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審決分類 審判 一部無効 2項進歩性  C22C
審判 一部無効 ただし書き1号特許請求の範囲の減縮  C22C
審判 一部無効 ただし書き3号明りょうでない記載の釈明  C22C
管理番号 1240066
審判番号 無効2010-800125  
総通号数 141 
発行国 日本国特許庁(JP) 
公報種別 特許審決公報 
発行日 2011-09-30 
種別 無効の審決 
審判請求日 2010-07-20 
確定日 2011-06-10 
訂正明細書 有 
事件の表示 上記当事者間の特許第4362319号発明「耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法」の特許無効審判事件について、次のとおり審決する。 
結論 訂正を認める。 本件審判の請求は、成り立たない。 審判費用は、請求人の負担とする。 
理由 第1 手続の経緯
本件特許第4362319号は、平成15年6月2日に出願(特願2003-156473号)されたものであって、平成21年8月21日に、その特許権が設定登録され、その後、請求人JFEスチール株式会社から本件無効審判が請求されたものである。
以下に、請求以降の経緯を示す。

平成22年 7月20日付け 審判請求書の提出
平成22年10月 4日付け 審判事件答弁書の提出
同日付け 訂正請求書の提出
平成22年11月18日付け 審判事件弁駁書の提出
平成23年 1月25日付け 通知書(審理事項通知書)
平成23年 3月 1日付け 口頭審理陳述要領書の提出(請求人より)
平成23年 3月15日付け 口頭審理陳述要領書の提出(被請求人より)
平成23年 3月22日 口頭審理の実施
同日付け 審理終結通知(口頭による)

第2 平成22年10月4日付け訂正請求書による訂正について
平成22年10月4日付け訂正請求書による訂正(以下、「本件訂正」という。)が認容すべきものであるか否かについて検討する。

1 本件訂正の内容
本件訂正は、訂正請求書及び添付した全文訂正明細書の記載からみて、以下の訂正事項1?23からなるものと認める。なお、以下の記載中、下線は訂正箇所を、「・・」は省略を示す。

(1)訂正事項1
請求項1につき
「Si:3.0%未満、Mn:0.5?3.0%、・・V:0.02?0.5%」とあるのを、
「Si:0.4%以上3.0%未満、Mn:0.9?3.0%、・・V:0.05?0.5%」と訂正する。
(2)訂正事項2
請求項1につき、
「・・以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「・・以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(3)訂正事項3
請求項2につき、
「・・を特徴とする請求項1記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「・・を特徴とする請求項1記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(4)訂正事項4
請求項3につき、
「・・を特徴とする請求項1又は2記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「・・を特徴とする請求項1又は2記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(5)訂正事項5
請求項4につき、
「・・を特徴とする請求項1?3のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「・・を特徴とする請求項1?3のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(6)訂正事項6
請求項5を削除する。
(7)訂正事項7
請求項6の項番を、「請求項5」と訂正するとともに、
「・・を特徴とする請求項1?5のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「・・を特徴とする請求項1?4のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性
に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(8)訂正事項8
請求項7を削除する。
(9)訂正事項9
請求項8の項番を、「請求項6」と訂正するとともに、
「鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ac3変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで20?300℃/秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で100℃?Ac1変態点で焼戻すことを特徴とする請求項7記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。」とあるのを、
「請求項1?5のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、請求項1?4のいずれか1項に記載の成分からなる鋼を1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ac3変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで20?300℃/秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で100℃?Ac1変態点で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。」と訂正する。
(10)訂正事項10
明細書の段落【0001】、【0006】、【0008】、【0009】、【0012】?【0018】、【0035】及び【0050】につき、
「高強度鋼板」とあるのを、「高強度冷延鋼板」と訂正する。
(11)訂正事項11
明細書の段落【0013】につき、
「・・1180MPa上の引張強度を有しかつ耐水素疲労特性に優れた高強度鋼板が得られることを知見した。」とあるのを、
「・・1180MPa以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板が得られることを知見した。」と訂正する。
(12)訂正事項12
明細書の段落【0014】につき、
「本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、下記のとおりである。
(1)質量%で、
C:0.05?0.3%、Si:3.0%未満、
Mn:0.5?3.0%、Mｏ:0.2?3.0%、
V:0.02?0.5%、P:0.02%以下、
S:0.02%以下、Al:0.005?0.1%、
N:0.001?0.05%
を含有し、かつ
1≦(Mｏ/V)
を満足し、残部がFe及び不可避不純物からなり、引張強度が1180MPa以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
(2)前記(1)記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Cｒ:0.05?3.0%、Ni:0.05?5.0%、
Cｕ:0.05?2.0%、W:0.05?3.0%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、下記のとおりである。
(1)質量%で、
C:0.05?0.3%、Si:0.4%以上3.0%未満、
Mn:0.9?3.0%、Mｏ:0.2?3.0%、
V:0.05?0.5%、P:0.02%以下、
S:0.02%以下、Al:0.005?0.1%、
N:0.001?0.05%
を含有し、かつ
1≦(Mｏ/V)
を満足し、残部がFe及び不可避不純物からなり、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
(2)前記(1)記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Cｒ:0.05?3.0%、Ni:0.05?5.0%、
Cｕ:0.05?2.0%、W:0.05?3.0%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(13)訂正事項13
明細書の段落【0015】につき、
「(3)前記(1)又は(2)記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Ti:0.005?0.3%、Nb:0.005?0.3%、
B:0.0003?0.05%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
(4)前記(1)?(3)のいずれか1種に記載の成分を含有し、さらに
質量%で、
Ca:0.001?0.01%、Mg:0.0005?0.01%、
Zｒ:0.001?0.05%、REM:0.001?0.05%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「(3)前記(1)又は(2)記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Ti:0.005?0.3%、Nb:0.005?0.3%、
B:0.0003?0.05%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
(4)前記(1)?(3)のいずれか1種に記載の成分を含有し、さらに
質量%で、
Ca:0.001?0.01%、Mg:0.0005?0.01%、
Zｒ:0.001?0.05%、REM:0.001?0.05%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(14)訂正事項14
明細書の段落【0016】につき、
「(5)限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする前記(1)?(4)のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
(6)マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下であることを特徴とする前記(1)?(5)のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。」とあるのを、
「(5)マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下であることを特徴とする前記(1)?(4)のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」と訂正する。
(15)訂正事項15
明細書の段落【0017】につき、
「(7)前記(1)?(6)のいずれか1項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、(1)?(4)のいずれか1項に記載の成分からなる鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
(8)鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ac3変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで20?300℃/秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で100℃?Ac1変態点で焼戻すことを特徴とする前記(7)記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。」とあるのを
「(6)前記(1)?(5)のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、(1)?(4)のいずれか1項に記載の成分からなる鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ac3変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで20?300℃/秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で100℃?Ac1変態点で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。」と訂正する。
(16)訂正事項16
明細書の段落【0019】につき、
「・・Si量の下限は特に限定しないが、強度を増大させるためには0.05%以上含有することが好ましい。」とあるのを、
「・・Si量の下限は特に限定しないが、強度を増大させるためには0.05%以上含有することが好ましい。なお、Si含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.4%以上とする。」と訂正する。
(17)訂正事項17
本件明細書の段落0020につき、
「・・従ってMn含有量は0.5?3.0%とした。」とあるのを、
「・・従って、Mn含有量は、本発明の実施例をもとに、0.9?3.0%とした。」と訂正する。
(18)訂正事項18
本件明細書の段落0022につき、
「・・耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、0.02%未満ではその効果が発現されず、0.5%を超える過剰の添加は靱性を低下させるため、V含有量は0.02?0.5%とした。」とあるのを、
「・・耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、0.02%未満ではその効果が発現されず、0.5%を超える過剰の添加は靱性を低下させるため、V含有量は0.02?0.5%とした。なお、V含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.05%以上とする。」と訂正する。
(19)訂正事項19
本件明細書の段落0041につき、
「冷延鋼板を製造する場合には、・・」とあるのを、
「冷延鋼板を製造するにあたり、・・」と訂正する。
(20)訂正事項20
本件明細書の段落0043につき、
「・・主体の組織の組織が得られず、・・」とあるのを、
「・・主体の組織が得られず、・・」と訂正する。
(21)訂正事項21
本件明細書の段落0045及び0046につき、
「・・本発明例(No.1?5)では・・」とあるのを、
「・・本発明例(No.1?4)では・・」と訂正する。
(22)訂正事項22
本件明細書の段落0048につき、
表1の記載から、「符号5」の欄の実施例についての記載を削除する。
(23)訂正事項23
本件明細書の段落0049につき、
表2の記載から、「符号5」の欄の実施例についての記載を削除する。

2 本件訂正の適否
上記「1」によれば、訂正事項1?9は、いずれも、特許請求の範囲の記載を限定するものであるから、特許請求の範囲の減縮を目的とするものに該当する。
一方、訂正事項10、12?19、21?23は、上記訂正事項1?9に伴って、特許請求の範囲の記載と明細書の発明の詳細な説明の記載との整合を図るべく為されたもので、明りようでない記載の釈明を目的とした明細書の訂正に該当し、訂正事項11は、同様に明りようでない記載の釈明を目的とした明細書の訂正に該当するとともに、誤記の訂正を目的とするものにも該当する。
さらに、訂正事項20は、誤記の訂正を目的とするものに該当する。
そして、訂正事項1?23は、いずれも、本件訂正前の明細書の記載を根拠とすることは明らかであるから、本件訂正前の明細書に記載した事項の範囲内においてしたものである。
また、これらの訂正が、実質上特許請求の範囲を拡張し、又は変更するものであるとする理由は見当たらない。

〈独立特許要件について〉
訂正事項9は、本件無効審判が申し立てられていない請求項8に関する訂正であるところ、該請求項8は、本件訂正後の請求項6となった。そして、訂正後の本件特許の請求項6に係る発明は、特許出願の際独立して特許を受けることができるものである。

3 まとめ
本件訂正は、特許法第134条の2第1項ただし書の規定を満たし、また、同条第5項において準用する同法第126条第3項、第4項及び第5項の規定に適合するので、これを認める。

第3 本件訂正発明
先の「第2」で述べたとおり、本件訂正が認められるから、本件訂正前の本件特許の請求項1?4、6及び8は、それぞれ、本件訂正後の本件特許の請求項1?4、5及び6となった。そして、本件訂正後の本件特許の請求項1?6に係る発明は、本件訂正により訂正された明細書又は図面(以下、「本件訂正明細書」という。)によれば、その特許請求の範囲請求項1?6に記載されるとおりのものであるところ、そのうちの、「第4」に後述する無効請求の対象となる請求項1?5に係る発明(以下、請求項に対応して、「本件訂正発明1?5」といい、また、本件訂正発明1?5を総称して、「本件訂正発明」ということがある。)は次のとおりのものと認める。

「【請求項1】
質量%で、
C :0.05?0.3%、
Si:0.4%以上3.0%未満、
Mn:0.9?3.0%、
Mｏ:0.2?3.0%、
V :0.05?0.5%、
P :0.02%以下、
S :0.02%以下、
Al:0.005?0.1%、
N :0.001?0.05%
を含有し、かつ
1≦(Mｏ/V)
を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項2】
さらに質量%で、
Cｒ:0.05?3.0%、
Ni:0.05?5.0%、
Cｕ:0.05?2.0%、
W :0.05?3.0%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項3】
さらに質量%で、
Ti:0.005?0.3%、
Nb:0.005?0.3%、
B :0.0003?0.05%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項4】
さらに質量%で、
Ca:0.001?0.01%、
Mg:0.0005?0.01%、
Zｒ:0.001?0.05%、
REM:0.001?0.05%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1?3のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項5】
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下であることを特徴とする請求項1?4のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。」

