KR102345951B1 - 저온 안정성이 우수한 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법 - Google Patents

저온 안정성이 우수한 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

질량％로, C: 0.015％ 이하, Si: 0.10％ 이하, Mn: 0.15％ 이하, Ni: 35.0∼37.0％, Co: 2.0％ 미만을 함유하고, 또한 Ni＋0.8Co: 35.0∼37.0％이고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 덴드라이트 2차 아암 간격이 5㎛ 이하인 응고 조직을 갖고, 100∼－70℃의 평균 열팽창 계수가 0±0.2ppm/℃의 범위이고, 또한 Ms점이 －196℃ 이하인 저열팽창 합금이 제공된다.

Description

저온 안정성이 우수한 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법
본 발명은, 저온 안정성이 우수한 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
저열팽창 합금 재료는, 각종 첨단 분야의 정밀 장치의 온도 변화에 수반하는 열 변형을 억제하는 목적으로 적용된다. 열팽창 계수가 제로이면 온도 변화에 수반하는 열 변형이 발생하지 않기 때문에 이상적인 재료가 된다.
항공·우주 기기나 계측 기기 등의 부재에는 저온역에서 가동하는 것이 있고, －100℃ 이하에서 사용되는 경우가 있다. 이러한 저온역에 있어서도 조직 변화에 수반하는 열팽창 계수의 급격한 변화가 없고, 100℃ 내지 －70℃의 사이의 열팽창 계수가 사실상 제로 팽창으로 간주할 수 있는 0±0.2ppm/℃의 범위인 합금 재료가 요망되고 있다.
현재, 저열팽창 재료로서, 슈퍼 인바(SI)로 대표되는 Fe-Ni-Co계 저열팽창 합금이 공업적으로 이용되고 있다. SI는, 실온 부근의 열팽창 계수는 1∼2ppm/℃인 Fe-36％Ni 합금(인바)의 Ni의 일부를 Co로 치환함으로써 저팽창화시킨 것으로, Fe-32％Ni-5％Co 합금이고, 실온 부근의 열팽창 계수는 1ppm/℃ 이하가 된다.
이 때문에, SI는 열 변형에 의한 정밀도 저하를 억제하는 목적으로 정밀 장치 부재에 적용된다. 그러나, Ni를 Co로 치환함으로써 Ni량이 저하하여 오스테나이트가 불안정화하고, 마르텐사이트 생성 개시 온도(이하, Ms점으로 기재함)가 고온측으로 이동한다. SI의 Ms점은 불순물량에 따라 다소 변화하지만, 대체로 －40℃ 전후까지 상승한다. 따라서, 이 온도 이하에서는 마르텐사이트 조직을 생성하여 열팽창 계수가 급격하게 증가하고, 저열팽창성을 잃기 때문에, 저온역에서 가동하는 항공·우주 기기나 계측 기기 등의 부재로의 적용이 제한된다(특허문헌 1의 단락 0003, 0034). 당연하지만, 100℃ 내지 －70℃의 온도 범위에서의 제로 팽창을 실현할 수 없다.
한편, 인바는, Ms점이 －196℃ 이하이고, －196℃ 이하에서도 조직이 변화하지 않고 저열팽창성을 보존 유지하기 때문에, 폭로 온도가 －100℃보다 저온이 되는 항공·우주 기기나 계측 기기 등에도 적용 가능하다. 그러나, 열팽창 계수가 1∼2ppm/℃로 SI보다 크고, 제로 팽창과는 크게 간격이 있기 때문에 열 변형 억제 효과가 불충분하고, 고도의 요구에 대응할 수 없다는 문제가 있어, 초정밀 장치 부재로의 적용이 제한된다(특허문헌 1의 단락 0024).
또한, 특허문헌 2에서는, 특정 조성의 합금 분말에 레이저 또는 전자빔을 조사하여 용융·급속 응고 및 적층 조형함으로써 덴드라이트 2차 아암 간격을 5㎛ 이하로 함으로써, 0.5ppm/℃ 이하의 열팽창 계수 및 SI에서는 얻어지지 않았던 저온 안정성의 양립을 도모하는 것이 제안되어 있다.
