【事件の表示】
　特許第２６９３２７４号「優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法」の請求項１〜６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２６９３２７４号の請求項１〜５に係る特許を維持する。
【理　由】
　本件特許第２６９３２７４号の請求項１〜６に係る発明についての出願は、平成６年８月２４日になされ、平成９年９月５日に、その発明について特許の設定登録がなされ、その後、その特許について特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内である平成１１年６月２２日に訂正請求がなされ、さらに、手続補正指令書（方式）に対して平成１２年２月２４日に手続補正書（訂正請求書）が提出されたものである。
２．訂正の要旨
(1)明細書第４頁第１２行の「容積％」を「容積％未満」に訂正する。
(2)明細書第７頁５〜７行の「[{Cr％+・・・]×161-161」を、「[((Cr％+Mo％+1.5Si％+0.5Nb％+18)／(Ni％+0.52Cu％+30C％+30N％+0.5Mn％+360)）+0.262]×161-161」に訂正する。
(3)明細書第９頁、表１の欄外の注釈末行の「+36)）」を「+360)）」に訂正する。
(4)特許請求の範囲の訂正前の請求項５に記載された事項を請求項４に付加し、訂正前の請求項５を削除する。
(5)特許請求の範囲の訂正前の請求項６を、請求項５とする。
(6)請求項１の「ASTM粒子番号」を、「ASTM粒径番号」に訂正する。
(7)請求項２及び請求項３の引用する「請求の範囲第１項」を「請求項１」に訂正し、請求項５の引用する「請求の範囲第４項」を請求項４に訂正する。
３．訂正の適否についての判断
3-1.訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　(1)の訂正は、特許請求の範囲等の「容積％未満」の記載からみて、明細書第４頁12行の「容積％」は、「容積％未満」の明らかな誤記であると認められるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第２号の誤記の訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、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)の訂正は、訂正前の明細書第７頁５〜７行のδフェライト量（容量）を算出するための式が小閉じ括弧を欠き、このままでは意味をなさない式を、表１の欄外の注のこの式の記載に基づき正しく構成するための小閉じ括弧の加入であるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第２号の誤記の訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、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。
　(3)の訂正は、明細書第７頁５〜７行のδフェライト量（容積％）を算出するための式からみて、数値36は360の明らかな誤記であるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第２号の誤記の訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、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。
　(4)の訂正は、訂正前の請求項５に記載された事項を請求項４に付加し、訂正前の請求項５を削除するものであるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第１号の特許請求の範囲の減縮に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、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。
　(5)の訂正は、(4)の訂正に基づく請求項５の欠除により訂正前の請求項６を請求項５に繰り上げる訂正であるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第３号の明りょうでない記載の釈明に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、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。
　(6)の訂正は、訂正前の請求項５等の記載からみて、「ASTM粒子番号」は、「ASTM粒径番号」の明らかな誤記であると認められるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第２号の誤記の訂正に該当し、願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内のものであり、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。
　(7)の訂正は、引用する「請求の範囲第１項」、「請求の範囲第４項」を、それぞれ「請求項１」、「請求項４」と形式を統一し、明りょうにするものであるから、特許法第１２０条の４第２項ただし書第３号の明りょうでない記載の釈明に該当する。
3-2.独立特許要件
（本件発明）
　訂正明細書に記載された請求項１〜５に係る発明（以下、「本件請求項１〜５に係る発明」という。）は、その特許請求の範囲の請求項１〜５に記載された次のとおりのものと認める。
　「【請求項１】重量百分率で、Ｃ　0.07％未満、Si　1.0％未満、Mn　2.0％未満、Cr　16〜18％、Ni　6.0〜8.0％、Al　0.005％未満、Ｐ　0.05％未満、Ｓ 0.005％未満、Ti 0.03％未満、Ｂ 0.003％未満、Cu　3.0％未満、Mo　0.3％未満、Nb　0.1％未満、Ｎ　0.045％未満、および残部としてのFeおよび不可避不純物から成り、優れたプレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼において、
　オーステナイト相安定化温度〔Md30(℃)〕がマイナス(-)10℃〜プラス(+)15℃の範囲にあり、かつδフェライト量が9.0容積％未満であり、その場合、前記安定化温度が「Md30(℃)＝551-462(C％+N％)-9.2(Si％)-8.1(Mn％)-29(Ni％+Cu％)-13.8(Cr％)-18.5(Mo％)-68(Nb％)-1.42（ASTM粒径番号-8.0)」によって定義されるオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】粒径がASTM　No.6.5〜10.0の範囲内にある請求項１に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】粒径がASTM　No.8.0〜9.0の範囲内にある請求項１に記載されたオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】優れたプレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼を製造する方法において、
