JP2024504120A - ４００ＭＰａ級耐食鉄筋及びその生産方法 - Google Patents

４００ＭＰａ級耐食鉄筋及びその生産方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、４００ＭＰａ級耐食鉄筋及びその生産方法を開示する。鉄筋の化学成分は、クロム：９．５～１０．４％、モリブデン：１．０～１．２％、マンガン：０．３～０．６％、ニッケル：０．０１～１％、銅：０．０１～０．５％、炭素≦０．０１４％、窒素≦０．００４％、ニオブ：０．０１～０．０５％、ケイ素：０．２～０．６％を含み、クロム＋モリブデン＋０．５マンガン＋０．３５ニッケル＋０．２５銅が１１．１～１２．２％で、炭素＋窒素＋０．３ケイ素＋マンガン＋１．８ニオブが０．４～０．８％であり、残部が鉄である。

Description

（関連出願の相互参照）
本出願は、出願日２０２１年１月１５日、出願番号２０２１１００５１５２２．４、発明の名称「４００ＭＰａ級耐食鉄筋及びその生産方法」の中国特許出願の優先権を主張し、その全ての内容が参照によって本出願に組み込まれる。
本発明は冶金の技術分野に属し、４００ＭＰａ級耐食鉄筋及び４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法に関する。
鉄筋コンクリート構造はインフラ建設において最も広く使われている構造形式であり、鉄筋コンクリート構造の理論耐用年数は長いが、実際の工事では、鉄筋コンクリートが時期尚早に破損するケースが多く、メンテナンスコストを増やすだけでなく、エネルギーと資源の多大な浪費をも招く。調査によると、海岸沿いの鉄筋コンクリート構造は、塩素イオン及び硫酸塩に富む環境や、高温高湿環境等の劣悪な環境の影響を受けているため、投入からわずか１０～１５年後に、深刻な腐食損傷が広く一般に発生し、設計上の理論耐用年数に達するのにはほど遠い。
鉄筋コンクリート構造のコンクリートは強アルカリ性環境に属し、該アルカリ性環境では、鉄筋の表面が不動態化して安定した金属酸化物不動態皮膜が生成される。鉄筋コンクリート構造の実際の使用では、不動態皮膜の溶解と修復は理論的にほぼバランスのとれた状態にあるため、鉄筋の表面の各位置の電位がほぼ同じであり、鉄筋が腐食しにくく又は腐食速度が非常に低いことが保証される。しかし、鉄筋の表面の不動態皮膜が外部の浸食物質によって損傷した場合、例えば、海洋環境下で、鉄筋の表面の不動態皮膜上の活性塩素イオンが一定の濃度に達すると、不動態皮膜の溶解と修復がバランスを失い、不動態皮膜の溶解が加速して腐食ピットが形成され、結果として鉄筋躯体が浸食媒体にさらされ、最終的には鉄筋コンクリート構造の破損を招く。
現在、腐食抑制剤、表面防護層、陰極保護、鉄筋塗装等の手段は、鉄筋コンクリート構造の耐用年数の延長に一定の効果があるものであるが、鉄筋コンクリート構造のコアである鉄筋そのものの躯体の耐食性を高めることは、鉄筋コンクリート構造の腐食損傷問題を解決する鍵である。
また、耐食性のほかに、鉄筋の力学性能、溶接性能、生産製造コスト等も鉄筋の実際の生産と応用に影響を与える重要な面である。例えば、ステンレス鋼鉄筋は、耐食性に優れる一般的な鉄筋タイプであり、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の合金元素を大量に添加することで、通常の炭素鋼鉄筋に比べて耐食性を大幅に向上させることができ、腐食耐性が非常に優れている。しかしながら、ステンレス鋼鉄筋に大量の合金元素が添加されているため、溶接性能が非常に低く、実際の施工において、ステンレス鋼鉄筋の溶接施工コストが非常に高く、鉄筋コンクリート構造が溶接不良で構造が不安定になるリスクもある。また、ステンレス鋼鉄筋に大量の合金元素が添加されているため、その原料コストと生産コストは通常の鉄筋に比べて倍数に増加し、結果として高価で広く応用できず、省エネルギー・消費削減の社会的要請にも合わない。また、ステンレス鋼鉄筋と通常の鉄筋を重ね継ぐ際にマクロセル腐食が発生するか否かについても、まだ議論がある。
したがって、どのように耐食性、力学性能、溶接性能及びコストを同時に保証するかは、耐食鉄筋の研究において顕著な社会的意義と経済的効果がある重要な課題となる。
本発明は、従来技術に存在した技術的問題を解決するために、耐食性、総合的力学性能及び溶接性能に優れ、低い材料コスト及びプロセスコストで製造することができ、海洋工事に広く使用するのに適している、４００ＭＰａ級耐食鉄筋を提供することを目的とする。
上記発明の目的を実現するために、一実施形態は、化学成分が質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である、４００ＭＰａ級耐食鉄筋を提供する。
好ましくは、前記鉄筋の化学成分は質量パーセントで、Ｖ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちのいずれか１つ以上をさらに含む。
さらに、前記鉄筋のミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、フェライトが占める割合は２８％～４０％である。
さらに、前記鉄筋のＧＢ／Ｔ１０５６１標準におけるＡ系、Ｂ系、Ｃ系、Ｄ系介在物がいずれも≦１．０級である。
さらに、前記鉄筋の降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％である。
好ましくは、前記鉄筋の公称直径が６～３２ｍｍである。
好ましくは、前記鉄筋の公称直径が６～１０ｍｍである場合、前記鉄筋はコイル状の鉄筋とされ、前記鉄筋の公称直径が１２～３２ｍｍである場合、前記鉄筋は棒状の鉄筋とされる。
さらに、周囲浸漬腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損失による腐食速度が０．０５～０．１ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、塩水噴霧腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損
失による腐食速度が０．０１～０．０４ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、
塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水において、前記鉄筋の自己腐食電位が－０．１～－０．１５Ｖで、分極抵抗が２５００～３０００ｋΩ／ｃｍ2で、
自己腐食電流密度が≦０．１３μＡ／ｃｍ2である。
好ましくは、前記鉄筋は、プロセス経路１とプロセス経路２のいずれを用いても製造可能であり、
前記プロセス経路１は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、及び温度制御冷却工程を含み、
前記プロセス経路２は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、及び温度制御冷却工程を含む。
好ましくは、プロセス経路１では、前記転炉製錬工程の出鋼温度が１６００～１６６０℃であり、前記ＡＯＤ炉精錬工程の時、溶鋼に高炭素フェロクロム合金、モリブデン鉄合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、還元後に除滓してから、マンガン合金を添加し、出鋼前に出鋼用の取鍋をアルゴンで５ｍｉｎ以上パージし、出鋼中に溶鋼にアルミインゴット２０ｋｇを添加し、出鋼温度が１６３０～１６７０℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１％であり、前記ＬＦ炉精錬工程の時、溶鋼がＬＦ炉の取鍋に到達した後、溶鋼１トンあたりに１３～１５ｋｇの石灰、４．０～６．５ｋｇの蛍石を添加する案でスラグを調整し、白色スラグ保持時間が≧８ｍｉｎで、ソフト撹拌時間が８～１５ｍｉｎで、出鋼温度が１６００～１６２０℃であり、前記角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が１．２～１．６ｍ／ｍｉｎである。
好ましくは、前記プロセス経路２では、前記転炉製錬工程の時、出鋼中に溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、出鋼温度が１７００～１７５０℃であり、前記ＬＦ炉精錬工程の時、工程全体にわたって、ＬＦ炉の取鍋内に８０～１６０Ｌ／ｍｉｎのアルゴン流量で底吹きし、出鋼温度が１５６０～１６００℃であり、前記ＲＨ炉精錬工程の時、ＲＨ炉を３ｍｉｎ真空化した後、ＲＨ炉内への酸素吹き込みを開始し、酸素吹き込み総量が５００～７００Ｎｍ3であり、続いて溶鋼に微量炭素フェロクロ
ム合金を添加して溶鋼の合金化を行い、真空度が２ｍｂａｒよりも小さくなると５ｍｉｎ以上清水循環処理し、出鋼温度が１５６０～１６００℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１５％であり、前記角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が２．２～２．６ｍ／ｍｉｎである。
好ましくは、前記プロセス経路１と前記プロセス経路２のいずれにおいても、
前記熱間連続圧延工程の時、連鋳ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃であり、
前記温度制御冷却工程の時、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃である。
好ましくは、前記プロセス経路１と前記プロセス経路２のいずれにおいても、前記熱間連続圧延工程の時、連鋳ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１０８０～１１３０℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃である。
好ましくは、前記プロセス経路１と前記プロセス経路２のいずれも、前記温度制御冷却工程の後に順に行われるインライン酸洗工程、梱包工程を含み、前記インライン酸洗工程では、鉄筋を順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置を通過させ、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布する。
さらに、２本の前記鉄筋がエレクトロスラグ圧力溶接で溶接試料として接合される場合、得られた溶接試料の引張試験における破断点が２本の前記鉄筋の母材に形成される。
従来技術と比較して、本発明の有益な効果は以下を含む。
（１）超低炭素の設計前提で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量及び
関連関係を合理的に設計するとともに、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計することによって、鉄筋はフェライトとベイナイトの二相ミクロ組織を合理的な割合で含有し、鉄筋全体の総合性能は優れている。具体的には、鉄筋の力学性能について、降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％である。耐食性について、周囲浸漬腐食試験及び塩水噴霧腐食試験では、耐食性は通常のＨＲＢ４００に対して４５倍以上向上し、電気化学的腐食試験では、自己腐食電位は通常のＨＲＢ４００よりも貴化幅が０．４Ｖを超え、分極抵抗は通常のＨＲＢ４００よりもはるかに高く、自己腐食電流密度は通常のＨＲＢ４００の１／６５又はそれ以下に相当する。溶接性能について、溶接がしやすく、溶接点構造が強固で破断しにくく、溶接試料の引張試験における破断点が鉄筋母材に形成される。
（２）上記の化学成分設計案によれば、優れた耐食性、総合的力学性能及び溶接性能を実現できるとともに、合金元素のコストが低く、省エネルギーで消費が削減され、また、複数のプロセス経路で製造することができ、生産プロセスのコストを削減し、実際の生産と加工に適し、より高い社会的意義と経済的効果を有する。
本発明は、従来技術に存在した技術的問題を解決するために、得られた鉄筋が耐食性、総合的力学性能及び溶接性能に優れ、材料コスト及びプロセスコストが低く、海洋工事に広く使用するのに適している、４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法を提供することを目的とする。
上記発明の目的を実現するために、一実施形態は、
（１）溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬するか、又は溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬し、得られた溶鋼を鋼ビレットに連続鋳造し、前記鋼ビレットの化学成分が質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である製鋼ステップと、
（２）ステップ１で得られた鋼ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃であり、その後、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃であり、
又は、ステップ１で得られた鋼ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１０８０～１１３０℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃であり、その後、圧延してなるコイル状のねじ節鉄筋を遅延型のステルモア冷却方式で冷却し、ローラコンベア下方の送風機が全てオフされる制御圧延・制御冷却ステップと、を含む４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法を提供する。
好ましくは、ステップ１では、前記鋼ビレットの化学成分が質量パーセントで、Ｖ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちのいずれか１つ以上をさらに含む。
好ましくは、ステップ１では、溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬する場合、前記転炉製錬工程の出鋼温度が１６００～１６６０℃であり、前記ＡＯＤ炉精錬工程の時、溶鋼に高炭素フェロクロム合金、モリブデン鉄合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、還元後に除滓してから、マンガン合金を添加し、出鋼前に出鋼用の取鍋をアルゴンで５ｍｉｎ以上パージし、出鋼中に溶鋼にアルミインゴット２０ｋｇを添加し、出鋼温度が１６３０～１６７０℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１％であり、前記ＬＦ炉精錬工程の時、溶鋼がＬＦ炉の取鍋に到達した後、溶鋼１トンあたりに１３～１５ｋｇの石灰、４．０～６．５ｋｇの蛍石を添加する案でスラグを調整し、白色スラグ保持時間が≧８ｍｉｎで、ソフト撹拌時間が８～１５ｍｉｎで、出鋼温度が１６００～１６２０℃であり、角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が１．２～１．６ｍ／ｍｉｎであり、
溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬する場合、前記転炉製錬工程の時、出鋼中に溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、出鋼温度が１７００～１７５０℃であり、前記ＬＦ炉精錬工程の時、工程全体にわたって、ＬＦ炉の取鍋内に８０～１６０Ｌ／ｍｉｎのアルゴン流量で底吹きし、出鋼温度が１５６０～１６００℃であり、前記ＲＨ炉精錬工程の時、ＲＨ炉を３ｍｉｎ真空化した後、ＲＨ炉内への酸素吹き込みを開始し、酸素吹き込み総量が５００～７００Ｎｍ3であり、続いて溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の
合金化を行い、真空度が２ｍｂａｒよりも小さくなると５ｍｉｎ以上清水循環処理し、出鋼温度が１５６０～１６００℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１５％であり、角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が２．２～２．６ｍ／ｍｉｎである。
好ましくは、前記生産方法は、
（３）ステップ２で得られた鉄筋を順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置に通過させて、インライン酸洗を行い、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布し、鉄筋が前記乾燥装置を出た後に梱包されるインライン酸洗ステップをさらに含む。
さらに、前記生産方法で製造された２本の鉄筋がエレクトロスラグ圧力溶接で溶接試料として接合される場合、得られた溶接試料の引張試験における破断点が２本の前記鉄筋の母材に形成される。
さらに、前記生産方法で製造された鉄筋のミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、フェライトが占める割合は２８％～４０％である。
さらに、前記生産方法で製造された鉄筋のＧＢ／Ｔ１０５６１標準におけるＡ系、Ｂ系、Ｃ系、Ｄ系介在物がいずれも≦１．０級である。
さらに、前記生産方法で製造された鉄筋の降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％である。
さらに、前記生産方法で製造された鉄筋は、周囲浸漬腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損失による腐食速度が０．０５～０．１ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、塩水噴霧腐食試
験において、前記鉄筋の平均重量損失による腐食速度が０．０１～０．０４ｇ／（ｍ2・
ｈ）であり、
塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水において、前記鉄筋の自己腐食電位が－０．１～－０．１５Ｖで、分極抵抗が２５００～３０００ｋΩ／ｃｍ2で、
自己腐食電流密度が≦０．１３μＡ／ｃｍ2である。
従来技術と比較して、本発明の有益な効果は以下を含む。
