【事件の表示】
　特許第３３９９７８０号「熱間鍛造用棒鋼の製造方法」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３３９９７８０号の請求項１に係る特許を維持する。
【理　由】
１．本件手続の経緯
　本件特許第３３９９７８０号の請求項１及び２に係る発明についての出願は、平成９年４月２２日に特許出願され、平成１５年２月２１日にその特許権の設定登録がなされたものである。
　これに対して、株式会社神戸製鋼所より特許異議の申立てがなされ、取消理由通知がなされ、その指定期間内の平成１７年７月１５日付けで訂正請求がなされたものである。
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の内容
　本件訂正請求の内容は、本件特許明細書を訂正請求書に添付された訂正明細書のとおり、すなわち次の訂正事項ａ〜ｈのとおりに訂正するものである。
　
訂正事項ａ：
　請求項１の
「質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が９．５以下となるように棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。」を
「質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を含有し、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上７．６１以下となるように棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。」と訂正する。
　
訂正事項ｂ：
　請求項２の
「質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が６３以下となるように棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。」を
「質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を含有し、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上６３以下となるように棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。」と訂正する。
　
訂正事項ｃ：
　明細書の段落【０００８】、【０００９】の
「【０００８】
【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、その手段とするところは下記の通りである。
（１）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が９．５以下となるように棒鋼圧延するものである。
【０００９】（２）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を基本成分とし、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、鋳片からの圧延比が６３以下となるように棒鋼圧延するものである。」を
「【０００８】
【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、その手段とするところは下記の通りである。
（１）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を含有し、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上７．６１以下となるように棒鋼圧延するものである。
【０００９】（２）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を含有し、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上６３以下となるように棒鋼圧延するものである。」と訂正する。
　
訂正事項ｄ：
  明細書の段落【００１０】の
「【００１０】
【発明の実施の形態】機械構造用鋼材は、その化学成分が日本工業規格（ＪＩＳ）で規定されている。すなわち、機械構造用炭素鋼はＪＩＳ  Ｇ  ４０５１で、機械構造用マンガン鋼と機械構造用マンガンクロム鋼はＪＩＳ  Ｇ  ４１６０で夫々規定されている。本発明で対象としている鋼材の基本的化学成分は、ＪＩＳで規定されている範囲を上下限とするものである。」を
「【００１０】
【発明の実施の形態】機械構造用鋼材は、その化学成分が日本工業規格（ＪＩＳ）で規定されている。すなわち、機械構造用炭素鋼はＪＩＳ  Ｇ  ４０５１で、機械構造用マンガン鋼と機械構造用マンガンクロム鋼はＪＩＳ  Ｇ  ４１０６で夫々規定されている。本発明で対象としている鋼材の基本的化学成分は、ＪＩＳで規定されている範囲を上下限とするものである。」と訂正する。
　
訂正事項ｅ：
　明細書の段落【００２４】の
「【００２４】通常、熱間鍛造用棒鋼に供される鋼片サイズは１１５ｍｍ角〜１８０ｍｍ角、棒鋼サイズは４０ｍｍφ〜１３０ｍｍφであることから、鋼片から棒鋼までの圧延比は約４．０（１１５ｍｍ角→６５ｍｍφ）〜２５．８（１８０ｍｍ角→４０ｍｍφ）である。従って、鋳片から棒鋼までの圧延比を４．０〜６３とすると、鋳片から鋼片までの圧延比は約１〜２．４の範囲内となる。鋳片から鋼片までの圧延比が１の場合は分塊圧延を省略し、一方圧延比が１を超え２．４以下の場合は鋳片を２〜４パス圧延により鋼片に成形可能である。」を
「【００２４】通常、熱間鍛造用棒鋼に供される鋼片サイズは１１５ｍｍ角〜１８０ｍｍ角、棒鋼サイズは４０ｍｍφ〜１３０ｍｍφであることから、鋼片から棒鋼までの圧延比は約４．０（１１５ｍｍ角→６５ｍｍφ）〜２５．８（１８０ｍｍ角→４０ｍｍφ）である。従って、鋳片から棒鋼までの圧延比を４．０〜６３とすると、鋳片から鋼片までの圧延比は約１〜２．４の範囲内となる。圧延比が１を超え２．４以下の場合は鋳片を２〜４パス圧延により鋼片に成形可能である。」と訂正する。
　
訂正事項ｆ：
  明細書の段落【００２９】の
