【事件の表示】
　特許第３３９９１２５号「溶接熱影響部靱性の優れた鋼材」の請求項１ないし５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３３９９１２５号の請求項１ないし５に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続きの経緯
　本件特許第３３９９１２５号の手続きの経緯は次のとおりである。
　特許出願　　　　　　　平成　６年１２月１９日
　設定登録　　　　　　　平成１５年　２月２１日 　
　公報発行　　　　　　　平成１５年　４月２１日
　特許異議申立　　　　　平成１５年１０月２１日
　（異議申立人：株式会社神戸製鋼所）
　取消理由通知　　　　　平成１６年　４月２６日付け
　訂正請求書　　　　　　平成１６年　７月　９日
　異議意見書　　　　　　平成１６年　７月　９日
　審尋（対異議申立人）　平成１６年　７月２０日付け
　回答書（異議申立人）　平成１６年　９月２８日
　
２．訂正の適否
２−１．訂正の要旨
　平成１６年７月９日付け訂正請求の内容は、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乃至ｄのとおりに訂正するものである。
・訂正事項ａ：明細書段落【００３３】の
「Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌはこの順に脱酸力が強く、Ａｌを含有させた後では、ＴｉやＭｎは酸化物を形成しない。そのため、図１の領域Ａ、Ｂに相当する複合酸化物を鋼中に形成させるためには、最終脱酸後、Ｍｎ〜１％、Ｔｉ〜１００ｐｐｍ、に制御し、なおかつ微量のＡｌを溶鋼に制御して供給し、凝固させなければならない。この際、ＴｉとＡｌ量との比に応じて、領域ＡとＢの酸化物の形成量が変化する。」を、
「Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌはこの順に脱酸力が強く、Ａｌを含有させた後では、ＴｉやＭｎは酸化物を形成しない。そのため、図１の領域Ａ、Ｂに相当する複合酸化物を鋼中に形成させるためには、最終脱酸後、Ｍｎ〜３％、Ｔｉ〜３００ｐｐｍ、に制御し、なおかつ微量のＡｌを溶鋼に制御して供給し、凝固させなければならない。この際、ＴｉとＡｌ量との比に応じて、領域ＡとＢの酸化物の形成量が変化する。」と訂正する。
・訂正事項ｂ：明細書段落【００４８】の
「Ｓ不可避的不純物であり」を、
「Ｓは不可避的不純物であり」と訂正する。
・訂正事項ｃ：明細書段落【００５２】の
「悪影響を与えなず」を、
「悪影響を与えず」と訂正する。
・訂正事項ｄ：明細書段落【００３４】を削除すると共に、段落【００３５】〜【００８７】の段落番号を【００３４】〜【００８６】に繰り上げる。
　
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
　訂正事項ａは、特許明細書段落【００３３】におけるＭｎ及びＴｉの含有量を、特許請求の範囲の記載及び旧特許明細書段落【００４６】，【００５５】の成分限定理由の記載に基づき、これらの上限値を整合させるために、Ｍｎ〜３％、Ｔｉ〜３００ｐｐｍにするものであるから、誤記の訂正を目的とするものである。
　そして、この訂正は、上記のとおり願書に添付した明細書及び図面に記載した事項の範囲内の訂正であり、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。
　訂正事項ｂ、ｃは、旧特許明細書段落【００４８】、【００５２】における明らかな誤字、脱字を正しくするものであるから、この訂正は、誤記の訂正を目的とするものである。
　訂正事項ｄは、特許明細書段落【００３４】における予備脱酸の段階の記載が不明りょうであったため、これを削除すると共に、段落番号を整理するものであるから、この訂正は、明りようでない記載の釈明を目的とするものである。
　そして、上記訂正事項ｂ〜ｄは、願書に添付した明細書及び図面に記載した事項の範囲内の訂正であり、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．訂正の適否についての結論
　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項乃至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の判断
３−１．訂正後の本件請求項１〜５に係る発明
　【請求項１】重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す（１）〜（３）式を満足し、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
  mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・（１）
          ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
          以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、
             （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％         ・・・・・・・（２）
              ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％         ・・・・・・・（３）
【請求項２】重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、更にＢ：０．００００５〜０．００２％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０７〜１．５％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｎｂ：０．０１４〜０．５％およびＶ：０．０１５〜０．５％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す（１）〜（３）式を満足し、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
  mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・（１）
          ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
          以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、
             （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％         ・・・・・・・（２）
              ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％         ・・・・・・・（３）
【請求項３】重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す（１）〜（３）式を満足する酸化物粒子と下記に示す（１）、（４）、（５）式を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
  mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・（１）
          ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
          以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、
             （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％         ・・・・・・・（２）
              ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％         ・・・・・・・（３）
             （Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％         ・・・・・・・（４）    
              １≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５           ・・・・・・・（５）
【請求項４】重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、更にＢ：０．００００５〜０．００２％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０７〜１．５％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｎｂ：０．０１４〜０．５％およびＶ：０．０１５〜０．５％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す（１）〜（３）式を満足する酸化物粒子と下記に示す（１）、（４）、（５）式を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
  mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・（１）
          ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
          以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、
             （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％         ・・・・・・・（２）
              ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％         ・・・・・・・（３）
             （Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％         ・・・・・・・（４）
              １≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５           ・・・・・・・（５）
【請求項５】更に重量％にて、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００４％以下、Ｈｆ：０．０２％以下、Ｙ：０．０２％以下、希土類元素：０．０２％以下の内の１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
　
３−２．異議申立て及び取消理由の概要
　本件請求項１〜５に係る発明は、刊行物１、２に記載された発明であるか、又は、刊行物１〜８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、本件請求項１〜５に係る発明の特許は、特許法第２９条第１項又は同条第２項の規定に違反してなされたものである。
　また、本件明細書の記載に不備があるから、本件特許は、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たものである。
　したがって、本件特許は上記各理由により取り消されるべきものである。
　（刊行物１〜８は、異議申立人の提示した甲第１〜８号証に対応する。）
　
３−３．刊行物１〜８の主な記載事項
◎刊行物１：特開平６−２９３９３６号公報
　Ｔｉ−Ａｌ複合系酸化物が分散した溶接部の靭性に優れた溶接低温用鋼の製造方法の発明に関し、
 【請求項１】に、「重量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０９
Ｓｉ：０．０５〜０．５
Ｍｎ：０．４〜２．０
Ｎ  ：０．００２〜０．００６
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を、溶存酸素量２０〜２００ｐｐｍに調節し、Ｍｎ、Ｓｉを添加して脱酸しＭｎ、Ｓｉ系酸化物を生成させ、溶鋼中にＭｎ、Ｓｉ系酸化物が存在する状態で、Ｔｉを０．００５〜０．０３０％添加して脱酸し、その後さらにＡｌを０．００５〜０．０２０％添加して得られた溶鋼を、鋳造、圧延することを特徴とするＴｉ−Ａｌ複合系酸化物が均一微細分散した溶接部の靭性に優れた溶接低温用鋼の製造方法。」
　従来技術に関し、「最近、Ｔｉ系酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開昭６１−７９７４５号公報に例示されているように、Ｔｉ系酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、低温靭性を要求される高張力鋼への適用が有望である。この原理は、Ｔｉ系酸化物およびそれを核として析出するＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を核として微細フェライトが生成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというものである。・・・しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ系酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。」（段落【０００２】〜【０００３】）
　解決しようとする課題に関し、「従来手法より一層のＴｉ系酸化物の均一微細分散方法を確立することにより、さらに特性を向上させられる余地がある。本発明者らは従来のＴｉ脱酸法に加え、予備脱酸としてＭｎ、Ｓｉ脱酸を行なった後Ｔｉ脱酸を行ない、さらにＡｌを添加することでＴｉ系酸化物の代替としてＴｉ−Ａｌ複合系酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を均一微細分散する方法を試みた。」（段落【０００４】）
　発明の原理に関し、「始めにＭｎ、Ｓｉで脱酸すると、溶鋼中にはＭｎ、Ｓｉ系酸化物が生成する。また、Ｍｎ、Ｓｉで脱酸することにより溶存酸素量が低下する。このような状態でＴｉを添加すると、溶存酸素とＴｉとが結合し、Ｔｉ系酸化物が生成する。このとき、溶存酸素はＭｎ、Ｓｉ脱酸によりすでに低下しているが、一般に溶存酸素量が少ないほど生成する酸化物は微細になると言われている。したがって、このとき生成するＴｉ系酸化物は直径１μｍ以下と言った非常に微細なものとなり、同じ量のＴｉ系酸化物が生成する場合、その個数は多くなる。また微細であるため、溶鋼中から浮上することもなく、常に溶鋼中に留まる。
　また、ＴｉはＭｎ、Ｓｉよりも強脱酸元素であるため、先に生成したＭｎ、Ｓｉ系酸化物はＴｉで還元されＴｉ系酸化物に変化する。このことによってもＴｉ系酸化物の個数は増加する。　さらに、その後に適量のＡｌを添加すると、ＡｌはＴｉよりも強脱酸元素であるため、先に生成していたＴｉ系酸化物の一部がＡｌで還元されＴｉ−Ａｌ複合系酸化物に変化する。元に存在していたＴｉ系酸化物は、先に述べた理由で非常に微細で多数存在するので、ここで生成したＴｉ−Ａｌ複合系酸化物も微細で多数存在する。
　一方、Ｔｉ系酸化物の一部がＡｌで還元されたため、溶存Ｔｉが増加し、この溶存Ｔｉが凝固後の温度低下にともなってＴｉＮとして析出する。この量はＡｌを添加しないときと比較して、Ａｌを添加した時の方が溶存Ｔｉが増加した分、増加する。」（【０００８】〜【００１０】）
　【実施例】に関し、「表１及び表２に本発明鋼および比較鋼の成分、脱酸方法および大入熱溶接でのＨＡＺの靭性（シャルピー試験結果）を示す。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理時に溶鋼の溶存酸素を測定し、その後Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ａｌを添加し脱酸を行ない、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造し、３０ｍｍ厚鋼板に圧延した。得られた鋼板を大入熱溶接し、その１／２厚位置でのシャルピー試験結果で評価した。本発明例のＡ、Ｅ、Ｈ、Ｊ、Ｋ、Ｌ、Ｍは、いずれも−６０℃で５０Ｊ以上の優れた特性を示した。一方、比較例のＢ、Ｃ、Ｄ、Ｆ、Ｇ、Ｉは、いずれも−６０℃で５０Ｊ未満の低い靭性値しか示さなかった。」（段落【００１５】）
　と各記載され、表１，表２が示され、さらに、図１に、脱酸時の脱酸元素添加タイミングと生成酸化物の個数推移とを模式的に表した図が示されている。
　
◎刊行物２：特開平６−２９３９３７号公報
　Ｔｉ−Ａｌ複合系酸化物が分散した溶接部の靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法の発明に関し、
 【請求項１】に、「重量％で、
Ｃ  ：０．０９〜０．２０
Ｓｉ：０．０５〜０．５
Ｍｎ：０．４〜２．０
Ｎ  ：０．００２〜０．００６
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を、溶存酸素量２０〜２００ｐｐｍに調節し、Ｍｎ、Ｓｉを添加して脱酸しＭｎ、Ｓｉ系酸化物を生成させ、溶鋼中にＭｎ、Ｓｉ系酸化物が存在する状態で、Ｔｉを０．００５〜０．０３０％添加して脱酸し、その後さらにＡｌを０．００５〜０．０２０％添加して得られた溶鋼を、鋳造、圧延することを特徴とするＴｉ−Ａｌ複合系酸化物が均一微細分散した溶接部の靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法。」
が記載され、刊行物１と同様に従来技術、炭素量に対応した実施例、表１，表２，及び図１が示されている。
　
◎刊行物３：「ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ」Ｖｏｌ．６（１９９３）第２５３頁
　「Ｔｉ脱酸溶鋼の冷却条件変更実験結果」と題する報文であり、
　「２．実験方法」に、成分が「Ｃ：０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１７ｍａｓｓ％、Ｍｎ；０．９５ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１６ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００２９ｍａｓｓ％」の溶鋼を対象に、冷却して得られる酸化物の分布を調査したこと、
　「３．結果」の第５行目に、「酸化物組成は、主にＴｉ、Ａｌ，Ｍｎ、Ｏからなる複合酸化物」と各記載され、
