【事件の表示】
　特許第３４７８９３０号「高剛性高靱性鋼およびその製造方法」の請求項１ないし３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３４７８９３０号の請求項１ないし３に係る特許を取り消す。
【理　由】
１．本件手続の経緯
　本件特許第３４７８９３０号の請求項１乃至３に係る発明についての出願は、平成８年８月２９日に特許出願され、平成１５年１０月３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）豊田中央研究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６月６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乃至ｃのとおりに訂正するものである。
（１）訂正事項ａ：請求項３を、「鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する、高剛性高靱性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度に加熱し、１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却し、凝固時に前記化合物を晶出または析出させることにより、請求項１記載の高剛性高靭性鋼を製造する製造方法。」と訂正する。
（２）訂正事項ｂ：特許明細書の段落【００１８】の「鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する温度に加熱し、冷却、凝固時に前記化合物を晶出または析出させることにより、」を、「鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する、高剛性高靱性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度に加熱し、１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却し、凝固時に前記化合物を晶出または析出させることにより、」と訂正する。
（３）訂正事項ｃ：特許明細書の段落【００１８】及び【００２５】の「１０Ｋ／分以下にすることが好ましい。」を、それぞれ「１０Ｋ／分以上にすることが好ましい。」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
　訂正事項ａは、請求項３の「化合物を構成する元素が完全に溶解する温度」を「高剛性高靱性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度」に限定すると共に、「冷却、」を「１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却し、」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。また、訂正事項ｂは、訂正事項ａの訂正に伴い、特許明細書の対応する記載を訂正するものであるから、明りょうでない記載の釈明に該当する。さらに、訂正事項ｃは、「１０Ｋ／分以下」を「１０Ｋ／分以上」とするものであるが、特許明細書の段落【００１８】や段落【００３６】の記載から、「誤記の訂正」に該当することが明らかである。
  そして、上記訂正事項ａ乃至ｃは、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るから新規事項の追加に該当せず、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．本件発明１乃至３について
　訂正後の本件請求項１乃至３に係る発明（以下、それぞれ「本件発明１乃至３」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乃至３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】鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性高靱性鋼であり、前記高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内に、前記化合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする高剛性高靭性鋼。
【請求項２】前記化合物の粒径が１０μｍ以下である請求項１記載の高剛性高靭性鋼。
【請求項３】鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する、高剛性高靱性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度に加熱し、１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却し、凝固時に前記化合物を晶出または析出させることにより、請求項１記載の高剛性高靭性鋼を製造する製造方法。」
　
４．特許異議申立てについて
４−１．取消理由の概要
　当審で通知した取消理由の一つは、訂正前の本件請求項１乃至３に係る発明は、引用例１及び引用例２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乃至３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る、というものである。
４−２．引用例とその主な記載事項
　取消理由において引用された引用例１及び２には、それぞれ次の事項が記載されている。
（１）引用例１：特開平７−１８８８７４号公報（甲第１号証）
（１ａ）「【請求項１】鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マトリックス中に分散させた４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以上とからなることを特徴とする高剛性鉄基合金。
【請求項２】炭素含有量が0.１重量％以下であることを特徴とする請求項１記載の高剛性鉄基合金。
【請求項３】マトリックス中の硼化物の含有量が、５〜５０体積％であることを特徴とする請求項１記載の高剛性鉄基合金。」（特許請求の範囲）
（１ｂ）「本発明にかかる硼化物は、４Ａ族元素（チタン〔Ｔｉ〕、ジルコニウム〔Ｚｒ〕、ハフニウム〔Ｈｆ〕）を主体とする硼化物の一種以上である。該硼化物は、単体としてのヤング率が少なくとも 25,000 kgf/mm2 以上であれば、その分散により確かな高剛性化効果が得られるが、中でも化学式ＭＢ2 （Ｍ：４Ａ族元素）で示される二硼化物はヤング率が特に高く、本発明の目的にとって特に好ましい。また、これら硼化物は、単体として安定で比較的に入手し易いので、本発明の製造方法の原料として用いるのに好適である。」（段落【００３４】）
（１ｃ）「また、硼化物の含有量は、５〜５０体積％であることが好ましい。該含有量を上記範囲内とすることにより、十分な高剛性効果を発揮させることができる。なお、該含有量が５体積％未満の場合は十分な高剛性化効果が得られず、また５０体積％を超えると硼化物どうしの凝集や合体が生じ、鉄基合金の機械的性質が著しく低下する虞がある。」（段落【００３６】）
（１ｄ）「得られた鉄基合金焼結体の金属組織を示す顕微鏡写真図（倍率：６００倍）を、図１（試料番号：２）に示す。図１より明らかの如く、その組織は、ＳＵＳ４３０ステンレスのフェライト相マトリックス中に、直径１μｍ〜数μｍの微細な硼化物粒子が均一に分散した組織となっていることが分かる。また、該硼化物粒子の体積率を測定した結果を、表１に併せて示す。また、これら硼化物粒子中の各元素濃度を、ＥＰＭＡにより局所分析を行った結果、鉄：１.0、クロム：0.２、チタン：６９.0、硼素：２９.7（重量％）であった。この結果から明らかなように、該硼化物粒子は、マトリックスの構成元素である鉄およびクロムをほとんど含まず、Ｘ線回折からもチタン二硼化物であることが確かめられた。以上より、原料粉末に配合したチタン二硼化物は、鉄合金中で熱力学的に安定で、高温での焼結および熱間加工を伴う本実施例の上記製造方法によっても、結晶構造変化および大幅な組成変化が起こっていないことが分かる。」（段落【００５０】）
（１ｅ）「本発明の高剛性鉄基合金においては、硼化物が該合金中で粒径１００μｍ以下の微粒子となって均一に分散していることが好ましい。硼化物の粒径を１００μｍ以下とすることにより、該鉄基合金全体に実用レベルの機械的性質（強度、靱延性）を確保することができる。なお、該粒径が２０μｍ以下の場合は、より優れた機械的性質を有する合金を得ることができるので、より好ましい。」（段落【００３５】）
　
（２）引用例２：：「まてりあ」第３５巻、第６号（１９９６）第７１６〜７１８頁（甲第２号証：なお、職権で調査したところ、この「まてりあ」は、１９９６年６月２０日に（社）日本金属学会から発行されたものである。）
（２ａ）「そこで我々は、鋼のヤング率ならびに比ヤング率を飛躍的に向上させる研究に取り組んだ。その結果、最適な強化粒子とベース鋼との組合せにより、従来鋼の約２倍の比ヤング率を有する超高剛性鋼を開発することに成功したので、本稿にて概要を紹介する。」（第７１６頁左欄第１９行乃至第２３行）
（２ｂ）「ベース鋼にはＴｉＢ２量に応じて２〜８ｍａｓｓ％のＴｉを添加したＦｅ−１７Ｃｒ系フェライト鋼を選定した。
