【事件の表示】
　特許第２８５３７６２号「成形性又は成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板」の請求項１ないし８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２８５３７６２号の請求項１ないし８に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第２８５３７６２号の発明は、平成４年４月１６日に出願した特願平４−１２１０８５号の１部を平成８年７月３日に分割して新たな特許出願としたものであって、平成１０年１１月２０日にその特許の設定登録がなされ、その後、住友金属工業株式会社及び株式会社神戸製鋼所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１〜８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１２年３月７日に訂正請求がなされ、その後再度取消理由通知がなされ、平成１２年３月７日になされた訂正請求が取り下げられると共に、その指定期間内である平成１３年２月１５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
　特許請求の範囲の請求項５に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｂ
　特許請求の範囲の請求項６に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｃ
　明細書段落００１２に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｄ
　明細書段落００１３に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｅ
　明細書段落００１７に記載の「（Ｃが０．１５％以上０．３％未満の場合は、残留オーステナイトが微細に生成しやすいので７以上でよい）」を「（Ｃが０．１５％以上０．３％未満の場合は、残留オーステナイトが微細に生成しやすいので７以上でよい（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｆ
　明細書段落００１９の表１に注として「＊１：０．１５％≦Ｃ＜０．１６％では７≦ＶＦ／ｄＦ＜２０を除く」を加入する。
訂正事項ｇ
　明細書段落００２３に記載の「ＶＦ／ｄＦを７以上とすればよい。」を「ＶＦ／ｄＦを７以上とすればよい（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）。」と訂正する。
訂正事項ｈ
　図２に注として「＊１：０．１５％≦Ｃ＜０．１６％では７≦ＶＦ／ｄＦ＜２０を除く」を加入する。
訂正事項ｉ
　明細書段落００５２の表３中、本発明例１８のＶＦの値「４０」を「３９」に、ＶＢの値「４３」を「４８」に訂正する。
イ．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　訂正事項ａ、ｂは、特許請求の範囲の請求項５，６に記載されたフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）を限定するものであるから、訂正事項ａ、ｂは、特許請求の範囲の減縮に該当し、また、訂正事項ｃ〜ｈは、訂正された特許請求の範囲の請求項５及び６の記載と発明の詳細な説明の記載及び図面の記載との整合を図るものであるから、訂正事項ｃ〜ｈは、明りょうでない記載の釈明に該当し、また、訂正事項ｉは誤記入された数値を正しい数値に改めようとするものであることが明らかであるから、訂正事項ｉは誤記の訂正に該当する。また、訂正事項ａ〜ｈは、本件の請求項５及び６に記載の発明が原出願の出願当初の明細書及び図面に記載されていないことから、本件特許に係る特許出願は分割の要件を満たしておらず、その出願日の遡及が認められなくなるのを回避するため、請求項５及び６の記載並びに明細書及び図面の記載を本件特許明細書及び図面の記載の範囲内で原出願の出願当初の明細書及び図面の記載に合わせるためのものであり、また、訂正事項ｉは誤記の訂正に該当するものであるから、訂正事項ａ〜ｉは、新規事項の追加に該当せず、また、実質的に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１〜８に記載の発明（以下、それぞれ「本件発明１〜８」という。）に対して、当審が通知した取消理由通知で引用した刊行物１（「材料とプロセス」Ｖｏｌ．３（１９９０）Ｎｏ．３（平成２年３月３日）社団法人日本鉄鋼協会第７９７頁、特許異議申立人住友金属工業株式会社の提出した甲第１号証）、刊行物２（「材料とプロセス」Ｖｏｌ．４（１９９１）Ｎｏ．３（平成３年３月５日）社団法人日本鉄鋼協会第７９８頁、同甲第２号証）、刊行物３（特開昭６３−２４１１２０号公報、同甲第３号証）、刊行物４（「材料とプロセス」Ｖｏｌ．５（１９９２）Ｎｏ．３（平成４年３月３日）社団法人日本鉄鋼協会第９５１頁、同甲第５号証）、刊行物５（特開平２−３８５２３号公報、特許異議申立人住友金属工業株式会社の提出した甲第６号証、特許異議申立人株式会社神戸製鋼所の提出した甲第７号証）、刊行物６（特開平２−３４７９３号公報、特許異議申立人住友金属工業株式会社の提出した甲第７号証）、刊行物７（特開平２−２３６２２４号公報、同甲第８号証）、刊行物８（特開昭６４−７９３４５号公報、特許異議申立人住友金属工業株式会社の提出した甲第９号証、特許異議申立人株式会社神戸製鋼所の提出した甲第８号証）、刊行物９（特開平２−１４９６４６号公報、特許異議申立人株式会社神戸製鋼所の提出した甲第１号証）、刊行物１０（「材料とプロセス」Ｖｏｌ．２（１９８９）Ｎｏ．３社団法人日本鉄鋼協会第８１３頁、同甲第２号証）、刊行物１１（「材料とプロセス」Ｖｏｌ．４（１９９１）Ｎｏ．３社団法人日本鉄鋼協会第７８２頁、同甲第３号証）、刊行物１２（「材料とプロセス」Ｖｏｌ．３（１９９０）Ｎｏ．６社団法人日本鉄鋼協会第２０１２頁、同甲第４号証）、刊行物１３（「鉄と鋼」第６７年（１９８１）第１４号（昭和５６年１０月）第１３６〜１４３頁、同甲第５号証）、刊行物１４（吉田清太監修「プレス成形難易ハンドブック」（昭和６２年３月２０日）日刊工業新聞社第４６頁、同甲第６号証）、刊行物１５（特開平２−３０５９２５号公報、同甲第９号証）、刊行物１６（特開平５−１７１３４５号公報、同甲第１０号証）には、次の事項が記載されている。
　刊行物１には、
「残留オーステナイトの活用による高強度鋼板の延性向上に関する・・・ＴＳ６０ｋｇｆ/ｍｍ２級を対象として製造可能性を探索した実機試験結果について報告する。」（第７９７頁第７〜１１行）、
「Ｔａｂｌｅ１に示す成分の現場ＣＣスラブを再加熱後、連続熱間圧延し、２．８ｍｍ厚とした。」（第７９７頁第１３〜１５行）、
「（１）仕上げ温度の低下により、残留オーステナイト量（γＲ）が増加し、全伸び、一様伸び、ＴＳ×Ｔ．ＥＬが向上する。・・・
（２）仕上げ温度の低下により、フェライト占積率が増加し、細粒化が進行する。（Ｐｈｏｔｏ．１）
（３）低温仕上げ材は従来最も優れた伸びを有していたＤＰ（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ）鋼のレベルを１ランク越えた優れた伸びを示す。（Ｆｉｇ．１）
（４）ポリゴナルフェライト占積率（ＶＰＦ）とポリゴナルフェライト粒径（ｄＰＦ）の比（ＶＰＦ／ｄＰＦ）はＴＳ×Ｔ．ＥＬと良好な相関を持ち、Ｃ量で層別される。（Ｆｉｇ．２）」（第７９７頁第２１〜２７行）、
「０．１％という低Ｃ鋼においてもフェライト変態を十分に行わせることにより残留オーステナイトを５％以上得ることが可能であり、その結果、ＤＰ鋼より強度ー延性バランスの優れたＴＳ６０ｋｇｆ/ｍｍ２級熱延鋼板が実機で得られた。」（第２９〜３１行）と記載され、また、Ｔａｂｌｅ１には、化学的組成（ｗｔ％）がＣ０．１０，Ｓｉ０．９４，Ｍｎ１．８２，Ｐ０．０１０，Ｓ０．００１，Ａｌ０．０３２，Ｎ０．００３６、残部Ｆｅの供試鋼が記載され、また、Ｆｉｇ．２には、０．２３％Ｃ−１．４％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ鋼の熱延鋼板のポリゴナルフェライト占積率（ＶＰＦ）とポリゴナルフェライト粒径（ｄＰＦ）の比（ＶＰＦ／ｄＰＦ）が７程度以上になると高いＴＳ×Ｔ．ＥＬ値が得られることが記載されており、
　刊行物２には、
「Ｓｉ鋼をオーステンパー処理によりベイナイト変態させると、室温で２０〜３０％の残留オーステナイト（γ）が得られる。」（第７９８頁第６，７行）、
「Ｆｅ−２％Ｓｉ−１％Ｍｎ−０．５９％ＣおよびＦｅ−２％Ａｌ−１％Ｍｎ−０．６１％Ｃ（ｍａｓｓ％）を真空溶解により作製した。」（第７９８頁第１２行）、
「Ｓｉ鋼の出発材における残留γ量は２７％、・・・Ａｌ鋼における残留γ量は３０％とＳｉ鋼と同程度であった」（第７９８頁第１８、１９行）、
「Ａｌ鋼の残留γはＳｉ鋼のそれと比べて安定である。」（第７９８頁第３１，３２行）と記載され、
　刊行物３には、
「重量％で（以下、同じ）Ｃ：０．１２〜０．２５％、Ｓｉ：１．５〜３．０％、Ｍｎ：１．１〜２．０％、Ｓ＜０．００５％及びｓｏｌＡｌ：０．０２〜０．５０％を含有し、・・・マルテンサイト、ベーナイト、フェライト及び残留オーステナイトからなる複合組織を得ることを特徴とする点溶接性の優れた高延性高強度複合組織鋼板の製造法」（特許請求の範囲第１項）、
「Ｃ量を低減することを前提とし、成分組成面での規制によって点溶接性が良好な低Ｃ量の鋼板において強度ー延性バランスを向上し得る方策を見い出すべく種々実験研究を重ねた結果、Ｓｉ，Ｍｎ及びｓｏｌＡｌの同時規制により可能であることが判明した。すなわち、Ｃ量を０．２５％以下にすると共に適正な連続焼鈍を行うプロセスにおいて、Ｓｉを１．５〜３．０％、Ｍｎ：１．１〜２．０％、ｓｏｌＡｌを０．０２〜０．５０％の範囲内にそれぞれ規制することにより、安定な残留オーステナイトが十分に得られ、強度ー延性バランスが大幅に向上することが判明した」（第２頁右下欄第７〜１８行）、
