CN116075378A - 铁合金、铁合金线以及铁合金绞线 - Google Patents

Abstract

一种铁合金，具备以下组成：以质量％计包含0.1％以上且0.4％以下的C、0.2％以上且2.0％以下的Si、0.05％以上且2.0％以下的Mn、25％以上且42％以下的Ni、0.1％以上且3.0％以下的Cr、0.2％以上且3.0％以下的V、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Ca、Ti、Al以及Mg构成的组中的一种以上元素、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Zr、Hf、Mo、Cu、Nb、Ta、W以及B构成的组中的一种以上元素、0％以上且5％以下的Co，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，所述铁合金具备氧化物分散于母相中的组织，在所述铁合金的截面中，2mm×20mm的区域中所包含的所述氧化物的最大直径小于150μm。

Description

铁合金、铁合金线以及铁合金绞线

技术领域

本公开涉及铁合金、铁合金线以及铁合金绞线。本申请主张基于作为2020年8月6日申请的日本专利申请的日本特愿2020－133707号的优先权。该日本专利申请所记载的全部记载内容通过参照被援引于本说明书中。

背景技术

如专利文献1、2所记载的那样，以往，包含规定量的镍的钢线被用于架空输电线的芯线。在上述芯线的外周配置有构成架空输电线的导体部的铝线。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002－256395号公报

专利文献2：国际公开第2018/193810号

发明内容

本公开的铁合金具备以下组成：以质量％计包含0.1％以上且0.4％以下的C、0.2％以上且2.0％以下的Si、0.05％以上且2.0％以下的Mn、25％以上且42％以下的Ni、0.1％以上且3.0％以下的Cr、0.2％以上且3.0％以下的V、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Ca、Ti、Al以及Mg构成的组中的一种以上元素、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Zr、Hf、Mo、Cu、Nb、Ta、W以及B构成的组中的一种以上元素、0％以上且5％以下的Co，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，所述铁合金具备氧化物分散于母相中的组织，在所述铁合金的截面中，2mm×20mm的区域中所包含的所述氧化物的最大直径小于150μm。

本公开的铁合金线由本公开的铁合金构成。

本公开的铁合金绞线是多个线料绞合而成的铁合金绞线，其中，所述多个线料中的至少一个线料是本公开的铁合金线。

附图说明

图1是示意性地放大表示实施方式的铁合金的剖视图。

图2是具备实施方式的铁合金线和实施方式的铁合金绞线的架空输电线的立体图。

图3是关于斯托克斯公式概念性地表示夹杂物的粒子的粒径与上述粒子的上浮速度的关系的曲线图。

图4A是关于连续铸造时的冷却速度快的情况对铸模内的状态进行说明的图。

图4B是关于连续铸造时的冷却速度慢的情况对铸模内的状态进行说明的图。

具体实施方式

[本公开所要解决的问题]

期望高温强度优异的铁合金。

对于上述的架空输电线的芯线而言，为了耐受架空输电线的重量和张力，期望室温下的强度优异。此外，对于上述芯线而言，为了减少伴随通电时的温度上升而发生了热膨胀的架空输电线下垂，期望在使用时的温度范围内线膨胀系数低。上述的专利文献1、2通过调整钢的组成来应对这些要求。

近来，输电容量处于增大趋势。如果输电容量增大，则架空输电线的焦耳热也变大。其结果是，架空输电线的温度可能高达200℃以上，甚至高达230℃左右。伴随通电时的温度上升而发生了热膨胀的铝线比构成芯线的钢线伸长。在此，架空输电线的两端部分别固定于端子。如上所述，铝线伸长，由此可以想到朝向各端子侧拉伸的力作用于芯线。可以想到：如果该拉伸力大，则上述芯线会断裂。因此，除了室温下的强度之外，还期望即使在200℃以上这样的高温下也不易断裂的铁合金，即期望高温强度优异的铁合金。

而且，上述芯线代表性地是多个钢线绞合而成的绞线。各钢线在制造过程中在绞合时被扭转。期望各钢线不易因该扭转而断裂，即期望扭转特性优异的铁合金。

因此，本公开的目的之一在于提供高温强度优异的铁合金。此外，本公开的另一目的在于提供高温强度优异的铁合金线和铁合金绞线。

[本公开的效果]

本公开的铁合金、本公开的铁合金线以及本公开的绞线的高温强度优异。

[本公开的实施方式的说明]

如专利文献2所记载的那样，通过调整氧的含量，能抑制由氧化物引起的延展性的下降。但是，如后述的试验例所示，仅调整氧的含量，难以提高铁合金的高温强度。本发明人等得到了如下见解：通过控制氧化物的大小，能提高铁合金的高温强度。此外，本发明人等得到了如下见解：氧化物的大小得到控制的铁合金的扭转特性也优异。而且，本发明人等得到了如下见解：通过在特定的条件下使合金熔液凝固，能控制氧化物的大小。本公开的铁合金是基于这些见解而得到的。首先，列举本公开的实施方案来进行说明。

(1)本公开的一个方案的铁合金具备以下组成：以质量％计包含0.1％以上且0.4％以下的C、0.2％以上且2.0％以下的Si、0.05％以上且2.0％以下的Mn、25％以上且42％以下的Ni、0.1％以上且3.0％以下的Cr、0.2％以上且3.0％以下的V、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Ca、Ti、Al以及Mg构成的组中的一种以上元素、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Zr、Hf、Mo、Cu、Nb、Ta、W以及B构成的组中的一种以上元素、0％以上且5％以下的Co，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且，所述铁合金具备氧化物分散于母相中的组织，在所述铁合金的截面中，2mm×20mm的区域中所包含的所述氧化物的最大直径小于150μm。

本公开的铁合金包含氧化物。不过，氧化物的最大直径小于150μm，由此，在上述的高温时拉伸力施加于本公开的铁合金的情况下，上述氧化物不易成为裂纹的起点。也不易产生由上述氧化物引起的裂纹的传播。根据这些理由，本公开的铁合金的高温强度优异。

此外，在因上述的绞合等而进行的扭转施加于本公开的铁合金的情况下，上述氧化物不易成为裂纹的起点。也不易产生由上述氧化物引起的裂纹的传播。根据这些理由，本公开的铁合金的扭转特性也优异。

本公开的铁合金具备上述的特定的组成，由此室温下的强度优异。可以想到：就室温下的抗拉强度高的钢线而言，即使伴随温度上升而抗拉强度在一定程度上下降，也易于具有在一定程度上高的抗拉强度。因此，本公开的铁合金的高温强度也优异。

本公开的铁合金如以下说明的那样具备上述的特定的组成，因此扭转特性也优异。就室温下的抗拉强度高的钢线而言，韧性容易变低。由于韧性低，可以想到：当被扭转时，钢线容易断裂，即扭转特性容易下降。对此，可以想到：在具备上述的特定的组成的铁合金中，由韧性低引起的扭转特性的下降小。

而且，本公开的铁合金具备上述的特定的组成，由此，不仅在室温下，而且即使成为上述的高温，线膨胀系数也小。因此，上述的高温时的热膨胀量易于变少。如此，不仅高温强度、扭转特性以及室温下的强度优异而且线膨胀系数小的本公开的铁合金适于期望这些特性的用途的坯料，例如适于架空输电线的芯线的坯料。在本公开的铁合金用于架空输电线的芯线的情况下，上述的高温时的热膨胀量少，由此能使架空输电线的下垂量变小。

本公开的铁合金可列举出通过包括铸造工序的制造方法来制造。特别是，该制造方法在使从液相变化为固相的温度区域内的冷却速度比较慢这样的特定的条件下进行铸造。在此，从量产的观点考虑，在以往的制造方法中，一般在从熔液温度至室温的温度区域内使冷却速度快。但是，如后述的试验例所示，在铸造工序中，当从液相变化为固相的温度区域内的冷却速度快时，具体而言当超过10℃/min时，氧化物的最大直径超过150μm。相对于此，如后述的试验例所示，当在上述的特定的条件下进行铸造时，氧化物的最大直径小于150μm。因此，上述的特定的条件可以说是对于期望提高高温强度的用途的铁合金，例如如上所述伴随输电容量的进一步增大而焦耳热可能增大的架空输电线的芯线用的铁合金的制造而言优选的条件。

