【事件の表示】
　特許第３３７０８７５号「耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法」の請求項１〜６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３３７０８７５号の請求項１〜６に係る特許を維持する。
【理　由】
１．手続の経緯
　特許第３３７０８７５号の請求項１〜６に係る発明は、平成８年１１月１８日に出願され、平成１４年１１月１５日にその発明について特許権の設定登録がされ、その後、その特許について、特許異議申立人ＪＦＥスチール株式会社により特許異議の申立てがされ、取消しの理由が通知され、その指定期間内である平成１５年１２月９日に訂正請求がされ、再度取消しの理由が通知され、平成１６年１１月１９日に、平成１５年１２月９日付け訂正請求書が取下げられ、同日再度訂正請求がされたものである。
　
２．訂正の適否についての判断
２−１．訂正の内容
（１）訂正事項ａ
　特許請求の範囲を次のとおり訂正する。
「【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％　Ｓｉ：２．０％以下　Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｐ：０．１％以下　Ａｌ：０．１％以下　さらにＢ：０．０００８〜０．００２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５であることを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％　Ｓｉ：２．０％以下　Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｐ：０．１％以下　Ａｌ：０．１％以下　さらに、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５であることを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項３】請求項２に記載した成分のほか、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．００２％以下のいずれか１種以上を含む請求項２に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項４】フェライト相中の固溶Ｃ量が１０〜３０ｐｐｍである請求項１〜３のいずれか１項に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項５】請求項１〜３のいずれか１項に記載した成分を有する鋼を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、７６０〜９２０℃の焼鈍均熱温度から７００〜６００℃まで１５℃／ｓ以下で冷却し、引き続き常温まで１００℃／ｓ以上で冷却した後、再加熱して１５０〜２５０℃で保持した後、冷却することを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　【請求項６】１５０〜２５０℃で保持した後、１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却する請求項５に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。」
（２）訂正事項ｂ
　段落【００１７】を次のとおり訂正する。
「Ｃ：０．０５〜０．２０％　Ｓｉ：２．０％以下　Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｐ：０．１％以下　Ａｌ：０．１％以下、さらにＢ：０．０００８〜０．００２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分（第１成分）。または、Ｃ：０．０５〜０．２０％　Ｓｉ：２．０％以下　Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｐ：０．１％以下　Ａｌ：０．１％以下、さらに、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分（第２成分）。」
（３）訂正事項ｃ
　段落【００１８】を次のとおり訂正する。
「前記第２成分の場合、更に〔Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．００２％以下〕のいずれか１種以上を含むことができる。」
（４）訂正事項ｄ
　段落【００２１】を次のとおり訂正する。
「Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｍｎは鋼板を強化するとともに焼入れ性を向上させるために添加される。しかし、０．３％未満ではその効果が過少であり、一方１．９８％を超えて添加すると、プレス成形性を劣化させるとともにスポット溶接性をも低下させる。したがって、その上限を１．９８％とする。」
（５）訂正事項ｅ
　段落【００２４】を次のとおり訂正する。
「さらに、前記第１成分ではＢを下記範囲で、また前記第２成分ではＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの１種以上を下記範囲で添加する。Ｂ：０．０００８〜０．００２％　Ｂは焼入性を向上させるとともに鋼板の強度上昇や粒界強化による２次加工脆化の防止に有効であるので、０．０００８％以上添加する。しかし、多量に添加すると、延性を低下させるので、その上限を０．００２％とする。好ましくは、０．０００３％以上の添加がよい。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下　Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒは析出強化により鋼板の高強度化に有効である。しかし、過多に添加すると、効果が飽和するばかりか、延性を低下させるので、その上限を合計で０．４％とする。Ｃａ：０．０２％以下　Ｃａは鋼の介在物形態を改善する作用を有し、鋼板の加工性や靱性の改善に有効である。しかし、多量に添加すると、介在物量が増加して、逆に鋼板の冷間加工性や靱性を低下させるので、その上限を０．０２％とする。不可避的な不純物としてのＳ、Ｎは、多量に添加すると材料特性を劣化させる。すなわち、Ｓは多量に添加すると、伸びフランジ性が低下するので、好ましい範囲として、その上限を０．０１％とするのがよい。また、Ｎは多量に添加すると常温時効性を低下させ、降伏点伸びを発生させるので、好ましい範囲として、その上限を０．０１％とするのがよい。」
（６）訂正事項ｆ
　段落【００２５】を次のとおり訂正する。
「前記第２成分の場合、上記基本成分のほか、焼入性を向上させるために、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．００２％以下の内から１種以上添加することができる。」
（７）訂正事項ｇ
　段落【００２９】、【００３０】、【００３１】及び【００３２】を削除する。
（８）訂正事項ｈ
　段落【００４３】の【表２】において、鋼種Ｎｏ．Ｊ、Ｋ１、Ｋ２、Ｌ１、Ｌ２、Ｍ１、Ｍ２、Ｑ２、Ｑ３、Ｑ５の欄を削除し、鋼種　Ｎｏ．の「Ｑ４」を「Ｑ２」と訂正する。
（９）訂正事項ｉ
　段落【００４７】の【表３】において、試料Ｎｏ．Ａ２、Ａ５、Ｂ２、Ｃ１、Ｃ２、Ｄ１、Ｄ２、Ｅ４、Ｆ１の欄の備考を「〃」とする。
（１０）訂正事項ｊ
　段落【００４８】の【表４】において、試料Ｎｏ．Ｇ１欄の備考を「比較例」と、試料Ｎｏ．Ｈ１欄の備考を「発明例」と訂正する。試料Ｎｏ．Ｊ、Ｋ１、Ｋ２、Ｌ１、Ｌ２、Ｍ１、Ｍ２、Ｑ２、Ｑ３、Ｑ５の欄を削除する。試料Ｎｏ．の「Ｇ４」を「Ｑ２」と、鋼種Ｎｏ．の「Ｑ４」を「Ｑ２」と訂正する。
（１１）訂正事項ｋ
　段落【００４９】を次のとおり訂正する。
「表３における試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ５をみると、Ｃ１はマルテンサイト体積率が過少であるため耐衝撃特性を示す吸収エネルギーの静動比が従来レベル（図１参照）程度となっている。一方、本発明範囲の５〜３０％を満足するＮｏ．Ｃ２〜Ｃ５では吸収エネルギーの静動比が向上しており、優れた耐衝撃特性が得られることがわかる。」
（１２）訂正事項ｌ
　段落【００５４】を次のとおり訂正する。
「一方、発明例である試料Ｎｏ．Ｈ１〜Ｈ３、Ｉ１〜Ｉ２、Ｎ１〜Ｎ２、Ｐ１〜Ｐ２、Ｑ１〜Ｑ２から、ＢやＴｉ，Ｎｂ等を本発明の成分範囲内で添加しても耐衝撃特性の向上を阻害しないことがわかる。」
（１３）訂正事項ｍ
　段落【００５６】の【表５】において、鋼種Ｎｏ．Ｒ、Ｓ、Ｔ、Ｕの欄を削除する。
（１４）訂正事項ｎ
　段落【００５９】の【表６】において、試料Ｎｏ．Ａ２、Ａ３、Ｂ２、Ｃ１、Ｃ２、Ｃ３、Ｅ１、Ｆ、Ｇ１、Ｇ２の欄の備考を「〃」とする。
（１５）訂正事項ｏ
　段落【００６０】の【表７】において、試料Ｎｏ．Ｈ、Ｉ、Ｊ、Ｋ、Ｌの備考を比較例とする。試料Ｎｏ．Ｒ、Ｓ、Ｔ、Ｕの欄を削除する。
（１６）訂正事項ｐ
　段落【００６１】を次のとおり訂正する。
「表６より、試料Ｎｏ．Ａ２，Ｂ２，Ｂ３，Ｃ２，Ｅ１，Ｅ２，Ｅ３，Ｇ１は良好なプレス加工性、耐衝撃特性が得られている。もっとも、試料Ｎｏ．Ｅ３は、ＢＨ処理前には十分な耐衝撃性が得られているが、再加熱温度からの冷却速度が遅いため、固溶Ｃ量が不足し、ＢＨ処理後の耐衝撃性の向上作用がやや不足している。」
（１７）訂正事項ｑ
　段落【００６４】を次のとおり訂正する。
「また、試料Ｎｏ．Ｄ、Ｆは鋼成分が本発明範囲を外れるために、マルテンサイト体積率が低くなり、耐衝撃性が低下している。また、Ｎｏ．ＭはＰ量が高すぎるために、動的吸収エネルギーが低くなり、耐衝撃性が低下している。一方、発明例の試料Ｎｏ．Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｖ、Ｗ、Ｘ、Ｙから、ＢやＴｉ、Ｎｂ等を本発明の成分範囲内で添加しても、耐衝撃特性の向上を阻害しないことがわかる。」
　
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
　訂正後の請求項１は、訂正前の請求項１を引用した請求項２に記載された鋼組成において、Ｂ以外の選択成分であるＭｏ、Ｃｒを削除すると共に、Ｍｎ量の上限を訂正前の表５の鋼種Ｎｏ．Ｑ（Ｍｎ：１．９８％）に基づいて、Ｂ量の下限を訂正前の表２の鋼種Ｎｏ．Ｎ１（Ｂ：０．０００８％）あるいは訂正前の表５の鋼種Ｎｏ．Ｗ（Ｂ：０．０００８％）の記載に基づいて限定したものである。訂正後の請求項２は、訂正前の請求項１を引用した請求項３に記載された鋼組成において、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃｏ以外の選択成分であるＶ、Ｃｕ、Ｎｉを削除すると共に、Ｍｎ量の上限を訂正前の表５の鋼種Ｎｏ．Ｑ（Ｍｎ：１．９８％）に基づいて限定したものである。訂正後の請求項３は、訂正前の請求項２（請求項１を引用した請求項）を引用した請求項３に記載された鋼組成において、訂正前の請求項１及び請求項３の鋼組成を訂正後の請求項２と同様に訂正し、さらに訂正前の請求項２に記載された成分を限定したものである。また、訂正後の請求項５は、訂正前の請求項５において段落【００３３】あるいは【００３５】の記載に基づいて焼鈍均熱温度を限定したものである。
　したがって、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を目的とするものである。
　訂正事項ｂ〜ｋ、ｍ〜ｑは、上記訂正事項ａにより訂正された特許請求の範囲の記載と整合するように発明の詳細な説明の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を目的とするものである。また、訂正事項ｌにおける「・・・・・ことがわかる。」に訂正する部分は、誤記の訂正を目的とするものである。そして、訂正事項ａ〜ｑ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り、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はない。
　
２−３．むすび
　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項で準用する第１２６条第２項及び第３項の規定に適合するので、当該訂正を認める。
　
３．特許異議申立てについて
３−１．申立て理由の概要
　特許異議申立人は、本件請求項１〜６に係る発明は、次の理由により特許を受けることができないものであるから、その発明に係る特許は取消されるべきである旨を主張している。
