JP2017036492A - 高炭素冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】本発明は、短時間の溶体化処理とその後の焼入れ及び、低温焼戻し処理を施したのちに、衝撃特性が５Ｊ／ｃｍ２以上で、かつ硬さが６００〜７５０ＨＶの範囲である機械的特性を発現することが可能な、板厚が１．０ｍｍ未満の高炭素冷延鋼板を提供する。【解決手段】鋼板の化学組成がＣ：０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、前記鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄａｖ）が０．２〜０．７（μｍ）と、球状化率が９０％以上であり、板厚が１．０ｍｍ未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板。【選択図】図１

Description

本発明は、焼入れ焼戻し処理によって製造される各種機械部品の素材となる高炭素冷延鋼板に関するもので、特に短時間の溶体化処理で焼入れし、低温の焼戻し処理後に十分な硬さ（６００〜７５０ＨＶ）と衝撃特性（靱性）を兼備し、さらに耐久性、耐摩耗性などに対する要求が厳しいメリヤス針などに適用される板厚１．０ｍｍ未満の高炭素冷延鋼板に関するものである。ここで、短時間の溶体化処理とは、７６０〜８２０℃の範囲で３〜１５分の時間での処理をいい、低温の焼戻し処理とは２００〜３５０℃の温度範囲での処理をいう。

一般に、ＪＩＳに規定される機械構造用炭素鋼鋼材（Ｓ××Ｃ）や炭素工具鋼鋼材（ＳＫ）は、大小各種機械部品に使用されている。展伸材として使用される場合は、打抜き加工や各種の塑性加工を経て部品形状にした後、焼入れ・焼戻し処理を行うことで所定の硬さと靱性（衝撃特性）が付与される。その中でも、ニット地を編むメリヤス針は、高速で往復運動を繰返しながら糸を手繰り寄せてメリヤス地を編むため、回転駆動部と接触する針本体のバット部には十分な強度と耐摩耗性が、さらに糸と擦れ合うフック部には十分な耐摩耗性に加えて往復運動に伴う先端部の衝撃特性に優れることが求められる。

メリヤス針用素材として使われる高炭素冷延鋼板は、板厚が１．０ｍｍ以上の場合には横編機用メリヤス針向けとされ、板厚が１．０ｍｍ未満の場合には丸編機や縦編機用メリヤス針向けとして用いられる。後者の針では細径の糸を高速で編むため、使用される素材の板厚は０．４〜０．７ｍｍとなることが多い。さらに、素材には、優れた冷間加工性（２次加工性とも云う）に加えて、針形状に２次加工後、焼入れ焼戻しした際に十分な硬さと針先端部で十分な靱性を有することが求められる。

また、ＪＩＳに規定される機械構造用炭素鋼鋼材（Ｓ××Ｃ）や炭素工具鋼鋼材（ＳＫ）などの所謂高炭素鋼板は、Ｃ量によって用途が細かく分類されている。Ｃ量が０．８ｍａｓｓ％未満の領域、すなわち亜共析組成の鋼板では、フェライト相の分率が高いため冷間加工性には優れるが、十分な焼入れ硬さを得ることが難しく、フック部の耐摩耗性や針本体の耐久性が求められるメリヤス針用途等には向かない。一方、０．８ｍａｓｓ％以上の過共析組成の中でもＣ量が１．１ｍａｓｓ％より大きい高炭素鋼板は優れた焼入れ性を有する反面、多量に含まれる炭化物（セメンタイト）のために冷間加工性が極端に劣り、溝切加工等の精密かつ微細な加工が行われるメリヤス針用途等には向かず、刃物や冷間金型等、単純形状で高硬度が求められる部品用途に限定される。

従来、メリヤス針には、Ｃ：０．８〜１．１ｍａｓｓ％の炭素工具鋼や合金工具鋼又はこれらの鋼組成をベースとして第３元素を添加した鋼組成の素材が広く用いられている。このメリヤス針の製造過程では、その素材は打抜き（せん断加工）、切削、伸線、かしめ、曲げなどの多種多様な塑性加工に供される。したがって、このメリヤス針製造用の素材は、針の製造工程での素材加工時に十分な加工性（２次加工性）を有していることに併せて、針として実際に使用するときに要求される焼入れ焼戻し処理後の硬さ特性や衝撃特性（靱性）を具備する必要がある。

メリヤス針の製造では、所定の硬さ特性を確保するため素材に焼入れ焼戻し処理が行われる。この焼戻しの温度は、２００〜３５０℃の低温とするケースが一般的に採用されている。しかし、硬さ特性を重視して焼入れ性に有効なＭｎやＣｒの添加量を増量したり、その他の第３元素を多量に添加すると、上述の２００〜３５０℃の温度範囲での低温焼戻し処理では、マルテンサイト相の焼戻しが十分になされず、衝撃特性（靱性）の向上が不十分であったり靱性値がばらついたりする場合があった。
一方、メリヤス針の衝撃特性を向上させることを目的として、素材の化学組成のうち不純物元素であるＰやＳを低減し、Ｐの粒界偏析やＭｎＳ介在物の生成を極小化させ、それら元素の悪影響の軽減を図ることも有効な対策とされている。しかし、製鋼技術上及びコスト経済性の観点から、ＰやＳを低減してメリヤス針の衝撃特性の向上を図るには限界がある。

