JPS6143425B2 - - Google Patents
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- JPS6143425B2 JPS6143425B2 JP54031980A JP3198079A JPS6143425B2 JP S6143425 B2 JPS6143425 B2 JP S6143425B2 JP 54031980 A JP54031980 A JP 54031980A JP 3198079 A JP3198079 A JP 3198079A JP S6143425 B2 JPS6143425 B2 JP S6143425B2
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- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
Description
本発明はＡ―Zr―Fe―Si合金を連続鋳造圧
延して得られる耐熱アルミニウム合金導体の製造
法に関するものである。 近年送電容量の増大に伴い、架空送電線用とし
て鋼心耐熱アルミニウム合金撚線が使用されてい
るが、特殊な送電条件の下ではアルミニウム合金
導体に更に耐熱性を与えることにより送電容量を
より増大せしめることが要望されている。 そこで従来より多くの導電用耐熱アルミニウム
合金が研究されているが、現在実用に供されてい
るのはZrを有効成分とするＡ―Zr系合金であ
り、その耐熱性はZrの添加量に応じて増大する
が、導電率は低下する。従つてより耐熱性のすぐ
れた導体を得るためにはZr量を多くすることにな
るが、その代り導電率は著しく低下してしまい実
用には適さないことになる。 本発明者はかゝる点に鑑み、導電率をあまり低
下させることなく耐熱性の優れた導体を提供せん
と研究開発を進めた結果、本発明に至つたもので
ある。 本発明はZr0.10〜1.0wt％、Fe0.05〜0.8wt％、
Si0.04〜0.30wt％および残部Ａと通常の不純物
とからなる合金を連続鋳造圧延法により製造する
に当り、80〜200℃に加熱した鋳型に溶湯温度950
〜720℃より鋳造を開始し、凝固時の冷却速度が
20℃／sec以上になるよう鋳造し、得られた鋳塊
を引続き連続的に圧延するに際して60℃／min以
上の冷却速度で冷却しながら550℃以下の温度よ
り圧延を開始して40％以上減面加工後、圧延終了
時の温度が350℃以下になるように圧延し、更に
要すればこのようにして得られた圧延素材を減面
加工度で65％以上冷間加工し、然る後に250〜450
℃で10〜400時間加熱処理する耐熱アルミニウム
合金導体の製造方法に係わるものである。 本発明において合金成分を上記の組成に限定し
たのは次の理由による。 即ちZrは強度および耐熱性を向上せしめるため
に添加するもので、これが0.10wt％より少いと強
度が低く耐熱性も改善されない。 又1.0％より多くなると強度および耐熱性の向
上効果がなくなり、しかも導電率も低下するため
である。 FeもZrと同様強度および耐熱性を向上させる
ために添加するので、0.05％未満ではその効果は
少く、0.8％より多くなると強度，耐熱性の向上
効果は認められず、導電率が低下してしまうため
である。 一方Siの添加は強度を向上させるためであり、
0.04％より少いと強度が低く、又0.2％より多い
と逆に強度は低下し導電率も低下してしまう。 次に上記の合金を連続鋳造圧延するに当つて、
その鋳造条件および圧延条件を規定したのは、合
金成分のうちZrおよびFeを鋳造時に強制固溶さ
せ、それをそのまゝ析出しないように圧延して常
温にもち来たし、これを冷間加工後、熱処理を行
つてZrおよびFeを微細に析出せしめて強度，導
電率および耐熱性の向上をはかるためである。 そこで鋳型（通常のベルト・アンド・ホイール
型の連続鋳造機の場合、鋳造輪とベルト）の温度
を80〜200℃と規定したのは、これが80℃未満で
は鋳型と接する鋳塊表面の冷却が大き過ぎ鋳塊表
面が凝固後収縮してエアギヤツプを形成してしま
い、鋳塊全体の冷却速度を遅くしてZr，Feの強
制固溶に効果がなくなり、又鋳型温度が200℃に
より高いと鋳塊と鋳型との温度勾配が小さくなつ
て冷却速度が遅くなるため上記の強制固溶に効果