(2)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：在所述截面中，2mm×3mm的区域中所包含的所述氧化物的个数为500个以下。

不仅能成为裂纹的起点的氧化物少，而且由氧化物引起的裂纹的传播得到抑制，由此上述方式的高温强度和扭转特性更优异。

(3)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：所述组成中的氧的含量为0.003质量％以下。

能成为裂纹的起点的氧化物少，由此上述方式的高温强度和扭转特性更优异。

(4)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：300℃下的抗拉强度σ₃₀₀与室温下的抗拉强度σ_RT之比σ₃₀₀/σ_RT为0.8以上。

上述方式的高温强度优异。

(5)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：取10根具有直径的100倍的长度的线状的试件，以60rpm的转速对一端固定的各试件进行扭转，直至各试件断裂为止的次数的平均值为30次以上。

上述方式的扭转特性优异。

(6)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：室温下的抗拉强度σ_RT为1250MPa以上。

上述方式的室温下的强度优异。

(7)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：30℃至230℃下的平均线膨胀系数为4ppm/℃以下。

在上述方式中，在室温至200℃以上这样的高温的范围内，热膨胀量少。

(8)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：室温下的断裂伸长率为0.8％以上。

上述方式的伸长率优异，由此，即使因绞合等而被扭转或受到弯曲、振动等也不易断裂。

(9)作为本公开的铁合金的一个例子，可列举出以下方式：室温下的加工硬化指数为0.7以上。

上述方式的耐冲击性优异，因此即使受到冲击也不易断裂。

(10)本公开的一个方案的铁合金线由上述(1)至(9)中任一项的铁合金构成。

本公开的铁合金线由本公开的铁合金构成，由此高温强度优异。此外，本公开的铁合金线由本公开的铁合金构成，由此扭转特性优异。

(11)作为本公开的铁合金线的一个例子，可列举出以下方式：具备由所述铁合金构成的线材和进一步覆盖所述线材的外周的被覆层，所述被覆层包含Al或Zn。

上述方式以由本公开的铁合金构成的线材为主体，由此，不仅高温强度和扭转特性优异，而且能通过被覆层来减少如后述那样由异种金属的接触引起的腐蚀。

(12)作为本公开的铁合金线的一个例子，可列举出以下方式：线径为2mm以上且5mm以下。

上述方式例如能用于构成架空输电线的芯线部的线料。

(13)本公开的一个方案的铁合金绞线是多个线料绞合而成的铁合金绞线，其中，所述多个线料中的至少一个线料是上述(10)至(12)中任一项的铁合金线。

本公开的铁合金绞线具备由本公开的铁合金线构成的线料，由此高温强度优异。此外，本公开的铁合金绞线具备由本公开的铁合金线构成的线料，由此扭转特性优异。这样的本公开的铁合金绞线适于架空输电线的芯线。

[本公开的实施方式的详情]

以下，参照附图对本公开的实施方式具体地进行说明。图中，相同附图标记是指相同名称物。

[铁合金]

参照图1，对实施方式的铁合金进行说明。

实施方式的铁合金1具备以下组成：以后述的特定的范围包含以下的第一组的元素，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。上述组成也可以以后述的特定的范围包含选自由以下的第二组和以下的第三组构成的组中的一种以上元素。或者，上述组成也可以不包含由第二组和第三组构成的组中的元素。

构成第一组的元素是C(碳)、Si(硅)、Mn(锰)、Ni(镍)、Cr(铬)、V(钒)。

构成第二组的元素是Ca(钙)、Ti(钛)、Al(铝)、Mg(镁)。

构成第三组的元素是Zr(锆)、Hf(铪)、Mo(钼)、Cu(铜)、Nb(铌)、Ta(钽)、W(钨)、B(硼)。

另外，上述组成也可以包含Co(钴)。

此外，实施方式的铁合金1具备氧化物12分散于母相10中的组织。在铁合金1的截面中，2mm×20mm的区域中所包含的氧化物12的最大直径D小于150μm。此处的氧化物12的最大直径D是对于上述区域中所包含的各氧化物12求出的直径中的最大值。各氧化物12的直径设为具有与各氧化物12的截面积相同的面积的圆的直径。最大直径D的测定方法的详情将在下文叙述。

以下，依次对铁合金1的组成、组织、特性进行说明。需要说明的是，图1表示用I－I剖切线对图2所示的由实施方式的铁合金1构成的铁合金线2进行剖切而得到的截面。图1的截面是在与上述铁合金线2的轴向平行的平面处对铁合金线2进行剖切而得到的截面的一个例子。

(组成)

在以下的说明中，各元素的含量是将铁合金1设为100质量％时的质量比例，用质量％表示。此外，在以下的说明中，在仅称为强度的情况下，主要是指室温下的强度。此处的强度主要是由抗拉强度表示的机械特性。

实施方式的铁合金1是以Fe为基体并且如下文所述包含较多Ni的Fe－Ni合金。Fe－Ni合金的线膨胀系数比不包含Ni的情况低。这样的Fe－Ni合金还包含上述的第一组的元素等，由此，基本上铁合金1的强度会提高。随着第一组的元素等的含量的增加，铁合金1的线膨胀系数处于增加的趋势。

〈第一组〉

《C》

C的含量为0.1％以上且0.4％以下。

如果C的含量为0.1％以上，则根据通过固溶实现的强化效果和通过与碳化物的析出相伴的析出硬化实现的强化效果，能提高铁合金1的强度。如果C的含量为超过0.1％、0.13％以上、0.15％以上、0.18％以上，则强度易于提高。

如果C的含量为0.4％以下，则由强度的提高引起的延展性的下降易于变小。由于易于具有高伸长率，因此铁合金1的扭转特性优异。此外，如果C的含量为0.4％以下，则与C的含有相伴的线膨胀系数的增大易于变小。因此，200℃以上这样的高温时的热膨胀量易于变少。如果C的含量为0.38％以下、0.36％以下，则易于得到这些效果。

如果C的含量为0.15％以上且0.35％以下，则特别易于均衡地得到强化效果以及保持良好的扭转特性和抑制线膨胀系数的增大这样的效果。

《Si》

Si的含量为0.2％以上且2.0％以下。

如果Si的含量为0.2％以上，则根据通过固溶实现的强化效果，能提高铁合金1的强度。如果Si的含量为0.3％以上、0.4％以上，则强度易于提高。如果Si的含量为0.5％以上，则除了通过固溶实现的强化之外，还能得到通过包含Si的化合物等的析出实现的强化效果。

如果Si的含量为2.0％以下，则与Si的含有相伴的线膨胀系数的增大易于变小。如果Si的含量为1.8％以下、1.6％以下，进一步为1.5％以下，则能进一步抑制线膨胀系数的增大。

如果Si的含量为0.3％以上且1.5％以下，则易于均衡地得到强化效果和抑制线膨胀系数的增大这样的效果。

《Mn》

Mn的含量为0.05％以上且2.0％以下。

如果Mn的含量为0.05％以上，则能良好地得到作为脱氧剂的效果和通过固溶实现的强化效果。如果Mn的含量为0.1％以上、0.13％以上，则更易于得到这些效果。

如果Mn的含量为2.0％以下，则与Mn的含有相伴的线膨胀系数的增大易于变小。如果Mn的含量为1.8％以下、1.5％以下、1.2％以下，进一步为1.0％以下、0.8％以下，则能进一步抑制线膨胀系数的增大。

如果Mn的含量为0.05％以上且1.2％以下，则易于均衡地得到脱氧效果和强化效果以及抑制线膨胀系数的增大这样的效果。

《Ni》

Ni的含量为25％以上且42％以下。

如果Ni的含量为25％以上且42％以下，则铁合金1的线膨胀系数易于变小。如果Ni的含量为28％以上且41％以下、30％以上且40％以下，进一步为33％以上且40％以下，则线膨胀系数更易于变小。

