【事件の表示】
　特許第２８８８７２６号「伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線およびその製造方法」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】
　訂正を認める。
　特許第２８８８７２６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
　特許第２８８８７２６号の請求項１〜５に係る発明についての出願は、平成５年４月２８日に出願され、平成１１年２月１９日にその発明について特許の設定登録がされ、その後、その請求項１及び２に係る発明についての特許に対して、異議申立人　株式会社神戸製鋼所により特許異議の申立がなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１２年５月１６日に訂正請求がなされたものである。
　
　２．訂正請求について
　
　２−１．訂正事項
　本件訂正請求は、本件出願の願書に添付された明細書（以下、「訂正前明細書」という。）を、訂正請求書に添付した訂正明細書のとおり訂正することを求めるものであり、具体的な訂正事項は下記（１）〜（１０）に示すとおりである。　
　（１）訂正事項ａ
　訂正前明細書【００２１】欄の「〜存在する必要がある。」の次に、行をかえて
「上記領域Ｉは、ＣａＯ−Ｓｉ０２−Ａｌ２０３系の状態図における液相線１５００℃をべ−スとするものである。この理由は、本発明のスチールコードを製造するに際しては、銭片中に、ＣａＯ−Ｓｉ０２−Ａｌ２０３を主成分とし、この主成分に、ＭｎＯが、第４成分として不可避的に加わる４元系の介在物が形成されて、その量は、製造工程における条件等により所定の範囲内で変動するものの、所定量のＭｎＯが加わり、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）−Ｓｉ０２−Ａｌ２０３系として把握される介在物の液相線温度は、すべて１５００℃より低下する側に移動することを確認したからである。」
を挿入する。
　（２）訂正事項ｂ
　訂正前明細書【００２４】欄の
「｛（５３０十９８０×Ｃｗｔ．％）−５０｝ＭＰａ以下」における「以下」を、「未満」と訂正する。
　（３）訂正事項ｃ
　訂正前明細書【００２４】欄の
「｛（５３０十９８０×Ｃｗｔ．％）十５０｝ＭＰａ以上」における「以上」を、「超」と訂正する。
　（４）訂正事項ｄ
　訂正前明細書【００２６】欄の
「（一１．２３×ｌｏｇＤ＋４．００）以上」における
「以上」を、「超」と訂正する。
　（５）訂正事項ｅ
　訂正前明細書【００２６】欄の
「（一１．２３×ｌｏｇＤ＋３．００）以下」における「以下」を、「未満」と訂正する。
　（６）訂正事項ｆ
　訂正前明細書【００２９】欄の表１における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
　（７）訂正事項ｇ
　訂正前明細書【００３１】欄の表２における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
  （８）訂正事項ｈ
　訂正前明細書【００３２】欄の表３における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
　（９）訂正事項ｉ
　訂正前明細書【００３５】欄の表４における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
  （１０）訂正事項ｊ
　訂正前明細書【００３６】欄の「表中の鋼１〜１２」を、「表中の鋼１〜５と８〜１２」と訂正する。
　
　２−２．訂正の適否について
　（１）訂正事項ａについて
　訂正前明細書の【００１８】【００１９】各欄には、
「【００１８】次に、本発明の介在物組成の限定理由に関して説明する。鋼線中の非金属介在物は、介在物融点が低い方が加工時の介在物の伸びが大きく線材圧延加工時の断線防止に有効である。しかし、特公昭５７?２２９６９号公報、特開昭５５?２４９６１号公報に示されるＡｌ２Ｏ３ ，ＳｉＯ２，ＭｎＯの三元状態図におけるスペーサータイト領域にする方法では、硬質の介在物の出現が避けられず、伸線加工性、疲労特性の優れた超極細鋼線を得る事が出来なかった。
【００１９】そこで、本発明者らが研究を進めた結果、本発明の鋳片で見られる介在物は主としてＭｎＯ，ＣａＯ，ＳｉＯ２, Ａｌ２ Ｏ３からなり、鋳片からビレットに分塊圧延する際、主に介在物の変形が進行することがわかった。図２に示すように、鋳片の介在物組成を、ＭｎＯ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２, Ａｌ２Ｏ３四元系で見た融点１５００℃以下の組成にすると、鋳片からビレットに分塊圧延後、伸びた介在物の割合が急増する。これにより伸線加工後の介在物組成も低融点組成となり、０．１５mmφ以下の超極細線の伸線の際に断線をおこすことなく伸線加工を行う事が可能となる。」と記載されている。
　すると、次のことがいえる。
　１）鋼線中の非金属介在物は、介在物融点が低い方が加工時の介在物の伸びが大きく線材圧延加工時の断線防止に有効である。
　２）本発明においては、図２より、ＭｎＯ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２ , Ａｌ２Ｏ３四元系で見た融点１５００℃以下の組成にすると、鋳片からビレットに分塊圧延後、伸びた介在物の割合が急増し、伸線加工後の介在物組成も低融点組成となり、それは加工時の介在物の伸びが大きく線材圧延加工時の断線防止に有効であるから、当該介在物組成が本発明における適正介在物組成である。
　３）【図面の簡単な説明】中に「【図１】本発明の適正介在物組成を示す図である」とあるから、図１中の領域Ｉは、図２の１５００℃以下の低融点で加工時に伸びの大きな四元系介在物組成の領域を示す図である。
　４）そこで、領域Ｉのイ〜ヌの成分比を示す各点、及びそれらを結んだ領域Ｉを見るに、それは周知のＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系三元状態図における液相線１５００℃線を結んだ領域とほぼ一致している。また、その領域内の介在物の融点は１５００℃以下であることも上記周知の状態図上から明らかである。
　５）そして、領域Ｉは、前記【００１９】欄の記載にあるように、四元系介在物の融点１５００℃以下の組成領域を示す図でもあるから、領域Ｉ内の組成の介在物はＭｎＯの含有量にかかわらず全て融点１５００℃以下の介在物である。さらにＭｎＯが不可避的成分として混入することも周知のことである。
　６）したがって、図１は、周知のＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系三元状態図における液相線１５００℃線を結んだ領域をベースとするといえるものであり、さらに不可避的に加わるＭｎＯによっても、その境界線の内側の組成のものは全て融点１５００℃以下の介在物となっていることは明らかである。
　以上より、訂正事項ａは、訂正前明細書の記載から必然的に導かれる事項であるから、当該記載を訂正前明細書に付加することは、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内でなされた明りょうでない記載の釈明に該当し、また、特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　（２）訂正事項ｂ、ｃについて
　訂正事項ｂ，ｃは、本件特許の請求項３に係る発明において規定する引張強さ「｛（５３０十９８０×Ｃｗｔ．％）±５０｝ＭＰａ」の上下限と、該上下限設定の技術的理由乃至意義を整合せしめたものであり明りょうでない記載の釈明に該当するものである。
　（３）訂正事項ｄ、ｅ