　重量百分率で、Ｃ　0.07％未満、Si　1.0％未満、Mn　2.0％未満、Cr　16〜18％、Ni　6.0〜8.0％、Al　0.005％未満、Ｐ　0.05％未満、Ｓ　0.005％未満、Ti　0.03％未満、Ｂ　0.003％未満、Cu　3.0％未満、Mo　0.3％未満、Nb　0.1％未満、Ｎ　0.045％未満、および残部としてのFeおよび不可避不純物から成る鋼スラブを用意する段階、
　熱間圧延を行うため、前記鋼スラブを1250〜1270℃に加熱する段階、
　温度1100〜1180℃で焼鈍を行う段階、
　酸洗浄を行う段階、
　冷間圧延を行う段階、
　冷間圧延された板の粒径をASTM　No.6.5〜10.0の範囲内には入らせるため、焼鈍を行う段階、および
　酸洗いを行い、かつスキン・パスを行う段階を含み、
　オーステナイト相安定化温度〔Md30(℃)〕がマイナス(-)10℃〜プラス(+)15℃の範囲にあり、δフェライトが9.0容積％未満であり、前記オーステナイト相安定化温度が「Md30(℃)＝551-462(C％+N％)-9.2Si％-8.1Mn％-29(Ni％+Cu％)-13.8Cr％-18.5Mo％-68Nb％-1.42（ASTM粒径番号-8.0)」によって定義されるオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項５】前記冷間圧延された板の粒径がASTM　No.8.0〜9.0の範囲内に入るべき方法で、冷間圧延された板の焼鈍が行われる請求項４に記載された方法。」
（取消理由の概要）
　訂正前の本件請求項１に係る発明は、刊行物１及び刊行物２に記載された発明に基づいて、同請求項２及び請求項３に係る発明は、刊行物１〜刊行物３に記載された発明に基づいて、同請求項４に係る発明は、刊行物１、刊行物２及び刊行物４に記載された発明に基づいて、同請求項５に係る発明は、刊行物１及び刊行物２に記載された発明に基づいて、同請求項６に係る発明は、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて、それぞれ当業者が容易に発明をすることができたものと認められるから、訂正前の本件請求項１〜６に係る発明の特許は、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、取り消されるべきである、というものである。
　なお、前記訂正請求で、本件請求項４に係る発明には、訂正前の請求項５に記載された事項が付加され、同請求項５に係る発明は削除され、同請求項６に係る発明は本件請求項５に係る発明として繰り上げられた。
（刊行物に記載された発明）
　取消理由に引用された刊行物１（特公平４−４８８６５公報）には、
　「１．Ｃ：0.001〜0.20wt％（以下、単に％で示す）、Si：0.10〜5.0％、Mn：0.1〜11.0％、Ｐ：0.050％以下、Ｓ：0.020％以下、Cr：11.0〜30.0％、Ni：2.0〜30％、Ｎ：0.001〜0.160％、Ｏ：0.015％以下を含有し、さらにMo：5.0％以下、Cu：3.0％以下、Nb：1.0％以下およびSn：0.10％以下の１種類または２種類以上と、Ti：0.05％以下、Zr：0.10％以下、Ca：0.006％以下およびＢ：0.05％以下の１種類または２種類以上を含み、かつ、sol Alを0.001〜0.005％含有し、残部がFeおよび不可避不純物よりなる熱間圧延で表面割れの少ないステンレス合金鋼。」（特許請求の範囲第１項）
が記載され、また、
　「本発明は、上述した熱間圧延時に、鋼中の硫黄や酸素を無害化して割れによる表面疵の発生を防止し得るステンレス合金鋼を提供しようとするものである。」（第２頁第４欄９〜１２行）
　「本発明によれば、優れた耐食性を有し、しかも熱間圧延時に発生する割れによる表面欠陥を大幅に減少させることができる。」（第２頁第４欄２９〜３１行）
　「Tiは、熱延時の表面割れ防止元素として選択添加され、安定の硫化物を形成すると同時に微細化によって、熱延時の表面割れを防止する作用があるが、しかし多量に添加するとチタンストリンガー疵の原因にもなるため、用途により少量選択添加するべきで、効果の飽和点0.05％をもって上限とする。」（第３頁第５欄３０〜３６行）
　「Ｂは、熱延時の表面割れ防止元素として選択添加されるが、0.05％を超えると耐粒界腐食性著しく低下させるので0.05％以下で選択添加する。」（第３頁第６欄４〜６行）
　「sol Al添加の効果をSUS304を例にとってグリーブルテストした結果を第２図に示す。・・・このテスト結果からも明らかなように本発明鋼の高温における変形能は非常に良好であることがわかる。これは、高温加熱時の内部酸化、特に旧γ粒界での酸化が抑制されているためであると推定される。」（第３頁第６欄３１〜４０行）
　「本発明鋼によれば、従来熱延コイルで発見された疵をグラインダーで研磨除去するための工程追加によるコストアップを押えることが可能になった。さらに、冷延コイルでも疵発生による歩留まり低下が大幅に低減された。」（第６頁第１２欄最下行〜第７頁第１３欄４行）
とそれぞれ記載されている。
　同じく引用された刊行物２（「川崎製鉄技報」Vol.9，No.3・４，1977，p.33〜46）には、「極深絞り用オーステナイト系ステンレス鋼R304UDの開発」と題し、
　「とくに近年、深型シンクやバスタブを支障なく成形するために深絞り性および張出し性がともに優れ、かつ十分な耐食性と耐置割れ性を具備した新しいオーステナイト系ステンレス鋼が望まれるようになってきた。このような要求を満たすために筆者らは種々の実験と検討を重ねた結果、極深絞り用オーステナイト系ステンレス鋼R 304UDを開発した。以下にその開発の経過、そして材質特性、成形性および形状凍結性、さらに実験の深型シンクのプレス成形実験結果などについて述べる。」（第34頁左欄８〜１８行）
　「10kg鋼塊は厚さ20mmのシートバーを経て厚さ1.3mmの熱延板とし、熱処理後圧延率46％で厚さ0.7mmの冷延板にした。その後1080℃で2min保持空冷の仕上げ焼鈍を行った。
　一方、5t鋼塊は現場工程を通し、まず分塊圧延により厚さ200mmのスラブにしたあと熱間圧延により厚さ4mmの熱延コイルを作製した。ついで中間圧延で1.75mm、仕上げ圧延で0.7mm（圧延率60％）の冷延コイルとし、その後R 304UDの場合1050℃に保持された連続焼鈍炉中を11.7m/minの通板速度で、SUS 304の場合1120℃の炉中で仕上げ焼鈍した。
　得られた供試材はすべてオーステナイト単相であり、結晶粒度はいずれもASTM No.で6.5〜8.0であった。」（第34頁左欄26〜31行）
