【事件の表示】
　特許第３３０３６７２号「耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法」の請求項１、２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３３０３６７２号の請求項１ないし２に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　本件特許第３３０３６７２号の発明は、平成８年６月２８日に特許出願され、平成１４年５月１０日にその発明について特許権の設定登録がなされ、その後、その特許について、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、２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１５年７月２２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
　請求項１に記載の
「【請求項１】　重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼。」を、
「【請求項１】　重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼。」と訂正する。
訂正事項ｂ
　請求項２に記載の
「【請求項２】　重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御して、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下となるようにすることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼の製造方法。」を、
「【請求項２】　重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御して、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下となるようにすることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼の製造方法。」と訂正する。
訂正事項ｃ
　特許明細書の段落【０００５】の記載の
「【課題を解決する手段】
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた高張力鋼である。
」を、
「【課題を解決する手段】
　すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼である。」と訂正する。
イ．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び特許請求の範囲の拡張・変更の存否
　訂正事項ａ，ｂのうち、高張力鋼のＴＳについては、段落【０００４】、【００２５】に記載の高張力鋼のＴＳに基づいて高張力鋼のＴＳをＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級と限定するものであり、また、高張力鋼の用途については、段落【０００１】、【０００４】に記載の高張力鋼の用途に基づいて高張力鋼の用途を溶融亜鉛メッキ用に限定するものであるから、訂正事項ａ，ｂは、それぞれ、特許請求の範囲の減縮に該当する。訂正事項ｃは、訂正後の請求項１、２の記載と発明の詳細な説明の記載との整合を図るものであるから、訂正事項ｃは、明りょうでない記載の釈明に該当する。更に、訂正事項ａ〜ｃは、特許明細書に記載された事項の範囲内において訂正するものであるから、新規事項の追加に該当せず、また、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものでない。
ウ．むすび
　以上のとおりであるから、上記訂正は、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及び３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
３．特許異議の申立てについて
（１）本件発明
　前記２．の項で示したように上記訂正が認められ、また、高張力鋼のＴＳに関し、特許明細書段落【０００１】、【０００４】、【０００９】、【００１１】及び【００２５】には、「ＴＳ６００ＭＰａ級」と記載されていること並びに表３の「ＴＳ　ＭＰａ」欄に記載の数値からすると請求項１、２に記載の「６００ＭＰ級」は「６００ＭＰａ級」の誤記と認められる。
　そうすると、本件特許の請求項１、２に係る発明（以下、請求項１、２に係る発明を、それぞれ、「本件発明１」、「本件発明２」という。）は、次のとおりのものと認める。
「【請求項１】　重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ６００ＭＰａ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼。