《Cr》

Cr的含量为0.1％以上且3.0％以下。

如果Cr的含量为0.1％以上，则根据通过固溶实现的强化效果，除了室温下的强度的提高之外，还能期待高温强度的提高。如果Cr的含量为0.2％以上、0.3％以上，进一步为0.5％以上，则室温下的强度和高温强度易于变高。在Cr的含量在一定程度上多的情况下，Cr的一部分成为碳化物而析出。能得到通过该碳化物的析出硬化实现的强化效果。

如果Cr的含量为3.0％以下，则不易形成粗大的碳化物。因此，能减少由粗大的碳化物引起的强度的下降和延展性的下降。这样的铁合金1不仅强度优异，而且易于具有高伸长率，因此扭转特性也优异。此外，如果Cr的含量为3.0％以下，则与Cr的含有相伴的线膨胀系数的增大易于变小。如上所述，如果Cr以碳化物的形式析出，则与Cr的含有相伴的线膨胀系数的增大更易于变小。如果Cr的含量为2.8％以下、2.6％以下、2.0％以下，进一步为1.8％以下、1.6％以下，则更易于得到这些效果。

如果Cr的含量为0.5％以上且2.0％以下，则易于均衡地得到强化效果以及保持良好的扭转特性和抑制线膨胀系数的增大这样的效果。

《V》

V的含量为0.2％以上且3.0％以下。

如果V的含量为0.2％以上，则根据通过与碳化物的析出相伴的析出硬化实现的强化效果，能提高铁合金1的强度。如果V的含量为0.3％以上、0.4％以上，进一步为0.5％以上，则强度易于提高。

如果V的含量为3.0％以下，则与V的含有相伴的线膨胀系数的增大易于变小。如上所述，V以碳化物的形式析出，因此与V的含有相伴的线膨胀系数的增大也易于变小。此外，如果V的含量为3.0％以下，则即使在C多的情况下，也不易形成粗大的碳化物。从这一点考虑，根据上述的理由，铁合金1的强度、伸长率、扭转特性也优异。如果V的含量为2.8％以下、2.6％以下，进一步为2.0％以下，则更易于得到这些效果。

如果V的含量为0.5％以上且2.0％以下，则易于均衡地得到强化效果以及抑制线膨胀系数的增大和保持良好的扭转特性这样的效果。

《V/C》

在实施方式的铁合金1中，可列举出V的含量与C的含量之比(V/C)为2以上且9以下。如果比(V/C)为2以上且9以下，则V易于以碳化物的形式析出。因此，易于良好地得到通过与碳化物的析出相伴的析出硬化实现的强化效果。此外，通过包含V的碳化物的析出，由C的含有和V的含有引起的线膨胀系数的增大易于变小。而且，如果比(V/C)为9以下，则不易形成粗大的碳化物。从这一点考虑，根据上述的理由，铁合金1的强度、伸长率、扭转特性也优异。如果比(V/C)为2.5以上且8.5以下、2.7以上且8以下，进一步为3以上且5以下，则更易于得到这些效果。

《Cr/C》

在实施方式的铁合金1中，可列举出Cr的含量与C的含量之比(Cr/C)为0.3以上且10以下。如果比(Cr/C)为0.3以上且10以下，则Cr易于以碳化物的形式析出。因此，由Cr的含有引起的线膨胀系数的增大易于变小。此外，能期待通过析出硬化实现的强度的提高。此外，如果比(Cr/C)为10以下，则不易形成粗大的碳化物。从这一点考虑，根据上述的理由，铁合金1的强度、伸长率、扭转特性也优异。如果比(Cr/C)为0.5以上且10以下、2以上且10以下，进一步为2以上且7.5以下，则更易于得到这些效果。

《V+Cr》

在实施方式的铁合金1中，可列举出V的含量与Cr的含量的合计量(V+Cr)为0.5％以上且5％以下。如果合计量(V+Cr)为0.5％以上且5％以下，则易于良好地得到通过基于包含V的碳化物的析出硬化实现的强化效果或通过V的含有实现的强化效果以及通过基于包含Cr的碳化物的析出硬化实现的强化效果或通过Cr的含有实现的强化效果。从这一点考虑，铁合金1的强度优异。此外，通过碳化物的析出，不仅如上所述线膨胀系数的增大易于变小，而且与V、Cr发生固溶的情况相比较，能减少韧性的下降。而且，如果合计量(V+Cr)为5％以下，则不易形成粗大的碳化物。从这一点考虑，根据上述的理由，铁合金1的强度、伸长率、扭转特性也优异。如果合计量(V+Cr)为0.8％以上且5％以下、1％以上且5％以下，进一步为1％以上且4％以下，则更易于得到这些效果。

《(V+Cr)/C》

在实施方式的铁合金1中，可列举出V的含量与Cr的含量的合计量(V+Cr)与C的含量之比((V+Cr)/C)为4以上且15以下。如果比((V+Cr)/C)为4以上且15以下，则能良好地得到在比(V/C)和比(Cr/C)的项中说明过的效果。如果比((V+Cr)/C)为4.2以上且14.8以下、4.5以上且14.5以下，进一步为5以上且12以下，则更易于得到强化效果、抑制线膨胀系数的增大、保持良好的扭转特性等效果。

〈第二组〉

在实施方式的铁合金1中，选自由Ca、Ti、Al以及Mg构成的第二组中的一种以上元素的含量合计为0％以上且0.1％以下。第二组的元素代表性地作为脱氧剂而被添加。如果第二组的含量合计为0.1％以下，则包含第二组的元素的氧化物12易于变少。从这一点考虑，易于减少由氧化物12引起的强度的下降、高温强度的下降以及扭转特性的下降。如果第二组的含量合计为超过0％且0.08％以下、0.01％以上且0.06％以下，则易于减少氧化物12并且得到脱氧效果。

〈第三组〉

在实施方式的铁合金1中，选自由Zr、Hf、Mo、Cu、Nb、Ta、W以及B构成的第三组中的一种以上元素的含量合计为0％以上且0.1％以下。第三组的元素具有强化效果。如果第三组的含量合计为0.1％以下，则延展性的下降易于变小。由于易于具有高伸长率，因此铁合金1的扭转特性也优异。此外，如果第三组的含量合计为0.1％以下，则由第三组的元素的含有引起的线膨胀系数的增大易于变小。如果第三组的含量合计为超过0％且0.09％以下、0.01％以上且0.08％以下，则易于均衡地得到强化效果以及保持良好的扭转特性和抑制线膨胀系数的增大这样的效果。

〈Co〉

实施方式的铁合金1也可以包含Co。Co的含量例如可列举出0％以上且5％以下。Co的含量也可以为4％以下、3％以下，进一步为2％以下、1％以下。在以超过0％且5％以下的范围包含Co的情况下，与Ni同样地，铁合金1的线膨胀系数易于变小。

〈不可避免的杂质〉

此处的不可避免的杂质是上述的第一组的元素、第二组的元素、第三组的元素以及Co以外的元素。作为不可避免的杂质，例如可列举出O(氧)。

〈O〉

实施方式的铁合金1中所包含的O代表性地以氧化物12的形式存在。氧化物12的详情将在下文叙述。O的含量例如可列举出0.003％以下。如果O的含量为0.003％以下，则铁合金1中所包含的氧化物12的总量易于变少。从这一点考虑，易于减少由氧化物12引起的强度的下降、高温强度的下降以及扭转特性的下降。O的含量越少，氧化物12的总量越少，因此O的含量也可以为0.002％以下，进一步为0.001％以下。需要说明的是，实施方式的铁合金1包含氧化物12，因此O的含量超过0％。

(组织)

实施方式的铁合金1在母相10中包含氧化物12。母相10主要由具备上述的特定的组成的钢构成。氧化物12是氧与氧以外的元素的化合物。上述的氧以外的元素可列举出在上述的组成的项中说明过的元素，例如具有脱氧效果的元素。在以下的说明中，将铁合金1的截面中的“2mm×20mm的区域”称为第一观察区域。