　訂正事項ｄ，ｅは、本件特許の請求項３に係る発明において規定する真歪「（−１．２３×ｌｏｇＤ＋３．００）以上、（一１．２３×ｌｏｇＤ＋４．００）以下」の上下限と、該上下限設定に係る技術的理由乃至意義を整合せしめたものであり、明りょうでない記載の釈明に該当するものである。
　（４）訂正事項ｆ〜ｊ
　訂正事項ｆ〜ｊは、表１〜４から、本発明鋼６及び７の行を削除し、本件各発明の成分組成と表１〜４掲載の成分組成例を整合せしめたものであり、明りょうでない記載の釈明に該当するものである。
　（５）以上より、訂正事項ａ〜ｊは、明りょうでない記載の釈明に該当するものであって、願書に添付した明細書又は図面に記載した事項の範囲内の訂正であり、また、特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもないから、当該訂正は特許法１２０条の４第２項及び第３項で準用する第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するものである。
　よって、本件訂正を認める。
　
　３．異議申立について
　
　３−１．本件発明
　本件請求項１〜５に係る発明のうち特許異議申立てのあった請求項１、２に係る発明は、訂正明細書の請求項１、２にそれぞれ記載された次のとおりのものである。（以下、それぞれ「訂正発明１」「訂正発明２」という。なお、請求項に関する訂正はなかったので、訂正の前後で請求項の記載は変わっていない。）
　
「【請求項１】
重量％でＣ：０．９　〜１．１０％
　　　Ｓｉ：０．４　　％以下
　　　Ｍｎ：０．５　　％以下
　　　　Ｐ：０．０２０％以下
　　　　Ｓ：０．０２０％以下
　　　Ａｌ：０．００３％以下
に加えて以下の元素のいづれかあるいは両方を添加し
　　　Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
　　　Ｎｉ：０．１０〜１．００％
残部鉄及び不可避的不純物からよりなる鋼で、
鋳片の介在物組成がＭｎＯ＋ＣａＯ，Ｓｉ０２，Ａｌ２０３の四元系で見た場合に、図１のイ、ロ、ハ、ニ、ホ、へ、ト、チ、リ、ヌで囲まれる領域Ｉとなる介在物が８０％以上で、
ブラスめっき、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきのいづれかを施し、
引張強さが、４０００ＭＰａ以上、
（−１４５０×ｌｏｇＤ＋３４００）ＭＰａ以下で、
円相当直径が０．０２〜０．１５ｍｍφであること
を特徴とする伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線。
但し、Ｄ：円相当直径（ｍｍ）
　【請求項２】
鋼成分が重量％で、更に、
　　　Ｃｕ：０．１０〜０．８０％を含む
請求項１記載の伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線。」
　
　３−２．異議申立の理由の概要／証拠方法
異議申立人　株式会社神戸製鋼所は、本件請求項１，２に係る発明の特許は、以下に示す＜記載要件＞＜特許要件＞の理由により、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り、また、同法第３６条第５項の規定を満たしていない出願に対してされたものであり、同法第１１３条第１項第２又は４号に該当することから、同法第１１４条第２項の規定により取り消されるべきものである旨主張している。
　＜記載要件＞
　後記する甲第３号証には、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系と
ＭｎＯ−Ｓｉ０２−Ａｌ２Ｏ３系状態図が示されており、これらの状態図からすれば、鋳片の介在物組成をＭｎＯ＋ＣａＯ，Ｓｉ０２，Ａｌ２Ｏ３の四元系で見た場合には、ＭｎＯとＣａＯの比率によって、その状態図は変化することは明らかである。こうした観点からすれば、ＭｎＯとＣａＯの比率が様々に変化する状態にある四元系介在物の組成は、三元系状態図の一定の領域で規定することはできないはずである。それにもかかわらず、本件の請求項１，２においては、上記四元系介在物の組成を、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系の三元系状態図と一致する図１に示された領域Ｉと画一的に規定している。このような構成を含む本件請求項１、２に係る発明の構成は、発明の構成に欠くことができない事項のみからなるものとはいえず、特許法第３６条第５項の記載要件を満足していない。
　＜特許要件＞
　本件請求項１、２に係る発明は、次の甲第１〜３号証に記載された発明から容易に推考され得るものである。　　　　　　　
（証拠方法）
甲第１号証：ＷＯ９２／０８８１７号パンフレット
甲第２号証：特開平４−２８０９４４号公報
甲第３号証：「Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報」、ｖｏｌ．３９、ｎｏ．４、
　　　　　　（１９８９）、７７〜８０頁
　
　３−３．申立理由についての判断
　
　３−３−１．記載要件について
　記載要件については、一般的には四元系介在物の組成を三元系状態図で表すことはできないにしても、上記「２−２．（１）訂正事項ａについて」で述べたように、訂正発明１，２における四元系介在物の組成領域においては、ＭｎＯの含有量は直接明示されないものの、ＭｎＯの含有量に関わらず四元系介在物の融点は１５００℃以下であるのだから、それが三元系状態図上に表されても格別の不都合を生じるものでもない。
　よって、訂正後の請求項１、２の記載は、特許を受けようとする発明の構成に欠くことのできない事項のみを記載したものではないとすることはできない。
　
　３−３−２．特許要件について
　
　３−３−２−１．甲各号証の記載
　
　＜１＞甲第１号証に記載の技術的事項
　甲第１号証には、「撚り線加工性に優れた高強度極細鋼線」に関して、次の（１−ア）〜（１−エ）の技術手段が記載されている。　
　（１−ア）特許請求の範囲（１０頁右下欄）
「１．重量％で
　Ｃ：０．８５〜１．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６０％、Ｃｒ：０．１０〜０．６０％、
Ａｌ：０．００５％以下、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つブラスめつき層を有する鋼線の線径０．１〜０．４ｍｍで引張り強さ４００ｋｇｆ／ｍｍ２（３９２０ＭＰａ）以上であって、さらにブラスめつき表面に塑性変形した圧痕の深さ２μｍ以下、圧痕の間隔５０μｍ以下および圧痕の面積率１０〜８０％を有することを特徴とする
撚り線加工性に優れた高強度極細鋼線。
　２．重量％で
Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｃｏ：０．１０〜３．００％
の１種または２種を含有する請求の範囲第１項記載の極細鋼線。」
　（１−イ）９頁第３表
刊行物１に記載された発明の実施例の一つである「試験Ｎｏ．２８」の極細鋼線の引張り強さは
「４３５ｋｇｆ／ｍｍ２（４２６３ＭＰａ）」であることが記載されている。
　（１−ウ）８頁第１表
刊行物１に記載された発明の実施例の材質において、ＰとＳの含有量はＰ：０．００４〜０．０１０　Ｓ：０．００５〜０．００９
であることが記載されている。
　（１−エ）６頁右下欄１４〜２３行
「また本発明での鋼線表層のブラスめっき層とは・・・中略・・・高強度極細鋼線を対象としているが、撚り線加工性の向上効果は
Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｚｎ等のめっき層あるいはこれらの合金めっき層を有する極細鋼線でも効果が発揮でき、なんら制限を受けるものではない。」
　（１−オ）３頁左上欄７〜１１行
