【事件の表示】
　特許第２７８９２６１号「焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法」の請求項１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２７８９２６１号の請求項１に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第２７８９２６１号の請求項１に係る発明についての出願は、平成２年１１月１日に出願され、平成１０年６月１２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１２年２月２１日訂正請求がなされたものである。
２．訂正の要旨
　(a)特許請求の範囲の請求項１の記載
　「【請求項１】(1)式を満たして、C：0.005wt％以下、Si：1.5wt％以下、Mn：0.01〜2.0wt％,P：0.15wt％以下、S：0.01wt％以下、Al：0.01〜0.1wt％、N：0.005wt％以下、Ti：〔N(wt％)〕×(48/14)〜〔N(wt％)〕×(48/14)＋〔C(wt％)〕×(48/12)wt％を含むほか、V：（〔C(wt％)〕−〔Ti＊(wt％)〕×(12/48)×(51/12)〜0.1wt％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに800℃以上の温度で仕上圧延を終了して500℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて800℃以上Ae3点以下の温度域で1秒以上の再結晶焼鈍を施した後、5℃/s以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから10℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
〔Ti＊〕＝total〔Ti〕−〔Ti　as　TiN〕
〔C(wt％)〕−〔Ti＊(wt％)〕×(12/48)＞0　(1)」を、
　「【請求項１】(1)式を満たして、C：0.005wt％以下、Si：1.5wt％以下、Mn：0.01〜2.0wt％,P：0.15wt％以下、S：0.01wt％以下、Al：0.01〜0.1wt％、N：0.005wt％以下、Ti：〔N(wt％)〕×(48/14)〜〔N(wt％)〕×(48/14)＋〔C(wt％)〕×(48/12)wt％を含むほか、V：（〔C(wt％)〕−〔Ti＊(wt％)〕×(12/48)×(51/12)〜0.1wt％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに800℃以上の温度で仕上圧延を終了して500℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて800℃以上Ae3点以下の温度域で1秒以上の再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで5℃/s以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで10℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
〔Ti＊〕＝total〔Ti〕−〔Ti　as　TiN〕
〔C(wt％)〕−〔Ti＊(wt％)〕×(12/48)＞0　(1)」
と訂正する。
(b)明細書第８頁12〜15行の
　「・・・再結晶焼鈍を施した後、5℃/s以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから10℃/s以上の冷却速度で冷却する・・・」を、
　「・・・再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで5℃/s以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで10℃/s以上の冷却速度で冷却する・・・」
と訂正する。
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
　ａの訂正は、溶融亜鉛メッキの前後に行う冷却処理の区間を、それぞれ本件明細書の本発明の製造方法についての記載に基づき、「再結晶焼鈍後から溶融メッキ処理を施すまで」及び「（合金化処理を行ってから）室温まで」と限定するものであり、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。
　ｂの訂正は、ａの特許請求の範囲の訂正に伴い、発明の詳細な説明の対応する記載を明りょうにするための訂正であり、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。
3-2.独立特許要件
（本件発明）
　訂正明細書の請求項１に係る発明（以下、「本件発明」という。）は、その特許請求の範囲の請求項１に記載された次のとおりのものである。
