WO2022030090A1 - 鉄合金、鉄合金線、及び鉄合金撚線 - Google Patents

鉄合金、鉄合金線、及び鉄合金撚線 Download PDF

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美里 草刈
範明 久保
太一郎 西川
鉄也 桑原
孝 細田
幸生 舘
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住友電気工業株式会社
山陽特殊製鋼株式会社
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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • This disclosure relates to ferroalloys, ferroalloy wires, and ferroalloy stranded wires.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-13370, which is a Japanese patent application filed on August 6, 2020. All the contents of the Japanese patent application are incorporated herein by reference.
  • Patent Documents 1 and 2 conventionally, a steel wire containing a predetermined amount of nickel has been used as a core wire of an overhead power transmission line.
  • Aluminum wires constituting the conductor portion of the overhead power transmission line are arranged on the outer periphery of the core wire.
  • the iron alloy of the present disclosure is by mass%, C is 0.1% or more and 0.4% or less, Si 0.2% or more and 2.0% or less, Mn of 0.05% or more and 2.0% or less, Ni 25% or more and 42% or less, Cr is 0.1% or more and 3.0% or less, V is 0.2% or more and 3.0% or less, A total of 0% or more and 0.1% or less of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Ti, Al, and Mg. A total of 0% or more and 0.1% or less of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Mo, Cu, Nb, Ta, W, and B.
  • the maximum diameter of the oxide contained in the region of 2 mm ⁇ 20 mm is less than 150 ⁇ m.
  • the iron alloy wire of the present disclosure is It is composed of the iron alloy of the present disclosure.
  • the iron alloy stranded wire of the present disclosure is It is an iron alloy stranded wire made by twisting multiple strands together. At least one of the plurality of strands is the iron alloy wire of the present disclosure.
  • FIG. 1 is a sectional view schematically showing an enlarged iron alloy of the embodiment.
  • FIG. 2 is a perspective view of an overhead power transmission line including the iron alloy wire of the embodiment and the iron alloy stranded wire of the embodiment.
  • FIG. 3 is a graph conceptually showing the relationship between the particle size of the particles of inclusions and the ascent rate of the particles in Stokes' equation.
  • FIG. 4A is a diagram illustrating a state inside the mold when the cooling rate during continuous casting is high.
  • FIG. 4B is a diagram illustrating a state inside the mold when the cooling rate during continuous casting is slow.
  • the core wire of the above-mentioned overhead transmission line has excellent strength at room temperature in order to withstand the weight and tension of the overhead transmission line. Further, it is desired that the core wire has a low linear expansion coefficient in the temperature range at the time of use in order to reduce the hanging of the overhead transmission line that has been thermally expanded due to the temperature rise during energization.
  • the above-mentioned Patent Documents 1 and 2 meet these requirements by adjusting the composition of the steel.
  • the transmission capacity is on the rise. As the transmission capacity increases, so does the Joule heat of the overhead transmission line. As a result, the temperature of the overhead transmission line can be as high as 200 ° C. or higher, and further as high as 230 ° C. or higher.
  • the aluminum wire that has thermally expanded with the temperature rise during energization extends from the steel wire that constitutes the core wire. Here, both ends of the overhead transmission line are fixed to the terminals, respectively. It is considered that the extension of the aluminum wire as described above exerts a pulling force on the core wire toward each terminal side. If this tensile force is large, it is conceivable that the core wire will break. Therefore, in addition to the strength at room temperature, an iron alloy that is hard to break even at a high temperature of 200 ° C. or higher, that is, an iron alloy having excellent high temperature strength is desired.
  • the core wire is typically a stranded wire in which a plurality of steel wires are twisted together. Each steel wire is twisted during twisting during the manufacturing process. It is desirable that each steel wire is not easily broken by this twisting, that is, an iron alloy having excellent twisting characteristics.
  • one of the purposes of the present disclosure is to provide an iron alloy having excellent high temperature strength.
  • Another object of the present disclosure is to provide an iron alloy wire having excellent high temperature strength and an iron alloy stranded wire.
  • the iron alloy of the present disclosure, the iron alloy wire of the present disclosure, and the stranded wire of the present disclosure are excellent in high temperature strength.
  • Patent Document 2 As described in Patent Document 2, by adjusting the oxygen content, the decrease in ductility caused by the oxide can be suppressed. However, as shown in the test examples described later, it is difficult to improve the high temperature strength of the iron alloy only by adjusting the oxygen content.
  • the present inventors have found that the high-temperature strength of an iron alloy can be improved by controlling the size of the oxide.
  • an iron alloy in which the size of an oxide is controlled is also excellent in twisting characteristics.
  • the present inventors have found that the size of the oxide can be controlled by solidifying the molten alloy under specific conditions.
  • the iron alloys of the present disclosure are based on these findings. First, embodiments of the present disclosure will be listed and described.
  • the iron alloy according to one aspect of the present disclosure is by mass%, C is 0.1% or more and 0.4% or less, Si 0.2% or more and 2.0% or less, Mn of 0.05% or more and 2.0% or less, Ni 25% or more and 42% or less, Cr is 0.1% or more and 3.0% or less, V is 0.2% or more and 3.0% or less, A total of 0% or more and 0.1% or less of one or more elements selected from the group consisting of Ca, Ti, Al, and Mg. A total of 0% or more and 0.1% or less of one or more elements selected from the group consisting of Zr, Hf, Mo, Cu, Nb, Ta, W, and B.
  • the maximum diameter of the oxide contained in the region of 2 mm ⁇ 20 mm is less than 150 ⁇ m.
  • the iron alloy of the present disclosure contains oxides. However, since the maximum diameter of the oxide is less than 150 ⁇ m, when the tensile force is applied to the iron alloy of the present disclosure at the above-mentioned high temperature, the oxide is unlikely to be the starting point of cracking. Propagation of cracks due to the above oxides is unlikely to occur. For these reasons, the iron alloys of the present disclosure are excellent in high temperature strength.
  • the above-mentioned twisting due to twisting or the like is added to the iron alloy of the present disclosure, the above-mentioned oxide is unlikely to be the starting point of cracking. Propagation of cracks due to the above oxides is unlikely to occur. For these reasons, the iron alloys of the present disclosure are also excellent in twisting properties.
  • the iron alloy of the present disclosure is excellent in strength at room temperature by having the above-mentioned specific composition. It is considered that a steel wire having a high tensile strength at room temperature tends to have a certain high tensile strength even if the tensile strength decreases to some extent as the temperature rises. From these facts, the iron alloy of the present disclosure is excellent in high temperature strength.
  • the iron alloy of the present disclosure is excellent in twisting characteristics because it has the above-mentioned specific composition.
  • Steel wire with high tensile strength at room temperature tends to have low toughness. Due to its low toughness, it is considered that when twisted, the steel wire is liable to break, that is, the twisting property is liable to deteriorate.
  • the iron alloy having the above-mentioned specific composition it is considered that the decrease in the twisting property due to the low toughness is small.
  • the iron alloy of the present disclosure has the above-mentioned specific composition, so that the linear expansion coefficient is small not only at room temperature but also at the above-mentioned high temperature. Therefore, the amount of thermal expansion at high temperature described above tends to be small.
  • the iron alloys of the present disclosure which are excellent in high-temperature strength, twisting characteristics, and strength at room temperature and have a small linear expansion coefficient, are materials for applications in which these characteristics are desired, for example, materials for core wires of overhead power transmission lines. Suitable for. When the iron alloy of the present disclosure is used for the core wire of an overhead transmission line, the amount of thermal expansion at high temperature described above is small, so that the amount of sagging of the overhead transmission line can be reduced.
  • the iron alloy of the present disclosure may be manufactured by a manufacturing method including a casting step.
  • this manufacturing method performs casting under a specific condition that the cooling rate in a temperature range changing from a liquid phase to a solid phase is relatively slow.
  • it is general to increase the cooling rate in the temperature range from the molten metal temperature to room temperature.
  • the cooling rate in the temperature range changing from the liquid phase to the solid phase is high, specifically, when the temperature exceeds 10 ° C./min, the maximum diameter of the oxide is reached. Exceeds 150 ⁇ m.
  • the above specific conditions are iron alloys for applications where improvement in high temperature strength is desired, for example, iron alloys for core wires of overhead transmission lines where Joule heat can increase with further increase in transmission capacity as described above. It can be said that it is a preferable condition for the production of.
  • the iron alloy of the present disclosure In the cross section, there is a form in which the number of the oxides contained in the region of 2 mm ⁇ 3 mm is 500 or less.
  • the above-mentioned form is superior in high-temperature strength and twisting characteristics because there are few oxides that can be the starting point of cracks and the propagation of cracks due to the oxides is suppressed.
  • the oxygen content in the composition may be 0.003% by mass or less.
  • the above form is superior in high temperature strength and twisting characteristics because there are few oxides that can be the starting point of cracking.
  • the ratio of the tensile strength ⁇ RT at room temperature to the tensile strength ⁇ 300 at 300 ° C. ⁇ 300 / ⁇ RT is 0.8 or more.
  • the above form is excellent in high temperature strength.
  • (5) As an example of the iron alloy of the present disclosure, Take 10 linear test pieces having a length 100 times the diameter, twist each test piece fixed at one end at a rotation speed of 60 rpm, and the average number of times until each test piece breaks is 30. Examples include forms that are more than once.
  • the above form is excellent in twisting characteristics.
  • (6) As an example of the iron alloy of the present disclosure, Examples thereof include a form in which the tensile strength ⁇ RT at room temperature is 1250 MPa or more.
  • the above form is excellent in strength at room temperature.
  • the iron alloy of the present disclosure examples thereof include a form in which the average linear expansion coefficient from 30 ° C. to 230 ° C. is 4 ppm / ° C. or less.
  • the amount of thermal expansion is small in the range from room temperature to a high temperature of 200 ° C. or higher.
  • the iron alloy of the present disclosure examples thereof include a form in which the elongation at break at room temperature is 0.8% or more.
  • the iron alloy of the present disclosure examples thereof include a form in which the work hardening index at room temperature is 0.7 or more.
  • the iron alloy wire according to one aspect of the present disclosure is It is composed of any one of the iron alloys (1) to (9) above.
  • the iron alloy wire of the present disclosure is excellent in high temperature strength because it is composed of the iron alloy of the present disclosure. Further, the iron alloy wire of the present disclosure is excellent in twisting characteristics because it is composed of the iron alloy of the present disclosure.
  • a wire rod made of the iron alloy and a coating layer covering the outer periphery of the wire rod are further provided. Examples of the coating layer include a form containing Al or Zn.
  • the above-mentioned form is mainly composed of a wire rod made of the iron alloy of the present disclosure, which is excellent in high-temperature strength and twisting characteristics, and the coating layer reduces corrosion caused by contact with dissimilar metals as described later. can.
  • the iron alloy wire of the present disclosure examples thereof include a form in which the wire diameter is 2 mm or more and 5 mm or less.
  • the above embodiment can be used, for example, for a wire constituting a core wire portion of an overhead power transmission line.
  • the iron alloy stranded wire according to one aspect of the present disclosure is It is an iron alloy stranded wire made by twisting multiple strands together. Of the plurality of strands, at least one strand is an iron alloy wire according to any one of (10) to (12) above.
  • the iron alloy stranded wire of the present disclosure is excellent in high temperature strength by being provided with a wire composed of the iron alloy wire of the present disclosure. Further, the iron alloy stranded wire of the present disclosure is excellent in twisting characteristics by being provided with a wire composed of the iron alloy wire of the present disclosure.
  • the iron alloy stranded wire of the present disclosure as described above is suitable for the core wire of an overhead power transmission line.
  • the iron alloy 1 of the embodiment contains the following first group of elements in a specific range described later, and has a composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the composition may contain one or more elements selected from the group consisting of the following second group and the following third group in a specific range described later. Alternatively, the composition may not contain the elements of the group consisting of the second group and the third group.
  • the elements constituting the first group are C (carbon), Si (silicon), Mn (manganese), Ni (nickel), Cr (chromium), and V (vanadium).
  • the elements that make up the second group are Ca (calcium), Ti (titanium), Al (aluminum), and Mg (magnesium).
  • the elements constituting the third group are Zr (zirconium), Hf (hafnium), Mo (molybdenum), Cu (copper), Nb (niobium), Ta (tantalum), W (tungsten), and B (boron). ..
  • the above composition may contain Co (cobalt).
  • the iron alloy 1 of the embodiment has a structure in which the oxide 12 is dispersed in the matrix 10. In the cross section of the iron alloy 1, the maximum diameter D of the oxide 12 contained in the region of 2 mm ⁇ 20 mm is less than 150 ⁇ m.
  • the maximum diameter D of the oxide 12 here is the maximum value among the diameters obtained for each oxide 12 included in the above region.
  • the diameter of each oxide 12 is the diameter of a circle having the same area as the cross-sectional area of each oxide 12. Details of the method for measuring the maximum diameter D will be described later.
  • FIG. 1 shows a cross section of an iron alloy wire 2 composed of the iron alloy 1 of the embodiment shown in FIG. 2 cut by an I-I cutting line.
  • the cross section of FIG. 1 is an example of a cross section obtained by cutting the iron alloy wire 2 in a plane parallel to the axial direction of the iron alloy wire 2.
  • the content of each element is the mass ratio when the iron alloy 1 is 100% by mass, and is shown by mass%.
  • the term "strength" mainly means strength at room temperature. The strength here is mainly a mechanical property indicated by the tensile strength.
  • the iron alloy 1 of the embodiment is an Fe—Ni alloy based on Fe and containing a relatively large amount of Ni as described later.
  • the linear expansion coefficient of the Fe—Ni alloy is lower than that without Ni.
  • the strength of the iron alloy 1 is basically improved.
  • the content of the elements in the first group increases, the linear expansion coefficient of the iron alloy 1 tends to increase.
  • ⁇ Group 1> ⁇ C >> The content of C is 0.1% or more and 0.4% or less.
  • the strength of the iron alloy 1 is enhanced by the strengthening effect by solid solution and the strengthening effect by precipitation hardening accompanying the precipitation of carbides.
  • the C content is more than 0.1%, 0.13% or more, 0.15% or more, and 0.18% or more, the strength is likely to be improved.
  • the C content is 0.4% or less, the decrease in ductility due to the improvement in strength tends to be small. Since it is easy to have high elongation, the iron alloy 1 is excellent in twisting characteristics. Further, when the C content is 0.4% or less, the increase in the linear expansion coefficient due to the C content tends to be small. Therefore, the amount of thermal expansion at a high temperature such as 200 ° C. or higher tends to be small. When the C content is 0.38% or less and 0.36% or less, these effects can be easily obtained.
  • the Si content is 0.2% or more and 2.0% or less.
  • the strength of the iron alloy 1 is increased due to the strengthening effect of the solid solution.
  • the Si content is 0.3% or more and 0.4% or more, the strength is likely to be improved.
  • the Si content is 0.5% or more, in addition to the strengthening by solid solution, the strengthening effect by precipitation of the compound containing Si can be obtained.
  • the Si content is 2.0% or less, the increase in the linear expansion coefficient due to the Si content tends to be small.
  • the Si content is 1.8% or less, 1.6% or less, and further 1.5% or less, the increase in the linear expansion coefficient is further suppressed.
  • the Mn content is 0.05% or more and 2.0% or less.
  • the Mn content is 0.05% or more, the effect as a deoxidizing agent and the strengthening effect by solid solution can be obtained satisfactorily.
  • the Mn content is 0.1% or more and 0.13% or more, these effects are more likely to be obtained.
  • the increase in the linear expansion coefficient due to the Mn content tends to be small.
  • the Mn content is 1.8% or less, 1.5% or less, 1.2% or less, and further 1.0% or less, 0.8% or less, the increase in the linear expansion coefficient is further suppressed. ..
  • Ni is 25% or more and 42% or less.
  • the linear expansion coefficient of the iron alloy 1 tends to be small.
  • the Ni content is 28% or more and 41% or less, 30% or more and 40% or less, and further 33% or more and 40% or less, the linear expansion coefficient tends to be smaller.
  • ⁇ Cr >> The Cr content is 0.1% or more and 3.0% or less.
  • the Cr content is 0.1% or more, it can be expected to improve the high temperature strength in addition to the improvement of the strength at room temperature due to the strengthening effect of the solid solution.
  • the Cr content is 0.2% or more, 0.3% or more, and further 0.5% or more, the strength at room temperature and the strength at high temperature tend to be high.
  • the content of Cr is high to some extent, a part of Cr becomes carbide and precipitates. A strengthening effect is obtained by precipitation hardening of this carbide.