また、衝撃特性を向上させる手段として金属組織の微細化が有効であることは従来から知られている。例えば、特許文献１及び２には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖなどの炭窒化物形成元素を添加してそれらの元素の微細炭窒化物を利用して金属組織を微細化する技術が開示されている。しかし、これらの元素は、Ｃが０．８ｍａｓｓ％以下の亜共析組成の鋼の靱性向上対策として添加されるのが一般的であった。
特に、２００〜３５０℃の低温焼戻し状態でのマルテンサイト相の衝撃特性に対する個々の第３元素の影響（特に相互作用）に関しては十分に解明されておらず、個々の元素の効果を等価と見なして成分設計されるケースが多くあった。

例えば、特許文献１には、Ｃ：０．５〜０．７ｍａｓｓ％の亜共析鋼を対象として、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素を添加することで、旧オーステナイト粒を微細化し、靱性値（衝撃特性）を向上させる技術が開示されている。

特許文献２には、Ｃ：０．６０〜１．３０ｍａｓｓ％の亜共析鋼から過共析鋼の広範な炭素含有量の鋼を対象とし、必要に応じてＮｉ≦１．８ｍａｓｓ％、Ｃｒ≦２．０ｍａｓｓ％、Ｖ≦０．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ≦０．５ｍａｓｓ％、Ｎｂ≦０．３ｍａｓｓ％、Ｔｉ≦０．３ｍａｓｓ％、Ｂ≦０．０１ｍａｓｓ％、Ｃａ≦０．０１ｍａｓｓ％の一種または二種以上を添加して、未溶解炭化物の体積率（Ｖｆ）を８．５＜１５．３×Ｃｍａｓｓ％−Ｖｆ＜１０．０の範囲にコントロールすることで衝撃特性を向上させる技術が開示されている。

特開２００９−２４２３３号公報 特開２００６−６３３８４号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術は、亜共析鋼に限定されたものであり、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭窒化物形成元素を添加することで、それらの微細炭窒化物によって旧オーステナイト粒を微細化する効果を期待した技術である。また、特許文献１に記載された技術は、炭素レベルが亜共析組成であるため、フェライト母相の成形性を改善した技術でもあり、メリヤス針のような高硬度が求められる機械部品への適用は難しい。

また、特許文献２に記載された技術は、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂなどを添加した炭素含有量が、０．６７〜０．８１ｍａｓｓ％の範囲の鋼種についてであり、その技術は、あきらかに亜共析鋼の特性改善を意図した添加と解される。特許文献２には、０．８１ｍａｓｓ％を超える炭素量の鋼における個々の第３元素の作用とその最適化に関する開示は全くない。
さらに、特許文献２に記載された技術では、第３元素の添加量に関し、明細書中に記載の如く衝撃値に悪影響を及ぼさない上限値を規定しているだけであり、特許文献２には、その下限値の規定が無いことから第３元素を意図した範囲で添加して、添加元素の作用によって積極的に衝撃特性の向上を図った技術の開示もない。

さらに、特許文献１、特許文献２には、高炭素冷延鋼板について、３〜１５分のような短時間の溶体化処理保持時間で焼入れ、２００〜３５０℃の低温焼戻しにより、所望の衝撃特性及び所定硬さを有利に改善するような技術の開示もなく、また、板厚が１．０ｍｍ未満の鋼板について衝撃特性を評価した技術の開示もない。
そこで、本発明は、短時間の溶体化処理後、焼入れ及び低温焼戻し処理を施し、衝撃特性を実際に使用される板厚近傍で評価して、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ^２以上で、かつ硬さが６００〜７５０ＨＶの範囲である機械的特性を発現することができる、板厚が１．０ｍｍ未満の高炭素冷延鋼板（以下、単に「冷延鋼板ともいう」）を提供することを目的とする。

本発明者等は、上記した課題を解決するために、高炭素冷延鋼板の化学成分の適正な添加範囲と鋼中の炭化物の粒径や存在形態について鋭意検討した。
本発明は、加工性、焼入れ性、低温焼戻し後の硬さと靱性などの観点からメリヤス針に好適な０．８５ｍａｓｓ％≦Ｃ≦１．１０ｍａｓｓ％の炭素量に限定したものであるが、その範囲で第３元素としてＮｂを所定の範囲添加し、炭化物の平均粒径と球状化の程度を制御することが有効であるとの知見を得たのが本技術の核心である。

特に本発明では２００〜３５０℃の低温焼戻し状態での衝撃値に着眼し、従来靱性評価が難しかった１．０ｍｍ未満の鋼板を対象とした後述する新試験法（図１及び２）を考案した。その新試験法を利用して調査した結果、所定量のＮｂ添加が唯一要求特性を満足すると言う新規な知見に基づいてなされたものである。

