【事件の表示】
　特許第２７８１０００号「耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法」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】
　訂正を認める。
　特許第２７８１０００号の請求項１ないし２に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続きの経緯
　本件特許第２７８１０００号の手続きの経緯は次のとおりである。
　特許出願　　　平成　元年　４月　３日
　設定登録　　　平成１０年　５月１５日 　
　公報発行　　　平成１０年　７月３０日
　特許異議申立　平成１１年　１月２８日
　取消理由通知  平成１１年１１月２２日付
　訂正請求  　　平成１２年　２月１５日
　
２．訂正の適否についての判断
　ア．訂正の目的の適否、拡張・変更の存否、及び、新規事項の有無
　　その訂正の要旨は、次のとおりである。
　訂正事項ａ；特許請求の範囲の請求項１「重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からな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１１００〜１２５０℃の温度で再加熱してＮｂを溶体化し、７８０〜８８０℃の温度で圧延を終了してただちに冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却し、４００〜５５０℃以上の温度まで水冷、その後空冷することを特徴とする耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。」を、「重量％で、Ｃ：０．０２３〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からな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１１００〜１２５０℃の温度で再加熱してＮｂを溶体化し、７８０〜８８０℃の温度で圧延を終了してただちに冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却し、４００〜５５０℃の温度まで水冷、その後空冷することを特徴とする耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。」と訂正する。
　訂正事項ｂ；明細書の第４頁１７行〜２０行の全文（特許公報第２頁３欄３６〜３９行）の「本発明の要旨は、重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：」を、「本発明の要旨は、重量％でＣ：０．０２３〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：」と訂正する。
　訂正事項ｃ；明細書の第７頁１１〜１２行（特許公報第２頁４欄３４〜３５行）の「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」を、「Ｃは焼入れ性に最も顕著に効くものであるが、下限０．０２３％は母材および」と訂正する。
　訂正事項ｄ；明細書の第９頁５〜７行（特許公報第３頁５欄１３〜１５行）の「しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上昇も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．０４％とした。」を、「しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上昇も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．０３３％とした。」と訂正する。
　訂正事項ｅ；明細書の第１０頁５〜６行（特許公報第３頁５欄２９〜３０行）の「しかしＣａ量０．００１％以下では実用上効果がなく、」を、「しかしＣａ量０．００１％未満では実用上効果がなく、」と訂正する。
　訂正事項ｆ；発明の名称「耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた高張力鋼板の製造法」を「耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法」と訂正する。
　訂正事項ａは、特許請求の範囲の請求項１をより明確にし、減縮することを目的とするものであり、Ｃ量の下限とＮｂ量の上限の訂正は、明細書の第１６頁・表１（特許公報第５頁・表１）の記載に基づくものである。水冷温度の「以上」を削除するのは、誤記の訂正を目的とするものである。
　訂正事項ｂ、ｃ、ｄ、ｆは、訂正事項ａの記載に整合させるもので、明りょうでない記載の釈明を目的とし、訂正事項ｅは誤記の訂正を目的とするものである。
　そして、これらの訂正事項ａ〜ｆは、実質的に特許請求の範囲を拡張又は変更するものではない。
  また、これらの訂正事項ａ〜ｆは、特許明細書に記載した事項の範囲内においてなされるものである。
　イ．訂正明細書の請求項１、２に係る発明
　　訂正明細書の請求項１、２にかかる発明は、そ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のものである。
　「１．重量％で、Ｃ：０．０２３〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からな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１１００〜１２５０℃の温度で再加熱してＮｂを溶体化し、７８０〜８８０℃の温度で圧延を終了してただちに冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却し、４００〜５５０℃の温度まで水冷、その後空冷することを特徴とする耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。
