【事件の表示】
　特許第２９１０５６６号「高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法」の請求項１ないし３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２９１０５６６号の請求項１ないし３に係る特許を維持する。
【理　由】
 １．手続の経緯
　本件特許第２９１０５６６号の発明は、平成６年７月２０日に特許出願され、平成１１年４月９日にその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、特許請求の範囲の請求項１〜３に係る特許に対して取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１３年４月６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
ア．訂正の内容
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の記載を下記のとおり訂正する。
「【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下である素材鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法。
　【請求項２】
　重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下であり、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式（１）及び（２）を満足する素材鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法。
（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・（１）
（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０　・・・・・・（２）
　【請求項３】
　請求項１または請求項２に記載のいずれかの素材鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却を開始し、３５０〜６００℃でその冷却を停止し、その後放冷することを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法。」
訂正事項ｂ
　特許明細書段落０００７の記載を下記のとおり訂正する。
「（１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下である素材鋼（以下、第１の素材鋼という）を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法（以下、第１の方法という）。」
訂正事項ｃ
　特許明細書段落０００８の記載を下記のとおり訂正する。
「（２）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下であり、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式（１）及び（２）を満足する素材鋼（以下、第２の素材鋼という）を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法（以下、第２の方法という）。」
訂正事項ｄ
　特許明細書段落０００９の記載を下記のとおり訂正する。
「（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・（１）
（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０　・・・・・・・（２）
　（３）　上記（１）または（２）のいずれかの素材鋼を１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却を開始し、３５０〜６００℃でその冷却を停止し、その後放冷することを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法（以下、第３の方法という）。」
訂正事項ｅ
　特許明細書段落００４８の記載を下記のとおり訂正する。
「　加熱温度：
　１００％γ（オーステナイト）化させるために１０５０℃以上に加熱する。Ｎｂの固溶促進という観点から望ましいのは１０５０℃以上である。一方、１２００℃を超えるとγ粒が粗大化して靱性の劣化を招く。」
訂正事項ｆ
　特許明細書段落００６２の表１、段落００６３の表２及び段落００６４の表３に記載の「供試材Ｎｏ．Ａ−７」を削除する。
イ．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
　訂正事項ａは、特許請求の範囲の請求項１〜３に記載された素材鋼の加熱温度の下限９００℃を１０５０℃に限定するものであるから、訂正事項ａは、特許請求の範囲の減縮に該当し、訂正事項ｂ〜ｅは、訂正された特許請求の範囲の請求項１〜３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、訂正事項ｂ〜ｅは、明りょうでない記載の釈明に該当し、また、訂正事項ｆは、訂正された特許請求の範囲の請求項１〜３の記載と特許明細書段落００６２の表１、段落００６３の表２及び段落００６４の表３に記載の実施例との整合を図るために特許明細書段落００６２の表１、段落００６３の表２及び段落００６４の表３に記載の「供試材Ｎｏ．Ａ−７」を削除するものであるから、訂正事項ｆは、明りょうでない記載の釈明に該当する。また、訂正事項ａ〜ｅは、訂正前の特許明細書の記載に基づくものであり、また、訂正事項ｆは実施例を削除するものであるから、訂正事項ａ〜ｆは、新規事項の追加に該当せず、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものでない。
ウ．独立特許要件の判断
（引用刊行物記載の発明）
　訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜３に記載の発明（以下、それぞれ「本件発明１〜３」という。）に対して、当審で通知した取消しの理由で引用した刊行物１（「ＮＫＫ技報」Ｎｏ．１３８（１９９２）ｐ２４〜３１、甲第１号証）、刊行物２（特開平５−２５５７４４号公報、甲第２号証）、刊行物３（特開平２−１２５８１２号公報、甲第３号証）、刊行物４（「製鉄研究」Ｎｏ．２９７（１９７９）ｐ５９〜７１、甲第４号証）、刊行物５（「Le Soudage dans le Monde」Vol.27 No.3/4,p.77-100(1989)、甲第５号証）には、次の事項が記載されている。
　刊行物１には、
「３章と４章の検討結果をもとに管厚１７．５ｍｍ、外径３０″のＸ１００ＵＯＥ鋼管の工場規模の試作を行った。製造した鋼管の母材および溶接金属の化学成分をＴａｂｌｅ２に示す。鋼板圧延条件は、母材のＣとＮｂ添加量から、加熱温度はＮｂ（ＣＮ）の固溶温度とほぼ同じ１１５０℃とし、圧延終了温度はＤＷＴＴの８５％ＳＡＴＴとシャルピー試験での吸収エネルギーを考慮して、Ａｒ３温度直上の７００℃とした。また、冷却速度は３０℃/ｓを目標とした。」（第２８頁右欄第１１〜１８行）と記載され、Ｔａｂｌｅ２には、Ｘ１００ＵＯＥ鋼管母材の化学組成（ｗｔ％）として、
Ｃ０．０６，Ｓｉ０．２５，Ｍｎ１．８０，Ｐ０．００５，Ｓ０．００２，Ｍｏ０．１９，Ｎｂ０．０４，Ｖ０．０４，Ｔｉ０．０２，その他Ｃｕ，Ｎｉが記載され（第２８頁Ｔａｂｌｅ２）、また、Ｔａｂｌｅ３には、
鋼管母材の機械的性質として、
ＹＳ　７０６Ｎ／ｍｍ２，ＴＳ　８７０Ｎ／ｍｍ２，ＶＥ-２０　１７９Ｊ，ＶＴｒｓ　-１１０℃，ＤＷＴＴ８５％ＳＡＴＴ　-２５℃と記載され（第２８頁Ｔａｂｌｅ３）、
　刊行物２には、
「重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０８％，Ｓｉ：０．６％以下，Ｍｎ：１．２〜２．０％，Ｍｏ：０．０５〜０．３５％，Ｎｂ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．００４〜０．０３％，Ｎ：０．００１〜０．００６％，Ａｌ：０．１０％以下に、さらにＮｉ：０．０５〜４．００％，Ｃｕ：０．０５〜１．５０％，Ｃｒ：０．０５〜１．００％，Ｖ：０．００５〜０．０８０％，Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を９００〜１０００℃の温度に加熱し、その後の圧延にあたって９００℃以下の累積圧下率を５０％以上でかつ圧延終了温度を８３０℃以下とした後、冷却速度５〜４０℃/秒で５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後放冷することを特徴とする低温靭性の優れた高張力鋼板の製造法。」（特許請求の範囲請求項４）、
「本発明は低温靭性に優れた高張力鋼板の製造法に関するものである。この方法で製造した鋼は厳しい強度、靭性（ＤＷＴＴ：Ｄｒｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ）が要求される極寒冷地（-６０℃）向ラインパイプなどに用いることができる。」（第２頁第２欄第２７〜３１行）、
「スラブの再加熱温度は９００〜１０００℃にする必要がある。これは加熱時の初期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化するためである。さらに、初期オーステナイト粒が小さいほど微細フェライト−マルテンサイトの二相組織化が起こりやすいからである。１０００℃では加熱時のオーステナイト粒が粗大化しない上限温度である。」（第３頁第４欄第４３〜４９行）、
「Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中に含まれるが、ＴｉＮとして存在することによりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保する上で有用である。」（第４頁第６欄第９〜１２行）、
「Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行われるので、本発明ではＡｌについては下限を限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。」（第４頁第６欄第１５〜１９行）と記載され、表１には、化学成分（重量％）として、
（区分）本発明例（鋼）３/Ｃ０．０６，Ｓｉ０．１５，Ｍｎ１．５５，Ｐ０．００２，Ｓ０．００２８，Ｍｏ０．１２，Ｎｂ０．０３４，Ｔｉ０．０２１，Ｎ０．００５２，Ａｌ０．００２，Ｎｉ０．２０，Ｖ０．０７と記載され（第６頁表１）、表２には、製造条件として、
（区分）本発明例（鋼）３/加熱温度９８０℃、圧延終了温度７５０℃、加速冷却有り、冷却速度３５℃/秒、冷却停止温度３８０℃、焼戻温度５５０℃と記載され（第７頁表２）、表３には、機械的性質として、
（区分）本発明例（鋼）３/（引張特性）ＴＳ　６５６Ｎ／ｍｍ２，ＹＳ　５３３Ｎ／ｍｍ２，（シャルピー特性）ＶＥ−６０　２５９Ｊ，ＶＴｒｓ＜-１００，（ＤＷＴＴ特性）ＳＡ−６０　１００％，ＦＡＴＴ８５　-７５℃と記載され（第８頁表３）、
　刊行物３には、
「ＨＡＺ組織を微細化する方法としては、鋼中にＴｉ酸化物（主としてＴｉ２Ｏ３）を微細に分散させる技術がすでに開発されている・・・。この方法では、ＨＡＺのγ−α変態時にγ粒内に再析出したＴｉ２Ｏ３を核として放射状に微細なアシキュラーフェライト（ＡＦ）が生成し、ＨＡＺ組織は著しく微細化する。またＴｉ２Ｏ３は溶融線近傍の高温に加熱させる領域（粗粒域ＨＡＺ）でも溶解せず安定であり、この領域でも組織が微細化する。さらにＴｉ，Ｏ，Ｎのバランスが適正であると微細なＴｉＮも生成し、これは１３５０℃以下に加熱されたＨＡＺ（亜粗粒域）γ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ組織を微細化する。その結果、溶接部は全域にわたって微細化し、優れた低温靭性が得られる。以上のようなＴｉ酸化物によるＨＡＺ組織の微細化効果を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸化物を均一に分散させなければならない。Ｔｉ酸化物の粒子径は０．０５〜１０μｍが適当である。・・・一方ＨＡＺ組織を均一に微細化するには、Ｔｉ酸化物の個数として５×１０３〜１×１０６個/ｍｍが必要である。」（第３頁左下欄第５行〜右下欄第１０行）、
