JPH08269546A

JPH08269546A - 低温靭性の著しく優れた超高強度鋼板の製造方法

Info

Publication number: JPH08269546A
Application number: JP7072726A
Authority: JP
Inventors: Yoshio Terada; 好男寺田; Hiroshi Tamehiro; 博為広; Hitoshi Asahi; 均朝日; Takuya Hara; 卓也原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-03-30
Filing date: 1995-03-30
Publication date: 1996-10-15

Abstract

(57)【要約】【目的】内視鏡は、体内の細胞採取が可能で、癌の早
期診断に不可欠である。しかし、内視鏡の操作に、充分
な経験を要し、検査の需要に、熟練の医師は不足であ
る。本発明は、内視鏡から両手が離れ、先端を曲げた
り、延ばしたり、回転したりの、繰り返えしを、片手の
指一本の、押しボタン操作で、簡単に出来る、ロボット
内視鏡である。ロボットには、従来の外から見えない、
手の感触に頼る部分で、先端を原点に復帰させる機能が
あり、機械が自動的に動いて止まって呉れる。操作要
領も、マニアル化で、技術の伝承も簡単である。ロボッ
トの使用で、大腸検査が楽になり、定期検診、大腸癌の
早期発見、死亡の低下が期待出来る。【構成】スイッチの操作盤（１）と、電算回路
（２）と、出力回路（３）と、縦軸制御モーター（４）
と、内視鏡の制御ボックス（６）と、内視鏡の先端
（７）と、移動支持台（８）と、内視鏡と平行なヒンジ
（９）からなる、ロボット内視鏡。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は９５０MPa 以上の引張強
さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた超高強度
鋼板に関するもので、天然ガス・原油輸送用ラインパイ
プをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用鋼材
として広く使用できる。

【０００２】

【従来の技術】原油・天然ガスを長距離輸送するパイプ
ラインに使用するラインパイプは、（１）高圧化による
輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接能
率向上のためますます高張力化する傾向にある。これま
でに米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０（降伏強さ５
５１MPa 以上、引張強さ６２０MPa 以上）までのライン
パイプの実用化が進行中であるが、さらに高強度のライ
ンパイプに対するニーズが強くなってきた。

【０００３】現在、超高強度ラインパイプ製造法の研究
は、従来のＸ８０級ラインパイプの製造技術（たとえば
ＮＫＫ技報No．１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１お
よびＴｈｅ７ｔｈＯｆｆｓｈｏｒｅＭｅｃｈａｎ
ｉｃｓａｎｄＡｒｃｔｉｃＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎ
ｇ（１９８８），ＶｏｌｕｍｅＶ，ｐｐ１７９−１８
５）を基本に検討されているが、これではせいぜい、Ｘ
１００（降伏強さ６８９MPa 以上、引張強さ７６０MPa
以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。

【０００４】従来より、低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ鋼
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼としてよく知られている。たとえば、特開平５
−２５５７４４号公報では低炭素−Ｍｎ−０．０５〜
０．３５％Ｍｏ−Ｎｂ鋼を９００〜１０００℃に再加熱
後、圧延することを特徴とする低温靭性の優れた高張力
鋼板の製造法が開示されているが、その引張強さの上限
はせいぜい７５０MPa が限界であった。さらに高強度化
を図るためには、（１）Ｃ量や合金元素量を増加させる
こと、（２）たとえば９００℃以上の高温から焼入れ−
焼戻し処理すること、などが必要であるが、母材やＨＡ
Ｚの低温靭性は不十分となる。

【０００５】パイプラインの超高強度化は強度・低温靭
性バランスをはじめとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭
性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題を抱えてお
り、これらを克服した画期的な超高強度ラインパイプ
（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接部および
母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達成
できる引張強さ９５０Ｎ／mm²以上（ＡＰＩ規格Ｘ１０
０超）の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造技術を提供
するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｍｏ：０．３５％超〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６
％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
３％以下を含有し、必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．
０％、Ｃｕ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．８
％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種
以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、かつＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ
＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が２．１≦Ｐ
≦３．０を満足する鋼片を９５０〜１０５０℃の温度に
再加熱後、８００℃以下の累積圧下量が７０％以上、か
つＡｒ₃点〜Ａｒ₁点のフェライト・オーステナイト２
相域の累積圧下量が５０％以上で、圧延終了温度が６５
０〜８００℃となるように圧延を行い、その後空冷また
は１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下の任意の温
度まで冷却することである。