すなわち、本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意研究し、基本成分をＣ：０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、０．３５≦Ｃｒ≦０．４５ｍａｓｓ％の範囲に規定した高炭素鋼に０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％のＮｂを添加することを必須とし、炭化物の球状化と平均粒径を所定の範囲に制御することにより、焼入れ性と靱性を兼備した高炭素冷延鋼板を得ることができ、さらに焼入れ処理時間の短縮や焼戻し温度の低下も可能であることを見出した。また、薄板の衝撃特性を適正に評価する試験方法を採用することで、適正な化学成分および炭化物の球状化率、平均粒径を規定することが達成されるようになった。
まず、本発明者等が行った実験結果について説明する。
ｍａｓｓ％で、１．０１％Ｃ−０．２６％Ｓｉ−０．７３％Ｍｎ−０．４２％Ｃｒ−０．０２％Ｍｏを含み、さらにＮｂを０％、０．０１０％、０．０２０％、０．０５５％と変化させて添加し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の熱延鋼板（４ｍｍ厚）に、冷間圧延（圧下率：２５〜６５％、最終は３〜５０％）と、軟化焼鈍および球状化焼鈍（６４０〜７００℃）とを、それぞれ５回繰り返して、冷延鋼板（１ｍｍ未満）とした。得られた冷延鋼板に、加熱温度を７８０℃、８００℃の２水準で、保持時間を０〜１６分の範囲で変化させた溶体化処理を施したのち、油焼入れして、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。得られた結果を、溶体化処理の加熱保持時間（分）と焼入れ硬さ（ＨＶ）との関係で図３（加熱温度：８００℃）、図４（加熱温度：７８０℃）に示す。
図３、図４から、Ｎｂ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％である冷延鋼板が、最も短い加熱保持時間で、７００ＨＶを超える焼入れ硬さを確保できることがわかる。Ｎｂ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％を超えて増加すると、短時間加熱保持での硬さ上昇は鈍化する。図４の結果から、溶体化処理の加熱温度が７８０℃である場合に、焼入れ硬さが７００ＨＶに達する加熱保持時間とＮｂ含有量との関係を図５に示す。
図５から、Ｎｂ含有量が０．０２０ｍａｓｓ％以上では、焼入れ硬さが７００ＨＶに達する溶体化処理の加熱保持時間はほぼ一定となる。Ｎｂ含有量が０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲では、所望の焼入れ硬さ（７００ＨＶ）を確保するための溶体化処理の加熱保持時間が最も短くなり、しかも安定した焼入れ性を確保できる。さらに、この範囲のＮｂ含有量であれば、溶体化処理の加熱保持時間を短時間とすることができる。このことから、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲とすることは、針加工メーカーで問題とされる焼伸びばらつきや焼曲りを防止できる対策として有効となることを知見した。
また、各種Ｎｂ含有量の冷延鋼板に、加熱温度：８００℃、加熱保持時間：１０分とする溶体化処理を施し、油焼入れしたのち、さらに焼戻し処理を施した。焼戻し処理では、焼戻し温度は、１５０℃、２００℃、２５０℃、３００℃、３５０℃の各種温度とし、保持時間を１時間とした。焼戻し処理後、衝撃特性を調査した。なお、衝撃特性は図１、図２に示す新試験法を用いて行った。得られた結果を図６に示す。衝撃値は、焼戻し温度が２００℃以上の場合には、Ｎｂ含有量が０．０１０ｍａｓｓ％の場合が最も高かった。
図６から、衝撃値：５Ｊ／ｃｍ^２が得られる焼戻し温度を求め、Ｎｂ含有量との関係で図７に示す。図７から、衝撃値：５Ｊ／ｃｍ^２が得られる焼戻し温度は、Ｎｂ含有量：０．０１０ｍａｓｓ％の鋼板の場合が最も低い。０．０２０ｍａｓｓ％を超えてＮｂ含有量が増加すると、衝撃値：５Ｊ／ｃｍ^２が得られる焼戻し温度は高温側となる。焼戻し温度が高温となると、硬さが低下し、針としての耐久性が低下する。また、Ｎｂ含有量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、所望の衝撃値を確保するために、焼戻し温度を高温にする必要があることを知見した。
図５、図７から、焼戻し後の高い硬さと衝撃特性を兼備させるためには、Ｎｂ含有量は０．００５ｍａｓｓ％が下限、０．０２０ｍａｓｓ％が上限である。さらに、溶体化処理の加熱保持時間を短時間とするには、Ｎｂ含有量の上限を０．０１５ｍａｓｓ％とすることが好ましい。

本発明は、かかる知見に基づきさらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
［１］鋼板の化学組成がＣ：０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、前記鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄ_ａｖ）と球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００％がそれぞれ下記（１）式及び（２）式を満たし、前記鋼板の板厚は１．０ｍｍ未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板。
記
０．２≦ｄ_ａｖ≦０．７（μｍ） …（１）
（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００≧９０％ …（２）
ここで、（１）式の平均粒径（ｄ_ａｖ）は、鋼板断面で観察される個々の炭化物と同等の面積の円を想定したときの個々の円の直径（円相当径）の平均値である。
また、（２）式のＮ_ＴＣ及びＮ_ＳＣは、それぞれＮ_ＴＣ：観察面積１００μｍ^２当たりの炭化物の総個数、Ｎ_ＳＣ：ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ≦１．４の条件を満たす炭化物個数であり、ここで炭化物の長径をｄ_Ｌ、短径をｄ_Ｓとする。
［２］前記化学成分が、さらに、Ｍｏ及びＶの内から選ばれる１種または２種を含有し、それぞれの含有量がいずれも０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする、前記［１］に記載の高炭素冷延鋼板。
［３］前記［１］又は［２］に記載の化学組成からなる熱延鋼板に冷間圧延及び球状化焼鈍を繰り返し行い高炭素冷延鋼板を製造する方法において、前記高炭素冷延鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄ_ａｖ）と、球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）がそれぞれ下記（１）式及び（２）式を満たし、前記鋼板の板厚は１．０ｍｍ未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
記
０．２≦ｄ_ａｖ≦０．７（μｍ） …（１）
（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００≧９０％ …（２）
ここで、（１）式の平均粒径（ｄ_ａｖ）は、鋼板断面で観察される個々の炭化物と同等の面積の円を想定したときの個々の円の直径（円相当径）の平均値である。
また、（２）式のＮ_ＴＣ及びＮ_ＳＣは、それぞれＮ_ＴＣ：観察面積１００μｍ^２当たりの炭化物の総個数、Ｎ_ＳＣ：ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ≦１．４の条件を満たす炭化物個数であり、ここで炭化物の長径をｄ_Ｌ、短径をｄ_Ｓとする。
［４］前記熱延鋼板に冷間圧延及び球状化焼鈍を繰り返し行う回数を２〜５回とすることを特徴とする、前記［３］に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
［５］前記冷間圧延の圧下率が２５〜６５％で、前記球状化焼鈍の温度が６４０〜７２０℃であることを特徴とする、前記［３］又は［４］に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。