【請求項２】　重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御して、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下となるようにすることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ６００ＭＰａ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼の製造方法。」
（２）引用刊行物記載の発明
　当審が通知した取消理由で引用した刊行物１（特開昭５８−７７５３０号公報、甲第１号証と同じ）には、
「Ｃ：０．０２〜０．１２％，Ｓｉ：０．６％以下，Ｍｎ：０．６〜１．５％，Ｐ：０．０１５％以下，Ａｌ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％，Ｎｉ：０．１〜１．０％を基本成分とし、さらにＣｕ：１．０％以下，Ｃｒ：１．２５％以下，Ｎｂ：０．１０％以下，Ｖ：０．１０％以下，Ｂ：０．００５％以下の一種または二種を含有し、Ｓ，Ｏ，Ｃａの含有量がＳ：０．００３％以下，Ｏ：０．００５％以下，Ｃａ：０．００６％以下であって、・・・を満足する成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、その後の圧延に当って９００℃以下の圧下量６０％以上、仕上温度Ａｒ３変態点以上で圧延を行ない、圧延終了後、冷却速度１０〜４０℃/ｓｅｃで３５０℃以上５５０℃未満の範囲まで冷却し、その後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲第２項）と記載され、
　同刊行物２（特公昭６３−１３６９号公報、甲第２号証と同じ）には、
「Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％を基本成分とし、さらにＮｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．２５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５％以下の一種または二種を含有し、Ｓ、Ｏ、Ｃａの含有量がＳ：０．００３％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００６％以下であって、・・・を満足する成分を含有し、残部が（「か」は「が」の誤記と認める。）Ｆｅ及び（「ひ」は「び」の誤記と認める。）不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、その後の圧延に当って９００℃以下の圧下量６０％〜８０％、仕上温度Ａｒ３変態点以上で（「て」は「で」の誤記と認める。）圧延を行ない、圧延終了後、冷却速度２０超〜４０℃/ｓｅｃで３５０℃以上５５０℃未満の範囲まで冷却し、その後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲第２項）と記載され、
　同刊行物３（特公平５−３５２０４号公報、甲第３号証と同じ）には、
「１　重量割合で、
Ｃ：０．０４〜０．１０％、
Ｓｉ：０．００１〜０．４００％、
Ｍｎ：１．００〜１．７５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％、
Ｍｏ：０．０８％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００７％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、
Ｎ：０．００５０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、
残部：実質的にＦｅから成るとともに、・・・を満足する鋼を８７０〜１２８０℃の温度に加熱してからこれに圧延加工を施し、８００〜６９０℃の温度にて圧延を終了した後、少なくとも該圧延終了温度から４５０℃までの温度域を５〜５０℃/ｓｅｃの冷却速度で冷却することにより、溶接したときの溶接熱影響部における島状マルテンサイト量が体積率にて３．９４％以下で、ー３０℃での溶接熱影響部における限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以下の鋼材とすることを特徴とする、溶接部ＣＯＤ特性の優れた高張力鋼材の製造方法。
２　重量割合で、
Ｃ：０．０４〜０．１０％、
Ｓｉ：０．００１〜０．４００％、
Ｍｎ：１．００〜１．７５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０１５％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％、
