JPH0762221B2 - 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法 - Google Patents
高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法Info
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- JPH0762221B2 JPH0762221B2 JP59229399A JP22939984A JPH0762221B2 JP H0762221 B2 JPH0762221 B2 JP H0762221B2 JP 59229399 A JP59229399 A JP 59229399A JP 22939984 A JP22939984 A JP 22939984A JP H0762221 B2 JPH0762221 B2 JP H0762221B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法に関
し、特に従来の高力耐熱アルミニウム合金導体と同等の
強度及び導電率を有し、かつはるかに優れた耐熱性と可
撓性を優する導体を製造するものである。
し、特に従来の高力耐熱アルミニウム合金導体と同等の
強度及び導電率を有し、かつはるかに優れた耐熱性と可
撓性を優する導体を製造するものである。
一般に架空送電線には電気用Al（ECAl）からなる導体を
用いた鋼芯アルミニウム撚線（ACSR）が用いられ、特に
耐熱性が要求される架空送電線にはAl−Zr系合金からな
る耐熱導体を用いた鋼芯耐熱アルミニウム合金撚線（TA
CSR）が用いられている。また長径間送電線には高力ア
ルミニウム合金、例えばJIS5005系合金（Al−0.5〜1.1w
t％Mg）からなる高力導体を用いた鋼芯高力アルミニウ
ム合金撚線が用いられている。
用いた鋼芯アルミニウム撚線（ACSR）が用いられ、特に
耐熱性が要求される架空送電線にはAl−Zr系合金からな
る耐熱導体を用いた鋼芯耐熱アルミニウム合金撚線（TA
CSR）が用いられている。また長径間送電線には高力ア
ルミニウム合金、例えばJIS5005系合金（Al−0.5〜1.1w
t％Mg）からなる高力導体を用いた鋼芯高力アルミニウ
ム合金撚線が用いられている。
耐熱性を付与したAl−Zr系合金は、Zr含有量のいかんに
かかわらず、導体の強度がそれほど高くならないため、
長径間送電線の導体に用いることができず、全アルミニ
ウム合金撚線（AAAC）の導体としても用いることができ
ない。また高力アルミニウム合金であるJIS5005系合金
は引張強さが24kg/mm2と優れているが、耐熱性はECAlと
同程度の耐熱性の劣るものである。
かかわらず、導体の強度がそれほど高くならないため、
長径間送電線の導体に用いることができず、全アルミニ
ウム合金撚線（AAAC）の導体としても用いることができ
ない。また高力アルミニウム合金であるJIS5005系合金
は引張強さが24kg/mm2と優れているが、耐熱性はECAlと
同程度の耐熱性の劣るものである。
近年電力需要の増大に伴い、大容量送電のために耐熱性
を有し、かつ強度の高い導体が要求されるようになっ
た。これに対処するためJIS5005系合金については耐熱
性の向上が、またAl−Zr系合金については強度の向上が
検討され、Al−Zr系合金にFeを添加して導電率及び耐熱
性をあまり劣化されることなく強度を改善した高力耐熱
アルミニウム合金導体が提案されている。この導体は導
電率55％IACS,引張強さ24kg/mm2,耐熱性90％（230℃,1
時間加熱）と優れた特性を示すも架空送電線として重要
な可撓性が劣る欠点があり、その改善が強く望まれてい
る。また耐熱性についても一層の改善が望まれている。
を有し、かつ強度の高い導体が要求されるようになっ
た。これに対処するためJIS5005系合金については耐熱
性の向上が、またAl−Zr系合金については強度の向上が
検討され、Al−Zr系合金にFeを添加して導電率及び耐熱
性をあまり劣化されることなく強度を改善した高力耐熱
アルミニウム合金導体が提案されている。この導体は導
電率55％IACS,引張強さ24kg/mm2,耐熱性90％（230℃,1
時間加熱）と優れた特性を示すも架空送電線として重要
な可撓性が劣る欠点があり、その改善が強く望まれてい
る。また耐熱性についても一層の改善が望まれている。
本発明はこれに鑑み種々検討の結果、従来の高力耐熱ア
ルミニウム合金導体と同等の導電率と強度を有し、かつ
はるかに優れた耐熱性と可撓性を有する高力耐熱アルミ
ニウム合金導体の製造法を開発したものである。
ルミニウム合金導体と同等の導電率と強度を有し、かつ
はるかに優れた耐熱性と可撓性を有する高力耐熱アルミ
ニウム合金導体の製造法を開発したものである。
即ち本発明は、Zr0.2〜0.8wt％（以下wt％を単に％と略
記）、Fe0.07〜0.8％,Si 0.05〜0.3％,Cu 0.05〜0.5
％,Be 0.005〜0.3％を含み、残部Alと通常の不純物か
らなる合金を溶製し、連続鋳造圧延機により740〜850℃
の温度で注湯して２℃/sec以上の冷却速度で凝固させ、
得られた鋳塊を60℃/min以上の冷却速度で冷却しながら
550℃以下の温度で圧延を開始し、350℃以下の温度で圧
延を終了し、その間に40％以上の減面加工を加えて荒引
線とし、これを300〜450℃の温度で10〜200時間加熱処
理した後、冷間で60％以上の減面加工を行なうことを特
徴とするものである。
記）、Fe0.07〜0.8％,Si 0.05〜0.3％,Cu 0.05〜0.5
％,Be 0.005〜0.3％を含み、残部Alと通常の不純物か
らなる合金を溶製し、連続鋳造圧延機により740〜850℃
の温度で注湯して２℃/sec以上の冷却速度で凝固させ、
得られた鋳塊を60℃/min以上の冷却速度で冷却しながら
550℃以下の温度で圧延を開始し、350℃以下の温度で圧
延を終了し、その間に40％以上の減面加工を加えて荒引
線とし、これを300〜450℃の温度で10〜200時間加熱処
理した後、冷間で60％以上の減面加工を行なうことを特
徴とするものである。
本発明においてZrの添加は導体の耐熱性を向上させるた
めで、その機構はAl3Zr等の微細なZr化合物の析出によ
るものであり、その為にはZrを過飽和に固溶させる必要
がある。しかし、この合金系では溶体化処理の温度範囲
が非常に狭く、鋳塊や荒引線の段階での溶体化処理が困
難であるので、必要なZrの強制固溶量は、Zrの添加量と
後述する鋳造条件とによって達成される。
めで、その機構はAl3Zr等の微細なZr化合物の析出によ
るものであり、その為にはZrを過飽和に固溶させる必要
がある。しかし、この合金系では溶体化処理の温度範囲
が非常に狭く、鋳塊や荒引線の段階での溶体化処理が困
難であるので、必要なZrの強制固溶量は、Zrの添加量と
後述する鋳造条件とによって達成される。
即ち、Zr添加量について、0.2〜0.8％と限定したのは、
0.2％未満では耐熱性に有効な強制固溶量が得られず、
0.8％を超えると金属間化合物Al3Zrの粗大晶出物が増加
して耐熱性が低下する為である。
0.2％未満では耐熱性に有効な強制固溶量が得られず、
0.8％を超えると金属間化合物Al3Zrの粗大晶出物が増加
して耐熱性が低下する為である。
ところで、この合金系の特徴は、Zrの拡散速度が非常に
遅いことであって、その為必要な特性を得ようとすると
時効時間が非常に長くなり、実用上問題であった。
遅いことであって、その為必要な特性を得ようとすると
時効時間が非常に長くなり、実用上問題であった。
発明者等はこの点について鋭意研究を行い、微量のBeを
添加することによって、他の特性を損なわずに析出を促
進できること、即ち、BeがZr化合物の析出核生成サイト
として作用し、非常に微細なZr化合物の析出が促進され
ることを見いだして、本願発明の完成に至ったものであ
る。而して、Beの含有量を0.005〜0.3％の範囲内に限定
したのは、0.005％未満ではその効果が少なく、0.3％を
超えると加熱処理により過時効を起こして強度が低下す
る為である。Beの添加は、更に、鋳造時の溶湯酸化を防
ぎ、高温での鋳造における溶湯の流れ性を向上させて、
鋳塊割れを防止するという効果も有している。Feの添加
は導体の強度及び耐熱性を向上させるためで、その含有
量を0.07％〜0.8％と限定したのは、0.07未満では強度
向上の効果が少なく、0.8％を越えると強度及び耐熱性
の向上効果が飽和するばかりか、導電率が低下するため
である。Siの添加は導体の強度を向上すると共にZr化合
物の析出を促進させるためで、その含有量を0.05〜0.3
％と限定したのは、0.05％未満ではその効果が小さく、
0.3％を越えると耐熱性及び導電率が低下するためであ
る。Cuの添加は導体の強度を更に向上させると共に可撓
性を向上させるためで、その含有量を0.05〜0.5％と限
定したのは、0.05％未満では強度及び可撓性の向上効果
が少なく、0.5％を越えると導電率の低下が著しく導体
として使用できなくなるためである。
添加することによって、他の特性を損なわずに析出を促
進できること、即ち、BeがZr化合物の析出核生成サイト
として作用し、非常に微細なZr化合物の析出が促進され
ることを見いだして、本願発明の完成に至ったものであ
る。而して、Beの含有量を0.005〜0.3％の範囲内に限定
したのは、0.005％未満ではその効果が少なく、0.3％を
超えると加熱処理により過時効を起こして強度が低下す
る為である。Beの添加は、更に、鋳造時の溶湯酸化を防
ぎ、高温での鋳造における溶湯の流れ性を向上させて、
鋳塊割れを防止するという効果も有している。Feの添加
は導体の強度及び耐熱性を向上させるためで、その含有
量を0.07％〜0.8％と限定したのは、0.07未満では強度
向上の効果が少なく、0.8％を越えると強度及び耐熱性
の向上効果が飽和するばかりか、導電率が低下するため
である。Siの添加は導体の強度を向上すると共にZr化合
物の析出を促進させるためで、その含有量を0.05〜0.3
％と限定したのは、0.05％未満ではその効果が小さく、
0.3％を越えると耐熱性及び導電率が低下するためであ
る。Cuの添加は導体の強度を更に向上させると共に可撓
性を向上させるためで、その含有量を0.05〜0.5％と限
定したのは、0.05％未満では強度及び可撓性の向上効果
が少なく、0.5％を越えると導電率の低下が著しく導体
として使用できなくなるためである。
尚、通常の不純物とはAl地金に含まれる不可避的不純物
であり、通常のECAl地金に含まれる程度であれば導体の
特性を損なうことはない。
であり、通常のECAl地金に含まれる程度であれば導体の
特性を損なうことはない。
上記組成の合金を溶製し、その連続鋳造圧延において、
溶湯を740〜850℃の温度で注湯し、２℃/sec以上の冷却
速度で凝固せしめるのは、急激な温度勾配をもたせて、
凝固させることにより、Zr及びFeを十分に強制固溶さ
せ、更にCuを均一微細に分散させるためである。しかし
て冷却速度が２℃/secより遅いとZr及びFeの十分な強制
固溶とCuの均一微細な分散が得られず、注湯温度が740
℃より低いと温度勾配が小さく、Zr及びFeの強制固溶が
少なくなり、850℃より高いとBeを添加しても溶湯表面
の酸化が激しく、酸化物の巻き込み等により良質の鋳塊
が得られないばかりか、鋳塊表面と中心部での凝固速度
に大きな差が生じ、Zr及びFeの偏析によりその濃度が鋳
塊表面と中心部で異なるようになり、その後製造条件を
どのように選んでも優れた性能の導体が得られない。
溶湯を740〜850℃の温度で注湯し、２℃/sec以上の冷却
速度で凝固せしめるのは、急激な温度勾配をもたせて、
凝固させることにより、Zr及びFeを十分に強制固溶さ
せ、更にCuを均一微細に分散させるためである。しかし
て冷却速度が２℃/secより遅いとZr及びFeの十分な強制
固溶とCuの均一微細な分散が得られず、注湯温度が740
℃より低いと温度勾配が小さく、Zr及びFeの強制固溶が
少なくなり、850℃より高いとBeを添加しても溶湯表面
の酸化が激しく、酸化物の巻き込み等により良質の鋳塊
が得られないばかりか、鋳塊表面と中心部での凝固速度
に大きな差が生じ、Zr及びFeの偏析によりその濃度が鋳
塊表面と中心部で異なるようになり、その後製造条件を
どのように選んでも優れた性能の導体が得られない。
このようにして得られた鋳塊を60℃/min以上の速度で冷
却しながら550℃以下の温度で圧延を開始し、350℃以下
の温度で圧延を終了し、その間に40％以上の減面加工を
加えて荒引線とするのは、強制固溶したZr及びFeの析出
を防止し、かつ鋳造組織を破壊すると共に、凝固時に強
制固溶しきれずに一部晶出したZr及びFeの粗大晶出相を
粉砕して微細化し、均一に分散した圧延組織とするため
である。しかして冷却速度が60℃/minより遅いとZr及び
Feの析出が起り、圧延開始温度が550℃より高くても、
また圧延終了温度が350℃より高くても、強制固溶させ
たZr及びFeが析出し、更に減面加工率が40％未満では鋳
造組織の破壊が不充分で粗大な晶出物が組成中に残存
し、強度及び耐熱性が低下する。
却しながら550℃以下の温度で圧延を開始し、350℃以下
の温度で圧延を終了し、その間に40％以上の減面加工を
加えて荒引線とするのは、強制固溶したZr及びFeの析出
を防止し、かつ鋳造組織を破壊すると共に、凝固時に強
制固溶しきれずに一部晶出したZr及びFeの粗大晶出相を
粉砕して微細化し、均一に分散した圧延組織とするため
である。しかして冷却速度が60℃/minより遅いとZr及び
Feの析出が起り、圧延開始温度が550℃より高くても、
また圧延終了温度が350℃より高くても、強制固溶させ
たZr及びFeが析出し、更に減面加工率が40％未満では鋳
造組織の破壊が不充分で粗大な晶出物が組成中に残存
し、強度及び耐熱性が低下する。
次に上記連続鋳造圧延によってZr及びFeを強制固溶させ
た荒引線を300〜450℃の温度で10〜200時間加熱処理す
るのは、Zr及びFeを微細均一に析出させて、析出硬化さ
せると共に耐熱性を向上させるためである。しかして加
熱処理温度が300℃より低いか、又は処理時間が10時間
より短いと析出が認められず、加熱処理温度が450℃よ
り高いか、又は処理時間が200時間より長いと過時効現
象を起し、強度及び耐熱性を低下する。更に加熱処理し
た荒引線を冷間で60％以上の減面加工を加えるのは、加
工硬化により強度を高めるためである。しかして減面加
工が60％未満では十分な加工硬化が得られない。
た荒引線を300〜450℃の温度で10〜200時間加熱処理す
るのは、Zr及びFeを微細均一に析出させて、析出硬化さ
せると共に耐熱性を向上させるためである。しかして加
熱処理温度が300℃より低いか、又は処理時間が10時間
より短いと析出が認められず、加熱処理温度が450℃よ
り高いか、又は処理時間が200時間より長いと過時効現
象を起し、強度及び耐熱性を低下する。更に加熱処理し
た荒引線を冷間で60％以上の減面加工を加えるのは、加
工硬化により強度を高めるためである。しかして減面加
工が60％未満では十分な加工硬化が得られない。
実施例 純度99.9％の電気用Al地金,30％フッ化ジルコニウムカ
リ,Al−６％Fe母合金,Al−20％Si母合金,Al−50％Cu母
合金及びAl−５％Be母合金を用い、第１表に示す組成の
合金を溶製した。これをベルトアンドホイール型連続鋳
造圧延機により連続鋳造圧延して荒引線とし、これにつ
いて、加熱処理を施した後、冷間で伸線加工して導体を
製造した。これ等の製造条件を第２表に示す。
リ,Al−６％Fe母合金,Al−20％Si母合金,Al−50％Cu母
合金及びAl−５％Be母合金を用い、第１表に示す組成の
合金を溶製した。これをベルトアンドホイール型連続鋳
造圧延機により連続鋳造圧延して荒引線とし、これにつ
いて、加熱処理を施した後、冷間で伸線加工して導体を
製造した。これ等の製造条件を第２表に示す。
このようにした製造した導体について引張強さ，導電
率，耐熱性及び可撓性を測定した。これ等の結果を第３
表に示す。
率，耐熱性及び可撓性を測定した。これ等の結果を第３
表に示す。
尚、連続鋳造圧延における凝固時の凝固速度は鋳造速度
（鋳型用ホイールの回転速度）の調節と、水冷鋳型とし
てのホイールとベルトへの冷却水量の調節で行ない、圧
延に際しては各圧延スタンド間に加熱及び冷却装置を設
けて圧延温度を自由に制御できるようにして冷却速度を
制御した。
（鋳型用ホイールの回転速度）の調節と、水冷鋳型とし
てのホイールとベルトへの冷却水量の調節で行ない、圧
延に際しては各圧延スタンド間に加熱及び冷却装置を設
けて圧延温度を自由に制御できるようにして冷却速度を
制御した。
また導体の引張強さは、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ッジにより電気抵抗
を測定して算出し、耐熱性は各導体を230℃の温度で１
時間加熱処理し、該加熱処理前後の引張強さの比率で表
わした。また可撓性としては導体を直径の２倍の曲面で
挟持し、左右に交互に90゜繰返し曲げを行ない、破断ま
での90゜曲げ回数を測定した。
定し、導電率はケルビンダブルブリッジにより電気抵抗
を測定して算出し、耐熱性は各導体を230℃の温度で１
時間加熱処理し、該加熱処理前後の引張強さの比率で表
わした。また可撓性としては導体を直径の２倍の曲面で
挟持し、左右に交互に90゜繰返し曲げを行ない、破断ま
での90゜曲げ回数を測定した。
第１表乃至第３表から明らかなように本発明法No.1,3〜
12により製造した導体はいづれも導電率55.4〜57.3％IA
CS,引張強さ24.3〜25.9kg/mm2,耐熱性（230℃×１時
間）95.2〜99.4％，可撓性23〜33回の特性を示し、従来
法No.35〜37により製造した導体と比較し、導電率及び
引張強さはほぼ同等で、耐熱性及び可撓性がはるかに優
れていることが判る。
12により製造した導体はいづれも導電率55.4〜57.3％IA
CS,引張強さ24.3〜25.9kg/mm2,耐熱性（230℃×１時
間）95.2〜99.4％，可撓性23〜33回の特性を示し、従来
法No.35〜37により製造した導体と比較し、導電率及び
引張強さはほぼ同等で、耐熱性及び可撓性がはるかに優
れていることが判る。
これに対し合金組成，鋳造条件，圧延条件，加熱処理条
件及び冷間加工率の何れかが本発明により規定した範囲
から外れる比較法No.13〜34では、導電率，引張強さ，
耐熱性及び可撓性の何れかが劣ることが判る。即ちZr含
有量の少ない比較法No.13及び鋳造時の冷却速度が遅い
比較法No.25では耐熱性が低下し、Zr含有量の多い比較
法No.14,Fe含有量の多い比較法No.16,Si含有量の多い比
較法No.18,Cu含有量の多い比較法No.20及び加熱処理時
間が短い比較法No.32では何れも導電率が劣る。
件及び冷間加工率の何れかが本発明により規定した範囲
から外れる比較法No.13〜34では、導電率，引張強さ，
耐熱性及び可撓性の何れかが劣ることが判る。即ちZr含
有量の少ない比較法No.13及び鋳造時の冷却速度が遅い
比較法No.25では耐熱性が低下し、Zr含有量の多い比較
法No.14,Fe含有量の多い比較法No.16,Si含有量の多い比
較法No.18,Cu含有量の多い比較法No.20及び加熱処理時
間が短い比較法No.32では何れも導電率が劣る。
またFe含有量の少ない比較法No.15,Be含有量の少ない比
較法No.21,Be含有量の多い比較法No.22及び冷間加工率
の小さい比較法No.34では何れも引張強さが低下し、Si
含有量の少ない比較法No.17及び熱処理温度の低い比較
法No.30では、Zrの析出促進効果が不充分な為導電率及
び引張強さが劣る。
較法No.21,Be含有量の多い比較法No.22及び冷間加工率
の小さい比較法No.34では何れも引張強さが低下し、Si
含有量の少ない比較法No.17及び熱処理温度の低い比較
法No.30では、Zrの析出促進効果が不充分な為導電率及
び引張強さが劣る。
鋳造温度の低い比較法No.23,冷却速度の遅い比較法No.2
6,圧延開始及び圧延終了温度の高い比較法No.27,No.28
ではZr,Feの析出が起こる為に導電率が高くなり、耐熱
性が劣る。
6,圧延開始及び圧延終了温度の高い比較法No.27,No.28
ではZr,Feの析出が起こる為に導電率が高くなり、耐熱
性が劣る。
また圧延での加工率の小さい比較法No.29,加熱処理温度
の高い比較法No.31,加熱処理時間の長い比較法No.33で
は引張強さ及び耐熱性が劣る。
の高い比較法No.31,加熱処理時間の長い比較法No.33で
は引張強さ及び耐熱性が劣る。
またCu含有量の少ない比較法No.19では引張強さが低く
可撓性の改善が認められず、鋳造温度の高い比較法No.2
4では溶湯の酸化により酸化物等の巻き込みが多く可撓
性が低下する。
可撓性の改善が認められず、鋳造温度の高い比較法No.2
