えて、Ｘ８０グレード鋼の製造技術を基にＸ１００グレード相当の鋼またはＸ１００グレード相当を超える鋼の開発が進められている。例えば、Ｘ１００グレード相当を超える高強度鋼およびその製造方法として、強度を確保するためにＣｕの時効析出を利用する方法（例えば、特開平８−１０４９２２号、特開平８−２０９２８７号、特開平８−２０９２８８号各公報）、Ｍｎ含有率を１．７重量％以上とする方法（例えば、特開平８−２０９２９０号、特開平８−２０９２９１号各公報）などが提案されている。
　【０００７】
　しかし、上記の鋼とその製造方法には、次のような問題点がある。Ｃｕの析出強化を利用する方法では、マトリックス中にε−Ｃｕ析出物が存在しているので、寒冷地で使用される場合に問題となる低温靱性に劣ること、ε−Ｃｕ析出物が存在しない溶接部では硬度低下が起こり、強度不足などの問題が生じることといった欠点がある。
　【０００８】
　また、一般にＭｎ含有率が１重量％を超えるような鋼を連続鋳造法によって鋳造すると、鋳片中心部へのＭｎの偏析が著しくなるために、その鋳片から製造された鋼材は、低温靱性や耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）などの特性が悪くなることが知られている。したがって、Ｍｎ含有率が１．７重量％以上というように高い場合には、このような問題がいっそう顕著に現れるので、中心偏析に起因する低温靱性の低下および溶接性の低下を避けることができない。
　【０００９】
　Ｍｎを添加するための合金元素は比較的安価である。そのために、中心偏析の軽微な高Ｍｎ鋼鋳片を製造することができれば、高強度で低温靱性等に優れた鋼を安価に製造することができる。
　【００１０】
　連続鋳造法で鋳片を鋳造する場合の中心偏析の防止対策としては、鋳型から引き抜かれた鋳片内の未凝固溶鋼に対して、凝固完了前に電磁装置によって撹拌を加える方法がよく知られている。また、本発明者のひとりは、鋳型から引き抜かれた鋳片に対してバルジングを起こさせた後、凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える方法を提案した（特開平９−５７４１０号公報）。
　【００１１】
　しかし、これらの中心偏析防止対策だけでは、Ｍｎ含有率が高い場合には十分に中心偏析を防止できないので、Ｘ１００グレード相当または引張強さが９００ＭＰａを超えるようなＸ１００グレード相当を超える性能をそなえるラインパイプ用鋼の製造は困難であった。
　【００１２】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は、中心部におけるＭｎの偏析が軽微で、引張強さ９００ＭＰａ以上の高張力鋼の製造に適した高Ｍｎ鋼鋳片およびその鋳片の連続鋳造方法ならびにこの鋳片を用いた低温靱性および溶接性に優れた高張力鋼材の製造方法を提供することを目的としている。
　【００１３】
　【課題を解決するための手段】
　本発明の要旨は、下記（１）の高Ｍｎ鋼鋳片、（２）の高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法および（３）の高張力鋼材の製造方法にある。
　【００１４】
　（１）重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１％、　Ｓｉ：０．０３〜０．６％、
Ｍｎ：
０．８％以上１．７％未満
Ｓ：０．００３％以下、　Ｎｉ：０．３〜１．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、　Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００４〜０．１％、　Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｃｕ：０〜０．６％、　Ｃｒ：０〜０．８％、
Ｍｏ：０〜０．６％、　Ｖ：０〜０．１％、
Ｂ：０〜０．００２５％、　Ｃａ：０〜０．００６％
を含有するとともに下記▲１▼式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を備え、（鋳片中心部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表されるＭｎ偏析度が３以下である高Ｍｎ鋼鋳片。
　【００１５】
　　０．２８≦Ｖｓ≦０．４２　　　　　　　　　　　　　　　　　…‥▲１▼
　ここで、