「【００２９】その概要を図５に示したブルーム連鋳機で、１６２ｍｍ角および２２０ｍｍ角の中断面ブルームをタンディッシュ内溶鋼過熱度２０〜４０℃、二次冷却比水量０．４ｌ／ｋｇ、鋳造速度２．５〜１．８ｍ／ｍｉｎとして鋳造した後、該鋳片を所定の長さに切断し、１６２ｍｍ角の鋳片は分塊圧延を行わずにそのまま冷却し、２２０ｍｍ角の鋳片は加熱炉に装入して断面平均温度が１１００℃となるように約１時間加熱した後、ロール径が９００ｍｍφのＨＶ式分塊圧延機で２〜４パス圧延により１６２ｍｍ角の鋼片に成形した。」を
「【００２９】その概要を図５に示したブルーム連鋳機で、２２０ｍｍ角の中断面ブルームをタンディッシュ内溶鋼過熱度２０〜４０℃、二次冷却比水量０．４ｌ／ｋｇ、鋳造速度２．５〜１．８ｍ／ｍｉｎとして鋳造した後、該鋳片を所定の長さに切断し、２２０ｍｍ角の鋳片は加熱炉に装入して断面平均温度が１１００℃となるように約１時間加熱した後、ロール径が９００ｍｍφのＨＶ式分塊圧延機で２〜４パス圧延により１６２ｍｍ角の鋼片に成形した。」と訂正する。
　
訂正事項ｇ：
  明細書の段落【００３２】【表２】中の記載について、本発明Ｎｏ１、Ｎｏ２、Ｎｏ３の欄の記載及び比較例Ｎｏ８、Ｎｏ９の欄の記載を削除する。
　
訂正事項ｈ：
　明細書の段落【００３４】の
「【００３４】
【発明の効果】本発明は、中断面ブルームから２〜４パスの分塊圧延により鋼片を成形し、または分塊圧延を省略するので分塊コストの削減を図ると共に、ＣａやＴｅの含有率により鋳片から棒鋼までの圧延比を制限するので、熱間鍛造割れの発生しない棒鋼の製造を可能とするものであり、その工業的な適用効果は大きい。」を
「【００３４】
【発明の効果】本発明は、中断面ブルームから２〜４パスの分塊圧延により鋼片を成形し、ＣａやＴｅの含有率により鋳片から棒鋼までの圧延比を制限するので、熱間鍛造割れの発生しない棒鋼の製造を可能とするものであり、その工業的な適用効果は大きい。」と訂正する。
　
２−２．訂正の目的の適否、新規事項の有無及び拡張・変更の存否
　
（イ）訂正事項ａは、請求項１を以下（イ−１）乃至（イ−３）の目的で訂正したものである。
（イ−１）訂正前の請求項１は、熱間鍛造用棒鋼の成分として請求項１に明示された成分以外の他の有意成分の含有を許容するものと解釈され得るところ、訂正前の請求項１に記載された「基本成分とし」、「Ｃａ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼」との表現を、それぞれ「含有し」、「Ｃａ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる」とする訂正は、請求項１に記載された成分以外の有意成分が実質的に含有されないことを明確にするとともにその成分組成の構成元素を限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮と明りょうでない記載の釈明に該当する。
（イ−２）訂正前の請求項１に記載された「前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、」との表現を「前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、」とする訂正は、ビレット鋳片に関する構成要件を削除し、ブルーム鋳片から分塊圧延される鋼片に関する構成要件に限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当する。
（イ−３）訂正前の請求項１に記載された「９．５以下」との表現を「４．０以上７．６１以下」とする訂正は、鋳片からの圧延比の下限値を特許明細書の段落【００２１】の「圧延比の下限については、一般に圧延比が４．０以上で棒鋼のオーステナイト結晶粒度番号が７以上となり、・・・機械的性質・・・がＪＩＳ目標値を満足することから４．０とすることが望ましい。」という記載に基づき「４．０」に限定するとともに、圧延比の上限値を特許明細書の表２の本発明Ｎｏ．６に基づき「７．６１」と限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当する。
　以上のことから、上記訂正事項ａは、特許請求の範囲の減縮及び明りょうでない記載の釈明に該当する。
　
（ロ）訂正事項ｂは、請求項２を以下（ロ−１）乃至（ロ−３）の目的で訂正したものである。
（ロ−１）訂正前の請求項２は、熱間鍛造用棒鋼の成分として請求項２に明示された成分以外の他の有意成分の含有を許容するものと解釈され得るところ、訂正前の請求項２に記載された「基本成分とし」、「Ｃａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼」との表現を、それぞれ「含有し」、「Ｃａ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる」とする訂正は、請求項２に記載された成分以外の有意成分が実質的に含有されないことを明確にするとともにその成分組成の構成元素を限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮と明りょうでない記載の釈明に該当する。
（ロ−２）訂正前の請求項２に記載された「前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、または前記成分の溶鋼をビレット鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断し、前記分塊圧延された鋼片または所定の長さに切断されたビレット鋳片を加熱し、」との表現を「前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、」とする訂正は、ビレット鋳片に関する構成要件を削除し、ブルーム鋳片から分塊圧延される鋼片に関する構成要件に限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当する。
（ロ−３）訂正前の請求項２に記載された「６３以下」との表現を「４．０以上６３以下」とする訂正は、鋳片からの圧延比の下限値を特許明細書の段落【００２１】の「圧延比の下限については、一般に圧延比が４．０以上で棒鋼のオーステナイト結晶粒度番号が７以上となり、・・・機械的性質・・・がＪＩＳ目標値を満足することから４．０とすることが望ましい。」という記載に基づき「４．０」に限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮に該当する。
　以上のことから、上記訂正事項ｂは、特許請求の範囲の減縮及び明りょうでない記載の釈明に該当する。