（１）超低炭素の設計前提で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計するとともに、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計することによって、鉄筋はフェライトとベイナイトの二相ミクロ組織を合理的な割合で含有し、鉄筋全体の総合性能は優れている。具体的には、鉄筋の力学性能について、降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％である。耐食性について、周囲浸漬腐食試験及び塩水噴霧腐食試験では、耐食性は通常のＨＲＢ４００に対して４５倍以上向上し、電気化学的腐食試験では、自己腐食電位は通常のＨＲＢ４００よりも貴化幅が０．４Ｖを超え、分極抵抗は通常のＨＲＢ４００よりもはるかに高く、自己腐食電流密度は通常のＨＲＢ４００の１／６５又はそれ以下に相当する。溶接性能について、溶接がしやすく、溶接点構造が強固で破断しにくく、溶接試料の引張試験における破断点が鉄筋母材に形成される。
（２）上記の化学成分設計案によれば、優れた耐食性、総合的力学性能及び溶接性能を実現できるとともに、合金元素のコストが低く、省エネルギーで消費が削減され、また、複数のプロセス経路で製造することができ、生産プロセスのコストを削減し、実際の生産と加工に適し、より高い社会的意義と経済的効果を有する。
（３）また、上記の化学成分設計案を前提に、制御圧延・制御冷却におけるプロセス制御を組み合わせることで、鉄筋の組織、力学性能、耐食性及び溶接性能をさらに最適化して、鉄筋の総合性能をさらに改善することができるとともに、熱間連続圧延過程におけるプロセス操作が簡単で制御しやすく、実際の生産における作業状況の円滑な進行を保証することができる。
以下、本発明の技術的解決手段を具体的な実施形態によりさらに説明するが、保護を請求する範囲は明細書の記載によって限定されるものではない。
＜第１実施形態＞
本実施形態は、耐食鉄筋、特に熱間圧延異形鉄筋を提供し、その化学成分は質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
また、前記鉄筋の化学成分中のＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｕの質量パーセントはさらに、１１．１％≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕ≦１２．２％を満たし、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｂの質量パーセントはさらに、０．４％≦Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂ≦０．８％を満たす。
ここで、前記鉄筋中の各化学成分の役割を以下に説明する。
Ｃｒは、重要な耐食元素であり、鉄筋の表面に酸化物不動態皮膜を形成して、鉄筋の酸化を効果的に阻止し、鉄筋躯体の耐食能力を高めることができる。特にＭｏ、Ｎｉ等の元素と共存する場合、鉄筋はより優れた耐食性を得ることができ、孔食の発生を避けること
ができる。また、Ｃｒ元素は鉄筋の焼入れ性を高めることもできる。本発明の化学成分設計では、Ｃｒの含有量は９．５～１０．４％に制御される。
Ｍｏは、重要な耐食元素であり、還元性酸の環境でも、強酸化性の塩溶液の環境でも、Ｍｏ元素の添加によって鉄筋の表面を不動態化させることができるとともに、塩化物溶液中での鉄筋の孔食を防止することもでき、鉄筋の様々な環境での耐食性を全体的に高める。また、Ｍｏ元素のパーライト変態抑制の効果は非常に顕著であり、同時に炭化物形成元素であるＣｒと組み合わせると、ベイナイトの生成を促進することができる。また、Ｍｏ元素は結晶粒の微細化を促進し、鉄筋の焼入れ性と耐熱性を高めることができるが、Ｍｏの含有量が高すぎると、鉄筋の耐酸化性が悪化する。本発明の化学成分設計では、Ｍｏの含有量は１．０～１．２％に制御される。
Ｍｎは、固溶強化元素であり、荒引線の強度を高めることができるとともに、有害元素Ｓと組み合わせて鉄筋の熱間脆性を下げることもできる。また、Ｍｎは、脱酸素剤、脱硫剤、オーステナイト形成元素としても重要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が高すぎると、鉄筋の塑性、衝撃靱性、溶接性能等がいずれも低下する。本発明の化学成分設計では、Ｍｎの含有量は０．３～０．６％に制御される。
Ｎｉは、重要な耐食元素であり、Ｎｉによって鉄筋は酸性やアルカリ性環境に対して高い耐食能力を有するとともに、高温下での高い防錆能力、耐熱能力を有するようになる。また、Ｎｉ元素は、オーステナイト形成元素であり、鋼材に均一なオーステナイト組織を持たせて耐食性を改善することができる。本発明の化学成分設計では、Ｎｉの含有量は０．０１～１．００％に制御される。
Ｃｕは、重要な耐食元素であり、鉄筋耐食性の向上に寄与するが、Ｃｕの含有量が高すぎると、鋼材の塑性が低下し、熱間圧延割れを招くことがある。本発明の化学成分設計では、Ｃｕの含有量は０．０１～０．５０％に制御される。
Ｃは、オーステナイト形成元素であり、炭素の含有量をフェライトの溶解限界以下に維持するように制御することで、鋼組織構造と成分分布の均一性を高め、鉄筋内部各領域間の電位差を減らし、腐食速度を下げることができる。本発明の化学成分設計では、Ｃの含有量は０．０１４％以下に制御される。
Ｎは、オーステナイト形成元素であり、Ｎの含有量が高いと、鉄筋の塑性が低下し、鉄筋組織中のフェライトとベイナイトの割合制御にも不利である。本発明の化学成分設計では、Ｎの含有量は０．００４％以下に制御される。
Ｎｂは、マイクロ合金を強化する元素であり、圧延の過程（例えば後述する熱間連続圧延工程）で析出強化と結晶粒微細化強化の役割を果たすことができるが、Ｎｂの含有量が高すぎると、鉄筋の塑性が低下し、コストが増加する。本発明の化学成分設計では、Ｎｂの含有量は０．０１～０．０５％に制御される。
Ｓｉは固溶強化元素であり、Ｓｉは、フェライトに固溶し、オーステナイト中でのＣ元素の拡散を抑制し、フェライト及びパーライト変態を遅延させ、鉄筋の降伏強度と引張強度を高めることができるが、Ｓｉの含有量が高すぎると、鋼材の塑性が低下し、鉄筋の溶接性能が劣化する。本発明の化学成分設計では、Ｓｉの含有量は０．２～０．６％に制御される。
Ｐは、鉄筋の強度と耐食性を高めることができるが、鋼中に偏析しやすく、また、Ｐの含有量が高すぎると、低温時の力学性能が低くなる。本発明の化学成分設計では、Ｐの含
有量は０．０１～０．０３％に制御される。
Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕは、鉄筋の耐食性、塑性、及びコストの総合的な制御に非常に重要である。一方では、鉄筋表面の酸化膜に十分な緻密性を持たせ、鉄筋躯体の耐食・修復能力を高め、鉄筋酸化膜及び鉄筋躯体の耐食性を保証する。他方では、鉄筋組織中のフェライトの割合が低いことを回避し、鉄筋のミクロ組織及びその割合の制御に有利であり、これにより、鉄筋の塑性を高め、破断伸び率及び最大力における全伸び率を増加させる。さらに別の面において、貴重な合金元素の添加を低減し、コストを削減し、工事の一般化、設計及び使用を促進する。本発明の化学成分設計では、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕは１１．１～１２．２％を満たす。
Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂは、鉄筋の強度、塑性等の力学性能の総合的な制御に非常に重要である。一方では、合金元素が固溶強化、析出強化、組織強化等のそれぞれの効果を十分に発揮できることを保証し、鉄筋の強度を高める。他方では、鉄筋組織中のフェライトの割合が低いことを回避し、鉄筋組織中のベイナイトの割合が高いことを回避し、つまり、鉄筋組織中のフェライトとベイナイトのそれぞれの割合を最適化し、鉄筋の塑性を高め、破断伸び率及び最大力における全伸び率を増加させる。本発明の化学成分設計では、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂは０．４～０．８％を満たす。
総じて言えば、従来技術に比べて、本発明の化学成分の設計では、（１）超低炭素の設計前提で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計するとともに、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計することによって、鉄筋のミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、そのうち、フェライトが占める割合は２８％～４０％であり、ベイナイトが占める割合は６０％～７２％である。また、鉄筋は耐食性、総合的力学性能及び溶接性能に優れ、全体的な総合性能が優れており、海洋工事の使用ニーズに適している。（２）上記の化学成分設計案によれば、優れた耐食性、総合的力学性能及び溶接性能を実現できるとともに、合金元素のコストが低く、省エネルギーで消費が削減され、また、複数のプロセス経路で製造することができ、生産プロセスのコストを削減し、実際の生産と加工に適し、より高い社会的意義と経済的効果を有する。
