JP6575691B2 - 鋼線及び被覆鋼線 - Google Patents
鋼線及び被覆鋼線 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6575691B2 JP6575691B2 JP2018544587A JP2018544587A JP6575691B2 JP 6575691 B2 JP6575691 B2 JP 6575691B2 JP 2018544587 A JP2018544587 A JP 2018544587A JP 2018544587 A JP2018544587 A JP 2018544587A JP 6575691 B2 JP6575691 B2 JP 6575691B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel wire
- less
- lamellar
- wire
- cementite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
- C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
- C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/38—Wires; Tubes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/003—Cementite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/009—Pearlite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
- Ropes Or Cables (AREA)
Description
本発明は、鋼線及び被覆鋼線に関する。
本発明は、特に、送電線に好適に用いられる導電性及び強度に優れた鋼線及びその鋼線の表面に被覆層が形成された被覆鋼線に関する。
本発明は、特に、送電線に好適に用いられる導電性及び強度に優れた鋼線及びその鋼線の表面に被覆層が形成された被覆鋼線に関する。
従来、電力を送る送電線として、鋼線からなる芯部（鋼芯）の周囲にアルミ線をより合わせた鋼芯アルミニウムより線（Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ｃｏｎｄｕｃｔｏｒ Ｓｔｅｅｌ−Ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ ｃａｂｌｅ、以下「ＡＣＳＲ」）が用いられている。このＡＣＳＲの芯部に用いられる鋼線は、アルミワイヤのテンションメンバとしての役割が強い。鋼芯アルミニウムより線の芯部となる鋼線には、伸線したパーライト鋼に亜鉛めっきを施した亜鉛めっき鋼線や、ワイヤの耐食性を向上させるために表層としてアルミニウムを施したアルミクラッド線材を伸線したアルミクラッド鋼線が用いられている。
送電線として使用されるＡＣＳＲには、強度があり、送電効率が高いことが求められる。このような要求に対し、ＡＣＳＲの送電効率向上については、芯部を軽量化してその分アルミニウム断面積を増やすこと、芯部となる鋼線自体の電気抵抗を低減させることなどが検討されている。
例えば、特許文献１では、芯部の軽量化を目的として、芯部を鋼線ではなく炭素繊維とアルミまたはアルミ合金との複合線材とすることで送電線の比重を軽量化させる方法が開示されている。また、特許文献２では、鋼線自体の電気抵抗の低減を目的として、鋼線中のＣ、Ｓｉ、及びＭｎの含有量を必要最小限に制限する方法が開示されている。
例えば、特許文献１では、芯部の軽量化を目的として、芯部を鋼線ではなく炭素繊維とアルミまたはアルミ合金との複合線材とすることで送電線の比重を軽量化させる方法が開示されている。また、特許文献２では、鋼線自体の電気抵抗の低減を目的として、鋼線中のＣ、Ｓｉ、及びＭｎの含有量を必要最小限に制限する方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１で開示された技術は、鋼に比べて単価が高い炭素繊維を用いているので、コストが高い。また、特許文献２で開示された技術は、合金元素の含有量を低下させているので、鋼線がテンションメンバとしての強度を確保することが難しい。
また、非特許文献１には、０．９２％という高炭素含有量の５．５ｍｍ径の線材を一旦１．７５ｍｍ径まで伸線し、更にパテンティングを行った後に０．２６ｍｍ径の極細まで大きく冷間伸線加工することによって、真ひずみが１．５程度である条件をピークとして導電性が向上することが報告されている。
しかしながら、このような極細の鋼線に加工し、さらに極細の鋼線（芯部）の周囲に亜鉛等のめっきを施したり、このような極細の鋼線の周囲にアルミ線をより合わせて送電線を製造することは極めて困難である上、コストが大幅に上昇してしまう。
Materials Science & Engineering A 644 (2015) 105−113, A. Lamontagne et al., "Comparative study and quantification of cementite decomposition in heavily drawn pearlitic steel wires"
本発明は、上記事情に着目してなされた。本発明は、送電線用途に好適な線径を有し、導電性及び引張強度に優れた鋼線及びこの鋼線と鋼線を被覆する被覆層とを有する被覆鋼線を提供することを課題とする。
本発明者らは、鋼材の化学成分及び組織の形態と導電性との関係について検討を行った。その結果、化学成分とセメンタイトの形態とを制御することにより、鋼線の素材となる線材において導電性が向上することを知見した。本発明者らは、フェライト及びセメンタイトの形態に着目し更に検討を重ねた結果、線材にひずみを付与してフェライト及びセメンタイトの配向を変化させることで、導電性が更に向上することを知見した。さらに、本発明者らは、圧延後の冷却工程及び伸線工程の条件を工夫することで、優れた導電性及び引張強度に加え、送電線用途に好適な線径を有する鋼線が得られることを見出した。
すなわち、本発明者らは、熱間圧延後に特定の条件で冷却工程を行い、化学成分と組織とを制御して導電性を高めた線材に対し、特定の条件で伸線加工を行うことで、送電線用途に好適な線径を有し、導電性に優れ、かつ引張強度が高い鋼線が得られることを知見した。
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次の通りである。
すなわち、本発明者らは、熱間圧延後に特定の条件で冷却工程を行い、化学成分と組織とを制御して導電性を高めた線材に対し、特定の条件で伸線加工を行うことで、送電線用途に好適な線径を有し、導電性に優れ、かつ引張強度が高い鋼線が得られることを知見した。
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼線は、鋼線であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０〜１．１０％、Ｓｉ：０．００５〜０．３５０％、Ｍｎ：０．０５〜０．９０％、Ｃｒ：０〜０．７０％、Ａｌ：０〜０．０７０％、Ｔｉ：０〜０．０５０％、Ｖ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．００３０％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、断面内の金属組織が、ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織を８０面積％以上含み、ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は、合計で３面積％未満であり、前記ラメラーセメンタイト同士の間隔である平均ラメラー間隔が２８〜８０ｎｍであり、前記ラメラーセメンタイトの平均長さが２２．０μｍ以下であり、前記パーライト組織のうち、前記鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内となる前記ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、４０面積％以上であり、Ｘ線回折法によって得られる、前記長手方向に対するフェライトの｛１１０｝面の集積度が、２．０〜８．０の範囲であり、１．４ｍｍ以上の直径を有する。
（２）上記（１）に記載の鋼線は、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．７０％、Ａｌ：０．００１〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、Ｍｏ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％よりなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の別の態様に係る被覆鋼線は、上記（１）または（２）に記載の鋼線と、前記鋼線を被覆する金属被覆層と、を備える。
（４）上記（３）に記載の被覆鋼線は、前記金属被覆層が、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金、銅、銅合金、ニッケルまたはニッケル合金のうちいずれか１種以上を含んでもよい。
（２）上記（１）に記載の鋼線は、化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜０．７０％、Ａｌ：０．００１〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｖ：０．００２〜０．１０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、Ｍｏ：０．０２〜０．２０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％よりなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の別の態様に係る被覆鋼線は、上記（１）または（２）に記載の鋼線と、前記鋼線を被覆する金属被覆層と、を備える。
（４）上記（３）に記載の被覆鋼線は、前記金属被覆層が、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金、銅、銅合金、ニッケルまたはニッケル合金のうちいずれか１種以上を含んでもよい。
本発明の上記態様によれば、送電線用途に好適な線径を有し、導電性及び引張強度に優れた鋼線、並びに、この鋼線と鋼線を被覆する被覆層とを有する被覆鋼線を提供できる。