２．重量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、の１種または２種以上を更に含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼である請求項１記載の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。」
（以下、これらを本件各発明という。）
　ウ．異議申立人が提示した証拠と記載の事項
　異議申立人株式会社神戸製鋼所が提出した、　
◎甲第１号証：特開昭６３−３８５２０号公報は、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法に関するものであり、その特許請求の範囲第３項には、「重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：０．２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００８０〜０．０３２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｃａ：０．００２０〜０．００５０％、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｖ：０．０１〜０．１５％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、ならびに３．５＜Ｃａ／Ｓ＜１０．０および３．４＜Ｔｉ／Ｎ＜８．０、の関係式を満足し、残部不可避的不純物および鉄からなる組成のＣＣスラブを加熱し、Ａｒ３＋１５０℃以下、Ａｒ３点以上の温度域で、少なくとも圧下率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℃以下の温度域から、６００℃以下、Ｍｓ点を越える温度域まで冷却速度５〜２０℃／ｓｅｃ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た鋼板の製造方法。」が、第３頁左上欄第１２〜１３行目には、「硬度が２５０以下のベイナイトとフェライトからなる混合組織は耐ＨＩＣ性に優れる。」、同欄第１７〜２０行目には、「圧延後の冷却速度を適当に選択し、パーライトの生成を抑える一方、ベイナイト変態を起こさせ、しかも、マルテンサイトが生成しないようにすれば、耐ＨＩＣ性が向上するのである。」、第３頁右下欄第１２〜１５行目には、Ｃの成分限定理由として、「鋼の強度確保のために０．０１％以上を必要とし、また、鋼の靭性確保および溶接低温割れの防止のため０．２０％以下とする。」、第４頁右下欄第２〜４行目には、強度調整元素（第４頁左下欄第１３〜１４行目）であるＮｂの成分限定理由として、鋼の強度、靭性確保のために０．０１％以上、０．１５％以下が必要とされること、第５頁左上欄第９〜１３行目には、水冷開始温度の限定理由としてる「Ａｒ３−３０℃より低い温度では初析フェライトの成長に伴い、偏析部に合金元素が濃化し水冷時に低温変態組織が生成するので、耐ＨＩＣ性が低下する。より好ましくはＡｒ３点以上が良い。」ことが記載されている。
◎甲第２号証：特開昭６１−１６５２０７号公報には、耐サワー特性の優れた非調質鋼板の製造方法に関して、第２頁右下欄第１９行目〜第３頁左上欄第６行目には、スラブ加熱温度を１０００〜１２００℃に限定する理由として、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ず、１０００℃より低いとＮｂ等の合金元素が十分に固溶せず、材質向上効果が期待できないことが、第３頁左下欄第７〜１２行目には、Ｃの成分限定理由として、Ｃの下限０．０２％は母材及び溶接部の強度確保及びＮｂの析出効果を十分に発揮させるための最少量であること、Ｃ含有量が多過ぎると制御冷却した場合島状マルテンサイトが生成し、延靭性に悪影響を及ほすばかりか溶接性及びＨＡＺ靭性も劣化させるため、上限を０．１５％としたことが、第３頁右下欄第１３〜１８行目には、Ｎｂの成分限定理由として、Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性の向上と析出硬化のため含有させるもので、強度、靭性を共に向上させる重要な元素であるが、制御冷却材では過多に添加しても材質上効果なく、また溶接性及びＨＡＺ靭性に有害であることが記載されている。
（以下、甲第１，甲第２号証を甲１，甲２という。）
　
　エ．独立特許要件の判断
　　本件各発明は、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた引張強さ５０ｋｇｋｆ／ｃｍ２級の高張力鋼の製造方法に関するもので、高張力鋼の高強度故にＨＡＺ部の硬さが高くなり、耐ＳＳＣ性に問題があるという従来技術の欠点を解消し、耐ＨＩＣ性だけでなく、ＨＡＺ硬さを低く抑えることができ優れた耐ＳＳＣ性を示す鋼の製造方法を提供するものである。（本件特許公報第３欄）
　そして、その手法として、ＨＡＺ硬さの低減には鋼の焼入れ性を下げることが効果的だが、同時に母材強度をも低下させるため、両者をバランスよく達成するためには鋼成分の適正化だけでは不十分である。そこで、焼入れ性に顕著に効くＣおよびＢを極力抑えたＢフリー・低ＣをベースにＨＡＺ硬さの低減を図ると共に、Ｎｂ或いは必要に応じてＶ添加による析出硬化現象を圧延後直ちに加速冷却を行うことによって活用し、母材強度を確保する方法を見出し、上記各請求項記載の構成としている。（同第４欄）
　他方、甲１、甲２に記載の技術は、耐水素誘起割れ性即ち耐ＨＩＣ性に優れた鋼板の製造に関するもので、本件のように５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高張力鋼における耐ＨＩＣ性だけでなく、耐ＳＳＣ性までも考慮したものではない。　　
　しかして、甲１の第６頁第１表にはＣ含有量、Ｎｂ含有量が本件発明条件に比較的近い発明対象鋼（鋼種Ｎ，Ｏ）が記載され、さらに他の例として、第７頁第２〜５表にはスラブ加熱温度を１１００℃、１２００℃とした例がみられるが、甲１の発明のほとんどの鋼のＣ量が本件発明の上限値である０．０６％を上回っている。他方、本件では、表１の比較鋼２２に示されるようにＣ量が本件規定の該上限値を超えると、本件の目的であるＨＡＺ硬さを低く抑えることができず、耐ＳＳＣ性の問題がでてくるから、甲１に記載の発明は、本件各発明を想起させるものではない。