　開発を意図する高剛性鋼は、実部品への適用を考えた場合、高ヤング率であるだけでなく、実用レベルの機械的特性を兼備することが必要である。また、ＴｉＢ２粒子を複合化する手段として、急冷凝固やメカニカルアロイングなど、生産性の低い方法を利用することは現実的でない。そこで、安価なフェロチタン、フェロボロン粉末を原料とした焼結法、ならびに溶解鋳造法を検討し、これらの素材製造プロセスの中でＴｉＢ２粒子をＩｎ−ｓｉｔｕに形成することとした。」（第７１７頁左欄第１行乃至第１１行）
（２ｃ）「図１に、焼結法および鋳造法で製造した開発鋼素材のミクロ組織を示す。・・・一方、鋳造材（ｂ）には、１０μｍ程度の六角状ＴｉＢ２粒子および針状ＴｉＢ２粒子が混在して晶出している。分析の結果、いずれの粒子においてもＦｅ、Ｃｒの固溶量は１ｍａｓｓ％程度であり、高剛性化のための強化相として、ＴｉＢ２は優れた熱力学的安定性を有することが確認された。」（第７１７頁左欄「３．開発鋼の組織とヤング率」の項）
（２ｄ）図１の（ｂ）には、１５ＴｉＢ２／Ｆｅ−１７Ｃｒ−３Ｔｉ（鋳造材）の組織が図示されている。
（２ｅ）「図４は、ＴｉＢ２＝１５ｖｏｌ％の鋳造材外観である。より低コストな素材製造プロセスである鋳造法では、ＴｉＢ２が２０ｖｏｌ％以下までは良好な鋳造性を示す。・・・大物素材を安価に提供するためには、焼結法よりも鋳造法の方が有利であり、今後の課題として、トレードオフ関係にある鋳造性と材料特性とが折り合う接点を向上させる方策が必要である。」（第７１８頁右欄第６行乃至第１４行）
（３）参考資料１：特集「１９９９年秋期大会講演論文集、日本金属学会誌　第６４巻、第５号」第３３１頁乃至第３３４頁
（４）参考資料２：特開平５−３０２１３７号公報
　
４−３．当審の判断
（１）本件発明１について
（１−１）引用例１を主引用例とした場合
　引用例１の上記（１ａ）には、「【請求項１】鉄または鉄合金からなるマトリックスと、該マトリックス中に分散させた４Ａ族元素を主体とする硼化物の少なくとも一種以上とからなることを特徴とする高剛性鉄基合金。
【請求項３】マトリックス中の硼化物の含有量が、５〜５０体積％であることを特徴とする請求項１記載の高剛性鉄基合金。」と記載され、この「高剛性鉄基合金」の具体例について、上記（１ｄ）に「得られた鉄基合金焼結体の金属組織を示す顕微鏡写真図（倍率：６００倍）を、図１（試料番号：２）に示す。図１より明らかの如く、その組織は、ＳＵＳ４３０ステンレスのフェライト相マトリックス中に、直径１μｍ〜数μｍの微細な硼化物粒子が均一に分散した組織となっていることが分かる。・・・この結果から明らかなように、該硼化物粒子は、マトリックスの構成元素である鉄およびクロムをほとんど含まず、Ｘ線回折からもチタン二硼化物であることが確かめられた。」と記載されているから、これら記載を本件発明１の記載ぶりに則って整理すると、引用例１には、「鉄または鉄合金からなるマトリックス中に均一に分散させた直径１μｍ〜数μｍの微細なチタン二硼化物粒子の含有量が５〜５０ｖｏｌ％である焼結された高剛性鉄基合金」が記載されていると云える。また、この「高剛性鉄基合金」は、上記（１ｃ）の「また５０体積％を超えると硼化物どうしの凝集や合体が生じ、鉄基合金の機械的性質が著しく低下する虞がある。」という記載に照らせば、その硼化物の占める割合を５０体積％までに制限することによって硼化物の凝集や合体が生じないようにしたものであると云える。そして、この硼化物の凝集や合体は、本件発明１の化合物の凝集体やネットワーク状化合物に相当すると云えるから、引用例１には、「鉄または鉄合金からなるマトリックス中に均一に分散させた直径１μｍ〜数μｍの微細なチタン二硼化物粒子の含有量が５〜５０ｖｏｌ％である焼結された高剛性鉄基合金であり、化合物の凝集体やネットワーク状化合物が（生じ）ない高剛性鉄基合金」という発明（以下、「引用例１発明」という）が記載されていると云える。
　そこで、本件発明１と引用例１発明とを対比すると、引用例１発明の「鉄基合金」は、そのマトリックスとなる具体例が「ＳＵＳ４３０ステンレス」であるから、本件発明１の「鋼」に相当する。また、本件発明１の「化合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下である」という特定事項における「以下」には、「０％」の場合も含まれると解されるから、本件発明１は、その化合物の凝集体の個数が「０％」で、かつネットワーク状の前記化合物量が「０％」の場合には、引用例１発明と同様に、「化合物の凝集体やネットワーク状化合物がない高剛性鋼」であると云える。
　そうであるならば、両者は、「鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉのホウ化物を５〜５０ｖｏｌ％分散させてなる高剛性鋼であり、前記高剛性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内に、前記化合物の凝集体がなく、かつネットワーク状の化合物がない高剛性鋼。」という点で一致し、次の点で相違していると云える。
相違点：
（イ）本件発明１は、「溶製された」ものであるのに対し、引用例１発明は、「焼成された」ものである点
（ロ）本件発明１は、「高剛性高靱性鋼」であるのに対し、引用例１発明は、「高剛性鋼」であるものの「高靱性鋼」であるか明らかでない点
　次に、これら相違点について検討する。
（ｉ）相違点（イ）について
　引用例２には、鉄または鉄合金からなるマトリックス中にＴｉのホウ化物を分散させてなる「ホウ化物分散型高剛性鋼」が焼結法又は溶解鋳造法（溶製法）の何れでも製造することができると記載され、しかも、図１の（ｂ）には、溶解鋳造法で製造された「Ｔｉのホウ化物を１５体積％分散した分散型高剛性鋼」の組織が図示されている。そして、この組織図によれば、溶解鋳造法で製造された「Ｔｉのホウ化物を１５体積％分散した分散型高剛性鋼」でも、その組織中にＴｉのホウ化物の凝集体やネットワーク状のものが発生していないことが明らかであるから、「焼成法」によって製造した引用例１発明を「溶製法」によって製造した場合でも、その組織中にＴｉのホウ化物の凝集体やネットワーク状のものが発生しないことは当業者であれば容易に知見することができたと云うべきである。
　そうであれば、その組織中にＴｉのホウ化物の凝集体やネットワーク状のものが存在しない「Ｔｉホウ化物を５〜５０ｖｏｌ％分散した分散型高剛性鋼」の製造法を引用例１発明の「焼結法」から「溶製法」に替えることも、引用例２の上記記載から当業者が容易に想到することができたと云うべきである。
（ｉｉ）相違点（ロ）について
　本件発明１が「高靱性鋼」である技術的な根拠は、特許明細書の段落【０００９】乃至【００１１】等の記載によれば、その組織中に凝集した化合物（Ｔｉのホウ化物）やネットワーク状の化合物（Ｔｉのホウ化物）が少なく、化合物が分散している点にあると認められるところ、引用例１発明の製造法を「焼結法」から「溶製法」に替えて製造された「ホウ化物分散型高剛性鋼」も、その組織中にはＴｉのホウ化物の凝集体やネットワーク状のものがなく、Ｔｉのホウ化物が分散している組織を有するものであるから、本件発明１に係る上記相違点（ロ）も、上記引用例２の記載から当業者が容易に想到することができたと云える。
　してみると、本件発明１は、引用例１及び引用例２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のが相当である。
　
（１−２）引用例２を主引用例とした場合
　引用例２には、「ホウ化物分散型高剛性鋼の開発」と題して、その上記（２ｂ）に「そこで、安価なフェロチタン、フェロボロン粉末を原料とした焼結法、ならびに溶解鋳造法を検討し、これらの素材製造プロセスの中でＴｉＢ２粒子をＩｎ−ｓｉｔｕに形成することとした。」と記載され、上記（２ｃ）及び（２ｄ）には、溶解鋳造法によって製造された「１５ＴｉＢ２／Ｆｅ−１７Ｃｒ−３Ｔｉ（鋳造材）」の組織図とその組織図に関し、「鋳造材（ｂ）には、１０μｍ程度の六角状ＴｉＢ２粒子および針状ＴｉＢ２粒子が混在して晶出している。」と記載され、さらに上記（２ｅ）には、「図４は、ＴｉＢ２＝１５ｖｏｌ％の鋳造材外観である。」とも記載されているから、これら記載を本件発明１の記載ぶりに則って整理すると、引用例２には、「鉄合金からなるマトリックス中に分散させた１０μｍ程度のＴｉのホウ化物粒子を１５ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性鋼」が記載されていると云える。また、引用例２の図１の（ｂ）の組織図によれば、溶解鋳造法で溶製された上記「Ｔｉのホウ化物粒子を１５ｖｏｌ％分散した分散型高剛性鋼」でも、その組織中にＴｉのホウ化物の凝集体やネットワーク状のものが見られないから、引用例２には、「鉄合金からなるマトリックス中に分散させた１０μｍ程度の六角状ＴｉＢ２粒子及び針状ＴｉＢ２粒子を１５ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性鋼であり、化合物の凝集体やネットワーク状化合物がない高剛性鋼」という発明（以下、「引用例２発明」という）が記載されていると云える。
　そこで、本件発明１と引用例２発明とを対比すると、本件発明１の「化合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下である」という特定事項における「以下」には、「０％」の場合も含まれると解されるから、本件発明１は、その化合物の凝集体の個数が「０％」で、かつネットワーク状の前記化合物量が「０％」の場合には、引用例２発明と同様に、「化合物の凝集体やネットワーク状化合物がない高剛性鋼」であると云える。