本発明に係る高炭素冷延鋼板は、板厚１．０ｍｍ未満、特に板厚０．４〜０．７ｍｍという薄い高炭素冷延鋼板で熱処理前の炭化物の平均粒径の大きさを０．２〜０．７μｍの大きさに制御し、なおかつ後述する球状化率を９０％以上に制御することによって、３〜１５分という短時間の溶体化処理でも焼入れ、焼戻しにより良好な衝撃特性（衝撃値；５Ｊ／ｃｍ^２以上）及び硬さ特性（６００〜７５０ＨＶ）が得られる。

さらに、本発明に係る高炭素冷延鋼板は、短時間の溶体化処理後からフルマルテンサイト組織に焼入れた後、２００〜３５０℃のいわゆる低温焼戻し条件下で、従来の高炭素鋼に対して硬さと衝撃特性（靱性）のバランスの点で明確な優位性を発揮する。つまり、優れた焼入れ性を確保しつつ、焼入れ焼戻し後の靭性に優れた高炭素鋼製機械工具部品を得ることができる。特に本発明で開示される冷延鋼板は、硬さと靱性のバランスのみならず耐摩耗性や耐疲労特性が求められる、メリヤス針のような過酷な使用環境下で優れた耐久性が求められる用途に好適である。

本発明の評価に用いた衝撃試験の試験装置の例を示す説明図である。 本発明の評価に用いた衝撃試験の試験片の形状を示す説明図である。 焼入れ硬さと溶体化処理の加熱保持時間との関係を示すグラフである（加熱温度：８００℃）。 焼入れ硬さと溶体化処理の加熱保持時間との関係を示すグラフである（加熱温度：７８０℃）。 焼入れ硬さ７００ＨＶが得られる溶体化処理の加熱保持時間とＮｂ含有量との関係を示すグラフである。 衝撃値と焼戻温度との関係を示すグラフである。 衝撃値：５Ｊ／ｃｍ^２が得られる焼戻温度とＮｂ含有量との関係を示すグラフである。

以下、本発明の実施の形態を説明する。
まず、本発明に係る鋼板は、熱延鋼板を、必要に応じて軟化焼鈍を行い、冷間圧延と球状化焼鈍を交互に繰り返し、板厚１．０ｍｍ未満の高炭素冷延鋼板として得られるものである。その後、この高炭素冷延鋼板に所定の２次加工及び溶体化処理を行い、焼入れ、焼戻し処理を施し、メリヤス針等の部材に供するものである。

まず、本発明鋼板の化学成分を、Ｃ：０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％に規定した理由について以下に説明する。

Ｃ：０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％
Ｃは高炭素冷延鋼板の熱処理後に十分な硬さを得るための必須元素である。その下限値は、メリヤス針等のような精密部品で６００〜７５０ＨＶの硬さを確保できるように、またその上限値は、多種多様の冷間加工を阻害しないレベルの炭化物量に制御できるように決定した。つまり、下限値は、短時間の焼入れ焼戻し処理で安定して６００ＨＶの硬さを確保するため０．８５ｍａｓｓ％に規定した。また、上限値は、打抜き性、スェージング性、曲げ性、切削性など多岐に渡る塑性加工に耐えうる上限として１．１０ｍａｓｓ％に規定した。冷間圧延と球状化焼鈍を繰り返すことで炭化物の球状化処理を行うと冷間加工性が改善されるが、１．１０ｍａｓｓ％を超えると、熱間圧延工程、冷間圧延工程での圧延負荷が高くなり、またコイル端部の割れの頻度が著しく高くなるなど、製造工程上の問題も顕在化する。好ましくは、０．９５〜１．０５ｍａｓｓ％である。

Ｍｎ：０．５０〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼の焼入れ性を向上させて所定の硬さを安定的に得ることができる。過酷な用途に適用される高炭素鋼板を対象とした場合、０．５０ｍａｓｓ％以上で本発明の効果が顕著となる。一方、１．０ｍａｓｓ％を超えると熱間圧延時にＭｎＳが多量に析出して粗大化するため、部品加工時に割れなどが多発するようになる。そこで、Ｍｎの上限は１．０ｍａｓｓ％に規定した。好ましくは０．５０〜０．８０ｍａｓｓ％である。

Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｍａｓｓ％
Ｓｉは鋼の脱酸元素であるため清浄鋼を溶製する上で有効な元素である。また、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を有する元素である。このようなことから、下限値を０．１０ｍａｓｓ％に規定した。また、多量に添加すると低温焼戻しでのマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、衝撃特性を劣化させるため上限値を０．３５ｍａｓｓ％とした。

Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％
Ｐ、Ｓは不純物元素として不可避的に鋼中に存在し、何れも衝撃特性（靱性）に悪影響を及ぼすため、できる限り低減することが好ましい。Ｐは０．０３０ｍａｓｓ％まで、Ｓは０．０３０ｍａｓｓ％までの含有は実用上問題ない。より優れた衝撃特性を維持するためにはＰは０．０２０ｍａｓｓ％まで、Ｓは０．０１０ｍａｓｓ％までの含有とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる元素ではあるが、炭化物（セメンタイト）中に固溶して加熱段階での炭化物の再溶解を遅滞させるため、多量に添加すると逆に焼入れ性を阻害する。そのため、上限値を０．４５ｍａｓｓ％に規定した。焼入れ焼戻し後の硬さと衝撃特性のバランスより、下限値は０．３５ｍａｓｓ％にした。