第4 請求の趣旨と、請求人の主張する無効理由

1 請求人は、審判請求書によれば、「特許第4362319号の請求項1?7に係る発明についての特許を無効とする。審判費用は被請求人の負担とする。」との審決を求め、以下の甲第1?14号証を証拠方法として提出している。

甲第1号証;特開平7-197184号公報
甲第2号証;特開2002-327235号公報
甲第3号証;特開平2-236223号公報
甲第4号証;特開平1-149921号公報
甲第5号証;特開平11-71631号公報
甲第6号証;特公昭59-25022号公報
甲第7号証;特開平6-25745号公報
甲第8号証;特開2003-105485号公報
甲第9号証;金属学会セミナー・テキスト「最新の水素の検出法と水素脆化防止法」1999年7月1日、社団法人日本金属学会、第101頁?第106頁
甲第10号証;特開平7-278733号公報
甲第11号証;特開平9-111398号公報
甲第12号証;特開平10-17985号公報
甲第13号証;特開昭63-179046号公報
甲第14号証;特開平6-145894号公報

2 また、請求人は、弁駁書、陳述要領書及び審理の全趣旨によれば、本件訂正が認められた場合、「特許第4362319号の本件訂正後の請求項1?5に係る発明(本件訂正発明1?5)についての特許を無効とする。審判費用は被請求人の負担とする。」との審決を求め、下記の甲第15?20号証を提出し、そして、以下の無効理由(1)?(6)を主張するものと認める。

(1) 本件訂正発明1?5は、甲第1号証に記載された発明及び周知技術に基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、該訂正発明1?5に係る発明の本件特許は、特許法第29条第2項の規定に違反してされたものである。
(2) 本件訂正発明1?5は、甲第1号証及び甲第2号証に記載された発明並びに周知技術に基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、該訂正発明1?5に係る発明の本件特許は、特許法第29条第2項の規定に違反してされたものである。
(3) 本件訂正発明3?5は、甲第3号証及び甲第2号証に記載された発明並びに周知技術に基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、該訂正発明3?5に係る発明の本件特許は、特許法第29条第2項の規定に違反してされたものである。
(4) 本件訂正発明4?5は、甲第4号証及び甲第2号証に記載された発明並びに周知技術に基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、該訂正発明4?5に係る発明の本件特許は、特許法第29条第2項の規定に違反してされたものである。
(5) 本件訂正発明4?5は、甲第5号証及び甲第2号証に記載された発明並びに周知技術に基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、該訂正発明4?5に係る発明の本件特許は、特許法第29条第2項の規定に違反してされたものである。
(6) 本件訂正発明4?5は、甲第6号証及び甲第2号証に記載された発明並びに周知技術に基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、該訂正発明4?5に係る発明の本件特許は、特許法第29条第2項の規定に違反してされたものである。

甲第15号証;特許第4362319号公報(本件特許公報)
甲第16号証;特開平6-57375号公報
甲第17号証;特開平6-122936号公報
甲第18号証;特開平5-98388号公報
甲第19号証;特開平7-150241号公報
甲第20号証;特開平9-53119号公報

第5 答弁の趣旨と、被請求人の主張

1 被請求人は、答弁書によれば、「訂正を認める。本件特許無効審判の請求は成り立たない。審判費用は請求人の負担とする。」との審決を求めている。

2 また、被請求人は、答弁書、陳述要領書及び審理の全趣旨によれば、本件訂正が認められた場合に、請求人が主張する無効理由(1)?(6)に理由はないと主張しているものと認める。

第6 当審の判断
本件訂正は、先に「第2」で述べたように、認められるものである。そして、「第4」で述べたように、請求人は、本件訂正が認められた場合、無効理由(1)?(6)を主張しているものと認められるから、以下に検討する。
なお、以下において、甲第1号証?甲第20号証を、例えば、「甲1」のように略記する。

1 甲1?甲6の記載事項

(1) 甲1;特開平7-197184号公報
(甲1a);
「【請求項1】重量%で(以下同じ)、
C:0.10?0.35%、
Si≦1.5%、
Mn:1.0?3.5%、
P≦0.03%、
S≦0.02%、
Al:0.02?0.10%、
N≦0.01%、
Mo:0.8?1.5%、を含むと共に、更にTi≦0.04%、V≦0.10%、Nb≦0.10%のうちの1種又は2種以上を含み、残部が鉄及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた980N/mm^(2)以上の強度を有する熱延鋼板。
【請求項2】(省略)
【請求項3】請求項1又は2に記載の化学成分を有する鋼について、Ar_(3)以上の温度域で熱間圧延を仕上げた後、急冷し、巻取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた980N/mm^(2)以上の強度を有する熱延鋼板の製造方法。」
(甲1b);
「【0001】
【産業上の利用分野】
本発明は自動車のバンパー、ドアの補強部材等に適し、980N/mm^(2)以上の強度を有すると共に優れた耐遅れ破壊特性を有する超高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものである。」
(甲1c);
「【0002】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】地球環境問題等より自動車の燃費改善要求が強く、そのため車体の軽量化を図るべくバンパー、ドアの補強部材などに980N/mm^(2)以上の超高強度鋼板のニーズが強くなっており、特開平2-197525号、特開平5-59493号等に見られるように、超高強度熱延鋼板の高強度化については多数の検討がなされてきた。
【0003】
しかし、980N/mm^(2)以上の強度を有する超高強度鋼を使用したボルトでは、水素脆化による割れが発生することが、例えば、特開昭60-155644号等に知られており、同様に超高強度薄鋼板においても、大気環境下の腐食反応で発生する水素が鋼板中に入り使用中に突然破壊することが考えられるが、超高強度熱延薄鋼板の耐遅れ破壊特性の改善に関する検討は未だ殆ど見られない。
【0004】
本発明は、かゝる状況のもとで、引張強さ980N/mm^(2)以上の超高強度熱延鋼板における上記のような遅れ破壊の問題を解決し、耐遅れ破壊特性の良好な超高強度熱延鋼板並びにその製造方法を提供することを目的としている。」
(甲1d);
「【0005】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するための手段として、本発明は、
C:0.10?0.35%、
Si≦1.5%、
Mn:1.0?3.5%、
P≦0.03%、
S≦0.02%、
Al:0.02?0.10%、
N≦0.01%、
Mo:0.8?1.5%、
を含むと共に、更にTi≦0.04%、V≦0.10%、Nb≦0.10%のうちの1種又は2種以上を含み、必要に応じて更にB≦0.01%、Cr≦1.5%の1種又は2種を含み、残部が鉄及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた980N/mm^(2)以上の強度を有する熱延鋼板を要旨としている。
【0006】
また、他の本発明は、上記の化学成分を有する鋼について、A_(r3)以上の温度域で熱間圧延を仕上げた後、急冷し、巻取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた980N/mm^(2)以上の強度を有する熱延鋼板の製造方法を要旨としている。」
(甲1e);
「【0007】
【作用】
以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
【0008】
C:Cは低温変態生成物を生成し高強度化には必須の元素であり、980N/mm^(2)以上の強度を得るためには0.10%以上が必要である。しかし、0.35%を超えると耐遅れ破壊特性が劣化するため、C量は0.10?0.35%とする。
【0009】
Si:Siは耐遅れ破壊特性を劣化させることなく高強度化に有効な元素であるが、1.5%を超えて添加すると塗装性を劣化させるので、Si量は1.5%以下とする。
【0010】
Mn:Mnは焼入性を向上させることにより低温変態生成物を生成し、高強度化に有効な元素であり、980N/mm^(2)以上の強度を得るためには1.0%以上が必要である。しかし、3.5%を超えると耐遅れ破壊特性を劣化させるため、Mn量は1.0?3.5%とする。
【0011】
Mo:Moは焼入れ性を向上させることにより低温変態生成物を生成し、耐遅れ破壊特性を劣化させることなく高強度化するのに必須の元素であり、この効果は0.8%以上で顕著である。しかし、1.5%を超えて添加しても効果が飽和するので、Mo量は0.5?1.5%とする。
(省略)
【0016】
Ti、Nb、V:Ti、Nb、Vは高強度化に有効である共に耐遅れ破壊特性の改善にも有効な元素である。これは、熱延時に圧延された加工オーステナイトの再結晶及び変態を抑制することにより、組織が微細化するため粒界が破壊しにくくなり、脆性が改善されることが一因と考えられる。但し、Tiは溶接時に酸化物を形成し易く溶接性を劣化させることがあるため特に溶接仕様が厳しい用途に対しては0.04%以下が好ましい。またV、Nbは0.10%を超えると効果が飽和するので0.10%以下とする。なお、これらは単独添加でも効果があるが、2種以上を添加することもできる。」
(甲1f);
「【0019】
次に本発明の製造条件について説明する。
【0020】
上記化学成分を有する鋼は常法により溶解、鋳造し、加熱後に熱間圧延を行うが、熱延仕上げ温度は、2相域で加工フェライトが混入すると加工性が劣化し、自動車部品等への加工が困難となるため、Ar_(3)以上とする。
【0021】
熱延仕上げ後は、急冷し巻取られる。急冷の冷却速度や巻取り温度は特に制限はないが、980N/mm^(2)以上の強度を得るために低温変態生成物を主体とした組織を容易に得るには、急冷後、550℃以下(室温も含む)で巻取るのが好ましい。」
(甲1g);
「【0023】
次に本発明の実施例を示す。
【0024】
【実施例】
表1に示す化学成分の鋳塊を1230℃に加熱し、表1に示す条件で、板厚2.4mmに熱間圧延し、550℃?室温までシャワー冷却後、巻取り、1.8mmまで表面研削し、強度と耐遅れ破壊特性を調査した。その結果を表1に示す。
【0025】
耐遅れ破壊特性については、15mm×65mmの短冊試験片に曲げ応力980N/mm2を負荷したものを0.5mol/リットルの硫酸+0.01mol/リットルのKSCN溶液中でポテンショスタットを用いて、自然電位よりも卑である-800mVの電位を与え、割れが発生する時間により評価した。
【0026】
表1より明らかなように、本発明例はいずれも、980N/mm^(2)以上の高強度と良好な耐遅れ破壊特性(割れ発生時間≧10min)を示している。一方、比較例のNo.8、10は所望の強度が得られていない。また比較例のNo.9、11は割れ発生時間が10min以下であって本発明例に比べて耐遅れ破壊特性が劣っている。」
(甲1h);
そして、表1の「試験No.7」に、「化学成分(mass%);C:0.16%、Mn:1.89%、Si:0.42%、Al:0.027%、P:0.006%、S:0.002%、N:34ｐｐm、Mｏ:1.0%、V:0.056%」の化学成分の鋳塊を、「熱延仕上げ温度900(℃)、巻取温度550(℃)」で熱間圧延した結果、「引張強度が1062(kgf/mm^(2))、陰極チャージ割れ発生時間60min(割れず)」という特性を有する熱延鋼板が得られたことが記載されている。