ａ．本件特許の請求項１〜６に係る発明は、甲第１〜３号証に記載された発明であるから、特許法第２９条第１項第３号に該当し、特許を受けることができない。（以下、「申立て理由１」という。）
ｂ．本件特許の請求項１〜６に係る発明は、甲第１〜６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、特許法第２９条第２項の規定により、特許を受けることができない。（以下、「申立て理由２」という。）
ｃ．本件特許明細書は、請求項１〜６に係る発明を当業者が容易に実施できる程度に明確かつ十分に記載したものとはいえず、その発明の特許は、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。（以下、「申立て理由３」という。）
　
３−２．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るから、本件特許の請求項１〜６に係る発明（以下、それぞれ「本件発明１」〜「本件発明６」という。）は、平成１６年１１月１９日付け訂正請求書に添付された訂正明細書の特許請求の範囲の請求項１〜６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：０．０５〜０．２０％　Ｓｉ：２．０％以下　Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｐ：０．１％以下　Ａｌ：０．１％以下　さらにＢ：０．０００８〜０．００２％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５であることを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％　Ｓｉ：２．０％以下　Ｍｎ：０．３〜１．９８％　Ｐ：０．１％以下　Ａｌ：０．１％以下　さらにＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５であることを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項３】請求項２に記載した成分のほか、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．００２％以下のいずれか１種以上を含む請求項２に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項４】フェライト相中の固溶Ｃ量が１０〜３０ｐｐｍである請求項１〜３のいずれか１項に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項５】請求項１〜３のいずれか１項に記載した成分を有する鋼を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、７６０〜９２０℃の焼鈍均熱温度から７００〜６００℃まで１５℃／ｓ以下で冷却し、引き続き常温まで１００℃／ｓ以上で冷却した後、再加熱して１５０〜２５０℃で保持した後、冷却することを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　【請求項６】１５０〜２５０℃で保持した後、１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却する請求項５に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。」
　
３−３．甲号証とその主な記載事項
　特許異議申立人の提出した甲第１〜６号証には、以下の事項が記載されている。
（１）甲第１号証：特開昭６１−３８４３号公報
（１ａ）「（１）重量％で　Ｃ　０．０２〜０．３０％、Ｓｉ　０．０１〜２．５％、Ｍｎ　０．５〜２．５％、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡｃ１〜Ａｃ３点のフエライト・オーステナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率γｖが１２８Ｃ＋３．５≦γｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法。
（２）重量％で　Ｃ　０．０２〜０．３０％、Ｓｉ　０．０１〜２．５％、Ｍｎ　０．５〜２．５％、及びＰ　０．０１〜０．１５％、Ｃｒ　０．０５〜１．０％、Ｍｏ　０．０５〜０．６％よりなる群から選ばれる少なくとも１種、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡｃ１〜Ａｃ３点のフエライト・オーステナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率γｖが１２８Ｃ＋３．５≦γｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）
（１ｂ）「このようにＡｃ１〜Ａｃ３点のフエライト・オーステナイト域温度に鋼を加熱保持して、この再結晶加熱時のγｖを上記所定の適正範囲とした後、本発明の方法によれば、引続いてその鋼の組成で決まる最適の焼入れ開始温度、即ち、７００〜３００℃にまでガスジエツトにより冷却した後、１００℃／秒以上の冷却速度にて常温まで冷却して、オーステナイト相をマルテンサイトに変態させる。上記焼入れ開始温度が７００℃よりも高いときは、第２相へのＣの濃化が十分でなく、硬いマルテンサイトが得られない。一方、３００℃よりも低いときは、第２相が十分にマルテンサイトに変態せず、ベイナイトが混在することとなる。尚、上記冷却は、水焼入れ、ロール冷却又は気水冷却によることができる。この冷却後、フエライト中に固溶したＣを析出させ、延性の改善を図るために、１８０〜４００℃の温度に加熱保持する過時効処理を施す。この過時効処理温度が４００℃よりも高いときは、マルテンサイトが焼戻されて強度が著しく低下する。特に、過時効処理温度は３００℃以下が好ましい。一方、過時効処理温度が１８０℃よりも低いときは、フエライト中の炭化物が十分に析出せず、延性が劣化する。」（第４頁左上欄第５行〜同頁右上欄第８行）
（１ｃ）第１図には、オーステナイト相体積率γｖ（％）に対する引張強度（ｋｇｆ／ｍｍ２）及び引張強さ×伸び（ｋｇｆ・％／ｍｍ２）の変化が図示されており、オーステナイト相体積率γｖ（％）が２０付近〜７０付近の範囲が適正範囲であると示されている。（第６頁右上欄）
　
（２）甲第２号証：特開昭５８−１９４４１号公報
（２ａ）「Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．１０％、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし、熱延でＡ３点以上で仕上圧延し７５０℃以下で捲取った後常法で冷延鋼板とし、焼鈍を７３０〜９００℃で加熱均熱してから５〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、７００〜４５０℃の範囲内でＭｎ量に応じて求められた温度以上から噴流水中に焼入れし、更に３００℃以下の温度で再加熱処理することを特徴とする低降伏比で高焼付硬化性を有する高張力冷延鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）
　
（３）甲第３号証：Ａ．　Ｎｉｓｈｉｍｏｔｏ，ｅｔａｌ　ＲＥＬＡＴＩＯＮ　ＢＥＴＷＥＥＮ　ＨＯＬＥ　ＥＸＰＡＮＳＩＯＮ　ＦＯＲＭＡＢＩＲＩＴＹ　ＡＮＤ　ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ　ＦＡＣＴＯＲＳ　ＩＮ　ＤＵＡＬ−ＰＨＡＳＥ　ＳＴＥＥＬ　ＳＨＥＥＴ，Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ　ｏｆ　Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ　Ｓｔｅｅｌｓ，Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ　ｏｆ　ａ　ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ　ｓｐｏｎｓｏｒｅｄ　ｂｙ　ｔｈｅ　Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ　Ｃｏｍｍｉｔｔｅｅ　ｏｆ　Ｔｈｅ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｏｆ　ＡＩＭＥ，ａｎｄ　ｔｈｅ　ＡＳＭ／ＭＳＤ　Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ　Ａｃｔｉｖｉｔｙ　Ｃｏｍｍｉｔｔｅｅ　ａｔ　ｔｈｅ　１１０ｔｈ　ＡＩＭＥ　Ａｎｎｕａｌ　Ｍｅｅｔｉｎｇ，Ｃｈｉｃａｇｏ，Ｉｌｌｉｎｏｉｓ，Ｆｅｂｒｕａｒｙ　２３−２４，１９８１，Ａ　Ｐｕｂｌｉｃａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｔｈｅ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｏｆ　ＡＩＭＥ
（３ａ）Ｔａｂｌｅ　Ｉ．には、実験鋼の化学組成が示されており、Ｔｙｐｅ　２．１Ｍｎ　Ｎｏ．６には、化学組成（ｗｔ％）が、Ｃ：．０６，Ｓｉ：．２９，Ｍｎ：２．１０，Ｐ：．００４，Ｓ：．０１５，ｓｏｌ．Ａｌ：．０５７　と示されている。（第４４８頁）
（３ｂ）Ｆｉｇ．６には、２．１Ｍｎのマルテンサイトの体積％が３０％であることが示されている。（第４５３頁）
（３ｃ）Ｆｉｇ．１６には、２相鋼のフェライト地とマルテンサイトの硬さ（各々、ＨｖＦとＨｖＭ）が示されており、２．１ＭｎのＨｖＭ／ＨｖＦ＝３．２　と示されている。この２相鋼は、８５０℃で９０秒保持した後、空冷されたものであることが示されている。（第４６３頁）
　
（４）甲第４号証：特開平７−９０４８２号公報
（４ａ）「【請求項１】Ｃ：０．０１０　〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ：０．２ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．００ｗｔ％、Ｐ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下を含み、そして　Ｔｉ：０．０３ｗｔ％以下およびＮｂ：０．０３ｗｔ％以下を、このＴｉとＮｂおよび前記Ｃとの関係が、次式；０．１　≦（２Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃ≦　０．５の関係を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつフェライトと体積比で１０〜５０％のマルテンサイトとの２相組織を有する耐衝撃性に優れた薄鋼板。
　　　　【請求項２】Ｃ：０．０１０　〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ：０．２ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．００ｗｔ％、Ｐ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下を含み、そして　Ｔｉ：０．０３ｗｔ％以下およびＮｂ：０．０３ｗｔ％以下を、このＴｉとＮｂおよび前記Ｃとの関係が、次式；０．１　≦（２Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃ≦　０．５の関係を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつフェライトと体積比で１０〜５０％のマルテンサイトとの２相組織を有する成分組成を有する鋼材を熱間，冷間で圧延し、その冷間圧延後の仕上焼鈍を、７８０　〜９００℃の温度で行い、その冷却過程において５００℃までの冷却を１５℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下で行い、さらに　５００℃〜３００℃までの冷却を５℃／ｓｅｃ〜３５℃／ｓｅｃの冷却速度で行うことを特徴とする耐衝撃性に優れた薄鋼板の製造方法。」（特許請求の範囲）
　
（５）甲第５号証：特開平７−１８８８３３号公報