　Ｆｉｇ．３には、３〜４μｍ程度の酸化物におけるＭｎＯ、Ａｌ２Ｏ３、Ｔｉ２Ｏ３の比率が示されている。
　
◎刊行物４：「ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ」　Ｖｏｌ．５（１９９２）第１２９９頁
　「酸化物組成に及ぼす凝固時の冷却速度の影響」と題する報文であり、
　「２．実験方法」に、成分がＣ：０．０６％、Ｓｉ：０．０５％、Ｍｎ１．２２％、Ｔｉ：０．０１４％、Ａｌ：０．００ｌ％である鋳片中の酸化物の組成や粒径を測定したこと、
　「３．結果および考察」の第１〜４行目には「酸化物は、主にＴｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｏからなる複合酸化物である。冷却速度と２〜１０μｍの大きさの酸化物の組成の関係をＦｉｇ．１に示す。冷却速度の減少と共に（％Ｔｉ２Ｏ３）が増加し、逆に（％Ａｌ２Ｏ３），（％ＭｎＯ）が減少し…」、
　「３．結果および考察」の第１３〜１５行目に「ＳＯＬＧＡＳＭＩＸを利用した酸化物晶出モデルの計算によると溶鋼では酸化物組成は、Ｔｉ２Ｏ３：６５％、ＭｎＯ：２７％、Ａｌ２Ｏ３：８％となり」と各記載され、
　Ｆｉｇ．１には、冷却速度と酸化物の組成関係が示されている。
　
◎刊行物５：「新日鉄技報　第３５１号（１９９３）　第６４〜６９頁
　「オキサイドメタラジー技術の進歩」と題する報文であり、
　「４．酸化物制御技術」（第６６頁左欄第８行〜）には、
　「Ｔｉ脱酸系における凝固時の酸化物組成の変化を解析した例を図１０に示す。」（第６６頁右欄２１〜２２行）と記載され、
　「５．材質制御への応用例　５．１厚板向け高ＨＡＺ靱性Ｔｉ脱酸鋼」（第６７頁右欄第２１行〜）には、
　「一般に低炭素鋼の溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）では、溶接時の再加熱によって圧延組織が破壊され、溶接後の冷却過程で旧オーステナイト結晶粒界から粗大なフェライトが生成し、低温靱性を著しく悪化させる。このような鋼種ではオキサイドメタラジー技術を応用し、酸化物及び硫化物を変態核として粒内フェライトを意図的に生成させることにより、ＨＡＺ部の靱性が著しく改善される」（第６７頁右欄下から第１１〜５行）、
　「図１３に酸化物中のＴｉ２Ｏ３濃度に及ぼすＡｌの影響を示す。Ａｌ濃度が３０ｐｐｍを超えると、Ｔｉ２Ｏ３濃度が極端に減少するので、Ａｌを低位に制御することが重要である」（第６７頁右欄下から第３行〜第６８頁左欄第１行）、
　図１４の「再熱ＨＡＺにおけるＴｉ酸化物粒子の数と粒内フェライトの容積率との関係」及び図１５の「再熱ＨＡＺにおけるＶノッチシャルピー遷移温度と粒内フェライトの容積率との関係」に関して、「…図に示すようにＴｉ酸化物を５〜１０個／ｍｍ２以上存在させることにより粒内フェライト生成量が著しく増加し、粒内フェライト生成量の増加と共に遷移温度が低下して低温靱性が向上する」（第６８頁左欄第１２〜１７行）、
　「Ｔｉ脱酸鋼では酸化物を核として析出したＭｎＳ…が高温で一旦は分解しても冷却時に再び高温下においても安定な酸化物を核として析出する」（第６８頁左欄第２２〜２４行）と各記載されている。
　
◎刊行物６：特開平６−２９９２８６号公報
　「酸化物粒子を制御した鋼およびその製造方法」の発明に関し、
　「本発明は、…ＨＡＺ靱性の改善と大入熱溶接における靱性確保をはかり…」（段落【０００６】）、
　「Ｍｏは母材の強度、靱性を向上させる元素である」（段落【００２２】）、
　「Ｎｂ、Ｖは母材強度、ＨＡＺ靭性の改善に有効である」（段落【００２３】）、
　「Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上させ、母材強度を上昇させる。接合部に固溶したＢは、粒界フェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上する」（段落【００２３】）と各記載されている。
　
◎刊行物７：特公平３−５９１３４号公報
　「溶接部靱性の優れた低温強靱鋼」の発明に関し、
　「Ｎｂ、Ｖ…は、２次脱酸生成物の形成、焼入性の向上および析出硬化などにより、母材強度の上昇、ＨＡＺ靱性の改善などに有効である」（第９欄第２〜４行）、
　「Ｃｒ、Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化とにより、母材の強度を高め、また、適切な製造プロセスを付すことにより母材の低温靱性の向上も期待される」（第９欄第９〜１１行）、
　「Ｂは焼入性の向上による母材強度の上昇と粒界フェライトおよびフェライトサイドプレートの抑制によるＨＡＺ靱性の向上が期待される」（第９欄第１６〜１８行）と各記載されている。
　
◎刊行物８：特開平６−１７９９４２号公報
　「溶接用低温高靱性鋼及びその製造方法」の発明に関し、
　「良好なＨＡＺ靱性を有する溶接用低温高靱性鋼」（段落【０００４】）である、
　「ＭｇはＴｉと溶鋼中に複合添加することにより凝固後の鋼材中にＴｉ系酸化物を多量、均一かつ微細に分散させる上で非常に効果のある元素である」（段落【００１０】）、
　「ＹはＴｉ−ＹもしくはＴｉ−Ｍｇ−Ｙ複合酸化物を形成し、Ｔｉ系酸化物を多量、均一かつ微細に分散させる上で非常に効果のある元素である」（段落【００１１】）、
　「母材強度の上昇、母材及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に応じてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕの１種または２種以上を含有することができる」（段落【００１９】）と各記載されている。
　
３−４．当審の判断
３−４−１．特許法第２９条第１項及び同第２項違反について
（１）本件発明
　本件各請求項記載の発明は、溶接用鋼、製管時に溶接施工の必要となるラインパイプ用鋼材等に係わり、特に、優れた溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性が要求される場合に有効な溶接用鋼材に関する（本件明細書段落【０００１】参照）。
　従来から、ＨＡＺ靱性の改善のため鋼中の析出物もしくは介在物をフェライトの析出核として利用しＨＡＺ組織を微細化する種々の手法は公知である（同段落【０００２】〜【００１５】参照）が、現状では、溶接熱影響部におけるフェライト析出核として満足な特性を有する分散粒子は知られておらず、ＨＡＺ靱性改善のためにより優良な分散粒子が必要とされている（同段落【００１６】参照）。
　そこで、本件請求項１〜５に係る発明は、
１）鋼中に分散した酸化物が、溶接熱影響部において粒内フェライト析出核として機能するか否かは、分散する個々の酸化物組成に強く依存する。
２）鋼中の酸化物が、Ａｌ酸化物、Ｔｉ酸化物、もしくはＡｌ−Ｔｉ酸化物である場合、ＨＡＺ組織改善等の有用な効果は殆ど得られない。
３）フェライト核として有効な酸化物は高電導度の酸化物であり、後述する図１のＡ、Ｂ、二つの領域に当てはまる組成を持つ酸化物であって、これら単独、および複合体を形成する場合の何れでも、良好なフェライト／アシキュラーフェライト核となる。
４）領域Ａ、Ｂに相当する酸化物を、商業生産に耐え得るほどに安定して形成させるためには、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉ以外の脱酸元素である、Ｃ及びＳｉに対して、含有量に上限を設ける必要があり、Ｃ≦０．２５％、Ｓｉ≦０．６％としなければならない。
という４つの知見（同段落【００１９】〜【００２３】参照）に基づき、上記課題を解決するため、特許請求の範囲の請求項１〜５に記載の構成を採用したものであり、ここで、「図１のＡの領域に当てはまる組成を持つ酸化物」とは、請求項３，４に記載された（４）式の「（Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％」及び（５）式の「１≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５」を満足する組成の複合酸化物であり、 「図１のＢの領域に当てはまる組成を持つ酸化物」とは、請求項１〜４に記載された（２）式の「（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％」及び（３）式の「５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％」を満足する組成の複合酸化物である。
　
（２）刊行物１乃至２記載の発明
