【事件の表示】
　特許第３０６６６８９号「加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板とその製造方法」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３０６６６８９号の請求項１ないし４に係る特許を取り消す。
【理　由】
１．手続きの経緯
　本件特許第３０６６６８９号の手続きの経緯は次のとおりである。
　　特許出願　　　　　　平成　５年　８月２５日
　　特許権設定登録　　　平成１２年　５月１９日 　
　　特許異議申立て（４件）
　　　申立人　住友金属工業株式会社　　平成１３年１月１７日
　　　申立人　日本鋼管株式会社　　　　平成１３年１月１７日
　　　申立人　株式会社神戸製鋼所　　　平成１３年１月１７日
　　　申立人　川崎製鉄株式会社　　　　平成１３年１月１７日
　　取消理由通知　　　　平成１３年１１月２８日付
　　　　　　　　　　　　　　　　（平成１３年１２月７日発送）
　　訂正請求　　　　　　平成１４年　２月　５日
　　異議意見書　　　　　平成１４年　２月　５日
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の要旨
・訂正事項a−１
　特許請求の範囲の請求項１「C:0.04〜0.25重量%を含み、・・・かつ下記（1）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（Ms）がMs≦150℃であることを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。
　Ms(℃)=561-325×Cγ%-33×Mn%-17×Ni%-17×Cr%-21×Mo%-20×Cu%・・・（1）　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
ここで、Cγ%は残留オーステナイト中のC濃度、Mn%、Ni%、Cr%、Mo%、Cu%は鋼板中の濃度」を以下のとおりに訂正する。
「熱間圧延後巻取ままの鋼板において、C:0.04〜0.25重量%を含み、・・・かつ下記（1）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（Ms）がMs≦150℃であることを特徴とする加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。
　Ms(℃)=561-325×Cγ%-33×Mn%-17×Ni%-17×Cr%-21×Mo%-20×Cu%・・・（1）　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　
ここで、Cγ%は残留オーステナイト中のC濃度、Mn%、Ni%、Cr%、Mo%、Cu%は鋼板中の濃度」
・訂正事項a−２
　特許請求の範囲の請求項２「Nb、Ti、Vの中の1種もしくは2種以上を合計で0.20重量%以下含むことを特徴とする請求項１記載の加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」を以下のとおりに訂正する。
　「Nb、Ti、Vの中の1種もしくは2種以上を合計で0.20重量%以下含むことを特徴とする請求項１記載の加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」
・訂正事項a−３
　特許請求の範囲請求項３「Ca:0.0005〜0.01重量%、REM:0.005〜0.05重量%の1種もしくは2種を含むことを特徴とする請求項１または２記載の加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」を以下のとおりに訂正する。
　「Ca:0.0005〜0.01重量%、REM:0.005〜0.05重量%の1種もしくは2種を含むことを特徴とする請求項１または２記載の加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」
・訂正事項a−４
　特許請求の範囲の請求項４「所定の成分に調整されたスラブを、鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、Ar3−50〜Ar3＋140℃の範囲で熱延を終了し、その後冷却して300〜500℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板の製造方法。」を以下のとおりに訂正する。
　「所定の成分に調整されたスラブを、鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、Ar3−50〜Ar3＋140℃の範囲で熱延を終了し、その後冷却して300〜500℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板の製造方法。」
　
・訂正事項b
　本件特許明細書の段落0001の記載「【産業上の利用分野】本発明は加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板とその製造方法に関するものである。」を下記のとおりに訂正する。
　「【産業上の利用分野】本発明は加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性（以下、単に疲労特性という）に優れた高強度複合組織熱延鋼板とその製造方法に関するものである。」
　
・訂正事項c
　本件特許明細書の段落0011の記載「（1）C:0.04〜0.25重量%を含み、・・・ことを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」
を下記のとおりに訂正する。
　「（1）熱間圧延後巻取ままの鋼板において、C:0.04〜0.25重量%を含み、・・・ことを特徴とする加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」
　
・訂正事項d
　本件特許明細書の段落0027の記載　「Ca、REM：・・・しかしながら、添加量がCaの場合には0.0005重量%、REMの場合には0.005重量%未満である場合にはその効果が十分でない。従って、0.005重量%を添加量の下限とする。」を下記のとおりに訂正する。
　「Ca、REM：・・・しかしながら、添加量がCaの場合には0.0005重量%、REMの場合には0.005重量%未満である場合にはその効果が十分でない。従って、Caの場合は0.0005重量%、REMの場合は0.005重量%を添加量の下限とする。」
　
・訂正事項e
　本件特許明細書の段落0033の表1中、「鋼」Mの行を、全て削除する。
　
・訂正事項f
　本件特許明細書の段落0034の表2中、「鋼」EのMs℃の欄「37」、「鋼」F（表中上から10行目）のMs℃の欄「47」及び「鋼」F（表中上から13行目）のMs℃の欄「154」を、それぞれ「53」、「40」、「105」に訂正する。
　
・訂正事項g
　本件特許明細書の段落0035の表3中、「鋼」RのMs℃の欄「76」、「鋼」SのMs℃の欄「8」及び「鋼」WのMs℃の欄「82」を、それぞれ「73」、「6」、「102」に訂正する。
　
・訂正事項ｈ
　本件特許明細書の段落0035の表3中、「鋼」Mの行を全て削除する。
　
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a−１〜ａ−４は、本件特許明細書の段落0030の実施例についての記載、段落0019、0030、及び段落0031の記載に基づいて、熱延鋼板を熱間圧延後巻取ままの熱延鋼板に、疲労特性を疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に特定したものであり、特許請求の範囲の減縮を目的とするものである。また、訂正事項a−１〜ａ−４は、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り、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。