　「3・1 δフェライト量
　SUS 304クラスのオーステナイト鋼の熱間加工性は造塊・圧延工程で生成するδフェライト量δf(vol％)に主として依存する。成分から凝固時のδfを推定するのに・・・Schaeffler-Delong-Ostramの式・・・の妥当性と熱間加工性の良否を種々の組成の１０kg小型鋼塊について調べた。・・・これらの試料を分塊圧延したところ、δfの実測値が８％以下であれば熱間加工性に問題のないことがわかった。この値を越すと２回焼きなどの処置を施さないと耳割れを生ずる恐れがある。」（第35頁左欄20〜末行）
　「3・2 オーステナイト安定度
　オーステナイト系ステンレス鋼の機械的性質がオーステナイト安定度に強く依存していることはよく知られている。絞りと張出しの複合成形性についても同様の影響が考えられる。前述の結果から、δfの計算値が８％以下でオーステナイト安定度が異なる成分の１０kg鋼塊を溶製し材料特性を調べた。オーステナイト安定度指標としてはAngelが提案し筆者らが結晶粒度の影響もとりいれて修正した次式のMd30(℃)を用いた。
　Md30(℃)＝551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn
　　　　　-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo-68Nb
　　　　　-1.42（ASTM　G.S.N-8.0)・・・(2)
　エリクセン値（Er）およびコニカルカップ値（CCV）と(2)式によるMd30計算値の関係をFig.２に示す。約-40℃から約+40℃の範囲内のMd30の変化によってEr、CCVとも明白な極値を示し、良好な成形性を示す最適オーステナイト安定度が存在することがわかる。そして注目されることはCu添加鋼のほうがCu不添加鋼よりもErが高くCCVが小さいことである。（・・・）。
　以上の事実を基にして種々検討した結果、極深絞り用鋼R 304UDは、成分組成、δf、Md30および結晶粒度がTable １の範囲にあるCu添加オーステナイト系ステンレス鋼として開発された。」（第35頁右欄１〜末行）
とそれぞれ記載され、
　Fig.２には、化学組成がＣ：0.04〜0.15，Ｎ：0.015〜0.035，Si：0.5〜1.5，Mn：0.5〜2.0，Ni：6.0〜9.0，Cr：13〜19，Cu：0〜3，Mo：0〜1.0のオーステナイト系ステンレス鋼は、Md30(℃)が-15℃〜+15℃の範囲で　Erが大きく、CCVが小さいことが読みとれ、
　Table １には、R 304UDステンレススチールについて、その化学組成が、Ｃ≦0.15，Ｎ：Not determined，Si≦2.0，Mn≦3.0，Ｐ≦0.04，Ｓ≦0.03，Ni：6.0〜8.0，Cr：13.0〜15.0，Cu：1.0〜3.0，Mo≦1.0，Nb,TiorTa≦0.1であり、δf＜8％、Md30：-1５〜+15℃、ASTM　G.S.N:6.5〜7.5であることが示され、
　Table ２には、5t真空誘導炉中で溶解された典型的R 304UD及びSUS 304試料の化学組成及び他のデータが示されている。
　さらに、「4・2・2 成形性
　ErとCCVはR 304UDのほうが明らかに優れている。100mmψ平底円筒カップによる限界絞り比でもR 304UDはSUS 304より0.1〜0.2大きい。後述するように、しわ押え力を変化させたり荷重絞り試験法で調べた場合も限界絞り比は両鋼種で大きな差を示している。」（第38頁左欄12〜18行）
　「リストライク成形まで可能だったR 304UD成形品は、室温に１箇月保持後も置割れをまったく生じなかった。」（第44頁左欄５〜７行）
　「極深絞り用オーステナイト系ステンレス鋼R 304UDの開発経過、材質特性、基礎的プレス成形実験結果および実際の生産現場における深型シンクのプレス実験結果などについて論述した。
(1)化学組成から求められるオーステナイト安定度とErもしくはCCVとの関係を調べた結果、成形性に最適なオーステナイト安定度が存在することがわかった。そしてCu添加鋼は添加しないものに比べてこの最適安定度はあまり違わないが、そのときの成形性は格段に優れていることが認められた。(2)(1)の事実と熱間加工性および結晶粒度の影響などを考慮した結果、Cu添加鋼でもっとも優れた極深絞り性を示す成分バランスをもつR 304UDが開発された。
(3)R 304UDはSUS 304に比べて軟質で硬度は低いが抗張力は高く、したがって加工硬化指数が大きい。ErおよびCCVともに優れた値を示す。そして耐置き割れ性はSUS 304より若干劣るが、耐食・耐しゅう性はSUS 304と変わらない。」（第45頁右欄24行〜第46頁左欄２行）
とそれぞれ記載されている。
　同じく引用された刊行物３（特開昭５２−９６９１７号公報）には、
　「１．重量百分率でＣ：0.17％以下、Si:0.3〜2.0％、Mn:0.5〜3.0％、Ni：5.0〜10.0％、Cr：13.0〜20.0％、Ｎ：0.025％以下を次式
　Md30(℃)＝551-462(C％+N％)−9.2Si％−8.1Mn％
　　　　　−29Ni％−13.7Cr％
　　　　（式中各元素の％は重量百分率）
で与えられるオーステナイト安定度指標10〜40℃の範囲で含み、かつSn：0.02〜0.5％を含有するほか不可避に混入する元素を除き残部実質的にFeの組成よりなり、ASTM NO.6.0〜8.5で示される結晶粒度を有することを特徴とする成形性が優れ、耐食性、耐時期割れ性の良好なオーステナイト系ステンレス鋼。」（特許請求の範囲第１項）
　「表１には、Sn含有量を0.21％とした場合におけるASTM No.であらわした結晶粒度の影響を試料ｇ〜ｈについて示したように、結晶粒度が6.0未満の5.0の場合試料ｇのごとく加工性、耐食性、耐時期割れ性は良好であっても、成形試験で明瞭な肌あれを生じたが、結晶粒度6.0〜8.5の範囲では、試料ｈ〜ｊにより、それぞれ6.2，7.0，8.5の各場合ともかような問題を伴わず、表に示したようなすぐれた性能がもたらされる反面結晶粒度番号が8.5をこえると試料ｋで結晶粒度番号9.1の例に示すごとく加工性の劣化を生じることがわかった。
　かような解明の結果に従ってASTM結晶粒度番号を6.0〜8.5の範囲に限定した。」（第４頁左上欄12行〜右上欄５行）
と記載されている。
　同じく引用された刊行物４（「ステンレス鋼便覧」昭和48年8月30日、日刊工業新聞社、第612〜629頁）には、「鋼材の製造」と題し、
　各種鋼材の製造条件等が記載され、
　表2.1には、オーステナイト304系ステンレス鋼の適正加熱温度は1,150〜1,260℃であることが示され、
　表2.6には、オーステナイト304系ステンレス鋼の適正焼なまし温度は1,010〜1,120℃であることが示され、
　表2.5には、ステンレス鋼板の基本的製造ルーティング（冷延プロセス）が示され、オーステナイト系の場合は、熱延鋼帯→コイル準備→連続焼なまし酸洗→冷間圧延→連続焼なまし酸洗→調質圧延（２Ｂ仕上げ）→・・・であることが示されている。