　　Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ
　ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を表す。
　【００１６】
　（２）上記（１）の化学組成を備える溶鋼を連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して、下記（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、または両方の操作を加えることによる高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法。
　【００１７】
　（ａ）鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
　【００１８】
　（ｂ）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加える。
　【００１９】
　（３）上記（１）の鋳片または上記（２）の方法で得られる鋳片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、９５０℃以下における累積圧下率が２５％以上となる条件で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了した後、７００℃以上から、１０〜７０℃／ｓの冷却速度で１００〜４５０℃の温度域となるまで冷却することによる高張力鋼材の製造方法。冷却後、さらに５００〜６７５℃で焼戻し処理を施してもよい。
　【００２０】
　本発明の鋳片では、上記（１）に記した化学組成を選択し、特に▲１▼式を満足させることによって、鋳片中心部におけるＭｎの偏析を抑制している。▲１▼式は、Ｍｎの偏析を抑制する元素と促進する元素を抽出し、それらの元素の偏析に及ぼす影響度を考慮して作成されており、Ｍｎの偏析のしやすさの程度を指数化した式である。この指数であるＶｓ値を０．４２以下とすることによって、Ｍｎ含有率が
０．８％以上１．７重量％未満
　【００２１】
　また、上記（２）の方法のように、上記の化学組成と、連続鋳造の際に中心偏析を軽減することができる鋳造条件との併用によれば、もっとも安定してＭｎの中心偏析の少ない鋳片を得ることができる。
　【００２２】
　本発明の製造方法によって得られる鋼材（以下、単に本発明の鋼材と記す）は、このようなＭｎの中心偏析が軽微な鋳片を用いて、上記（３）の条件で製造するようにした。したがって、本発明の目標である引張強さが９００ＭＰａ以上の高張力鋼材を商業規模の生産においても製造することができる。本発明の鋼材は、高張力であると同時に、マイナス４０℃における衝撃エネルギーが１２０Ｊ以上で低温靱性（以下、単に靱性と記す）に優れている。また、入熱が３〜１０ｋＪ／ｍｍという条件のサブマージアーク溶接部では、継手部の引張強さが９００ＭＰａ以上、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のマイナス２０℃における衝撃吸収エネルギーが７０Ｊ以上と溶接部の強度および靱性にも優れている。
　【００２３】
　さらに、本発明の鋼材は、Ｍｎの偏析が軽微な鋳片から製造するようにしたので、本発明の鋼材には、ＭｎＳ等に起因する水素誘起割れが起こりにくく、溶接性への悪影響も少ないという特長を備えさせることができる。
　【００２４】
　なお、本発明でいう鋼材とは、おもに鋼板、なかでも厚さが１５〜３０ｍｍ程度の厚鋼板を意味するが、それより厚さが薄い熱延鋼板、形鋼、鍛鋼品なども含んでいる。
　【００２５】
　【発明の実施の形態】
　以下、本発明の鋳片とその鋳造方法および鋼材の製造方法について具体的に説明する。なお、合金元素の含有率に関する％表示は重量％を意味する。
　【００２６】
　（Ａ）化学組成
　本発明における鋼の化学組成は、鋳造前の溶鋼、鋳片および鋼材間でほとんど変化しない。したがって、前述の化学組成は溶鋼から鋼材までを対象としている。各合金元素の含有率の範囲と、その範囲を選択した理由は次のとおりである。
　【００２７】
　Ｃ：０．０２〜０．１％
　Ｃは鋼の引張強さ、降伏強さ等の強度（以下、単に強度と記す）を確保するのに有効な元素であり、その効果を得るためには、０．０２％以上含有させる必要がある。しかし、０．１％を超えると鋼の靱性を低下させるほか、溶接性を著しく悪くする。さらに、鋳片の中心部におけるＭｎの偏析を助長するので、上限は０．１％とした。