「Ｓｉは・・・未変態オーステナイトへのＣの濃縮を促進する効果を通じてオーステナイトの安定化に寄与する元素である。」（第３頁左下欄３〜１０行）、
「ｓｏｌＡｌは鋼の脱酸剤として有効なものであるが、適当量添加することによって、強度ー延性バランスをも改善する。これは、ＡｌもＳｉと同様フェライト・フォーマー元素であり、Ｓｉと同様の効果によるものと考えられる。」（第３頁右下欄第１０〜１４行）と記載され、
　刊行物４には、
「筆者らは、残留オーステナイトを活用する高延性、高強度の熱延鋼板の開発を普通鋼成分系（Ｃ−Ｓｉ−Ｍｎ系）でかつ熱延ままの条件で進めてきており、・・・ここでは、特に９８０ＭＰａ級でスポット溶接性を考慮し０．２％Ｃとした成分系での実験室的な製造条件の検討結果に基づき実機製造した結果について報告する。」（第９５１頁第７〜１０行）、
「（１）実機薄手材の強度ー延性バランスは、ＴＳ×Ｔ−ＥＬ＝３００００ＭＰａ％レベルには達していないものの、２００００〜２５０００ＭＰａ％であり、従来材より優れている（Ｆｉｇ．２）。
（２）実機材の残留オーステナイト量は１０〜１５％程度得られており延性に寄与している（Ｆｉｇ．３）。
（３）残留オーステナイトは、γ/α界面の他、ベイナイトのラス間にも存在しγ/α界面主体の７８０ＭＰａ級とは存在様式が異なる（Ｐｈｏｔｏ．１）。」（第９５１頁第１７〜２３行）、
「０．２％Ｃ系としたＴＳ９８０ＭＰａ級でも１０％以上の残留オーステナイトを得ることが可能であり、その結果、従来鋼より強度ー延性バランスの優れたＴＳ９８０ＭＰａ級可溶接型薄手熱延鋼板が実機で得られた。」（第９５１頁第２８〜３１行）と記載され、Ｔａｂｌｅ１に実機出鋼材の化学成分（ｗｔ％）として
Ｃ０．２１，Ｓｉ２．０２，Ｍｎ２．２１，Ｐ０．０１３，Ｓ０．００２，Ａｌ０．０２６，Ｎ０．００２８，残部Ｆｅが記載され、また、Ｆｉｇ．４には、０．２％Ｃ系７８０ＭＰａ級熱延鋼板のフェライト占積率（Ｖ ）とフェライト粒径（ｄ ）の比（Ｖ ／ｄ ）が７程度以上になると高いＴＳ×Ｔ．ＥＬ値が得られることが記載されており、
　刊行物５には、
「Ｃｕの添加は本発明を構成する主要な要件の１つであり、鋼の強化に必須な成分である。しかし、０．７％未満ではコイル巻取後の冷却中にε−Ｃｕ析出が起こらず、鋼の強化を図ることができない。また１．５％を超えるとこの効果が飽和するほか、表面疵が発生するので好ましくない。したがって、Ｃｕ量は０．７〜１．５％の範囲とする。」（第４頁右下欄第１１〜１７行）、
「本発明鋼の主要元素は以上のとおりであるが、固溶強化、変態組織強化などによる鋼の強度調整、スラブ表面疵の抑制、耐食性向上などを目的として、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｐ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ及びＢの１種又は２種以上を所定量で添加することができる。添加する場合、各元素の量は、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒは０．５％以下、Ｐは０．１％以下、Ｖ，Ｎｂ及びＴｉはいずれも０．０５％以下、Ｂは０．００２％以下とする。これらの上限を超えると安定した残留オーステナイトの生成が図れない。」（第５頁左上欄第６〜１５行）と記載され、
　刊行物６には、
「Ｃｕ：
Ｃｕは強度を向上させるのに有効であるが、１．５％を超えるとＣｕ添加鋼特有の亀甲状割れが発生し、スケール密着性が劣化するので、Ｃｕ量は１．５％以下とする。
Ｎｉ：
Ｎｉは強度を向上させると共に、Ｃｕ割れの防止に有効であるが、１．５％を超えるとその効果は飽和し、不経済であるので、Ｎｉ量は１．５％以下とする。
Ｃｒ：
ＣｒはＣｕ，Ｎｉと同様に強度の向上に有効であるが、電気抵抗溶接性やフラッシュバット溶接性の点からは、好ましくないので、Ｃｒ量は０．６％以下とする。
Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ：
Ｖ，Ｎｂ及びＴｉはいずれも炭窒化物を形成し、その析出硬化作用によって強度の上昇に著しく寄与するが、Ｖ及びＴｉがそれぞれ０．５％を超える場合、Ｎｂが０．１０％を超える場合は、いずれもその効果が飽和するので、Ｖ及びＴｉの各量は０．１５％以下、Ｎｂ量は０．１０％以下とする。希土類元素（ＲＥＭ）並びにＣａはいずれも非金属介在物の形状制御作用を有し、冷間加工性を向上させるが、希土類元素が０．１５％を超える場合、Ｃａが０．０１％を超える場合はいずれも非金属介在物が増加し、逆に冷間加工性が劣化する。よって、希土類元素量は０．１５％以下、Ｃａ量は０．０１％以下とする。」（第３頁右上欄第９行〜左下欄第１７行）と記載され、
　刊行物７には、
「製品の強度確保のために、Ｎｉ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｐ等を添加することは、本発明の趣旨を損なうものではない。」（第３頁左下欄第１８〜２０行）と記載され、
　刊行物８には、
「穴拡げ性向上のためにはＳを減らし硫化物系介在物を減らすとともに、その球状化が有効である。球状化にはＣａもしくはＲＥＭを添加することが有効である。それぞれ０．０００５％、０．００５０％未満では球状化の効果は少なく、それぞれ０．０１００％、０．０５０％超では球状化の効果が飽和し、むしろ、介在物を増加させて逆効果となるため、それぞれ０．０００５〜０．０１００％、０．００５〜０．０５０％とした。」（第６頁左下欄第３〜１０行）と記載され、
　刊行物９には、
「重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０以上で０．１５％未満、Ｓｉ：０．５〜３．０％及びＭｎ：０．５〜２．５％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成を有し、フェライト及びベイナイトの二相マトリックス中に５％以上の残留オーステナイトが均一に分散していることを特徴とする加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板。」（特許請求の範囲第１項）、
「本発明は、溶接性を悪化させないためにＣ含有量を０．１５％より低く抑えても、ＴＳ×ＥＬ＞２０００の強度ー延性バランスを有し、引張強さ６０ｋｇｆ/ｍｍ２以上で加工性及び溶接性ともに優れた高強度熱延鋼板を提供することを目的とし、」（第２頁左下欄第１８行〜右下欄第２行）と記載され、また、第１表には、供試鋼の化学成分（ｗｔ％）として、
Ｃ０．１３，Ｓｉ２．０，Ｍｎ２．０，Ｐ０．０１５，Ｓ０．０００９，Ａｌ０．０３２、
Ｃ０．１５，Ｓｉ０．０３，Ｍｎ１．４９，Ｐ０．０１５，Ｓ０．００１８，Ａｌ０．０３１、
Ｃ０．０７，Ｓｉ０．６０，Ｍｎ２．０，Ｐ０．０１５，Ｓ０．００１５，Ａｌ０．０３１、
Ｃ０．２５，Ｓｉ０．５，Ｍｎ１．５，Ｐ０．０１５，Ｓ０．００１５，Ａｌ０．０３１
が記載され、
　刊行物１０には、                         
「強度−延性バランスを向上させる指標としてＶＰＦ/ｄＰＦ（ＶＰＦ：ポリゴナルフェライト占積率、ｄＰＦポリゴナルフェライト粒径）が有効であることを報告している。」（第８１３頁第１１〜１３行）、
「０．２％Ｃ−１．５％Ｓｉ−１．６％Ｍｎをベースに検討した。（１）ＶＰＦ/ｄＰＦ（材質予測モデルによる計算値）の増加により残留オーステナイト量（γＲ、実績値）は増加し強度延性バランス（実績値）は向上する。」（第８１３頁第１９〜２１行）と記載され、
　刊行物１１には、
「（２）いずれの成分系でもＶＰＦ/ｄＰＦの整理は強度ー延性バランスの指標として有効である（Ｆｉｇ．２）。」と記載され、Ｔａｂｌｅ１には、供試材の化学成分範囲（ｗｔ％）として
ＴＳ５８８/Ｃ０．０７〜０．１５、Ｓｉ１．０〜２．０，Ｍｎ１．１〜１．９、
ＴＳ７８５/Ｃ０．１５〜０．２１、Ｓｉ１．５〜２．０，Ｍｎ１．４〜１．７のものが記載され、また、Ｆｉｇ．２には、供試鋼ＴＳ７８５においてＶＦ/ＤＦを２０以上とすればＴＳ×Ｔ．ＥＬが２００００（ＭＰａ・％）以上になることが記載され、
　刊行物１２には、
「複合組織鋼中の残留γは一般に細粒（１μｍ以下）である」（第２０１２頁第７行）、
「（１）供試鋼には０．４％Ｃ−１．５％Ｍｎ−１．５％Ｓｉ（ｍａｓｓ％）熱間圧延丸棒鋼を用いた。・・・Ｘ線回折：特性Ｘ線としてＣｒ−Ｋα線を用い、ψー定法にて負荷応力方向のγ相（残留オーステナイト・・・）およびα相（フェライト＋マルテンサイト＋ベイナイト、・・・）の試験片表面および内部方向の残留応力を測定した。」（第２０１２頁第１１〜１９行）と記載され、
　刊行物１３には、
「結晶粒の微細化による伸びの増加が一様伸びよりは、き裂の核生成、合体および破断にいたるまでの局部伸びの増大に起因することを示唆している。」と記載され、
　刊行物１４には、
「穴拡げ性（限界穴拡げ率）は引張り特性値としては破断部の局部伸び（絞りに相当）と最も良い相関がある（図２．７１）。」と記載され、
　刊行物１５には、
「重量％（以下同じ）で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：２．０〜４．０％及びＭｎ：１．０〜２．０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼につき・・・γＲ（残留オーステナイト）を面積率で５〜２０％有する組織を得ることを特徴とする延性の優れた高強度熱延鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲第１項）、
「強度−延性バランスに優れると共に溶接性の良好な熱延鋼板を製造し得る方法を提供することを目的とするものである。」（第２頁左上欄第１３〜１５行）、
「Ｓｉ：
Ｓｉは少ないＣ量で充分なγＲ量を得るために非常に重要な元素である。すなわち、γ→α（フェライト）変態を促進し、かつα中のＣ濃度を低下することによりαの延性を向上させると共にγ中のＣ濃度を高めて安定化し、γＲを得やすくする効果がある。」（第２頁左下欄第１６行〜右下欄第２行）と記載され、また、第１表には、供試鋼の化学成分（ｗｔ％）として