  • the Cr content is 3.0% or less, coarse carbides are unlikely to be formed. Therefore, the decrease in strength and the decrease in ductility due to the coarse carbide are reduced. Since such an iron alloy 1 is excellent in strength and easily has high elongation, it is also excellent in twisting characteristics. Further, when the Cr content is 3.0% or less, the increase in the linear expansion coefficient due to the Cr content tends to be small. If Cr is precipitated as a carbide as described above, the increase in the linear expansion coefficient due to the inclusion of Cr tends to be smaller. When the Cr content is 2.8% or less, 2.6% or less, 2.0% or less, and further 1.8% or less, 1.6% or less, these effects are more likely to be obtained.
  • the strength of the iron alloy 1 is enhanced due to the strengthening effect due to precipitation hardening accompanying the precipitation of carbides.
  • the V content is 0.3% or more, 0.4% or more, and further 0.5% or more, the strength is likely to be improved.
  • V content is 3.0% or less
  • the increase in the linear expansion coefficient due to the V content tends to be small. Since V is precipitated as a carbide as described above, the increase in the linear expansion coefficient due to the inclusion of V tends to be small. Further, if the V content is 3.0% or less, coarse carbides are unlikely to be formed even when the amount of C is large. From this point, the iron alloy 1 is also excellent in strength, elongation, and twisting characteristics for the above-mentioned reason. When the V content is 2.8% or less, 2.6% or less, and further 2.0% or less, these effects are more likely to be obtained.
  • the ratio (V / C) of the content of V to the content of C is 2 or more and 9 or less.
  • V is likely to precipitate as a carbide. Therefore, it is easy to obtain a good strengthening effect by precipitation hardening accompanying precipitation of carbides.
  • the increase in the linear expansion coefficient due to the inclusion of C and the content of V tends to be small due to the precipitation of the carbide containing V.
  • the ratio (V / C) is 9 or less, coarse carbides are unlikely to be formed. From this point, the iron alloy 1 is also excellent in strength, elongation, and twisting characteristics for the above-mentioned reason. When the ratio (V / C) is 2.5 or more and 8.5 or less, 2.7 or more and 8 or less, and further 3 or more and 5 or less, these effects are more likely to be obtained.
  • ⁇ Cr / C >> In the iron alloy 1 of the embodiment, the ratio of the Cr content to the C content (Cr / C) is 0.3 or more and 10 or less. When the ratio (Cr / C) is 0.3 or more and 10 or less, Cr is likely to precipitate as carbide.
  • the increase in the linear expansion coefficient due to the inclusion of Cr tends to be small.
  • improvement in strength can be expected due to precipitation hardening.
  • the ratio (Cr / C) is 10 or less, coarse carbides are difficult to be formed. From this point, the iron alloy 1 is also excellent in strength, elongation, and twisting characteristics for the above-mentioned reason.
  • the ratio (Cr / C) is 0.5 or more and 10 or less, 2 or more and 10 or less, and further 2 or more and 7.5 or less, these effects are more likely to be obtained.
  • ⁇ V + Cr >> In the iron alloy 1 of the embodiment, the total amount (V + Cr) of the V content and the Cr content is 0.5% or more and 5% or less.
  • the iron alloy 1 is also excellent in strength, elongation, and twisting characteristics for the above-mentioned reason.
  • the total amount (V + Cr) is 0.8% or more and 5% or less, 1% or more and 5% or less, and further, 1% or more and 4% or less, these effects are more likely to be obtained.
  • ⁇ (V + Cr) / C >>
  • the ratio ((V + Cr) / C) of the total amount (V + Cr) of the V content and the Cr content to the C content is 4 or more and 15 or less.
  • the ratio ((V + Cr) / C) is 4 or more and 15 or less, the effects described in the sections of ratio (V / C) and ratio (Cr / C) can be obtained satisfactorily. If the ratio ((V + Cr) / C) is 4.2 or more and 14.8 or less, 4.5 or more and 14.5 or less, and further 5 or more and 12 or less, the strengthening effect, suppression of increase in linear expansion coefficient, and good twisting It is easier to obtain effects such as maintaining the coefficient characteristics.
  • the content of one or more elements selected from the second group consisting of Ca, Ti, Al, and Mg is 0% or more and 0.1% or less in total. The second group of elements is typically added as a deoxidizer.
  • the total content of the second group is 0.1% or less, the amount of the oxide 12 containing the elements of the second group tends to decrease. From this point, the decrease in strength, the decrease in high temperature strength, and the decrease in twisting characteristics due to the oxide 12 are likely to be reduced.
  • the total content of the second group is more than 0% and 0.08% or less, and 0.01% or more and 0.06% or less, the deoxidizing effect can be easily obtained while reducing the oxide 12.
  • the content of one or more elements selected from the third group consisting of Zr, Hf, Mo, Cu, Nb, Ta, W, and B is 0% or more in total. It is 1% or less.
  • the elements of the third group have a strengthening effect.
  • the iron alloy 1 of the embodiment may contain Co.
  • the content of Co is, for example, 0% or more and 5% or less.
  • the Co content may be 4% or less, 3% or less, further 2% or less, and 1% or less.
  • the unavoidable impurities here are the above-mentioned elements of the first group, elements of the second group, elements of the third group, and elements other than Co. Examples of unavoidable impurities include O (oxygen). ⁇ O> O contained in the iron alloy 1 of the embodiment typically exists as an oxide 12. Details of the oxide 12 will be described later.
  • the content of O is, for example, 0.003% or less.
  • the content of O is, for example, 0.003% or less.
  • the total amount of the oxide 12 contained in the iron alloy 1 tends to be small. From this point, the decrease in strength, the decrease in high temperature strength, and the decrease in twisting characteristics due to the oxide 12 are likely to be reduced. Since the total amount of oxide 12 decreases as the content of O decreases, the content of O may be 0.002% or less, further 0.001% or less. Since the iron alloy 1 of the embodiment contains the oxide 12, the content of O is more than 0%. (Organization)
  • the iron alloy 1 of the embodiment contains an oxide 12 in the matrix 10.
  • the matrix 10 is mainly composed of steel having the above-mentioned specific composition.
  • Oxide 12 is a compound of oxygen and an element other than oxygen.
  • the above-mentioned elements other than oxygen include the elements described in the above-mentioned composition section, for example, elements having a deoxidizing effect.
  • the "region of 2 mm ⁇ 20 mm" in the cross section of the iron alloy 1 is referred to as a first observation region.
  • ⁇ Oxide> ⁇ Maximum diameter D In the iron alloy 1 of the embodiment, the maximum diameter D of the oxide 12 in the first observation region is less than 150 ⁇ m.
  • the first observation region is taken from an arbitrary cross section of the iron alloy 1. Therefore, in the iron alloy 1 of the embodiment, the maximum diameter D of the oxide 12 existing at an arbitrary position of the iron alloy 1 is less than 150 ⁇ m.
  • the oxide 12 When the maximum diameter D is less than 150 ⁇ m, the oxide 12 is unlikely to be the starting point of cracking when a tensile force is applied to the iron alloy 1 at a high temperature of 200 ° C. or higher. From this point, the iron alloy 1 is excellent in high temperature strength. Further, when the maximum diameter D is less than 150 ⁇ m, the oxide 12 is unlikely to be the starting point of cracking when twisting by twisting or the like is applied to the iron alloy 1. From this point, the iron alloy 1 is excellent in twisting characteristics.
  • the oxide 12 is less likely to be the starting point of cracking, which is preferable.
  • the maximum diameter D the more preferable. However, if the maximum diameter D is 5 ⁇ m or more, and further 10 ⁇ m or more, the iron alloy 1 can be easily manufactured.
  • the iron alloy 1 is excellent in high temperature strength and twisting characteristics, and is also excellent in manufacturability.
  • ⁇ Number density The oxide 12 in the iron alloy 1 is preferably small in addition to having a small maximum diameter D.
  • the number of oxides 12 contained in the region of 2 mm ⁇ 3 mm is 500 or less.
  • the "region of 2 mm x 3 mm" in the cross section of the iron alloy 1 is referred to as a second observation region. Further, the number of oxides 12 contained in the second observation region is referred to as a number density. Details of the method for measuring the number density will be described later.
  • the number density is 500 or less, there are few oxides 12 that can be the starting point of cracking. Further, the plurality of oxides 12 suppress the propagation of cracks. Such an iron alloy 1 is unlikely to crack due to the oxide 12. From this point, the iron alloy 1 is superior in high temperature strength and torsional characteristics. When the number density is 400 or less, 300 or less, further 200 or less, and 150 or less, cracks due to the oxide 12 are less likely to occur.
  • the number density is 5 or more, 10 or more, and further 15 or more, the iron alloy 1 can be easily manufactured.
  • the iron alloy 1 When the number density is 5 or more and 500 or less, and further 10 or more and 200 or less, the iron alloy 1 is excellent in high-temperature strength and twisting characteristics because the propagation of cracks is easily suppressed, and also in terms of manufacturability. Excellent.
  • ⁇ Measuring method> ⁇ Maximum diameter D The maximum diameter D of the oxide 12 is measured as follows. (1) Take an arbitrary cross section from the iron alloy 1. The cross section is taken so that the first observation area of 2 mm ⁇ 20 mm can be collected.
  • the iron alloy 1 is a wire rod
  • a cross section obtained by cutting the wire rod a so-called vertical cross section, may be taken on a plane parallel to the axial direction of the wire rod.
  • the iron alloy 1 is a plate material
  • a cross section obtained by cutting the plate material on a plane parallel to the surface of the plate material can be mentioned.
  • the cross-sectional area of each extracted oxide 12 is obtained.
  • the diameter of a circle having the same area as the cross-sectional area of each oxide 12 is defined as the diameter of each oxide 12.
  • the maximum value is defined as the maximum diameter D of the oxide 12.
  • a plurality of cross sections are taken, and the first observation area is taken from each cross section.
  • the maximum diameter D of the oxide 12 is obtained for each first observation region.
  • the average of the obtained plurality of maximum diameters D is defined as the maximum diameter D of the oxide 12 in the iron alloy 1.
  • the above-mentioned oxide 12 having a diameter of 1 ⁇ m or more is used for evaluation of the maximum diameter D. That is, of all the oxides 12 existing in the first observation region, the oxide 12 having a diameter of less than 1 ⁇ m is not used for the evaluation of the maximum diameter D. The reason for this is that the oxide 12 having a diameter of less than 1 ⁇ m is considered to be unlikely to be a starting point of cracking. ⁇ Number density ⁇ The number density of the oxide 12 is measured as follows.
  • a second observation area of 2 mm ⁇ 3 mm is taken from the above-mentioned first observation area.
  • the total number of oxides 12 existing in the second observation region is calculated.
  • the total number of the obtained oxides 12 is defined as the number density.
  • the second observation region is taken from each of the plurality of first observation regions.
  • the number density of the oxide 12 is obtained for each second observation region.
  • the average of the obtained plurality of number densities is taken as the number density in the iron alloy 1. Similar to the evaluation of the maximum diameter D, the evaluation of the total number of oxides 12 also uses the oxides 12 having a diameter of 1 ⁇ m or more and does not use the oxides 12 having a diameter of less than 1 ⁇ m.
  • Extraction of the oxide 12, calculation of the diameter and the maximum diameter D of the oxide 12, measurement of the number of the oxide 12, and the like can be easily performed by using a commercially available image processing device, software, or the like.
  • the iron alloy 1 of the embodiment is excellent in strength at room temperature by having the above-mentioned specific composition.
  • the tensile strength ⁇ RT at room temperature is 1250 MPa or more.
  • the iron alloy 1 is excellent in strength.
  • the iron alloy 1 constitutes the core wire portion 50 (FIG. 2) of the overhead transmission line 5
  • the core wire portion 50 bears the weight and tension of the overhead transmission line 5.
  • the iron alloy 1 having a high tensile strength ⁇ RT tends to have a certain high tensile strength even if the tensile strength decreases to some extent as the temperature rises.
  • the core wire portion 50 tends to have a high tensile strength even at a high temperature of 200 ° C. or higher. From these points, the iron alloy 1 is suitable as the material of the core wire portion 50. When the tensile strength ⁇ RT is 1300 MPa or more and 1350 MPa or more, the iron alloy 1 is superior in strength.
  • the iron alloy 1 When the tensile strength ⁇ RT at room temperature is, for example, 1250 MPa or more and 1700 MPa or less, 1300 MPa or more and 1600 MPa or less, the iron alloy 1 is excellent in strength and easily has high elongation, and thus is also excellent in twisting characteristics. ⁇ Breaking elongation ⁇ In the iron alloy 1 of the embodiment, the elongation at break at room temperature is 0.8% or more. If the breaking elongation at room temperature is 0.8% or more, the iron alloy 1 is excellent in elongation. For example, when the iron alloy 1 constitutes the strand 30 (FIG. 2) of the iron alloy stranded wire 3, each strand 30 is unlikely to break even if twisted during twisting in the manufacturing process.
  • the iron alloy 1 when the iron alloy 1 constitutes the core wire portion 50 of the overhead transmission line 5, it is difficult to break even if it receives strong wind, snow cover, vibration, or the like after the overhead wire. From this point of view, the iron alloy 1 is suitable as a material for the wire 30 of the iron alloy stranded wire used for the core wire portion 50 and the like. When the breaking elongation at room temperature is 0.9% or more and 1.0% or more, the iron alloy 1 is superior in elongation.
  • the iron alloy 1 has the above-mentioned high strength and is also excellent in elongation.
  • the work hardening index here is a value obtained by dividing 0.2% proof stress by tensile strength, that is, (0.2% proof stress / tensile strength).
  • an iron alloy with a work hardening index of 0.7 or more has a stress-strain curve during a tensile test compared to an iron alloy with a work hardening index of less than 0.7.
  • the following areas in the graph showing are large.
  • the above area is an area surrounded by a stress-strain curve, a horizontal axis, and a straight line parallel to the vertical axis and passing through the strain value when the iron alloy breaks.
  • the horizontal axis indicates strain and the vertical axis indicates stress. It can be said that the iron alloy 1 having a large area has a high ability to absorb impact energy, that is, has excellent impact resistance.
  • the core wire portion 50 is unlikely to break even if the overhead power transmission line 5 receives an impact such as a sudden load being applied due to a gust of wind or the like. ..
  • the larger the 0.2% proof stress in other words, the larger the work hardening index, the better the adhesiveness between the core wire portion 50 and the terminal portion tends to be. From these points, the iron alloy 1 is suitable as a material for the wire 30 of the iron alloy stranded wire 3 used for the core wire portion 50 or the like of the overhead power transmission line 5.
  • the iron alloy 1 When the work hardening index is 0.8 or more and 0.9 or more, the iron alloy 1 is not easily broken even if it receives an impact as described above.
  • the maximum value of the work hardening index here is 1.
  • Each test piece fixed at one end is twisted at a rotation speed of 60 rpm, and the number of times until each test piece breaks is measured.
  • the average number of times is the average value of the above number of times. If the average number of times is 30 or more, it can be said that the iron alloy 1 is excellent in twisting characteristics. For example, when the iron alloy 1 constitutes the strand 30 of the iron alloy stranded wire 3, each strand 30 is unlikely to break due to twisting at the time of twisting, as described above. Further, when the average number of times is 30 or more, the degree of freedom in setting the twisting conditions is increased, so that the iron alloy stranded wire 3 can be easily manufactured.
  • the iron alloy 1 is suitable as a material for the wire 30 of the iron alloy stranded wire 3 used for the core wire portion 50 or the like of the overhead power transmission line 5.
  • the average number of times is 35 times or more, and further 40 times or more, the iron alloy 1 is superior in twisting characteristics.
  • the diameter of the linear test piece shall be as follows. A cross section of the test piece cut along a plane orthogonal to the axial direction of the test piece is taken. The diameter of the test piece shall be the diameter of a circle having the same area as the cross-sectional area of the test piece in the above cross section. If the test piece is a round wire, the diameter of the test piece corresponds to the outer diameter of the round wire.
  • the linear test piece so that it has a length 100 times the diameter of the test piece.
  • the wire may be cut so as to have a length 100 times the diameter.
  • the following vertical distance of the linear test piece shall be 10 mm or less. That is, a test piece having the following vertical distance of 10 mm or less is used for the evaluation of the twisting characteristic.
  • the test piece having the above-mentioned predetermined length is placed on a horizontal table. In this state, the vertical distance from the surface of the horizontal table to the highest point on the test piece is measured.
  • a test piece having a measured vertical distance of 10 mm or less is used for evaluation of twisting characteristics.
  • the iron alloy 1 when the iron alloy 1 is a wire constituting a stranded wire, it is conceivable that the wire has a twisting habit. Further, for example, when the iron alloy 1 is a long wire and is wound in a coil shape, it is conceivable that the wire is curved. If the test piece has a large twisting habit or is greatly curved, that is, if the test piece is inferior in extensibility, it is difficult to properly twist the test piece. As a result, the twisting characteristics are not properly evaluated. Therefore, after collecting the test piece having the above-mentioned predetermined length, the twisting habit, bending, etc. of the test piece are corrected, and then the twisting characteristic is evaluated.