(2) 甲2;特開2002-327235号公報
(甲2a);
「【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品などに用いられる1800MPa以上の引張強度を有し、かつ耐水素疲労特性に優れた機械構造用鋼、及びその製造方法に関するものである。」
(甲2b);
「【0003】
しかしながら、一般に鋼材を高強度化すると、切欠き感受性が高まり環境の悪影響を受けやすくなる。特に腐食環境下では表面に腐食ピットが形成されるとこれが応力集中源となり、さらに腐食反応の進行に伴って発生する水素により脆化するため、疲労特性が劣化し早期折損を招くという問題があった。水素による脆化を防止する方法としては、結晶粒を微細化させる方法や、微細析出物を生成させる方法が考えられているが、いずれの方法も本発明者らの試験では大幅な耐水素疲労特性の改善には至っていない。
【0004】
以上のように、従来の技術では、1800MPa以上の引張強度を有し、かつ耐水素疲労特性に優れた機械構造用鋼を製造することは困難であった。
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したような問題点を解決しようとするものであって、1800MPa以上の引張強度を有し、かつ耐水素疲労特性に優れた機械構造用鋼、及びその製造方法を提供することを目的とする。」
(甲2c);
「【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、係る課題を解決するため、成分の異なる種々の素材に対して後述する疲労限界拡散性水素量を求める手法により耐水素疲労特性について研究を重ねた結果、(Mｏ,V)_(2)Cが水素トラップサイトとして非常に有効であり疲労限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。また、Siを低減することにより疲労限界拡散性水素量を高めることができることを見出した。さらに研究を進めた結果、MｏとVの添加比率(Mｏ/V)を5?20とし、さらにSiを0.5%未満とし、さらに粒界強度を低下させるMnを0.5%以下とすることにより、1800MPa以上の引張強度を有しかつ耐水素疲労特性に優れた鋼が得られることを知見した。
【0007】
本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、
(1)質量%で、C :0.1?0.6%、Si:0.5%未満、Mn:0.1?0.5%、Mｏ:0.4?3.0%、V:0.02?0.5%、P:0.02%以下、S:0.02以下、を含有し、かつ
5≦(Mｏ/V)≦20
を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐水素疲労破壊特性に優れた機械構造用鋼。
(2)前記(1)記載の成分を含有し、さらに質量%で、Cｒ:0.05?3.0%、Ni:0.05?5.0%、Cｕ:0.05?2.0%、の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐水素疲労破壊特性に優れた機械構造用鋼。
(3)前記(1)又は(2)記載の成分を含有し、さらに質量%で、Al:0.005?0.1%、Ti:0.005?0.3%、Nb:0.005?0.3%、B:0.0003?0.05%、N:0.001?0.05%、の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐水素疲労破壊特性に優れた機械構造用鋼。
(4)疲労限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする前記(1)?(3)のいずれか1項に記載の耐水素疲労破壊特性に優れた機械構造用鋼。
(5)前記(1)?(3)の何れか1項に記載の成分からなる鋼を焼き入れた後に、500℃以上で焼き戻すことを特徴とする耐水素疲労破壊特性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
にある。」

(3) 甲3;特開平2-236223号公報
(甲3a);「1.重量比で
C :0.15?0.40%、
Si:0.05?0.5%、
Mn:0.3?1.5%、
Cｒ:0.1?1.0%、
Mｏ:0.03?2.0%、
Ti:0.005?0.050%、
B :0.0005?0.005%、
ｓｏl.Al:0.10%
を含み、不純物として、
P :0.010%以下、
S :0.010%以下、
N :0.0060%以下、
O :0.0030%以下
残部が不可避不純物以外はFeからなる鋼の鋼片を1050?1250℃に加熱し、800?950℃の温度において少なくとも圧下率30?70%の圧延を行い、板厚表層部を伸長のオーステナイト粒とし、圧延完了後直ちに急冷し、焼入組織がマルテンサイト組織とすることを特徴とする遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造法。」(特許請求の範囲請求項1)
(甲3b);
「(産業上の利用分野)
本発明は、強度と靭性に優れ、かつ特に湿潤環境下で使用中に生ずる遅れ破壊に対し、優れた耐遅れ破壊特性を有する引張強さ 150kgf/mm^(2)以上の高強度鋼の製造方法に関するものである。」(1頁右欄17行?2頁左上欄1行)
(甲3c);
「(従来の技術)
近年、土木、建設、鉱山分野で使用される機械、装置等は大型化の傾向にあり、軽量化、耐久性の点から構造部材の強度レベルが高められている。これらの構造部材は低コストの観点から、高強度を得るため一般に炭素含有量を増加し、他の添加元素を減少させ、焼入れあるいは焼入れおよび低温焼戻しで製造されていた。
しかし、炭素含有量の増加は溶解性の指標の1つである炭素当業の増加を伴ない好ましくない。また、この種の高強度鋼は一般に遅れ破壊感受性が高いため、使用中にしばしば破壊の発生する問題があった。
高強度でかつ優れた遅れ破壊特性を付与させる製造法に関しては、従来は公知の特開昭63-199820号公報でも述べられているように、炭素鋼にNbを添加し、不純物元素P,N,Oを低減した特定組成の鋼片を、特定条件で直接焼入れおよび再加熱焼入れし、オーステナイト粒径を細粒化する方法が提案されている。
(発明が解決しようとする課題)
しかし、この技術をもってしてもコスト面で鋼板の製造費用が高い問題がある。すなわち、オーステナイト粒径の細粒化のために行う直接焼入れ後の再加熱焼入れは、再加熱処理に要する費用が製造原価に加算されるため好ましくない。
従って、本発明は優れた遅れ破壊特性を有する高強度鋼板を低廉に製造し得る方法を提供することを目的とする。」(2頁左上欄2行?右上欄10行)
(甲3d);
「(作用)
最初に本発明においる対象鋼の化学成分範囲の限定理由について述べる。 (省略)
Mｏ:Mｏは焼入性および強度を確保するために0.03%以上添加するものであるが、コストおよび溶接性の点から2.0%以下に定めた。
(省略)
V :VはNbと同様強度、靭性のバランス上添加されるが、多量に添加すると溶接性を害するため、0.1%以下に限定した。」(2頁右下欄6行?3頁右下欄4行)
(甲3e);
「次に、加熱、圧延、冷却条件について限定理由を述べる。
まず鋼片の加熱温度を1050?1250℃に限定した理由は、鋼片の状態で存在する炭窒化物を加熱時に地鉄中に十分固溶させ、熱間圧延後の急冷で高強度を得るためであり、1050℃未満の温度ではこの固溶作用が十分でなく、一方1250℃超では炭窒化物の固溶は十分であるが、結晶粒の粗大化が生ずる。従って加熱温度は1050?1250℃とした。
熱間圧延は800?950℃の範囲において30?70%の圧下率を確保できればよい。その前のパスは950℃以上で行ってもよい。これは、本発明の目的である遅れ破壊感受性の小さい高強度鋼を得るために、オーステナイトを伸長化させ結晶粒径を微細化させる必要があるからであり、950℃より高温での圧延は加工オーステナイトが再結晶するために、また800?950℃の範囲で30%より少ない圧下率では目的とするオーステナイトの伸長、微細化が達成されない。
圧下率の上限は制御圧延の効果の飽和しだす70%とする。また、800℃未満の温度では、圧延後、直ちに実施する急冷において、冷却開始温度が低下し、焼入性が低下することから800℃を下限とした。
次に、熱間圧延後の急冷は、焼入れ後の組織を完全なマルテンサイト組織とし、所望の強度を得るためであり、そのために焼入れの冷却速度は10℃/sec以上であることが必要である。冷却速度が10℃/sec未満では所望の強度が不十分となる。
なお、この発明は以上述べたように焼入れのまゝで150kgf/mm^(2)以上の引張強さを有する高強度を製造することを主たる目的とするが、強度、靭性、遅れ破壊特性、その他の機械的性質を調整するため、必要に応じて直接焼入れ後Ac_(1)変態点以下の温度で焼戻してもよいことを含むことは当然である。」(3頁右下欄9行?4頁右上欄4行)
(甲3f);
第1表には、鋼Jとして、化学成分が「重量%で、C:0.19%、Si:0.32%、Mn:1.35%、Cｒ:0.74%、Mｏ:0.40%、Ti:0.014%、B:0.0013%、sol.Al:0.025%、P:0.005%、S:0.004%、N:0.0025%、O:0.0015%、Cｕ:0.25%、Ni:0.35%、V:0.03%、Nb:0.012%」であり、TSが「163.7(kgf/mm^(2))」(第2表のJ1鋼)である実施例が記載されている。

(4) 甲4;特開平1-149921号公報
(甲4a);
「1. C :0.15?0.40ｗｔ%
Si:0.35?1.50ｗｔ%
Mn:0.1 ? 1.0ｗｔ%
Cｒ:0.50?1.80ｗｔ%でかつ
(Mn+Cｒ)が1.50?2.00ｗｔ%を満足し、さらに
P :0.015ｗｔ%
S :0.006 ? 0.020ｗｔ%
Ca:0.0030?0.0100ｗｔ%
Ti:0.005 ? 0.100ｗｔ%
B :0.0010?0.0060ｗｔ%
ｓｏlAl:0.01?0.08ｗｔ%
を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を1000℃以上に加熱し、熱間圧延によりAｒ_(3)変態点以上の温度で仕上げた後、直ちに焼入れし、焼きもどすことを特徴とする耐遅れ割れ性の優れた直接焼入れ型高強度鋼の製造方法。」(特許請求の範囲請求項1)
(甲4b);
「〈産業上の利用分野〉
本発明は、高強度鋼板の製造方法に係り、特に土木建設機械の各種部材として使用される耐摩耗性に優れ、かつ耐遅れ割れ性に優れたT.S.145kgf/mm^(2)以上の鋼材の製造方法に関するものである。」(2頁左上欄5?9行)
(甲4c);
「〈作用〉
本発明者らは、鋼材の化学成分、製造条件および遅れ破壊に関し、詳細な検討を重ねた結果以下の各知見を得、これらを基に本発明に致ったものである。
(1) 遅れ破壊は、環境から鋼中に侵入した水素によって引き起こされるものであり、鋼中に針状炭化物、あるいは棒状炭化物が多い場合、そこが起点となり、遅れ破壊が発生しやすくなる。しかし鋼中にCa添加がなされた場合、球状のオキシ・サルファイドが増え、水素のトラップサイトとなるため、上記形状の炭化物への水素の集積度合いが減じ遅れ割れ性が著しく改善される。
(2) 遅れ破壊は、主に粒界破壊の様相を呈し、粒界上にセメンタイトや不純物が濃化した場合、割れ感受性が高まる。ここで、鋼中のSi含有量が増加すると、粒界セメンタイトの生成が抑制され、あわせて低P化による粒界清浄化とによって遅れ割れ性が著しく改善される。
(3) 鋼中に残留オーステナイトが存在する場合、強度が低下すると共に、多量の水素を固溶しているため、鋼材使用中にマルテンサイトに分解し水素の放出を引き起こし、遅れ割れを助長する。鋼中にBを含有する場合、この残留オーステナイトが減少するため遅れ割れ性は改善される。この効果は鋼中のC量が多くなるほど顕著となる。
(4) 成分添加量のバランスを考慮し、成分的に低コスト化を図ると同時に、圧延後の直接焼入れ法の適用により製造コストの削減が図られ、またこの圧延で結晶粒界が常に移動するため不純物の粒界偏析も軽減し耐遅れ割れ性の改善にも効果的である。
以上の知見をもとに、具体的な鋼板性能として、主に板厚25mm以上で、引張り強さ145kgf/mm^(2)以上を有し、できるだけ低成分と省工程による低コスト化をはかるよう勘案し、本発明を構成した。」(2頁左下欄19行?3頁左上欄16行)
(甲4d);
表1には、鋼10として、化学成分が「ｗｔ%で、C:0.18%、Si:0.66%、Mn:0.87%、P:0.014%、S:0.007%,ｓｏl.Al:0.040%、Cｒ:0.92%、Ti:0.014%、B:0.0024%、Ca:0.0043%、Mｏ:0.25%、V:0.060%」、引張り強さが「153又は154kgf/mm^(2)」である実施例が記載されている。