　これに対し、刊行物１乃至２記載の発明は、「Ｔｉ系酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、低温靭性を要求される高張力鋼への適用が有望である。この原理は、Ｔｉ系酸化物およびそれを核として析出するＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を核として微細フェライトが生成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止できる。・・・しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ系酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。」（段落【０００２】〜【０００３】）という従来技術を背景とし、従来手法より一層のＴｉ系酸化物を均一微細分散させて、さらに溶接部靭性を向上することを課題とし、「従来のＴｉ脱酸法に加え、予備脱酸としてＭｎ、Ｓｉ脱酸を行なった後Ｔｉ脱酸を行ない、さらにＡｌを添加することでＴｉ系酸化物の代替としてＴｉ−Ａｌ複合系酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を均一微細分散」（段落【０００４】）させようとするものである。そして、その基礎となる原理は、「始めにＭｎ、Ｓｉで脱酸すると、溶鋼中にはＭｎ、Ｓｉ系酸化物が生成する。また、Ｍｎ、Ｓｉで脱酸することにより溶存酸素量が低下する。このような状態でＴｉを添加すると、溶存酸素とＴｉとが結合し、Ｔｉ系酸化物が生成する。・・・一般に溶存酸素量が少ないほど生成する酸化物は微細になる・・・。したがって、・・・生成するＴｉ系酸化物は・・・非常に微細なものとなり、・・・その個数は多く・・・、溶鋼中から浮上することもなく、常に溶鋼中に留まる。また、ＴｉはＭｎ、Ｓｉよりも強脱酸元素であるため、先に生成したＭｎ、Ｓｉ系酸化物はＴｉで還元されＴｉ系酸化物に変化する。このことによってもＴｉ系酸化物の個数は増加する。さらに、その後に適量のＡｌを添加すると、ＡｌはＴｉよりも強脱酸元素であるため、先に生成していたＴｉ系酸化物の一部がＡｌで還元されＴｉ−Ａｌ複合系酸化物に変化する。元に存在していたＴｉ系酸化物は、先に述べた理由で非常に微細で多数存在するので、ここで生成したＴｉ−Ａｌ複合系酸化物も微細で多数存在する。一方、Ｔｉ系酸化物の一部がＡｌで還元されたため、溶存Ｔｉが増加し、この溶存Ｔｉが凝固後の温度低下にともなってＴｉＮとして析出する。この量はＡｌを添加しないときと比較して、Ａｌを添加した時の方が溶存Ｔｉが増加した分、増加する。」（【０００８】〜【００１０】）というものである。
　
（３）本件発明と刊行物１乃至２記載の発明との対比・判断
　本件請求項１に係る発明（以下、「本件発明」という。）と刊行物１乃至２記載の発明を対比すると、両者は、優れた溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性が要求される場合に有効な溶接用鋼材であって、ＨＡＺ組織を微細化するために鋼材中にフェライト析出核として機能するＴｉ系酸化物とＡｌ系酸化物を含む複合系酸化物を分散させた点で共通するが、本件発明は、複合系酸化物がＴｉ系酸化物とＡｌ系酸化物以外に前示の（２）乃至（５）式で規定される量のＭｎ系酸化物を含むのに対し、刊行物１乃至２記載の発明は、複合系酸化物がＭｎ系酸化物を含むことが明りょうでない点で少なくとも相違する。
　そこで、この相違点に関し、両者の溶接用鋼材の製造方法をも併せ考慮し、さらに検討する。
　刊行物１乃至２には、溶接用鋼材の製造手順として、『特定組成の溶鋼を、溶存酸素量２０〜２００ｐｐｍに調節し、Ｍｎ、Ｓｉを添加して脱酸しＭｎ、Ｓｉ系酸化物を生成させ、溶鋼中にＭｎ、Ｓｉ系酸化物が存在する状態で、Ｔｉを０．００５〜０．０３０％添加して脱酸し、その後さらにＡｌを０．００５〜０．０２０％添加して得られた溶鋼を、連続鋳造、圧延する』旨が記載されている（特許請求の範囲等参照）。
　そして、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を利用する本件発明において、本件明細書には、「ＡｌやＴｉを鋼の靱性が確保される程度にまで添加した場合、酸化物中にはＳｉは殆ど含まれなくなる」（段落【００１８】）と記載されている点、及び、本件発明で脱酸元素と認識されているＣ，Ｓｉ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎ各量が、刊行物１乃至２記載の発明の実施例では本件発明の規定量と同等程度含まれている点（表２参照）、さらに、刊行物１乃至２記載の発明の実施例におけるＮ量，ｆ．Ｏ量（表１参照）を考慮すると、刊行物１乃至２に記載された上記製造手順は、鋼材中にＭｎ系酸化物を残存させる本件発明の溶接用鋼材の製造方法と類似する部分を有していると考えられる。
　しかしながら、刊行物１乃至２記載の発明は、前示のとおり、従来手法より一層のＴｉ系酸化物を均一微細分散させようとして、Ｔｉ−Ａｌ複合系酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を均一微細分散させようとするものであり、そのため、予備脱酸により溶存酸素量が低下した状態で微細なＴｉ系酸化物を生成させると共に、図１に示されるように、予備脱酸により生成したＭｎ、Ｓｉ系酸化物をＴｉで還元してＴｉ系酸化物の個数を増加させ、さらに、Ｔｉ系酸化物の一部をＡｌで還元してＴｉ−Ａｌ複合系酸化物に変化させるものであるから、鋼材中にＭｎ系酸化物を残存させようとする課題や、その課題のために微量のＡｌを制御して供給する等の製造手順についての認識は全く存在しない。
　それ故、刊行物１乃至２に記載されたＴｉ−Ａｌ複合系酸化物を含む溶接用鋼材製造のための上記製造手順によって、前示の（２）乃至（５）式で示される量のＭｎ系酸化物が複合系酸化物の一部として含まれる鋼材が製造されるとは認められない。
　してみれば、刊行物１乃至２記載の発明における複合系酸化物が、Ｔｉ系酸化物とＡｌ系酸化物以外に前示の（２）乃至（５）式で示される量のＭｎ系酸化物を含むものであるということはできない。
　よって、本件発明は、刊行物１乃至２に記載された発明であるとはいえない。
　
（４）本件発明の容易性についての判断
　異議申立人は、刊行物１，２の発明と、刊行物２〜５或いは２〜８に記載の事項を併せ総合すれば容易に本件発明となすことができると主張するので、以下、検討する。
　刊行物３の記載によると、本件発明で規定する鋼材の成分組成を満足する刊行物３の鋳片について、連続鋳造時の冷却速度に関わらずＴｉ、ＡｌおよびＭｎの３元素を含む酸化物が多数生成し、Ｆｉｇ．３に、組成がおおよそＴｉ２Ｏ３：６５ｍａｓｓ％、Ａｌ２Ｏ３：２５ｍａｓｓ％、ＭｎＯ：１０ｍａｓｓ％の酸化物が示されている。該酸化物組成から、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｎ量を「ａｔ％」に換算すると、Ｔｉ：５８．９ａｔ％、Ａｌ：３１．９ａｔ％、Ｍｎ：９．ｌａｔ％であり、この酸化物組成は、本件発明の図１に示されるＡ領域に収まる。
　また、刊行物４の記載から、本件発明で規定する鋼材の成分組成を満足する刊行物４の鋳片について、連続鋳造時の冷却速度に関わらずＴｉ、Ａｌ、Ｍｎを含む酸化物が生成し、この酸化物について、上記と同様に、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｎ量を「ａｔ％」に換算すると、Ｔｉ：６２．７ａｔ％、Ａｌ：１０．８ａｔ％、Ｍｎ：２６．４ａｔ％となり、本件で規定するＢ領域に収まる。
　しかしながら、刊行物３，４には、そのような酸化物とＨＡＺ靱性との関係或いは該酸化物がＨＡＺ靱性に及ぼす影響等については何ら記されていない。
　そして、刊行物１，２には、Ｔｉ−Ａｌ複合系酸化物を均一微細分散させれば溶接ＨＡＺ靱性が向上することは記載されているが、本件発明が規定するようなＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合系酸化物粒子が良好なフェライト核として機能しＨＡＺ靱性を高める等の技術上の示唆はみいだせないから、刊行物３、４に示されるようなＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合系酸化物を、ＨＡＺ靱性改善のために、刊行物１，２のＴｉ−Ａｌ複合系酸化物に代えて用いるという発想は、当業者といえども容易に想到できたとはいえない。
　また、刊行物５には、Ｔｉ系酸化物が粒内フェライト生成核として作用し、これを５〜１０個／ｍｍ２以上存在させるとＨＡＺ靱性の向上に有効である旨が示されているが、この刊行物５で有効とされるＴｉ系酸化物に関し、本件発明では、鋼中の酸化物がＡｌ酸化物、Ｔｉ酸化物、もしくはＡｌ−Ｔｉ酸化物である場合、ＨＡＺ組織改善等の有用な効果は殆ど得られない（同段落【００２１】）と記載されている。　　
　このことからも、刊行物５には、本件発明で規定するようなＭｎ系酸化物を含むＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合系酸化物が示唆されているとは認められない。
　したがって、刊行物３〜５を参酌してもＨＡＺ靱性を確保するための酸化物として、本件規定の特定の酸化物にするという考えを当業者が容易に想到できたとはいえない。
　次に、刊行物６〜８には、本件請求項１及び３発明の基本的成分組成からなる鋼材にさらに添加する改良元素（本件請求項２，４及び５発明に対応）が記載されるのみで、上記で述べた本件発明に特有のＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎの複合酸化物粒子に関しては何ら記されていないから、これら刊行物の記載を考慮しても本件発明を容易に想到できたとはいえない。
　よって、本件発明は、刊行物１〜８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もできない。
　
（５）本件発明についてのまとめ
　以上のとおりであるから、本件発明は、刊行物１乃至２に記載された発明とはいえないし、刊行物１〜８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もいえない。
　
（６）本件請求項２乃至５に係る発明について