Ｎｂ：０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、従来から、熱間圧延時に鋼の未再結晶温度域を拡大し、同時にＮｂＣとして析出しオーステナイト粒の微細化に寄与する元素であることが知られており、高炭素鋼においても冷間圧延工程以降における組織の微細化効果を期待して添加される場合がある。本発明では、焼入れ後の低温での焼戻しによる靭性回復を主目的に、Ｎｂを０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％添加する。微量のＮｂ添加であれば、組織の微細化に寄与するほどのＮｂＣは形成されず、Ｎｂは希薄固溶状態となっている。Ｎｂが希薄固溶状態となっていることにより、ＢＣＣ構造であるフェライト相とマルテンサイト相中でのＣの拡散が促進されるものと考えられる。すなわち、焼入れ処理における加熱時に炭化物からフェライト相へ溶けたＣのオーステナイト相への拡散、および、焼戻し処理における加熱時にマルテンサイト相中の過飽和固溶Ｃの拡散と析出が促進され、その結果、短時間加熱での焼入れ性の向上と低温焼戻し処理による靭性の回復とを両立させることができると、現時点では考えている。Ｎｂが０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加されると、ＮｂＣの析出が顕著になり、Ｎｂの希薄固溶状態が確保できず、Ｎｂの希薄固溶状態に起因するＣの拡散の促進効果が認められなくなる。このため、Ｎｂ添加量の上限は０．０２０ｍａｓｓ％に限定した。なお、好ましくは０．０１５ｍａｓｓ％以下である。Ｎｂ添加量が０．００５ｍａｓｓ％未満では、上記した効果を期待できなくなる。

Ｍｏ及びＶは、不可避的にそれぞれＭｏ＜０．００１ｍａｓｓ％、Ｖ＜０．００１ｍａｓｓ％含有することがある。さらに本発明では、任意の選択元素として、焼入れ性や焼戻し後の衝撃特性を向上させるために、ＭｏとＶを不可避的に含有する水準よりも多く添加することができる。しかし、ＭｏやＶを所定量以上添加するとＮｂの添加効果は失われるので、Ｎｂの添加効果を最大限発揮するために、添加する場合には、ＭｏとＶの含有量を以下の範囲で制限することが好ましい。

０．００１ｍａｓｓ％≦Ｍｏ＜０．０５ｍａｓｓ％
Ｍｏは鋼の焼入れ性向上に有効な元素であるが、添加量が多いと２００〜３５０℃の低温焼戻しでは衝撃特性を悪化させることがある。したがって、添加する場合には、衝撃特性を阻害しない範囲で０．０５ｍａｓｓ％未満に規定した。好ましくはＭｏの添加は、０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％である。

０．００１ｍａｓｓ％≦Ｖ＜０．０５ｍａｓｓ％
Ｖは鋼組織を微細化することで衝撃特性の向上には有効な元素であるが、焼入れ性を悪化させることがある。したがって、添加する場合には、焼入れ性を阻害しない範囲で０．０５ｍａｓｓ％未満に規定した。好ましくはＶの添加は、０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％である。上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

次に、本発明に係る鋼板の炭化物について説明する。
本発明の高炭素冷延鋼板に分散する炭化物の平均粒径（ｄ_ａｖ）と、球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）がそれぞれ下記（１）式及び（２）式を満たし、前記鋼板の板厚は１．０ｍｍ未満であることが必要である。
０．２≦ｄ_ａｖ≦０．７（μｍ） …（１）
（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００≧９０％ …（２）
ここで（１）式の平均粒径（ｄ_ａｖ）は、鋼板断面で観察される個々の炭化物と同等の面積の円を想定したときの個々の円の直径（円相当径）の平均値である。平均粒径（ｄ_ａｖ）が、この範囲にあると、衝撃特性に優れ、さらに短時間の溶体化処理でも所望の焼入れ硬さが容易に達成できるという効果がある。平均粒径（ｄ_ａｖ）が、０．２μｍ未満であると、経験上、針形状への２次加工の負荷が増大し、また、０．７μｍを超えると短時間の溶体化処理が達成し難くなり好ましくない。

また、本発明では、炭化物が球状化している割合である球状化率を（２）式のＮ_ＴＣ及びＮ_ＳＣで定義した。ここにおいて、Ｎ_ＴＣは、観察面積１００μｍ^２あたりの炭化物の総個数である。また、Ｎ_ＳＣは、同一観察視野で球状化しているとみなせる炭化物の個数であり、ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ≦１．４の条件を満たす炭化物個数とした。ここで炭化物の長径をｄ_Ｌ、短径をｄ_Ｓとした。

炭化物は完全な球状に形成されているとは云えず、また観察面によっても楕円形として観察される場合が多いので、長径と短径との比（ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ）により、球状化の程度を規定した。このような事情から、本発明においては、ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ≦１．４の条件を満たす炭化物を球状化しているとみなしてその個数であるＮ_ＳＣを定義した。また、球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００が、９０％以上であるとしたのは、この範囲であれば鋼板の２次加工性が良好となるとの経験的な知見を見出したためである。

以上、説明した炭化物の平均粒径及び球状化率の測定は、走査型電子顕微鏡を用いて、二次電子像を２千倍の倍率で観察することにより行った。
炭化物は、冷間圧延後の鋼板を用いて熱処理前のサンプルの圧延方向と直角方向で板状試験片を切り取り、樹脂埋込等の処理を行い、板厚中央部近辺の観察面積１００μｍ^２の範囲で、円相当径、ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ比、Ｎ_ＴＣ、Ｎ_ＳＣを測定し、５視野分の平均値を算出した。これら測定及び算出は、市販の画像解析ソフトｗｉｎｒｏｏｆを用いた。

次に、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
本発明で用いる熱延鋼板は、通常の製造条件で得られるものでよく、例えば、前記した化学組成を有する鋼片（スラブ）を１０５０〜１２５０℃に加熱し、８００〜９５０℃の仕上温度で熱間圧延し、６００〜７５０℃の巻取温度でコイルとすることで製造できる。なお、熱延鋼板の板厚は、所望の冷延鋼板の板厚から好適な冷間圧下率となるように適宜設定すればよい。

冷間圧延（２５〜６５％）と球状化焼鈍（６４０〜７２０℃）を複数回繰り返すことで、板厚１．０ｍｍ未満の高炭素冷延鋼板を製造する。この冷間圧延（２５〜６５％）と球状化焼鈍（６４０〜７２０℃）は、それぞれ２〜５回繰り返すことが好ましい。

冷間圧延（２５〜６５％）と球状化焼鈍（６４０〜７２０℃）を複数回繰り返す理由は以下に述べるように炭化物の平均粒径（ｄ_ａｖ）と、球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００がそれぞれ上記した（１）式及び（２）式を満たすように制御するためである。
まず、冷間圧延によって炭化物にひびが導入され、球状化焼鈍によってくだけはじめた炭化物が球状化していくが、１回の球状化焼鈍回数のみでは炭化物の球状化率を９０％以上まで高めるのは困難であり、棒状又は板状の炭化物が残留する。そのような場合、焼入れ性にも悪影響を及ぼし、精密部品への冷間加工性を悪化させる。そのため、炭化物の球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００を９０％以上にするには、冷間圧延と球状化焼鈍を交互に繰返すことが最適で、結果として鋼板中に微細かつ球状化率の高い炭化物の分布が得られる。
特に好ましくは、２〜５回の冷間圧延と２〜５回の球状化焼鈍である。

冷間圧延圧下率が２５％未満の鋼板（冷延鋼板）に、球状化焼鈍を施すと、炭化物が粗大化してしまう。一方、冷間圧延圧下率が６５％超では、冷間圧延操業の負荷が大きすぎることがあるため、冷間圧延圧下率は、好ましくは２５〜６５％の範囲である。
なお、冷間圧延後に球状化焼鈍を施さない最終の冷間圧延については、圧下率の下限は特に限定されない。

球状化焼鈍温度が、６４０℃より低いと、球状化が不十分となりやすく、７２０℃より高温で球状化焼鈍を繰り返すと炭化物が粗大化しやすいため、球状化焼鈍温度は６４０〜７２０℃の範囲とすることが好ましい。球状化焼鈍の保持時間は、この範囲の温度で９〜３０時間の範囲で適宜選択して行うことが出来る。
なお、冷間圧延前の熱延鋼板の軟化を目的とする軟化焼鈍についても、同様の温度範囲が好ましい。
以上が本発明に係る高炭素冷延鋼板の製造方法であるが、この鋼板を最終の目的である、メリヤス針のような機械部品とするには、所定の形状に加工したのち、以下の熱処理を行うことが好ましい。

９０％以上球状化した炭化物が分布した高炭素冷延鋼板を、各種機械部品に加工後（プレス加工、溝切加工、スエージング加工等）、溶体化処理し、急冷（焼入れ）し、ついで焼戻し処理を施す。溶体化処理は、加熱温度を７６０〜８２０℃で、保持時間を短時間の３〜１５分とする。焼入れ（急冷）は油を用いることが好ましい。焼戻し処理では、焼戻し温度を２００〜３５０℃とすることが好ましい。さらに、より好ましくは２５０〜３００℃である。これにより、硬さ６００〜７５０ＨＶを持つ各種機械部品を製造することができる。

溶体化処理の保持時間が、１５分より長いと炭化物が溶け込みすぎ、オーステナイト粒が粗大化することで焼入れ後のマルテンサイト相が粗くなり、衝撃特性が劣化する。そのため溶体化処理の保持時間の上限は１５分が好ましい。一方３分より短いと、炭化物の溶け込みが不十分で焼が入りにくくなるため、溶体化処理の保持時間の下限は３分が好ましい。より好ましくは５〜１０分の範囲である。

焼戻し温度が２００℃未満ではマルテンサイト相の靱性回復が不十分である。一方、焼戻し温度が３５０℃を超えると衝撃値は回復するが硬さが６００ＨＶを下回るため、耐久性や耐摩耗性が問題となる。よって焼戻し温度の適正範囲は２００〜３５０℃とすることが好ましい。より好ましくは２５０〜３００℃である。焼戻しの保持時間は、３０分〜３時間の範囲で適宜選択して行うことが出来る。

種々の化学組成を有する鋼を真空溶解して３０ｋｇの鋼塊に鋳込んだ。この鋼塊を分塊圧延後、加熱温度１１５０℃、仕上げ温度８７０℃の条件で熱間圧延を行い、４ｍｍ及び２ｍｍの熱延鋼板とした。その後、表１に示すいくつかの製造条件で冷間圧延及び球状化焼鈍を行って板厚が０．４ｍｍ以上１．０ｍｍ未満の冷間圧延材とした。この冷間圧延材を表２に示す条件で、８００℃の炉に１０分挿入し溶体化処理を行ったのち油焼入れし、２５０℃で焼戻しを行った。焼戻し処理後の鋼板から所定の試験片を採取し、衝撃試験及び硬さ測定試験に供した。硬さ測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２４４の規定に準拠して、ビッカース硬度計で荷重５ｋｇ重（試験力：４９．０Ｎ）の条件で行った。