〈氧化物〉

《最大直径D》

在实施方式的铁合金1中，第一观察区域中的氧化物12的最大直径D小于150μm。在此，第一观察区域取自铁合金1的任意的截面。因此，在实施方式的铁合金1中，存在于铁合金1的任意的位置的氧化物12的最大直径D小于150μm。如果最大直径D小于150μm，则在200℃以上这样的高温时拉伸力施加于铁合金1的情况下，氧化物12不易成为裂纹的起点。从这一点考虑，铁合金1的高温强度优异。此外，如果最大直径D小于150μm，则在因绞合等而进行的扭转施加于铁合金1的情况下，氧化物12不易成为裂纹的起点。从这一点考虑，铁合金1的扭转特性优异。如果最大直径D为140μm以下、120μm以下，进一步为100μm以下、90μm以下、70μm以下，进一步为30μm以下，则氧化物12不易成为裂纹的起点，是优选的。

最大直径D越小越优选。不过，如果最大直径D为5μm以上，进一步为10μm以上，则易于进行铁合金1的制造。

如果最大直径D为5μm以上且小于150μm，进一步为10μm以上且100μm以下，则铁合金1的高温强度和扭转特性优异，并且制造性也优异。

《个数密度》

就铁合金1中的氧化物12而言，除了最大直径D小之外，还优选该氧化物12少。定量地，可列举出：在铁合金1的截面中，2mm×3mm的区域中所包含的氧化物12的个数为500个以下。在以下的说明中，将铁合金1的截面中的“2mm×3mm的区域”称为第二观察区域。此外，将第二观察区域中所包含的氧化物12的个数称为个数密度。个数密度的测定方法的详情将在下文叙述。

如果个数密度为500个以下，则能成为裂纹的起点的氧化物12少。此外，能抑制裂纹通过多个氧化物12传播。这样的铁合金1不易产生由氧化物12引起的裂纹。从这一点考虑，铁合金1的高温强度和扭转特性更优异。如果个数密度为400个以下、300个以下，进一步为200个以下、150个以下，则更不易产生由氧化物12引起的裂纹。

个数密度越少越优选。不过，如果个数密度为5个以上、10个以上，进一步为15个以上，则易于进行铁合金1的制造。

如果个数密度为5个以上且500个以下，进一步为10个以上且200个以下，则就铁合金1而言，易于抑制裂纹的传播，由此高温强度和扭转特性更优异，并且制造性也优异。

〈测定方法〉

《最大直径D》

氧化物12的最大直径D如下测定。

(1)从铁合金1取任意的截面。以能采集2mm×20mm的第一观察区域的方式取截面。例如，在铁合金1是线材的情况下，可列举出：取在与线材的轴向平行的平面处对线材进行剖切而得到的截面，即所谓的纵截面。例如，在铁合金1是板材的情况下，可列举出取在与板材的表面平行的平面处对板材进行剖切而得到的截面。

(2)用扫描电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscope)观察第一观察区域。观察倍率设为200倍。

提取存在于第一观察区域的氧化物12。求出提取到的各氧化物12的截面积。将具有与各氧化物12的截面积相同的面积的圆的直径设为各氧化物12的直径。将氧化物12的直径中的最大值设为氧化物12的最大直径D。在此，取多个截面，从各截面采集第一观察区域。对于各第一观察区域求出氧化物12的最大直径D。将求出的多个最大直径D的平均设为铁合金1中的氧化物12的最大直径D。

需要说明的是，将上述的直径为1μm以上的氧化物12用于最大直径D的评价。即，存在于第一观察区域的全部氧化物12中的上述直径小于1μm的氧化物12不用于最大直径D的评价。其理由是因为考虑到上述直径小于1μm的氧化物12不易成为裂纹的起点。

《个数密度》

氧化物12的个数密度如下测定。

从上述的第一观察区域取2mm×3mm的第二观察区域。求出存在于第二观察区域的氧化物12的总数。将求出的氧化物12的总数设为个数密度。在此，从多个第一观察区域分别取第二观察区域。对于各第二观察区域求出氧化物12的个数密度。将求出的多个个数密度的平均设为铁合金1中的个数密度。氧化物12的总数的评价也与最大直径D的评价同样地使用上述直径为1μm以上的氧化物12，不使用上述直径小于1μm的氧化物12。

氧化物12的提取、氧化物12的直径和最大直径D的计算、氧化物12的数量的计测等可以使用市售的图像处理装置、软件等来容易地进行。

(特性)

〈室温下的特性〉

此处的室温为20℃±15℃。在该温度范围、即5℃以上且35℃以下的温度范围内，以下的特性实质上不会变化。例如，5℃下的抗拉强度与35℃下的抗拉强度实质上相同。

《抗拉强度》

实施方式的铁合金1具备上述的特定的组成，由此室温下的强度优异。定量地，可列举出室温下的抗拉强度σ_RT为1250MPa以上。如果抗拉强度σ_RT为1250MPa以上，则铁合金1的强度优异。例如，在铁合金1构成架空输电线5的芯线部50(图2)的情况下，该芯线部50耐受架空输电线5的重量和张力。此外，就抗拉强度σ_RT高的铁合金1而言，即使伴随温度上升而抗拉强度在一定程度上下降，也易于具有在一定程度上高的抗拉强度。例如，在铁合金1构成上述芯线部50的情况下，就该芯线部50而言，即使成为200℃以上这样的高温，也易于具有高抗拉强度。从这些点考虑，铁合金1适合于上述芯线部50的坯料。如果抗拉强度σ_RT为1300MPa以上、1350MPa以上，则铁合金1的强度更优异。

如果室温下的抗拉强度σ_RT例如为1250MPa以上且1700MPa以下、1300MPa以上且1600MPa以下，则铁合金1的强度优异，并且易于具有高伸长率，由此扭转特性也优异。

《断裂伸长率》

在实施方式的铁合金1中，可列举出室温下的断裂伸长率为0.8％以上。如果室温下的断裂伸长率为0.8％以上，则铁合金1的伸长率优异。例如，在铁合金1构成铁合金绞线3的线料30(图2)的情况下，各线料30即使在制造过程中在绞合时被扭转也不易断裂。此外，例如，在铁合金1构成架空输电线5的芯线部50的情况下，即使在架线后受到强风、积雪、振动等也不易断裂。从这一点考虑，铁合金1适合于用于上述芯线部50等的铁合金绞线3的线料30的坯料。如果室温下的断裂伸长率为0.9％以上、1.0％以上，则铁合金1的伸长率更优异。

如果室温下的断裂伸长率例如为0.8％以上且10％以下，进一步为0.8％以上且5％以下，则铁合金1具有上述的高强度，并且伸长率也优异。

《加工硬化指数》

在实施方式的铁合金1中，可列举出室温下的加工硬化指数为0.7以上。此处的加工硬化指数是0.2％屈服强度除以抗拉强度而得到的值，即(0.2％屈服强度/抗拉强度)。在抗拉强度和伸长率相同的铁合金中，加工硬化指数为0.7以上的铁合金与加工硬化指数小于0.7的铁合金相比较，表示拉伸试验时的应力－应变曲线的曲线图中的以下的面积大。上述面积是由应力－应变曲线、横轴以及与纵轴平行且从铁合金断裂时的应变值穿过的直线包围的面积。需要说明的是，在上述曲线图中，横轴表示应变，纵轴表示应力。可以说上述面积大的铁合金1吸收冲击能量的能力高，即耐冲击性优异。因此，例如，在铁合金1构成架空输电线5的芯线部50的情况下，即使架空输电线5受到因突然刮起的风等而被施加急剧的负荷等冲击，芯线部50也不易断裂。此外，在抗拉强度相同的铁合金中，具有以下趋势：0.2％屈服强度越大，换言之加工硬化指数越大，芯线部50与端子部的固接性越优异。从这些点考虑，铁合金1适合于用于架空输电线5的芯线部50等的铁合金绞线3的线料30的坯料。如果加工硬化指数为0.8以上、0.9以上，则铁合金1即使如上所述受到冲击也不易断裂。需要说明的是，此处的加工硬化指数的最大值为1。