ここで、前記したように、前記鉄筋のミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、そのうち、フェライトが占める割合は２８％～４０％である、ベイナイトが占める割合は６０％～７２％である。このように、前記鉄筋に対するミクロ組織及びそのフェライトとベイナイトの割合の影響は、具体的には以下の２つの面に反映される。１つは力学性能に対する影響であり、本実施形態におけるフェライトとベイナイトの割合制御によって、破断伸び率及び最大力における全伸び率を含めて、適切な降伏強度と良好な伸び率を保証することができ、良好な総合的力学性能を保証する。もう１つは耐食性に対する影響であり、一定の割合のベイナイト組織を保証することで、鉄筋の耐食性を高めることができる。
具体的には、力学性能の面において、前記鉄筋は４００ＭＰａ級以上の鉄筋であり、その降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％である。
また、前記鉄筋の介在物も非常に良好に制御されている。具体的には、前記鉄筋のＧＢ／Ｔ１０５６１標準におけるＡ系、Ｂ系、Ｃ系、Ｄ系介在物がいずれも≦１．０級であり、このように、鉄筋の低温条件下での靭性を高めることができ、前記鉄筋の力学性能を保証するのに有利である。
さらに、耐食性の面において、前記鉄筋の周囲浸漬腐食試験及び塩水噴霧腐食試験では、耐食性は通常のＨＲＢ４００に対して４５倍以上向上する。具体的には、周囲浸漬腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損失による腐食速度が０．０５～０．１ｇ／（ｍ2・
ｈ）であり、塩水噴霧腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損失による腐食速度が０．０１～０．０４ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、
塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水において、前記鉄筋の自己腐食電位が－０．１～－０．１５Ｖで、分極抵抗が２５００～３０００ｋΩ／ｃｍ2で、
自己腐食電流密度が≦０．１３μＡ／ｃｍ2である。
ここで、用いられた周囲浸漬腐食試験の具体的な方法は次のとおりである。処理された試料を周囲浸漬試験箱に入れ、試験は、ＹＢ／Ｔ４３６７鉄筋の塩素イオン環境での腐食試験方法に準拠して行われ、溶液は２．０±０．０５（ｗｔ％）ＮａＣｌで、ｐＨは６．５～７．２で、溶液温度は４５℃±２℃で、乾燥温度は７０℃±１０℃であり、連続試験して１６８ｈにおける平均重量損失による腐食速度を得る。
用いられた塩水噴霧腐食試験の具体的な方法は次のとおりである。処理された試料を塩水噴霧試験箱に入れ、試験は、ＧＢ／Ｔ１０１２５人工雰囲気における腐食試験－塩水噴霧腐食試験に準拠して行われ、溶液は２．０±０．０５（ｗｔ％）ＮａＣｌで、ｐＨは６．５～７．２で、溶液温度は３５℃±２℃であり、連続試験して１６８ｈにおける平均重量損失による腐食速度を得る。
電気化学的腐食試験では、塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水の腐食試験条件下で、前記鉄筋の自己腐食電位は－０．１～－０．１５Ｖであり、通常のＨＲＢ４００よりも貴化幅が０．４Ｖを超える。前記鉄筋の分極抵抗は２５００～３０００ｋΩ／ｃｍ2であり、通常のＨＲＢ４００よりもはるかに高い。前記鉄筋の自己腐食電
流密度は≦０．１３μＡ／ｃｍ2であり、通常のＨＲＢ４００の１／６５又はそれ以下に
相当する。
ここで、用いられた電気化学的腐食試験の具体的な方法は次のとおりである。電気化学試験は、ＧＢ／Ｔ２４１９６－２００９『金属及び合金の腐食／電気化学試験方法／静電位分極及び動電位分極測定の実施の指針』に準拠して行われ、３電極システムを使用し、参照電極は飽和カロメル電極で、補助電極はＰｔシートであり、試験溶液は塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水である。分極曲線試験の走査範囲は、試料自己腐食電位に対して－３００～６００ｍＶで、走査速度は１ｍＶ／ｓである。電気化学的インピーダンス試験の走査周波数範囲は１０-2～１０5Ｈｚで、交流励起信号振幅は±
５ｍＶである。
上記したことから、耐食性について、前記鉄筋は優れた耐食性を有し、模擬海水溶液において腐食性能試験を行ったところ、各指標は全て同じ等級の通常のねじ鋼よりもはるかに優れている。
溶接性能について、前記鉄筋は溶接がしやすく、２本の前記鉄筋がエレクトロスラグ圧力溶接で溶接試料として接合される場合、溶接点構造が強固で破断しにくく、溶接試料の引張試験における破断点が、溶接点の位置ではなく、鉄筋母材に形成される。
好ましくは、本実施形態において、前記鉄筋の公称直径が６～３２ｍｍである。
ここで、前記鉄筋の公称直径が６～１０ｍｍである場合、前記鉄筋はコイル状の鉄筋とされ、前記鉄筋の公称直径が１２～３２ｍｍである場合、前記鉄筋は棒状の鉄筋とされる。このように、海洋工事における鉄筋に対する要求を満たすことができ、また、直径を設
計することによって、鉄筋構造の総合的力学性能及び耐食性を高めることもできる。
＜第２実施形態＞
本実施形態は、耐食鉄筋を提供し、具体的には海洋工事に適する熱間圧延異形鉄筋を提供する。前記第１実施形態との相違点は主に、化学成分にＶ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちのいずれか１つ以上をさらに追加することで、鉄筋の性能をさらに向上させる点にある。
具体的には、本実施形態において、前記鉄筋の化学成分が質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％、及びＶ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％の四者のうちのいずれか１つ以上を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
また第１実施形態と同様に、前記鉄筋の化学成分中のＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｕの質量パーセントはさらに、１１．１％≦Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕ≦１２．２％を満たし、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＮｂの質量パーセントはさらに、０．４％≦Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂ≦０．８％を満たす。
ここで、前記鉄筋中のＣｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｐ等の元素の役割、及びＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５ＣｕとＣ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂの設計効果については、前記第１実施形態と同様であり、詳細な説明を省略する。以下、本実施形態における選択的な元素Ｖ、Ｔｉ、Ａｌ及びＢの役割を説明する。
Ｖは、マイクロ合金を強化する元素であり、圧延の過程（例えば後述する熱間連続圧延工程）でＶ（Ｃ，Ｎ）化合物を析出させることができ、一定の析出強化作用を有するとともに、オーステナイトとフェライト結晶粒の成長を阻止し、結晶粒微細化強化作用を有するが、Ｖの含有量が高すぎると、鉄筋の塑性が低下し、コストが増加する。本発明の化学成分設計では、Ｖの含有量は０．１～０．１５％に制御される。
Ｔｉは、Ｃ元素との親和力がＣｒよりも大きいので、炭化クロムが析出して粒界のクロム欠乏が発生することを回避して、粒間腐食を効果的に防止することができる。また、Ｔｉを適量添加すると、鋼板中に拡散分布する微細なＴｉＯｘ及びＴｉＮを形成することができる。しかしながら、Ｔｉの含有量が高すぎると、溶鋼の粘度が増加し、溶鋼の製錬に不利になるとともに、形成されたＴｉＯｘのサイズが粗大になり、鋼板の靭性が悪化する。本発明の化学成分設計では、Ｔｉの含有量は０．０１～０．０５％に制御される。
Ａｌは、一般的に使用される脱酸素剤であり、鉄筋躯体の電極電位を高めて、耐食性を高めることができるとともに、オーステナイト結晶粒の成長を阻止して、鉄筋の強度を高めることができるが、Ａｌの含有量が多すぎると、鋼中の酸化物が増加して、鉄筋の溶接性が損なわれる恐れがある。本発明の化学成分設計では、Ａｌの含有量は０．０１～０．０３％に制御される。
Ｂは、強化元素であり、鉄筋強度の向上に顕著な役割があるが、Ｂの含有量が高すぎると、粒間耐食性の向上に不利になる。本発明の化学成分設計では、Ｂの含有量は０．０００５～０．００２０％に制御される。
本実施形態において、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌ及びＢのいずれか１つ又はそれ以上を選択的に添加することによって、前記鉄筋の性能は、第１実施形態の上でさらに改善することができ、該鉄筋は、より優れた耐食性、力学強度、塑性、及び溶接性能を有し、工事施工が容易になるとともに、海洋工事に使用した場合にはより長い理論耐用年数を持つことができる。
＜第３実施形態＞
本実施形態は耐食鉄筋の生産方法を提供し、該生産方法は、前記第１実施形態の耐食鉄筋の生産・製造と前記第２実施形態の耐食鉄筋の生産・製造の両方にも使用することができる。