がなくなるからである。 又鋳造開始時の溶湯温度を950〜720℃としたの
は急激な温度勾配をもたせて凝固させるためであ
り、720℃未満では温度勾配が小さくてZr，Feの
強制固溶量が少くなり、又950℃より高いと溶湯
表面の酸化が激しくなり、酸化物の巻込み等によ
り良質な鋳塊が得られずかつ鋳塊表面と中心部で
の凝固速度に大きな差が生じるため、Zr，Fe等
が偏析して鋳塊表面と中心部とでその濃度が異り
優れた性能が得られないからである。 次に950℃〜720℃の溶湯を80〜200℃に加熱し
た鋳型に注湯後、凝固時の冷却速度が20℃／sec
以上になるようにするのも、Zr，Feを強制固溶
させるためで、この冷却速度の制御は通常鋳造論
およびベルトを水冷して行われる。この水冷が不
十分で冷却速度が20℃／secより遅いと強制固溶
させることができず、又逆に水冷が激し過ぎると
鋳塊と鋳型間にエアーギヤツプを生じて冷却速度
が遅くなつてしまう。従つてZr，Feを強制固溶
させるには凝固時の冷却速度が20℃／secになる
よう制御することが必要である。 このようにして得られた鋳塊を引続き連続的に
圧延するに際して60℃／min以上の冷却速度で冷
却しながら圧延するのは強制固溶したZr，Feの
析出を阻止するためであり、冷却速度が60℃／
min未満ではZr，Feが析出してしまうからであ
る。 又その際550℃以下の温度より圧延を開始して
40％以上減面加工後、圧延終了時の温度が350℃
以下になるよう圧延すると、圧延中にZr，Feが
析出するのを阻止することができ、又鋳造組織を
破壊することにより凝固時に強制固溶しきれずに
一部晶出したZr，Feの粗大晶出相を粉砕して微
細均一に分散させた圧延組織とすることができ
る。 こゝで圧延開始温度が550℃より高い場合およ
び圧延終了温度が350℃より高い場合には強制固
溶させたZr，Feが析出してしまう。又減面加工
度が40％未満であると鋳造組織の破壊が不十分な
ため粗大な晶出物が組織中に残存して強度，耐熱
性を低下させてしまう。 以上の条件の下で連続鋳造圧延法で製造すると
Zr，Feを強制固溶させた荒引線を得ることがで
きる。 次に必要に応じて行われる圧延工程として上記
の荒引線を冷間で65％以上減面加工するのは加工
硬化により強度を向上させるためと、このあと熱
処理するに際しZr，Feを微細，均一に析出させ
るためである。それが65％未満であると加工硬化
が少く又転位密度も小さいため熱処理する際に析
出が極めて遅く析出硬化が出ないため強度は勿
論、耐熱性，導電率共に低くなる。 上記の冷間加工後に250〜450℃で10〜400時間
熱処理するのは前述のようにZr，Feを均一，微
細に析出させるためで250℃は長時間熱処理して
もZrが析出せず、450℃より高いと短時間の熱処
理でも粗大な析出相が形成されて強度，耐熱性が
低下してしまう。又熱処理時間が10時間未満では
析出が不十分なため、強度，導電率が低くなり、
他方400時間より長く熱処理しても比較的低温で
は析出は飽和してしまうため効果は少く、高温の
場合には過時効となつて析出物が粗大化して強
度，耐熱性が低下してしまう。 以上本発明によれば強度，導電率，耐熱性の優
れた導体を用いることができるが、本発明で規定
する条件のうち、更に好ましくはZr0.20〜0.50wt
％、Fe0.15〜0.40wt％、Si0.06〜0.15wt％、残部
Ａからなる合金を連続鋳造圧延して得られる耐
熱アルミニウム合金導体において、上記の合金を
溶湯温度750〜850℃、鋳型温度100〜150℃で凝固
時の冷却速度50〜100℃／secになるよう鋳造し、
この鋳塊を400〜500℃より圧延開始して150〜300
℃／min以上の冷却速度で冷却しながら60％以上
減面加工して圧延終了時の温度が300〜150℃にな
るよう圧延し、更に75〜97％冷間加工後300〜400
℃で50〜200時間熱処理することにより特に優れ
た性能を得ることができる。 次に本発明をその実施例により詳述する。 実施例 純度99.8％の電気用Ａ地金を溶解し、これに
Ａ―５％Zr、Ａ―６％Fe、Ａ―20％Siの
各母合金を用い種々の配合でＡ―Zr―Fe―Si
を溶製した。これらの合金をベルト・アンド・ホ
イール型の連続鋳造圧延機により種々の条件で鋳
造、圧延し荒引線を製造した。 これらの荒引線を冷間で伸線加工した後、種々
