【事件の表示】
　特許第２６４７３０２号「耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法」の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】
　特許第２６４７３０２号の特許を維持する。
【理由】
Ｉ．本件発明
　本件特許第２６４７３０２号（平成４年３月３０日出願、平成９年５月９日設定登録。）の請求項１に係る発明（以下、「本件発明」という）は、特許明細書の記載からみて、その特許請求の範囲の請求項１に記載された次のとおりのものである。『重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８、Ｓｉ：０．６以下、Ｍｎ：１．００〜１．４０、Ｐ：０．０１０以下、Ｓ：０．００１５以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０６、Ｃｒ：０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５、Ａｌ：０．０６以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５、Ｎ：０．００１〜０．００５、Ｏ：０．００３以下に必要に応じて、さらにＶ：０．０１〜０．１０、Ｎｉ：０．０５〜０．５０、Ｃｕ：０．０５〜０．５０の１種または２種以上を含有し、かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００℃〜１２８０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧延終了温度６８０℃〜９００℃で圧延を行なった後、冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃〜６００℃まで水冷、その後放冷し、引張強さ６２０ＭＰａ以上を有することを特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法。』
ＩＩ．申立の理由の概要
　特許異議申立人日本鋼管株式会社（以下、申立人Ａという。）は、証拠として、甲第１号証［特開平２−２６７２４１号公報、以下、文献ａという。］、甲第２号証［特開平２−５０９６７号号公報、以下、文献ｂという。］を提出し、本件発明は、文献ａに記載された発明である、或いは文献ａ及びｂ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発明であるから、特許法第２９条の規定に違反してなされたものであるとの理由で、また、特許異議申立人住友金属株式会社（以下、申立人Ｂという。）は、証拠として、甲第１号証［特開昭６３−３８５１８号公報、以下、文献ｃという。］、甲第２号証［「製鉄研究、第３１６号」（昭５９−１２−２５）ｐ．２６〜３３、以下、文献ｄという。］、甲第３号証［「製鉄研究、第３２８号」（昭６３−１−３０）ｐ．９〜１５、以下、文献ｅという。］及び項第４号証［「Ｔｈｅ　Ｓｕｍｉｔｏｍｏ　Ｓｅａｒｃｈ　Ｎｏ．３１」（１９８５年１１月）ｐ．１０３〜１１４、以下、文献ｆという。］を提出し、本件発明は、文献ｃ〜ｆ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発明であるから、特許法第２９条の規定に違反してなされたものであるとの理由で、それぞれ、本件発明に係る特許が取り消されるべきであると主張している。
ＩＩＩ．文献ａ〜ｆの記載内容
　文献ａには、
（あ）『本発明は、硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む湿潤環境（以後サワー環境という）を形成する石油や天然ガスの輸送に適した耐水素誘起割れ（耐ＨＩＣ）性および耐硫化物応力腐食割れ（耐ＳＳＣ）性の優れたラインパイプ用鋼に関するものである。』（第１頁右下欄＜産業上の利用分野＞）、
（い）『Ｃ：０．０５％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｐ：０．００７０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、ＡＩ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００１０％未満、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％を含み、かつ次式（１），（２）を満足し、さらにＣａ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１０％、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼。
０．５≦ＡＣＲ≦２．８…………（１）