　また、請求項２に係る上記訂正事項ｂについては、当該請求項２自体は特許異議申立ての対象とされていないが、訂正後の請求項２に係る発明は、特許異議申立人が提示した証拠等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はいえないから、特許出願の際に独立して特許を受けることができるものである。
　
（ハ）訂正事項ｃ、ｅ〜ｈは、特許請求の範囲の訂正に伴って、発明の詳細な説明の記載を特許請求の範囲の記載と整合させるためのものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。
　
（ニ）訂正事項ｄは、訂正前の本件明細書の段落【００１０】に記載された「ＪＩＳ　Ｇ　４１６０」が機械構造用マンガン鋼、機械構造用マンガンクロム鋼の日本工業規格としては存在しておらず、正しくは「ＪＩＳ　Ｇ　４１０６」であるから、誤記の訂正に該当する。
　
　そして、上記訂正事項ａ〜ｈは、特許明細書の段落【００２１】、表２中の「本発明６」に係る記載を根拠とするものであるから、いずれも願書に添付した明細書に記載した事項の範囲内においてなされたものであり、しかも実質上特許請求の範囲を拡張し又は変更するものでもない。
　　
２−３．まとめ
　したがって、上記訂正事項ａ、ｃ〜ｈは、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するし、また、上記訂正事項ｂは、特許法第１２０条の４第２項及び同条第３項において準用する特許法第１２６条第２項乃至第４項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．本件訂正発明１及び２について
　訂正後の本件請求項１及び２に係る発明（以下、それぞれ「本件訂正発明１及び２」という。）は、上記訂正を認容することができるから、訂正明細書の請求項１及び２に記載された事項により特定される次のとおりのものである。
【請求項１】質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を含有し、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上７．６１以下となるように棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。
【請求項２】質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を含有し、さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍおよびＴｅ：５〜３０ｐｐｍを含有し、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる熱間鍛造用棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上６３以下となるように棒鋼圧延することを特徴とする熱間鍛造用棒鋼の製造方法。
　
４．特許異議申立てについて
４−１．特許異議申立ての理由及び取消理由の概要
　特許異議申立て理由の概要は、訂正前の本件請求項１に係る発明は、甲第１〜７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、訂正前の本件請求項１に係る発明についての特許は、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、また、訂正前の本件請求項１に係る発明についての特許は、明細書及び図面の記載が特許法第３６条第４条及び第６項第２号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たものである、というものである。
　当審が平成１７年５月１２日付けで通知した取消理由は、特許異議申立ての理由と同趣旨である。
　
４−２．証拠とその主な記載内容
　特許異議申立人が提出した上記甲第１号証〜甲第７号証には、それぞれ次の事項が記載されている。
　
（１）甲第１号証：特公昭５８−２５７２号公報
（１ａ）「Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｓ：０．０１０〜０．０３０％、Ｃｒ：０．５０〜１．２０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、ＳｏｌＡｌ：０．０１５〜０．０６０％、Ｃａ：０．００１０〜０．０１００％を含有し残部はＦｅと不可避的な不純物より成る鋼片又は鋳片を８以上の圧延比で熱間圧延し、ついで焼入、焼戻を行なうことを特徴とする異方性の少ない強靱棒鋼材の製造方法。」（特許請求の範囲）
（１ｂ）「本発明はＣａを含有せしめた中炭素強靱棒鋼材の製造方法に関するものである。」（第１頁第１欄第２９〜３０行）
（１ｃ）「一般に鋼材は一方向だけの圧延によつて製造されるため、その機械的性質は圧延方向と直角方向（以下Ｃ方向と呼ぶ。）とで著しい相違が見られ、このことは最近では自動車用棒鋼材、特にクランクシャフトなどの軸材の使用において実用上の障害となつている。Ｃ方向靱性が劣る理由としては、鋼中の非金属介在物、特にＭｎＳ介在物が熱間圧延によつて圧延方向に延伸されるためと考えられている。」（第１頁第１欄第３１行〜同頁第２欄第２行）
（１ｄ）「本発明においてＣａを含有せしめる目的は、ＭｎＳ介在物量の低減、およびＭｎＳの延伸を防止し、粒状化することによつてＣ方向靱性の改善をはかろうとするものである。」（第１頁第２欄第３〜６行）
（１ｅ）「ＳｏｌＡｌは結晶粒度を微細化し、靱性特性および引張特性を向上させるもので、その効果は０．０１５〜０．０６０％の範囲にあるので、これを上・下限とした。」（第２頁第３欄第３５行〜同頁第４欄第２行）
（１ｆ）「Ｃａは溶鋼段階でＣａ−Ａｌ−Ｏを形成し、これが凝固過程でＭｎＳ、ＣａＳを補集し非塑性の複合介在物を生成しＣ方向靱性および被削性を向上させる。」（第２頁第４欄第３〜６行）
（１ｇ）「Ｃｒは焼入性を向上し、かつ靱性を損わずに強度を上昇させる元素であるが、０．５０％未満での効果が少なく１．２０％を超えれば被削性を劣化させるためこれを上限とした。ＭｏもＣｒと同様な効果があるが最低限０．１０％は必要でありあまり多量に入れると靱性、被削性を損うので上限を０．５０％とした。」（第２頁第４欄第１８〜２４行）　