　同様に、Ｎｂについても甲１には強度調整元素としての認識はあるが、本件のようにその量と処理条件を規定して析出強化を有効に機能させ、上記のバランスを保つ考え方は示唆されていない。
　また、甲２にＮｂを十分に固溶させその析出現象を利用した材質強化技術の記載があり、本件発明はこれと同じ現象を利用するものであるが、本件のものは、成分組成上第１に低Ｃ化とＢフリー化を図ると同時に、第２にＮｂの析出硬化現象を添加量及び製造条件も定めて活用し、甲１、甲２の課題にない耐ＳＳＣ性も含めて各特性をバランス良く達成したものである。
　即ち、Ｃだけでなく、Ｎｂを多く入れすぎるとＨＡＺが硬くなり、耐ＳＳＣ性の観点から本件はＮｂの上限量が０．０３３％であるのに対し、甲１と同様、甲２のＮｂの認識量は上限が０．１０％程度であるから、甲２の技術とは、Ｎｂ許容量のレベルも異なる。
　したがって、甲１の技術に、ＣとＮｂを含有する鋼の熱処理条件を定めＮｂの析出硬化現象を利用した甲２の技術を考慮しても、本件各発明のＣ量とＮｂ量の両含有量の規定と、所定の熱処理製造条件によるＮｂの有効な析出作用の組み合わせに至ることは当業者といえども容易になし得ることではない。
　要するに、本件各発明は甲１や甲２に比べて比較的少量でかつ所定範囲量のＣ量と、Ｎｂの有効な析出硬化作用を利用することにより、母材強度とＨＡＺ最高硬さとをバランス良く達成できる結果、耐ＨＩＣ性だけでなく、耐ＳＳＣ性に優れ且つ、５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を持つ鋼板を製造できたのであり、甲１、甲２に記載の技術では、本件各発明の耐ＳＳＣ性まで含めたバランスの効果は期待できないし、予測もすることはできない。
　よって、本件発明は、特許法第２９条第２項の規定に該当するとはいえない。
　したがって、訂正後における本件請求項１、２に記載の特許発明は特許出願の際独立して特許を受けることができない発明とすることはできない。
　オ．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項乃至４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．特許異議の申立てについての判断
　異議申立人：株式会社神戸製鋼所の異議申し立ての理由に対する判断は上記２、ウ及びエで述べたとおりである。
　
４．以上のとおりであるから、特許異議申し立ての理由によっては、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、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１２年８月１日（２０００．８．１）
【訂正の要旨】
訂正の要旨
　訂正事項ａ；特許請求の範囲の請求項１「重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からな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１１００〜１２５０℃の温度で再加熱してＮｂを溶体化し、７８０〜８８０℃の温度で圧延を終了してただちに冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却し、４００〜５５０℃以上の温度まで水冷、その後空冷することを特徴とする耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。」を、「重量％で、Ｃ：０．０２３〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００６％、Ｎ：０．００５％以下、残部が鉄および不可避的不純物からな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１１００〜１２５０℃の温度で再加熱してＮｂを溶体化し、７８０〜８８０℃の温度で圧延を終了してただちに冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却し、４００〜５５０℃の温度まで水冷、その後空冷することを特徴とする耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。」と訂正する。
　訂正事項ｂ；明細書の第４頁１７行〜２０行の全文（特許公報第２頁３欄３６〜３９行）の「本発明の要旨は、重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：」を、「本発明の要旨は、重量％でＣ：０．０２３〜０．０６％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．０〜１．４％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：」と訂正する。
　訂正事項ｃ；明細書の第７頁１１〜１２行（特許公報第２頁４欄３４〜３５行）の「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」を、「Ｃは焼入れ性に最も顕著に効くものであるが、下限０．０２３％は母材および」と訂正する。
　訂正事項ｄ；明細書の第９頁５〜７行（特許公報第３頁５欄１３〜１５行）の「しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上昇も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．０４％とした。」を、「しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上昇も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を０．０３３％とした。」と訂正する。
　訂正事項ｅ；明細書の第１０頁５〜６行（特許公報第３頁５欄２９〜３０行）の「しかしＣａ量０．００１％以下では実用上効果がなく、」を、「しかしＣａ量０．００１％未満では実用上効果がなく、」と訂正する。
　訂正事項ｆ；発明の名称「耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた高張力鋼板の製造法」を「耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法」と訂正する。