Ｍｏ：０．０８％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００７％以下、
Ｂ：０．０００３％以下、
Ｎ：０．００４０％以下、
Ｏ：０．００４０％以下、
なる成分を加えて、更に
Ｃｒ：０．１５％以下、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｕ：０．３５％以下、Ｖ：０．０７％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％のうちの１種以上をも含み、
残部：実質的にＦｅから成るとともに、・・・を満足する鋼を８７０〜１２８０℃の温度に加熱してからこれに圧延加工を施し、８００〜６９０℃の温度にて圧延を終了した後、少なくとも該圧延終了温度から４５０℃までの温度域を５〜５０℃/ｓｅｃの冷却速度で冷却することにより、溶接したときの溶接熱影響部における島状マルテンサイト量が体積率にて３．９４％以下で、−３０℃での溶接熱影響部における限界ＣＯＤ値が０．２５ｍｍ以下の鋼材とすることを特徴とする、溶接部ＣＯＤ特性の優れた高張力鋼材の製造方法。」（特許請求の範囲第１、２項）と記載され、
　同刊行物４（特開平４−３５０１１９号公報、甲第４号証と同じ）には、
「【請求項２】　重量％で、Ｃ：０．０２〜０．３０％，Ｓｉ：０．０１〜２．０％，Ｍｎ：０．３０〜３．５％，Ａｌ：０．００３〜０．１０％、さらに、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％，Ｔｉ≦０．１０％，Ｃｕ≦３．０％，Ｎｉ≦１０．０％，Ｃｒ≦１０．０％，Ｍｏ≦３．５％，Ｃｏ≦１０．０％，Ｗ≦２．０％，Ｖ≦０．１０％，Ｂ≦０．００２５％，Ｒｅｍ≦０．１０％，Ｃａ≦０．００４０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、鋳造後鋼塊あるいは鋼片を加熱する際に、鋼塊あるいは鋼片の中心部の温度をＡｃ３点以上Ａｃ３点＋６０℃以下とし、鋼塊あるいは鋼片の端部の温度をＡｃ３点＋１００℃以上Ａｃ３点＋２００℃以下として圧延を開始した後、あるいは圧延を開始する前に、当該鋼塊あるいは鋼片を水冷して鋼塊あるいは鋼片の中心部の温度をＡｒ３点＋６０℃以上Ａｒ３点＋１５０℃以下とし、鋼塊あるいは鋼片の端部の温度をＡｒ３点以上Ａｒ３点＋６０℃以下とした後に累積で圧下率４０％以上の圧延を加えることを特徴とする均質な材質を有する厚鋼板の製造法。」（特許請求の範囲請求項２）と記載されている。
（３）対比・判断           
　（ｉ）本件発明１は、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺｃａがＭ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０≦０．４４％の鋼とすることにより、０．４２以上のＳＬＭ４００を確保するものであり、該パラメーターにより、Ｃａの効果や組織伸長化の効果が定量的に把握でき、ＴＳ６００ＭＰａ級の耐溶融亜鉛メッキ割れ性を安定させるための成分設計、組織制御が行え、また、Ｃａを添加し、平均アスペクト比を増大させることで耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７００ＭＰａ級、８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼の製造を可能とすることを特徴とする（段落【００２５】）。
　本件発明１と刊行物１に記載された発明を対比する。
両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｔｉ及びＮｉの各成分と、Ｂ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ及びＣｒの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ及びＣｒ含有量が重複する鋼である点で一致し、本件発明１は、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下である溶融亜鉛メッキ用鋼であるのに対し、刊行物１にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点について検討する。
本件発明１は、成分とミクロ組織の複合パラメーターの数式に平均アスペクト比を含むものであるが、刊行物１には、平均アスペクト比の値が記載されていないことから、刊行物１に記載のものは成分とミクロ組織の複合パラメーターの値が明らかでない。また、刊行物１に記載のものは、パイプラインに用いられる耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼であるから、本件発明１と鋼の用途が相違する。
　以上のことからすると、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ない。
（ｉｉ）次に、本件発明１と刊行物２に記載された発明を対比する。