本発明の上記態様に係る鋼線及び被覆鋼線は、芯材となる鋼線の線径が太く、導電性及び引張強度に優れるので、送電線の用途に好適に用いることができる。
本発明の上記態様に係る鋼線及び被覆鋼線は、芯材となる鋼線の線径が太く、導電性及び引張強度に優れるので、送電線の用途に好適に用いることができる。
本発明の一実施形態に係る鋼線（本実施形態に係る鋼線）及び本発明の一実施形態に係る被覆鋼線（本実施形態に係る被覆鋼線）について、以下に説明する。
本実施形態に係る鋼線は、以下に説明する鋼成分（化学組成）を有し、かつ、金属組織中にラメラーセメンタイトを有するパーライト組織（以下、単に「パーライト組織」と記す場合がある。）を含んでいる。また、本実施形態に係る鋼線では、パーライト組織中に含まれるラメラーセメンタイトの平均ラメラー間隔が２８〜８０ｎｍであり、ラメラーセメンタイトの平均長さが２２．０μｍ以下であり、パーライト組織のうち、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内となるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が４０面積％以上であり、Ｘ線回折法によって得られる、長手方向に対するフェライトの｛１１０｝面の集積度が、２．０〜８．０の範囲である。さらに、本実施形態に係る鋼線は、１．４ｍｍ以上の直径を有する。
まず、本実施形態に係る鋼線の化学組成について説明する。以下、各元素の含有量の単位は、特に断りがない限り質量％である。
（Ｃ：０．４０〜１．１０％）
Ｃは鋼中のパーライト分率を増加させると共に、パーライト組織中のラメラー間隔を微細化させる効果を有する。ラメラー間隔が微細化すると、強度が向上する。Ｃ含有量が０．４０％未満では、パーライト組織を８０面積％以上確保することが困難となる。この場合、鋼線の強度を十分確保できなくなる。そのため、Ｃ含有量を０．４０％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．６０％以上である。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えると鋼線の導電性が低下する上、初析セメンタイト量が増えることで延性が低下する。従ってＣ含有量を１．１０％以下とする。Ｃ含有量は１．０５％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましく、０．９５％以下が更に好ましい。
Ｃは鋼中のパーライト分率を増加させると共に、パーライト組織中のラメラー間隔を微細化させる効果を有する。ラメラー間隔が微細化すると、強度が向上する。Ｃ含有量が０．４０％未満では、パーライト組織を８０面積％以上確保することが困難となる。この場合、鋼線の強度を十分確保できなくなる。そのため、Ｃ含有量を０．４０％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．６０％以上である。一方、Ｃ含有量が１．１０％を超えると鋼線の導電性が低下する上、初析セメンタイト量が増えることで延性が低下する。従ってＣ含有量を１．１０％以下とする。Ｃ含有量は１．０５％以下が好ましく、１．００％以下がより好ましく、０．９５％以下が更に好ましい。
（Ｓｉ：０．００５〜０．３５０％）
Ｓｉは、固溶強化によって鋼の強度を高めるのに有効な成分であり、また脱酸剤としても必要な成分である。Ｓｉ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られないので、Ｓｉ含有量を０．００５％以上とする。焼入れ性をより高め、熱処理を容易にするためには、Ｓｉ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましく、０．０２０％以上にすることがより好ましい。一方、Ｓｉはパーライト組織中において、フェライト中に分配されると電気抵抗率を増大させる元素である。Ｓｉ含有量が０．３５０％を超えると電気抵抗率が顕著に増大するので、Ｓｉ含有量を０．３５０％以下とする。より低い電気抵抗率（すなわち高い導電性）を得るためには、Ｓｉ含有量を０．２５０％以下にすることが好ましく、０．１５０％以下とすることがより好ましい。
また、鋼線に亜鉛めっきまたは亜鉛合金めっきを形成する場合、Ｓｉ含有量が少ないと、めっき時の合金層の成長が助長され、鋼線の疲労特性が低下する。従って、鋼線に亜鉛めっきまたは亜鉛合金めっきが行われて使用されることを前提とする場合、Ｓｉ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
Ｓｉは、固溶強化によって鋼の強度を高めるのに有効な成分であり、また脱酸剤としても必要な成分である。Ｓｉ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が十分に得られないので、Ｓｉ含有量を０．００５％以上とする。焼入れ性をより高め、熱処理を容易にするためには、Ｓｉ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましく、０．０２０％以上にすることがより好ましい。一方、Ｓｉはパーライト組織中において、フェライト中に分配されると電気抵抗率を増大させる元素である。Ｓｉ含有量が０．３５０％を超えると電気抵抗率が顕著に増大するので、Ｓｉ含有量を０．３５０％以下とする。より低い電気抵抗率（すなわち高い導電性）を得るためには、Ｓｉ含有量を０．２５０％以下にすることが好ましく、０．１５０％以下とすることがより好ましい。
また、鋼線に亜鉛めっきまたは亜鉛合金めっきを形成する場合、Ｓｉ含有量が少ないと、めっき時の合金層の成長が助長され、鋼線の疲労特性が低下する。従って、鋼線に亜鉛めっきまたは亜鉛合金めっきが行われて使用されることを前提とする場合、Ｓｉ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
（Ｍｎ：０．０５〜０．９０％）
Ｍｎは脱酸元素であるとともに、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆性を防止する作用を有する元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、パテンティング時にフェライト組織分率を低減させると共に強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満では上記効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、鋼の導電性が低下する。従って、Ｍｎ含有量を０．９０％以下とする。より導電性を高めるためには、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
Ｍｎは脱酸元素であるとともに、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間脆性を防止する作用を有する元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、パテンティング時にフェライト組織分率を低減させると共に強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０５％未満では上記効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、鋼の導電性が低下する。従って、Ｍｎ含有量を０．９０％以下とする。より導電性を高めるためには、Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
本実施形態に係る鋼線は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。本実施形態に係る鋼線においては、不純物のうち、特に、Ｎ、Ｐ、Ｓの含有量を下記の通りに制限することが好ましい。不純物については、その含有量が少ない方が好ましいので、０％でもよい。不純物とは、原料等から、または鋼の製造工程から不可避的に混入する元素である。
（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、冷間加工時のひずみ時効により延性を低下させると共に導電性も低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると延性、導電性の低下が著しいので、Ｎ含有量を０．０１００％以下に制限することが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００８０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎは、冷間加工時のひずみ時効により延性を低下させると共に導電性も低下させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると延性、導電性の低下が著しいので、Ｎ含有量を０．０１００％以下に制限することが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００８０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。
（Ｐ：０．０３０％以下）
Ｐは、フェライトの固溶強化に寄与するものの、延性を大幅に低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、線材から鋼線に伸線加工する際の伸線加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下、更に好ましくは０．０１２％以下である。
Ｐは、フェライトの固溶強化に寄与するものの、延性を大幅に低下させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、線材から鋼線に伸線加工する際の伸線加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量を０．０３０％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下、更に好ましくは０．０１２％以下である。
（Ｓ：０．０３０％以下）