（５４）【発明の名称】
耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法
（５７）【特許請求の範囲】
　１．重量％で、
　　　　Ｃ　：
０．０２３
　　　　Ｓｉ：０．６％以下、
　　　　Ｍｎ：１．０〜１．４％、
　　　　Ｐ　：０．０１０％以下、
　　　　Ｓ　：０．００１％以下、
　　　　Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、
　　　　Ｎｂ：０．００５〜
０．０３３
　　　　Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
　　　　Ｃａ：０．００１〜０．００６％、
　　　　Ｎ　：０．００５％以下、
残部が鉄および不可避的不純物からな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１１００〜１２５０℃の温度で再加熱してＮｂを溶体化し、７８０〜８８０℃の温度で圧延を終了してただちに冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却し、４００〜５５０℃
の
２．重量％で、
　　　　Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
　　　　Ｎｉ：０．０５〜０．５％、
　　　　Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
　　　　Ｖ　：０．０１〜０．１０％、
の１種または２種以上を更に含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼である請求項１記載の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた５０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼板の製造法。
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
　本発明は特に耐ＨＩＣ性（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）（耐水素誘起割れ性）および耐ＳＳＣ性（Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）（耐硫化物応力腐食割れ性）に優れた引張強さ５０ｋｇｆ／ｍｍ２級の高張力鋼の製造法に関するものである。
（従来の技術）
　アンモニア・ＬＰＧなどの貯蔵タンクや石油・天然ガス精製プラントおよび輸送用のラインパイプでは、ＨＩＣや硫化水素によるＳＳＣが大きな問題となっている。ＨＩＣ，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１種と考えられている。
　一般的なＨＩＣ対策としては、鋼の清浄度を高めることや鋼のミクロ組織の均一化などがある。また鋼のＳＳＣ感受性に対して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（Ｒｃ２２）以下ではＳＳＣは起こらないとされている。
　しかし従来のＨＴ５０やＨＴ６０は比較的炭素当量の高い鋼の焼ならし（Ｎｏｒｍａ）処理あるいは特開昭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いるために、小入熱時の溶接熱影響部（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無添加の場合でも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ＨＩＣ性や耐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高張力鋼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ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性に優れた高張力鋼を安価に製造する技術を提供するものである。
　本発明法で製造した鋼は耐ＨＩＣ性に優れ、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：
０．０２３
０．０３３
（作用）
　本発明者らの研究によれば、ＨＩＣ対策としては水素吸収位置となる中心偏析の軽減や硫化物（ＭｎＳ）をはじめとする非金属介在物の低減と、その形態制御などがきわめて有効であり、またＳＳＣ対策としては鋼のＳＳＣ感受性に大きな影響を及ぼすとされるＨＡＺ硬さを低減させることが有効である。
　ＨＡＺ硬さの低減には鋼の焼入れ性を下げることが効果的だが、同時に母材強度をも低下させるため、両者をバランスよく達成するためには鋼成分の適正化だけでは不十分である。そこで、焼入れ性に最も顕著に効くＣおよびＢを極力抑えたＢフリー・低ＣをベースにＨＡＺ硬さの低減を図るとともに、Ｎｂ（あるいは必要に応じてＶ）添加による析出硬化現象を圧延後直ちに加速冷却を行なうことによって活用し、母材強度を確保する新しい方法を発明した。
　本発明鋼によればＨＩＣは発生せず、また実際の溶接施工上最小人熱と想定される１０ＫＪ／ｃｍでのＭＩＧ溶接時のＨＡＺ最高硬さもＨｖ２３０以下に抑えることが可能となり、耐ＳＳＣ性も著しく改善された。
　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。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、圧延後ただちに加速冷却を行なうことによって可能となったものであり、さらに４００〜５５０℃から空冷することにより、焼戻し処理と同等な効果が得られるために、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硬さ低減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
０．０２３
　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量が多す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１．４％とした。