（５ａ）「【請求項１】Ｃ：０．０１０　〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ：０．２　ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．００ｗｔ％、Ｐ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、Ｓ：０．０１ｗｔ％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、かつ組織が、フェライト相中の固溶Ｃ量が０．００２０ｗｔ％以下で、１０〜４０　ｖｏｌ％のマルテンサイト相を含むものである耐衝撃性に優れた薄鋼板。」（特許請求の範囲）
（６）甲第６号証：高木周作他、討４９高張力鋼板の高速変形挙動，ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，Ｖｏｌ．９（１９６６）第１１０８〜１１１１頁
（６ａ）「また、高張力鋼板では歪速度の増加によってｎ値が増加する傾向にあり、５９０ＭＰａ級Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼はとりわけ高いｎ値を示す。この傾向は、歪量によらず、同様であった。これは、Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼ではフェライト相とマルテンサイト相の界面が動的変形中に強力な転位運動の障害となるので、転位の集積による加工強化の度合いが大きいためであると考えられる。」（第１１１１頁第３行〜第１０行）
　
４．当審の判断
４−１．申立て理由１について
（１）甲第１号証に対して
（１）−１．本件発明１について
　甲第１号証（１ａ）の（２）の記載によれば、重量％は、質量％に相当するから、甲第１号証には、「質量％で　Ｃ　０．０２〜０．３０％、Ｓｉ　０．０１〜２．５％、Ｍｎ　０．５〜２．５％、及びＰ　０．０１〜０．１５％、Ｃｒ　０．０５〜１．０％、Ｍｏ　０．０５〜０．６％よりなる群から選ばれる少なくとも１種、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡｃ１〜Ａｃ３点のフエライト・オーステナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率γｖが１２８Ｃ＋３．５≦γｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施すことを特徴とする高延性高強度冷延鋼板の製造方法」が記載されており、また、甲第１号証の第１表によれば、該製造方法の具体例に用いられた鋼は、Ａｌの含有量が、０．０３２〜０．０５５％の範囲内であるから、甲第１号証には、（１ａ）に記載の成分のほか、Ａｌ：０．０３２〜０．０５５％含有している鋼が記載されているといえる。
　してみると、甲第１号証には、次のとおりの「高延性高強度冷延鋼板」の発明（以下、「甲１ａ発明」という。）及び「高延性高強度冷延鋼板の製造方法」の発明（以下、「甲１ｂ発明」という。）が記載されているといえる。
甲１ａ発明：
「質量％で　Ｃ　０．０２〜０．３０％、Ｓｉ　０．０１〜２．５％、Ｍｎ　０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０３２〜０．０５５％、及びＰ　０．０１〜０．１５％、Ｃｒ　０．０５〜１．０％、Ｍｏ　０．０５〜０．６％よりなる群から選ばれる少なくとも１種、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡｃ１〜Ａｃ３点のフエライト・オーステナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率γｖが１２８Ｃ＋３．５≦γｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施すことにより製造される高延性高強度冷延鋼板」
甲１ｂ発明：
「質量％で　Ｃ　０．０２〜０．３０％、Ｓｉ　０．０１〜２．５％、Ｍｎ　０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０３２〜０．０５５％、及びＰ　０．０１〜０．１５％、Ｃｒ　０．０５〜１．０％、Ｍｏ　０．０５〜０．６％よりなる群から選ばれる少なくとも１種、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を冷間圧延した後、再結晶焼鈍するに際して、その加熱温度をＡｃ１〜Ａｃ３点のフエライト・オーステナイト２相共存域の温度において、再結晶加熱時のオーステナイト相体積率γｖが１２８Ｃ＋３．５≦γｖ（％）≦１２８Ｃ＋５５となる温度域とし、次いで、強制空冷し、７００〜３００℃の温度域から１００℃／秒以上の冷却速度にて急冷し、１８０〜４００℃の温度にて過時効処理を施す高延性高強度冷延鋼板の製造方法」
　そこで、本件発明１と甲１ａ発明とを対比すると、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．９８％　Ｐ：０．０１〜０．１％　Ａｌ：０．０３２〜０．０５５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋼板」である点で一致し、少なくとも次の点で相違する。
（相違点イ）
　本件発明１は、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」のに対して、甲１ａ発明では、組織が不明で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比も不明である点
（相違点ロ）
　本件発明１は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲１ａ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ハ）
　本件発明１は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含むのに対して、甲１ａ発明は、Ｂの含有量が不明である点
　上記相違点について検討する。
　本件発明１は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含む鋼板に関するものであって、耐衝撃性に優れたものとするために、その組織を、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織とし、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５としたものである。
　これに対して、甲１ａ発明は、Ｂを含有しない高延性高強度である冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスに優れた冷延鋼板に関するものであって、耐衝撃性に優れたものであることは、甲第１号証には、記載されていない。
　してみると、本件発明１は、甲１ａ発明であるとすることができない。
（１）−２．本件発明２について
　本件発明２と甲１ａ発明とを対比すると、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．９８％　Ｐ：０．０１〜０．１％　Ａｌ：０．０３２〜０．０５５％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋼板」である点で一致し、少なくとも次の点で相違する。
（相違点イ）
　本件発明２は、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」のに対して、甲１ａ発明は、組織が不明で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比も不明である点
（相違点ロ）
　本件発明２は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲１ａ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ニ）
　本件発明２は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含むのに対して、甲１ａ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの含有量が不明である点
　上記相違点について検討する。
　本件発明２は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含む鋼板に関するものであって、耐衝撃性に優れたものとするために、その組織を、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織とし、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５としたものである。
　これに対して、甲１ａ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａのいずれも含有しない高延性高強度である冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスに優れた冷延鋼板に関するものであって、耐衝撃性に優れたものであることは、甲第１号証には、記載されていない。
　してみると、本件発明２は、甲１ａ発明であるとすることができない。
（１）−３．本件発明３について
　本件発明３は、本件発明２を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明２と同様に、本件発明３は、甲１ａ発明であるとすることができない。
（１）−４．本件発明４について
　本件発明４は、本件発明１〜３を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明１〜３と同様に、甲１ａ発明とすることができない。
（１）−５．本件発明５について
　本件発明５と甲１ｂ発明とを対比すると、鋼板の性質及び組成に関して、少なくとも次の相違点ロ、ハ（請求項１を引用した本件発明５）または相違点ロ、ニ（請求項２または３を引用した本件発明５）で、両者は相違する。
（相違点ロ）
　本件発明５は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲１ｂ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ハ）
　本件発明５は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含むのに対して、甲１ｂ発明は、Ｂの含有量が不明である点
（相違点ニ）
　本件発明５は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含むのに対して、甲１ｂ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの含有量が不明である点
　甲１ｂ発明は、高延性高強度である冷延鋼板、即ち、強度・延性バランスに優れた冷延鋼板の製造方法に関するものであって、製造された冷延鋼板が耐衝撃性に優れたことは、甲第１号証には、記載されていない。しかも、甲第１号証には、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含む鋼組成、または「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含む鋼組成も記載されていない。
　以上のように、製造される鋼板の性質、及び鋼組成において、本件発明５は、甲１ｂ発明と相違するといえるから、本件発明５は、甲１ｂ発明とすることができない。
（１）−６．本件発明６について
　本件発明６は、本件発明５を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明５と同様に、甲１ｂ発明とすることができない。
　
（２）甲第２号証に対して
（２）−１．本件発明１について
　甲第２号証の（２ａ）には、
「Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．１０％、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし、熱延でＡ３点以上で仕上圧延し７５０℃以下で捲取った後常法で冷延鋼板とし、焼鈍を７３０〜９００℃で加熱均熱してから５〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、７００〜４５０℃の範囲内でＭｎ量に応じて求められた温度以上から噴流水中に焼入れし、更に３００℃以下の温度で再加熱処理することを特徴とする低降伏比で高焼付硬化性を有する高張力冷延鋼板の製造方法。」が記載されており、該製造方法により製造された鋼板は、
「Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．１０％、Ｓ：０．０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし、熱延でＡ３点以上で仕上圧延し７５０℃以下で捲取った後常法で冷延鋼板とし、焼鈍を７３０〜９００℃で加熱均熱してから５〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、７００〜４５０℃の範囲内でＭｎ量に応じて求められた温度以上から噴流水中に焼入れし、更に３００℃以下の温度で再加熱処理する製造方法により製造された低降伏比で高焼付硬化性を有する高張力冷延鋼板」といえるし、ここで、「％」、「ｓｏｌ．Ａｌ」及び「高張力」は、それぞれ本件発明１の「質量％」、「Ａｌ」及び「高強度」に相当するといえるから、該高強度冷延鋼板の発明（以下、「甲２ａ発明」という。）及び高強度冷延鋼板の製造方法の発明（以下、「甲２ｂ発明」という。）は、次のとおりのものといえる。
甲２ａ発明：
「質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．１０％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし、熱延でＡ３点以上で仕上圧延し７５０℃以下で捲取った後常法で冷延鋼板とし、焼鈍を７３０〜９００℃で加熱均熱してから５〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、７００〜４５０℃の範囲内でＭｎ量に応じて求められた温度以上から噴流水中に焼入れし、更に３００℃以下の温度で再加熱処理する製造方法により製造された低降伏比で高焼付硬化性を有する高強度冷延鋼板」
甲２ｂ発明：
「質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｐ：０．０１〜０．１０％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼をスラブとし、熱延でＡ３点以上で仕上圧延し７５０℃以下で捲取った後常法で冷延鋼板とし、焼鈍を７３０〜９００℃で加熱均熱してから５〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、７００〜４５０℃の範囲内でＭｎ量に応じて求められた温度以上から噴流水中に焼入れし、更に３００℃以下の温度で再加熱処理する低降伏比で高焼付硬化性を有する高強度冷延鋼板の製造方法」
　そこで、本件発明１と甲２ａ発明とを対比すると、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１５％　Ｓｉ：０．０２〜１．００％、　Ｍｎ：０．５０〜１．５０％　Ｐ：０．０１〜０．１０％　Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋼板」である点で一致し、少なくとも次の点で相違する。
（相違点ホ）
　本件発明１は、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」のに対して、甲２ａ発明では、組織が不明で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比も不明である点
（相違点ヘ）
　本件発明１は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲２ａ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ト）
　本件発明１は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含むのに対して、甲２ａ発明は、Ｂの含有量が不明である点
　上記相違点について検討する。
　本件発明１は、「耐衝撃性に優れた」ものとするために、「Ｂ含有」鋼板の組織を、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織とし、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５とした」ものである。
　これに対して、甲２ａ発明は、低降伏比で高焼付硬化性を有する「Ｂを含有しない」冷延鋼板に関するものであって、「耐衝撃性」に優れたものであることは、甲第２号証には、記載されていない。
　してみると、本件発明１は、甲２ａ発明であるとすることができない。
（２）−２．本件発明２について
　本件発明２と甲２ａ発明とを対比すると、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．９８％　Ｐ：０．０１〜０．１０％　Ａｌ：０．０１〜０．１０％を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる高強度鋼板」である点で一致し、少なくとも次の点で相違する。
（相違点ホ）
　本件発明２は、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」のに対して、甲２ａ発明では、組織が不明で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比も不明である点
（相違点ヘ）
　本件発明２は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲２ａ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点チ）
　本件発明２は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含むのに対して、甲２ａ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの含有量が不明である点
　上記相違点ホ、ヘについて、上記（２）−１で検討したと同様であるから、相違点チについて検討するまでもなく、本件発明２は、甲２ａ発明であるとすることができない。
（２）−３．本件発明３について
　本件発明３は、本件発明２を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明２と同様に、本件発明３は、甲２ａ発明であるとすることができない。
（２）−４．本件発明４について
　本件発明４は、本件発明１〜３を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明１〜３と同様に、甲２ａ発明とすることができない。
（２）−５．本件発明５について
　本件発明５と甲２ｂ発明とを対比すると、両者は、製造される鋼板の性質及び組成に関して、少なくとも次の相違点ロ、ハ（請求項１を引用した本件発明５）または相違点ロ、ニ（請求項２または３を引用した本件発明５）で相違する。
（相違点ロ）
　本件発明５は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲２ｂ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ハ）
　本件発明５は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含むのに対して、甲２ｂ発明は、Ｂの含有量が不明である点
（相違点ニ）
　本件発明５は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含むのに対して、甲２ｂ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの含有量が不明である点
　甲２ｂ発明は、低降伏比で高焼付硬化性を有する冷延鋼板の製造方法に関するものであって、製造された冷延鋼板が耐衝撃性に優れたものであることは、甲第２号証には、記載されていない。しかも、甲第２号証には、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含む鋼組成、または「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含む鋼組成は記載されていない。
　以上のように、製造される鋼板の性質、及び鋼組成において、本件発明５は、甲２ｂ発明と相違するといえるから、本件発明５は、甲２ｂ発明とすることができない。
（２）−６．本件発明６について
　本件発明６は、本件発明５を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明５と同様に、甲２ｂ発明とすることができない。
　
（３）甲第３号証に対して
（３）−１．本件発明１について
　甲第３号証は、２相鋼板に関する文献であり、上記（３ａ）の「ｗｔ％」「ｓｏｌ．Ａｌ」は、それぞれ、本件発明１の「質量％」「Ａｌ」に相当し、残部が、鉄および不可避的不純物といえるから、甲第３号証には、「質量％で、Ｃ：０．０６、Ｍｎ：２．１０、Ｓｉ：０．２９、Ｐ：０．００４、Ｓ：０．０１５、Ａｌ：０．５７　を含有し、残部が鉄および不可避的不純物」よりなる鋼組成が記載されており、この鋼組成の「マルテンサイトの体積％」は、上記（３ｂ）によれば、「３０％」であり、「マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比」は、上記（３ｃ）によれば、「３．２」であるから、甲第３号証には、次のとおりの鋼板の発明（以下、「甲３ａ発明」という。）が記載されているものといえる。
甲３ａ発明：
「質量％で、Ｃ：０．０６、Ｍｎ：２．１０、Ｓｉ：０．２９、Ｐ：０．００４、Ｓ：０．０１５、Ａｌ：０．５７　を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなり、マルテンサイトが３０体積％で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．２である鋼板」
　そして、この鋼板は、上記（３ｃ）によれば、「８５０℃で９０秒保持した後、空冷」されて製造されることが記載されているから、甲第３号証には、次のとおりの鋼板の製造方法の発明（以下、「甲３ｂ発明」という。）が記載されているものといえる。　　　
甲３ｂ発明：
「質量％で、Ｃ：０．０６、Ｍｎ：２．１０、Ｓｉ：０．２９、Ｐ：０．００４、Ｓ：０．０１５、Ａｌ：０．５７　を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼を８５０℃で９０秒保持した後、空冷するマルテンサイトが３０体積％で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．２である鋼板の製造方法」
　そこで、本件発明１と甲３ａ発明とを対比すると、両者は、
「質量％で、Ｃ：０．０６％　Ｓｉ：０．２９％、Ｐ：０．０４％　Ａｌ：０．５７％、Ｍｎを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、マルテンサイトが３０体積％で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．２である鋼板」である点で一致し、少なくとも次の点で相違する。
（相違点リ）
　本件発明１は、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織」を有するのに対して、甲３ａ発明では、マルテンサイト以外の組織が不明である点
（相違点ヌ）
　本件発明１は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲３ａ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ル）
　本件発明１は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含むのに対して、甲３ａ発明は、Ｂの含有量が不明である点
（相違点ヲ）
　本件発明１は、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」を含むのに対して、甲３ａ発明は、Ｍｎ：２．１０％である点
　上記相違点ル、ヲについて検討する。
　本件発明１は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」を含む鋼であるのに対して、甲第３号証には、Ｂについて記載されておらず、更に、甲３ａ発明のＭｎ含有量は、２．１０％であって、鋼組成が同一であるとはいえない。
　してみると、相違点リ、ヌについて検討するまでもなく、本件発明１は、甲３ａ発明であるとすることができない。
（３）−２．本件発明２について
　本件発明２と甲３ａ発明とを対比すると、両者は、