（１ｈ）「次に圧延比を８以上としたのは、圧延比は少ない程、硫化物の延伸が少なく靱性の異方性も小さくなるが、８未満では軸芯部にポロシテイーが残存し、機械的性質が劣化する場合があるからである。」（第２頁第４欄第２５行〜２８行）
（１ｉ）「第１表は３００ｋｇ大気溶解炉を用いて溶製した公知のＣｒ−Ｍｏ強靱鋼（以下基本鋼と呼ぶ）および基本鋼にＣａを添加した鋼（以下本発明鋼と呼ぶ）の化学組成を示した。」（第２頁第４欄第３３〜３６行）
（１ｊ）第１表には、基本鋼の化学成分に「Ｐ：０．０２６」の記載があり、発明鋼の化学成分に「Ｐ：２１」の記載がある。（第１表）
（１ｋ）「第１図はこの鋼塊を熱間鍛造により７０φビレツトに成形したものの介在物形状を示す。（この場合の鍛造比は８．２である。）」（第３頁第５欄第１〜３行）
（１ｍ）「基本鋼イでは延伸性ＭｎＳが多数存在しているのに対して本発明鋼ロでは、これが球状の介在物に変化している。」（第３頁第５欄第４〜６行）
（１ｎ）「本発明は、中炭素および中硫黄レベルの高強度棒鋼材にＣａを添加し・・・た棒鋼材の製造方法であり・・・クランクシャフトなどの軸材・・・などＣ方向靱性の要求される自動車・・・部品に広く適用出来、実用性の高いものである。」（第３頁第６欄第９〜１８行）
　
（２の１）甲第２号証の１：日本鉄鋼協会共同研究会第１０１回特殊鋼部会プログラムの共−８：平成８年１０月２４日（木）
（２の１ａ）「１．緒言　条鋼の製造において、介在物の低減や形態制御は製品寿命などの要求特性を向上させるうえで極めて重要な位置付けであり、２次精錬から鋳造に至る製造技術の高度化が必要とされる。また、小断面連鋳機は分塊工程を省略した１ヒート圧延を可能とするものであり、大面積ブルーム連鋳機に比較し小断面で高速鋳造を行うことから溶製から鋳造までの操業条件のより厳密な管理が要求される。本報告では、ブルーム連鋳およびビレット連鋳における清浄化技術とビレット連鋳における製造技術について報告する。」（第１頁第１〜８行）
（２の１ｂ）「２．設備概要と特徴　当所における製鋼工場のプロセスフローを図１に、２次精錬および連鋳機の設備仕様を表１に示す。」（第１頁第９〜１１行）
（２の１ｃ）「当所の製鋼プロセスは、・・・ブルーム連鋳およびビレット連鋳各一基と造塊より構成される。各連鋳機では、表２に示す鋼種を生産している。」（第１頁下から３行）
（２の１ｄ）「表１　２次精錬および連鋳機の設備仕様」には、「ＮＯ．３ブルーム連鋳」の「鋳片サイズ」が「３００ｍｍ×４３０ｍｍ」であり、「ＮＯ．４ビレット連鋳」の「鋳片サイズ」が「１５５ｍｍ×１５５ｍｍ」であることが記載されている。
（２の１ｅ）「表２　各連鋳機の生産鋼種」には、「ＮＯ．３ブルーム連鋳」、「ＮＯ．４ビレット連鋳」の鋼種として「機械構造用鋼：炭層鋼」が示されている。
（２の１ｆ）「３．１清浄化の考え方と技術対応　ブルーム連鋳とビレット連鋳の２次精錬から連鋳に至る清浄化技術の概略を表３に示す。以下に、２次精錬でのスラグ精錬技術とビレット連鋳の製造技術について報告する。」（第３頁第２〜４行）
（２の１ｇ）「表３　清浄化技術の概要」には、「ＮＯ．４ビレット連鋳」は「２次精錬」において「Ｃａ処理による形態制御」する「Ｃａ処理鋼」を対象とし、「ＮＯ．３ブルーム連鋳」は「介在物形態制御鋼」などを対象することが示されている。
（２の１ｈ）「４．ビレット連鋳における製造技術　ビレット連鋳はブルーム連鋳に比較し小断面で高速鋳造を行うことから、介在物・表面疵・中心偏析などの品質欠陥に対し工程保証上の観点から、溶製から鋳造に至るまでの操業条件の厳密な管理が重要である。ここでは主として、小断面で必須としているＣａ処理による清浄化に関して述べる。」
（２の１ｉ）「５．結言　当所における清浄化のためのスラグ精錬およびビレット連鋳の製造技術についてこれまで行ってきた改善について述べた。今後、更に技術改善を進め一層の高品質化を図っていきたい。」
　
（２の２）甲第２号証の２： 株式会社神戸製鋼所神戸製鉄所パンフレット
（２の２ａ）第１〜２頁には、「製銑から加工まで」の「銑鋼一貫製造工程図」には、「取鍋精錬」→「連続鋳造機」→（「分塊圧延機」）→「棒鋼圧延機」→「棒鋼」の工程が示されており、
「’８１年１月　第３号連続鋳造工場完成」、
「’８７年３月　第４号連続鋳造工場完成」と記載されいる。
（２の２ｂ）「連続鋳造　取鍋精錬で成分調整、清浄化などを施した溶鋼は、連続鋳造設備に送られていきます。連続鋳造設備では、溶鋼を凝固させながら連続的に引き抜いて「ブルーム」や「ビレット」を製造します。・・・
＜設備仕様＞
３号連続鋳造設備（３００ｍｍ×４３０ｍｍ２ストランド）
４号連続鋳造設備（１５５ｍｍ×１５５ｍｍ４ストランド）」（第７頁）
（２の２ｃ）「当社機械事業部設計・製作による世界最大規模の棒鋼工場です。φ１６〜φ１０８まで、広範囲にわたる炭素鋼・合金鋼などを高品質・高能率で生産しています。」（第１０頁）
　
（３の１）甲第３号証の１：ＪＩＳＧ４０５１，ＪＩＳＧ４１０６
（３の１ａ）「ＪＩＳ　Ｇ　４０５１　機械構造用炭素鋼鋼材
４．化学成分
　表１の備考１．Ｓ０９ＣＫ，Ｓ１５ＣＫ及びＳ２０ＣＫは，不純物として・・・Ｎｉ０．２０％・・・を，他の記号のものは，・・・Ｎｉ０．２０％・・・を超えてはならない。」（第６２１頁）
（３の１ｂ）「ＪＩＳ　Ｇ　４１０６　機械構造用マンガン鋼鋼材及びマンガンクロム鋼鋼材
４．化学成分
　表２の備考１．各種とも不純物としてＮｉ０．２５％・・・を超えてはならない。」（第６４５頁）
　
（３の２）甲第３号証の２：特開平１−１６８８４８号公報
（３の２ａ）「（１）Ｃ　０．１０〜０．７０％
　　　　　　　　　Ｓｉ０．３５％以下
　　　　　　　　　Ｍｎ０．３０〜１．７０％
　　　　　　　　　Ｐ　０．０２０％以下
　　　　　　　　　Ｓ　０．０３０〜０．０６０％
　　　　　　　　　Ｃｕ０．１５％以下
　　　　　　　　　Ｓｎ０．０２０％以下
　　　　　　　　　Ａｌ０．００５〜０．０１５％
　　　　　　　　　Ｃａ１５〜６０ｐｐｍ
　　　　　　　　　Ｏ　　５〜１５ｐｐｍ
　残部は鉄および不可避不純物からなり、酸化物系介在物の９０％以上が硫化物系介在物にくるみこまれた組織を有する、広範囲の切削速度域で被削性が改善され、機械的性質が良好なことを特徴とする広域快削炭素鋼。」（特許請求項球の範囲）
（３の２ｂ）「本発明は自動車部品のクランクシャフト・・・などに使用する・・・広域快削鋼およびその製造方法に関する。」（第２頁左上欄第１４行〜１８行）