両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｔｉ及びＭｏの各成分と、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｏ含有量が重複する鋼である点で一致し、本件発明１は、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下である溶融亜鉛メッキ用鋼であるのに対し、刊行物２にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点について検討する。
刊行物２には、平均アスペクト比の値が記載されていないことから、刊行物２に記載のものは成分とミクロ組織の複合パラメーターの値が明らかでない。また、刊行物２に記載のものは、パイプラインに用いられる耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼であるから、本件発明１と鋼の用途が相違する。
　以上のことからすると、本件発明１は、刊行物２に記載された発明であるとすることができない。
（ｉｉｉ）次に、本件発明１と刊行物３に記載された発明を対比する。
両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｔｉ及びＭｏの各成分、又は、更に、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ及びＣｒの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｏ含有量が重複する鋼である点で一致し、本件発明１は、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下である溶融亜鉛メッキ用高張力鋼であるのに対し、刊行物３にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点について検討する。
刊行物３には、平均アスペクト比の値が記載されていないことから、刊行物３に記載のものは成分とミクロ組織の複合パラメーターの値が明らかでない。また、刊行物３に記載のものは、溶接部ＣＯＤ特性の優れた高張力鋼であり、溶融亜鉛メッキ用鋼でないから、本件発明１と鋼の用途が相違する。
　以上のことからすると、本件発明１は、刊行物３に記載された発明であるとすることができない。
（ｉｖ）次に、本件発明１と刊行物４に記載された発明を対比する。
両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＡｌの各成分と、Ｂ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｏの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｏ含有量が重複する鋼である点で一致し、本件発明１は、鋼のＳを０．００２％以下に規制し、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下である溶融亜鉛メッキ用高張力鋼であるのに対し、刊行物４にはこの点が記載されていない点で相違する。
　相違点について検討する。
刊行物４には、平均アスペクト比の値が記載されていないことから、刊行物４に記載のものは成分とミクロ組織の複合パラメーターの値が明らかでなく、また、刊行物４に記載のものは、鋼の不可避的不純物のＳを０．００２％以下に規制するものでない。更に、刊行物４に記載のものは厚鋼板であり、溶融亜鉛メッキ用鋼でないから、本件発明１と鋼の用途が相違する。
　以上のことからすると、本件発明１は、刊行物４に記載された発明であるとすることができない。
（ｖ）次に、本件発明２は、本件発明１の溶融亜鉛メッキ用高張力鋼の製造方法に係る発明であり、本件請求項１に記載の合金組成の鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御して、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺcaが０．４４％以下となるようにすることを特徴とするものである（段落【００２５】）。
（ａ）本件発明２と刊行物１〜３に記載された発明を対比する。
両者は、本件発明２と合金組成が重複する鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御する鋼の製造方法である点で一致し、本件発明２は、圧延条件を制御して、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺca＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下となるようにする溶融亜鉛メッキ用高張力鋼の製造方法であるのに対し、刊行物１〜３に記載の発明は、この点が明らかでない点で相違する。
　相違点について検討する。