　「【請求項１】(1)式を満たして、C：0.005wt％以下、Si：1.5wt％以下、Mn：0.01〜2.0wt％、P：0.15wt％以下、S：0.01wt％以下、Al：0.01〜0.1wt％、N：0.005wt％以下、Ti：〔N(wt％)〕×(48/14)〜〔N(wt％)〕×(48/14)＋〔C(wt％)〕×(48/12)wt％を含むほか、V：（〔C(wt％)〕−〔Ti＊(wt％)〕×(12/48)×(51/12)〜0.1wt％を含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに800℃以上の温度で仕上圧延を終了して500℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて800℃以上Ae3点以下の温度域で1秒以上の再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで5℃/s以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで10℃/s以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
〔Ti＊〕＝total〔Ti〕−〔Ti　as　TiN〕
〔C(wt％)〕−〔Ti＊(wt％)〕×(12/48)＞0　(1)」
（取消理由の概要）
　取消理由は、本件発明は、刊行物１〜刊行物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であるから、本件発明の特許は、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る、というものである。
（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（特開昭６１−２４６３２７号公報）には、
　「重量％で
　Ｃ　　　0.003〜0.02％、
　Si　　　0.5％以下、
　Mn　　　0.05〜1.2％、
　Ｐ　　　0.1％以下、
　Al　　　0.01〜0.1％、
　Ti　　　0.01〜0.1％、
　Ｖ　　　0.01〜0.１％、
　Ｎ　　　0.0060％以下
を含有し、且つ、
　％Ti＋％Ｖ≧5％Ｃ＋3.4％Ｎ
及び
％Ｃ−{(％Ti−3.4％Ｎ)／4}≧0.001を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を熱間圧延及び冷間圧延して冷延鋼板とし、次いで、この鋼板を750℃以上の温度にて連続再結晶焼鈍し、その後の冷却過程において100℃から400℃の間を8℃／秒以上の平均冷却速度にて冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐縦割れ性にすぐれた超深絞り用冷延鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）
が記載され、また、
　「TiがＶよりもＣ及びＮとの親和力が強く、しかも、Ｖよりも高温域でＣ及びＮとの析出反応を起こす点に着目し、Ti及びＶの複合添加によって、本発明の初期の目的を達成することに成功したのである。」（第3頁右上欄6〜10行）
　「上記(1)式は、化学量論的に鋼中のＣ及びＮを固定するに十分なTi及びＶ量を確保するための条件である。上記(2)式は、Tiによって固定されるＮ及びＣのうち、全Ｃ量がTiCによって固定される場合、再結晶焼鈍時に再固溶するＣ量が少なくなり、所定の焼付硬化量が得られないので、少なくとも0.001％以上のＣ量をV4C3として析出させるための条件を規定するものであり、これによって、再結晶焼鈍過程において再固溶するＣ量を確保するものである。」（第4頁左上欄6〜15行）
　「本発明において用いる鋼は、連続鋳造法、造塊法のいずれかによって溶製されてもよく、また、その熱間圧延条件も特に制限されない。・・・圧延後の巻取は高温巻取が好ましく、通常、650℃以上の巻取とする。
　熱間圧延後、常温まで冷却した熱延鋼板は、次いで、常法に従って、酸洗及び冷間圧延を施した後、750℃以上の温度にて連続焼鈍される。・・・特に、焼付硬化量を高めるためには、連続焼鈍温度は800℃以上が好ましい。
　本発明の方法によれば、上記連続焼鈍後の冷却過程において、100℃から400℃までの間を平均冷却速度8℃／秒以上にて高速冷却することが必要である。上記冷却速度が8℃／秒よりも低いときは、冷却の途中でV4C3の再析出及びFe3Cの析出によって、焼付硬化性が著しく損なわれるからである。即ち、本発明の方法においては、冷却途中におけるFe3Cの析出が300℃付近で活発になるので、100℃から400℃の間で高速冷却する必要がある。」（第4頁右上欄4行〜左下欄6行）
と記載され、
　表には、発明鋼Ａとして、化学成分（重量％）が、Ｃ：0.005％，Si：0.01％，Mn：0.23％，Ｐ：0.012％，Al：0.031％，Ti：0.028％，Ｖ：0.040％，Ｎ：0.0040％であり、焼鈍温度が850℃、冷却方法が、連続焼鈍−水冷（冷却速度≧500℃／Ｓ）であり、焼付硬化量が4.8kgf/mm2であるものが示されている。
　同じく引用された刊行物２（第３版「金属便覧VI」昭和57年5月31日、第428〜9頁）には、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、　　　
