JP4194926B2

JP4194926B2 - 機械構造用の鋼、この鋼からなる部品の熱間成形方法、および、これによる部品

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Publication number: JP4194926B2
Application number: JP2003405949A
Authority: JP
Inventors: マルク・ロベレ
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Current assignee: Ascometal SA
Priority date: 2002-12-05
Filing date: 2003-12-04
Publication date: 2008-12-10
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Description

本発明は、鉄および鋼の冶金に関し、より詳しくは、機械構造に用いられて「半溶融鍛造(thixoforging)」として知られる工程で成形される鋼からなる部品の製造に関する。

半溶融鍛造は、半固体状態での金属成形工程のカテゴリーに属する。

この工程は、固相と液相との間に加熱されたビレットに、実質的な変形を引き起こすことを備える。

この工程に用いられる鋼は、従来より熱間鍛造に用いられる鋼であり、必要な場合は、従来は樹枝状であった初段階組織の球状化を有する冶金的工程を受ける鋼である。実際は、この樹枝状の初段階組織は、半溶融鍛造操作には適合しない。上記固相と液相の間の温度に加熱する過程で、上記樹枝と樹枝間の空間との間に存在する微小偏析が、上記樹枝間の空間に、選択的な溶融を引き起こす。この液体と固体との互生物を成形する操作の間に、力の作用の開始時における最初の段階で、上記液体相が排出される。したがって、上記固体相を変形させて、液体の残留物の大部分を上記固体相から分離させる必要があり、この結果、上記力の増大が生じる。これらの状況での変形操作のために、得られる結果物は、実質的に偏析し、内部欠陥を有する粗末なものである。

一方、液相と固相の間の温度に加熱されて半固相状態にされた球状の組織の鋼に、半溶融鍛造が行われた場合、上記球状の固体の粒子は、液体相の中に均等に分配される。固相／液相の比の選択を最大化することにより、相当なせん断力の効果の下で、増大された変形率を有する材料が得られる。したがって、これは、非常に高い変形可能性を有する。

しかしながら、いくつかの場合は、半溶融鍛造より前の加熱の過程で、分離された初段階組織を球状化する操作を実行する必要が無い状態で、望ましい球状組織を得ることが可能である。このことは、連続鋳造ブルームやインゴットから得られた圧延バーで製造されたビレットに加工する場合に、顕著である。この鋼が受ける多数の再加熱や実質的な変形は、ひどく鱗状に重ねられて拡散された組織を導き、そこには初段階の組織を実質的に見ることができない。これが、半溶融鍛造に先立つ加熱の間に、固体相の球状組織を得ることを可能にする。

このように、半溶融鍛造は、従来の熱間鍛造工程と比較して、ただ一度の変形操作により、非常に低い形成力で薄い（１ｍｍ以下）壁を有する複雑な構造の部品を製造することを可能にする。実際に、外力の作用により、半溶融鍛造加工に適した鋼は、粘性流体のようにふるまう。

炭素含有量が０．２％から１．１％の間で変更可能な機械構造用鋼に対して、半溶融鍛造工程による変形のために必要な加熱温度は、例えば１４３０℃＋５０℃＝１４８０℃（測定された固相の温度＋変形のために必要な、固体相に対する液体相の良好な割合を得るための５０℃）と、１００Ｃｒ６グレードのための１３１５℃＋５０℃＝１３６５℃である。

上記加熱温度と、形成される液体相の量は、半溶融鍛造工程において重要なパラメータである。「良好な」温度の得易さと、液体相の量の変化を制限するための上記温度に関する発散の範囲は、凝固範囲に依存する。この範囲が大きいほど、加熱パラメータを規定し易くなる。

たとえば、この凝固範囲は、Ｃ３８グレードでは１１０℃であり、１００Ｃｒ６グレードでは１７２℃である。したがって、１３１５℃の低い固相線温度と大きい凝固範囲の１７２℃を有する後者のグレードのほうが、取り扱いが容易である。

非常に高い成形温度や、半溶融鍛造工程で用いられる変形の実質的な割合は、しばしば極端となる状況の下で、変形工具に温度応力を導く。このことは、これらの工具に、高温時に非常に高い機械的特性を有する合金や、セラミック材料の使用を導く。正確な幾何構造や、十分な体積の（挿入）工具を製造する困難さと、これらを製造するコストは、半溶融鍛造工程の発達を減速させ得る。