「Ｃｕ析出硬化を利用することによって、基本成分の焼入性を大幅に低減できるので、Ｔｉ２Ｏ３からの微細なＡＦの発生が極めて容易となる。」（第４頁右上欄第３〜６行）、
「本発明ではＣｕ析出硬化を得るため、５００℃〜Ａｃ１点の温度範囲で時効処理する必要がある。」（第５頁右下欄第２０行〜第６頁左上欄第２行）と記載され、表２には、製造条件として、
鋼区分１/スラブ再加熱温度１０５０℃、仕上温度７８０℃、冷却速度３０℃/秒、冷却後焼戻し５５０℃×１０分、空冷と記載され（第９頁表２）、
　刊行物４には、ラインパイプ用鋼材の化学組成として酸素量が１２〜１０３ｐｐｍであることが記載され、
　刊行物５には、「ガラクサイトは重量％で５９％のＡｌ２Ｏ３と４１％のＭｎＯを有している。そのため、適切な比率のＡｌ２Ｏ３を伴った介在物は有効なフェライト核生成体となることを期待されている。」（第８２頁右欄第３１〜３４行）と記載されている。
（対比・判断）
（特許法第２９条第１項について）
　本件発明３と刊行物２に記載のものを対比すると、両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，ｓｏｌ．Ａｌ及びＮを含有し、更にＣｕ，Ｃｒ，Ｎｉ及びＶのうちの１種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、不純物中のＰ，Ｓを規制した素材鋼を、所定温度に加熱して熱間圧延し、圧延を完了した後、引続き所定の冷却速度で冷却を開始し、所定温度でその冷却を停止し、その後放冷することを特徴とする高強度高靭性大径溶接鋼管素材の製造法であり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｐ及びＳ含有量が重複し、また、熱間圧延仕上温度、熱間圧延後の冷却速度及び加速強制冷却停止温度が重複する点で一致し、本件発明３は、素材鋼を１０５０〜１２００℃に加熱するのに対し、刊行物２に記載のものは鋼片を９００〜１０００℃に加熱する点で相違する。
　以上のとおり、本件発明３は、素材鋼の加熱温度が刊行物２に記載のものと相違するから、本件発明３は、刊行物２に記載されたものであるとすることができない。
（特許法第２９条第２項について）
　（１）本件発明１と刊行物１に記載のものを対比すると、両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏを含有し、更にＶ，Ｃｕ及びＮｉを含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、不純物中のＰ，Ｓを規制した素材鋼を、所定温度に加熱して熱間圧延し、圧延を完了した後、引続き所定の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度高靭性大径溶接鋼管素材の製造法であり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｐ及びＳ含有量が重複し、また、鋼素材の加熱温度、熱間圧延仕上温度及び熱間圧延後の冷却速度が重複する点で一致し、本件発明１は、素材鋼がｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し（相違点１）、また、３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施する（相違点２）のに対し、刊行物１にはこれらの点が記載されていない点及び刊行物１にはＣｕ及びＮｉ含有量が記載されていない点（相違点３）で相違する。
　相違点について検討する。
　相違点１、３について、
刊行物２には、Ａｌ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％及びＮｉ：０．０５〜４．００％含有することが記載されており、また、刊行物２に記載のものは、ＮについてＴｉＮとして存在することによりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保するというものであり、ＮはＴｉＮを形成してＨＡＺのγ粒粗大化の抑制に寄与するという本件発明１と軌を一にするものであるから、本件発明１のようにＴｉＮを活用すべくＮ含有量をやや高めに限定し、また、Ａｌ，Ｃｕ及びＮｉ含有量を本件発明１のように限定するようなことは、刊行物２に記載のものに基づいて当業者が任意に想到し得ることである。
　相違点２について、
刊行物３には、鋼板を冷却後焼戻しすることが記載されているが、刊行物３に記載のものはＣｕ析出硬化を得るため、時効処理するものであり、３５０℃まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理する本件発明１と熱処理を相違し、また、刊行物３に記載のものは、ＨＡＺ組織を微細化するため鋼中にＴｉ酸化物（Ｔｉ２Ｏ３）を微細に分散させるというものであり、微細分散させたＴｉＮによってＨＡＺにおけるγ粒の粗大化を防止するという本件発明１と技術的思想を相違するから、刊行物３に記載のものから本件発明１の相違点２の事項を任意に想到し得たものであるとすることができない。
　そして、本件発明１は、請求項１に記載の事項により「本発明方法によれば、Ｘ８０〜Ｘ１００グレードを満たす高強度と、素材鋼板およびそのＨＡＺ全域において-３０℃以下の仕様を満たす高靭性とを有する大径溶接鋼管用の素材を得ることができる。」（明細書段落００６６）という特許明細書に記載のとおりの顕著な作用効果を奏するものと認められる。
　以上のことから、刊行物１〜３に記載のものに基づいて本件発明１を容易に構築できたものとすることができない。