　「合金化処理鋼板は連続式溶融亜鉛めっきラインのめっき浴出側で亜鉛付着量を調節し、直ちに550〜600℃に保持した加熱炉に導いて製造される。図10.49に加熱炉の一例を示す。」（第428頁右欄20〜23行）
と記載されている。
　同じく引用された刊行物３（特開昭６１−２７６９６１号公報）には、
　「Ｃ　：0.0050wt％以下、
　Si　：0.5wt％以下、
　Mn  ：1.0wt％以下、
　Ｐ　：0.15wt％以下、
　Ｓ　：0.010wt％以下、
　Al　：0.010〜0.10wt％および
　Ｎ　：0.0050wt％以下、
を含み、かつ
　Ti　：0.010〜0.050wt％および
　Nb　：0.004〜0.030wt％
のうちいずれか一種又は二種を含有し、残部実質的にFeの組成になる冷延鋼板を700〜A3変態点の温度で再結晶焼鈍したのち、400〜550℃の温度範囲に一旦降温してから溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで700〜850℃の温度範囲で合金化処理を施すことからなる、深絞り性、延性および耐パウダリング性に優れた超深絞り加工用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲第３項）
　「(a)冷延板を、一旦400〜550℃に加熱してから、溶融亜鉛めっき処理を施し、ついで700〜850℃の温度範囲で再結晶焼鈍を兼ねる合金化処理を施すサイクル。
　ここに冷延板を、めっき処理に先立って400〜550℃の温度に加熱するのは、鋼板の温度をめっき浴温と同程度にしておくことが、めっき密着性の点で必要だからであり、上記の範囲の温度で1秒以上で処理することが好ましい。
　そして後続の合金化処理条件が、この発明鋼のプレス成形性、焼付硬化性および耐パウダリング性を支配するとくに重要な因子である。すなわちこの発明では、溶融亜鉛めっき後、従来よりも高い700℃以上の温度で再結晶焼鈍を兼ねた合金化処理を施すことによって、鋼板素材の再結晶を完了させると共に合金化めっき層中の鉄濃度を高めるところに特徴があり、かくして・・・耐パウダリング性の改善が達成されるのである。」（第4頁左上欄8行〜右上欄6行）
　「(b)冷延板を、700〜A3変態点の温度で再結晶焼鈍したのち、400〜550℃の温度に一旦降温してから溶融亜鉛めっきを施し、ついで700〜850℃の温度範囲で合金化処理を施すサイクル。
　・・・・・
　ここにかような再結晶焼鈍の処理時間は１ｓ〜２min程度が好ましく、また延性の向上のためにはより高温での処理が望ましい。」（第4頁左下欄2〜14行）
　「（実施例）
　表１に示す種々の組成になる鋼（Ａ〜Ｈ）をそれぞれ、転炉にて溶製し、RH脱ガス処理後、連続鋳造によってスラブとした。ついで加熱温度：1200℃、仕上げ温度：910℃、巻取り温度：600℃の条件下に熱間圧延を施して2.8mm厚の熱延板とし、酸洗後、冷間圧延を施して0.7mm厚の冷延板とした。
　次にかかる冷延板を、一部については表２に示した条件で再結晶焼鈍を施したのち、400〜550℃の温度としてから、溶融亜鉛めっき（めっき浴温：480℃、めっき時間：２ｓ）を施し、ついでやはり表２に示した温度で再結晶焼鈍・合金化処理を施した。その後5〜30℃/sの温度で冷却してから、0.5％程度の調質圧延を施した。」（第4頁左下欄15行〜右下欄9行）
とそれぞれ記載されている。
（対比・判断）
　本件発明と刊行物１に記載された発明とを対比すると、両者は、「C、Si、Mn、P、Al、N、Tiを含むほか、Vを含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、熱間圧延して500℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて800℃以上の温度域で再結晶焼鈍を施した後、高速冷却する焼付硬化性の優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法。」である点で一致し、上記化学成分の含有量、高速冷却の冷却速度も重複しているが、本件発明が、「再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで5℃/s以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで10℃/s以上の冷却速度で冷却する」ものであるのに対して、刊行物１に記載された発明は、「その後（再結晶焼鈍後）の冷却過程において100℃から400℃の間を8℃／秒以上の平均冷却速度にて冷却する」ものであり、「溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで10℃/s以上の冷却速度で冷却する」ことが示されていない点、本件発明の冷延鋼板が、「耐パウダリング性の優れた」「合金化溶融亜鉛メッキ」したものであるのに対して、刊行物１に記載された発明の冷延鋼板は上記のようなものではない点で相違する。
　上記相違点について検討する。