Ｃ０．２３，Ｓｉ２．７，Ｍｎ１．７，Ｐ０．０１４，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０３、
Ｃ０．２１，Ｓｉ３．２，Ｍｎ１．３，Ｐ０．０１４，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０３、
Ｃ０．１７，Ｓｉ２．３，Ｍｎ１．９，Ｐ０．０１５，Ｓ０．００２，Ａｌ０．０４、Ｎｂ０．０２４、
Ｃ０．１５，Ｓｉ２．４，Ｍｎ１．６，Ｐ０．０１４，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０２，Ｃａ０．００４６、
Ｃ０．１１，Ｓｉ２．３，Ｍｎ１．４，Ｐ０．０１５，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０３、
Ｃ０．２０，Ｓｉ１．３，Ｍｎ１．２，Ｐ０．０１４，Ｓ０．００２，Ａｌ０．０３、
Ｃ０．１９，Ｓｉ２．６，Ｍｎ０．６，Ｐ０．０１４，Ｓ０．００３，Ａｌ０．０３が記載されている。
　刊行物１６は本件の原出願に係わる公開公報である。
（対比・判断）
　本件の訂正前の請求項５及び６に記載の発明における、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満で、フェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比ＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満である点が、本件特許の原出願の出願当初の明細書及び図面に記載されていないことから、本件特許に係る特許出願は分割の要件を満たしていないものであったが、「２．訂正の適否についての判断　イ．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否」に記載のとおり、上記訂正により、この点が除かれたことにより、本件特許に係る出願は分割の要件を満たすものとなった。この前提のもとに、以下に、本件発明１〜８と刊行物１〜１６を対比・判断する。
（１）まず、本件発明１と刊行物１に記載のものを対比する。
刊行物１に記載のＣＣスラブのＳｉ＋Ｍｎの値を求めるとＳｉ＋Ｍｎの値は２．７６％となるから、両者は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌを含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌの含有量、Ｓｉ＋Ｍｎ量並びにフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が重複する成形性に優れた熱延高強度鋼板である点で一致し、本件発明１は、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であるスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板であるのに対し、刊行物１にはこれらの点が記載されていない点で相違する。
　相違点を検討する。
　刊行物１、Ｐｈｏｔｏ．１にはミクロ組織が記載されているが、ミクロ組織についての腐食液、腐食方法が明らかにされていないので、ミクロ組織がいかなる組織からなるのか不明であり、該Ｐｈｏｔｏ．１のミクロ組織から、ミクロ組織がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を読みとることはできない。
　刊行物２には、Ｓｉ鋼の出発材における残留γ量は２７％であり、また、Ａｌ鋼における残留γ量は３０％とＳｉ鋼と同程度であることが記載されているが、刊行物２に記載のものは、Ｃ量が本件発明１より高く、本件発明１とＣ量が相違する鋼であり、また、刊行物３には、点溶接性が良好な低Ｃ量の鋼板においてＳｉ，Ｍｎ及びｓｏｌＡｌの同時規制により強度ー延性バランスを向上し得ることが記載されているが、刊行物３に記載のものはマルテンサイトを生成させた複合組織鋼板であり、マルテンサイトの生成を阻止した本件発明１と鋼板の組織を相違する。また、刊行物２、３には、熱延鋼板のミクロ組織がフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であることを示唆する記載がない。
　そして、本件発明１は、請求項１に記載の事項を構成要件とするにより、「本発明により従来にない複合特性を合わせ持つ熱延高強度鋼板、すなわち成形性、高い降伏比、優れたスポット溶接性を合わせ持つ熱延高強度鋼板が得られ、使用用途・使用条件が格段に拡がる。」（特許明細書段落００８４）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、本件発明１は、刊行物１に記載された発明であるとすることができず、また、刊行物１〜３に記載のものを寄せ集めて本件発明１を容易に構築できたものとすることができない。
　本件発明２は、本件発明１においてＡｌ添加量を０．１０超〜３重量％と限定したものであるから、本件発明１と同様の理由により、刊行物１〜３に記載のものを寄せ集めて本件発明２を容易に構築できたものとすることができない。
　本件発明３は、本件発明１又は２において、　さらに、Ｃｒ≦０．５重量％、
　Ｔｉ≦０．０５重量％、
　Ｎｂ≦０．０５重量％、
　Ｖ　≦０．０５重量％、
　Ｂ　≦０．００２重量％、
　Ｍｏ≦１．０重量％、
　Ｃｕ≦１．０重量％、
　Ｎｉ≦０．５重量％
のうちの１種または２種以上を含む点を限定したものであるところ、刊行物５〜７には、本件発明３と重複する量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種又は２種以上を添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明１と同様の理由により、刊行物１〜３、５〜７に記載のものを寄せ集めて本件発明３を容易に構築できたものとすることができない。
　本件発明４は、本件発明１〜３のいずれかにおいて、さらに、Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％またはＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％のいずれかを含有する点を限定したものであるところ、刊行物６，８には、本件発明４と重複する量のＣａ又はＲＥＭのいずれかを添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明１と同様の理由により、刊行物１〜３、６，８に記載のものを寄せ集めて本件発明４を容易に構築できたものとすることができない。
　次に、本件発明５〜８は、本件特許に係る分割出願の原出願の国内優先権主張の基礎とされた先の出願である特願平３−１５３７９５号出願の願書に最初に添付した明細書及び図面（異議申立人住友金属工業株式会社の提出した甲第４号証）に記載された発明でないから、優先権の効果を認められない。この前提で、本件発明５〜８について次のとおり対比・判断する。
　本件発明５と刊行物４に記載のものを対比する。
刊行物４に記載のＴａｂｌｅ１の実機出鋼材のＳｉ＋Ｍｎの値を求めるとＳｉ＋Ｍｎの値は４．２３％となるから、両者は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌを含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌの含有量、Ｓｉ＋Ｍｎ量並びにフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が重複する成形性に優れた熱延高強度鋼板である点で一致し、本件発明５は、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である高降伏比型熱延高強度鋼板であるのに対し、刊行物４にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点を検討する。
　刊行物４、Ｐｈｏｔｏ．１にはミクロ組織が記載されているが、ミクロ組織についての腐食液、腐食方法が明らかにされていないので、ミクロ組織がいかなる組織からなるのか不明であり、該Ｐｈｏｔｏ．１のミクロ組織から、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を読みとることはできない。
　刊行物１には０．２３％Ｃ−１．４％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ鋼の熱延鋼板のポリゴナルフェライト占積率（ＶＰＦ）とポリゴナルフェライト粒径（ｄＰＦ）の比（ＶＰＦ／ｄＰＦ）が７程度以上になると高いＴＳ×Ｔ．ＥＬ値が得られることが記載されているが、刊行物１には、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を示唆する記載がない。また、前記のとおり、刊行物３に記載のものは、マルテンサイトを生成させた複合組織鋼板であり、マルテンサイトの生成を阻止した本件発明５と鋼板の組織を相違するものである。
　以上のことから、本件発明５は刊行物４に記載された発明であるとすることができず、また、刊行物１、３及び４に記載のものを寄せ集めて本件発明５を容易に構築できたものとすることができない。
　次に、本件発明６と刊行物４に記載のものを対比すると、両者は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌを含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量、Ｓｉ＋Ｍｎ量並びにフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が重複する成形性に優れた熱延高強度鋼板である点で一致し、本件発明６のＡｌ含有量が刊行物４に記載のものと相違し、また、本件発明６は、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である高降伏比型熱延高強度鋼板であるのに対し、刊行物４にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点を検討する。