本実施形態において、前記生産方法のプロセス経路は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、温度制御冷却工程、及び梱包工程を含む。以下、前記生産方法をステップの順に詳しく説明する。
（１）製鋼ステップ
該ステップでは、溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬し、得られた溶鋼は、前記角ビレット連続鋳造工程で鋼ビレットに連続鋳造される。
前記生産方法を前記第１実施形態の耐食鉄筋の製造に使用する場合、該ステップで得られた鋼ビレットの化学成分は第１実施形態の鉄筋の化学成分と一致することが理解可能であり、つまり、得られた鋼ビレットの化学成分は質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。同様に、前記生産方法を前記第２実施形態の耐食鉄筋の製造に使用する場合、該ステップで得られた鋼ビレットの化学成分は第２実施形態の鉄筋の化学成分と一致し、つまり、得られた鋼ビレットの化学成分は質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％であって、Ｖ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％の四者のうちのいずれか１つ以上を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
さらに、前記転炉製錬工程の出鋼温度が１６００～１６６０℃であることで、脱Ｃ及び脱Ｐの効果が保証され、後続の合金化に有利である。
前記ＡＯＤ炉精錬工程の時、総合的に考慮した上で、溶鋼にコストの低い高炭素フェロクロム合金、モリブデン鉄合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、還元後に除滓し、Ｐ等の不純物元素の含有量を低下させ、その後、マンガン合金を添加し、脱酸素と同時に初期合金化を完了し、出鋼前に出鋼用の取鍋をアルゴンで５ｍｉｎ以上パージし、溶鋼の２
次酸化を減少させ、出鋼中に溶鋼にアルミインゴット２０ｋｇを添加し、出鋼温度が１６３０～１６７０℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１％であり、これにより溶鋼の脱炭素効果及び生産タクトを保証する。
前記ＬＦ炉精錬工程の時、溶鋼がＬＦ炉の取鍋に到達した後、溶鋼１トンあたりに１３～１５ｋｇの石灰、４．０～６．５ｋｇの蛍石を添加する案でスラグを調整し、白色スラグ保持時間が≧８ｍｉｎで、ソフト撹拌時間が８～１５ｍｉｎで、出鋼温度が１６００～１６２０℃であり、溶鋼の脱酸素と脱硫を段階的に完了する。
前記角ビレット連続鋳造工程の時、前記ＬＦ炉精錬工程で出鋼した溶鋼をビレットに連続鋳造し、ここで無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用して、溶鋼の炭素増加を防止し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が１．２～１．６ｍ／ｍｉｎであり、連続鋳造を保証する。
（２）制御圧延・制御冷却
該ステップでは、ステップ１で得られた鋼ビレットを熱間連続圧延工程によって公称直径６～３２ｍｍの鉄筋に圧延し、その後、温度制御冷却工程を行う。鉄筋の公称直径によって、該ステップの具体的なプロセス案は異なる。
具体的には、公称直径１２～３２ｍｍの鉄筋の場合、該ステップでは、前記熱間連続圧延工程の時、ステップ１で得られた鋼ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、合金元素をその強化効果の発揮に有利であるように十分に再固溶させる。続いて、直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃であり、オーステナイト結晶粒を一定のサイズに維持させる。その後、前記温度制御冷却工程の時、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃であり、後続のフェライトとパーライトのサイズ及び割合制御を保証する。
公称直径６～１０ｍｍの鉄筋の場合、該ステップでは、前記熱間連続圧延工程の時、ステップ１で得られた鋼ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が、合金元素の十分な再固溶に有利であるように１０８０～１１３０℃であり、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎである。続いて、直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃であり、オーステナイト結晶粒を一定のサイズに維持させる。その後、前記温度制御冷却工程の時、圧延してなるコイル状のねじ節鉄筋を遅延型のステルモア方式で冷却し、ローラコンベア下方の送風機が全てオフされ、フェライト及びパーライト変態はローラコンベア上で完了する。
（３）梱包
ステップ２で冷却された鉄筋を、輸送と工事への投入・使用のために梱包する。
これにより、従来技術に比べて、本実施形態の生産方法の有益な効果は以下のとおりである。
（１）その化学成分の設計は、超低炭素の設計前提で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計するとともに、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計することによって、製造された鉄筋のミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、そのうち、フェライトが占める割合は２８％～４０％である、ベイナイトが占める割合は６０％～７２％である。また、鉄筋は耐食
性、総合的力学性能及び溶接性能に優れ、全体的な総合性能が優れており、海洋工事の使用ニーズに適している。
（２）上記の化学成分設計案によれば、プロセス経路は合理的であり、特に制御圧延・制御冷却におけるプロセス制御は合理的であり、得られた鉄筋全体の総合性能がさらに最適化され、圧延中に割れ欠陥がなく、また、合金元素のコストが低く、省エネルギーで消費が削減され、生産プロセスのコストが削減され、実際の生産と加工に適し、プロセス操作が簡単で制御しやすく、実際の生産における作業状況の円滑な進行が保証され、より高い社会的意義と経済的効果を有する。
＜第４実施形態＞
本実施形態は耐食鉄筋の生産方法を提供し、該生産方法は、前記第１実施形態の耐食鉄筋の生産・製造と前記第２実施形態の耐食鉄筋の生産・製造の両方にも使用することができる。
本実施形態において、前記生産方法のプロセス経路は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、温度制御冷却工程、及び梱包工程を含む。つまり、前記第３実施形態に対する本実施形態の相違点は、溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程、及び角ビレット連続鋳造工程のみ、即ち、製鋼ステップのみにある。以下、本実施形態の前記生産方法を、該製鋼ステップについてのみ詳しく説明する。
（１）製鋼ステップ
該ステップでは、溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬し、得られた溶鋼は、前記角ビレット連続鋳造工程で鋼ビレットに連続鋳造される。
前記生産方法を前記第１実施形態の耐食鉄筋の製造に使用する場合、該ステップで得られた鋼ビレットの化学成分は第１実施形態の鉄筋の化学成分と一致することが理解可能であり、つまり、得られた鋼ビレットの化学成分は質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。同様に、前記生産方法を前記第２実施形態の耐食鉄筋の製造に使用する場合、該ステップで得られた鋼ビレットの化学成分は第２実施形態の鉄筋の化学成分と一致し、つまり、得られた鋼ビレットの化学成分は質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５０％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％であって、Ｖ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％の四者のうちのいずれか１つ以上を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
さらに、前記転炉製錬工程の時、出鋼中に溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、できるだけ合金添加の面から溶鋼中のＣの含有量を制御し、効
率を高め、出鋼温度が１７００～１７５０℃であり、これにより脱リン効果を保証し、後続の製錬に備える。
前記ＬＦ炉精錬工程の時、工程全体にわたって、ＬＦ炉の取鍋内に８０～１６０Ｌ／ｍｉｎのアルゴン流量で底吹きし、出鋼温度が１５６０～１６００℃であり、これにより取鍋内の合金の溶解と均一化を保証し、生産タクトの制御に有利である。
前記ＲＨ炉精錬工程の時、ＲＨ炉を３ｍｉｎ真空化した後、ＲＨ炉内への酸素吹き込みを開始し、酸素吹き込み総量が５００～７００Ｎｍ3であり、続いて溶鋼に微量炭素フェ