  訂正事項ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及びｈは、請求項１〜４に関する上記訂正事項a−１〜ａ−４に整合させるものであるから、明りょうでない記載の釈明を目的として、そして、訂正事項ｆ、ｇは、式（１）に基づく計数値を正しくするものであり、誤記の訂正を目的として、それぞれなされるものである。また、これらの訂正事項は、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り、実質上特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
　
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．異議申立及び取消理由についての判断
３−１．取消理由の概要
　本件請求項１〜４に係る発明は、刊行物１〜２２に記載された発明であるか、或いは、これら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１〜４に係る発明の特許は、特許法第２９条第１項第３号の規定、若しくは、同条第２項の規定に違反してなされたものであり、取り消されるべきものである。また、本件特許は、明細書及び図面の記載が不備であるため、特許法第３６条第４項及び第５項に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされたものであり、取り消されるべきものである。
３−２．訂正後の本件請求項１〜４に係る発明  
　本件特許第３０６６６８９号の請求項１〜４に係る発明は、訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜４に記載された下記のとおりのものである。
（請求項１）
「熱間圧延後巻取ままの鋼板において、
（ａ）C:0.04〜0.25重量%を含み、Mn、Ni、Cu、Cr、Moの1種もしくは2種以上を合計で0.5〜3.5重量%含み、更にSi、Alの内1種もしくは2種を合計で0.3〜3.0重量%含み、
（ｂ）面積率最大の相がフェライトであり、ベイナイトと残留オーステナイト及び/または一部マルテンサイトを含む複合組織を持ち、室温での残留オーステナイトの体積率が3%以上で、
（ｃ）かつ下記（1）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（Ms）がMs≦150℃であることを特徴とする加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。
　Ms(℃)=561-325×Cγ%-33×Mn%-17×Ni%-17×Cr%-21×Mo%-20×Cu%・・・（1）
ここで、Cγ%は残留オーステナイト中のC濃度、Mn%、Ni%、Cr%、Mo%、Cu%は鋼板中の濃度」 
  （以下この発明を「本件発明１」という。）
（請求項２）
「（ｄ）Nb、Ti、Vの中の1種もしくは2種以上を合計で0.20重量%以下含むことを特徴とする請求項１記載の加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」
   （以下この発明を「本件発明２」という。）
（請求項３）
「（ｅ）Ca:0.0005〜0.01重量%、REM:0.005〜0.05重量%の1種もしくは2種を含むことを特徴とする請求項１または２記載の加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。」
　（以下この発明を「本件発明３」という。）
（請求項４）
「（ｆ）所定の成分に調整されたスラブを、鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、Ar3−50〜Ar3＋140℃の範囲で熱延を終了し、
（ｇ）その後冷却して300〜500℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性と疲労限度比σW/σB（2×106回の疲労強度/鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板の製造方法。」
　（以下この発明を「本件発明４」という。
　
　なお、本件発明１〜４の記載における上記符号（ａ）〜（ｇ）は、異議の決定の便宜上付与したものである。
　
３−３．判断
３−３−１．本件発明１について
３−３−１−１
　本件発明１は、熱間圧延後巻取ままの鋼板において、（ａ）鋼の化学成分組成、（ｂ）鋼のミクロ組織、及び、（ｃ）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度が１５０℃以下であることを特徴とする、所要の特性を有する高強度複合組織熱延鋼板の発明である。
　他方、刊行物６（特開平５−１７１３４５号公報＝異議申立人株式会社神戸製鋼所が提示した甲第１号証等）には、本件発明１と同様の技術分野に属する「成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板とその製造方法」に関する発明が記載され、その特許許請求の範囲の請求項１には、「化学成分として、C=0.05〜0.16重量%未満、Si=0.5〜3.0重量%、Mn=0.5〜3.0重量%、Si+Mn=1.5超〜6.0重量%、P≦0.02重量%、S≦0.01重量%、Al=0.005〜0.10重量%、およびFeを主成分として含み、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの3相で構成され、かつフェライト占積率(VF)とフェライト粒径(dF)の比(VF/dF)が20以上で2μm以下の残留オーステナイト占積率が5%以上であり、特性として、降伏比（YR）≧60%、強度-延性バランス（引張強さ×全伸び）≧2000（kgf/mm2・%）、穴拡げ比（d/do）≧1.4、一様伸び≧15%を具備することを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。」が記載されている。
　この刊行物６の請求項１には、フェライトが面積率最大の相であることは明記されていないが、刊行物６のこの熱延鋼板は、実施例の表3（第14頁）に、「本発明例」No.18を除いてVFの値が56.6〜80%と示される様に、フェライト（VF）を主相とするものであるから、刊行物６には、本件発明１の構成要件(a)および(b)を満足する鋼板が記載されている。
　また、刊行物６の特許請求の範囲の請求項５には、上記の様な高降伏比型熱延高強度鋼板を製造する方法として、同請求項１で規定する化学成分組成を有する鋼を鋳造して得た鋳片を用いて、「仕上げ圧延を全圧下率≧80%、終了温度≧Ar3−50℃で実施し、ホットランテーブルでの冷却をAr3以下Ar１超の温度T１までは30℃/秒未満で、T１以降では30℃/秒以上で実施し、巻取を350℃超500℃以下で実施する」ことが、そして、段落0050には、「仕上げ圧延の終了温度の上限は・・・Ar3+50℃とする。」ことが記載されている。
　しかして、本件発明１の鋼板は、所定の成分に調整されたスラブを鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、本件発明４の構成要件（f）および（g）で規定する熱延終了温度、および巻取温度で巻取ることにより得られるものであるが、刊行物６の請求項５に記載される製造条件は本件発明４の構成要件（f）および（g）で規定する熱延終了温度、および巻取温度と重複するものである。
　なお、刊行物６には、巻取温度までの冷却速度が規定されているのに対し、本件発明１の鋼板を製造する方法の発明である本件発明４の構成要件（f）,（g）では、冷却条件については規定されていない。
　しかしながら、本件訂正明細書の実施例には「表1に示す化学成分の鋼材を1050℃から1250℃の範囲に加熱し、所定の熱延条件で熱延を終了した後、10℃/secから150℃/secの範囲の冷却速度で巻取温度まで冷却し所定の温度で巻き取った。」（段落0030）と記載されており、両者は実質的に同じ冷却条件である。
　即ち、刊行物６に開示された鋼板の製造条件は、本件発明４で規定する製造条件と実質的に同一のものである。
　してみれば、刊行物６には、本件発明１の構成要件（a）および（b）で規定する化学成分組成およびミクロ組織、並びに前記構成要件（f）,（g）で規定する製造条件が同一の熱間圧延後巻取ままの鋼材について記載されているものと認められる。
　そして、鋼の成分組成、得られるミクロ組織、並びに鋼の製造条件が同じであるならば、その特性等も同じものが得られるから、刊行物６に記載された鋼板も、本件発明１で規定する構成要件（ｃ）のＭｓ点と特性も満たしているものと認められる。　