　そうであるならば、両者は、「鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉのホウ化物を１５ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性鋼であり、前記高剛性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内に、前記化合物の凝集体がなく、かつネットワーク状の化合物がない高剛性鋼。」という点で一致し、次の点で相違していると云える。
相違点：本件発明１は、「高剛性高靱性鋼」であるのに対し、引用例２発明は、「高剛性鋼」であるものの「高靱性鋼」であるか明らかでない点
　次に、この相違点について検討するに、本件発明１が「高靱性鋼」であるという技術的な根拠は、前示のとおり、その組織中に凝集した化合物（Ｔｉのホウ化物）やネットワーク状の化合物（Ｔｉのホウ化物）が少なく、化合物が分散している点にあると認められるところ、引用例２発明の「ホウ化物分散型高剛性鋼」も、引用例２の図１の（ｂ）の組織図から明らかなように、Ｔｉのホウ化物の凝集体やネットワーク状のものがなく、Ｔｉのホウ化物が分散している組織を有するものであるから、本件発明１と同様に、「高靱性鋼」であると云える。
　してみると、本件発明１は、引用例２発明と上記「高靱性鋼」の点でも実質的に差異はないと云える。
　特許権者は、特許意見書において、本件発明１は、化合物の凝集体の個数やネットワーク状化合物量の上限を「前記化合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下である」と規制した点に進歩性があるとも主張している。
　しかしながら、焼成法によって製造された「ホウ化物分散型高剛性鋼」において、化合物の凝集や合体が機械的性質を著しく低下させることは、引用例１の上記（１ｃ）に「なお、該含有量が５体積％未満の場合は十分な高剛性化効果が得られず、また５０体積％を超えると硼化物どうしの凝集や合体が生じ、鉄基合金の機械的性質が著しく低下する虞がある。」と記載されているように、既に知られた事実である。そして、この事実が溶解鋳造法によって溶製された「ホウ化物分散型高剛性鋼」においても共通していると云えるから、仮に、引用例１発明や引用例２発明の組織中に化合物の凝集体やネットワーク状化合物が発生するとしても、靱性等の機械的性質に悪影響を及ぼす化合物の凝集体の個数やネットワーク状化合物量の上限を規制する程度のことは当業者がその効果を確認しつつ実験を繰り返して容易になし得たことと云うべきである。
　したがって、特許権者の上記主張は、採用することができない。
（１−３）小括
　以上のとおり、本件発明１は、引用例１及び引用例２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り、また、引用例２に記載された発明であるか、又は引用例２及び引用例１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と云える。
　
（２）本件発明２について
　引用例１発明も、その化合物（Ｔｉホウ化物）の粒径が「直径１μｍ〜数μｍ」であるから、本件発明２は、その特定事項の点で引用例１発明と実質的な差異はない。
　したがって、本件発明２も、引用例１及び引用例２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と云える。
　次に、引用例２発明との関係で検討すると、引用例２発明の化合物は、「１０μｍ程度の六角状ＴｉＢ２粒子及び針状ＴｉＢ２粒子」であるから、針状ＴｉＢ２粒子の大きさが明らかではない。
　しかしながら、焼成法によって製造された「ホウ化物分散型高剛性鋼」において、引用例１の上記（１ｅ）に記載されているように、分散させる化合物の粒径を２０μｍ以下とすればより優れた機械的性質（強度、靱延性）を確保することができることは既に知られた事実である。そして、この事実が溶解鋳造法によって溶製された「ホウ化物分散型高剛性鋼」においても共通していると云えるから、引用例２発明の化合物を１０μｍ以下とすることは当業者が引用例１の上記教示に基づいて容易に想到することができたと云える。　
　したがって、本件発明２も、引用例２及び引用例１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と云える。　
　
（３）本件発明３について
　引用例２の上記（２ｂ）には、原料について、「ベース鋼にはＴｉＢ２量に応じて２〜８ｍａｓｓ％のＴｉを添加したＦｅ−１７Ｃｒ系フェライト鋼を選定した。」と記載され、その製造方法については、「また、ＴｉＢ２粒子を複合化する手段として、急冷凝固やメカニカルアロイングなど、生産性の低い方法を利用することは現実的でない。そこで、安価なフェロチタン、フェロボロン粉末を原料とした焼結法、ならびに溶解鋳造法を検討し、これらの素材製造プロセスの中でＴｉＢ２粒子をＩｎ−ｓｉｔｕに形成することとした。」と記載されている。そして、この製造方法のうち、「溶解鋳造法」を採用した場合には、図１の（ｂ）に図示された上記引用例２発明の「高剛性鋼」が製造されたと云えるから、引用例２には、「鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉのホウ化物を１５ｖｏｌ％分散させるに際し、溶解鋳造法によって、その素材製造プロセスの中でＴｉのホウ化物をＩｎ−ｓｉｔｕに形成する引用例２発明の高剛性鋼を製造する製造方法」が記載されていると云える。また、この製造方法における「Ｔｉのホウ化物をＩｎ−ｓｉｔｕに形成する」とは、「その場析出」とも称される「前の析出物の中に新しい別の種類の析出物の核ができて成長置換していく現象」（「図解　金属材料技術用語辞典」日刊工業新聞社発行、昭和６３年１１月２０日、第３１０頁）を利用してＴｉホウ化物をマトリックス中に晶出または析出させる鋳造法である。また、この鋳造法は、「複合化鋳造法」の一つとして、「改訂６版　金属便覧」丸善（株）（平成１２年５月３０日発行）第９７５頁に「ｄ．Ｉｎ　ｓｉｔｕ生成複合化法（粒子晶出法）　凝固しつつある金属中での合金元素間の化学反応により、より融点の高い化合物を晶出、分散させて複合材料を得る方法であり、中江らにより提案された。」と紹介され、中江らによって１９８９年に「鋳物」に掲載されたものでもある。
　そうすると、引用例２に記載の上記「Ｔｉのホウ化物をＩｎ−ｓｉｔｕに形成する」とは、Ｉｎ　ｓｉｔｕ析出に係る上記記載を参酌すれば、化合物（Ｔｉのホウ化物）を構成する元素を完全に溶解し、凝固時にその場で化合物（Ｔｉのホウ化物）を晶出または析出させる鋳造法であると云えるから、引用例２に記載された上記「鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉのホウ化物を１５ｖｏｌ％分散させるに際し、溶解鋳造法によって、その素材製造プロセスの中でＴｉのホウ化物をＩｎ−ｓｉｔｕに形成する引用例２発明の高剛性鋼を製造する製造方法」については、「鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉのホウ化物を１５ｖｏｌ％分散させるに際し、鉄合金中に、前記Ｔｉのホウ化物を構成する元素が完全に溶解する温度に加熱し、冷却し、凝固時に前記Ｔｉのホウ化物を晶出または析出させることにより、引用例２発明の高剛性鋼を製造する製造方法」（以下、「引用例２方法発明」という）と表現することができると云える。
　そこで、本件発明３と引用例２方法発明とを対比すると、両者は、「鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉのホウ化物を１５ｖｏｌ％分散させるに際し、鉄合金中に、前記Ｔｉのホウ化物（化合物）を構成する元素が完全に溶解する温度に加熱し、冷却し、凝固時に前記Ｔｉのホウ化物（化合物）を晶出または析出させることにより、高剛性鋼を製造する製造方法」という点で一致し、次の点で相違していると云える。
相違点：
（イ）本件発明３は、化合物を構成する元素が完全に溶解する温度を「高剛性高靱性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度」と限定するのに対し、引用例２方法発明は、この温度が明らかでない点
（ロ）本件発明３は、「１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却」するのに対し、引用例２方法発明は、この冷却速度が明らかでない点
（ハ）本件発明は、「請求項１記載の高剛性高靱性鋼」を製造するのに対し、引用例２方法発明は、引用例２発明の「高剛性鋼」を製造する点
　次に、これら相違点について検討する。
（ｉ）相違点（イ）について
　上記相違点（イ）の「高剛性高靱性鋼を構成する元素の液相線温度」については、個々の元素には融点は存在するが液相線は存在しないから、「高剛性高靱性鋼を構成する元素からなる合金の液相線温度」と解すべきであるところ、引用例２方法発明でも、高剛性鋼を構成する元素からなる合金はもとより、Ｔｉのホウ化物を構成する個々の元素も完全に溶解されるのであるから、原料である個々の元素や合金が完全に溶解される温度という限りにおいて、両者に実質的な差異はないと云うべきである。
　本件発明３は、その加熱温度を「高剛性高靱性鋼を構成する元素からなる合金の液相線温度＋３０℃以上の温度」と限定するが、この数値限定は、原料である個々の元素や合金を完全に溶解するという観点から単に数値限定した程度のものであり、この程度のことも当業者が容易に設計することができたと云うべきである。
（ｉｉ）相違点（ロ）について