(5) 甲5;特開平11-71631号公報
(甲5a);
「【請求項1】重量%で、C:0.23?0.28%、Si:0.50%超?1.20%、Mn:0.80?1.50%、P:0.015 %以下、S:0.004 %以下、Cr:0.20?1.20%、Nb:0.01?0.05%、B:0.0005?0.0025%、sol.Al:0.01?0.10%、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに、Mn≦25.4×Nb/(C+0.64Si)+0.60を満足する鋼組成を有することを特徴とする耐遅れ破壊性および耐熱亀裂発生性に優れた高靱性耐摩耗鋼。
【請求項2】さらに、重量%で、Cu:0.05?1.00%、Ni:0.05?1.00%、
、Mo:0.05?1.00%、V:0.02?0.10%、Ti:0.005 ?0.05%およびZr:0.05%以下からなる群から選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の耐遅れ破壊性および耐熱亀裂発生性に優れた高靱性耐摩耗鋼。
【請求項3】さらに、重量%で、Ca:0.001 ?0.008 %を含有することを
特徴とする請求項1または請求項2記載の耐遅れ破壊性および耐熱亀裂発生性に優れた高靱性耐摩耗鋼。」
(甲5b);
「【0001】【発明の属する技術分野】
本発明は、例えば土木、鉱山用の建設機械や大型の産業機械といった、耐摩耗性を要求される機械の構成部材として用いるのに好適な、高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法に関する。
【0002】【従来の技術】
周知のように、部材の耐摩耗性はその表面硬度に強く支配されることから、例えば土木、鉱山用の建設機械や大型の産業機械といった、耐摩耗性を要求される機械の構成部材には、高硬度鋼が適用される。例えば、これまでにも、HB450 以上の表面硬度を有する厚鋼板が広く利用されてきた。」
(甲5c);
「【0009】【発明が解決しようとする課題】
しかし、これらの従来のいずれの技術によっても、高い靱性を有するとともに耐摩耗性に優れ、さらに耐遅れ破壊性および耐熱亀裂発生性に優れた鋼を得ることはできない。」
(甲5d);
「【0014】
ここに、本発明の目的は、高い靱性を有するとともに耐摩耗性に優れ、さらに耐遅れ破壊性および耐熱亀裂発生性に優れた鋼を提供し、これにより、例えば土木、鉱山用の建設機械や大型の産業機械といった機械の構成部材として用いるのに好適な、高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法を提供することにある。
【0015】【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究を重ね、母材靱性 (すなわち耐熱亀裂発生性) および耐遅れ破壊性をともに所望のレベルに維持するには、C量を低減することが大きなポイントとなることを、新規に知見した。
【0016】
また、本発明者らは、C量の低減には所望の表面硬度を維持するために限度があり、表面硬度および耐遅れ破壊性をともに高レベルで両立させるには、旧オーステナイト粒微細化効果を有するNbの添加が有効であることを、新規に知見した。Nbは、ともに、オーステナイト域へ再加熱するときにピンニング粒子としてオーステナイト粒の粗大化を抑制するため、母材靱性を著しく向上させる。
【0017】
また、本発明者らは、耐遅れ破壊性の向上に関して、Si量を適正値まで増加させることが有効であることを、新規に知見した。Siは、焼入れ性向上にも効果があるため、多めに添加することによりC量低減による表面硬度低下を補うことができる。
【0018】
さらに、一般的に、焼きが入り過ぎて表面硬度が上昇した組織であるほど、耐遅れ破壊性が劣化すること、および耐遅れ破壊性の確保のためにはMn量を適正値にまで低減することが有効であることが知られているが、本発明者らは、上述した新規な知見とMn量低減とをバランスさせること、具体的には、0.80?1.50%の範囲であってかつ、Mn≦25.4×Nb/(C+0.64Si)+0.60を満足するMn量とすることにより、Mn量を極度に低減することなく耐遅れ破壊性を所望のレベルに確保できることを、新規に知見した。
【0019】
本発明者らは、これらの新規な知見に基づいて鋭意検討を重ね、高価な合金元素の添加を可及的抑制しながら、高い靱性を有して耐熱亀裂発生性および耐遅れ破壊性に優れた、HB450 以上の高硬度耐摩耗鋼を、直接焼入れを行うことなく、得ることが可能となることを知見して、本発明を完成した。」
(甲5e);
表1には、鋼塊Nｏ.20として、化学成分が「ｗｔ%で、C:0.24%、Si:0.73%、Mn:0.85%、P:0.007%、S:0.002%、Cｒ:1.20%、Nb:0.019%、B:0.0005%、ｓｏl.Al0.012%、Mｏ:0.25%、V:0.054%、Ca:0.003%」、表2には、鋼塊Nｏ.20のHBが「475」、臨界引張応力が「1512MPa」である例が記載されている。

(6) 甲6;特公昭59-25022号公報
(甲6a);
「本発明は溶接割れ感受性を著るしく低めた引張り強さ130?200kg/mm^(2)級高張力鋼に関するものである。
土木建設機械に使用される鋼材は高い強度メンバーとしての引張強さの高いもの、さらに耐磨耗性の優れた高硬度が要求される。しかもそれらの機械の大型化にともない増々高強度、高硬度の鋼材が要求されている。
一般に高強度、高硬度の鋼を製造するには各種の合金元素を多量に添加するのが通例である。しかしこの場合、機械の製造時の溶接性の悪さが問題となる。この問題解決のために、本発明者等の一部は既に・・80?130kg/mm^(2)級の鋼材では合金元素を低減し、希土類元素の添加によって常温での溶接を可能にし、焼入れまままたは400℃以下の低温焼戻によつて鋼材を製造すれば従来の高合金耐磨耗鋼と同等の耐磨耗性を有する鋼材の製造出来ることを提案した。
しかし乍ら、引張強さがさらに増加すると溶接後5?10日後になって初めて発見されるような溶接割れが発生し、・・この割れを防止することが困難であり、防止するためには高い温度での予熱、長時間の後熱など厄介な作業を必要とする。
本発明者らは、かかる実情に鑑み、さらに検討を重ねた結果、130?200kg/mm^(2)という高い強度を持ちながら、溶接割れ感受性を極めて低くするために、合金成分の調整を・・する事によって、溶接割れ感受性の極めて低い高強度耐磨耗性鋼を得ることに成功し本発明を完成したものである。」(1頁左欄下から5行?2頁左欄15行)
(甲6b);
表2には、Nｏ.21として、化学組成が「C:0.30%、Si:0.46%、Mn:0.83%、P:0.007%、Al:0.061%、Ca:0.003%、REM:0.002%、Cｒ:0.48%、Mｏ:0.32%、V:0.05%、B:0.0008%」、引張り強さが「172fkg/mm^(2)」である実施例が記載されている。

2 無効理由(1)についての判断
以下、まず本件訂正発明1について検討する。

2-1 甲1に記載された発明
(1)先に摘示した(甲1a)?(甲1d)の記載によれば、甲1は、自動車のバンパー、ドアの補強部材等に適し、980N/mm^(2)以上の強度を有すると共に優れた耐遅れ破壊特性を有する超高強度熱延鋼板とその製造方法に関するものであって、自動車の車体の軽量化を図るべくバンパー、ドアの補強部材などに980N/mm^(2)以上の超高強度鋼板のニーズが強くなっているが、980N/mm^(2)以上の強度を有する超高強度熱延薄鋼板の耐遅れ破壊特性の改善に関する検討は未だ殆ど見られなかったので、引張強さ980N/mm^(2)以上の超高強度熱延鋼板における上記のような遅れ破壊の問題を解決することを目的とした発明について記載したものである。
そして、甲1には、「重量%で(以下同じ)、C:0.10?0.35%、Si≦1.5%、Mn:1.0?3.5%、P≦0.03%、S≦0.02%、Al:0.02?0.10%、N≦0.01%、Mo:0.8?1.5%、を含むと共に、更にTi≦0.04%、V≦0.10%、Nb≦0.10%のうちの1種又は2種以上を含み、残部が鉄及び不可避的不純物元素からなることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた980N/mm^(2)以上の強度を有する熱延鋼板」の発明、及び、この熱延鋼板の製法の発明として、「上記の化学成分を有する鋼について、Ar_(3)以上の温度域で熱間圧延を仕上げた後、急冷し、巻取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた980N/mm^(2)以上の強度を有する熱延鋼板の製造方法」の発明が記載されている。

(2)ところで、上記(甲1g)及び(甲1h)の記載によれば、表1には、上で述べた熱延鋼板の発明について、選択成分であるTi、V又はNbのうちの1種又は2種以上の組み合わせを種々変更し、また、熱延仕上げ温度や巻取り温度も変更した、7とおりの実施例及び4とおりの比較例が示され、それぞれについて、TS(引張強度)及び陰極チャージ割れ発生時間(耐遅れ破壊特性の評価指標)を調査した結果が示されている。そして、実施例の一つである試験Nｏ.7には、選択成分であるTi、Nb、Vのうち、Vを含む場合について、一例として、「重量%で、C:0.16%、Mn:1.89%、Si:0.42%、Al:0.027%、P:0.006%、S:0.002%、N:34ｐｐm、Mｏ:1.0%、V:0.056%」の鋼を、「熱延仕上げ温度:900(℃)」、「巻取温度:550(℃)」の製造条件で製造した結果、引張強度が「1062(kgf/mm^(2))」、陰極チャージ割れ発生時間が「60min(割れず)」である熱延鋼板が得られたことが記載されている。ここで、上記鋼が、成分として、残部鉄及び不可避的不純物を含むことは明らかであり、また、上記「kgf/mm^(2)」は、「N/mm^(2)」の誤記であることも明らかである。
そうすると、甲1には、上記(1)で述べた熱延鋼板の発明の実施例の一つとして、次の発明(以下、「甲1発明」という。)が記載されていると認められる。

「重量%で、
C :0.16%、
Si:0.42%、
Mn:1.89%、
Mｏ:1.0%、
V :0.056%、
P :0.006%、
S :0.002%、
Al:0.027%、
N :34ｐｐm
を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、引張強度が1062N/mm^(2)である耐遅れ破壊特性に優れた熱延鋼板。」

2-2 本件訂正発明1と甲1発明との対比
本件訂正発明1と甲1発明とを対比する。
甲1発明のMｏ含有量は1.0%、Vは0.056%であるから、(Mｏ/V)は18.0となり、また、N含有量は34ｐｐmであるから、0.0034%となり、いずれも本件訂正発明1と一致する。また、甲1発明の「重量%」、「N/mm^(2)」と、本件訂正発明1の「質量%」、「MPa」とは、実質上の差はない。
したがって、両者は、
「質量%で、
C :0.05?0.3%、
Si:0.4%以上3.0%未満、
Mn:0.9?3.0%、
Mｏ:0.2?3.0%、
V :0.05?0.5%,
P :0.02%以下、
S :0.02%以下、
Al:0.005?0.1%、
N :0.001?0.05%、
を含有し、かつ
1≦(Mｏ/V)
を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなる耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板」である点で一致し、以下の点で相違する。

相違点;
本件訂正発明1は、冷延鋼板であって、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であるのに対して、甲1発明は、熱延鋼板であって、引張強度が1062MPaにすぎず、限界拡散性水素量が不明である点