刊行物１〜３には、本件発明２と合金組成が重複する鋼を制御圧延後制御冷却することが記載されているが、前記（３）（ｉ）〜（ｉｉｉ）で述べたように、刊行物１〜３には、平均アスペクト比の値が記載されていないことから、刊行物１〜３に記載のものは、成分とミクロ組織の複合パラメーターの値が明らかでなく、ましてや、刊行物１〜３に記載の発明は、溶融亜鉛メッキ用高張力鋼の製造において成分とミクロ組織の複合パラメーターを所定の値に規制するように圧延条件を制御するものでもない。
　以上のことからすると、本件発明２は、刊行物１〜３に記載された発明であるとすることができない。
（ｂ）次に、本件発明２と刊行物４に記載された発明を対比すると、両者は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ及びＡｌの各成分と、Ｂ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｏの１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｂ，Ｃａ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ及びＭｏ含有量が重複するを鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御する鋼の製造方法である点で一致するが、本件発明２と刊行物１〜３に記載された発明の相違点と同様の相違点に加えて、本件発明２は鋼のＳを０．００２％以下に規制するのに対して、刊行物４に記載の発明は、この点が明らかでない点でも相違する。
　以上のことからすると、本件発明２は、刊行物４に記載された発明であるとすることができない。
４．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立ての理由及び証拠によっては、本件発明１、２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、２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１６年１月８日（２００４．１．８）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
耐溶融亜鉛めっき割れ性に優れた高張力鋼及びその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた
ＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用
　【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を圧延する際に、その圧延条件を制御して、成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下となるようにすることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた
ＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】本発明は、鉄塔、橋梁、建築物などの防錆のために、溶接後、溶融亜鉛メッキを施されるＴＳ６００ＭＰａ級以上の低合金高張力鋼に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】鉄塔、橋梁、建築物の防錆のため、それらに用いられる鋼材を構造部材に溶接した後、溶融亜鉛メッキするという方法が広く使用されてきた。その際、いわゆる、液体金属脆化により、溶接熱影響部に割れが発生する場合がある。この割れを防止するために、精力的な研究がなされてきた。それらの成果が鉄と鋼；ｖｏｌ．７９（１９９３）ｐ．１１０８−ｐ．１１１４にまとめられている。成果の１つは、鋼の溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性を評価し得るＮＢＴ試験方法を確立したことである。ＮＢＴ試験では、まず、直径１０ｍｍ、長さ１７０ｍｍの丸棒サンプルに、１４００℃まで急速加熱後８００℃−５００℃間を８秒で冷却するという溶接再現熱サイクルを与える。上記の熱サイクルを与えた丸棒に深さ２ｍｍ、角度６０°の円周切り欠き（切り欠き底の曲率半径０．２５ｍｍ、切り欠き肩部の曲率半径２ｍｍ）を設けた後、切り欠き部に亜鉛を電着させ、図１に示すような熱加工サイクルを与える。図１で初期付加応力を数水準に変化させ、破断応力と破断時間のデータを採取する。その結果を図２に示す例のように、横軸に破断時間、縦軸に上記試験の破断応力を亜鉛を電着しない時の破断応力で除した値をとりプロット後曲線回帰し、破断時間４００秒と交差するところの値を求める。その値がＳＬＭ４００と呼ばれる耐溶融亜鉛メッキ割れ性の指標である。因みに、上述の文献では、ＳＬＭ４００が０．４２以上あれば実用的に溶融亜鉛メッキ割れは生じないとされている。