　「本発明は、スチールタイヤコード、スチールベルトコード等の素線として使用され・・・中略・・・撚り線加工性に優れた高強度極細鋼線並びにその製造方法及び装置に関する。」
　
　＜２＞甲第２号証に記載の技術的事項
　甲第２号証には、「高強度高延性極細鋼線」に関して、次の（２−ア）〜（２−キ）の技術手段が記載されている。
　（２−ア）【０００６】欄
「これらの強度上昇の目的は、疲労特性の向上のためで、特に疲労特性の向上が期待されている。」
　（２−イ）特許請求の範囲
「【請求項１】重量％で、
　Ｃ：０．９０　％以上１．１０％以下、
Ｓｉ：０．４　　％以下、
Ｍｎ：０．５　　％以下、　　　　
Ｃｒ：０．１０　％以上０．３０％以下
Ｃｕ：０．２　　％以上０．８　％以下、　　
Ａｌ：０．００３％以下、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる
直径０．４ｍｍ以下であって
引張強さ３６０ｋｇｆ／ｍｍ２（３５２８ＭＰａ）以上
としたことを特徴とする高強度高延性極細鋼線。
 【請求項２】重量％で、
　Ｃ：０．９０　％以上１．１０％以下、
Ｓｉ：０．４　　％以下、
Ｍｎ：０．５　　％以下、　　　　
Ｃｒ：０．１０　％以上０．３０％以下
Ｃｕ：０．２　　％以上０．８　％以下、　　
Ａｌ：０．００３％以下、
残部鉄及び不可避的不純物よりなる
高炭素鋼線を用い、最終パテンティング後の強度を１３８〜１６０ｋｇｆ／ｍｍ２（１３５２〜１５６８ＭＰａ）かつ初析フェライトおよび初析セメンタイトの存在を面積率で０．０２％以下の組織とし、その後、引き抜き加工により真ひずみで３．４以上の加工を行い直径０．４ｍｍ以下であって引張強さ３６０ｋｇｆ／ｍｍ２（３５２８ＭＰａ）以上の高強度高延性極細鋼線を製造することを特徴とする高強度高延性極細鋼線の製造方法。」
　（２−ウ）【００２７】欄　第１表
刊行物２に記載された発明の実施例の材質において、ＰとＳの含有量はＰ：０．００７〜０．００９　Ｓ：０．００２〜０．００５
であることが記載されている。
　（２−エ）【００２１】欄
「製造工程は図１に示す通りで、熱間圧延によって製造された５．５ｍｍφの線材を伸線加工とＬＰ処理により最終ＬＰを行なう２．５〜１．９ｍｍφの線径とする。このワイヤに最終ＬＰ処理を行った後、ブラスメッキを行ない、さらに最終湿式伸線を行ない最終ワイヤとした。」
　（２−オ）【００２８】欄　第１表（つづき）
刊行物２に記載された発明の実施例の一つである「実施例Ｎｏ．１２」の極細鋼線の引張り強さは
「４２７ｋｇｆ／ｍｍ２（４１８６ＭＰａ）」であることが記載されている。
　（２−カ）【００２０】欄
「直径０．４ｍｍ以下であって引張強さ３６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上（３６０〜４３０ｋｇｆ／ｍｍ２）の強度を得る」
（３５２８〜４２１４ＭＰａに相当）
　（２−キ）【００２８】欄　第１表（つづき）
刊行物２に記載された発明の実施例である「実施例Ｎｏ．５，６，１１，１２」の極細鋼線のワイヤ径は実施例中で最小径であって
「０．２５ｍｍ」であることが記載されている。
　（２−ク）【０００１】【０００５】【０００６】欄
「【産業上の利用分野】本発明はスチールコードなどの高強度で高延性の極細線・・・中略・・・及びその製造方法に関する」
「タイヤの軽量化、高性能化にあわせて、スチールコードのハイテン化が急速に進展しつつあり」
「これらの強度上昇の目的は、疲労特性の向上のためで、特に疲労特性の向上が期待されている。」
　
　＜３＞甲第３号証に記載の技術的事項
　甲第３号証には、「夕イヤコード用鋼の介在物形態制御」に関して、次の（３−ア）〜（３−エ）の技術手段が記載されている。
　（３−ア）７７頁左欄ｌ０〜１５行
「タイヤコード用鋼は、直径０．１５〜０．３８ｍｍの極細線領域までの伸線加工や、その後の撚線加工に耐えうる品質が要求されているが、鋼中に残留した非延性な非金属介在物が原因となって加工時に断線が発生するため、介在物の除去あるいは無害化は重要な課題である。」
　（３−イ）７７頁左欄２９〜３３行
「加工中に断線を引き起こす介在物は、断線破面に現れた介在物の調査から、熱間圧延や冷間加工時に延びたり破壊しにくい硬質のＡｌ２０３主体の介在物である。またＳｉ０２は、冷間加工時に破砕するため断線の原因にはならないが、疲労特性に悪影響があるといわれている。」
　（３−ウ）７７頁左欄３４行〜右欄６行
「タイヤコード用鋼中の介在物は、
　　スラグ起源のＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系と、
脱酸生成物起源のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物に大別される。ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系あるいはＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系状態図を第１図に示すが、両組成系において、熱間圧延中に伸長し、無害化されると考えられる低融点領域は、
ＡｎｏｒｔｈｉｔｅとＰｓｅｕｄｏ−ｗｏｌｌａｓｔｏｎｉｔｅの共晶線近傍およびＳｐｅｓｓａｒｔｉｔｅ初晶域を中心とする領域であり、両組成系ともＡｌ２Ｏ３濃度としては約２０％になる。」
　（３−エ）第１図
　第１図の上図には、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系の三元系介在物の状態図が示されており、
　第１図の下図には、ＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系の三元系介在物の状態図が示されており、
上記（３−ウ）に記載された無害化されると考えられる低融点領域が、目標介在物組成としてハッチング部分として示されており、特に上図の図面上においては、その領域は１５００℃の等温線に囲まれた領域の内部に存在する。
　
　３−３−２−２．対比・検討
　
　＜１．甲第１、２号証に記載の各技術的事項との対比＞
　甲第１、２号証には上記した各記載事項からなる発明（以下、それぞれ「甲第１号証発明」「甲第２号証発明」という。）が記載されており、これらを、極細鋼線の成分・めっき・引張強さ・線径・介在物組成からなる訂正発明１、２の各構成要件と以下対比する。
　
　（１）極細鋼線の成分
　訂正発明１，２と甲第１，２号証発明との極細鋼線の成分（ｗｔ％）について対比すると、上記「３−１．」及び「３−３−２−１．」の（１−ア）（１−ウ）（２−イ）（２−ウ）より、以下のようになる。なお、訂正発明２は訂正発明１の成分に加えてＣｕを含有するものであり、甲第２号証発明もＣｕを含有するものである。
　
　　成分　　訂正発明１　　甲第１号証発明　　甲第２号証発明
　　Ｃ　　　0.90〜1.10　　 0.85〜1.10　　　　 0.90〜1.10
　　Ｓｉ　　≦0.4　　　　 0.10〜0.70　　　　　≦0.4
　　Ｍｎ　　≦0.5　　　　 0.20〜0.60　　　　　≦0.5
　　Ｐ　　　≦0.020　　　 0.004〜0.010　　　 0.007〜0.009
　　Ｓ　　　≦0.020　　　 0.005〜0.009　　　 0.002〜0.005
　　Ａｌ　　≦0.003　　　　≦0.005　　　　　　≦0.003
　　Ｃｒ　　0.10〜0.30　　 0.10〜0.60　　　　 0.10〜0.30
　　　　　　選択必須
　　Ｎｉ　　0.10〜1.00　　 0.10〜2.00　　　　　−−−
　　　　　　選択必須　　　選択
　　Ｃｏ　　−−−　　　　0.10〜3.00　　　　　 −−−
　　　　　　　　　　　　　選択
　　Ｆｅ　　残部　　　　　残部　　　　　　　　残部
　　　　　　訂正発明２
　　Ｃｕ　　0.10〜0.80　　 −−−　　　　　　0.2〜0.8
　
　したがって、極細鋼線の成分としては、