Ｓは、赤熱脆性を引き起こすと共に、延性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると延性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量を０．０３０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓは、赤熱脆性を引き起こすと共に、延性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．０３０％を超えると延性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量を０．０３０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。
上述したように、本実施形態に係る鋼線は、上記元素を含み残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、Ｆｅの一部に代えて、上記元素の他、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ及び、Ｂからなる群から選択される１種または２種以上の元素を、後述する範囲で含有させてもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないため、下限は０％である。また、これらの任意元素が後述する範囲未満含有されていたとしても、鋼線の特性を阻害しないので、許容される。
（Ｃｒ：０．０１〜０．７０％）
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、パーライト組織中のラメラーセメンタイトのラメラー間隔を小さくして引張強さを高める元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。一方で、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えると、パテンティング条件によっては、導電性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を０．７０％とすることが好ましい。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、パーライト組織中のラメラーセメンタイトのラメラー間隔を小さくして引張強さを高める元素である。この効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。一方で、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えると、パテンティング条件によっては、導電性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合でも、Ｃｒ含有量の上限を０．７０％とすることが好ましい。
（Ａｌ：０．００１〜０．０７０％）
Ａｌは脱酸元素であるとともに、窒化物として窒素を固定し、オーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記効果が得難いので、効果を得る場合には、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは、フェライト中で窒化物として固定されずフリーＡｌとして存在すると、導電性を低下させる元素である。そのため、含有させる場合でも、Ａｌ含有量の上限を０．０７０％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０５０％である。
Ａｌは脱酸元素であるとともに、窒化物として窒素を固定し、オーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記効果が得難いので、効果を得る場合には、Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ａｌは、フェライト中で窒化物として固定されずフリーＡｌとして存在すると、導電性を低下させる元素である。そのため、含有させる場合でも、Ａｌ含有量の上限を０．０７０％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０５０％である。
（Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％）
Ｔｉは脱酸元素であるとともに、炭窒化物を形成してオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、製鋼段階で粗大な窒化物が形成される可能性があると共に、パテンティング処理中に炭化物が析出し、延性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量の上限を０．０５０％とすることが好ましい。より好ましいＴｉ含有量は０．０３０％未満である。
Ｔｉは脱酸元素であるとともに、炭窒化物を形成してオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、製鋼段階で粗大な窒化物が形成される可能性があると共に、パテンティング処理中に炭化物が析出し、延性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量の上限を０．０５０％とすることが好ましい。より好ましいＴｉ含有量は０．０３０％未満である。
（Ｖ：０．００２〜０．１０％）
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭窒化物として析出し、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が過剰になると、パテンティング時の変態終了までの時間が長くなると共に、粗大な炭窒化物の析出により延性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０８％である。
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる元素であると共に、炭窒化物として析出し、鋼の強度向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が過剰になると、パテンティング時の変態終了までの時間が長くなると共に、粗大な炭窒化物の析出により延性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．０８％である。
（Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％）
Ｎｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、炭化物として析出してオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方で、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、パテンティング時の変態終了までの時間が長くなる。そのため、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下である。
Ｎｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、炭化物として析出してオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。この効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。一方で、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、パテンティング時の変態終了までの時間が長くなる。そのため、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２０％以下である。
（Ｍｏ：０．０２〜０．２０％）
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させ、組織中のフェライトの面積率を低減させる元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。ただし、Ｍｏ含有量が過剰になると、パテンティング時の変態終了までの時間が長くなる。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させ、組織中のフェライトの面積率を低減させる元素である。この効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。ただし、Ｍｏ含有量が過剰になると、パテンティング時の変態終了までの時間が長くなる。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。
（Ｂ：０．０００３〜０．００３０％）
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、フェライトの生成を抑制してパーライト面積率を増加させる元素である。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、パテンティング工程において、過冷オーステナイト状態でオーステナイト粒界上にＭ２３（Ｃ，Ｂ）６が析出し、延性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であるとともに、フェライトの生成を抑制してパーライト面積率を増加させる元素である。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、パテンティング工程において、過冷オーステナイト状態でオーステナイト粒界上にＭ２３（Ｃ，Ｂ）６が析出し、延性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００２０％以下である。
次に、本実施形態に係る鋼線の金属組織について説明する。
本実施形態に係る鋼線は、送電線を構成するＡＣＳＲの鋼芯への適用を考慮し、引張強さとして、１５００ＭＰａ以上、好ましくは１６００ＭＰａ以上、より好ましくは２０００ＭＰａ以上であることを目標とする。このような引張強さを実現し、かつ、導電性を高めるためには、本実施形態に係る鋼線は、次に説明する金属組織を備えていることが必要である。特に断らない限り、断面とは、鋼線の長手方向に平行で、鋼線の長手方向中心軸を通る、所謂Ｌ断面である。
本実施形態に係る鋼線は、送電線を構成するＡＣＳＲの鋼芯への適用を考慮し、引張強さとして、１５００ＭＰａ以上、好ましくは１６００ＭＰａ以上、より好ましくは２０００ＭＰａ以上であることを目標とする。このような引張強さを実現し、かつ、導電性を高めるためには、本実施形態に係る鋼線は、次に説明する金属組織を備えていることが必要である。特に断らない限り、断面とは、鋼線の長手方向に平行で、鋼線の長手方向中心軸を通る、所謂Ｌ断面である。