　「質量％で、Ｃ：０．０６％　Ｓｉ：０．２９％、Ｐ：０．０４％　Ａｌ：０．５７％、Ｍｎを含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼であり、マルテンサイトが３０体積％で、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．２である鋼」である点で一致し、少なくとも次の点で相違する。
（相違点リ）
　本件発明２は、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織」を有するのに対して、甲３ａ発明では、マルテンサイト以外の組織が不明である点
（相違点ヌ）
　本件発明２は、「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲３ａ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ワ）
　本件発明２は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含むのに対して、甲３ａ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの含有量が不明である点
（相違点ヲ）
　本件発明２は、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」を含むのに対して、甲３ａ発明は、Ｍｎ：２．１０％である点
　上記相違点ワ、ヲについて検討する。
　本件発明２は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」を含む鋼であるのに対して、甲第３号証には、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ、Ｃａの含有量が記載されておらず、更に、甲３ａ発明のＭｎ含有量は、２．１０％であって、鋼組成が同一であるとはいえない。
　してみると、相違点リ、ヌについて検討するまでもなく、本件発明２は、甲３ａ発明であるとすることができない。
（３）−３．本件発明３について
　本件発明３は、本件発明２を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明２と同様に、本件発明３は、甲３ａ発明であるとすることができない。
（３）−４．本件発明４について
　本件発明４は、本件発明１〜３を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明１〜３と同様に、甲３ａ発明とすることができない。
（３）−５．本件発明５について
　本件発明５と甲３ｂ発明とを対比すると、両者は、製造される鋼板の性質及び組成に関して、少なくとも次の相違点ヌ、ル、ヲ（請求項１を引用した本件発明５）または相違点ヌ、ワ、ヲ（請求項２または３を引用した本件発明５）で相違する。
（相違点ヌ）
　本件発明５は、製造される鋼板が「耐衝撃性に優れた」のに対して、甲３ｂ発明は、耐衝撃性について不明である点
（相違点ル）
　本件発明５は、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含むのに対して、甲３ｂ発明は、Ｂの含有量が不明である点
（相違点ワ）
　本件発明５は、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含むのに対して、甲３ｂ発明は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの含有量が不明である点
（相違点ヲ）
　本件発明５は、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」を含むのに対して、甲３ｂ発明は、Ｍｎ：２．１０％である点
　甲第３号証には、製造される鋼板が「耐衝撃性に優れた」ものであるとは、記載されていない。しかも、甲第３号証には、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」を含む鋼組成、及び「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」を含む鋼組成、または、「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含む鋼組成は記載されていない。
　以上のように、製造される鋼板の性質、及び組成において、本件発明５は、甲３ｂ発明と相違するといえるから、本件発明５は、甲３ｂ発明とすることができない。
（３）−６．本件発明６について
　本件発明６は、本件発明５を引用し、更に限定した発明であるから、本件発明５と同様に、甲３ｂ発明とすることができない。
　
４−２．申立て理由２について
（１）本件発明１及び２について
　本件発明１及び２は、「プレス加工性と耐衝撃性の向上を図るには、・・・低歪み速度変形時の吸収エネルギー（静的吸収エネルギー）に対する高歪み速度変形時の吸収エネルギー（動的吸収エネルギー）の割合（静動比）を高くすることが重要である」（段落【０００７】）との観点のもと、「プレス成形性を損なうことなく、優れた耐衝撃性を有する高強度鋼板及びその好適な製造方法を提供する」（段落【０００８】）ことを課題とし、「マルテンサイト体積率を適正な範囲に制御した上で、マルテンサイト相とフェライト相の硬さの比を大きくすることにより、静的変形時には、大部分を占める軟質なフェライト相およびマルテンサイト周辺の可動転位の存在により降伏応力が低くなり、プレス加工性が確保される。一方、動的変形時には、フェライト相とマルテンサイト相の界面が転位運動の障害となり、セル状転位構造の形成を遅延させるため、降伏応力が大きく上昇し、静的吸収エネルギーに対する動的吸収エネルギーの向上効果が大きくなるものと考えられるが、特にフェライト相とマルテンサイト相の硬さの比を大きくすることで、界面での転位運動の障害効果が大きくなり、Ｈｖ(M) ／Ｈｖ(F) が３．０以上で降伏応力の顕著な上昇が得られるようになる。」（段落【００１１】）、「マルテンサイト量が５％未満では動的吸収エネルギーが低くなり、耐衝撃特性が低下する。一方、３０％を超えると、静的吸収エネルギーだけが高くなり、耐衝撃特性を低下させるとともに硬質化が過ぎてプレス成形性を劣化させる。」（段落【００１２】）、「Ｈｖ(M) ／Ｈｖ(F) は耐衝撃特性の向上に寄与するものであり、３．０未満では十分な吸収エネルギーの静動比の向上が得られない。また、硬さ比の増加にともない伸びフランジ性が低下し、４．５を超えると十分な伸びフランシ性が得られず、プレス成形性が劣化する。」（段落【００１３】）等の知見を基礎とし、焼入性を向上させるとともに鋼板の強度上昇や粒界強化による２次加工脆化の防止に有効である「Ｂ：０．００２％以下」、又は、析出強化により鋼板の高強度化に有効である「Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ：合計で０．４％以下」と、鋼の介在物形態を改善する作用を有し、鋼板の加工性や靱性の改善に有効である「Ｃａ：０．０２％以下」のいずれか１種以上を含む鋼組成を前提として、「体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」という特定事項を採用したものと認められる。
　また、そのような鋼板を製造する方法に関しては、本件明細書の段落【００３５】〜【００３８】の記載からみて、マルテンサイト相に対応するオーステナイト相が十分に得られ、かつ、プレス成形性を劣化させる結晶粒の粗大化が発生しないように、焼鈍時の均熱温度を７６０〜９２０℃とし、フェライト相からオーステナイト相へのＣの拡散が十分となるように、「焼鈍均熱温度から７００〜６００℃の範囲まで１５℃／ｓ以下で冷却」し、フェライト相から拡散されたＣを十分含むオーステナイト相がベイナイトになることなく、硬質なマルテンサイト相となるように「引き続き常温まで１００℃／ｓ以上で冷却」し、マルテンサイト相が大きく軟化しない程度にマルテンサイトを焼戻して延性を改善するため、「再加熱して１５０〜２５０℃で保持」し、保持後、適正な固溶Ｃ（１０〜３０ｐｐｍ）を確保するため、「１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却する」ものと認められる。
　これに対し、甲第１号証に記載の発明は、上記（１ａ）（１ｂ）等からみて、低降伏比であって、かつ、高強度高延性の冷延鋼板を製造するものであって、オーステナイト相体積率が適正範囲となるようにフェライト・オーステナイト共存域の適正温度に鋼を加熱保持し、第２相へのＣの濃化が十分となるように７００〜３００℃にまで強制空冷した後、濃化したＣを十分含む第２相がベイナイトになることなく硬いマルテンサイトに変態するよう１００℃／秒以上の冷却速度にて常温まで急冷し、この冷却後、フェライト中に固溶したＣを析出させ、延性の改善を図るため、１４０〜４００℃の温度に加熱保持する過時効処理を施すものであるから、本件発明１乃至２と鋼板の製造工程が類似し、また、マルテンサイト相とフェライト相からなる２相組織である点で一致し、さらに、上記（１ｃ）からみて、マルテンサイト相の体積率も重複し得ると認められる。
　また、甲第２号証に記載の発明は、上記（２ａ）や第３頁右下欄末行〜第４頁右上欄第１６行等の記載からみて、低降伏比で高焼付硬化性を有する高張力鋼板を製造するものであって、焼鈍を７３０〜９００℃のフェライト・オーステナイト混合組織の得られる温度で加熱均熱してから、５〜３０℃／ｓｅｃで冷却し、７００〜４５０℃の温度から噴流水中に水焼入れして、フェライト・マルテンサイトの混合組織を得た後、固溶Ｃを調整して、５ｋｇ／ｍｍ２以上の焼付硬化性と良好な延性が得られるように、３００℃以下の温度で再加熱処理するものであるから、本件発明１及び２と鋼板の製造工程が類似し、また、マルテンサイト相とフェライト相からなる２相組織である点で一致している。
　しかしながら、甲第１、２号証に記載の発明は、前示のとおり、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」又は「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」の含有の点で前提とする鋼組成が本件発明１及び２と相違するし、また、「マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」という本件発明１及び２の特定事項を満足していると認めるに足りる証拠もないし、さらに、甲第１、２号証には、耐衝撃性に優れた鋼板を提供するという課題や、その課題のために、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比を３．０〜４．５とすることは、全く記載されていない。
　甲第３号証には、体積率で３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．２である鋼板が記載されている。
　しかしながら、甲第３号証に記載のものは、「Ｍｎ：０．３〜１．９８％」、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」又は「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」の含有の点で、前提とする鋼組成が本件発明１及び２と相違するし、また、耐衝撃性に優れた鋼板を提供するという課題とマルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比との関係について教示するところもない。
　甲第４号証に記載の発明は、耐衝撃性に優れた薄鋼板に関するものであって、「鋼中のＣとＴｉおよびＮｂの各成分のバランスを適正化すること、および焼鈍時の冷却条件を制御することが該静動比の向上に極めて有効である・・・。・・・マルテンサイト組織強化鋼において、Ｃに対してＴｉとＮｂを微量添加することによって、熱延中あるいは焼鈍中の組織（炭化物）の粗大化を阻止することが有効に有効に作用する・・・」（段落【０００９】）等の知見を基礎として、「０．１≦（２Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃ≦０．５」、「フェライトと体積比で１０〜５０％のマルテンサイトとの２相組織を有する」等の構成要件を採用したものであり、また、その製造方法は、「仕上焼鈍を、７８０〜９００℃の温度で行い、その冷却過程において５００℃までの冷却を１５℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下で行い、さらに５００℃〜３００℃までの冷却を３℃／ｓｅｃ以上３５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で行う」（特許請求の範囲の請求項３）というものであるから、前提とする鋼組成の点で本件発明１と重複し、体積率で１０〜３０％のマルテンサイト相とフェライト相からなる２相組織を有する耐衝撃性に優れた高強度鋼板である点で、本件発明１及び２と一致しているといえる。