　本件発明３の「１０Ｋ／分以上の冷却速度」について、特許明細書の段落【００３６】に「次に、前記溶解した試験材を鋳型または水冷鋳型に注湯して、１０ｋｇの鋼塊を製造した。このようにして、試験材を製造したものである。このときも、真空中（真空度：０．１３〜１．３Ｐａ）で冷却を行い、前記試験材を冷却させ、凝固中に溶湯中より化合物を晶出させた。このときの、冷却速度は文献より、鋳型の場合は約１０Ｋ／分程度、水冷鋳型の場合は約４０Ｋ／分程度と推定される。この冷却中に、化合物を晶出または析出させる。」と記載されているから、この記載によれば、「１０Ｋ／分以上の冷却速度」とは、通常の「鋳型」を使った鋳造法の場合の冷却速度に相当するものであって、その数値に格別の臨界的な意味はないと云うべきである。
　してみると、本件発明３は、この冷却速度の点で引用例２方法発明と実質的な差異はないと云える。
（ｉｉｉ）相違点（ハ）について
　請求項１記載の高剛性高靱性鋼（本件発明１）と引用例２発明との違い（高靱性鋼の点）については、上記（１−２）の項で言及したとおりである。また、本件発明３の製造方法に係る特定事項と引用例２方法発明との違いも前示のとおりであるから、プロダクトバイプロセスの観点からみても本件発明３に係る上記相違点（ハ）に実質的な差異はないと云うべきである。
　してみると、本件発明３は、引用例２に記載された発明であるか、又は引用例２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と云える。　
　
５．むすび
　したがって、本件請求項１及び３に係る発明についての特許は、特許法第２９条第１項第３号又は同条第２項の規定に違反してなされたものであり、また、本件請求項２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るから、特許法第１１３条第２号に該当し、取り消されるべきものである。
　よって、結論のとおり決定する。
【異議決定日】
平成１７年１２月１２日（２００５．１２．１２）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
高剛性高靱性鋼およびその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性高靱性鋼であり、
　前記高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内に、前記化合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下であることを特徴とする高剛性高靭性鋼。
　【請求項２】前記化合物の粒径が１０μｍ以下である請求項１記載の高剛性高靭性鋼。
　【請求項３】鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、
　鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する
、高剛性高靭性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度
１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却し
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明の属する技術分野】
　本発明は、高い剛性ともに高い靭性が要求される機械的構造用部材等に用いられる高剛性高靭性鋼およびその製造方法に関するもので、特に、ヤング率が２２０Ｇｐａから３５０Ｇｐａとなる高剛性高靭性鋼およびその製造方法に関するものである。
　【０００２】
　【従来の技術】
　鉄鋼材料は機械的構造部材に最も多く使用されている。機械的構造部材は建築物、輸送用機器、各種機械等の構造物を維持するために用いられている。これら構造物を設計する際、機械的構造部材に求められる重要な特性として、剛性および靱性があげられる。剛性や靱性の高い材料を使用することにより、構造物の機械的強度がさらに高くなり、信頼性の高い構造物を得ることができる。また、剛性や靱性の高い材料を構造物に用いることにより、使用する材料を少なくすることができる。例えば、自動車、鉄道等の輸送車両に用いることにより、輸送車両の軽量化が達成でき、この結果、燃費向上による省エネルギー化、材料の節約による省資源化を図ることができる。
　【０００３】
　鉄鋼材料の剛性や靱性の改善は、鉄鋼材料への合金添加、鉄鋼材料の組織改善等により実施されてきた。鉄鋼材料の靱性は、前記方法により飛躍的に改善されたが、剛性の向上はそれほど大きなものでなかった。剛性は材料が持つ物理的な値であるため、剛性の向上すなわちヤング率の向上は難しいものであった。しかし、鉄鋼材料のヤング率（約２００ＧＰａ）を少なくとも１０％以上高めることが望まれてきた。これにより、輸送車両の軽量化を始めとして、構造物の設計に際し、大きなメリットが得られることによるものである。
　【０００４】
　このため、鉄鋼材料の剛性を高めるために種々の研究が行われ、多くの方法が提案されてきた。
　近年、粉末冶金法による鉄鋼材料の剛性が数多く提案されている。これらの方法は、鋼のマトリックス中への高剛性の化合物を多量に添加するものである。例えば、特開平７−１８８８７４号公報や特開平７−２５２６０９号公報では、マトリックス粉末と高剛性の化合物粉末との混合粉を、成形し、その後焼結させることにより、高剛性の化合物を分散させた鋼が得られることを開示している。
　さらに、メカニカルアロイング法を用いて、多量の高剛性の化合物をマトリックスに均一に分散させた鋼が得られることが報告されている（特開平７−１８８８７４号公報、特開平７−２５２６０９号公報および特開平５−２３９５０４公報等参照）。なお、メカニカルアロイング法は、粉末の混合法の一種で、マトリックス粉末と化合物粉末をより均一に分散させた混合物を作ることができ、さらにこれら粉末同志を合金化させた混合物を得ることができる方法である。
　【０００５】
　一方、前記粉末冶金法より、安価な製造プロセスである溶製法による高剛性鋼の製造方法が提案されている。特開平４−３２５６４１号公報では、高剛性の化合物粉末を、熱間ダイス鋼や高速度工具鋼の溶湯に分散させて鋳造する方法を開示している。得られた高剛性鋼のヤング率は２１９ＧＰａである。
　【０００６】
　また、金型や工具の耐摩耗性の改善のために、ＶＣやＮｂＣを１４ｖｏｌ％まで分散させた鋼が報告されている（Ｐ．Ａ．ＢＬＡＣＫＭＯＲＥら：”Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｃａｓｔｉｎｇ　ｏｆ　ｍｅｔａｌｓ”Ｔｈｅ　Ｍｅｔａｌｓ　Ｓｏｃｉｅｔｙ、Ｌｏｎｄｏｎ、１９７７年；Ｐ５３３〜Ｐ５３８）。この鋼は、マレージング鋼の溶湯中に、Ｃと、ＶまたはＮｂを添加して、ＶＣまたはＮｂＣを反応生成させ製造するものである。
　【０００７】
　【発明が解決しようとする課題】
　しかしながら、粉末冶金法では、多量の化合物粉末とマトリックス粉末をＶ型ミキサー等の混合器で混合する際に、粉末を均一に分散させた混合粉を得ることが困難な場合がある。このため、混合粉中で粉末間に偏析が生じることとなる。この混合粉は圧粉時の成形性が悪く、この混合粉を用いた焼結体は空孔が生じやすく、化合物粉末の凝集も生じやすくなる問題がある。このため、剛性を高めることができても、空孔の発生や化合物粉末の凝集により、靭性が著しく低下し、構造部材として使用できなくなる問題がある。
　【０００８】
　また、メカニカルアロイング法では、多量の化合物粉末とマトリックス粉末を均一に混合することは可能であり、圧粉時の成形性は前記粉末冶金法より優れている。しかしながら、緻密化のために液相焼結をおこなう必要があり、焼結過程で、ネットワーク状の析出物が生じる場合や空孔が生じる場合がある。また，ＨＩＰ（熱間静水圧プレス）により、メカニカルアロイング法で製造した混合粉を緻密化し、化合物が均一に分散した鋼を製造することは可能である。しかし、メカニカルアロイング法は製造コストの高いプロセスであり、ＨＩＰを用いることにより、さらに製造コストが高くなる問題がある。
　【０００９】
　一方、高剛性の化合物粉末を、溶湯に分散させて鋳造する方法（特開平４−３２５６４１号公報参照）では、分散させる化合物粉末（ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴａＣ等）は金属溶湯との濡れ性が悪く、添加後の化合物は空孔を巻き込んだ凝集体となる場合がある。このため、空孔の存在や化合物粉末の凝集により、靭性が著しく低下する問題がある。
　また、マレージング鋼中にＶＣまたはＮｂＣを分散させた鋼（Ｔｈｅ　Ｍｅｔａｌｓ　Ｓｏｃｉｅｔｙ、Ｌｏｎｄｏｎ、１９７７年；Ｐ５３３〜Ｐ５３８参照）は、粒界にネットワーク状の炭化物が見られる、このネットワーク状の炭化物により耐摩耗性が改善されている。しかし、このネットワーク状の炭化物の存在により、靭性が著しく低下する問題がある。
　【００１０】
　さらに、前記凝集した化合物やネットワーク状の化合物は、構造部材の材料に要求される機械加工性を著しく低下させ、構造部材として使用できなくする問題もある。
　また、鋼マトリックス中に化合物量を増加させるほど、凝集した化合物やネットワーク状の化合物の発生頻度が高くなる。特に溶製法において、鋼マトリックス中の化合物量の増加とともに、靱性や機械加工性の低下が顕著である。
　【００１１】
　そこで、本発明は、製造コストが安価な溶製法を用いて、高剛性の化合物を鋼中に均一分散させることにより、ヤング率が２２０ＧＰａ以上からなる高剛性高靱性鋼およびその製造方法を提供するものである。特に、高剛性の化合物を分散させたことによる靱性や機械加工性の低下を抑制し、靱性が高く、機械加工性に優れた高剛性高靱性鋼およびその製造方法を提供するものである。
　【００１２】
　【課題を解決するための手段】