　本件請求項２に係る発明は、請求項１に係る発明にＢ，Ｃｒ等の改良元素を添加したものであり、本件請求項３に係る発明は、請求項１に係る発明のＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ３元酸化物粒子に別の式の規定を加えたものであり、本件請求項４に係る発明は、請求項３に係る発明にＢ，Ｃｒ等の改良元素を添加したものであり、本件請求項５に係る発明は、請求項１乃至４に係る発明のいずれかを引用してＺｒ、Ｃａ等の改良元素を添加したものであるから、本件請求項１に係る発明と同様に、刊行物１乃至２に記載された発明とはいえないし、刊行物１〜８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もいえない。
　
３−４−２．特許法第３６条第４項違反について
　取消理由で援用した異議申立人の主張は、要するに、
１）段落【００３３】の最終脱酸後のＭｎ、及びＴｉ量の記載と、表１，表２に示された発明鋼の成分量が整合しておらず、また、その理由が不明、
２）段落【００３４】に記載の予備脱酸の手法が不明、
３）実施例の記載では本件発明鋼材の評価が不明であるから、本件明細書の発明の詳細な説明には、当業者が本件各発明の鋼材を容易に製造しうる程度に本件各発明が記載されていないというものである。
　
　以下、上記１）〜３）について検討する。
１）について
　本件特許明細書段落【００３３】の最終脱酸後のＭｎ及びＴｉ量に関する「Ｍｎ〜１％、Ｔｉ〜１００ｐｐｍ」の記載は、実施例の表１，表２の数値からすると、Ｍｎを全鋼中１重量％以上も含む酸化物が存在することになり、本件発明の酸素規定量も考慮すると、本件発明が対象としている鋼材では不自然で常識的にはありえないことであって、明らかな誤記と認められるところ、上記２．で述べたように、「Ｍｎ〜３％、Ｔｉ〜３００ｐｐｍ」と訂正されたから、この点で不整合な記載が存在するとはいえない。
２）について　
　同段落【００３４】の予備脱酸の記載は訂正により削除されたので、この点で明細書の記載が不備であるとはいえない。
３）について
　本件特許請求の範囲の記載によると、本件各発明で規定する鋼材中に４個／ｍｍ２以上存在する酸化物粒子は、個々の酸化物粒子が本件規定の式を満足する必要があるものと認められる。
　このことは、『フェライト析出核として有効に機能する酸化物は、分散する個々の酸化物組成に強く依存し、図１のＡ、Ｂ領域に当てはまる組成をもつ酸化物である』旨の記載や（同段落【００２０】〜【００２３】参照）、『本件発明の鋼材に分散させる酸化物粒子は（１）、（２）、（３）式を満足するＢ領域の酸化物であるか、（１）、（４）、（５）式を満足するＡ領域の酸化物である』旨の記載（同段落【００２７】参照）からも明らかである。
　しかして、本件明細書には個々の酸化物の組成をＥＤＸにて調査した（訂正明細書段落【００７５】参照）と記載しながら、本件各発明の実施例の調査結果を示す表３，表４には、異議申立人の指摘のように、Ａ，Ｂ各領域に該当する複数の酸化物粒子の平均値が示され、この平均値が前記式を満たすか否かで判断しており、特許請求の範囲に記載のように個々の酸化物粒子について記載されていないから、本件発明の評価という点では必ずしも正確ではない。
　しかしながら、この表３，表４に示される酸化物粒子の組成平均値であっても、一応、本件各発明が規定する個々の酸化物のＨＡＺ靱性向上効果を或る程度確認することができるから、本件明細書の記載が格別不明確であるとはいえない。
　以上のとおり、本件明細書の発明の詳細な説明には、当業者が容易に実施をすることができる程度に発明の目的、構成及び効果が記載されていないとはいえない。
　よって、本件明細書の記載に格別不備な点があるとは認められないから、本件特許は、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たということはできない。
　
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、他に本件上記請求項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１７年９月７日（２００５．９．７）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
溶接熱影響部靱性の優れた鋼材
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】
　重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す▲１▼〜▲３▼式を満足し、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
　ｍｏｌ比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０　・・・・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・・▲２▼
　　５０ｍｏｌ％≧Ｍｎ≧７ｍｏｌ％　　　　　　　　　・・・・・・・▲３▼
　【請求項２】
　重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、更にＢ：０．００００５〜０．００２％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０７〜１．５％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｎｂ：０．０１４〜０．５％およびＶ：０．０１５〜０．５％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す▲１▼〜▲３▼式を満足し、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
　ｍｏｌ比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０　・・・・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・・▲２▼
　　５０ｍｏｌ％≧Ｍｎ≧７ｍｏｌ％　　　　　　　　　・・・・・・・▲３▼
　【請求項３】
　重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す▲１▼〜▲３▼式を満足する酸化物粒子と下記に示す▲１▼、▲４▼、▲５▼式を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
　ｍｏｌ比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０　・・・・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・・▲２▼
　　５０ｍｏｌ％≧Ｍｎ≧７ｍｏｌ％　　　　　　　　　・・・・・・・▲３▼
　　（Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・・▲４▼
　　１≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５　　　　　　　　　　　　　・・・・・・・▲５▼
　【請求項４】
　重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、更にＢ：０．００００５〜０．００２％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０７〜１．５％、Ｃｕ：０．０２〜２％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｎｂ：０．０１４〜０．５％およびＶ：０．０１５〜０．５％のうちの１種以上を含み、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す▲１▼〜▲３▼式を満足する酸化物粒子と下記に示す▲１▼、▲４▼、▲５▼式を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
　ｍｏｌ比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０　・・・・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・・▲２▼
　　５０ｍｏｌ％≧Ｍｎ≧７ｍｏｌ％　　　　　　　　　・・・・・・・▲３▼
　　（Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・・▲４▼
　　１≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５　　　　　　　　　　　　　・・・・・・・▲５▼
　【請求項５】
　更に重量％にて、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００４％以下、Ｈｆ：０．０２％以下、Ｙ：０．０２％以下、希土類元素：０．０２％以下の内の１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【産業上の利用分野】
　本発明は、橋梁、造船、建築、海洋構造物等で用いられる溶接用鋼、製管時に溶接施工の必要となるラインパイプ用鋼材等に係わり、特に、優れた溶接熱影響部靱性が要求される場合に有効な溶接用鋼材に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接する母材部分（溶接熱影響部、以下ＨＡＺと記す）では結晶粒が粗大化して靱性が劣化し、溶接構造物の性能を低下させる事が知られている。特に、大入熱溶接を行った場合、鋼中のＴｉＮが粗大化しγ粒成長抑制効果が失われるため、ＨＡＺ組織の粗大化防止・靱性確保は非常に難しくなる。この、ＨＡＺ靱性を向上すべく、これまでに数多くの試みがなされている。