　しかしながら、甲４号証には、「マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」という本件発明１乃至２の特定事項について全く記載されていないし、まして、前記特定事項と耐衝撃性に優れた鋼板を提供するという課題との関係についても全く教示するところがない。しかも、甲第４号証記載の発明は、製造方法における冷却条件等が前示のとおり相違することもあって、該製造方法により製造された鋼板が、本件発明１及び２の前記特定事項を満足しているとも認められない。
　甲第５号証に記載の発明は、耐衝撃性に優れた薄鋼板に関するものであって、静的強度を確保するため、「マルテンサイト相を１０〜４０ｖｏｌ％を含む」という構成要件を採用すると共に、「フェライト相中の固溶Ｃを焼鈍冷却時に第２相あるいは第２相濃縮させた場合には、極めて優れた静動比が得られる他、フェライト相中の固溶Ｃを低減させると、極めて優れた静動比が得られる」（段落【００３５】）という知見を基礎として、「フェライト相中のＣ量が０．００２０ｗｔ％以下」という構成要件を採用したものであり、また、その製造方法は、７８０〜９５０℃の焼鈍後、１０％以上のマルテンサイト相の析出が得られ、かつ、フェライト相中のＣが第２相に十分濃縮するように、「冷却過程において４００℃までの冷却を１５℃／ｓｅｃ以上６０℃／ｓｅｃ以下で行い」、引き続き、マルテンサイト相が析出すると共に、フェライト相中の固溶Ｃがセメンタイトとして十分析出するように、「さらに４００℃から１５０℃までの冷却を３℃／ｓｅｃ以上１５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で行う」というものであるから、体積率で１０〜３０％のマルテンサイト相とフェライト相からなる２相組織を有する耐衝撃性に優れた高強度鋼板である点で、本件発明１及び２と一致しているといえる。
　しかしながら、甲５号証に記載の発明は、前示のとおり、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」又は「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」の含有の点で前提とする鋼組成が本件発明１及び２と相違するし、また、甲第５号証には、耐衝撃性に優れた鋼板を提供するという課題のために、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比を３．０〜４．５とすることは、全く記載されていない。しかも、甲第５号証記載の発明は、製造方法における冷却条件等が前示のとおり本件発明１及び２と相違することもあって、該製造方法によって製造された鋼板が、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比を３．０〜４．５とするという本件発明１及び２の特定事項を満足しているとも認められない。
　甲第６号証には、「Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼ではフェライト相とマルテンサイト相の界面が動的変形中に強力な転位運動の障害となるので、転位の集積による加工強化の度合いが大きいためである」と記載されており、本件発明１の「動的変形中には、フェライト相とマルテンサイト相の界面が転位運動の障害となり」（段落【００１１】）という知見が記載されているといえる。
　しかしながら、耐衝撃性に優れた鋼板を提供するという課題と、「マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」という特定事項との関係ついて教示するところは全く存在しない。
　以上のとおり、甲第１〜６号証には、耐衝撃性に優れた鋼板を提供するという課題と、「マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５である」という特定事項との関係ついて教示するところは全く存在しないし、まして、「Ｂ：０．０００８〜０．００２％」又は「Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上」を含む鋼組成を前提とし、前記特定事項を採用することについて、記載も示唆も全く存在しないから、甲第１〜６号証に記載された発明基づいて、本件発明１及び２における前記鋼組成と硬さの比に関する前記特定事項との組合せを当業者が容易に想到し得たとはいえない。
　なお、フェライトとマルテンサイトの硬さ比と静動比について、異議申立人は、特許異議申立書の第１０頁第２３〜２９行において「図１は、上記明細書表３、表４に示されるデータに基づき特許異議申立人が行った硬さ比（Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ））と静動比（Ｅｄ／Ｅｓ）の関係図である。図中、表３，表４で比較例とされているものはレ点を付して示してあるが、これらを含めて静動比が硬さ比に応じて増加するという傾向は認められない。ましてや、Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）が３．０以上で静動比が顕著に上昇するという現象は認められない。また、比較例の場合に比べて実施例の場合の方が同一硬さ比において静動比が高いということも認められない。」等と主張している。
　しかしながら、図１は、成分、マルテンサイト量が異なる試料を単にプロットしたものであって、硬さ比と静動比との関係を見るには適したものといえない。そして、成分、マルテンサイト量を「共通」にして静動比を比較した表３の試料Ｎｏ．Ａ１〜Ａ５から明らかなように、硬さ比が３．０以上で静動比が顕著に上昇していることが認められるから、異議申立人の主張は当を得たものとはいえない。
　さらに、特許異議申立人は、回答書の第７頁第１７〜２３行において、「表３のＦ１〜Ｆ５にかかるデータでは、同一成分であるにもかかわらず、またＦ２もしくはＦ３とＦ５はマルテンサイト分率およびフェライトとマルテンサイトの硬さ比が同程度であるにもかかわらず、Ｆ５のＢＨ前の静動比がＦ２およびＦ３の静動比１．３３と比較して１．２８と小さくなっている。このことからも分かるように、硬度比が３．０以上で静動比が上昇するという特許権者の主張は明らかに誤りである。」等と主張している。
　しかしながら、Ｆ１〜Ｆ５は、フェライト中の固溶Ｃの影響をみるために示されたデータであって、Ｆ５は、固溶Ｃが過多であるため、降伏点伸びが大きくプレス成形性が低下することを示すものといえる。そして、耐衝撃性の指標としているＢＨ後の静動比（１．４６）はＢＨ前の静動比（１．２８）に比較して明らかに向上しているものといえる。
　してみると、硬度比が３．０以上で静動比が上昇するということが、明らかに誤りであるとはいえない。
（２）本件発明３について
　本件発明３は、本件発明２を引用して、更に限定した発明であるから、本件発明２と同様に、甲第１〜６号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
（３）本件発明４について
　本件発明４は、本件発明１〜３を引用して、更に限定した発明であるから、本件発明１〜３と同様に、甲第１〜６号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
（４）本件発明５について
　甲１発明〜甲３発明は、本件発明５とは、上記４−１．で述べたように、「耐衝撃性」に関する認識及び「鋼組成」で相違しているから、甲第４〜６号証に記載された「耐衝撃性」関する考えや知見とを結合する動機付けはないというべきである。
　したがって、本件発明５は、甲第１〜６号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
（５）本件発明６について
　本件発明６は、本件発明５を引用して、更に限定した発明であるから、本件発明５と同様に、甲第１〜６号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に発明をすることができたものとすることができない。
　
４−３．特許法第３６条第６項について
　異議申立人は、次の（１）、（２）の点について、明細書の記載に不備がある旨を主張している。
（１）本件特許発明に係る鋼は、耐衝撃性とともにプレス成形性を具備してはじめて所期の目的を達するものであるところ、本件特許明細書には、プレス成形性についての評価基準が明確に与えられていない。
（２）本件発明にいう「耐衝撃性に優れた」の意味するところは不明である。
ａ．上記（１）に対して
　本件特許明細書の表７には、プレス成形性の指標として、当業者に用いられているＥｌ（伸び）の測定値が記載されており、プレス成形性についての評価基準が明確に与えられていないとはいえない。
ｂ．上記（２）に対して
　耐衝撃性は、「低歪み速度変形時の吸収エネルギー（静的吸収エネルギー）に対する高歪み速度変形時の吸収エネルギー（動的吸収エネルギー）の割合（静動比）を高くすること」（段落【０００７】）よって評価され、本件特許明細書の表４には、耐衝撃性の評価データとしてＥｓ（静的吸収エネルギー）、Ｅｄ／Ｅｓ（Ｅｄ：動的吸収エネルギー）、及び表７には、耐衝撃性の評価データとしてＥｓ（静的吸収エネルギー）、Ｅｄ／Ｅｓ（Ｅｄ：動的吸収エネルギー）、ＢＨ処理後のＥｄ、Ｅｄ／Ｅｓの値が記載されているから、「耐衝撃性に優れた」の意味するところは不明であるとはいえない。
　以上のことからすると、特許明細書には、記載の不備があるとすることができない。
　
５．むすび
　以上のとおりであるから、特許異議申立の理由及び証拠によっては、本件発明１〜６に係る特許を取消すことはできない。
　また、他に本件発明１〜６に係る特許を取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１８年１月２４日（２００６．１．２４）
【訂正の要旨】
審決（決定）の【理由】欄参照。
（５４）【発明の名称】
耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
（５７）【特許請求の範囲】
　【請求項１】質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｓｉ：２．０％以下
Ｍｎ：０．３〜
１．９８
Ｐ：０．１％以下
Ａｌ：０．１％以下
さらに
Ｂ：０．０００８〜０．００２％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５であることを特徴とする耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％
Ｓｉ：２．０％以下
Ｍｎ：０．３〜１．９８％
Ｐ：０．１％以下
Ａｌ：０．１％以下
さらに
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、体積率で５〜３０％のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織を有し、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比が３．０〜４．５であることを特徴とする
　【請求項３】
請求項２に記載した成分のほか、さらに、
Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．００２％以下のいずれか１種以上を含む請求項２に記載した
　【請求項４】フェライト相中の固溶Ｃ量が１０〜３０ｐｐｍである請求項１〜３のいずれか１項に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板。
　【請求項５】請求項１〜３のいずれか１項に記載した成分を有する鋼を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、
７６０〜９２０℃の
　【請求項６】１５０〜２５０℃で保持した後、１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却する請求項５に記載した耐衝撃性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
　【０００１】
　【発明が属する技術分野】
　本発明は、例えば自動車部品用鋼板のように、プレス加工時には優れた成形性が要求され、自動車走行時の衝突に代表されるような衝撃に対して優れた防護作用すなわち耐衝撃性が要求される部材に好適な高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　【０００２】