本発明の目的は、従来用いられたものよりも、半溶融鍛造にさらに適合する新規なグレードの鋼を提供することにあり、これにより、変形工具の応力を減らすことができる。

このために、本発明は機械構造用鋼に関し、重量百分率による組成が、
０．３５％≦Ｃ≦１．２％、
０．１０％≦Ｍｎ≦２．０％、
０．１０％≦Ｓｉ≦３．０％、
痕跡量≦Ｃｒ≦４．５％、
痕跡量≦Ｍｏ≦２．０％、
痕跡量≦Ｎｉ≦４．５％、
痕跡量≦Ｖ≦０．５％、
痕跡量≦Ｃｕ≦３．５％、ただし、Ｃｕ≧０．５％ならば、Ｃｕ≦Ｎｉ％＋０．６Ｓｉ％、
痕跡量≦Ｐ≦０．２００％、痕跡量≦Ｂｉ≦０．２００％、痕跡量≦Ｓｎ≦０．１５０％、痕跡量≦Ａｓ≦０．１００％、痕跡量≦Ｓｂ≦０．１５０％、かつ、０．０５０％≦Ｐ％＋Ｂｉ％＋Ｓｎ％＋Ａｓ％＋Ｓｂ％≦０．２００％、
痕跡量≦Ａｌ≦０．０６０％、
痕跡量≦Ｃａ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｂ≦０．０１％、
痕跡量≦Ｓ≦０．０２００％、
痕跡量≦Ｔｅ≦０．０２０％、
痕跡量≦Ｓｅ≦０．０４０％、
痕跡量≦Ｐｂ≦０．０７０％、
痕跡量≦Ｎｂ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｔｉ≦０．０５０％であり、
その他は鉄および製造により生じる不純物
であることを特徴としている。

なお、痕跡量とは、０よりも大きい量を意味する。

本発明の変形によれば、Ｓｉの含有量が０．１０％と１．０％との間である。

Ｍｎ％／Ｓｉ％の割合が、好ましくは０．４以上である。

本発明は、また、鋼部品の熱間成形方法に関し、
上記組成の鋼のビレットが得られ、
上記ビレットは、必要であれば、球状の初段階組織が与えられる熱処理が施され、
上記ビレットは、固体部分が球状組織を有する状態の下で、固相温度と液相温度との間の中間の温度で加熱され、
上記ビレットの半溶融鍛造が行われて上記部品が得られ、
上記部品の冷却が行われる。

上記半溶融鍛造は、好ましくは、上記ビレットに存在する液体材料部分が１０％と４０％との間である温度領域で行う。

上記冷却は、好ましくは、静止した空気で行われる。

上記冷却は、空気での自然冷却で得られるよりも遅い速度で果たされる。

また、本発明は、半溶融鍛造された鋼からなる部品に関し、この部品は、上記方法によって製造されていることを特徴としている。

理解されるであろうごとく、本発明は、本質的に、通常の組成を有する機械構造用鋼に、リン、ビスマス、錫、砒素およびアンチモンの中から選択された１つまたはいくつかの元素と、珪素とを、所定の割合で添加することからなる。これらの分析的な改良は、上記鋼を、この鋼から半溶融鍛造で部品を成形することに、特に良好に適合させる。

本発明は、添付の図面を参照して与えられる以下の詳細を読むことにより、より理解されるであろう。図１は、参考例の鋼と本発明による鋼とについて、鋼の温度と相関関係をなす液体相の割合を示しており、図２は、他の参考例の鋼と本発明による鋼との組み合わせについて、同じ値を示している。

半溶融鍛造を行う間、工具の応力を低減するため、また、これを容易にするため、当業者は、既に述べられたように、炭素の添加により加工温度を低減するという第１の解決策を有する。この解決策は、液相および固相温度を低減することができる。しかしながら、これは、上記鋼に機械的特性について実質的な影響力を有するという欠点がある。