　本件発明において、溶融亜鉛メッキ処理は、実施例では450℃で施しており、刊行物３にも、「冷延板を、めっき処理に先立って400〜550℃の温度に加熱するのは、鋼板の温度をめっき浴温と同程度にしておくことが、めっき密着性の点で必要だから」と記載されているように、溶融亜鉛メッキ処理を施す際の鋼板の温度は、約400℃以上であると認められるから、本件発明と刊行物１に記載された発明とでは、再結晶焼鈍後の高速冷却する温度範囲が異なっており（前者は800℃以上から約400℃の間、後者は100℃から400℃の間）、また、本件発明が、「5℃/s未満の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが再析出し、溶融亜鉛メッキ後合金化処理を施しても耐パウダリング性が悪い。」（本件特許公報第6欄39〜42行）という問題点を解決するために高速冷却するものであるのに対して、刊行物１に記載された発明は、「冷却速度が８℃／秒よりも低いときは、冷却の途中でV4C3の再析出及びFe3Cの析出によって、焼付硬化性が著しく損なわれるからである。即ち、本発明の方法においては、冷却途中におけるFe3Cの析出が300℃付近で活発になるので、100℃から400℃の間で高速冷却する必要がある。」というものであるから、両者は、高速冷却する目的も相違している。
　また、「溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なって」合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造することは、刊行物２及び３に示されているように周知であると認められ、さらに、刊行物３には、「C、Si、Mn、P、Al、N、Tiを含有し、残部はFe及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、鋳造後直ちに800℃以上の温度で仕上圧延を終了して500℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて800℃以上の温度域で再結晶焼鈍を施した後、冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで10℃/s以上の冷却速度で冷却する焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。」も示されているが、再結晶焼鈍後の冷却速度については記載がなく、刊行物３に記載された発明は、「溶融亜鉛めっき後、従来よりも高い700℃以上の温度で再結晶焼鈍を兼ねた合金化処理を施す」ことによって耐パウダリング性を改善するものであり、本件発明のように「再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで5℃/s以上の冷却速度で冷却」することによって耐パウダリング性を改善するものではない。
　以上のとおり、耐パウダリング性を改善するために、「再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで5℃/s以上の冷却速度で冷却」することは、刊行物１〜３に記載がなく、当業者が容易に想到し得たとは認められないから、本件発明は、刊行物１〜３に記載された発明に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
（まとめ）
　したがって、本件発明は、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１〜３号証（それぞれ前記刊行物１〜３に対応する。）を提出して、本件発明は、甲第１〜３号証に記載された発明に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものであるから、本件発明の特許は、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る、と主張している。
4-2.当審の判断
　上記3-2に述べたとおり、本件発明は、甲第１〜３号証に記載された発明に基づいて、当業者が容易に発明をすることができたものとすることはできない。
５．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件発明の特許を取り消すことはできない。
　また、他に本件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１１月８日（２０００．１１．８）
【訂正の要旨】
　（ａ）特許請求の範囲の請求項１の記載
　「【請求項１】（１）式を満たして、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％，Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下、Ｔｉ：〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）〜〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）＋〔Ｃ（ｗｔ％）〕×（４８／１２）ｗｔ％を含むほか、Ｖ：（〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８）×（５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上圧延を終了して５００℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ３点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