《扭转特性》

在实施方式的铁合金1中，如上所述，氧化物12的最大直径D小，因此，即使被扭转，也不易产生以氧化物12为起点的裂纹。实施方式的铁合金1具备上述的特定的组成，因此也不易因扭转而断裂。定量地，可列举出以下的平均次数为30次以上。从铁合金1取10根具有直径的100倍的长度的线状的试件。以60rpm的转速对一端固定的各试件进行扭转，测定直至各试件断裂为止的次数。平均次数是上述次数的平均值。如果上述平均次数为30次以上，则可以说铁合金1的扭转特性优异。例如，在铁合金1构成铁合金绞线3的线料30的情况下，如上所述，各线料30不易因绞合时的扭转而断裂。此外，如果上述的平均次数为30次以上，则绞合条件的设定的自由度变高，由此易于进行铁合金绞线3的制造。从这些点考虑，铁合金1适合于用于架空输电线5的芯线部50等的铁合金绞线3的线料30的坯料。如果上述平均次数为35次以上，进一步为40次以上，则铁合金1的扭转特性更优异。

线状的试件的直径如下。

取在与试件的轴向正交的平面处对试件进行剖切而得到的截面。试件的直径设为具有与上述截面中试件的截面积相同的面积的圆的直径。如果试件为圆线，则试件的直径相当于圆线的外径。

线状的试件以具有试件的直径的100倍的长度的方式采集。例如，在铁合金1是长线材的情况下，以具有直径的100倍的长度的方式切断上述线材即可。

就线状的试件而言，以下的垂直距离设为10mm以下。即，在扭转特性的评价中，使用以下的垂直距离为10mm以下的试件。将具有上述的规定的长度的试件载置于水平台。在该状态下，测定从水平台的表面到上述试件的最高部位的垂直距离。将测定出的垂直距离为10mm以下的试件用于扭转特性的评价。

在此，例如，在铁合金1是构成绞线的线料的情况下，可以想到在上述线料会带有绞合皱痕。此外，例如，在铁合金1是长线材且被卷绕成线圈状的情况下，可以想到上述线材会弯曲。在试件具有大的绞合皱痕或大幅弯曲的情况下，即在试件的伸直性差的情况下，难以使试件适当地扭转。其结果是，无法适当地评价扭转特性。因此，在采集上述的规定的长度的试件之后，矫正试件的绞合皱痕、弯曲等，然后进行扭转特性的评价。定量地，以上述的垂直距离成为10mm以下的方式矫正上述试件为好。需要说明的是，无论有无绞合皱痕等，均进行上述垂直距离的测定。如果上述垂直距离为10mm以下，则也可以不矫正上述试件。不过，优选矫正上述试件使得上述垂直距离变得更小。

〈高温下的特性〉

《高温强度》

在实施方式的铁合金1中，如上所述，氧化物12的最大直径D小，因此，即使在200℃以上这样的高温时，也不易产生以氧化物12为起点的裂纹。实施方式的铁合金1具备上述的特定的组成，因此在上述的高温时也易于具有高抗拉强度。定量地，可列举出300℃下的抗拉强度σ₃₀₀与室温下的抗拉强度σ_RT之比σ₃₀₀/σ_RT为0.8以上。以下，有时将比σ₃₀₀/σ_RT称为高温强度比。如果高温强度比为0.8以上，则可以说即使在300℃这样的高温时也具有高抗拉强度σ₃₀₀。即，可以说铁合金1的高温强度优异。如果高温强度比为0.82以上、0.85以上，进一步为0.90以上，则铁合金1的高温强度更优异。需要说明的是，高温强度比小于1。

〈其他特性〉

《线膨胀系数》

实施方式的铁合金1具备上述的特定的组成，由此，在室温至200℃以上这样的高温的范围内，线膨胀系数小。定量地，可列举出30℃至230℃下的平均线膨胀系数为4ppm/℃以下。如果上述平均线膨胀系数为4ppm/℃以下(4×10^－6/℃以下)，则即使在使用温度可能成为200℃左右的情况下，也可以说铁合金1的热膨胀量少。如果上述平均线膨胀系数为3.9ppm/℃以下、3.8ppm/℃以下，进一步为3.5ppm/℃以下，则即使在上述的高温时，铁合金1的热膨胀量也更少。上述平均线膨胀系数的测定方法将在下文叙述。

在具备上述的特定的组成的铁合金1中，上述平均线膨胀系数代表性地为1.0ppm/℃以上。

(用途)

实施方式的铁合金1能用于各种铁合金制品的坯料。作为铁合金1的代表性的形态，可列举出线材、板材。特别是，铁合金1能适合用于期望高温强度优异、进一步扭转特性优异的用途的坯料。作为上述用途，例如可列举出图2所示的架空输电线5的芯线部50。

[铁合金线、铁合金绞线]

参照图2，对实施方式的铁合金线、实施方式的铁合金绞线进行说明。

实施方式的铁合金线2代表性地是由实施方式的铁合金1构成的线材。实施方式的铁合金线2也可以除了上述线材之外还具备被覆层22。图2例示出具备被覆层22的铁合金线2。实施方式的铁合金绞线3是多个线料30绞合而成的。多个线料30中的至少一个线料30是实施方式的铁合金线2。图2例示出构成铁合金绞线3的全部线料30是实施方式的铁合金线2的情况。

铁合金线2的截面形状、线径等的大小可以根据用途等来适当选择。铁合金绞线3中的线料的数量、绞距等可以根据用途等来适当选择。截面形状例如可列举出圆形、椭圆、矩形等。线径例如可列举出2mm以上且5mm以下。此处的线径设为具有与在与铁合金线2的轴向正交的平面处对铁合金线2进行剖切而得到的截面中铁合金线2的截面积相同的面积的圆的直径。如果线径为2mm以上且5mm以下，则铁合金线2能适合用作构成架空输电线5的芯线部50的线料30。线径也可以为2.3mm以上且4.5mm以下。需要说明的是，在铁合金线2是经过了后述的特定的条件的铸造工序的铸造材料或对该铸造材料实施了轧制、加工度小的拉丝等塑性加工的加工材料等的情况下，铁合金线2的线径可列举出超过5mm。通过经过上述特定的条件的铸造工序，即使在如上所述线径大的情况下，在由上述铸造材料、上述加工材料构成的铁合金线2中，氧化物12的最大直径D也小于150μm。

在具备被覆层22的情况下，铁合金线2具备由实施方式的铁合金1构成的线材20和被覆层22。被覆层22覆盖线材20的外周。被覆层22可列举出包含Al或Zn(锌)。即，被覆层22由铝、或铝合金、或锌、或锌合金构成。被覆层22的厚度可以适当选择。上述厚度例如可列举出0.5μm以上且500μm以下。为了便于说明，图2将被覆层22表示得厚。需要说明的是，在具备被覆层22的铁合金线2中，铁合金线2的线径是线材20的直径。

图2例示出具备芯线部50和电线部52的架空输电线5。芯线部50被用作抗拉材料。电线部52是构成输电路的导体。芯线部50由实施方式的铁合金绞线3构成。电线部52具备多个线料55。多个线料55被绞合于芯线部50的外周。各线料55是由铝或铝合金构成的线材。这样的架空输电线5是所谓的钢芯铝绞线(ACSR：Aluminium Conductor Steel Reinforced)。在构成芯线部50的铁合金线2具备上述的被覆层22的情况下，通过被覆层22，由以钢为主体的线材20与以铝为主体的线料55接触引起的腐蚀，即所谓的异种金属的接触腐蚀不易进行。

(主要的作用/效果)

实施方式的铁合金1、实施方式的铁合金线2、实施方式的铁合金绞线3的高温强度优异。此外，实施方式的铁合金1、实施方式的铁合金线2、实施方式的铁合金绞线3的扭转特性优异。在后述的试验例中对这些效果具体地进行说明。

此外，在实施方式的铁合金1中，线膨胀系数小。因此，在实施方式的铁合金线2或实施方式的铁合金绞线3构成架空输电线5的芯线部50的情况下，能减少由热膨胀引起的架空输电线5的下垂量。