2-3 相違点についての判断
以下、上記相違点について検討する。

(1)まず、本件訂正発明1における上記相違点の技術的意義を理解するために、本件訂正明細書の記載を詳しく見ておくこととする。
本件訂正明細書の「発明の詳細な説明」には、次の記載がある。
ア 「【0002】【従来の技術】
・・・近年ではバンパーやドアインパクトビームなどの補強材やシートレールなどの用途に、引張強度を1180MPa以上に高めた超高強度鋼板が要望されている。
【0003】
しかしながら、一般に鋼材を高強度化すると、切欠き感受性が高まり環境の悪影響を受けやすくなる。特に腐食環境下では表面に腐食ピットが形成されると、これが応力集中源となり、さらに腐食反応の進行に伴って発生する水素により、水素脆化による割れ、所謂遅れ破壊が発生するという問題があった。
【0004】
遅れ破壊を防止する方法については、これまで高強度ボルトやPC鋼棒などで検討されており、結晶粒を微細化させる方法やP,Sなどの結晶粒界に偏析する不純物元素を低減して結晶粒界を強化する方法などが考えられているが、いずれの方法も本発明者らの試験では大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【0005】
また、高強度ボルトやPC鋼棒などは、通常C量が0.3%を超える中炭素鋼を焼き入れ焼戻し処理して製造されるため、高温焼き戻し時に析出するVCやMO_(2) Cなどの炭化物を水素トラップサイトとして用いる方法が考えられている。しかしながら、炭化物の析出に長時間を要するため製造性に問題があることに加え、炭素量が高いがゆえに薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪である。一方、炭素量を下げると高温焼き戻しでは所要の強度が得られない。従って、上記の方法を薄鋼板に適用することは困難である。
【0006】
高強度冷延鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば特許文献1には、フェライトを面積率で3?50%含有する組織とする技術が提案されているが、本発明者らの試験では大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
以上のように、従来の技術では、1180MPa以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を製造することは困難であった。 (省略)
【0008】【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したような問題点を解決しようとするものであって、1180MPa以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法を提供することを目的とする。」
イ 「【0009】【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した種々の強度レベルの高強度冷延鋼板を用いて、耐遅れ破壊特性を詳細に解析した。高強度冷延鋼板の耐遅れ破壊特性の評価は、遅れ破壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることにより評価した。この評価方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を試料に含有させた後、遅れ破壊試験中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するためCdめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価するものである。
【0010】
ここで遅れ破壊試験片は、図1に示すような形状の切り欠き付きのものであり、遅れ破壊試験の負荷応力は引張強度の0.9倍である。なお、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定することができる。本発明では、鋼材を100℃/hourの昇温速度で加熱した際に、室温から300℃までに鋼材から放出される水素量を「拡散性水素量」と定義している。
【0011】
図2に、拡散性水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散性水素量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定することができる。
【0012】
そこで、高強度冷延鋼板の限界拡散性水素量を増加させる手段を種々検討した。その結果、(Mｏ,V)_(2) Cが水素トラップサイトとして非常に有効であり、限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。さらに、(Mｏ,V)_(2) Cは成分と熱間圧延条件を適切に制御することにより、通常の薄鋼板製造プロセスで有効に析出させることができることを見出した。
また、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率で10%以下とすることにより、限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。
【0013】
さらに研究を進めた結果、MｏとVの添加比率(Mｏ/V)を1以上とし、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下とすることにより、1180MPa以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板が得られることを知見した。」
ウ 「【0018】【発明の実施の形態】
以下に、本発明における各要件の意義及び限定理由について具体的に説明する。まず、本発明における高強度冷延鋼板の成分限定理由について説明する。
C:Cは鋼の強度を増加させる元素として添加されるものである。0.05%未満では1180MPa以上の引張強度の確保が困難であり、0.3%を超える過剰の添加は延性、溶接性、靭性などを著しく劣化させる。従ってC含有量は0.05?0.3%とした。
【0019】
Si:Siは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素であるが、3.0%を超える過剰の添加は熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を著しく劣化させるため、Si含有量は3.0%未満とした。Si量の下限は特に限定しないが、強度を増大させるためには0.05%以上含有することが好ましい。なお、Si含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.4%以上とする。
【0020】
Mn:Mnは焼入れ性を高めるために有効な元素であるが、一方で粒界を脆化させ耐遅れ破壊特性を劣化させる有害な元素である。0.5%未満では焼入れ性を高める効果が発現されず、3.0%を超える過剰の添加は耐遅れ破壊特性を劣化させる。従ってMn含有量は、本発明の実施例をもとに、0.9?3.0%とした。
【0021】
Mｏ:MｏはV,Cとともに(Mｏ,V)_(2) Cを形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、0.1%未満ではその効果が発現されず、3.0%を超える過剰の添加は靭性を低下させるため、Mｏ含有量は0.1?3.0%とした。
【0022】
V:VはMｏ,Cとともに(Mｏ,V)_(2) Cを形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、0.02%未満ではその効果が発現されず、0.5%を超える過剰の添加は靭性を低下させるため、V含有量は0.02?0.5%とした。なお、V含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.05%以上とする。
(省略)
【0025】
また、本発明者らは、0.15%C-0.5%Si-1.5%Mnをベース成分とし、MｏとVの添加比率を種々に変えた鋼を通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した。焼鈍条件を調整することにより同一強度レベルに調質し、限界拡散性水素量を測定した。MｏとVの添加比率(Mｏ/V)と限界拡散性水素量の関係を図3に示す。図3より、Mｏ/Vが1以上のとき限界拡散性水素量が大幅に向上することを知見した。その他のC,Si,Mn量でも同じことが成立することを確認した。従って、Mｏ/Vを1以上とした。」
エ 「【0039】
次に製造条件の限定理由について述べる。
本発明においては、上記化学成分を有する鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で巻き取ることにより、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度が1100℃未満であると、V等が十分に固溶せずに必要な強度や耐遅れ破壊特性が得られないため、スラブ加熱温度の下限は1100℃とした。
【0040】
仕上げ圧延温度が850℃未満であると、熱延中に(Mｏ,V)_(2) C等が析出し粗大化するために必要な耐遅れ破壊特性が得られないので、仕上げ圧延温度の下限は850℃にした。
巻き取り温度が500℃未満では、水素トラップサイトとして有用な(Mｏ,V)_(2) C等が析出せず、巻き取り温度が700℃を超えると、(Mｏ,V)_(2) C等が粗大化し有効な水素トラップサイトとして機能しなくなるため、いずれの場合も必要な耐遅れ破壊特性が得られない。そこで、巻き取り温度は500℃以上700℃以下とした。
【0041】
冷延鋼板を製造するにあたり、鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、連続焼鈍を行う。連続焼鈍を行うに際し、全体をオーステナイト変態させるために、連続焼鈍時の加熱温度はAc3 変態点以上とした。Ac3 変態点以上に加熱後、加熱温度から冷却を開始するが、冷却速度が20℃/秒未満であると、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイトが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、冷却速度の下限を20℃/秒に限定した。
【0042】
冷却中に生成しやすいフェライト、パーライト、ベイナイトをできるだけ防止する観点で、より望ましい冷却速度は50℃/秒以上である。一方、冷却速度が300℃/秒を超えると焼割れが発生しやすくなるので、冷却速度を300℃/秒以下とする。なお、マルテンサイトを生成させるため冷却の終了温度はマルテンサイト変態開始温度(MS点)以下である。
冷却後、後述の焼戻し温度まで再加熱しても良く、再加熱せずに冷却を終了した温度でそのまま保持し後述の焼戻し処理をしてもかまわない。
【0043】
次に焼戻し処理条件について述べる。上記焼鈍後の鋼はマルテンサイト主体の組織である。マルテンサイト中の過剰な転位や残留応力を回復により消滅させ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによって、靭性、延性を高めるために焼戻しを行う。この焼戻し処理において加熱温度がAc1 変態点を超えると逆変態が生じて最終的にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイト主体の組織が得られず、また、析出物が粗大化し水素トラップサイトとしての効果が低下するため、加熱温度はAc1 変態点以下に制限した。一方、加熱温度が100℃未満であれば前記の効果が得られないので、加熱温度は100℃以上とする。」
オ 「【0045】【実施例】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表1に示す組成を有する鋼を、表2に示す条件で熱間圧延し、冷間圧延した後、表2に示す条件で焼鈍した。焼鈍後の組織分率、降伏応力及び引張強度を表2に併せて示す。本発明例(No. 1?4)ではいずれも1180MPa以上の引張強度が得られている。これらの鋼板の耐遅れ破壊特性について前述した限界拡散性水素量で評価した。耐遅れ破壊特性評価結果を表2に併せて示す。
【0046】
表1、表2より、本発明例(No. 1?4)ではいずれも限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であり、耐遅れ破壊特性が優れている。
Mｏ量、V量、又は(Mｏ/V)のいずれか一つ以上が本発明の範囲から逸脱している比較例(No. 6、7、8)では、いずれも限界拡散性水素量が0.1ｐｐm以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣ることがわかる。
また、熱延条件あるいは焼鈍条件が本発明の範囲から逸脱している比較例(No. 9?11)では、引張強度が1180MPaに未達であり、マルテンサイト+焼戻しマルテンサイト+ベイナイトの面積率、あるいは残留オーステナイトの面積率が本発明で示した範囲から逸脱しており、かつ限界拡散性水素量が0.1ｐｐm以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣ることがわかる。
【0047】
以上より、鋼成分及びMｏとVの添加比率(Mｏ/V)を本発明で示した範囲に特定し、本発明で示した条件で製造することにより、1180MPa以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が得られることが明らかである。」

カ 上記ア?オの記載によれば、本件訂正発明1について、次の事実が認められる。
(ア)従来、遅れ破壊を防止する方法として、高強度ボルトなどで結晶粒を微細化する方法、不純物を低減して結晶粒界を強化する方法などが考えられており、高強度冷延鋼板では、例えば、フェライトを面積率で3?50%含有する組織とする方法が提案されているが、いずれの方法も大幅な耐遅れ破壊特性の改善に至らず、従来の技術では、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を製造することは困難であった。
(イ)一方、高強度ボルトなどで、中炭素鋼を高温焼き戻し時に析出する炭化物を水素トラップサイトとして用いて耐遅れ破壊特性を大幅に向上する方法が考えられているが、この方法には、炭化物の析出に長時間を要する製造上の問題に加え、加工性や溶接性を確保するため炭素量を下げると高温焼き戻しでは所要の強度が得られない強度低下の問題があったので、この方法を冷延鋼板(薄鋼板)に適用することができなかった。
本件訂正発明1は、上記問題を課題とするものであり、従来の技術では製造が困難であった「引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を製造することを目的とするものである。
(ウ)そこで、発明者らは、高強度冷延鋼板の限界拡散性水素量を増加させる手段を種々検討した結果、以下(1)?(4)の知見を得た。
(1) (Mｏ,V)_(2)Cが水素トラップサイトとして非常に有効であり、限界拡散性水素量を大幅に高めること
(2) (Mｏ,V)_(2)Cは成分と熱間圧延条件を適切に制御することにより、通常の薄鋼板製造プロセスで有効に析出させることができること
(3) Mｏ/Vが1以上のとき限界拡散性水素量が大幅に向上すること
(4) MｏとVの添加比率(Mｏ/V)を1以上とし、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下とすることにより、1180MPa以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板が得られること
(エ)本件訂正発明1は、上記知見に基づき、高強度冷延鋼板において、鋼の化学成分を、「Mｏ:0.2?3.0%及びV:0.05?0.5%を含有し」、「かつ1≦(Mｏ/V)を満足」するように限定し、そして、熱間圧延条件及び焼鈍条件を適切に制御して製造するという解決手段を採用することにより、上記課題を解決したものである。
そして、上記解決手段を採用した技術的意義は、成分については、MｏとVを所定量含有させるだけではなく、さらに、上記知見に基づき、MｏとVの含有量比を、1≦(Mｏ/V)に限定し、限界拡散性水素量を大幅に高めて耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることができたことにある。
また、熱間圧延条件については、上記知見に基づき、上記化学成分を有する鋼を、熱間圧延条件を適切に制御することにより、高温焼き戻し処理することなく巻き取り時に、水素トラップサイトとして非常に有効である(Mｏ,C)_(2)Cを有効に析出させることができるようになり、上記課題を解決できたことにある。
さらに、焼鈍条件については、上記知見に基づき、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト又はベイナイトを主体とする組織を得ることにより、高強度化を図るとともに、限界拡散性水素量を大幅に向上させて耐遅れ破壊特性の大幅の向上を図ったことにある。
(オ)そして、以上のとおりの成分、熱処理条件及び焼鈍条件とすることによって、表1、表2から明らかなとおり、上記化学成分及び熱間圧延条件を満足する方法で製造された高強度冷延鋼板のすべてが、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であったが、Mｏ量、V量又は(Mｏ/V)のいずれかひとつ以上が本件訂正発明1の範囲から逸脱しているものは、いずれも0.1ｐｐm以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣るものであり、また、熱延条件あるいは焼鈍条件が本件訂正発明の範囲から逸脱しているものは、引張強度が1180MPaに未達であり、かつ限界拡散水素量が0.1ｐｐm以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣るものであった。

キ 以上によれば、本件訂正発明1の上記相違点に係る「冷延鋼板であって、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」ことの技術的意義は、従来の技術では製造が困難であった「引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」という耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板の優れた特性を規定したことにあることが理解できる。
また、このような優れた特性を達成するためには、Mｏ量、V量、又は(Mｏ/V)のすべてが、本件訂正発明1の範囲にあるとともに、熱延条件あるいは焼鈍条件も、本件訂正発明1の範囲にあること、すなわち、上記「カ(エ)」で述べた、本件訂正発明1の課題の解決手段を採用することが不可欠であり、そして、上記解決手段を想到するためには、上記「カ(イ)」で述べた、炭化物を水素トラップサイトとして用いて耐遅れ破壊特性を大幅に向上する方法を冷延鋼板に適用する場合に生ずる製造上の問題や鋼板の強度低下の問題を課題として認識し、この課題を解決するために、上記「カ(ウ)」で述べた知見を見出すことが不可欠の前提であったことが認められる。

(2)これに対して、上記「(1)カ」で述べた、本件訂正明細書に記載された事実を踏まえて、甲1の記載をみれば、甲1発明は、成分と熱延条件は本件訂正発明1の範囲にあるものの、熱延鋼板であって、(冷延後の)焼鈍は行わないから、焼鈍条件は本件訂正発明1の範囲を逸脱しているので、「(1)カ(オ)」からして、引張強度が1180MPaに未達であり(実際に1062MPaである)、かつ、限界拡散性水素量は0.1ｐｐm以下であると解するのが合理的である。
ところで、甲1の表1には、引張強度が1180MPa以上の実施例が記載されている。しかし、これらの実施例は、いずれも、本件訂正発明1では必須であるVを含まず、巻取温度も300℃以下であって、その成分及び巻取温度がともに、本件訂正発明1の範囲を逸脱するものであるから、やはり「(1)カ(オ)」からして、限界拡散性水素量は、0.1ｐｐm以下となり、0.2ｐｐmには至らなかったものと理解するのが合理的である。
したがって、甲1には、「引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素素量が0.2ｐｐm以上である」熱延鋼板は記載されていないというべきである。
一方、甲1には、発明の課題については、(甲1c)に、従来、超高強度熱延鋼板の高強度化については多数の検討がなされてきたが、耐遅れ破壊特性の改善に関する検討は未だ殆ど見られないことが問題であったと記載されるだけであり、本件訂正発明1の課題である、高温焼き戻し時に析出する炭化物を水素トラップサイトとして用いて耐遅れ破壊特性を大幅に向上する方法を冷延鋼板(薄鋼板)に適用する場合に生ずる製造上の問題や強度低下の問題については何も記載されていない。
また、耐遅れ破壊特性を向上する手段としては、(甲1e)に、Ti、Nb、Vは高強度化に有効であると共に耐遅れ破壊特性の改善にも有効な元素であるが、これは、熱延時に圧延された加工オーステナイトの再結晶及び変態を抑制することにより、組織が微細化するために粒界が破壊しにくくなり、耐遅れ破壊特性(脆性)が改善されることや、Mｏは焼入性を向上させることにより低温変態生成物を生成し、耐遅れ破壊特性を劣化させることなく高強度化するのに必須の元素であることなどが記載されているだけであり、本件訂正発明1の耐遅れ破壊特性を向上する手段である、Mｏ、Vを所定の量を含有し、かつ、(Mｏ/V)を1以上とし、高温焼き戻し処理をすることなく、熱間圧延条件や焼鈍条件を適切に制御することにより、水素トラップサイトとして非常に有効である(Mｏ,V)_(2)Cを有効に析出させることについては、やはり何も記載されていない。
以上によれば、甲1には、上記相違点に係る「冷延鋼板であって、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」ことが記載されていないことは言うまでもなく、さらに、このような優れた特性を得るために不可欠の本件訂正発明1の解決手段について記載がないばかりではなく、しかも、解決手段を想到する前提である、本件訂正発明1の課題の認識や知見についても何も記載されていないのである。

(3)一方、請求人は、引張強度が1180MPa以上の遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板が周知であるとして、甲11、甲13、甲16?甲20を提出しているので、以下に検討する。
甲11には、引張強度が980MPa以上の高強度冷延鋼板において、従来の技術では、水素侵入量が2?3ｐｐmしか耐えられないという課題があったので、10ｐｐm以上の水素侵入がある場合にも優れた耐遅れ破壊特性を有する冷延鋼板を提供したことが記載されており、その実施例には、引張強度が1180MPa以上の例が多数記載されていることが認められる。
しかし、甲11に記載された耐遅れ破壊特性については、「具体的には、図4に示す試験片を20mg/lのAs_(2)O_(3) を加えた0.1 規定NaOH水溶液中に浸漬し、サンプルを陰極として10mA/cm^(2)の電流密度で電気分解して、破壊時間を測定する。耐遅れ破壊特性評点は破壊時間から評価しており、1点:30分以内、2点:30分?1時間、3点:1?1.5 時間、4点:1.5 ?2時間、5点:2時間以上としている。本発明鋼は、この耐遅れ破壊特性評点が4 ?5 点となるものである。電解1.5 時間で水素侵入量は約10ppm に達しており、このような多量の水素侵入に耐えられれば、自動車部品としては申し分のない耐遅れ破壊特性を有していると判断される」(【0031】?【0032】)と記載されるだけであって、それが、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを示す証拠は認められないから、甲11には、「引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素素量が0.2ｐｐm以上である」高強度冷延鋼板は記載されていない。
また、耐遅れ破壊特性を向上させる手段については、「(1) 各種添加元素量が多くなると必然的に鉄格子の歪みを増加させるが、水素が侵入するとこのような歪みに偏析して内部応力を高めて耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。このため、高強度を得るために最も量多く添加するC、Si、Mnを、所定の強度に対して必要最低限量とする。(2) このため、構成組織は低温変態相の中で最も硬質なマルテンサイト相とし、かつ、組織の不均一性に起因した加工時の局部的な歪集中を避けるためマルテンサイト相の体積率を80%以上とする。(3) 遅れ破壊は粒界破壊を伴うため、Bを適量添加し粒界を強化する。ここでBを有効に作用させるためにNb、Ti、Zrを適量添加してNを窒化物として固定させる。(4) さらに、介在物の中でも最終製品段階において粒界に存在しやすい酸化物を低減させるため、O含有量を低減する。の4 点を全て満たすことが、良好な耐遅れ破壊特性を有する鋼板とするために極めて有効であることが明確となった」(【0012】?【0015】)というものであって、Mｏ、Vを所定量含み、かつ、1≦(Mｏ/V)を満足し、熱間圧延条件及び焼鈍条件を適切に制御して、(Mｏ、V)_(2)Cを有効に析出させてトラップサイトとして利用するものではなく、本件訂正発明1の上記課題やその解決手段については何も記載がない。
次に、請求人が同様に提出した甲13、甲16?20を検討しても、いずれも引張強度が980MPa以上又は1180MPa以上である高強度冷延鋼板であって、耐遅れ破壊特性の改善を課題とする発明に関するものではあるが、その耐遅れ破壊特性の改善策は、残留オーステナイトの量を制限するもの(甲13)、ベイナイトを主体とする微細かつ均一な組織とするもの(甲16)、鋼板の形状と板厚の関係を規定するもの(甲17)、オーステナイト粒の微細化を図るもの(甲18)、フェライトの面積率を規定するもの(甲19)、及び、成分と圧化率を特定することにより最高硬さを規定するもの(甲20)であって、いずれも、先に「(1)カ(ア)」で述べたような、本件訂正明細書において、耐遅れ破壊特性を大幅に改善できなかったとされている従来の技術の範疇に属するものというべきであって、やはり、「引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素素量が0.2ｐｐm以上である」高強度冷延鋼板は記載がないし、そして、Mｏ、Vを所定量含み、かつ、1≦(Mｏ/V)を満足し、熱間圧延条件及び焼鈍条件を適切に制御して、(Mｏ、V)_(2)Cを有効に析出させてトラップサイトとして利用するものではなく、本件訂正発明1の上記課題やその解決手段については何も記載がない。

(4)上記(1)?(3)によれば、上記相違点に係る「冷延鋼板であって、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」ことを得るためには、炭化物を水素トラップサイトとして利用して耐遅れ破壊特性を大幅に向上する方法を冷延鋼板に適用する場合の上記問題を解決すべき課題として認識し、そして、当該課題を、上述した解決手段を想到することにより解決することが不可欠であるにもかかわらず、甲1発明を含む甲1には、本件訂正発明1の課題の解決手段はもちろん、その前提となる上記課題や知見について何も示すところはないし、一方、請求人が提示した上記甲各号証をみても、やはり、上記相違点に係る構成は記載されていないし、また、本件訂正発明1の上記課題や知見も記載がなく、その解決手段についても全く何も示すところはない。
したがって、本件訂正発明1の上記相違点に係る「冷延鋼板であって、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」という構成は、甲1発明及び周知技術に基いて当業者が容易に想到することができたものとはいえない。

(5)請求人の主張について
ア 請求人は、陳述要領書(10頁12行?13頁9行)によれば、要するに、「本件訂正明細書の記載からみて、鋼を通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した場合、限界拡散性水素量は、鋼材の成分、特に、Mｏ量、V量、及び(Mｏ/V)によって決まり、本件訂正発明1の「・・・」という範囲内の成分であれば、限界拡散性水素量は0.2ｐｐm以上になるといえる。甲1発明の耐遅れ破壊特性に優れた超高強度熱延鋼板は、上記範囲内のものであるから、限界拡散性水素量は0.2ｐｐm以上であることが予測される」、また、「本件訂正明細書には、限界拡散性水素量は、鋼材の成分と熱処理等の製造条件(熱間圧延条件)で決まることが示されているから、熱延鋼板か冷延鋼板かで限界拡散性水素量が大きく異なるとはいえない」、そして、「甲第11号証には、引張強度が1180MPa以上の超高強度冷延鋼板について、耐遅れ破壊特性を向上させるために、水素侵入量(本件訂正発明1とは基準が異なるが、「限界拡散性水素量」に相当)10ｐｐm以上に耐えられるようにすることが示されているから、耐遅れ破壊特性を向上させるために、甲1発明の耐遅れ破壊特性に優れた超高強度熱延鋼板の化学組成(成分)を、周知の引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板に適用することにより、限界拡散性水素量を0.2ｐｐm以上にすることは、当業者が容易に想到し得るものである」という主張をしているものと認められる。
ところで、上記主張は、本件訂正発明1について、容易想到性があることを主張するものであるが、本件訂正明細書の記載をその主張の根拠とするものであると認められる。
しかし、容易想到性の主張については、本件訂正明細書の記載を根拠とすることは許されない。
したがって、請求人の上記主張は採用できるものではない。

イ また、請求人は、陳述要領書(16頁10行?17頁22行)によれば、要するに、甲第9号証(以下、「甲9」と略記する。)には、本件訂正発明1と同様に、「遅れ破壊が発生しない拡散性水素濃度の上限値を、限界拡散性水素濃度[H_(c)]と定義し、鋼材の耐水素脆化特性の指標とする」ことが記載され、「Mｏ,Vの添加は、焼戻し時の炭窒化物の析出が焼戻しによる強度低下を抑制するため、高温焼き戻しの観点から利用されてきた。・・・通常の中炭素鋼の場合、1500MPa程度の強度であれば[H_(c)]は0.1ｐｐm程度であるが、V添加鋼は3ｐｐm程度(トラップ水素含む)と、非常に高い耐水素脆化特性を示す。」と記載され、また、焼戻しマルテンサイト鋼の限界拡散性水素濃度(限界拡散性水素量)が0.2ｐｐm以上であることも示されているから、本件訂正発明1の引張強度が1180MPa以上の高強度冷延鋼板における「限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上」は格別顕著なものであるとはいえないと主張する。
しかし、甲9に記載されたものは、先の「(1)カ(イ)」で述べたとおり、本件訂正明細書において、まさに、従来、高強度ボルトなどで考えられていた従来の技術として示した方法であり、本件訂正発明1は、この方法を冷延鋼板に適用する場合に生ずる問題を解決課題と認識し、上述したとおりの解決手段を想到することにより解決したものということができる。ところが、甲9には、上述のような本件訂正発明1の課題やその解決手段については何も記載がない。
したがって、請求人の上記主張は、このような本件訂正発明1の課題とその解決手段を正解しないで主張するものであるから、採用できるものではない。

2-4 本件訂正発明1についての小括
以上のとおりであるから、上記相違点について、当業者が容易になし得たとする理由はないから、本件訂正発明1は、甲第1号証に記載された発明及び周知技術に基いて当業者が容易に発明をすることができたものではないと認める。
また、請求人が提出した他の証拠である甲7?甲10、甲12、甲14(甲15は本件特許公報である)を検討しても、本件訂正発明1の特徴である、「Mｏ:0.2?3.0%、V:0.05?0.5%を含有し、かつ、1≦(Mｏ/V)を満足する化学成分からなる高強度冷延鋼板であって、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板について記載又は示唆する証拠は認められないから、請求人が提出したいずれの証拠によっても、本件訂正発明1は当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない。

2-5 本件訂正発明2?5についての当審の判断
本件訂正発明2?5は、本件訂正発明1を引用するものであるから、上述のとおり、本件訂正発明1は当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない以上、本件訂正発明2?5についても当業者が容易に発明をすることができたものではないと認める。

3 無効理由(2)について
弁駁書等によれば、無効理由(2)は、上記「2」で上述した無効理由(1)の証拠に、新たに副引用例として甲第2号証を追加したものといえる。
そこで、甲2について検討すると、(甲2a)?(甲2c)によれば、甲2には、自動車部品などに用いられる1800MPa以上の引張強度を有し、かつ耐水素疲労特性に優れた機械構造用鋼、及び製造方法に関して記載されている。甲2には、一応、Mｏ及びVを含み、5≦(Mｏ/V)≦20を満足する化学成分とし、(Mｏ,V)_(2)Cが水素トラップサイトとして非常に有効であり、焼入れ後の高温焼き戻しにより上記(Mｏ,V)_(2)Cを析出させることにより、疲労限界拡散水素量を大幅に向上させることは記載されていることが認められる。
しかし、甲2には、上記(Mｏ,V)_(2)Cの析出と、限界拡散性水素量や耐遅れ破壊特性の関係について何も記載がないから、このような耐水素疲労破壊特性に関する甲2に記載された技術事項を、耐遅れ破壊特性に優れた甲1発明に適用する理由は見当たらない。
したがって、上記甲1及び甲2に記載された発明並びに周知技術に基いて上記相違点に係る本件訂正発明1の構成を、当業者が容易になし得たものとはいえない。
よって、無効理由(2)は理由がない。

4 無効理由(3)?(6)について
無効理由(3)?(6)は、それぞれ、無効理由(2)の主引用例である甲1に代えて、甲3、甲4、甲5又は甲6を引用するものである。
そこで検討すると、先の摘示(甲3a)?(甲6b)の記載によれば、上記甲3?甲6には、いずれも熱延鋼板あるいは熱延鋼材が記載されているだけであり、そして、MｏやVを含有するものの、いずれの甲号証を見ても、上述したような、本件訂正発明1の課題、課題を解決する手段について記載がないばかりではなく、「(1)カ(イ)?(ウ)」で述べた、本件訂正発明に至った前提である、発明者らが見出した上記知見や析出物をトラップサイトとして利用して耐遅れ破壊特性を向上する方法を冷延鋼板に適用するという発想についてすら何も記載されていないし、「引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上である」耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板について記載又は示唆するところはない。
したがって、甲3?甲6のいずれかと甲2並びに周知技術に基いて本件訂正発明1を容易に発明することができたものとはいえない。
そして、本件訂正発明3?5は、本件訂正発明1を引用するものであるから、同様に、甲3?甲6のいずれかと甲2並びに周知技術に基いて本件訂正発明1を容易に発明することができたものとはいえない。
よって、無効理由(3)?(6)は理由がない。

第7 むすび
以上のとおりであるから、請求人の主張する理由及び提示した証拠によっては、本件訂正発明1?5に係る発明についての本件特許を無効とすることはできない。
審判に関する費用については、特許法第169条第2項で準用する民事訴
訟法第61条の規定により、請求人が負担するものとする。
よって、結論のとおり審決する。
 
発明の名称 (54)【発明の名称】
耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】質量%で、
C :0.05?0.3%、
Si:0.4%以上3.0%未満、
Mn:0.9?3.0%、
Mｏ:0.2?3.0%、
V :0.05?0.5%、
P :0.02%以下、
S :0.02%以下、
Al:0.005?0.1%、
N :0.001?0.05%
を含有し、かつ
1≦(Mｏ/V)
を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項2】さらに質量%で、
Cｒ:0.05?3.0%、
Ni:0.05?5.0%、
Cｕ:0.05?2.0%、
W :0.05?3.0%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項3】さらに質量%で、
Ti:0.005?0.3%、
Nb:0.005?0.3%、
B :0.0003?0.05%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項4】さらに質量%で、
Ca:0.001?0.01%、
Mg:0.0005?0.01%、
Zｒ:0.001?0.05%、
REM:0.001?0.05%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1?3のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項5】マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下であることを特徴とする請求項1?4のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【請求項6】請求項1?5のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、請求項1?4のいずれか1項に記載の成分からなる鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ac3変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで20?300℃/秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で100℃?Ac1変態点で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品などに用いられる1180MPa以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的として、自動車の軽量化が望まれている。また、衝突安全性向上に対する要求はますます高くなっている。自動車の軽量化や衝突安全性向上のためには鋼材の高強度化が有効な手段であり、近年ではバンパーやドアインパクトビームなどの補強材やシートレールなどの用途に、引張強度を1180MPa以上に高めた超高強度鋼板が要望されている。
【0003】
しかしながら、一般に鋼材を高強度化すると、切欠き感受性が高まり環境の悪影響を受けやすくなる。特に腐食環境下では表面に腐食ピットが形成されると、これが応力集中源となり、さらに腐食反応の進行に伴って発生する水素により、水素脆化による割れ、所謂遅れ破壊が発生するという問題があった。
【0004】
遅れ破壊を防止する方法については、これまで高強度ボルトやPC鋼棒などで検討されており、結晶粒を微細化させる方法やP,Sなどの結晶粒界に偏析する不純物元素を低減して結晶粒界を強化する方法などが考えられているが、いずれの方法も本発明者らの試験では大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【0005】
また、高強度ボルトやPC鋼棒などは、通常C量が0.3%を超える中炭素鋼を焼き入れ焼戻し処理して製造されるため、高温焼き戻し時に析出するVCやMO_(2)Cなどの炭化物を水素トラップサイトとして用いる方法が考えられている。しかしながら、炭化物の析出に長時間を要するため製造性に問題があることに加え、炭素量が高いがゆえに薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪である。一方、炭素量を下げると高温焼き戻しでは所要の強度が得られない。従って、上記の方法を薄鋼板に適用することは困難である。
【0006】
高強度冷延鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば特許文献1には、フェライトを面積率で3?50%含有する組織とする技術が提案されているが、本発明者らの試験では大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
以上のように、従来の技術では、1180MPa以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を製造することは困難であった。
【0007】
【特許文献1】
特許第3286047号公報
【0008】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したような問題点を解決しようとするものであって、1180MPa以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法を提供することを目的とする。
【0009】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した種々の強度レベルの高強度冷延鋼板を用いて、耐遅れ破壊特性を詳細に解析した。高強度冷延鋼板の耐遅れ破壊特性の評価は、遅れ破壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることにより評価した。この評価方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を試料に含有させた後、遅れ破壊試験中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するためCdめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価するものである。
【0010】
ここで遅れ破壊試験片は、図1に示すような形状の切り欠き付きのものであり、遅れ破壊試験の負荷応力は引張強度の0.9倍である。なお、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定することができる。本発明では、鋼材を100℃/hｏｕｒの昇温速度で加熱した際に、室温から300℃までに鋼材から放出される水素量を「拡散性水素量」と定義している。
【0011】
図2に、拡散性水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散性水素量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定することができる。
【0012】
そこで、高強度冷延鋼板の限界拡散性水素量を増加させる手段を種々検討した。その結果、(Mｏ,V)_(2)Cが水素トラップサイトとして非常に有効であり、限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。さらに、(Mｏ,V)_(2)Cは成分と熱間圧延条件を適切に制御することにより、通常の薄鋼板製造プロセスで有効に析出させることができることを見出した。
また、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率で10%以下とすることにより、限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。
【0013】
さらに研究を進めた結果、MｏとVの添加比率(Mｏ/V)を1以上とし、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下とすることにより、1180MPa以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板が得られることを知見した。
【0014】
本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、下記のとおりである。
(1)質量%で、
C :0.05?0.3%、Si:0.4%以上3.0%未満、
Mn:0.9?3.0%、Mｏ:0.2?3.0%、
V :0.05?0.5%、P :0.02%以下、
S :0.02%以下、Al:0.005?0.1%、
N :0.001?0.05%
を含有し、かつ
1≦(Mｏ/V)
を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、引張強度が1180MPa以上、かつ、限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
(2)前記(1)記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Cｒ:0.05?3.0%、Ni:0.05?5.0%、
Cｕ:0.05?2.0%、W :0.05?3.0%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【0015】
(3)前記(1)又は(2)記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Ti:0.005?0.3%、Nb:0.005?0.3%、
B :0.0003?0.05%
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
(4)前記(1)?(3)のいずれか1項に記載の成分を含有し、さらに質量%で、
Ca:0.001?0.01%、Mg:0.0005?0.01%、
Zｒ:0.001?0.05%、REM:0.001?0.05%、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【0016】
(5)マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下であることを特徴とする前記(1)?(4)のいずれか1項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板。
【0017】
(6)前記(1)?(5)のいずれか1項に記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、(1)?(4)のいずれか1項に記載の成分からなる鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ac3変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで20?300℃/秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で100℃?Ac1変態点で焼戻すことを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【0018】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明における各要件の意義及び限定理由について具体的に説明する。
まず、本発明における高強度冷延鋼板の成分限定理由について説明する。
C:Cは鋼の強度を増加させる元素として添加されるものである。0.05%未満では1180MPa以上の引張強度の確保が困難であり、0.3%を超える過剰の添加は延性、溶接性、靭性などを著しく劣化させる。従ってC含有量は0.05?0.3%とした。
【0019】
Si:Siは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素であるが、3.0%を超える過剰の添加は熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を著しく劣化させるため、Si含有量は3.0%未満とした。Si量の下限は特に限定しないが、強度を増大させるためには0.05%以上含有することが好ましい。なお、Si含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.4%以上とする。
【0020】
Mn:Mnは焼入れ性を高めるために有効な元素であるが、一方で粒界を脆化させ耐遅れ破壊特性を劣化させる有害な元素である。0.5%未満では焼入れ性を高める効果が発現されず、3.0%を超える過剰の添加は耐遅れ破壊特性を劣化させる。従ってMn含有量は、本発明の実施例をもとに、0.9?3.0%とした。
【0021】
Mｏ:MｏはV,Cとともに(Mｏ,V)_(2)Cを形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、0.1%未満ではその効果が発現されず、3.0%を超える過剰の添加は靭性を低下させるため、Mｏ含有量は0.1?3.0%とした。なお、Mｏ含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.2%以上とする。
【0022】
V:VはMｏ,Cとともに(Mｏ,V)_(2)Cを形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、0.02%未満ではその効果が発現されず、0.5%を超える過剰の添加は靭性を低下させるため、V含有量は0.02?0.5%とした。なお、V含有量の下限値は、本発明の実施例に基づき、0.05%以上とする。
【0023】
P:Pは粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を0.02%とした。
【0024】
S:Sは熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を0.02%とした。
【0025】
また、本発明者らは、0.15%C-0.5%Si-1.5%Mnをベース成分とし、MｏとVの添加比率を種々に変えた鋼を通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した。焼鈍条件を調整することにより同一強度レベルに調質し、限界拡散性水素量を測定した。MｏとVの添加比率(Mｏ/V)と限界拡散性水素量の関係を図3に示す。図3より、Mｏ/Vが1以上のとき限界拡散性水素量が大幅に向上することを知見した。その他のC,Si,Mn量でも同じことが成立することを確認した。従って、Mｏ/Vを1以上とした。
【0026】
以上にAlとNを加えた元素が本発明の基本成分であり、上記以外はFe及び不可避的不純物からなるが、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、Cｒ,Ni,Cｕ,Ti,Nb,B,Ca,Mg,Zｒ,REMの1種または2種以上を添加しても良い。
【0027】
Cｒ,Ni,Cｕ,W:Cｒ,Ni,Cｕ,Wは、いずれも耐食性及び強度を向上させる有効な元素である。この効果はそれぞれ0.05%未満では発現されず、Cｒは3%、Niは5%、Cｕは2%、Wは3%を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って、Cｒの含有量を0.05?3.0%、Niの含有量を0.05?5.0%、Cｕの含有量を0.05?2.0%、Wの含有量を0.05?3.0%とした。
【0028】
Al:Alは脱酸剤として、またAlNを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、0.005%未満ではその効果が発現されず、0.1%を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Alの含有量を0.005?0.1%とした。
【0029】
Ti:TiはTiNを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、0.005%未満ではその効果が発現されず、0.3%を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Tiの含有量を0.005?0.3%とした。
【0030】
Nb:Nbは微細な炭窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、0.005%未満ではその効果が発現されず、0.3%を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Nbの含有量を0.005?0.3%とした。
【0031】
B:Bは自ら粒界に偏析することにより粒界結合力を向上させるとともに、P,S及びCｕの粒界偏析を抑制し、粒界強度を高め、遅れ破壊特性や靭性を向上させるのに有効な元素であり、また焼入れ性を高めるのに有効な元素でも有る。これらの効果は0.0003%未満では発現されず、0.05%を超えて過剰添加すると粒界に粗大な析出物が生成し熱間加工性や靭性が劣化するため、Bの含有量を0.0003?0.05%とした。
【0032】
N:Nは窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、0.001%未満ではその効果が発現されず、0.05%を超えて添加すると靭性が劣化するため、N含有量を0.001?0.05%とした。
【0033】
Ca,Mg,Zｒ,REM:Ca,Mg,Zｒ,REMは、いずれもSによる熱間加工性や靭性の劣化を抑制し、かつ耐遅れ破壊特性を向上させる有効な元素である。Caは0.001%未満、Mgは0.0005%未満、Zｒは0.001%未満、REMは0.001%未満ではこの効果は発現されず、Caは0.01%、Mgは0.01%、Zｒは0.05%、REMは0.05%を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って、Caの含有量を0.001?0.01%、Mgの含有量を0.0005?0.01%、Zｒの含有量を0.001?0.05%、REMの含有量を0.001?0.05%とした。
【0034】
限界拡散性水素量については0.2ｐｐm未満であると、耐遅れ破壊特性が十分ではなく実際に使用される代表的な環境で遅れ破壊を生じる場合があるため、0.2ｐｐm以上とする。
【0035】
次に本発明における高強度冷延鋼板の組織について説明する。
本発明による鋼板の組織はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて5%以下とする。本発明のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトは均質な組織であることを特徴とし、残部組織としてフェライトなどを含む場合においてもそれらはランダムに存在し規則性を有しない。
【0036】
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか1種以上を面積率にて70%以上とするのは、これらの硬質の低温変態組織が面積率で70%未満であれば、応力負荷時にフェライト等の軟質層に変形が集中し、軟質層と硬質層の境界に生じるボイドの連結が促進され耐遅れ破壊特性が劣化するためである。
【0037】
また、残留オーステナイトの含有率を5%以下とするのは、残留オーステナイトが5%を超えると耐遅れ破壊特性が大幅に劣化するためである。これは、曲げ加工やプレス成形などにより水素固溶度の高い残留オーステナイトが加工誘起変態して、水素固溶度の低いマルテンサイトに変態すると、残留γ中に固溶していた水素が吐き出されこれが水素供給源となるためと考えられる。
【0038】
残部組織として、フェライト、残留オーステナイト、パーライトの1種又は2種以上を含有してもよい。フェライトはポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトのいずれでもよい。これらの組織は光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡で観察することにより同定することができる。
尚、本発明において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの各組織の面積率は、鋼板のC断面ｔ/4部を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡により、200?1000倍で10視野観察した場合の平均値と定義する。
【0039】
次に製造条件の限定理由について述べる。
本発明においては、上記化学成分を有する鋼スラブを1100℃以上の温度に加熱し、850℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、500℃以上700℃以下の温度で巻き取ることにより、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度が1100℃未満であると、V等が十分に固溶せずに必要な強度や耐遅れ破壊特性が得られないため、スラブ加熱温度の下限は1100℃とした。
【0040】
仕上げ圧延温度が850℃未満であると、熱延中に(Mｏ,V)_(2)C等が析出し粗大化するために必要な耐遅れ破壊特性が得られないので、仕上げ圧延温度の下限は850℃にした。
巻き取り温度が500℃未満では、水素トラップサイトとして有用な(Mｏ,V)_(2)C等が析出せず、巻き取り温度が700℃を超えると、(Mｏ,V)_(2)C等が粗大化し有効な水素トラップサイトとして機能しなくなるため、いずれの場合も必要な耐遅れ破壊特性が得られない。そこで、巻き取り温度は500℃以上700℃以下とした。
【0041】
冷延鋼板を製造するにあたり、鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、連続焼鈍を行う。連続焼鈍を行うに際し、全体をオーステナイト変態させるために、連続焼鈍時の加熱温度はAc3変態点以上とした。Ac3変態点以上に加熱後、加熱温度から冷却を開始するが、冷却速度が20℃/秒未満であると、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイトが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、冷却速度の下限を20℃/秒に限定した。
【0042】
冷却中に生成しやすいフェライト、パーライト、ベイナイトをできるだけ防止する観点で、より望ましい冷却速度は50℃/秒以上である。一方、冷却速度が300℃/秒を超えると焼割れが発生しやすくなるので、冷却速度を300℃/秒以下とする。なお、マルテンサイトを生成させるため冷却の終了温度はマルテンサイト変態開始温度(MS点)以下である。
冷却後、後述の焼戻し温度まで再加熱しても良く、再加熱せずに冷却を終了した温度でそのまま保持し後述の焼戻し処理をしてもかまわない。
【0043】
次に焼戻し処理条件について述べる。上記焼鈍後の鋼はマルテンサイト主体の組織である。マルテンサイト中の過剰な転位や残留応力を回復により消滅させ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによって、靭性、延性を高めるために焼戻しを行う。この焼戻し処理において加熱温度がAc1変態点を超えると逆変態が生じて最終的にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイト主体の組織が得られず、また、析出物が粗大化し水素トラップサイトとしての効果が低下するため、加熱温度はAc1変態点以下に制限した。一方、加熱温度が100℃未満であれば前記の効果が得られないので、加熱温度は100℃以上とする。
【0044】
なお、300℃を超える温度で焼戻しする場合には、1180MPa以上の強度を安定して確保するために多量の合金元素の添加を必要とするため、望ましくは焼戻し温度の範囲は100?300℃とする。また、耐遅れ破壊特性向上の点で、焼戻し時の加熱速度は5℃/秒以上が望ましく、焼戻し後の冷却速度は20℃/秒以上が望ましい。
【0045】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表1に示す組成を有する鋼を、表2に示す条件で熱間圧延し、冷間圧延した後、表2に示す条件で焼鈍した。焼鈍後の組織分率、降伏応力及び引張強度を表2に併せて示す。本発明例(Nｏ.1?4)ではいずれも1180MPa以上の引張強度が得られている。これらの鋼板の耐遅れ破壊特性について前述した限界拡散性水素量で評価した。耐遅れ破壊特性評価結果を表2に併せて示す。
【0046】
表1、表2より、本発明例(Nｏ.1?4)ではいずれも限界拡散性水素量が0.2ｐｐm以上であり、耐遅れ破壊特性が優れている。
Mｏ量、V量、又は(Mｏ/V)のいずれか一つ以上が本発明の範囲から逸脱している比較例(Nｏ.6、7、8)では、いずれも限界拡散性水素量が0.1ｐｐm以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣ることがわかる。
また、熱延条件あるいは焼鈍条件が本発明の範囲から逸脱している比較例(Nｏ.9?11)では、引張強度が1180MPaに未達であり、マルテンサイト+焼戻しマルテンサイト+ベイナイトの面積率、あるいは残留オーステナイトの面積率が本発明で示した範囲から逸脱しており、かつ限界拡散性水素量が0.1ｐｐm以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣ることがわかる。
【0047】
以上より、鋼成分及びMｏとVの添加比率(Mｏ/V)を本発明で示した範囲に特定し、本発明で示した条件で製造することにより、1180MPa以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が得られることが明らかである。
【0048】
【表1】

【0049】
【表2】

【0050】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、1180MPa以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】遅れ破壊試験片の形状と寸法を示す図である。
【図2】遅れ破壊試験における拡散性水素量と破断時間の関係の一例を示す図である。
【図3】MｏとVの添加比率(Mｏ/V)と限界拡散性水素量の関係を示す図である。
 
訂正の要旨 審決(決定)の【理由】欄参照。
審決日 2011-04-27 
出願番号 特願2003-156473(P2003-156473)
審決分類 P 1 123・ 853- YA (C22C)
P 1 123・ 851- YA (C22C)
P 1 123・ 121- YA (C22C)
最終処分 不成立  
前審関与審査官 河野 一夫  
特許庁審判長 長者 義久
特許庁審判官 山田 靖
大橋 賢一
登録日 2009-08-21 
登録番号 特許第4362319号(P4362319)
発明の名称 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法  
代理人 富田 和夫  
代理人 富田 和夫  
代理人 影山 秀一  
代理人 奥井 正樹  
代理人 影山 秀一  
代理人 松本 悟  

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