＜ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織を８０面積％以上含む＞
本実施形態に係る鋼線は、断面内の金属組織において、ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織を８０面積％以上含む。パーライト組織が８０面積％未満になると、十分な引張強度が得られなくなる。ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織は、９５面積％以上が好ましく、９７面積％以上がより好ましく、１００％でもよい。本実施形態において、ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織とは、伸線加工前の線材に存在するパーライト又は擬似パーライトに由来する組織であって、セメンタイト相（ラメラーセメンタイト）とフェライト相とが層状に交互に繰り返し重なった組織である。言い換えれば、本実施形態におけるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織とは、直線状、曲線状、又は断片的に存在するセメンタイトと、セメンタイト間に存在するフェライト相とを含む組織である。
本実施形態に係る鋼線は、パーライト組織以外に、フェライト組織を含んでもよい。しかしながら、フェライト組織が２０面積％を超えると、パーライト組織の面積率が低下し、引張強度が低下するので、フェライト組織は２０面積％以下に制限する必要がある。ここで言うフェライト組織は、パーライト組織中に含まれるフェライト相ではない。
また、本実施形態に係る鋼線は、上記のパーライト組織、フェライト組織以外に、少量のベイナイト組織やマルテンサイト組織を含む場合がある。しかしながら、無拡散変態型の組織であるベイナイトやマルテンサイトは、固溶元素の拡散が阻害された組織であるため、これらの組織の組織分率が増えると鋼線の導電性が低下する。そのため、ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は、合計で３面積％未満とすることが好ましい。
鋼線中の組織分率は、後述する鋼線の切断面の平均ラメラー間隔の観察箇所に対して、２０００倍の倍率で金属組織写真を撮影し、各組織の領域をマーキングし、画像解析により各組織の面積率の平均値を算出することで得られる。
本実施形態に係る鋼線は、断面内の金属組織において、ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織を８０面積％以上含む。パーライト組織が８０面積％未満になると、十分な引張強度が得られなくなる。ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織は、９５面積％以上が好ましく、９７面積％以上がより好ましく、１００％でもよい。本実施形態において、ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織とは、伸線加工前の線材に存在するパーライト又は擬似パーライトに由来する組織であって、セメンタイト相（ラメラーセメンタイト）とフェライト相とが層状に交互に繰り返し重なった組織である。言い換えれば、本実施形態におけるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織とは、直線状、曲線状、又は断片的に存在するセメンタイトと、セメンタイト間に存在するフェライト相とを含む組織である。
本実施形態に係る鋼線は、パーライト組織以外に、フェライト組織を含んでもよい。しかしながら、フェライト組織が２０面積％を超えると、パーライト組織の面積率が低下し、引張強度が低下するので、フェライト組織は２０面積％以下に制限する必要がある。ここで言うフェライト組織は、パーライト組織中に含まれるフェライト相ではない。
また、本実施形態に係る鋼線は、上記のパーライト組織、フェライト組織以外に、少量のベイナイト組織やマルテンサイト組織を含む場合がある。しかしながら、無拡散変態型の組織であるベイナイトやマルテンサイトは、固溶元素の拡散が阻害された組織であるため、これらの組織の組織分率が増えると鋼線の導電性が低下する。そのため、ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は、合計で３面積％未満とすることが好ましい。
鋼線中の組織分率は、後述する鋼線の切断面の平均ラメラー間隔の観察箇所に対して、２０００倍の倍率で金属組織写真を撮影し、各組織の領域をマーキングし、画像解析により各組織の面積率の平均値を算出することで得られる。
＜平均ラメラー間隔が２８〜８０ｎｍ＞
パーライト組織中の隣り合うラメラーセメンタイト同士の間隔である平均ラメラー間隔は２８〜８０ｎｍの範囲である。平均ラメラー間隔が２８ｎｍ未満になると、鋼線の導電性が低下する。一方、平均ラメラー間隔が８０ｎｍ超では、導電性及び引張強度を十分に高めることができない。
パーライト組織中の隣り合うラメラーセメンタイト同士の間隔である平均ラメラー間隔は２８〜８０ｎｍの範囲である。平均ラメラー間隔が２８ｎｍ未満になると、鋼線の導電性が低下する。一方、平均ラメラー間隔が８０ｎｍ超では、導電性及び引張強度を十分に高めることができない。
平均ラメラー間隔は、以下の方法で測定する。すなわち、鋼線のＬ断面を樹脂に埋め込み、鏡面に研磨をしたのち、ピクラールで腐食を行い、ＦＥ−ＳＥＭを用いてパーライトブロックが５か所以上含まれる５０００〜１００００倍の任意の領域を１０視野分、デジタル画像を撮影する。撮影した各写真について、画像解析装置を用いて、平均ラメラー間隔を測定する。ラメラー間隔とは、ラメラーセメンタイトの中心から、最も近いラメラーセメンタイトの中心までの距離である。
＜ラメラーセメンタイトの平均長さが２２．０μｍ以下＞
パーライト組織中のラメラーセメンタイトの平均長さは２２．０μｍ以下である。ラメラーセメンタイトの平均長さが２２．０μｍを超えると、鋼線の導電性が低下する。導電性を向上させる観点から、ラメラーセメンタイトの平均長さは、１２．０μｍ以下が好ましく、１０．０μｍ以下がより好ましい。一方、引張強さの観点から、ラメラーセメンタイトの平均長さは、１．０μｍ以上であることが好ましく、２．０μｍ以上であることがより好ましく、５．０μｍ以上であることがさらに好ましい。
パーライト組織中のラメラーセメンタイトの平均長さは２２．０μｍ以下である。ラメラーセメンタイトの平均長さが２２．０μｍを超えると、鋼線の導電性が低下する。導電性を向上させる観点から、ラメラーセメンタイトの平均長さは、１２．０μｍ以下が好ましく、１０．０μｍ以下がより好ましい。一方、引張強さの観点から、ラメラーセメンタイトの平均長さは、１．０μｍ以上であることが好ましく、２．０μｍ以上であることがより好ましく、５．０μｍ以上であることがさらに好ましい。
パーライト組織中のラメラーセメンタイトの平均長さは、以下の方法で測定する。すなわち、鋼線の長手方向（伸線方向）の切断面（Ｌ断面）に対して、鏡面研磨を行った後ピクラールによってエッチングを施し、ＦＥ−ＳＥＭにて組織観察を行い、組織観察の結果を解析して求める。具体的には、図１に示すように、鋼線の断面において、鋼線の軸方向中心位置（Ｄ／２）からＤ／４位置の領域（Ｄは鋼線の直径）を設定する。設定した領域は、各辺の長さがＤ／２となる矩形の領域である。この矩形の領域を更に９等分のメッシュに分割し、分割した各メッシュの頂点（１６箇所）を観察位置とする。各観察位置において、１００００倍の倍率で、伸線方向が画像と水平方向となるように撮影領域を設定し、断面の表面をＦＥ−ＳＥＭで撮影する。撮影領域の画像を画像解析してセメンタイト部分とその他の部分（フェライト部分）とを２値化し、長辺のセメンタイトの長さを求める。そして、得られたセメンタイト長さを平均してセメンタイトの平均長さを算出する。
＜パーライト組織のうち、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内となるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、４０面積％以上＞
パーライト組織のうち、鋼線の長手方向に対する傾き（角度差）が１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、面積率で４０％以上である。上記傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率が４０面積％未満であると、導電性が低下する。導電性の観点から、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内のラメラーセメンタイト（以下、単に「傾きが１５°以内のラメラーセメンタイト」と言う場合がある）を有するパーライト組織の面積率は、５５面積％以上であることが好ましく、６０面積％以上であることがより好ましい。
鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトの割合が高いほど導電性の観点で好ましいので、傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率の上限は１００面積％である。
パーライト組織のうち、鋼線の長手方向に対する傾き（角度差）が１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、面積率で４０％以上である。上記傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率が４０面積％未満であると、導電性が低下する。導電性の観点から、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内のラメラーセメンタイト（以下、単に「傾きが１５°以内のラメラーセメンタイト」と言う場合がある）を有するパーライト組織の面積率は、５５面積％以上であることが好ましく、６０面積％以上であることがより好ましい。
鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトの割合が高いほど導電性の観点で好ましいので、傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率の上限は１００面積％である。
鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率は以下の方法で測定する。すなわち、ラメラーセメンタイトの平均長さの測定において撮影した各画像を用い、画像中心部のラメラーセメンタイトの配向が等しい伸線パーライト組織の領域（パーライトコロニー）において、一つのラメラーセメンタイトの両端末を線分で結び、水平方向からの角度差を測定し１５°以下の範囲内かどうかを確認する。１５°以内であれば、その領域は、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内のラメラーセメンタイトを有するパーライト組織であると判断する。伸線パーライト組織においてラメラーセメンタイトの配向が不規則又は不明確な場合は、傾きが１５°以内ではないラメラーセメンタイトと判定し、その領域は「鋼線の長手方向に対するラメラーセメンタイトの傾きが１５°以内であるパーライト組織」には含めない。
全撮影枚数の撮影視野にあるパーライト組織の合計面積に対し、鋼線の長手方向に対するラメラーセメンタイトの傾きが１５°以内であるパーライト組織の合計面積が４０面積％以上である場合、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、面積率で４０％以上存在すると判断する。図２Ａは、中心部のラメラーセメンタイトの配向が等しい伸線パーライト組織の領域において、傾きが１５°以下の範囲内のパーライト組織を示す画像の一例であり、図２Ｂは傾きが１５°以下でないパーライト組織を示す画像の一例である。
全撮影枚数の撮影視野にあるパーライト組織の合計面積に対し、鋼線の長手方向に対するラメラーセメンタイトの傾きが１５°以内であるパーライト組織の合計面積が４０面積％以上である場合、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、面積率で４０％以上存在すると判断する。図２Ａは、中心部のラメラーセメンタイトの配向が等しい伸線パーライト組織の領域において、傾きが１５°以下の範囲内のパーライト組織を示す画像の一例であり、図２Ｂは傾きが１５°以下でないパーライト組織を示す画像の一例である。
＜長手方向に対するフェライトの｛１１０｝面の集積度が、２．０〜８．０の範囲である＞
鋼線の長手方向に対するフェライトの｛１１０｝面の集積度は、２．０〜８．０の範囲である。フェライトの｛１１０｝面の集積度が２．０未満の場合、若しくは８．０を超える場合には、鋼線の導電性が低下するので好ましくない。なお、導電性及び引張強さの観点から、フェライトの｛１１０｝面の集積度は、２．２〜５．５が好ましく、３．０〜４．５がより好ましい。
鋼線の長手方向に対するフェライトの｛１１０｝面の集積度は、２．０〜８．０の範囲である。フェライトの｛１１０｝面の集積度が２．０未満の場合、若しくは８．０を超える場合には、鋼線の導電性が低下するので好ましくない。なお、導電性及び引張強さの観点から、フェライトの｛１１０｝面の集積度は、２．２〜５．５が好ましく、３．０〜４．５がより好ましい。
フェライトの集積度については、以下の方法で測定する。すなわち、図３Ｂに示す鋼線の長手方向（伸線方向）の切断面の半径方向に中心部〜Ｄ／４（Ｄは鋼線の直径）までの領域において、Ｘ線回折法によって｛１１０｝極点図を作成し、ＲＤ方向（鋼線の長手方向）に観察されるスポットの極密度（ランダム方位との比）の最大値をフェライトの｛１１０｝面の集積度とする。
ここで、Ｘ線回折によって得られるフェライトの｛１１０｝面の集積度とは、パーライト組織中に含まれるフェライト相と、パーライト組織以外のフェライト組織との両方から得られる情報から算出される集積度である。
なお、本実施形態におけるＸ線回折の測定条件は以下の通りである。
Ｘ線回折装置：リガク社製
商品名：ＲＩＮＴ２２００（管球）（ＲＩＮＴ２０００／ＰＣシリーズ）
Ｘ線源：ＭｏＫα
発散スリット：１／４°（０．４３ｍｍ）
ここで、Ｘ線回折によって得られるフェライトの｛１１０｝面の集積度とは、パーライト組織中に含まれるフェライト相と、パーライト組織以外のフェライト組織との両方から得られる情報から算出される集積度である。
なお、本実施形態におけるＸ線回折の測定条件は以下の通りである。
Ｘ線回折装置：リガク社製
商品名：ＲＩＮＴ２２００（管球）（ＲＩＮＴ２０００／ＰＣシリーズ）
Ｘ線源：ＭｏＫα
発散スリット：１／４°（０．４３ｍｍ）
＜線径（直径）：１．４ｍｍ以上＞
本実施形態に係る鋼線は、１．４ｍｍ以上の線径を有する。線径が１．４ｍｍ以上であれば、線材からの伸線加工、及び、鋼線の周囲にアルミニウム、亜鉛等の金属被覆層を形成した被覆鋼線の製造が容易である。従って、本実施形態に係る鋼線は、導電性及び引張強度に加え、加工容易性及び製造コストの点でも優れている。本実施形態に係る鋼線の直径は、１．５ｍｍ以上であることが好ましく、１．６ｍｍ以上であることがより好ましい。
ただし、鋼線の直径が太過ぎると、ラメラーセメンタイトの長さを短くすることが難しくなるので、本実施形態に係る鋼線の直径は、４．２ｍｍ以下であることが好ましく、４．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
本実施形態に係る鋼線は、１．４ｍｍ以上の線径を有する。線径が１．４ｍｍ以上であれば、線材からの伸線加工、及び、鋼線の周囲にアルミニウム、亜鉛等の金属被覆層を形成した被覆鋼線の製造が容易である。従って、本実施形態に係る鋼線は、導電性及び引張強度に加え、加工容易性及び製造コストの点でも優れている。本実施形態に係る鋼線の直径は、１．５ｍｍ以上であることが好ましく、１．６ｍｍ以上であることがより好ましい。
ただし、鋼線の直径が太過ぎると、ラメラーセメンタイトの長さを短くすることが難しくなるので、本実施形態に係る鋼線の直径は、４．２ｍｍ以下であることが好ましく、４．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
＜電気抵抗率及び引張強度＞
本実施形態に係る鋼線は、導電性と引張強度との両方に優れている。
本実施形態に係る鋼線において、導電性の指標である電気抵抗率は、好ましくは１９．０μΩ・ｃｍ未満であり、より好ましくは１８．０μΩ・ｃｍ未満、さらに好ましくは１７．０μΩ・ｃｍ未満である。
また、本実施形態に係る鋼線の引張強度は、好ましくは１５００ＭＰａ以上、より好ましくは１６００ＭＰａ以上、さらに好ましくは２０００ＭＰａ以上である。
後述する実施例の一部に見られるように、電気抵抗率が１８．０μΩ・ｃｍ未満、かつ、引張強度が２０００ＭＰａ以上、さらには、電気抵抗率が１７．０μΩ・ｃｍ未満、かつ、引張強度が２０００ＭＰａ以上である鋼線も実現可能である。
本実施形態に係る鋼線は、導電性と引張強度との両方に優れている。
本実施形態に係る鋼線において、導電性の指標である電気抵抗率は、好ましくは１９．０μΩ・ｃｍ未満であり、より好ましくは１８．０μΩ・ｃｍ未満、さらに好ましくは１７．０μΩ・ｃｍ未満である。
また、本実施形態に係る鋼線の引張強度は、好ましくは１５００ＭＰａ以上、より好ましくは１６００ＭＰａ以上、さらに好ましくは２０００ＭＰａ以上である。
後述する実施例の一部に見られるように、電気抵抗率が１８．０μΩ・ｃｍ未満、かつ、引張強度が２０００ＭＰａ以上、さらには、電気抵抗率が１７．０μΩ・ｃｍ未満、かつ、引張強度が２０００ＭＰａ以上である鋼線も実現可能である。
本実施形態に係る被覆鋼線は、上述した本実施形態に係る鋼線と、この鋼線を被覆する金属被覆層とを備える。すなわち、本実施形態に係る被覆鋼線は、金属被覆鋼線である。
金属被覆層は、例えば、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金、銅、銅合金、ニッケルまたはニッケル合金のうちいずれか１種以上を含む。金属被覆層は、めっき層であってもよいし、クラッド層であってもよい。めっき層は、電気めっき層であってもよいし、溶融めっき層であってもよい。溶融めっきで形成された金属被覆層には、鋼線と金属被覆層との界面に合金層が形成される場合がある。合金層としてはＺｎＦｅ合金層、ＡｌＦｅ合金層、ＮｉＦｅ合金層、ＣｕＦｅ合金層を例示できる。金属被覆層を有することにより、被覆鋼線全体の導電性を高めることができる。
金属被覆層は、例えば、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金、銅、銅合金、ニッケルまたはニッケル合金のうちいずれか１種以上を含む。金属被覆層は、めっき層であってもよいし、クラッド層であってもよい。めっき層は、電気めっき層であってもよいし、溶融めっき層であってもよい。溶融めっきで形成された金属被覆層には、鋼線と金属被覆層との界面に合金層が形成される場合がある。合金層としてはＺｎＦｅ合金層、ＡｌＦｅ合金層、ＮｉＦｅ合金層、ＣｕＦｅ合金層を例示できる。金属被覆層を有することにより、被覆鋼線全体の導電性を高めることができる。
次に、本実施形態に係る鋼線、及び本実施形態に係る被覆鋼線の好ましい製造方法を説明する。以下に説明する製造方法は一例であり、本発明の範囲を満たす鋼線または被覆鋼線が得られるのであれば、本実施形態に係る鋼線、及び本実施形態に係る被覆鋼線の製造方法は下記の製造条件に限られるものではない。
＜溶製工程、鋳造工程、熱間圧延工程＞
上記に記載の成分を有する鋼を溶製した後、連続鋳造等によって鋼片（ビレット）を製造し、熱間圧延を行う。鋳造後、分塊圧延を行ってもよい。鋼片を熱間圧延する際には、鋼片の中心部が１０００〜１１００℃になるように加熱し、仕上げ温度を９００〜１０００℃として熱間圧延を行って線材を得ることが好ましい。
上記に記載の成分を有する鋼を溶製した後、連続鋳造等によって鋼片（ビレット）を製造し、熱間圧延を行う。鋳造後、分塊圧延を行ってもよい。鋼片を熱間圧延する際には、鋼片の中心部が１０００〜１１００℃になるように加熱し、仕上げ温度を９００〜１０００℃として熱間圧延を行って線材を得ることが好ましい。
＜冷却工程＞
熱間圧延工程後の線材について、水冷、空冷、炉冷、及び／または溶融浴への浸漬によって冷却を行う。この際、Ｃ含有量に応じて、冷却パターンを設定することが好ましい。
Ｃ含有量が０．４０〜０．７０％の場合は、仕上げ圧延後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で８００〜９２０℃の温度範囲に冷却し（第１冷却）、次いで８００〜６００℃までの平均冷却速度が５〜２０℃／ｓとなるように冷却し（第２冷却）、次いで６００〜５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下となるように冷却する（第３冷却）。
第１冷却の冷却速度が、２０℃／ｓ未満であると、初析フェライトが生成し易く、パーライト組織分率が低下する。また、第１冷却の停止温度が、８００℃未満では、オーステナイト粒径が微細化して十分な焼入れ性が得られない。一方、第１冷却の停止温度が、９２０℃超では、その後の冷却過程で初析フェライトが生成し易く、パーライト組織分率が低下する。