  • the test piece may be corrected so that the vertical distance is 10 mm or less.
  • the vertical distance is measured regardless of the presence or absence of twisting habits. If the vertical distance is 10 mm or less, it is not necessary to correct the test piece. However, it is preferable to correct the test piece so that the vertical distance becomes smaller.
  • the maximum diameter D of the oxide 12 is small as described above, cracking starting from the oxide 12 is unlikely to occur even at a high temperature of 200 ° C. or higher. Since the iron alloy 1 of the embodiment has the above-mentioned specific composition, it tends to have a high tensile strength at the above-mentioned high temperature.
  • the ratio ⁇ 300 / ⁇ RT of the tensile strength ⁇ 300 at 300 ° C. to the tensile strength ⁇ RT at room temperature is 0.8 or more.
  • the ratio ⁇ 300 / ⁇ RT may be referred to as a high temperature intensity ratio. If the high temperature strength ratio is 0.8 or more, it can be said that the product has a high tensile strength ⁇ 300 even at a high temperature of 300 ° C. That is, it can be said that the iron alloy 1 is excellent in high temperature strength. When the high temperature strength ratio is 0.82 or more, 0.85 or more, and further 0.90 or more, the iron alloy 1 is superior to the high temperature strength.
  • the high temperature intensity ratio is less than 1.
  • the iron alloy 1 of the embodiment has the above-mentioned specific composition, so that the linear expansion coefficient is small in the range from room temperature to a high temperature of 200 ° C. or higher.
  • the average linear expansion coefficient from 30 ° C to 230 ° C is 4 ppm / ° C or less.
  • the thermal expansion amount of the iron alloy 1 is small even when the operating temperature can be about 200 ° C.
  • the thermal expansion amount of the iron alloy 1 is smaller even at the above-mentioned high temperature. The method for measuring the average linear expansion coefficient will be described later.
  • the average linear expansion coefficient is typically 1.0 ppm / ° C. or higher.
  • the iron alloy 1 of the embodiment can be used as a material for various iron alloy products. Typical forms of the iron alloy 1 include wire rods and plate materials. In particular, the iron alloy 1 can be suitably used as a material for applications in which excellent high-temperature strength and further excellent twisting characteristics are desired. As the above-mentioned application, for example, the core wire portion 50 of the overhead transmission line 5 shown in FIG. 2 can be mentioned. [Iron alloy wire, iron alloy stranded wire] The iron alloy wire of the embodiment and the iron alloy stranded wire of the embodiment will be described with reference to FIG.
  • the iron alloy wire 2 of the embodiment is typically a wire rod composed of the iron alloy 1 of the embodiment.
  • the iron alloy wire 2 of the embodiment may further include a covering layer 22 in addition to the above-mentioned wire rod.
  • FIG. 2 illustrates the iron alloy wire 2 provided with the covering layer 22.
  • the iron alloy stranded wire 3 of the embodiment is formed by twisting a plurality of strands 30. Of the plurality of strands 30, at least one strand 30 is the iron alloy wire 2 of the embodiment.
  • FIG. 2 illustrates a case where all the strands 30 constituting the iron alloy stranded wire 3 are the iron alloy wires 2 of the embodiment.
  • the cross-sectional shape, wire diameter, and other sizes of the iron alloy wire 2 can be appropriately selected according to the application and the like.
  • the number of strands, twisted pitch, etc. of the ferroalloy stranded wire 3 can be appropriately selected according to the intended use and the like.
  • Examples of the cross-sectional shape include a circle, an ellipse, and a rectangle.
  • the wire diameter may be, for example, 2 mm or more and 5 mm or less.
  • the wire diameter here is the diameter of a circle having the same area as the cross-sectional area of the iron alloy wire 2 in a cross section obtained by cutting the iron alloy wire 2 in a plane orthogonal to the axial direction of the iron alloy wire 2.
  • the iron alloy wire 2 can be suitably used as the strand 30 constituting the core wire portion 50 of the overhead power transmission line 5.
  • the wire diameter may be 2.3 mm or more and 4.5 mm or less.
  • iron alloy wire 2 is a cast material that has undergone a casting process under specific conditions described later, or a processed material obtained by subjecting the cast material to plastic working such as rolling or wire drawing having a small degree of processing, iron is used.
  • the wire diameter of the alloy wire 2 may be more than 5 mm.
  • the iron alloy wire 2 includes a wire rod 20 made of the iron alloy 1 of the embodiment and the covering layer 22.
  • the covering layer 22 covers the outer periphery of the wire rod 20.
  • the coating layer 22 may contain Al or Zn (zinc). That is, the coating layer 22 is made of aluminum, an aluminum alloy, zinc, or a zinc alloy.
  • the thickness of the coating layer 22 can be appropriately selected. The thickness may be, for example, 0.5 ⁇ m or more and 500 ⁇ m or less.
  • FIG. 2 shows the covering layer 22 thickly for convenience of explanation.
  • the wire diameter of the iron alloy wire 2 is the diameter of the wire rod 20.
  • FIG. 2 illustrates an overhead power transmission line 5 including a core wire portion 50 and an electric wire portion 52.
  • the core wire portion 50 is used as a tensioning material.
  • the electric wire portion 52 is a conductor constituting a transmission line.
  • the core wire portion 50 is composed of the iron alloy stranded wire 3 of the embodiment.
  • the electric wire portion 52 includes a plurality of strands 55.
  • the plurality of strands 55 are twisted around the outer circumference of the core wire portion 50.
  • Each wire 55 is a wire made of aluminum or an aluminum alloy.
  • Such an overhead transmission line 5 is a so-called steel core aluminum stranded wire (ACSR).
  • ACSR steel core aluminum stranded wire
  • the coating layer 22 causes the wire rod 20 mainly made of steel and the wire 55 mainly made of aluminum to come into contact with each other. Corrosion, so-called contact corrosion of dissimilar metals, does not easily proceed. (Main actions / effects)
  • the iron alloy 1 of the embodiment, the iron alloy wire 2 of the embodiment, and the iron alloy stranded wire 3 of the embodiment are excellent in high temperature strength. Further, the iron alloy 1 of the embodiment, the iron alloy wire 2 of the embodiment, and the iron alloy stranded wire 3 of the embodiment are excellent in twisting characteristics.
  • the iron alloy 1 of the embodiment has a small linear expansion coefficient. Therefore, when the iron alloy wire 2 of the embodiment or the iron alloy stranded wire 3 of the embodiment constitutes the core wire portion 50 of the overhead transmission line 5, the amount of sagging of the overhead transmission line 5 due to thermal expansion is reduced. .. [Manufacturing method of iron alloy]
  • the iron alloy 1 of the embodiment may be manufactured, for example, by a method for manufacturing an iron alloy including the following steps. (First step) A casting material composed of an iron alloy having the above composition is produced.
  • the average cooling rate from 1450 ° C to 1400 ° C is 10 ° C / min or less.
  • the cast material is subjected to plastic working to produce a processed material having a predetermined shape.
  • Heat treatment is applied to the above-mentioned processed material.
  • Ferroalloys generally contain oxides of elements contained in ferroalloys.
  • the oxide include silicon oxide (SiO), aluminum oxide (Al 2 O 3 ), magnesium oxide (MgO) and the like. If the maximum diameter D of the oxide is less than 150 ⁇ m, the oxide is unlikely to be the starting point of cracking. In order for the maximum diameter D of the oxide to be less than 150 ⁇ m, the cooling rate in the temperature range where the solid phase changes to the liquid phase, specifically, the temperature range from 1450 ° C. to 1400 ° C. is relatively high in the casting process. Slow is preferred.
  • the relationship between the cooling rate in the casting process and the size of the oxide will be described using Stokes' equation and FIG.
  • V s ⁇ D p 2 ( ⁇ p - ⁇ f ) g ⁇ / 18 ⁇ V s is the ascent rate (cm / s) of the particles of the inclusions.
  • D p is the particle size (cm) of the inclusions.
  • ⁇ p is the density of inclusions (g / cm 3 ).
  • ⁇ f is the density of the fluid (g / cm 3 ).
  • ⁇ is the viscosity of the fluid (g / (cm ⁇ s)).
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the particle size D p of the particles of the inclusions and the floating speed V s of the particles.
  • the horizontal axis of the above graph is the particle size D p .
  • the vertical axis of the above graph is the ascent speed Vs.
  • the inclusions here are oxides.
  • the fluid here is molten steel, which is a molten alloy.
  • the floating speed V s of the oxide is proportional to the square of the particle size D p of the oxide. That is, it can be said that the larger the particle size D p , the easier it is for the oxide to float.
  • the cooling rate V c at the time of casting is set.
  • the unit of the cooling rate is usually ° C./s, which is different from the unit of the ascent rate, cm / s. Therefore, the cooling rate V c here is considered to correspond to the progress rate of change from the liquid phase to the solid phase, not the rate of change of temperature.
  • D p0 be the particle size D p of the particles having a floating speed Vs equal to the cooling speed V c .
  • the ascent rate V s2 of the particles having a particle size D p2 larger than the particle size D p0 is faster than the cooling rate V c .
  • the molten steel becomes a solid phase after the particles having the large particle size D p2 float in the liquid phase.
  • the particles having the particle size D p2 do not remain in the cast material.
  • the ascent rate V s1 of the particles having a particle size D p1 smaller than the particle size D p0 is slower than the cooling rate V c . Therefore, it can be said that the molten steel becomes a solid phase before the particles having the particle size D p1 float in the liquid phase.
  • the particles having the particle size D p1 remain in the cast material.
  • the faster the cooling rate V c the larger the particle size D p0 . Therefore, it can be said that the particle size D p1 of the particles remaining in the cast material tends to increase.
  • FIGS. 4A and 4B are conceptual diagrams around a mold for continuous casting.
  • the molten steel 100 is continuously supplied to the mold 6 from the upper side to the lower side of the paper surface of FIGS. 4A and 4B.
  • the molten steel 100 solidifies when it comes into contact with the mold 6. That is, the molten steel 100 changes from a liquid phase to a solid phase to become a cast material 110.
  • the cast material 110 advances toward the lower side of the paper surface of FIGS. 4A and 4B.
  • the continuous casting method in which the molten steel 100 is supplied from above the mold 6 and the cast material 110 is pulled out from below the mold 6 is a typical method as a continuous casting method for steel.
  • the oxide 12 having a particle size D p2 larger than the particle size D p0 floats in the liquid phase region located above in the mold 6 and stays in the liquid phase region.
  • the oxide 12 having a particle size D p1 smaller than the particle size D p0 is contained in the lower solid phase region in the mold 6.
  • the oxide 12 contained in the solid phase region is contained in the casting material 110 drawn from below the mold 6.
  • the cast material 110 is substantially free of the oxide 12 having a large particle size D p2 and contains the oxide 12 having a small particle size D p1 .
  • the cooling rate V c when the cooling rate V c is high, the particle size D p0 is large as described above. Therefore, the solid phase region in the mold 6 tends to contain a large oxide 12. Further, when the cooling rate V c is high, the liquid phase changes to a solid phase faster than the large oxide 12 floats. As a result, the cast material 110 tends to contain a large oxide 12.
  • the cooling rate V c when the cooling rate V c is slow, the particle size D p0 is small as described above. Therefore, the solid phase region in the mold 6 tends to contain a small oxide 12. Further, when the cooling rate V c is slow, it takes a long time for the liquid phase to change to a solid phase. Therefore, the large oxide 12 easily floats in the liquid phase region. As a result, the cast material 110 is less likely to contain the large oxide 12.
  • the size of the oxide is controlled by setting the cooling rate Vc at the time of casting within a specific range.
  • the faster the cooling rate the faster the manufacturing speed of the cast material, so that the cast material is likely to be mass-produced.
  • attention has not been paid to controlling the cooling rate in a specific temperature range.
  • the cooling rate in the temperature range in which the molten alloy changes from 1450 ° C. to 1400 ° C. that is, the temperature range in which the liquid phase changes to the solid phase at the time of casting is relatively slow. By doing so, floating separation of the oxide is performed. As a result, a casting material containing a small oxide without containing a large oxide is produced.
  • the first step is casting.
  • the casting method include a continuous casting method and an ingot casting method.
  • the average cooling rate from 1450 ° C to 1400 ° C is adjusted to 10 ° C / min or less.
  • the maximum diameter D of the oxide contained in the cast material is less than 150 ⁇ m.
  • the maximum diameter D of the oxide does not increase to 150 ⁇ m or more. That is, if a cast material having an oxide maximum diameter D of less than 150 ⁇ m is used, the oxide maximum diameter D is less than 150 ⁇ m even in the final product.
  • the average cooling rate is 8 ° C./min or less, further 6 ° C./min or less, the maximum diameter D tends to be smaller.
  • the above-mentioned typical steel continuous casting method can be used.
  • a method other than the above for example, a twin roll method, a twin belt method, or the like may be used as long as the above average cooling rate can be realized.
  • the maximum diameter D of the oxide is adjusted to the above-mentioned predetermined range, and a long iron alloy 1, for example, a wire rod or a plate material is manufactured.
  • the cross-sectional area of the cast material is, for example, about 50,000 mm 2 or more and 500,000 mm 2 or less, and the cross-sectional shape of the cast material is a simple shape such as a circle or a rectangle, the above-mentioned cooling rate can be easily adjusted.
  • a processed material is produced by subjecting the above-mentioned cast material to one type of plastic working or a plurality of types of plastic working.
  • Multi-pass plastic working may be performed. Examples of the type of plastic working include rolling, forging, wire drawing and the like.
  • the plastic working may be hot or cold.
  • the heat treatment includes an aging treatment.
  • the conditions for the aging treatment include, for example, a temperature selected from the range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower for the heat treatment temperature, and a time selected from the heat treatment time of 3 hours or more and 15 hours or less. If the heat treatment temperature is 450 ° C. or higher and the heat treatment time is 3 hours or longer, carbides are deposited. If the heat treatment temperature is 750 ° C. or lower and the heat treatment time is 15 hours or less, the carbides are unlikely to become coarse.
  • the heat treatment can also be expected to have the effect of removing the strain introduced into the processed material and improving the elongation.
  • the heat treatment may include a solution treatment in addition to the aging treatment.
  • the solution treatment is performed before the aging treatment.
  • the conditions for the solution treatment include, for example, that the heat treatment temperature is 1200 ° C. and the heat treatment time is 30 minutes.
  • the solution heat treatment can be omitted.
  • the iron alloy wire 2 of the embodiment may be manufactured by the above-mentioned iron alloy manufacturing method.
  • the plastic working in the second step may include wire drawing.
  • a fourth step of further wire drawing is provided after the third step.
  • the manufacturing method including the fourth step can be suitably used when the iron alloy wire 2 having a wire diameter of 5 mm or less is manufactured.
  • a fifth step of manufacturing a coated intermediate material in which the outer periphery of the wire drawn material manufactured in the above-mentioned fourth step is covered with a metal member, and a fifth step of manufacturing the coated intermediate material are further extended. It is mentioned to have a sixth step of performing wire processing.
  • the manufacturing method including the fifth step and the sixth step can be suitably used for manufacturing the iron alloy wire 2 provided with the covering layer 22.
  • the covering intermediate material may be manufactured, for example, as follows. Plating is applied to the outer circumference of the wire drawing material. After inserting the wire drawing material into the metal tube, tighten the wire drawing material and the metal tube. A metal material is clad on the outer circumference of the wire drawing material by conform extrusion.
  • the total surface reduction rate in the wire drawing process after the third step is, for example, 30% or more and 99% or less.
  • the iron alloy stranded wire 3 of the embodiment may be manufactured, for example, by twisting a plurality of iron alloy wires 2 together.
  • the elemental content of the steel wire of each sample can be measured by various component analysis methods. In the steel wire of each sample, the balance of the components is Fe and unavoidable impurities.
  • the oxygen content in the steel wire of each sample is 0.003% by mass or less.
  • the oxygen content in the steel wire can be measured, for example, by the Infrared gas melting-infrared absorption method. Commercially available equipment can be used to measure the oxygen content.
  • Sample No. 25 and No. For the steel wire of each sample except 201, the first step of continuous casting, the second step of hot plastic working and cold plastic working, the third step of heat treatment, and the fourth step of cold wire drawing. Manufactured via. Tables 3 and 4 show the manufacturing conditions.
  • Sample No. 25 and No. In the production of the steel wire 201, ingot casting is used in the first step instead of continuous casting. Sample No. 25 and No. In the production of the steel wire of 201, the second to fourth steps are performed in the same manner as the other samples.
  • the cooling rates (° C./min) shown in Tables 3 and 4 are average cooling rates from 1450 ° C. to 1400 ° C. in the continuous casting process or the ingot casting process.
