JP2018127708A

JP2018127708A - 鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物製品およびアルミニウム合金鋳物製品の製造方法

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Publication number: JP2018127708A
Application number: JP2017023086A
Authority: JP
Inventors: 悠太鈴木; Yuta Suzuki; 健司和田; Kenji Wada
Original assignee: SSAluminum Co Ltd
Current assignee: SSAluminum Co Ltd
Priority date: 2017-02-10
Filing date: 2017-02-10
Publication date: 2018-08-16
Anticipated expiration: 2037-02-10
Also published as: JP6900199B2

Abstract

【課題】熱処理をしない鋳放しのままで使用できる鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物製品およびその製造方法の提供。【解決手段】質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなる鋳造用アルミニウム合金およびその製造方法。更にＳｉ：０．１５質量％以下、Ｆｅ：０．２５質量％以下含有することが好ましい、鋳造用アルミニウム合金。好ましくは、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物及びＡｌ−Ｍｎ系晶出物からなる晶出物の平均粒径が３０μｍ以下で面積率が５％以下であり、耐力が１５０ＭＰａ以上で伸びが２０％以上であるアルミニウム鋳造鋳物製品。【選択図】なし

Description

本発明は鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物製品およびアルミニウム合金鋳物製品の製造方法に関するものである。

鋳造用アルミニウム合金の中で、例えばＪＩＳに定められているＡＣ４ＣＨやＡＤＣ１２等の鋳造性が良好なＡｌ−Ｓｉ系合金が多く用いられるが、脆い共晶Ｓｉが晶出するため、特に延性が低い。そのため、一部のＡｌ−Ｓｉ系合金では、熱処理により共晶Ｓｉを微細粒状化して延性を向上させている。しかし、熱処理により消費エネルギーが増加しコストが上昇する他、薄肉製品では熱歪が発生したり、製品中に巻き込んだガス等によるフクレが生じるという問題も抱えている。

一方、例えばＪＩＳに定められているＡＣ７ＡやＡＤＣ５のようなＡｌ−Ｍｇ系合金は、熱処理を行わなくとも優れた延性を備えているが、強度は十分でない。また鋳造性が悪いといった欠点がある。ここで鋳造性が悪いとは、液相線温度が高く、比熱および凝固潜熱が小さいため凝固時間が短く、溶湯の流動性に劣るということ、そしてＡｌ−Ｓｉ系合金に比べ凝固収縮量が多い、つまり引け巣が発生しやすく、鋳物表面に凝固割れが発生しやすいことである。

現在のＪＩＳでは定められていないが、過去にはＭｇを１０質量％程度含有するＡＣ７Ｂが制定されていた。この合金はβ相（Ａｌ_３Ｍｇ_２）を固溶させるために溶体化熱処理を施すことで、Ｍｇを４質量％程度を含むＡＣ７Ａよりも優れた強度および延性を得ることができた。しかしながら、この合金は溶体化熱処理後の自然時効の進行による経年変化のため、延性が急激に低下する。さらに、応力腐食割れが発生しやすいという問題を抱えていた。このような経緯もあり、ＡＣ７Ｂはほとんど生産されず１９９２年改正のＪＩＳから削除された。

ところで、地球環境保全の観点からあらゆる産業に対して省資源、省エネルギー化が求められ、例えば自動車産業では低燃費化、リサイクルへの対応等、多くの課題を抱えている。その中でも、特に地球温暖化に直結する排気ガスの削減は大きな課題であり、低燃費化つまり燃費向上を実現する技術開発に注力している。燃費向上を実現する大きな要素の一つとして、軽量化が挙げられる。従来主に使用されてきた鉄系材料を、より軽量な材料としてアルミニウム合金、マグネシウム合金、炭素材料等へ転換するための研究が活発に行われている。中でもアルミニウム合金は、軽量性のみならず、強度や加工性、耐食性、熱伝導性ならびにリサイクル性の観点から優れており、自動車の軽量化を促進する材料として期待されている。

自動車材料としてのアルミニウム合金は、既にエンジン、ホイールならびに熱交換器等に広く使用されているが、高い強度に加えて衝撃吸収性が求められる車体構造部材への適用は、ＡＡ規格のＡ３６５合金等の一部のダイカスト用アルミニウム合金に限られている。非特許文献１を参考にすると、耐力１５０ＭＰａ以上、伸び２０％以上が目標特性となるが、前述したＡＣ７ＡやＡＣ７Ｂのような実用合金では目標特性を達成できておらず、さらに実用に供する鋳物用アルミニウム合金は良好な鋳造性が求められる。すなわち、加圧を必要としない鋳造方法であっても、熱処理をしない鋳放しのままで目標特性を実現できる鋳物用アルミニウム合金はない。