の条件で熱処理して試料を作成した。 これらの合金組成および製造条件を第１表に示
す。又各試料について引張強さ，導電率，耐熱性
を測定した。引張強さはインストロン型試験機に
より測定し、導電率はケルビンダブルブリツジに
より電気抵抗を測定して求めた。又耐熱性は試料
を300℃で400時間加熱し、加熱前の引張強さに対
する加熱後の引張強さの割合で表わした。 この結果を第２表に示す。 尚凝固時の冷却速度の調節は鋳造速度（鋳造輪
の回転速度）の調節、水冷鋳型である鋳造輪およ
びベルトへの流水量並びに水温の調節で行い、圧
延に際しては各圧延スタンド間に加熱および冷却
装置を装備した圧延温度を自由に制御できる連続
圧延機を用いて冷却速度を制御した。
延して得られる耐熱アルミニウム合金導体の製造
法に関するものである。 近年送電容量の増大に伴い、架空送電線用とし
て鋼心耐熱アルミニウム合金撚線が使用されてい
るが、特殊な送電条件の下ではアルミニウム合金
導体に更に耐熱性を与えることにより送電容量を
より増大せしめることが要望されている。 そこで従来より多くの導電用耐熱アルミニウム
合金が研究されているが、現在実用に供されてい
るのはZrを有効成分とするＡ―Zr系合金であ
り、その耐熱性はZrの添加量に応じて増大する
が、導電率は低下する。従つてより耐熱性のすぐ
れた導体を得るためにはZr量を多くすることにな
るが、その代り導電率は著しく低下してしまい実
用には適さないことになる。 本発明者はかゝる点に鑑み、導電率をあまり低
下させることなく耐熱性の優れた導体を提供せん
と研究開発を進めた結果、本発明に至つたもので
ある。 本発明はZr0.10〜1.0wt％、Fe0.05〜0.8wt％、
Si0.04〜0.30wt％および残部Ａと通常の不純物
とからなる合金を連続鋳造圧延法により製造する
に当り、80〜200℃に加熱した鋳型に溶湯温度950
〜720℃より鋳造を開始し、凝固時の冷却速度が
20℃／sec以上になるよう鋳造し、得られた鋳塊
を引続き連続的に圧延するに際して60℃／min以
上の冷却速度で冷却しながら550℃以下の温度よ
り圧延を開始して40％以上減面加工後、圧延終了
時の温度が350℃以下になるように圧延し、更に
要すればこのようにして得られた圧延素材を減面
加工度で65％以上冷間加工し、然る後に250〜450
℃で10〜400時間加熱処理する耐熱アルミニウム
合金導体の製造方法に係わるものである。 本発明において合金成分を上記の組成に限定し
たのは次の理由による。 即ちZrは強度および耐熱性を向上せしめるため
に添加するもので、これが0.10wt％より少いと強
度が低く耐熱性も改善されない。 又1.0％より多くなると強度および耐熱性の向
上効果がなくなり、しかも導電率も低下するため
である。 FeもZrと同様強度および耐熱性を向上させる
ために添加するので、0.05％未満ではその効果は
少く、0.8％より多くなると強度，耐熱性の向上
効果は認められず、導電率が低下してしまうため
である。 一方Siの添加は強度を向上させるためであり、
0.04％より少いと強度が低く、又0.2％より多い
と逆に強度は低下し導電率も低下してしまう。 次に上記の合金を連続鋳造圧延するに当つて、
その鋳造条件および圧延条件を規定したのは、合
金成分のうちZrおよびFeを鋳造時に強制固溶さ
せ、それをそのまゝ析出しないように圧延して常
温にもち来たし、これを冷間加工後、熱処理を行
つてZrおよびFeを微細に析出せしめて強度，導
電率および耐熱性の向上をはかるためである。 そこで鋳型（通常のベルト・アンド・ホイール
型の連続鋳造機の場合、鋳造輪とベルト）の温度
を80〜200℃と規定したのは、これが80℃未満で
は鋳型と接する鋳塊表面の冷却が大き過ぎ鋳塊表
面が凝固後収縮してエアギヤツプを形成してしま
い、鋳塊全体の冷却速度を遅くしてZr，Feの強
制固溶に効果がなくなり、又鋳型温度が200℃に
より高いと鋳塊と鋳型との温度勾配が小さくなつ
て冷却速度が遅くなるため上記の強制固溶に効果
がなくなるからである。 又鋳造開始時の溶湯温度を950〜720℃としたの
は急激な温度勾配をもたせて凝固させるためであ
り、720℃未満では温度勾配が小さくてZr，Feの
強制固溶量が少くなり、又950℃より高いと溶湯
表面の酸化が激しくなり、酸化物の巻込み等によ