　【００２８】
　Ｓｉ：０．０３〜０．６％
　Ｓｉは溶鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得るためには、０．０３％以上とするのがよい。しかし、０．６％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させるだけでなく、熱間加工性を悪くするので、上限は０．６％とした。
　【００２９】
　Ｍｎ：
０．８％以上１．７％未満
　Ｍｎは、本発明の鋼材にとっては強度を上昇させるのに必須の元素であり、０．８％以上必要である。しかし、Ｍｎ含有率が高くなると、Ｍｎの中心偏析が顕著になり母材や溶接部の靱性を低下させる。したがって、このＭｎの中心偏析は、本発明の鋼材の目標値である引張強さ９００ＭＰａ以上の高張力鋼を製造する場合には、できるかぎり低く抑えなければならない。このような観点から、Ｍｎ含有率の上限は
１．７％未満
この範囲であれば、
こともできる
　【００３０】
　Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
　ＰとＳは鋼の靱性に著しく悪影響を及ぼす元素である。Ｐはそれ自身が鋳片の中心部に偏析するとともに、Ｍｎの中心偏析を助長する作用を持っている。この中心偏析が鋼の靱性を低下させる。また、ＳはＭｎＳとなって鋼中に析出し、このＭｎＳが圧延により延伸され、靱性に悪影響を及ぼす。
　【００３１】
　したがって、これらの元素はできるだけ少ない方がよい。商業的な規模での生産性も考慮して、Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．００３％以下とした。
　【００３２】
　Ｎｉ：０．３〜１．２％
　Ｎｉは強度を向上させるのに有効な元素である。また、鋼の靱性を高め、脆性亀裂の伝播を停止する特性を向上させる作用を持っているほか、Ｍｎの偏析を抑制する働きもある。これらの効果を発揮させるためには、０．３％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉ含有率が１．２％を超えると、高価なＮｉを添加するのに見合うだけの鋼の性能向上が得られない。鋼材の製造コストアップを防止する観点から、上限は１．２％とした。
　【００３３】
　Ｎｂ：０．０１〜０．１％
　Ｎｂは後述の方法で鋼材を製造する際に、オーステナイト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。その効果を得るためには、０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、０．１％を超えると鋼の靱性が低下するほか、溶接性を悪くしＮｉと同様に敷設現場での溶接施工能率を低下させるので、上限は０．１％とした。
　【００３４】
　Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
　Ｔｉは、鋳片が加熱された際にオーステナイト結晶粒を微細化させる作用を持っている。この効果を得るためには、０．００５％以上必要である。特に、上記のようにＮｂを含む本発明の鋳片の場合には、Ｎｂに起因する連続鋳造鋳片の表面に発生しやすいひび割れを防止するために、０．００５％以上程度の微量のＴｉを含ませることが有効である。一方、Ｔｉ含有率が０．０３％を超えると、鋼中のＮとの反応によって生成するＴｉＮが粗大化し、オーステナイト結晶粒の微細化効果がなくなるので、上限は０．０３％とした。
　【００３５】
　Ａｌ：０．００４〜０．１％
　Ａｌは、通常溶鋼の脱酸剤として用いられる。また、鋼材の組織の微細化作用を持っているので、鋼の靱性を向上させるのにも有効である。しかし、本発明においては、Ａｌはこれらの効果以上に、溶接部のフュージョンライン部（ボンド部）の強度および靱性を向上させる元素として、欠かせない元素である。本発明の場合にはＴｉを含んでいるので、母材中に存在するＴｉＮがボンド部でＴｉとＮに分解し、生成したフリーＮが鋼中のＢと反応してＢＮを形成しやすい。ＢＮが生成すると、固溶Ｂが減少するので焼入性の低下を招く。その結果、溶接継手部の強度および靱性が低下しやすい。生成したフリーＮをＡｌＮとして固定し、Ｂとの反応を防止するためには、Ａｌ含有率を０．００４％以上とする必要がある。
　【００３６】
　一方、Ａｌの含有率が０．１％を超えると、粗大なクラスター状のアルミナが生成し鋼の清浄性を害するので、上限は０．１％とした。
　【００３７】