　ａ）訂正発明１がＮｉを含有すると、甲第１号証発明において
Ｎｉが選択された場合と、鋼成分が重複する。
　ｂ）訂正発明１がＣｒを含有すると、甲第２号証発明と鋼成分が重複する。
　ｃ）訂正発明２がＣｒを含有すると、甲第２号証発明と鋼成分が重複する。
　以上より、極細鋼線の成分組成の点で訂正発明１，２と甲第１，２号証発明とは重複することが明らかである。
　（２）めっき
　訂正発明１，２と甲第１，２号証発明とのめっきについて対比すると、上記「３−１．」及び「３−３−２−１．」の（１−ア）（１−エ）（２−エ）より、
前者は「ブラスめっき、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきのいづれか」であり、後者は「ブラスめっき・・・Ｃｕ、Ｓｎ、Ｎｉ、Ｚｎ等のめっき」「ブラスメッキ」であるから、ブラスメッキの点で両者は一致するといえる。
　（３）極細鋼線の引張強さ
訂正発明１，２と甲第１，２号証発明との極細鋼線の引張強さ（以下、「Ｔｓ」という。）について対比する。
  訂正発明１，２については、上記「３−１．」より、
「４０００ＭＰａ≦Ｔｓ≦−１４５０×ｌｏｇＤ+３４００ＭＰａ」
であり、「円相当直径（Ｄｍｍ）が０．０２〜０．１５ｍｍφ」であるから、上式にＤ＝０．０２ｍｍを代入して計算すると
４０００ＭＰａ≦Ｔｓ≦５８６４ＭＰａ
　一方、甲第１号証発明においては、上記（１−ア）より、
４００ｋｇｆ／ｍｍ２（３９２０ＭＰａ）≦Ｔｓであり、上記（１−イ）より、Ｔｓ≦４３５ｋｇｆ／ｍｍ２（４２６３ＭＰａ）であるから、
３９２０ＭＰａ≦Ｔｓ≦４２６３ＭＰａ
　また、甲第２号証発明においては、上記（２−イ）より
３６０ｋｇｆ／ｍｍ２（３５２８ＭＰａ）≦Ｔｓであり、上記（２−オ）より、Ｔｓ≦４２７ｋｇｆ／ｍｍ２（４１８６ＭＰａ）であるから、
３５２８ＭＰａ≦Ｔｓ≦４１８６ＭＰａ
　以上より、極細鋼線の引張強さの点で訂正発明１，２と甲第１，２号証発明とは重複することが明らかである。
　（４）極細鋼線の線径
　訂正発明１，２と甲第１，２号証発明との極細鋼線の線径（以下、「Ｄ」という。）について対比する。
  訂正発明１，２については、上記「３−１．」より、
「円相当直径（Ｄｍｍ）が０．０２〜０．１５ｍｍφ」であるから
０．０２ｍｍ≦Ｄ≦０．１５ｍｍ
　一方、甲第１号証発明においては、上記（１−ア）より、
０．１ｍｍ≦Ｄ≦０．４ｍｍ
　また、甲第２号証発明においては、上記（２−イ）より、
請求項の記載上はＤ≦０．４ｍｍ
　よって、訂正発明１，２と甲第１，２号証発明との極細鋼線の線径とは重複する。
　（５）介在物の組成
　訂正発明１，２と甲第１，２号証発明との極細鋼線の介在物の組成について対比する。
　訂正発明１，２については、上記「３−１．」より、
「鋳片の介在物組成がＭｎＯ＋ＣａＯ，Ｓｉ０２，Ａｌ２Ｏ３の四元系で見た場合に、図１のイ、ロ、ハ、ニ、ホ、へ、ト、チ、リ、ヌで囲まれる領域Ｉとなる介在物が８０％以上」であるものである。
　一方、甲第１号証には極細鋼線の介在物の組成について記載が無く、また、甲第２号証には上記（２−イ）より、「初析フェライトおよび初析セメンタイトの存在を面積率で０．０２％以下の組織とし」とあるが、これは介在物の割合を状態図によって組成割合をもって表現したものではなく、また、物理的にこの表現の構成で直ちに上記訂正発明１，２における介在物を組成を表すものともいえないから、これも極細鋼線の介在物の組成について示したものとはいえない。
　よって、甲第１，２号証発明は、訂正発明１，２のようには、極細鋼線の介在物の組成について特定するものではない。
　
　＜２．甲第１，２号証発明との一致点・相違点＞
　以上より、訂正発明１、２と甲第１，２号証発明との間には、以下のような一致点・相違点を見出すことができる。
　（１）訂正発明１と甲第１号証発明とは、極細鋼線の成分、めっき、引張強さ、線径について一致し、
（相違点Ａ１）訂正発明１が介在物組成について規定するのに対して、甲第１号証発明はそのような規定がない点、
（相違点Ｂ）訂正発明１の極細鋼線は伸線加工後に加工されることによって生じる圧痕を有さないが、甲第１号証発明のそれは伸線加工後にさらに「ブラスめつき表面に塑性変形した圧痕の深さ２μｍ以下、圧痕の間隔５０μｍ以下および圧痕の面積率１０〜８０％を有」（上記（１−ア）参照）せしめるように加工された圧痕を有する点、
で両者は相違する。
　（２）訂正発明１と甲第２号証発明とは、極細鋼線の成分、めっき、引張強さ、線径について一致し、
（相違点Ａ２）訂正発明１が介在物組成について規定するのに対して、甲第２号証発明はそのような規定がない点、
で両者は相違する。
　（３）訂正発明２と甲第１号証発明とは、極細鋼線のめっき、引張強さ、線径について一致し、
上記相違点Ａ１、Ｂに加えてさらに
（相違点Ｃ）訂正発明２の極細鋼線の成分はＣｕを含有するが、甲第１号証発明はＣｕを含有しない点
で両者は相違する。
　（４）訂正発明２と甲第２号証発明とは、極細鋼線の成分、めっき、引張強さ、線径について一致し、
上記相違点Ａ２の点で両者は相違する。
　
　＜３．相違点の検討＞
　以下、上記相違点について検討する。
　
　−−相違点Ａ１、Ａ２について−−
　相違点Ａ１、Ａ２については甲第３号証の記載を検討する。
　甲第３号証には、上記（３−ア）（３−イ）より、タイヤコード用鋼として用いられる極細線の伸線加工・撚線加工性を向上させて加工中の断線を防ぎ、疲労特性を改善するために、介在物組成を限定する点が示されており、その目的と用途については、甲第１，２号証においても上記（１−オ）（２−ク）において示されているから、甲第１，２号証発明においても、介在物組成を限定することによって上記特性を向上させようとすることは当然に想到し得るところである。
　そこで、次に問題となるのが、いかなる介在物組成を採用するかについてであるが、上記（３−ウ）（３−エ）によれば、甲第３号証３に記載の発明（以下、「甲第３号証発明」と記す）においては、介在物組成を
　　スラグ起源のＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物と、
脱酸生成物起源のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物とに分けて考察し、両組成系において、熱間圧延中に伸長し、無害化されると考えられる低融点領域をハッチング部分として示し、特に甲第３号証の第１図の上図の図面上においては、その領域は１５００℃の等温線に囲まれた領域すなわち訂正発明１、２における領域Ｉの内部に存在するものである。
　しかしながら、甲第３号証発明は、介在物を
　　スラグ起源のＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物と、
脱酸生成物起源のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系介在物とに分け、両者の組成を各々制御するものであるのに対して、
訂正発明１，２は、上記「２−２．（１）」で述べたように、
介在物をＭｎＯ−ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３四元系介在物として一元的に捉えてその組成の介在物を全介在物の８０％以上に制御するものであるから、両者は本質的にその介在物組成を異にするものである。
