JPH0218362B2 - - Google Patents

Description

請求の範囲 １ 炭素0.05〜0.20重量％、マンガン1.20〜1.70
重量％、ケイ素0.30〜0.、50重量％、ニオブ0.04
〜0.06重量％、バナジウム0.035〜0.05重量％、モ
リブデン0.30〜0.50重量％、銅0.30〜2.00重量％、
アルミニウム0.04〜0.06重量％、窒素0.015〜0.02
重量％、リン0.030重量％以下及びイオウ0.020重
量％以下を含有する鋼を、融解状態からの及び第
２の加熱による再加熱に続いて熱的機械処理にか
け、該熱的機械処理の前に、該鋼を非常に低い再
加熱温度（＝1150℃を下回る第２の加熱）に保
ち、次いで該鋼を、少数回のパスで、高変形度合
（10〜45％）高変形速度並びに850℃より少し上の
低変形温度下に制御圧延することを特徴とする、
高強度で溶接可能であり、耐食性及び耐脆性破壊
性に優れたプレストレスト鋼の製造法。

２ 熱的機械処理が第２段階を含むことを特徴と
し、該第２段階では、圧延を行うことなく約850
℃から約650／550℃まで急速に冷却し、そのため
γ−α転換が低下し、再結晶が遅延する請求の範
囲第１項に記載の製造法。

３ 熱的機械処理が第３段階を含むことを特徴と
し、該第３段階では、約650／550℃からAr₃限界
より少し上の低い最終圧延温度まで、１又は数個
のパスで、高変形度合及び高速度下に制御された
方法で圧延が再び起り、次いで滞留時間に引き続
いて遅延冷却が起る請求の範囲第１項又は第２項
に記載の製造法。

４ 鋼が、熱的機械処理に引き続きいて歪硬化さ
れることを特徴とする請求の範囲第１項乃至第３
項のいずれかに記載の製造法。

５ 精練の前及び／又は後に、鋼が脱流されるこ
とを特徴とする請求の範囲第１項乃至第４項のい
ずれかに記載の製造法。

６ 精練の前及び／又は後に、融解した鋼がカル
シウム処理を受けることを特徴とする請求の範囲
第５項に記載の製造法。

７ 不活性ガスによるパージ、真空処理、還元、
金属カルシウム又はカルシウムハライドスラグを
用いた修正若しくは取鍋処理等の後処理を更に行
うことを特徴とする請求の範囲第５項又は第６項
に記載の製造法。

８ 熱的機械処理の際の強化機構として、実質的
な付加的効果を有する固溶体−微粒子−及び粒子
硬化若しくは析出硬化の両方が起ることを特徴と
する請求の範囲第１項乃至第７項のいずれかに記
載の製造法。

９ 熱的機械処理が、微小合金させた微粒子融解
鋼の制御圧延によつて起り、マルテンサイト形成
を防止することを特徴とする請求の範囲第１項乃
至第８項のいずれかに記載の製造法。

１０ 微小合金させた微粒子融解鋼の再結晶によ
つて、フエライト−パーライト変換より前に、非
常に微細なオーステナイト粒子がもたらされるこ
とを特徴とする請求の範囲第９項に記載の製造
法。

１１ 微小合金された鋼において、炭化物、窒化
物及び／又は炭化窒化物の析出によつて、圧延プ
ロセスが補足され、そのため固溶体硬化並びに微
粒子硬化と特に顕著な粒子硬化が起ることを特徴
とする請求の範囲第１０項に記載の製造法。

１２ γ−α転換が、Ar₃より少し上のできる限
り低い最終圧延温度の直前及び／又は間に、起る
ように、温度を制御することを特徴とする請求の
範囲第２項乃至第１１項のいずれかに記載の製造
法。

１３ 熱的機械処理に引き続いて、歪み硬化手段
として（引棒のための）伸長又は（冷間引抜きワ
イヤーのための）引き抜きが行なわれることを特
徴とする請求の範囲第４項乃至第１２項のいずれ
かに記載の製造法。

１４ 微小合金元素のニオブ及び／又はバナジウ
ム及び／又はモリブデンを合金化することによつ
て、微粒子硬化及び固溶体硬化に加えて、熱的機
械処理の際の析出により、炭化物、窒化物及び／
又は炭化窒化物の形態で、できる限り最適の粒子
硬化が起ることを特徴とする請求の範囲第１項乃
至第１３項に記載の製造法。

１５ アルミニウム窒化物、並びに特に微小合金
元素であるニオブとバナジウムの炭化物、窒化物
及び／又は炭化窒化物等の粒径100〜200Å、粒子
量20×10⁶個／mm²の微細な析出物を存在させ且つ
できる限り高い変形度合と変形速度及びできる限
り低い最終圧延温度を採用することによつて、オ
ーステナイト粒子を微細にすることを特徴とする
請求の範囲第１項乃至第１４項に記載の製造法。

１６ 粒子を伸長し従つてオーステナイト粒子の
表面積を増加させる低い最終圧延温度下に、再結
晶の遅延によつて結晶化しないオーステナイトの
比率が低下し、フエライト−パーライト変換段階
において、核密度の増強及びこれらの核から形成
された粒子の成長阻害の結果として、微粒子硬化
と粒子硬化の両方によつて、粒子がより微細にな
り、従つて強度が最適に向上することを特徴とす
る請求の範囲第１項乃至第１５項のいずれかに記
載の製造法。

１７ 冷却速度制御することに加え、モリブデン
を合金化することによつてオーステナイトの再結
晶及びγ−α転換がより低い温度側へ移ることを
特徴とする請求の範囲第１４項乃至第１６項のい
ずれかに記載の製造法。

１８ 基準分析中のマンガンを増加させて合金化
することによつて、固溶体硬化及び増加された析
出硬化を介して、最適な強度向上とともに、必要
とされる粒子の寸法の減少が確保されることを特
徴とする請求の範囲第１４項乃至第１７項に記載
の製造法。

１９ マンガン含量の増加によつて、必要とされ
るオーステナイトの変換の最適な遅延及び従つ
て、最適な微粒子形成が同時に確保されることを
特徴とする請求の範囲第１８項に記載の製造法。

２０ マンガン含量の増加によつて、即ちγ−α
転換のより低い温度への移動及びできる限り低い
最終圧延温度、並びに同時に熱的機械処理を行う
ことによつて、必要とされる再結晶の遅延が確保
されることを特徴とする請求の範囲第１８項又は
第１９項に記載の製造法。

２１ マンガン含量の増加によつて、最適な粒子
の析出及びそれ故にできる限り大きな強度向上の
ための最適な粒子硬化作用が確保されることを特
徴とする請求の範囲第１８項乃至第２０項のいず
れかに記載の製造法。