　よって、刊行物６には、本件発明１と実質的に同一である発明が記載されているものと認められる。
　
３−３−１−２
　本件発明１は、熱間圧延後巻取ままの鋼板において、（ａ）鋼の化学成分組成、（ｂ）鋼のミクロ組織、及び、（ｃ）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度が１５０℃以下であることを特徴とする、所要の特性を有する高強度複合組織熱延鋼板の発明である。
　他方、刊行物２（特開平５−５９４９２号公報＝異議申立人川崎製鉄株式会社が提示した甲第１号証等）には、本件発明と技術分野が共通する「優れた延性を持った高強度複合組織熱延鋼板とその製造方法」に関する発明が記載され、その特許許請求の範囲には、
「【請求項１】重量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.5 〜3.0 %、Mn:0.1 〜2.5 %、Mo:0.05〜2.0 %、Mn,Moに必要によりNiを加えた3種の元素を合計で 0.6〜3.0%、残部Fe及び不可避的な不純物からなる鋼材を、熱延後冷却し、最終的なミクロ組織をフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの3相もしくは一部マルテンサイトを含む4相とすることを特徴とした優れた延性を持った高強度複合組織熱延鋼板。
【請求項２】重量%で、C:0.05〜0.30%、Si:0.5 〜3.0 %、Mn:0.1 〜2.5 %、Mo:0.05〜2.0 %、Mn,Moに必要によりNiを加えた3種の元素を合計で 0.6〜3.0 %、残部Fe及び不可避的な不純物からなる鋼材を、鋼材のAr3変態温度-30℃からAr3変態温度+100℃の範囲で熱延を終了し、その後5℃/sec以上120℃/sec以下の冷却速度で冷却し、300℃から475℃の範囲で巻取ることにより、最終的なミクロ組織をフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの3相もしくは一部マルテンサイトを含む4相とすることを特徴とした優れた延性を持った高強度複合組織熱延鋼板の製造方法。
【請求項３】Cu,Cr,Nb,Tiの内1種もしくは2種以上の元素を合計2%以下添加することを特徴とする請求項２記載の優れた延性を持った高強度複合組織熱延鋼板の製造方法。」が記載され、その実施例が段落0039〜0042に記載されている。
　また、その第4頁右欄第38〜41行（段落0033）には、
「最終的に得られる鋼板のミクロ組織は 80kgf/mm2以下の鋼板ではフェライトを主相としてベイナイト、残留オーステナイト及び一部マルテンサイトを含む組織とすることが好ましく」、
　さらに第5頁左欄第17〜19行（段落0037）には、
「加工誘起変態による延性の向上のためには体積率で最低5%程度以上のオーステナイトの残留が必要である」、
　またさらに第4頁右欄第8〜19行（段落0030）には、
「その他の添加元素:Crはその添加によってオーステナイトを安定化させることができ、オーステナイトの残留に有利であると考えられる。またNb,Tiは炭化物(Nb(C,N),Ti(C,N)等)の析出強化による強度調整のために添加されることもある。またCuについてはSi同様セメンタイトへ固溶しにくいことから炭化物の析出開始を遅らせ、オーステナイトの炭素濃化の進行を助けると同時に強度調整のためにも用いられる。しかしながら必要以上にこれらの合金元素を添加することは鋼板の製造コストを高めるのみならず、強度上昇にともなう延性の劣化をもたらすことから、トータルとして2%以下の添加に制限する。」と記載されている。
　しかして、刊行物２の請求項１，２の記載及びその実施例によれば、刊行物２に記載のものも本件発明１と同様に、熱間圧延後巻取ままの熱延鋼板であり、刊行物２の実施例の表１には、本件の構成要件ａを満足する鋼種が発明例として多数示されている。
　そして、鋼板のミクロ組織に関する刊行物２の上記３相或いは４相の複合組織と残留オーステナイトの記載、及び、本件発明１の鋼では大部分が引張強さ８０kgf／mm2以下であることを考えあわせると、両者の鋼の組織にも差異はないものと認められ、刊行物２に記載の鋼板は、本件発明１の構成要件ｂも満足している。
　そして、刊行物２の請求項２に開示された鋼板の製造条件は、本件発明４で規定する熱延終了温度、巻取温度等の製造条件と比べて差異はない。
　してみれば、刊行物２には、本件１の構成要件（a）および（b）で規定する化学成分組成およびミクロ組織、並びに前記構成要件（f）,（g）で規定する製造条件が同一の熱間圧延後巻取ままの鋼材について記載されているものと認められる。
　そして、鋼の成分組成、得られるミクロ組織、並びに鋼の製造条件が同じであるならば、その特性等も同じものが得られるから、刊行物２に記載された鋼板も、本件発明１で規定する構成要件（ｃ）のＭｓ点と特性も満たしているものと認められる。　
　よって、刊行物２には、本件発明１と実質的に同一である発明が記載されているものと認められる。
　
３−３−１−３
３−３−１−３−１．
　本件発明１は、熱間圧延後巻取ままの鋼板において、（ａ）鋼の化学成分組成、（ｂ）鋼のミクロ組織、及び、（ｃ）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度が１５０℃以下であることを特徴とする、所要の特性を有する高強度複合組織熱延鋼板の発明である。
３−３−１−３−２．
　他方、刊行物１〔「Congress Book of Heat  Surface '92」Japan Technical Information Service Tokyo 発行（１９９２年）第25〜28頁＝異議申立人住友金属工業株式会社が提示した甲第１号証〕には、「低合金TRIP鋼の残留オ-ステナイトの安定性に及ぼす合金元素と金属組織の影響」と題する技術報告が第25〜28頁に記載されている。
　その一部を下記に翻訳して示す。
　第25頁第6〜13行の「要約」には、
「Fe‐0.2%C-2%Si-1.5%MnとFe‐0.2%C-2%Al‐1.5%Mn合金を熱処理して2種類の低合金TRIP鋼を製造した。α＋γ域での保持温度を下げるにつれて、フェライト体積率が増加し、ベイナイト体積率が減少する結果、引張強度が低下した。しかし、ほぼ一定の引張強度-伸びバランスを示した。ベイナイト変態により、マルテンサイト体積率が減少し、残留オーステナイトが増加する結果、引張強度-伸びバランスが著しく向上する。アルミニウム鋼の残留オ-ステナイトの平均炭素濃度はシリコン鋼よりも高く、そのためアルミニウム鋼の残留オーステナイトはシリコン鋼より安定であると考えられる。」旨、
　第25頁第16〜28行の「1.緒言」には、
「近年、引張強度と伸びのコンビネーションが著しく優れた低合金TRIP（Transformation Induced Plasticity）鋼の開発が行われている。・・・低合金TRIP鋼を製造するためには低温仕上げと低温巻取が必要であるとされている。なぜなら、低温仕上げはフェライト生成を促進し、安定な未変態オーステナイトを増加させ、そして低温巻取はパーライト変態を抑制し、オーステナイトの不安定化を抑えるからである。・・・本研究では、低合金TRIP鋼における残留オーステナイトの安定性に及ぼす合金元素及び金属組織の影響を検討するために、2種類の低合金TRIP鋼を熱処理し、それらの引張特性及び残留オーステナイトの安定度を調査した。」旨、
・第25頁第29〜37行の「II.実験方法」には、
「本研究で用いた鋼の化学組成をTable1に示す。１つはFe‐0.2%C-2%Si-1.5%Mnの典型的なシリコン系低合金TRIP鋼である。他はFe‐0.2%C-2%Al‐1.5%Mnのアルミニウム系TRIP鋼である。これらの鋼を真空炉中で再溶解し、そしてインゴットを熱間鍛造し、2mm厚の板材とするために熱間圧延した。
　熱処理条件は、figure1に図示した。板材を1273Kで1200sの溶体化処理後、913〜1073Kの温度T1に保持したソルトバス中に急冷して2400s（t1）保持し、それから673K（T2）に保持したソルトバス中に急冷して300〜1800sの時間t2の間保持し、次いで空冷した。」旨、
・第26頁第6〜13行の「III.結果」の「引張特性」の項には、