また、第２冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満では初析フェライトの生成によりパーライト組織分率が低下しやすくなる。一方、第２冷却の冷却速度が２０℃／ｓ超では第２〜第３冷却に掛けてのパーライト変態と合金元素の分配が不十分となる。また、第３冷却の冷却速度が５℃／ｓ超となると、合金元素の分配が起こりにくくなるため、導電性が低下する。
ただし、上記の冷却において、６００〜５００℃の滞留時間が３３秒以上（平均冷却速度換算で約３．０℃／ｓ以下）と長ければ、合金元素の分配が十分進行するので、８００〜６００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上でもよい。また、例えば鉛浴やソルト浴、流動層炉を用いて変態を完了させた後、再度６００〜４００℃の温度域まで加熱してもよい。
また、Ｃ含有量が０．７０超〜１．１０％の場合は、仕上げ圧延後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で８００〜９２０℃に冷却し、５００〜６００℃の溶融塩に３０秒以上浸漬することでパーライト変態させる。
熱間圧延工程後の線材について、水冷、空冷、炉冷、及び／または溶融浴への浸漬によって冷却を行う。この際、Ｃ含有量に応じて、冷却パターンを設定することが好ましい。
Ｃ含有量が０．４０〜０．７０％の場合は、仕上げ圧延後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で８００〜９２０℃の温度範囲に冷却し（第１冷却）、次いで８００〜６００℃までの平均冷却速度が５〜２０℃／ｓとなるように冷却し（第２冷却）、次いで６００〜５００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以下となるように冷却する（第３冷却）。
第１冷却の冷却速度が、２０℃／ｓ未満であると、初析フェライトが生成し易く、パーライト組織分率が低下する。また、第１冷却の停止温度が、８００℃未満では、オーステナイト粒径が微細化して十分な焼入れ性が得られない。一方、第１冷却の停止温度が、９２０℃超では、その後の冷却過程で初析フェライトが生成し易く、パーライト組織分率が低下する。
また、第２冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満では初析フェライトの生成によりパーライト組織分率が低下しやすくなる。一方、第２冷却の冷却速度が２０℃／ｓ超では第２〜第３冷却に掛けてのパーライト変態と合金元素の分配が不十分となる。また、第３冷却の冷却速度が５℃／ｓ超となると、合金元素の分配が起こりにくくなるため、導電性が低下する。
ただし、上記の冷却において、６００〜５００℃の滞留時間が３３秒以上（平均冷却速度換算で約３．０℃／ｓ以下）と長ければ、合金元素の分配が十分進行するので、８００〜６００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上でもよい。また、例えば鉛浴やソルト浴、流動層炉を用いて変態を完了させた後、再度６００〜４００℃の温度域まで加熱してもよい。
また、Ｃ含有量が０．７０超〜１．１０％の場合は、仕上げ圧延後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で８００〜９２０℃に冷却し、５００〜６００℃の溶融塩に３０秒以上浸漬することでパーライト変態させる。
本実施形態において、圧延の仕上げ温度とは、仕上げ圧延直後の線材の表面温度を指し、仕上げ圧延後の冷却工程における平均冷却速度は、線材の中心部の冷却速度を指す。
上記の製造工程を経て得られた線材は、例えば、断面内の金属組織の８０％以上がパーライト組織で、パーライト組織の平均ラメラー間隔が５０〜１７０ｎｍであり、パーライト組織中のラメラーセメンタイトの平均長さが１．５μｍ以下となる。なお、以下の伸線工程によって本実施形態に係る鋼線を得る観点から、上記の製造工程で製造する線材の線径は３．０〜１４．０ｍｍであることが好ましい。
＜伸線工程＞
次に、上記線材に伸線加工を施して鋼線を得る。伸線加工では、線材に対して１．５〜２．４の真ひずみを付与するように伸線加工することが好ましい。好ましくは、真ひずみが１．７〜２．１である。上述の条件で伸線を行うと、伸線前の線材に対して、伸線後の鋼線の電気抵抗率は、１．０〜１．５μΩ・ｃｍ程度低下する（すなわち導電性が向上する）。なお、鋼種（例えば、後述する実施例で用いている鋼種Ｋ）によっては、真ひずみが１．５未満又は２．４超であっても電気抵抗率が低く、かつ引張強さが高い鋼線が得られる。ただし、このような鋼種であっても、１．５〜２．４の真ひずみを付与することで高い引張強さを有するとともに電気抵抗率がより低く抑えられた鋼線が得られ易い。
線材の伸線加工時の減面率が高くなってひずみが増大するに従って、平均ラメラー間隔は小さくなり、ラメラーセメンタイトの平均長さは大きくなり、ラメラーセメンタイトの長手方向に対する傾きは小さくなって角度差が１５°以内のセメンタイトを有するパーライト組織の割合が増加し、フェライトの｛１１０｝面の集積度は高くなる。真ひずみが１．５未満となる条件で伸線加工を行うと、角度差が１５°以内のセメンタイトの割合が不足し導電性が低下する。一方、真ひずみが２．４超になる条件で伸線加工を行うと、フェライト中の固溶Ｃ量が増加することで導電性が低下する。
次に、上記線材に伸線加工を施して鋼線を得る。伸線加工では、線材に対して１．５〜２．４の真ひずみを付与するように伸線加工することが好ましい。好ましくは、真ひずみが１．７〜２．１である。上述の条件で伸線を行うと、伸線前の線材に対して、伸線後の鋼線の電気抵抗率は、１．０〜１．５μΩ・ｃｍ程度低下する（すなわち導電性が向上する）。なお、鋼種（例えば、後述する実施例で用いている鋼種Ｋ）によっては、真ひずみが１．５未満又は２．４超であっても電気抵抗率が低く、かつ引張強さが高い鋼線が得られる。ただし、このような鋼種であっても、１．５〜２．４の真ひずみを付与することで高い引張強さを有するとともに電気抵抗率がより低く抑えられた鋼線が得られ易い。
線材の伸線加工時の減面率が高くなってひずみが増大するに従って、平均ラメラー間隔は小さくなり、ラメラーセメンタイトの平均長さは大きくなり、ラメラーセメンタイトの長手方向に対する傾きは小さくなって角度差が１５°以内のセメンタイトを有するパーライト組織の割合が増加し、フェライトの｛１１０｝面の集積度は高くなる。真ひずみが１．５未満となる条件で伸線加工を行うと、角度差が１５°以内のセメンタイトの割合が不足し導電性が低下する。一方、真ひずみが２．４超になる条件で伸線加工を行うと、フェライト中の固溶Ｃ量が増加することで導電性が低下する。
上述の工程を含む製造方法によれば、本実施形態に係る鋼線が製造される。
＜被覆工程＞
次に、得られた鋼線に金属被覆層を形成する。金属被覆層の形成手段は、電気めっき法、溶融めっき法、クラッド法のいずれでもよい。この時点での金属被覆層の厚みは、線材または鋼線の直径に対して０．７％〜２０％程度の厚みがよい。
これにより、本実施形態に係る被覆鋼線が製造される。
この被覆工程は、冷却工程と伸線工程との間に行ってもよい。すなわち、線材に金属被覆層を形成した後、伸線加工を行っても、本実施形態に係る被覆鋼線を得ることができる。
次に、得られた鋼線に金属被覆層を形成する。金属被覆層の形成手段は、電気めっき法、溶融めっき法、クラッド法のいずれでもよい。この時点での金属被覆層の厚みは、線材または鋼線の直径に対して０．７％〜２０％程度の厚みがよい。
これにより、本実施形態に係る被覆鋼線が製造される。
この被覆工程は、冷却工程と伸線工程との間に行ってもよい。すなわち、線材に金属被覆層を形成した後、伸線加工を行っても、本実施形態に係る被覆鋼線を得ることができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
５０ｋｇ真空溶解炉で表１に示す化学成分（ただし、残部はＦｅ及び不純物）に溶製した溶鋼を、インゴットに鋳造した。当該各インゴットを１２５０℃で１時間加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように直径１５ｍｍの棒線材となるように熱間鍛造した後、室温まで放冷した。この熱間鍛造材を切削加工によって直径１０ｍｍ、切断によって長さ１５００ｍｍにした。この切削加工材を窒素雰囲気中で１０５０℃で、１５分加熱した後、仕上げ温度が９００℃以上になるように熱間圧延し、直径７ｍｍの圧延材を得た。
その後、一部の圧延材については、仕上げ圧延後、大気中で扇風機により９００℃まで風冷し、その後１０秒以内に低温で加熱した加熱炉内に封入し、６００℃までの平均冷却速度を６℃／ｓ、４００℃までの平均冷却速度を１℃／ｓで炉冷し、更に４００℃まで冷却後に取り出して室温まで放冷して、鋼線材を得た（表２の冷却工程の条件番号５）。
また、別の圧延材については、仕上げ圧延後、大気中で扇風機により８５０℃または９００℃まで風冷し、その後１０秒以内に表２に示す冷却工程の条件番号２〜４で鉛浴に浸漬した後、取り出して室温まで放冷して、鋼線材を得た。各温度域での平均冷却速度は、表２の通りであった。
更に別の圧延材については、直径７ｍｍに熱間圧延した後、大気中での扇風機による風冷によって室温まで冷却した（表２の冷却工程の条件番号６）。各温度域での平均冷却速度は、表２の通りであった。
更に、一部の圧延材については、仕上げ圧延後、６４０℃の鉛浴に浸漬したのち、直ぐ１００℃／ｓで冷却を行い４００℃以下とした（表２の冷却工程の条件番号１）。各温度域での平均冷却速度は、表２の通りであった。
また、別の圧延材については、仕上げ圧延後、大気中で扇風機により８５０℃または９００℃まで風冷し、その後１０秒以内に表２に示す冷却工程の条件番号２〜４で鉛浴に浸漬した後、取り出して室温まで放冷して、鋼線材を得た。各温度域での平均冷却速度は、表２の通りであった。
更に別の圧延材については、直径７ｍｍに熱間圧延した後、大気中での扇風機による風冷によって室温まで冷却した（表２の冷却工程の条件番号６）。各温度域での平均冷却速度は、表２の通りであった。
更に、一部の圧延材については、仕上げ圧延後、６４０℃の鉛浴に浸漬したのち、直ぐ１００℃／ｓで冷却を行い４００℃以下とした（表２の冷却工程の条件番号１）。各温度域での平均冷却速度は、表２の通りであった。
得られた線材のうち、試験番号１〜３１に対し、亜鉛溶融めっき法またはアルミクラッド法により、金属被覆層を形成した。
その後、線材に含まれる鋼部に対して表３に示す真ひずみを付与するように伸線し、鋼部の直径が２．０ｍｍ〜３．５ｍｍの鋼線または被覆鋼線を得た。