２２ マンガン含量が増加していること及びニオ
ブとバナジウムとが同時に存在すること、並びに
パラーライト含量が低いことによつて、強化増大
即ち強度を増強するマンガン比率を増加させるこ
とを特徴とする請求の範囲第１８項乃至第２１項
のいずれかに記載の製造法。

２３ パーライト比率を低下させることを特徴と
する請求の範囲第１項乃至第２２項に記載の製造
法。

２４ 推進型炉等の再加熱中において急速な粒子
成長を防止するため、与えられた基準分析内でア
ルミニウムと窒素との含量を増加させ、並びに必
要とされる粒子量が20×10⁶個／mm²、粒子径が100
〜200Åであることを特徴とする請求の範囲第１
項乃至第２３項に記載の製造法。

２５ ニオブ含量を与えられた基準分析内で増加
させることによつて、防止されるべき粒子成長の
始まりが、高温度側へ移行することを特徴とする
請求の範囲第１項乃至第２４項に記載の製造法。

明細書 本発明は、高強度で、溶接可能であり、耐食性
及び耐脆弱性破壊性に優れたプレストレスト鋼の
製造法に関する。

現在、プレストレスト鋼は、通常、非合金性で
炭素含有量が多い高級構造用鋼から製造されてい
る。即ち組成（重量％）が、炭素0.65〜0.85、ケ
イ素0.65〜0.85、マンガン1.10〜1.70、イオウ
0.035及びリン0.035であり、更にバナジウム0.10
〜0.40を含有することのある、熱間圧延し、延伸
若しくは圧伸され、次いで焼き戻された寸法15〜
40mm組成の円形ロツド、並びに組成が、炭素0.60
〜0.90、ケイ素0.10〜0.30、マンガン0.50〜0.80、
イオウ0.035及びリン0.035であり、特許されてい
る若しくはステルモ（Stelmor）処理された寸法
5.5〜14.5mmの円形線材（wire rod）から、冷間
引抜きブレーシングワイヤ（bracing wire）若
しくはテンシヨンワイヤー（tension wire）が製
造されるている。

どちらの場合でも、使用される原料は、約120
mm４ケーテイ（kt）のビレツト−半製品である。
之は、製造工場並びに利用可能な設備に応じて、
異なる基準に従い加熱処理即ち、圧延温度まで加
熱され処理される。従つて該半製品鋼は、異なる
構造及び構造的特徴を有しているが、最終製品
は、通常公的な証明のために要求される機械的特
性が必要となる。

これらプレストレスト鋼には、溶接が不可能で
あるという重大な欠点がある。プレストレスト鋼
の製造には、例えば、公知の平炉法、電気炉法、
塩基性酸素製鋼法のような従来法が採用されてお
り、該鋼はその前後に処理を受けない。いくつか
の場合では、前処理として鋼を脱硫し、真空下に
後処理している。インゴツト法及び連続鋳造法は
未だ採用されている。

公知のプレストレスト鋼には、溶接が不可能で
あるという欠点の他に、機械的性質に関する欠
点、即ち腐食を受け易く、並びにとりわけ脆性破
壊しやすいという欠点が存在する。これらの欠点
は、プレストレスト鋼の化学的組成、構造的組成
及び生産条件に関連している。プレストレスト鋼
を評価する場合、脆性破壊が０℃より高い温度で
始り得るものであり、且つ温度が低くなるととも
に急速に増加するという事実が、現在まで見過さ
れてきた。脆性破壊に対する安全性は、脆性破壊
が起り得る所謂転移温度（Tu¨）で表わされる。
従来のプレストレスト鋼のＴｕ¨は、通常20℃より
かなり上回つている。大部分のプレストレスト鋼
構造は−40℃及びそれ以下の温度に数ケ月にわた
つてさらされる可能性があり、特に橋の基礎構造
はそれよりも低い温度にさらされ得るので、プレ
ストレスト鋼を設計並びに開発する場合には、こ
の事実を考慮に入れなければならない。脆性破壊
の発生し易さは、純度の内部度合、酸化物並びに
硫化物といつた混在物及び混在形態によつて大き
く左右され、これらは計画的に鋼を後処理するこ
とにより大幅に改良することができる。脆性破壊
の発生し易さ並びに特にその温度依存性は、鋼中
のパーライト（セメンタイト）比率、即ち炭素含
量と密接に関連しており、炭素は耐脆性破壊性を
低下させる最も大きな要因となる。現在まで、低
パーライト、即ち低炭素プレストレスト鋼は得ら
れていない。

プレストレスト鋼には、例えば、ピツテイン
グ、大きなピツテイング、クレバス、粒間腐食、
結晶粒内腐食等の多数の形態の腐食が起る。応力
腐食亀裂には特別な注意を払わなければいけな
い。銅が腐食阻害特性を有することは公知であ
る。しかしながら、現在まで銅を合金成分とし
て、プレストレスト鋼に使用した例はない。

従つて、現在に至るまで、耐食性並びに耐脆性
破壊性に優れ、同時に溶接可能な高強度プレスト
レスト鋼の製造は、不可能であつた。本発明者
は、この様なプレストレスト鋼の開発及びこの様
なプレストレスト鋼の製造法の完成を課題として
きた。

本発明の目的は、以下の方法によつて達成され
る。即ち、炭素0.05〜0.20重量％、マンガン1.20
〜1.70重量％、ケイ素0.30〜0.50重量％、ニオブ
0.04〜0.06重量％、バナジウム0.035〜0.05重量
％、モリブデン0.30〜0.50重量％、銅0.30〜2.00
重量％、アルミニウム0.04〜0.06重量％、窒素
0.015〜0.020重量％、リン0.030重量％以下及びイ
オウ0.020重量％以下を含有する鋼を、融解から
の凝固及び第２の熱源による再加熱に続いて熱的
機械処理にかける。この際熱的機械処理の前に、
該鋼を非常に低い再加熱温度（1150℃を下回る第
２加熱）に保ち、次いで該鋼を、限定された回数
のパスで、高変形度合（10〜45％）、高変形速度
並びに850℃より少し上の低変形温度下に、制御
圧延するのである。

鋼を低い再加熱温度に保つのは、バナジウム及
びニオブが850又は950℃で溶解するが、1150℃を
越えると再溶解するためである。再溶解は避ける
べきである。目的を達成するためには、100〜200
Åの粒径及び２×10⁶／mm²の粒子量が必要である。

引続いて、鋼を少数回のパスで、高変形度合
（10〜45％）、高速形速度並びに850℃より少し高
い低変形温度に制御しつつ圧延する。鋼中に銅が
含まれているため、この温度制限を守る必要があ
る。なぜならば、銅の析出硬化という有効な作用
は、圧延することなく、約850℃から約650／550
℃まで急速に冷却する場合にのみ発揮されるから
である。850℃より低い温度では、圧延中に銅が
析出しないことは公知である。