　前記のとおり、刊行物４、Ｐｈｏｔｏ．１にはミクロ組織が記載されているが、該Ｐｈｏｔｏ．１のミクロ組織から、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を読みとることはできず、また、刊行物１には０．２３％Ｃ−１．４％Ｓｉ−２．０％Ｍｎ鋼の熱延鋼板のポリゴナルフェライト占積率（ＶＰＦ）とポリゴナルフェライト粒径（ｄＰＦ）の比（ＶＰＦ／ｄＰＦ）が７程度以上になると高いＴＳ×Ｔ．ＥＬ値が得られることが記載されているが、刊行物１には、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を示唆する記載がない。また、刊行物２には、Ａｌ鋼の残留γはＳｉ鋼と比べて安定なことが記載されているが、刊行物２に記載のものは、Ｃ量が本件発明６と相違するものであり、刊行物３には、本件発明６と重複する量のＡｌを含有させることが記載されているが、前記のとおり、刊行物３に記載のものは、マルテンサイトを生成させた複合組織鋼板であり、マルテンサイトの生成を阻止した本件発明６と鋼板の組織を相違するものである。
　以上のことから、刊行物１〜４に記載のものを寄せ集めて本件発明６を容易に構築できたものとすることができない。
　本件発明７は、本件発明５又は６において、
さらに、Ｃｒ≦０．５重量％、
　Ｔｉ≦０．０５重量％、
　Ｎｂ≦０．０５重量％、
　Ｖ　≦０．０５重量％、
　Ｂ　≦０．００２重量％、
　Ｍｏ≦１．０重量％、
　Ｃｕ≦１．０重量％、
　Ｎｉ≦０．５重量％
のうちの１種または２種以上を含む点を限定したものであるところ、刊行物５〜７には、本件発明７と重複する量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種又は２種以上を添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明５又は６と同様の理由により、刊行物１，３〜７又は刊行物１〜７に記載のものを寄せ集めて本件発明７を容易に構築できたものとすることができない。
　本件発明８は、本件発明５〜７のいずれかにおいて、さらに、Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％またはＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％のいずれかを含有する点を限定したものであるところ、刊行物６，８には、本件発明８と重複する量のＣａ又はＲＥＭのいずれかを添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明５又は６と同様の理由により、刊行物１，３，４，６及び８又は刊行物１〜４、６，８に記載のものを寄せ集めて本件発明８を容易に構築できたものとすることができない。
（２）本件発明１と刊行物９に記載のものを対比する。
刊行物９に記載の鋼板のＳｉ＋Ｍｎの値を求めると、刊行物９に記載のもののＳｉ＋Ｍｎの値は本件発明１と重複する値となり、また、刊行物９の鋼板のＰ，Ｓ及びＡｌの含有量は、供試鋼の化学成分からすれば、本件発明１と重複するものと認められるから、両者は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌを含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＡｌの含有量並びにＳｉ＋Ｍｎ量が重複する成形性に優れた熱延高強度鋼板である点で一致し、本件発明１は、（ａ）フェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が２０以上で（ｂ）２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であるスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板であるのに対し、刊行物９にはこれらの点が記載されていない点で相違する。
　相違点を検討する。
　相違点（ａ）について、刊行物１０には、ＶＰＦ/ｄＰＦの増加により残留オーステナイト量は増加し強度延性バランスは向上することが記載され、また、刊行物１１には、Ｃ０．１５〜０．２１ｗｔ％、Ｓｉ１．５〜２．０ｗｔ％，Ｍｎ１．４〜１．７ｗｔ％の供試鋼のフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ＤＦ）の比（ＶＦ/ＤＦ）を２０以上とすればＴＳ×Ｔ．ＥＬが２００００（ＭＰａ・％）以上となること及びいずれの成分系でもＶＰＦ/ｄＰＦの整理は強度ー延性バランスの指標として有効であることが記載されていることから、Ｃ含有量が刊行物１１に記載のものより低い熱延高強度鋼板において、フェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が２０以上とする程度のことは当業者が任意に想到しうることである。
　相違点（ｂ）について、刊行物１２には、複合組織鋼中の残留γは一般に細粒（１μｍ以下）であることが記載されているが、刊行物１２に記載のものは、本件発明１で生成を阻止したマルテンサイトを有する複合組織鋼であり、また、刊行物１３には結晶粒の微細化によって局部伸びが増大することが記載され、刊行物１４には、穴拡げ性と局部伸びには良い相関があることが記載されているにすぎないから、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を限定することは刊行物１２〜１４に記載のものに基づいて当業者が任意に想到することができたものとすることはできない。
　以上のことから、刊行物９〜１４の記載のものを寄せ集めることによって当業者が本件発明１を容易に構築できるものとすることができない。
　本件発明３について、刊行物５には、本件発明３と重複する量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種又は２種以上を添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明１と同様の理由により、刊行物５，９〜１４に記載のものを寄せ集めて本件発明３を容易に構築できたものとすることができない。
　　本件発明４について、刊行物８には、本件発明４と重複する量のＣａ又はＲＥＭのいずれかを添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明１と同様の理由により、刊行物８〜１４に記載のものを寄せ集めて本件発明４を容易に構築できたものとすることができない。
　次に、本件発明５と刊行物８に記載のものを対比する。
刊行物８に記載のもののＳｉ＋Ｍｎの値を求めると、刊行物８に記載のもののＳｉ＋Ｍｎの値は本件発明５と重複し、また、刊行物８第１表に記載の化学成分からすると、刊行物８に記載のものは、Ｐ０．０１０〜０．０２１ｗｔ％、Ｓ０．００１〜０．００３ｗｔ％を含有するから、刊行物８に記載のものは、Ｐ及びＳ含有量が本件発明５と重複するので、両者は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ及びＳを含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ及びＳの含有量、Ｓｉ＋Ｍｎ量並びにフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が重複する成形性に優れた熱延高強度鋼板である点で一致し、本件発明５は、（ａ）Ｓｉ２．０超〜３．０重量ｗｔ％、Ａｌ０．００５〜０．１０重量％を含有し、（ｂ）２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である高降伏比型熱延高強度鋼板であるのに対し、刊行物８にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点を検討する。
相違点（ａ）について、刊行物１５には、強度−延性バランスに優れると共に溶接性の良好な熱延鋼板を製造において、γ→α（フェライト）変態を促進し、かつα中のＣ濃度を低下することによりαの延性を向上させると共にγ中のＣ濃度を高めて安定化し、γＲを得やすくするためＳｉ：２．０〜４．０ｗｔ％含有することが記載され、また、第１表には供試鋼の化学成分としてＡｌ０．０２〜０．０４ｗｔ％とすることが記載されているから、成形性に優れた熱延高強度鋼板として刊行物１５に記載のものを適用し、Ｓｉ２．０超〜３．０重量ｗｔ％、Ａｌ０．００５〜０．１０重量％含有させるようなことは当業者が任意に想到しうることである。
　相違点（ｂ）について、前記のとおり、刊行物１２には、複合組織鋼中の残留γは一般に細粒（１μｍ以下）であることが記載されているが、刊行物１２に記載のものは、本件発明１で生成を阻止したマルテンサイトを有する複合組織鋼であり、また、刊行物１３には、結晶粒の微細化によって局部伸びが増大することが記載され、刊行物１４には、穴拡げ性と局部伸びには良い相関があることが記載されているにすぎないから、２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上である点を限定することは刊行物１２〜１４に記載のものに基づいて当業者が任意に想到することができたものとすることはできない。
　以上のことから、刊行物８，１２〜１５の記載のものを寄せ集めることによって当業者が本件発明５を容易に構築できるものとすることができない。
　本件発明７について、刊行物５には、本件発明３と重複する量のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの１種又は２種以上を添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明５と同様の理由により、刊行物５，８，１２〜１５に記載のものを寄せ集めて本件発明7を容易に構築できたものとすることができない。