  • the continuous casting method here is a method in which molten steel is continuously supplied from above the mold and the cast material is pulled out from below the mold.
  • Ingot casting is a method of producing a cast material by supplying a predetermined amount of molten steel to a mold having a predetermined shape and size and cooling the molten steel.
  • the cooling rate may be changed by adjusting the type of cooling medium, the temperature of the cooling medium, the drawing speed of the cast material, and the like.
  • the cooling rate in 203 is 15 ° C./min or more.
  • a continuous cast material or an ingot cast material having a cross-sectional area of about 200,000 mm 2 is subjected to hot plastic working and cold plastic working to have a diameter of 8 mm and a circular cross-sectional shape.
  • Manufacture wood is
  • the heat-treated material is produced by heat-treating the processed material at the temperature (° C.) shown in Tables 3 and 4 under the heat treatment conditions shown in Tables 3 and 4.
  • Sample No. 105, No. The heat treatment time for each sample other than 106 is 5 hours.
  • Sample No. The heat treatment time in 105 is 2 hours.
  • Sample No. The heat treatment time in 106 is 20 hours.
  • a steel wire is manufactured by subjecting the heat-treated material to cold wire drawing until a wire drawing material having the evaluation wire diameters (mm) shown in Tables 3 and 4 is obtained.
  • the evaluation wire diameter in each sample other than the following samples is 3.1 mm.
  • Sample No. The evaluation wire diameter in 1 is 2.4 mm.
  • Sample No. The evaluation wire diameter in No. 4 is 3.5 mm.
  • Sample No. 6, No. The evaluation wire diameter in No. 11 is 3.8 mm.
  • Sample No. The evaluation wire diameter in 107 is 6.8 mm.
  • a first observation area of 2 mm ⁇ 20 mm is taken from each vertical section. Further, a second observation area of 2 mm ⁇ 3 mm is taken from each first observation area.
  • the diameter of each oxide contained in the first observation region is determined. Using an oxide having a diameter of 1 ⁇ m or more, the maximum diameter D of the oxide in each first observation region is obtained. In the steel wire of each sample, the average value of the maximum diameter D of 3 or more obtained from the first observation region of 3 or more is defined as the maximum diameter D of the oxide in the steel wire of each sample. Further, the number density of oxides in each second observation region is determined by using oxides having a diameter of 1 ⁇ m or more.
  • the average value of the number densities of 3 or more obtained from the second observation region of 3 or more is defined as the number density of oxides in the steel wire of each sample.
  • Tensile tests are performed on the steel wire of each sample at room temperature in accordance with JIS Z 2241: 2011 to evaluate the tensile strength ⁇ RT , work hardening index, and elongation at break.
  • the work hardening index here is a value obtained by dividing the 0.2% proof stress of the test piece taken from the steel wire of each sample by the tensile strength of the test piece.
  • (Mechanical characteristics at high temperature) Evaluate the high temperature strength ratio for the steel wire of each sample.
  • the high temperature strength ratio is the ratio ⁇ 300 / ⁇ RT of the tensile strength ⁇ 300 at 300 ° C. to the tensile strength ⁇ RT at room temperature.
  • the tensile strength ⁇ 300 at 300 ° C. is determined by performing a tensile test at 300 ° C. as described above. (Twisting characteristics)
  • each test piece is fixed and the other end is connected to the twisting tester. That is, each test piece is fixed at one end. Twist each test piece fixed at one end. The twisting is performed by a twisting tester at a rotation speed of 60 rpm. Measure the number of times each test piece is broken. For each sample, the number of 10 test pieces is averaged. This average value is taken as the average number of times for each sample. Sample No. 24 steel wires and sample No. For the steel wire of 201, the average number of times is evaluated even when the rotation speed is 30 rpm. (Linear expansion coefficient) The linear expansion coefficient (ppm / ° C) is evaluated for the steel wire of each sample.
  • a test piece is taken from the steel wire of each sample, and the length L 30 at 30 ° C. and the length L 230 at 230 ° C. are measured for each test piece. (Length L at 230 ° C. L 30 at 230 ° C.) ⁇ (230 ° C.-30 ° C.) ⁇ (Length L 30 at 30 ° C.) is obtained. The obtained value is taken as the average linear expansion coefficient from 30 ° C to 230 ° C.
  • the linear expansion coefficients shown in Tables 5 and 6 are the above average linear expansion coefficients.
  • the 25 steel wires are called steel wires of a specific sample group.
  • the steel wire of the specific sample group is excellent in high temperature strength.
  • the high temperature strength ratio of the steel wire of the specific sample group is 0.8 or more, and the sample No. From 201 to No. Higher than the high temperature strength ratio of 203 steel wire.
  • the high temperature intensity ratio of many samples is 0.82 or more.
  • the maximum diameter D of the oxide is as small as less than 150 ⁇ m in the steel wire of the specific sample group, so that the oxide is unlikely to be the starting point of cracking at high temperature. Conceivable. In many of the specific sample groups, the maximum diameter D of the oxide is 145 ⁇ m or less.
  • the sample No. The high temperature strength of the steel wire of 202 is the lowest in the sample.
  • the steel wire of the specific sample group is also excellent in twisting characteristics.
  • the average number of times in the twisting characteristic is 30 times or more, and the sample No. 201, No. More than the above average number of 203 steel wires.
  • sample No. having the same composition. 24 and No. 25 steel wires and sample No. Compare with 201 steel wire.
  • sample No. having the same composition. 23 steel wire and sample No. Compare with 203 steel wire.
  • the sample No. having the same composition. Steel wire of No. 3 and sample No. Comparing with the steel wire of 202 the sample No. In the steel wire of No. 3, the average number of times in the twisting characteristic is the sample No. More than 202.
  • the steel wire of the specific sample group is excellent in high temperature strength and twisting characteristics.
  • the maximum diameter D of the oxide is as small as less than 150 ⁇ m in the steel wire of the specific sample group, so that the oxide cracks at both high temperature and twisting. It is possible that it was difficult to be the starting point.
  • the steel wire of the specific sample group has a high high-temperature strength ratio and the above average number of times because the number density of oxides is as low as 500 or less, and here it is as small as 150 or less, and cracks are difficult to propagate by the oxides. It is thought that it is easy to become.
  • the average number of times in the twisting characteristics when the rotation speed is 30 rpm is the sample No. With 24 steel wires, the number of times was 135, and the sample No. It is 65 times for the steel wire of 201. From this, the sample No.
  • the steel wire of 24 is the sample No. Compared to the steel wire of 201, it can be said that it is hard to break even if the rotation speed at the time of twisting is increased. For example, when a stranded wire is manufactured using a steel wire of a specific sample group as a strand, the rotation speed at the time of twisting can be increased. From this point, the steel wire of the characteristic sample group is expected to contribute to the mass production of stranded wire.
  • the cooling rate in the above-mentioned specific temperature range in the casting process is less than 15 ° C./min, particularly 10 ° C./min or less.
  • the maximum diameter D of the oxide is less than 150 ⁇ m.
  • the maximum diameter D of the oxide in the steel wire of 203 is 240 ⁇ m or more, which is very large. From these facts, in order to reduce the maximum diameter D of the oxide, it can be said that the cooling rate in the specific temperature range in the casting step is preferably 10 ° C./min or less.
  • the tensile strength ⁇ RT at room temperature is 1250 MPa or more.
  • the tensile strength ⁇ RT of many samples is 1300 MPa or more.
  • the breaking elongation at room temperature is 0.8% or more. The breaking elongation of many samples is 1.0% or more.