この熱的機械処理の第１段階によつて、冷間引
抜きワイヤー、３−ワイヤーストランド、７−ワ
イヤーストランド及び引き棒（tie rod）の生産
に必要なワイヤーロツド特性を生み出すことがで
きる。これらの性質は、ヨーロツパ標準規格
（European Standard）138を満たしているが、
更に付加的な性質（耐食性及び耐脆性破壊性に優
れ、溶接可能であること）を有している。この様
な優れた性質を有するため、引き棒を製造する
際、コストのかかる冷却変形（延伸）及びそれに
続く焼き戻しを省略できる。これは、本発明の重
要な利点となつている。

本発明で採用される補強機構における現実の硬
化行程は、850℃からAR₃限界に接近する滞留時
間にかけて起る。後続の本発明方法の段階では、
圧延することなく約650／550℃まで急速冷却され
るので、γ−α転換の減少とともに同時再結晶遅
延が起こる。

本発明の第１及び第２段階を採用すると、コス
トのかかる硬化及び焼き戻しをすることなく、ヨ
ーロツパ標準規格138に対応する、硬化及び焼き
戻されたワイヤーの強度等級が得られる。この様
な本発明の利点は、本発明の化学的組成によるも
のである。引き棒及び線材においては、その耐力
は、従来のものと比較して少なくとも20％増加し
ており、これらのストランドから対応して増強さ
れた強度を有する冷間引き抜きワイヤを生産する
ことができる。

本発明によれば、第３処理段階では、約650／
550℃から、１又は数回のパスで、即ち高変形度
合並びに高速変形速度下に再び制御圧延が行われ
る。滞留時間及び例えば静止大気による遅延冷却
を考慮する必要がある。析出硬化が増加すると、
従来のプレストレスト鋼に比べ、強度が少なくと
も40％向上する。添付の図面に示すダイアグラム
は、この工程順序を説明している。

より高い強度が必要ならば、熱的機械処理並び
にそれにつながる強化機構に続いて、更に鋼を歪
み硬化させることも可能である。

本発明の熱的機械処理における強度増強機構に
は、化学組成及び微量合金元素（microalloying
elements）の計画的計量による効果が付与され
る。合金元素の銅が特に効果的な方法で析出する
この機構とは、特に微粒子硬化、固溶体硬化及び
特に析出硬化である。これは、微粒子の融解並び
に硬化を起こすために必要な化学的組成で熱的機
械処理することが、本発明の目的を達成するため
の、即ち高強度で、耐食性及び耐脆性破壊性に優
れ、溶接可能なプレストレスト鋼を得るための最
も重要な段階であることを意味する。合金元素の
計量は、強度のかなりの増加だけではなく、特に
微粒子硬化によつて起こる靭性の増加をももたら
す様に行なわれている。合金元素を計画的に計量
すると、析出沈澱によつて最大限に強度が向上す
る。フエライト中での沈積又は析出が強度増大に
最も有効である。

急激な冷却及び低い最終圧延温度、高変形度合
並びに高変形速度、次いで最終形成に引き続く滞
留時間及び遅延冷却の結果として、析出硬化は最
大の強度増大効果を奏するので、この熱的機械処
理段階に最大限の意義を与えるべきである。なぜ
ならば、合金元素の計画的な計量の結果として、
該段階は、上記の効果と同時に、特にマンガンと
モリブデンの相互作用によつて、脆性破壊に対す
る最大の保護をもたらす。

本発明における効果的な強度増強の前提となる
のは、やはり微粒子硬化であり、微粒子硬化を最
も効率良く行うには、微粒子融解も必要である。
微粒子融解は、同時に靭性を増強させる。米国材
料試験協会規格（ASTM）１１２によれば、粒
子径は少なくとも９、好ましくは12に達する。平
均で1.45％に増加したマンガン含量がこれに寄与
している。

このためには、非常に微細なオーステナイト粒
子を必要とする。なぜならば、これがフエライト
粒子の粒径を決めるからである。このためには、
基準分析において予め定められた微量合金元素、
特にアルミニウム、窒素、ニオブ及びバナジウム
を、微細析出によつてオーステナイト構造に導入
して、粒子の成長を阻止し、併せて転位に対する
強度増大障害を形成すること必要である。

本発明によれば、微粒子融解は以下の段階から
なる。

１ 鋼の前処理：実質的な脱流が、例えばTNプ
ロセスによつて、カルシウム処理CABを介し
て起る。

２ 鋼の後処理：特に不活性ガスによる純化、真
空処理、還元、鎮静並びに、可能ならば、金属
カルシウム若しくはカルシウムハライドスラグ
を用いた介在物の修正及び／又は取鍋処理を行
なう。

本発明では連続鋳造法を採用するのがよい。連
続鋳造法は最も経済的であり、しかも、その性質
上、原料即ちプレストレスト鋼の製造に使用され
るビレツトを融解し、硬化して鋼とするには最も
適した鋳造法である。プレストレスト鋼に要求さ
れる高い品質水準を確保し、中央分離架橋、固化
架橋等の重大な内部欠陥及び表面上の欠陥を防止
するには、再酸化保護、サブマージ鋳造法、電磁
攪拌等の特別な手段を講じなければならない、 本発明では、基準分析によつて炭素含量を約
0.1％と低くしているため、上記の欠点を充分に
防止するとともに、従来の炭素含有率の高いプレ
ストレスト鋼の製造に必要であつたコストのかか
る手段を除去し、プレストレスト鋼の製造におけ
る連続鋳造法の経済性を一層高める。しかも、高
純度、高い均一性及び高品質を確保できる。

上記の最初の問題点、即ちプレストレスト鋼の
強度改善を検討するには、最も重要な強度制限要
因を考慮しなければならない。この要因には、特
に転移運動に対する障害が含まれる。プレストレ
スト鋼の強度特性に特に大きな影響を与えるのが
その構造である。なぜならば、強度を増強するた
めには、転移運動を妨げなければならないからで
ある。この様な障害は、その次元の関数として次
の様に細分される。： ゼロ次元：即ち、混合結晶中の不純物原子等の点
的障害−混合結晶硬化によつて強度を増大さ
せ； １次元：転位のような線状障害−冷間加工によつ
て強化する； ２次元：粒子限界のような平面障害−粒子若しく
は顆粒を微細にして強化する； ３次元：析出物若しくは沈澱物のような立体障害
−粒子硬化若しくは分散硬化で強化する。

混合結晶硬化又は固溶体硬化は、化学的組成の
性質によつて起り、置換混合結晶及びその格子間
に溶解した不純物原子中の不純物原子の影響が特
に重要である。これに関連して、個々の合金元素
とその抗張力増大効果を示す図及び表が数多くあ
る。個々の合金元素の影響は、格子中でこれらの
元素によつて引き起こされるひずみから明らかに
され得る。ひずみが大きくなる程、強度増大効果
も大きくなる。