　（２）次に、本件発明２と刊行物１に記載のものを対比すると、両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏを含有し、更にＶ，Ｃｕ及びＮｉを含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなり、不純物中のＰ，Ｓを規制した素材鋼を、所定温度に加熱して熱間圧延し、圧延を完了した後、引続き所定の冷却速度で冷却することを特徴とする高強度高靭性大径溶接鋼管素材の製造法であり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｐ及びＳ含有量が重複し、また、鋼素材の加熱温度、熱間圧延仕上温度及び熱間圧延後の冷却速度が重複する点で一致し、本件発明２は、素材鋼がｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式（１）及び（２）を満足し（相違点１）、また、３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施する（相違点２）のに対し、刊行物１にはこれらの点が記載されていない点及び刊行物１にはＣｕ及びＮｉ含有量が記載されていない点（相違点３）で相違する。
（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・（１）
（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０　・・・・・・（２）
　相違点について検討する。
　相違点１について、
本件発明２は、Ａｌ−Ｍｎ系酸化物を微細分散させることによって、これを粒内アシキュラーフェライトの核生成として用い、ＨＡＺ組織を微細化させるものであり、また、本件発明２は、Ａｌ−Ｍｎ系酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が式（１）及び（２）を満足しない場合は、酸化物のアシキュラーフェライトの生成核としての機能が低下するので、Ａｌ−Ｍｎ系酸化物は式（１）及び（２）を満たす必要があるというものであるが、このような技術的思想は刊行物１〜３のいずれにも記載されていない。刊行物４には、ラインパイプ用鋼の酸素含有量が１２〜１０３ｐｐｍのものが記載されているが、刊行物４に記載のものから、直ちに一般にラインパイプ用鋼の酸素含有量が１２〜１０３ｐｐｍであるとすることができない。刊行物５には、ガラクサイトがフェライト核生成体となることを期待されていることが記載されているが、Ａｌ−Ｍｎ系酸化物を微細分散させ鋼のＨＡＺ組織を微細化することを示唆する記載はない。
　相違点２、３については、（特許法第２９条第２項について）（１）に記述したとおりである。
　以上のことから、刊行物１〜５に記載のものに基づいて本件発明２を容易に構築できたものとすることができない。
　（３）本件発明３は、本件発明１又は２において、加速強制冷却後、３５０〜６００℃でその冷却を停止し、その後放冷する点を構成要件として付加するものであるが、本件発明３は、刊行物２に記載のものと素材鋼の加熱温度が相違し、また、刊行物２に記載のものは、本件発明３の素材鋼の加熱温度領域を排除するものである以上、刊行物１、２又は刊行物１、２、４、５に記載のものに基づいて本件発明３を容易に構築できたものとすることができない。
　以上のとおりであるから、本件発明１は、刊行物１〜３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ができず、また、本件発明２は、刊行物１〜５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ができず、また、本件発明３は、刊行物１、２又は１、２、４、５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ができない。
　したがって、本件発明１〜３は、特許出願の際独立して特許を受けることができるものである。
エ．むすび
　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２−４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議申立てについて
ア．申立ての理由の概要
　特許異議申立人日本鋼管株式会社は、証拠として、甲第１〜５号証を提出し、本件請求項１に記載の発明は、甲第１〜３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り、また、本件請求項２に記載の発明は、甲第１〜５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り、また、本件請求項３に記載の発明は、甲第１、２号証又は甲第１、２、４、５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、本件請求項１〜３に記載された発明に係る特許は、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ので、本件請求項１〜３に記載の発明に係る特許は取り消すべきである旨主張している。
イ．対比・判断
　甲第１〜５号証には、「ウ．独立特許要件の判断　（引用刊行物記載の発明）」に記載した事項が記載されており、本件発明１は「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）（特許法第２９条第２項について）（１）」に記載した理由により、甲第１〜３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とすることができず、また、本件発明２は「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）（特許法第２９条第２項について）（２）」に記載した理由により、甲第１〜５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ができず、また、本件発明３は「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）（特許法第２９条第２項について）（３）」に記載した理由により、甲第１、２号証又は甲第１、２、４、５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ができない。