（３の２ｃ）「本発明者らはＣａ−Ｓ２元系快削鋼について高純度（低Ｐ，Ｃｕ，Ｓｎ化）と低酸素化による介在物の形態、量・・・を検討し、・・・鋼中の不純物元素であるＰを０．０２０％以下、Ｃｕを０．１５％以下、Ｓｎを０．０２０％以下に規制し、さらにＡｌ０．００５〜０．０１５％、Ｃａ１５〜６０ｐｐｍとした鋼においてＯ量を一般脱ガス鋼と同等、もしくはそれ以下の５〜１５ｐｐｍとすれば高純度化により靱性が改善され・・・ることがわかった。また硫化物系介在物を形成しているＭｎＳの一部もＣａＳに置換されることにより熱間加工で変形し難くなるため、機械的性質の向上、材力の異方性の改善が行われることを見い出した。」（第２頁左下欄第１５行〜同頁右下欄第１４行）
（３の２ｄ）「実施例によって本発明をさらに説明する。基本鋼種には５５３Ｃ，５３５Ｃ，ＳＭｎ４４３，・・・を採用した。」（第５頁左下欄第１６〜１９行）
（３の２ｅ）「Ｎｏ．Ａ１−Ａ２０の本発明鋼は６０ｔｏｎ塩基性電気炉で溶製し、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｌなどの合金元素を調整し、・・・Ｃａ−Ｓｉ合金ワイヤーをとりべ底部に垂直に押し込んでＣａ添加を行った。」（第５頁右下欄第２〜１１行）
（３の２ｆ）「溶鋼を強制的に撹拌した後、ブルーム（断面寸法３７０×　４７０ｍｍ）に連続鋳造した。」（第７頁左上欄第１１〜１２行）
（３の２ｇ）「得られた本発明の鋼塊、ブルーム・・・は丸７０ｍｍに圧延し、焼ならし処理後各種の調査に供した。」（第７頁左上欄第１８〜２０行）
　
（４）甲第４号証：鉄鋼材料便覧（日本金属学会・日本鉄鋼協会編集、昭和５６年４月２０日丸善株式会社発行）
（４ａ）非金属介在物が鋼質に及ぼす影響として、「絞りについては、鍛圧方向に直角な方向で、Ａ系介在物による低下が顕著であると報告されている」（第４８０頁第２〜３行）
　
（５）甲第５号証：電気製鋼第５３巻第３号昭和５７年７月（１９８２）、第１９５〜２０２頁
（５ａ）「Ｓによって誘起される各種の欠陥、破壊防止のため・・・極低硫化をすすめるとともにＣａ，Ｔｉ，ＲＥＭなどの添加によって残存Ｓを球状化する事が今や常識化していると言っても良いと思われる」（第１９５頁右欄下から２行〜第１９６頁左欄第３行）
（５ｂ）「硫化物形態制御元素としては前記のＣａ・・・Ｔｅなどがある。これら元素は・・・通常の鉄鋼材料の熱間塑性加工においては、著しく変形能が低下し、その結果として鋳造状態での硫化物形態を加工後に維持させることを特徴とするものである。」（第１９６頁左欄第１０〜１８行）
　
（６）甲第６号証：新日本製鐵株式会社のホームページ（平成８年１０月１７日付けのニュースリリース）
（６ａ）アムスチール社向けビレット連続鋳造設備を受注し、受注した設備は、ビレット連続鋳造機で、ビレットのサイズが１２０、１３０、１６０角を目的とすることが記載されている。
（６ｂ）ビレット連続鋳造設備のこれまでの納品先として、「関西ビレットセンター、東京鐵鋼、東海特殊鋼、コムスチール社（別紙１参照）他」が記載され、別紙１には、「コムスチール社ビレット社向ビレット連鋳機の稼働開始について、・・・角ビレット（１３０〜１６０ｍｍ）、丸ビレット（１４１〜１７０ｍｍ）兼用機であること」が記載されている。
　
（７）甲第７号証：特開平３−２８５０４２号公報
（７ａ）「（１）重量％で、Ｃ：０．６０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０４０〜０．５０％、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎ：０．００７０〜０．０１５０％、Ａｌ：０．００５％以下を含有し、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物から成ることを特徴とする高温延性の優れた非調質快削鋼。」（特許請求の範囲）
（７ｂ）「（産業上の利用分野）
　本発明は、クランク軸等の機械構造用熱間鍛造部品として使用するに適した高温延性の優れた非調質快削鋼に関するものである。」（第１頁左下欄第１７〜２０行）
（７ｃ）「高温延性を改善し連続鋳造法によっても製造可能な非調質快削鋼を得るためには、以下の条件を満足することが有効であることを知見した。
　高温延性を向上するには、ＡｌＮの析出を抑制することが有効であり、これには鋼中のＮの含有量を下げることが対策となるが、非調質鋼ではＮはＶと結合して化合物を生成し、析出強化に寄与するため、鋼中のＮの含有量は下げることができない。・・・
　析出強化元素であるＶの添加量を高温延性が低下しない範囲に限定することが有効であること。」（第２頁左上欄第１２行〜同頁右上欄第６行）
（７ｄ）「Ｖ：Ｖは高強度化に有効な元素であるが、その含有量が０．１５％を超えると熱間加工性を劣化させるため、本発明ではその含有量を０．１５％以下と定めた。」（第２頁右下欄第９〜１２行）
　　
４−３．当審の判断
（１）進歩性について　
　甲第１号証の上記（１ａ）の「％」は本件訂正発明１の「質量％」に相当し、上記（１ｉ）及び（１ｋ）の記載によれば、基本鋼にＣａを添加した鋼は、大気溶解炉を用いて鋼塊（インゴット）とされ、この鋼塊が熱間鍛造により７０φビレットに成形（鍛造比は８．２）されるのであるから、該（１ａ）、（１ｉ）及び（１ｋ）の記載から把握される事項を本件訂正発明１の記載ぶりに則って整理すると、甲第１号証には、次のとおりの発明が記載されているといえる。 
 「質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｓ：０．０１０〜０．０３０％、ＳｏｌＡｌ：０．０１５〜０．０６０％、Ｃｒ：０．５０〜１．２０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％を含有し、さらにＣａ：１０〜１００ｐｐｍを含有し、残部はＦｅとその他の不可避的不純物からなる棒鋼の製造方法であって、前記成分の溶鋼を鋼塊にし、該鋼塊を圧延比（又は鍛造比）が８以上となるように熱間圧延（又は熱間鍛造）してビレットを成形する棒鋼の製造方法。」（以下、「甲１号発明」という）
　そこで、本件訂正発明１と甲１号発明とを対比すると、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．４０〜１．６５％、Ｓ：０．０１０〜０．０３０％、Ｃｒ：０．５０〜０．７０％、Ａｌを含有し、さらにＣａ：１０〜３０ｐｐｍを含有し、残部はＦｅとその他の不可避的不純物からなる棒鋼の製造方法。」という点で一致し、次の点で相違する。
相違点：
（イ）本件訂正発明１は、「Ｐ≦０．０３０％」であるのに対して、甲１号発明は、Ｐ量が不明である点
（ロ）本件訂正発明１は、「Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％」であるのに対して、甲１号発明は、「ＳｏｌＡｌ：０．０１５〜０．０６０％」である点
（ハ）本件訂正発明１は、「Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ」、「Ｎｉ≦０．２５％」であるのに対して、甲１号発明は、Ｔ．Ｏ量及びＮｉ量が不明である点
（ニ）本件訂正発明１は、Ｍｏ量が不明であるのに対して、甲１号発明は、「Ｍｏ： ０．１０〜０．５０％」である点 
（ホ）本件訂正発明１は、「熱間鍛造用」であるのに対して、甲１号発明は、熱間鍛造用であるか否かが不明である点 
（ト）本件訂正発明１は、「溶鋼をブルーム鋳片に連続鋳造し所定の長さに切断後、該鋳片を加熱し２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形し、該鋼片を加熱し、鋳片からの圧延比が４．０以上７．６１以下となるように棒鋼圧延する」のに対して、甲１号発明は、「溶鋼を鋼塊とし、該鋼塊を圧延比（又は鍛造比）が８以上となるように熱間圧延（又は熱間鍛造）してビレットを成形する」点 
　
　次に、これら相違点の特に上記相違点（ト）について検討するに、本件訂正発明１に係る上記相違点（ト）の技術的な意味は、Ｃａ添加鋼の圧延時のＭｎＳの延伸に起因した表面割れの発生という課題を解決するために、分塊圧延を省略したブルーム鋳片を圧延素材とすると共にその分塊圧延を２〜４パスとすることによって鋳片から棒鋼までの圧延比を「４．０以上７．６１以下」に制限する点にあると認められるところ、その他の甲第２号証の１乃至甲第７号証には、Ｃａ添加鋼から棒鋼を製造する場合の表面割れの課題やその課題を解決する圧延比等の解決手段について示唆する記載はない。
　すなわち、甲第２号証の１及び甲第２号証の２には、条鋼の製造において、ブルーム鋳片を連鋳で製造することが記載されているが、このブルーム鋳片は、本件訂正発明１のような「Ｃａ添加鋼」ではないし、また、このブルーム鋳片に関する具体的な圧延比等の圧延条件についても何ら記載されていない。甲第３号証の１は、「機械構造用炭素鋼鋼材」に関するＪＩＳ規格に関するものであり、この証拠も、本件訂正発明１の上記課題や解決手段を何ら示唆するものではない。甲第３号証の２には、本件訂正発明１と同様の鋼組成のクランクシャフト用「快削鋼」のブルーム連鋳片（断面寸法３７０×４７０ｍｍ）を丸７０ｍｍに圧延する一具体例が偶々記載されているが、この場合の圧延比は４５．２であるから、本件訂正発明１の圧延比の条件を満足するものではない。そして、その余の記載をみても、本件訂正発明１の上記課題や解決手段を示唆する記載は見当たらない。甲第４号証及び甲第５号証は、非金属介在物の鋼質に及ぼす影響や硫黄快削鋼について言及しているだけの証拠であり、甲第６号証は、アムスチール社向けビレット連続鋳造設備の紹介に関するだけの証拠であり、また甲第７号証も、非調質快削鋼におけるＶ元素の効果について言及しているだけの証拠であるから、甲第２号証の１乃至甲第７号証には、本件訂正発明１の上記課題や解決手段、すなわち上記相違点（ト）について示唆されているとは云えない。そして、本件訂正発明１に係る上記相違点（ト）が周知事項であるとする証拠も見当たらない。
　
　してみると、本件訂正発明１に係る少なくとも上記相違点（ト）は、甲第２号証の１乃至甲第７号証の記載から当業者が容易に想到することができたとは云えないから、本件訂正発明１は、その余の相違点について検討するまでもなく、甲第１号証乃至甲第７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とは云えない。
　
（２）記載不備について
　訂正前の請求項１の発明特定事項である「基本成分とし」、「さらにＣａ：５〜３０ｐｐｍを含有した熱間鍛造用棒鋼」という記載では、熱間鍛造用棒鋼の基本成分として他の元素を含み得るのか、又は他の元素を含まないのか（残部がＦｅ及び不可避不純物であるのか）が不明りょうであるという記載不備は、上記訂正事項ａの訂正により解消されたから、本件特許は第３６条第４項及び第６項に規定する要件を満たしている特許出願に対してされたものであるといえる。
　
５．むすび
　したがって、特許異議申立ての理由及び証拠方法によっては訂正後の請求項１に係る特許を取り消すことはできない。
　また、他に訂正後の請求項１に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
　よって、上記のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年１２月２１日（２００５．１２．２１）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
熱間鍛造用棒鋼の製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を
含有し
残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる
該鋼片を加熱し、
４．０以上７．６１
　【請求項２】質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を
含有し
残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる
該鋼片を加熱し、
４．０以上
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】本発明は、中断面ブルームによる熱間鍛造用棒鋼の製造方法に関し、熱間鍛造や焼入および研削工程においてＭｎＳに起因した表面割れが発生しない棒鋼の製造方法を提供するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】Ｓ１０Ｃ〜Ｓ５８Ｃ、ＳＭｎ４２０〜ＳＭｎ４４３およびＳＭｎＣ等の機械構造用鋼材は、自動車や産業機械部品等に多量に使用され主に熱間鍛造により加工される。熱間鍛造においては、鋼材の熱間変形抵抗や変形能が重要であり、これらはＣや合金元素の含有量、鍛造時の結晶粒度、部品の大きさや形状等の影響を受けるため、鍛造に際しては鋼種や部品に見合った加熱温度や鍛造条件の適正化が行われる。