４つの異なる強化タイプのうち、微粒子硬化が
最も重要である。なぜならば、得られる強化機構
は、強度の改善だけでなく、それと同時に靭性の
増大によつても特徴づけられるからである。その
上、転位の移動を妨げる２次元障害は、靭性の増
加によつても克服できないような強い障害であ
る。転位は不可能となり、粒子は境界に多数の転
位が蓄積して、かなりの応力が集中し、強度に影
響する。しかしながら、引張り強度の下限を低く
するのに影響するのは、まさしく平均粒子サイズ
である。

析出による粒子硬化では、切断或いは交差が起
らない程度に、粒子の大きさ及び間隔が十分に大
きい場合に、最も大きな強度向上が起ることが強
調されねばならない。粒子硬化における析出プロ
セスは、過飽和の程度、変形、転換及び最終的に
再結晶により大きく影響され、強度増強のための
熱的機械処理に関連して特に重要である。高強度
プレストレスト鋼の形成の際には、粒子硬化によ
る炭化物、窒化物又は炭化窒化物の析出にも注意
しなければならない。特殊な炭化物若しくは炭化
窒化物が析出すると、例えば銅の析出によるより
も特に高い硬化作用が、微量合金元素のニオブ及
びバナジウムによつて引き起こされることも忘れ
てはならない。本発明によれば、これら個々の強
化機構を、互いに並びに更に歪み硬化と組み合せ
ることができる。それらの作用は相加的である
が、個々の場合のそれらの比率は、与えられた状
態の関数としててかなり変化させ得る。しかしな
がら、本発明によれば、個々の硬化プロセスの基
本機構は、そき続く最も重要な処理段階即ち所謂
熱的機械処理段階を経てはじめて最適となるに過
ぎないことがわかつている。

熱的機械処理の概念は、多数の特別な制御下に
行なわれている成形工程にわたつており、鋼特性
の最善の改良に関連し、変形温度、変形度合、変
形速度、変形時間、最終変形温度、冷却速度、γ
−α転換、変形後の滞留時間及びそれに続く冷却
等の制限因子が重要な役割を果している。熱的機
械処理は、機械的特性の全てに影響を与え得る
が、特に、強度及び靭性特性、遷移温度、脆性破
壊に対する鈍感性に影響する。

本発明の範囲内で、熱的機械処理は、特別に開
発された微量合金化され且つ微粒子融解された鋼
を、特別な順序で制御下圧延することにより行な
われている。特に、低い最終圧延温度、最終圧延
パスに先立つ急速冷却及び高い度合の最終変形が
設定されているので、再結晶化は、フエライト−
パーライト転換に先立つて非常に微細なオーステ
ナイト粒子を生じさせる。本発明の順序で基準分
析後に本発明鋼を制御下に圧延する場合には、こ
の微量合金鋼に、炭化物、窒化物又は炭化窒化物
の析出によるのと同様の固溶体硬化と粒子硬化が
どちらも引き起こされる。合金化及び圧延を行う
見地からは、γ−α転換ができるだけ低い最終圧
延温度の前及び／又は後でAR₃の前にすぐに起る
ように温度を制御する。いかなる場合にもマルテ
ンサイト形成は、防止されなければならない。

低パーライト微量合金鋼においては、微量合金
元素のニオブ及びバナジウムの炭化物及び窒化物
が面心立方格子を有し、しかもそれらが同形で完
全に混合していることが重要である。しかしなが
ら、上記強化機構による最大の強度増強作用は、
体心立方格子中で生ずる。炭化窒化物析出物の形
及び大きさにも注意しなければならない。機械的
特性に影響するものとしては、粒子の大きさと量
もしくは粒子の間隔、析出物／沈析物の形と配列
及びそれらの強度が決定的なものである。

これらの量は、析出物／沈澱物が形成する際の
化学的組成及び特に温度−時間条件によつて影響
される。温度の関数として、炭化窒化物は、γ−
α転換の際にオーステナイト中に析出するか又は
フエライト中に析出する。後者は、強度の向上に
最も効果的である。析出させるための速度論、程
度及び温度の状態は、熱力学条件だけでなく、合
金元素の拡散性、急速冷却の度合及び析出物の核
状態（nucleus condition）に依存している。

本発明による合金化を行なう場合に、本開発に
必要な熱的機械処理に関連する微粒子硬化の比率
を最適にするために、以下に挙げる実際的な手段
をとらねばならない。

Γ特に、炭化物、窒化物及び／又は炭化窒化物の
析出物の再溶解を防止若しくは制限するため
の、低い、微粒子保持のための炉温度 Γ少ないパス回数下での高い変形度合 Γ低い変形温度 Γ急速冷却及び／又は合金化及び／又は再結晶遅
延によるγ−α転換温度の低下 熱的機械的に処理された状態では、強度増強に
関するあらゆる利点を生む、最適の最も微細な粒
子径及びそれに伴う、靭性及び転移温度について
の最も好ましい作用が得られる。

本発明における微粒子硬化と析出硬化との比率
及びそれに伴つて生ずる可能な強度増強のかなり
の部分は、生産条件即ち熱的機械処理によつて、
大きく影響される。冷間引抜きテンシヨンワイヤ
ー及びストランドの生産に必要な熱的機械的に処
理された冷間歪み（cold−strained）引き棒若し
くは線材の製造に合致する高い変形度合と変形速
度、最終圧延パスの前及び／又は後の急速な制御
冷却並びに引き続く遅延冷却が必要である。

特に最終パスにおける最終圧延温度及び変形度
合は、達成可能な機械的特性を決定する。最終圧
延温度が低くなると、パーライト比率が減少する
ので、最終的に制御圧延された状態の低炭素微細
合金性構造中には、極わずかのパーライトが存在
するのみか、或いはパーライトが全く存在しな
い。結果として、より好ましい機械的特性が得ら
れる。

１パス１毎の圧下率が大きくなり、パス回数が
少なくなると、オーステナイト粒子が小さくな
り、これに対応してより小さなフエライト粒子が
得られるため、より好ましい機械的特性が発現す
る。１パスについての圧下率が10〜45％上昇する
と、フエライト粒子をより微細にするのに特に好
ましく影響し、遷移温度又は脆性破壊に対する非
感受性を改良する。１パス当りの圧下率及び最終
圧延温度、並びに可能な保持時間は、最終生成物
である（熱的機械処理され、冷間延伸された）引
き棒及び（冷間引き抜きワイヤーを生産するため
の）線材の所望の性質と寸法とに合致するように
しななければならない。これは、所望の治金学的
作用並びに圧延の経済的性能を確保するためであ
る。かくして、急速圧延及び最終圧延後の冷却
は、達成される機械的特性に決定的な影響を与え
る。低い温度はフエライト粒子の大きさに影響す
る。というのはγ−α転換が急速な冷却によつて
より低い温度側へ置換されるからである。その上
低い温度は、引き続くゆつくりとした冷却の際に
起る析出プロセスを著しく促進する。