衝撃特性をシャルピー衝撃試験により評価した。衝撃試験片は、ノッチ幅０．２ｍｍのＵノッチ試験片（ノッチ深さ２．５ｍｍ、ノッチ半径０．１ｍｍ）とした。試験装置に試験片を設置した状態を図１に、試験片の形状を図２に示す。このような試験片及び試験方法を採用したのは以下の理由からである。

本発明が対象とする板厚１．０ｍｍ未満の鋼板に対して、従来使用されている金属材料用シャルピー衝撃試験装置では、試験装置の定格容量が５０Ｊ以上と大きすぎてしまうため、正確な評価ができないという問題があった。試験装置の定格容量が５０Ｊより小さい衝撃試験装置として、１Ｊの衝撃試験装置（（株）東洋精機製作所製、型式ＤＧ−ＧＢ）を用いた。この試験装置は、炭素繊維強化プラスチックのシャルピー衝撃試験方法（ＪＩＳ Ｋ ７０７７）に基づいたシャルピー衝撃試験機である。この試験装置を改良して支持台間距離を６０ｍｍから４０ｍｍにして用いた。本試験装置で、支持台間距離を６０ｍｍから４０ｍｍにしたのは、金属材料のシャルピー衝撃試験方法である、ＪＩＳ規格ＪＩＳ Ｚ ２２４２に近い条件にするためである。

試験片は、図２に示したように、ノッチ深さ２．５ｍｍ、ノッチ半径０．１ｍｍ（ノッチ幅０．２ｍｍ）とし、Ｕノッチを放電加工で形成した試験片を用いた。ノッチ半径を小さくしたのは、シャルピー衝撃試験時、１．０ｍｍ未満の薄板の場合には板のたわみが問題となるため、応力集中係数を高めることでシャルピー衝撃試験時の板のたわみを最小限にし、安定した衝撃値を得るためである。この試験方法及び試験片形状を採用することで、実際の使用環境に近い状態の衝撃特性を得ることが出来ることを確認している。本発明では衝撃値の数値が５Ｊ／ｃｍ^２以上である場合に衝撃特性が優れていると判断した。

（実施例１）
溶体化処理後に油焼入れし、焼戻した後の断面硬さ及び衝撃値に及ぼす各種添加元素の影響を確認した試験結果を化学成分と共に、表３及び表４に示す。冷延鋼板の製造条件は、両者共に、５Ａの条件（表１）を用いた。圧下率は、表１に記載されている範囲で制御した。断面硬さは、圧延直角方向に切り出した試験片を樹脂に埋め込み、断面を研磨し、板厚中央部で測定した。衝撃値は、圧延平行方向に採取した衝撃試験片を用いて測定した。得られた結果（硬さ、衝撃値）を表３及び表４に示した。
衝撃値が５Ｊ／ｃｍ^２より大きく、かつ硬さＨＶが６００〜７５０を満足する場合の評価を◎、衝撃値及び硬さの上記目標値のいずれかが満足していないものを×とした。

Ｃ量が下限を外れたとき（鋼種Ｎｏ１）は、衝撃値及び焼入れ焼戻し硬さが目標値を外れていた。Ｃ量が上限値をはずれたもの（鋼種Ｎｏ６）は、焼入れ焼戻し硬さが目標値を上回り、衝撃値が５Ｊ／ｃｍ^２を下回っていた。Ｃ：０．８５ｍａｓｓ％（鋼種Ｎｏ２、比較例）、Ｃ：１．１０ｍａｓｓ％（鋼種Ｎｏ４、比較例）はそれぞれ衝撃値が５Ｊ／ｃｍ^２を下回り、評価は×であった。それに対し、本発明例の化学成分に相当する鋼板（鋼種Ｎｏ３、５、７、８、９、１０）は、焼入れ焼戻し硬さが目標範囲内であり、衝撃特性も優れていた。

表４に示す例では、発明例に相当する化学成分の鋼はすべて焼入れ焼戻し硬さが目標値を満たし、衝撃特性に優れていた（鋼種Ｎｏ１５、１６、１７、１９、２１）。Ｖ添加量が０．０５ｍａｓｓ％を超えるもの（鋼種Ｎｏ１２）、Ｍｏ添加量が０．０５ｍａｓｓ％を超えるもの（鋼種Ｎｏ１３）、Ｎｂ添加量が０．００５ｍａｓｓ％より少ないもの（鋼種Ｎｏ１４）、Ｎｂ添加量が０．０２０ｍａｓｓ％を超えるもの（鋼種Ｎｏ１８）、Ｎｂ＋Ｍｏ複合添加でＭｏ添加量が０．０５ｍａｓｓ％より多いもの（鋼種Ｎｏ２０）、Ｎｂ＋Ｖ複合添加でＶ添加量が０．０５ｍａｓｓ％より多いもの（鋼種Ｎｏ２２）は、硬さ目標値に入っているが衝撃特性が劣っているか、目標衝撃値を満足しているが硬さが低下しているか、硬さおよび衝撃特性がともに目標値の下限を下回っていた。

（実施例２）
鋼種Ｎｏ３（表３）の化学成分を有する熱延鋼板を用いて、表１に記載の冷間圧延と球状化処理の製造条件を変化させときの球状化率、炭化物平均粒径、さらに溶体化処理後油焼入れし焼戻した後の硬さ及び衝撃値を表５に示した。

球状化焼鈍回数が１回のもの（製造条件Ｎｏ１）は球状化率が不十分で、衝撃特性が劣っていた。球状化焼鈍回数が２回の場合、球状化焼鈍温度を６００〜６３５℃、圧下率を１０〜２０％で組み合わせて、それぞれ２回行うと、球状化が不十分となり、衝撃特性が劣っていた（製造条件Ｎｏ２Ａ）。球状化焼鈍温度を６００〜６３５℃、圧下率を７０〜８５％で組み合わせてそれぞれ２回繰り返すと、衝撃特性は十分であるが、炭化物の平均粒径が下限を外れ、焼入れ焼戻し処理後の硬さが目標値を上回っていた（製造条件Ｎｏ２Ｃ）。