　【従来の技術】
　近年、車体の軽量化は主に鋼板の高強度化による板厚の低減により実現されてきた。従来の自動車用鋼板の高強度化方法としては、例えば、特開昭５７−４１８４９号公報には低ＣでＮｂ、Ｔｉ等の炭化物形成元素に加えて、Ｐ、Ｓｉ等の固溶強化元素の添加による方法が開示されている。また、特開昭６０−５２５２８号公報には高温焼鈍・急冷にてマルテンサイト相を析出させて延性に優れた高強度鋼板を得る方法が開示されている。
　【０００３】
　これらの技術はプレス成形性は考慮されているが、フロントサイドメンバーのような部品に要求される耐衝撃特性については、衝突の際には高歪み速度の変形が問題になるにもかかわらず、低歪み速度での静的引張強度を基に考慮されていたに過ぎない。すなわち、従来、鋼板の強度は低歪み速度での静的引張強度に基づいて決定されており、衝突事故のような衝撃状態の場合、すなわち高歪み速度で変形が進行する場合に鋼板が塑性変形することによって吸収する吸収エネルギーについてはあまり考慮されておらず、高速変形時の鋼板の吸収エネルギーに対する静的強度の寄与率については一定のものとしていた。
　【０００４】
　しかし、本発明らの検討によると、高速変形時の鋼板の吸収エネルギーに対する静的強度の寄与率は必ずしも一定ではなく、静的強度の向上がそのまま高速変形時の鋼板の吸収エネルギーの向上につながらないことがわかった。図１は発明者らが、種々の鋼板に対して、静的引張時（歪み速度＝０．０１ｓ−１）の吸収エネルギーに対する動的引張時（歪み速度＝８００ｓ−１）の吸収エネルギーの比（静動比）を静的強度で整理したものであり、静的強度が増加するほど、吸収エネルギー静動比は低下することが認められる。この吸収エネルギーは、図２に示すように、引張試験により得られた応力−歪み曲線に基づき、歪み量＝５％までの単位体積当たりの吸収エネルギーとして算出したものである。
　【０００５】
　なお、本発明者らの研究では、鋼板の耐衝撃性を評価する場合、実際に行われた部材衝撃圧壊テストで得られた圧壊吸収エネルギーは、鋼板の高速引張試験により得られた応力−歪み曲線に基づく、降伏応力付近での加工硬化特性との相関が非常に高いことが知見されており、この特性を代表する値として、引張り時の歪み量が５％程度までの単位体積当たりの吸収エネルギーを用いている。
　【０００６】
　したがって、板厚低減による軽量化を図る場合、単に静的強度で評価した場合には、衝撃的な変形では、期待されるほどの耐衝撃特性の向上効果が得られておらず、耐衝撃特性が不足する。
　【０００７】
　耐衝撃特性は、低歪み速度変形および高歪み速度変形のどちらの場合でも、変形時の吸収エネルギーにより評価されるべきであり、吸収エネルギーが高いことが望ましい。この場合、低歪み速度での吸収エネルギーを向上させるためには、鋼材を静的強度について高強度化することになり、加工性の観点から、高強度化には限界がある。したがって、プレス加工性と耐衝撃性の向上を図るには、同一の引張強度（静的強度）において、高歪み速度変形での吸収エネルギーが高いこと、すなわち、低歪み速度変形時の吸収エネルギー（静的吸収エネルギー）に対する高歪み速度変形時の吸収エネルギー（動的吸収エネルギー）の割合（静動比）を高くすることが重要である。
　【０００８】
　本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、プレス成形性を損なうことなく、優れた耐衝撃性を有する高強度鋼板及びその好適な製造方法を提供するものである。
　【０００９】
　なお、耐衝撃特性に優れる鋼板として、例えば、特開昭５２−８６９１９号公報には、鋳造過程で溶鋼の注入操作を調整するとともに、鋳型内の溶鋼中に合金元素を添加し、特定の成分組成をもつ内外２層を有する高強度鋼板が開示されているが、この鋼板の特徴は溶接部の酸化物組成を制御し、溶接部に生じた溶融金属の流動性を改善することで、ナゲット接着力の向上を図り、衝撃時の吸収エネルギーを改善するものであり、鋼板自体の耐衝撃特性の向上を図るものではなく、また鋳造工程での２層化は生産性を低下させ、経済的に不利である。
　【００１０】
　【課題を解決するための手段】
　本発明の高強度鋼板は、後述の鋼成分を有し、マルテンサイト相と残部が実質的にフェライト相からなる２相組織鋼板であり、マルテンサイト相の体積率が５〜３０％で、マルテンサイト相の硬さＨｖ（Ｍ）とフェライト相の硬さＨｖ（Ｆ）の比Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）が３．０〜４．５とされたものである。ここに、「実質的にフェライト相からなる」とは、フェライト相のみ、あるいはフェライト相中に必要により添加されたＴｉ、Ｎｂ等の炭化物生成元素の析出炭化物を含むことを意味する。
　【００１１】
　本発明鋼板の２相組織、硬さ比に基づく耐衝撃特性の向上理由については、必ずしも明確ではないが、マルテンサイト体積率を適正な範囲に制御した上で、マルテンサイト相とフェライト相の硬さの比を大きくすることにより、静的変形時には、大部分を占める軟質なフェライト相およびマルテンサイト周辺の可動転位の存在により降伏応力が低くなり、プレス加工性が確保される。一方、動的変形時には、フェライト相とマルテンサイト相の界面が転位運動の障害となり、セル状転位構造の形成を遅延させるため、降伏応力が大きく上昇し、静的吸収エネルギーに対する動的吸収エネルギーの向上効果が大きくなるものと考えられるが、特にフェライト相とマルテンサイト相の硬さの比を大きくすることで、界面での転位運動の障害効果が大きくなり、Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）が３．０以上で降伏応力の顕著な上昇が得られるようになる。
　【００１２】
　マルテンサイト相の体積率の限定理由は、マルテンサイト量が５％未満では動的吸収エネルギーが低くなり、耐衝撃特性が低下する。一方、３０％を超えると、静的吸収エネルギーだけが高くなり、耐衝撃特性を低下させるとともに硬質化が過ぎてプレス成形性を劣化させる。従って、マルテンサイト量の下限を５％、上限を３０％とする。なお、マルテンサイト量の調整はＣ含有量の調整や熱延または焼鈍時の急冷開始温度の調整等によって行うことがてきる。
　【００１３】
　また、マルテンサイト相の硬さＨｖ（Ｍ）とフェライト相の硬さＨｖ（Ｆ）の比Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）の限定理由は、Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）は耐衝撃特性の向上に寄与するものであり、３．０未満では十分な吸収エネルギーの静動比の向上が得られない。また、硬さ比の増加にともない伸びフランジ性が低下し、４．５を超えると十分な伸びフランシ性が得られず、プレス成形性が劣化する。従って、Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）の下限を３．０、上限を４．５とする。好ましくは３．２〜４．０とするのがよい。
　【００１４】
　ところで、自動車部材ではプレス成形後に焼付塗装が施される場合が多い。このような歪み時効処理が付与される場合、フェライト相中に固溶Ｃが残存していると、焼付硬化性（ＢＨ性）すなわち時効処理後に降伏応力が増加することが知れている。
　【００１５】
　本発明者らの研究により、本発明鋼板の場合、所要の固溶Ｃ量をフェライト中に残存させることにより、焼付硬化による降伏応力の上昇が低速変形に比較して高速変形で著しいことがわかった。請求項４に記載されたは発明は、かかる知見に基づきなされたものであり、２相組織におけるマルテンサイト量およびマルテンサイト相とフェライト相との硬さ比を規定するほか、さらにフェライト相中の固溶Ｃ量を１０〜３０ｐｐｍに制御することにより、マルテンサイト相の近傍の可動転位の導入により降伏点伸びを発生させることなく、自動車部材のようにプレス成形後に焼付塗装される際の時効処理により、さらに吸収エネルギーの向上、耐衝撃特性の向上を図ることができる。固溶Ｃ量が１０ｐｐｍ未満ては吸収エネルギーの向上効果は小さく、３０ｐｐｍを超えると降伏点伸びが発生し、プレス成形性が低下する。
　【００１６】
　本発明鋼板は、所定量のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相からなる２相組織とし、２相の硬さ比、あるいは更にフェライト中の固溶Ｃ量を前記所定の値に調整されるが、化学成分（質量％）を下記の範囲に限定することにより、プレス成形性等の各種特性を低下させることなく、耐衝撃特性を効果的に向上させることができる。
　【００１７】
Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．３〜
１．９８
Ａｌ：０．１％以下、
さらにＢ：０．０００８〜０．００２％
を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分（第１成分）。
　
または、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．３〜１．９８％、Ｐ：０．１％以下、
Ａｌ：０．１％以下、さらに
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下、Ｃａ：０．０２％以下のいずれか１種以上
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分（第２成分）。
　【００１８】
　
前記第２成分の場合、
〔Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：２．５％以下、Ｂ：０．００２％以下〕のいずれか１種
以上を含む
　【００１９】
　以下、成分限定理由について説明する。
　Ｃ：０．０５〜０．２０％
　Ｃは含有量が少ないほど加工性が向上するが、０．０５％未満ではマルテンサイト相の体積率が少なくなり、十分な強度の確保が困難になるばかりか、高い衝撃吸収エネルギーの向上効果が得られないようになる。一方、０．２０％を超えて添加すると、スポット溶接性、プレス成形性、特に伸びフランシ性が低下する。したがって、添加量の下限を０．０５％、上限を０．２０％とする。
　【００２０】
　Ｓｉ：２．０％以下
　Ｓｉはフェライトを固溶強化し、鋼板の高強度化に有効であるとともに鋼板の延性も改善する。したがって、鋼板の要求される強度に応して添加すればよいが、２．０％を超えて添加すると表面疵が生じやすくなるので、その上限を２．０％とする。
　【００２１】
　Ｍｎ：０．３〜
１．９８
　Ｍｎは鋼板を強化するとともに焼入れ性を向上させるために添加される。しかし、０．３％未満ではその効果が過少であり、一方
１．９８
１．９８
　【００２２】
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは固溶強化により鋼板の強度を高めるので、鋼板の要求される強度に応じて添加すればよい。しかし、０．１％を超えて添加すると、結晶粒界強度の低下により２次加工脆化が著しくなるばかりか、耐衝撃特性の低下を招く。したがって、その上限を０．１％とする。
　【００２３】
　Ａｌ：０．１％以下、
　Ａｌは脱酸元素として添加されるが、多量に添加すると、Ｃ系介在物か増加して表面疵の原因になるとともに加工性を低下させるので、その上限を０．１％とする。
　【００２４】
　
さらに、前記第１成分ではＢを下記範囲で、また前記第２成分ではＴｉ，Ｎｂ，Ｚｒ，Ｃａの１種以上を下記範囲で添加する。
　
Ｂ：０．０００８〜０．００２％
　
Ｂは焼入性を向上させるとともに鋼板の強度上昇や粒界強化による２次加工脆化の防止に有効であるので、０．０００８％以上添加する。しかし、多量に添加すると、延性を低下させるので、その上限を０．００２％とする。好ましくは、０．０００３％以上の添加がよい。
　
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒ：合計で０．４％以下
　
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｚｒは析出強化により鋼板の高強度化に有好である。しかし、過多に添加すると、効果が飽和するばかりか、延性を低下させるので、その上限を合計で０．４％とする。
　
Ｃａ：０．０２％以下
　
Ｃａは鋼の介在物形態を改善する作用を有し、鋼板の加工性や靱性の改善に有効である。しかし、多量に添加すると、介在物量が増加して、逆に鋼板の冷間加工性や靱性を低下させるので、その上限を０．０２％とする。