本発明者は、結晶粒界で強い偏析傾向を有する要素を添加することにより、応力について有利な効果が得られるであろうと想像した。この強い偏析は、通常は要求されない。実際に、固相よりも低い温度でのそのような偏析した領域の溶融は、一般的に燃焼温度と呼ばれ、圧延や鍛造のような従来の熱間成形作業に対しては有害である。

変形すべき金属の母材の固相温度よりも低い所定の鍛造および圧延温度について、低い溶融点で偏析した液体領域の存在は、固相粒界での非常に小さい体積（数％）のものであっても、成形材料を要素の分離に至らしめる。これらの変形方法に対して、変形機構を支配するのは固体部分であり、成形に必要な力が、材料を、製品の製造とその特性に対して有害である（部分的または全体の）破壊に至らしめる。液体相が１０％以上である場合は、半溶融鍛造の場合であるが、上記材料は２相であり、その結果、変形の間に非常に異なる特性を示す。すなわち、上記固体粒子が液体内に含まれて、上記固体粒子の間に（架橋と呼ばれる）接触が存在すると、それらを破壊するのに必要な非常に弱い力が、上記材料の崩壊を引き起こさない。

燃焼温度を大きく超える半溶融鍛造の場合、偏析領域の溶融は液体ポケットを引き起こし、この液体ポケットは、鋼の中の液体相の形成に好ましく、また、これを促進する。したがって、これを促進する利がある。

したがって、所定温度よりも低い温度で半溶融鍛造を良好に行うのに必要な量の液体相を得ることができ、上記所定温度とは、プロセスが、燐、ビスマス、錫、砒素、または、アンチモンのうちの少なくとも１つが、これらの要素の含有量の合計が少なくとも０．０５０％であるように添加されるに至らない場合に、通常必要である温度である。

半溶融鍛造を受ける予定であるビレットが、熱間圧延や鍛造の間における上述の問題を回避できるようにするために、燐、ビスマス、錫、砒素、または、アンチモン元素の合計は０．２００％を超えてはならない。

当然、液体金属の製造中における砒素の添加の場合、鋼加工の従業員に毒害を与えないような方法で、放出された有毒な蒸気を集めるために、必要な全ての予防措置が行われなければならない。実際には、砒素が不純物として一般的に添加されている銅や錫を添加する結果、砒素の存在が最も頻繁に生じる。砒素は、非常に高度に偏析する元素であるので、他の偏析元素との組み合わせにおいて、既に述べられた熱変形に対する有害な結果に至らないように、考慮する必要がある。

本発明による鋼の炭素含有量は、０．３５％と１．２％との間で変えることができる。これらの条件の下で、機械構造で用いられる半溶融鍛造の鋼部品に望ましい冶金組織、機械的特性、および、磨耗特性が得られる。炭素含有量は、予定される用途に相関して選択されなければならない。

本発明による鋼の珪素含有量は、典型的には０．１０％と１．０％との間で変えることができるが、偏析元素の追加から特に強い効果が必要である場合、また、珪素の大量な添加による費用が製造業者に禁じられると思われない場合には、３．０％まで増加してもよい。炭素と同様に、珪素は、固相および液相温度を低下させることができ、また、凝固範囲を広げることができる。また、珪素は、他の元素の偏析と共働する効果を有する。さらに、金属の流動性を向上することができる。

マンガンの含有量は、０．１０と２．０％の間にされ得る。これは、炭素および珪素の含有量と共に、必要とされる機械的特性に相関して調節されなければならない。マンガンは、液相および固相温度に、比較的小さい影響を有する。しかし、（例えば１％以上の）高い珪素含有量によって流動性が増大されると、あまりに低いマンガン含有量は、連続鋳造の間の冷却の過程で不十分な機械的特性を与えてしまい、これゆえ、ひび割れが発生する危険がある。また、このようなひび割れは、これに続く半溶融鍛造の冷却の間にも、同じ理由によって現れる可能性があり、部品の厚みの大きな変化が、局部的な冷却速度に重要な格差を導くような場合は、なおさらである。これにより、鋼の機械的特性が不十分であると、ひび割れの発生を助長しそうな応力が生成される。これらの理由により、Ｍｎ％／Ｓｉ％の割合が０．４以上であるのが好ましい。