[铁合金的制造方法]

实施方式的铁合金1例如可列举出通过具备以下的工序的铁合金的制造方法来制造。

(第一工序)制造由具有上述的组成的铁合金构成的铸造材料。

在铸造工序中，1450℃至1400℃的平均冷却速度为10℃/min以下。

(第二工序)对上述铸造材料实施塑性加工来制造规定的形状的加工材料。

(第三工序)对上述加工材料实施热处理。

上述的铁合金的制造方法是基于以下的见解而得到的。

铁合金一般包含铁合金中所包含的元素的氧化物。上述氧化物例如可列举出氧化硅(SiO)、氧化铝(Al₂O₃)、氧化镁(MgO)等。如果氧化物的最大直径D小于150μm，则氧化物不易成为裂纹的起点。为了使氧化物的最大直径D小于150μm，优选的是，在铸造工序中，在从液相变化为固相的温度区域，具体而言在1450℃至1400℃的温度区域内的冷却速度比较慢。以下，使用斯托克斯公式和图3来对铸造工序中的冷却速度与氧化物的大小的关系进行说明。

(斯托克斯公式)V_s＝{D_p ²(ρ_p－ρ_f)g}/18η

V_s是夹杂物的粒子的上浮速度(cm/s)。

D_p是夹杂物的粒径(cm)。

ρ_p是夹杂物的密度(g/cm³)。

ρ_f是流体的密度(g/cm³)。

η是流体的粘度(g/(cm·s))。

g是重力加速度(cm/s²)。

图3是表示夹杂物的粒子的粒径D_p与上述粒子的上浮速度V_s的关系的曲线图。上述曲线图的横轴是粒径D_p。上述曲线图的纵轴是上浮速度V_s。

此处的夹杂物是氧化物。此处的流体是作为合金熔液的钢液。

如斯托克斯公式所示，氧化物的上浮速度V_s与氧化物的粒径D_p的平方成正比。也就是说，粒径D_p越大，可以说氧化物越容易上浮。

在图3的曲线图中设定铸造时的冷却速度V_c。在此，冷却速度的单位通常为℃/s，与作为上浮速度的单位的cm/s不同。因此，此处的冷却速度V_c不是温度的变化速度，而是视为与从液相变化为固相的进行速度对应。将具有与冷却速度V_c相等的上浮速度V_s的粒子的粒径D_p设为D_p0。具有比粒径D_p0大的粒径D_p2的粒子的上浮速度V_s2比冷却速度V_c快。因此，可以说在具有上述大粒径D_p2的粒子在液相中上浮之后，钢液成为固相。其结果是，具有上述粒径D_p2的粒子不残存于铸造材料中。另一方面，具有比粒径D_p0小的粒径D_p1的粒子的上浮速度V_s1比冷却速度V_c慢。因此，可以说在具有上述粒径D_p1的粒子在液相中上浮之前，钢液成为固相。其结果是，具有上述粒径D_p1的粒子残存于铸造材料中。冷却速度V_c越快，粒径D_p0越大。因此，可以说残存于铸造材料中的粒子的粒径D_p1容易变大。

接着，参照图4A、图4B对连续铸造的铸模内的氧化物的上浮状态进行说明。

图4A、图4B是连续铸造的铸模周边的概念图。钢液100从图4A、图4B的纸面上方朝向下方被连续地供给至铸模6。钢液100通过与铸模6接触而凝固。即，钢液100从液相变化为固相而成为铸造材料110。铸造材料110朝向图4A、图4B的纸面下方行进。这样从铸模6的上方供给钢液100并从铸模6的下方拉出铸造材料110的连续铸造法是作为钢的连续铸造法具有代表性的方法。在该连续铸造法中，具有比粒径D_p0大的粒径D_p2的氧化物12上浮至位于铸模6内的上方的液相区域，并且留在液相区域。具有比粒径D_p0小的粒径D_p1的氧化物12包含在位于铸模6内的下方的固相区域中。固相区域中所包含的氧化物12包含在从铸模6的下方拉出的铸造材料110中。其结果是，铸造材料110实质上不包含具有大粒径D_p2的氧化物12，而包含具有小粒径D_p1的氧化物12。

如图4A所示，在冷却速度V_c快的情况下，如上所述，粒径D_p0大。因此，铸模6内的固相区域容易包含大的氧化物12。此外，在冷却速度V_c快的情况下，液相变化为固相的速度比大的氧化物12上浮的速度快。其结果是，铸造材料110容易包含大的氧化物12。

如图4B所示，在冷却速度V_c慢的情况下，如上所述，粒径D_p0小。因此，铸模6内的固相区域易于包含小的氧化物12。此外，在冷却速度V_c慢的情况下，液相变化为固相之前所需的时间长。因此，大的氧化物12易于上浮至液相区域。其结果是，铸造材料110不易包含大的氧化物12。

综上所述，上述的铁合金的制造方法通过使铸造时的冷却速度V_c为特定的范围来控制氧化物的大小。在此，一般而言，在铸造中，冷却速度越快，铸造材料的制造速度越快，由此易于量产铸造材料。此外，以往并未着眼于在特定的温度区域内控制冷却速度。相对于此，就上述的铁合金的制造方法而言，在铸造时，使合金熔液从1450℃变化至1400℃的温度区域，即从液相变化为固相的温度区域内的冷却速度比较慢，由此进行氧化物的上浮分离。其结果是，制造出不包含大的氧化物而包含小的氧化物的铸造材料。

以下，对各工序进行说明。

(第一工序)

第一工序进行铸造。铸造法例如可列举出连续铸造法、铸锭铸造法。在铸造工序中，1450℃至1400℃的平均冷却速度被调整为10℃/min以下。如果上述平均冷却速度为10℃/min以下，则铸造材料中所包含的氧化物的最大直径D小于150μm。此外，在铸造以后的制造过程中，氧化物的最大直径D不会变大至150μm以上。即，如果使用氧化物的最大直径D小于150μm的铸造材料，则在最终制品中，氧化物的最大直径D也小于150μm。如果上述平均冷却速度为8℃/min以下，进一步为6℃/min以下，则最大直径D更易于变小。

连续铸造法可以使用上述的代表性的钢的连续铸造法。此外，连续铸造法只要能实现上述的平均冷却速度即可，也可以使用上述以外的方法，例如双辊法、双带法等。通过使用连续铸造法，不仅氧化物的最大直径D被调整为上述的规定的范围，而且制造出长条的铁合金1，例如线材、板材。

如果铸造材料的截面积例如为50000mm²以上且500000mm²以下的程度并且铸造材料的截面形状为圆形、矩形等简单的形状，则易于进行上述的冷却速度的调整。

(第二工序)

第二工序对上述的铸造材料实施一种塑性加工或多种塑性加工，由此制造加工材料。也可以进行多道次的塑性加工。塑性加工的种类例如可列举出轧制、锻造、拉丝等。塑性加工既可以是热塑性加工也可以是冷塑性加工。

(第三工序)

第三工序对上述的加工材料实施热处理，由此，主要使碳化物析出，从而得到通过析出硬化实现的强化效果。出于该目的，热处理包括时效处理。时效处理的条件例如可列举出：热处理温度是选自450℃以上且750℃以下的范围的温度，热处理时间是选自3小时以上且15小时以下的时间。如果热处理温度为450℃以上并且热处理时间为3小时以上，则会析出碳化物。如果热处理温度为750℃以下并且热处理时间为15小时以下，则碳化物不易变得粗大。通过热处理，能去除导入至加工材料的应变，也能期待提高伸长率的效果。

热处理也可以除了时效处理之外还包括固溶处理。固溶处理在时效处理之前进行。固溶处理的条件例如可列举出：热处理温度为1200℃，热处理时间为30分钟。在第二工序中进行了热塑性加工之后进行急冷(quenching)的情况下，可以省略固溶处理。

[铁合金线的制造方法]