熱処理をしない鋳放しのままで使用できる高強度・高靱性アルミニウム合金の提案がなされている（特許文献１）。特許文献１に提案されたアルミニウム合金は、重量％でＭｎ：０．５〜２．５％、Ｍｇ：２．５〜７％と、少なくともＴｉ：０．１５〜０．５％、Ｚｒ：０．１５〜０．５％、Ｂ：０．０１〜０．１％のうちの一種、および少なくともＳｂ：０．０１〜０．５％、Ｂｉ：０．０１〜０．５％のうち一種を含み、残部が実質的にアルミニウムとなるように原材料を溶解し、前記原料の溶湯を０．５℃／秒以上の冷却速度で凝固させることを特徴とする高強度・高靱性アルミニウム合金部材の製造方法、およびこれに用いる鋳造用アルミニウム合金である。この合金は、引張強さが３０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が１５ｋｇｆ／ｍｍ^２以上、伸びが２０％以上となる高強度で高靱性のアルミニウム合金部材を得ることができるとしている。

しかしながら、特許文献１に提案された高強度・高靱性アルミニウム合金部材の製造方法、およびこれに用いる鋳造用アルミニウム合金では、重量％でＭｇ：４．４〜４．７％の範囲における実施例しか示していない。Ｍｇ含有量が５％を超えるとＡｌ−Ｍｇ系の粗大な晶出物が晶出するようになり、伸びを著しく低下させることが知られているが、特許文献１にはその解決方法が示されていない。また、該引張特性を得るためには、実質的に冷却速度を５℃／秒以上とする必要があり、５℃／秒未満の冷却速度で凝固させた場合、伸びが２０％を下回ることが実施例により示されている。

鋳造の冷却速度は、鋳造温度、鋳型材質・温度あるいは鋳物製品の肉厚等により変化するが、一般的には砂型鋳造では０．０５〜１℃／秒、重力金型鋳造は１〜５℃／秒、加圧鋳造で１〜１０℃／秒、およびダイカスト鋳造では１００℃／秒以上になるとされている。特許文献１では、高圧鋳造法と称する加圧鋳造の一種によりアルミニウム合金部材を得ている。一般に、加圧鋳造やダイカスト鋳造は冷却速度が速く微細な凝固組織が得られるので、強度や伸びに優れた鋳物の製造が可能である。しかし、溶湯に高い圧力を作用させ金型に充填するため、金型の精度が厳しく金型費等の設備費が高くなる、空気や酸化物等の介在物を製品中に巻き込み易く、強度や伸びが低下する、等の欠点がある。

渡邉修一郎、「アルミニウム新材料による新たな用途」、素形材、一般社団法人素形材センター、平成２１年１２月、第５０巻、第９号、ｐ．２３−２９

特開平６−３３０２０２号公報

上記の実情を鑑みると、熱処理をしない鋳放しのままで耐力１５０ＭＰａ以上、伸び２０％以上を発現するアルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物製品および安価な方法で製造できるアルミニウム合金鋳物製品の製造方法の開発が求められている。

本発明者は上述の課題を解決すべく、鋳造用Ａｌ−Ｍｇ系合金の組成を様々変化させ、処理をしない鋳放しのままで高い伸びを維持しつつ、高い耐力を得る方法に重点を置き研究した。その結果、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＢおよびＺｒ量を最適化することで、熱処理を行わない鋳放しのままで高い伸びおよび高い耐力を得ることができる鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金製品およびアルミニウム合金鋳物製品の製造方法を実現するに至った。

本発明の鋳造用アルミニウム合金は、質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする鋳造用アルミニウム合金である。

また、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物およびＡｌ−Ｍｎ系晶出物から成る晶出物の平均サイズが３０μｍ以下であり、面積率が５％以下であることを特徴とする、質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなる鋳造用アルミニウム合金から製造したアルミニウム合金鋳物製品である。

さらに、耐力１５０ＭＰａ以上および伸び２０％以上であることを特徴とする、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物の平均サイズが３０μｍ以下であり、この晶出物の面積率が５％以下である質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなる鋳造用アルミニウム合金から製造したアルミニウム合金鋳物製品である。