　本件発明８について、刊行物８には、本件発明４と重複する量のＣａ又はＲＥＭのいずれかを添加した熱延鋼板が記載されているにすぎないから、本件発明５と同様の理由により、刊行物５，８，１２〜１５又は刊行物８，１２〜１５に記載のものを寄せ集めて本件発明8を容易に構築できたものとすることができない。
　次に、請求項３、７に記載のものについて、本件特許の原出願及び本件特許の出願の出願当初の明細書には、「強度確保、細粒化を目的に特性を劣化させない範囲でＮｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏを１種または２種以上添加してもよい。」（本件特許の原出願の出願当初の明細書段落００４８、本件特許の出願の出願当初の明細書段落００３２）と記載されており、また、原審において被請求人が挙げた公知文献から、請求項３，７に記載のものが、強度確保、細粒化を目的に特性を劣化させない範囲で添加したものであることが明らかであるから、請求項３，７に記載のものは、本件特許の原出願及び本件特許の出願の出願当初の明細書に記載されていたに等しいものといえるので、本件特許に係る出願が分割の要件を満たしており、また、請求項３，７に記載の事項は明細書の要旨を変更しないものであるものと認められる。
　以上のことから、本件特許に係る出願の出願日の遡及は認められるので、本件特許の原出願の公開公報である刊行物１６を公知文献として請求項１〜８に記載の発明の新規性及び進歩性を否定することはできないものと認められる。
（３）以上のとおりであるから、本件発明１は、刊行物１に記載された発明であるとすることができず、本件発明５は、刊行物４に記載された発明であるとすることができず、また、本件発明１〜８は、刊行物１６に記載された発明であるとすることができず、更に、本件発明１〜８は、刊行物１〜１６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たものとすることができない。
（４）次に、上記訂正により、取消理由で指摘した明細書の記載不備は解消したものと認められる。
　したがって、本件発明１〜８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
　特許異議申立人住友金属工業株式会社は、証拠として、甲第１〜９号証を提出し、本件の請求項１に記載の発明は、甲第１号証に記載された発明であり、また、請求項５に記載の発明は、甲第５号証に記載された発明であり、また、請求項１〜８に記載の発明は、甲第１〜９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、請求項１、５に記載の発明に係る特許は、特許法第２９条第１項の規定により、特許を受けることができないものであり、また、請求項１〜８に記載の発明は、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、請求項１〜８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、また、特許異議申立人株式会社神戸製鋼所は、証拠として、甲第１〜１０号証を提出し、請求項１、３〜５、７，８に記載の発明は、甲第１〜１０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、請求項１〜８に記載の発明は、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り、また、請求項５，７，８に係る特許は特許法第３６条第４項に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされているので、請求項１〜８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
　特許異議申立人住友金属工業株式会社が提出した甲第１〜９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）」に記載した理由により、甲第１号証に記載された発明であるとすることができず、また、本件発明５は「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）」に記載した理由により、甲第５号証に記載された発明であるとすることができず、また、本件発明１〜８は「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）」に記載した理由により、甲第１〜９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。
　また、特許異議申立人株式会社神戸製鋼所が提出した甲第１〜１０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１，３〜５、７，８は「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）」に記載した理由により、甲第１〜１０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、「ウ．独立特許要件の判断　（対比・判断）（４）」に記載した理由により請求項５，７，８に係る特許は特許法第３６条第４項に規定する要件を満たしていない特許出願に対してされているとすることはできない。
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１〜８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１〜８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３月８日（２００１．３．８）
【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、特許請求の範囲の請求項５に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｂ
　特許請求の範囲の減縮を目的として、特許請求の範囲の請求項６に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｃ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書段落００１２に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｄ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書段落００１３に記載の「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上」を「（ＶＦ／ｄＦ）が７以上（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｅ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書段落００１７に記載の「（Ｃが０．１５％以上０．３％未満の場合は、残留オーステナイトが微細に生成しやすいので７以上でよい）」を「（Ｃが０．１５％以上０．３％未満の場合は、残留オーステナイトが微細に生成しやすいので７以上でよい（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）」と訂正する。
訂正事項ｆ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書段落００１９の表１に注として「＊１：０．１５％≦Ｃ＜０．１６％では７≦ＶＦ／ｄＦ＜２０を除く」を加入する。
訂正事項ｇ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、明細書段落００２３に記載の「ＶＦ／ｄＦを７以上とすればよい。」を「ＶＦ／ｄＦを７以上とすればよい（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）。」と訂正する。
訂正事項ｈ
　明りょうでない記載の釈明を目的として、図２に注として「＊１：０．１５％≦Ｃ＜０．１６％では７≦ＶＦ／ｄＦ＜２０を除く」を加入する。
訂正事項ｉ
　誤記の訂正を目的として、明細書段落００５２の表３中、本発明例１８のＶＦの値「４０」を「３９」に、ＶＢの値「４３」を「４８」に訂正する。
（５４）【発明の名称】
成形性又は成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】　化学成分として、
　Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、
　Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が２０以上で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【請求項２】　化学成分として、
　Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、
　Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．１０超〜３．０重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が２０以上で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【請求項３】　さらに、
　Ｃｒ≦０．５重量％、
　Ｔｉ≦０．０５重量％、
　Ｎｂ≦０．０５重量％、
　Ｖ　≦０．０５重量％、
　Ｂ　≦０．００２重量％、
　Ｍｏ≦１．０重量％、
　Ｃｕ≦１．０重量％、
　Ｎｉ≦０．５重量％
のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなることを特徴とする請求項１または２記載の成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【請求項４】　さらに、
　Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％