ＡＣＲ＝［Ｃａ（％）−Ｏ（％）×｛０．１８＋０．０１３×Ｃａ（％）｝］／１．２５×Ｓ（％）…………（２）』
［特許請求の範囲（２）］、
（う）『本発明の中で最も重要な組成であるＳ，Ｏ，Ｃａの成分範囲について述べる。ＳとＣａは、従来から言われているようにＨＩＣ，ＳＳＣの伝播を助長する圧延による伸長ＭｎＳの球状化形態制御の上で大きな関連性がある。ＨＩＣ，ＳＳＣ感受性が最も低い球状にし、かつ繊細なものが集まってクラスター化しないためには式（２）で定義されるＡＣＲ値を式（１）の範囲に制御する必要がある。ＡＣＲはＳとＣａだけではなくＯの量も考慮されている。これはＯの量によってＭｎＳのＣａＳ化による球状化形態制御能力が影響されるためである。
０．５≦ＡＣＲ≦２．８…………（１）
ＡＣＲ＝［Ｃａ（％）−Ｏ（％）×｛０．１８＋０．０１３×Ｃａ（％）｝］／１．２５×Ｓ（％）…………（２）
　ＡＣＲが０．５よりも小さいときにはＣａが少なくあるいはＳが多いためにＣａＳ生成によるＭｎＳの球状化が不十分であり伸長ＭｎＳが残る。逆にＡＣＲが２．８を超える場合には球状化は促進されるが、生成されるＣａＳが大きく、かつクラスター状に生成してＨＩＣ，ＳＳＣ感受性を上げてしまう。』（第４頁左上欄）、
（え）『転炉一連鋳工程で製造した第１表の化学成分の鋳片を１１００℃〜１２００℃に再加熱した後、８５０℃以下の未再結晶温度域で６５％以上の圧下量を与えそれぞれの鋳片の成分で決まるＡｒ３温度直上（＋１０℃以内）から制御冷却した。冷却温度は１０〜３０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度は５５０℃未満、３５０℃以上とした。この圧延プロセスにより１０〜３２ｍｍの鋼板を製造した。第１表中Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１の鋼は本発明鋼であり、Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．２１は比較鋼である。第２表には、発明鋼及び比較鋼の機械的性質と、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を示す。』（第５頁左上欄２〜１３行）、
（お）ＣｒとＭｏを併用する例として、Ｃｒを０．０３とし、Ｍｏを０．１９及び０．２０とする実施例［第１表（その２）参照］、
が記載されている。
　文献ｂには、
（か）『重量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％を含有し、さらにＢ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．２５％以下、Ｃａ：０．００５％以下の一種または二種以上を含み、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００℃〜１２００℃に加熱した後熱間圧延するに際し、８５０℃以下の温度城で６０％以上の圧下率の適用下に材料を圧延しＡｒ３変態点以上の温度域で仕上げ、次いで、Ａｒ３変態点以上の温度域から３０℃／Ｓ以上の冷却温度で３５０℃以上５５０℃未満の温度域まで冷却し、然る後放冷することを特徴とする耐サワー特性の優れた非調質鋼板の製造方法。』（特許請求の範囲）、
（き）『本発明は、湿潤な硫化水素環境（以後サワー環境と言う）とくに高濃度の硫化水素あるいはさらに二酸化炭素、塩化物イオンを含むｐＨ５以下のサワー環境下において、優れた耐水素誘起割れ特性と強靭性を有する（ＡＰＩ規格Ｘ６０〜Ｘ７０相当程度の）高強度鋼板の製造方法に関するものである。』（第１頁右下欄５〜１０行）、
（く）『この方法によれば、冷却後の鋼の組織は、従来、靭性、耐サワー性にとって悪いとされてきたブロック状のベイナイトは生成せず、板厚方向に均一で微細な上部ベイナイトあるいはアンキユラーフエライトとなり、中心偏析部のミクロ組織が改善され、強度、靭性に優れ、耐サワー特性に優れた鋼板が得られる。』（第２頁４欄２６〜３２行）、
（け）『本発明について詳細に説明する。まず、加熱、圧延、冷却条件について説明する。上記成分範囲を有するスラブの加熱温度を１０００℃〜１２００℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイトを細粒にし、冷却後の組織を微細にするためである。１２００℃以上では加熱時にオーステナイトが粗大化し、圧延後の組織を十分微細にできない。また加熱温度が１０００℃より低いと、Ｎｂ等の合金添加元素が十分に固溶せず、材質向上効果が期待できない。また、板厚方向に微細かつ均一なベイナイト組織を得るには、先ず８５０℃以下の温度域で６０％以上の圧下率を適用する圧延が必要である。これは、未再結晶域でのオーステナイトを十分に延伸させ、変態の各生成速度、各生成場所を増大させて圧延冷却後に粗大なブロック状のベイナイトが出現するのを抑えて鋼板のミクロ組織を板厚方向に微細均一なベイナイト組織とするためである。ただし、圧延仕上温度は、以下に述べる冷却条件からＡｒ３変態点以上とする。ここでＡｒ３は以下の回帰式により推定されるものとする。