　なお、溶接部の強度および靱性を確保する観点から、Ａｌ含有率の好ましい下限値は０．０１％、さらに好ましくは０．０２％である。
　【００３８】
　Ｎ：０．００１〜０．００６％
　ＮはＴｉとの反応によりＴｉＮ析出物を形成する。この析出物は、圧延のための鋳片の加熱時および溶接時に、オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用を持っている。この効果を得るためには、Ｎは０．００１％以上含有させる必要がある。一方、Ｎ含有率が０．００６％を超えると、鋳片に横ひび割れ等が発生し品質を低下させ、また固溶Ｎが増加するのでフュージョンライン部の靱性を低下させる。したがって、Ｎ含有率の上限は０．００６％とした。
　【００３９】
　Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢ：
　これらの元素は、母材の強度を高くする作用を持っており、必要に応じて添加する元素である。
　【００４０】
　各元素の効果を発揮させるのに必要な含有率は、Ｃｕは０．２％以上、Ｃｒは０．３％以上、Ｍｏは０．３％以上、Ｖは０．０１％以上、Ｂは０．０００４％以上とするのが望ましい。一方、ＣｕとＭｏの含有率がそれぞれ０．６％、Ｃｒ、ＶおよびＢの含有率がそれぞれ０．８％、０．１％、０．００２５％を超えると、いずれの場合も母材の靱性が低下するので、上限は上記の含有率以下とするのがよい。
　【００４１】
　したがって、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有率は、０〜０．６％、０〜０．８％、０〜０．６％、０〜０．１％、０〜０．００２５％である。添加する場合の好ましい含有率は、それぞれ０．２〜０．６％、０．３〜０．８％、０．３〜０．６％、０．０１〜０．１％、０．０００４〜０．００２５％である。さらに好ましいＣｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有率は、それぞれ０．２〜０．４％、０．３〜０．７％、０．３〜０．５％、０．０１〜０．０６％である。
　【００４２】
　Ｃａ：０〜０．００６％
　Ｃａは、圧延によってＭｎＳの形態が細長い形状になるのを防止する作用を持っているので、圧延後の鋼板等の圧延方向に対する直角方向の靱性を向上させるのに有効であり、本発明では必要に応じて添加する元素である。
　【００４３】
　その効果を得るためには、０．００１％以上含有させるのが望ましい。しかし、含有率が０．００６％を超えると、母材中の非金属介在物が増加し内部欠陥の原因となる。したがって、Ｃａの含有率は０〜０．００６％、添加する場合の好ましい含有率は０．００１〜０．００６％とするのがよい。
　【００４４】
　Ｖｓ：０．２８〜０．４２％
　本発明では、上述の各合金元素の含有率の規定に加えて、鋳片中心部のＭｎの偏析を軽減するために、下記の式によりＭｎの中心偏析の起こしやすさを表す指数であるＶｓ値を求め、Ｖｓ値に制限を設けることを特徴としている。
　【００４５】
　　Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ
　ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を表す。
　【００４６】
　Ｖｓ値が０．４２％を超えると、連続鋳造法で鋳片を鋳造する場合に、Ｍｎの中心偏析が顕著になる。Ｖｓ値が０．４２％以下であれば中心偏析が軽度であるので、９００ＭＰａ以上の高張力鋼が得られ、靱性の低下もほとんどない。
　【００４７】
　一方、Ｖｓ値が０．２８％未満になると、本発明の目標である母材の強度および靱性が得られないので、Ｖｓは０．２８％以上とした。
　【００４８】
　（Ｂ）Ｍｎ偏析度
　本発明の鋳片では、Ｍｎの偏析度を３以下とする必要がある。Ｍｎの偏析度が３を超えると母材の靱性が著しく悪くなる傾向がある。好ましいＭｎの偏析度は１．５以下である。
　【００４９】
　なお、Ｍｎの偏析度は、（鋳片中心部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表される値であり、鋳片の平均Ｍｎ含有率にはレードルＭｎ分析値を用いるのがよい。鋳片中心部のＭｎ含有率は、鋳片中心部について少なくとも５カ所のＭｎ分析を行い、その平均値を計算することによって求めることができる。
　【００５０】