实施方式的铁合金线2可列举出通过上述的铁合金的制造方法来制造。在该情况下，第二工序的塑性加工包括拉丝为好。或者，作为上述的铁合金的制造方法的一个例子，可列举出在第三工序之后还具备进行拉丝加工的第四工序。具备上述第四工序的制造方法能适合用于制造线径为5mm以下的铁合金线2的情况。

作为上述的铁合金的制造方法的另一例子，可列举出具备：第五工序，制造在上述的第四工序中制造出的拉丝材料的外周被金属构件覆盖的被覆中间材料；以及第六工序，对该被覆中间材料进一步实施拉丝加工。具备上述第五工序和第六工序的制造方法能适合用于具备被覆层22的铁合金线2的制造。被覆中间材料例如可列举出如下制造。对拉丝材料的外周实施镀敷。将拉丝材料插入金属管之后，将拉丝材料和金属管紧固。通过连续挤压(conform挤压)在拉丝材料的外周包覆金属材料。

第三工序以后的拉丝加工中的总断面收缩率例如可列举出30％以上且99％以下。

[铁合金绞线的制造方法]

实施方式的铁合金绞线3例如可列举出通过将多个铁合金线2绞合来制造。

[试验例1]

对于含有表1、表2所示的元素的各试样的钢线，将组织和特性示于表5、表6。在各试样的钢线中，元素的含量可以通过各种成分分析法来测定。在各试样的钢线中，成分的剩余部分是Fe和不可避免的杂质。各试样的钢线中的氧的含量为0.003质量％以下。钢线中的氧的含量例如可列举出通过惰性气体熔融－红外线吸收法来测定。氧的含量的测定可以使用市售的装置。

[表1]

[表2]

除了试样No.25和No.201之外的各试样的钢线经过进行连续铸造的第一工序、进行热塑性加工和冷塑性加工的第二工序、进行热处理的第三工序、进行冷拉丝加工的第四工序来制造。表3、表4表示制造条件。

在试样No.25和No.201的钢线的制造中，在第一工序中，使用铸锭铸造，而不是使用连续铸造。在试样No.25和No.201的钢线的制造中，第二工序至第四工序与其他试样同样地进行。

[表3]

[表4]

表3、表4所示的冷却速度(℃/min)是在连续铸造工序或铸锭铸造工序中从1450℃至1400℃的平均冷却速度。此处的连续铸造法是从铸模的上方连续地供给钢液并从铸模的下方拉出铸造材料的方法。铸锭铸造是通过向具有规定的形状和大小的铸模供给规定量的钢液并对钢液进行冷却来制造铸造材料的方法。在连续铸造法和铸锭铸造中，冷却速度可列举出通过调整冷却介质的种类、冷却介质的温度、铸造材料的拉出速度等来使其变化。

试样No.201至No.203中的上述冷却速度均为15℃/min以上。

第二工序对截面积为200000mm²左右的连续铸造材料或铸锭铸造材料实施热塑性加工和冷塑性加工，由此制造直径为8mm、截面形状为圆形的加工材料。

第三工序在表3、表4所示的热处理条件下按表3、表4所示的温度(℃)对上述加工材料实施热处理，由此制造热处理材料。试样No.105、No.106以外的各试样的热处理时间为5小时。试样No.105的热处理时间为2小时。试样No.106的热处理时间为20小时。

第四工序对上述热处理材料实施冷拉丝加工，直至得到具有表3、表4所示的评价线径(mm)的拉丝材料，由此制造钢线。通过以上的工序，制造出各试样的钢线。以下的试样以外的各试样的评价线径为3.1mm。试样No.1的评价线径为2.4mm。试样No.4的评价线径为3.5mm。试样No.6、No.11的评价线径为3.8mm。试样No.107的评价线径为6.8mm。

(组织观察)

对于各试样的钢线，取在与各钢线的轴向平行的平面处进行剖切而得到的纵截面，使用纵截面处的SEM的观察图像来对氧化物的最大直径D和个数密度进行评价。观察倍率为200倍。

从各试样的钢线取三个以上纵截面。从各纵截面取2mm×20mm的第一观察区域。此外，从各第一观察区域取2mm×3mm的第二观察区域。如上所述，求出第一观察区域中所包含的各氧化物的直径。使用直径为1μm以上的氧化物来求出各第一观察区域中的氧化物的最大直径D。在各试样的钢线中，将从三个以上第一观察区域求出的三个以上最大直径D的平均值设为各试样的钢线中的氧化物的最大直径D。此外，使用直径为1μm以上的氧化物来求出各第二观察区域中的氧化物的个数密度。在各试样的钢线中，将从三个以上第二观察区域求出的三个以上个数密度的平均值设为各试样的钢线中的氧化物的个数密度。

(室温下的机械特性)

对于各试样的钢线，依据JIS Z 2241：2011，在室温下进行拉伸试验，对抗拉强度σ_RT、加工硬化指数、断裂伸长率进行评价。此处的加工硬化指数设为从各试样的钢线采取的试件的0.2％屈服强度除以上述试件的抗拉强度而得到的值。

(高温下的机械特性)

对于各试样的钢线，对高温强度比进行评价。高温强度比是300℃下的抗拉强度σ₃₀₀与室温下的抗拉强度σ_RT之比σ₃₀₀/σ_RT。300℃下的抗拉强度σ₃₀₀通过在300℃下如上所述地进行拉伸试验来求出。

(扭转特性)

对于各试样的钢线，使用市售的扭转试验机在室温下进行扭转试验，对扭转特性进行评价。从各试样的钢线取10根具有表3、表4所示的评价线径的100倍的长度(100D)的试件。例如，在试样No.1中，各试件是具有2.4mm×100＝240mm的长度的线材。将各试件的两端部中的一个端部固定，将另一个端部连接于扭转试验机。即，对各试件进行一端固定。对一端固定的各试件进行扭转。扭转通过扭转试验机以60rpm的转速进行。测定直至各试件断裂为止的次数。在各试样中，对10根试件的次数取平均。将该平均值设为各试样的平均次数。对于试样No.24的钢线和试样No.201的钢线，关于将转速设为30rpm的情况，也对平均次数进行评价。

(线膨胀系数)

对于各试样的钢线，对线膨胀系数(ppm/℃)进行评价。在此，从各试样的钢线取试件，对于各试件，测定30℃下的长度L₃₀和230℃下的长度L₂₃₀。求出(230℃下的长度L₂₃₀－30℃下的长度L₃₀)÷(230℃－30℃)÷(30℃下的长度L₃₀)。将求出的值设为30℃至230℃下的平均线膨胀系数。表5、表6所示的线膨胀系数是上述平均线膨胀系数。

[表5]

[表6]

以下，将具有在上述的(组成)的项中说明过的特定的组成的试样No.1至No.25的钢线称为特定试样组的钢线。

如表5、表6所示，可知特定试样组的钢线的高温强度优异。定量地，特定试样组的钢线的高温强度比为0.8以上，高于试样No.201至No.203的钢线的高温强度比。特定试样组中的许多试样的高温强度比为0.82以上。作为得到这样的结果的理由之一，可以想到：在特定试样组的钢线中，氧化物的最大直径D小至小于150μm，由此在高温时氧化物不易成为裂纹的起点。在特定试样组中的许多试样中，氧化物的最大直径D为145μm以下。相对于此，在试样No.201至No.203的钢线中，氧化物的最大直径D为150μm以上，在此为170μm以上。在试样No.202、No.203的钢线中，氧化物的最大直径D为240μm以上，更大。如此，由于最大直径D大，在试样No.201的钢线中，与相同组成的试样No.24和No.25相比较，高温强度下降。在试样No.202的钢线中，与相同组成的试样No.3相比较，高温强度大幅下降。在试样No.203的钢线中，与相同组成的试样No.23相比较，高温强度大幅下降。在此，试样No.202的钢线的高温强度在试样中最低。

此外，可知特定试样组的钢线的扭转特性也优异。定量地，在特定试样组的钢线中，扭转特性中的平均次数为30次以上，比试样No.201、No.203的钢线的上述平均次数多。例如，请将具有相同组成的试样No.24和No.25的钢线与试样No.201的钢线进行比较。此外，请将具有相同组成的试样No.23的钢线与试样No.203的钢线进行比较。进而，如果将具有相同组成的试样No.3的钢线与试样No.202的钢线进行比较，则在试样No.3的钢线中，扭转特性中的平均次数比试样No.202多。