　【０００３】熱間鍛造部品は、通常鍛造後に焼入・焼戻しを行った後研削（または切削）されて各種部品となるため、鋼材には所要量のＳが添加される。しかし、Ｓは赤熱脆性の原因となって割れを発生させるため、所定量のＭｎを添加しＳをＭｎＳに変えて熱間鍛造割れを防止する方法が一般に採用されている。しかしながら、ＭｎＳは酸化物系介在物とは異なって比較的低温でも可塑性があり、分塊や棒鋼圧延時に延伸して鋼材の加工性に悪影響を及ぼす。また、鍛造後の焼入や研削時の熱歪により、ＭｎＳが起点となって割れが発生し伝播する場合がある。従って、鍛造〜研削一貫工程を通して表面割れの発生を防止するためには、ＭｎＳ量の低減やＭｎＳの延伸度Ｌ／Ｗ（長さ／厚み比）の低下が有効と言われている。
　【０００４】その対策として、従来鋼中Ｓの適正化や連続鋳造における中心偏析改善によるＭｎＳの小型化が一般的に行われている。また、鉄と鋼、６４（１９７８）１．１４５には、熱間圧延時のＭｎＳの延伸を抑制する方法としてＭｎＳの形態制御が有効であり、ＭｎＳを（Ｍｎ，Ｍｅ）ＳとなるようにＲＥＭやＣａ等の元素（Ｍｅ）を添加し固溶せしめることにより、ＭｎＳの延伸を抑制する方法が述べられている。また、ＭｎＳには固溶しないがＭｎＳを延伸し難くする方法として、鉄と鋼、５２（１９６６）４．７４１並びに電気製鋼、５３（１９８２）３．１９５には、鋼中にＴｅを添加してＭｎＳのＬ／Ｗを低下し機械的性質を改善する方法が述べられている。
　【０００５】
　【発明が解決しようとする課題】ＭｎＳは、溶鋼中のＭｎとＳが凝固過程でデンドライト樹間に濃化し、約１５００〜１４００℃の温度範囲で生成し、数μｍ〜１０数μｍの粒状晶出物として粒界に分布する。晶出するＭｎＳの粒径は、低炭快削鋼のように鋼中Ｏ濃度が高い場合、また前記温度範囲での鋳片の冷却速度が遅いほど大きくなる。機械構造用鋼は、脱酸により鋼中Ｏ濃度は低いので冷却速度の適正化が最も重要となる。一方、鋳片の冷却速度は鋳片断面サイズや二次冷却の影響を受ける。さらに、鋳片サイズが大きいとＭｎＳが分塊圧延や棒鋼圧延により紡錘状または線状に伸びて棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗが増大する。
　【０００６】本発明者らは、棒鋼を熱間鍛造した後バリ部を表面研削してクランクシャフトを製造する場合のクランクシャフトの表面割れについて調査した。それによると、表面割れは研削時に発生し易いこと、発生箇所は素材棒鋼の内部がメタルフローによりクランクシャフトの表面となった部位が多いこと、深さ約０．１ｍｍの粒界割れでありＭｎＳの延伸の程度が大きい場合にＭｎＳが割れの起点や伝播路となるために割れが発生し易いこと等が判った。
　【０００７】以上述べたように、熱間鍛造部品の表面割れを防止するには、素材となる棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗを適正値以下に調整することが必須であり、そのための製造方法の確立が課題であった。
　【０００８】
　【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、その手段とするところは下記の通りである。（１）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を
含有し
、残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる
該鋼片を加熱し、
４．０以上７．６１
　【０００９】（２）質量で、Ｃ：０．０８〜０．６１％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜１．６５％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ：０．００５〜０．０３０％、Ｔ．Ａｌ：０．００５〜０．０４０％、Ｔ．Ｏ：５〜３０ｐｐｍ、Ｎｉ≦０．２５％、Ｃｒ：０〜０．７０％を
含有し
残部は鉄とその他の不可避的不純物からなる
該鋼片を加熱し、
４．０以上
　【００１０】
　【発明の実施の形態】機械構造用鋼材は、その化学成分が日本工業規格（ＪＩＳ）で規定されている。すなわち、機械構造用炭素鋼はＪＩＳ　Ｇ　４０５１で、機械構造用マンガン鋼と機械構造用マンガンクロム鋼はＪＩＳ　Ｇ　４１
０６
　【００１１】ただし、Ｓは被削性を付与するために０．００５％を下限とする。Ａｌは、結晶粒度調整用に０．００５％を下限とし、０．０４０％を超えて添加しても結晶粒度調整作用が飽和するので０．０４０％を上限とする。Ｔ．Ｏは、前記各種成分値から経験的に５〜３０ｐｐｍでありこの範囲に規定する。
　【００１２】さらに、添加するＣａは溶鋼中に添加するとカルシウム・アルミネート（１２ＣａＯ・７Ａｌ２Ｏ３等）として消費され、残ったＣａがＭｎＳの形態制御に有効に使われる。Ｔ．Ｏが５〜３０ｐｐｍなので、Ｃａは化学量論比よりも多めに５〜３０ｐｐｍに規定する。Ｔｅについては、Ｔｅ／Ｓ比が０．０５〜０．１は必要であり、Ｓが０．００５〜０．０３０％なので５〜３０ｐｐｍと規定するものである。
　【００１３】次に、本発明で鋳片から棒鋼までの圧延比（
鋳片断面積／棒鋼断面積
　【００１４】ＭｎＳは、分塊圧延や棒鋼圧延が行われる約１２００〜９００℃の温度範囲では、軟質で可塑性があるため鋼の塑性変形と共に延伸する。例えば、本発明者らはＳＭｎ４４３について調査し、鋳片から棒鋼までの圧延比λと棒鋼でのＭｎＳのＬ／Ｗとの関係について図２に示す結果を得た。図より、λの増加と共にＬ／Ｗが増加しているのが明らかである。ただし、ＣａやＴｅを添加した場合には、λの増加に対するＬ／Ｗの増加率が添加しない場合に比べて低減している。
　【００１５】今、鋳片内部のＭｎＳを直径Ｄの球、棒鋼でのＭｎＳを直径Ｗおよび長さＬの円柱に近似し、鋳片から棒鋼までの圧延比をλとすれば下記各式が成り立つ。
　　Ｌ＝Ｄλ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（１）
　　Ｗ＝Ｄ（１／λ）１／２　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
（１）および（２）式より、
　　Ｌ／Ｗ＝λ３／２　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（３）
　【００１６】（３）式より、
　　｛２／３｝・｛（ｌｏｇ（Ｌ／Ｗ）／ｌｏｇλ）｝＝１　　　・・・（４）