また、質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部が実質的にアルミニウムから成り、初晶α−Ａｌの２次デンドライトアームスペーシング（ＤＡＳII）が５５μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳物製品である。

そして、質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部が実質的にアルミニウムから成る溶湯を金型鋳造で製造することを特徴とするアルミニウム合金鋳物製品の製造方法である。

質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部が実質的にアルミニウムから成る溶湯を重力金型鋳造で製造することを特徴とするアルミニウム合金鋳物製品の製造方法である。

本発明の鋳造用アルミニウム合金を使用することで、熱処理をしない鋳放しのままで耐力１５０ＭＰａ以上、伸び２０％以上となるアルミニウム合金鋳物製品を得ることができる。本発明のアルミニウム合金鋳物製品は金型鋳造、特に重力金型鋳造のような比較的設備費が安い製造方法により製造できる。

本発明アルミニウム合金鋳物のミクロ組織を示す図（実施例１）比較例アルミニウム合金鋳物のミクロ組織を示す図（比較例１２）

本発明の鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物製品およびアルミニウム合金鋳物製品の製造方法の限定理由を説明する。なお、特に断りの無い限り、各合金元素の含有量は質量％で示す。

本発明の鋳造用アルミニウム合金におけるマグネシウム（Ｍｇ）の含有量は５．０〜８．０％である。Ｍｇはアルミニウム中に固溶することで強度および耐力を向上させる。Ｍｇ含有量５．０％未満では十分な耐力が得られず、８．０％を超えるとＡｌ−Ｍｇ系晶出物が多く晶出するようになり伸びが著しく低下する。この組成範囲では、実用合金のＡＣ７Ａより優れＡＣ７Ｂと同等の流動性を有し、ＡＣ７ＡおよびＡＣ７Ｂよりも鋳造割れが生じにくい。また、応力腐食割れを防止する観点からも、Ｍｇ含有量の上限を８．０％とするのが好ましい。Ｍｇ含有量５．０〜８．０％の範囲においては、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物の平均サイズは３０μｍ以下、面積率は５％以下となり、高い伸びを発現する。なお、より高い強度を必要とする場合は、Ｍｇ含有量７．０〜８．０％がさらに好ましく、この組成範囲では特に優れた鋳造性を発現する。

Ｍｇの酸化減耗ならびに鋳型との反応を防止するために、ベリリウム（Ｂｅ）を２０〜１００ｐｐｍ添加してよい。

マンガン（Ｍｎ）の含有量は０．５〜２．０％である。Ｍｎはアルミニウム中に固溶することで強度および耐力を向上させる。Ｍｎ含有量０．５％未満では十分な耐力が得られず、２．０％を超えるとＡｌ−Ｍｎ系晶出物のサイズおよび面積率が増加し、伸びを著しく低下させる。

チタン（Ｔｉ）の含有量は０．０５〜０．２５％である。ＴｉとＡｌの化合物であるＡｌ_３Ｔｉは初晶α−Ａｌの凝固核となり、初晶α−Ａｌ結晶粒を微細化することで強度、耐力および伸びを向上させる。Ｔｉ含有量が０．０５％未満では上述の効果が得られず、０．２５％を超えると晶出物が増加し伸びを低下させる。

ホウ素（Ｂ）の含有量は０．０５〜０．１５％である。ＢはＴｉと同様に、初晶α−Ａｌ結晶粒を微細化する。Ｂの含有量が０．０５％未満では上述の効果が得られず、０．１５％を超えると粗大な晶出物が増加し伸びを低下させる。

ジルコニウム（Ｚｒ）の含有量は０．０５〜０．２５％である。Ｚｒは、ＴｉおよびＢと同様の効果を有する。Ｚｒの含有量が０．０５％未満では上述の効果が得られず、０．２５％を超えると粗大な晶出物が増加し伸びを低下させる。

ＤＡＳIIが大きい、つまり冷却速度が遅いと伸びが大きく低下することが知られている。本発明のアルミニウム合金鋳物製品は上述の合金組成から成り、ＤＡＳIIは５５μｍ以下である。ＤＡＳIIが５５μｍ以下では伸びは高く、５５μｍを超えると伸びは低下する。