「まず、引張特性に及ぼす金属組織の影響を調べた。Figure2は温度T1を変化させて（t2=1800s）熱処理を行った板材の引張強度−伸びバランスを示す。顕微鏡組織観察では、Photo lに示すように、シリコン鋼はT1が913〜953KのときにF（フェライト）＋P（パ‐ライト）組織を、そして T1が973〜1073KのときにF＋B（べイナイト）＋A（残留オーステナイト）組織を示した。引張強度−伸びバランスが金属組織によって変化することはFigure2より明らかである。即ち、F+B+A TRIP鋼は、典型的なF+P鋼の20000MPa%よりも著しく高い約25000MPa%の優れたTS×El値となっている。」旨、
・第26頁下から第8〜2行の「考察」の「残留オーステナイトの安定性」の項には、
「X線回折法により測定した残留オーステナイト中の炭素濃度をTable2に示す。アルミニウム鋼中の残留オーステナイト中の炭素濃度は約1.7%で、シリコン鋼中の1.3%よりも高い。また、フェライトとオーステナイト間でシリコン,アルミニウム及びマンガンの拡散が起こらないと仮定し、炭素濃度を推定することによって残留オーステナイトMs点の推定を行った。その結果をTable2に示した。アルミニウム鋼の推定Ms点はシリコンのそれよりも低く、アルミニウム鋼の残留オーステナイトがより安定であることを示している。」旨、
・第27頁第3〜12行の「考察」の「残留オーステナイトの形成の過程」の項には、
「終りに、figure5で残留オ-ステナイトの形成過程を図示する。最初、板材をα＋γ域の温度T1に保持してフェライト変態を進行させ、未変態オーステナイトの炭素濃度をC点まで増加させる。しかし、この炭素濃度では未変態オ-ステナイトの安定化には不十分である。そこで、板材を673Kで保持してベイナイト変態させる。このときベイナイトラスがせん断的に生成し、それからベイナイトラスより周囲の未変態オ-ステナイトへ過飽和の炭素原子の拡散が起き、そして未変態オーステナイトの炭素濃度がF点に達したときにベイナイト変態は停止し残留オーステナイトが形成される。しかし、セメンタイトが生成すると未変態オ-ステナイトの炭素濃度が低下するので、低合金TRIP鋼を製造するためにはセメンタイトの生成を抑制するシリコン又はアルミニウムの添加が必要である。」旨、
・第27頁第14〜23行の「V.結言」の項には、
「残留オーステナイトの安定性に及ぼす合金元素と金属組織の影響をFe‐0.2%C‐2%Si-1.5Mn及びFe-0.2%C-2%Al‐1.5Mn鋼板を用いて調査した。それらは 1273Kで溶体化後α＋γ域の温度に保持され、更に673Kに保持され、次いで空冷された。得られた主な結果は次のとおりである。
　1.α＋γ域での保持温度が低いほど、フェライト相の体積率が増加し、ベイナイト相が減少する。その結果、引張強度が低下し、伸びが向上する。しかし、引張強度・伸びバランスは殆ど変わらない。
　2.フェライト変態後に673Kで保持するとベイナイト変態が進み、マルテンサイト量が減少し、そして残留オーステナイトが増加する。その結果、引張強度−伸びバランスが著しく向上する。」旨、　そして、第27頁に、Si鋼のミクロ組織に及ぼすT1温度の影響を示すPhoto1が、第28頁に、Table1.、Table2.、Fig.1〜Fig5.が示されている。
　
３−３−１−３−３．
　以上の如く、刊行物１の、第28頁のTable1に示す化学組成のインゴットを熱間圧延して得た熱延鋼板につき、その金属組織を変化させて金属組織と鋼板特性との関係を調査した結果が報告されている。
　この第27頁に掲載されている熱延鋼板の顕微鏡組織のPhoto1のT1:973Kと表示された左側の写真と、第26頁第7〜14行の「引張特性に及ぼす金属組織の影響を調べた。Figure2は温度T1を変化させて（t2=1800s）熱処理を行った板材の引張強度−伸びバランスを示す。顕微鏡組織観察では、Photo1に示すように、シリコン鋼はT1が913〜953KのときにF（フェライト）＋P（パーライト）組織を、そして T1が973〜1073KのときにF+B（ベイナイト）＋A（残留オーステナイト）組織を示した。引張強度・伸びバランスが金属組織によって変化することはFigure2より明らかである。即ち、F+B+A TRIP鋼は、典型的なF+P鋼の20000MPa%よりも著しく高い約25000MPa%の優れたTS×El値となっている」の説明と、第28頁のTable2に熱延鋼板の残留オ-ステナイト量（Vγ）が15%であることが示されていることとから、刊行物１に記載される当該熱延鋼板は、Table1の化学成分組成からなり、面積率最大の相がフェライトであり、ベイナイトと残留オーステナイト及び／または一部マルテンサイトを含む組織を持ち、室温での残留オーステナイトの体積率が３％以上である、即ち、刊行物１に記載の熱延鋼板は、本件発明１の構成要件（ａ）、（ｂ）を満たすものと認められる。
　また、Photo1の左側写真に係る熱延鋼板Table1にSi steelとして示されるものについて、第28頁に掲載されているTable2に記載された式に従って計算された残留オ-ステナイトのマルテンサイト変態点（Ms）は327K（54℃）であるし、また、本件発明が規定する式Ms点の式（１）：561-325×Cγ%-33×Mn%-17×Ni%-17×Cr%-21×Mo%-20×Cu% …(1)に従って、Ms点を算出すると、その値は88.34℃となる。　　　
　このように、残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（Ms）においても、刊行物１のものは、本件発明の構成要件（ｃ）「（１）式で算出したMs≦150℃」を満足している。
　そして、本件訂正明細書の段落0018〜0021や、図2、図4の説明によると、本件発明で規定する化学組成及び組織を有した複合組織熱延鋼板は室温での残留オーステナイト量が3%以上、本件発明における式(1)で算出される残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（Ms）が150℃以下という条件を満たすことによって優れた疲労特性が確保されるとしている。
　してみれば、これらの構成要件（ａ）、（ｂ）、（ｃ）を満たす刊行物１記載の熱延鋼板が、本件に規定される疲労特性に優れていることは当然のことである。
　よって、刊行物１には、本件発明１と実質的に同一である発明が記載されているものと認められる。
　
３−３−１−３−４．
　なお、本件発明の熱延鋼板は、熱間圧延後巻取ままであるのに対し、刊行物１に記載された鋼板は熱処理されたものであるが、本件規定の高強度複合組織熱延鋼板になるまでの経緯や途中の態様は如何様であれ、本件発明は鋼板という物の発明であるから、刊行物１に記載された鋼板が本件の物と同じである以上、途中の処理操作に関係なく、物の発明としては差異はなく、両者は同一の発明である。
　
３−３−１−４
　本件発明１は、熱間圧延後巻取ままの鋼板において、（ａ）鋼の化学成分組成、（ｂ）鋼のミクロ組織、及び、（ｃ）式に示す残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度が１５０℃以下であることを特徴とする、所望の特性を有する高強度複合組織熱延鋼板の発明である。
　他方、　刊行物１０（「日本機械学会第69期全国大会講演会講演論文集」　Vo1.A、1991年10月16〜17日、第146〜148頁＝異議申立人日本鋼管株式会社が提示した甲第１号証）には、次の事項が記載されている。
　刊行物１０の「１．緒言」の項には、残留オーステナイト（γ）の変態誘起塑性効果を利用した複合組織鋼（TDP鋼）は、張り出しおよび深絞り成形可能な新しいタイプの600〜1000MPa級高強度鋼であること、および軽量化効果が大きい自動車の足回り部材への適用が期待されていることが記載されており、これは本件発明が対象とする技術分野と共通する。
　そして、刊行物１０の「２．実験方法」の項及びTable1には、C:0.18〜0.21mass%、Mn:1.00〜2.51mass%、Si:1.00〜2.48mass%であり、主相がフェライトであって第2相が主に残留オーステナイトとベイナイトからなり、残留オーステナイトの体積率fγが6〜14vol%である鋼が示されている。
　この鋼の化学成分組成及びミクロ組織は本件発明の構成要件（ａ）及び（ｂ）を満足している。