再結晶、γ−α転換及び微量合金元素の析出
は、プレストレスト鋼中の構造形成を決定する。
これらのプロセスは、急速に連続してわずか数分
内に起り得るだけでなく、互いに影響する。機械
的特性及び寸法範囲に基づいて、高強度で、耐食
性及び耐脆性破壊性にすぐれたプレストレスト鋼
を開発するためには、生じつつあるプロセス群と
生成しつつある構造との関連性を正確に決定し、
それらにより得られる特性を最適にする必要があ
る。

熱的機械処理に関連する、最終段階は、特に伸
張又は引き抜きからなる歪み硬化である。あらゆ
るプレストレスト鋼の生産に採用され、本発明鋼
に特に適した、この引き続く冷間加工の結果とし
て、従来のプレストレスト鋼に比べかなりの強度
増大がもう一度起る。これは、採用された変形度
合の結果である。

熱的機械処理に関連して、本発明プレストレス
ト鋼の特性をより一層改良するには、微量合金元
素を合金成分とすればよい。微量合金として使用
可能な元素のうち、ニオブは、熱的機械処理にお
ける微粒子硬化及び析出硬化、即ち、強度の増大
に最も効果的であり、これに次ぐものはバナジウ
ムである。

ニオブとバナジウムとを微量合金化する場合、
少量のパーライトを伴つて、マンガン並びにケイ
素の含量増加とともに、これ等の強度改善寄与の
度合が高まる。

バナジウムの存在下に、窒素含量が増加する
と、降伏点も高まる。引張り強さも向上するの
で、降伏点は約70〜90％向上する。これは、プレ
ストレスト鋼には特に重要である。

ニオブを合金化した鋼では、微粒子硬化の比率
が析出硬化の比率よりもずつと高くなり、従つ
て、チタニウム若しくはバナジウムを合金するよ
りも高い強度が得られるだけでなく、特に、極め
て好ましい低い遷移温度が得られる。ニオブがよ
り好ましいものとして使用される主な理由は、ニ
オブの添加によつて微粒子硬化と析出硬化との比
が大きくなり、同時に最も大きな遷移温度の低下
をもたらすからである。

遷移温度又は脆性破壊不感受性の改良に関し
て、微細合金元素群とは無関係に、ニオブとバナ
ジウムとを合金成分とすることによつて、強度向
上と遷移温度の改良との間に関連があることを忘
れてはならない。降伏点強度が同じあれば、ニオ
ブ含量若しくはバナジウム含量が異なつても、実
質的に同じ脆性破壊不感受性若しくは遷移温度が
達成される。マンガン及びニツケル並びにケイ素
は、含量が約0.5％より下であると、遷移温度を
低温側に移行させる。

粒径を微細にすると、強化効果が達成されると
ともに、靭性を明確に改良し、遷移温度をかなり
低下させる。パーライト比率を減少させることに
よつても、必要な影響が強化される。従つて、低
パーライト鋼は、通常、微細フエライト粒子の場
合に脆性破壊に対し特に感受性が低い。

プレストレスト鋼の冷間圧延引張り特性に関し
特許請求の範囲、プレストレスト鋼の化学組成に
特に注意しなければならない。イオウ含量は、冷
間成形の主要な制限要素である靭性の異方性を決
定する。要求される低イオウ含量即ち、硫化介在
物の数的減少は、フラクチヤー減少に関して靭性
を著しく改良する。フラクチヤー減少は、プレス
トレスト鋼には非常に重要である。硫化物の長さ
を短縮することも、より好ましいフラクチヤー減
少に特に効果がある。カルシウムの添加によつ
て、通常取鍋内治金行程で起る強力な脱流を行う
ことができる。この場合、カルシウムの高い蒸気
圧が特に重要である。カルシウムの融解温度1600
℃におけるその気圧は1.86バールであり、その際
カルシウムは高い酸素親和力を有する。即ち、カ
ルシウムの蒸発を防止するような手段を講じなけ
ればならない。硫黄含量が0.008％の時でさえも、
アルミニウム−キルド鋼中のマンガン硫化物を検
出できず、代りにその表面に溶解した少量のイオ
ウが付着したカルシウム及びアルミニウム酸化物
からなる球状のインクルージヨンが存在する。カ
ルシウムアルミン酸塩の融解物から析出に関し
て、アルミン酸カルシウムの好ましい状態の結
果、酸素の含有純度についても改良される。カル
シウム処理によつて得られる機械的特性は、靭性
の空間異方性の減少を明確に示す。プレストレス
ト鋼の品質価値の確保に大変重要であるフラクチ
ヤーの減少は、カルシウム処理及びイオウ含量の
減少により改良される。脱流は、出来るだけ
0.020％より低くなるまで行なうべきである。

最も適切な微量合金元素の組合せとしては、モ
リブテン−ニオブ合金構造が最も優れた特性を有
する。ニオブとバナジウムとモリブデンと銅との
組合せを本発明による熱的機械処理に供すること
により、付加的な性質の改良がもたらされる。最
も良い結果が得られるのは、低い最終圧延温度及
び高い最終変形度合の場合である。

熱処理の結果に加えて、圧延及び冷却速度並び
にベツド上での冷却が、プレストレスト鋼の生産
に関連して作用する。温度が750℃まで下ると、
強度及び靭性の改良が両方とも確立される。モリ
ブデンを合金し、並びに650〜550℃の間、即ち、
析出硬化による強度増強機構が最も有効である範
囲でのγ−α転換の低下を最大にするために圧延
速度を制御することによつて、強度増大に関与す
る手段の有効性がかなり改良される。

しかしながら、最適な機械的特性を得るのに最
も効果的な手段は、極めて微細な粒子を形成させ
ることである。粒子の微細下は、遷移温度の改良
と同時に降伏点の向上を達成させる。実際には非
常に微細なオーステナイト粒子が必要である。な
ぜならば、このオーステナイト粒子がフエライト
粒子の大きさを決める助けとなるからである。一
般的な経験として、オーステナイト粒子の大きさ
が小さくなると、フエライト粒子の大きさは、
0.3の因子で低下する。オーステナイト粒子成長
の主要プロセスは、析出物の溶解はなく、それら
の塊状化とそれによる実効的な粒子形成である。