【０００８】以下に本発明の低温靭性の著しく優れた超
高強度鋼板の製造方法について詳細に説明する。本発明
の特徴は、（１）低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｖ−Ｍｏ−Ｔｉ
系鋼を、（２）オーステナイトの低温域に加熱後、
（３）オーステナイト−フェライト２相域で厳格に制御
圧延した後、空冷または加速冷却することにより、微細
な加工フェライト＋マルテンサイト・ベイナイトの混合
組織とするとともに、Ｖの析出硬化を有効に利用すると
ころにあり、これによって超高強度と優れた低温靭性、
現地溶接性を同時に達成している。さらに加工フェライ
ト＋マルテンサイト・ベイナイトの混合組織は溶接部の
軟化に対しても有効である。

【０００９】本発明者らはＮｂ−Ｖ−Ｍｏ鋼において、
化学成分、加熱・圧延・冷却条件を厳密に制御すること
により、超高強度と優れた低温靭性が達成できることを
見いだした。本発明鋼の特徴は、焼戻し処理なしでも
優れた超高強度、低温靭性が得られること、焼入れ・
焼戻し処理鋼に比較して降伏比が低く、鋼管の成形性、
低温靭性に著しく優れること、などが挙げられる（な
お、本発明では、鋼板の状態で降伏強さが低くても、鋼
管成形によって降伏強さが上昇し、目的とする降伏強さ
を得ることが可能である）。

【００１０】すなわち、引張強さ９５０MPa 以上の超高
強度を達成するために、鋼材のミクロ組織を一定量以上
のマルテンサイト・ベイナイトとフェライトの混合組織
として、また加工フェライトを導入して、転位強化、サ
ブグレイン強化するとともに、Ｖの析出硬化を利用する
必要がある。

【００１１】さらに優れた低温靭性を達成するために
は、組織を微細化して、かつ加工フェライトの導入によ
りシャルピー衝撃試験などの試験片破面にセパレーショ
ンが発生し、破面遷移温度は飛躍的に低下する（セパレ
ーションは衝撃試験時生ずる板面に平行な層状剥離現象
で、脆性き裂先端での３軸応力度を低下させることによ
って脆性き裂の伝播停止特性を向上させると考えられて
いる）。以上により、従来低温靭性が劣ると考えられて
いたＮｂ−Ｍｏ鋼のマルテンサイト・ベイナイトとフェ
ライト硬軟混合組織の強度・低温靭性バランスの大幅な
向上に成功した。

【００１２】まず本発明の製造条件の限定理由について
説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１０５０℃の温
度範囲に再加熱後、８００℃以下の累積圧下量が７０％
以上、かつＡｒ₃点〜Ａｒ₁点のフェライト・オーステ
ナイト２相域の累積圧下量が５０〜１００％で圧延終了
温度が６５０〜８００℃となるように圧延を行い、その
後空冷または１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下
の任意の温度まで冷却する。

【００１３】鋼片（スラブ）の再加熱温度は９５０〜１
０５０℃とする必要がある。これは鋼片の再加熱時の初
期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化す
るためである。さらに初期オーステナイト粒が小さいほ
ど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が起こ
りやすいからである。１０５０℃は再加熱時のオーステ
ナイト粒が粗大化しない上限の温度である。一方、加熱
温度が低過ぎると合金元素が十分に溶体化されず、所定
の材質が得られない。また鋼片を均一に加熱するために
長時間の加熱が必要となること、さらには圧延時の変形
抵抗が大きくなることから、エネルギーコストが増大し
て、好ましくない。このために再加熱温度の下限を９５
０℃とする。