　【０００３】
　その中で、特開昭６２−１７０４５９号公報記載の大入熱溶接用高張力鋼板は、低Ａｌ化によるフェライト析出の促進効果と、Ｔｉ、Ｂの複合添加、Ｎ量の制御を組み合わせて、ＨＡＺ靱性の改善を行う事を特徴としている。この場合、ＢをＨＡＺ部で冷却中にＢＮの形でγ粒内に析出させ、γ粒内からのフェライト析出サイトとして機能させる事により、ＨＡＺ組織を等粒状の微細な粒内フェライト組織とする事が可能で、γ粒が著しく粗大化する超大入熱溶接に際しても、良好なＨＡＺ靱性を確保する事が出来る。
　【０００４】
　また、特開昭５７−５１２４３号公報には、粒度５μｍ以下のＴｉＯＸを０．００４〜０．０６％含む溶接用鋼材が示されている。
　【０００５】
　さらに、特開昭５９−１８５７６０号公報に開示されている溶接用鋼材は、同じく低Ａｌ系成分の選択、ＴｉＮ利用に加えて、ＢＮに代えてＴｉオキサイドもしくはＴｉオキサイドとＭｎＳ等との複合体を分散させ、これら分散質をフェライトの析出核として機能させる事により、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させるという、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼とも呼べる溶接用高靱性鋼である。
　【０００６】
　中でも、特開昭５９−１８５７６０号公報、特開昭６１−７９７４５号公報、特開昭６１−１１７２４５号公報、特開平２−２２０７３５号公報、の各公報で提案されている強靱鋼またはその製造方法は、溶製時にＴｉ脱酸を行って、その脱酸生成物を分散させてそれを利用するか、このＴｉ酸化物に、ＴｉＮやＭｎＳを複合析出させて、複合介在物として利用するものである。
　【０００７】
　更に、特開平５−２５５８０１号公報、および、特開平５−２７１８６４号公報に示される微小粒子分散鋼は、Ｍｎ−Ｓｉ酸化物、または、Ｍｎを５割以上含むＭｎ−Ａｌ酸化物を鋼中に形成させ、更にその上にＭｎＳを析出させ、フェライト核として利用する鋼である。
　【０００８】
　【発明が解決しようとする課題】
　上記のように、ＨＡＺ靱性の改善のために、鋼中の析出物もしくは介在物を利用する事は公知であるが、これまでに提案されてきた分散粒子を用いる場合には、次のような様々な問題がある。
　【０００９】
　まず、特開昭６２−１７０４５９号公報に記載された大入熱溶接用高張力鋼板であるが、ＨＡＺ靱性の確保のために、ＴｉＮに加えて、ＢＮを利用するため、Ｂの添加が必須となり、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ量のバランスを精度良くコントロールしなければ、固溶Ｂの為にＨＡＺが硬化するという困難が存在する。
　【００１０】
　また、特開昭５７−５１２４３号公報に記載されている溶接用鋼材は、鋼中に分散させるＴｉＯＸの酸素に対する反応性が非常に高く、通常の製法によって製造した場合、鋼中に安定して存在させる事は極めて困難であり、経済的な観点から許される鋼材の生産コスト内でこれを鋼中に分散させ、ＨＡＺ組織微細化効果を発揮させる事は、非常に難しい。
　【００１１】
　また、ＴｉＯＸではなく、Ｔｉ２Ｏ３を利用する方法もある。このＴｉ２Ｏ３を鋼中に形成させる事は不可能とは言えないが、Ｔｉ２Ｏ３自体はフェライト核としての能力は殆ど無く、鋼材のＨＡＺ靱性は向上しない。
　【００１２】
　そこで、酸化物に核生成能を与えるために、Ｔｉ酸化物に、ＴｉＮ、ＭｎＳを複合析出させフェライト核として利用する方法が提案されている。また、ＭｎＳと複合介在物を形成させる酸化物として、Ｍｎ−Ｓｉ酸化物、Ｍｎ−Ａｌ酸化物を利用する方法も提案されている。
　【００１３】
　しかし、これら、酸化物とＭｎＳとからなる複合介在物を利用する方法では、ＭｎＳが必須となるため、鋼中にＳをある程度含有せしめる事が必須となり、鋼の清浄度はある程度犠牲にせざるを得ない。特にＨＩＣ発生の原因となるＭｎＳ系介在物の抑制は難しくなり、適用範囲が限定される。
　【００１４】
　また、上記の内の、Ｍｎ−Ｓｉ酸化物、およびＭｎ−Ａｌ酸化物は、ＭｎＯもしくは、他のＭｎ酸化物の形で、多量のＭｎを含有しなければならず、このような酸化物を鋼中に形成させる事は、実生産においては非常な困難が伴い、経済的に量産する事は非常に難しい。
　【００１５】
　しかも、これらの困難を克服して、目的とする酸化物−ＭｎＳ複合介在物を鋼中に形成させたとしても、溶接熱影響を受けた場合、ＭｎＳのかなりの部分は一旦鋼に固溶し、冷却中に再析出する過程を経るため、酸化物の周りには再析出できずに固溶したまま残存するＭｎが生じ易い。このため、特に超大入熱溶接を行った場合、複合介在物周辺の局所的な固溶Ｍｎ濃度は高くなりがちで、介在物周辺の局所的な焼き入れ性が増し、往々にして介在物は充分にフェライト核としては機能しない結果を招く。
　【００１６】
　このように、現状では、溶接熱影響部におけるフェライト析出核として満足な特性を有する分散粒子は知られておらず、ＨＡＺ靱性改善のためにより優良な分散粒子が必要とされている。
　【００１７】
　【課題を解決するための手段】
　本発明者らは、酸化物組成の積極的な制御を念頭に置き、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎよりなる酸化物を鋼中に形成させ、その場合の鋼の性能の調査を行った。
　【００１８】
　通常低合金鋼が含有する合金元素の内、酸化物を作り得るものには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌなどがある。Ｃａ、Ｍｇや希土類元素も添加される事があるが、反応が激しく、酸化物組成を正確にコントロールする事が困難であるが、添加する場合は、その量は極力抑制し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ以外の酸化物粒子の金属元素に占める割合が、耐火物やスラグ等からの混入分を含めて、酸化物を構成する全金属元素の３０ｍｏｌ％以下となるようにした。また、ＡｌやＴｉを、鋼の靱性が確保される程度にまで添加した場合、酸化物中にはＳｉは殆ど含まれなくなるため、Ｓｉ元素も検討には含めなかった。
　【００１９】
　このような理由からＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎの３元素からなる酸化物について鋭意研究を行った結果、下記の知見を得るに至った。
　【００２０】
　１）鋼中に分散した酸化物が、溶接熱影響部において粒内フェライト析出核として機能するか否かは、分散する個々の酸化物組成に強く依存する。
　【００２１】
　２）鋼中の酸化物が、Ａｌ酸化物、Ｔｉ酸化物、もしくはＡｌ−Ｔｉ酸化物である場合、ＨＡＺ組織改善等の有用な効果は殆ど得られない。
　【００２２】
　３）フェライト核として有効な酸化物は高電導度の酸化物であり、後述する図１のＡ、Ｂ、二つの領域に当てはまる組成を持つ酸化物であって、これら単独、および複合体を形成する場合の何れでも、良好なフェライト／アシキュラーフェライト核となる。
　【００２３】
　４）領域Ａ、Ｂに相当する酸化物を、商業生産に耐え得るほどに安定して形成させるためには、Ａｌ、Ｍｎ、Ｔｉ以外の脱酸元素である、Ｃ及びＳｉに対して、含有量に上限を設ける必要があり、Ｃ≦０．２５％、Ｓｉ≦０．６％としなければならない。
　【００２４】
　本発明は、これらの知見に基づいてなされたのであり、その要旨とするところは、「重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有し、更に、Ｂ：０〜０．００２％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｃｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｎｂ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．５％、を含み、さらに必要によりＺｒ：０．０２％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００４％以下、Ｈｆ：０．０２％以下、Ｙ：０．０２％以下、希土類元素：０．０２％以下の内の１種以上を含有し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す▲１▼〜▲３▼式を満足する酸化物粒子と下記に示す▲１▼、▲４▼、▲５▼式を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１ｍｍ２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。
　【００２５】
　ｍｏｌ比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０　　・・・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　　・・・・・・▲２▼
　　５０ｍｏｌ％≧Ｍｎ≧７ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・▲３▼
　　（Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　　・・・・・・▲４▼
　１≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５　　　　　　　　　　・・・・・・▲５▼」である。
　【００２６】
　【作用】
　次に、本発明の鋼材の成分組成、酸化物物粒子を限定した理由及び作用につき以下に説明する。
　【００２７】
　図１は、酸化物中のＡｌ、Ｍｎ、Ｔｉ含有量を示す３相図である。本発明の鋼材に分散させる酸化物粒子は、酸化物中のＡｌ、Ｍｎ、Ｔｉが、
　（１）（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０（ｍｏｌ比）　　・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下、Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　　・・・・・・▲２▼
　　５０ｍｏｌ％≧Ｍｎ≧７ｍｏｌ％　　　　　　　　　　・・・・・・▲３▼
の関係を満足する酸化物、すなわち、図１のＢの領域にある酸化物であるか、
　（２）ｍｏｌ比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０　・・・・▲１▼
　ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする
　以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のｍｏｌ比にて、
　　（Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０ｍｏｌ％　　　　　　　　　　　・・・・・・▲４▼
　　１≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５　　　　　　　　　　　　　　・・・・・・▲５▼
の関係を満足する酸化物、すなわち図１のＡの領域にある酸化物と上記Ｂの領域にある酸化物とを複合した酸化物である。
　【００２８】
　図１のＡ及びＢの領域の酸化物は、不純物元素を除くＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎについて、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍｎ＝１００とするときのモル比にて、ＨＡＺ組織微細化に有効な酸化物の組成を示す。
　【００２９】
　領域Ａは、Ｇａｌａｘｉｔｅ（Ａｌ２ＭｎＯ４）を含むＡｌ−Ｍｎ−Ｔｉ３元素を主要な構成元素とする酸化物である。領域Ｂは同じく３元素系酸化物で、よりＴｉの比率の多い領域を含む。共通の物性として、絶縁体であるＡｌ２Ｏ３やＴｉ２Ｏ３に比して、遥かに高い電気伝導度を持つことがあげられる。逆に、Ｅ、Ｄ、Ｃの領域では、酸化物の伝導度は低い。本発明者らは、高伝導度組成の酸化物はフェライトまたはアシキュラーフェライト核として有効であるという知見を得ているため、本発明においてはＤ、Ｃの領域の酸化物は除外した。
　【００３０】
　領域Ｂに相当する組成を持つ酸化物は、単独で分散している場合もあるが、領域Ａに相当する酸化物と複合粒子を形成している場合もある。このどちらの場合も、酸化物粒子は良好なフェライト核またはアシキュラーフェライト核として機能する。
　【００３１】
　領域Ｂの粒子、もしくはＢ、Ａの複合粒子に、領域Ｅ、Ｃに相当する粒子が付着している場合があるが、この場合でも、核として機能する。ただし、領域Ｅ、Ｃに相当する組成を持つ粒子だけでは、望ましい効果を得る事は出来ない。
　【００３２】
　また、領域Ｆ及びＧの組成を持つ酸化物を鋼中に形成させる為には、Ｍｎ添加量を過度に高めると同時に、鋼中の全酸素量を高めなければならなくなるため、靱性が悪化し、特に厚鋼板等の用途に適用する事は難しい。なお、領域Ｄに相当する組成の複合酸化物は、理由は不明ながら鋼中に再現性良く形成させる事が難しかった。よって、領域Ｆ、Ｇの酸化物も本発明の範囲からは除外した。
　【００３３】
　Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌはこの順に脱酸力が強く、Ａｌを含有させた後では、ＴｉやＭｎは酸化物を形成しない。そのため、図１の領域Ａ、Ｂに相当する複合酸化物を鋼中に形成させるためには、最終脱酸後、Ｍｎ〜
３
３００
　【
００３４
　領域Ｂの酸化物は、Ａｌを含有しないものは不安定で、安定して鋼中に分散させる事が難しくなる傾向がある。このため、０．５ｍｏｌ％以上は含有している事が望ましい。しかし、組織微細化に対しては、Ａｌの比率が０．５ｍｏｌ％未満の場合でも効果を発揮するため、領域Ｂの発明範囲には、Ａｌ量の下限は設けない。
　【００３５】
　鋼材中の酸化物を構成する金属元素としては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの他に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ等がある。しかし、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ以外の酸化物は、本発明が規定するところの酸化物にとってはいわば不可避的不純物である。このため、たとえＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎの比率が式▲２▼〜▲５▼を満足しても、Ｃａ、Ｍｇ等の混入率が増した場合、望ましい効果を得られなくなる場合がある。
　【００３６】
　本発明においては、不純物元素混入の影響は、３０ｍｏｌ％までしか確認していない。そのため、式▲１▼の如く、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ以外の酸化物の不純物混入率は、酸化物を構成する全金属元素の３０ｍｏｌ％を上限とした。
　【００３７】
　図２は酸化物に混入する不純物（金属）元素量を４面体の頂点に取って、本発明の組成範囲を表している。
　【００３８】
　次に、酸化物の分散個数は、凝固時の冷却速度で調整する事が可能で、冷却速度を大きくするほど分散個数は増える傾向にある。大型の鋼塊を鋳造する場合には、冷却速度を大きく取る事は難しくなり、分散個数は減少するが、４個／ｍｍ２以上分散させられれば、充分なＨＡＺ靱性を確保する事が出来る。この分散個数は、連続鋳造設備によって鋳造した場合には、容易に達成する事が出来る。
　【００３９】
　なお、ＡとＢの領域の酸化物が結合した一体の酸化物は１個として数える。
　【００４０】
　本発明鋼は、実験室規模でも、実プロセスでも製造可能である。特に、実プロセスにおける鋳造は、連続鋳造法による事が望ましい。これは、インゴットによるよりは、生産効率が高く経済的であるだけでなく、凝固時の冷却速度が大きく、酸化物を分散させ易いためである。
　【００４１】
　こうして得られた鋳片に対して、通常の圧延、制御圧延、更には制御圧延に制御冷却を組み合わせたもの、及び焼き入れ・焼き戻しまたは焼準および両者を組み合わせたものであっても、本発明が規定する分散酸化物の効果は何等の悪影響も受けない。
　【００４２】
　以下各成分の限定理由を述べる。
　【００４３】
　Ｃ：０．０１〜０．２５％
　Ｃは強度確保に必要な元素であり、０．０１％は含有させなければ、実用的な強度を有する鋼を生産する事は出来ない。しかし、Ｃは脱酸元素であるため、多量に含有させた場合、酸化物の形成に影響を与え、特にＭｎを含有した酸化物の形成を阻害する。このため、Ｃの上限は０．２５％とする。
　【００４４】
　Ｓｉ：０．６％以下
　Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、過剰な添加はＨＡＺ部での島状マルテンサイト生成を助長するだけでなく、０．６％を越えると、Ｍｎを含有した酸化物の形成を阻害する。このため、上限は０．６％とする。
　【００４５】
　Ｍｎ：０．３〜３．０％
　Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、且つ、予備脱酸や、本発明で利用する酸化物の形成にも必要であるため、０．３％以上は添加しなければならない。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靱性の大幅な劣化をもたらすため、３．０％を越えて添加すべきではない。
　【００４６】
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは不可避的不純物であるが、ＨＡＺ部における粒界割れの原因となる元素であるため、本発明においては０．０３％を上限とする。
　【００４７】
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓ
は
　【００４８】
　Ｎ：０．０００５％〜０．０１％
　Ｎは多量に存在する場合、母材・ＨＡＺ共に靱性を悪化させる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で固定して無害化しているが、Ｎが０．０１００％を越えて鋼中に存在する場合は、Ｔｉの添加量に係わらず、ＨＡＺ靱性は悪化する傾向を示す。よってＮは０．０１００％を越えて含有させるべきではなく、この値を上限とする。
　【００４９】
　また、Ｎを０．０００５％未満にまで低減することは、実生産の上では非常に難しく、経済性の観点からこの値を本発明における下限値とする。
　【００５０】
　なお、ＴｉＮは、ＨＡＺ部においてγ粒の成長を抑制し、ＨＡＺ組織を微細化するため、通常の溶接用鋼では、その分散量を確保するために、Ｎはある程度含有させる事が多い。
　【００５１】
　しかし、本発明のように大入熱溶接を行う場合は、しばしばＴｉＮは高温に曝されて溶失し、その効力を失う。しかも、本発明では、アシキュラーフェライト析出によってγ粒は実質的に微細化されるため、γ粒の粗大化はあまり悪影響を与