　【０００３】もう１つの成果は、ＳＬＭ４００と鋼成分の関係を詳細に調べ、Ｂ：２ｐｐｍ以下で、かつＣＥＺｍｏｄ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ□０．４４％を満たす鋼では、ＳＬＭ４００が０．４２以上となり、溶接部でも溶融亜鉛メッキ割れが発生しないことを明らかにしたことである。現在、溶融亜鉛メッキ用のＴＳ６００ＭＰａ級では、上記の知見をもとに製造されている。
　【０００４】
　【発明が解決しようとする課題】高張力鋼の成分設計では、一般に焼入性を高める元素や析出強化する元素が添加されている。しかし、ＣＥＺｍｏｄの式でもわかるように、添加元素のほとんどすべては耐溶融亜鉛メッキ割れ性を劣化させてしまうので、溶融亜鉛メッキ用ＴＳ６００ＭＰａ級以上の高張力鋼を製造するのは容易でない。また、混入Ｂも２ｐｐｍに制限する必要があり溶解原料の品質管理に多大な費用が発生している状況にある。また、Ｂ：２ｐｐｍ未満、ＣＥＺｍｏｄ：０．４４％未満を満たし成分的には同等のＴＳ６００ＭＰａ級鋼材でも、ミクロ組織によりＮＢＴ試験結果が著しく異なる場合がある。本発明はこのような事情に鑑みてなされたもので、その課題の１つは、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を向上させる添加元素を見い出し、高張力鋼の成分設計を容易にしようとするものである。本発明のもう１つの課題は、ミクロ組織の影響を加味した新たな指標を提供し、ＴＳ６００ＭＰａ級の性能安定性を向上させることにある。さらに、上述の２つの課題達成を通して、従来不可能視されていた溶融亜鉛メッキ用ＴＳ７００ＭＰａ級、８００ＭＰａ級鋼を提供するものである。
　【０００５】
　【課題を解決する手段】すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３以上０．１８％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００４％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下、さらに、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．３％以下の１種または２種以上が添加され、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ成分とミクロ組織の複合パラメーター、Ｍ−ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０が０．４４％以下であることを特徴とする溶接熱影響部の耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた
ＴＳ６００ＭＰ級から８００ＭＰａ級の溶融亜鉛メッキ用
　【０００６】ここで、平均アスペクト比は、図５に定義されているように、アスペクト比＝（Ｌ／Ｈ）ｉの平均値である（ｉ＝１，２……ｎ、ｎ＞１００）。
　【０００７】Ｌ：フェライト粒或いはオーステナイト粒の圧延方向の径Ｈ：フェライト粒或いはオーステナイト粒の板厚方向の径
　【０００８】
　【発明の実施の形態】以下に本発明の詳細を示す。まず、成分範囲限定理由について述べる。
　【０００９】Ｃは、強度を高めるのに必須の元素である。０．０３％未満ではＴＳ６００ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、０．１８％を超えると鋼の靱性ならびに溶接性が著しく劣化するため、０．０３％以上０．１８％以下に限定した。
　【００１０】Ｓｉは、メッキ後の外観状況と関係しており、０．１％未満、０．３％超えではいずれもメッキ焼けが発生し易くなる。よって、０．１％以上０．３％以下に限定した。
　【００１１】Ｍｎは強度、靱性の面から必須の元素であるが、０．５％未満ではＴＳ６００ＭＰａ以上の強度を得るのが困難で、１．８％を超えると溶接性が著しく劣化するため、Ｍｎ：０．５％以上１．８％以下に限定した。
　【００１２】ＳはＣａと化合し、ＣａＳを形成する。０．００２％を超えて含有しているとＣａＳのクラスターを形成し、鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させる。したがって、０．００２％以下に限定した。
　【００１３】Ａｌは脱酸のため必須の元素である。０．００５％未満では脱酸が不十分であり、０．１％を超えると多量のアルミナが発生し、鋼の清浄性を著しく劣化させる。したがって、０．００５％以上０．１％以下に限定した。
　【００１４】Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させる一方、耐溶融亜鉛メッキ割れ性を著しく劣化させる。上述したように、過去の技術では、溶融亜鉛メッキされる高張力鋼では、Ｂの混入レベルも０．０００２％以下に厳しく制限する必要があった。しかし、Ｃａを添加すると通常の溶解原料管理で達成できる０．０００４％まで緩和できることが判明した。したがって、本発明では、Ｂを０．０００４％以下に限定した。