球状化焼鈍温度を６４０〜７２０℃、圧下率を１０〜２０％で組み合わせてそれぞれ２回繰り返すと、球状化は十分だが、炭化物の平均粒径が目標値の上限を超え、衝撃特性が劣っていた（製造条件Ｎｏ２Ｄ）。これは炭化物が大きすぎると、焼入れ時に、マルテンサイト素地の未溶解炭化物が大きめとなり、破壊時の起点となりやすい未溶解の炭化物とマルテンサイト素地の界面の面積が大きいため、衝撃特性に劣ることになったものと思われる。それに対し、球状化焼鈍温度を６４０〜７２０℃、圧下率を２５〜６５％の組み合わせでそれぞれ２回繰り返すと球状化率、炭化物粒径、焼入れ焼戻し後の硬さはそれぞれ目標設定値の範囲に収まり、衝撃特性が優れていた（製造条件Ｎｏ２Ｂ）。

球状化焼鈍回数を４回にしたとき、１回目〜４回目の冷間圧延圧下率を全て２５〜６５％にすると、球状化率、炭化物粒径が目標値の範囲におさまり、衝撃特性も優れていた（製造条件Ｎｏ５Ａ）。製造条件Ｎｏ５Ａと焼鈍温度を同じにして、１回目〜４回目の冷間圧延圧下率を全て１０〜２０％にすると、炭化物粒径が目標値を超えて大きくなりすぎ、衝撃特性も劣っていた（製造条件Ｎｏ５Ｂ）。

（実施例３）
鋼種Ｎｏ１６（表４）の化学成分を有する熱延鋼板を用いて、表１に記載の製造条件を変化させたときの球状化率、炭化物平均粒径、さらに溶体化処理後油焼入れし焼戻した後の硬さ及び衝撃値を表６に示した。本発明の製造方法に相当する製造条件Ｎｏ２Ｂ、Ｎｏ５Ａを用いて冷延、球状化焼鈍を行った鋼板は、目標球状化率、目標衝撃値を満たしていた。

本発明範囲の化学成分を有する鋼板は、Ｎｂ添加によって焼入れ性が向上し、熱処理後の衝撃特性が改善されるため、過共析鋼で過酷な環境で使用される機械工具部品用途に適している。
Ｃが０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％の過共析鋼板は、メリヤス針のような過酷な使用環境下で硬さと靭性バランスが求められる用途に好適である。

Claims (5)

1. 鋼板の化学組成が、Ｃ：０．８５〜１．１０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５０〜１．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５ｍａｓｓ％、Ｐ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓ≦０．０３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、前記鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄ_ａｖ）と球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００％がそれぞれ下記（１）式及び（２）式を満たし、前記鋼板の板厚は１．０ｍｍ未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板。
   記
   ０．２≦ｄ_ａｖ≦０．７（μｍ） …（１）
   （Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００≧９０％ …（２）
   ここで、（１）式の平均粒径（ｄ_ａｖ）は、鋼板断面で観察される個々の炭化物と同等の面積の円を想定したときの個々の円の直径（円相当径）の平均値である。
   また、（２）式のＮ_ＴＣ及びＮ_ＳＣは、それぞれＮ_ＴＣ：観察面積１００μｍ^２当たりの炭化物の総個数、Ｎ_ＳＣ：ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ≦１．４の条件を満たす炭化物個数であり、ここで炭化物の長径をｄ_Ｌ、短径をｄ_Ｓとする。
2. 前記化学組成が、さらに、Ｍｏ及びＶの内から選ばれる１種または２種を含有し、それぞれの含有量がいずれも０．００１ｍａｓｓ％以上０．０５ｍａｓｓ％未満であることを特徴とする、請求項１に記載の高炭素冷延鋼板。
3. 請求項１又は２に記載の化学組成からなる熱延鋼板に冷間圧延及び球状化焼鈍を繰り返し行い高炭素冷延鋼板を製造する方法において、前記高炭素冷延鋼板中に分散する炭化物の平均粒径（ｄ_ａｖ）と、球状化率（Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）がそれぞれ下記（１）式及び（２）式を満たし、前記鋼板の板厚は１．０ｍｍ未満であることを特徴とする高炭素冷延鋼板の製造方法。
   記
   ０．２≦ｄ_ａｖ≦０．７（μｍ） …（１）
   （Ｎ_ＳＣ／Ｎ_ＴＣ）×１００≧９０％ …（２）
   ここで、（１）式の平均粒径（ｄ_ａｖ）は、鋼板断面で観察される個々の炭化物と同等の面積の円を想定したときの個々の円の直径（円相当径）の平均値である。
   また、（２）式のＮ_ＴＣ及びＮ_ＳＣは、それぞれＮ_ＴＣ：観察面積１００μｍ^２当たりの炭化物の総個数、Ｎ_ＳＣ：ｄ_Ｌ／ｄ_Ｓ≦１．４の条件を満たす炭化物個数であり、ここで炭化物の長径をｄ_Ｌ、短径をｄ_Ｓとする。
4. 前記熱延鋼板に冷間圧延及び球状化焼鈍を繰り返し行う回数を２〜５回とすることを特徴とする、請求項３に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。
5. 前記冷間圧延の圧下率が２５〜６５％で、前記球状化焼鈍の温度が６４０〜７２０℃であることを特徴とする、請求項３又は４に記載の高炭素冷延鋼板の製造方法。

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