オーステナイト粒子の大きさを制御する一つの
方法としては、オーステナイト構造中に、微細な
析出物を組み入れる方法があり、これによつて粒
子成長が阻害される。窒化アルミニウムとしてこ
の効果を奏するアルミニウムは別にして、特に粒
径100Å〜200Åのの微量合金元素であるニオブ、
バナジウム及びチタニウムが、それらの炭化物、
窒化物、又は炭化窒化物として同様に作用する。
圧延を行うためにキルン型炉において、再加熱す
る場合に、強力な粒子成長を防ぐのに最も好まし
い条件は、より高いアルミニウム含量（0.050％
まで）と窒素含量（0.020％まで）である。ニオ
ブ含量が高くなるにしたがつて急激な粒子成長の
開始温度が高い方に移動する。

圧延の前に加熱を行う際に、その様な析出物の
再溶解を防止又は制限する他の一つの方法は、キ
ルン型炉の温度を出来るだけ低くすることであ
る。変形度合をより高くすることによつても、オ
ーステナイト粒子の大きさを減少させることがで
きる。最も顕著な粒子の大きさの減少作用は、低
い最終変形温度で起る。

急激な冷却の結果、γ−α転換がより低い温度
に移動するとすれば、変換温度が低くなり、その
ため核成形頻度が高くなり、並びに粒子境界易動
度が低くなる。これによつて、フエライト粒子の
大きさが減少する。

粒子の大きさを減少させることに加えて、オー
ステナイトの再結晶を遅らせることもできる。次
いで、再結晶していないオーステナイト部分を最
終圧延温度の間に変形すると、伸長された粒子及
びそれ故にその表面積が増大されたオーステナイ
ト粒子が得られる。フエライト−パーライト段階
におけるこの構造転換によつて、核の密度が増加
し、並びにこれらの核から形成される粒子の成長
が阻害され、粒子の大きさがかなり減少する。

冷却速度の制御は別として、オーステナイト再
結晶の遅延は、微量合金化された低パーライト構
造に少量のモリブデンを合金することによつて好
ましい影響を受け得るので、γ−α転換がより低
い温度域に移動する。この可能性は、熱的機械処
理に利用されるので、遷移温度の付加的な改良を
伴つて、更に微細な微粒子構造が得られる。

粒径の減少がより大きくなることによつて、好
ましい遷移温度が変化しないで維持されること又
は、ニオブ、バナジウム若しくはニオブとバナジ
ウムを加えた合金構造においては、遷移温度につ
いての改良が行なわれさえすることについての理
由が説明される。強化は別として、この事即ち粒
子の大きさの減少が本発明によつて必要とされる
様な靭性の改良をももたらし、それと同時に遷移
温度を大きく低下させる。これは、パーライト比
率を減少させることによつて助けられる。従つ
て、微細フエライト粒子の場合には、低パーライ
ト構造は、通常、脆性破壊に対して不感受性であ
る。

微小合金成分と微粒子硬化との関連において、
有効な大きさ及び量の粒子中における不整合の
（incoherent）ニオブ、バナジウム及びチタニウ
ムの炭化窒化物が、異なる方法でフエライト粒子
の大きさに作用することに留意すべきである。熱
機械的に処理された状態で、バナジウムは、わず
かの粒径減少を生ずるだけである。基本的な組成
は、炭素及び窒素含量が高くなると、γ−α転換
の前又は間のより強く又はより速い析出によつて
より微細な２次構造がもたらされる点で１つの役
割を果している。最適の粒径の減少は、ニオブ含
量が0.04〜0.10％の間で起り、一方チタニウム及
びバナジウムの含量が増加する程効果的となるこ
とが指摘されている。

鋼の炭素及び窒素含量は、ニオブを含む鋼中に
おいて、バナジウムを含む鋼中におけるよりもず
つと少ない程度でフエライト粒子の大きさに影響
する。炭素含量が低下するに従つて、析出した粒
子による核形成の、粒子の大きさに対する影響が
低下し、それに代つて非常に顕著な且つ本発明に
おいて必要な、溶解されたニオブによる再結晶阻
害が有利に行なわれる。従つて、熱的機械処理さ
れた状態では、低パーライト鋼は炭素含量の高い
鋼よりも小さいフエライト粒子を有する。

所望のオーステナイト変換の遅延によつて、溶
解されたバナジウム、ニオブ若しくはチタニウ
ム、一層の微粒子化作用を示す。マンガン含量の
増加によつても遷移温度は低下し、最適な粒子の
析出及びそれ故に粒子硬化の最適な作用が確保さ
れる。

時間移動オーステナイト変換に関連して、通常
再結晶遅延が起る。即ち、再結晶が、より低い温
度下に遅れて起る。これは、γ−α転換の低下、
再結晶遅延及びそれ故に低い最終圧延温度の設定
という要件を満たし、並びに例えば銅を最適に析
出させる。それと共に、強度を最高に増大させ
る。核密度の増加及び新たに形成されたフエライ
ト粒子の成長阻害によつて、構造はずつと微細に
なる。

析出硬化に関連して、温度が550〜650℃の範囲
で析出硬化が最大となることを、熱的機械処理に
おいて忘れてはならない。これは、ニオブ、炭素
及び窒素原子（チタニウムも）の化学的に検出で
きない、整合した（coherent）析出物（クラクタ
ー（cluster））の作用によつて明らかにされる。
これらの整合した析出物は、不整合の析出物に先
んじている。析出が最大になつた後には、得られ
る降伏点の低下に注意を払わなければならない。
この低下は、温度の上昇又は保持時間の超過によ
つてもたらされ、粒子の整合から不整合へ経過及
びそれに続く粒子の大きさと粒子の量の増加の際
の整合張力（coherent tension）の減少によつて
制約される。

本発明方法を行なうための出発原料（粗鋼）
は、以下の合金元素からなる基準分析を有する鋼
とすべきである。

炭 素 0.05〜0.20重量％ マンガン 1.20〜1.70重量％ ケイ素 0.30〜0.50重量％ ニオブ 0.40〜0.06重量％ バナジウム 0.035〜0.05重量％ モリブデン 0.30〜0.50重量％ 銅 0.30〜2.00重量％ アルミニウム 0.04〜0.06重量％ 窒 素 0.15〜0.02重量％ リ ン 0.030重量％ イオウ 0.020重量％ 個々の元素について、以下に説明する。

セメンタイト（パーライト）を経て、炭素は著
しい強化をもたらし、これに関連して重要な役割
を果す。しかしながら、炭素含量は、パーライト
成分として、脆性破壊保護（遷移温度）及び溶接
性に最も重大な悪影響を及ぼし、炭素含量が増加
するとともに悪影響も大きくなるので、炭素含量
は、強度増大と耐食性の改良の両方が起り、一方
では−40℃程度の脆性破壊保護及び溶接性の改良
も可能となるような比率としなければならない。
必要とされる最適な微粒子形成に関し、炭素含量
がそれに著しい影響を及ぼすことも忘れてはなら
ない。炭素含量が低下するに従つて、析出した粒
子による核形成の、粒子の大きさに対する影響が
低下し、非常に顕著な且つ本発明において必要
な、溶解されたニオブによる再結晶阻害が有利に
行なわれる。熱的機械的に処理された状態におけ
る低パーライト構造は、炭素含量の高い構造より
も小さなフエライト粒子寸法を有する。

マンガンは、特に粒子の大きさを減少させ、同
時に固溶体の強化及び増大する析出硬化による作
用を及ぼすので、マンガン含量を上限に固定する
のが好ましい。なぜならば、マンガンによる強度
の向上は、パーライト含量に大きく依存してお
り、適当な低パーライト比率によつて好ましい遷
移温度が確保され、従つて、脆性破壊が防止され
るからである。マンガン含量の増加は、本発明に
おいて所望されるオーステナイト変換の遅延に大
きく寄与し、従つて最適の微粒子形成をもたら
す。微小合金元素としてニオブとバナジウムとが
同時に存在すると、低パーライト構造の場合に
は、マンガン含量の増加に伴つて、その強化効果
も増加する。

マンガンについて上記で述べたことは、ケイ素
にもあてはまる。ケイ素の含量が約0.5％より下
であると、遷移温度はより低いレベルまで移動す
る。しかしながら、0.5％より上の時でさえ、ケ
イ素は強化作用を有している。しかし、同時に、
プレストレスト鋼では避けられねばならない高い
脆化効果を示す。

ニオブは、熱的機械処理による微粒子硬化と析
出硬化、即ち達成し得る強度増大に最も有効な影
響を及ぼし、バナジウム及びチタニウムがこれに
次ぐ。ニオブは、最も大きな遷移温度の降下をも
たらす。ニオブを含有する構造では、析出硬化よ
りもずつと高い比率で微粒子硬化が起り、従つ
て、チタニウム若しくはバナジウムを合金成分と
する構造よりも高い降伏点強度が得られるだけで
なく、特に遷移温度が低くなつて、非常に有利で
ある。ニオブはフエライト粒子の寸法を著しく減
少させる。ニオブを添加すると、構造中の微粒子
硬化と析出硬化との比（微粒子硬化／析出硬化）
が高くなる。これが、ニオブがより好ましい主な
理由である。同時にパーライト含量が低い場合で
さえ、ニオブは、上昇するマンガン含量に付加的
な強化効果を示す。

ニオブと同様に、バナジウムは特別な炭化物の
析出物を形成し、該炭化物は、一方では微粒子形
成及び微粒子硬化に、他方では析出硬化に寄与
し、従つて、強度向上に貢献する。ニオブと同様
に、バナジウムは、オーステナイト構造中に微細
な析出物の組み合せによつてオーステナイト粒子
の寸法の制御に寄与するので、粒子の成長は阻害
される。ニオブと同様に、バナジウムは固溶体強
化にも寄与するが、両方ともフエライトに不溶で
ある。両者のフエライト中への析出は、強度改善
に最も効果的である。従つてバナジウム及びニオ
ブの炭化物と窒化物とは、面心立方格子を有し、
同形で、隙間なく混和できる。チタニウムと異な
つて、それらは硫化物の形成には寄与しない。窒
素含量が増加すると、バナジウムは、微細なフエ
ライト粒子の寸法の形成に、最も大きな範囲の影
響を及ぼし、付加的に降伏点上昇を実現する。ニ
オブと同様に、溶解したバナジウムは、オーステ
ナイト変換への遅延を介して、この微粒子化作用
及び微粒子硬化に影響する。

オーステナイト再結晶の遅延は、微小合金化さ
れた低パーライト構造に少量のモリブデンを合金
化することによつて助長されるので、γ−α転換
がより低い温度側に移動する。この可能性は、尚
一層低い最終圧延温度で熱的機械処理が行なわれ
る際に利用されるので、より一層微細な粒子構造
が得られ、同時に遷移温度が改良される。モリブ
デンを合金成分とすること及びγ−α転換がより
低い温度へ移動するという可能性によつて、銅の
大きな強化特性を充分に利用することもできる。
本明細書に記載された型の微小合金構造におい
て、パーライト比率が低く且つ銅含量が高い場
合、混合された結晶が析出する間及び炭化窒化物
が形成される間、特に650〜550℃で、両方の析出
硬化機構が作用する。

マンガン及びモリブデンの含量が高いと、銅合
金構造を有する鋼の様な高強度プレストレスト鋼
においては、粒子硬化以外の高い転移密度及び微
粒子硬化を介して付加的な強度増強を達成でき
る。

銅は、その２つの効果、即ち析出硬化による強
度強化作用及び強力な腐食阻害作用によつて、本
発明の目的のために使用される。銅の腐食阻害作
用は、熱的機械処理によつて生産された高強度構
造においては、特にに充分活用される。なぜなら
ば、最大の強度向上をもたらす低い最終圧延温度
下で、その腐食阻害作用に加えて、銅は、本発明
で同時に使用されている析出硬化元素とともに、
650〜550℃で析出硬化元素としても働く。低パー
ライト構造で且つここに示された熱的機械処理を
行なう場合には、840℃程度のγ−領域からの急
速な冷却により、約２％の銅を溶解させることが
できる。これによつて、不整合の球状粒子の形態
で、銅の豊富な、面心立方混合結晶が析出する。
この結晶は、例えば、特定の粒子の大きさによ
り、ルーピング（looping）の結果として、かな
りの析出硬度効果をもたらす。ニオブの存在下に
おいて、２つの析出効果機構は、微小合金構造の
パーライト比率が低く、且つ銅含量が高い場合
に、混合結晶と炭化窒化物の析出による作用を示
す。銅含量が高いと、銅合金構造には、含量１％
までとなるようにニツケルを添加しなければなら
ない。これは、銅によつて引き起されるハンダ脆
化（solder embrittlement）を防止するためであ
る。今回の様なマンガンとモリブデンとの含量が
高い場合、銅合金構造では、粒子硬化以外に、高
転移密度及び微粒子硬化により、強度を付加的に
向上させることができる。銅の腐食阻害活性は、
銅の含量が0.25〜0.40％と低い場合に非常に効果
的である。従つて、銅の含量を適当に調整して、
一方では最適の方法で腐食阻害作用及び強度改善
作用を発揮できるように、他方ではプレストレス
ト鋼には容認されないハンダ脆化が起らないよう
に、並びにできればこれを防止するためのニツケ
ルの添加を避けられるようにしなければならな
い。