〔Ｔｉ＊〕＝ｔｏｔａｌ〔Ｔｉ〕−〔Ｔｉ　ａｓ　ＴｉＮ〕
〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８）＞０（１）」
を、
　「【請求項１】（１）式を満たして、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％，Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下、Ｔｉ：〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）〜〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）＋〔Ｃ（ｗｔ％）〕×（４８／１２）ｗｔ％を含むほか、Ｖ：（〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８）×（５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上圧延を終了して５００℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ３点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
〔Ｔｉ＊〕＝ｔｏｔａｌ〔Ｔｉ〕−〔Ｔｉ　ａｓ　ＴｉＮ〕
〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８）＞０（１）」
と訂正する。
（ｂ）明細書第８頁１２〜１５行の
　「・・・再結晶焼鈍を施した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する・・・」を、
　「・・・再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する・・・」
と訂正する。
（５４）【発明の名称】
　焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　（１）式を満たして、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下、Ｔｉ：〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）〜〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）＋〔Ｃ（ｗｔ％）〕×（４８／１２）ｗｔ％を含むほか、Ｖ：（〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８））×（５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上熱延を終了して５００℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ３点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
　　〔Ｔｉ＊〕＝ｔｏｔａｌ〔Ｔｉ〕−〔Ｔｉ　ａｓ　ＴｉＮ〕
　　〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８）＞０　（１）
【発明の詳細な説明】
　（産業上の利用分野）
　近年、自動車業界では排気ガスとして大気中に排出されるＣＯ２を大幅に削減するため、車体軽量化がますます推進される状況にあり、パネル用鋼板とくに外板用鋼板は板厚の薄手化が進められている。しかしながら、板厚の減少はプレス成形後の形状変化をきたす恐れがある。そのためパネル用鋼板としてはプレス成形後の形状を維持しかつ、耐デント性が要求される。また、パネル用鋼板には自動車メーカーにおけるスポット溶接時のチップの耐久性向上及び車体防錆向上のため、溶融亜鉛メッキ後メッキ層を合金化した鋼板の要求が高まっている。
　本発明はこうした要求に応えるため、上記特性が必要とされる部位に使用して好適な、プレス成形後の塗装焼付により強度を高める特性、すなわち焼付硬化性に優れかつ、耐パウダリング性にも優れ、また、車体デザインの多用化にも対応できうる優れた深絞り性をも兼ね備えた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法に関するものである。
　（従来の技術）