または
　ＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％
のいずれかを含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか記載の成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【請求項５】　化学成分として、
　Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、
　Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が７以上
（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）
　【請求項６】　化学成分として、
　Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、
　Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、
　Ｍｎ：０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．１０超〜３重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が７以上
（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）
　【請求項７】　さらに、
　Ｃｒ≦０．５重量％、
　Ｔｉ≦０．０５重量％、
　Ｎｂ≦０．０５重量％、
　Ｖ　≦０．０５重量％、
　Ｂ　≦０．００２重量％、
　Ｍｏ≦１．０重量％、
　Ｃｕ≦１．０重量％、
　Ｎｉ≦０．５重量％
のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなることを特徴とする請求項５または６記載の成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【請求項８】　さらに、
　Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％
または
　ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％
のいずれかを含有することを特徴とする請求項５〜７のいずれか記載の成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　この発明は自動車、産業用機械等に使用することを目的とした高延性を有する成形性あるいは成形性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　自動車用鋼板の軽量化と衝突時の安全確保を主な背景として鋼板の高強度化の要請は強い。しかし、高強度鋼板といえどもその加工性に対する要求は高く、強度と加工性を両立させる鋼板が必要とされている。従来、良好な延性を必要とする用途に供される熱延鋼板として、フェライトとマルテンサイトにより構成されるＤｕａｌ　ｐｈａｓｅ鋼（以下ＤＰ鋼と称す）がある。このＤＰ鋼は固溶強化型高強度鋼板、析出強化型高強度鋼板よりすぐれた強度・延性バランスを示すことが知られている。しかし、その強度・延性バランスの限界はＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≦２０００であり、より厳しい要求には耐えられないのが現状である。
　【０００３】
　この現状を打破してＴＳ×Ｔ．Ｅｌ＞２０００が得られるシーズとして残留オーステナイトの利用がある。その一例としてＡｒ３〜Ａｒ３＋５０℃で熱間圧延後、鋼板を４５０〜６５０℃の温度範囲で４〜２０秒保持し、次いで３５０℃以下で巻取り、残留オーステナイトを有する鋼板を製造する方法が特開昭６０−４３４２５号公報に、更に他の例として仕上温度８５０℃以上で全圧下率８０％以上かつ最終３パスの合計圧下率６０％以上、最終パス圧下率２０％以上の大圧下圧延を行い、続いて５０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃以下まで冷却し、残留オーステナイトを有する鋼板を製造する方法が特開昭６０−１６５３２０号公報に示されている。
　【０００４】
　しかしながら、省エネルギー、生産性向上の点からすると、冷却途中、４５０〜６５０℃での４〜２０秒の保持、および３５０℃以下の低温巻取あるいは大圧下圧延等を必要とする従来方法は操業上好ましくない。それにもかかわらず、これらの方法によって得られた鋼板の加工性はＴＳ×Ｔ．Ｅｌ＜２４００であり、かならずしも使用者側の要求レベルをすべて満たしているとは言い難い。より高いＴＳ×Ｔ．Ｅｌ値（望ましくは２４００以上）を持つ鋼板、およびより生産性の高いその製造方法が求められていた。一方、実成形を考えた場合、強度−延性バランスが良いだけでなく、それとともに優れた一様伸び（張り出し性）、穴拡げ性（伸びフランジ性）、曲げ性、２次加工性、靱性を有することが必要である。また、この種鋼板の使用分野においてはスポット溶接の適用率が増大し、スポット溶接にも優れていることが望まれている。さらには強度保証という観点から高い引張強さはもとより、高い降伏比（高い降伏強度）も望まれている。
　【０００５】
　すなわち、上記した複合特性を両立させることによって、実使用に供せられる用途が格段に広がるのである。
　【０００６】
　【発明が解決しようとする課題】
　本発明は従来技術の限界を越えてＴＳ×Ｔ．Ｅｌ≧２０００を得る残留オーステナイトを含有する加工性に優れた熱延高強度鋼板を提供するものであり、更に、優れた成形性（強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性）、高い降伏比、優れたスポット溶接性を合わせ持つ熱延高強度鋼板を提供するものである。
　【０００７】
　【課題を解決するための手段】
　上記問題点を解決するため、本発明は以下の（１）〜（８）の手段を採用する。
　【０００８】
（１）　化学成分として、
　Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、
　Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が２０以上で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【０００９】
（２）　化学成分として、
　Ｃ＝０．０５〜０．１５重量％未満、
　Ｓｉ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝１．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．１０超〜３重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が２０以上で２μｍ以下の残留オーステナイト占積率が５％以上であることを特徴とする成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【００１０】
（３）　さらに、
　Ｃｒ≦０．５重量％、
　Ｔｉ≦０．０５重量％、
　Ｎｂ≦０．０５重量％、
　Ｖ≦０．０５重量％、
　Ｂ≦０．００２重量％、
　Ｍｏ≦１．０重量％、
　Ｃｕ≦１．０重量％、
　Ｎｉ≦０．５重量％
のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなることを特徴とする前記（１）または（２）の成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【００１１】
（４）　さらに、
　Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％
または
　ＲＥＭ＝０．００５〜０．０５重量％
のいずれかを含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかの成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【００１２】
（５）　化学成分として、
　Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、
　Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．００５〜０．１０重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が７以上
（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）
　【００１３】
（６）　化学成分として、
　Ｃ＝０．１５〜０．３０重量％未満、
　Ｓｉ＝２．０超〜３．０重量％、
　Ｍｎ＝０．５〜３．０重量％、
　Ｓｉ＋Ｍｎ＝２．５超〜６．０重量％、
　Ｐ≦０．０２重量％、
　Ｓ≦０．０１重量％、
　Ａｌ＝０．１０超〜３重量％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなり、ミクロ組織としてフェライト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成され、かつフェライト占積率（ＶＦ）とフェライト粒径（ｄＦ）の比（ＶＦ／ｄＦ）が７以上
（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）
　【００１４】
（７）　さらに、
　Ｃｒ≦０．５重量％、
　Ｔｉ≦０．０５重量％、
　Ｎｂ≦０．０５重量％、
　Ｖ　≦０．０５重量％、
　Ｂ　≦０．００２重量％、
　Ｍｏ≦１．０重量％、
　Ｃｕ≦１．０重量％、
　Ｎｉ≦０．５重量％
のうちの１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的元素からなることを特徴とする前記（５）または（６）の成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【００１５】