　さらに、Table1には、この鋼の残留オーステナイト中のC量のCγが1.15〜1.41であることが示されているから、本件発明の式（１）：Ms(℃)=561-325×Cγ%-33×Mn%-17×Ni%-17×Cr%-21×Mo%-20×Cu%に、Tab1elの数値を当てはめて各鋼のMs点を計算すると、A鋼:69.7℃、B鋼:59.7℃、C鋼:85.8℃、D鋼:104.4℃、E鋼:66.2℃、F鋼82.5℃、G鋼108.8℃となり、本件発明の「150℃以下」の規定を満足する。
　そして、本件発明の構成要件（ａ）、（ｂ）、及びＭｓ点の規定を満足すれば、本件明細書の記載からも明らかなように、当然に本件発明の疲労特性にも優れたという要件を満たしているものと認められる。
　よって、刊行物１０には、本件発明１と実質的に同一である発明が記載されているものと認められる。
　
３−３−１−５
　したがって、上記３−３−１−１．、３−３−１−２．３−３−１−３．、３−３−１−４．で述べたように、本件発明１は、上記刊行物６、２、１、及び１０に記載された発明であり、本件発明１についての特許は特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものである。
　
３−３−２．本件発明２について
３−３−２−１
　本件発明２は、本件発明１に、さらに、「Nb,Ti,Vの中の１種もしくは２種以上を合計で0.20重量%以下含む」構成要件（ｄ）を付加したものであるが、刊行物６には、Nb,Ti,Cr,Cu,Ni,V,B,Mo等を1種または2種以上含み得る（段落0048）ことが記載され、そして、第13頁の表2の実施例に示すその他の添加元素の欄に、これらの元素を本件発明２の規定を満足する程度含有する例が記載されている。
　してみれば、３−３−１−１に記載のように、鋼の成分組成、得られる組織、並びに鋼の製造条件が同じであるならば、その特性等も同じものが得られるから、刊行物６に記載された鋼板も、本件発明１で規定する構成要件（ｃ）のＭｓ点と特性の要件も満たしているものと認められる。
　
３−３−２−２            
  本件発明２は、本件発明１に、さらに、「Nb,Ti,Vの中の１種もしくは２種以上を合計で0.20%以下含む」構成要件（ｄ）を付加したものであるが、刊行物２の請求項３、或いは、段落0030には、「その他の添加元素:・・・またNb,Tiは炭化物(Nb(C,N),Ti(C,N)等)の析出強化による強度調整のために添加される・・」とNbやTiを所定量添加することが記載され、第6,7頁の表1,2の実施例には、これらの元素を本件発明２の規定を満足する程度含有する例が記載されている。
　してみれば、上記３−３−２−１と同様に、刊行物２に記載された鋼板も、本件発明１で規定する構成要件（ｃ）のＭｓ点と特性の要件も満たしているものと認められる。
３−３−２−３            
　したがって、本件発明２は、上記刊行物６、及び刊行物２に記載された発明であり、本件発明２についての特許は特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものである。
　
３−３−３．本件発明３について   
３−３−３−１
　本件発明３は、本件発明１または２に、さらに、「Ca:0.0005〜0.01重量%、REM:0.005〜0.05重量%の１種もしくは２種を含む」構成要件（ｅ）を付加したものであるが、刊行物６の請求項２には、Ca:0.0005〜0.01重量%またはREM:0.005〜0.05重量%を含むことが記載され、そして、第13頁の表2の実施例に示すCaとREMの欄に、これらの元素を本件発明の規定を満足する程度含有する例が記載されている。
　してみれば、３−３−１−１に記載のように、鋼の成分組成、得られる組織、並びに鋼の製造条件が同じであるならば、その特性等も同じものが得られるから、刊行物６に記載された鋼板も、本件請求項１で規定する構成要件（ｃ）のＭｓ点と特性の要件も当然に満たしているものと認められる。
３−３−３−２
　したがって、本件発明３は、上記刊行物６に記載された発明であり、本件発明３についての特許は特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものである。
　
３−３−４．本件発明４について
３−３−４−１
　本件発明４は、本件発明１〜３に記載の鋼板を製造する製造方法の発明であるが、上記３−３−１−１に記載したように、刊行物６には、本件発明４の規定を満足する鋼板の製造方法の発明が記載されているものと認められる。　
　
３−３−４−２
　本件発明４は、本件発明１〜３に記載の鋼板を製造する製造方法の発明であるが、上記３−３−１−２に記載したように、刊行物２には、本件発明４の規定を満足する鋼板の製造方法の発明が記載されているものと認められる。　
　
３−３−４−３
　したがって、本件発明４は、上記刊行物６、及び刊行物２に記載された発明であり、本件発明４についての特許は特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものである。
　
３−４．むすび
　以上のとおりであるから、本件発明１〜４は、上記各刊行物に記載された発明であり、本件発明１〜４についての特許は特許法第２９条第１項第３号の規定に違反してされたものである。
　したがって、本件発明１〜４についての特許は、特許法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１５年３月３１日（２００３．３．３１）
【訂正の要旨】
▲１▼　訂正事項ａ
特許請求の範囲の減縮を目的として、特許請求の範囲中、【請求項１】〜【請求項４】を、以下のとおりに訂正する。
「　【請求項１】　
熱間圧延後巻取ままの鋼板において、
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
　　Ｍｓ（℃）＝５６１−３２５×Ｃγ％−３３×Ｍｎ％−１７×Ｎｉ％−１７×Ｃｒ％−２１×Ｍｏ％−２０×Ｃｕ％　・・・　　　　（１）
　　ここで、Ｃγ％は残留オーステナイト中のＣ濃度、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｃｕ％は鋼板中の濃度
　【請求項２】　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの中の１種もしくは２種以上を合計で０．２０重量％以下含むことを特徴とする請求項１記載の加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
　【請求項３】　Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％の１種もしくは２種を含むことを特徴とする請求項１または２記載の加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
　【請求項４】　所定の成分に調整されたスラブを、鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ３−５０〜Ａｒ３＋１４０℃の範囲で熱延を終了し、その後冷却して３００〜５００℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
▲２▼　訂正事項ｂ
本件特許明細書第２頁の段落番号【０００１】の記載を、請求項１〜４に関する上記訂正事項ａに対応して、明りょうでない記載の釈明を目的として、下記のとおりに訂正する。
「【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性（以下、単に疲労特性という）
▲３▼　訂正事項ｃ
平成１２年１月１１日付け提出の手続補正書第３頁第１３〜第２１行（本件特許明細書の段落番号【００１１】）の記載を、請求項１に関する前記訂正事項ａに対応して、明りょうでない記載の釈明を目的として、下記のとおりに訂正する。
「【００１１】
　（１）
熱間圧延後巻取ままの鋼板において、
▲４▼　訂正事項ｄ
本件特許明細書第１０頁の段落番号【００２７】の記載を、明りょうでない記載の釈明を目的として、下記のとおりに訂正する。
「【００２７】
　Ｃａ、ＲＥＭ：
　Ｃａ、ＲＥＭは、Ｓと結合して介在物を球状化し、冷間加工性や疲労特性を改善する。しかしながら、添加量がＣａの場合には０．０００５重量％、ＲＥＭの場合には０．００５重量％未満である場合にはその効果が十分でない。従って、
Ｃａの場合は０．０００５重量％、ＲＥＭの場合は
▲５▼　訂正事項ｅ