クロムの含有量は、痕跡量と４．５％との間である。

モリブデンの含有量は、痕跡量と２．０％との間である。

ニッケルの含有量は、痕跡量と４．５％との間である。

上記クロム、モリブデン、および、ニッケル含有量の調節で、破断の抵抗性や降伏強度や弾性などの、製造された部品の機械的特性を確保することができる。

バナジウムの含有量は、痕跡量と０．５％の間である。

弾性が重要でない一定の適用において、この元素は、非常に高い機械的特性を有する鋼を得ることを可能にし、この鋼は、さらに高価なクロムおよび／またはモリブデンおよび／またはニッケルを豊富に含んだ鋼と置き換えることができる。

銅の含有量は、痕跡量と３．５％との間である。この元素は、機械的特性を増大でき、磨耗抵抗性を改良すると共に固相温度を低下させることができる。銅が大量（０．５％以上）に存在すると、ニッケルおよび／または珪素が、熱間圧延や鍛造における問題を回避するのに十分な量だけ存在しなければならないことに、留意すべきである。Ｃｕ％≧０．５％であると、Ｃｕ≦Ｎｉ％＋０．６Ｓｉ％である必要があると考えられる。

偏析元素については、その存在は本発明に典型的であり、燐、ビスマス、錫、砒素、および、アンチモンの含有量の合計は、少なくとも０．０５０％であり、０．２００％を超えてはならない。これらの元素は、単独で、または、組み合わせにより存在し得る。これらが単独である（つまり、リスト中の他の元素が痕跡量として存在するのみである）場合、少なくとも、燐は０．０５０％、ビスマスは０．０５０％、錫は０．０５０％、砒素は０．０５０％、または、アンチモンは０．０５０％でなければならない。

還元する元素のアルミニウムまたはカルシウムの含有量は、痕跡量と、アルミニウムが０．０６０％、および、カルシウムが０．００５０％の各々との間である。

硬化する元素のボロンの含有量は、痕跡量と０．０１０％との間である。

硫黄の含有量は、痕跡量と０．２００％との間である。高い含有量は、金属の機械加工性に有利であり、特に、例えばテルル（０．０２０％まで）、セレン（０．０４０％まで）、および、鉛（０．０７０％まで）のような元素が加えられると有利である。これらの機械加工性のための元素は、固相および液相温度については、小さい影響を有するのみである。硫黄が重要な量だけ添加された場合、組織の欠陥無く熱間圧延が実行されるように、Ｍｎ％／Ｓ％が少なくとも４の割合を有するのが良い。

ニオブやチタンは、これらが加えられた場合は、粒径を制御することができる。これらの最大の許容含有量は、０．０５０％である。

表１には、半溶融鍛造の部品を製造するのに良好に用いられる本発明による鋼の組成の例と、参考例の鋼の組成とが示されており、静止した空気中で冷却された後の半溶融鍛造部品で得られた機械的特性Ｒｅ（降伏強さ）と、Ｒｍ（引張り強さ）が同時に示されている。百分率は重量によるものであって、１０^−３％で表されており、ＲｅおよびＲｍは、ＭＰａで表されている。

表１は、本発明による鋼の例と、参考例の鋼との組成（１０^−３％による）と、これらの機械的特性（ＭＰａによる）である。

これらの例において、本発明による鋼（No.3から8）は、燐の含有量を０．０５０％と０．２００％との間にするように、燐の添加を受けている。低い燐の含有量（０．０１５および０．０２５６％）を有する２つの参考例の鋼と比較して、機械的特性における劣化は全く見られなかった。

表２は、参考例の鋼の組成と、本発明による鋼の組成とを示しており、本発明の鋼は、燐と少量のさらなる珪素が導入されている以外は、参考例の鋼に匹敵する。

表２は、参考例の鋼の組成と、本発明による鋼の組成である（１０^−３％による）。

図１は、温度の相関関係として、これらの鋼の固体相に対する液体相の割合を示している。参考例の鋼の測定された固相温度は１４１５℃である一方、本発明による鋼の固相温度は１３７５℃である。測定された液相温度は、夫々１５２５℃と１５２０℃である。したがって、燐と珪素の添加は、固相温度についてのみ有意な効果を有するが、実質的に凝固範囲を広げる（３５℃程度）のに十分である。また、鋼の液体部分が１０と４０％との間に含まれて、半溶融鍛造に最も好ましいと一般に考えられる温度範囲は、
参考例の鋼では、１４３７から１４６８℃までであり、
本発明による鋼では、１４２７から１４６３℃までである
ことに、留意すべきである。