　本発明のうちで請求項１記載の発明は、鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させてなる溶製された高剛性高靱性鋼であり、前記高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内に、前記化合物の凝集体が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下であることを特徴とするものである。
　【００１３】
　Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を鋼（鉄または鉄合金：以下、特にことわらない限り「鋼」を用いる）のマトリックス中に５〜５０ｖｏｌ％分散させることによって、ヤング率が２２０ＧＰａから３５０ＧＰａとなる高剛性高靭性鋼を得ることができる。ヤング率が２２０ＧＰａ以上の高剛性高靭性鋼を得るために、前記化合物量は５ｖｏｌ％以上に分散させることが必要である。さらにヤング率を高めるために１５ｖｏｌ％以上の前記化合物を分散させることが好ましい。さらに２０ｖｏｌ％以上の前記化合物を鋼中に分散させることがより好ましい。
　一方、前記化合物量が５０ｖｏｌ％を越えて鋼中に分散させると、靱性が低下し、構造部材としての使用が困難となる。また、靱性と機械加工性の観点から、前記化合物量を４０ｖｏｌ％以下にすることが好ましい。また、靱性の観点から、本発明の高剛性高靱性鋼は相対密度が９８％以上あればよい。
　【００１４】
　また、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内で、化合物の凝集体が２個以下で、かつネットワーク状の化合物量が全化合物量の２０ｖｏｌ％以下にすることにより、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上の高い靱性を持ち、機械加工性に優れた高剛性高靭性鋼を得ることができる。
　【００１５】
　本発明の鉄合金には、構造部材に用いられている炭素鋼、低合金鋼を用いることができる。例えば、機械構造用炭素鋼（例えば、Ｓ−Ｃ材等）、ニッケルクロム鋼（例えば、ＳＮＣ材等）、ニッケルモリブデン鋼（例えば、ＳＮＣＭ材等）、クロム鋼（例えば、ＳＣｒ材等）、クロムモリブデン鋼（例えば、ＳＣＭ材等）、マンガン鋼（例えば、ＳＭｎ材等）、マンガンクロム鋼（例えば、ＳＭｎＣ材等）、バネ鋼（例えば、ＳＵＰ材等）、高炭素クロム鋼（例えば、ＳＵＪ材等）等が限定例示される。本発明の高剛性高靭性鋼のマトリックスに、これら炭素鋼、低合金鋼を用いることにより、これら鉄合金が持つ特性に、高い剛性を付加できることになる。
　【００１６】
　【００１７】
　また請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明の構成に、化合物の粒径が１０μｍ以下であることを加えたことを特徴とするものである。化合物の粒径を１０μｍ以下にすることにより、高剛性高靱性鋼の靱性および機械加工性をさらに高めることができる。靱性および機械加工性の向上のため、化合物の粒径は５μｍ以下であることが好ましい。より好ましくは２μｍ以下である。
　【００１８】
　また請求項３記載の発明は、鉄または鉄合金からなるマトリックス中に、Ｔｉの炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、鉄あるいは鉄合金中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する
、高剛性高靭性鋼を構成する元素の液相線温度＋３０℃以上の温度
１０Ｋ／分以上の冷却速度で冷却し
　高剛性高靭性鋼を構成する鉄あるいは鉄合金と、化合物を構成する元素が完全に溶解する温度は、高剛性高靭性鋼を構成する元素の液相線温度以上の温度である。前記溶解する温度を液相線温度＋３０℃以上にすることが好ましい。これら高剛性高靭性鋼を構成する元素の液相線温度は、熱分析法や計算法で求めることができる。
　また、前記高剛性高靭性鋼の溶解や凝固過程では、酸化防止のため、不活性雰囲気（減圧状態も含む）や真空雰囲気を用いることが好ましい。特に、真空雰囲気を用いることにより、鋼（鉄あるいは鉄合金）の溶湯の脱酸、さらに還元が容易にできる。このため、真空雰囲気の真空度は１３Ｐａ（０．１ｔｏｒｒ）以下であることが好ましい。
　さらに、本発明の高剛性高靭性鋼を構成する化合物を均一に分散させるために、凝固時の冷却速度を速くするほうがよい。冷却速度を１０Ｋ／分
以上
　【００１９】
　次に、本発明の至った研究過程を説明する。
　発明者らは、靱性および機械加工性を損なうことなく、鉄鋼材料のヤング率を２２０ＧＰａ以上にすることが可能な溶製法による高剛性高靭性鋼の製造方法を鋭意研究した。
　まず、鉄鋼材料の剛性を高めるために、ヤング率の高い化合物を鋼中に分散させる溶製法による製造方法を研究した。次に、この溶製法により製造した高剛性高靭性鋼中に分散させることが可能な化合物の量および形態が、高剛性高靭性鋼の靱性におよぼす影響について調査した。さらに、機械的構造用部材に要求される機械加工性についても、化合物の影響について調査した。
　これらの研究結果から、ヤング率が３００ＧＰａ以上の４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物またはその複合化物を、溶製法により鋼中に分散させ、ヤング率が２２０ＧＰａ以上となり、かつ靱性および機械加工性に優れた高剛性高靭性鋼の製造方法を見い出した。さらに、この高剛性高靭性鋼が優れた靱性および機械加工性を持つために必要な、最適な化合物の量および形態について知見を得て本発明を完成したものである。
　【００２０】
　ヤング率の高い化合物を種々調査し、鋼に分散させる化合物の種類と量を検討した。表１に示すような４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物が高いヤング率を持つことを確認した。化合物のヤング率は高いほどよく、ヤング率の高い化合物を使用することにより、少ない分散量で高いヤング率を得ることができる。特に、３００ＧＰａ以上のヤング率を有するこれら４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物（表１の○印）が鉄鋼材料の剛性を高めるのに有効である。特に、ＴｉＣ、ＶＣ、ＴｉＢ２、ＮｂＢ２のヤング率が４００ＧＰａ以上と高いので、これらの化合物を用いるにより、さらに効果的に剛性を向上させることができる。例としてＴｉＣとＴｉＢ２を鋼に分散させた場合について、複合則により計算したヤング率を図２に示す。図２の結果より、２２０ＧＰａ以上の高剛性高靭性鋼を得るために、化合物量は５ｖｏｌ％以上に分散させることが必要であることを確認した。さらに、ヤング率を高めるために１５ｖｏｌ％以上の前記化合物を鋼に分散させることが好ましい。さらに２０ｖｏｌ％以上の前記化合物を鋼に分散させることがより好ましい。
　【００２１】
　【表１】
　【００２２】
　次に、鋼に化合物量を５ｖｏｌ％以上分散させる溶製法について検討した。
　鋼への化合物の分散量の増加とともに、晶出する化合物粒子の平均粒子間距離が小さくなるため化合物凝集体（図２参照）ができやすくなる。また、ネットワーク状の化合物（図３参照）も多くなる傾向がある。
　前記問題を解決するために、鋼と化合物の溶解方法と、これら溶解された溶湯の凝固方法について詳しく調査した。
　【００２３】
　その結果、鋼と化合物の溶解方法は、鋼と化合物を構成する元素を完全に溶解する温度（液相線温度）以上に加熱することが重要であることを見いだした。
　鋼へ分散させる４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物は高融点である。従来の前述したマレージング鋼中にＶＣまたはＮｂＣを分散させた鋼では、溶解温度が１８７３から２０２３Ｋ（１６００から１７５０℃）であり、溶解中にＶＣまたはＮｂＣ等の晶出物が晶出して、再固溶せずに、溶湯に残ったまま鋳造されているおそれがある。また、前述した特開平４−３２５６４１号公報の高剛性鋼の溶湯中には化合物粒子が存在する。この結果、溶解中や凝固中に、溶解過程での晶出物や化合物粒子が凝集することになる。さらに、晶出物や化合物粒子を核にした成長により、ネットワーク状の化合物や巨大な化合物粒が形成されることとなる。
　このため、本発明の鋼（鉄あるいは鉄合金）と化合物を構成する元素が完全に溶解する温度は、鋼と化合物を構成する元素の液相線温度以上の温度である。本発明の高剛性高靱性鋼の溶解は前記液相線温度以上にすることにより、高剛性高靱性鋼を構成する元素をより完全に溶かすことができる。
　【００２４】
　さらに、前記高剛性高靭性鋼の溶解過程において、不活性雰囲気（減圧状態も含む）や真空雰囲気を用いる。不活性雰囲気や真空雰囲気を用いることにより、溶湯の酸化や溶湯への酸化物の晶出を防止する。酸化物は溶湯中からの前記化合物の晶出の核となる場合があるので、酸化物の晶出を防止することが望ましい。また、真空雰囲気を用いることにより、鋼の溶湯の脱酸をより効率的に実施できる。炭化物を鋼に分散させる場合は、Ｃにより、鋼や添加する４ａ、５ａ族元素を還元することができ、靱性がより優れた高剛性高靭性鋼を得ることができる。このときの真空度は１３Ｐａ（０．１ｔｏｒｒ）以下であることが好ましい。
　【００２５】
　次に、溶解された溶湯の凝固方法を説明する。
　本発明の高剛性高靭性鋼を構成する化合物を均一に分散させるために、凝固時の冷却速度を速くするほうがよい。冷却速度を速くすることにより、溶湯の過冷度を大きくして、化合物の晶出核を多く晶出させることができる。この結果、化合物の粒子径を小さくし、化合物の凝集を防止することができ、さらにネットワーク状の化合物の発生を防止することができる。このときの冷却速度は１０Ｋ／分