（８）　さらに、
　Ｃａ＝０．０００５〜０．０１重量％
または
　ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％
のいずれかを含有することを特徴とする前記（５）〜（７）のいずれかの成形性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板。
　【００１６】
　【作用】
　本発明者らは種々の実験検討を重ねた結果、従来技術が持つ問題点を解消し、優れた成形性、高い降伏比、優れたスポット溶接性を合わせ持つ熱延高強度鋼板を発明した。
　【００１７】
　第１に、優れた成形性と高い降伏比を両立させるための鋼板ミクロ組織は、２ミクロン以下の残留オーステナイトを５％以上の占積率で含有し、ＶＦ／ｄＦ（ＶＦ：フェライト占積率；％、ｄＦ：フェライト粒径；ミクロン）が２０以上（Ｃが０．１５％以上０．３％未満の場合は、残留オーステナイトが微細に生成しやすいので７以上でよい
（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）
　【００１８】
　表１にその関係を示すように、ポイントは以下の▲１▼〜▲３▼である。
　【００１９】
　【表１】
　【００２０】
▲１▼　残留オーステナイトの増加は強度−延性バランスの向上、一様伸びの向上に寄与し、その効果は残留オーステナイトの微細化により高まる。一方、残留オーステナイトを微細化することにより穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性は優れたレベルを維持することが可能となる。すなわち、残留オーステナイトを５％以上含有させ、かつ、そのサイズを２μｍ以下とすることにより、はじめて、優れた強度−延性バランス、優れた一様伸び、優れた穴拡げ性、優れた曲げ性、優れた２次加工性、優れた靱性を両立させることができるのである。
　【００２１】
▲２▼　ＶＦ／ｄＦの増加はフェライト占積率の増加、フェライト粒の微細化を通じて２次加工性の向上、靱性の向上、降伏比の増加に寄与する。
　【００２２】
▲３▼　ミクロ組織を構成する相をフェライト＋ベイナイト＋残留オーステナイトの３相とすることにより、すなわち、パーライト、マルチンサイトの混在を回避することにより、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性は優れたレベルを維持することが可能となる。また、それにより、高降伏比の維持も可能となる。
　【００２３】
　第２に、２ミクロン以下の残留オーステナイトを５％以上の占積率で含有するためには、図１、２に示すごとく、Ｃが０．０５〜０．１５重量％未満の場合はＳｉを０．５〜３．０重量％、Ｍｎを０．５〜３．０重量％、Ｓｉ＋Ｍｎを１．５超〜６．０重量％と制御したうえで、ＶＦ／ｄＦを２０以上、またＣが０．１５〜０．３０％未満の場合はＳｉを２．０〜３．０％、Ｍｎを０．５〜３．０％、Ｓｉ＋Ｍｎを２．５超〜６．０％と制御したうえでＶＦ／ｄＦを７以上とすればよい
（但し、Ｃ：０．１５〜０．１６重量％未満ではＶＦ／ｄＦ：７〜２０未満を除く）
　【００２４】
　第３に、図３に示すごとく、最良のスポット溶接性（ナゲット内破断＝０）を得るためにはＣ＜０．１５重量％、Ｓｉ＋Ｍｎ≦６％、Ｓｉ、Ｍｎ≦３．０％、Ｐ≦０．０２％とする。
　【００２５】
　第４に、非常に厳格な表面性状が要求される場合、加熱温度≦１１７０℃ないしはＳｉ＝１．０〜２．０％の規制が有効である。
　【００２６】
　第５に、図４に示すごとく、優れた穴拡げ性（ｄ／ｄ０≧１．４）を得るにはＣ＜０．１５重量％、Ｓ≦０．０１重量％とすることが必要であり、ＣａないしはＲＥＭ添加も有効である。また、特に優れた穴拡げ性（ｄ／ｄ０≧１．５）を得るには、さらにＣ＜０．１０重量％とすることが必要である。
　【００２７】
　すなわち、本発明の厳格な成分制御および厳格な組織制御によって、はじめて、熱延高強度鋼板に要求される種々の複合特性を満足しうる。
　【００２８】
　さらに、前記ミクロ組織を達成する熱延条件を検討し、その製造方法を開発した。
　【００２９】
　以下、まず成分規制の値とその制限理由を説明する。
　【００３０】
　Ｃは残留オーステナイト（以下、残留γと称する）の確保のために、０．０５重量％以上０．３０重量％未満添加するが、溶接部の脆化を防止して最良なスポット溶接性を得、さらにｄ／ｄ０≧１．４以上の優れた穴拡げ性を得るためには、その添加上限を０．１５重量％未満とする。さらにｄ／ｄ０≧１．５以上の最良の穴拡げ性が要求される場合は、その上限を０．１０重量％未満とする。なお、Ｃは強化元素でもあり、Ｃの増加とともに引張強さが増加するが、それとともにｄ／ｄ０が低下し、スポット溶接性に不利となるのは避けられない。
　【００３１】
　Ｓｉ、Ｍｎは強化元素である。また、Ｓｉはフェライト（以下、αと称する）の生成を促進し、炭化物の生成を抑制することにより、残留γを確保する作用があり、Ｍｎはγを安定化して残留γを確保する作用がある。ＳｉとＭｎのその作用を十分に発揮するためには、Ｓｉ、Ｍｎの各々単独の添加下限量の規制を行うとともに、Ｓｉ＋Ｍｎの添加下限量を規制することが必要である。すなわち、Ｓｉ、Ｍｎの各々単独の添加下限量は０．５重量％以上、Ｓｉ＋Ｍｎの添加下限量は１．５重量％超とする必要がある。ただし、Ｓｉ、Ｍｎを過度に添加しても上記効果は飽和し、かえって溶接性劣化、鋳片割れを生ずるため、Ｓｉ、Ｍｎの各々単独の添加上限量は３．０重量％以下、Ｓｉ＋Ｍｎの添加上限量は６．０重量％以下とする必要がある。また、特に優れた表面性状が要求される場合はＳｉ＝１．０〜２．０重量％が望ましい。
　【００３２】
　Ｐは残留γの確保に効果があるが、本発明では２次加工性、靱性、溶接性を最良に保つため、上限量を０．０２重量％としている。これら特性の要求が厳格でない場合は、残留γの増加を助けるため、０．２％まで添加してもよい。
　【００３３】
　Ｓは硫化物系介在物により穴拡げ性が劣化するのを防ぐため、その上限量を０．０１重量％とする。
　【００３４】
　Ａｌは脱酸とＡｌＮによるγの細粒化を経たα占積率の増加、αの細粒化、残留γの増加、細粒化を目的に０．００５重量％以上０．１０重量％添加する。また、残留γの増加を助けるため、Ａｌを３％まで添加してもよく、この場合も本発明の範囲に含まれる。
　【００３５】
　Ｃａは硫化物系介在物の形状制御（球状化）により、穴拡げ性をより向上させるために０．０００５重量％以上添加するが、効果の飽和、さらには介在物の増加による逆効果（穴拡げ性の劣化）の点からその上限を０．０１重量％とする。また、ＲＥＭも同様の理由からその添加量を０．００５〜０．０５重量％とする。
　【００３６】
　以上が主たる成分の添加理由であるが、強度確保、細粒化を目的に特性を劣化させない範囲でＮｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏを１種または２種以上添加してもよい。
　【００３７】
　次に、前記したミクロ組織を如何に達成するかという観点から加熱規制、圧延規制、冷却規制、巻取規制等の値とその制限理由を説明する。
　【００３８】
　仕上げ圧延の終了温度の下限は加工組織（加工α）の出現による加工性の劣化、特に強度−延性バランスの劣化（伸びの劣化）を防ぐため、Ａｒ３−５０℃とする。また、仕上げ圧延の終了温度の上限は１段冷却（図５）の場合、α占積率の増加効果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果を圧延工程で確保するためにＡｒ３＋５０℃とする。２段冷却、３段冷却（図５）の場合は後述するごとく冷却工程でα占積率の増加効果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果が期待できるため、特に仕上げ圧延の終了温度の上限を定める必要はないが、前記効果をより高めるために好ましくは上限をＡｒ３＋５０℃とする。
　【００３９】
　仕上げ圧延の全圧下率はα占積率の増加効果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果を確保するために８０％以上とする。好ましくは前段４パスの各圧下率を４０％以上とする。
　【００４０】
　図５に示す１段冷却の冷却速度はパーライトの生成防止のため、下限を３０℃／秒とする。
　【００４１】
　図５に示す２段冷却においては、初段の冷却はα占積率の増加効果、細粒残留γの増加効果を得るため、３０℃／秒未満の冷却速度でＡｒ３以下まで降温させるが、パーライトの生成を避けるため、Ａｒ１超から２段目の冷却を３０℃／秒以上の冷却速度で開始する。なお、Ａｒ３以下〜Ａｒ１超で等温保持してもさしつかえない。ただし、広範囲の歪領域にわたってＴＲＩＰ現象を維持し、優れた特性を得るためには初段の冷却速度は５〜２０℃／秒とすることが望ましい。
　【００４２】
　図５に示す３段冷却においては、初段の冷却はαの細粒化のため、３０℃／秒以上でＡｒ３以下まで冷却する。２段目の冷却はα占積率の増加効果、細粒残留γの増加効果を得るため、３０℃／秒未満とするが、パーライトの生成を避けるため、Ａｒ１超から３段目の冷却を３０℃／秒以上の冷却速度で開始する。なお、Ａｒ３以下〜Ａｒ１超で等温保持してもさしつかえない。ただし、広範囲の歪領域にわたってＴＲＩＰ現象を維持し、優れた特性を得るためには２段目の冷却速度は５〜２０℃／秒とすることが望ましい。
　【００４３】
　また、１段冷却、２段冷却、３段冷却のいずれの方法においてもα占積率の増加効果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果、さらには冷却テーブル長の低減を狙って、圧延直後急冷を行ってもよい。
　【００４４】
　巻取温度はマルテンサイトの生成を防止して残留γを確保するため、その下限を３５０℃超とする。その上限はパーライトの生成を防止しつつ、過度のベイナイト変態を抑制して残留γを確保するため、５００℃未満とする。
　【００４５】