したがって、この範囲の５から１０℃のオーダーによる低下と、この範囲の５℃の拡大が観察され、全ての事柄は、半溶融鍛造の間において工具の応力が減少し、操作の良好な進行に対して好ましい条件を獲得することが非常に容易になるという方向に導く。この効果は、添加される燐の量が増大されるか、または、他の偏析元素が既述の限度内で添加された場合に増大する。

表３は、参考例の鋼の組成と、本発明による鋼の組成とを示しており、本発明の鋼は、燐、珪素、（適切なＭｎ％／Ｓｉ％の割合を保つために、シリコンの添加を補う）マンガン、および、硫黄が導入されている以外は、参考例の鋼に匹敵する。

表３は、参考例の鋼の組成と、本発明による鋼の組成である（１０^−３％による）。

図２は、温度の相関関係として、これらの鋼の固体相に対する液体相の割合を示している。参考例の鋼の測定された固相温度は１４３０℃である一方、本発明による鋼の固相温度は１３７８℃である。測定された液相温度は、夫々１５２８℃と１５２１℃である。したがって、凝固範囲が４５℃だけ拡大されている。鋼の液体部分が１０と４０％との間に含まれる温度範囲は、
参考例の鋼では、１４７０から１４９４℃までであり、
本発明による鋼では、１４２８から１４６４℃までである。

したがって、この範囲の３０から４２℃のオーダーによる低下と、この範囲の１２℃の拡大が観察される。

本発明を実行するために考慮すべき固相および液相温度の決定に関して、これらは、従来より文献で利用可能な公式の助けによる鋼の組成に基づいて計算されたものと、一致するとは限らないことに留意すべきである。実際には、これらの公式は、凝固範囲の間の液体の鋼から固体の鋼までの経過と、鋼の冷却と、１分間当たりの数度の冷却割合のために関しては、価値を有する。

半溶融鍛造の適用に関して実行される測定の場合は、この測定は、個体の鋼から開始して、液体の鋼、すなわち、鋼の溶融の加熱の状態に向かって進行することにより、実行されるべきである。また、半溶融鍛造の作業に先立つ加熱の条件に対応して、１分当たり数十度のオーダーの温度が増大する条件の下で、試験が実行されるべきである。

一般に、球状組織が未だ存在しない場合や、半溶融鍛造を行うためのビレットの加熱の間に球状組織が得られないことが経験により示される場合には、本発明による鋼に実行される半溶融鍛造の作業は、ビレットの初段階組織の球状化のために、熱処理が先行されるべきである。上記ビレットが半溶融鍛造に進行する前に突然冷却されると、所定の組成と履歴を有する鋼が、半溶融鍛造の前に、そのような球状組織を得ることが確かめられる。そのとき、上記組織は冷却の前と同じように観察される。

半溶融鍛造に続く部品の冷却に関して、部品が、（このタイプの部品にはしばしば起こるように）断面において非常に多くの変化を有して、例えば（１から２ｍｍの）薄い壁が（５から１０ｍｍ以上の）厚い領域に接続されているような場合、上記冷却は、強制される方法ではなくて、静止した空気中で行われるべきである。この場合、吹き付けられる風の使用は禁止される。なぜならば、そうすると、薄い壁と厚い領域との間に、非常に大きい残留性の応力を導入する危険があるからである。これは、半溶融鍛造された部品の特性を低下させる表面欠陥を生じる結果となる。

一定の場合は、他の部分の組織の均質性に有利となるように、部品の冷却を減速させる必要がある。この目的のために、上記部品は、例えば２００−７００℃の範囲の間に温度が調節されたトンネルの中を通過され得る。

しかしながら、半溶融鍛造された部品が、断面においてそのような実質的な変化を示していない場合は、吹き付ける風中で冷却を行うことに耐え得る。そのような冷却は、部品の断面において均質な冶金的組織と、良好な機械的特性を得ることに有利になるであろう。