그러나, 특허문헌 2의 실시예에 의하면, No.7을 제외하고 열팽창 계수는 0.4ppm/℃ 전후로서, 안정적으로 제로 팽창을 나타내는 재료는 얻어지고 있지 않다. 또한, 저온역에서 가동하는 기기는, 저온 안정성이 얻어지는 온도가 낮으면 낮을수록 좋고, 인바 합금과 동등의 안정성이 바람직하지만, 특허문헌 2의 합금에서는, 인바 합금과 동등의 Ms점－196℃ 이하를 안정적으로 얻지는 못하고 있다.
일본공개특허공보 2011-174854호 국제공개 제2019/044093호
이상과 같이, SI는 －100℃와 같은 저온에 있어서는 마르텐사이트 조직을 생성하여 열팽창 계수가 급격하게 증가하고, 인바는 열팽창 계수가 1∼2ppm/℃로, 열 변형 억제 효과가 불충분하다. 또한 특허문헌 2의 저열팽창 합금은, 안정적으로 제로 팽창을 나타낸다고는 할 수 없고, 또한 인바 합금과 동(同)정도의 저온 안정성은 얻어지지 않는다. 따라서, 100℃ 내지 －70℃의 사이에서 제로 팽창을 실현할 수 있고, 또한 인바 합금과 동정도의 저온 안정성이 얻어지는 재료는 아직도 얻어지고 있지 않다.
본 발명은, 100℃ 내지 －70℃의 사이의 평균 열팽창 계수가 제로 팽창으로 간주할 수 있는 0±0.2ppm/℃이고, 인바 합금과 동정도의 저온 안정성이 얻어지는 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명에 의하면, 이하의 (1)∼(4)가 제공된다.
(1) 질량％로,
C: 0.015％ 이하,
Si: 0.10％ 이하,
Mn: 0.15％ 이하,
Ni: 35.0∼37.0％,
Co: 2.0％ 미만을 함유하고,
또한 Ni＋0.8Co: 35.0∼37.0％이고,
잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 덴드라이트 2차 아암 간격이 5㎛ 이하인 응고 조직을 갖고, 100∼－70℃의 평균 열팽창 계수가 0±0.2ppm/℃의 범위이고, 또한 Ms점이 －196℃ 이하인 것을 특징으로 하는 저열팽창 합금.
(2) C, Si, Mn의 함유량이, C×7＋Si×1.5＋Mn≤0.40을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 저열팽창 합금.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 조성을 갖는 저열팽창 합금 소재를, 레이저 또는 전자빔에 의해, 용융·응고시켜 적층 조형시키고, 100∼－70℃의 평균 열팽창 계수가 0±0.2ppm/℃의 범위이고, 또한 Ms점이 －196℃ 이하의 저열팽창 합금을 제조하는 것을 특징으로 하는 저열팽창 합금의 제조 방법.
(4) 상기 저열팽창 합금 소재는, 분말인 것을 특징으로 하는 상기 (3)에 기재된 저열팽창 합금의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 100℃ 내지 －70℃의 사이의 평균 열팽창 계수가 제로 팽창으로 간주할 수 있는 0±0.2ppm/℃이고, 인바 합금과 동정도의 저온 안정성이 얻어지는 저열팽창 합금 및 그의 제조 방법이 제공된다.
도 1은 본 발명의 실시예에 이용한 애토마이즈 장치를 나타내는 개념도이다.
도 2는 도 1의 애토마이즈 장치에 의해 얻어진 구(球) 형상 분말을 나타내는 광학 현미경 사진이다.
도 3은 DAS와 냉각 속도의 관계를 나타내는 도면이다.
도 4는 본 발명 조성 합금의 레이저 적층 조형물의 DAS를 나타내는 사진이다.
도 5는 순동형 주조물의 DAS를 나타내는 사진이다.