  • the work hardening index at room temperature is 0.7 or more, here 0.85 or more.
  • the work hardening index of many samples is 0.9 or higher. Since the work hardening index is high as described above, the specific sample group is excellent in impact resistance.
  • the average linear expansion coefficient from 30 ° C to 230 ° C is 4 ppm / ° C or less. As described above, since the linear expansion coefficient is small in the range from room temperature to a high temperature of 200 ° C. or higher, the specific sample group has a small amount of thermal expansion even at a high temperature.
  • Sample No. 102 sample No.
  • the steel wire of 103 does not have the above-mentioned specific composition.
  • the steel wire of 102 has lower elongation, inferior twisting characteristics, and a larger average linear expansion coefficient than the steel wire of the specific sample group.
  • Sample No. with less C The steel wire of 103 has low strength.
  • Sample No. Compared with the steel wire of the specific sample group, the steel wire of 101 has a low elongation, is inferior in twisting characteristics, and has a large average linear expansion coefficient.
  • the sample No. In the steel wire of 101, since the ratio V / C is as small as less than 2, it is considered that the precipitation of carbides containing V is insufficient.
  • sample No. The steel wire of 101 has a sample No. 1 having a relatively similar composition. The strength is also lower than that of 16.
  • the steel wire of 104 has a larger average linear expansion coefficient than the steel wire of the specific sample group.
  • One of the reasons for this is the sample No. It is considered that the ratio V / C of the 104 steel wires is as large as more than 10 and the ratio ((V + Cr) / C) is as large as more than 15.
  • Sample No. 105, No. The steel wire of 106 has lower elongation and inferior twisting characteristics as compared with the steel wire of the specific sample group.
  • sample No. 105, No. In the steel wire of 106, the sample No. which has the same composition. Compared with 24, the twisting characteristic is greatly reduced.
  • the sample No. In the steel wire 105 it is considered that carbides are not sufficiently precipitated in the heat treatment step due to the low heat treatment temperature and the short heat treatment time.
  • Sample No. In the steel wire of 106 it is considered that the carbides became coarse due to the long heat treatment time in the heat treatment step.
  • Sample No. The steel wire of 107 is inferior in strength to the steel wire of a specific sample group.
  • One of the reasons for this is the sample No. In the steel wire of 107, it is considered that the strengthening effect by work hardening is insufficient because the total surface reduction rate is small in the cold wire drawing process.
  • the iron alloy having the above-mentioned specific composition and having the maximum diameter D of the oxide of less than 150 ⁇ m is excellent in high temperature strength. It was also shown that this iron alloy is also excellent in twisting characteristics. Furthermore, it was shown that this iron alloy is excellent in strength and elongation at room temperature, and has a small linear expansion coefficient in the range of 30 ° C to 230 ° C.
  • such ferroalloys can be produced by adjusting the cooling rate in the above-mentioned specific temperature range to the above-mentioned specific range in the casting process. Further, it was shown that even if the oxygen content is controlled within a specific range, the maximum diameter D of the oxide differs depending on the difference in production conditions such as the cooling rate.

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Abstract

質量％で、Ｃを０．１％以上０．４％以下、Ｓｉを０．２％以上２．０％以下、Ｍｎを０．０５％以上２．０％以下、Ｎｉを２５％以上４２％以下、Ｃｒを０．１％以上３．０％以下、Ｖを０．２％以上３．０％以下、Ｃａ，Ｔｉ，Ａｌ，及びＭｇからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，及びＢからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、Ｃｏを０％以上５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成と、酸化物が母相に分散された組織とを備え、断面において、２ｍｍ×２０ｍｍの領域に含まれる前記酸化物の最大径が１５０μｍ未満である、鉄合金。

Description

鉄合金、鉄合金線、及び鉄合金撚線
　本開示は、鉄合金、鉄合金線、及び鉄合金撚線に関する。本出願は、２０２０年８月６日に出願した日本特許出願である特願２０２０－１３３７０７号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。
　特許文献１，２に記載されるように、従来、所定量のニッケルを含む鋼線が架空送電線の芯線に利用されている。上記芯線の外周には、架空送電線の導体部を構成するアルミニウム線が配置される。
特開２００２－２５６３９５号公報 国際公開第２０１８／１９３８１０号
　本開示の鉄合金は、
　質量％で、
　Ｃを０．１％以上０．４％以下、
　Ｓｉを０．２％以上２．０％以下、
　Ｍｎを０．０５％以上２．０％以下、
　Ｎｉを２５％以上４２％以下、
　Ｃｒを０．１％以上３．０％以下、
　Ｖを０．２％以上３．０％以下、
　Ｃａ，Ｔｉ，Ａｌ，及びＭｇからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、
　Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，及びＢからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、
　Ｃｏを０％以上５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成と、
　酸化物が母相に分散された組織とを備え、
　断面において、２ｍｍ×２０ｍｍの領域に含まれる前記酸化物の最大径が１５０μｍ未満である。
　本開示の鉄合金線は、
　本開示の鉄合金から構成される。
　本開示の鉄合金撚線は、
　複数の素線が撚り合わされてなる鉄合金撚線であって、
　前記複数の素線のうち、少なくとも一つの素線は、本開示の鉄合金線である。
図１は、実施形態の鉄合金を模式的に拡大して示す断面図である。 図２は、実施形態の鉄合金線及び実施形態の鉄合金撚線を備える架空送電線の斜視図である。 図３は、ストークスの式について、介在物の粒子の粒径と、上記粒子の浮上速度との関係を概念的に示すグラフである。 図４Ａは、連続鋳造時の冷却速度が速い場合について、鋳型内の状態を説明する図である。 図４Ｂは、連続鋳造時の冷却速度が遅い場合について、鋳型内の状態を説明する図である。
[本開示が解決しようとする課題]
　高温強度に優れる鉄合金が望まれている。
　上述の架空送電線の芯線には、架空送電線の重量及び張力に耐えるために、室温での強度に優れることが望まれる。また、上記芯線には、通電時の温度上昇に伴って熱膨張した架空送電線が垂れ下がることを低減するために、使用時の温度範囲において線膨張係数が低いことが望まれる。上述の特許文献１，２は、鋼の組成を調整することで、これらの要求に対応している。
　昨今、送電容量が増大傾向にある。送電容量が増大すれば、架空送電線のジュール熱も大きくなる。その結果、架空送電線の温度が２００℃以上、更には２３０℃程度と高くなり得る。通電時の温度上昇に伴って熱膨張したアルミニウム線は、芯線を構成する鋼線より伸びる。ここで、架空送電線の両端部はそれぞれ、端子に固定されている。上述のようにアルミニウム線が伸びることによって、芯線には、各端子側に向かって引っ張られる力が作用すると考えられる。この引張力が大きければ、上記芯線が破断することが考えられる。従って、室温での強度に加えて、２００℃以上といった高温でも破断し難い鉄合金、即ち高温強度に優れる鉄合金が望まれる。
　更に、上記芯線は、代表的には、複数の鋼線が撚り合わされてなる撚線である。各鋼線は、製造過程において撚り合わせ時に捻じられる。この捻回によって各鋼線が破断し難いこと、即ち捻回特性に優れる鉄合金が望ましい。
　そこで、本開示は、高温強度に優れる鉄合金を提供することを目的の一つとする。また、本開示は、高温強度に優れる鉄合金線、及び鉄合金撚線を提供することを他の目的とする。
[本開示の効果]
　本開示の鉄合金、本開示の鉄合金線、及び本開示の撚線は、高温強度に優れる。
［本開示の実施形態の説明］
　特許文献２に記載されるように、酸素の含有量を調整することで、酸化物に起因する延性の低下を抑制することができる。しかし、後述する試験例に示すように、酸素の含有量を調整するだけでは、鉄合金の高温強度の向上が難しい。本発明者らは、酸化物の大きさを制御することで、鉄合金の高温強度を向上できる、との知見を得た。また、本発明者らは、酸化物の大きさが制御された鉄合金は捻回特性にも優れる、との知見を得た。更に、本発明者らは、特定の条件で合金溶湯を凝固させることで、酸化物の大きさを制御できる、との知見を得た。本開示の鉄合金は、これらの知見に基づくものである。最初に本開示の実施態様を列記して説明する。
（１）本開示の一態様に係る鉄合金は、
　質量％で、
　Ｃを０．１％以上０．４％以下、
　Ｓｉを０．２％以上２．０％以下、
　Ｍｎを０．０５％以上２．０％以下、
　Ｎｉを２５％以上４２％以下、
　Ｃｒを０．１％以上３．０％以下、
　Ｖを０．２％以上３．０％以下、
　Ｃａ，Ｔｉ，Ａｌ，及びＭｇからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、
　Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，及びＢからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、
　Ｃｏを０％以上５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成と、
　酸化物が母相に分散された組織とを備え、
　断面において、２ｍｍ×２０ｍｍの領域に含まれる前記酸化物の最大径が１５０μｍ未満である。
　本開示の鉄合金は酸化物を含む。但し、酸化物の最大径が１５０μｍ未満であることで、上述の高温時に引張力が本開示の鉄合金に加えられた場合に、上記酸化物が割れの起点になり難い。上記酸化物に起因する割れの伝搬も生じ難い。これらの理由により、本開示の鉄合金は、高温強度に優れる。
　また、上述の撚り合わせ等による捻回が本開示の鉄合金に加えられた場合に、上記酸化物が割れの起点になり難い。上記酸化物に起因する割れの伝搬も生じ難い。これらの理由により、本開示の鉄合金は、捻回特性にも優れる。
　本開示の鉄合金は、上述の特定の組成を備えることで、室温での強度に優れる。室温での引張強さが高い鋼線は、温度上昇に伴って引張強さがある程度低下しても、ある程度高い引張強さを有し易いと考えられる。これらのことからも、本開示の鉄合金は、高温強度に優れる。
　本開示の鉄合金は、以下に説明するように、上述の特定の組成を備えることからも捻回特性に優れる。室温での引張強さが高い鋼線は、靭性が低くなり易い。靭性が低いことに起因して、捻じられると、鋼線が破断し易い、即ち捻回特性が低下し易いと考えられる。これに対し、上述の特定の組成を備える鉄合金では、靭性が低いことに起因する捻回特性の低下が小さいと考えられる。
　更に、本開示の鉄合金は、上述の特定の組成を備えることで、室温だけでなく上述の高温になっても線膨張係数が小さい。そのため、上述の高温時の熱膨張量が少なくなり易い。このように高温強度、捻回特性、及び室温での強度に優れる上に、線膨張係数が小さい本開示の鉄合金は、これらの特性が望まれる用途の素材、例えば架空送電線の芯線の素材に適する。本開示の鉄合金が架空送電線の芯線に利用された場合には、上述の高温時の熱膨張量が少ないことで、架空送電線の垂れ下がり量を小さくすることができる。
　本開示の鉄合金は、鋳造工程を含む製造方法によって製造することが挙げられる。特に、この製造方法は、液相から固相に変化する温度域における冷却速度を比較的遅くする、という特定の条件で鋳造を行う。ここで、量産の観点から、従来の製造方法では、溶湯温度から室温までの温度域において冷却速度を速くすることが一般的である。しかし、後述する試験例に示すように、鋳造工程において、液相から固相に変化する温度域での冷却速度が速いと、具体的には１０℃／ｍｉｎを超えると、酸化物の最大径が１５０μｍを超える。これに対し、後述する試験例に示すように、上記の特定の条件で鋳造を行うと、酸化物の最大径が１５０μｍ未満である。従って、上記の特定の条件は、高温強度の向上が望まれる用途の鉄合金、例えば上述のように送電容量の更なる増大に伴ってジュール熱が増大し得る架空送電線の芯線用の鉄合金の製造に好ましい条件といえる。
（２）本開示の鉄合金の一例として、
　前記断面において、２ｍｍ×３ｍｍの領域に含まれる前記酸化物の個数が５００個以下である形態が挙げられる。
　割れの起点になり得る酸化物が少ない上に、酸化物による割れの伝搬が抑制されることで、上記形態は、高温強度及び捻回特性により優れる。
（３）本開示の鉄合金の一例として、
　前記組成における酸素の含有量は、０．００３質量％以下である形態が挙げられる。
　割れの起点になり得る酸化物が少ないことで、上記形態は、高温強度及び捻回特性により優れる。
（４）本開示の鉄合金の一例として、
　室温での引張強さσＲＴに対する３００℃での引張強さσ３００の比σ３００／σＲＴが０．８以上である形態が挙げられる。
　上記形態は、高温強度に優れる。
（５）本開示の鉄合金の一例として、
　直径の１００倍の長さを有する線状の試験片を１０本とり、片端固定された各試験片を６０ｒｐｍの回転速度で捻回して、各試験片が破断するまでの回数の平均値が３０回以上である形態が挙げられる。
　上記形態は、捻回特性に優れる。
（６）本開示の鉄合金の一例として、
　室温での引張強さσＲＴが１２５０ＭＰａ以上である形態が挙げられる。
　上記形態は、室温での強度に優れる。
（７）本開示の鉄合金の一例として、
　３０℃から２３０℃における平均線膨張係数が４ｐｐｍ／℃以下である形態が挙げられる。
　上記形態では、室温から２００℃以上といった高温までの範囲において熱膨張量が少ない。
（８）本開示の鉄合金の一例として、
　室温での破断伸びが０．８％以上である形態が挙げられる。
　上記形態は、伸びに優れることで、撚り合わせ等で捻じられたり、曲げや振動等を受けたりしても破断し難い。
（９）本開示の鉄合金の一例として、
　室温での加工硬化指数が０．７以上である形態が挙げられる。