ウ．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立人が提出した証拠及び理由によっては、本件発明１〜３に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件発明１〜３に係る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１３年７月１１日（２００１．７．１１）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
訂正事項ａ
　特許請求の範囲の減縮を目的として、特許請求の範囲の記載を下記のとおり訂正する。
「【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下である素材鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靭性大径溶接鋼管素材の製造方法。
　【請求項２】
　重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下であり、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式（１）及び（２）を満足する素材鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法。
（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・（１）
（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０・・・・・・（２）
　【請求項３】
　請求項１または請求項２に記載のいずれかの素材鋼を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却を開始し、３５０〜６００℃でその冷却を停止し、その後放冷することを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法。」
訂正事項ｂ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書段落０００７の記載を下記のとおり訂正する。
「（１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下である素材鋼（以下、第１の素材鋼という）を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靭性大径溶接鋼管素材の製造方法（以下、第１の方法という）。」
訂正事項ｃ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書段落０００８の記載を下記のとおり訂正する。
「（２）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下であり、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式（１）及び（２）を満足する素材鋼（以下、第２の素材鋼という）を、１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却し、次いで６５０℃以下でテンパー処理を施すことを特徴とする高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法（以下、第２の方法という）。」
訂正事項ｄ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書段落０００９の記載を下記のとおり訂正する。
「（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・（１）
　（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０・・・・・・・（２）
　（３）　上記（１）または（２）のいずれかの素材鋼を１０５０〜１２００℃に加熱して熱間圧延し、６５０〜８００℃で圧延を完了した後、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却を開始し、３５０〜６００℃でその冷却を停止し、その後放冷することを特徴とする高強度高靭性大径溶接鋼管素材の製造方法（以下、第３の方法とい
う）。」
訂正事項ｅ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書段落００４８の記載を下記のとおり訂正する。
「　加熱温度：
　１００％γ（オーステナイト）化させるために１０５０℃以上に加熱する。Ｎｂの固溶促進という観点から望ましいのは１０５０℃以上である。一方、１２００℃を超えるとγ粒が粗大化して靱性の劣化を招く。」
訂正事項ｆ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、特許明細書段落００６２の表１、段落００６３の表２及び段落００６４の表３に記載の「供試材Ｎｏ．Ａ−７」を削除する。
（５４）【発明の名称】
高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下である素材鋼を、
１０５０
　【請求項２】
　重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下であり、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式▲１▼および▲２▼を満足する素材鋼を、
１０５０