アルミニウムを含有する結果として、原料の加
熱による急激な粒子成長は、1150℃程度まで上昇
し、この場合保持時間もまた重要である。アルミ
ニウム窒化物によつてこの様な効果を生むアルミ
ニウムと同様に、微小合金元素のニオブとバナジ
ウムとは、その炭化物、窒化物若しくは炭化窒化
物によつて、類似する作用を奏する。圧延前の加
熱によるその様な析出物の再溶解を防止又は制限
するには、推進炉の温度が出来るだけ低いことが
重要である。アルミニウム含量が高くなると、圧
延を行なうための再加熱による強力な粒子成長が
防止されるという最も有利な相関関係が示され
る。アルミニウムは、固溶体硬化にも寄与する。

アルミニウムの他に、圧延のため再加熱による
急激な粒子成長は、窒素によつても1150℃程度よ
り高い温度に上昇する。窒化物の増加による窒素
含量の増加も、強度の増大に大きく貢献する。特
にバナジウムが存在すると、降伏点強度が顕著に
向上する。引張り強さも増加する。そのため、プ
レストレスト鋼においては、降伏点が70〜90％上
昇することが特に重要である。

本発明では、リン含量が多くなると降伏点が上
昇するが、同時に鋼を著しく脆化させるため、リ
ン含量を制限しなければならない。酸素吹込み／
不活性ガス掃去の組合せによつて、リン含量を低
下させ、その脆化作用を著しく防止できる。取鍋
内での治金操作によつても、対応するリン含量を
低下させることができる。

本発明によれば、できるだけリン含量を低くす
ることが重要である。

イオウ含量は、靭性の異方性に関連して最も決
定的な役割を果しており、この異方性はプレスト
レスト鋼の冷間加工性のための最も重要な制限要
素である。

イオウ含量を低くすると、即ち硫化介在物の数
を減少させると、脆性低下に関する靭性が改良さ
れる。これは、プレストレスト鋼にとり非常に重
要である。硫化物の長さの減少は、破壊の低下に
も非常に効果的である。取鍋治金において通常行
なわれているカルシウム添加によつて、高度の脱
硫を行なうことができる。

本発明に包含されないチタニウムに関しては、
ニオブ及びバナジウムとは異なつて、それは硫化
物の形成に関与し、並びにまず全部の窒素と結合
して窒化物即ちTiNとなり、次いでイオウと結
合してチタン炭化窒化物即ちTi₄C₂S₂となること
を指摘しておく。従つて、この２つの理由から、
チタニウムを考慮に入れる必要はない。なぜなら
ば、とりわけ、オーステナイトの粒子を成長させ
る作用並びに他の微小合金元素とともに強度を増
強する作用は、窒素含量が増加すると、除かれと
しまうからである。

本発明における高強度で、耐食性及び耐脆性破
壊性に優れたプレストレスト鋼の製造において
は、従来の炭素含有量の高いプレストレスト鋼グ
レードを製造する際に考慮に入れなければならな
いあらゆる問題を、除外できる。特に、線材連続
鋳造法による製造上の重要な欠点、即ち、特に引
き抜き性を損う中心部の分離及び表面の欠陥によ
つて引き起される重要な欠点を防ぐことができ
る。鋳塊鋳造法に対する連続鋳造法の経済的な利
点は、コスト及び質の両方に関して十分に耐える
ことである。従来起る可能性のあつた、鋳造体の
中心における炭素の富化を防止できる。炭素の富
化は、セメンタイト格子の共晶析出物をひ生成
し、従つて、構造及びその性質だけでなく、耐脆
性破壊性をも著しく低下させる。

炭素の高い酸素親和力のために、全製造行程に
おいて、行なわなければならなかつた手段、即
ち、融解（例えば、融解又は再融解工程の精練と
引き続く鋼の後処理及び特に高価な再酸化保護の
両方をも省略し得る。微視的度合の高純度及び酸
化物並びに硫化介在物を実質的に避けることが容
易となる。連続鋳造法に関連して、炭素含有率の
高いワイヤー等級の製造における電磁攪拌に必要
とされていた高い費用を解消することもできる。
これによつて、極めて不利な中心部の分離、凝固
架橋、方向性のある凝固構造、内部及び表面の欠
陥を防止できる。

本発明によるプレストレスト鋼は、極めて高い
強度値、大巾に低下した内部応力、著しく改善さ
れた耐脆性破壊性、非常に高い耐摩耗性、溶接に
適していることによる大きな使用可能性及び大変
優れた耐食性を有している。

後の方の２つの利点に関し、耐食性の改良の点
で、本発明では、ステンレス鋼におけるクロムと
多くの点で作用するより経済的な元素が作用して
いることを考慮にいれ得ることも指摘できる。加
えて、その様な腐食阻害元素を、熱的機械処理に
よつて製造された高強度鋼に特に都合良く充分使
用できる。なぜならば、析出硬化による腐食阻害
作用に加えて、同時に、最も高い強度向上をもた
らす低最終圧延温度下で、それらの元素が強度向
上に寄与するからである。しかしながら、強度プ
レストレスト鋼における強度の増大は別に、もし
溶接適合性が得られるならば、構造の単純化及び
現行の引張り若しくは固定機構の改良に関する大
きな可能性がもたらされる。例えば、橋の建設に
おいて知られている様に、組合せ部材は、鋼への
腐食促進媒体の浸透によつて損害が生じる最も敏
感な弱点となつている。現行の技術的可能性に従
つて、その様な組合せ部材は、通常お互いに非常
に密接に配置される。カツプリング継手の数が増
えると、同時に弱点の数が増すこととなる。

本発明の高強度で、耐食性及び耐脆性破壊性に
優れたプレストレスト鋼を使用すると、より長い
テンシヨンロツドを製造することができるので、
組合せ部材及び弱点の数を減らすことができる。
これらのプレストレスト鋼が溶接に適しているこ
とによつて、固定構造が構造的に簡素化並びに改
良されるならば、固定構造の損害に対する感受性
を大きく低減する。

他の利点としては、テンシヨンワイヤー、引棒
又はストランドの径を低減し且つ簡単に制御でき
ること、並びにより高い強度特性によつてコンク
リートの厚さが一層小さい構造が得られることで
ある。そのため、構造物の重量を減らし、強度の
低い従来のプレストレスト鋼では、技術的若しく
は経済的理由のために実現できなかつた、構造デ
ザインに対する大きな可能性を与える。これは、
可動構造［橋建築（bridge buiding）、部材建築
（member builder）］の重量低減、並びに可動構
造及びプレストレスト鋼の輸送コストの低減を伴
う。

微小合金元素の使用並びに改良された強度増強
のための鋼の後処理によつて、耐食性及び耐脆性
破壊性が増加するにもかかわらず、本発明プレス
トレスト鋼の価格水準を、その製造及び使用の際
のかなりの利点によつて、現行品の価格と同等に
維持又は改善することさえできる。固定組織の溶
接に適合していることから得られた、付加的な構
造上の可能性によつて、経済的な状況が著しく改
善され、しかしながら、総体的な経済的利点は、
価格上昇という不利益を補つて余りあるものであ
ろう。