　したがって、上記の、甲第３号証発明の介在物領域は訂正発明１、２における領域Ｉの内部に存在するという点は、訂正発明１、２における介在物組成であるＭｎＯ−ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３四元系組成を、ＭｎＯの含有量を除いて平面的に記載するために、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３三元系状態図をいわば利用したということにすぎないものであり、一見すると介在物領域は重複しているが、甲第３号証発明においてはＭｎＯはＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３三元系状態図とは別個のＭｎＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３三元系状態図から規定されるものであり、訂正発明１、２においてはＭｎＯはそれら両三元系状態図上には規定されないものであるから、甲第１，２号証発明に甲第３号証発明を適用するとしても、甲第３号証発明における介在物組成の開示から、訂正発明１、２の介在物組成に容易に想到し得るということはできないものというべきである。
　そして、訂正発明１，２は、介在物組成を領域Ｉのようにすることにより、優れた疲労特性を得られるという効果を奏するものである。
　すなわち、訂正発明１，２に係る極細鋼線の疲労特性についてみると、本件訂正明細書の表４及び【００３６】欄の記載から、その実施例の全ての極細鋼線について、疲労強度（Ｆｓ）が引張強さ（Ｔｓ）の０．３以上（０．３≦Ｆｓ／Ｔｓ）となっている。
　これに対し、甲第１号証発明の極細鋼線における疲労強度についてみると、甲第１号証の９頁右下欄第４表において、その疲労特性を計算すると、甲第１号証発明の実施例である試験Ｎｏ．３１，３２，３６，３７，３８において、疲労特性（コードの疲れ強さＦｓ／引張強さＴｓ）は、それぞれ、
０．３１，０．３３，０．２４，０．２８，０，３１となり、安定して０．３以上の値をとるものではないことが明らかである。
　また、甲第２号証発明の極細鋼線における疲労強度についてみると、甲第２号証の【００２７】欄第１表（つづき）及び【００２９】欄に記載されるように、腐食疲労特性が「良好」との評価で示されており、また「腐食疲労特性の優れた高強度高延性極細鋼線を得ることができる」と示されているが、腐食疲労特性の評価方法については、【００２２】欄に「腐食疲労試験は、温度４０℃、湿度８０％で行い、大気中（温度２０℃、湿度２５％）での疲労寿命に対しての疲労寿命の低下率が３０％以上のときを不良と判断した」とあるのみで、甲第２号証発明においても疲労特性がある程度良好であることまでは推測されるが、疲労強度が、常に引張強さの０．３以上のレベルにあることを窺わせる技術的事項は、甲第２号証には記載されていない。
　さらに甲第３号証には上記（３−イ）「またＳｉ０２は、冷間加工時に破砕するため断線の原因にはならないが、疲労特性に悪影響があるといわれている。」とのみ記載があるにすぎない。
　してみれば、訂正発明１，２における極細鋼線の疲労特性は、甲第１〜３号証発明に基づき、当業者が予測し得る程度のものではない。
　
　３−３−２−３．特許要件のまとめ
　以上より、相違点Ａ１、Ａ２について、甲第３号証の記載から容易に想到し得るものとは認められない以上、相違点Ｂ、Ｃについてさらに検討するまでもなく、本件訂正発明１，２は、甲第１〜３号証発明に基づいて容易に発明することができたものとは認められない。
　
　３−４．異議申立の理由の検討のまとめ
  以上より＜記載要件＞＜特許要件＞についての異議申立人の主張は採用できない。
　
　４．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立の理由及び証拠によっては、本件訂正発明１、２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、２の特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、結論の通り決定する。
【異議決定日】
平成１２年９月６日（２０００．９．６）
【訂正の要旨】
　明りょうでない記載の釈明を目的として、下記（１）〜（１０）の事項について明細書を訂正する。
　（１）訂正事項ａ
　訂正前明細書【００２１】欄の「〜存在する必要がある。」の次に、行をかえて
「上記領域１は、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系の状態図における液相線１５００℃をベースとするものである。この理由は、本発明のスチールコードを製造するに際しては、銭片中に、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３を主成分とし、この主成分に、ＭｎＯが、第４成分として不可避的に加わる４元系の介在物が形成されて、その量は、製造工程における条件等により所定の範囲内で変動するものの、所定量のＭｎＯが加わり、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系として把握される介在物の液相線温度は、すべて１５００℃より低下する側に移動することを確認したからである。」
を挿入する。
　（２）訂正事項ｂ
　訂正前明細書【００２４】欄の
「｛（５３０＋９８０×Ｃｗｔ．％）−５０｝ＭＰａ以下」における「以下」を、「未満」と訂正する。
　（３）訂正事項ｃ
　訂正前明細書【００２４】欄の
「｛（５３０＋９８０×Ｃｗｔ．％）＋５０｝ＭＰａ以上」における「以上」を、「超」と訂正する。
　（４）訂正事項ｄ
　訂正前明細書【００２６】欄の
「（−１．２３×ｌｏｇＤ＋４．００）以上」における
「以上」を、「超」と訂正する。
　（５）訂正事項ｅ
　訂正前明細書【００２６】欄の
「（−１．２３×ｌｏｇＤ＋３．００）以下」における「以下」を、「未満」と訂正する。
　（６）訂正事項ｆ
　訂正前明細書【００２９】欄の表１における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
　（７）訂正事項ｇ
　訂正前明細書【００３１】欄の表２における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
　（８）訂正事項ｈ
　訂正前明細書【００３２】欄の表３における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
　（９）訂正事項ｉ
　訂正前明細書【００３５】欄の表４における「本発明鋼６及び７」の行を削除する。
　（１０）訂正事項ｊ
　訂正前明細書【００３６】欄の「表中の鋼１〜１２」を、俵中の鋼１〜５と８〜１２」と訂正する。
（５４）【発明の名称】
伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線およびその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　　【請求項１】
重量％で
　Ｃ：０．９〜１．１０％
　Ｓｉ：０．４％以下
　Ｍｎ：０．５％以下
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ａｌ：０．００３％以下
に加えて以下の元素のいづれかあるいは両方を添加し
　Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
　Ｎｉ：０．１０〜１．００％
残部鉄及び不可避的不純物からよりなる鋼で、鋳片の介在物組成がＭｎＯ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３の四元系で見た場合に、図１のイ、ロ、ハ、ニ、ホ、ヘ、ト、チ、リ、ヌで囲まれる領域１となる介在物が８０％以上で、ブラスめっき、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきのいづれかを施し、引張強さが、４０００ＭＰａ以上、（−１４５０×ｌｏｇＤ＋３４００）ＭＰａ以下で、円相当直径が０．０２〜０．１５ｍｍφであることを特徴とする伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線。
　但し、
　Ｄ：円相当直径（ｍｍ）