（対比・判断）
　本件請求項１に係る発明と刊行物１に記載された発明とを対比すると、両者は、熱間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼であって、刊行物１に記載された発明において、Ti，Ｂ，Cu，Mo，Nbの各成分を選択した場合には、両者は、その化学組成において格別差異はなく、微量のTi及びＢの添加目的が主として熱間加工性の向上である点、微量のAlの添加目的が高温酸化抵抗の向上である点においても一致するが、本件請求項１に係る発明は、上記化学組成の限定に加えて、熱間加工性、高温酸化抵抗の向上のみでなく、優れたプレス成形性、時期割れ抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼であり、「オーステナイト相安定化温度〔Md30(℃)〕がマイナス(-)10℃〜プラス(+)15℃の範囲にあり、かつδフェライト量が9.0容積％未満であり、その場合、前記安定化温度が[Md30(℃)＝551-462(C％+N％)-9.2(Si％)-8.1(Mn％)-29(Ni％+Cu％)-13.8(Cr％)-18.5(Mo％)-68(Nb％)-1.42（ASTM粒径番号-8.0)]によって定義されるオーステナイト系ステンレス鋼」であるのに対し、刊行物１に記載された発明は、プレス成形性、時期割れ抵抗についての示唆はなく、オーステナイト相安定化温度〔Md30(℃)〕、δフェライト量についても限定のない点で相違する。
　この相違点について検討すると、刊行物２には、SUS　304クラスのオーステナイト鋼の熱間加工性は、δフェライト量に依存し、δフェライト量が８容積％以下であれば熱間加工性に問題のないこと、また、機械的性質がオーステナイト安定度に強く依存し、絞りと張出しの複合成形性についても同様の影響が考えられことが記載され、その指標としてのオーステナイト相安定化温度Md30(℃)の本件請求項１に係る発明と同様の算出方法も示されており、化学組成がＣ：0.04〜0.15，Ｎ：0.015〜0.035，Si：0.5〜1.5，Mn：0.5〜2.0，Ni：6.0〜9.0，Cr：13〜19，Cu：0〜3，Mo：0〜1.0のオーステナイト系ステンレス鋼は、Md30(℃)が-15℃〜+15℃の範囲で　Erが大きく、CCVが小さく、良好な成形性を示すことが読みとれ、耐置き割れ性（時期割れ抵抗）も優れていることが示されているものの、刊行物１には、オーステナイト系ステンレス鋼をプレス成形することについて全く示唆するところがないから、プレス成形性、時期割れ抵抗を向上させる目的で、刊行物２に記載された上記知見に基づいて「オーステナイト相安定化温度〔Md30(℃)〕がマイナス(-)10℃〜プラス(+)15℃の範囲にあり、かつδフェライト量が9.0容積％未満」であるようにすることを当業者が容易に想到し得たとは認められない。
　本件請求項２及び請求項３に係る発明は、本件請求項１に係る発明において結晶粒径を限定するものであるのに対して、刊行物３には、「成形性が優れ、耐食性、耐時期割れ性の良好なオーステナイト系ステンレス鋼」であって、結晶粒径が本件請求項２及び請求項３に係る発明と一致するものが記載されているが、本件請求項２及び請求項３に係る発明は、「オーステナイト相安定化温度〔Md30(℃)〕がマイナス(-)10℃〜プラス(+)15℃の範囲にあり、かつδフェライト量が9.0容積％未満」である点では本件請求項１に係る発明と共通するから、上記と同様の理由により、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はできない。
　本件請求項４に係る発明は、本件請求項１に係る発明のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の発明であるのに対して、刊行物４には、本件請求項４に係る発明と共通するオーステナイト系ステンレス鋼の製造工程及び製造条件が記載されているが、本件請求項４に係る発明は、その製造方法の対象であるオーステナイト系ステンレス鋼については本件請求項１に係る発明と共通するから、上記と同様の理由により、刊行物１、２及び４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はできない。
　本件請求項５に係る発明は、本件請求項４に係る発明において結晶粒径を限定するものであるから、本件請求項４に係る発明と同様の理由により、刊行物１〜４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はできない。
（まとめ）
　したがって、本件請求項１〜５に係る発明は、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。
3-3.訂正の適否についての結論
　よって、上記訂正請求は、特許法第１２０条の４第２項、同条第３項で準用する同法第１２６条第２項〜第４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
４．特許異議申立てについての判断
4-1.申立て理由の概要
　特許異議申立人は、甲第１号証〜甲第４号証（それぞれ前記刊行物１〜刊行物４に対応する）を提出して、訂正前の本件請求項１に係る発明は、甲第１号証及び甲第２号証に記載された発明に基づいて、同請求項２及び請求項３に係る発明は、甲第１号証〜甲第３号証に記載された発明に基づいて、同請求項４に係る発明は、甲第１号証，甲第２号証及び甲第４号証に記載された発明に基づいて、同請求項５に係る発明は、甲第１号証及び甲第２号証に記載された発明に基づいて、同請求項６に係る発明は、甲第１号証〜甲第３号証に記載された発明に基づいて、それぞれ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、訂正前の本件請求項１〜６に係る発明の特許は、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、取消されるべきである、と主張している。
4-2.当審の判断
　上記3-2で述べたとおり、本件請求項１に係る発明は、甲第１号証及び甲第２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はなく、本件請求項２及び請求項３に係る発明は、甲第１号証〜甲第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はなく、本件請求項４に係る発明（訂正前の請求項４に係る発明に訂正前の請求項５に記載された事項が付加された発明）は、甲第１号証、甲第２号証及び甲第４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はなく、本件請求項５に係る発明（訂正前の請求項６に係る発明）は、甲第１号証〜甲第４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はない。
4-3.むすび