　自動車パネル用冷延鋼板は、車体軽量化の観点から高強度化が進んでいる。こうした動きの中で、鋼板そのものの強度を上げるばかりでなく、優れた成形性を兼ね備えたまま、成形時は軟質でありながらプレス成形後の塗装焼付により鋼板を高強度化する、焼付硬化型の冷延鋼板の開発が進められている。ところで、成形性を確保するには極低炭素鋼、いわゆるＩＦ鋼の適用が必須となっているのが現状である。そのため成形性とともに優れた焼付硬化性を兼ね備えた冷延鋼板の製造方法としては、これまでに、（１）特開昭５７−１９２２２５号公報がある。一方、こうした極低炭素鋼では粒界が清浄なため、溶融亜鉛メッキ後合金化処理すると粒界での合金化が速く進み、耐パウダリング性が悪いことが問題であった。この問題点を解決すべく検討され、極低炭素鋼での合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を開示したものには、（２）特開昭６１−２７６９１号公報及び（３）特開昭６１−２７６９２号公報がある。（１）ではＴｉ，Ｖ，Ｎｂの複合添加により炭化物の析出量増加を招き、硬質化が懸念される。また、実際にはＣ量が多いため焼付硬化量が高い反面、Ａｌがせいぜい３ｋｇｆ／ｍｍ２で完全に非時効とは言えない。さらに、ｒ値も１．８程度で加工性としても十分とはいえない。一方、（２）及び（３）ではいずれも表面の合金化亜鉛メッキ層中の鉄濃度を１５〜３５ｗｔ％と高めて耐パウダリング性を確保しようとするものである。そのために合金化処理温度を７００〜８５０℃とし、通常行なわれる合金化処理温度に比べ非常に高い温度での処理を行なっている。しかし、実際にこの処理を工業的に実施する場合には、高温処理に伴う通板速度の低下による生産性の低下、ロールをはじめとする設備への負担の増加、ロールへの付着及び合金化処理後の急冷により板の形状が不良となること等が懸念される。
　（本発明が解決しようとする課題）
　このように極低炭素鋼に溶融亜鉛メッキ後合金化処理を施し、焼付硬化性及び耐パウダリング性に優れた冷延鋼板を製造する方法はすでに開示されているが、従来の合金化処理温度を大幅に高めるものであった。したがって、通常行なわれる合金化処理温度で極低炭素冷延鋼板を合金化し、耐パウダリング性を向上させたものではない。また、さらに時効性を考慮しながら焼付硬化性を付与したものではない。つまり、通常の溶融亜鉛メッキにおける合金化処理を施すことで、３ｋｇｆ／ｍｍ２以上の焼付硬化性と耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を確立することが、本発明の目的である。
　（課題を解決するための手段）
　本発明者らは、上記実情に鑑み鋭意検討した結果、極低炭素鋼にＶ及びＴｉを複合添加して再結晶焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を制限することで、時効性を考慮しながら焼付硬化性を付与し、溶融亜鉛メッキ後通常の合金化処理温度で合金化され、メッキ層の剥離が生じることのないいわゆる耐パウダリング性に優れた深絞り用合金化溶融メッキ冷延鋼板の製造方法を見いだしたのである。
　第１図及び第２図に本発明の確立に至った実験結果を示す。本実験ではＣ及びＮ量を０．００２ｗｔ％及び０．００５ｗｔ％の２水準とし、Ｖ及びＴｉ量を種々に水準変化させた鋼を真空溶解で溶製した。それらの鋼についてＡｒ３点以上の仕上温度で熱延後６００℃で巻取った。これを酸洗・冷延後、８２０℃で１０秒の再結晶焼鈍を施してから１０℃／ｓで４５０℃まで冷却後、溶融亜鉛メッキ処理を行ない、続いて５５０℃まで加熱し合金化処理をしてから３０℃／ｓで室温まで冷却し、１％の調質圧延を行ない、焼付硬化量（２％の予歪を与えて１７０℃で２０分の保定を行なったときの熱処理前後での降伏点応力の上昇量）耐パウダリング性を調査した。それらの結果を第１図及び第２図に示す。すなわち、ＶとＴｉの添加量により焼付硬化量及び耐パウダリング性が変化することを見いだしたのである。なお、耐パウダリング性については１８０度曲げ加工を実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これをはがしてテープに付着した剥離メッキ層の有無で評価した。こうした現象が生じる原因については明確ではないが、いずれの特性についてもＶＣ及びＴｉＣの析出が関与しているものと考えられる。つまり、ＴｉＣに比べて固溶限の広いＶＣを利用することで再結晶焼鈍後にも固溶Ｃを残存させ、焼付硬化性及び耐パウダリンク牲を付与することができる。本発明はＶとＴｉを複合添加した極低炭素鋼において、それらの添加量と再結晶焼鈍及び合金化処理後の冷却速度を適切にとることで焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与するものである。
　（発明の構成）
　つまり、本発明は次のように構成したものである。
　（１）式を満たして、Ｃ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ：０．００５ｗｔ％以下、Ｔｉ：〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）〜〔Ｎ（ｗｔ％）〕×（４８／１４）十〔Ｃ（ｗｔ％）〕×（４８／１２）ｗｔ％を含むほか、Ｖ：（〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８））×（５１／１２）〜０．１ｗｔ％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼を連続鋳造にてスラブとした後、再加熱あるいは鋳造後直ちに８００℃以上の温度で仕上熱延を終了して５００℃以上の温度で巻取、酸洗後通常の方法で冷間圧延を行ない、連続焼鈍にて８００℃以上Ａｅ３点以下の温度域で１秒以上の再結晶焼鈍を施した後、再結晶焼鈍後から溶融亜鉛メッキ処理を施すまで５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、直ちに溶融亜鉛メッキ、さらに合金化処理を行なってから室温まで１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする焼付硬化性及び耐パウダリング性の優れた深絞り用合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法。