　Ａｒ３＝−３９６Ｃ＋２４．６Ｓｉ−６８．１Ｍｎ−３６．１Ｎｉ−２０．７Ｃｕ−２４．８Ｃｒ＋２９．６Ｍｏ＋８６８℃
　冷却開始温度は、均一な微細なベイナイト組織を得るためにＡｒ３変態点以上としなければならない。Ａｒ３変態点以下では、ミクロ組織中に粗大なポリゴナルフエライトが混在し、良好な靭性が得られないばかりか、初析フェライトの生成によりＣ原子が濃化し、焼入れ性が向上した未変態オーステナイトからマルテンサイトが生成し、ミクロ組織が板厚方向に不均一となるため耐サワー特性も劣化する。冷却速度及び冷却停止温度条件の限定は、高強度、高靭性に加え、耐サワー特性を兼備するための必須条件であり、以下その理由について述べる。冷却は圧延終了直後から３５０℃以上５５０℃未満まで３０℃／Ｓ以上の冷却速度で実施する必要がある。この理由は８５０℃以下で６０％以上の圧下を施されたため焼入性が低下しているオーステナイトから板厚方向に均一微細なベイナイトあるいはアシキユラーフエライト組織を得るために３０℃／Ｓ以上の冷却速度で急冷する必要がある。冷却速度が３０℃／Ｓ未満では、冷却後のミクロ組織がポリゴナルフエライトーパーライトあるいはポリゴナルフエライト−ベイナイトとなり、所要の強度が得られない。また冷却停止温度については、マルテンサイトの生成を抑え、均一微細なベイナイトを得るために、上限を５５０℃未満とし、下限を３５０℃とした。』（第２頁４欄３３〜３８行）、
と記載されている。
　文献ｃには、
（こ）『重量％でＣ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８〜０．１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％ならびにＣｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上、およびＮｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、およびＶ：０．０１〜０．１５％のうちの１種以上から成る組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ３＋１５０℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で、少なくとも５０％以上の熱間圧延を行い、Ａｒ３点以上で該熱間圧延を終了し、Ａｒ３−３０℃以上の温度域から、６５０℃以下、５５０℃以上の温度域まで冷却速度１５〜３０℃／Ｓの範囲で加速水冷し、続いて５５０℃以下、４００℃以上の温度域まで、前記冷却速度より小さい冷却速度３〜１５℃／Ｓの範囲で加速水冷し、水冷停止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。』［特許請求の範囲（３）］、
（さ）『本発明は、Ｈ２Ｓを含んだ原油、天然ガスの輸送に用いるラインパイプ用として有用な、耐水素誘起割れ性に優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法、特に、二段冷却法を採用して微細かつ均一なベイナイト＋フェライト組織とした耐水素誘起割れ性に優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法に関する。』（第２頁右下欄１〜７行）と記載されている。
　文献ｄには、
（し）高強度ラインパイプ用鋼の耐水素誘起割れ特性に及ぼす制御圧延後の加速冷却の影響について記載され、その実験方法、および、供試鋼がＭｏを含み、そのＥＳＳＰの値、すなわち、〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕の値が０．７４〜２．４４であることが記載されている。
　文献ｅには、
（す）耐サワーガスラインパイプの大量生産技術について記載され、Ｍｎが中心偏析を助長し耐ＨＩＣ性を劣化させること（第１１頁左欄下から１４〜１２行）が記載され、
　文献ｆには、
（せ）耐サワーガス性の高品質・低炭素用ラインパイプの諸特性について記載され、Ｃｒ，Ｍｏの偏析指数がＭｎのそれよりも小さいこと（第１１１頁　Ｔａｂｌｅ　１参照）が記載されている。
ＩＶ．申立人Ａの主張について
　文献ａには、上記（え）の方法で上記（い）の鋼を製造する方法の発明が記載されているが、該方法の過程で鋼の成分が実質的に変化するとは解されないから、文献ａには、上記（い）の組成を有する鋼を用いて上記（え）の方法を実施すること（以下、「文献ａの発明」という。）が記載されているといえる。