도 6은 순동형을 나타내는 도면이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
전술과 같이, Fe-Ni-Co계 저열팽창 합금의 열팽창 계수를 결정하는 최대의 요인은 Co의 함유량이지만, Co 첨가에 의해 상대적으로 Ni량이 저하하여 오스테나이트가 불안정화하고, Ms가 상승한다. 가장 저열팽창이 되는 32％Ni-5％Co의 SI에서는 Ms점이 －40℃ 전후가 되기 때문에, 이보다 저온에서의 적용을 할 수 없다. 따라서, Co로 저열팽창화를 도모하는 한 실온 부근 내지 ―70℃의 온도 범위에서 안정적으로 열팽창 계수를 0±0.2ppm/℃로 하는 것은 곤란하다.
본 발명자들은, 종래의 Fe-Ni-Co계 저열팽창 합금에 보여지는 Co에 의한 Ms점 상승을 수반하지 않는 저열팽창화 기술에 대해서 검토했다. 그 결과, Fe-36％Ni 조성을 기본으로 하여, C, Si, Mn을 저감함과 함께, 마이크로 조직을 작게 하여 덴드라이트 2차 아암 간격을 5㎛ 이하로 함으로써, 100℃ 내지 －70℃의 사이의 열팽창 계수가 제로 팽창으로 간주할 수 있는 0±0.2ppm/℃이고, 또한 인바 합금과 동정도의 저온 안정성이 얻어지는 것을 발견했다.
본 발명은 이러한 인식에 기초하여 완성된 것이다.
이하, 본 발명의 한정 이유에 대해서, 화학 성분 및 제조 조건으로 나누어 설명한다.
또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한 성분에 있어서의 ％ 표시는 질량％이고, α는 100∼－70℃의 평균 열팽창 계수이다.
[화학 성분]
C: 0.015％ 이하
C는 본 발명에 따른 저열팽창 합금의 α를 현저하게 증가시키는 원소로서, 낮은 것이 바람직하다. C는 0.015％를 초과하여 함유하면, 후술하는 다른 원소의 함유량에 따라서도 α가 0±0.2ppm/℃의 범위를 초과하기 때문에, C 함유량을 0.015％ 이하로 한다.
Si: 0.10％ 이하
Si는 합금 중의 산소를 저감하는 목적으로 첨가하는 원소이다. 그러나, Si는 본 발명에 따른 저열팽창 합금의 α를 현저하게 증가시키는 원소로서, 낮은 것이 바람직하다. 그의 함유량이 0.10％ 초과에서는 C와 마찬가지로 α의 증가를 무시할 수 없게 된다. 따라서, Si 함유량을 0.10％ 이하로 한다.
Mn: 0.15％ 이하
Mn은 Si와 마찬가지로 탈산에 유효한 원소이다. 그러나, Mn은 본 발명에 따른 저열팽창 합금에 있어서, α를 현저하게 증가시키는 원소로서, 낮은 것이 바람직하다. 그의 함유량이 0.15％를 초과하면 C와 마찬가지로 α의 증가를 무시할 수 없게 된다. 따라서, Mn 함유량을 0.15％ 이하로 한다.
Ni: 35.0∼37.0％
Ni는 합금의 기본적인 α를 결정하는 원소이다. α를 0±0.2ppm/℃의 범위로 하기 위해서는, Co량에 따라서 후술의 범위로 조정할 필요가 있다. Ni가 35.0％ 미만, 또는 37.0％ 초과에서는, Co량에 따른 조정 및 후술하는 제조 조건에 따라서도 α를 0±0.2ppm/℃의 범위로 하는 것은 곤란하다. 따라서, Ni의 함유량을 35.0∼37.0％의 범위로 한다.
Co: 2.0％ 미만
Co는 Ni와 함께 α를 결정하는 중요한 원소로서, Ni 단독 첨가의 경우보다 작은 α를 얻기 위해 첨가하는 원소이다. 그러나, Co가 2.0％ 이상에서는 후술의 Ni량과 Co량의 관계식에 기초하여 얻어지는 Ni량이 감소하고, 오스테나이트가 불안정화하기 때문에, Ms점이 －196℃보다 고온이 된다. 따라서, Co의 함유량을 2.0％ 미만으로 한다. 노동 안전 위생법 특화칙의 소정의 관리·대책을 불필요하게 하는 관점에서는 1.0％ 이하가 바람직하다.