　（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・▲１▼
　（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０・・・・・・・▲２▼
　【請求項３】
　請求項１または請求項２に記載のいずれかの素材鋼を、
１０５０
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は、ＡＰＩ規格のＸ８０以上の高い母材強度を有し、かつ溶接熱影響部（ＨＡＺ）全域において優れた靱性を確保し得る大径溶接鋼管素材の製造方法に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　石油や天然ガスの遠距離輸送に用いられるＵＯＥ鋼管では、高強度化とともに使用環境の寒冷地化に伴い、−３０℃仕様のＸ６５〜Ｘ７０クラスのものが実生産レベルで求められている。今後、Ｘ８０〜Ｘ１００クラスの更なる高グレード品についても−３０℃以下の仕様が要求されるものと考えられるが、現状では−２０℃程度までが限界となっている。
　【０００３】
　例えば、ＮＫＫ技報、Ｎｏ．１３８（１９９２）、Ｐ．２４〜３１に示されるＸ１００ＵＯＥ鋼管は−２０℃仕様のＸ１００クラスのものであると推定される。この報告の素材鋼板の製造条件では、熱間圧延の加熱温度は母材のＣとＮｂの含有量からＮｂ（ＣＮ）の固溶温度とほぼ同じ１１５０℃、圧延終了温度はＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒｉｎｇ　Ｔｅｓｔ、大型シャルピー試験）の８５％ＳＡＴＴ〔Ｓｈｅａｒ　Ａｒｅａ（延性破面率）が８５％になる温度〕とシャルピー試験での吸収エネルギーを考慮してＡｒ３点直上の７００℃、冷却速度の目標は３０℃／秒である。
　【０００４】
　しかし、上記のような従来技術では、高強度化を達成するために必然的にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｍｏなどの合金元素含有量を増量しなければならず、結果的に溶接継手部の靱性劣化をもたらし、これが−２０℃程度の仕様しか満足できない主な原因である。
　【０００５】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明の目的は、Ｘ８０〜Ｘ１００クラスの寒冷地仕様を考慮し、−３０℃以下の仕様を満たすことができる高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法を提供することにある。
　【０００６】
　【課題を解決するための手段】
　本発明の要旨は、次の（１）〜（３）の高強度高靱性大径溶接鋼管素材の製造方法にある。
　【０００７】
（１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００５０〜０．０１００％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下である素材鋼（以下、第１の素材鋼という）を、
１０５０
　【０００８】
（２）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下およびＯ：０．００１０〜０．００７０％を含有し、更にＣｕ：０．０５〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＶ：０．０１〜０．１％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不純物中のＰは０．０１０％以下、Ｓは０．００５％以下であり、酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式▲１▼および▲２▼を満足する素材鋼（以下、第２の素材鋼という）を、
１０５０
　【０００９】
　（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・▲１▼
　（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０・・・・・・・▲２▼
（３）上記（１）または（２）のいずれかの素材鋼を
１０５０
　【００１０】
　上記素材鋼ではいずれも、Ｓｉは無添加でもよい。Ｓｉを積極的に添加する場合の下限は０．０５％とするのが望ましい。
　【００１１】
　本発明方法による大径溶接鋼管素材の具体的な強度と靱性の目標値は、強度でＸ８０グレード以上、かつＤＷＴＴにおける８５％ＳＡＴＴで−３０℃以下、溶接継手ＨＡＺのｖＥ−３０が４７Ｊ以上である。
　【００１２】
　Ｘ８０グレード以上の高強度材になると、素材成分として、ＮｂとＭｏの複合添加が好ましく、前述のように実際に行われているが、Ｍｏは逆にＨＡＺ靱性の劣化を招く。本発明者は、ＮｂとＭｏの複合添加材のＨＡＺにおける高靱性化を図るため、大径溶接鋼管素材の製造方法を検討し、次の▲１▼、▲２▼の新知見を得た。
　【００１３】
　▲１▼島状マルテンサイトの生成を増長させるといわれるＳｉ含有量の低減、または低Ａｌ化によるフェライト析出の促進を行った上で、Ｎ含有量をやや高めに制御して微細分散させたＴｉＮによってＨＡＺにおけるγ粒の粗大化を防止することができること。
　【００１４】
　▲２▼Ａｌ添加後の溶存酸素量を確保するようにその添加条件を調整し、Ａｌを含有する脱酸生成物を鋼中に形成させた後、最終脱酸を行い、Ａｌ−Ｍｎ系酸化物を微細分散させることによって、これを粒内アシキュラーフェライトの核生成サイトとして用い、ＨＡＺ組織を微細化させることが可能であること。
　【００１５】
　【作用】
（Ｉ）素材鋼の化学組成など
　まず、本発明方法の対象となる第１の素材鋼の化学組成を、前記のように限定した理由について説明する。％は重量％を意味する。
　【００１６】
　Ｃ：０．０４〜０．０９％
　Ｃは強度を確保する上で必要な元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満であると、必要な強度が得られないので下限は０．０４％とした。一方、０．０９％を超えると素材および溶接継手部の靱性が劣化するので、上限は０．０９％とした。