　以上が本発明鋼板を製造する場合の規制理由であるが、α占積率の増加効果、αの細粒化効果、細粒残留γの増加効果を高めるため、▲１▼加熱温度上限を１１７０℃とする、▲２▼仕上げ圧延の開始温度を仕上げ圧延終了温度＋１００℃以下とする等の手段を単独ないしは複合で行ってもよい。また、最良な表面性状の確保のために上限を１１７０℃としてもよい。
　【００４６】
　さらに、巻取後の冷却は放冷を行ってもよいし、強制冷却でもよい。過度のベイナイト変態を抑制して残留γを確保する効果を高めるため、２００℃未満まで３０℃／時以上で冷却してもよい。上記の加熱温度規制、仕上げ圧延開始温度規制と組み合わせてもよい。
　【００４７】
　なお、圧延に供する鋼片はいわゆる冷片再加熱、ＨＣＲ、ＨＤＲのいずれであってもかまわない。また、いわゆる薄肉連続鋳造による鋼片であってもかまわない。
　【００４８】
　また、本発明による熱延鋼板をめっき原板としてもよい。
　【００４９】
　【実施例】
　供試鋼のＦｅ以外の化学成分を表２に示す。
　【００５０】
　【表２】
　【００５１】
　本発明例および比較例の熱延鋼板を表３、４に示す。
　【００５２】
　【表３】
　【００５３】
　【表４】
　【００５４】
　Ｎｏ．１〜１８は本発明例であり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られている。ただし、Ｎｏ．１８はＣが高いためスポット溶接性は他に比べ幾分劣る。しかし成形性は良好である。
　【００５５】
　また、表面性状も良好である。Ｎｏ．１、３、５、７〜１５はＳｉ＝１．０〜２．０重量％であるため、特に優れた表面性状が得られている。
　【００５６】
　Ｎｏ．１９〜２３は比較例である。Ｎｏ．１９は鋼のＳｉ含有量およびＳｉ＋Ｍｎ含有量が下限を下回っているため、残留γが得られず、強度−延性バランス、一様伸びが劣化している。Ｎｏ．２０はパーライトが混入し、残留γが５％を下回っているため、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．２１はマルテンサイトが混入し、残留γが５％を下回っているため、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化し、さらに、降伏比が６０％を下回っている。Ｎｏ．２２は残留γ量は５％を確保しているもののそのサイズが２μｍを越えているため、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．２３は鋼のＣ量が上限を越えているためスポット溶接性、穴拡げ性が劣化している。
　【００５７】
　なお、表２の鋼種Ｇ〜Ｌ、Ｒ〜Ｖ、Ｘにおいても優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も良好であった。
　【００５８】
　本発明例および比較例の熱延鋼板の製造方法を表５〜１０に示す。
　【００５９】
　【表５】
　【００６０】
　【表６】
　【００６１】
　【表７】
　【００６２】
　【表８】
　【００６３】
　【表９】
　【００６４】
　【表１０】
　【００６５】
　表５、６は冷却テーブルでの冷却が図５に示す１段冷却の場合の本発明鋼板の製造例および比較例鋼板の製造例である。
　【００６６】
　Ｎｏ．２４〜３０は本発明鋼板の製造例であり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も良好である。
　【００６７】
　Ｎｏ．３１〜３５は比較例であり、これによっては、本発明鋼板は得られない。Ｎｏ．３１は圧延終了温度が下限を下回り、巻取温度が上限を越えているため、加工組織（加工α）、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．３２は冷却速度が下限を下回っているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留７を５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．３３は巻取温度が上限を越えているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．３４は巻取温度が下限を下回っているため、マルテンサイトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化しており、降伏比も６０％を下回っている。Ｎｏ．３５は圧延終了温度が上限を越えているため、ＶＦ／ｄＦ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化した。
　【００６８】
　表７、８は冷却テーブルでの冷却が図５に示す２段冷却の場合の本発明鋼板の製造例および比較例鋼板の製造例である。
　【００６９】
　Ｎｏ．３６〜４１は本発明鋼板の製造例であり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も良好である。
　【００７０】
　Ｎｏ．４２〜４７は比較鋼板の製造例である。Ｎｏ．４２は圧延終了温度が下限を下回り、巻取温度が上限を越えているため、加工組織（加工α）、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．４３は仕上げ圧延の全圧下率が下限を下回っているため、ＶＦ／ｄＦ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．４４は第１段目の冷却速度が上限を越えているため、ＶＦ／ｄＦ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．４５は第２段目の冷却速度が下限を下回っているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．４６は巻取温度が上限を越えているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化した。Ｎｏ．４７は第１段目の冷却終了温度（冷却速度変更温度Ｔ１）が上限を越えているため、ＶＦ／ｄＦ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化している。
　【００７１】
　表９、１０は冷却テーブルでの冷却が図５に示す３段冷却の場合の本発明鋼板の製造例および比較例鋼板の製造例である。
　【００７２】
　Ｎｏ．４８〜５３は本発明鋼板の製造例であり、優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持つ高降伏比型熱延高強度鋼板が得られ、その表面性状も良好である。
　【００７３】
　Ｎｏ．５４〜５６は比較鋼板の製造例である。Ｎｏ．５４は第２段目の冷却速度が上限を越えているため、ＶＦ／ｄＦ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．５５は第３段目の冷却速度が下限を下回っているため、パーライトを生成し、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、穴拡げ性、曲げ性、２次加工性、靱性が劣化している。Ｎｏ．５６は第１段目および第２段目の冷却終了温度（冷却速度変更温度Ｔ１、Ｔ２）が上限を越えているため、ＶＦ／ｄＦ≧２０に到達せず、２μｍ以下の残留γを５％以上得ることができず、その結果、強度−延性バランス、一様伸び、２次加工性、靱性が劣化している。
　【００７４】
　なお、表２の鋼種Ｇ〜Ｌ、Ｒ〜Ｖ、Ｘにおいても同様の製造方法により優れた成形性、優れたスポット溶接性を合わせ持ち、表面性状の良好な高降伏比型熱延高強度鋼板が得られた。
　【００７５】
　以上より明らかなごとく、実使用上の種々のケース・部品を想定した場合、複合特性を備えた本発明によってはじめて実用化が可能となるといえる。
　【００７６】
　なお、特性評価は以下の方法で実施した。
　【００７７】
　引張試験はＪＩＳ５号にて実施し、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、降伏比（ＹＲ＝１００×ＹＰ／ＴＳ）、全伸び（Ｔ．ＥＬ）、一様伸び（Ｕ．ＥＬ）、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｔ．ＥＬ）を求めた。
　【００７８】
　穴拡げ性は２０ｍｍの打ち抜き穴をバリのない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラックが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ０、２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ０）で示す。
　【００７９】
　曲げ性は３５ｍｍ×７０ｍｍの試験片をバリを外側にして、先端０．５Ｒの９０度Ｖ曲げ（曲げ軸は圧延方向）を行い、１ｍｍ以上のクラックが無いときは○で有るときは×で示す。
　【００８０】
　２次加工性は９０ｍｍφの打ち抜き板を絞り比１．８でカップ成形したものを−５０℃で圧壊し、割れが無いときは○で有るときは×で示す。
　【００８１】
　靱性は遷移温度が−１２０℃以下を満足するときは○で満足しないときは×で示す。
　【００８２】
　スポット溶接性はスポット溶接試験片をたがねで剥離したときのナゲット（スポット溶接時に溶融し、その後凝固した部分）内の破断が無いときは○で有るときは×で示す。
　【００８３】
　また、表面性状は目視で非常に良好な場合◎で、良好な場合○で示す。
　【００８４】
　【発明の効果】
　本発明により従来にない複合特性を合わせ持つ熱延高強度鋼板、すなわち成形性、高い降伏比、優れたスポット溶接性を合わせ持つ熱延高強度鋼板が得られ、使用用途・使用条件が格段に拡がる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　２ミクロン以下の残留γを５％以上得るための条件を示す図である。
　【図２】
　２ミクロン以下の残留γを５％以上得るための条件を示す図である。
　【図３】
　スポット溶接性を向上させる条件を示す図である。
　【図４】
　穴拡げ比を向上させるための条件を示す図である。
　【図５】
　冷却テーブルでの冷却方法を示す図である。
【図面】