本件特許明細書第１２頁〜第１３頁の段落番号【００３３】表１中、鋼Ｍの行を、平成１３年１１月２８日付けの取消理由通知書における取消理由〔理由３〕に徴し、請求項１の記載に対応して、明りょうでない記載の釈明を目的として、全て削除する。
▲６▼　訂正事項ｆ
本件特許明細書第１３頁〜第１４頁の段落番号【００３４】表２中、鋼ＥのＭｓ℃の欄「３７」、鋼Ｆ（表中上から１０行目）のＭｓ℃の欄「４７」及び鋼Ｆ（表中上から１３行目）のＭｓ℃の欄「１５４」を、誤記の訂正を目的として、それぞれ「５３」、「４０」、「１０５」に訂正する。
▲７▼　訂正事項ｇ
本件特許明細書第１４頁〜第１５頁の段落番号【００３５】表３中、鋼ＲのＭｓ℃の欄「７６」、鋼ＳのＭｓ℃の欄「８」及び鋼ＷのＭｓ℃の欄「８２」を、誤記の訂正を目的として、それぞれ「７３」、「６」、「１０２」に訂正するとともに、同表中、鋼Ｍの行を、平成１３年１１月２８日付けの取消理由通知書における取消理由〔理由３〕に徴し、請求項１の記載に対応して、明りょうでない記載の釈明を目的として、全て削除する。
（５４）【発明の名称】
加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板とその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　
熱間圧延後巻取ままの鋼板において、
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
　　Ｍｓ（℃）＝５６１−３２５×Ｃγ％−３３×Ｍｎ％−１７×Ｎｉ％−１７×Ｃｒ％−２１×Ｍｏ％−２０×Ｃｕ％　・・・（１）
　　ここで、Ｃγ％は残留オーステナイト中のＣ濃度、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｃｕ％は鋼板中の濃度
　【請求項２】　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの中の１種もしくは２種以上を合計で０．２０重量％以下含むことを特徴とする請求項１記載の加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
　【請求項３】　Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％の１種もしくは２種を含むことを特徴とする請求項１または２記載の加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
　【請求項４】　所定の成分に調整されたスラブを、鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ３−５０〜Ａｒ３＋１４０℃の範囲で熱延を終了し、その後冷却して３００〜５００℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は加工性と
疲労限度比σＷ／σＢ（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）で評価される高サイクル疲労特性（以下、単に疲労特性という）
　【０００２】
　【従来の技術】
　近年、自動車の快適性、安全性に加えて車体の軽量化に対する要求が大きくなってきている。これは地球規模で考えた省エネルギー及び環境問題に対する要求であり、軽量化による車両燃費の向上とＣＯ２などの有害排気ガスの減少をその目的としている。このような目的を達成するためには車体構造に利用される材料の強度を向上させてその材料厚みを減少させるか、あるいは新たな低比重の材料を用いることなどが必要である。
　【０００３】
　新たな低比重材料（例えばＡｌ、Ｍｇ等）を利用する場合、価格、安定供給量の観点から、従来車体構成材料の中心として利用されてきた鋼板と共存状態での利用が前提となると考えられる。この場合に最も問題となるのはスクラップのリサイクルであり、他材料と混合した鋼板スクラップはその後の利用では多くのエネルギー、コストを費やして再利用する必要がある。従って、地球全体としてのエネルギーミニマム、環境保持を目指す上では、特殊な部位を除いては単一材料（即ち鋼材）での軽量化対策が非常に重要となり、鋼材のより一層の高強度化が期待されている。
　【０００４】
　上記要求に加えて、車体構成部位の一体成形は、製造工程の簡略化、連続化のために重要な技術的要請と考えられる。このような近代化されつつある成形工程で用いられる鋼材の中で、特に薄鋼板を考えると、良好な成形性を有することがその鋼板の選択基準となる。薄鋼板の成形性の良否は、伸び、ランクフォードの塑性歪比（ｒ値）、加工硬化指数（ｎ値）や降伏強度で判断され、複雑な部品の一体成形のためには伸びやｎ値が高いことが一つの必要条件となる。
　【０００５】
　伸びやｎ値の大きな鋼板の例としては、従来フェライトとマルテンサイト２相組織のＤｕａｌ　Ｐｈａｓｅ（ＤＰ）鋼が知られている。ＤＰ鋼は、特公昭５６−１８０５１号公報や特公昭５９−４５７３５号公報などで示されているように、５０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２で最大３０〜３５％程度の全伸びを得ることができる。しかしながら、従来比較的低強度（３５〜４５ｋｇｆ／ｍｍ２）の薄鋼板が用いられているような複雑な加工を要求される部位への適用では、十分な強度−延性バランスとは言い難い。
　【０００６】
　この材質を更に向上させるための方法として、最近、フェライト、ベイナイト及びオーステナイトの混合組織（もしくは一部マルテンサイトを含む）をミクロ組織として持つ高強度複合組織鋼板が提案されている。この鋼板は、室温で残留しているオーステナイトが成形時にマルテンサイトに変態することによって高い延性を示す「変態誘起塑性」を利用するものである。変態誘起塑性を利用した鋼は、ＴＲＩＰ鋼として知られているように、例えばＺａｃｋａｙら（Ｖ．Ｆ．Ｚａｃｋａｙら：Ｔｒａｎｓ．ＡＳＭ　ｖｏｌ．６０（１９６７）ｐ２５２）が示すように、７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上で最大９０％程度の高延性が達成されている。しかしながら、このようなＴＲＩＰ鋼は、高価な合金元素を大量に添加する必要があるなど、必ずしもここでの要求に合致しない。
　【０００７】
　このような問題を解決する方法として、特開昭６３−４０１７号公報に自動車用鋼板のような大量生産が前提となる廉価な用途に合致した薄鋼板の製造方法が示されている。この先願発明は、Ｓｉの添加によって炭化物の析出を抑制し、低温でのフェライト変態（ベイナイト変態）を進行させることによって、未変態オーステナイト中に効果的に炭素を濃化させ、オーステナイトを安定化させるというものである。
　【０００８】
　鋼板が自動車車体部品として使用される場合には、上記のような良好な加工性以外に、溶接性、靱性、疲労特性、耐腐食性等も重要となる。中でも疲労特性は鋼板が自動車の足回り構造部品として使用される場合には特に重要となる。
　このような加工性（特にｎ値）と疲労特性に優れた鋼板としてＤＰ鋼が挙げられるが（Ｐｒｏｃ．ｏｆ　ｔｈｅ　４ｔｈ　Ｉｎｔ．Ｃｏｎｆ．ｏｎ　Ｆａｔｉｇｕｅ　ａｎｄ　Ｆａｔｉｇｕｅ　Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄｓ、ｖｏｌ．３（１９９０）ｐ１６６７）、上記のごとく自動車車体軽量化に十分な特性とは言い難い。
　【０００９】
　【発明が解決しようとする課題】
　そこで、本発明は、このような問題を解消すべく創案されたものであり、ＤＰ鋼では達成できない良好な加工性と疲労特性のバランスを達成する高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
　【００１０】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは種々の成分の鋼材を熱延もしくは熱処理し、室温で残留オーステナイトを含む鋼板を製造し、鋼材の材質（強度、加工性、疲労特性）に及ぼす残留オーステナイトの性質の影響を調査した結果、残留オーステナイトの性質をコントロールすることによってＤＰ鋼では達成できなかったレベルの良好な鋼板の成形性と疲労特性のバランスが得られることを見出した。本発明は、この知見に基づいて構成したものであり、その要旨とするところは下記のとおりである。
　【００１１】
　（１）
熱間圧延後巻取ままの鋼板において、
　【００１２】
