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審決分類 審判 全部申し立て 2項進歩性  C22C
管理番号 1395248
総通号数 15 
発行国 JP 
公報種別 特許決定公報 
発行日 2023-03-31 
種別 異議の決定 
異議申立日 2022-10-26 
確定日 2023-03-02 
異議申立件数 1 
事件の表示 特許第７０６０１０９号発明「マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管」の特許異議申立事件について、次のとおり決定する。 
結論 特許第７０６０１０９号の請求項１〜４に係る特許を維持する。 
理由 第１ 手続の経緯
特許第７０６０１０９号（以下、「本件特許」という。）の請求項１〜４に係る特許についての出願は、２０１９年（令和１年）１０月１日（優先権主張 平成３０年１０月２日）を国際出願日とする出願（特願２０２０−５５０４４２号。以下、「本願」という。）であって、令和４年４月１８日にその特許権の設定登録がなされ、同年４月２６日に特許掲載公報が発行されたものであり、その後、同年１０月２６日に、その請求項１〜４（全請求項）に係る特許に対し、特許異議申立人である吉田 敦子（以下、「申立人」という。）により特許異議の申立てがされたものである。

第２ 本件発明
本件特許の請求項１〜４に係る発明は、本件特許の願書に添付した特許請求の範囲の請求項１〜４に記載された事項により特定される以下のとおりのものである（以下、それぞれ「本件発明１」等という。また、本件特許の願書に添付した明細書を「本件明細書」という。）。

【請求項１】
マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０．０５００％以下、
Ｏ：０．０５０％以下、
Ｎｉ：３．００〜６．５０％、
Ｃｒ：１０．００超〜１３．４０％、
Ｍｏ：０．５０〜４．００％、
Ｖ：０．０１〜１．００％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．３００％、
Ｃｏ：０．０１０〜０．３００％、
Ｃａ：０〜０．００３５％、
Ｗ：０〜１．５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成と、
体積率で８０．０％以上のマルテンサイトを含有するミクロ組織とを備え、
前記マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の内表面において、５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液における脱不働態化ｐＨが３．５０以下である、
マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ≧１６．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．００１０〜０．００３５％を含有する、
マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｗ：０．１０〜１．５０％を含有する、
マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管であって、
前記マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管は、油井用継目無鋼管である、
マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管。

第３ 申立理由の概要
申立人は、証拠方法として、下記甲第１号証〜甲第５号証（以下、単に「甲１」等という。下記２を参照。）を提出して、以下の申立理由により、本件特許の請求項１〜４に係る特許を取り消すべきものである旨主張している。

１ 申立理由
本件発明１〜４は、甲１〜甲５に記載された発明に基いて、その発明の属する技術の分野における通常の知識を有する者（以下、「当業者」という。）が容易に発明をすることができたものであり、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ものであるから、同法第113条第2号に該当し、取り消されるべきものである。

２ 証拠方法
甲１：Yasuhide Ishiguro、他２名、“Stability of buffer solutions for SSC tests of stainless steel OCTG material by experimental approach”、NACE CORROSION 2018、Paper No.10836、２０１８年４月、p.1-16
甲２：国際公開第２０１７／１６８８７４号
甲３：特開２００１−３００７３０号公報
甲４：特表２０１７−５１０７１５号公報
甲５：特開平１１−２３６６５１号公報

第４ 甲１〜甲５の記載事項
１ 甲１の記載
本件特許の優先日前に公開された甲１には、「Stability of buffer solutions for SSC tests of stainless steel OCTG material by experimental approach」（表題）（当審仮訳：実験的アプローチによるステンレス鋼ＯＣＴＧ材料のＳＳＣ試験用緩衝液の安定性）に関して、次の記載がある。（なお、下線は当審が付与した。以下同様。）
「INTRODUCTION
From a theoretical point of view, the authors have already reported1 on pH stability in regularly-used buffer solutions based on NACE standard TM01772, in comparison with pH stability in a highly-pressurized CO2 buffer solution simulating the likely conditions at real oil and gas wells. This paper is a follow-up report which examines this subject from an experimental point of view. In this paper, pH stability is discussed based on a "scratch" electrochemical approach, in which pitting corrosion and its repassivation behavior are simulated by intentionally scratching a stainless steel material in a CO2 gas-saturated buffer solution.」（第２ページ）
（当審仮訳：はじめに
理論的な観点から、著者らは既にＮＡＣＥ標準ＴＭ０１７７に基づく通常使用される緩衝液中のｐＨ安定性に関して、実際の油井およびガス井で起こりうる条件をシミュレートした高圧ＣＯ２緩衝的中のｐＨ安定性と比較して報告している。本論文はこの問題を実験的な観点から検討した続報である。本論文では、ＣＯ２ガス飽和緩衝液中でステンレス鋼材料を意図的に引っ掻くことによって孔食とその再不働態化挙動をシミュレートする『ｓｃｒａｔｃｈ（引っ掻き傷）』電気化学的アプローチに基いてｐＨ安定性を論じた。）

「Background of this fundamental research on buffering (pH) stability
SSC tests are often carried out by using buffer solutions and/or their modified solutions, which are defined in NACE TM0177-20161, NACE MR0175/ISO1515613, EFC-1614 and other specifications. Solutions-A to D are specified, and are widely used in the oil and gas industries when performing corrosion tests simulating real oil and gas wells. Modified solutions based on Solutions-A to D are often used in corrosion tests when the solution is adjusted to an intended "intermediate" pH as a fit-for-purpose condition.
When an SSC test is performed with each buffer solution or its modified solution, the results are sometimes different with each solution. For example, at the same pH, the sample passes (non-failure) in one test solution, but the sample fractures (failure) or cracks without parting (failure) in other test solution. In reality, SSC susceptibility is sometimes different with each buffer solution, especially with martensitic stainless steel materials. Laboratory test solutions are supposed to simulate a condition likely at oil and gas wells or a slightly more severe condition. An over-exaggerated test solution (i.e., overly-conservative test solution = weaker buffer) can lead to "less than optimal" material selection due to the selection of an over-matched (higher corrosion-resistant) material rather than the optimum material. Thus, the important point for laboratory test solutions is how closely they simulate real oil and gas wells.」（第３ページ）
（当審仮訳：緩衝作用（ｐＨ）安定性に関する基礎研究の背景
ＳＳＣテストは、ＮＡＣＥ ＴＭ ０１７７−２０１６、ＮＡＣＥ ＭＲ ０１７５／ＩＳＯ １５１５６、ＥＦＣ−１６およびその他の仕様で定義されている緩衝液および／またはその修正液を使用して実行されることが多い。Ａ〜Ｄの溶液が指定されており、石油・ガス業界で実際の油井・ガス井を模擬した腐食試験を行う際に広く使用されている。溶液Ａ〜Ｄに基づく修正液は腐食試験でしばしば使用されるが、その場合、溶液は、目的にかなった条件として意図された『中間』ｐＨに溶液を適合される。
ＳＳＣテストを各緩衝液またはその修正液で行うと、結果が溶液ごとに異なることがある。例えば、同じｐＨで、ある試験液では及第（合格）するが、別の試験液では一部割れ（不合格）または全部割れ（不合格）になる。実際には、ＳＳＣ感受性は緩衝液ごとに異なることがあり、特にマルテンサイト系ステンレス鋼では顕著である。実験室での試験液は、石油やガスの油井で起こりそうな状況や、それより少し厳しい状況をシミュレートするものとされている。過度に誇張した試験液（すなわち、過度に控えめな試験液＝より弱い緩衝作用）は、最適な材料ではなく、過剰に適合した（より高い耐食性の）材料を選択するため、『最適な材料よりも劣る』材料選択につながる可能性がある。したがって、実験室での試験液の重要なポイントは、実際の油井とガス井をどの程度厳密にシミュレートするかである。

「As long as the pH stability (buffering effect) in a laboratory test solution does not match that likely at an actual oil or gas well, SSC and other corrosion susceptibilities may differ with each buffer solution. Therefore, the choice of an appropriate buffer solution is important for simulating oil and gas environments, especially when the corrosion resistance of martensitic stainless steel is evaluated in a laboratory test.」（第４ページ）
（当審仮訳：実験室での試験液のｐＨ安定性（緩衝効果）が実際の油井やガス井で起こりうるｐＨ安定性と一致しない限り、ＳＳＣやそのほかの腐食感受性は緩衝液ごとに異なる可能性がある。したがって、特にマルテンサイト系ステンレス鋼の耐食性を室内試験で評価する場合には、石油やガスの環境をシミュレートするために適切な緩衝液の選択が重要である。）