　　【請求項２】　鋼成分が重量％で、更に、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％を含む請求項１記載の伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線。
　　【請求項３】
重量％で
　Ｃ：０．９〜１．１０％
　Ｓｉ：０．４％以下
　Ｍｎ：０．５％以下
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ａｌ：０．００３％以下
に加えて以下の元素のいづれかあるいは両方を添加し
　Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
　Ｎｉ：０．１０〜１．００％
残部鉄及び不可避的不純物からよりなる鋼で、鋳片の介在物組成がＭｎ　Ｏ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３の四元系で見た場合に、図１のイ、ロ、ハ、ニ、ホ、ヘ、ト、チ、リ、ヌで囲まれる領域１となる介在物が８０％以上に調整したビレットを、熱間圧延によって４．０〜７．０ｍｍφの線材とし、調整冷却により、パーライト組織化し、中間パテンティングを加えながら伸線加工により、０．３から１．２ｍｍφのワイヤとし、８５０℃以上１０００℃以下の温度範囲に加熱した後、５５０〜６００℃の温度範囲で最終パテンティング処理を行うことにより引張強さを｛（５３０＋９８０×Ｃｗｔ％）±５０｝ＭＰａに調整し、ブラスめっき、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきのいづれかを施し、真歪で（−１．２３×ｌｏｇＤ＋３．００）以上、（−１．２３×ｌｏｇＤ＋４．００）以下の加工を行い
　円相当直径が０．０２〜０．１５ｍｍφのワイヤとすることを特徴とする伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線の製造方法。
　但し、
　Ｄ：円相当直径（ｍｍ）
　　【請求項４】　出発鋼成分が重量％で、更に、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％を含む鋼である請求項３記載の伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線の製造方法。
　　【請求項５】　伸線加工において、アプローチ角が１０°±２°である引き抜き用ダイスによって伸線加工する請求項３または４記載の伸線加工性および疲労特性の優れた超極細鋼線の製造方法。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　　【産業上の利用分野】
　本発明はゴム、有機材料の補強用に使用されている高強度で高延性の極細鋼線に関するものである。これらの鋼線は、乗用車用カーカスコード、ソーワイヤなどに使用することができる。
　【０００２】
　　【従来の技術】
　一般的に使用されている０．１５〜０．３５ｍｍφのスチールコードなど伸線された高炭素鋼極細線は、通常必要に応じて熱間圧延した後に調整冷却した直径４．０〜５．５ｍｍの線材を一次伸線加工後、最終パテンティング処理を行い、その後プラスメッキ処理を経て最終湿式伸線加工により製造されている。このような極細鋼線の多くは、２本撚り、５本撚りなどの撚り線加工を施した状態でスチールコードとして使用されている。これらの極細線は
　１）より高強度であること、
　２）高速伸線性が優れていること、
　３）疲労特性が優れていること、
　４）高速撚り線性が優れること、
等の特性を具備しなければならない。
　【０００３】
　このため、従来から要望に応じた高品質の鋼材が開発されている。
　例えば、特開昭６０−２０４８６５号公報には、Ｍｎ含有量を０．３％未満に規制して鉛パテンティング後の過冷組織の発生を抑え、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ等の元素量を規制することによって、撚り線時の断線が少なくした高強度および高靱延性の極細線およびスチールコード用高炭素鋼線材が開示されており、また、特開昭６３−２４０４６号公報には、Ｓｉ含有量を１．００％以上とすることによって鉛パテンティング材の引張強さを高くして伸線加工率を小さくした高靱性高延性極細線用線材が開示されている。
　【０００４】
　また一方で、これらの特性に悪影響を与えるものの一つとして硬質の酸化物系非金属介在物がある。一般的に酸化物系介在物の中でもＡｌ２Ｏ３，ＳｉＯ２，ＣａＯ，ＴｉＯ２，ＭｇＯ等の単組成の介在物は硬度も高く非延性である。従って伸線性に優れた高炭素鋼線材製造のためには、溶鋼の清浄性を高めるとともに、酸化物系介在物を低沸点化し軟質化する必要がある。この鋼の清浄度を上げ、非延性介在物の軟質化を図る方法として、特公昭５７−２２９６９号公報に示される伸線性の良好な高炭素鋼線材用鋼の製造法及び特開昭５５−２４９６１号公報に示される極細線の製造方法が示されているが、これらの技術の基本思想は、Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２−ＭｎＯの三元系の酸化物系非金属介在物の組成制御によるものである。
　【０００５】
　一方、特開昭５０−７１５０７号公報では、非金属介在物をＡｌ２Ｏ３，ＳｉＯ２，ＭｎＯの三元状態図におけるスペーサータイト領域にすることによって製品の伸線性を改善することが提案され、また、特開昭５０−８１９０７号公報では溶鋼中に添加するＡｌ量を規制することによって有害な介在物を減少せしめて、伸線性を改善する方法が開示されている。
　【０００６】
　また、特公昭５７−３５２４３号公報においては、非延性介在物指数２０以下のスチールコード製造に関し、Ａｌ完全規制の下で取鍋溶鋼内にキャリアーガス（不活性ガス）と共にＣａＯ含有フラックスを吹込み、予備脱酸した後、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭの一種または二種以上を含む合金を吹込み介在物を軟質化する方法が提案されている。
　【０００７】
　しかしながら、ナイロン、ポリエステルが主に使用されていた０．０２〜０，１５ｍｍφの高強度超極細線の分野においても、高剛性、高疲労寿命の極細鋼線の開発が望まれている。
　【０００８】
　　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は、従来、達成し得なかった高強度、高延性、高疲労寿命の超極細線を提供することを目的とする。
　【０００９】
　　【課題を解決するための手段】
　本発明は前記課題を解決するためになされたもので、その要旨は、
　（１）重量％で
　Ｃ：０．９〜１．１０％
　Ｓｉ：０．４％以下
　Ｍｎ：０．５％以下
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ａｌ：０．００３％以下
に加えて以下の元素のいづれかあるいは両方を添加し
　Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
　Ｎｉ：０．１０〜１．００％
残部鉄及び不可避的不純物からよりなる鋼で、鋳片の介在物組成がＭｎＯ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３の四元系で見た場合に、図１のイ、ロ、ハ、ニ、ホ、ヘ、ト、チ、リ、ヌで囲まれる領域１となる介在物が８０％以上で、
　ブラスめっき、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきのいづれかを施し、引張強さが、４０００ＭＰａ以上、（−１４５０×ｌｏｇＤ＋３４００）ＭＰａ以下で、円相当直径が０．０２〜０．１５ｍｍφであることを特徴とする伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線。