以上
　また、前記高剛性高靭性鋼の凝固過程において、不活性雰囲気（減圧状態も含む）や真空雰囲気を用いることが好ましい。理由は前述のように、溶湯の酸化防止と酸化物の発生抑制である。
　【００２６】
　以上のように、鋼（鉄または鉄合金）からなるマトリックス中に、ヤング率が３００ＧＰａ以上の４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物またはその複合化合物を５〜５０ｖｏｌ％分散させるに際し、鋼中に、前記化合物を構成する元素が完全に溶解する温度以上に加熱し、凝固時に前記化合物を晶出または析出させる製造方法により高剛性高靭性鋼を得ることができる。本発明の製造方法を用いることにより、図１に示すような、化合物の凝集やネットワーク状の化合物が存在しない高剛性高靭性鋼を得ることができた。
　【００２７】
　最後に、剛性と靱性および機械加工性におよぼす高剛性高靭性鋼の化合物の量および形態の影響について、表２により説明する。表２は、ヤング率が３００ＧＰａ以上の４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物（ＴｉＣ、ＶＣ、ＴｉＢ２等）を１〜６５ｖｏｌ％分散させてなる高剛性高靱性鋼を用いて剛性や靱性等の特性を試験した結果である。
　【００２８】
　【表２】
　【００２９】
　高剛性高靭性鋼のヤング率におよぼす高剛性高靭性鋼の化合物量の影響について、試験Ｎｏ．１〜９の試験材により説明する。試験Ｎｏ．９は化合物量が８ｖｏｌ％でヤング率が２２５ＧＰａである。化合物量が８ｖｏｌ％以上となる試験Ｎｏ．２〜８の試料はさらに高いヤング率を示し、化合物量の増加とともに高いヤング率を示している。この結果より２２０ＧＰａ以上の高剛性高靭性鋼を得るために、化合物量は５ｖｏｌ％以上に分散させることが必要であることを確認できる。また、ヤング率を高めるために１５ｖｏｌ％、さらに２０ｖｏｌ％以上の化合物を鋼に分散させることにより、より高いヤング率が得られる。
　【００３０】
　高剛性高靭性鋼の靱性および機械加工性におよぼす高剛性高靭性鋼の化合物の形態の影響について説明する。
　靱性の評価は衝撃試験により行った。構造部材に要求される衝撃値は１００Ｊ／ｃｍ２以上である。
　機械加工性は切削試験により評価した。切削試験における切削工具の逃げ面摩耗幅は小さいほど、機械加工時の切削工具の摩耗量が少ないことを示し、良好な機械加工性を示すことになる。通常、逃げ面摩耗幅は１．０ｍｍ未満であることが要求される。なお、構造部材の多くは機械加工を施されることが多いので、機械加工性が向上することは実用上、大変意義のあることである。
　【００３１】
　また、高剛性高靭性鋼の化合物の形態は、化合物の凝集の状態（図３参照）とネットワーク状の化合物の状態（図４参照）により評価した。すなわち、化合物の凝集の状態は、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内での観察される化合物の凝集体の数により評価した。一方、ネットワーク状の化合物の状態は同じく高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内で観察される、ネットワーク状の前記化合物量の全化合物量に対する面積率を求め、体積率として評価した。
　【００３２】
　まず、高剛性高靭性鋼の靱性（衝撃値）を説明する。
　衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上を得られる化合物の凝集の状態は、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内での観察される化合物の凝集体の数が２個以下であり、かつネットワーク状の前記化合物量が全化合量の２０ｖｏｌ％以下であることが判明した。試験Ｎｏ．６で、化合物の凝集体の数が２個で、ネットワーク状の化合物量が１８ｖｏｌ％であることより明らかである。化合物の凝集体の数またはネットワーク状の化合物量が試験Ｎｏ．６の試験材より多い、試験Ｎｏ．７や試験Ｎｏ．１１〜１３の試験材は、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２未満となる。
　【００３３】
　引き続き、高剛性高靭性鋼の機械加工性を、試験Ｎｏ．１〜９により説明する。切削工具の逃げ面摩耗幅は１．０ｍｍ未満となる化合物の凝集の状態は、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の観察範囲内での観察される化合物の凝集体の数が２個以下であり、かつネットワーク状の化合物量が全化合量の２０ｖｏｌ％以下であることが判明した。なお、試験Ｎｏ．７は、切削試験途中で、切削工具の摩耗量が以上に多くなったので、試験を中止した。高剛性高靭性鋼の機械加工性についても、高剛性高靭性鋼の衝撃値の結果と同様の結果となる。
　【００３４】
　さらに、高剛性高靭性鋼の靱性および機械加工性の試験結果より、高剛性高靭性鋼の化合物の最適な量と粒径が明らかになった。
　衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上で、かつ切削工具の逃げ面摩耗幅は１．０ｍｍ未満になる高剛性高靭性鋼を得るために、高剛性高靭性鋼の化合物量は５０ｖｏｌ％以下であることが必要である。より優れた靱性を得るためには、化合物量は４０ｖｏｌ％以下にすることが好ましい。
　同様に、高剛性高靭性鋼の化合物の粒径は１０μｍ以下であることが必要であり、より優れた靱性を得るために、化合物の粒径は５μｍ以下、さらに好ましくは２μｍ以下であることが判明した。
　【００３５】
　【実施例】
　本発明の実施例を表２とともにさらにくわしく説明する。なお、表２は、本発明の実施例と比較例について、各試験材の製造条件と試験結果をまとめたものである。
　まず、本発明の実施例の試験材の各種特性の測定方法を以下にまとめる。
　１）化合物の量および粒径、化合物の凝集体の数、ネットワーク状の化合物量の測定方法
　測定する高剛性高靭性鋼の試験材を中心部で切断し、断面を研摩後、高剛性高靱性鋼の１ｍｍ２の視野（各試料、１０箇所）を、顕微鏡観察により検査した。
　化合物の量および粒径については、化合物とマトリッスを識別して、例えば、画像解析装置により、化合物の量および粒径を測定した。
　化合物の凝集体は図３（化合物の凝集体の模式図）に示すように、化合物の凝集体は２個以上の化合物粒子が、その粒径の０．０２倍以下の粒子間距離で密接している数を数えた。
　ネットワーク状の化合物は図４（ネットワーク状の化合物の模式図）に示すような、図ａ）のような、ネットワーク状の化合物の面積率を求めた。この面積率を、ネットワーク状の化合物の全化合物量に対する体積率と仮定した。
　２）相対密度の測定方法
　試験材の相対密度は、アルキメデス法により見かけ密度を求め、次式により計算した。
　　相対密度＝（見かけ密度）／（真密度）×１００％
　なお、真密度は相対密度が１００％であることを確認した試料、または文献値より求めた。
　３）ヤング率の測定方法
　ヤング率は試験材から引張試験片を加工し、引張試験により求めた。ヤング率は引張試験片に歪ゲージを張り付け、測定した応力−歪み曲線よりヤング率を求めた。
　４）衝撃値の測定方法
　試験材から衝撃試験片を加工し、常温で、シャルピー衝撃試験を行た。
　５）切削工具の逃げ面摩耗幅の測定方法
　機械加工性の試験のため、上述の各試験材について円筒切削試験を行った。切削試験条件は、ＴｉＮコーティング超硬チップを用い、切削速度１５０ｍｍ／ｍｉｎ、送り速度０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み２ｍｍで実施した。
　逃げ面摩耗幅は、切削時間２５分後に超硬チップの工具逃げ面の摩耗幅よりを測定した。
　【００３６】
　本実施例の試験材は、１）溶製法を用いた本発明の方法（真空溶解、プラズマ溶解法）、比較例として、２）他の溶製法（化合物粉末を溶湯に添加し攪拌）、３）粉末冶金法（化合物粉末とマトリイクス粉末をＶ型ミキサーで混合）により製造した。以下に試験材の製造方法を説明する。
　１）溶製法を用いた本発明の方法
・真空溶解法
　試験Ｎｏ．２の試験材の製造方法により説明する。５．５ｍａｓｓ％Ｔｉ、１．４ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅとなるように、Ｔｉ、Ｃ、Ｆｅを秤量した。真空誘導炉にＦｅとＣを挿入し、真空中（真空度：０．１３〜１．３Ｐａ（１０−２〜１０−３ｔｏｒｒ））で２２７３Ｋ（２０００℃）まで昇温した。２２７３Ｋで５分保持し、脱酸および還元処理を行った。なお、このときの試験Ｎｏ．２の試験材の液相線温度は約２０７３Ｋ（約１８００℃）と推定される。つぎに低酸素含有量のＴｉ（酸素含有量：１００ｐｐｍ以下）を添加し、真空中（真空度：０．１３〜１．３Ｐａ）で引き続き２２７３Ｋで１５分保持し、脱酸および還元処理を行った。このとき、必要に応じて、前記試験材の成分になるように、Ｃを添加し、Ｃ量を調製してもよい。
　次に、前記溶解した試験材を鋳型または水冷鋳型に注湯して、１０ｋｇの鋼塊を製造した。このようにして、試験材を製造したものである。このときも、真空中（真空度：０．１３〜１．３Ｐａ）で冷却を行い、前記試験材を冷却させ、凝固中に溶湯中より化合物を晶出させた。このときの、冷却速度は文献より、鋳型の場合は約１０Ｋ／分程度、水冷鋳型の場合は約４０Ｋ／分程度と推定される。この冷却中に、化合物を晶出または析出させる。このとき、冷却速度を速くするほど、晶出する化合物の粒径を小さくでき、化合物の凝集を防止できる。さらに、ネットワーク状の化合物の発生を防止できる。