ロクロム合金を添加して溶鋼の合金化を行い、Ｃｒ合金化が段階的に完了されるとともに、溶鋼の炭素増加が減少し、真空度が２ｍｂａｒよりも小さくなると５ｍｉｎ以上清水循環処理し、出鋼温度が１５６０～１６００℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１５％であり、脱炭素効果を保証する。
前記角ビレット連続鋳造工程の時、前記ＬＦ炉精錬工程で出鋼した溶鋼をビレットに連続鋳造し、ここで無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、溶鋼の炭素増加を防止し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が２．２～２．６ｍ／ｍｉｎであり、連続鋳造に有利である。
前記したように、ステップ２の制御圧延・制御冷却ステップ、ステップ３の梱包工程はいずれも前記第３実施形態と同様であるため、詳細な説明を省略する。
これにより、従来技術に比べて、本実施形態の生産方法の有益な効果は以下のとおりである。
（１）その化学成分の設計は、超低炭素の設計前提で、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計するとともに、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂのそれぞれの含有量及び関連関係を合理的に設計することによって、製造された鉄筋のミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、そのうち、フェライトが占める割合は２８％～４０％であり、ベイナイトが占める割合は６０％～７２％である。また、鉄筋は耐食性、総合的力学性能及び溶接性能に優れ、全体的な総合性能が優れており、海洋工事の使用ニーズに適している。
（２）上記の化学成分設計案によれば、プロセス経路は合理的であり、特に制御圧延・制御冷却におけるプロセス制御は合理的であり、得られた鉄筋全体の総合性能がさらに最適化され、圧延中に割れ欠陥がなく、また、合金元素のコストが低く、省エネルギーで消費が削減され、生産プロセスのコストが削減され、実際の生産と加工に適し、プロセス操作が簡単で制御しやすく、実際の生産における作業状況の円滑な進行が保証され、より高い社会的意義と経済的効果を有する。
＜第５実施形態＞
本実施形態は、耐食鉄筋の生産方法を提供し、そのプロセス経路は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、温度制御冷却工程、インライン酸洗工程、及び梱包工程を含む。
本実施形態において、前記溶銑予備脱硫工程から前記温度制御冷却工程までは、具体的には前記第３実施形態で実施してもよいし、前記第４実施形態で実施してもよく、つまり、本実施形態は、前記第３実施形態又は第４実施形態を基に、梱包工程の前にインライン酸洗工程を追加したものであり、以下では、該インライン酸洗工程のみについて説明し、その他の詳細な説明を省略する。
具体的には、前記インライン酸洗工程に、つまり、温度制御冷却工程の後且つ梱包工程の前に、鉄筋に順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置を通過させて、鉄筋のインライン酸洗を実現する。ここで、酸洗の効果を高めるために、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布する。
以下において、本発明の実施例１～１６を提供して本発明をさらに説明する。以下は本発明の好ましい実施例の一部に過ぎず、本発明の全ての実施態様ではないことが理解可能であり、前記実施形態の基に行われた他の実施例は、本発明の技術要旨を逸脱するものではない。
まず、実施例１～１６及び比較例１～４はいずれも鉄筋を提供し、前記鉄筋の化学成分は表１に示すとおりである。そのうち、実施例１２は、本発明に記載の第１実施形態で実施され、その他の実施例は本発明に記載の第２実施形態で実施され、比較例１～４は本発明の実施形態のいずれをも満たさない。
Figure 2024504120000001
実施例１～８の生産方法は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、温度制御冷却工程、及びインライン酸洗工程を含むプロセス経路を採用し、以下では、各工程を説明する。
（１）溶銑予備脱硫工程では、溶銑を予備脱硫する。
（２）転炉製錬工程では、出鋼温度が１６００～１６６０℃である。
（３）ＡＯＤ炉精錬工程では、溶鋼に高炭素フェロクロム合金、モリブデン鉄合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、還元後に除滓してから、マンガン合金を添加し、出鋼前に出鋼用の取鍋をアルゴンで５ｍｉｎ以上パージし、出鋼中に溶鋼にアルミインゴット２０ｋｇを添加し、出鋼温度が１６３０～１６７０℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１０％
である。
（４）ＬＦ炉精錬工程では、溶鋼がＬＦ炉の取鍋に到達した後、溶鋼１トンあたりに１３～１５ｋｇの石灰、４．０～６．５ｋｇの蛍石を添加する案でスラグを調整し、白色スラグ保持時間が≧８ｍｉｎで、ソフト撹拌時間が８～１５ｍｉｎで、出鋼温度が１６００～１６２０℃である。
（５）角ビレット連続鋳造工程では、前記ＬＦ炉精錬工程で出鋼した溶鋼をビレットに連続鋳造し、ここで無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が１．２～１．６ｍ／ｍｉｎである。
（６）熱間連続圧延工程では、実施例１～４において、ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃である。実施例５～８において、ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１０８０～１１３０℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃である。
（７）温度制御冷却工程では、実施例１～４において、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃であり、実施例５～８において、圧延してなるコイル状のねじ節鉄筋を遅延型のステルモア方式で冷却し、ローラコンベア下方の送風機が全てオフされる。
（８）インライン酸洗工程では、鉄筋に順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置を通過させて、鉄筋のインライン酸洗を実現し、ここで、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布し、その後、梱包する。
実施例９～１６の生産方法は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、温度制御冷却工程、及びインライン酸洗工程を含むプロセス経路を採用し、以下では、各工程を説明する。
（１）溶銑予備脱硫工程では、溶銑を予備脱硫し、脱硫後、Ｓが≦０．００１％で、除滓率が≧９５％である。
（２）転炉製錬工程では、出鋼中に溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、出鋼温度が１７００～１７５０℃である。
（３）ＬＦ炉精錬工程では、工程全体にわたって、ＬＦ炉の取鍋内に８０～１６０Ｌ／ｍｉｎのアルゴン流量で底吹きし、出鋼温度が１５６０～１６００℃である。
（４）ＲＨ炉精錬工程では、ＲＨ炉を３ｍｉｎ真空化した後、ＲＨ炉内への酸素吹き込みを開始し、酸素吹き込み総量が５００～７００Ｎｍ3であり、続いて溶鋼に微量炭素フ
ェロクロム合金を添加して溶鋼の合金化を行い、真空度が２ｍｂａｒよりも小さくなると５ｍｉｎ以上清水循環処理し、出鋼温度が１５６０～１６００℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１５％である。
（５）角ビレット連続鋳造工程では、前記ＬＦ炉精錬工程で出鋼した溶鋼をビレットに
連続鋳造し、ここで無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が２．２～２．６ｍ／ｍｉｎである。
（６）熱間連続圧延工程では、実施例９～１２において、ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃であり、実施例１３～１６において、ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１０８０～１１３０℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃である。
（７）温度制御冷却工程では、実施例９～１２において、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃であり、実施例１３～１６において、圧延してなるコイル状のねじ節鉄筋を遅延型のステルモア方式で冷却し、ローラコンベア下方の送風機が全てオフされる。
（８）インライン酸洗工程では、鉄筋を順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置を通過させて、鉄筋のインライン酸洗を実現し、ここで、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布し、その後、梱包する。