り良質な鋳塊が得られずかつ鋳塊表面と中心部で
の凝固速度に大きな差が生じるため、Zr，Fe等
が偏析して鋳塊表面と中心部とでその濃度が異り
優れた性能が得られないからである。 次に950℃〜720℃の溶湯を80〜200℃に加熱し
た鋳型に注湯後、凝固時の冷却速度が20℃／sec
以上になるようにするのも、Zr，Feを強制固溶
させるためで、この冷却速度の制御は通常鋳造論
およびベルトを水冷して行われる。この水冷が不
十分で冷却速度が20℃／secより遅いと強制固溶
させることができず、又逆に水冷が激し過ぎると
鋳塊と鋳型間にエアーギヤツプを生じて冷却速度
が遅くなつてしまう。従つてZr，Feを強制固溶
させるには凝固時の冷却速度が20℃／secになる
よう制御することが必要である。 このようにして得られた鋳塊を引続き連続的に
圧延するに際して60℃／min以上の冷却速度で冷
却しながら圧延するのは強制固溶したZr，Feの
析出を阻止するためであり、冷却速度が60℃／
min未満ではZr，Feが析出してしまうからであ
る。 又その際550℃以下の温度より圧延を開始して
40％以上減面加工後、圧延終了時の温度が350℃
以下になるよう圧延すると、圧延中にZr，Feが
析出するのを阻止することができ、又鋳造組織を
破壊することにより凝固時に強制固溶しきれずに
一部晶出したZr，Feの粗大晶出相を粉砕して微
細均一に分散させた圧延組織とすることができ
る。 こゝで圧延開始温度が550℃より高い場合およ
び圧延終了温度が350℃より高い場合には強制固
溶させたZr，Feが析出してしまう。又減面加工
度が40％未満であると鋳造組織の破壊が不十分な
ため粗大な晶出物が組織中に残存して強度，耐熱
性を低下させてしまう。 以上の条件の下で連続鋳造圧延法で製造すると
Zr，Feを強制固溶させた荒引線を得ることがで
きる。 次に必要に応じて行われる圧延工程として上記
の荒引線を冷間で65％以上減面加工するのは加工
硬化により強度を向上させるためと、このあと熱
処理するに際しZr，Feを微細，均一に析出させ
るためである。それが65％未満であると加工硬化
が少く又転位密度も小さいため熱処理する際に析
出が極めて遅く析出硬化が出ないため強度は勿
論、耐熱性，導電率共に低くなる。 上記の冷間加工後に250〜450℃で10〜400時間
熱処理するのは前述のようにZr，Feを均一，微
細に析出させるためで250℃は長時間熱処理して
もZrが析出せず、450℃より高いと短時間の熱処
理でも粗大な析出相が形成されて強度，耐熱性が
低下してしまう。又熱処理時間が10時間未満では
析出が不十分なため、強度，導電率が低くなり、
他方400時間より長く熱処理しても比較的低温で
は析出は飽和してしまうため効果は少く、高温の
場合には過時効となつて析出物が粗大化して強
度，耐熱性が低下してしまう。 以上本発明によれば強度，導電率，耐熱性の優
れた導体を用いることができるが、本発明で規定
する条件のうち、更に好ましくはZr0.20〜0.50wt
％、Fe0.15〜0.40wt％、Si0.06〜0.15wt％、残部
Ａからなる合金を連続鋳造圧延して得られる耐
熱アルミニウム合金導体において、上記の合金を
溶湯温度750〜850℃、鋳型温度100〜150℃で凝固
時の冷却速度50〜100℃／secになるよう鋳造し、
この鋳塊を400〜500℃より圧延開始して150〜300
℃／min以上の冷却速度で冷却しながら60％以上
減面加工して圧延終了時の温度が300〜150℃にな
るよう圧延し、更に75〜97％冷間加工後300〜400
℃で50〜200時間熱処理することにより特に優れ
た性能を得ることができる。 次に本発明をその実施例により詳述する。 実施例 純度99.8％の電気用Ａ地金を溶解し、これに
Ａ―５％Zr、Ａ―６％Fe、Ａ―20％Siの
各母合金を用い種々の配合でＡ―Zr―Fe―Si
を溶製した。これらの合金をベルト・アンド・ホ
イール型の連続鋳造圧延機により種々の条件で鋳
造、圧延し荒引線を製造した。 これらの荒引線を冷間で伸線加工した後、種々
の条件で熱処理して試料を作成した。 これらの合金組成および製造条件を第１表に示
す。又各試料について引張強さ，導電率，耐熱性
を測定した。引張強さはインストロン型試験機に
より測定し、導電率はケルビンダブルブリツジに
より電気抵抗を測定して求めた。又耐熱性は試料