・プラズマ溶解法
　試験Ｎｏ．６の試験材の製造方法により説明する。３０．９ｍａｓｓ％Ｔｉ、７．７ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅとなるように、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃを秤量した。プラズマ溶解炉の水冷鋳型にＦｅ、Ｔｉ、Ｃを挿入し、真空中（真空度：０．００１３〜０．０１３Ｐａ（１０−４〜１０−５ｔｏｒｒ））で約２８７３Ｋ（２６００℃）まで昇温し、３０分保持した。この過程で、脱酸および還元処理を行った。次に、前記溶解した試験材を水冷鋳型中で冷却を行い、凝固させて溶湯中より化合物を晶出させた。このようにして、試験材を製造した。このときの、冷却速度は前記真空溶解法の水冷鋳型より速くなる。
　【００３７】
　２）他の溶製法（化合物粉末を溶湯に添加し攪拌）。
　試験Ｎｏ．１１の試験材の製造方法により説明する。試験Ｎｏ．２と同じ真空誘導炉を用い、真空雰囲気中、１８７３Ｋ（１６００℃）で純鉄を溶解した。その後、ＴｉＣ量が１０ｖｏｌ％になるように、５μｍのＴｉＣ粒子を純鉄の溶湯に添加し、添加後の溶湯を攪拌し、ＴｉＣを分散させた。この後、鋳型に注湯して、前記試験材を凝固させた。このようにして、試験材を製造した。なお、本製造方法も溶解および凝固過程も真空雰囲気中で行った。
　【００３８】
　３）粉末冶金法（化合物粉末とマトリイクス粉末をＶ型ミキサーで混合）
　試験Ｎｏ．１３の試験材の製造方法により説明する。ＴｉＣ量が１０ｖｏｌ％になるように、約５μｍのＴｉＣ粉末と約４０μｍのＦｅ粉末をＶ型混合機で３０分混合し、その混合粉を成形した。その成形体を真空中で、液相焼結することにより、試験材を製造した。
　【００３９】
　次に、本発明の実施例を、表１とともに説明する。
（試験Ｎｏ．１：比較例）
　５．５ｍａｓｓ％Ｔｉ、０．１４ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２０００℃で溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は１ｖｏｌ％となり、粒径は約１μｍであった。本比較例の鋼は、ヤング率は２１０ＧＰａで、高剛性を達成することはできなかった。
　【００４０】
（試験Ｎｏ．２：本発明）
　５．５ｍａｓｓ％Ｔｉ、１．４ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は１０ｖｏｌ％となり、粒径は約１０μｍであった。本発明の鋼は、ヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１４７Ｊ／ｃｍ２で靭性にも優れていることを確認した。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．５５ｍｍであり、良好な機械加工性を有することを確認した。
　従来の溶製法では困難と考えられている、ＴｉＣを多量に鋼中への分散させ鋼を製造することができた。従来、Ｃを含有するＦｅ溶湯に、Ｔｉ多量に添加すると、Ｔｉが含有しているＯ（酸素）とＣが急激に反応し、ポーラスな鋳塊ができ、極端な場合は鋳型への鋳込みが不可能になる場合が生じていた。
　【００４１】
（試験Ｎｏ．３：本発明）
　５．５ｍａｓｓ％Ｔｉ、１．４ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後水冷鋳型に鋳込み、急冷凝固を行いＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は１０ｖｏｌ％となり、粒径は約１μｍであった。本発明の鋼は、ヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１６６Ｊ／ｃｍ２となり、さらに靭性に優れていることを確認した。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．２０ｍｍとなり、機械加工性をさらに改善されることが判明した。
　【００４２】
（試験Ｎｏ．４：本発明）
　１７．０ｍａｓｓ％Ｔｉ、４．２ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は３０ｖｏｌ％となり、粒径は約１５μｍであった。本発明の鋼は、ヤング率は２６０ＧＰａとなり、ヤング率が著しく改善された。また、衝撃値は１０８Ｊ／ｃｍ２となり、靭性に優れていることを確認した。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．６０ｍｍであり、良好な機械加工性を有することが確認された。
　【００４３】
（試験Ｎｏ．５：比較例）
　１７．０ｍａｓｓ％Ｔｉ、４．２ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で１９２３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。光温度計より測定した溶解温度は約２８７３Ｋであった。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は３０ｖｏｌ％となり、粒径は約３０μｍであった。本比較例の鋼は、ヤング率は２５５ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。しかし、衝撃値は７８Ｊ／ｃｍ２で靭性を満足することができなった。さらに、本比較例の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は１．１５ｍｍとなり、難加工材であることが判明した。
　このときの、ＴｉＣの凝集体の個数は０個／ｍｍ２であったが、ネットワーク状のＴｉＣの量が２５ｖｏｌ％であった。ネットワーク状のＴｉＣの量が２５ｖｏｌ％となったのは、溶解温度が１９２３Ｋであり、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｃを完全に溶解できなっかたためである。
　試験Ｎｏ．１〜４の試験材では、ＴｉＣの凝集体の個数は０また１個／ｍｍ２であり、ネットワーク状のＴｉＣの量は１０ｖｏｌ％以下である。本比較例の鋼は、ネットワーク状のＴｉＣの量が多くなったために、靱性および機械加工性が著しく低下したものである。
　【００４４】
（試験Ｎｏ．６：本発明）
　３０．９ｍａｓｓ％Ｔｉ、７．７ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを水冷鋳型中で、プラズマ溶解し、その後、水冷鋳型中で急冷凝固を行いＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＣの体積分率は５０ｖｏｌ％となり、粒径は約２０μｍであった。ＴｉＣの凝集体の個数は２個／ｍｍ２であったが、ネットワーク状のＴｉＣの量が１８ｖｏｌ％であった。本発明の鋼は、ヤング率は２９０ＧＰａとなり、ヤング率をさらに著しく改善された。また、衝撃値は１０８Ｊ／ｃｍ２であり、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．８０ｍｍとなり、本発明の目標より高い靱性と機械加工性を有することを確認した。
　【００４５】
（試験Ｎｏ．７：比較例）
　３７．０ｍａｓｓ％Ｔｉ、９．５ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅをプラズマ溶解し、水冷鋳型中で、プラズマ溶解し、その後、水冷鋳型中で急冷凝固を行いＴｉとＣを反応させることによりＴｉＣを生成させ、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。光温度計より測定した溶解温度は約２８７３Ｋであった。本比較例の鋼は、相対密度が９９％で、生成したＴｉＣの体積分率は６５ｖｏｌ％となり、粒径は約２５μｍであった。本比較例の鋼は、ヤング率は３３０ＧＰａとなり、ヤング率をさらに著しく改善された。しかし、本比較例の鋼の衝撃値は７８Ｊ／ｃｍ２であった。また、切削試験では工具摩耗が著しいため、切削試験を途中で中止した。このため、本比較例の鋼は構造用部材に用いることは困難であることが判明した。
　しかし、ＴｉＣを６５ｖｏｌ％も分散させた鋼が製造できたことは注目すべきことである。従来の溶製法では、このように多量に分散させた鋼を実現することができなった。なお、本発明の範囲であるＴｉＣを５０ｖｏｌ％分散させた鋼は十分な靱性と機械加工性を有している。
　【００４６】
（試験Ｎｏ．８：本発明）
　５．３ｍａｓｓ％Ｔｉ、２．４ｍａｓｓ％Ｂ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＴｉとＢを反応させることによりＴｉＢ２を生成させ、ＴｉＢ２を分散させた鋼を製造した。本発明ではフェロボロンの形でＢ（ボロン）を添加したが、純Ｂ（ボロン）のまま添加してもよい。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＴｉＢ２の体積分率は１２ｖｏｌ％となり、粒径は約１２μｍであった。本比較例の鋼は、ヤング率は２３５ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１５７Ｊ／ｃｍ２となり、靭性に優れていることを確認した。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．６０ｍｍであり、良好な機械加工性を有することを確認した。