　上記形態は、耐衝撃性に優れるため、衝撃を受けても破断し難い。
（１０）本開示の一態様に係る鉄合金線は、
　上記（１）から（９）のいずれか一つの鉄合金から構成される。
　本開示の鉄合金線は、本開示の鉄合金から構成されることで、高温強度に優れる。また、本開示の鉄合金線は、本開示の鉄合金から構成されることで、捻回特性に優れる。
（１１）本開示の鉄合金線の一例として、
　前記鉄合金から構成される線材と、更に、前記線材の外周を覆う被覆層とを備え、
　前記被覆層は、Ａｌ又はＺｎを含む形態が挙げられる。
　上記形態は、本開示の鉄合金から構成される線材を主体とすることで、高温強度及び捻回特性に優れる上に、被覆層によって、後述するように異種金属の接触に起因する腐食を低減できる。
（１２）本開示の鉄合金線の一例として、
　線径が２ｍｍ以上５ｍｍ以下である形態が挙げられる。
　上記形態は、例えば架空送電線の芯線部を構成する素線に利用できる。
（１３）本開示の一態様に係る鉄合金撚線は、
　複数の素線が撚り合わされてなる鉄合金撚線であって、
　前記複数の素線のうち、少なくとも一つの素線は、上記（１０）から（１２）のいずれか一つの鉄合金線である。
　本開示の鉄合金撚線は、本開示の鉄合金線から構成される素線を備えることで、高温強度に優れる。また、本開示の鉄合金撚線は、本開示の鉄合金線から構成される素線を備えることで、捻回特性に優れる。このような本開示の鉄合金撚線は、架空送電線の芯線に適する。
［本開示の実施形態の詳細］
　以下、図面を参照して、本開示の実施形態を具体的に説明する。図中、同一符号は同一名称物を意味する。
［鉄合金］
　図１を参照して、実施形態の鉄合金を説明する。
　実施形態の鉄合金１は、以下の第一群の元素を後述する特定の範囲で含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成を備える。上記組成は、以下の第二群及び以下の第三群からなる群より選択される１種以上の元素を後述する特定の範囲で含んでもよい。又は、上記組成は、第二群及び第三群からなる群の元素を含まなくてもよい。
　第一群を構成する元素は、Ｃ（炭素），Ｓｉ（ケイ素），Ｍｎ（マンガン），Ｎｉ（ニッケル），Ｃｒ（クロム），Ｖ（バナジウム）である。
　第二群を構成する元素は、Ｃａ（カルシウム），Ｔｉ（チタン），Ａｌ（アルミニウム），Ｍｇ（マグネシウム）である。
　第三群を構成する元素は、Ｚｒ（ジルコニウム），Ｈｆ（ハフニウム），Ｍｏ（モリブデン），Ｃｕ（銅），Ｎｂ（ニオブ），Ｔａ（タンタル），Ｗ（タングステン），Ｂ（ホウ素）である。
　その他、上記組成は、Ｃｏ（コバルト）を含んでもよい。
　また、実施形態の鉄合金１は、酸化物１２が母相１０に分散された組織を備える。鉄合金１の断面において、２ｍｍ×２０ｍｍの領域に含まれる酸化物１２の最大径Ｄが１５０μｍ未満である。ここでの酸化物１２の最大径Ｄは、上記領域に含まれる各酸化物１２について求めた直径のうち、最大値である。各酸化物１２の直径は、各酸化物１２の断面積と同じ面積を有する円の直径とする。最大径Ｄの測定方法の詳細は後述する。
　以下、鉄合金１の組成、組織、特性を順に説明する。なお、図１は、図２に示す実施形態の鉄合金１から構成される鉄合金線２をＩ－Ｉ切断線で切断した断面を示す。図１の断面は、上記鉄合金線２を鉄合金線２の軸方向に平行な平面で切断した断面の一例である。
（組成）
　以下の説明では、各元素の含有量は、鉄合金１を１００質量％とするときの質量割合であり、質量％で示す。また、以下の説明では、単に強度という場合、主として、室温での強度を意味する。ここでの強度は、主として、引張強さによって示される機械的特性である。
　実施形態の鉄合金１は、Ｆｅをベースとし、後述するようにＮｉを比較的多く含むＦｅ－Ｎｉ合金である。Ｆｅ－Ｎｉ合金の線膨張係数はＮｉを含まない場合より低い。このようなＦｅ－Ｎｉ合金が更に上述の第一群の元素等を含むことで、基本的には、鉄合金１の強度が向上する。第一群の元素等の含有量の増加に伴い、鉄合金１の線膨張係数が増加する傾向にある。
〈第一群〉
《Ｃ》
　Ｃの含有量は、０．１％以上０．４％以下である。
　Ｃの含有量が０．１％以上であれば、固溶による強化効果と、炭化物の析出に伴う析出硬化による強化効果とから、鉄合金１の強度が高められる。Ｃの含有量が０．１％超、０．１３％以上、０．１５％以上、０．１８％以上であれば、強度が向上し易い。
　Ｃの含有量が０．４％以下であれば、強度の向上に起因する延性の低下が小さくなり易い。高い伸びを有し易いため、鉄合金１は捻回特性に優れる。また、Ｃの含有量が０．４％以下であれば、Ｃの含有に伴う線膨張係数の増大が小さくなり易い。そのため、２００℃以上といった高温時の熱膨張量が少なくなり易い。Ｃの含有量が０．３８％以下、０．３６％以下であれば、これらの効果が得られ易い。
　Ｃの含有量が０．１５％以上０．３５％以下であれば、特に強化効果と、良好な捻回特性の保持及び線膨張係数の増大抑制という効果とがバランスよく得られ易い。
《Ｓｉ》
　Ｓｉの含有量は、０．２％以上２．０％以下である。
　Ｓｉの含有量が０．２％以上であれば、固溶による強化効果から、鉄合金１の強度が高められる。Ｓｉの含有量が０．３％以上、０．４％以上であれば、強度が向上し易い。Ｓｉの含有量が０．５％以上であれば、固溶による強化に加えて、Ｓｉを含む化合物等の析出による強化効果が得られる。
　Ｓｉの含有量が２．０％以下であれば、Ｓｉの含有に伴う線膨張係数の増大が小さくなり易い。Ｓｉの含有量が１．８％以下、１．６％以下、更には１．５％以下であれば、線膨張係数の増大がより抑制される。
　Ｓｉの含有量が０．３％以上１．５％以下であれば、強化効果と、線膨張係数の増大抑制という効果とがバランスよく得られ易い。
《Ｍｎ》
　Ｍｎの含有量は、０．０５％以上２．０％以下である。
　Ｍｎの含有量が０．０５％以上であれば、脱酸剤としての効果と、固溶による強化効果とが良好に得られる。Ｍｎの含有量が０．１％以上、０．１３％以上であれば、これらの効果がより得られ易い。
　Ｍｎの含有量が２．０％以下であれば、Ｍｎの含有に伴う線膨張係数の増大が小さくなり易い。Ｍｎの含有量が１．８％以下、１．５％以下、１．２％以下、更には１．０％以下、０．８％以下であれば、線膨張係数の増大がより抑制される。
　Ｍｎの含有量が０．０５％以上１．２％以下であれば、脱酸効果及び強化効果と、線膨張係数の増大抑制という効果とがバランスよく得られ易い。
《Ｎｉ》
　Ｎｉの含有量は、２５％以上４２％以下である。
　Ｎｉの含有量が２５％以上４２％以下であれば、鉄合金１の線膨張係数が小さくなり易い。Ｎｉの含有量が２８％以上４１％以下、３０％以上４０％以下、更には３３％以上４０％以下であれば、線膨張係数がより小さくなり易い。
《Ｃｒ》
　Ｃｒの含有量は、０．１％以上３．０％以下である。
　Ｃｒの含有量が０．１％以上であれば、固溶による強化効果から、室温での強度の向上に加えて、高温強度の向上も期待できる。Ｃｒの含有量が０．２％以上、０．３％以上、更には０．５％以上であれば、室温での強度及び高温強度が高くなり易い。Ｃｒの含有量がある程度多い場合、Ｃｒの一部は炭化物となって析出する。この炭化物の析出硬化による強化効果が得られる。
　Ｃｒの含有量が３．０％以下であれば、粗大な炭化物が形成され難い。そのため、粗大な炭化物に起因する強度の低下及び延性の低下が低減される。このような鉄合金１は、強度に優れる上に、高い伸びを有し易いため、捻回特性にも優れる。また、Ｃｒの含有量が３．０％以下であれば、Ｃｒの含有に伴う線膨張係数の増大が小さくなり易い。上述のようにＣｒが炭化物として析出すれば、Ｃｒの含有に伴う線膨張係数の増大がより小さくなり易い。Ｃｒの含有量が２．８％以下、２．６％以下、２．０％以下、更には１．８％以下、１．６％以下であれば、これらの効果がより得られ易い。
　Ｃｒの含有量が０．５％以上２．０％以下であれば、強化効果と、良好な捻回特性の保持及び線膨張係数の増大抑制という効果とがバランスよく得られ易い。
《Ｖ》
　Ｖの含有量は、０．２％以上３．０％以下である。
　Ｖの含有量が０．２％以上であれば、炭化物の析出に伴う析出硬化による強化効果から、鉄合金１の強度が高められる。Ｖの含有量が０．３％以上、０．４％以上、更には０．５％以上あれば、強度が向上し易い。
　Ｖの含有量が３．０％以下であれば、Ｖの含有に伴う線膨張係数の増大が小さくなり易い。上述のようにＶが炭化物として析出することからも、Ｖの含有に伴う線膨張係数の増大が小さくなり易い。また、Ｖの含有量が３．０％以下であれば、Ｃが多い場合でも、粗大な炭化物が形成され難い。この点から、上述の理由により、鉄合金１は、強度、伸び、捻回特性にも優れる。Ｖの含有量が２．８％以下、２．６％以下、更には２．０％以下であれば、これらの効果がより得られ易い。
　Ｖの含有量が０．５％以上２．０％以下であれば、強化効果と、線膨張係数の増大抑制及び良好な捻回特性の保持という効果とがバランスよく得られ易い。
《Ｖ／Ｃ》
　実施形態の鉄合金１において、Ｃの含有量に対するＶの含有量の比（Ｖ／Ｃ）が２以上９以下であることが挙げられる。比（Ｖ／Ｃ）が２以上９以下であれば、Ｖが炭化物として析出し易い。そのため、炭化物の析出に伴う析出硬化による強化効果が良好に得られ易い。また、Ｖを含む炭化物の析出によって、Ｃの含有及びＶの含有に起因する線膨張係数の増大が小さくなり易い。更に、比（Ｖ／Ｃ）が９以下であれば、粗大な炭化物が形成され難い。この点から、上述の理由により、鉄合金１は、強度、伸び、捻回特性にも優れる。比（Ｖ／Ｃ）が２．５以上８．５以下、２．７以上８以下、更には３以上５以下であれば、これらの効果がより得られ易い。
《Ｃｒ／Ｃ》
　実施形態の鉄合金１において、Ｃの含有量に対するＣｒの含有量の比（Ｃｒ／Ｃ）が０．３以上１０以下であることが挙げられる。比（Ｃｒ／Ｃ）が０．３以上１０以下であれば、Ｃｒが炭化物として析出し易い。そのため、Ｃｒの含有に起因する線膨張係数の増大が小さくなり易い。また、析出硬化による強度の向上が期待できる。また、比（Ｃｒ／Ｃ）が１０以下であれば、粗大な炭化物が形成され難い。この点から、上述の理由により、鉄合金１は、強度、伸び、捻回特性にも優れる。比（Ｃｒ／Ｃ）が０．５以上１０以下、２以上１０以下、更には２以上７．５以下であれば、これらの効果がより得られ易い。
《Ｖ＋Ｃｒ》
　実施形態の鉄合金１において、Ｖの含有量とＣｒの含有量との合計量（Ｖ＋Ｃｒ）が０．５％以上５％以下であることが挙げられる。合計量（Ｖ＋Ｃｒ）が０．５％以上５％以下であれば、Ｖを含む炭化物に基づく析出硬化による強化効果又はＶの含有による強化効果と、Ｃｒを含む炭化物に基づく析出硬化による強化効果又はＣｒの含有による強化効果とが良好に得られ易い。この点から、鉄合金１は強度に優れる。また、炭化物の析出によって、上述のように線膨張係数の増大が小さくなり易い上に、Ｖ，Ｃｒが固溶している場合に比較して、靭性の低下が低減される。更に、合計量（Ｖ＋Ｃｒ）が５％以下であれば、粗大な炭化物が形成され難い。この点から、上述の理由により、鉄合金１は、強度、伸び、捻回特性にも優れる。合計量（Ｖ＋Ｃｒ）が０．８％以上５％以下、１％以上５％以下、更には１％以上４％以下であれば、これらの効果がより得られ易い。
《（Ｖ＋Ｃｒ）／Ｃ》
　実施形態の鉄合金１において、Ｃの含有量に対するＶの含有量とＣｒの含有量との合計量（Ｖ＋Ｃｒ）の比（（Ｖ＋Ｃｒ）／Ｃ）が４以上１５以下であることが挙げられる。比（（Ｖ＋Ｃｒ）／Ｃ）が４以上１５以下であれば、比（Ｖ／Ｃ）及び比（Ｃｒ／Ｃ）の項で説明した効果が良好に得られる。比（（Ｖ＋Ｃｒ）／Ｃ）が４．２以上１４．８以下、４．５以上１４．５以下、更には５以上１２以下であれば、強化効果、線膨張係数の増大抑制、良好な捻回特性の保持等の効果がより得られ易い。
〈第二群〉
　実施形態の鉄合金１において、Ｃａ，Ｔｉ，Ａｌ，及びＭｇからなる第二群より選択される１種以上の元素の含有量は、合計で０％以上０．１％以下である。第二群の元素は、代表的には、脱酸剤として添加される。第二群の含有量が合計で０．１％以下であれば、第二群の元素を含む酸化物１２が少なくなり易い。この点から、酸化物１２に起因する強度の低下、高温強度の低下、及び捻回特性の低下が低減され易い。第二群の含有量が合計で０％超０．０８％以下、０．０１％以上０．０６％以下であれば、酸化物１２を低減しつつ、脱酸効果が得られ易い。
〈第三群〉
　実施形態の鉄合金１において、Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，及びＢからなる第三群より選択される１種以上の元素の含有量は、合計で０％以上０．１％以下である。第三群の元素は、強化効果を有する。第三群の含有量が合計で０．１％以下であれば、延性の低下が小さくなり易い。高い伸びを有し易いため、鉄合金１は、捻回特性にも優れる。また、第三群の含有量が合計で０．１％以下であれば、第三群の元素の含有に起因する線膨張係数の増大が小さくなり易い。第三群の含有量が合計で０％超０．０９％以下、０．０１％以上０．０８％以下であれば、強化効果と、良好な捻回特性の保持及び線膨張係数の増大抑制という効果とがバランスよく得られ易い。
〈Ｃｏ〉
　実施形態の鉄合金１は、Ｃｏを含んでもよい。Ｃｏの含有量は、例えば０％以上５％以下が挙げられる。Ｃｏの含有量は４％以下、３％以下、更には２％以下、１％以下でもよい。Ｃｏを０％超５％以下の範囲で含む場合には、Ｎｉと同様に、鉄合金１の線膨張係数が小さくなり易い。
〈不可避不純物〉
　ここでの不可避不純物は、上述の第一群の元素、第二群の元素、第三群の元素、及びＣｏ以外の元素である。不可避不純物としては、例えばＯ（酸素）が挙げられる。
〈Ｏ〉
　実施形態の鉄合金１に含まれるＯは、代表的には酸化物１２として存在する。酸化物１２の詳細は後述する。Ｏの含有量は、例えば０．００３％以下が挙げられる。Ｏの含有量が０．００３％以下であれば、鉄合金１に含まれる酸化物１２の総量が少なくなり易い。この点から、酸化物１２に起因する強度の低下、高温強度の低下、及び捻回特性の低下が低減され易い。Ｏの含有量が少ないほど、酸化物１２の総量が少なくなることから、Ｏの含有量は、０．００２％以下、更に０．００１％以下でもよい。なお、実施形態の鉄合金１は酸化物１２を含むため、Ｏの含有量は０％超である。
（組織）
　実施形態の鉄合金１は、母相１０中に酸化物１２を含む。母相１０は、主として、上述の特定の組成を備える鋼から構成される。酸化物１２は、酸素と、酸素以外の元素との化合物である。上記の酸素以外の元素は、上述の組成の項で説明した元素、例えば脱酸効果を有する元素が挙げられる。以下の説明では、鉄合金１の断面における「２ｍｍ×２０ｍｍの領域」を第一観察領域と呼ぶ。
〈酸化物〉
《最大径Ｄ》
　実施形態の鉄合金１では、第一観察領域における酸化物１２の最大径Ｄが１５０μｍ未満である。ここで、第一観察領域は、鉄合金１の任意の断面からとる。そのため、実施形態の鉄合金１では、鉄合金１の任意の位置に存在する酸化物１２の最大径Ｄが１５０μｍ未満である。最大径Ｄが１５０μｍ未満であれば、２００℃以上といった高温時に引張力が鉄合金１に加えられた場合に、酸化物１２が割れの起点になり難い。この点から、鉄合金１は、高温強度に優れる。また、最大径Ｄが１５０μｍ未満であれば、撚り合わせ等による捻回が鉄合金１に加えられた場合に、酸化物１２が割れの起点になり難い。この点から、鉄合金１は、捻回特性に優れる。最大径Ｄが１４０μｍ以下、１２０μｍ以下、更には１００μｍ以下、９０μｍ以下、７０μｍ以下、更には３０μｍ以下であれば、酸化物１２が割れの起点になり難く好ましい。
　最大径Ｄは小さいほど好ましい。但し、最大径Ｄが５μｍ以上、更には１０μｍ以上であれば、鉄合金１の製造が行い易い。
　最大径Ｄが５μｍ以上１５０μｍ未満、更には１０μｍ以上１００μｍ以下であれば、鉄合金１は、高温強度及び捻回特性に優れつつ、製造性にも優れる。
《個数密度》
　鉄合金１中の酸化物１２は、最大径Ｄが小さいことに加えて、少ないことが好ましい。定量的には、鉄合金１の断面において、２ｍｍ×３ｍｍの領域に含まれる酸化物１２の個数が５００個以下であることが挙げられる。以下の説明では、鉄合金１の断面における「２ｍｍ×３ｍｍの領域」を第二観察領域と呼ぶ。また、第二観察領域に含まれる酸化物１２の個数を個数密度と呼ぶ。個数密度の測定方法の詳細は後述する。
　個数密度が５００個以下であれば、割れの起点になり得る酸化物１２が少ない。また、複数の酸化物１２によって、割れが伝搬されることが抑制される。このような鉄合金１は、酸化物１２に起因する割れが生じ難い。この点から、鉄合金１は、高温強度及び捻回特性により優れる。個数密度が４００個以下、３００個以下、更には２００個以下、１５０個以下であれば、酸化物１２に起因する割れがより生じ難い。
　個数密度は少ないほど好ましい。但し、個数密度が５個以上、１０個以上、更には１５個以上であれば、鉄合金１の製造が行い易い。
　個数密度が５個以上５００個以下、更には１０個以上２００個以下であれば、鉄合金１は、割れの伝搬が抑制され易いことで高温強度及び捻回特性により優れつつ、製造性にも優れる。
〈測定方法〉
《最大径Ｄ》
　酸化物１２の最大径Ｄは、以下のように測定する。
（１）鉄合金１から任意の断面をとる。断面は、２ｍｍ×２０ｍｍの第一観察領域を採取可能なようにとる。例えば、鉄合金１が線材である場合、線材の軸方向に平行な平面で、線材を切断した断面、いわゆる縦断面をとることが挙げられる。例えば、鉄合金１が板材である場合、板材の表面に平行な平面で板材を切断した断面をとることが挙げられる。
（２）第一観察領域を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察する。観察倍率は２００倍とする。
　第一観察領域に存在する酸化物１２を抽出する。抽出した各酸化物１２の断面積を求める。各酸化物１２の断面積と同じ面積を有する円の直径を各酸化物１２の直径とする。酸化物１２の直径のうち、最大値を酸化物１２の最大径Ｄとする。ここでは、複数の断面をとり、各断面から第一観察領域を採取する。各第一観察領域について酸化物１２の最大径Ｄを求める。求めた複数の最大径Ｄの平均を鉄合金１における酸化物１２の最大径Ｄとする。
　なお、上述の直径が１μｍ以上の酸化物１２を最大径Ｄの評価に利用する。即ち、第一観察領域に存在する全ての酸化物１２のうち、上記直径が１μｍ未満の酸化物１２は、最大径Ｄの評価に利用しない。この理由は、上記直径１μｍ未満の酸化物１２は、割れの起点になり難いと考えられるからである。
《個数密度》
　酸化物１２の個数密度は、以下のように測定する。
　上述の第一観察領域から、２ｍｍ×３ｍｍの第二観察領域をとる。第二観察領域に存在する酸化物１２の総数を求める。求めた酸化物１２の総数を個数密度とする。ここでは、複数の第一観察領域からそれぞれ、第二観察領域をとる。各第二観察領域について酸化物１２の個数密度を求める。求めた複数の個数密度の平均を鉄合金１における個数密度とする。酸化物１２の総数の評価も、最大径Ｄの評価と同様に、上記直径が１μｍ以上の酸化物１２を利用し、上記直径が１μｍ未満の酸化物１２を利用しない。
　酸化物１２の抽出、酸化物１２の直径及び最大径Ｄの算出、酸化物１２の数の計測等は、市販の画像処理装置、ソフトウェア等を用いると容易に行える。
（特性）
〈室温での特性〉
　ここでの室温は、２０℃±１５℃である。この温度範囲、即ち５℃以上３５℃以下の温度範囲では、以下の特性は実質的に変化しない。例えば、５℃での引張強さと３５℃での引張強さとは実質的に同じである。
《引張強さ》