　したがって、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件請求項１〜５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１〜５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５月１７日（２０００．５．１７）
【訂正の要旨】
（１）明細書第４頁第１２行の「容積％」を「容積％未満」に訂正する。
（２）明細書第７頁５〜７行の「［｛Ｃｒ％＋・・・］×１６１−１６１」を、「［（（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋１．５Ｓｉ％＋０．５Ｎｂ％＋１８）／（Ｎｉ％＋０．５２Ｃｕ％＋３０Ｃ％＋３０Ｎ％＋０．５Ｍｎ％＋３６０））＋０．２６２］×１６１−１６１」に訂正する。
（３）明細書第９頁、表１の欄外の注釈末行の「＋３６））」を「＋３６０））」に訂正する。
（４）特許請求の範囲の訂正前の請求項５に記載された事項を請求項４に付加し、訂正前の請求項５を削除する。
（５）特許請求の範囲の訂正前の請求項６を、請求項５とする。
（６）請求項１の「ＡＳＴＭ粒子番号」を、「ＡＳＴＭ粒径番号」に訂正する。
（７）請求項２及び請求項３の引用する「請求の範囲第１項」を「請求項１」に訂正し、請求項５の引用する「請求の範囲第４項」を請求項４に訂正する。
（５４）【発明の名称】
優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法
【発明の詳細な説明】
　　　　　　　　　　　　　　　発明の分野
　本発明は、優れたプレス成形性、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法に関するものである。
　　　　　　　　　　　　　　　発明の背景
　一般に、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ（ＳＴＳ）で表わされるオーステナイト鋼は、フェライト系ステンレス鋼と比較して、成形性、耐食性および溶接性の点で優れており、したがってオーステナイト系ステンレス鋼は、プレス成形の目的に広く用いられている。
　しかし、このオーステナイト系ステンレス鋼は多量の高価な元素Ｎｉを含んでおり、したがってその経費は極めて高い。
　それ故、Ｎｉ量を低減化した高成形性ステンレス鋼を製造する試みがなされている。
　この試みの一つが特公昭４３−８３４３号であり、その場合、Ｃ（炭素）０．１５％未満、Ｎｉ　５．５〜８．０％、Ｃｒ　１６〜１９％、Ｃｕ　０．５〜３．５％、およびＮ（窒素）０．０４〜０．１％が、提案されたステンレス鋼に含まれている。
　しかし、上記ステンレス鋼の場合には成分範囲が余りにも広く、成形性およびその他の諸性質が大きな偏差を示す。さらに、ＣおよびＮの量が多過ぎ、したがって時期割れ抵抗は不十分である。特に、Ｃｕの添加により熱間加工性が悪化する。
　さらに、特開昭５２−１１９４１４号および特開昭５４−１２８９１９号に別の提案が開示されており、その場合にはＣｕが添加され、Ｎｉの代りにＭｎの量が２％だけ高められている。この場合、Ｍｎ量が多過ぎ、その結果、高温酸化抵抗が低下し、したがって、スラブの熱間圧延中の高温酸化により表面きずが発生するおそれがある。さらに、光輝焼鈍シートを製造する場合、光輝焼鈍中に青色が発生する可能性がある。
　特公昭５９−３３６６３号にはさらに別の試みが見られ、その場合には、Ｃｕを含むステンレス鋼が、Ｎｂ、ＴｉおよびＴａから成る群から選定された成分の１％未満を含むようにされ、したがって結晶粒が微細となり、その結果ステンレス鋼の成形性が向上する。
　しかしこの場合、Ｃ量が多過ぎ、したがって時期割れ抵抗が低減化される。
　特開昭５４−１３８１１号にはさらに別の試みが見られ、その場合には、極めて低いレベルのＣおよびＮを含む鋼にＮｂ　０．００５〜１．０％が添加される。このように結晶粒が微細化されてオーステナイト相が強化され、伸長性が向上する。
　しかしこの場合には、極度に低いレベルのＣおよびＮの故に精製作業が生産性を低下させ、またオーステナイト当量が低く、δフェライト量が増大するという結果をもたらし、それにより熱間加工性が悪化する。
　特開昭１−９２３４２号および独国特許公告１３０２９７５号にはさらに別の試みが見られる。前者の場合にはＣｕを含む鋼が、ごく少量のＴｉおよびＢと、酸素５０ｐｐｍ未満と、Ｃａ　０．００６％未満とを含むようにされている。こうして介在物の生成が抑制され、それにより成形性が向上する。独国特許の場合、ＣｕおよびＢを含む鋼は、０．１５％未満だけの、Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒから成る群から選定された１または２元素を含むようにされる。こうして、耐食性、クリープ強度および成形性が向上する。しかし、これら２つの発明においてはＮｉ量が８％もの高さであり、高Ｎｉ量がこの鋼を不経済にしている。
　特公昭５５−８９５６８号にはさらに別の試みが開示されており、その場合には鋼が、Ｎｉ　６〜９％、Ｃｒ　１６〜１９％、Ｃｕ　３％未満およびＡｌ　０．５〜３．０％を含む、さらに、０．２〜１．０％だけの、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、ＺｒおよびＴａから成る群から選定された２元素を含み、それにより鋼の成形性を向上させている。しかしこの場合には、高Ａｌ量の故に介在物の酸化物材料の生成が極めて多くなり、線状のきず、スリーバなどの表面きずが熱間圧延コイル上に発生するという結果をもたらす。
発明の要約
　本発明者は、在来技術の欠点を克服するために研究および実験を行い、本発明を提案するに至った。
　したがって、本発明の目的は、高価なＮｉの代りに、オーステナイト（γ）安定化元素としてのＣｕ、フェライト形成元素としてのごく微量のＴｉおよび高温熱間加工性の向上のためのＢ（ほう素）が添加され、したがって最適Ｍｄ３０温度および最適δフェライト量を制御することができ、それにより、成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗が向上し、熱間圧延中の表面きずが減少し、またＮｉ量を低減化することにより製造経費が節減されるようにした、オーステナイト系ステンレス鋼ならびにその製造方法をもたらすことである。
　　　　　　　　　　　　　図面の簡単な説明
　本発明の上記目的およびその他の諸利点は、添付諸図面を引用して本発明の好適な実施例を詳細に説明することにより、一層明白となる。
　第１図は、変形温度の変動に対して断面積の減少を示すグラフである。
　第２図は、１２６０℃での加熱時間に対して（高温酸化による）重量ゲインの変動を示す。
　第３図は、Ｃｕ含有鋼におけるオーステナイト相安定化温度〔Ｍｄ３０、（℃）、０．３の真歪の作用の下で歪誘起マルテンサイト相（α′）の５０％が生成される温度〕の変動に対して限界絞り比（ＬＤＲ）を示すグラフである。