「EXPERIMENTAL PROCEDURE
"Scratch" electrochemical measurement
Figure 4(a) and (b) show a schematic diagram and a picture of the electrochemical cell devised by the authors, which features a specially-designed scratch device that can be manipulated in a 1 bar CO2-saturated (air(02)-free) buffer solution without disturbing any of the test conditions. Fig. 4(c) shows an example of the repassivation behavior measured by this original electrochemical cell. As soon as scratching is performed, the potential drops sharply, and the potential then returns to the original level.
Buffering stability (pH stability) is evaluated by comparing the time required for repassivation with the respective test solutions. The scratch device is based on a sharp-pointed crooked dental scaler made of austenitic stainless steel. The bottom half of the device is always immersed in the buffer solution under 1 bar CO2 gas saturation, and the upper half is always kept in the gas atmosphere inside a long balloon, which is inflated with a continuous CO2 supply. O2 ingress is preventing by keeping a positive pressure inside the test cell, and the scratch gear is electrically isolated.
All of the samples were 13%Cr-5%Ni-2%Mo-based martensitic stainless steel (Table 1). The samples were embedded in resin with a 10 mm X 10 mm area exposed and were polished to an alumina-paste (0.05 μm) finish. All embedded samples were subjected to passivation treatment by immersion in 20% nitric acid at 50°C (122°F) for 1h, and were then set in the electrochemical cell in each buffer solution at each pH. After flowing CO2 gas (saturation), the pH was checked again. The rest potential was monitored throughout the test duration. After waiting until the rest potential stabilized remained constant for at least 20 min, a scratch was made on the sample surface by manually manipulating the scratch device, and the change in the rest potential was monitored until the rest potential returned to the original level. Buffering stability (stability of the buffering effect, i.e., the ability of a buffer to maintain a stable pH) was evaluated by the time required for repassivation. As shown in Fig. 4(c), the time point when the potential decreased to its minimum value as a result of scratching is regarded as the zero-point, and the time when the potential returns to the original level is regarded as the final point. The time required for repassivation is defined as the time from the zero-point to the final point. In some exceptional cases, the potential did not return to the original level corresponding to the potential before scratching. In such cases, when the potential returns to 95-99% of the original level, the final point is redefined as the time when the potential starts to remain flat (constant) at a certain level. If the return level is smaller than 95%, the result is discarded. The test was continued until at least three valid data were obtained. The required time for repassivation is described as the minimum to the maximum value.」（第７ページ〜第８ページ）
（当審仮訳：実験手順
『スクラッチ』電気化学測定
図４（ａ）と（ｂ）は、著者らが考案した電気化学セルの概略図と写真であり、特別に設計されたスクラッチデバイスを特徴としており、１ｂａｒのＣＯ２飽和（空気（Ｏ２）フリー）緩衝液中で、テスト条件を乱すことなく操作することができる。図４（ｃ）は、この元の電気化学セルによって測定された再不働態化挙動の例を示している。引っ掻くとすぐに電位が急激に下がり、元の電位に戻る。
緩衝作用安定性（ｐＨ安定性）は、再不働態化に要する時間をそれぞれの試験液と比較することによって評価される。このスクラッチ手段は、オーステナイト系ステンレス鋼製の鋭く尖った曲がったデンタルスケーラーをベースにしている。その手段の下半分は常に１ｂａｒのＣＯ２ガス飽和の下で緩衝液に浸され、上半分は常に長いバルーン内のガス雰囲気に保たれ、連続的なＣＯ２供給で膨らませる。Ｏ２の侵入は、テストセル内を陽圧に保つことで防ぎ、スクラッチ用具は電気的に絶縁される。
全ての試料は１３％Ｃｒ−５％Ｎｉ−２％Ｍｏ系マルテンサイト系ステンレス鋼であった（表１）。サンプルは１０ｍｍ×１０ｍｍの領域が露出した樹脂に埋め込まれ、アルミナペースト（０．０５μｍ）で研磨して仕上げられた。すべての埋め込み試料を２０％硝酸に５０℃（１２２°Ｆ）で１時間浸漬して不働態化処理した後、各ｐＨの各緩衝液中の電気化学セルにセットした。ＣＯ２ガス（飽和）を流した後、再びｐＨを確認した。静止電位は試験期間を通してモニターされた。静止電位が安定する（一定になる）まで少なくとも２０分間待った後、スクラッチ用具を手動で操作してサンプル表面に傷をつけ、静止電位が元のレベルに戻るまで静止電位の変化を監視した。緩衝安定性（緩衝効果の安定性、すなわち緩衝液が安定したｐＨを維持する能力）は再不働態化に要する時間で評価した。図４（ｃ）のように、引っ掻いた結果、電位が最小値まで低下した時点をゼロ点、電位が元に戻った時点を最終点とする。再不働態化に必要な時間は、ゼロ点から最終点までの時間として定義される。一部の例外的なケースでは、引っ掻く前の電位に対応する元のレベルに戻らなかった。このような場合、電位が元の９５−９９％に戻った時点で、電位が一定のレベルで横ばい（一定）になり始める時点を最終点と定義し直す。リターンレベルが９５％より小さい場合、結果は破棄される。少なくとも３つの有効なデータが得られるまで試験を続けた。再不働態化に必要な時間は、最小値から最大値までで表される。）

「

」（第８ページ）
（当審仮訳：

）

「

」（第８ページ）

（当審仮訳：
表１：本論文で使用する試験材料の化学組成

）

「The buffer solutions and material
The test conditions and buffer solutions are shown in Tables 2 and 3, respectively. As shown in Table 2, pH stability was investigated at pH 3.0, 3.5 and 4.0 by the experimental (scratch-based repassivation) and theoretical approach. For the reference condition, highly-pressurized CO2 is also reported for the theoretical approach only at pH 3.0 and 3.5. The former pH condition is based on 4.60 MPa of CO2 (gas-phase: pH 3.0) and 10 MPa of C02 (dense-phase: pH 2.9). The latter condition at pH 3.5 is based on 4.17 MPa CO2 (gas-phase)．The theoretical simulation at pH 4.0 by highly-pressurized CO2 was omitted because it cannot be realized without addition of bicarbonate or some other alkali, but there are many possible combinations for addition of these substances. It should be noted that these highly-pressurized conditions are given by the theoretical calculations so as to obtain pH 3.0 and pH 3.5 by adding only CO2 gas, even though the case of a C02 gas partial pressure of over 4 MPa may be unlikely in real oil and gas wells. In addition, as mentioned above, in the experimental approach, CO2 is supplied continuously to the gas/solution system by CO2 gas bubbling, but in contrast, in the theoretical approach, CO2 is based on one-shot CO2 saturation without a continuous CO2 gas supply.
Table 3 shows the buffer solution s tested in this work, together with the specified original test solutions. NACE TMO1772 and EFC-1614 specify three kinds of solutions, Solution-A to C, which are composed of acetic acid and/or acetate, or HCl/NaOH addition in a H2S/C02-saturated NaCl solution. The difference is the concentration of each chemical species. Solution-A is composed of 0.5% CH3COOH in a 1 bar H2S-saturated 5% NaCl solution at pH 2.6 to 2.8, and after testing, the pH shall not exceed 4.0. Solution-B is composed of 2.5% CH3COOH and 0.41% CH3COONa in a 5% NaCl solution at pH 3.4 to 3.6 and is used under test gas saturation, but the test gas balance is not defined. A H2S-including CO2- or N2-balanced mixed gas is often used for gas saturation. After testing, the pH shall not exceed 4.0. Solution-C consists of 0.4 g/L CH3COONa in the targeted NaCl solution at the targeted pH, which is obtained by adding HCl for pH adjustment, and is saturated under a H2S-including CO2 mixed gas. The pH shall be maintained within 0.2 pH units throughout the test duration.」（第９ページ〜第１０ページ）

（当審仮訳：緩衝液と材料
試験条件および緩衝液をそれぞれ表２及び表３に示す。表２に示すように、ｐＨ３．０、３．５、４．０におけるｐＨ安定性を実験的（スクラッチベースの再不働態化）および理論的アプローチによって調べた。また、基準条件については、ｐＨ３．０および３．５でのみ理論的アプローチとして高圧ＣＯ２が報告されている。前者のｐＨ条件は、４．６０ＭＰａのＣＯ２（気相：ｐＨ３．０）と１０ＭＰａのＣＯ２（濃気相：ｐＨ２．９）に基づいている。ｐＨ３．５における後者の条件は４．１７ＭＰａ ＣＯ２（気相）に基づいている。高圧ＣＯ２によるｐＨ４．０での理論シミュレーションは、炭酸水素塩や他のアルカリを添加しないと実現できないため省略したが、これらの物質の添加には多くの可能な組み合わせがある。なお、これらの高圧条件は、実際の油井やガス井では４ＭＰａを超えるＣＯ２ガス分圧の場合は考えにくいが、ＣＯ２ガスのみを添加してｐＨ３．０、ｐＨ３．５となるように理論計算で求められている。また、前述のように、実験的手法ではＣＯ２ガスバブリングによりＣＯ２をガス／溶液系に連続的に供給するが、理論的手法ではＣＯ２ガスを連続的に供給しないワンショットのＣＯ２飽和に基づいている。
表３に、この作業でテストされた緩衝液と、指定された元のテスト溶液を示す。ＮＡＣＥ ＴＭ ０１７７およびＥＦＣ−１６では、酢酸および／または酢酸塩、または、Ｈ２Ｓ／ＣＯ２飽和ＮａＣｌ溶液中にＨＣｌ／ＮａＯＨを添加したものからなる３種類の溶液、Ａ液からＣ液を規定している。違いはそれぞれの化学種の濃度である。Ａ液はｐＨ２．６から２．８の１ｂａｒＨ２Ｓ飽和５％ＮａＣｌ溶液中の０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨからなり、試験後、ｐＨは４．０を超えてはならない。Ｂ液はｐＨ３．４から３．６の５％ＮａＣｌ溶液中で２．５％ＣＨ３ＣＯＯＨと０．４１％ＣＨ３ＣＯＯＮａからなり、試験ガス飽和下で使用されるが、試験ガス収支は定義されていない。ガス飽和にはＨ２Ｓを含むＣＯ２−またはＮ２−平衡混合ガスがよく使用される。試験後のｐＨは４．０以下とする。Ｃ液は、ｐＨ調整用にＨＣｌを加えることにより得られる目的とするｐＨのＮａＣｌ溶液中の０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａからなり、Ｈ２Ｓを含むＣＯ２混合ガス下で飽和される。ｐＨは、試験期間を通して０．２ｐＨ単位以内に維持するものとする。）

「

」（第９ページ）
（当審仮訳：表２：実験的および理論的アプローチにおけるｐＨ、緩衝液およびＣＯ２の条件

）

「

」（第１０ページ）
（当審仮訳：表３：この論文で使用されている緩衝液（黄色で強調表示）

）

「In this report, Solution-A to C-based modified solutions, and the original Solution-C, which is denoted as "genuine Solution-C" were used. These solutions are adjusted to pH 3.0, 3.5 or 4.0 by adding an acid or base. The pH of Sol-A-mod is adjusted by adding CH3COONa. The pH of Sol-B-mod is adjusted by adding CH3COOH for pH 3.0 and CH3COONa for pH 4.0. The case of pH 3.5 does not require adjustment. In the case of genuine Solution-C, HCl addition is used for pH adjustment, and the pH of Sol-C-mod is adjusted by adding CH3COOH. As mentioned above, in addition to these test buffer solutions, highly-pressurized CO2 gas conditions were also studied.