　実施形態の鉄合金１は、上述の特定の組成を備えることで、室温での強度に優れる。定量的には、室温での引張強さσＲＴが１２５０ＭＰａ以上であることが挙げられる。引張強さσＲＴが１２５０ＭＰａ以上であれば、鉄合金１は強度に優れる。例えば、鉄合金１が架空送電線５の芯線部５０（図２）を構成する場合、この芯線部５０は、架空送電線５の重量及び張力に耐える。また、引張強さσＲＴが高い鉄合金１は、温度上昇に伴って引張強さがある程度低下しても、ある程度高い引張強さを有し易い。例えば、鉄合金１が上記芯線部５０を構成する場合、この芯線部５０は、２００℃以上といった高温になっても高い引張強さを有し易い。これらの点から、鉄合金１は、上記芯線部５０の素材に好適である。引張強さσＲＴが１３００ＭＰａ以上、１３５０ＭＰａ以上であれば、鉄合金１は、強度により優れる。
　室温での引張強さσＲＴは、例えば１２５０ＭＰａ以上１７００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下であれば、鉄合金１は、強度に優れつつ、高い伸びを有し易いことで、捻回特性にも優れる。
《破断伸び》
　実施形態の鉄合金１において、室温での破断伸びが０．８％以上であることが挙げられる。室温での破断伸びが０．８％以上であれば、鉄合金１は伸びに優れる。例えば、鉄合金１が鉄合金撚線３の素線３０（図２）を構成する場合、各素線３０は、製造過程において撚り合わせ時に捻じられても破断し難い。また、例えば、鉄合金１が架空送電線５の芯線部５０を構成する場合、架線後に強風、積雪、振動等を受けても破断し難い。この点から、鉄合金１は、上記芯線部５０等に利用される鉄合金撚線の素線３０の素材に好適である。室温での破断伸びが０．９％以上、１．０％以上であれば、鉄合金１は、伸びにより優れる。
　室温での破断伸びは、例えば０．８％以上１０％以下、更には０．８％以上５％以下であれば、鉄合金１は、上述の高い強度を有しつつ、伸びにも優れる。
《加工硬化指数》
　実施形態の鉄合金１において、室温での加工硬化指数が０．７以上であることが挙げられる。ここでの加工硬化指数は、０．２％耐力を引張強さで除した値、即ち（０．２％耐力／引張強さ）である。引張強さ及び伸びが同じ鉄合金では、加工硬化指数が０．７以上である鉄合金は、加工硬化指数が０．７未満である鉄合金に比較して、引張試験時の応力－歪み曲線を示すグラフにおける以下の面積が大きい。上記面積は、応力－歪み曲線と、横軸と、縦軸に平行な直線であって鉄合金が破断する時の歪み値を通る直線とで囲まれる面積である。なお、上記グラフにおいて横軸は歪みを示し、縦軸は応力を示す。上記面積が大きい鉄合金１は、衝撃エネルギーを吸収する能力が高い、即ち耐衝撃性に優れるといえる。そのため、例えば、鉄合金１が架空送電線５の芯線部５０を構成する場合、突風等によって急な負荷が加えられる等の衝撃を架空送電線５が受けても、芯線部５０は破断し難い。また、引張強さが同じ鉄合金では、０．２％耐力が大きいほど、換言すれば加工硬化指数が大きいほど、芯線部５０と端子部との固着性に優れる傾向がある。これらの点から、鉄合金１は、架空送電線５の芯線部５０等に利用される鉄合金撚線３の素線３０の素材に好適である。加工硬化指数が０．８以上、０．９以上であれば、鉄合金１は、上述のように衝撃を受けても破断し難い。なお、ここでの加工硬化指数の最大値は１である。
《捻回特性》
　実施形態の鉄合金１では、上述のように酸化物１２の最大径Ｄが小さいことから、捻じられても、酸化物１２を起点とする割れが生じ難い。実施形態の鉄合金１は、上述の特定の組成を備えることからも、捻回によって破断し難い。定量的には、以下の平均回数が３０回以上であることが挙げられる。鉄合金１から、直径の１００倍の長さを有する線状の試験片を１０本とる。片端固定された各試験片を６０ｒｐｍの回転速度で捻回して、各試験片が破断するまでの回数を測定する。平均回数は、上記回数の平均値である。上記平均回数が３０回以上であれば、鉄合金１は捻回特性に優れるといえる。例えば、鉄合金１が鉄合金撚線３の素線３０を構成する場合、上述のように、各素線３０は撚り合わせ時の捻回によって破断し難い。また、上記の平均回数が３０回以上であれば、撚り合わせ条件の設定の自由度が高くなることで、鉄合金撚線３の製造が行い易い。これらの点から、鉄合金１は、架空送電線５の芯線部５０等に利用される鉄合金撚線３の素線３０の素材に好適である。上記平均回数が３５回以上、更には４０回以上であれば、鉄合金１は、捻回特性により優れる。
　線状の試験片における直径は、以下とする。
　試験片を試験片の軸方向に直交する平面で切断した断面をとる。試験片の直径は、上記断面において試験片の断面積と同じ面積を有する円の直径とする。試験片が丸線であれば、試験片の直径は丸線の外径に相当する。
　線状の試験片は、試験片の直径の１００倍の長さを有するように採取する。例えば、鉄合金１が長い線材である場合、直径の１００倍の長さを有するように上記線材を切断すればよい。
　線状の試験片は、以下の垂直距離が１０ｍｍ以下とする。即ち、捻回特性の評価には、以下の垂直距離が１０ｍｍ以下である試験片を利用する。上述の所定の長さを有する試験片を水平台に載置する。この状態において、水平台の表面から上記試験片における最も高い箇所までの垂直距離を測定する。測定した垂直距離が１０ｍｍ以下である試験片を捻回特性の評価に利用する。
　ここで、例えば、鉄合金１が撚線を構成する素線である場合、上記素線には撚り癖がついていることが考えられる。また、例えば、鉄合金１が長い線材であって、コイル状に巻き取られている場合、上記線材が湾曲していることが考えられる。試験片が大きな撚り癖を有したり、大きく湾曲していたりする場合、即ち試験片が伸直性に劣る場合、試験片を適切に捻回させることが難しい。その結果、捻回特性が適切に評価されない。そのため、上述の所定の長さの試験片を採取した後、試験片の撚り癖、湾曲等を矯正してから、捻回特性の評価を行う。定量的には、上述の垂直距離が１０ｍｍ以下となるように、上記試験片を矯正するとよい。なお、上記垂直距離の測定は、撚り癖等の有無によらず行う。上記垂直距離が１０ｍｍ以下であれば、上記試験片を矯正しなくてもよい。但し、上記垂直距離がより小さくなるように、上記試験片を矯正することが好ましい。
〈高温での特性〉
《高温強度》
　実施形態の鉄合金１では、上述のように酸化物１２の最大径Ｄが小さいことから、２００℃以上という高温時でも、酸化物１２を起点とする割れが生じ難い。実施形態の鉄合金１は、上述の特定の組成を備えることからも、上記の高温時に高い引張強さを有し易い。定量的には、室温での引張強さσＲＴに対する３００℃での引張強さσ３００の比σ３００／σＲＴが０．８以上であることが挙げられる。以下、比σ３００／σＲＴを高温強度比と呼ぶことがある。高温強度比が０．８以上であれば、３００℃という高温時でも高い引張強さσ３００を有するといえる。即ち、鉄合金１は高温強度に優れるといえる。高温強度比が０．８２以上、０．８５以上、更には０．９０以上であれば、鉄合金１は、高温強度により優れる。なお、高温強度比は１未満である。
〈その他の特性〉
《線膨張係数》
　実施形態の鉄合金１では、上述の特定の組成を備えることで、室温から２００℃以上といった高温までの範囲において、線膨張係数が小さい。定量的には、３０℃から２３０℃における平均線膨張係数が４ｐｐｍ／℃以下であることが挙げられる。上記平均線膨張係数が４ｐｐｍ／℃以下（４×１０－６／℃以下）であれば、使用温度が２００℃程度となり得る場合でも、鉄合金１の熱膨張量が少ないといえる。上記平均線膨張係数が３．９ｐｐｍ／℃以下、３．８ｐｐｍ／℃以下、更には３．５ｐｐｍ／℃以下であれば、上述の高温時でも、鉄合金１の熱膨張量がより少ない。上記平均線膨張係数の測定方法は、後述する。
　上述の特定の組成を備える鉄合金１では、上記平均線膨張係数は、代表的には１．０ｐｐｍ／℃以上である。
（用途）
　実施形態の鉄合金１は、種々の鉄合金製品の素材に利用できる。鉄合金１の代表的な形態として、線材、板材が挙げられる。特に、鉄合金１は、高温強度に優れること、更には捻回特性に優れることが望まれる用途の素材に好適に利用できる。上記用途として、例えば、図２に示す架空送電線５の芯線部５０が挙げられる。
［鉄合金線、鉄合金撚線］
　図２を参照して、実施形態の鉄合金線、実施形態の鉄合金撚線を説明する。
　実施形態の鉄合金線２は、代表的には、実施形態の鉄合金１から構成される線材である。実施形態の鉄合金線２は、上記線材に加えて、更に、被覆層２２を備えてもよい。図２は、被覆層２２を備える鉄合金線２を例示する。実施形態の鉄合金撚線３は、複数の素線３０が撚り合わされてなる。複数の素線３０のうち、少なくとも一つの素線３０が実施形態の鉄合金線２である。図２は、鉄合金撚線３を構成する全ての素線３０が実施形態の鉄合金線２である場合を例示する。
　鉄合金線２の断面形状、線径等の大きさは、用途等に応じて適宜選択できる。鉄合金撚線３における素線の数、よりピッチ等は、用途等に応じて適宜選択できる。断面形状は、例えば、円形、楕円、矩形等が挙げられる。線径は、例えば、２ｍｍ以上５ｍｍ以下が挙げられる。ここでの線径は、鉄合金線２を鉄合金線２の軸方向に直交する平面で切断した断面において、鉄合金線２の断面積と同じ面積を有する円の直径とする。線径が２ｍｍ以上５ｍｍ以下であれば、鉄合金線２は、架空送電線５の芯線部５０を構成する素線３０として好適に利用できる。線径は２．３ｍｍ以上４．５ｍｍ以下でもよい。なお、鉄合金線２が、後述する特定の条件の鋳造工程を経た鋳造材、又はこの鋳造材に圧延や加工度が小さい伸線等の塑性加工が施された加工材等である場合、鉄合金線２の線径は５ｍｍ超が挙げられる。上記特定の条件の鋳造工程を経ることで、上記のように線径が大きい場合でも、上記鋳造材、上記加工材から構成される鉄合金線２では、酸化物１２の最大径Ｄは１５０μｍ未満である。
　被覆層２２を備える場合、鉄合金線２は、実施形態の鉄合金１から構成される線材２０と、被覆層２２とを備える。被覆層２２は、線材２０の外周を覆う。被覆層２２は、Ａｌ又はＺｎ（亜鉛）を含むことが挙げられる。即ち、被覆層２２は、アルミニウム、又はアルミニウム合金、又は亜鉛、又は亜鉛合金から構成される。被覆層２２の厚さは適宜選択できる。上記厚さは、例えば０．５μｍ以上５００μｍ以下が挙げられる。図２は、説明の便宜上、被覆層２２を厚く示す。なお、被覆層２２を備える鉄合金線２では、鉄合金線２の線径は、線材２０の直径である。
　図２は、芯線部５０と電線部５２とを備える架空送電線５を例示する。芯線部５０は、抗張材として利用される。電線部５２は送電路を構成する導体である。芯線部５０は、実施形態の鉄合金撚線３から構成される。電線部５２は、複数の素線５５を備える。複数の素線５５は、芯線部５０の外周に撚り合わされている。各素線５５は、アルミニウム又はアルミニウム合金から構成される線材である。このような架空送電線５は、いわゆる鋼芯アルミニウム撚線（ＡＣＳＲ）である。芯線部５０を構成する鉄合金線２が上述の被覆層２２を備える場合、被覆層２２によって、鋼を主体とする線材２０と、アルミニウムを主体とする素線５５とが接触することに起因する腐食、いわゆる異種金属の接触腐食が進行し難い。
（主な作用・効果）
　実施形態の鉄合金１、実施形態の鉄合金線２、実施形態の鉄合金撚線３は、高温強度に優れる。また、実施形態の鉄合金１、実施形態の鉄合金線２、実施形態の鉄合金撚線３は、捻回特性に優れる。これら効果を後述する試験例で具体的に説明する。
　また、実施形態の鉄合金１では線膨張係数が小さい。そのため、実施形態の鉄合金線２又は実施形態の鉄合金撚線３が架空送電線５の芯線部５０を構成する場合には、熱膨張に起因する架空送電線５の垂れ下がり量が低減される。
［鉄合金の製造方法］
　実施形態の鉄合金１は、例えば、以下の工程を備える鉄合金の製造方法によって製造することが挙げられる。
（第一工程）上述の組成を有する鉄合金から構成される鋳造材を製造する。
　鋳造工程において、１４５０℃から１４００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下である。
（第二工程）上記鋳造材に塑性加工を施して、所定の形状の加工材を製造する。
（第三工程）上記加工材に熱処理を施す。
　上記の鉄合金の製造方法は、以下の知見に基づくものである。
　鉄合金は、一般に、鉄合金中に含まれる元素の酸化物を含む。上記酸化物は、例えば、酸化ケイ素（ＳｉＯ）、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）等が挙げられる。酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満であれば、酸化物が割れの起点になり難い。酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満になるためには、鋳造工程において、固相から液相に変化する温度域、具体的には１４５０℃から１４００℃までの温度域での冷却速度が比較的遅いことが好ましい。以下、ストークスの式及び図３を用いて、鋳造工程における冷却速度と、酸化物の大きさとの関係を説明する。
　（ストークスの式）　Ｖｓ＝｛Ｄｐ ２（ρｐ－ρｆ）ｇ｝／１８η
　Ｖｓは、介在物の粒子の浮上速度（ｃｍ／ｓ）である。
　Ｄｐは、介在物の粒径（ｃｍ）である。
　ρｐは、介在物の密度（ｇ／ｃｍ３）である。
　ρｆは、流体の密度（ｇ／ｃｍ３）である。
　ηは、流体の粘度（ｇ／（ｃｍ・ｓ））である。
　ｇは、重力加速度（ｃｍ／ｓ２）である。
　図３は、介在物の粒子の粒径Ｄｐと、上記粒子の浮上速度Ｖｓとの関係を示すグラフである。上記グラフの横軸は粒径Ｄｐである。上記グラフの縦軸は浮上速度Ｖｓである。
　ここでの介在物は、酸化物である。ここでの流体は、合金溶湯である溶鋼である。
　ストークスの式に示すように、酸化物の浮上速度Ｖｓは、酸化物の粒径Ｄｐの二乗に比例する。つまり、粒径Ｄｐが大きいほど、酸化物は浮上し易いといえる。
　図３のグラフに、鋳造時の冷却速度Ｖｃを設定する。ここで、冷却速度の単位は通常、℃／ｓであり、浮上速度の単位であるｃｍ／ｓとは異なる。そのため、ここでの冷却速度Ｖｃは、温度の変化速度ではなく、液相から固相に変化する進行速度に対応するとみなす。冷却速度Ｖｃに等しい浮上速度Ｖｓを有する粒子の粒径ＤｐをＤｐ０とする。粒径Ｄｐ０より大きい粒径Ｄｐ２を有する粒子の浮上速度Ｖｓ２は、冷却速度Ｖｃより速い。そのため、上記大きい粒径Ｄｐ２を有する粒子が液相中を浮上してから、溶鋼が固相になるといえる。結果として、上記粒径Ｄｐ２を有する粒子は鋳造材中に残存しない。一方、粒径Ｄｐ０より小さい粒径Ｄｐ１を有する粒子の浮上速度Ｖｓ１は、冷却速度Ｖｃより遅い。そのため、上記粒径Ｄｐ１を有する粒子が液相中を浮上する前に、溶鋼が固相になるといえる。結果として、上記粒径Ｄｐ１を有する粒子は鋳造材中に残存する。冷却速度Ｖｃが速いほど、粒径Ｄｐ０が大きい。そのため、鋳造材中に残存する粒子の粒径Ｄｐ１が大きくなり易いといえる。
　次に、図４Ａ，４Ｂを参照して、連続鋳造の鋳型内における酸化物の浮上状態を説明する。
　図４Ａ，図４Ｂは、連続鋳造の鋳型周辺の概念図である。図４Ａ，図４Ｂの紙面上方から下方に向かって、溶鋼１００が鋳型６に連続的に供給される。溶鋼１００は鋳型６に接することで凝固する。即ち、溶鋼１００は、液相から固相に変化して、鋳造材１１０となる。鋳造材１１０は、図４Ａ，図４Ｂの紙面下方に向かって進行する。このように鋳型６の上方から溶鋼１００を供給して、鋳型６の下方から鋳造材１１０を引き出す連続鋳造法は、鋼の連続鋳造法として代表的な方法である。この連続鋳造法では、粒径Ｄｐ０より大きい粒径Ｄｐ２を有する酸化物１２は、鋳型６内の上方に位置する液相領域に浮上すると共に、液相領域に留まる。粒径Ｄｐ０より小さい粒径Ｄｐ１を有する酸化物１２は、鋳型６内の下方に位置する固相領域に含まれる。固相領域に含まれる酸化物１２は、鋳型６の下方から引き出される鋳造材１１０に含まれる。結果として、鋳造材１１０は、大きい粒径Ｄｐ２を有する酸化物１２を実質的に含まず、小さい粒径Ｄｐ１を有する酸化物１２を含む。
　図４Ａに示すように、冷却速度Ｖｃが速い場合、上述のように粒径Ｄｐ０が大きい。そのため、鋳型６内の固相領域は、大きな酸化物１２が含まれ易い。また、冷却速度Ｖｃが速い場合、大きな酸化物１２が浮上するより速く、液相が固相に変化する。結果として、鋳造材１１０は、大きな酸化物１２を含み易い。
　図４Ｂに示すように、冷却速度Ｖｃが遅い場合、上述のように粒径Ｄｐ０が小さい。そのため、鋳型６内の固相領域は、小さな酸化物１２を含み易い。また、冷却速度Ｖｃが遅い場合、液相が固相に変化するまでに要する時間が長い。そのため、大きな酸化物１２が液相領域に浮上し易い。結果として、鋳造材１１０は、大きな酸化物１２を含み難い。
　以上のことから、上記の鉄合金の製造方法は、鋳造時の冷却速度Ｖｃを特定の範囲とすることで、酸化物の大きさを制御する。ここで、一般に、鋳造では、冷却速度が速いほど、鋳造材の製造速度が速くなることで、鋳造材が量産され易い。また、従来は、特定の温度域において、冷却速度を制御することに着目されていなかった。これに対し、上記の鉄合金の製造方法は、鋳造時において、合金溶湯が１４５０℃から１４００℃までに変化する温度域、即ち液相から固相に変化する温度域における冷却速度を比較的遅くすることで、酸化物の浮上分離を行う。その結果、大きな酸化物を含まず、小さな酸化物を含む鋳造材が製造される。
　以下、各工程を説明する。
（第一工程）
　第一工程は、鋳造を行う。鋳造法は、例えば、連続鋳造法、インゴット鋳造法が挙げられる。鋳造工程では、１４５０℃から１４００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下に調整される。上記平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以下であれば、鋳造材中に含まれる酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満になる。また、鋳造以降の製造過程において、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ以上に大きくならない。即ち、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満である鋳造材を用いれば、最終製品においても、酸化物の最大径Ｄは１５０μｍ未満である。上記平均冷却速度が８℃／ｍｉｎ以下、更には６℃／ｍｉｎ以下であれば、最大径Ｄがより小さくなり易い。
　連続鋳造法は、上述の代表的な鋼の連続鋳造法を利用できる。また、連続鋳造法は、上述の平均冷却速度を実現できれば、上記以外の方法、例えば双ロール法、双ベルト法等を利用してもよい。連続鋳造法を利用することで、酸化物の最大径Ｄが上述の所定の範囲に調整される上に、長尺な鉄合金１、例えば線材、板材が製造される。
　鋳造材の断面積が例えば５０，０００ｍｍ２以上５００，０００ｍｍ２以下程度であると共に、鋳造材の断面形状が円形、矩形等の単純な形状であれば、上述の冷却速度の調整が行い易い。
　（第二工程）
　第二工程は、上述の鋳造材に１種の塑性加工又は複数種の塑性加工を施すことで、加工材を製造する。多パスの塑性加工を行ってもよい。塑性加工の種類は、例えば、圧延、鍛造、伸線等が挙げられる。塑性加工は、熱間でも冷間でもよい。
　（第三工程）
　第三工程は、上述の加工材に熱処理を施すことで、主として炭化物を析出させて、析出硬化による強化効果を得る。この目的から、熱処理は、時効処理を含む。時効処理の条件は、例えば、熱処理温度が４５０℃以上７５０℃以下の範囲から選択される温度であり、熱処理時間が３時間以上１５時間以下から選択される時間であることが挙げられる。熱処理温度が４５０℃以上であると共に熱処理時間が３時間以上であれば、炭化物が析出される。熱処理温度が７５０℃以下であると共に熱処理時間が１５時間以下であれば、炭化物が粗大になり難い。熱処理によって、加工材に導入された歪みを除去して、伸びを向上する効果も期待できる。