　Ｐは本発明鋼においては不純物であり、Ｐ量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向がある。逆に多く添加すると母材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０１０％とした。
　ＳはＰと同様本発明鋼においては不純物であり、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り、母材および溶接部の低温靭性を向上させ、さらに介在物としての硫化物（ＭｎＳ）を低減するため０．００１％以下とした。最も好ましいＳ量は０．０００５％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。
　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０．００５％のＮｂ量が必要である。しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上昇も伴い、また溶接部の靭性劣化を招くため上限を
０．０３３
　Ｔｉは母材およびＨＡＺ靭性向上のために必須である。なぜならばＴｉはＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を細粒化するためである。したがってＴｉ量はＮ量と共に制限されるべきものであり、Ｔｉ，Ｎ量をそれぞれ０．００５〜０．０３０％，０．００５％以下に限定した。
　Ｔｉの下限は母材とＨＡＺの靭性を向上させるための必要最小量である。一方、Ｔｉ，Ｎの上限はこれを超えると微細なＴｉＮが得られず、また過剰のＴｉによりＴｉＣが析出し母材およびＨＡＺ靭性を劣化させるためである。
　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％
未満
　次にＭｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｖ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を自ずから制限されるべき性質のものである。
　Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させる。しかし添加量が多過ぎると母材、溶接部の靭性および溶接性の劣化を招き好ましくないため上限を０．３０％とした。下限は実質的な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０．５％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、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となる。このため上限を０．５％とした。
　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％未満では効果が少なく、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。
　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生産性およびコストの点で好ましい。スラブの再加熱温度は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必要以上にオーステナイト粒が粗大化して、圧延後の組織にも影響するためである。下限は、Ｎｂの析出硬化を最大限に利用するため、一旦溶体化する必要上、１１００℃以上に限定した。
　一旦溶体化させることにより、後工程を本発明のようにすることによって、Ｎｂの析出物を微細に分散させることができ、析出硬化現象を発現させることができる。
　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・冷却条件の限定理由について述べる。
　圧延終了温度が７８０℃未満では、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７８０℃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８８０℃とした。
　また圧延終了後ただちに加速冷却する理由は、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。
　すなわち圧延後の加速冷却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、これを加速冷却完了後４００〜５５０℃から空冷することによって、焼戻し処理と同等の効果が得られ、析出物が微細に分散すると同時に均一な微細組織となり高張力、高靭性を確保することができる。
　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に用いることができる。
（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成分および各々の鋼に対する製造条件（板厚は全て２５ｍｍ）、母材特性、ＨＡＺ最高硬さ、超音波探傷法により測定したＮＡＣＥ環境下におけるＨＩＣ割れ面積率（ＣＡＲ）とを示したものである。
　比較鋼において鋼１９はＣ量が低過ぎ、また鋼２１はＮｂが添加されていないために強度が不足している。一方、鋼２０はＢを含有し、鋼２２ではＣ量が多過ぎるためにＨＡＺ最高硬さを低く抑えることができていない。さらに鋼２３はＳ量が高く、Ｃａが添加されていないためＨＩＣが発生している。
　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最高硬さとをバランスよく達成できている。その結果本発明鋼は、４点曲げのＳＳＣ試験を実降伏応力に相当する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。またＮＡＣＥ環境下におけるＨＩＣ試験結果も良好な結果が得られた。
（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。