RESULTS
Buffering stability is reported from the experimental viewpoint based on the results of the scratch electrochemical measurements (Figure 5 and Table 4) and theoretical calculations (Figure 6 and Table 5). Fig. 5(a) to (i） show the repassivation behavior after scratching at pH 3.0, pH 3.5 and pH 4.0. Figs. 6(a) to (c) show the pH downward trend due to HCl addition as the H+ build-up at pitting corrosion at pH 3.0, pH 3.5, and pH 4.0, respectively.」（第１０ページ）
（当審仮訳：本報告では、Ａ液からＣ液をベースに修正した液と、「純正液Ｃ」と表記したオリジナル液Ｃを使用した。これらの溶液は酸または塩基を加えることによってｐＨ３．０、３．５または４．０に調整される。Ｓｏｌ−Ａ−ｍｏｄのｐＨはＣＨ３ＣＯＯＮａを加えて調整する。Ｓｏｌ−Ｂ−ｍｏｄのｐＨは、ｐＨ３．０の場合はＣＨ３ＣＯＯＨ、ｐＨ４．０の場合はＣＨ３ＣＯＯＮａを加えて調整する。ｐＨ３．５の場合は調整不要。純正液Ｃの場合、ｐＨ調整にＨＣｌを加えた。Ｓｏｌ−Ｃ−ｍｏｄは、ＣＨ３ＣＯＯＨを加えてｐＨを調整する。上記のように、これらの試験緩衝液に加えて、高圧ＣＯ２ガス条件も研究された。

結果
緩衝作用安定性がスクラッチ電気化学測定結果（図５、表４）と理論計算結果（図６、表５）に基づく、実験的観点から報告されている。図５（ａ）から図５（ｌ）はｐＨ３．０、ｐＨ３．５、ｐＨ４．０でのスクラッチ後の再不働態化挙動を示す。図６（ａ）から（ｃ）は、それぞれｐＨ３．０、ｐＨ３．５、ｐＨ４．０の孔食におけるＨ＋の蓄積として、ＨＣｌの添加によるｐＨの低下傾向を示す。）

「

」（第１１ページ）
（当審仮訳：

図５：「スクラッチ」電気化学測定による再不働態化挙動：
（ａ）から（ｄ）ｐＨ３．０、（ｅ）から（ｈ）ｐＨ３．５、（ｉ）から（Ｌ）ｐＨ４．０。（ａ）（ｅ）（ｉ）Ｓｏｌ−Ａ−Ｍｏｄ、（ｂ）（ｆ）（ｊ）Ｓｏｌ−Ｂ−Ｍｏｄ、（ｃ）（ｇ）（ｋ）Ｓｏｌ−Ｃ−Ｍｏｄおよび（ｄ）（ｈ）（Ｌ）純正Ｃ溶液。）

「

」（第１１ページ）
（当審仮訳：表４：『スクラッチ』電気化学測定における再不働態化の時間

）

２ 甲２の記載
本件特許の優先日前に公開された甲２には、「油井用高強度ステンレス継目無鋼管」（発明の名称）に関して、次の記載がある。
「[0001] 本発明は、原油の油井あるいは天然ガスのガス井（以下、単に油井と称する）等に用いて好適な、ステンレス継目無鋼管に係り、とくに炭酸ガス（CO２）、塩素イオン（Cl−）を含み、150℃以上の高温の極めて厳しい腐食環境下での耐炭酸ガス腐食性と、製造時の降伏強さYSの安定性の改善に関する。」
「[0020] 本発明によれば、熱間加工性に優れ、150℃以上の高温でかつ、CO２、Cl−を含む腐食環境下における優れた耐炭酸ガス腐食性を有し、強度のばらつきを抑制し、かつ降伏強さYS：655MPa以上の高強度を有するマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管を製造できる。」
「[0022] まず、本発明の鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％と記す。
[0023] C：0.005〜0.05％
Cは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる重要な元素である。本発明では、所望の強度を確保するために0.005％以上のCを含有することが必要である。一方、0.05％を超えてCを含有すると、強度がかえって低下する。このため、本発明では、C含有量は0.005〜0.05％とする。なお、耐炭酸ガス腐食性の観点から、C含有量は0.03％以下とすることが好ましい。より好ましくは、C含有量は0.015％以上である。より好ましくは、C含有量は0.025％以下である。
[0024] Si：0.05〜0.50％
Siは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は0.05％以上のSi含有で得られる。一方、0.50％を超えるSiの含有は、熱間加工性が低下するとともに、耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、Si含有量は0.05〜0.50％とする。好ましくは、Si含有量は0.10％以上である。好ましくは、Si含有量は0.30％以下である。
[0025] Mn：0.20〜1.80％
Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために、本発明では0.20％以上のMnの含有を必要とする。一方、1.80％を超えて含有すると、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Mn含有量は0.20〜1.80％の範囲とする。Mn含有量は、好ましくは0.25％以上である。より好ましくは、Mn含有量は0.30％以上である。さらに好ましくは、Mn含有量は0.35％以上である。好ましくは、Mn含有量は1.0％以下である。より好ましくは、Mn含有量は0.80％以下である。さらに好ましくは、Mn含有量は0.50％以下である。
[0026] P：0.030％以下
Pは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性をともに低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの高騰を招く。このため、特性の極端な低下を招くことなく、工業的に比較的安価に実施可能な範囲として、P含有量は0.030％以下とする。好ましくは、P含有量は0.020％以下である。
[0027] S：0.005％以下
Sは、熱間加工性を著しく低下させ、パイプ製造工程の安定操業を阻害する元素であり、できるだけ低減することが好ましい。S含有量は0.005％以下であれば通常工程によるパイプ製造が可能となる。このようなことから、S含有量は0.005％以下とする。好ましくは、S含有量は0.003％以下である。
[0028] Cr：12.0〜17.0％
Crは、保護皮膜を形成して耐食性向上に寄与する元素であり、高温での耐食性を確保するために、本発明では12.0％以上のCrの含有を必要とする。一方、17.0％を超えるCrの含有は、熱間加工性を低下させるうえ、残留オーステイトを生じやすくすることで所望の強度が得られなくなる。このため、Cr含有量は12.0〜17.0％とする。好ましくは、Cr含有量は14.0％以上である。好ましくは、Cr含有量は16.0％以下である。さらに好ましくは、Cr含有量は15.5％以下である。
[0029] Ni：4.0〜7.0％
Niは、保護皮膜を強固にして耐食性を向上させる作用を有する元素である。また、Niは、固溶して鋼の強度を増加させる。このような効果は4.0％以上のNiの含有で得られる。一方、7.0％を超えるNiの含有は、残留オーステイトを生じやすくすることで強度が低下する。このため、Ni含有量は4.0〜7.0％とする。好ましくは、Ni含有量は5.5％以上である。さらに好ましくは、Ni含有量は5.8％以上である。好ましくは、Ni含有量は6.5％以下である。
[0030] Mo：0.5〜3.0％
Moは、Cl−や低pHによる孔食に対する抵抗性を増加させる元素であり、本発明では0.5％以上のMoの含有を必要とする。0.5％未満のMoの含有では、苛酷な腐食環境下での耐食性を低下させる。一方、3.0％を超えるMoの含有は、δフェライトを発生させて、熱間加工性および耐食性の低下を招く。このため、Mo含有量は0.5〜3.0％とする。好ましくは、Mo含有量は1.5％以上である。好ましくは、Mo含有量は2.5％以下である。
[0031] Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は、Alを0.005％以上含有することで得られる。一方、0.10％を超えてAlを含有すると、酸化物量が多くなりすぎて、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Al含有量は0.005〜0.10％とする。好ましくは、Al含有量は0.01％以上である。好ましくは、Al含有量は0.03％以下である。
[0032] V：0.005〜0.20％
Vは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Vを0.005％以上含有することで得られる。一方、0.20％を超えてVを含有しても、低温靭性が低下する。このため、V含有量は0.20％以下とする。好ましくは、V含有量は0.03％以上である。好ましくは、V含有量は0.08％以下である。
[0033] Co：0.01〜1.0％
Coは、残留オーステナイト分率のばらつきを低減し、降伏強さYSのばらつき（△YS）を低減させる効果を有する、本発明で非常に重要な元素である。これは、Coが、（１）Ms点を上昇させることにより、焼入れ時の冷却停止温度のばらつきに伴う残留オーステナイトの変動を抑制する効果と、（２）Ac1点を上昇させることにより、焼き戻し時に一部のマルテンサイト相がオーステナイト相に変態することを抑制する効果との両方に影響するためであると考えている。これらの効果は0.01％以上のCoを含有することで得られる。一方、1.0％を超えてCoを含有しても熱間加工性が低下する。このため、Co含有量は0.01〜1.0％とする。好ましくは、Co含有量は0.05％以上である。好ましくは、Co含有量は0.15％以下である。より好ましくは、Co含有量は0.09％以下である。
[0034] N：0.005〜0.15％
Nは、耐孔食性を著しく向上させる元素である。この効果は、0.005％以上のNの含有で得られる。一方、0.15％を超えてNを含有しても、低温靭性が低下する。このようなことから、N含有量は0.005〜0.15％とする。好ましくは、N含有量は0.03〜0.15％である。より好ましくは、N含有量は0.054％以上、さらに好ましくは、N含有量は0.08％以下である。
[0035] O（酸素）：0.010％以下
O（酸素）は、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、Oはできるだけ低減することが望ましい。特に、O含有量が0.010％を超えると、熱間加工性、耐食性がともに著しく低下する。このため、O含有量は0.010％以下とする。好ましくは、O含有量は0.006％以下である。より好ましくは、O含有量は0.004％以下である。」
「[0042] W：0.1〜3.0％
Wは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.1％以上のWを含有することで得られる。一方、3.0％を超えてWを含有しても、効果は飽和する。このため、Wを含有する場合には、W含有量は0.1〜3.0％とする。好ましくは、W含有量は0.5％以上である。好ましくは、W含有量は1.5％以下である。」
「[0044] Ti：0.01〜0.30％
Tiは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.01％以上Tiを含有することが望ましい。一方、0.30％を超えてTiを含有しても、効果は飽和する。このため、Tiを含有する場合には、Ti含有量は0.01〜0.30％とする。」
「[0048] Ca：0.0005〜0.01％
Caは、耐食性改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果をは、0.0005％以上のCaを含有することで得られる。一方、0.01％を超えてCaを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Caを含有する場合には、Ca含有量は0.0005〜0.01％とする。」
「[0065] 以下、さらに実施例に基づき、本発明を説明する。
[0066] 表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）に鋳造し、モデルシームレス圧延機を用いる熱間加工により造管し、造管後空冷し、外径83.8mm×肉厚12.7mmの継目無鋼管とした。」
「[0074]
[表1]