　不可避的な不純物としてのＳ、Ｎは、多量に添加すると材料特性を劣化させる。すなわち、Ｓは多量に添加すると、伸びフランジ性が低下するので、好ましい範囲として、その上限を０．０１％とするのがよい。また、Ｎは多量に添加すると常温時効性を低下させ、降伏点伸びを発生させるので、好ましい範囲として、その上限を０．０１％とするのがよい。
　【００２５】
　
前記第２成分の場合、上記
　【００２６】
　Ｍｏ：１．０％以下
　Ｍｏは焼入性を向上させるとともに析出強化や組織強化により鋼板の高強度化に有効である。しかし、１．０％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、延性を低下させるので、その上限を１．０％とする。好ましくは、０．０５％以上の添加がよい。
　【００２７】
　Ｃｒ：２．５％以下
　Ｃｒは焼入性を向上させるとともに固溶強化により鋼板の高強度化に有効である。しかし、多量に添加すると、効果が飽和するばかりか延性を低下させるので、その上限を２．５％とする。好ましくは、０．０５％以上の添加がよい。
　【００２８】
　Ｂ：０．００２％以下
　Ｂは焼入性を向上させるとともに鋼板の強度上昇や粒界強化による２次加工脆化の防止に有効であるが、多量に添加すると、延性を低下させるので、その上限を０．００２％とする。好ましくは、０．０００３％以上の添加がよい。
　【００２９】
　【００３０】
　【００３１】
　【００３２】
　【００３３】
　次に、本発明の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、前記成分を有する鋼を熱間圧延した後、冷間圧延を行い、その後７６０〜９２０℃の均熱温度で焼鈍した後、均熱温度から７００〜６００℃まで１５℃／ｓ以下で冷却し、引き続き常温まで１００℃／ｓ以上で冷却した後、再加熱して１５０〜２５０℃で保持した後、冷却することを特徴とする。再加熱保持後の冷却においては、１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却することにより、所定量の固溶Ｃを確保することができる。
　【００３４】
　本発明においては、熱間圧延、冷間圧延は常法に従って行えばよいが、熱延仕上温度をＡｒ３点以上とし、巻取温度を６００℃以下とすることが好ましい。また、冷間圧延の圧下率は、冷延後の焼鈍により再結晶させるため３０％以上とするのがよい。この場合の焼鈍は、特に限定されないが、生産性および品質安定性の観点から連続焼鈍が好ましい。
　【００３５】
　焼鈍時の均熱温度は７６０〜９２０℃とする。７６０℃未満では十分な量のマルテンサイト相が得られないようになり、一方９２０℃を超えると結晶粒の粗大化が発生し、プレス成形性を劣化させるようになる。
　【００３６】
　焼鈍後、均熱温度から７００〜６００℃の範囲まで１５℃／ｓ以下で冷却する。７００℃より高いと、フェライト相からオーステナイト相へのＣの拡散が不十分となり、硬質なマルテンサイト相が得られず、フェライト中の固溶Ｃも過多になる。一方、６００℃より低いと、炭化物の析出が促進され、マルテンサイト相が減少する。また、その時の冷却速度が１５℃／ｓを超えると、上記と同様に、フェライト相からオーステナイ相へのＣの拡散が不十分となり、マルテンサイト量が減少する。
　【００３７】
　均熱温度からの徐冷後、引き続き、常温まで１００℃／ｓ以上で急冷するのは、ベイナイトの生成によるマルテンサイト量の減少を防止するためである。一旦常温まで冷却後、再加熱して１５０〜２５０℃で保持するのは、マルテンサイトを焼戻して延性を改善するためであり、再加熱温度が１５０℃よりも低いと延性が改善されず、強度−延性バランスが低下する。一方、２５０℃よりも高いとマルテンサイト相の軟化が大きく、所望の硬さが得られないようになり、高速変形時の吸収エネルギーが低下する結果となる。なお、保持時間は特に制限されないが、通常５秒以上、生産性の点から１８０ｓ以下が好ましい。
　【００３８】
　再加熱保持後の冷却速度は、１００℃以下まで５℃／ｓ以上で冷却することにより、適正な固溶Ｃ（１０〜３０ｐｐｍ）を確保することができる。冷却速度が５℃／ｓ以上でも冷却下限温度が１００℃を越える場合、あるいは５℃／ｓ未満の冷却速度では固溶Ｃが減少して、適正な量の固溶Ｃ量を確保できない。
　【００３９】
　本発明鋼板は熱延鋼板のみならず、冷延鋼板においてもその効果を発揮し、さらには溶融亜鉛めっき等の各種のめっき鋼板の原板としても好適である。また、本発明の製造方法は、冷延鋼板の製造方法に関するものであるが、溶融亜鉛めっき等の各種のめっき鋼板の原板の製造方法としても使用できることは勿論である。
　【００４０】
　なお、特開平７−９０４８２号公報、特開平７−１８８８３３号公報には、耐衝撃性に優れた薄鋼板が記載されており、組織がマルテンサイト相とフェライト相との２相組織である点については本発明と軌を一にするものの、前者はＮｂ、Ｔｉを必須成分とし、しかも（２Ｎｂ＋Ｔｉ）／Ｃを０．１〜０．５に制御することにより静動比の向上を図っており、また後者はフェライト相中の固溶Ｃ量を可及的に減少させることにより静動比の向上を図るものであり、マルテンサイト相の硬さとフェライト相の硬さの比を３〜４．５にすることにより吸収エネルギーの静動比の向上を図る本発明鋼板とは、技術的思想が全く別異である。
　【００４１】
　【実施例】
〔実施例Ａ〕
　表１および表２に示す成分の鋼片を用いて、常法に従って熱間圧延および冷間圧延後、焼鈍を行い、マルテンサイト相と実質的にフェライト相の２相組織からなる、板厚１．２ｍｍの鋼板を得た。焼鈍は、７５０〜９００℃で均熱後、７００〜６００℃まで１０℃／ｓで冷却し、さらに徐冷後室温まで冷却速度２００℃／ｓｅｃ以上で水冷し、水冷後２００〜６００℃の焼戻し処理を行った。また、焼付硬化性を調べるため、一部の鋼板については焼鈍後にＢＨ処理（２％予歪み付与後、１７０℃×２０分の時効処理）を施した。
　【００４２】
　【表１】
　【００４３】
　【表２】
　【００４４】
　得られた鋼板について、マルテンサイト相の体積率％、マルテンサイト相の硬さＨｖ（Ｍ）及びフェライト相の硬さＨｖ（Ｆ）を測定し、硬さ比Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ）を算出した。マルテンサイト相の体積率は圧延方向に直角な板厚方向断面において、表面から板厚の１／４の位置での組織のＳＥＭ写真から測定した。また、各相の硬さはビッカース硬度計により、荷重＝５ｇｆにて測定した。
　【００４５】
　また、これらの鋼板からＪＩＳ７号試験片を採取し、歪み速度＝０．０１ｓ−１（静的試験）および８００ｓ−１（動的試験）で引張試験を行い、静的引張強度および各試験により得られた応力−歪み曲線に基づき、歪み量＝５％の単位体積当たりの静的および動的吸収エネルギーを求め、吸収エネルギーの静動比を算出し、この値により耐衝撃特性を評価した。
　【００４６】
　さらに、鋼種Ａの鋼板については、プレス加工性を調べるために、穴拡げ特性を調べた。穴拡げ特性は、直径１０ｍｍの打抜き穴に頂角６０°の円錐ポンチを装入して押し拡げ、穴縁にクラックが発生した穴（限界穴）における直径Ｄを求め、下記式により算出されたλ値により評価した。
　　λ値（％）＝｛（Ｄ−１０）／１０｝×１００
　また、焼付硬化性の調査対象とした鋼種Ｆの鋼板については、フェライト中の固溶Ｃ量を内部摩擦試験から求め、降伏点伸びを静的引張試験から求めた。
　これらの試験結果を表３および表４に併せて示す。
　【００４７】
　【表３】
　【００４８】
　【表４】
　【００４９】
　表３における試料Ｎｏ．Ｃ１〜Ｃ５をみると、Ｃ１はマルテンサイト体積率が過少であるため耐衝撃特性を示す吸収エネルギーの静動比が従来レベル（図１参照）程度となっている。一方、本発明範囲の５〜３０％を
満足するＮｏ．
　【００５０】
　プレス成形性としては、伸びフランジ性が７０％以上は欲しいところであるが、試料Ｎｏ．Ａ１〜Ａ５をみると、硬さ比を本発明範囲内に制御したＮｏ．Ａ２〜Ａ４では、耐衝撃特性およびプレス成形性がともに良好な結果が得られていることがわかる。
　【００５１】
　試料Ｎｏ．Ｄ１〜Ｄ４からＭｎ添加量の影響をみると、Ｎｏ．Ｄ１はＭｎ量が低いためにマルテンサイト相の体積率が低くなり、耐衝撃特性もよくないことがわかる。
　【００５２】
　また、試料Ｎｏ．Ｅ１〜Ｅ４からＰ添加量の影響をみると、Ｎｏ．Ｅ４はＰ量が過多であるために、動的吸収エネルギーが低くなり、耐衝撃特性が劣る。
　【００５３】
　また、試料Ｎｏ．Ｆ１〜Ｆ５からフェライト中の固溶Ｃ量の影響をみると、固溶Ｃ量によっては耐衝撃特性の著しい低下は認められないものの、Ｎｏ．Ｆ１は固溶Ｃ量が過少であるため、ＢＨ処理前後で耐衝撃特性の向上効果が少ない。また、Ｎｏ．Ｆ５は固溶Ｃ量が過多のため、降伏点伸びが大きくなっており、プレス成形性が低下する。固溶Ｃ量を１０〜３０ｐｐｍに制御したＮｏ．Ｆ２〜Ｆ４では、降伏点伸びをほとんど発生させることなく、吸収エネルギー静動比を著しく増加させ、耐衝撃特性が大きく向上している。
　【００５４】
　
一方、発明例である
Ｉ２、Ｎ１
Ｑ２から、ＢやＴｉ，Ｎｂ等を本発明の成分範囲内
が
　【００５５】
〔実施例Ｂ〕
　表５に示す成分の鋼片を１２００〜１２５０℃に加熱した後、仕上温度を８５０〜９００℃として、板厚４．０ｍｍで熱間圧延を終了し、５５０〜６００℃にて巻取後、板厚１．２ｍｍに冷間圧延した後、焼鈍を行った。
　【００５６】
　【表５】
　【００５７】
　焼鈍条件は表６および表７に示すとおりであり、７４０〜９５０℃（均熱温度：ＳＴ）で９０ｓ均熱後、８００〜６００℃（急冷開始温度：ＴＱ）まで４０℃／ｓ以下（均熱温度から急冷開始温度までの冷却速度：ＣＲ１）で冷却して室温まで水冷した後、一部を除いて、４００℃以下（再加熱温度：ＱＴ）に再加熱し、６０〜３００ｓ保持し、２〜１０℃／ｓ（再加熱温度からの冷却速度：ＣＲ２）で１００℃以下まで冷却した。また、得られた焼鈍板にＢＨ処理（２％予歪み付与後、１７０℃×２０分の時効処理）を施した。
　【００５８】
　焼鈍後の鋼板から、〔実施例Ａ〕と同様にして、マルテンサイト相の体積率％（ＶＭ）、マルテンサイト相とフェライト相との硬さ比（Ｈｖ（Ｍ）／Ｈｖ（Ｆ））、固溶Ｃ量、静的引張試験における機械的特性、静的吸収エネルギー（Ｅｓ）および動的吸収エネルギー（Ｅｄ）並びにその静動比を求め、さらにＢＨ処理後の鋼板からＢＨ処理後の動的吸収エネルギー並びにその静動比を求めた。これらの結果を表６、表７に併せて示す。
　【００５９】
　【表６】
　【００６０】
　【表７】
　【００６１】
　表６より、
試料Ｎｏ．Ａ２，Ｂ２，Ｂ３，Ｃ２，Ｅ１，Ｅ２，Ｅ３，Ｇ１
　【００６２】
　これに対して、試料Ｎｏ．Ａ１、Ａ３、Ａ４およびＣ３は再加熱温度が適正でないため、プレス加工性または吸収エネルギー向上が低下している。また、Ｎｏ．Ｂ１は急冷開始温度が高く、マルテンサイト体積率が増大しているため、プレス加工性が低下している。
　【００６３】
　また、Ｎｏ．Ｇ２、Ｇ３は焼鈍均熱温度からの冷却速度は速いために、所望のマルテンサイト体積率が得られず、耐衝撃性が低下し、一方Ｎｏ．Ｇ４は均熱温度が高いために、結晶粒が粗大化して、プレス加工性が低下している。
　【００６４】
　また、試料Ｎｏ．Ｄ、Ｆは鋼成分が本発明範囲を外れるために、マルテンサイト体積率が低くなり、耐衝撃性が低下している。また、Ｎｏ．ＭはＰ量が高すぎるために、動的吸収エネルギーが低くなり、耐衝撃性が低下している。一方、
発明例の試料Ｎｏ．Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｖ、Ｗ、Ｘ、Ｙから、ＢやＴｉ、Ｎｂ等を本発明の成分範囲内で
　【００６５】
　なお、本発明鋼板の製造においては、実施例Ａ、実施例Ｂの製造条件に限定されるものでないことは勿論である。また、本発明鋼板は自動車部品の素材鋼板として好適であり、衝突安全性を低下させることなく、軽量化を図ることができるが、かかる用途に限定されないことは勿論であり、耐衝撃特性が要求される各種部材用鋼板として好適である。
　【００６６】
　【発明の効果】
　本発明の高強度鋼板によれば、鋼板組織を特定量のマルテンサイト相と残部実質的にフェライト相の２相組織とし、２相の硬さ比を所定値に規定したので、プレス成形性を損なうことなく、優れた耐衝撃特性を得ることがてきる。また、フェライト相中の固溶Ｃ量を１０〜３０ｐｐｍとすることにより、降伏点伸びをほとんど生じさせるとなく、耐衝撃特性を著しく向上させることができる。また、本発明の製造方法は、本発明の耐衝撃特性に優れた高強度鋼板の工業的生産方法として優れる。
【図面の簡単な説明】
　【図１】
　静的引張吸収エネルギー（歪み速度０．０１ｓ−１下）に対する動的引張吸収エネルギー（歪み速度８００ｓ−１下）の比（静動比）と静的引張強度との関係を示すグラフである。
　【図２】
　応力−歪み曲線と歪み量＝５％までの単位体積当たりの吸収エネルギーとの関係を示すグラフである。