　【００１０】
　但し、
　Ｄ：円相当直径（ｍｍ）
　（２）鋼成分が重量％で、更に、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％を含む（１）記載の伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線。
　（３）重量％で
　Ｃ：０．９〜１．１０％
　Ｓｉ：０．４％以下
　Ｍｎ：０．５％以下
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｓ：０．０２０％以下
　Ａｌ：０．００３％以下
に加えて以下の元素のいづれかあるいは両方を添加し
　Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
　Ｎｉ：０．１０〜１．００％
残部鉄及び不可避的不純物からよりなる鋼で、鋳片の介在物組成がＭｎＯ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３の四元系で見た場合に、図１のイ、ロ、ハ、ニ、ホ、ヘ、ト、チ、リ、ヌで囲まれる領域１となる介在物が８０％以上に調整したビレットを、熱間圧延によって４．０〜７．０ｍｍφの線材とし、調整冷却により、パーライト組織化し、中間パテンティングを加えながら伸線加工により、０．３から１．２ｍｍφのワイヤとし、８５０℃以上１０００℃以下の温度範囲に加熱した後、５５０〜６００℃の温度範囲で最終パテンティング処理を行うことにより引張強さを｛（５３０＋９８０×Ｃｗｔ％）±５０｝ＭＰａに調整し、ブラスめっき、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきのいづれかを施し、真歪で（−１．２３×ｌｏｇＤ＋３．００）以上、（−１．２３×ｌｏｇＤ＋４．００）以下の加工を行い
　円相当直径が０．０２〜０．１５ｍｍφのワイヤとすることを特徴とする伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線の製造方法。
　【００１１】
　但し、
　Ｄ：円相当直径（ｍｍ）
　（４）出発鋼成分が重量％で、更に、Ｃｕ：０．１０〜０．８０％を含む鋼である。（３）記載の伸線加工性および疲労強度の優れた超極細鋼線の製造方法。
　（５）伸線加工において、アプローチ角が１０°±２°である引き抜き用ダイスによって伸線加工する（３）または（４）記載の伸線加工性および疲労特性の優れた超極細鋼線の製造方法。
　【００１２】
　　【作用】
　以下本発明を詳細に説明する。
　先ず本発明の組成及び介在物限定理由に関して説明する。なお、以下に示す％は重量％である。
　本発明の鋼組成の限定理由は下記の通りである。
　【００１３】
　通常のパテンティング処理においては、Ｃが０．８％近傍の共析成分においても、旧オーステナイト粒界に沿って微量の初析フェライトが析出すること、また、この初析フェライトが伸線後の延性低下の原因となることを本発明者らは発見した。Ｃは経済的かつ有効な強化元素であるが、この初析フェライトの析出量低下にも有効な元素である。従って、引張強さ４０００ＭＰａ以上の極細線とし延性を高めるためにはＣは０．９％以上とすることが必要であるが、高すぎると延性が低下し伸線性が劣化するのでその上限は１．１０％とする。
　【００１４】
　Ｓｉは鋼の脱酸のために必要な元素であり、従ってその含有量があまりに少ないとき、脱酸効果が不十分になる。また、Ｓｉは熱処理後に形成されるパーライト中のフェライト相に固溶しパテンティング後の強度を上げるが、反面フェライトの延性を低下させ伸線後の極細線の延性を低下させるため０．４％以下とする。
　【００１５】
　Ｍｎは鋼の焼き入れ性を確保するために小量のＭｎを添加することが望ましい。しかし、多量のＭｎの添加は偏析を引き起こしパテンティングの際にベイナイト、マルチンサイトという過冷組織が発生しその後の伸線性を害するため０．５％以下とする。
　本発明のような過共析鋼の場合、パテンティング後の組織においてセメンタイトのネットワークが発生しやすくセメンタイトの厚みのあるものが析出しやすい。この鋼において高強度高延性を実現するためには、パーライトを微細にし、かつ先に述べたようなセメンタイトネットワークや厚いセメンタイトを無くす必要がある。Ｃｒはこのようなセメンタイトの異常部の出現を抑制しさらに、パーライトを微細にする効果を持っている。しかし、多量の添加は熱処理後のフェライト中の転移密度を上昇させるため、引き抜き加工後の極細線の延性を著しく害することになる。従って、Ｃｒの添加量はその効果が期待できる０．１０％以上としフェライト中の転移密度を増加させ延性を害することの無い０．３０％以下とする。
　【００１６】
　ＮｉもＣｒと同じ効果があるため、必要によりその効果を発揮する０．１％以上添加する。Ｎｉも添加量が多くなり過ぎるとフェライト相の延性を低下させるので上限を１．０％とする。
　Ｃｕは線材の腐食疲労特性を向上させる元素であるので、ワイヤー被覆ゴムの種類等によっては必要によりその効果を発揮する０．１％以上添加することが望ましい。Ｃｕも添加量が多くなり過ぎるとフェライト相の延性を低下させるので上限を０．８％とする。
　【００１７】
　従来の極細鋼線と同様に、延性を確保するためＳの含有量を０．０２５％以下とし、ＰもＳと同様に線材の延性を害するので含有量を０．０２５％以下とするのが望ましい。
　極細線の延性を低下させる原因としてＡｌ２Ｏ３，Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ等のＡｌ２Ｏ３を主成分とする非延性介在物の存在がある。従って、本発明においては非延性介在物による延性低下を避けるために、鋼中のＡｌ含有量を０．００３％以下にする必要がある。
　【００１８】
　次に、本発明の介在物組成の限定理由に関して説明する。
　鋼線中の非金属介在物は、介在物融点が低い方が加工時の介在物の伸びが大きく線材圧延加工時の断線防止に有効である。しかし、特公昭５７−２２９６９号公報、特開昭５５−２４９６１号公報に示されるＡｌ２Ｏ３，ＳｉＯ２，ＭｎＯの三元状態図におけるスペーサータイト領域にする方法では、硬質の介在物の出現が避けられず、伸線加工性、疲労特性の優れた超極細鋼線を得る事が出来なかった。
　【００１９】
　そこで、本発明者らが研究を進めた結果、本発明の鋳片で見られる介在物は主としてＭｎＯ，ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３からなり、鋳片からビレットに分塊圧延する際、主に介在物の変形が進行することがわかった。図２に示すように、鋳片の介在物組成を、ＭｎＯ＋ＣａＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３四元系で見た融点１５００℃以下の組成にすると、鋳片からビレットに分塊圧延後、伸びた介在物の割合が急増する。これにより伸線加工後の介在物組成も低融点組成となり、０．１５ｍｍφ以下の超極細線の伸線の際に断線をおこすことなく伸線加工を行う事が可能となる。
　【００２０】
　また図３に、横軸に領域１の介在物の割合をとって、縦軸にハンター疲労試験での疲労強度σＦａｔｉｑｕｅをワイヤの引張強さσＴ．Ｓ．で割って規格化した値とワイヤを２ｔ製造する際の断線回数を取った値を示す。この部に示されるように、介在物組成が図１の領域１に８０％以上存在する場合には伸線加工性が向上し、疲労強度が高くなる。ここでの断線回数は０．８ｍｍから０．０６２μｍまで２０ｋｇ伸線加工した時の断線回数を示した。
　【００２１】
　従って、図１の領域１には計数される介在物の８０％以上が存在する必要がある。
　