」

「[請求項1] 質量％で、
C ：0.005〜0.05％、 Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.20〜1.80％、 P ：0.030％以下、
S ：0.005％以下、 Cr：12.0〜17.0％、
Ni：4.0〜7.0％、 Mo：0.5〜3.0％、
Al：0.005〜0.10％、 V ：0.005〜0.20％、
Co：0.01〜1.0％、 N ：0.005〜0.15％、
O ：0.010％以下
を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する、降伏強さが655MPa以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
記
Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu−20C ≧ 15.0 ‥‥（１）
Cr＋Mo＋0.3Si−43.5C−0.4Mn−Ni−0.3Cu−9N ≦ 11 ‥‥（２）
ここで、Cr、Ni、Mo、Cu、C、Si、Mn、N：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。
[請求項2] 前記組成に加えてさらに、質量％で、
Cu：0.05〜3.0％、
W：0.1〜3.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
[請求項3] 前記組成に加えてさらに、質量％で、
Nb：0.01〜0.20％、
Ti：0.01〜0.30％、
Zr：0.01〜0.20％、
B：0.0005〜0.01％、
REM：0.0005〜0.01％、
Ca：0.0005〜0.01％、
Sn：0.02〜0.20％、
Ta：0.01〜0.1％、
Mg：0.002〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。」

３ 甲３の記載
本件特許の優先日前に公開された甲３には、「油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の接続方法」（発明の名称）に関して、次の記載がある。
「【請求項１】 質量％で、
Ｃ：0.03％以下、 Si：0.70％、
Mn：0.30〜2.00％、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、 Cr：10.5〜15.0％、
Ni：7.0 ％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.2 ％以下、 Ｏ：0.01％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管を接続する方法であって、溶接継手部の最高硬さがＨＶ380 以下でかつ溶接金属の平均硬さと溶接熱影響部の最高硬さの差がＨＶ100 以下となるように溶接接続することを特徴とする低温靱性および耐食性に優れた油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の接続方法。
【請求項２】 質量％で、
Ｃ：0.03％以下、 Si：0.70％、
Mn：0.30〜2.00％、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、 Cr：10.5〜15.0％、
Ni：7.0 ％以下、 Al：0.05％以下、
Ｎ：0.2 ％以下、 Ｏ：0.01％以下
を含有し、さらに
Nb：0.20％以下、 Ｖ：0.20％以下、
Mo：0.1 〜3.0 ％、 Cu：3.5 ％以下、
Ti：0.3 ％以下、 Zr：0.2 ％以下、
Ｗ：3.0 ％以下、 Ｂ：0.0005〜0.01％、
Ca：0.0005〜0.01％
のうち１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管を接続する方法であって、溶接継手部の最高硬さがＨＶ380 以下でかつ溶接金属の平均硬さと溶接熱影響部の最高硬さの差がＨＶ100 以下となるように溶接接続することを特徴とする低温靱性および耐食性に優れた油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の接続方法。」
「【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、原油あるいは天然ガスの油井、ガス井に使用される油井管用の鋼材に関し、とくに炭酸ガス（CO2）、塩素（Cl-）等を含む極めて腐食環境の厳しい油井、ガス井で使用するに適した、優れた低温靱性、耐食性を有し、かつ溶接可能な高強度マルテンサイト系ステンレス油井用鋼管の接続方法に関するものである。」
「【０００８】
【発明の実施の形態】まず、本発明に係る鋼の組成（化学組成）の限定理由について説明する。
Ｃ：0.03％以下
Ｃは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度に関係する重要な元素であるが、溶接熱影響部の硬さを上げ、溶接われを引き起こす危険性がある。そこで溶接われを引き起こさないため、0.03％以下とした。また、Ｃは、耐食性からみても少ないほうが良く、好ましくは0.02％以下の範囲である。なお、本発明では、後述するようにＣの低減による強度低下をNi、あるいはさらにNb、Ｖの添加によって補うこととした。
【０００９】Si：0.70％以下
Siは、通常の製鋼過程において脱酸剤として必要な元素であるが、0.70％を超えると耐CO2腐食性を低下させ、さらに熱間加工性も低下させることから、0.70％以下とした。
Mn：0.30〜2.00％
Mnは、油井管用マルテンサイト系ステンレス鋼としての強度を確保するために0.30％以上必要であるが、2.00％を超えると靱性に悪影響を及ぼすことから、0.30〜2.00％とした。
【００１０】Ｐ：0.03％以下
Ｐは、耐CO2腐食性、耐CO2応力腐食われ性、耐孔食性および耐硫化物応力腐食われ性をともに劣化させる元素であり、その含有量は可及的に少ないことが望ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そこで、工業的に比較的安価に実施可能でかつ耐CO2耐食性、耐CO2応力腐食われ性、耐孔食性および耐硫化物応力腐食われ性を劣化させない範囲として、Ｐは0.03％以下とした。
【００１１】Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、パイプ製造過程においてその熱間加工性を著しく劣化させる元素であり、可及的に少ないことが望ましいが、0.005 ％以下に制限すれば通常の工程でのパイプ製造が可能となることから、0.005 ％以下とした。なお、好ましくは、0.003 ％以下である。
【００１２】Cr：10.5〜15.0％
Crは、耐CO2腐食性、耐CO2応力腐食割れ性を保持するために主要な元素であり、耐食性の観点からは10.5％以上必要であるが、15.0％を超えると熱間加工性が劣化することから、10.5〜15.0％とした。なお、好ましくは10.5〜13.5％である。
【００１３】Ni：7.0 ％以下
Niは、保護皮膜を強固にして、耐CO2腐食性、耐CO2応力腐食われ性、耐孔食性を高めるとともに、Ｃを低減した13％Cr鋼の強度を上昇させるために添加されるが、7.0 ％を超えるとマルテンサイト組織の安定性を損なうことから、7.0 ％以下とした。なお、好ましくは1.0 〜6.5 ％である。
【００１４】Al：0.05％以下
Alは、強力な脱酸作用を有するが、0.05％を超えると靱性に悪影響を及ぼすことから、0.05％以下とした。
Ｎ：0.2 ％以下
Ｎは、耐孔食性を著しく向上させる元素であるが、0.2％を超えるとその効果が飽和してしまい、かつ溶接性を低下させるので、0.2 ％以下とした。なお、好ましくは0.08％以下である。
【００１５】Ｏ：0.01％以下
Ｏは、本発明鋼の性能を十分に発揮させるために可及的に低減すべき元素である。すなわち、Ｏ含有量が多いと各種の酸化物を形成して熱間加工性、耐CO2腐食性、耐CO2応力腐食割れ性、耐孔食性および靱性を著しく低下させる。ただし0.01％以下は許容しうるので、Ｏは0.01％以下とした。なお、好ましくは0.006％以下である。
【００１６】Nb：0.02％以下、Ｖ：0.20％以下
Nb、Ｖは、いずれも靱性を劣化させずに常温、および高温における強度を上昇させる効果があるが、0.20％超えて添加すると靱性を劣化させるため、夫々0.20％以下とした。
Mo：0.1 〜3.0 ％
Moは、Cl-による孔食に対して抵抗性を与える元素であるが、0.1 ％未満ではその効果は認められず、一方、3.0 ％を超えるとδフェライトの発生を招き、耐CO2腐食性、耐CO2応力腐食割れ性および熱間加工性が低下することから、0.1〜3.0 ％とした。なお、好ましくは0.8〜2.5 ％である。」
「【００１８】Ti：3.0 ％以下、Zr：0.2 ％以下、Ｗ：3.0 ％以下、Ｂ：0.0005〜0.01％以下Ti、Zr、Ｗ、Ｂは、いずれも強度を上昇させる効果、および耐応力腐食割れ性を改善する効果があるが、Tiは0.3 ％を超えて、Zrは 0.2％を超えて、Ｗは3.0％を超えて添加すると靱性を劣化させるため、また、Ｂは0.0005％未満では効果がなく、0.01％を超えた添加は靱性を劣化させるため、Ti：0.3 ％以下、Zr：0.2 ％以下、Ｗ：3.0 ％以下、Ｂ：0.0005〜0.01％とした。
【００１９】Ca：0.0005〜0.01％
Caは、ＳをCaS として固定しＳ系介在物を球状化することにより、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくして、水素のトラップ能を下げる作用がある。その効果は0.0005％未満では顕著ではなく、一方、0.01％を超えるとCaO の増加を招き、耐CO2腐食性、耐孔食性が低下することから、Caは、0.0005〜0.01％、好ましくは0.001 〜0.005 ％とした。」
「【００２３】
【実施例】表１に示す組成になる鋼を溶製して直径600mmのビレットを鋳造し、これを小型圧延ミルにて板厚10mm、外径62mmの継目無鋼管となし、引き続き、焼入れ、焼戻しの熱処理を施し、降伏強度を95grade のレベルに調整した。これらの継目無鋼管をＴＩＧ溶接法にて表１に示す条件で溶接接続し、継手を作製した。溶接材料としては、表２に組成を示す25％Cr系溶接材料（Ｎo.１） および２種類の共金系溶接材料（Ｎo.２，３）を用いた。」
「【００２６】
【表１】

」

４ 甲４の記載
本件特許の優先日前に公開された甲４には、「マルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼、並びにマルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼を使用する製品及び製造プロセス」（発明の名称）に関して、次の記載がある。
「【請求項１】
マルテンサイト‐フェライト微細構造と、
重量％で、
Ｃ：０．００５〜０．０３０％；
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％；
Ｍｎ：０．２０〜０．８０％；
Ｐ：最大０．２０％；
Ｓ：最大０．００５％；
Ｃｒ：１３〜１５％；
Ｎｉ：４．０〜６．０％；
Ｍｏ：２．０〜４．５％；
Ｖ：０．０１〜０．１０％；
Ｎｂ：０．０１〜０．５０％；
Ｎ：０．０１６〜０．０７０％；
Ａｌ：０．００１〜０．０６０％；
Ｔｉ：０．００１〜０．０５０％；
Ｃｕ：０．０１〜１．５０％；
Ｏ：最大０．００５％；
残部：Ｆｅ及び工業的プロセスからの不可避な不純物；
の化学組成と、を備え、式：
ＬＣＰ＝０．５００×％Ｃｒ＋１．２８７×％Ｍｏ＋１．３０８×％Ｎ−５．９８４によって規定された３．２〜６．２の局所的腐食パラメータを有する、マルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼管。」
「【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に大きな機械的強度（通常、６５５ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超える降伏限界（ｆｌｏｗ ｌｉｍｉｔ））と靱性（ｔｅｎａｃｉｔｙ）とが、優れた耐腐食性と組み合わせて要求される、オイル産業及びガス産業における用途用のチュービング（ｔｕｂｉｎｇ）及びケーシング（ｃａｓｉｎｇ）のような鋼製品の製造において使用されるマルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ−ｆｅｒｒｉｔｉｃ ｓｔａｉｎｌｅｓｓ ｓｔｅｅｌ）に関する。」
「【００２８】
本発明は、石油とガスとの用途のために製造された製品を開示し、この製品は、δフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、及び殆ど無いに等しい量のカイ又はシグマのような有害な相から成る最終的な微細構造を有する本発明のマルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼を備え、ここで、δフェライトの量は２０〜５０％であり、マルテンサイトの量は５０〜８０％であり、１５％未満の残留オーステナイトを有する。」
「【００６２】
１．化学組成
本発明の鋼に対しては、最先端技術によって採用されるものとは異なるクロム及びモリブデン含有量（少ないクロム及びバランスを取られたモリブデン）が提案された。この新しい合金のバランスは、ゴールとして有害な相、特に焼き戻しサイクルのような低温熱処理中に形成される有害な相の量を減少させ、耐腐食性を向上させる。低温の有害な相（シグマ、α’、又はその他）は通常、「４７５℃脆化」のような、その微細構造にフェライトを含むステンレス鋼の脆化に関連する。さらに、クロム及びモリブデン、その他の元素は、鋼の最終的な特性における基本的な役割を果たす。
【００６３】
炭素は、抵抗を増加させるための重要な元素であるが、耐腐食性及び溶接性に関しては有害である。本発明の鋼において、０．０３０％より低い炭素濃度は、クロム及びモリブデンの炭化物Ｍ２３Ｃ６の形成を妨げるのに重要であり、これら元素を溶体（ｓｏｌｕｔｉｏｎ）中に維持する。この結果、炭素濃度は、０．０３０％より低く、好ましくは０．００５〜０．０１５％に保持される。
【００６４】
珪素は、脱酸剤の機能を有するので、製鋼プロセスにおいて必要な元素である。しかし、Ｓｉ濃度が非常に高い場合に形成されるケイ酸塩包有物の耐ＳＳＣ性への有害な効果がある。望ましいレベルまで酸素含有量を減少させるためには０．２０％より高い珪素含有量が必要とされるが、０．４０％より多い珪素含有量は、対ＳＳＣ性を減少させるケイ酸塩包有物の形成をもたらす場合がある。このように、珪素含有量は、０．１０〜０．４０％、好ましくは０．１５〜０．３０％に保持される。
【００６５】
製鋼プロセスにおけるマンガンは、脱酸剤及び脱硫剤である。適切な量のこの元素は、硬度及び抵抗を増加させ、鋼の脆性を減少させる。０．２０〜０．８０のマンガン含有量は、製品に低い酸の含有量と良好な耐腐食性をもたらす。マンガン含有量は、０．２０〜０．８０％、好ましくは０．２０〜０．５０％に保持される。
【００６６】
リン及び硫黄は不純物として鋼中に存在し、鋼の強さを減少させる。産業的に実現可能な範囲で、鋼中のリン及び硫黄含有量を最小化することが望ましい。良好な熱間延性及び優れた耐ＳＳＣ腐食性を維持するために、リンと硫黄との含有量を、それぞれ２００ｐｐｍ及び５０ｐｐｍより低く保つことが重要である。リン及び硫黄含有量は、それぞれ０．０２０％及び０．００５％未満、好ましくはそれぞれ０．０１０％未満及び０．００３％未満に保持される。」
「【００６８】
他方で、高いクロム含有量は、δフェライトとオーステナイトとの間の大きなＰＲＥＮの差をもたらす。これら２つの相間のＰＲＥＮの差の増加を避けるため、したがって腐食に対する性能を改善するために、クロムの含有量は、１３．０％〜１５．０％、好ましくは１３．５％〜１４．５％に保持される。
【００６９】
ニッケルは、オーステナイト相を安定化させるための重要な元素である。高いニッケル含有量では、より多くの残留オーステナイトを、マルテンサイト変態の開始温度（Ｍｓ）の低下によって形成することができる。６．０％より高いニッケル含有量は、多くの量の残留オーステナイトをもたらす場合があり、４．０％未満のニッケル含有量は、フェライトの量を増加させて、耐腐食性を低下させる。したがって、ニッケルは４．０〜６．０％、好ましくは４．５〜５．５％に保持される。
【００７０】
モリブデンは、局部腐食及び耐ＳＳＣ性を改善する元素である。モリブデンはまた、カイ相のような、高温金属間相を安定化させる。この元素を固溶体に有し、その偏析を防止して鋼の耐腐食性及びその強度を低下させる金属間相の析出を防止することは、非常に重要である。
【００７１】
カイ相を溶解させるのに必要な温度は、モリブデンの含有量によって強く左右され、仕上げ圧延ステップ中、又は焼入れに対するオーステナイト化の熱サイクル中の高温を避けるために、モリブデン含有量は、この鋼では最大４．５％に制限される。したがって、良好な耐腐食性を得るため、及び金属間相の析出を防止するために、モリブデンの含有量は、２．０〜４．５％、好ましくは３．０〜４．０％に保持される。
【００７２】
バナジウムは、鋼の機械的抵抗を増加させ、結晶成長抑制剤として作用する。しかし、本発明の鋼においては、この効果メカニズムは主にニオブ炭窒化物の析出に依存し、ニオブ炭窒化物は、クロム及びモリブデンが豊富な炭化物の析出を回避する炭素の収集剤として作用し、結果的に耐腐食性を改善する。本発明の鋼におけるバナジウム含有量は、０．０１〜００％、好ましくは０．０１〜０．０５％に保持される。」
「【００７５】
固溶体中の窒素がＰＲＥＮを増加させ、結果として耐腐食性を改善するにもかかわらず、本発明の鋼ではこの目的では窒素は使用されない。窒素含有量は、０．００１〜０．０７％、好ましくは、０．００５〜０．０２０％に保持される。
【００７６】
好ましくは、本発明のステンレス鋼が０．０３〜０．２０％のＮｂ含有量を呈する場合、Ｎ含有量は０．００６〜０．０２０％である。また、本発明のステンレス鋼が０．２０〜０．５０％のＮｂ含有量を呈する場合、Ｎ含有量は０．０２０〜０．０５０％である。
【００７７】
アルミニウムは、主に最終製品の酸素含有量を、アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）の析出及び浮揚を通じて制御するために溶鋼に添加される強力な脱酸剤である。製鋼後に、幾らかの残留アルミニウムが固溶体内に残り、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）の析出を通じて、熱間圧延プロセス中の結晶粒成長制御剤として作用する。この実践が酸素含有量を低下させるのに非常に効率的であるという事実にもかかわらず、アルミナ粒子は鋼の延性及び耐腐食性を低下させ、この理由でアルミニウムは０．００１〜０．０６０％、好ましくは０．００４〜０．０５０％に保持される。
【００７８】
チタンは、結晶粒サイズを制御する元素であり、また、非常に安定な窒化チタン（ＴｉＮ）の析出を通じて粒内腐食の発生を最小化する傾向がある。また、チタンは鋼及び合金に対する固溶体硬化の効果を有する。本発明の鋼に対しては、これらすべての利点がチタンの代わりにニオブによって供給されると期待され、これが最大０．０５％のチタンの制限を説明している。
【００７９】
チタンのこの制限もまた、鋼生産プロセスに使用される主に合金鉄中に存在するチタンの残留量に関連している。したがって、チタンの含有量は、０．００１〜０．０５０％、好ましくは０．００１〜０．０２０％に保持される。」
「【００８１】
酸素は、鋼中の、特に電気炉で熔融され、保護無しに鋳造された鋼中の不可避な不純物である。酸素濃度は、産業的プロセスでは、アルミニウム、マンガン、及び珪素のような脱酸剤元素の添加によって主に制御される。」
「【００８４】
タングステン及びコバルトは、産業的製鋼において使用される鉄合金内からの不可避な不純物である。本発明の鋼におけるこれら元素の存在は常に偶然であり、このためそれらの最大値のみが制御される。タングステン及びコバルトは、存在する場合には、０．１０％未満、好ましくは０．０５％未満に保持される。」
「【０１０２】
４．シームレス管の生産のためのプロセス
本発明はさらに、以下のステップ：
ａ）請求項１〜１３のいずれか一項に規定されたようなマルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼を備える管の圧延のステップであって、引き続いて熱処理が行われ、仕上げステップの加熱温度が以下の式に従う、ステップ；」
「【０１０４】
ｂ）以下のステップに分割される熱処理のステップ；
ｂ１）任意に焼入れのステップであって、及び使用される場合には、加熱温度はステップａ）の式に従う、ステップ；
ｂ２）圧延の直後、又は焼入れの熱サイクル後の、５５０〜６８０℃の温度を有する１回の又は２回の焼き戻しのステップ；
ｃ）焼入れ又は焼き戻し後の空冷又は水冷のステップ；
を備えるマルテンサイト‐フェライト系ステンレス鋼のシームレス管の生産のためのプロセスに言及する。
【０１０５】
シームレス鋼管の製造のためのプロセスは最先端技術、例えば非特許文献１に記載されている技術によって十分に知られている。」

５ 甲５の記載
本件特許の優先日前に公開された甲５には、「耐候性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管およびその製造方法」（発明の名称）に関して、次の記載がある。
「【請求項１】Ｃｒ含有量が９〜１５重量％のマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、表面粗さがＪＩＳ Ｂ ０６０１に規定される最大高さＲｙで５０μｍ以下、表面に残存するミルスケールの大きさが面積で０．０１ｍｍ２以下、そのミルスケールの１ｍｍ２視野内における残存面積率が２％以下であることを特徴とする耐候性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管。
【請求項２】製管工程と熱処理工程を経た後の鋼管表面に、アルミナ製または被処理鋼管と実質同一の鋼製のショット粒を吹き付けることにより、その製造中に鋼管表面に生成付着したミルスケールを、除去後の鋼管表面粗さがＪＩＳ Ｂ ０６０１に規定される最大高さＲｙで５０ｍｍ以下、表面に残存するミルスケールの大きさが面積で０．０１ｍｍ２以下、そのミルスケールの１ｍｍ２視野内における残存面積率が２％以下になるように除去し、その後酸洗処理を施すことなく製品とすることを特徴とする請求項１に記載の耐候性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。」
「【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、油井またはガス井（以下、単に「油井」という）、各種プラント設備および建設用構造材料などに使用される鋼管、より詳しくは９〜１５重量％のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼からなり、出荷前後の保管中や輸送中における耐候性（耐発錆性）に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管とその製造方法に関する。」
「【０００７】このように、マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造においては、継目無鋼管の場合では各工程で６００〜１３００℃、溶接鋼管の場合では熱処理工程で６００〜１０００℃の加熱を受けるため、管の内外表面には不可避的に酸化物スケール（以下、単に「ミルスケール」という）が生成付着する。
【０００８】通常、上記のミルスケールは、ショットブラスト処理後に酸洗処理を施すことにより完全に除去される。これは、一般に、ミルスケール直下の母材には脱Ｃｒ層が存在しており、この脱Ｃｒ層を除去しないと、所定の耐食性が確保できないので、この脱Ｃｒ層まで除去しているためである。また、ショットブラスト処理後に酸洗処理を施すのは、ショットブラスト処理または酸洗処理だけでは、上記のミルスケールと脱Ｃｒ層を完全に除去するのに長時間かかり、生産性が極めて悪いためである。」
「【００１８】本発明者らは、上記の目的を達成すべくショットブラスト処理後の鋼管表面性状が大気環境中での耐候性（耐発錆性）に及ぼす影響を詳細に調査し、その結果得られた以下の知見に基に上記の発明を完成させた。」
「【００２９】前述したように、ミルスケール直下の母材表層部には脱Ｃｒ層が存在しているので、大気環境下においてその周囲に錆が発生する。従って、大きな面積のミルスケールが残存する表面や、小さな面積のミルスケールでもこれらが数多く集まって残存する表面では、錆の発生起点が多いために錆の成長が著しく、目視観察で明確に識別できる錆になる。」
「【００５２】
【実施例】表１に示す化学組成を有する５種類のマルテンサイト系ステンレス鋼製で、外径１９２ｍｍの中実丸ビレットを準備した。そして、これらの中実丸ビレットを回転炉床式の加熱炉で１１００〜１２００℃に加熱してからピアサーに供して外径１９２ｍｍ、肉厚１６ｍｍ、長さ６６５０ｍｍの中空素管に成形し、引き続いてこの中空素管をマンドレルミルにより外径１５１ｍｍ、 肉厚６．５ｍｍの仕上げ圧延用素管に成形した。次いで、仕上げ圧延用素管を１１００℃に再加熱してからストレッチレデューサーに供して外径６３．５ｍｍ、肉厚５．５ｍｍに仕上げた後切断し、長さ１２ｍの継目無鋼管を得た。
【００５３】その後、得られた継目無鋼管に、９５０℃に６０分間加熱保持後空冷する焼入れ処理を施し、次いで６５０℃に３０分間加熱保持後空冷する焼戻し処理を施してミルスケール付きの継目無鋼管を得た。なお、鋼No.ｃとｄの鋼管については加熱保持後水冷する焼入れ処理を施すことができるが、本実施例では加熱保持後空冷する焼入れ処理を施した。
【００５４】そして、得られたミルスケール付きの継目無鋼管の内外面に、アルミナ製のショット粒を用いたショットブラスト処理を施してその表面に付着したミルスケールを除去するとともに、その表面性状を種々調整した後、下記の耐食性試験に供した。
【００５５】また、比較のために、ショットブラスト処理後の鋼管に、体積％で「５％沸酸＋１０％硝酸」の温度が室温の混酸水溶液中に３分間浸漬する酸洗処理を施すことにより、従来と同じ酸洗処理材を製造し、耐食性試験に供した。
【００５６】《耐食性試験・・・海上輸送中における発錆模擬試験》人工海水を１００倍の水で希釈した水溶液中に供試鋼管を浸漬後取り出して乾燥処理し、その内外表面に塩分を付着させた後、温度が５０℃、相対湿度が９８％の雰囲気中に１週間暴露し、この暴露後の鋼管表面を目視観察して目視で明確に確認できる変色部、すなわち錆（赤錆）の発生の有無とその発生面積率を調べた。
【００５７】なお、評価は、比較のために試験に供した従来と同じ酸洗処理材を基準とし、錆（赤錆）の発生面積率が酸洗処理材よりも大きい場合を不芳「×」、小さい場合を良好「○」とした。
【００５８】その結果を、表２に示した。また、表２には、ショットブラスト処理後の表面粗さ（最大高さＲｙ）と１ｍｍ２視野内におけるミルスケールの残存面積率とを併せて示した。
【００５９】
【表１】

【００６０】
【表２】

【００６１】表２から明らかなように、表面粗さがＲｙで５０ｍｍ以下、かつ各ミルスケールの大きさが面積０．０１ｍｍ２以下で、そのミルスケールの１ｍ２視野内における残存面積率が２％以下である本発明例の鋼管（試番１〜４、６、８および１０）は、従来例の酸洗処理材（試番５、７、９および１１）と同等以上の耐候性を示した。」

第５ 当審の判断
以下に述べるように、特許異議申立書に記載した特許異議の申立ての理由によっては、本件特許の請求項１〜４に係る特許を取り消すことはできない。

１ 甲１に記載された発明
上記第４ １の記載のうち、実験手順、緩衝液としてＳｏｌ−Ｃ−Ｍｏｄを用いた場合の結果、表１、表３、表４に着目すると、甲１には次の発明（以下、「引用発明１」という。）が記載されていると認められる。