Ni＋0.8Co: 35.0∼37.0％
Fe-Ni-Co 합금은, 상기의 Ni량, Co량의 범위에서 또한, Ni＋0.8×Co로 나타나는 Ni 당량(Nieq.)이 일정 범위에 있어서 현저한 저열팽창성이 얻어진다. Ni 당량은, 35.0％ 미만에서도, 37.0％ 초과에서도, α가 0±0.2ppm/℃의 범위에 들어가지 않게 된다. 따라서, Ni 당량인 Ni＋0.8Co를 35.0∼37.0％의 범위로 한다.
C×7＋Si×1.5＋Mn≤0.40
본 발명의 Fe-Ni-Co 합금에 있어서, C량, Si량 및 Mn량을 상기 범위로 규정한 후에, C×7＋Si×1.5＋Mn으로 나타나는 식의 값을 0.40 이하로 함으로써, 현저한 저열팽창성이 얻어진다. 따라서, C×7＋Si×1.5＋Mn≤0.40으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, C, Si, Mn, Ni, Co 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.
[응고 조직]
응고 조직을 미세화함으로써 α를 작게 할 수 있다. 그 이유는, 전술과 같이, 조직의 미세화에 의해 Ni의 마이크로 편석이 경감하기 때문이라고 생각된다. 본 발명에 따른 저열팽창 합금은, 덴드라이트 2차 아암(DAS) 간격이 5㎛ 이하가 되도록 응고 조직을 미세화한다. 상기 조성의 합금에 대해 DAS 간격을 5㎛ 이하로 함으로써, α를 0±0.2ppm/℃의 범위로 할 수 있다.
[Ms점]
본 발명에 따른 저열팽창 합금은, Co 함유량이 적고 Ni 함유량이 35％ 이상이고, 또한 전술과 같은 미세한 응고 조직을 갖는 점에서, Ms점이 인바 합금과 동정도의 －196℃ 이하이고, 인바 합금과 동정도가 우수한 저온 안정성이 얻어진다.
[제조 조건]
상기 조성을 갖는 저열팽창 합금 소재를, 레이저 또는 전자빔에 의해, 용융·응고시켜 적층 조형시킨다. 이에 따라 저열팽창 합금 소재가 용융된 후, 급냉되어, DAS 간격을 5㎛ 이하의 미세한 조직으로 할 수 있다. 이에 따라 Ni의 마이크로 편석이 경감하고, α를 0±0.2ppm/℃의 범위로 할 수 있다. 단, DAS가 5㎛ 이하의 미세한 응고 조직이 얻어지는 용융·응고 조건을 실현할 수 있으면, 어느 방법도 적용 가능하다.
구체적으로는, 상기 범위 내의 조성을 갖는 합금 소재로서 합금 분말을 준비하고, 레이저 또는 전자빔에 의해, 용융·응고시켜 적층 조형시킴으로써 DAS 간격을 5㎛ 이하의 미세 응고 조직의 합금으로 할 수 있다.
적층 조형에 있어서는, 합금의 응고 시의 냉각 속도를 3000℃/sec. 이상으로 함으로써, DAS 간격이 5㎛ 이하의 미세 응고 조직을 얻을 수 있다. 레이저 또는 전자빔이면, 이 냉각 속도를 충족한다.
한편, 후기의 도 3에 나타내는 바와 같이, 종래의 주조 프로세스 중에서는, 가장 냉각 속도가 큰 다이캐스트에 의해서도 DAS를 5㎛ 이하로 하려면 냉각 속도가 불충분하고, 하물며 본 발명의 합금과 같은 고융점의 철계 합금의 주조가 가능한 구리 합금형의 경우에는, 후기의 도 5에 나타내는 바와 같이, DAS를 5㎛ 이하로 하는 것은 도저히 할 수 없어, 소기의 특성을 얻는 것은 불가능하다.
본 발명에 의하면, 100℃ 내지 －70℃의 사이의 평균 열팽창 계수가 제로 팽창으로 간주할 수 있는 0±0.2ppm/℃이고, 인바 합금과 동정도의 저온 안정성이 얻어지는 저열팽창 합금이 얻어진다.
본 발명에 따른 저열팽창 합금은, 종래의 저팽창 합금에서는 적용이 제한되어 있던, 항공·우주 분야를 시작으로 하는 저온역에서 가동하는 각종 정밀 장치 부재로의 적용이 가능해져, 당해 분야에 있어서의 고정밀화에 크게 공헌한다.
또한, Fe-Ni-Co계 저열팽창 합금인 SI에서는, Co를 5％ 정도 함유하고 있기 때문에, 재료비가 비싸짐과 함께, 노동 안전 위생법 특화칙의 1％ 초과 Co 함유 물질에 해당하고, 소정의 관리·대책이 필요하다. 이에 대하여, 본 발명에 따른 저열팽창 합금은, Co가 2％ 미만으로 적고, 재료비의 상승을 억제할 수 있음과 함께, Co가 1mass％ 이하인 경우는, 그의 적용 시에 있어서 Co 함유의 표시만을 행하면 좋고, 노동 안전 위생법 특화칙의 소정의 관리·대책이 불필요해진다.
실시예
이하, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.
표 1에 나타내는 화학 성분 및 조성의 합금의 적층 조형, 그리고 순동형으로의 주조에 의해 시료를 제작했다.
적층 조형의 시료는, 표 1에 나타내는 화학 조성의 합금을 고주파 유도로에서 용해하고, 도 1에 나타내는 애토마이즈 장치를 이용하여, 용융한 금속을 적하하고, 노즐로부터 불활성 가스(본 예에서는 질소 가스)를 분무함으로써 액적으로 분단함과 함께 급속 응고시켜 구 형상 분말을 얻었다. 그 후, 체거름하여 도 2에 나타내는 입경 10∼45㎛의 조형용 분말을 얻었다. 레이저식 적층 조형 장치를 이용하여, 출력 300W, 레이저 이동 속도 1000㎜/초, 레이저 주사 피치 0.1㎜, 분말 적층 두께 0.04㎜의 조건으로 조형용 분말을 적층 조형하여, φ10×L100의 시료를 제작했다.
주조의 시료는, 고주파 유도로에서 용해한 합금 용탕 약 100g을, 주입(鑄入) 온도 1550℃에서 도 6에 나타내는 순동형으로 주조하여, 주형 바닥의 선단부로부터 채취했다.
도 3은, 본 발명 시료의 광학 현미경 조직 관찰에 의해 실측한 DAS와, 이하의 문헌 1에 기재된 DAS와 냉각 속도의 관계의 외삽선으로부터, 시료의 냉각 속도를 추정하는 것으로, 이하의 문헌 2∼4의 정보로부터 얻어진 각종 주형의 냉각 속도도 병기했다.
R＝(DAS/709)1/－0.386 ···(1)
R: 냉각 속도(℃/min.), DAS: 덴드라이트 2차 아암 간격(㎛)
문헌 1: 「주강의 생산 기술」 P378, 주조물 센터
문헌 2: 「주물」, 제63권(1991) 제11호, P915
문헌 3: 「주조 공학」, 제68권(1996) 제12호, P1076
문헌 4: 「주조물」, Vol.54(2013) No.1, P13
시료는 조형용 베이스 플레이트로부터 방전 와이어 컷으로 떼어낸 후, φ6×50㎜의 열팽창 시험편으로 기계 가공하고, 레이저 간섭식 열팽창계를 이용하여 2℃/min.으로 승온하면서 열팽창을 측정하여, 얻어진 열팽창 곡선으로부터 α를 구했다.
또한, Ms점은 상기 열팽창 시험편을 상기 열팽창계에 세트하고, 액체 질소에 의해 3℃/min.으로 냉각하면서 열팽창을 측정하여, 열팽창 곡선이 급격하게 변화한 온도로부터 구했다.
상기의 측정에서 열팽창 곡선의 급격한 변화가 확인되지 않았던 시료에 대해서는, 액체 질소에 15분간 침지한 후, 마이크로 조직을 관찰하여, 마르텐사이트 조직의 유무를 확인했다.