　第４図は、Ｃｕ含有鋼におけるオーステナイト相の安定化温度（Ｍｄ３０、℃）の変動に対してエリクセン値を示すグラフである。
　第５図は、Ｃｕ含有鋼におけるオーステナイト相の安定化温度（Ｍｄ３０、℃）の変動に対してコニカルカップ値（ＣＣＶ）の変動を示すグラフである。
　第６図は、焼鈍された冷間圧延板における粒径の変動に対して成形性の変動を示すグラフである。
　　　　　　　　　　　　　好適実施例の説明
　本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼には、重量百分率で、Ｃ（炭素）０．０７％未満、Ｓｉ　１．０％未満、Ｍｎ　２．０％未満、Ｃｒ　１６〜１８％、Ｎｉ　６．０〜８．０％、Ａｌ　０．００５％未満、Ｐ　０．０５％未満、Ｓ　０．００５％未満、Ｔｉ　０．０３％未満、Ｂ（ボロン）０．００３％未満、Ｃｕ　３．０％未満、Ｍｏ　０．３％未満、Ｎｂ　０．１％未満、Ｎ（窒素）０．０４５％未満、残部としてのＦｅ、およびその他の不可避不純物が含まれている。また本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼を製造する方法が得られ、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、プレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗の点で優れている。
　オーステナイト相に対する安定化温度〔Ｍｄ３０（℃）〕は、〔Ｍｄ３０（℃）＝５５１−４６２（Ｃ％十Ｎ％）−９．２（Ｓｉ％）−８．１（Ｍｎ％）−２９（Ｎｉ％十Ｃｕ％）−１３．８（Ｃｒ％）−１８．５（Ｍｏ％）−６８（Ｎｂ％）−１．４２（ＡＳＴＭ粒子番号−８．０）〕により定義される。なるべくなら、この安定化温度〔Ｍｄ３０（℃）〕がマイナス（−）１０℃〜プラス（＋）１５℃に制限されること、および鋼のスラブまたはインゴット中のδフェライト量が９．０容積％未満に制限されることが望ましい。
　ここで、各成分および成分範囲の限界について説明する。
　成分Ｃ（炭素）は強力なオーステナイト相の安定化元素であり、スラブまたはインゴット（以下、スラブと称する）の鋳造中、Ｃがδフェライト相の量を低下させ、それにより熱間加工性を向上させる。さらに、Ｃによって、高価なＮｉの量が低減化される効果が得られ、また積層欠陥エネルギが増大し、それにより成形性が向上する。その量が多過ぎると、歪誘起マルテンサイト強度が深絞り工程中に増大し、残留応力が高くなり、時期割れ抵抗が低下するという結果をもたらす。さらに、焼鈍中、炭化物析出による耐食性の減少が懸念される。したがってＣの量は、望ましくは０．０７％未満に限定されるべきである。
　成分Ｓｉは高温酸化抵抗については有利であるが、その量が多過ぎると、δフェライト量が増大し、熱間加工性が低下するという結果をもたらす。さらにＳｉ介在物が増大し、したがって介在物誘起スリーバの生成が懸念される。したがってＳｉの量は、望ましくは１．０％未満に限定されるべきである。
　成分Ｍｎについては、その量が多過ぎると、高温酸化抵抗が劣化される。特に光輝焼鈍中、青色の形態の輝度欠陥が懸念される。したがってＭｎ量は、望ましくは２．０％未満であるべきである。
　成分Ｃｒの量が余りに低ければ、耐食性および高温酸化抵抗は減少する。その量が多過ぎると、δフェライトの量が増大し、熱間加工性および成形性が低下する。したがってＳＴＳ　３０４のそれらと同等の耐食性および高温酸化抵抗を得るためには、Ｃｒ量が、望ましくは１６．０〜１８．０％に限定されるべきである。
　Ｎｉの量は、オーステナイト相の安定性、成形性、時期割れ抵抗および製造経費を考慮することによって調整される。その量が多過ぎると、Ｍｄ３０温度は余りに低くなり、したがって伸長性が低下するのみならず製造経費が増大する。その量が多過ぎると、歪誘起マルテンサイト相の生成が増大し、時期割れ抵抗が減少する、という結果をもたらす。したがってＮｉ量は、望ましくは６．０〜８．０％に限定されるべきである。
　成分Ａｌは、高温酸化抵抗を向上させるためのものである。その量が高まれば、Ａｌ酸化物による介在物はさらに増大し、それにより、表面きずが増大し、成形性が悪化する。したがってその量は、望ましくは０．００５％未満に限定されるべきである。
　成分Ｃｕは鋼を軟化させ、積層欠陥エネルギを増大させ、且つオーステナイト相の安定性を高める。したがってＣｕをＮｉの代りに使用でき、その量が３．０％超であれば成形性が低下し、スラブの鋳造中、粒界に低融点のＣｕが偏析し、したがって熱間圧延中のひび割れが懸念される。したがってその量は、望ましくは３．０％未満に限定されるべきである。
　Ｐ（燐）の量が多過ぎると、成形性および耐食性が悪化し、したがってその量は、望ましくは０．０５％未満に限定されるべきである。
　成分Ｓ（硫黄）は熱間圧延性を低下させ、特に凝固過程で、オーステナイト相の粒界に偏析し、したがって熱間圧延中にスリーバが生成される。したがってその量は、望ましくは０．００５％未満に限定されるべきである。
　成分Ｔｉは、スラブの加熱中の高温腐食を防止することにより、熱間圧延中の表面きずを防止する役割を果たす。さらにそれは、粒子を微細にすることにより、みかん肌の生成を抑制する。さらに、同一の安定化温度でフェライトを安定化させる微量のＴｉを鋼が含めば、プレス成形中、歪誘起マルテンサイト相の生成が、Ｔｉを含まない鋼に比べて増大する。その結果として、高歪領域の破断強度および加工硬化指数ｎが増大し、したがって成形性が向上する。Ｔｉ量が多過ぎるとＴｉ酸化物による表面きずが生起し、したがってＴｉ量は、望ましくは０．０３％に制限されるべきである。
　成分Ｂ（ボロン）によれば、熱間加工性を向上させるという効果が得られ、したがってそれは、熱間加工性中に生起される表面きずを防止するのに効果的である。しかし、その量が多過ぎると、それによりＢ（ボロン）化合物が生産され、したがって鋼の融点が可成り低下し、それにより熱間加工性を悪化させる。したがってＢ量は、望ましくは０．００３％未満に限定されるべきである。
　Ｎの量が多いと、δフェライトを減少させるのにそれが役立つが、それにより、鋼の降伏強度をＣの影響の２倍だけ高めるという影響がもたらされ、したがって成形性が悪化する。さらに、硬度および強度の上昇により時期割れ抵抗が低減され、したがってＮの量は、０．０４５％未満に限定されるべきである。
　成分ＭｏおよびＮｂは不可避の理由で含まれており、したがって、それらがより少なく含まれる方がよい。本発明においては、ＭｏおよびＮｂの量がそれぞれ、望ましくは０．３％および０．１％に制限されるべきである。
　ここで、冶金学の諸因子であるオーステナイト相の安定化温度（Ｍｄ３０）およびδフェライト量の決定についての理由を説明する。
　オーステナイト相の安定性を表示するＭｄ３０（℃）が高ければ、歪誘起マルテンサイト相が、プレス成形中、極めて多量に生成される。したがって、成形性が向上されれば、Ｍｄ３０温度は最適レベルに制御されるべきである。