その後、伸線前に被覆層を形成しなかった試験番号３２の鋼線に対し、溶融亜鉛めっき法によって、亜鉛からなる金属被覆層を形成した。
上記の要領で得られた被覆鋼線から金属被覆層を塩酸や水酸化ナトリウム等で取り除いて鋼線を取り出し、これらの鋼線の引張強さ及び導電性を評価した。
＜引張強さ＞
鋼線から３５０ｍｍ長さで３本の引張試験片をワイヤのままで採取した。この引張試験片に対し、チャック間距離２００ｍｍ、１０ｍｍ／ｍｉｎの引張速度で、常温での引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定して、その平均値をその試験材の引張強さとした。
＜引張強さ＞
鋼線から３５０ｍｍ長さで３本の引張試験片をワイヤのままで採取した。この引張試験片に対し、チャック間距離２００ｍｍ、１０ｍｍ／ｍｉｎの引張速度で、常温での引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定して、その平均値をその試験材の引張強さとした。
＜導電性＞
鋼線から長さ６０ｍｍの導電性測定用の試験片を切り出し、温度２０℃で４端子法によって、電気抵抗率を測定した。
鋼線から長さ６０ｍｍの導電性測定用の試験片を切り出し、温度２０℃で４端子法によって、電気抵抗率を測定した。
また、得られた鋼線について、各組織分率、ラメラーセメンタイトの平均ラメラー間隔、ラメラーセメンタイトの平均長さ、鋼線の長手方向に対する傾き（角度差）が１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率、フェライトの｛１１０｝面の集積度を測定した。
＜平均ラメラー間隔＞
各鋼線について、Ｌ断面を樹脂に埋め込み、鏡面に研磨をしたのち、ピクラールで腐食を行い、ＦＥ−ＳＥＭを用いて５０００〜１００００倍でパーライトブロックが５か所以上含まれる任意の領域を１０視野分、デジタル画像を撮影した。各写真について、画像解析装置を用いて、平均ラメラー間隔を測定した。
＜各組織の面積率＞
各鋼線の切断面の平均ラメラー間隔の観察箇所に対して、２０００倍の倍率で金属組織写真を撮影し、各組織の領域をマーキングし、画像解析により各組織の面積率の平均値を算出した。なお、表３には、パーライト組織とフェライト組織の面積率を示すが、これらの組織の合計が１００％でない鋼線では、他の組織として、ベイナイト組織及び／又はマルテンサイト組織が観察された。
＜平均ラメラー間隔＞
各鋼線について、Ｌ断面を樹脂に埋め込み、鏡面に研磨をしたのち、ピクラールで腐食を行い、ＦＥ−ＳＥＭを用いて５０００〜１００００倍でパーライトブロックが５か所以上含まれる任意の領域を１０視野分、デジタル画像を撮影した。各写真について、画像解析装置を用いて、平均ラメラー間隔を測定した。
＜各組織の面積率＞
各鋼線の切断面の平均ラメラー間隔の観察箇所に対して、２０００倍の倍率で金属組織写真を撮影し、各組織の領域をマーキングし、画像解析により各組織の面積率の平均値を算出した。なお、表３には、パーライト組織とフェライト組織の面積率を示すが、これらの組織の合計が１００％でない鋼線では、他の組織として、ベイナイト組織及び／又はマルテンサイト組織が観察された。
＜ラメラーセメンタイトの平均長さ＞
パーライト組織中のラメラーセメンタイトの平均長さは、平均ラメラー間隔の測定に供した試料を用い、ＦＥ−ＳＥＭにて組織観察を行い、組織観察の結果を解析して求めた。図１に示すように、鋼線のＬ断面において、鋼線の軸方向中心位置（Ｄ／２）からＤ／４位置の領域（Ｄは鋼線の直径）を設定した。設定した領域は、各辺の長さがＤ／２となる矩形の領域とした。この矩形の領域を更に９等分のメッシュに分割し、分割した各メッシュの頂点を観察位置とした。各観察位置において、１００００倍の倍率で、伸線方向が画像と水平方向となるように撮影領域を設定し、断面の表面をＦＥ−ＳＥＭで撮影した。撮影領域の画像を画像解析してセメンタイト部分とその他の部分（フェライト部分）を２値化し、長辺のセメンタイトの長さを求めた。そして、得られたセメンタイト長さを平均してセメンタイトの平均長さを算出した。
パーライト組織中のラメラーセメンタイトの平均長さは、平均ラメラー間隔の測定に供した試料を用い、ＦＥ−ＳＥＭにて組織観察を行い、組織観察の結果を解析して求めた。図１に示すように、鋼線のＬ断面において、鋼線の軸方向中心位置（Ｄ／２）からＤ／４位置の領域（Ｄは鋼線の直径）を設定した。設定した領域は、各辺の長さがＤ／２となる矩形の領域とした。この矩形の領域を更に９等分のメッシュに分割し、分割した各メッシュの頂点を観察位置とした。各観察位置において、１００００倍の倍率で、伸線方向が画像と水平方向となるように撮影領域を設定し、断面の表面をＦＥ−ＳＥＭで撮影した。撮影領域の画像を画像解析してセメンタイト部分とその他の部分（フェライト部分）を２値化し、長辺のセメンタイトの長さを求めた。そして、得られたセメンタイト長さを平均してセメンタイトの平均長さを算出した。
＜鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織の面積率＞
次に、ラメラーセメンタイトの平均長さの測定において撮影した各画像を用い、画像中心部のラメラーセメンタイトの配向が等しい伸線パーライト組織の領域において、ひとつのラメラーセメンタイトの両端末を線分で結び、水平方向からの角度差を測定し、１５°以下の範囲内かどうかを確認した。全撮影枚数におけるパーライト組織の合計面積に対し、鋼線の長手方向に対するラメラーセメンタイトの傾きが１５°以内であるパーライト組織の合計が４０面積％以上である場合、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、面積率で４０％以上存在すると判断した。
次に、ラメラーセメンタイトの平均長さの測定において撮影した各画像を用い、画像中心部のラメラーセメンタイトの配向が等しい伸線パーライト組織の領域において、ひとつのラメラーセメンタイトの両端末を線分で結び、水平方向からの角度差を測定し、１５°以下の範囲内かどうかを確認した。全撮影枚数におけるパーライト組織の合計面積に対し、鋼線の長手方向に対するラメラーセメンタイトの傾きが１５°以内であるパーライト組織の合計が４０面積％以上である場合、鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内であるラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、面積率で４０％以上存在すると判断した。
＜フェライトの｛１１０｝面の集積度＞
次に、フェライトの｛１１０｝面の集積度は、図３Ａ〜３Ｂに示すように鋼線の伸線方向（ＲＤ方向）の切断面に対して、半径方向に中心部〜Ｄ／４（Ｄは鋼線の直径）までの領域において、Ｘ線回折法によって｛１１０｝極点図を作成し、ＲＤ方向に観察されるスポットの極密度（ランダム方位との比）の最大値をフェライトの｛１１０｝面の集積度とした。Ｘ線回折の測定条件は前述した通りである。
次に、フェライトの｛１１０｝面の集積度は、図３Ａ〜３Ｂに示すように鋼線の伸線方向（ＲＤ方向）の切断面に対して、半径方向に中心部〜Ｄ／４（Ｄは鋼線の直径）までの領域において、Ｘ線回折法によって｛１１０｝極点図を作成し、ＲＤ方向に観察されるスポットの極密度（ランダム方位との比）の最大値をフェライトの｛１１０｝面の集積度とした。Ｘ線回折の測定条件は前述した通りである。
結果を表１〜表３に示す。
表３から、本発明で規定する条件から外れた試験番号１９〜２２、２８〜３０の場合には、前記した少なくとも１つの特性が目標とする値（引張強度：１５００ＭＰａ以上、電気抵抗率：１９．０μΩ・ｃｍ未満、直径：１．４ｍｍ以上）に達していなかった。それに対し、本発明で規定する条件をすべて満たす試験番号３〜１８、２３、２６、２７、３１、３２は、前記したすべての特性が目標とする値に達していた。なお、試験番号１１〜１４、２６、２７、３２ではいずれも鋼種Ｋを用いているが、伸線加工時の真ひずみが１．５〜２．４である試験番号１１〜１４、３２では特に電気抵抗率が低く抑えられていた。
本発明によれば、送電線用途に適した線径を有し、導電性及び引張強度に優れた鋼線、及びこの鋼線と鋼線を被覆する被覆層とを有する被覆鋼線を提供できる。
本発明の鋼線及び被覆鋼線は、線径が太く、導電性及び引張強度に優れるので、送電線の用途に好適に用いることができる。
本発明の鋼線及び被覆鋼線は、線径が太く、導電性及び引張強度に優れるので、送電線の用途に好適に用いることができる。
Claims (4)
- 鋼線であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．４０〜１．１０％、
Ｓｉ：０．００５〜０．３５０％、
Ｍｎ：０．０５〜０．９０％、
Ｃｒ：０〜０．７０％、
Ａｌ：０〜０．０７０％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｖ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％、
Ｍｏ：０〜０．２０％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
断面内の金属組織が、ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織を８０面積％以上含み、ベイナイト組織及びマルテンサイト組織は、合計で３面積％未満であり、
前記ラメラーセメンタイト同士の間隔である平均ラメラー間隔が２８〜８０ｎｍであり、
前記ラメラーセメンタイトの平均長さが２２．０μｍ以下であり、
前記パーライト組織のうち、前記鋼線の長手方向に対する傾きが１５°以内となる前記ラメラーセメンタイトを有するパーライト組織が、４０面積％以上であり、
Ｘ線回折法によって得られる、前記長手方向に対するフェライトの｛１１０｝面の集積度が、２．０〜８．０の範囲であり、
１．４ｍｍ以上の直径を有する
ことを特徴とする鋼線。 - 化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．７０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０７０％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
Ｖ：０．００２〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、
Ｍｏ：０．０２〜０．２０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