＜引用発明１＞
Ｃ：０．０２、Ｓｉ：０．２、Ｍｎ：０．５、Ｃｒ：１３．０、Ｎｉ：４．９、Ｍｏ：２．２を含む１３％Ｃｒ−５％Ｎｉ−２％Ｍｏ系マルテンサイト系ステンレス鋼を、１０ｍｍ×１０ｍｍの領域が露出した樹脂に埋め込み、アルミナペースト（０．０５μｍ）で研磨して仕上げ、すべての埋め込み試料を２０％硝酸に５０℃（１２２°Ｆ）で１時間浸漬して不働態化処理した後、各ｐＨの各緩衝液中の電気化学セルにセットし、ＣＯ２ガス（飽和）を流した後、再びｐＨを確認し、静止電位が安定する（一定になる）まで少なくとも２０分間待った後、スクラッチ用具を手動で操作してサンプル表面に傷をつけ、静止電位が元のレベルに戻るまで静止電位の変化を監視し、再不働態化に要する時間を評価する場合において、
５．０％のＮａＣｌと０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有させてｐＨを３．０にした緩衝溶液を用いた場合の再不働態化に要する時間が（約）１．０−１．５分であり、５．０％のＮａＣｌと０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有させてｐＨを３．５にした緩衝溶液を用いた場合の再不働態化に要する時間が（約）４０−５０分であり、５．０％のＮａＣｌと０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有させてｐＨを４．０にした緩衝溶液を用いた場合の再不働態化に要する時間が（約）１８−２２分である、
マルテンサイト系ステンレス鋼。

２ 本件発明１と、引用発明１との対比
（１）引用発明１の「Ｃ：０．０２、Ｓｉ：０．２、Ｍｎ：０．５、Ｃｒ：１３．０、Ｎｉ：４．９、Ｍｏ：２．２を含む１３％Ｃｒ−５％Ｎｉ−２％Ｍｏ系マルテンサイト系ステンレス鋼」において、「Ｃ：０．０２、Ｓｉ：０．２、Ｍｎ：０．５、Ｃｒ：１３．０、Ｎｉ：４．９、Ｍｏ：２．２」は、当該マルテンサイト系ステンレス鋼に含有される元素と、それらの含有率（単位は％）であると認められる。しかしながら、それらの含有率（単位は％）が、質量％を意味するのか、重量％を意味するのか定かではないが、通常、質量％と重量％とが同じ値であることは技術常識である。
そうすると、引用発明１の「マルテンサイト系ステンレス鋼」が、Ｃ：０．０２％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：０．５％。Ｃｒ：１３．０％、Ｎｉ：４．９％、Ｍｏ：２．２％を含有することは、それぞれ、本件発明１が「質量％で」、「Ｃ：０．０３０％以下」、「Ｓｉ：１．００％以下」、「Ｍｎ：１．００％以下」、「Ｃｒ：１０．００超〜１３．４０％」、「Ｎｉ：３．００〜６．５０％」、「Ｍｏ：０．５０〜４．００％」を含有することに相当する。

（２）引用発明１は「マルテンサイト系ステンレス鋼」であるところ、ステンレス鋼がＦｅおよび明示的に記載された成分元素以外に不純物を含むことは技術常識である。したがって、引用発明１における「マルテンサイト系ステンレス鋼」は、「Ｆｅ及び不純物」を含むものといえる。

（３）引用発明１は「マルテンサイト系ステンレス鋼」であり、マルテンサイトを主相とするものであるところ、そのようなステンレス鋼が、体積率で８０．０％以上のマルテンサイトを含有するミクロ組織を備えることは技術常識である。したがって、引用発明１における「マルテンサイト系ステンレス鋼」は、本件発明１の「体積率で８０．０％以上のマルテンサイトを含有するミクロ組織」を備えているものといえる。

（４）上記（１）のとおり、引用発明１は、質量％で、Ｃｒ：１３．０％、Ｍｏ：２．２％、Ｎｉ：４．９％を含むところ、これらの数値を本件発明１の「Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ」に代入すると、１３．０＋２．０×２．２＋０．５×４．９＋０．５Ｃｏ＝１９．８５＋０．５Ｃｏとなる。
ここで、引用発明１においては、後述のとおりＣｏの含有量は定かではないものの、合金において元素の含有量（質量％）は負の値を取らないことは技術常識であることから、１９．８５＋０．５Ｃｏは１６．０以上となることは明らかである。したがって、引用発明１の「Ｃ：０．０２、Ｓｉ：０．２、Ｍｎ：０．５、Ｃｒ：１３．０、Ｎｉ：４．９、Ｍｏ：２．２を含む１３％Ｃｒ−５％Ｎｉ−２％Ｍｏ系マルテンサイト系ステンレス鋼」は、本件発明１の「Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ≧１６．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。」を満たすものである。

（５）そうすると、本件発明１と引用発明１とは、以下の点で一致し、また以下の点で相違する。

＜本件発明１と引用発明１との一致点＞
マルテンサイト系ステンレス鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：１．００％以下、
Ｍｎ：１．００％以下、
Ｎｉ：３．００〜６．５０％、
Ｃｒ：１０．００超〜１３．４０％、
Ｍｏ：０．５０〜４．００％、及び、
Ｆｅ及び不純物を含み、式（１）を満たす化学組成と、
体積率で８０．０％以上のマルテンサイトを含有するミクロ組織とを備える、
マルテンサイト系ステンレス鋼。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ≧１６．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

＜相違点１＞
本件発明１は「マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管」であるのに対し、引用発明１は「マルテンサイト系ステンレス鋼」ではあるものの、埋め込み試料が「継目無鋼管」から切り出したものか定かではない点。

＜相違点２＞
本件発明１は、質量％で、「Ｐ：０．０３０％以下」、「Ｓ：０．００５０％以下」、「Ａｌ：０．００１〜０．１００％」、「Ｎ：０．０５００％以下」、「Ｏ：０．０５０％以下」、「Ｖ：０．０１〜１．００％」、「Ｔｉ：０．０１０〜０．３００％」、「Ｃｏ：０．０１０〜０．３００％」、「Ｃａ：０〜０．００３５％」、「Ｗ：０〜１．５０％」を含み、「残部」が「Ｆｅ及び不純物」からなるのに対し、引用発明１は、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｗの含有量が定かではなく、また、Ｆｅおよび不純物を含むものの、残部がＦｅおよび不純物からなるか定かではない点。」

＜相違点３＞
本件発明１は「マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の内表面において、５質量％のＮａＣｌと０．４１ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有する水溶液における脱不働態化ｐＨが３．５０以下である」のに対し、引用発明１は、「マルテンサイト系ステンレス鋼を、１０ｍｍ×１０ｍｍの領域が露出した樹脂に埋め込み、アルミナペースト（０．０５μｍ）で研磨して仕上げ、すべての埋め込み試料を２０％硝酸に５０℃（１２２°Ｆ）で１時間浸漬して不働態化処理した後、各ｐＨの各緩衝液中の電気化学セルにセットし、ＣＯ２ガス（飽和）を流した後、再びｐＨを確認し、静止電位が安定する（一定になる）まで少なくとも２０分間待った後、スクラッチ用具を手動で操作してサンプル表面に傷をつけ、静止電位が元のレベルに戻るまで静止電位の変化を監視し、再不働態化に要する時間を評価する場合において、
５．０％のＮａＣｌと０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有させてｐＨを３．０にした緩衝溶液を用いた場合の再不働態化に要する時間が（約）１．０−１．５分であり、５．０％のＮａＣｌと０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有させてｐＨを３．５にした緩衝溶液を用いた場合の再不働態化に要する時間が（約）４０−５０分であり、５．０％のＮａＣｌと０．４ｇ／ＬのＣＨ３ＣＯＯＮａとを含有し、さらに、ＣＨ３ＣＯＯＨを含有させてｐＨを４．０にした緩衝溶液を用いた場合の再不働態化に要する時間が（約）１８−２２分である」点。

３ 本件発明１と引用発明１との相違点の検討
事案に鑑み、まず、相違点２のうちのＣｏの含有量について検討をする。

（１）相違点２が実質的な相違点であるかについて
甲１には、マルテンサイト系ステンレス鋼におけるＣｏの含有量について記載がなされていない。また、引用発明１において、Ｃｏの含有量が、質量％で「０．０１０〜０．３００％」であることが推認されるような根拠も見いだせない。
したがって、相違点２は、少なくともＣｏの含有量に関し、実質的な相違点であるといえる。

（２）Ｃｏの含有量を質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすることの容易想到性について
上記第４ ２に記載したように、甲２には、マルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｏの含有量を、０．０１〜１．０質量％とすることが記載されている。
しかしながら、甲２の上記記載を踏まえても、引用発明１において、Ｃｏを含有させ、その含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とするための動機付けを見出すことができない。
同様に、甲３〜５の記載を踏まえても、引用発明１において、Ｃｏを含有させ、その含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とするための動機付けを見出すことができない。