を300℃で400時間加熱し、加熱前の引張強さに対
する加熱後の引張強さの割合で表わした。 この結果を第２表に示す。 尚凝固時の冷却速度の調節は鋳造速度（鋳造輪
の回転速度）の調節、水冷鋳型である鋳造輪およ
びベルトへの流水量並びに水温の調節で行い、圧
延に際しては各圧延スタンド間に加熱および冷却
装置を装備した圧延温度を自由に制御できる連続
圧延機を用いて冷却速度を制御した。
【表】
【表】
実施例No.1〜No.10は本発明に規定する組成範
囲内の合金を本発明の条件に従つて製造したもの
で、導電率は58.5％IACS以上、引張強さは18.6
Kg／mm2以上、耐熱性は93.8％以上と３特性とも優
れた性能を有している。 比較例No.11〜No.16は鋳造、圧延、伸線およ
び熱処理は本発明に規定する条件に従つて製造し
たものであるが、本発明に規定する合金組成範囲
外のものであつて、そのうちNo.11〜13はZr，Fe
或いはSi量が不足のため導電率は比較的高いが、
強度，耐熱性が低くなつている。No.14〜16は逆
に各成分が過剰のため強度は比較的高いが、導電
率，耐熱性は低い。 次に比較例No.17〜30は合金組成については本
発明に規定範囲内であるが、製造条件が本発明で
規定する条件と異つているのもので、そのうち
No.17〜25は鋳造或いは圧延条件が異つているた
めZr，Feの強制固溶量を多くすることができ
ず、これを伸線し熱処理しても実施例No.1〜10
のような優れた性能は得られない。又比較例
No.26〜30は合金組成および鋳造，圧延条件は本
発明の規定範囲内のものであるが、その後の伸線
あるいは熱処理条件が本発明の特許請求の範囲第
３項に規定する条件の範囲外であつて、この場合
強制固溶量の多い荒引線を製造してもその後の伸
線あるいは熱処理条件が異つているため、導電
率，引張強さ，耐熱性の３特性ともに優れた導体
を十分に満足するように得ることはできない。 次に比較例No.31〜33として展延法により、又
No.34〜36として押出法により荒引線を製造し
た。 展延法としては50×50×500mmの鋳塊を450℃で
２時間加熱後熱間圧延により95.4％加工し、押出
法の場合には断面積1962.25mm2の鋳塊を450℃で２
時間加熱後熱間押出により94.2％減面加工した。 これらの合金組成および性能を第３表に示す。
展延法或いは押出法で荒引線を製造した場合は
Zr，Feの強制固溶量が少いためこれらの荒引線
を本発明の特許請求の範囲第２項の条件で伸線，
熱処理しても強度，耐熱性が低く実施例No.1〜
10に示したような優れた性能は得られない。
囲内の合金を本発明の条件に従つて製造したもの
で、導電率は58.5％IACS以上、引張強さは18.6
Kg／mm2以上、耐熱性は93.8％以上と３特性とも優
れた性能を有している。 比較例No.11〜No.16は鋳造、圧延、伸線およ
び熱処理は本発明に規定する条件に従つて製造し
たものであるが、本発明に規定する合金組成範囲
外のものであつて、そのうちNo.11〜13はZr，Fe
或いはSi量が不足のため導電率は比較的高いが、
強度，耐熱性が低くなつている。No.14〜16は逆
に各成分が過剰のため強度は比較的高いが、導電
率，耐熱性は低い。 次に比較例No.17〜30は合金組成については本
発明に規定範囲内であるが、製造条件が本発明で
規定する条件と異つているのもので、そのうち
No.17〜25は鋳造或いは圧延条件が異つているた
めZr，Feの強制固溶量を多くすることができ
ず、これを伸線し熱処理しても実施例No.1〜10
のような優れた性能は得られない。又比較例
No.26〜30は合金組成および鋳造，圧延条件は本
発明の規定範囲内のものであるが、その後の伸線
あるいは熱処理条件が本発明の特許請求の範囲第
３項に規定する条件の範囲外であつて、この場合
強制固溶量の多い荒引線を製造してもその後の伸
線あるいは熱処理条件が異つているため、導電
率，引張強さ，耐熱性の３特性ともに優れた導体
を十分に満足するように得ることはできない。 次に比較例No.31〜33として展延法により、又
No.34〜36として押出法により荒引線を製造し
た。 展延法としては50×50×500mmの鋳塊を450℃で
２時間加熱後熱間圧延により95.4％加工し、押出
法の場合には断面積1962.25mm2の鋳塊を450℃で２