よりなる群から選択される１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の鋼線。 - 請求項１または２に記載の鋼線と、
前記鋼線を被覆する金属被覆層と、
を備える
ことを特徴とする被覆鋼線。 - 前記金属被覆層が、亜鉛、亜鉛合金、アルミニウム、アルミニウム合金、銅、銅合金、ニッケルまたはニッケル合金のうちいずれか１種以上を含むことを特徴とする請求項３に記載の被覆鋼線。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2016/080066 WO2018069955A1 (ja) | 2016-10-11 | 2016-10-11 | 鋼線及び被覆鋼線 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2018069955A1 JPWO2018069955A1 (ja) | 2019-07-18 |
| JP6575691B2 true JP6575691B2 (ja) | 2019-09-18 |
Family
ID=61905243
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018544587A Active JP6575691B2 (ja) | 2016-10-11 | 2016-10-11 | 鋼線及び被覆鋼線 |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20190316238A1 (ja) |
| EP (1) | EP3527682A4 (ja) |
| JP (1) | JP6575691B2 (ja) |
| KR (1) | KR20190045309A (ja) |
| CN (1) | CN109906283A (ja) |
| BR (1) | BR112019006010A2 (ja) |
| CA (1) | CA3039025A1 (ja) |
| MX (1) | MX2019004147A (ja) |
| WO (1) | WO2018069955A1 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR102181731B1 (ko) * | 2018-12-18 | 2020-11-24 | 주식회사 포스코 | 신선가공성이 향상된 고강도 강선 및 그 제조방법 |
| JP7230669B2 (ja) * | 2019-04-24 | 2023-03-01 | 日本製鉄株式会社 | 鋼線及びアルミ被覆鋼線 |
| JP7352069B2 (ja) * | 2019-07-26 | 2023-09-28 | 日本製鉄株式会社 | 線材及び鋼線 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3520109B2 (ja) * | 1994-04-15 | 2004-04-19 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度亜鉛めっき鋼線およびその製造方法 |
| JP4429442B2 (ja) | 1999-12-16 | 2010-03-10 | 古河電気工業株式会社 | 架空送電線 |
| JP3806653B2 (ja) | 2002-02-06 | 2006-08-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間鍛造性と電気伝導性に優れた電気部品用鋼材および電気伝導性に優れた電気部品並びにその製造方法 |
| KR20110047383A (ko) * | 2009-10-30 | 2011-05-09 | 주식회사 포스코 | 신선가공성이 우수한 고강도 신선용 선재 및 그 제조방법 |
| WO2011055746A1 (ja) * | 2009-11-05 | 2011-05-12 | 新日本製鐵株式会社 | 加工性に優れた高炭素鋼線材 |
| EP2905353B8 (en) * | 2012-10-04 | 2019-08-21 | Nippon Steel Corporation | Shaped steel wire for undersea-cable protecting tube, manufacturing method therefor, and pressure-resistant layer |
| CN106460119B (zh) * | 2014-06-02 | 2019-01-11 | 新日铁住金株式会社 | 钢线材 |
| CN106574343B (zh) * | 2014-08-08 | 2019-06-25 | 日本制铁株式会社 | 拉丝加工性优异的高碳钢线材 |
| JP6354481B2 (ja) * | 2014-09-12 | 2018-07-11 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼線材及び鋼線材の製造方法 |
-
2016
- 2016-10-11 BR BR112019006010A patent/BR112019006010A2/pt not_active Application Discontinuation
- 2016-10-11 CA CA3039025A patent/CA3039025A1/en not_active Abandoned
- 2016-10-11 CN CN201680089957.5A patent/CN109906283A/zh active Pending
- 2016-10-11 MX MX2019004147A patent/MX2019004147A/es unknown
- 2016-10-11 EP EP16918697.0A patent/EP3527682A4/en not_active Withdrawn
- 2016-10-11 JP JP2018544587A patent/JP6575691B2/ja active Active
- 2016-10-11 KR KR1020197009706A patent/KR20190045309A/ko not_active Application Discontinuation
- 2016-10-11 WO PCT/JP2016/080066 patent/WO2018069955A1/ja unknown
- 2016-10-11 US US16/340,619 patent/US20190316238A1/en not_active Abandoned
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP3527682A4 (en) | 2020-03-11 |
| BR112019006010A2 (pt) | 2019-06-25 |
| CA3039025A1 (en) | 2018-04-19 |
| JPWO2018069955A1 (ja) | 2019-07-18 |
| EP3527682A1 (en) | 2019-08-21 |
| WO2018069955A1 (ja) | 2018-04-19 |
| CN109906283A (zh) | 2019-06-18 |
| KR20190045309A (ko) | 2019-05-02 |
| US20190316238A1 (en) | 2019-10-17 |
| MX2019004147A (es) | 2019-08-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5169839B2 (ja) | 捻回特性に優れるｐｗｓ用めっき鋼線及びその製造方法 | |
| JP6587036B2 (ja) | 鋼線材及び鋼線材の製造方法 | |
| KR101924709B1 (ko) | 강 선재 | |
| JP6481770B2 (ja) | 伸線加工用鋼線材 | |
| JP6575691B2 (ja) | 鋼線及び被覆鋼線 | |
| JP5630004B2 (ja) | 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5630002B2 (ja) | 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5630003B2 (ja) | 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6825720B2 (ja) | アルミ覆鋼線及びその製造方法 | |
| JP6497156B2 (ja) | 導電性に優れた鋼線材 | |
| JP7230669B2 (ja) | 鋼線及びアルミ被覆鋼線 | |
| JP6881665B2 (ja) | 線材、鋼線及びアルミ被覆鋼線 | |
| TWI604068B (zh) | 鋼線材及鋼線材的製造方法 | |
| TWI637066B (zh) | 覆鋁鋼線及其製造方法 | |
| JP2021161444A (ja) | 伸線加工用鋼線材 | |
| TWI635186B (zh) | 鋼線及被覆鋼線 | |
| JP2011099130A (ja) | 引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2021161451A (ja) | 伸線加工用鋼線材 | |
| JP6536382B2 (ja) | 伸線加工用熱間圧延線材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190320 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20190320 |
|
| A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20190409 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190514 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20190708 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20190723 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20190805 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6575691 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |