JPH06501054A - タンタルまたはニオブ基合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 タンタルまたはニオブ基合金 発明の背景 本発明は、化学的および物理的性質を向上させた金属基合金熱間加工品の分野に 関し、更に詳しくは多ｌのシリコンおよびモリブデンを含有するタ：ノタルまた はニオブ基合金の熱間加工品に関する。

タンタル合金粉末は、トレーや加熱体、また放ｆｊ４遮蔽材のような炉用機材の 分野において望ましい材料として知られており、合金としての熱的な安定性か確 保され、またそれて作られた製品の寿命期間か脆性の低減により高められている 。タンタル合金はまた、線材特に電気部品のリード線の製造にも採用されており 、その際には延性、高誘電率および高温における粒成長に対する抵抗性のような 製品としての特性と、高い加工性か必要である。例えばキャパシタの製造におい ては、リート線をタシタル粉末陽極と一緒に加圧成形した後に高温で焼結するか 、あるいは焼結したキャパシタ部材にリード線をスポット溶接する。これについ ては米国特許第３，９８６，８６９号を参照する。電気部品および炉用機材のい ずれの場合にも、酸素による汚染は脆化および破断の原因になる。例えば線材製 品の場合、リード線かアノード部材から出現する部分は、焼結された部材からリ ード線への酸素の移入によって非常に脆化し易い。タンタルまたはニオブ基合金 の強度および延性か高温下に曝されても低下することかなければ、経済上非常に 育益である。線材の引張強さおよび延性は重要な特性である。一連の押出し・圧 延・引抜工程によって製造された線材は、焼鈍された状態で一連のプーリーやホ イールを通って運搬のためのコイルにされる。線材はコイルに巻かれる前および その後に客先でコーイルから解き出されたり切断されたりする際の引張力に耐え 得ることか強く望まれる。

引張強さおよび延性は炉用機材についても望ましい特性である。例えば炉のトレ ーの場合、長い使用期間中には種々の取り扱いを受け振動応力に曝される。強度 および延性を高めることによって製品寿命か長くなる。

以下、説明を簡潔にするために、タンタルについてのみ言及するか、ニオブも考 慮に入れていることは勿論である。

用語ｒ延性Ｊは脆性か低いことと同義の物理的特性を意味する。この用語の典型 的な意味は、引張試験て破断する直前の金属の長さの増加パーセントである。

タンタル基合金の酸素脆化は幾つかの機構によって起きる。焼結処理時には一酸 化炭素、二酸化炭素、窒素および水蒸気に加えて酸素も不純物ガスとして存在す るか、タンタルはこの酸素のゲッターとして作用する。これまでにタンタルの酸 素脆化を低減するためにタンタルに炭素あるいは炭素質物質をドープ（微量添加 ）する試みがなされてきた。酸素はタンタル表面で炭素と反応しタンタル内部に は拡散せず、脆化か抑制される。炭素の添加によって延性のレベルは向上できる か、このドーパントはタンタルの加工性および電気的特性に悪影響を及ぼす恐れ かある。タンタルの表面に炭素粒子があると、タンタル酸化膜が不均一に付着し こ状態になるため、電気的な漏洩が増加することになる。

用語「ドーパントＪの意味は、母材中に意図して添加された微量物質として当業 者に知られている。用語「加工性」も当業者に知られており、以下では降伏強さ に対する引張強さの比として定義する。加工性は以下に参照するＡＳＴＭの標準 試験法等の種々の方法によりタンタル合金を機械的に試験することによって測定 される。

米国特許第４，１２８，４２１号および同第４，２３５．６２９号には、タンタ ルにシリコンおよび／または炭素を添加することにより延性を高めることか開示 されている。シリコンは加工処理中に一部揮発するので初めの添加量は余分にす る必要かある。そのためコスト的な負担増加に見合うだけの製品品質の向上か得 られない。シリコンは炭素と同様にゲッターとして機能すると考えられので、余 分なシリコン添加によって、既に炭素や炭素質物質について説明したのと同じ機 構で線材製品の電気的特性が影響を受ける可能性がある。

タンタル基合金はモリブデンを高濃度に含ませた形でも製造されている。米国特 許第３，１８３．０８５号には、１〜８％（１０，０００〜８０、ｏｏｏｐｐｍ ）のモリブデンを含有したタンタル合金の鋳造材から熱間加工材を製造すること か開示されている。

米国特許第３，８２５，８０２号および同第４，００９，００７号には、キャパ シタとしての静電容量およびタンタル粉末の流れ特性を向上させる手段として、 タンタル粉末に燐をドープすることか概括的に開示されている。上記特許第４， ００９，００７号で添加されているドーパント量（５から４００ｐｐｍまでの範 囲）は注目される。燐かタンタルのドーパントとして機能する機構は十分に知ら れていないが、一つの考え方によると、燐かタンタルの表面拡散を低下させてタ ンタルの焼結速度を低下させる。

タンタル基合金製品の脆化を抑制するために必要なもう一つの機構は、タンタル 粉末にイツトリウムまたはＩ・リウムの酸化物をドープすることである。金属の 酸化物は粒界をピン留めして粒成長を抑制する。金属の酸化物の特徴はタンタル に比へてＧｉｂｂｓ自由エネルギーか低く沸点か高いことてあり、シリコンをド ーパントに用いた場合の機構による製品品質の劣化か生しない。

米国特許第３．２６８，３２８号には、希土類金属と酸化物を少量ドープするこ とか開示されている。酸化イツトリウムをドープしたタンタルの平均粒径は１８ １５〜２２０４°ｃの温度範囲で４〜６　（ＡＳＴＭ）であることが光学観察で 測定されている。

用語「粒径」は、倍率１００のＡＳＴＭ標準粒径チャートと対比してめたタンタ ルの粒の個数として定義できる。用語「細粒ＪはＡＳＴＭ粒度番号が５より大き いこと、すなわち約５５μｍより小さいことを意味する。用語「均一な粒径」は 、上記の試験方法によるＡＳＴＭ粒度番号の変動か１以下であることを意味する 。

金属の酸化物は、希土類金属の酸化物を含めて、炉の環境に生ずるような高温温 度下に曝されると不安定になる。ドーパント粒子の成長あるいは「分散物の粗大 化」の機構は十分に解明されてはいないが、一つの考え方によると、この粗大化 は酸化物の酸素原子および金属原子が耐熱金属中を拡散する速度か大きいことに 起因しており、分散物の界面エネルギーによって駆動される。分散物が大きくな ると表面エネルギーは小さくなるため、粒界移動を阻止する機能か無くなる。粒 成長か生ずれば、延性か低下することになる。

米国特許第４．８５．２５７号には、熱間加工線材用タンタル基合金について複 数のドーパントを組み合わせることが開示されている。この特許には、タンタル 粉末に１２５ｐｐｍのシリコンと４００ｐｐｍのトリウムを添加して製造した合 金が開示されている。ドープした場合とドープしない純タンタル粉末参照材の場 合についてそれぞれＡＳＴＭ粒度番号は１０および５であった。これから換算し た粒径はドープした合金か１０μｍであり、これに対してドープ無しの参照材が ５５μｍである。この場合にも、シリコンが酸素ゲッターとして機能し金属の酸 化物が粒界抑止剤として機能する機構によって上記の細粒および延性が説明でき る。しかしこの機構には、前記のように、シリコンの蒸発と、高温に曝されたと きに分散粒子の成長により起こる粒成長とによって製品品質か劣化するという問 題かある。タンタル基合金の延性および加工性が高温に曝されても変わらずに優 れたものであれば、タンタル技術は著しく前進することになろう。

本発明のもう一つの目的は、低濃度のドーパントで加工性および延性を確保した タンタル合金を提供することである。

本発明の更にもう一つの目的は、高水準の加工性および延性を確保し、高温に曝 されてもドーパン）・か粗粒化を阻止する、ドープされたタンタル合金を提供す ることである。

本発明の更にもう一つの目的は、タンタル基合金から作られ、加工性および延性 を確保し、且つＤＣ！Ｃ漏気を低減した熱間加工線材を提供することである。

そこで本発明は、タンタルまたはニオブ主金属に約２５〜約１１０００ｐｐのシ リコンと約２５〜約１１０００ｐｐのモリブデンとを添加した合金で作られた熱 間加工合金製品において上記問題を解消し上記目的を達成する。このドープされ たタンタル合金は約２０〜約５５μｍの均一な細粒になる。本発明者は、予期し ない本発明の物理的および化学的性質はシリコンおよびモリブデンの両ドーパン トによる相乗効果であることを見出した。

モリブデンジシリサイドの生成は、シリコンおよびモリブデンの添加か少量なの で予期しないことてあった。当業者は、存在する酸素および微量ガスに対するゲ ッターとして、シリコンかタンタルと競合する機構を予想するてあろう。同様に 、当業者は、酸化シリコンの沸点か低いことから、このドープされた合金から作 られた熱間加工線材製品は延性が不均一であると予想するであろう。

モリブデンジシリサイドか生成することにより、延性か向上し、高レベルの加工 性か得られ、また約１６００″Ｃ未満の高温に曝されても粒成長か抑止される。

もう一つの利点は、モリブデンジシリサイドはシリコンよりも沸点か高く、酸化 イツトリウムや酸化トリウムのような金属酸化物よりも分散粒子の成長抑止効果 が大きいことである。

更にもう一つの利点は、従来は蒸発分に見合うだけ余分なドープ量か必要であっ たが、本発明ではこれが必要ないことである。またこれにより、熱間加工合金製 品の表面で余分なドーパントが凝集することによる不連続なタンタル醇化物によ る絶縁作用も生ずることがない。

図面の簡単な説明 上記の目的、特徴および利点を、以下の図面の簡単な説明および請求の範囲によ り更に詳しく説明する。

図１はシリコンおよびモリブデンをドープしたタンタル線材およびシリコンおよ び酸化イツトリウムをドープしたタンタル線材を１３００”Ｃて２時間焼鈍した 後の顕微鏡組織であり、図２は図１と同様であるか焼鈍を１６００”Ｃで行った 場合の顕微鏡組織であり、 図３はタンタルにシリコンと酸化イツトリムをドープした場合およびシリコンと モリブデンをドープした場合の延性を保持温度に対して示すグラフであり、 図４は例７て説明するシリコンおよびモリブデンをドープしたタンタルの電子線 回折パターンであり、モリブデンジシリサイドの存在を示し図５はモリブデンジ ンリサイドの形態を示す暗視野透過電子！Ｉ徴鏡写真である。

望ましい態様の詳細な説明 図１および図２は、直径０．００９４インチの線材を真空中で１３００°Ｃおよ び１６００°Ｃで焼鈍した後の２組のミクロ組織写真であり、図１は１３００℃ 、図２は１６００°Ｃにそれぞれ２時間保持した場合である。図示したように、 酸化イツトリウム１１００ｐｐおよびシリコン４００ｐｐｍをドープしたタンタ ル線材は不完全な再結晶状態であり不均一な粒組織になっている。既に説明した ように、この不均一な粒組織は酸化イツトリウムの粗大化によるものと考えられ る。これに対して、図１および図２のミクロ組織写真で、以下に示す例１の方法 で作成した場合は完全な再結晶状態と均一な粒組織になっている。

図３は例１に示した本発明の場合は、シリコンと酸化イツトリウムをドープした 例３のタンタル基線材に比べて、延性が３．７〜５．９から１２．６〜１７．５ に向上していることを示す。

図４は例７で作成したタンタルソートの制限視野電子線回折パターンである。当 業者周知のように、各回折スポットの位置と強度からモリブデンジシリサイドが 同定される。

図５は図４のポインターの状態での回折スポットが検出される領域の暗視野透過 電子顕微鏡写真で観察した析出物の形態を示す。

図１〜３のタンタル基線材は一般的に、タンタル粉末をシリコン粉末およびモリ ブデン粉末とを２コ一ン式混合機のような機械的手段で混合するプロセスで作成 される。得られた混合粉末を冷間等方プレスＣＣＴＰ）により６０．０ＯＯＰＩ で棒材に成形する。この棒材を真空容器内に装入し、直接抵抗焼結法により２３ ５０〜２４００°Ｃで４時間焼結する。

このトープされたタンタル棒材は、炉用トレ一部材や電気部品のリード線等、種 々の熱間加工製品を製造するために用いることができる。説明を簡潔にするため に、以下の説明および例では熱間加工線材製品を対象とする。

上記の焼結棒材を２０ｍｍＸ２０ｍｍの横断面に圧延した後に焼鈍することによ り熱間加工線材を作成する。これは典型的には標準的な真空炉内で１３００℃で ２時間行われる。焼鈍後の棒材を９ｍｍＸ９ｍｍの横断面に圧延し、そして１３ ００°Ｃで２時間焼鈍する。更に、種々のダイで引抜きを行った後、１３００° Ｃで焼鈍する。

タンタル粉末は、本出願人であるキャポット・コーポレイションに譲渡された米 国特許第４，６８４，３９９号に開示されている方法を含め、幾つかの方法によ り製造できる。第４ｍ、第５４１！および例２〜９に開示されている方法は本発 明の参考になる。

例１ タンタル粉末をシリコン粉末およびモリブデン粉末（どちらも公称粒子寸法く２ ００メツシユ）と混合し、公称組成がシリコン４００重量ｐｐｍ、モリブデン２ ００重量ｐｐｍ、残部タンタル粉末である混合物を得た。この混合は２コ一ン式 混合機で約２分間行った。混合物の総重量は約５０ボンドであった。出発材料と してのタンタル粉末の物理的化学的性質を下記の表１に示す。混合粉末を６０． ０ＯＯＰＳＩで冷間等方プレスして線材にした。棒材の横断面は約４１ｍｍＸ４ １ｍｍであった。棒材を真空炉内で直接抵抗焼結法により焼結した。焼結中の温 度は２３５０〜２４００°Ｃであった。棒材をこの温度範囲に約４時間保持した 焼結した棒材を横断面２０ｍｍＸ２０ｍｍに圧延し、■３００″Ｃで約２時間焼 鈍した。この棒材を９ｍｍＸ９ｍｍに圧延し、１３００°Ｃて更に２時間焼鈍し た。引き続き棒材を前記と同様に種々のダイて引き抜き、約１３００°Ｃて焼鈍 する。本発明の実施例として得られた線材の最終的な直径は０．２４９ｍｍであ る。

表１＝出発材料であるタンタル粉末の諸性質その他　検出されず ６０／１００メツシユ　０，１６％ １．００／２００メソシユ　２３．２％２００／３２５メツシユ　３１．１２％ −３２５メツシユ　４５．３２％ 本発明のドープしたタンタル基粉末および製品について、ＡＳＴＭ試験法により 粒子寸法（Ｂ−２１４）、粒径（Ｂ−１１２）　、および引張強さと伸び（Ｅ− ８）を測定した。

この例では、市販組成のものの製造について説明する。焼結中の硝酸トリウムか ら酸化トリウムへの分解により、酸化トリウムによるマイクロアロイングを行っ た。硝酸トリウム溶液をタンタル粉末と混合して、トリウムを約１１００ｐｐに した。混合物の総重量は約５０ボンドであった。出発材料としてのタンタル粉末 の物理的化学的性質は上記の表１に示されている。

混合粉末を６０．０ＯＯＰＳＩで冷間等方プレスして２本の棒材とした。各棒材 の重量は約２２ボンドであった。棒材の横断面は約４１ｍｍＸ４１ｍｍであった 。棒材を直接抵抗焼結により真空焼結した。焼結の温度は約２３５０〜２４００ ℃であった。棒材をこの温度に約２時間焼鈍した棒材を例１で説明した方法によ り加工して線材とした。

例３ タンタル粉末をシリコン粉末およびイツトリウム粉末（どちらも公称粒子寸法〈 ２００メツシユ）と混合し、公称組成がシリコン４００重量ｐｐｍ、イツトリウ ム１００重量ｐｐｍ、残部タンタル粉末である混合物を得た。この混合は２コ一 ン式混合機で約２分間行った。混合物の総重量は約５０ボンドであった。出発材 料としてのタンタル粉末の物理的化学的性質を下記の表１に示す。

混合粉末を例２の方法により棒材に、そして線材に成形した。

例４ 例１および例３の線材を真空炉内て１３００°Ｃおよび１６００°Ｃて２時間焼 鈍した後、試験を行った。図１〜３および表２に、各線材のミク口組織、物理的 性質および機械的性質を示す。シリコンとイツトリウムを含有する線材では再結 晶が不完全であり、粒が異常に成長しており、それに伴って延性が劣ることか明 らかである。

保持温度　例１の線材　例３の線材 組成　４００　Ｓｉ／２００　Ｍｏ　４００　Ｓｉ／２００　Ｙ２０□１３００ ℃ 粒径（μｍ）５．　不完全再結晶 ミクロ硬さ くＤＰＨ）　１７２　２３４ Ｔ、Ｓ、　（ＫＳＩ）　８７　１１７ 延性（％）　１７．８　３．７ １６００℃ 粒径（μｍ）　８．　７　不完全再結晶６０μｍの粒もあり ミクロ硬さ くＤＰＨ）　２１７　２３４ Ｔ、Ｓ、　（ＫＳＩ）　１０１．、　５　１０１延性（％’）　１２．６５．９ 例５ 表３に、例１、例２、例３で作成された直径０．２４９ｍｍの焼鈍された線材の ミクロ組織、機械的性質および化学的性質を示す。例３で作成された線材はミク ロ組織が例１および例２ものとかなり異なる。これは高引張強さと低延性の原因 になっており、いずれもこの線材の加工性に悪影響を及ぼすものである。

表３二線材（直径０．２４９ｍｍ）の諸性質性質　例１の線材　例２の線材　例 ３の線材引張強さ くＫＳＩ）　７７　７３．４　９０ 伸び（％）２３．６　２４．５　２０ 粒径　４．９　６　不完全再結晶 Ｃ（１）ｐｍ）　４０　４５　６５ ０！　（ｐｐｍ）　１３５　１４５　１２ＯＮ、　３０　３５　１５ Ｓｉ　（ｐｌ）ｍ）　２６０　−−　２５０Ｍｏ（ｐｐｍ）　１００　−−　− − Ｔｈ（Ｉｌｌｌｍ）　−−８０−− Ｙ（ｐｐｍ）　−−−−４０ 例６ 例１および例２の組成物について、種々の中間段階において室温引張強さおよび 延性を試験した。その試験結果を表４に示す。表に示した諸性質が同等であるこ とから、例１の組成物の加工性か例２の方法で作成した線材と同等であることか 分かる。

（直径）２．１３ｍｍ Ｔ、Ｓ、　（ＫＳＩ）　６３．　１　６３．　２延性　３１　３１．４ （直径）０．８４ｍｍ Ｔ、Ｓ、　（ＫＳＩ）　６６．　５　６６．　４延性　２０，４　２０．８ 例７ 例１の組成物を圧延して厚さ０．３３ｍｍのシートとした。９ｍｍＸ９××の焼 鈍した棒材を圧延して厚さ２．３ｍｍのソートとし、真空炉内で１３００°Ｃて ２時間焼鈍し、圧延して厚さ０．７６ｍｍのシートとし、そして真空炉内で１３ ００°Ｃで２時間焼鈍した。これを更に圧延して厚さ０．３３ｍｍのシートとし 、真空中で１３００°Ｃで２時間焼鈍そした。

低速ダイアモンドソーを用いて厚さ約２５０μｍの円板材を切り出した。円板材 をイオン加工（イオンエッチ）して厚さを５０〜１００μｍとした後、９０％Ｈ ｚ　Ｓｏｄ　＋ｉ　ｏ％ＨＦ溶液中で電解研磨して微細な貫通孔を開けた。この 貫通孔の近傍について透過電子Ｈ機銃観察を行った。

図６に上記試料の明視野電子顕微鏡像を示す。制限視野回折パターンを図７に示 す。標準的な結晶学的方法により、この回折パターンの種々の回折スポットにつ いて相対強度（Ｔ／Ｉｏ）および格子面間隔（６人）をめた。図７のスポットに ついてのｄおよびｉ／Ｉを表５に示したＭｏＳｉ２についての報告値とを比較す ることにより、Ｍｏ５ｉｚの存在か確認される。

この析出物の形態は暗視野透過電子顕微鏡写真によって分かり、図５に示しであ る。析出物の寸法は約１５０人である。

表６ 図６における格子面間隔および相対強度とＭｏ５ｉｔについての各報告値との比 較格子面間隔（人）　相対強度 ２．２０２　２．１７　１００　１０００．９４１　１．０１７　３０　２０ ０．８２５　０．７９２　３０　５０ ０．８７５　０．８４１　５　３’０ １．４７３　１．４６８　６０　２０ ２．０７４　１．９９２　１５　１６ １．２１２　１．２２９　１５　１０ １．１５５　１．１４７　５　１０ １．０５２　１．０４６　１０　４ 当業者は、本発明の要旨から逸脱することなく以上の説明において種々の変更お よび改定が可能であることを認識するであろう。本発明か請求の範囲の記載以外 の理論および細部によって限定されることはないことか理解されるべきである。

ＦＩＧ、　ＩＡ ＦＩＧ、２Ａ ＦＩＧ　、旧 ＦＩＧ、２Ｂ １：ｌｏｏ　１６００ 保持温度（°Ｃ） ＦＩＧ、　３ ＦｆＧ、４ 特表千６−５０１０５４　（７） ＦＩＧ、５ ＦＩＧ、６ ＦＩＧ、７ 国際調査報告 フロントページの続き ＤＫ、　ＥＳ、ＦＲ，ＧＢ、　ＧＲ，ＩＴ、　ＬＵ、　ＮＬ、ＳＥ、ＤＫ、ＥＳ 、ＦＩ、ＧＢ、ＨＵ、ＪＰ、ＫＲ，ＬＫ、ＬＵ、ＭＣ，ＭＧ、ＭＷ、ＮＬ、Ｎｏ 、ＲＯ，ＳＤ。

ＳＥ、ＳＯ

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. １．タンタルまたはニオブ主金属を含んで成り、該主金属が約２５〜約１０００ ｐｐｍの範囲の量のシリコンと約２５〜約１０００ｐｐｒｎの範囲の量のモリブ デンとをドープされている熱間加工合金製品。
2. ２．１２００℃よりも高い濃度に曝されても均一な粒径を維持する請求項１の熱 間加工合金製品。
3. ３．前記粒径が約１０〜約５５μｍである請求項１の熱間加工合金製品。
4. ４．１２００℃よりも高い温度に曝されても約２０％の延性がある請求項１の熱 間加工合金製品。
5. ５．透過電子顕微鏡および電子線回折パターンにより検出されるモリブデンシリ サイド金属間析出物がある請求項１の熱間加工合金製品。
6. ６．熱間加工合金製品において、タンタルまたはニオブ金属と、約１００〜約１ ０００ｐｐｍのシリコンおよび約１００〜約１０００ｐｐｍのモリブデンとを組 み合わせ、約１０〜約５５μｍの細粒を有する熱間加工合金製品。
7. ７．１２００℃よりも高い温度に曝されても約２０％の延性がある請求項６の熱 間加工合金製品。
8. ８．透過電子顕微鏡および電子線回折パターンにより検出されるモリブデンシリ サイド金属間折出物がある請求項６の熱間加工合金製品。
9. ９．前記タンタル主金属は、不純物レベルが炭素１０ｐｐｍ未満、Ｏ２３００ｐ ｐｍ未満、Ｈ２５ｐｐｍ未満、およびＮ２１０ｐｐｍ未満である請求項６の熱間 加工合金製品。
10. １０．熱間加工合金製品において、タンタルまたはニオブ金属と、約１００〜約 ４００ｐｐｍのシリコンおよび約１００〜約４００ｐｐｍのモリブデンとを組み 合わせ、高温に曝されても約１０μｍ〜約５５μｍの均一な細粒を有する熱間加 工合金製品。
11. １１．１２００℃よりも高い温度に曝されても約２０％の延性がある請求項１０ の熱間加工合金製品。
12. １２．前記タンタル主金属は、不純物レベルが炭素１０ｐｐｍ未満、０２３０ｅ ｐｐｍ未満、Ｈ２５ｐｐｍ未満、およびＮ２１ｅｐｐｍ未満である請求項１１の 熱間加工合金製品。
13. １３．合金線材において、タンタル主金属と、約１００〜約４００ｐｐｍのシリ コンおよび約１６０〜約４００ｐｐｍのモリブデンとを組み合わせ、該タンタル 主金属は、不純物レベルが炭素１０ｐｐｍ未満、Ｏ２３００ｐｐｍ未満、Ｈ２５ ｐｐｍ未満、およびＮ２１０ｐｐｍ未満であり、１６００℃に曝されても約９μ ｍ〜約２５μｍの均一な細粒を有する合金線材。
14. １４．１２００℃よりも高い温度に曝されても約１２％の延性がある請求項１３ の合金線材。