　熱処理は、時効処理に加えて、溶体化処理を含んでもよい。溶体化処理は、時効処理の前に行う。溶体化処理の条件は、例えば、熱処理温度が１２００℃であり、熱処理時間が３０分間であることが挙げられる。第二工程で熱間塑性加工を行った後、急冷を行う場合には、溶体化処理は省略できる。
［鉄合金線の製造方法］
　実施形態の鉄合金線２は、上述の鉄合金の製造方法によって製造することが挙げられる。この場合、第二工程の塑性加工は、伸線を含むとよい。又は、上述の鉄合金の製造方法の一例として、第三工程の後に、更に、伸線加工を行う第四工程を備えることが挙げられる。上記第四工程を備える製造方法は、線径が５ｍｍ以下である鉄合金線２を製造する場合に好適に利用できる。
　上述の鉄合金の製造方法の別例として、上述の第四工程で製造された伸線材の外周が金属部材で覆われた被覆中間材を製造する第五工程と、この被覆中間材に更に伸線加工を施す第六工程とを備えることが挙げられる。上記第五工程及び第六工程を備える製造方法は、被覆層２２を備える鉄合金線２の製造に好適に利用できる。被覆中間材は、例えば、以下のように製造することが挙げられる。伸線材の外周にメッキを施す。金属管に伸線材を挿入した後、伸線材及び金属管を締め付ける。コンフォーム押出によって伸線材の外周に金属材をクラッドする。
　第三工程以降の伸線加工における総減面率は、例えば３０％以上９９％以下が挙げられる。
［鉄合金撚線の製造方法］
　実施形態の鉄合金撚線３は、例えば、複数の鉄合金線２を撚り合わせることで製造することが挙げられる。
［試験例１］
　表１，表２に示す元素を含有する各試料の鋼線について、組織及び特性を表５，表６に示す。各試料の鋼線において、元素の含有量は、各種の成分分析法によって測定することができる。各試料の鋼線において、成分の残部はＦｅ及び不可避不純物である。各試料の鋼線における酸素の含有量は、０．００３質量％以下である。鋼線中の酸素の含有量は、例えば、不活性ガス融解－赤外線吸収法によって測定することが挙げられる。酸素の含有量の測定には、市販の装置が利用できる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　試料Ｎｏ．２５及びＮｏ．２０１を除く各試料の鋼線は、連続鋳造を行う第一工程、熱間塑性加工及び冷間塑性加工を行う第二工程、熱処理を行う第三工程、冷間伸線加工を行う第四工程を経て製造される。表３，表４は、製造条件を示す。
　試料Ｎｏ．２５及びＮｏ．２０１の鋼線の製造において、第一工程では連続鋳造ではなく、インゴット鋳造を利用する。試料Ｎｏ．２５及びＮｏ．２０１の鋼線の製造において、第二工程から第四工程は、その他の試料と同様に行う。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３，表４に示す冷却速度（℃／ｍｉｎ）は、連続鋳造工程又はインゴット鋳造工程において１４５０℃から１４００℃までの平均冷却速度である。ここでの連続鋳造法は、鋳型の上方から溶鋼を連続的に供給して、鋳型の下方から鋳造材を引き出す方法である。インゴット鋳造は、所定の形状及び大きさを有する鋳型に所定量の溶鋼を供給して、溶鋼を冷却することで鋳造材を製造する方法である。連続鋳造法、及びインゴット鋳造において、冷却速度は、冷却媒体の種類、冷却媒体の温度、鋳造材の引き出し速度等を調整することで変化させることが挙げられる。
　試料Ｎｏ．２０１からＮｏ．２０３における上記冷却速度はいずれも、１５℃／ｍｉｎ以上である。
　第二工程は、断面積が２００，０００ｍｍ２程度である連続鋳造材又はインゴット鋳造材に熱間塑性加工及び冷間塑性加工を施すことで、直径が８ｍｍであり、断面形状が円形である加工材を製造する。
　第三工程は、上記加工材に、表３，表４に示す熱処理条件において、表３，表４に示す温度（℃）で熱処理を施すことで、熱処理材を製造する。試料Ｎｏ．１０５，Ｎｏ．１０６以外の各試料における熱処理時間は、５時間である。試料Ｎｏ．１０５における熱処理時間は、２時間である。試料Ｎｏ．１０６における熱処理時間は、２０時間である。
　第四工程は、上記熱処理材に、表３，表４に示す評価線径（ｍｍ）を有する伸線材が得られるまで冷間伸線加工を施すことで、鋼線を製造する。以上の工程によって、各試料の鋼線が製造される。以下の試料以外の各試料における評価線径は、３．１ｍｍである。試料Ｎｏ．１における評価線径は、２．４ｍｍである。試料Ｎｏ．４における評価線径は、３．５ｍｍである。試料Ｎｏ．６，Ｎｏ．１１における評価線径は、３．８ｍｍである。試料Ｎｏ．１０７における評価線径は、６．８ｍｍである。
（組織観察）
　各試料の鋼線について、各鋼線の軸方向に平行な平面で切断した縦断面をとり、縦断面におけるＳＥＭの観察像を利用して、酸化物の最大径Ｄ及び個数密度を評価する。観察倍率は２００倍である。
　各試料の鋼線から３以上の縦断面をとる。各縦断面から、２ｍｍ×２０ｍｍの第一観察領域をとる。また、各第一観察領域から２ｍｍ×３ｍｍの第二観察領域をとる。上述のように、第一観察領域中に含まれる各酸化物の直径を求める。直径が１μｍ以上である酸化物を用いて、各第一観察領域における酸化物の最大径Ｄを求める。各試料の鋼線において、３以上の第一観察領域から求めた３以上の最大径Ｄの平均値を各試料の鋼線における酸化物の最大径Ｄとする。また、直径が１μｍ以上である酸化物を用いて、各第二観察領域における酸化物の個数密度を求める。各試料の鋼線において、３以上の第二観察領域から求めた３以上の個数密度の平均値を各試料の鋼線における酸化物の個数密度とする。
（室温での機械的特性）
　各試料の鋼線について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して、室温で引張試験を行って、引張強さσＲＴ、加工硬化指数、破断伸びを評価する。ここでの加工硬化指数は、各試料の鋼線から採った試験片の０．２％耐力を上記試験片の引張強さで除した値とする。
（高温での機械的特性）
　各試料の鋼線について、高温強度比を評価する。高温強度比は、室温での引張強さσＲＴに対する３００℃での引張強さσ３００の比σ３００／σＲＴである。３００℃での引張強さσ３００は、３００℃で上述のように引張試験を行うことによって求める。
（捻回特性）
　各試料の鋼線について、市販の捻回試験機を用いて、室温で捻回試験を行って、捻回特性を評価する。各試料の鋼線から、表３，表４に示す評価線径の１００倍の長さ（１００Ｄ）を有する試験片を１０本とる。例えば、試料Ｎｏ．１では、各試験片は、２．４ｍｍ×１００＝２４０ｍｍの長さを有する線材である。各試験片の両端部のうち、一方の端部を固定し、他方の端部を捻回試験機に接続する。即ち、各試験片を片端固定する。片端固定された各試験片を捻回する。捻回は、捻回試験機によって、６０ｒｐｍの回転速度で行う。各試験片が破断するまでの回数を測定する。各試料において、１０本の試験片の回数を平均する。この平均値を各試料の平均回数とする。試料Ｎｏ．２４の鋼線及び試料Ｎｏ．２０１の鋼線については、回転速度を３０ｒｐｍとした場合についても、平均回数を評価する。
（線膨張係数）
　各試料の鋼線について、線膨張係数（ｐｐｍ／℃）を評価する。ここでは、各試料の鋼線から試験片をとり、各試験片について、３０℃での長さＬ３０と、２３０℃での長さＬ２３０とを測定する。（２３０℃での長さＬ２３０－３０℃での長さＬ３０）÷（２３０℃－３０℃）÷（３０℃での長さＬ３０）を求める。求めた値を３０℃から２３０℃における平均線膨張係数とする。表５，表６に示す線膨張係数は、上記平均線膨張係数である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　以下、上述の（組成）の項で説明した特定の組成を有する試料Ｎｏ．１からＮｏ．２５の鋼線を特定試料群の鋼線と呼ぶ。
　表５，表６に示すように、特定試料群の鋼線は、高温強度に優れることがわかる。定量的には、特定試料群の鋼線の高温強度比は、０．８以上であり、試料Ｎｏ．２０１からＮｏ．２０３の鋼線の高温強度比より高い。特定試料群のうち、多くの試料の高温強度比は、０．８２以上である。このような結果が得られた理由の一つとして、特定試料群の鋼線では、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満と小さいことで、高温時に酸化物が割れの起点になり難かったことが考えられる。特定試料群のうち、多くの試料において酸化物の最大径Ｄが１４５μｍ以下である。これに対し、試料Ｎｏ．２０１からＮｏ．２０３の鋼線では、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ以上、ここでは１７０μｍ以上である。試料Ｎｏ．２０２，Ｎｏ．２０３の鋼線では、酸化物の最大径Ｄが２４０μｍ以上であり、より大きい。このように最大径Ｄが大きいことで、試料Ｎｏ．２０１の鋼線では、同じ組成である試料Ｎｏ．２４及びＮｏ．２５に比較して、高温強度が低下している。試料Ｎｏ．２０２の鋼線では、同じ組成である試料Ｎｏ．３に比較して、高温強度が大きく低下している。試料Ｎｏ．２０３の鋼線では、同じ組成である試料Ｎｏ．２３に比較して、高温強度が大きく低下している。ここでは、試料Ｎｏ．２０２の鋼線の高温強度は、試料の中で最も低い。
　また、特定試料群の鋼線は、捻回特性にも優れることがわかる。定量的には特定試料群の鋼線では、捻回特性における平均回数が３０回以上であり、試料Ｎｏ．２０１，Ｎｏ．２０３の鋼線の上記平均回数より多い。例えば、同じ組成を有する試料Ｎｏ．２４及びＮｏ．２５の鋼線と試料Ｎｏ．２０１の鋼線とを比較されたい。また、同じ組成を有する試料Ｎｏ．２３の鋼線と試料Ｎｏ．２０３の鋼線とを比較されたい。更に、同じ組成を有する試料Ｎｏ．３の鋼線と試料Ｎｏ．２０２の鋼線とを比較すれば、試料Ｎｏ．３の鋼線では、捻回特性における平均回数が試料Ｎｏ．２０２より多い。
　以上のことから、特定試料群の鋼線は、高温強度及び捻回特性に優れるといえる。このような結果が得られた理由の一つとして、特定試料群の鋼線では、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満と小さいことで、高温時及び捻回時の双方において酸化物が割れの起点になり難かったことが考えられる。特定試料群の鋼線は、酸化物の個数密度が５００個以下、ここでは１５０個以下と少ないことで、酸化物によって割れが伝搬され難かったことからも、高温強度比及び上記平均回数が高くなり易いと考えられる。
　なお、回転速度が３０ｒｐｍである場合の捻回特性における平均回数は、試料Ｎｏ．２４の鋼線では１３５回であり、試料Ｎｏ．２０１の鋼線では６５回である。このことから、試料Ｎｏ．２４の鋼線は、試料Ｎｏ．２０１の鋼線に比較して、捻回時の回転速度が大きくなっても破断し難いといえる。例えば、特定試料群の鋼線を素線として撚線を製造する場合、撚り合わせ時の回転速度を速くすることができる。この点から、特性試料群の鋼線は、撚線の量産に寄与すると期待される。
　酸化物の最大径Ｄに関して、表３，表４に示すように、鋳造工程において上述の特定の温度域での冷却速度が遅いほど、酸化物の最大径Ｄが小さい傾向にあることがわかる。ここでは、上記冷却速度が１５℃／ｍｉｎ未満、特に１０℃／ｍｉｎ以下であれば、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満になるといえる。上記冷却速度が２０℃／ｍｉｎである試料Ｎｏ．２０２，Ｎｏ．２０３の鋼線における酸化物の最大径Ｄは、２４０μｍ以上であり、非常に大きい。これらのことから、酸化物の最大径Ｄを小さくするためには、鋳造工程において上記特定の温度域での冷却速度は１０℃／ｍｉｎ以下が好ましいといえる。
　更に、特定試料群について以下のことがわかる。
（１）室温での引張強さσＲＴが１２５０ＭＰａ以上である。多くの試料の引張強さσＲＴが１３００ＭＰａ以上である。引張強さσＲＴが１３５０ＭＰａ以上、更には１４００ＭＰａ以上である試料も複数ある。このように室温での強度が高いことからも、特定試料群は、高温になっても高い引張強さを有し易いと考えられる。
（２）室温での破断伸びが０．８％以上である。多くの試料の破断伸びが１．０％以上である。このように室温での伸びが高いことからも、特定試料群は、捻回特性に優れると考えられる。
（３）室温での加工硬化指数が０．７以上、ここでは０．８５以上である。多くの試料の加工硬化指数が０．９以上である。このように加工硬化指数が高いことから、特定試料群は、耐衝撃性に優れる。
（４）３０℃から２３０℃における平均線膨張係数が４ｐｐｍ／℃以下である。このように室温から２００℃以上といった高温までの範囲において線膨張係数が小さいことで、特定試料群は、高温でも熱膨張量が少ない。
　その他、この試験から以下のことがわかる。
　試料Ｎｏ．１０２，試料Ｎｏ．１０３の鋼線は、上述の特定の組成を有していない。
　Ｃ及び第二群の元素を多く含む試料Ｎｏ．１０２の鋼線は、特定試料群の鋼線に比較して、伸びが低く、捻回特性に劣る上に、平均線膨張係数が大きい。
　Ｃが少ない試料Ｎｏ．１０３の鋼線は、強度が低い。
　試料Ｎｏ．１０１の鋼線は、特定試料群の鋼線に比較して、伸びが低く、捻回特性に劣る上に、平均線膨張係数が大きい。この理由の一つとして、試料Ｎｏ．１０１の鋼線では、比Ｖ／Ｃが２未満と小さいことで、Ｖを含む炭化物の析出が不十分であることが考えられる。また、試料Ｎｏ．１０１の鋼線は、比較的組成が近い試料Ｎｏ．１６に比較して、強度も低い。
　試料Ｎｏ．１０４の鋼線は、特定試料群の鋼線に比較して、平均線膨張係数が大きい。この理由の一つとして、試料Ｎｏ．１０４の鋼線では、比Ｖ／Ｃが１０超と大きいこと、及び比（（Ｖ＋Ｃｒ）／Ｃ）が１５超と大きいことが考えられる。
　試料Ｎｏ．１０５，Ｎｏ．１０６の鋼線は、特定試料群の鋼線に比較して、伸びが低く、捻回特性に劣る。例えば、試料Ｎｏ．１０５，Ｎｏ．１０６の鋼線では、同じ組成である試料Ｎｏ．２４と比較して、捻回特性が大きく低下している。この理由の一つとして、試料Ｎｏ．１０５の鋼線では、熱処理工程において、熱処理温度が低いこと及び熱処理時間が短いことで、炭化物が十分に析出していないことが考えられる。試料Ｎｏ．１０６の鋼線では、熱処理工程において、熱処理時間が長いことで、炭化物が粗大になったことが考えられる。
　試料Ｎｏ．１０７の鋼線は、特定試料群の鋼線に比較して、強度に劣る。この理由の一つとして、試料Ｎｏ．１０７の鋼線では、冷間伸線工程において、総減面率が小さいことで、加工硬化による強化効果が不足していることが考えられる。
　以上の説明から、上述の特定の組成を備える鉄合金であって、酸化物の最大径Ｄが１５０μｍ未満である鉄合金は、高温強度に優れることが示された。また、この鉄合金は、捻回特性にも優れることが示された。更に、この鉄合金は、室温での強度、伸びにも優れる上に、３０℃から２３０℃の範囲において線膨張係数が小さいことが示された。加えて、このような鉄合金は、鋳造工程において上述の特定の温度域における冷却速度を上述の特定の範囲に調整することで製造できることが示された。また、酸素の含有量が特定の範囲に制御されていても、上記冷却速度等の製造条件の相違によって、酸化物の最大径Ｄが異なることが示された。
　本発明は、これらの例示に限定されるものではなく、請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味及び範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。例えば、試験例１に示す鉄合金の組成、製造条件を変更することができる。
　１　鉄合金、１０　母相、１２　酸化物、　２　鉄合金線、２０　線材、２２　被覆層、　３　鉄合金撚線、３０　素線、　５　架空送電線、５０　芯線部、５２　電線部、５５　素線、　６　鋳型、１００　溶鋼、１１０　鋳造材。

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    　Ｃを０．１０％以上０．４％以下、
    　Ｓｉを０．２％以上２．０％以下、
    　Ｍｎを０．０５％以上２．０％以下、
    　Ｎｉを２５％以上４２％以下、
    　Ｃｒを０．１％以上３．０％以下、
    　Ｖを０．２％以上３．０％以下、
    　Ｃａ，Ｔｉ，Ａｌ，及びＭｇからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、
    　Ｚｒ，Ｈｆ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｗ，及びＢからなる群より選択される１種以上の元素を合計で０％以上０．１％以下、
    　Ｃｏを０％以上５％以下含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる組成と、
    　酸化物が母相に分散された組織とを備え、
    　断面において、２ｍｍ×２０ｍｍの領域に含まれる前記酸化物の最大径が１５０μｍ未満である、
    鉄合金。
  2. 　前記断面において、２ｍｍ×３ｍｍの領域に含まれる前記酸化物の個数が５００個以下である、請求項１に記載の鉄合金。
  3. 　前記組成における酸素の含有量は、０．００３質量％以下である、請求項１又は請求項２に記載の鉄合金。
  4. 　室温での引張強さσＲＴに対する３００℃での引張強さσ３００の比σ３００／σＲＴが０．８以上である、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の鉄合金。
  5. 　直径の１００倍の長さを有する線状の試験片を１０本とり、片端固定された各試験片を６０ｒｐｍの回転速度で捻回して、各試験片が破断するまでの回数の平均値が３０回以上である、請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の鉄合金。
  6. 　室温での引張強さσＲＴが１２５０ＭＰａ以上である、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の鉄合金。
  7. 　３０℃から２３０℃における平均線膨張係数が４ｐｐｍ／℃以下である、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の鉄合金。
  8. 　室温での破断伸びが０．８％以上である、請求項１から請求項７のいずれか１項に記載の鉄合金。
  9. 　室温での加工硬化指数が０．７以上である、請求項１から請求項８のいずれか１項に記載の鉄合金。
  10. 　請求項１から請求項９のいずれか１項に記載の鉄合金から構成される、
    鉄合金線。
  11. 　前記鉄合金から構成される線材と、更に、前記線材の外周を覆う被覆層とを備え、
    　前記被覆層は、Ａｌ又はＺｎを含む、請求項１０に記載の鉄合金線。
  12. 　線径が２ｍｍ以上５ｍｍ以下である、請求項１０又は請求項１１に記載の鉄合金線。
  13. 　複数の素線が撚り合わされてなる鉄合金撚線であって、
    　前記複数の素線のうち、少なくとも一つの素線は、請求項１０から請求項１２のいずれか１項に記載の鉄合金線である、
    　鉄合金撚線。
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