比較例１～４に使用される生産方法は、従来の転炉製錬、角ビレット連続鋳造、熱間連続圧延、冷却床冷却のプロセス経路であり、そのうち、熱間連続圧延工程の時、加熱炉内での加熱温度が１２１０～１２９０℃で、圧延開始温度が１０９０～１１７０℃で、冷却床に搬送された時の温度が≧１１００℃であり、冷却床にて自然冷却する。
実施例１～１６及び比較例１～４の鉄筋に対して、同じ試験方法でサンプリングして力学性能を検出したところ、各実施例及び比較例の力学性能は表２に示すとおりである。
表２から分かるように、実施例１～１６は力学性能に関して比較例１～４よりも明らかに優れ、４００ＭＰａ級耐震鉄筋の要求を満たしており、また、降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％である。
実施例１～１６及び比較例１～４の鉄筋に対して、同じ方法で周囲浸漬腐食試験、塩水噴霧腐食試験及び電気化学的腐食試験を行ったところ、試験結果は表３に示すとおりである。
そのうち、用いられた周囲浸漬腐食試験の具体的な方法は次のとおりである。処理された試料を周囲浸漬試験箱に入れ、試験は、ＹＢ／Ｔ４３６７鉄筋の塩素イオン環境での腐食試験方法に準拠して行われ、溶液は２．０±０．０５（ｗｔ％）ＮａＣｌで、ｐＨは６．５～７．２で、溶液温度は４５℃±２℃で、乾燥温度は７０℃±１０℃であり、連続試験して１６８ｈにおける平均重量損失による腐食速度を得る。
用いられた塩水噴霧腐食試験の具体的な方法は次のとおりである。処理された試料を塩水噴霧試験箱に入れ、試験は、ＧＢ／Ｔ１０１２５人工雰囲気における腐食試験－塩水噴霧腐食試験に準拠して行われ、溶液は２．０±０．０５（ｗｔ％）ＮａＣｌで、ｐＨは６．５～７．２で、溶液温度は３５℃±２℃であり、連続試験して１６８ｈにおける平均重量損失による腐食速度を得る。
用いられた電気化学的腐食試験の具体的な方法は次のとおりである。電気化学試験は、ＧＢ／Ｔ２４１９６－２００９『金属及び合金の腐食／電気化学試験方法／静電位分極及び動電位分極測定の実施の指針』に準拠して行われ、３電極システムを使用し、参照電極は飽和カロメル電極で、補助電極はＰｔシートであり、試験溶液は塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水である。分極曲線試験の走査範囲は、試料自己腐食電位に対して－３００～６００ｍＶで、走査速度は１ｍＶ／ｓである。電気化学的インピーダンス試験の走査周波数範囲は１０-2～１０5Ｈｚで、交流励起信号振幅は±５ｍＶで
ある。
Figure 2024504120000003
表３から分かるように、実施例１～１６は耐食性に関して比較例１～４よりも大幅に優れている。周囲浸漬腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損失による腐食速度が０．０５～０．１ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、塩水噴霧腐食試験において、前記鉄筋の平均重量損
失による腐食速度が０．０１～０．０４ｇ／（ｍ2・ｈ）、耐食性は通常のＨＲＢ４００
に対して４５倍以上向上する。電気化学的腐食試験では、塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水において、前記鉄筋の自己腐食電位は－０．１～－０．１５Ｖであり、通常のＨＲＢ４００よりも貴化幅が０．４Ｖを超える。前記鉄筋の分極抵抗は２５００～３０００ｋΩ／ｃｍ2であり、通常のＨＲＢ４００よりもはるかに高い。前記
鉄筋の自己腐食電流密度は≦０．１３μＡ／ｃｍ2であり、通常のＨＲＢ４００の１／６
５又はそれ以下に相当する。
なお、実施例１～１６の鉄筋をサンプリングして介在物検出とミクロ組織検出を行った結果、ＧＢ／Ｔ１０５６１標準におけるＡ系、Ｂ系、Ｃ系、Ｄ系介在物はいずれも≦１．０級であり、ミクロ組織はフェライトとベイナイトであり、そのうち、フェライトが占め
る割合は２８％～４０％であり、ベイナイトが占める割合は６０％～７２％である。
また、実施例１～１６の鉄筋をそれぞれサンプリングして、エレクトロスラグ圧力溶接で溶接試験を行い、溶接試料に対して、ＧＢＴ２２８．１－２０１０金属材料引張試験第１部分の室温試験方法標準に準拠して引張試験を行った結果、溶接試料の引張試験における破断点が、溶接点の位置ではなく、鉄筋母材に形成され、得られた鉄筋の溶接性能が優れていることが分かる。

Claims (20)

  1. 化学成分が質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする、４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  2. 化学成分が質量パーセントで、Ｖ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちのいずれか１つ以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  3. ミクロ組織がフェライトとベイナイトであり、フェライトが占める割合が２８％～４０％であることを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  4. ＧＢ／Ｔ１０５６１標準におけるＡ系、Ｂ系、Ｃ系、Ｄ系介在物がいずれも≦１．０級である、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  5. 降伏強度が≧４２０ＭＰａで、引張強度が≧５４０ＭＰａで、破断伸び率が≧１８％で、最大力における全伸び率が≧７．５％であることを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  6. 公称直径が６～３２ｍｍであることを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  7. 公称直径が６～１０ｍｍである場合、コイル状の鉄筋とされ、公称直径が１２～３２ｍｍである場合、棒状の鉄筋とされることを特徴とする、請求項６に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  8. 周囲浸漬腐食試験において、平均重量損失による腐食速度が０．０５～０．１ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、塩水噴霧腐食試験において、平均重量損失による腐食速度が０．０１～
    ０．０４ｇ／（ｍ2・ｈ）であり、
    塩素イオン濃度が≧３ｍｏｌ／Ｌの模擬コンクリート間隙水において、自己腐食電位が－０．１～－０．１５Ｖで、分極抵抗が２５００～３０００ｋΩ／ｃｍ2で、自己腐食電
    流密度が≦０．１３μＡ／ｃｍ2であることを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰ
    ａ級耐食鉄筋。
  9. プロセス経路１とプロセス経路２のいずれを用いても製造可能であり、
    前記プロセス経路１は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、及び温度制御冷却工程を含み、
    前記プロセス経路２は、順に行われる溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程、角ビレット連続鋳造工程、熱間連続圧延工程、及び温度制御冷却工程を含むことを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  10. 前記プロセス経路１では、
    前記転炉製錬工程の出鋼温度が１６００～１６６０℃であり、
    前記ＡＯＤ炉精錬工程の時、溶鋼に高炭素フェロクロム合金、モリブデン鉄合金を添加
    して溶鋼の初期合金化を行い、還元後に除滓してから、マンガン合金を添加し、出鋼前に出鋼用の取鍋をアルゴンで５ｍｉｎ以上パージし、出鋼中に溶鋼にアルミインゴット２０ｋｇを添加し、出鋼温度が１６３０～１６７０℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１０％であり、
    前記ＬＦ炉精錬工程の時、溶鋼がＬＦ炉の取鍋に到達した後、溶鋼１トンあたりに１３～１５ｋｇの石灰、４．０～６．５ｋｇの蛍石を添加する案でスラグを調整し、白色スラグ保持時間が≧８ｍｉｎで、ソフト撹拌時間が８～１５ｍｉｎで、出鋼温度が１６００～１６２０℃であり、
    前記角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が１．２～１．６ｍ／ｍｉｎであることを特徴とする、請求項９に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  11. 前記プロセス経路２では、
    前記転炉製錬工程の時、出鋼中に溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、出鋼温度が１７００～１７５０℃であり、
    前記ＬＦ炉精錬工程の時、工程全体にわたって、ＬＦ炉の取鍋内に８０～１６０Ｌ／ｍｉｎのアルゴン流量で底吹きし、出鋼温度が１５６０～１６００℃であり、
    前記ＲＨ炉精錬工程の時、ＲＨ炉を３ｍｉｎ真空化した後、ＲＨ炉内への酸素吹き込みを開始し、酸素吹き込み総量が５００～７００Ｎｍ3であり、続いて溶鋼に微量炭素フェ