　　〔Ｔｉ＊〕＝ｔｏｔａｌ〔Ｔｉ〕−〔Ｔｉ　ａｓ　ＴｉＮ〕
　　〔Ｃ（ｗｔ％）〕−〔Ｔｉ＊（ｗｔ％）〕×（１２／４８）＞０　（１）
　まず、本発明における化学成分の限定理由について述べる。
　Ｃは、本発明における焼付硬化性の付与に対して重要な役割を果たす元素である。常温における成形性、すなわち低ＹＰ、高Ｅｌ及び高ｒ値を確保しかつ、非時効とするにはその添加量は低いほうが良い。そのため上限を０．００５ｗｔ％とする。好ましくは０．００３ｗｔ％以下がよい。
　Ｓｉは、鋼を高強度化する場合に添加されるが、過度の添加は鋼を硬質化させるとともに溶接性を劣化させる。また、鋼の表面性状を良好とするためにはその添加量は少ない方が良く、上限を１．５ｗｔ％とする。
　Ｍｎも鋼の高強度化に有効に寄与するが、過度の添加は鋼を硬質化させるため２．０ｗｔ％を上限として添加する。なお、Ｍｎ量が少ない場合は熱間割れを招くため、下限を０．０１ｗｔ％とする。
　Ｐは、Ｓｉ、Ｍｎに比べ固溶強化能の大きな元素であるとともに、添加による延性及び深絞り性の劣化が少ない元素であるために、成形性を確保しつつ強度を上昇させるのに重要な元素である。本発明においても高強度化を目的とする場合には添加されるが、過度の添加は鋼の硬質化につながり、成形性を劣化させるばかりでなくＰの粒界偏析による二次加工性の劣化を招くため、上限を０．１５ｗｔ％とする。
　Ｓは過剰に添加されると熱間割れを招くため０．０１ｗｔ％以下とするが、脱硫コストの上昇などの問題から０．００３ｗｔ％以上が好ましい。
　Ａｌは、鋼の脱酸のために必要であり、Ｔｉの歩留を向上させるため０．０１ｗｔ％以上必要である。一方、過剰の添加はコストアップとなるとともに鋼中に介在物を残すことになるため、上限は０．１ｗｔ％とする。
　Ｎは、熱延階段までにＴｉで固定されるため、多量のＴｉＮが形成されると加工性の劣化を招くため、上限を０．００５ｗｔ％とする。好ましくは０．００３ｗｔ％以下がよい。
　Ｔｉは通常Ｃ，Ｎ及びＳを固定するために添加されるが、本発明ではＶを複合添加するとともに、Ｓ量を低く規制するのでＮを完全に固定できる量が下限となる。すなわち、〔Ｎｗｔ％〕×（４８／１４）以上とする。一方、Ｔｉ量が増えると焼付硬化性が減少し、〔Ｎｗｔ％〕×（４８／１４）＋〔Ｃｗｔ％〕×（４８／１２）を超えると焼付硬化性が失われるため、これを上限とする。
　Ｖは、本発明において最も重要な役割を果たす元素である。すなわち、固溶限の広いＶＣの析出を利用することで、再結晶焼鈍中に再溶解させ、粒界及び粒内に固溶Ｃを残すことができる。その結果、焼鈍後あるいは溶融亜鉛メッキ後合金化処理した後にも十分な焼付硬化性が得られるとともに、粒界での合金化が抑制され耐パウダリング性を改善することができる。こうしたＶＣの特性を効率よく発揮するには、ＴｉやＳで固定されたＣ以外のＣをすべて固定できるぐらいの添加量が必要となる。少ないと固溶Ｃを過剰に残すこととなり、時効性を劣化させる原因となる。したがって、｛（〔Ｃｗｔ％〕−〔Ｔｉｗｔ％〕×（１２／４８））×（５１／１２）｝ｗｔ％以上とする。また、過剰に添加しても効果は飽和するため上限を０．１ｗｔ％とする。
　なお、本発明ではとくに規定しないが、Ｂ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｗ，Ｃａ，ＺｒあるいはＣｅ等の希土類元素を添加してもさしつかえない。
　次に、本発明に従う製造方法について説明する。
上述した化学成分を有する鋼は通常の連続鋳造にてスラブとして得られるが、薄スラブ連鋳法にて製造されたものでもかまわない。さらに、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延を行なうが、これより仕上温度が低くなると組織が不均一となりリジングが発生する。一方、巻取は５００℃以上の温度域で行なうものとするが、これより低い温度で巻取ると熱延板段階でＣの析出が不十分となり、冷延・焼鈍後のｒ値の劣化を招く。しかし、酸洗性を考慮し８００℃以下が好ましい。続いて通常の酸洗及び冷間圧延によって冷延板とする。
　再結晶焼鈍は、延性及び深絞り性を確保するため再結晶や粒成長を十分行なわせると同時に、焼付硬化性及び耐パウダリング性を付与するためＶＣを再溶解させる目的で８００℃以上の温度域で１秒以上保持するものとする。Ａｅ３点を超える温度では変態に伴う集合組織の劣化によるｒ値の低下や結晶粒の粗大化による肌荒れの原因となるため好ましくない。