综上所述，可以说特定试样组的钢线的高温强度和扭转特性优异。作为得到这样的结果的理由之一，可以想到：在特定试样组的钢线中，氧化物的最大直径D小至小于150μm，由此在高温时和扭转时这两种情况下氧化物不易成为裂纹的起点。就特定试样组的钢线而言，氧化物的个数密度少至500个以下，在此为150个以下，由此裂纹不易通过氧化物传播，因此也可以想到高温强度比和上述平均次数易于变高。

需要说明的是，就转速为30rpm的情况下的扭转特性中的平均次数而言，在试样No.24的钢线中为135次，在试样No.201的钢线中为65次。因此，可以说试样No.24的钢线与试样No.201的钢线相比较，即使扭转时的转速变大，也不易断裂。例如，在以特定试样组的钢线为线料来制造绞线的情况下，可以加快绞合时的转速。从这一点考虑，可期待特性试样组的钢线有助于绞线的量产。

关于氧化物的最大直径D，如表3、表4所示，可知：在铸造工序中上述的特定的温度区域内的冷却速度越慢，处于氧化物的最大直径D越小的趋势。在此，如果上述冷却速度小于15℃/min，特别是为10℃/min以下，则可以说氧化物的最大直径D小于150μm。上述冷却速度为20℃/min的试样No.202、No.203的钢线中的氧化物的最大直径D为240μm以上，非常大。因此，可以说为了使氧化物的最大直径D变小，在铸造工序中上述特定的温度区域内的冷却速度优选为10℃/min以下。

进而，关于特定试样组，可知以下内容。

(1)室温下的抗拉强度σ_RT为1250MPa以上。许多试样的抗拉强度σ_RT为1300MPa以上。也有多个抗拉强度σ_RT为1350MPa以上，进一步为1400MPa以上的试样。如此，室温下的强度高，因此也可以想到特定试样组即使成为高温也易于具有高抗拉强度。

(2)室温下的断裂伸长率为0.8％以上。许多试样的断裂伸长率为1.0％以上。如此，室温下的伸长率高，因此也可以想到特定试样组的扭转特性优异。

(3)室温下的加工硬化指数为0.7以上，在此为0.85以上。许多试样的加工硬化指数为0.9以上。如此，加工硬化指数高，因此特定试样组的耐冲击性优异。

(4)30℃至230℃下的平均线膨胀系数为4ppm/℃以下。如此，在室温至200℃以上这样的高温的范围内，线膨胀系数小，由此特定试样组即使在高温下热膨胀量也少。

另外，根据该试验可知以下内容。

试样No.102、试样No.103的钢线不具有上述的特定的组成。

包含许多C和第二组的元素的试样No.102的钢线与特定试样组的钢线相比较，不仅伸长率低，扭转特性差，而且平均线膨胀系数大。

C少的试样No.103的钢线的强度低。

试样No.101的钢线与特定试样组的钢线相比较，不仅伸长率低，扭转特性差，而且平均线膨胀系数大。作为该理由之一，可以想到：在试样No.101的钢线中，比V/C小至小于2，由此包含V的碳化物的析出不充分。此外，试样No.101的钢线与组成比较接近的试样No.16相比较，强度也低。

试样No.104的钢线与特定试样组的钢线相比较，平均线膨胀系数大。作为该理由之一，可以想到：在试样No.104的钢线中，比V/C大至超过10和比((V+Cr)/C)大至超过15。

试样No.105、No.106的钢线与特定试样组的钢线相比较，伸长率低，扭转特性差。例如，在试样No.105、No.106的钢线中，与相同组成的试样No.24相比较，扭转特性大幅下降。作为该理由之一，可以想到：在试样No.105的钢线中，在热处理工序中，热处理温度低和热处理时间短，由此碳化物未充分地析出。可以想到：在试样No.106的钢线中，在热处理工序中，热处理时间长，由此碳化物变得粗大。

试样No.107的钢线与特定试样组的钢线相比较，强度差。作为该理由之一，可以想到：在试样No.107的钢线中，在冷拉丝工序中，总断面收缩率小，由此通过加工硬化实现的强化效果不足。

根据以上的说明，示出了：具备上述的特定的组成并且氧化物的最大直径D小于150μm的铁合金的高温强度优异。此外，示出了该铁合金的扭转特性也优异。而且，示出了：该铁合金不仅室温下的强度、伸长率也优异，而且在30℃至230℃的范围内线膨胀系数小。此外，示出了：这样的铁合金可以通过在铸造工序中将上述的特定的温度区域内的冷却速度调整为上述的特定的范围来制造。此外，示出了：即使氧的含量被控制为特定的范围，由于上述冷却速度等制造条件的不同，氧化物的最大直径D也不同。

本发明并不限定于这些示例，而是由权利要求书示出，意图包括与权利要求书等同的含义和范围内的所有变更。例如，可以变更试验例1所示的铁合金的组成、制造条件。

附图标记说明

1：铁合金，10：母相，12：氧化物，2：铁合金线，20：线材，22：被覆层，3：铁合金绞线，30：线料，5：架空输电线，50：芯线部，52：电线部，55：线料，6：铸模，100：钢液，110：铸造材料。

Claims (13)

1.一种铁合金，具备以下组成：以质量％计包含0.1％以上且0.4％以下的C、0.2％以上且2.0％以下的Si、0.05％以上且2.0％以下的Mn、25％以上且42％以下的Ni、0.1％以上且3.0％以下的Cr、0.2％以上且3.0％以下的V、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Ca、Ti、Al以及Mg构成的组中的一种以上元素、合计为0％以上且0.1％以下的选自由Zr、Hf、Mo、Cu、Nb、Ta、W以及B构成的组中的一种以上元素、0％以上且5％以下的Co，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，

并且，所述铁合金具备氧化物分散于母相中的组织，

在所述铁合金的截面中，2mm×20mm的区域中所包含的所述氧化物的最大直径小于150μm。

2.根据权利要求1所述的铁合金，其中，

在所述截面中，2mm×3mm的区域中所包含的所述氧化物的个数为500个以下。

3.根据权利要求1或2所述的铁合金，其中，

所述组成中的氧的含量为0.003质量％以下。

4.根据权利要求1至3中任一项所述的铁合金，其中，

所述铁合金的300℃下的抗拉强度σ₃₀₀与室温下的抗拉强度σ_RT之比σ₃₀₀/σ_RT为0.8以上。

5.根据权利要求1至4中任一项所述的铁合金，其中，

从所述铁合金取10根具有直径的100倍的长度的线状的试件，以60rpm的转速对一端固定的各试件进行扭转，直至各试件断裂为止的次数的平均值为30次以上。

6.根据权利要求1至5中任一项所述的铁合金，其中，

所述铁合金的室温下的抗拉强度σ_RT为1250MPa以上。

7.根据权利要求1至6中任一项所述的铁合金，其中，

所述铁合金的30℃至230℃下的平均线膨胀系数为4ppm/℃以下。

8.根据权利要求1至7中任一项所述的铁合金，其中，

所述铁合金的室温下的断裂伸长率为0.8％以上。

9.根据权利要求1至8中任一项所述的铁合金，其中，

所述铁合金的室温下的加工硬化指数为0.7以上。

10.一种铁合金线，由如权利要求1至9中任一项所述的铁合金构成。

11.根据权利要求10所述的铁合金线，其中，

所述铁合金线具备由所述铁合金构成的线材和进一步覆盖所述线材的外周的被覆层，

所述被覆层包含Al或Zn。

12.根据权利要求10或11所述的铁合金线，其中，

所述铁合金线的线径为2mm以上且5mm以下。

13.一种铁合金绞线，是多个线料绞合而成的铁合金绞线，其中，

所述多个线料中的至少一个线料是如权利要求10至12中任一项所述的铁合金线。

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