    ロクロム合金を添加して溶鋼の合金化を行い、真空度が２ｍｂａｒよりも小さくなると５ｍｉｎ以上清水循環処理し、出鋼温度が１５６０～１６００℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１５％であり、
    前記角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が２．２～２．６ｍ／ｍｉｎであることを特徴とする、請求項９に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  12. 前記プロセス経路１と前記プロセス経路２のいずれにおいても、
    前記熱間連続圧延工程の時、連鋳ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃であり、
    前記温度制御冷却工程の時、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃であることを特徴とする、請求項９に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  13. 前記プロセス経路１と前記プロセス経路２のいずれにおいても、
    前記熱間連続圧延工程の時、連鋳ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１０８０～１１３０℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃であることを特徴とする、請求項９に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  14. 前記プロセス経路１と前記プロセス経路２のいずれも、前記温度制御冷却工程の後に順に行われるインライン酸洗工程、梱包工程を含み、
    前記インライン酸洗工程では、鉄筋を順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置を通過させ、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布することを特徴とする、請求項９に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  15. ２本の前記鉄筋がエレクトロスラグ圧力溶接で溶接試料として接合される場合、得られた溶接試料の引張試験における破断点が２本の前記鉄筋の母材に形成されることを特徴とする、請求項１に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋。
  16. （１）溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬するか、又は溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬し、得られた溶鋼を鋼ビレットに連続鋳造し、前記鋼ビレットの化学成分が質量パーセントで、Ｃｒ：９．５～１０．４％、Ｍｏ：１．０～１．２％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｃｕ：０．０１～０．５％、Ｃ≦０．０１４％、Ｎ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１～０．０５％、Ｓｉ：０．２～０．６％、Ｓ≦０．００４％、Ｏ≦０．００３％、Ａｓ≦０．０１％、Ｐ：０．０１～０．０３％を含み、且つＣｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｍｎ＋０．３５Ｎｉ＋０．２５Ｃｕが１１．１～１２．２％で、Ｃ＋Ｎ＋０．３Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．８Ｎｂが０．４～０．８％であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である製鋼ステップと、
    （２）ステップ１で得られた鋼ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１１００～１２００℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径１２～３２ｍｍの棒状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が１０００～１１００℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃であり、その後、圧延してなる棒状のねじ節鉄筋を冷却床にて自然冷却し、冷却床に搬送された時の温度が８６０～９２０℃であり、
    又は、ステップ１で得られた鋼ビレットを加熱炉内で加熱し、加熱温度が１０８０～１１３０℃で、在炉時間が６０～１２０ｍｉｎであり、続いて直径６～１０ｍｍのコイル状のねじ節鉄筋に圧延し、圧延開始温度が９８０～１０３０℃で、仕上圧延温度が８５０～９５０℃で、レイング温度が８３０～９２０℃であり、その後、圧延してなるコイル状のねじ節鉄筋をステルモア冷却によって冷却し、ローラコンベア下方の送風機が全てオフされる制御圧延・制御冷却ステップと、を含むことを特徴とする、４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法。
  17. ステップ１では、前記鋼ビレットの化学成分が質量パーセントで、Ｖ：０．１～０．１５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ａｌ：０．０１～０．０３％、Ｂ：０．０００５～０．００２０％のうちのいずれか１つ以上をさらに含むことを特徴とする、請求項１６に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法。
  18. ステップ１では、溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＡＯＤ炉精錬工程、ＬＦ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬する場合、前記転炉製錬工程の出鋼温度が１６００～１６６０℃であり、前記ＡＯＤ炉精錬工程の時、溶鋼に高炭素フェロクロム合金、モリブデン鉄合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、還元後に除滓してから、マンガン合金を添加し、出鋼前に出鋼用の取鍋をアルゴンで５ｍｉｎ以上パージし、出鋼中に溶鋼にアルミインゴット２０ｋｇを添加し、出鋼温度が１６３０～１６７０℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１％であり、前記ＬＦ炉精錬工程の時、溶鋼がＬＦ炉の取鍋に到達した後、溶鋼１トンあたりに１３～１５ｋｇの石灰、４．０～６．５ｋｇの蛍石を添加する案でスラグを調整し、白色スラグ保持時間が≧８ｍｉｎで、ソフト撹拌時間が８～１５ｍｉｎで、出鋼温度が１６００～１６２０℃であり、角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が１．２～１．６ｍ／ｍｉｎであり、
    溶銑予備脱硫工程、転炉製錬工程、ＬＦ炉精錬工程、ＲＨ炉精錬工程を順に用いて溶鋼を製錬する場合、前記転炉製錬工程の時、出鋼中に溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の初期合金化を行い、出鋼温度が１７００～１７５０℃であり、前記ＬＦ炉精錬工程の時、工程全体にわたって、ＬＦ炉の取鍋内に８０～１６０Ｌ／ｍｉｎのアルゴン流量で底吹きし、出鋼温度が１５６０～１６００℃であり、前記ＲＨ炉精錬工程の時、ＲＨ炉を３ｍｉｎ真空化した後、ＲＨ炉内への酸素吹き込みを開始し、酸素吹き込み総量が
    ５００～７００Ｎｍ3であり、続いて溶鋼に微量炭素フェロクロム合金を添加して溶鋼の
    合金化を行い、真空度が２ｍｂａｒよりも小さくなると５ｍｉｎ以上清水循環処理し、出鋼温度が１５６０～１６００℃で、出鋼Ｃの含有量が≦０．０１５％であり、角ビレット連続鋳造工程の時、無炭素モールドフラックス又は超低炭素モールドフラックスを採用し、連続鋳造の温度が１５２０～１５６０℃で、連続鋳造中の鋳造速度が２．２～２．６ｍ／ｍｉｎであることを特徴とする、請求項１６に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法。
  19. （３）ステップ２で得られた鉄筋を順に酸洗槽、不動態化槽及び乾燥装置に通過させて、インライン酸洗を行い、前記酸洗槽のガス吹出口が前記酸洗槽の中心線周りに分布し、鉄筋が前記乾燥装置を出た後に梱包されるインライン酸洗ステップをさらに含むことを特徴とする、請求項１６に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法。
  20. 前記生産方法で製造された２本の鉄筋がエレクトロスラグ圧力溶接で溶接試料として接合される場合、得られた溶接試料の引張試験における破断点が２本の前記鉄筋の母材に形成されることを特徴とする、請求項１６に記載の４００ＭＰａ級耐食鉄筋の生産方法。
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