　　Ｍｓ（℃）＝５６１−３２５×Ｃγ％−３３×Ｍｎ％−１７×Ｎｉ％−１７×Ｃｒ％−２１×Ｍｏ％−２０×Ｃｕ％　・・・（１）
　　ここで、Ｃγ％は残留オーステナイト中のＣ濃度、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｃｕ％は鋼板中の濃度
　【００１３】
　（２）Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの中の１種もしくは２種以上を合計で０．２０重量％以下含むことを特徴とする前項１記載の加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。
　（３）Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％の１種もしくは２種を含むことを特徴とする前項１または２記載の加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板。
　【００１４】
　（４）所定の成分に調整されたスラブを、鋳造後直接もしくは一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ３−５０〜Ａｒ３＋１４０℃の範囲で熱延を終了し、その後冷却して３００〜５００℃の温度範囲で巻取ることを特徴とする前項１〜３のいずれかに記載の加工性と疲労特性に優れた高強度複合組織熱延鋼板の製造方法。
　【００１５】
　【作用】
　室温で残留オーステナイトを含む複合組織鋼板は、▲１▼熱延まま、または、▲２▼熱延後溶融めっき工程もしくはそれに代わる熱処理工程により、▲３▼冷延後焼鈍工程や溶融めっき工程もしくはそれに代わる熱処理工程によって製造することができる。この時、最終的に鋼板中に存在する残留オーステナイトの体積率は鋼材の化学成分に大きく影響され、特にＣ添加量が得られる残留オーステナイト体積率の上限値を決定する。
　【００１６】
　また、オーステナイトを室温で残留させるためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ等のオーステナイト安定化元素を多量に添加するか、熱処理工程でオーステナイト安定化の効果が大きいＣやＮ等をオーステナイトに濃化させることが必要である。後者は溶接性やコストの面から効果的な方法であり、比較的少量のＣ添加で残留オーステナイトを得るためには、炭化物形成等でＣを浪費することを極力避ける必要がある。このような炭化物生成抑制効果は特にＳｉやＡｌで高いことが知られており、他のオーステナイト安定化元素と組み合わせることによって効果的にオーステナイトを残留させることが可能である。
　【００１７】
　残留オーステナイトを含む鋼板は、ＴＲＩＰ効果によって良好な加工性を示す。鋼板の母相が全く同一である場合には、残留オーステナイトの体積率が高いほど、また残留オーステナイトが安定なほど良好な加工性を示す。
　良好な溶接性を前提とした低炭素低合金鋼で、残留オーステナイトを含む高強度鋼板の疲労強度と残留オーステナイトの性質（加工安定性、サイズ、分布等）との関係を明確にした報告はない。本発明者らは、種々の成分の鋼を熱延もしくは熱処理することによって製造したフェライトを主相としてベイナイトと残留オーステナイトを含む鋼板の疲労特性とミクロ組織（特に残留オーステナイトの性質）の関係を調査した結果、以下のような結論を得た。即ち、このような鋼板では、繰り返し応力負荷時に、局所的な粒内すべりが、主相であるフェライト粒内に発生し、これらのすべりの成長により粒界近傍で応力集中が起こり、粒界近傍に亀裂が発生し、その亀裂が負荷応力により粒界に沿ってもしくは粒内を進展し、最終的な破断にいたる。この時、粒内すべりを起こしたフェライト相に隣接して残留オーステナイトが存在する場合には、粒界近傍に発生する局所的な高い応力によって残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が起こる。この結果として、フェライト粒内のすべりの成長が抑制され、フェライト粒内にオーステナイトのマルテンサイト変態に伴う体積膨張による圧縮の残留応力が発生し、その後の繰り返し応力負荷による疲労の進展を大きく抑制する。この結果として、残留オーステナイトを含まないフェライト／ベイナイトを主相とする複合組織鋼板に比べて長い疲労寿命を示すものと考えられる。
　【００１８】
　以下に本発明の重要な要素の作用の詳細について述べる。
　残留オーステナイト体積率：
　残留オーステナイト体積率を増すことは鋼板の加工性及び疲労特性を上昇させるが、得られる残留オーステナイト体積率の上限値は鋼板の平均的な化学成分によって制限される。同一成分において得られる最大残留オーステナイト体積率を増加させるためには、Ｃ量の増加が最も直接的であり、更にＭｎ，Ｎｉ等のオーステナイト安定化元素や炭化物析出を抑制するＳｉ、Ａｌ等の添加も有効である。
　【００１９】
　鋼板中の残留オーステナイト量と鋼板の延性及び疲労限度比（２×１０６回の疲労強度／鋼板の破断強度）との関係は図１、図２に示す通りであり、延性は残留オーステナイト体積率の増加と共に単調に上昇し、疲労限度比は残留オーステナイト体積率３％以上でやはり単調に上昇する。疲労限度比を１０７回の強度で整理しても残留オーステナイト体積率の影響は同様であった。３％未満の残留オーステナイト体積率では、残留オーステナイトが鋼材全面に分散できず、前述したオーステナイトからマルテンサイトへの変態によるフェライト粒内すべり進行の抑制と圧縮残留応力の付与が十分でなく、疲労強度を向上させないと考えられることから、残留オーステナイト体積率の最小値を３％とする。
　【００２０】
　マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）：
　残留オーステナイトのＭｓは、残留オーステナイトの加工安定性を決定し、従って、鋼板の加工性や疲労特性を決定する重要な因子である。残留オーステナイトのＭｓは、鋼板の置換型合金元素及びＸ線解析やメスバウアー分光により実験的に求められるＣ濃度やＮ濃度によって決まる。鋼板中のＮ濃度はＣ濃度に比べて微量であるので、侵入型の元素としては主にＣ濃度を考慮すると良い。残留オーステナイト体積率は、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析により、フェライトの（２００）面、（２１１）面及びオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度を用いて、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｔｈｅ　Ｉｒｏｎ　ａｎｄ　Ｓｔｅｅｌ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ、２０６（１９６８）ｐ６０に示された方法にて算出する。また、残留オーステナイト中の炭素濃度は、後述する【実施例】に示すように、ＣｏのＫα線を用いたＸ線解析により算出することができる。これらの元素濃度を用いて、残留オーステナイトのＭｓは、下記（１）式で示すように合金濃度を重量％で表現するとき、
　　Ｍｓ（℃）＝５６１−３２５×Ｃγ％−３３×Ｍｎ％−１７×Ｎｉ％−１７×Ｃｒ％−２１×Ｍｏ％−２０×Ｃｕ％　・・・（１）
を用いて計算することができる。
　　ここで、Ｃγ％は残留オーステナイト中のＣ濃度、Ｍｎ％、Ｎｉ％、Ｃｒ％、Ｍｏ％、Ｃｕ％は鋼板中の濃度である。
　【００２１】
　鋼板を自動車用の構造部品に適用する場合には、一般にプレスもしくはロール等による成形がなされた後に使用される。この時、塑性変形中に残留オーステナイトが有効に利用されることが加工性の観点から重要であるが、一方、実使用段階での疲労強度の点では、加工後に有効な残留オーステナイトが残存していることが必要である。加工性に及ぼすＭｓ温度の影響は図３に示す通りであり、Ｍｓ≦１５０℃とすることで良好な加工性が得られる。疲労強度と残留オーステナイトのＭｓの関係は図４に示す通りであり、延性同様Ｍｓ≦１５０℃とすることで高疲労強度が達成される。また、室温で残留オーステナイト体積率が３％以上の鋼板に、塑性加工量として均一伸びの範囲で１０％の予加工を与えた後の疲労強度は、予加工前にＭｓ≦１５０℃であれば劣化しない。従って、本発明では残留オーステナイトのＭｓを１５０℃以下に制限する。
　【００２２】
　Ｃ量：