本発明のアルミニウム合金鋳物製品の製造方法は、上述の合金組成から成る溶湯を金型鋳造、特に重力金型鋳造のような比較的設備費が安い製造方法により製造できる。

以上のように、本発明の鋳造用アルミニウム合金を使用することで、熱処理をしない鋳放しのままで耐力１５０ＭＰａ以上、伸び２０％以上となるアルミニウム合金鋳物製品を得ることができる。本発明のアルミニウム合金鋳物は金型鋳造、特に重力金型鋳造のような比較的設備費が安い製造方法により製造できる。

次に、本発明の詳細を以下の実施例により説明する。なお、以下に示す実施例は本発明の態様についての理解を容易にするためのものであり、これらの実施例に制限されるものではない。

表１に検討した合金の組成を示す。なお、表１に示す元素以外の残部は、実質的にアルミニウムと不可避不純物から成る。例えば、全ての実施例試料のＳｉ含有量は０．０５〜０．１５％、Ｆｅ含有量は０．０５〜０．２５％であり、いずれもＡＣ７Ａの規格値を満たしていることを確認した。その他の元素も同様に、ＡＣ７Ａの規格値を満たしていることを確認した。表１に示したアルミニウム合金を溶製し、重力金型法で鋳造して供試材採取用鋳物を作製した。

合金の溶製および鋳造方法を以下に説明する。黒鉛製の坩堝に原材料として工業用純アルミニウム（純度９９．７％以上）を装入し、大気雰囲気において電気炉を使用して溶解した。純アルミニウムが溶け落ちた後、所望の組成となるよう質量を調整したマンガン母合金（Ａｌ−７５％Ｍｎ）、ジルコニウム母合金（Ａｌ−１５％Ｚｒ）、チタン母合金（Ａｌ−１０％Ｔｉ）、チタン−ホウ素母合金（Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ）および金属マグネシウムを添加した。得られた溶湯中の水素ガスおよび介在物除去を目的としてアルゴンガスバブリングを行った後、溶湯を鎮静して溶湯表面の滓を取り除き、鋳造に供した。鋳造温度７３５℃、供試材採取用鋳型はＪＩＳ：Ｈ５２０２の図２に基づいた舟金型であり、型温度は常温とした。その後、自然空冷させ舟金型から取り出し供試材採取用鋳物を得た。

上記のように得られた供試材採取用鋳物から、ＪＩＳ４号引張試験片を作製した。また、同鋳物からミクロ組織観察用試料を切出した。表２に実施例および比較例の引張試験結果およびミクロ組織観察結果を示す。観察視野に存在する晶出物の長径を手動で指定し、その長さを画像処理ソフトで測定して晶出物サイズとした。さらに、晶出物の外郭を手動で指定し、その内部面積を画像処理ソフトにて算出して晶出物面積とした。観察視野に存在する晶出物面積を合計し、その値を観察視野面積で除した値を面積率とした。ＤＡＳIIは、「デンドライトアームスペーシング測定手順」（鋳造・凝固部会、軽金属学会、昭和６３年１月、第３８巻、第１号、ｐ．５４−６０）に記載の交線法に基づき測定した。

実施例試料１〜８はいずれも耐力１５０ＭＰａ以上かつ伸び２０％以上となっていた。
実施例試料１〜８の代表例として、図１に実施例試料１のアルミニウム合金鋳物のミクロ組織を示す。Ａｌ−Ｍｇ系晶出物のＡｌ_３Ｍｇ_２およびＡｌ−Ｍｎ系晶出物であるＡｌ_６Ｍｎが認められた。晶出物の平均サイズは３０μｍ以下、かつ面積率は５％以下であった。ＤＡＳIIは５５μｍ以下であった。

Ｍｎ含有量が少ない比較例試料９、１０および１５は耐力が１５０ＭＰａに到達しなかった。Ｔｉ、ＢおよびＺｒ含有量が少ない比較例試料１１〜１３は、初晶α−Ａｌ結晶粒を微細化できず、ＤＡＳIIが５６μｍ以上となり、耐力は１５０ＭＰａに到達せず、伸びも２０％を下回った。Ｍｎ含有量が多い試料１４および１６は伸びが２０％に到達しなかった。図２に実施例試料１６のアルミニウム合金鋳物のミクロ組織を示す。Ａｌ−Ｍｇ系晶出物のＡｌ_３Ｍｇ_２が粒界に沿って晶出していることが認められた。晶出物の平均サイズは３０μｍより大きく、かつ面積率が５％を越えた。このように、Ｍｎ、Ｔｉ、ＢおよびＺｒの少なくとも一つが本発明の組成範囲から外れていると、耐力または伸びの少なくともいずれか一方が目標特性を満たさない。