　Ｃｕを含む鋼に対するＭｄ３０温度が低過ぎると、成形性が低減する。その場合、高価なＮｉの量を高めなければならず、したがって製造経費が増大する。Ｍｄ３０温度が多過ぎると、成形性が悪化するのみならず、時期割れ抵抗も悪化し、プレス成形後に時期割れが生じるという結果をもたらす。
　したがって優れた成形性および時期割れ抵抗を得るには、Ｍｄ３０温度が、望ましくは−１０ないし＋１５（℃）に制限されるべきである。
　一方、δフェライト量がスラブ中で増大すると、熱間加工性が低下し、熱間圧延鋼板の製造中に表面きずが生じるという結果をもたらす。さらに、冷間圧延鋼板を製造する際、δフェライト量が多くなると降伏強度が増大し、したがって成形性が低下する。それ故、最適レベルヘのδフェライト量の調整は重要である。
　本発明の場合、δフェライト量は、望ましくは９．０容積％未満に限定されるべきである。
　スラブ中のδフェライト量（容積％）は、［（（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋１．５Ｓｉ％＋０．５Ｎｂ％＋１８）／（Ｎｉ％＋０．５２Ｃｕ％＋３０Ｃ％＋３０Ｎ％＋０．５Ｍｎ％＋３６０））＋０．２６２］×１６１−１６１によって表示される。
　本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、ＳＴＳ　３０４鋼のそれと同じ方法で、すなわちスラブの熱間圧延、熱間圧延鋼板の焼鈍、酸洗い、冷間圧延、冷間圧延鋼板の焼鈍、酸洗いおよびスキン・パスを経て製造される。
　本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を製造する際の好適な製造条件は次の如くである。
　熱間圧延中、鋼スラブの再加熱温度は、望ましくは１２５０℃超、さらに望ましくは１２５０〜１２７０℃であるべきである。
　その理由は次の如くである。すなわち、本発明の場合、高温酸化抵抗を助長するＣｒ量は、ＳＴＳ　３０４鋼に比し１％だけ低い。したがって、再加熱温度がＳＴＳ　３０４鋼のそれ（１２７０〜１２９０℃）と同じ高さであれば、高温酸化の増大により表面きずが生じる確立は極めて高く、したがって低温加熱（１２５０〜１２７０℃）が必要である。
　鋼スラブに低温加熱を施しても、Ｃｕの２％の添加により、高温では熱間圧延変形抵抗が低く、したがって、熱間圧延中の過剰な変形抵抗および圧延の負荷または圧延疲労により生起される粗いバンドきずは全く生じない。
　さらに、熱間圧延された板に対する焼鈍温度は、望ましくは１１００〜１１８０℃であるべきであり、一方、冷間圧延された板に対する焼鈍温度は、望ましくは１０００〜１１５０℃であるべきである。
　冷間圧延された板に対する焼鈍条件は、最終製品の粒径に密接に関連している。本発明の場合、冷間圧延された板に対する焼鈍条件は、次の態様で制御される。すなわち、粒径は、望ましくはＡＳＴＭ　Ｎｏ．６．５〜１０．０と、さらに望ましくはＡＳＴＭ　Ｎｏ．８．０〜９．０と同じであるべきである。
　冷間圧延された板の焼鈍後の粒径がＡＳＴＭ　Ｎｏ．８．０〜９．０と同じ場合に、最も良好な成形性が得られる。粒径がそれよりも粗くなれば、プレス成形中、表面にみかん肌きずが生ずる可能性があり、粒径がそれよりも微細であれば成形性が低下する。
　ここで本発明を、実例に基づいて説明する。
＜例１＞
　容量５０ｋｇの真空誘導溶解炉内で表１の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼が溶解され、次いで２５ｋｇのインゴットが形成された。在来鋼Ｃ，Ｄの場合、それらは２時間、１２９０℃に加熱されて熱間圧延され、それにより熱間圧延された２．５ｍｍの板が製造された。本発明鋼１，２ならびに比較鋼Ａ，Ｂの場合、それらは２時間，１２７０℃に加熱されて熱間圧延され、それにより熱間圧延された２．５ｍｍの板が製造された。そこでそれらの全てが１１００℃の温度で焼鈍され、次いで、熱間圧延された板が酸洗いされた。次いでそれらが冷間圧延され、それにより冷間圧延された０．７ｍｍの板が製造された。次いでそれらは、粒径をＡＳＴＭ　Ｎｏ．７〜８の範囲内に入らせるよう、１１１０℃の温度で焼鈍された。次いで酸洗いおよびスキン・パスが行われ、それにより、冷間圧延された、焼鈍された板が製造された。次いで成形性試験および引張強度試験が行われ、その結果が下記の表２に示されている。
　一方、表１の鋼の中で、本発明鋼１および比較鋼Ａのインゴットは２時間，１２７０℃に加熱され、在来鋼Ｃのインゴットは２時間，１２９０℃に加熱された。次いでそれらは１５ｍｍの板に熱間圧延され、そこでそれらは直径１０ｍｍのグリーブル試験片に加工される。次いでそれらは、グリーブル試験用計測器を用いることにより、熱間加工性について評価されるが、試験結果は下記の表１に示されている。
　グリーブル試験計測器を用いることによる熱間加工性試験中、温度は１０℃／秒で高温試験レベルにまで高められ、そこでその温度が１０秒間維持された。次いで高温引張強度試験が変形速度３０ｍｍ／秒で行われた。次いで、断面積減少率を計算するため、破断した試験片の断面積が測定された。
　上記の表２に示す如く、Ｔｉ，Ｂが添加されている本発明鋼１，２は、Ｔｉ，Ｂが添加されていない比較鋼Ａ，Ｂならびに在来鋼Ｃ，Ｄに比し、限界絞り比（ＬＤＲ）、伸長性（エリクセン）および複合成形性（ＣＣＶ）の点で優れていた。本発明鋼は、時期割れ抵抗において、比較鋼Ａ，Ｂならびに在来鋼Ｃ，Ｄのそれらと同一のレベルよりも高い値を示した。
　ごく微量のＴｉ，Ｂが成形性を向上させる理由は、フェライト安定化元素であるＴｉが添加されれば、同じＭｄ３０で、添加されない鋼に比し、歪誘起マルテンサイトの生成が増大して破断強度および加工硬化指数ｎが増大し、それにより成形性が向上する結果がもたらされるということである。
　さらに本発明鋼１，２は、高い引張強度および低い降伏比（降伏強度／引張強度）を示した。特に、高い変形領域である４０〜３０％伸び領域においては、加工硬化指数ｎの値が高く、したがってプレス成形中に破断は発生せず、成形性が向上するという結果がもたらされた。
　さらに、Ｃｕを含む本発明鋼１，２ならびに比較鋼Ａ，Ｂは、在来鋼Ｃ，Ｄに比し降伏強度が低かった。その上、２０〜１０％の伸び範囲の、低い変形領域では加工硬化指数ｎが低いので、プレス成形の初期段階でそれらは容易にプレス成形できるが、後の段階にあっては、４０〜３０％の伸び範囲の、高い変形領域で加工硬化指数ｎが高くなるので、成形性を向上させるため、局部的なネッキングを防止することもできる。
　一方、第１図に示す如く、本発明鋼１は、比較鋼Ａに比し熱間加工性の点ではるかに優秀であり、在来鋼Ｄのそれに比しては、熱間加工性の点で同じである。
　Ｔｉ，Ｂの添加が、本発明鋼１の場合における如く熱間加工性を向上させる理由は、次の通りである。すなわち、低融点元素であるＣｕが添加されると、１２９０℃の温度にインゴットを加熱する場合における如く、高温加熱中に粒界結合強度が低下する。しかし、微量のＴｉが添加されると、粒界酸化が防止されるだけでなく、高温で粒子が微細になる。さらにＴｉは、溶湯中でＮ（窒素）と結合し、熱間加工性を低下させるＮの量が低下する。ＢがＴｉと一緒に添加されると、粒界のキャビテーションを抑制し、また粒界の結合離脱を遅延させるよう、Ｂが粒界上に偏析する。さらに、固溶体状態にあっては、Ｂと空孔との間の相互作用により、熱間加工性が向上する。