　【００１５】Ｃａは、本発明者が見出だした耐亜鉛メッキ割れ性を著しく改善する添加元素である。図３に、Ｃａ以外は同等の成分を有する鋼を同一条件で圧延し、ＮＢＴ試験に供した結果を示している。Ｃａを添加することで著しくＳＬＭ４００が上昇していることがわかる。しかし、０．００１％未満のＣａ添加ではその効果が明らかでなく、０．００４％を超えて添加すると、Ｃａ−Ｏ−Ｓのクラスターが発生し、鋼の清浄性が低下し溶接性を著しく劣化させてしまう。したがって、Ｃａを０．００１％以上０．００４％以下に限定した。
　【００１６】Ｃｕは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、１．５％を超えて添加した場合にはＣｕ割れが発生し易い。よって、１．５％以下に限定した。
　【００１７】Ｎｉは、鋼の強度向上ならびに靭性向上に有効な元素であるが、経済性を考慮し、２％以下に限定した。
　【００１８】Ｃｒは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．４％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性を劣化させるため、０．４％以下に限定した。
　【００１９】Ｍｏは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．３％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させるため、０．３％以下に限定した。
　【００２０】Ｖは微量の添加で析出強化により鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．１％を超えて添加すると鋼の靭性、溶接性を著しく劣化させるため、０．１％以下に限定した。
　【００２１】Ｎｂは鋼の靭性を改善し、微量の添加で鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０５％を超えて添加すると溶接熱影響部の靱性を著しく劣化させるため、０．０５％以下に限定した。
　【００２２】Ｔｉは微量の添加で析出強化により鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、０．１％を超えて添加すると鋼の靱性、溶接性を著しく劣化させるため、０．１％以下に限定した。
　【００２３】次に、以下に示す“Ｍ−ＣＥＺｃａ”の値を０．４４％以下にする。この０．４４％以下とすることで、実用的に溶融亜鉛めっきわれが生じないとされる０．４２以上のＳＬＭ４００を得ることができる。
　【００２４】これは本発明者らの実験により明かとなった。すなわち、同一成分の鋼を圧延条件を変えて、フェライトの伸長度の異なる３鋼板を製造し、そのＳＬＭ４００を求めた。図４にＳＬＭ４００とフェライト粒の平均アスペクト比（定義：図５）の関係を示す。伸長度の大きな鋼ほど、優れたＳＬＭ４００値が得られている。同図には、ＮＢＴ試練の再現ＨＡＺ熱サイクル付与後のオーステナイト粒度Ｎｏ．を（）内に記入しており、平均アスペクト比の高いミクロ組織を有する鋼板ほど、再現ＨＡＺのオーステナイト粒が小さくなっていることがわかる。従来、溶接熱影響部の組織は鋼の成分で決まり、鋼材のミクロ組織の影響はほとんどないと考えられていた。しかし、溶融亜鉛メッキ割れが問題となる小入熱溶接では、圧延組織の伸長粒化するほど、溶接熱影響部のオーステナイト粒が微細化し、その結果、耐溶融亜鉛メッキ割れ性が向上することが判明した。これは、フェライト粒が伸長化したことが逆変態の核生成・成長に影響しオーステナイト粒が微細化したためかあるいはフェライト粒が著しく伸長化するような圧延が炭窒化物の析出状態に影響しオーステナイト粒の粗大化を抑制したためと考えられる。
　【００２５】実施例に示すごとく、ＮＢＴ試験で得られたＳＬＭ４００と成分・ミクロ組織の複合パラメータＭ−ＣＥＺｃａの関係を求めたところ、Ｍ−ＣＥＺｃａ＝Ｃ＋Ｓｉ／１７＋Ｍｎ／７．５＋Ｃｕ／１３＋Ｎｉ／１７＋Ｃｒ／４．５＋Ｍｏ／３．０＋Ｖ／１．５＋Ｎｂ／２＋Ｔｉ／４．５＋４２０Ｂ−１３Ｃａ−（平均アスペクト比−２．０）／５０□０．４４％の鋼では、０．４２以上のＳＬＭ４００が得られることがわかった。本パラメーターにより、Ｃａの効果や組織伸長化の効果が定量的に把握でき、ＴＳ６００ＭＰａ級の耐溶融亜鉛メッキ割れ性を安定させるための成分設計、組織制御が行える。また、Ｃａを添加し、平均アスペクト比を増大させることで耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れたＴＳ７００ＭＰａ級、８００ＭＰａ級の製造が可能となった。
　【００２６】