【００１４】再加熱した鋼片は８００℃以下の累積圧下
量が７０％以上、かつＡｒ₃点〜Ａｒ₁点のフェライト
・オーステナイト２相域の累積圧下量が５０〜１００％
で圧延終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延し
なければならない。８００℃以下の累積圧下量を７０％
以上とする理由はオーステナイト未再結晶域での圧延を
強化し、変態前のオーステナイト組織の微細化を図り、
変態後の組織をフェライト−マルテンサイト・ベイナイ
トの混合組織とするためである。引張強さが９５０MPa
以上となる超高強度ラインパイプではとくに安全上、従
来にも増して高靭性を必要とするので、その累積圧下量
は７０％としなければならない（累積圧下量は大きいほ
ど望ましく、その上限については限定しない）。

【００１５】さらに本発明では、フェライト・オーステ
ナイト２相域の累積圧下量を５０〜１００％とし、圧延
終了温度を６５０〜８００℃とする。これはオーステナ
イト未再結晶域で細粒化したオーステナイト組織を一層
微細化し、かつフェライトを加工してフェライトの強化
と衝撃試験時にセパレーションの発生を容易にするため
である。

【００１６】２相域の累積圧下量が５０％以下では、セ
パレーションの発生が十分でなく脆性き裂の伝播停止特
性の向上は得られない。一方、累積圧下量が適切であっ
ても、その圧延温度が不適切であると優れた低温靭性は
達成できない。圧延終了温度が６５０℃以下では、加工
によるフェライトの脆化も顕著となるので、圧延終了温
度の下限を６５０℃とした。しかし圧延終了温度が８０
０℃以上では、オーステナイト組織の微細化やセパレー
ション発生が十分でないため、圧延終了温度の上限を８
００℃に限定した。

【００１７】圧延終了後、鋼板は空冷するかまたは１０
℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下の任意の温度まで
冷却する必要がある。本発明鋼では圧延後に空冷しても
マルテンサイト・ベイナイトとフェライトの混合組織が
得られるが、さらなる高強度化を図るために１０℃／秒
以上の冷却速度で５００℃以下の任意の温度まで冷却し
ても差し支えない。１０℃／秒以上の冷却速度で冷却す
る理由はマルテンサイトの形成などによる変態強化、組
織の微細化を図るためである。冷却速度が１０℃／秒以
下であったり、水冷停止温度が５００℃以上であると、
変態強化による強度・低温靭性バランスの向上が十分に
期待できない。

【００１８】つぎに成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強度、低
温靭性の確保ならびにＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結
晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量である。し
かしＣ量が多過ぎると低温靭性、現地溶接性や耐サワー
性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多
く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉあるいはＡ
ｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要は
ない。

【００１９】Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は１．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入れ性が増加して現地溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心
偏析を助長し、低温靭性も劣化させるので上限を２．５
％とした。

【００２０】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させるためである。またＭｏはＮｂと共存して制御圧延
時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステ
ナイト組織の微細化にも効果がある。このような効果を
得るためには、Ｍｏは最低０．３５％、好ましくは０．
３５％超必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭
性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．６０
％とした。

【００２１】また本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微
細化や析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有す
る。しかしＮｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接
性やＨＡＺ靭性に悪影響をもたらすので、その上限を
０．１０％とした。

【００２２】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。Ｖはフェ
ライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出し、フェ
ライトを著しく強化することがわかった。その上限は現
地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０％まで許容で
き、その下限は０．０１％である。

【００２３】またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、ス
ラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗
大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡ
Ｚの低温靭性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発
現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要
である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化や
ＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するの
で、その上限は０．０３０％に限定しなければならな
い。

【００２４】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素
で組織の微細化にも効果を有する。しかしＡｌ量が０．
０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清
浄度を害するので、上限を０．０６％とした。脱酸はＴ
ｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加す
る必要はない。

【００２５】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００１％
以下、０．００３％以下とする。この主たる理由は母
材、ＨＡＺ靭性の低温靭性をより一層向上させるためで
ある。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減
し、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。またＳ量
の低減は延伸化したＭｎＳを低減して耐サワー性や延靭
性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物
を少なくして、耐サワー性や低温靭性の改善に効果があ
る。したがってＰ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。