時間加熱後熱間押出により94.2％減面加工した。 これらの合金組成および性能を第３表に示す。
展延法或いは押出法で荒引線を製造した場合は
Zr，Feの強制固溶量が少いためこれらの荒引線
を本発明の特許請求の範囲第２項の条件で伸線，
熱処理しても強度，耐熱性が低く実施例No.1〜
10に示したような優れた性能は得られない。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Zr0.10〜1.0wt％、Fe0.05〜0.8wt％、Si0.04
〜0.30wt％および残部Ａと通常の不純物とから
なる合金を連続鋳造圧延して耐熱アルミニウム合
金導体を製造するに当り、80〜200℃に加熱した
鋳型に溶湯温度950〜720℃より鋳造を開始し、凝
固時の冷却速度が20℃／sec以上になるように鋳
造し、得られた鋳塊を引続き連続的に圧延するに
際して60℃／min以上の冷却速度で冷却しながら
550℃以下の温度より圧延を開始して40％以上減
面加工後、圧延終了時の温度が350℃以下になる
よう圧延することを特徴とする耐熱アルミニウム
合金導体の製造法。 ２ 特許請求の範囲第１項記載の連続鋳造圧延後
に、減面加工度で65％以上冷間加工し、然る後に
250〜450℃で10〜400時間加熱処理することを特
徴とする耐熱アルミニウム合金導体の製造法。 ３ 特許請求の範囲第２項記載の連続鋳造圧延後
に、減面加工度で65％以上冷間加工し、然る後に
250〜450℃で10〜400時間加熱処理することを特
徴とする耐熱アルミニウム合金導体の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3198079A JPS55125252A (en) | 1979-03-19 | 1979-03-19 | Heat resistant aluminum alloy conductor and manufacture thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3198079A JPS55125252A (en) | 1979-03-19 | 1979-03-19 | Heat resistant aluminum alloy conductor and manufacture thereof |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55125252A JPS55125252A (en) | 1980-09-26 |
| JPS6143425B2 true JPS6143425B2 (ja) | 1986-09-27 |
Family
ID=12346080
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3198079A Granted JPS55125252A (en) | 1979-03-19 | 1979-03-19 | Heat resistant aluminum alloy conductor and manufacture thereof |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS55125252A (ja) |
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| JPS5827948A (ja) * | 1981-08-13 | 1983-02-18 | Tokyo Electric Power Co Inc:The | 導電用耐熱アルミニウム合金線の製造方法 |
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-
1979
- 1979-03-19 JP JP3198079A patent/JPS55125252A/ja active Granted
Patent Citations (7)
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS55125252A (en) | 1980-09-26 |
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