　ＴｉＢ２を鋼中に１２ｖｏｌ％分散することができたは、注目すべき点である。ＴｉＣの鋼中へ多量に分散させることより、さらに難しいものである。ＴｉＢ２は熱伝導性が良く、耐凝着摩耗性（耐焼付き性）に優れており、ＴｉＢ２を分散させた本発明の高剛性高靱性鋼は、さらに高温での使用で優れた性能を期待できる。
　【００４７】
（試験Ｎｏ．９：本発明）
　５．５ｍａｓｓ％Ｖ、１．４ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＶとＣを反応させることによりＶＣを生成させ、ＶＣを分散させた鋼を製造した。本発明の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＶＣの体積分率は８ｖｏｌ％となり、粒径は約８μｍであった。本発明の鋼は、ヤング率は２２５ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。また、衝撃値は１５７Ｊ／ｃｍ２で靭性にも優れていることを確認した。さらに、本発明の鋼は、切削試験での工具逃げ面摩耗幅は０．５５ｍｍであり、良好な機械加工性を有することを確認した。
　【００４８】
（試験Ｎｏ．１０：比較例）
　５ｍａｓｓ％Ｃ、残部Ｆｅを真空誘導炉で２２７３Ｋで溶解し、その後鋳型に鋳込み、冷却、凝固の過程でＦｅとＣを反応させることによりＦｅ３Ｃを生成させ、セメンタイト、パーライト組織の鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密度が１００％で、生成したＦｅ３Ｃの体積分率は２０ｖｏｌ％となった。本比較例の鋼は、ヤング率は２００ＧＰａであり、目標のヤング率２２０ＧＰａを得ることができなかった。
　【００４９】
（試験Ｎｏ．１１：他の溶製法での比較例）
　純鉄を真空誘導炉で１８７３Ｋで溶解し、溶湯中に約５μｍのＴｉＣ粒子を体積分率で１０％となるように添加し、添加後の溶湯を攪拌することによりＴｉＣを分散させた。この後鋳型に鋳込み、冷却、凝固を行いＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密度が９６％であり、ＴｉＣの体積分率は８ｖｏｌ％であり、粒径は約３μｍであった。ＴｉＣの凝集体は１３個／ｍｍ２観察された。
　本比較例の鋼はヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。しかし、衝撃値は７８Ｊ／ｃｍ２で靭性の低下が著しかった。これは、本比較例の鋼の相対密度が９６％であり、ＴｉＣの凝集体が１３個あったことに起因する。
　【００５０】
（試験Ｎｏ．１２：：他の溶製法での比較例）
　純鉄を真空誘導炉で１８７３Ｋで溶解し、この溶湯中に約１２μｍのＴｉＣ粉末を体積分率で８％となるように添加し、その後の溶湯を攪拌し　ＴｉＣ粉末を純鉄を溶湯中に分散させた。この後鋳型に鋳込み、冷却、凝固を行いＴｉＣを分散させた鋼を製造した。さらに、このＴｉＣ分散させた鋼にＨＩＰ処理による緻密化を行った。得られた本比較例の鋼は、相対密度が９７％となり、ＴｉＣの体積分率は７ｖｏｌ％であり、粒径は約１０μｍであった。ＴｉＣの凝集体は４個／ｍｍ２観察された。
　本比較例の鋼はヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。しかし、衝撃値は８８Ｊ／ｃｍ２で靭性の低下が著しい。これは、本比較例の鋼の相対密度が９７％であり、ＴｉＣの凝集体が４個／ｍｍ２であったことに起因する。試験Ｎｏ．１１と１２の結果より、衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２以上得るためには、鋼の相対密度は９８％以上必要であることが判明した。
　【００５１】
（試験Ｎｏ．１３：粉末冶金法での比較例）
　ＴｉＣ量が１０ｖｏｌ％になるように、約５μｍのＴｉＣ粉末と約４０μｍのＦｅ粉末をＶ型混合機で混合し、その混合粉を成形した。その成形体を真空中で、液相焼結することにより、ＴｉＣを分散させた鋼を製造した。本比較例の鋼は、相対密度が９５％であり、ＴｉＣの体積分率は１０ｖｏｌ％であり、粒径は約１０μｍであった。ＴｉＣの凝集体およびネットワーク状のＴｉＣは認められなった。　本比較例の鋼はヤング率は２３０ＧＰａとなり、目標のヤング率２２０ＧＰａを越えることができた。しかし、衝撃値は８８Ｊ／ｃｍ２で靭性の低下が著しい。これも、本比較例の鋼の相対密度が９５％であったことに起因する。
　【００５２】
　以上の本発明の実施例で得られた結果について以下にまとめた。
　本発明は、従来の溶製法では不可能であった、４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物を６５ｖｏｌ％（本発明の範囲は５０ｖｏｌ％）まで鋼中に分散できることを示したものである。特に、溶製法でＴｉＣを多量に鋼中への分散させることは不可能と考えられていたが、本発明では５〜５０ｖｏｌ％ＴｉＣの高剛性高靱性鋼が得られた。また、ＴｉＣは硬質の化合物であるので、本発明の高剛性高靱性鋼は耐摩耗性の向上が期待される。同様に、他の４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物の分散した鋼も耐摩耗性の向上が期待される。
　なお、本実施の比較例である、他の溶製法（化合物粉末を溶湯に添加し攪拌）、粉末冶金法（化合物粉末とマトリイクス粉末をＶミキサーで混合）では、満足な結果が得られなかった。
　【００５３】
　また、ＴｉＢ２を鋼中に３０ｖｏｌ％分散することができることも、注目すべき点である。溶製法では、ＴｉＣの鋼中へ多量に分散させることより、ＴｉＢ２を分散させることは、さらに難しいものである。ＴｉＢ２は熱伝導性が良く、耐凝着摩耗性（耐焼付き性）に優れており、ＴｉＢ２を分散させた本発明の高剛性高靱性鋼は、さらに高温での使用で優れた性能を期待できる。
　【００５４】
　本実施例では、鉄中に各種４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物を分散させたが、機械的構造部材に用いられている炭素鋼や低合金鋼中に前記各種４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物を分散させてもよい。これら炭素鋼や低合金鋼を用いることにより、これら鉄鋼材料が持つ特性に、高い剛性を付加できる。
　また、４ａ族元素の代表としてＴｉを実施例としたが、同様の性質を有するＺｒ、Ｈｆの炭化物、ホウ化物を、本発明の高剛性高靱性鋼に用いることができる。また、５ａ族元素の代表としてＶを実施例としたが、同様の性質を有するＮｂ、Ｔａの炭化物、ホウ化物を、本発明の高剛性高靱性鋼に用いることができる。さらに、これら、４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物の複合化物を本発明の高剛性高靱性鋼に用いることができる。
　なお、４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物の複合化物に、本発明の高剛性高靱性鋼を構成するＦｅが固溶していてもよい。通常、溶製法ではこれら化合物にＦｅが固溶される。また、同様に、前記炭素鋼や低合金鋼を構成する元素（例えば、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ等）が４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物の複合化物が含まれてもよい。
　【００５５】
　本実施例では、溶解や凝固過程で真空雰囲気を用いたが、これに限定されることなく、不活性ガス雰囲気（減圧状態も含む）を用いてもよい。
　【００５６】
　【発明の効果】
　以上説明したように、本発明は、従来の溶製法では不可能であった、４ａ、５ａ族元素の炭化物、ホウ化物またはその複合化物を５〜５０ｖｏｌ％分散させてなる高剛性高靱性鋼を実現できた．さらに本発明は、高剛性高靱性鋼の化合物の凝集体およびネットワーク状の化合物量を、本発明の範囲に調製することにより、高い剛性に加え、靱性が高く、機械加工性に優れた、機械的構造用部材等に用いられる高剛性高靭性鋼を得ることを可能とするものである。この高剛性高靭性鋼を用いることにより、鉄鋼材料の剛性が制約になっていた輸送車両の軽量化をさらに進めることが可能となり、また構造物の設計に際し、大きなメリットをあたえることを可能とするものである。
　【００５７】
　さらに本発明は、溶製法でＴｉＣを多量に鋼中への分散させることは不可能と考えられていた、５〜５０ｖｏｌ％ＴｉＣの高剛性高靱性鋼を得ることを可能とするものである。ヤング率の高いＴｉＣを鋼に分散させることができ、より高いヤング率の高剛性高靱性鋼を得ることを可能とするものである。
　また、ＴｉＢ２の鋼中へ分散させた高剛性高靱性鋼は、さらに、ＴｉＢ２が持つ良好な熱伝導性、耐凝着摩耗性（耐焼付き性）を持つ効果もある。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　本発明の実施例で得られた本発明の高剛性高靱性鋼の金属組織を示す顕微鏡写真図（倍率：５０倍）である。
　【図２】
　複合則により計算したＴｉＣまたはＴｉＢ２を鋼に分散させた場合のヤング率を示す図である。
　【図３】
　高剛性高靱性鋼の化合物の凝集体の模式図であって、図ａ）は化合物の凝集体の状態を示す図であり、図ｂ）は化合物粒子径と粒子間距離を示す図である。
　【図４】
　高剛性高靱性鋼のネッワ−ク状の化合物の形態の模式図であって、図ａ）はネッワ−ク状の化合物を示す図であり、図ｂ）は分散している化合物を示す図である。