参考例の鋼と本発明による鋼とについて、鋼の温度と相関関係をなす液体相の割合を示した図である。他の参考例の鋼と本発明による鋼との組み合わせについて、鋼の温度と相関関係をなす液体相の割合を示した図である。

Claims

機械構造用の鋼であって、重量百分率による組成が、
０．３５％≦Ｃ≦１．２％、
０．１０％≦Ｍｎ≦２．０％、
０．１０％≦Ｓｉ≦３．０％、
痕跡量≦Ｃｒ≦４．５％、
痕跡量≦Ｍｏ≦２．０％、
痕跡量≦Ｎｉ≦４．５％、
痕跡量≦Ｖ≦０．５％、
痕跡量≦Ｃｕ≦３．５％、ただし、Ｃｕ≧０．５％ならば、Ｃｕ≦Ｎｉ％＋０．６Ｓｉ％、
痕跡量≦Ｐ≦０．２００％、痕跡量≦Ｓｎ≦０．１５０％、痕跡量≦Ａｓ≦０．１００％、痕跡量≦Ｓｂ≦０．１５０％、かつ、０．０５０％≦Ｐ％＋Ｂｉ％＋Ｓｎ％＋Ａｓ％＋Ｓｂ％≦０．２００％、
痕跡量≦Ａｌ≦０．０６０％、
痕跡量≦Ｃａ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｂ≦０．０１％、
痕跡量≦Ｓ≦０．０２００％、
痕跡量≦Ｔｅ≦０．０２０％、
痕跡量≦Ｓｅ≦０．０４０％、
痕跡量≦Ｐｂ≦０．０７０％、
痕跡量≦Ｎｂ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｔｉ≦０．０５０％であり、
その他は鉄および製造により生じる不純物
であることを特徴とする鋼。
請求項１に記載の鋼において、
上記Ｓｉの含有量が、０．１０％と１．０％との間であることを特徴とする鋼。
請求項１または２に記載の鋼において、
Ｍｎ％／Ｓｉ％の割合が、０．４以上であることを特徴とする鋼。
鋼の部品を熱間成形する方法であって、
重量百分率による組成が、
０．３５％≦Ｃ≦１．２％、
０．１０％≦Ｍｎ≦２．０％、好ましくは、Ｍｎ％／Ｓｉ％≧０．４、
０．１０％≦Ｓｉ≦３．０％、好ましくは、０．１０％≦Ｓｉ≦１．０％、
痕跡量≦Ｃｒ≦４．５％、
痕跡量≦Ｍｏ≦２．０％、
痕跡量≦Ｎｉ≦４．５％、
痕跡量≦Ｖ≦０．５％、
痕跡量≦Ｃｕ≦３．５％、ただし、Ｃｕ≧０．５％ならば、Ｃｕ≦Ｎｉ％＋０．６Ｓｉ％、
痕跡量≦Ｐ≦０．２００％、痕跡量≦Ｓｎ≦０．１５０％、痕跡量≦Ａｓ≦０．１００％、痕跡量≦Ｓｂ≦０．１５０％、かつ、０．０５０％≦Ｐ％＋Ｂｉ％＋Ｓｎ％＋Ａｓ％＋Ｓｂ％≦０．２００％、
痕跡量≦Ａｌ≦０．０６０％、
痕跡量≦Ｃａ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｂ≦０．０１％、
痕跡量≦Ｓ≦０．０２００％、
痕跡量≦Ｔｅ≦０．０２０％、
痕跡量≦Ｓｅ≦０．０４０％、
痕跡量≦Ｐｂ≦０．０７０％、
痕跡量≦Ｎｂ≦０．０５０％、
痕跡量≦Ｔｉ≦０．０５０％であり、
その他は鉄および製造により生じる不純物である鋼のビレットが得られ、
上記ビレットは、必要であれば、球状の初段階組織が与えられる熱処理が施され、
上記ビレットは、固体部分が球状組織を有する状態の下で、固相温度と液相温度との間の中間の温度で加熱され、
上記ビレットの半溶融鍛造が行われて上記部品が得られ、
上記部品の冷却が行われることを特徴とする方法。
請求項４に記載の方法において、
上記半溶融鍛造は、上記ビレットに存在する液体材料部分が１０％と４０％との間である温度領域で行うことを特徴とする方法。