　【実施例】表１、表２に示す化学組成の鋼を溶解、鋳造後、熱間圧延にて１６−５０ｍｍ厚の鋼板にした。Ａ鋼からＫ鋼がＣａ添加された鋼である。また、ＡＡ鋼からＫＫ鋼がＣａ無添加の鋼であり、たとえばＡＡ鋼はＡ鋼とＢＢ鋼はＢ鋼とＣａ以外の成分はほぼ同じ鋼である。鋼板製造に際し、表１、２に記載しているように圧延、冷却方法を変化させて製造している。Ａ鋼、Ｂ鋼、Ｅ鋼、ＡＡ鋼、ＢＢ鋼、ＥＥ鋼は、制御圧延（ＣＲ：オーステナイトの低温域で圧延を仕上げたもの）あるいは２相域圧延（２相域ＣＲ：Ａｒ３−Ａｒ１間で圧延を仕上げたもの）した後、放冷にて製造している。２相域圧延も１パスあたりの圧下量を変化させており、表１では１パスあたりの圧下率の大きな圧延を２相域強ＣＲと表現している。Ｃ鋼、Ｄ鋼、ＣＣ鋼は、ＣＲ後制御冷却（ＯＬＡＣ）を施しており、Ｄ鋼はさらに焼戻し処理（Ｔ）を実施している。Ｃ鋼、Ｄ鋼でも制御圧延条件を変化させており、オーステナイトの低温域で大きな圧下量をとった圧延を強ＣＲと表現している。Ｆ鋼、Ｇ鋼、Ｈ鋼、Ｊ鋼、Ｋ鋼、ＧＧ鋼、ＨＨ鋼、ＪＪ鋼、ＫＫ鋼は、圧延後直接焼入（ＤＱ）−焼戻し処理した鋼である。これらの鋼でも、圧延条件を変化させており、ＣＲや強ＣＲという表現は上述と同様の意味を持っている。単にＤＱ−Ｔ記載した鋼は、普通圧延（オーステナイトの高温域で圧延を終了したもの）後ＤＱ−Ｔ処理を実施したことを意味する。
　【００２７】これらの鋼板に対し、圧延に平行な面のミクロ組織観察（平均アスペクト比測定）、引張試験、ＮＢＴ試験、拘束継手割れ試験を実施した。圧延後放冷した鋼はフェライト粒の平均アスペクト比を測定している。一方、圧延後制御冷却（ＯＬＡＣ）あるいは直接焼入（ＤＱ）した鋼は焼きが入った組織となっており前オーステナイト粒の平均アスペクト比を測定した。ＮＢＴ試験は、前述したように鉄と鋼ｖｏｌ．７９（１９９３）ｐ．１１０８−Ｐ．１１１４に記載の方法で実施した。拘束割れ試験は、図６に示す十字継手を作成後、４７０□の亜鉛浴中に浸漬、メッキ後、試験ビード１のトウ部における割れの有無を調べる試験である。拘束ビード２のパス数は１８パスであり、この拘束ビードにより、試験ビード１のトウ部に母材の降伏応力相当の非常に高い残留応力が作用していることを確認している。したがって、この試験体で割れの発生しない場合、実構造溶接部材の溶融亜鉛メッキにおいても割れは発生しないと判断できる。
　【００２８】供試鋼板の各試験結果を表３に示す。Ｃａの添加されていないＡＡ１−ＫＫ１鋼では、ＳＬＭ４００が０．４２以下であり、拘束割れ試験でも割れが発生している。Ｃａが添加され、かつ平均アスペクト比が大きい鋼ほど、ＳＬＭ４００が多く、拘束割れ試験でも割れが発生しにくい傾向が見られる。特に、Ｂが４ｐｐｍと高くＣＥＺｍｏｄが０．４４％を大きく超えているＢ鋼やＣ鋼でも高平均アスペクト比において、優れた耐亜鉛メッキ割れ性を示している。また、不可能視されていた耐亜鉛メッキ割れ性の良好なＴＳ７００ＭＰａ級、ＴＳ８００ＭＰａ級の鋼板が、高平均アスペクト比となるミクロ組織を付与することで製造できた（Ｇ２鋼板、Ｈ３鋼板、Ｊ２鋼板、Ｋ３鋼板）。
　【００２９】ＳＬＭ４００の値ならびに拘束割れ試験の結果をＭ−ＣＥＺｃａというパラメーターで整理した結果を図７に示す。横軸にＭ−ＣＥＺｃａ、縦軸にＳＬＭ４００をとり、拘束割れ試験の結果を○／●で示している。発明の有効性が明瞭である。
　【００３０】
　【表１】
　【００３１】
　【表２】
　【００３２】
　【表３】
　【００３３】
　【発明の効果】以上の説明から明らかなように、Ｃａなどに添加元素の含有量を限定し、かつ平均アスペクト比の組み合わせたパラメーター“Ｍ−ＣＥＺｃａ”を限定することにより、鉄塔、橋梁、建築物などの溶接構造物の溶融亜鉛メッキ割れを防止することができる。特に、Ｃａ添加とミクロ組織制御により、従来困難であった高張力化と耐溶融亜鉛メッキ割れ性の向上という相反する特性が容易に低コストで達成でき、産業上、極めて大きな効果を有する。
【図面の簡単な説明】
　【図１】耐溶融亜鉛メッキ割れ性を評価するＮＢＴ試験において、試験片に付与される温度・熱サイクルを示す図。
　【図２】破断時間４００秒における破断強化ＳＬＭ４００（＝亜鉛電着サンプルの破断強度／亜鉛電着無しのサンプルの破断強度）を求める方法について説明するための図。
　【図３】Ｃａ添加鋼板Ａｌ、Ｃａ無添加板ＡＡ１鋼のＮＢＴ試験結果を示している図。両鋼板は、成分的にはＣａ添加の有無以外はほぼ同等の組成を有しており、同一の圧延条件で製造された。
　【図４】ＳＬＭ４００に及ぼす平均アスペクト比の影響について示した図。（ａ）はフェライト＋パーライト組織を有したＴＳ６００ＭＰａ級のＡ１〜Ａ３鋼板およびＢ１〜Ｂ３鋼板の結果であり、（ｂ）は焼戻しマルテンサイト組織を有したＴＳ７００ＭＰａ級のＨ１〜Ｈ３鋼板およびＫ１〜Ｋ３鋼板の結果である。
　【図５】平均アスペクト比の定義について示した図。
　【図６】拘束割れ試験体の大きさ、構成について示した図。（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。
　【図７】Ｍ−ＣＥＺｃａとＳＬＭ４００との相関関係ならびに拘束割れ試験結果の対応を示す図。
　【符号の説明】
　１…試験ビード、２…拘束ビード（１８パス／１サイド）、３…試験板。