本発明の鋳造用アルミニウム合金の鋳造性を評価するために、流動性試験を実施した。流動性試験にはＭＩＴ式流動性試験機を使用した。試験条件は、減圧度０．０３９５ＭＰａ、メタルヘッド２５０ｍｍとし、Ｌ字状のガラス管の一端から溶融アルミを吸引し、流動が停止した位置までの長さ（流動長）を測定した。溶湯温度は７００℃、７３０℃および７６０℃の３水準とし、各水準ｎ＝３で試験を行い、平均値を算出した。表３に実施例８とＪＩＳ合金であるＡＣ７Ａならびに旧ＪＩＳ合金であるＡＣ７Ｂの流動性試験結果を示す。

実施例試料８はＡＣ７Ａよりも優れ、ＡＣ７Ｂと同程度の流動性を有していた。

また、鋳造性の評価として割れ試験を行った。割れ試験は、「金型鋳造法」（小林一典著、日刊工業新聞社、昭和４３年８月２７日、ｐ．３０−３１）に記されたリング状鋳型を用いた。鋳型温度は常温、注湯温度は液相線温度＋１００℃とした。鋳造冷却後、割れ試験片表面に見える割れの長さを測定した。各水準ｎ＝４で試験を行った。表４に実施例１、３、８とＪＩＳ合金であるＡＣ７Ａならびに旧ＪＩＳ合金であるＡＣ７Ｂの割れ試験結果を示す。

割れ試験片採取用鋳型に溶湯を鋳込んだ直後では、ＡＣ７Ａでは３試験片表面に長さ平均６ｍｍ程度の割れが注湯口近傍に認められた。また、割れ試験片を鋳型から取り外す際に、ＡＣ７Ｂは全ての試験片で注湯口近傍に割れが生じ、試験片が破断した。一方、実施例試料１、３および８の試験片全てで割れは生じなかった。なお、ＡＣ７Ａは鋳込み直後で大半が割れたため、鋳型から取り外した後は評価していない。

流動性試験および割れ試験結果から、実施例試料はＡＣ７Ｂと同程度の良好な流動性を有しており、かつ実用合金のＡＣ７ＡおよびＡＣ７Ｂよりも割れにくい合金であると認められた。

以上の結果により、熱処理を行わない鋳放しのままで高延性および高い耐力を得るＭｇ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＢおよびＺｒ量を決定し、かつ鋳造性にも優れる鋳造用アルミニウム合金を得た。また、本発明の鋳造用アルミニウム合金を使用することで、熱処理をしない鋳放しのままで耐力１５０ＭＰａ以上、伸び２０％以上となるアルミニウム合金鋳物製品を得ることができる。本発明のアルミニウム合金鋳物は金型鋳造、特に重力金型鋳造のような比較的設備費が安い製造方法により製造できる。

Claims

Ｍｇ：５．０〜８．０質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５質量％、Ｂ：０．０５〜０．１５質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５質量％のうちの一種を含有し、残部がアルミニウムと不可避不純物からなることを特徴とする鋳造用アルミニウム合金。
Ｓｉ：０．１５質量％以下、Ｆｅ：０．２５質量％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋳造用アルミニウム合金。
質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部が実質的にアルミニウムから成り、Ａｌ−Ｍｇ系晶出物およびＡｌ−Ｍｎ系晶出物から成る晶出物の平均サイズが３０μｍ以下であり、面積率が５％以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳物製品。
耐力１５０ＭＰａ以上および伸び２０％以上であることを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金鋳物製品。
質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部が実質的にアルミニウムから成り、２次デンドライトアームスペーシング（ＤＡＳII）が５５μｍ以下であることを特徴とするアルミニウム合金鋳物製品。
質量％でＭｇ：５．０〜８．０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％と、少なくともＴｉ：０．０５〜０．２５％、Ｂ：０．０５〜０．１５％、Ｚｒ：０．０５〜０．２５％のうちの一種を含有し、残部が実質的にアルミニウムから成る溶湯を金型鋳造で製造することを特徴とするアルミニウム合金鋳物製品の製造方法。
重力金型鋳造法で製造することを特徴とする請求項６に記載のアルミニウム合金鋳物製品の製造方法。