　本件発明と文献ａの発明を鋼の組成の観点から比較すると、本件発明では、ＣｒとＭｏについて、「Ｃｒ：０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０」であるとするのに対し、文献ａの発明では「Ｃａ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１０％、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種以上を含有」とされている。
　そこでこの点について検討するに、文献ａの発明には「Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下」の場合も含まれうると解されるが、上記「１種または２種以上」の内容には成分の量割合をも含めて考えると多数の態様があり、その態様に「Ｃｒ：０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０」である態様が含まれるかどうかは不明であるところ、実施例には、ＣｒとＭｏを併用する態様として、Ｃｒを０．０３とし、Ｍｏを０．１９及び０．２０とする態様しかない［上記（お）参照］うえに、そのＣｒ含有量は０．１０％に比して小さいものであることからみて、文献ａに本件発明の「Ｃｒ：０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０」という具体的構成までも記載又は示唆されているとすることはできない。
　また、文献ｂ［上記（か）参照］にも、ＣｒとＭｏを併用することについて記載も示唆もないから、文献ｂを参考にしても、文献ａの発明で使用する鋼の組成を本件発明のように「Ｃｒ：０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０」とすることが当業者に容易であったとすることはできない。
　そして、本件発明は、ＣｒとＭｏの含有量に係る前記構成を採用することにより、連続鋳造スラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝搬を防止するという、実施例および比較例を用いて明細書中に記載されたとおりの効果を奏したものである。
　してみれば、本件発明で使用する鋼のＣｒとＭｏの組成以外の点について検討するまでもなく、本件発明は、文献ａおよびｂ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することはできない。
Ｖ．申立人Ｂの主張について
　本件発明と文献ｃの上記（こ）に記載の発明（以下、「文献ｃの発明」という。）とを比較すると、文献ｃの発明は、ＣｒとＭｏの使用量を含めて必須成分の量範囲を本件発明と同じくする鋼を使用するものであるが、ＣａとＯとＳとの量関係についてみると、本件発明は、「Ｓ：０．００１５以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５、Ｏ：０．００３以下であり、かつ、０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する」としているのに対し、文献ｃの発明は「Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％」とするのみで、文献ｃをみても、Ｏの量およびＣａとＯとＳの量の相互関係が本件発明の上記内容であることを記載又は示唆するところがない。
　一方、文献ｄには、ＥＳＳＰ値が記載され、その値は本件発明で規定するＣａとＯとＳとの量関係に含まれるものである［上記（し）参照］が、文献ｄの供試鋼は、ＣｒとＭｏとをともに含むものでない点で、本件発明ともまた文献ｃの発明ともその鋼成分を異にし、特定成分系の鋼における成分の量関係が、成分系を異にする鋼にも適用できると一般にいえるわけでないから、文献ｄの記載を参考にしても、文献ｃに記載の鋼におけるＣａとＯとＳとの量関係を本件発明のようにすることが当業者にとって容易であったとすることはできない。
　また、文献ｄに記載のＥＳＳＰ値のみを文献ｃの発明に適用した構成において、本件発明の明細書に記載されたような偏析という観点での効果が奏されることを予想することは、文献ｆのＣｒ、Ｍｏも偏析に影響するものである旨［（せ）参照］の記載からみて、当業者に容易であるとすることはできない。
　さらに、文献ｅにも、ＣａとＯとＳとの量関係および前記効果を示唆する記載はない。
　してみれば、本件発明で使用する鋼のＣａとＯとＳとの量関係以外の点について検討するまでもなく、文献ｃ〜ｆの記載を総合しても、ＣａとＯとＳとの量関係を含めた上記構成を有する本件発明が当業者に容易に発明することができたものであるとすることはできない。
ＶＩ．むすび
　以上のとおりであるから、本件発明に係る特許は、申立人ＡあるいはＢの特許異議申立の理由および証拠によって取り消されるべきものであるとすることはできない。
　また、他に本件発明に係る特許を取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１１年１２月２４日（１９９９．１２．２４）