　Ｃは、製造工程の中でオーステナイト中に濃化し、オーステナイトの安定化に大きく寄与する。鋼材中の全てのＣがオーステナイトに濃化するわけではなく、フェライト中及び炭化物、更には一部マルテンサイト中に取り残される。このような浪費を極力少なくするような製造工程設計を行った場合に、加工性と疲労強度を両立させるに必要な最低の残留オーステナイト体積率３％を確保するためには、最低０．０４重量％のＣ添加が必要である。従ってＣ添加量の下限値を０．０４重量％とする。
　【００２３】
　Ｃ添加量の増加は、得られる残留オーステナイト量の増加につながるが、同時に溶接性を劣化させる。特に、Ｃ＞０．２５重量％では、溶接性の劣化が顕著であるため、０．２５重量％をＣ添加量の上限とする。
　Ｓｉ、Ａｌ量：
　ＳｉとＡｌは共にフェライト安定化元素であり、本発明の対象とするフェライトを主相とする鋼板を製造するためには有効な添加元素である。またＳｉ、Ａｌ共にセメンタイト等の炭化物の生成を抑制し、結果としてＣの浪費を防ぐことができる。また、Ｓｉは、フェライト相を固溶強化することによって強度を上昇させる。しかしながら、これらの元素の添加量が、単独もしくは合計で０．３重量％未満の場合にはこのような効果は期待できないので、Ｓｉ、Ａｌの単独もしくは合計の添加量の下限値を０．３重量％とする。
　【００２４】
　また、Ｓｉ、Ａｌが単独もしくは合計で３．０重量％を超えて添加された場合には、鋼板の靱性を著しく低下させることと、鋼材コストの上昇を招くことから、３．０重量％を上限とした。
　Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ量：
　これらの合金元素も、ＳｉやＡｌと同様、炭化物の生成を遅らせる働きがあることから、オーステナイトの残留に貢献する添加元素である。これに加えて、これらの合金元素は、オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度を低くする。従って、加工性や疲労強度の上昇に有効である。しかしながら、これらの合金元素の添加量の合計が０．５重量％未満の場合には、その効果が十分でないことから、０．５重量％をこれらの元素添加の合計量の下限値とした。
　【００２５】
　一方、これらの元素添加量の合計が３．５重量％を超えると、鋼材の焼入れ性が必要以上に上昇するために、フェライト主体とした加工性良好な鋼板の製造が困難になり、必要以上に鋼板強度が上昇する可能性があり、また、鋼材コストの上昇を招く。従って、これらの合金元素添加の合計量の上限値を３．５％とする。
　【００２６】
　Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ量：
　これらの元素は、炭化物、窒化物（もしくは炭窒化物）を形成し、フェライト相を強化することから、鋼板の高強度化に有効である。しかしながら、合計で０．２０重量％を超えて添加された場合には、鋼材のコスト上昇を招くのみならず、強度上昇効果が飽和し、更に、不必要にＣを浪費することから０．２０重量％を合計添加量の上限とする。
　【００２７】
　Ｃａ、ＲＥＭ：
　Ｃａ、ＲＥＭは、Ｓと結合して介在物を球状化し、冷間加工性や疲労特性を改善する。しかしながら、添加量がＣａの場合には０．０００５重量％、ＲＥＭの場合には０．００５重量％未満である場合にはその効果が十分でない。従って、
Ｃａの場合は０．０００５重量％、ＲＥＭの場合は
　【００２８】
　熱延条件：
　熱延ままで本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後に再度加熱し、熱間圧延を行う。この時、熱延終了温度が鋼材の化学成分で決まるＡｒ３変態温度−５０℃未満である場合には、時に鋼板の表層部及びその近傍に加工フェライト層が生成し、加工性と共に疲労強度を著しく劣化させる。従って、Ａｒ３変態温度−５０℃を熱延終了温度の下限値とする。また、熱延終了温度がＡｒ３＋１４０℃を超える場合には、フェライト以外の低温生成層の割合が多くなり、必要以上に鋼板の強度が上昇するのみならず、フェライト粒の粗大化が起こり鋼板の疲労強度を劣化させる。また、このような高温で熱延を終了させた場合には、鋼板の表面粗度が大きくなり、鋼板の疲労強度を劣化させる。従って、Ａｒ３＋１４０℃を熱延終了温度の上限値とする。
　【００２９】
　熱延終了後、冷却して巻取処理を行うが、この時の巻取温度が５００℃超では残留オーステナイトが得られず、また３００℃未満ではマルテンサイトの生成が過多となって加工性を損なう。従って、熱延後の巻取温度を３００℃以上５００℃以下に制限する。最終的な鋼板の加工性と疲労強度のバランスを最適にするためには、巻取温度を３５０℃以上４５０℃以下とすることが望ましい。
　【００３０】
　【実施例】
　表１に示す化学成分の鋼材を１０５０℃から１２５０℃の範囲に加熱し、所定の熱延条件で熱延を終了した後、１０℃／ｓｅｃから１５０℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度で巻取温度まで冷却し所定の温度で巻取った。これらの鋼板（板厚２．５ｍｍ）からＪＩＳ５号の試験片を切り出し、引張特性を調査し、また、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって疲労強度を評価した。残留オーステナイト体積率は、ＭｏのＫα線を用いてフェライトの（２００）と（２１１）面、オーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の積分強度から求め、残留オーステナイト中の炭素濃度は、ＣｏのＫα線を用いてオーステナイトの（００２）、（０２２）、（１１３）、（２２２）面の反射角度を測定し、格子常数を求め、
　　格子常数＝３．５７２＋０．０３３×Ｃ％（Ａ）
の関係を用いて求めた。
　【００３１】
　表１中の下線を付したものは本発明の範囲外であることを示す。
　表２、表３（表２のつづき）には熱延条件、機械的性質、残留オーステナイトに関する測定結果、及び他の特性の評価結果について示す。ＦＴは熱延終了温度（℃）、ＣＴは巻取温度（℃）、ＹＰは降伏強度（もしくは０．２％耐力：ｋｇｆ／ｍｍ２）、ＴＳは破断耐力（ｋｇｆ／ｍｍ２）、Ｅｌは破断伸び（％）、Ｖｇは残留オーステナイト体積率（％）、Ｃγは残留オーステナイト中の炭素濃度（％）、Ｍｓは残留オーステナイトのマルテンサイト変態開始温度（℃）、主相はミクロ組織の中で面積率最大の相を示し、主相がフェライトの場合に○、そうでない場合に×とした。溶接性は良好な場合に○、溶接不良がでる場合に×とした。靱性については各強度レベルで従来鋼と同等以上のものを○、従来鋼レベル未満のものを×とした。σＷは平面曲げ疲労試験で得られた２×１０６回での疲労強度であり、σＢはＴＳと同一である。表中のσＷ／σＢはこれらの値の比を示す。また、表２、表３中＊１は１０％引張加工後の疲労強度が加工前に比べて劣る場合を×、加工前とほぼ同等もしくはそれ以上の場合を○とした。ＣγとＭｓの欄で？と示したものは、残留オーステナイトの量が少ないかもしくは残留オーステナイトを含まないために残留オーステナイト中の炭素濃度が測定できなかったことを示す。
　【００３２】
　表２、表３中の下線を付したものは、本発明の範囲外であることを示す。
　表１、表２、表３共に本発明鋼と記したものが本発明の例であり、本発明外の比較例については比較鋼と記した。
　同表より、本発明の条件を満たす鋼板（表中に本発明鋼と表示）は優れた破断伸びと良好な疲労特性を有し、溶接性や靱性にも優れていることがわかる。
　【００３３】
　【表１】
　【００３４】
　【表２】
　【００３５】
　【表３】
　【００３６】
　【発明の効果】
　以上記述したように、本発明に従えば５０〜１２０ｋｇｆ／ｍｍ２の優れた加工性と疲労特性を有する高強度鋼板を提供することが可能となり、自動車の部品に適用することで自動車車体軽量化に大きく貢献することができる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　５５〜７０ｋｇｆ／ｍｍ２の破断強度の熱延鋼板の破断伸びと残留オーステナイト体積率の関係を示す図である。
　【図２】
　５５〜７０ｋｇｆ／ｍｍ２の破断強度の熱延鋼板の疲労限度比と残留オーステナイト体積率の関係を示す図である。
　【図３】
　５５〜７０ｋｇｆ／ｍｍ２の破断強度の熱延鋼板の破断伸びと残留オーステナイトのＭｓ温度の関係を示す図である。
　【図４】
　５５〜７０ｋｇｆ／ｍｍ２の破断強度の熱延鋼板の疲労限度比と残留オーステナイトのＭｓ温度の関係を示す図である。