また、仮に、引用発明１において、Ｃｏの含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とするための動機付けを見出すことができたとしても、以下のとおり、本件発明１は、Ｃｏの含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすること、不働態皮膜の安定性を示す評価指標である式（１）を満たすことにより、引用発明１、又は、甲２〜５と比較した有利な効果を奏するものと認められる。
すなわち、本件明細書には、以下の記載がある。
「【００６５】
Ｃｏ：０．０１０〜０．３００％
コバルト（Ｃｏ）は０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成する。Ｃｏ硫化物は、塩化物イオン（Ｃｌ-）や硫化水素イオン（ＨＳ-）が不働態皮膜に接触するのを抑制し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制する。そのため、Ｃｏはエンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高める。Ｃｏはさらに、鋼材の焼入性を高め、特に工業生産時において、鋼材の安定した高強度を確保する。具体的に、Ｃｏは残留オーステナイトの生成を抑制し、鋼材の強度のばらつきを抑制する。Ｃｏ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｏ含有量が０．３００％を超えれば、鋼材の靱性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０．０１０〜０．３００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１６０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．２７０％であり、より好ましくは０．２５０％である。」
「【００７１】
［式（１）について］
本実施形態のマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ≧１６．０ （１）
ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
【００７２】
Ｆ１（＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ）は、上述の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管における、不働態皮膜の安定性を示す指標である。具体的に、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、後述する好ましい製造方法で製造された継目無鋼管について、Ｆ１と脱不働態化ｐＨ（ｐＨｄ）との関係について、図を用いて説明する。図６は、Ｆ１と脱不働態化ｐＨとの関係を示す図である。図６は、後述する実施例のうち、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、後述する好ましい製造方法で製造された鋼材について、Ｆ１と脱不働態化ｐＨとを用いて作成された。
【００７３】
図６を参照して、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、後述する好ましい製造方法で製造された鋼材では、Ｆ１が１６．０未満の場合、脱不働態化ｐＨが３．５０を超える。一方、Ｆ１が１６．０以上の場合、脱不働態化ｐＨが３．５０以下となる。すなわち、上述の化学組成とミクロ組織とを有し、後述する好ましい製造方法で製造された鋼材では、Ｆ１が１６．０以上であれば、脱不働態化ｐＨが３．５０以下となり、優れた耐全面腐食性を示す。したがって、本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管では、Ｆ１を１６．０以上とする。
【００７４】
Ｆ１の好ましい下限は１７．０であり、さらに好ましくは１８．０であり、さらに好ましくは１８．５である。なお、Ｆ１の上限は特に限定されないが、本実施形態の化学組成の場合、２４．７であり、好ましくは２０．５である。なお、Ｆ１は小数第二位を四捨五入して得られる。」
「

」
これらの記載より、本件明細書には、Ｃｏの含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすることにより、０．０３超〜０．１ｂａｒのＨ２Ｓ分圧を含有するエンハンストマイルドサワー環境において、不働態皮膜上に硫化物を生成し、不働態皮膜が塩化物イオンや硫化水素イオンにより破壊されるのを抑制することにより、エンハンストマイルドサワー環境での鋼材の活性溶解を抑制して、耐全面腐食性を高めると共に、鋼材の焼入性を高め、特に工業生産時において、鋼材の安定した高強度を確保し、残留オーステナイトの生成を抑制し、鋼材の強度のばらつきを抑制する、という効果（以下、「効果１」ともいう。）を奏することが記載されているといえる。
また、本件明細書には、Ｆ１（＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ。ここで、元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。）が１６．０以上の場合、脱不働態化ｐＨが３．５０以下となり、優れた耐全面腐食性を示す、という効果（以下、「効果２」ともいう。）を奏することが記載されているといえる。

一方、甲２には、Ｃｏを含有させることの効果について、上記第４ ２に記載したように、「Coは、残留オーステナイト分率のばらつきを低減し、降伏強さYSのばらつき（△YS）を低減させる効果を有する、本発明で非常に重要な元素である。これは、Coが、（１）Ms点を上昇させることにより、焼入れ時の冷却停止温度のばらつきに伴う残留オーステナイトの変動を抑制する効果と、（２）Ac1点を上昇させることにより、焼き戻し時に一部のマルテンサイト相がオーステナイト相に変態することを抑制する効果との両方に影響するためであると考えている。これらの効果は0.01％以上のCoを含有することで得られる。一方、1.0％を超えてCoを含有しても熱間加工性が低下する。」（[0033]）との記載はある。しかしながら、甲２には、効果１、２を奏することについて記載されていない。
また、甲３〜５に、Ｃｏの含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすることにより、効果１を奏すること、および、Ｆ１（＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ。ここで、元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。）が１６．０以上の場合、効果２を奏することが記載されているとも認められない。
そして、Ｃｏの含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすることにより、効果１を奏すること、および、Ｆ１（＝Ｃｒ＋２．０Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．５Ｃｏ。ここで、元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。）が１６．０以上の場合、効果２を奏することは、本件特許の優先日において、技術水準から当業者が予測することができたといえる理由も見いだせない。

以上のとおりであるから、引用発明１のマルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｏを含有させ、その含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすることが、当業者が容易に想到することができたものであるとは言えない。

（３）本件発明１と引用発明１との相違点の検討、まとめ
上記（１）、（２）のとおり、相違点２について、少なくとも、引用発明１はＣｏの含有量が質量％で「０．０１０〜０．３００％」ではないし、引用発明１のマルテンサイト系ステンレス鋼においてＣｏを含有させ、その含有量を質量％で「０．０１０〜０．３００％」とすることは、当業者が容易に想到することができたものであるとはいえない。
そうすると、相違点１、３について検討するまでもなく、本件発明１は、甲１〜甲５に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであるとはいえない。

４ 申立人の特許異議申立書における主張についての検討
（１）申立人は、特許異議申立書において、Ｃｏの含有量について、以下の主張をしている。
「鋼組成のＣｏについては、（４−１）〜（４−３）、（４−１７）から分かるように、後述するようにマルテンサイトステンレス鋼管の発明が記載された甲第４号証にはＣｏはマルテンサイトステンレス鋼では不可避的不純物であり、０．１０％未満程度に含有されるものであるから、甲１発明は不純部レベルのＣｏを含有しているといえる（なお、本件発明１ではＣｏ含有量は０．０１０〜０．３００％含有しており、不純物レベルの範囲を含んでいる）。」（申立書Ｐ３９の１７〜２２行）
「Ｃｏは、本件発明１では、０．０１０〜０．３００％の範囲で含有している（本件特許明細書の段落【００６５】）が、（２−１）、（２−１２）から分かるように、甲第２号証に記載された発明では、Ｃｏを０．０１〜１．０％の範囲で含有している。また、すでに記載したように、甲第４号証によれば、（４−１７）から分かるように、マルテンサイト系ステンレス鋼管では、Ｃｏは不可避的不純物（産業的製鋼において使用される鉄合金内からの不可避な不純物）であって、存在する場合は０．１０％未満に保持されるものである。
上記の通り、０．１０％未満のＣｏは、不可避的不純物であるから、Ｃｏの含有量が不可避的不純物レベルの場合を含む点で、本件発明１は、甲１発明と実質的に相違するとはいえない。また、実質的に相違しないとしても、甲１発明において、Ｃｏを０．０１０〜０．３００％の範囲で含有させることは、甲第２号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に想到し得るものである。」（申立書Ｐ４２の下から３行〜Ｐ４３の９行）
これらの主張について以下に検討する。

（２）まず、甲４には、「タングステン及びコバルトは、産業的製鋼において使用される鉄合金内からの不可避な不純物である。本発明の鋼におけるこれら元素の存在は常に偶然であり、このためそれらの最大値のみが制御される。タングステン及びコバルトは、存在する場合には、０．１０％未満、好ましくは０．０５％未満に保持される。」（【００８４】）との記載があり、Ｃｏが不可避な不純物である旨記載されている。
しかしながら、鋼における不純物の含有量は、鋼の製造方法により変わりうることは技術常識であるため、甲４に記載の鋼において、Ｃｏが不可避的不純物として０．１０％未満含有されているとしても、引用発明１において、Ｃｏが必ず０．０１０％以上含有されているとはいえない。
したがって、Ｃｏの含有量について、「本件発明１は、甲１発明と実質的に相違するとはいえない。」との申立人の主張は採用できない。

（３）また、上記第４ ２に記載したように、甲２には、マルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｏの含有量を、０．０１〜１．０質量％とすることが記載されている。しかしながら、上記３（２）に記載のとおり、甲２の上記記載、及び、甲３〜５の記載を踏まえても、引用発明１において、Ｃｏの含有量を、質量％で「０．０１０〜０．３００％」とするための動機付けを見出すことができない。したがって、「甲１発明において、Ｃｏを０．０１０〜０．３００％の範囲で含有させることは、甲第２号証に記載された発明に基づいて当業者が容易に想到し得るものである。」との主張も採用できない。

５ まとめ
したがって、本件発明１は、甲１〜甲５に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものであるとはいえないことから、申立理由によっては、本件特許の請求項１に係る特許を取り消すことはできない。

また、本件発明２〜４は、本件発明１の記載を直接又は間接的に引用するものであるから、本件発明１が、甲１〜甲５に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない以上、本件発明２〜４についても同様に、甲１〜甲５に記載された発明に基いて、当業者が容易に発明をすることができたものとはいえない。したがって、申立理由によっては、本件特許の請求項２〜４に係る特許を取り消すことはできない。

第６ むすび
以上のとおり、特許異議申立書に記載した特許異議の申立ての理由によっては、本件特許の請求項１〜４に係る特許を取り消すことはできない。
また、他に本件特許の請求項１〜４に係る特許を取り消すべき理由を発見しない。
よって、結論のとおり決定する。
 
異議決定日 2023-02-21 
出願番号 P2020-550442
審決分類 P 1 651・ 121- Y (C22C)
最終処分 07   維持
特許庁審判長 池渕 立
特許庁審判官 羽鳥 友哉
佐藤 陽一
登録日 2022-04-18 
登録番号 7060109
権利者 日本製鉄株式会社
発明の名称 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管  
代理人 アセンド弁理士法人  

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