4では溶湯の酸化により酸化物等の巻き込みが多く可撓
性が低下する。
このように本発明によれば、従来の高力耐熱アルミニウ
ム合金とほぼ同等の導電率及び強度を有し、かつはるか
に優れた耐熱性と可撓性を有する高力耐熱アルミニウム
合金導体を製造することができるもので、鋼芯高力耐熱
アルミニウム合金線や全アルミニウム合金撚線等に使用
し、その信頼性を向上し、送電容量を増大することがで
きる顕著な効果を奏するものである。
ム合金とほぼ同等の導電率及び強度を有し、かつはるか
に優れた耐熱性と可撓性を有する高力耐熱アルミニウム
合金導体を製造することができるもので、鋼芯高力耐熱
アルミニウム合金線や全アルミニウム合金撚線等に使用
し、その信頼性を向上し、送電容量を増大することがで
きる顕著な効果を奏するものである。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭58−87236（ＪＰ，Ａ) 特開 昭51−61418（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−156742（ＪＰ，Ａ) 特開 昭56−65953（ＪＰ，Ａ) 特公 昭56−43305（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭59−19183（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (1)
- 【請求項１】Zr 0.2〜0.8wt,Fe 0.07〜0.8wt％,Si
0.05〜0.3wt％,Cu 0.05〜0.5wt％,Be 0.005〜0.3wt％
を含み残部Alと通常の不純物からなる合金を溶製し、連
続鋳造圧延機により 740〜850℃の温度で注湯して ２
℃/sec以上の冷却速度で凝固させ、得られた鋳塊を60℃
/min以上の冷却速度で冷却しながら550℃以下の温度で
圧延を開始し、350℃以下の温度で圧延を終了し、その
間に40％以上の減面加工を加えて荒引線とし、これを30
0〜450℃の温度で10〜200時間加熱処理した後、冷間で6
0％以上の減面加工を行なうことを特徴とする高力耐熱
アルミニウム合金導体の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59229399A JPH0762221B2 (ja) | 1984-10-31 | 1984-10-31 | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59229399A JPH0762221B2 (ja) | 1984-10-31 | 1984-10-31 | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61106753A JPS61106753A (ja) | 1986-05-24 |
| JPH0762221B2 true JPH0762221B2 (ja) | 1995-07-05 |
Family
ID=16891596
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59229399A Expired - Fee Related JPH0762221B2 (ja) | 1984-10-31 | 1984-10-31 | 高力耐熱アルミニウム合金導体の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0762221B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63186858A (ja) * | 1987-01-27 | 1988-08-02 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 導電用高力耐熱アルミニウム合金導体の製造方法 |
| JP2835042B2 (ja) * | 1987-09-04 | 1998-12-14 | 株式会社フジクラ | 耐熱アルミニウム合金導電線の製造方法 |
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