【００２６】ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時およ
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかし多過ぎるとスラブ
表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因となるの
で、その上限は０．００６％に抑える必要がある。

【００２７】つぎにＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｃａを添加する
理由について説明する。基本となる成分にさらにこれら
の元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を
損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・
靭性などの特性の向上を図るためである。したがって、
その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。

【００２８】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度を低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に
比較して圧延組織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低
温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することが
少なく、強度を増加させることが判明した。しかし、添
加量が多過ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性やＨ
ＡＺ靭性などを劣化させるので、その上限を１．０％と
した。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラ
ックの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の
１／３以上添加する必要がある。

【００２９】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡ
Ｚの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。

【００３０】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる
が、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は０．８％である。Ｎｉ，
Ｃｕ，Ｃｒ量の下限０．１％はそれぞれの元素添加によ
る材質上の効果が顕著になる最小量である。

【００３１】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギ
ーの増加など）させる。とくに衝撃試験でのセパレーシ
ョンを利用する本発明鋼ではシャルピー試験などの吸収
エネルギーは低下する傾向にあるので、Ｃａの添加は必
須である。しかしＣａ量が０．００１％以下では実用上
効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介在物と
なり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも
悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜
０．００５％に制限した。

【００３２】なお、超高強度鋼ではＳ，Ｏ量をそれぞれ
０．００１％、０．００２％以下に低減しＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１２５（Ｓ）を０．５
≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効である。

【００３３】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１を２．
１≦Ｐ≦３．０に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶
接性を損なうことなく、目的とする強度・低温靭性バラ
ンスを達成するためである。Ｐ値の下限を２．１とした
のは９５０Ｎ／mm²以上の強度と優れた低温靭性を得る
ためである。またＰ値の上限を３．０としたのは優れた
ＨＡＺ靭性、現地溶接性を維持するためである。

【００３４】

【実施例】転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から
種々の製造法により鋼板を製造して、諸性質を調査し
た。鋼板の機械的性質は圧延と直角方向で調査した。Ｈ
ＡＺ靭性は入熱５kJ／mm相当の再現熱サイクルを付与し
て調査した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５０
０℃の冷却時間：２５秒）。

【００３５】また現地溶接性はＹ−スリット溶接割れ試
験（ＪＩＳＧ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防
止に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガスメ
タルアーク溶接、溶接棒：引張強さ１００MPa 、入熱：
０．５kJ／mm、溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ）。

【００３６】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造した鋼板は優れた強度・低温靭性を有する。これに
対して比較鋼は化学成分または鋼板製造条件が適切でな
く、いずれかの特性が劣る。鋼９はＣ量が多過ぎるた
め、低温靭性（シャルピー吸収エネルギー、遷移温
度）、ＨＡＺ靭性が劣り、かつ溶接時の予熱温度も高
い。鋼１０はＭｎ添加量、Ｐ値が高過ぎるため、母材お
よびＨＡＺ靭性が劣り、かつ溶接時の予熱温度も著しく
高い。

【００３７】鋼１１はＮｂが添加されていないため、Ｎ
ｂ添加鋼よりもやや強度が低く、シャルピー遷移温度が
高く（強度・低温靭性バランスが悪い）、またＨＡＺ靭
性も劣る。鋼１２はＴｉが添加されていないため、シャ
ルピー遷移温度が高く、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３はＭ
ｏ添加量が多過ぎるため、溶接時に予熱を必要とする。
鋼１４はＭｏ量が少な過ぎるため、目標とする強度が達
成できない。鋼１５はＶが添加されていないため、母材
の強度・低温靭性バランスが劣る。

【００３８】鋼１６は化学成分は適当であるが、製造条
件中の鋼片再加熱開始温度が高過ぎるため、シャルピー
遷移温度が高い。鋼１７は鋼片の再加熱温度が低過ぎる
ため、溶体化が不十分で強度が低い。鋼１８は９００℃
以下の累積圧下量が少な過ぎるため、低温靭性が今一歩
である。鋼１９はオーステナイト−フェライト２相域で
の累積圧下量が少な過ぎるため、シャルピー遷移温度が
高い。鋼２０は２相域での圧延がなく圧延終了温度が高
過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２１は圧延終了温度が
低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２は水冷停止温度
が高過ぎるため強度が低い。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】

【表３】

【００４２】

【発明の効果】本発明により低温靭性、現地溶接性が優
れた超高強度の鋼板が安定して製造できるようになっ
た。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上する
とともに、パイプラインの施工能率、輸送効率の飛躍的
な向上が可能となった。

─────────────────────────────────────────────────────

【手続補正書】

【提出日】平成７年５月２９日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】特許請求の範囲

【補正方法】変更

【補正内容】

【特許請求の範囲】

【手続補正２】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】発明の詳細な説明

【補正方法】変更

【補正内容】

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、ロボット内視鏡に、関
するものである。

【０００２】

【従来の技術】内視鏡は、体内の細胞採取が可能で、癌
の診断発見に不可欠である。しかし、操作に充分な熟練
と、経験を積まないと、患者に苦痛を与え、検査不能に
なる。内視鏡は全てが手動で、操作技術の伝承に於い
て、先端が外から見えず、手加減の伝承は、口頭では表
現出来ず、マンツーマンでも困難である。これからの検
査需要の増加に対し、熟練の医師は絶対的に不足であ
り、内視鏡のロボット化は、早くから実現が要望される
が、未だに存在しない。

【０００３】

【発明の解決しようとする課題】充分な熟練と、経験を
積んだ技術を、肩代わりする安全なロボットを、発明す
る事である。

【０００４】

【発明の解決するための手段】スイッチの操作盤（１）
と、電算回路（２）と、出力回路（３）と、縦軸制御モ
ーター（４）と、内視鏡の制御ボックス（６）と、内視
鏡の先端（７）と、移動支持台（８）と、内視鏡と平行
なヒンジ（９）からなる、ロボット内視鏡。そして、ス
イッチの操作盤（１）の、原点復帰のスイッチを押す
と、内視鏡の先端（７）が、曲がりから直線状に変化し
て止まる、ロボット内視鏡。そして、内視鏡の制御ボク
ス（６）と、移動支持台（８）の間に、内視鏡と平行な
ヒンジ（９）を、設け内視鏡の先端（７）に、回転を与
える事の出来る、ロボット内視鏡。

【０００５】

【作用】内視鏡先端（７）の、動く方向は、常に、映像
の上下軸と一致する。従って、内視鏡と平行なヒンジ
（９）を動かし、映像の曲げの方向を回転させ、映像の
上下の軸に一致させる。尚、ヒンジの回転は、大腸の摩
擦の除去にも使用する。スイッチの操作盤（１）は、５
種類のスイッチからなる。つまり電源と、上下切替、曲
げ、原点復帰、そして緊急停止である。スイッチの操作
盤（１）の、曲げのスイッチを押すと、縦軸制御モータ
ー（４）が作動し、先端が上下軸の方向に動き、原点復
帰のスイッチを押すと、先端が伸びの方向に動く。最終
的には先端が直線状になって、自動的に止まる。また曲
げの大きさや先端の位置は、スイッチの押す時間で、自
由に変えられる。以下の操作手順の説明において、内視
鏡の先端（７）を、先端、と呼び、曲げのスイッチを、
曲げ、原点復帰のスイッチを、復帰、と省略して呼ぶ。
モニター映像を見て、大腸内部の節々に、先端を挿入
し、復帰、を押す。ここの所は、映像に映らず、外から
見えないが、先端は腸管の節を捕らえて、伸びの方向に
移動して止まり、それに繋がる新しい節が、次々に現れ
る。同様にまた次の節を捕らえて復帰、を押す。この曲
げ、と復帰、交互に繰り返えし、先端を往復させ、次々
に現れる大腸の節を、先端で串刺にして行く。Ｓ字結腸
では、時折先端を曲げたまま、引き戻しをして、挿入の
腸管の長さの圧縮をする。先端が下行結腸に達したら、
先端を曲げて中へ押し込み、復帰、を押す。今度は先端
が固定され、手前が直線状になり、そのまま奥へ押し込
める。基本的にこの一連の操作を、細かく繰り返す事
で、先端を盲腸まで、無理なく進める事が出来る。検査
で内視鏡を引き抜く時には、電源を切る。縦軸制御モー
ター（４）が電気的に解放され、先端も大腸の曲りに沿
って、軽く動くようになる。

【０００６】

【実施例】従来の内視鏡を、内視鏡の制御ボックスに、
脱着させ一体で使用する。内視鏡の制御ボックスには、
縦軸制御モーターが内蔵され、その作動で内視鏡の先端
が動く構造である。そして全体は、移動支持台にて支持
される。またスイッチの操作盤も、内視鏡の制御ボック
スと、一体になっている。電算回路の主要部分はパルス
発信器であり、縦軸制御モーターには、多極型のステッ
ピング・モーターが採用される。

【０００７】

【発明の効果】１、内視鏡から両手が離れ、先端を曲げたり、延ばした
り、又は回転したりの、三要素の、操作の繰り返しを、
片手の指一本で、迅速にして確実、疲労がない。２、先端を、曲げから直線に戻す、繰り返しの操作は、
外から確認出来ず、手動では不安を感じるが、ロボット
なら、原点復帰の機能があり、安心である。３、先端の回転の操作を手動では、内視鏡を支える腕
を、左右に捩り、無理な姿勢で疲れるが、ロボットで
は、これをヒンジを動かす方式で、非常に楽である。４、手動では外から見えず、手の感触に頼り、伝承は難
しいが、ロボットは、見えない所で、先端が自分で動
き、自動的に止まるので、伝承は簡単である。５、ロボットの使用で、大腸検査が楽になり、大腸癌の
早期発見、死亡の低下。

【手続補正３】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図面の簡単な説明

【補正方法】変更

【補正内容】

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、ロボット内視鏡の、全体の構成を示す
図である。

【符号の説明】１．スイッチの操作盤２．電算回路３．出力回路４．縦軸制御モーター６．内視鏡の制御ボックス７．内視鏡の先端８．移動支持台９．内視鏡と平行なヒンジ

【手続補正４】

【補正対象書類名】図面

【補正対象項目名】図１

【補正方法】変更

【補正内容】

【図１】

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者原卓也富津市新富20−１新日本製鐵株式会社技術開発本部内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｍｏ：０．３５％超〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．
１〜３．０の範囲にある鋼片を９５０〜１０５０℃の温
度に再加熱後、８００℃以下の累積圧下量が７０％以
上、かつＡｒ₃点〜Ａｒ₁点のフェライト・オーステナ
イト２相域の累積圧下量が５０％以上で、圧延終了温度
が６５０〜８００℃となるように圧延を行い、その後空
冷または１０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下の任
意の温度まで冷却することを特徴とする引張強さが９５
０MPa以上の低温靭性の著しく優れた超高強度鋼板の製
造方法。Ｐ＝ 2.7Ｃ＋ 0.4Ｓｉ＋Ｍｎ＋ 0.8Ｃｒ＋0.45（Ｎｉ＋
Ｃu)＋Ｍｏ＋Ｖ−１
【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｍｏ：０．３５％超〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００３％以下に必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．８％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式で定義されるＰ値が２．１〜３．０の範囲にある
鋼片を９５０〜１０５０℃の温度に再加熱後、８００℃
以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡｒ₃点〜Ａｒ₁
点のフェライト・オーステナイト２相域の累積圧下量が
５０％以上で、圧延終了温度が６５０〜８００℃となる
ように圧延を行い、その後空冷または１０℃／秒以上の
冷却速度で５００℃以下の任意の温度まで冷却すること
を特徴とする引張強さが９５０MPa 以上の低温靭性の著
しく優れた超高強度鋼板の製造方法。Ｐ＝ 2.7Ｃ＋ 0.4Ｓｉ＋Ｍｎ＋ 0.8Ｃｒ＋0.45（Ｎｉ＋
Ｃu)＋Ｍｏ＋Ｖ−１