　【００１７】
　Ｓｉ：０〜０．５％
　Ｓｉは無添加でもよいが、鋼の溶製時に脱酸剤として作用するとともに強度の向上に有効である。これらの効果を得るために積極的に添加する場合、その下限は０．０５％とするのが望ましい。しかし、０．５％を超えると島状マルテンサイトの生成が促進されＨＡＺ靱性の劣化をもたらすので、その上限は０．５％とした。望ましいのは０．１％以下である。
　【００１８】
　Ｍｎ：１．５〜２．５％
　Ｍｎは脱酸剤として、又は素材の強度と靱性を向上させるのに有効である。Ｘ８０グレード以上の素材強度を確保するには１．５％以上のＭｎ含有量が必要である。一方、２．５％を超えると継手部靱性の劣化が顕著となるので上限は２．５％とした。
　【００１９】
　Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し、強度を上昇させる効果を有する。この効果を得るにはその含有量を０．００５％以上とする必要がある。一方、０．０６０％を超えると脆化の弊害の方が大きくなるため、上限は０．０６０％とした。
　【００２０】
　Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
　Ｍｏは、焼入れ性の向上とオーステナイトの再結晶抑制の効果を通して制御圧延効果を増大させることによって、強度を上昇させるのに有効である。この効果は特にＮｂとの複合添加により増大する。これらの効果を得るには、０．０５％以上が必要である。一方、０．５０％を超えると靱性の劣化をもたらすため、上限は０．５０％とした。
　【００２１】
　Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
　Ｔｉは、微細な窒化物を形成することによってγ粒の粗大化を防止し、靱性を向上させるのに有効である。この効果を得るには０．００５％以上とする必要がある。
　【００２２】
一方、０．０２５％を超えると炭化物の析出によって靱性が低下するため、その上限は０．０２５％とした。
　【００２３】
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは脱酸元素として必要である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量として０．０５％を超えると鋼の清浄性を損なうため、上限は０．０５％とした。低Ａｌ化はフェライト析出の促進を通してＨＡＺの高靱性化に寄与するため、望ましいのはｓｏｌ．Ａｌ含有量として０．０２％以下である。
　【００２４】
　Ｎ：０．００５０〜０．０１００％
　ＮはＴｉＮを形成してＨＡＺのγ粒粗大化の抑制に寄与する。この効果を得るには０．００５０％以上とする必要がある。本発明方法の第１の素材鋼では、後述するＡｌ−Ｍｎの微細分散酸化物をＨＡＺ靱性の向上に活用することができないため、Ｎ含有量の下限を定め、ＴｉＮを析出させなければならないのである。一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えるとＨＡＺ靱性を劣化させる。よって、Ｎ含有量の範囲は、０．００５０〜０．０１００％とした。
　【００２５】
　第１の素材鋼では更に、次のＣｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏのうちから選んだ１種以上を含有させる。
　【００２６】
　Ｃｕ：０．０５〜２．５％
　Ｃｕは強度上昇に有効な元素である。この効果を得るには０．０５％以上の含有量が必要である。一方、２．５％を超えると溶接性を劣化させる。
　【００２７】
　Ｃｒ：０．０５〜１．０％
　Ｃｒは強度上昇に有効な元素である。この効果を得るには０．０５％以上の含有量が必要である。一方、１．０％を超えると溶接性を劣化させる。
　【００２８】
　Ｎｉ：０．０５〜１．０％
　Ｎｉは強度と靱性の向上に有効な元素である。この効果を得るには０．０５％以上の含有量が必要である。一方、１．０％を超えると経済性を損なう。
　【００２９】
　Ｖ：０．０１〜０．１％
　ＶはＮｂと同様に炭窒化物を形成し強度を上昇させる。しかし、Ｎｂほどの効果はないため、最低０．０１％の含有量とする必要がある。一方、０．１％を超えると靱性を損なう。
　【００３０】
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは偏析を助長するなど鋼質に有害な不可避不純物である。特に高強度材においてはＰ含有量が０．０１０％を超えると鋼を著しく脆化させるので、その上限は０．０１０％とした。
　【００３１】
　Ｓ：０．００５％以下
　ＳはＭｎＳを形成し、鋼質に有害な不可避不純物である。特にＳ含有量が０．００５％を超えると、後述するＡｌ−Ｍｎの微細分散酸化物上にＭｎＳが複合析出し、ＨＡＺ靱性の確保に悪影響を与える。このため、上限は０．００５％とした。
　【００３２】
　次に本発明方法における第２の素材鋼の化学組成などの限定理由を説明する。
　【００３３】
　この第２の素材鋼は、Ａｌ−Ｍｎの微細分散酸化物を利用してＨＡＺ靱性を向上させるものである。すなわち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、ＰおよびＳの含有量は上記と同じとし、ｓｏｌ．Ａｌが０．０２％以下およびＯが０．００１０〜０．００７０％であり、かつ酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が下記式▲１▼および▲２▼を満足するものである。
　【００３４】
　（Ａｌモル％＋Ｍｎモル％）≧４０（モル％）・・・・・・・▲１▼
　（Ａｌモル％／Ｍｎモル％）＝１．０〜５．０・・・・・・・▲２▼
　このように限定した理由を以下に述べる。式▲１▼および▲２▼の場合を除き、％は重量％を意味する。
　【００３５】
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２％以下