　本発明の鋳片では、前述のように、各元素の含有率の規定に加えてＶｓ値の制限を設けているので、比較的容易にＭｎ偏析度を上記の範囲に収めることができる。さらに好ましくは、つぎに述べる連続鋳造方法との組み合わせを採用するのがよい。
　【００５１】
　（Ｃ）連続鋳造方法
　本発明の鋳片を連続鋳造法によって鋳造する場合には、本発明者らのひとりが、連続鋳造鋳片の中心偏析を軽減させる連続鋳造方法として、特開平９−５７４１０号公報に開示した技術を採用するのがもっとも好適である。
　【００５２】
　すなわち、前述の化学組成に調整された溶鋼を垂直型または湾曲型の連続鋳造機の鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に対していったんバルジングを起こさせ、凝固完了直前に圧下ロールによって、鋳片に対してバルジング量相当の圧下を加える方法である。この操作によって、Ｍｎのほか、Ｐなどの偏析を起こしやすい元素の中心偏析を著しく軽減することができる。
　【００５３】
　鋳片にバルジングを起こさせるためには、鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向の間隔を下流方向に段階的に増加させることにより、鋳片の中心部の固相率が０．１以下の位置でバルジングを起こさせるのがよい。バルジング量は、鋳片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量とする適当である。
　【００５４】
　バルジング量相当の圧下は、鋳片中心部の固相率が０．８未満となる位置、すなわち凝固完了点の少し前で行うのが適当である。圧下ロールの数は１対でも複数対であってもよく、１対の圧下ロール当たりの圧下量は２０ｍｍ以上とするのがよい。また、最終的な圧下後の鋳片の厚さは、目標の鋳片の厚さ（鋳型短辺の長さ）とするのがよい。
　【００５５】
　なお、固相率とは、液相と固相からなる未凝固部における固相の比率（体積割合）を意味し、この固相率は、鋳片厚さ方向の１次元非定常伝熱解析により求めることができる。すなわち、溶鋼の凝固は液相線温度で始まって潜熱が放出され、固相線温度になると凝固が終了して潜熱の放出がなくなるので、この間の固液共存域における潜熱の放出比率から固相率を求めることができる。
　【００５６】
　本発明の連続鋳造方法には、上記の中心偏析軽減法以外に、電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることも有効である。この撹拌を加える場合には、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域で行うのがもっとも効果的である。
　【００５７】
　（Ｄ）鋼材の製造方法
　本発明の高Ｍｎ鋼鋳片から鋼板等の高張力鋼材を製造する場合には、つぎの方法によるのがよい。
　【００５８】
　まず、鋳片を１０００〜１２５０℃に加熱する。加熱温度が１０００℃未満の場合には、Ｎｂが十分にマトリックスに固溶しないので、次の熱間圧延においてオーステナイトの再結晶を抑制することができない。そのために、マルテンサイトおよびベイナイト変態後の金属組織の微細化が不十分となるばかりでなく、変態途中およびその後の焼戻し時のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の析出とそれによる硬化が不十分となる。したがって、目標とする高い引張強さが得られない。また、加熱温度が１２５０℃を超えると、鋳片の加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化して、板厚中心部だけでなく母材全体の靱性が低下する。このために、鋳片の加熱温度は１０００〜１２５０℃とした。
　【００５９】
　熱間圧延後、冷却時に生成するマルテンサイト組織や下部ベイナイト組織を微細化するために、９５０℃以下から圧延終了温度までの累積圧下率が２５％以上となる条件で圧延する。このような条件で圧延するのはつぎの理由による。
　【００６０】
　９５０℃以下になると、Ｎｂを含有する本発明の鋳片では、オーステナイトの再結晶が著しく遅れるようになる。したがって、９５０℃以下の未再結晶オーステナイト域での圧延を行うと、加工の効果を累積させることができるので、マルテンサイトや下部ベイナイト組織を微細化するための加工歪を累積させることができる。累積圧下率の上限にはとくに制限を設けなくてもよいが、累積圧下率が９０％を超えると、例えば平坦度不良等、鋼材の形状を目標の形状に仕上げにくい場合があるので、９０％以下とすることが望ましい。