표 1의 본 발명예 No.1∼8은, 화학 성분 및 조성이 본 발명의 범위 내이고, 또한 분말 적층 조형에 의해 제조된 것이고, 모두, 100∼－70℃ 간의 평균 열팽창 계수인 α가 0±0.2ppm/℃의 범위 및 Ms점이 －196℃ 이하였다. No.4 및 No.8은, 유사 조성이지만, No.4는 7C＋1.5Si＋Mn이 0.4 이하이고, No.8이 0.4를 초과하고 있다. 이들을 비교하면, α가 모두 0±0.2ppm/℃의 범위 내였지만, 7C＋1.5Si＋Mn이 0.4 이하를 충족하는 No.4의 쪽이 No.8보다도 α의 값이 작아졌다.
도 4는 본 발명예 No.7의 광학 현미경 사진이지만, 이 광학 현미경 사진으로부터 No.7의 DAS를 실측한 결과, 1.4㎛와 5㎛ 이하였다. 또한, 이 DAS의 값으로부터, 냉각 속도는 1.5×105℃/sec.라고 추정했다.
이상의 결과로부터, 본 발명 합금은 항공·우주 분야의 까다로운 요구에도 응할 수 있는 특성을 갖고 있는 것이 확인되었다.
한편, 비교예 A의 No.11∼17은, 각각 발명예의 No.1∼7과 화학 성분 및 조성은 동일하지만, 순동형으로 주조한 것이고, DAS가 5㎛를 초과한 본 발명 범위 외의 것이다. 도 5는 비교예 A의 No.17의 광학 현미경 사진이지만, 이 사진으로부터 No.17의 순동형으로 주조한 경우의 DAS를 실측한 결과 16㎛였다. 이 때문에, No.11∼17의 모두 α가 0±0.2ppm/℃의 범위를 벗어났다.
또한 비교예 B의 No.18∼24는 화학 성분 및 조성이 본 발명 범위 외의 것이고, 적층 조형, 그리고 순동형으로 주조하여 시료를 제작한 것이다. No.18은 C가, No.19는 Si가, No.20은 Mn이, No.22는 Ni 및 Ni 당량이 상한 초과였기 때문에, 제조 방법에 따르지 않고, 모두 α가 0±0.2ppm/℃의 범위를 벗어난 값이 되었다. No.23은 Co가 하한 초과였기 때문에, 제조 방법에 따르지 않고, 모두 α가 0±0.2ppm/℃의 범위를 벗어난 값이 되었다. No.21은 Ni가 하한 미만이었기 때문에, 제조 방법에 따르지 않고, α가 0±0.2ppm/℃의 범위를 벗어난 값이 되고, 또한, Ms점이 －196℃보다 고온이었다. 비교예 B의 No.24는 종래 합금의 SI이고, 제조 방법에 따르지 않고, Ms점이 －196℃보다 고온이었다.
Figure 112021074685669-pct00001

Claims (4)

  1. 질량％로,
    C: 0.015％ 이하,
    Si: 0.10％ 이하,
    Mn: 0.15％ 이하,
    Ni: 35.0∼37.0％,
    Co: 0% 초과 2.0％ 미만을 함유하고,
    또한 Ni＋0.8Co: 35.0∼37.0％이고,
    잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 덴드라이트 2차 아암 간격이 5㎛ 이하인 응고 조직을 갖고, 100∼－70℃의 평균 열팽창 계수가 0±0.2ppm/℃의 범위이고, 또한 Ms점이 －196℃ 이하인 것을 특징으로 하는 저열팽창 합금.
  2. 제1항에 있어서,
    C, Si, Mn의 함유량이, C×7＋Si×1.5＋Mn≤0.40을 만족하는 것을 특징으로 하는 저열팽창 합금.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 조성을 갖는 저열팽창 합금 소재를, 레이저 또는 전자빔에 의해, 용융·응고시켜 적층 조형시키고, 100∼－70℃의 평균 열팽창 계수가 0±0.2ppm/℃의 범위이고, 또한 Ms점이 －196℃ 이하의 저열팽창 합금을 제조하는 것을 특징으로 하는 저열팽창 합금의 제조 방법.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 저열팽창 합금 소재는, 분말인 것을 특징으로 하는 저열팽창 합금의 제조 방법.
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