えず
　【００５２】
　Ｏ：０．００１０〜０．００７％
　本発明では、鋼中に分散した酸化物を利用するため、酸素には下限が必要であり、０．００１％以上は含有させる事とする。
　【００５３】
　一方、酸素が０．００７％を越えて含有する場合、Ａｌ、Ｔｉ等によって充分に酸素を固定しても、鋼の清浄度劣化が著しくなるため、母材・ＨＡＺとも、実用的な靱性を得る事が出来なくなる。
　【００５４】
　Ｔｉ：０．００３％〜０．０３％以下
　Ｔｉは、Ｎを固定して高温延性を確保するためと、分散酸化物の構成元素として、必要である。
　【００５５】
　これらの効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上とする必要がある。
　【００５６】
　しかし、Ｔｉが０．０３％を越えて過度に存在する場合、ＨＡＺにおけるＴｉＣ析出が増えて硬化させ、靱性を劣化させて好ましくない。さらにその上に、本発明で規定する所の導電性酸化物を形成させにくくし、組織微細化効果を持たないＴｉ２Ｏ３を増やす。このため、Ｔｉ含有量の上限は０．０３％とした。
　【００５７】
　Ａｌ：０．０２以下
　Ａｌは、過剰に含有させられた場合、鋼中酸化物をアルミナにしてしまうため、過剰な添加は行ってはならない。そのため、含有量は０．０２％以下でなくてはならない。
　【００５８】
　Ｂ：０．００００５〜０．００２％
　Ｂは、微量でもγ粒界の焼き入れ性を増し、母材強度を高めるためには有効な元素であるが、ＨＡＺ部では、靱性の低い硬化組織を形成させるため、通常、ＨＡＺ靱性確保の観点からは好まれない。
　【００５９】
　しかしながら、本発明では、鋼中に核生成サイト酸化物が分散しており、Ｂの有無に関わらず、アシキュラーフェライトの非常に有効な核生成サイトとして機能する。このため、Ｂの添加が容認され、添加量が０．００２％を越えなければ、ＨＡＺ靱性はたとえ劣化したとしても許容出来るレベルに留まる。
　【００６０】
　また、Ｂは、γ粒界の焼き入れ性を選択的に増すため、適切な粒内核生成サイトが存在する場合には、粒内フェライトの析出量を増加させる。本発明における酸化物が鋼中に分散する場合は、この効果は、Ｂ含有率が０．０００１％以下の場合でも観察される。このため、必要により製品性能を安定させるために、微量のＢを制御して含有させる。このような観点からＢを含有せしめる場合の下限は、０．００００５％とする。
　【００６１】
　一方、０．００２％を越える場合は、性能劣化が避けられないため、この値を上限とする。
　【００６２】
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、及びＶ
　これらの元素は、適正量を添加する事によって強度・靱性の優れた鋼材を製造する事が可能となるだけでなく、添加量が適正で有れば焼き入れ性を適度に増して、アシキュラーフェライトの析出を促進する。
　【００６３】
　しかしながら、Ｃｒで１．５％、Ｍｏで１．５％、Ｃｕで２．０％、Ｎｉで３．０％、Ｎｂで０．５％、Ｖで０．５％を越えると、鋼の焼き入れ性を過度に高め、ＨＡＺ靱性を損なう傾向が強くなる。このため、これらの値を越えて含有させられるべきではない。
　【００６４】
　Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｈｆ，Ｙ及び希土類
　これらの元素は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの添加に先立って溶鋼に添加する事により、領域Ａ、Ｂの酸化物の分散個数を増す事が出来る。また、ＭｇをのぞくＺｒ、Ｃａ、Ｈｆ、Ｙ、希土類元素は、硫化物を形成する能力も高く、過剰なＳを固定する目的でも添加される。
　【００６５】
　この様な効果を得るためには、Ｚｒで０．０２％以下、Ｃａで０．００４％以下、Ｍｇで０．００４％以下、Ｈｆで０．０２％以下、Ｙで０．０２％以下、及び希土類で０．０２％以下としなければならない。なお、希土類は、例えばＣｅ、Ｎｄ等を単独で用いても良い。
　【００６６】
　もし、これらの上限を越えて過剰に含有させられる場合、Ｆｉｇ．１で指定するところの所望の酸化物を鋼中に形成させる事が難しくなるだけでなく、場合によっては鋼材の清浄度の低下によって、鋼質そのものの劣化をもたらす。
　【００６７】
　【実施例】
　表１、２に示す成分の本発明鋼及び本発明鋼とほぼ同一の成分で、分散酸化物が異なる比較鋼を溶製した。これらの鋼の内、Ｎｏ．１、３、６は実操業プロセスで溶製し、他は１８０ｋｇ試験用鋼塊を溶製した。実操業プロセスにおいては、鋳造は全て連続鋳造法により鋳造した。
　【００６８】
　【表１】
　【００６９】
　【表２】
　【００７０】
　これらの鋳片、鋼塊を圧延して板厚４０ｍｍの鋼板とした。
　【００７１】
　溶接ＨＡＺ部靱性を調べるために再現ＨＡＺ靱性試験により調査を行った。
　【００７２】
　再現ＨＡＺ試験は、圧延後の鋼板より縦、横各１１ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片素材を採取し、最高加熱温度１４００℃とする加熱を行った後、引き続き８００℃まで冷却し、更に厚鋼板の中入熱〜超大入熱溶接に相当する冷却条件を付与するために、８００〜５００℃間の冷却を３０秒、６０秒、１２０秒、１８０秒（この冷却時間を△ｔとする）の４通りに変化させて冷却した。
　【００７３】
　こうして、熱履歴を与えた試験片は、ＪＩＳ４号シャルピー試験片に加工し衝撃試験に供した。
　【００７４】
　酸化物の分散状況については圧延後の鋼板から試験片を採取し、表面から１０ｍｍの部分を調査した。分散酸化物の計数には、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＳＥＭ−ＥＤＸ）を使用した。
　【００７５】
　本発明鋼においては、鋼中の酸化物には様々の種類が存在し、しばしば２〜３相の酸化物からなる、直径０．５〜１０μｍ程度の大きさの複合体粒子として分散している。この複合体粒子を構成する各々の酸化物の組成を、ＥＤＸにて調査した。
　【００７６】
　なお、Ｓが検出された場合は、全てＭｎＳを形成しているとみなし、Ｍｎの測定値から、Ｓ分を差し引いた値を、酸化物中のＭｎ量とした。
　【００７７】
　調査結果を表３、４に示す。表中酸化物粒子分散数は２０ヶ所の平均値を示す。
　【００７８】
　【表３】
　【００７９】
　【表４】
　【００８０】
　本発明鋼（１〜８、１７〜２７）では、図１の領域Ａ、Ｂに対応する組成を有する酸化物が鋼中に分散しており、高いＨＡＺ靱性が確保されている。
　【００８１】
　領域Ａ、Ｂ以外の組成を有する酸化物も見つかるが、比較例で明らかな通り、領域Ａ、Ｂの酸化物が充分に分散しない限り、ＨＡＺ靱性は劣悪である。
　【００８２】
　図３〜図９はＮｏ．２１、８、４、１８、１０、１４、１１についての、鋼中酸化物の組成分析結果をプロットした図であり、図３〜図６が本発明例、図７〜９が比較例である。
　【００８３】
　図３〜図６においては、本発明範囲の組成を有する酸化物が充分に形成されており、表３、４に示したように優れたＨＡＺ靱性を得ている。
　【００８４】
　しかし、図７においては、Ａｌを凝固前の溶鋼の段階で添加してしまったため、Ａｌ中心の酸化物となっており、ＨＡＺ靱性は劣悪である。また、図８は、Ａｌ量が過少であったため、酸化物が絶縁体であるＴｉ２Ｏ３に近い組成となっており、やはりＨＡＺ靱性は不良である。更に、図９はＮｏ．１１の分析結果であるが、表１に示す如く、Ｔｉ添加量が本発明範囲を下回っている上に、Ａｌ量も少ないため、Ｍｎ量の過度に高い酸化物が形成されている。このため、この鋼は、脱酸不足による靱性の低下がある上に、溶接ＨＡＺにおいて、酸化物はフェライト核となっていないため、靱性は劣悪である。
　【００８５】
　以上の如く、本発明が規定するところの酸化物は、ＨＡＺ靱性の向上に非常に有効で、低強度成分のみでなく、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ等を多く含有した鋼においても、ＨＡＺ靱性を向上させる。
　【００８６】
　【発明の効果】
　本発明により、溶接用鋼材において、高い母材靱性とＨＡＺ靱性を確保する事が出来た。その結果として、溶接用鋼材の溶接施工性、及び溶接構造物の安全性を大きく向上させる事が可能となった。
【図面の簡単な説明】
　【図１】本発明の規定する分散酸化物構成金属元素組成範囲を示すＡｌ−Ｍｎ−Ｔｉについての３相図である。
　【図２】Ａｌ−Ｍｎ−Ｔｉに加えて、第４元素として、Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｙ、ＲＥＭを加えた場合の、本発明範囲を示した図である。
　【図３】鋼種２１の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。
　【図４】鋼種８の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。
　【図５】鋼種４の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。
　【図６】鋼種１８の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。
　【図７】鋼種１０の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。
　【図８】鋼種１４の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。
　【図９】鋼種１１の分散酸化物の組成分析結果をプロットした３相図である。