（４）式の左辺（以下νと略記）は、ＭｎＳの変形歪と鋼の変形歪の比に対応し、鋼の塑性変形に対するＭｎＳの相対的な塑性変形度を示すものである。
　【００１７】そこで、図２の横軸および縦軸の対数をとり、再プロットすると図３が得られる。図３における勾配は、ＭｎＳの塑性変形度νを示すものであり、Ｃａを添加しない場合には圧延比が小さい領域でほぼν＝１に近い変形をしているが、圧延比の増加と共にνは小さくなる傾向がある。この理由は、圧延比が大きい領域ではＭｎＳが延伸して分断されＬ／Ｗが見掛け上小さく測定されるものと推定される。一方、ＣａまたはＣａとＴｅを添加した場合にはνは小さくなり、ＭｎＳの塑性変形が明らかに抑制されている。
　【００１８】そこで、Ｌ／Ｗとｌｏｇλの関係をプロットすると、図４に示すように直線関係が成立するのでＬ／Ｗが５以下となるλを図より求めると表１が得られる。
　【００１９】
　【表１】
　【００２０】以上より、本発明では圧延比の上限を、Ｃａを添加する場合には９．５、ＣａとＴｅを添加する場合には６３と規定するものである。
　【００２１】圧延比の下限については、一般に圧延比が４．０以上で棒鋼のオーステナイト結晶粒度番号が７以上となり、アズロールおよび焼入・焼戻等の熱処理後の機械的性質（ＴＳ、ＲＡ、ｕＥＲＴ等）がＪＩＳ目標値を満足することから４．０とすることが望ましい。
　【００２２】以上より、本発明では鋳片から棒鋼までの圧延比を、Ｃａを５〜３０ｐｐｍ添加する場合には９．５以下、Ｃａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍを添加する場合には６３以下に規定するものである。なお、本発明では圧延比が９．５以下のときにＣａのみを添加しても良い。また、圧延比が９．５〜６３の時にのみＣａとＴｅを添加しても良い。
　【００２３】次に、鋳片を２〜４パスの分塊圧延により鋼片に成形する理由を説明する。分塊圧延が行われる１２００〜９００℃の温度範囲ではＭｎＳは軟質で延伸し易いため、１パス当たりの圧下量が小さい多パス圧延を行うと、圧下の浸透性が低下して鋳片の表層〜中間部の塑性変形がより進行し、その部分のＭｎＳが延伸し過ぎる問題がある。
　【００２４】通常、熱間鍛造用棒鋼に供される鋼片サイズは１１５ｍｍ角〜１８０ｍｍ角、棒鋼サイズは４０ｍｍφ〜１３０ｍｍφであることから、鋼片から棒鋼までの圧延比は約４．０（１１５ｍｍ角→６５ｍｍφ）〜２５．８（１８０ｍｍ角→４０ｍｍφ）である。従って、鋳片から棒鋼までの圧延比を４．０〜６３とすると、鋳片から鋼片までの圧延比は約１〜２．４の範囲内となる
。
　【００２５】また、５パス以上の分塊圧延で鋼片に成形しようとすると、前述のように鋼片表層〜中間部のＭｎＳが延伸し過ぎ、また鋳片サイズが大きくなり冷却速度が小さくなるため、凝固過程で晶出するＭｎＳのサイズが大きくなる。その結果、ＭｎＳが延伸し易くなりＬ／Ｗが増加する問題がある。従って、本発明ではＭｎＳの延伸を極小化する目的から２〜４パスの分塊圧延に規定する。一方、鋳片サイズが小さく鋳造ままで棒鋼圧延が可能の場合には、分塊圧延を省略するものである。
　【００２６】本発明の実施態様の一例を図５に示す。１は取鍋、２はタンディッシュ、３は鋳型、４は二次冷却帯、５はガイドロール、６は切断機、７は鋳片、８は鋳片加熱炉、９は分塊圧延機、１０は鋼片、１１は鋼片加熱炉、１２は棒鋼圧延機、１３は棒鋼である。
　【００２７】本発明の請求項１記載の実施形態では取鍋１内の溶鋼中にＣａを５〜３０ｐｐｍ、また請求項２記載の方法ではＣａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍを含有せしめ、鋳型３を用いて例えば鋳片サイズ２２０ｍｍ角の熱間鍛造用鋼のブルームを鋳造し、切断後の鋳片７を加熱した後、分塊圧延機９を用いて２〜４パスで１６２ｍｍ角の鋼片１０に成形し、しかる後該鋼片から１２０ｍｍφ〜４０ｍｍφの棒鋼１３に圧延した。この場合の鋳片から棒鋼までの圧延比は４．２８〜３８．６である。得られた棒鋼を調査した結果、いずれの方法においてもＭｎＳのＬ／Ｗは５以下を確保し機械的性質についても良好なレベルが確保された。そして、該棒鋼を熱間鍛造し焼入・焼戻を行い研削してクランクシャフトに加工したが、表面割れの発生は皆無であった。
　【００２８】
　【実施例】本発明の実施例について、以下に詳細に説明する。２７０トン転炉およびＲＨ脱ガス装置にて熱間鍛造用鋼ＳＭｎ４４３を溶製し、化学成分を０．４２％Ｃ−０．２４％Ｓｉ−１．５０％Ｍｎ−０．０１４％Ｐ−０．０１４％Ｓ−０．０２５％Ｔ．Ａｌ−１２ｐｐｍＴ．Ｏ−０．０２％Ｎｉ−０．２２％Ｃｒに調整した後、鋳片から棒鋼までの圧延比に応じてＣａを５〜３０ｐｐｍ、またはＣａ５〜３０ｐｐｍとＴｅ５〜３０ｐｐｍ添加含有せしめた。
　【００２９】その概要を図５に示したブルーム連鋳機で
、
、
　【００３０】なお、鋳造前の取鍋内溶鋼中にＣａを５〜３０ｐｐｍの範囲で添加した場合は、鋳片から棒鋼までの圧延比を６．６〜９．５の範囲とした。また、Ｃａ５〜３０ｐｐｍに加えてＴｅを５〜３０ｐｐｍの範囲で添加した場合は、圧延比を９．６〜６３の範囲とした。
　【００３１】表２に、本発明の実施例を比較例と共に示す。なお、機械的性質は棒鋼中心部から試験片を採取し、引張試験および衝撃試験を行い評価した。ＭｎＳのＬ／Ｗは、棒鋼の１／２ｒ部からサンプルを採取し研磨した後、顕微鏡にて数μｍから数１０μｍのＭｎＳを無作為に抽出し、厚みおよび長さを測定し評価した。
　【００３２】
　【表２】
　【００３３】本発明の実施例においては、機械的性質もＭｎＳのＬ／Ｗも良好であり、クランクシャフトに加工したときの割れ発生は皆無であった。これに対し比較例においては、ＭｎＳのＬ／Ｗが５を超えクランクシャフトに加工後表面に割れの発生が認められた。
　【００３４】
　【発明の効果】本発明は、中断面ブルームから２〜４パスの分塊圧延により鋼片を成形し
、
【図面の簡単な説明】
　【図１】ＭｎＳのＬ／Ｗとクランクシャフト割れ発生率の関係を示す図
　【図２】鋳片から棒鋼までの圧延比とＭｎＳのＬ／Ｗの関係を示す図
　【図３】ｌｏｇλと２／３ｌｏｇ（Ｌ／Ｗ）の関係を示す図
　【図４】ｌｏｇλとＬ／Ｗの関係を示す図
　【図５】実施態様の一例を示す図
　【符号の説明】
　１　取鍋
　２　タンディッシュ
　３　鋳型
　４　二次冷却帯
　５　ガイドロール
　６　切断機
　７　鋳片
　８　鋳片加熱炉
　９　分塊圧延機
　１０　鋼片
　１１　鋼片加熱炉
　１２　棒鋼圧延機
　１３　棒鋼