　【００６１】
　なお、９５０℃以下での累積圧下率とは｛（９５０℃での被圧延材の厚さ−圧延終了後の被圧延材の厚さ）／９５０℃での被圧延材の厚さ｝をいう。
　【００６２】
　圧延終了温度は７００℃以上とするのがよい。７００℃未満の場合には、鋼の変形抵抗が上昇するので、圧延後の鋼材の形状を目標の形状に仕上げにくいからである。圧延終了温度の上限は、累積圧下率２５％以上を確保するために８５０℃とすることが望ましい。
　【００６３】
　熱間圧延後、７００℃以上から、平均冷却速度１０〜７０℃／ｓで、１００〜４５０℃の温度域まで冷却する。
　【００６４】
　冷却開始温度を７００℃以上とするのは、７００℃未満では圧延後冷却開始までに時間が経過し、鋼によっては後の冷却時に焼入性が低下し靱性が確保できなくなるからである。冷却開始温度の上限は、累積圧下率２５％以上を確保する観点から８５０℃程度とすることが望ましい。
　【００６５】
　１００〜４５０℃までの平均冷却速度（以下、単に冷却速度と記す）が１０℃／ｓ未満の場合には、粗大な炭化物を伴う上部ベイナイト組織などが生成しやすいので、特に鋼材の中心部（鋼板では板厚中心部）の引張強さ９００ＭＰａ以上というように良好な強度を確保することができない。一方、冷却速度が７０℃／ｓを超えると鋼材の表層部近傍で焼きが入りやすいので、表層部の靱性が低下することがある。したがって、冷却速度は１０〜７０℃／ｓとするのがよい。
　【００６６】
　なお、冷却速度は、鋼材の表面温度を測定し鋼材の表層部の温度で管理するのが実用的である。
　【００６７】
　上記の冷却速度での冷却停止温度を１００〜４５０℃とする理由は、つぎのとおりである。
　【００６８】
　冷却停止温度が鋼材の表層部の温度で１００℃未満の場合、鋼材内部の熱を利用した徐冷による脱水素や温間でのレベラーによる平坦度矯正が十分におこなえない。徐冷による脱水素を必要とするのは、高張力鋼で発生しやすい水素性欠陥を防止するためである。徐冷の際の冷却速度は１０〜５０℃／ｈｒとするのがよい。一方、冷却停止温度が４５０℃を超えると、鋼材の中心部のみならず表層部でもマルテンサイト組織等の生成が不十分になるので引張強さが確保できない。
　【００６９】
　上記の冷却停止後、鋼材の焼戻し処理を行ってもよい。焼戻し処理は室温まで徐冷した後でもよく、室温まで冷却する前に実施しても良い。焼戻し温度は５００〜６７５℃とするのがよい。５００℃未満では、圧延後の冷却過程で生成したマルテンサイトから析出する炭化物が薄片状のままで差し渡し径が大きいので、鋼材の靱性が確保できない。一方、焼戻し温度が６７５℃を超えると、マルテンサイトから析出する炭化物の凝集粗大化、転位密度の減少等が生じ引張強さが確保できない。
　【００７０】
　なお、焼戻しを行う場合には焼戻し中に脱水素が進行するので、前の工程での徐冷を必要としない。そのために、生産時間の短縮に有効である。
　【００７１】
　【実施例】
　表１に示す本発明で規定する化学組成を備えた鋼
６
、４
　【００７２】
　なお、鋼番８については、上記のバルジングを起こさせる中心偏析の防止対策に代えて、電磁撹拌装置を用いる方法（表２の試験Ｎｏ．８の条件）によって鋳造し、本発明で規定する化学組成の中心偏析の抑制に及ぼす有効性を確認した。
　【００７３】
　【表１】
　【００７４】
　【表２】
　【００７５】
　得られた鋳片について、まずＭｎの偏析度を調査した。Ｍｎの偏析度は、レードルＭｎ分析値（表１のＭｎ含有率）に対する鋳片中心部の分析値の値であり、鋳片中心部の分析値はつぎの方法によって求めた。鋳片の横断面のセンターラインを挟み鋳片の幅方向に５ｍｍ、同じく長さ方向に５０ｍｍの領域から、縦横５ｍｍの試料計１０個を採取し、各試料のＭｎ含有率を発光分光分析法により分析しその平均値を算出した。
　【００７６】
　表１には、このＭｎ偏析度およびＶｓ値についても併記した。
　【００７７】
　これらの鋳片を幅１６００ｍｍ、厚さ１５〜３０ｍｍの厚鋼板に熱間圧延して供試用の鋼材とした。鋳片の熱間圧延条件および圧延後の鋼材の冷却条件については、表３にまとめて示した。本発明で規定する製造方法で得られた鋼材（試験Ｎｏ．１
、４
　【００７８】
　母材については、引張試験によって強度を、シャルピー衝撃試験によって靱性を評価した。引張試験には、厚鋼板の板厚中心部から切りだしたＪＩＳ　Ａ２２０１に規定されている４号試験片を、シャルピー衝撃試験にはＪＩＳ　Ｚ２２０２に規定されている４号試験片（２ｍｍＶノッチ付き）を用いた。引張試験およびシャルピー衝撃試験は、それぞれＪＩＳ　Ｚ２２４１、ＪＩＳ　Ｚ２２４２の規定に従って実施した。シャルピー衝撃試験の試験温度は、母材については−４０℃、溶接部については−２０℃とした。