＜例２＞
　２５ｋｇのインゴットを製造するために容量５０ｋｇの真空誘導溶解炉内で、下記の表３の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼が溶解された。次いでこのインゴットは２時間，１２７０℃に加熱され、そして、熱間圧延された２．５ｍｍの板を製造するために熱間圧延が行われた。次いでそれが温度１１００℃で焼鈍され、そして酸洗浄が行われた。次いで、熱重量分析（ＴＧＡ）を行うため、ＴＧＡ用試験片が用意されたが、その結果は第２図に示されている。
　ＴＧＡを行う際、試験雰囲気は、ガス（コークス炉ガス＋高炉ガス）（Ｃ．Ｏ．Ｇ．＋Ｂ．Ｆ．Ｇ．）の混合物であり、過剰酸素容積比は３％、酸化試験温度は１２６０℃であった。
　第２図に示す如く、本発明鋼３は、比較鋼Ｅに比し、高温酸化抵抗の点で優れていた。その理由は、酸化抵抗を高めるためにスケール中にＴｉが集中しているということではなく、粒界上に存在する酸素が母材中へ移動することを防止されているということである。
＜例３＞
　インゴットを製造するために容量３０ｋｇの真空誘導炉で、下記の表４の組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼が溶解された。次いでそれらは２時間，１２６０℃に加熱され、そしてそれらは２．５ｍｍに熱間圧延された。そこで、熱間圧延された、焼鈍を施された板を用意するため、１１１０℃で焼鈍が行われた。次いでそれらは酸洗いされ、そこで厚さ０．５ｍｍに冷間圧延された。そして１１１０℃の温度で焼鈍が行われ、それにより、冷間圧延された、焼鈍された鋼板が製造された。次いでそれらは酸洗いされ、そしてスキン・パスが行われた。次いでそれらは成形性試験を受けたが、その結果は第３図〜第５図に示されている。
　すなわち第３図は、オーステナイト相についての安定化温度〔Ｍｄ３０（℃）〕の変動に対する限界絞り比（ＬＤＲ）の変動を示す。第４図はエリクセン値の変動を示し、第５図はコニカル・カップ値の変動を示す。
　第３図に示す如く、Ｍｄ３０が高められると限界絞り比が増大し、次いで最大値がＭｄ３０＝＋１５℃に達し、そしてこの値が低下する。
　さらに、第４図に示す如く、温度Ｍｄ３０が上昇すると、伸長能力を示すエリクセン値が増大する。温度Ｍｄ３０が０℃となる点ではエリクセン値が最大レベルを示し、その後、エリクセン値は徐々に下降する。
　さらに、第５図に示す如く、温度Ｍｄ３０が上昇すると、複合成形性を表示するコニカル・カップ値（ＣＣＶ）は、温度Ｍｄ３０が０℃になる点で最小レベルを示し、したがって、複合成形性がこの点において最も優れていることを示す。その後、コニカル・カップ値が増大し、それにより、複合成形性が悪化していることが示される。
　各結果に基づき、Ｃｕが添加された鋼においては、−１０ないし＋１５℃の温度Ｍｄ３０の範囲内で、（深絞り成形性、伸長性および複合成形性のような）最も優れた成形性および時期割れ抵抗が得られることが見いだされている。
＜例４＞
　表５の組成を有するオーステナイト系鋼が、インゴットを製造するため、容量３０ｋｇの真空誘導炉内で溶解された。本発明鋼７の場合、加熱は２時間，１２６０℃の温度で行われ、比較鋼１の場合、加熱は２時間，１２９０℃の温度で行われた。次いで、それらの双方について、２．５ｍｍに熱間圧延が行われ、さらに１１１０℃で焼鈍が行われた。またさらに酸洗いが行われ、次いで冷間圧延された０．７ｍｍ板への冷間圧延が行われた。さらにまた、焼鈍時間の変動に応じて焼鈍が行われた。次いで、粒径の変動に対するＬＤＲおよびエリクセン値が試験されたが、その結果は第６図に示されている。
　第６図に示す如く、本発明鋼７は、在来鋼１に比して優れた成形性を示し、成形性は、ＡＳＴＭ　８〜９の範囲内で最も優れていた。
　在来鋼Ｉ（ＳＴＳ　３０４）の場合には、粒径が大きくなると成形性がわずかに向上した。しかし、粒径がＡＳＴＭ　Ｎｏ．７より以下に粗大にされると、プレス成形された製品に表面上にみかん肌きずが発生した。
（５７）【特許請求の範囲】
　１．重量百分率で、Ｃ　０．０７％未満、Ｓｉ　１．０％未満、Ｍｎ　２．０％未満、Ｃｒ　１６〜１８％、Ｎｉ　６．０〜８．０％、Ａｌ　０．００５％未満、Ｐ　０．０５％未満、Ｓ　０．００５％未満、Ｔｉ　０．０３％未満、Ｂ０．００３％未満、Ｃｕ　３．０％未満、Ｍｏ　０．３％未満、Ｎｂ　０．１％未満、Ｎ　０．０４５％未満、および残部としてのＦｅおよび不可避不純物から成り、優れたプレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼において、
　オーステナイト相安定化温度〔Ｍｄ３０（℃）〕がマイナス（−）１０℃〜プラス（＋）１５℃の範囲にあり、かつδフェライト量が９．０容積％未満であり、その場合、前記安定化温度が「Ｍｄ３０（℃）＝５５１−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２（Ｓｉ％）−８．１（Ｍｎ％）−２９（Ｎｉ％十Ｃｕ％）−１３．８（Ｃｒ％）−１８．５（Ｍｏ％）−６８（Ｎｂ％）−１．４２（ＡＳＴＭ粒径番号−８．０）〕によって定義されるオーステナイト系ステンレス鋼。
　２．粒径がＡＳＴＭ　Ｎｏ．６．５〜１０．０の範囲内にある請求
項１
　３．粒径がＡＳＴＭ　Ｎｏ．８．０〜９．０の範囲内にある請求
項１
　４．優れたプレス成形性、時期割れ抵抗、熱間加工性および高温酸化抵抗を有するオーステナイト系ステンレス鋼を製造する方法において、
　重量百分率で、Ｃ　０．０７％未満、Ｓｉ　１．０％未満、Ｍｎ　２．０％未満、Ｃｒ　１６〜１８％、Ｎｉ　６．０〜８．０％、Ａ１　０．００５％未満、Ｐ　０．０５％未満、Ｓ　０．００５％未満、Ｔｉ　０．０３％未満、Ｂ　０．００３％未満、Ｃｕ　３．０％未満、Ｍｏ　０．３％未満、Ｎｂ　０．１％未満、Ｎ　０．０４５％未満、および残部としてのＦｅおよび不可避不純物から成る鋼スラブを用意する段階、
　熱間圧延を行うため、前記鋼スラブを１２５０〜１２７０℃に加熱する段階、
　温度１１００〜１１８０℃で焼鈍を行う段階、
　酸洗浄を行う段階、
　冷間圧延を行う段階、
　冷間圧延された板の粒径をＡＳＴＭ　Ｎｏ．６．５〜１０．０の範囲内に入らせるため、焼鈍を行う段階、および
　酸洗いを行い、かつスキン・パスを行う段階を含
み、
　
オーステナイト相安定化温度〔Ｍｄ３０（℃）〕がマイナス（−）１０℃〜プラス（＋）１５℃の範囲内にあり、δフェライトが９．０容積％未満であり、前記オーステナイト相安定化温度が「Ｍｄ３０（℃）＝５５１−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２Ｓｉ％−８．１Ｍｎ％−２９（Ｎｉ％十Ｃｕ％）−１３　８Ｃｒ％−１８．５Ｍｏ％−６８Ｎｂ％−１．４２（ＡＳＴＭ粒径番号−８．０）」によって定義される
　
５．
項４