　Ａｌは分散酸化物の構成元素として必須であるため、微量ながら必ず含有させなければならない。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の望ましい計算上の下限は０．０００１％である。この値は、分析限界を超え、通常ｔｒ．（トレース、痕跡量）といわれる範囲にある。
　【００３６】
　即ち、ｓｏｌ．Ａｌの下限はｔｒ．であってもよい。
　【００３７】
　ｓｏｌ．Ａｌの下限が上記のように極微量であってもよいのは、酸化物分散個数がかなり少なくても、形成されたＡｌ−Ｍｎ微細分散酸化物は十分効果を発揮するため、ＨＡＺ靱性を向上させる上で問題がないからである。
　【００３８】
　Ａｌ−Ｍｎの微細分散酸化物を利用してＨＡＺ靱性を向上させる場合、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０２％を超えると、フェライト核生成に有効な酸化物の形成を阻害するためその目的が達成できなくなる。よって、この場合は必ず０．０２％以下にしておかなければならない。
　【００３９】
　Ｏ：０．００１０〜０．００７０％
　Ａｌ−Ｍｎ系の微細分散酸化物によりＨＡＺ靱性を向上させる場合、Ｏも分散酸化物の構成元素として必須の元素である。所望の分散酸化物を得るには、Ｏ含有量は０．００１０％以上としなければならない。一方、０．００７０％を超えると鋼の清浄度を損なうので、上限は０．００７０％とした。
　【００４０】
　Ａｌ−Ｍｎ系酸化物を構成する全金属元素に対する酸化物中のＡｌモル％とＭｎモル％との関係が前記の式▲１▼および▲２▼を満足しない場合は、酸化物のアシキュラーフェライト生成核としての機能が低下する。
　【００４１】
　このときのＡｌ−Ｍｎ系の微細分散酸化物の望ましい大きさは０．２〜２０μｍ、その１ｍｍ２あたりの望ましい平均密度は４〜１０００個である。このような分散状態の場合に、これがアシキュラーフェライト生成核として最も有効に機能し、ＨＡＺを細粒化させる。なお、上記の条件ではＳｉ含有量はその上限である０．５％としても差し支えない。
　【００４２】
（ＩＩ）製造方法
　次に本発明方法の工程と条件の限定理由を説明する。
　【００４３】
　本発明の第１および第２の方法は、前記の第１および第２の素材鋼を、次の▲１▼〜▲４▼の工程と条件にしたがって処理するものである。
　【００４４】
　▲１▼９００〜１２００℃に加熱して熱間圧延する。
　【００４５】
　▲２▼仕上温度６５０〜８００℃で圧延を完了する。
　【００４６】
　▲３▼引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で３５０℃以下まで冷却する。
　【００４７】
　▲４▼次いで６５０℃以下でテンパー処理を施す。
　【００４８】
　加熱温度：
　１００％γ（オーステナイト）化させるために
１０５０
　【００４９】
　熱間圧延仕上温度：
　６５０℃未満ではα（フェライト）の加工硬化が著しく、靱性が劣化する。一方、８００℃を超えると組織の微細化が十分とならない。
　【００５０】
　冷却速度：
　上記の熱間圧延完了後、直ちにまたは設備的に不可避の空冷を挟んで加速強制冷却を行う。冷却速度が５℃／秒未満では加速冷却の効果が得られない。一方、５０℃／秒を超えると過度の焼入れ組織となり、靱性が劣化する。
　【００５１】
　冷却停止温度：
　３５０℃以下まで加速強制冷却するのは、著しく強度上昇をもたらす低温変態生成物を形成させるためである。
　【００５２】
　テンパー処理温度：
　上記の冷却で形成された低温変態生成物は靱性の劣化もひきおこすため、テンパー処理を施す。しかし、テンパー温度が６５０℃を超えると強度低下が著しくなる。テンパー効果を考慮した望ましい温度範囲は４５０〜６５０℃である。
　【００５３】
　本発明の第３の方法は、前述の第１または第２の素材鋼を、次の▲１▼〜▲４▼の工程と条件にしたがって処理し、テンパー処理を省略するものである。
　【００５４】
　▲１▼９００〜１２００℃に加熱して熱間圧延する。
　【００５５】
　▲２▼仕上温度６５０〜８００℃で圧延を完了する。
　【００５６】
　▲３▼引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で冷却を開始し、３５０〜６００℃でその冷却を停止する。
　【００５７】
　▲４▼その後、放冷する。
　【００５８】
　上記▲１▼および▲２▼の工程の熱間圧延条件とそれらの限定理由は、前述の本発明の第１および第２の方法と同じである。熱間圧延完了後は、前述の第１および第２の方法と同様の効果を得るために、引続き５〜５０℃／秒の冷却速度で加速冷却を開始する。
　【００５９】
　上記冷却後の冷却停止温度の範囲を３５０〜６００℃とするのは、最終のテンパー処理を省略するためである。冷却停止温度を３５０℃以上とすると、強度上昇に寄与する低温変態生成物は少なくなるが、脆化をもたらすマルテンサイト生成も抑えられるので靱性劣化の恐れも少ない。一方、冷却停止温度が６００℃を超えると加速冷却の効果が得られない。
　【００６０】
　３５０〜６００℃の温度域で加速強制冷却を停止した後は、セルフテンパーを行わせるために常温まで放冷（自然冷却）する。
　【００６１】
　【実施例】
　表１に示す化学組成の素材鋼スラブを連続鋳造により製造し、表２に示す条件で大径溶接鋼管用の素材鋼板とした。これらの鋼板を用いて、Ａｌ−Ｍｎ系酸化物の性状と分散密度、強度、８５％ＳＡＴＴおよびｖＥ−３０を調査、測定した。これらの結果を表３に示す。
　【００６２】
　【表１】
　【００６３】
　【表２】
　【００６４】
　【表３】
　【００６５】
　表３からわかるように、本発明で定める条件を満たして製造することにより、Ｘ８０〜Ｘ１００グレードを満たす高強度、かつ素材鋼板およびそのＨＡＺ全域において−３０℃以下の仕様を満たす高靱性が得られている。
　【００６６】
　【発明の効果】
　本発明方法によれば、Ｘ８０〜Ｘ１００グレードを満たす高強度と、素材鋼板およびそのＨＡＺ全域において−３０℃以下の仕
様を満たす高靱性とを有する大径溶接鋼管用の素材を得ることができる。