　【００７９】
　溶接継手部については、引張試験によって継手部の強度を、シャルピー衝撃試験によって継手部の靱性を、耐ＨＩＣ性試験によって水素に起因する割れの起こりやすさを評価した。溶接継手は、厚さ２５ｍｍの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形開先片面４層のサブマージアーク溶接（入熱４ｋＪ／ｍｍ）を施すことによって作製した。なお、溶接用のフラックスおよびワイヤには１００キロハイテン用の市販品を用いた。
　【００８０】
　引張試験片としては、この溶接継手から採取したＪＩＳ　Ｚ３１２１に規定されている１号試験片を用いた。シャルピー衝撃試験片には、切り欠き底位置がマクロエッチによって現れるフュージョンラインに一致するように板厚１／２位置から採取したＪＩＳ　Ｚ３１２８に規定されている試験片を用いた。
　【００８１】
　耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥに規定されている温度２５℃のＴＭ０１７７溶液（Ｈ２Ｓ飽和−５％ＮａＣｌ−０．５％酢酸溶液）中に、４点曲げ支持具を用いて短冊状の試験片の中心部に公称耐力の８０％がかかるように曲げた状態で９６時間浸漬後、割れ率を測定することによって評価した。
　【００８２】
　上記の試験のほかに、さらに、本発明の方法で製造された鋼材がラインパイプ等として用いられる場合の現地における溶接施工性を評価するために、ｙ型溶接割れ試験（ＪＩＳ　Ｚ３１５８）を行った。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、予熱なしで（気温２５℃）溶接ビードを置く方法で調製した。なお、溶接ビード部の水素含有率は、ガスクロマトグラフ法による分析の結果、１．２ＣＣ／１００ｇであった。
　【００８３】
　表３に、鋼材の圧延、冷却条件および上記の調査結果をまとめて示す。
　【００８４】
　【表３】
　【００８５】
　表３から明らかなように、本発明例の鋼材である試験Ｎｏ．１
、４
　【００８６】
　これらの本発明例の鋼材の中で、試験Ｎｏ．８は、溶鋼の連続鋳造の際に鋳片にバルジングを起こさせ、その後圧下する処置を採らなかった例である。バルジングを起こさせた試験Ｎｏ．１
、４
　【００８７】
　これに対して、比較例の試験Ｎｏ．９〜１３は、本発明例の鋳片をもとに製造された鋼材であるが、鋼材の製造条件が本発明で規定する条件を満足していないので、母材および溶接部の強度、靱性のうちの少なくともひとつの特性に劣っていた。
　【００８８】
　また、比較例の試験Ｎｏ．１４〜２１は、化学組成、Ｖｓ値およびＭｎ偏析度のうちの一つまたは二つが本発明で規定する範囲を外れる鋳片をもとに得られた鋼材に関する結果である。この場合にも、母材、溶接部ともに特に靱性に劣っていた。また、耐ＨＩＣ性、現地溶接性に劣るものも多く、本発明で目標としている強度および靱性に優れた鋼材が得られないことが確認された。
　【００８９】
　なお、比較例の試験Ｎｏ．９〜２１に用いられた鋳片は、鋳片にバルジングを起こさせた後、凝固完了前にバルジング相当量の圧下を加える連続鋳造方法によって鋳造した。これらの鋼材の特性が劣るのは、試験Ｎｏ．９〜１３は鋳片から鋼材に加工する場合の製造条件が、試験Ｎｏ．１４〜２１は鋳片の化学組成、Ｍｎ偏析度等が本発明で規定する範囲を外れているためと考えられる。
　【００９０】
　これらの結果から、本発明の高Ｍｎ鋼鋳片または本発明の高Ｍｎ鋼鋳片の製造方法によって得られる鋳片を用いて、本発明の製造方法によって鋼材を製造することによってはじめて本発明で目標とする強度と靱性に優れた鋼材を得ることができることが裏付けられた。
　【００９１】
　【発明の効果】
　本発明の高Ｍｎ鋼鋳片および本発明の高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法によって得られる鋳片は、Ｍｎの中心偏析が軽度である。そのために、これらの鋳片をもとに、本発明の製造方法によって得られる鋼材は、母材、溶接部ともに９００ＭＰａを超える高い強度を備えるとともに、低温靱性、現地溶接性、耐ＨＩＣ等の特性にも優れている。したがって、本発明の製造方法で得られる鋼材は、僻地、寒冷地等の自然環境条件の悪い場所で敷設されるパイプラインに用いられる鋼管用材料等に極めて好適である。