　再結晶焼鈍後・溶融亜鉛メッキ処理を施すまでの冷却条件としては、固溶Ｃを粒界及び粒内に十分残存させる程度の冷却速度が必要である。すなわち、５℃／ｓ未満の冷却速度では焼鈍中に再固溶したＣが再析出し、溶融亜鉛メッキ後合金化処理を施しても耐パウダリング性が悪い。
　さらに、合金化処理後室温までの冷却速度は、焼付硬化量を確保するため１０℃／ｓ以上の冷却速度が必要である。１０℃／ｓ未満の冷却速度では再結晶焼鈍で再固溶したＣが再析出し、焼付硬化量が小さくなり好ましくない。なお、溶融亜鉛メッキ処理前に連続焼鈍あるいは箱焼鈍において再結晶を終了させてもさしつかえない。
　（実施例）
　実施例１
　Ｃ：０．００１９ｗｔ％，Ｓｉ：０．１３ｗｔ％，Ｍｎ：０．１５ｗｔ％，Ｐ：０．０１１ｗｔ％，Ｓ：０．００５ｗｔ％，Ａｌ：０．０３０ｗｔ％，Ｎ：０．００２７ｗｔ％，Ｔｉ：０．０１１ｗｔ％，Ｖ：０．０１０ｗｔ％，残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼（Ａｅ３：９１３℃）を転炉出鋼し、連続鋳造でスラブにした。熱延は１１００℃で加熱後仕上温度を９３０℃とし、６００℃で巻取った。酸洗後８０％の圧下率で冷間圧延を施し、第１表に示すような条件で再結晶焼鈍及び冷却を行ない，溶融亜鉛メッキ（４５０℃）及び合金化処理（５５０℃）後１％の調質圧延を行なった。その後材質評価としてＪＩＳ　Ｚ　２２０１，５号試験片に加工し、同２２４１記載の試験方法にしたがって引張試験を行なった。焼付硬化量（ＢＨ）については、２％の予歪を与えて１７０℃で２０分の保定を行なったときの処理前後での降伏点応力の上昇量で表した。また、時効性については１００℃で６０分の保定後引張試験を行ない、降伏点伸びの程度で評価した。一方、耐パウダリング性については１８０度曲げ加工を実施し、曲げ加工部にセロテープを接着した後、これをはがしてテープに付着したメッキ層の剥離幅で評価し、５ｍｍ以下の場合を合格とした。第２表に結果をまとめて示す。
　再結晶焼鈍及び冷却条件が本発明の範囲に従ったＮｏ．４，６及び８は２．１以上のｒ値と３ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＢＨを有し、しかも時効性についても問題のない材質が得られる。Ｎｏ．１は再結晶させるための温度が低く、若干硬質気味であると同時にＶＣの再溶解が少ないためＢＨがほとんどない。再結晶後、溶融亜鉛メッキ浴に入るまでの冷却速度（冷却速度Ｉ）が低くはずれたＮｏ．２，５及び７は、冷却中にＶＣが析出して固溶Ｃの残存量が不足するため、０〜１ｋｇｆ／ｍｍ２程度のＢＨしか得られず、また、粒界での固溶Ｃ量も少ないため、合金化処理が不十分となり、メッキ層の剥離が生じている。一方、合金化処理後の冷却速度（冷却速度ＩＩ）が低くはずれたＮｏ．３は、冷却速度が速くても合金化処理後の冷却途中にＶＣが析出して固溶Ｃが減少するため、メッキ層の剥離は生じないがＢＨは低い。Ｎｏ．９は再結晶焼鈍の温度が高くはずれたため、結晶粒が粗大化するとともに集合組織が劣化し、引張試験後に肌荒れが生じ、ｒ値が低い。
　実施例２
　第３表に示した化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造スラブとした後、通常の熱延及び冷延を施し、再結晶焼鈍及び冷却条件は本発明の範囲で一定とした。すなわち、熱延は１１５０℃で加熱した後、９１０℃で仕上圧延を終了した。酸洗後８０％の冷間圧延を施し、溶融亜鉛メッキ前の再結晶焼鈍は８５０℃で６０ｓとし、続いて溶融亜鉛メッキ浴までは１５℃／ｓで冷却し、合金化処理後は２０℃／ｓで冷却した。その後１％の調質圧延を行なってから、実施例１と同じ方法で材質評価を行なった。第４表に結果をまとめて示す。
　本発明の範囲に従ったＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，及びＥ鋼のＮｏ．２，３，５，７及び８は２．０以上のｒ値と３ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＢＨを有し、しかも時効性についても問題のない材質が得られる。Ｎｏ．１，４及び６は本発明に従った成分の鋼であるが、巻取温度がいずれも５００℃未満と低いため熱延板で固溶Ｃが残存し、冷延・焼鈍後のｒ値が低い。Ｃ及びＮ量が本発明の範囲から高くはずれたＦ鋼（Ｎｏ．９）では冷延・焼鈍後のｒ値が低く、時効性も劣る。Ｇ鋼はＴｉ量が本発明の範囲から高くはずれたため、ＢＨがほとんどない。また、Ｈ鋼は逆にＴｉ量が低すぎてＮを十分に固定できず、冷延・焼鈍後のｒ値及び時効性が劣る。Ｉ鋼はＶの添加量が本発明の範囲から低くはずれたため、ＶＣの析出量が少なく、固溶Ｃが多く残存するためＢＨが高いものの時効性が劣る。
　（発明の効果）
　本発明は、自動車のパネル用鋼板とくに外板用鋼板として使用される鋼板に対し、優れた深絞り性を維持しながら成形後の塗装焼付により強度を高めることができ、あわせて耐パウダリング性にも優れた合金化溶融亜鉛メッキ冷延鋼板の製造方法を明らかにしたものである。この発明によりプレス成形後の鋼板の高強度化が可能となると同時に、鋼板の薄手化が実現され車体の軽量化が可能となる。また、自動車メーカーにおけるスポット溶接時のチップの耐久性向上及び車体防錆の向上が可能となる。
【図面の簡単な説明】
　第１図及び第２図は、Ｔｉ及びＶの本発明範囲を示す説明図である。