上記領域１は、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系の状態図における液相線１５００℃をベースとするものである。この理由は、本発明のスチールコードを製造するに際しては、鋳片中に、ＣａＯ−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３を主成分とし、この主成分に、ＭｎＯが、第４成分として不可避的に加わる４元系の介在物が形成されて、その量は、製造工程における条件等により所定の範囲内で変動するものの、所定量のＭｎＯが加わり、（ＭｎＯ＋ＣａＯ）−ＳｉＯ２−Ａｌ２Ｏ３系として把握される介在物の液相線温度は、すべて１５００℃より低下する側に移動することを確認したからである。
　以下、製造方法の限定理由について述べる。
　先の鋼組成と含有する介在物が前記範囲内にある鋼を熱間圧延により、４．０ｍｍφ以上７．０ｍｍφ以下の線材とする。この時の線径は円相当直径で、実際の断面形状は、円、楕円、三角などの多角形のいづれでも良い。４．０ｍｍφ未満の線径とする場合には生産性が著しく低下する。また、７．０ｍｍφを越えた場合には、調整冷却において充分な冷却速度が得られないため、７．０ｍｍφ以下とする。
　【００２２】
　また線材圧延後の調整冷却において、初析セメンタイトが出現すると伸線性が著しく低下するため、熱間圧延後の調整冷却の際の線材中心部の冷却速度をｖとすると
　　ｌｏｇｖ≧０．２０６６×Ｃｗｔ．％＋０．０９９７６
を満足する冷却速度で冷却することで、実質、パーライト組織とする必要がある。
　【００２３】
　これらの熱間圧延線材を伸線加工により線径を０．３から１．２ｍｍφのワイヤとする。線径を０，３ｍｍφ未満にするとパテンティング処理の際の張力制御が困難となり、線径の安定したワイヤを得ることができない。
　また、１．２ｍｍφ超のワイヤとすると最終製品線径を０．１５ｍｍφ以下とする場合に良好な結果を得ることができないので最終パテンティング処理前の線径を１．２ｍｍφ以下とする。この時、伸線加工は引き抜き加工でもローラーダイスのどちらを用いても良い。
　【００２４】
　パテンティング処理により、引張強さが（５３０＋９８０×Ｃｗｔ．％）ＭＰａに調整されたとき、真歪みで４．０以上の加工における強度延性バランスが最も優れている。　｛（５３０＋９８０×Ｃｗｔ．％）−５０｝ＭＰａ
未満
超
　【００２５】
　最終パテンティング処理条件における加熱温度は、８５０℃未満であるとセメンタイトを短時間で全て固溶させる事が困難であり、１０００℃超ではパテンティング処理中のワイヤ張力のコントロールが極めて難しくなり、ワイヤ径がばらついてしまう。恒温変態温度は、５５０℃未満であるとベイナイト組織が出現し、伸線後のワイヤ延性が低下し、逆に６００℃超であるとパーライト組織のラメラ間隔が粗くなるため、パテンティング後の強度及び伸線加工後の強度を充分得ることが出来ない。
　【００２６】
　これらのワイヤは、乾式伸線、湿式伸線のいづれかあるいは組み合わせで製造されているが、伸線の過程においてダイスの磨耗を出来るだけ起こしにくくするため表面にめっきを施すことが望ましい。これらのめっきはブラスメッキ、Ｃｕめっき、Ｎｉめっきなどが経済的に望ましいがこれ以外のめっきでも良い。
　湿式伸線加工において真歪みで（−１．２３×ｌｏｇＤ＋４．００）
超
（−１．２３×ｌｏｇＤ＋３．００）
未満
　【００２７】
　以上の製造工程において使用する引き抜きダイスに、アプローチ角が１０°±２°である引き抜き用ダイスを使用することで、従来の１４°±２°のダイスに比べ、内部に圧縮残留応力を働かせて伸線加工をすることが可能となり、いっそう優れた超極細線を製造することが可能となる。
　この製造工程により円相当直径が０．０２〜０．１５ｍｍφのワイヤを製造することで、疲労寿命の高い素線を製造することができる。また、このようにして製造された素線は、優れた延性を具備するため、撚り線においても疲労特性の優れたコードを製造することが可能となる。
　【００２８】
　　【実施例】
　以下に実施例に基づいて本発明の効果を記す。
　転炉出鋼後、二次精練処理を行い表１に示した溶鋼組成に成分調整した後に、連続鋳造法により鋳造を行い、３００×５００ｍｍの鋳片を製造した。
　【００２９】
　【００３０】
　さらにこの鋳片を分塊圧延してビレットを製造し、５．５ｍｍφの熱間圧延した後に調整冷却を行い５．５ｍｍφの線材を製造した。調整冷却はスチルモア冷却にて行った。
　この５．５ｍｍφの線材を伸線加工と中間パテンティング処理により１．２〜２．０ｍｍφのワイヤとした（表２および表３）。
　【００３１】
　【表２】
　【００３２】
　【表３】
　【００３３】
　この後、９００℃に加熱し、５５０〜６００℃の温度範囲で最終パテンティング処理を行うことで組織と引張強さを調整し、ブラスめっきを行ってから最終湿式伸線を行った。それぞれの鋼線の製造における、パテンティング処理時のワイヤ径、パテンティング処理後の引張強さ、伸線加工後の最終ワイヤ径は表２および表３に示される通りである。
　【００３４】
　これらのワイヤ特性を引張試験、捻回試験、疲労試験により評価した。
　【００３５】
　【表４】
　【００３６】
　表４中の疲労特性は、ハンター疲労試験において疲労強度を測定し、疲労強度が引張強さの０．３３以上の場合を◎、０．３以上の場合を○として表し、０．３未満の場合を×で表した。また、疲労強度はハンター疲労試験を用いて測定し、疲労強度として１０６以下の繰り返しで破壊しない強度を疲労強度とした。
　表中の鋼１〜５と８〜１２は本発明鋼であり、鋼１３〜１７は比較鋼である。
　【００３７】
　比較鋼１３は鋼組成が本発明範囲外で製造方法は同じ場合である。
　比較鋼１４は鋼組成が本発明範囲で、鋳片中の介在物的中率が本発明より低く、これ以外のワイヤの製造方法は本発明方法と同じ場合である。
　比較鋼１５は鋼組成と介在物組成が同じで熱間圧延後の調整冷却において初析セメンタイトの出現した場合である。
　【００３８】
　比較鋼１６は鋼組成および介在物組成が本発明と同じで、最終パテンティング材の引張り強さが特許請求の範囲から高くなった場合である。
　比較鋼１７は鋼組成および介在物組成が本発明と同じで、最終パテンティング処理後の伸線減面率が本発明より大きい場合である。
　表２および表３より、本発明鋼を用いて製造したワイヤの場合にはいずれも４０００ＭＰａ以上の強度と優れた伸線加工性および疲労寿命を持ち合わせることが分かる。この中で、本発明鋼１１と１２はダイスアプローチ角による効果を比較した場合であるが、アプローチ角が１０°の本発明鋼１２の方がより引張強さが高く、優れた疲労強度を示している。
　【００３９】
　一方、比較鋼１３においては鋼成分が本発明鋼と異なるため４０００ＭＰａ以上の強度が得られていない。
　比較鋼１４においては、４０００ＭＰａ以上の強度が得られているが鋳片中の介在物組成が本発明鋼と異なるため、断線回数が多く疲労特性において良好な結果が得られていない。
　【００４０】
　比較鋼１５においては、熱間圧延後に初析セメンタイトが出現したため、最終ワイヤまでの製造が出来なかった。
　比較鋼１６においては、最終パテンティング処理における引張強さが高すぎるため、最終ワイヤでの疲労特性が劣化して良好な結果が得られていない。
　比較鋼１７に於いては、最終湿式伸線の際の減面率が高すぎるため、最終ワイヤでの疲労特性が劣化して良好な結果が得られていない。
　【００４１】
　　【発明の効果】
　本発明の高強度高延性鋼線及び高強度高延性極細線製造用鋳片及び線材を用いて直径０．０２ｍｍ以上、０．１５ｍｍφ以下の極細鋼線を製造した場合、疲労寿命の優れた超極細鋼線を製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
　　【図１】
　本発明の適性介在物組成を示す図である。
　　【図２】
　鋼中介在物融点とビレットでの非延性介在物量との関係を示す図である。
　　【図３】
　介在物適性割合と伸線加工性および疲労特性との関係である。