JPH06192735A - 磁気特性の優れた一方向性けい素鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 磁気特性に優れしかも磁性のばらつきが少な
い一方向性けい素鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：0.020 〜0.100 ％、 Si：2.0 〜4.0 ％、 Mn：0.03〜0.15％、 Ｓ及び／又はSe：0.008 〜0.100 ％、 sol.Al:0.010〜0.065 ％及び Ｎ：0.0030〜0.0130％ を含有するスラブを素材とする一方向性けい素鋼板の製
造方法において、最終仕上げ焼鈍として、ドライガス雰
囲気中にて、 925〜1050℃の範囲の温度で５〜50時間の
等温焼鈍を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、磁気特性の優れた一
方向性けい素鋼板の製造方法に関し、特に、仕上げ焼鈍
工程に工夫を加えることによって結晶粒のゴス方位集積
度を向上させ、もって磁気特性の有利な改善を図ろうと
するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性けい素鋼板には、磁気特性とし
て、磁束密度が高いこと及び鉄損値が低いことが要求さ
れる。近年、製造技術の進歩により、例えば板厚：0.23
mmの鋼板では、磁束密度Ｂ₈ （磁化力 800A/m における
値）：1.92Ｔ、鉄損特性Ｗ_17/50（50Hzで 1.7Ｔの最大
磁化の時の値) ：0.90W/kgのような優れた製品の工業的
規模での生産も可能となっている。

【０００３】かかる優れた磁気特性を有する材料は、鉄
の磁化容易軸である＜００１＞方位が鋼板の圧延方向に
高度に揃った結晶組織で構成されるものであり、かよう
な集合組織は、方向性けい素鋼板の製造工程中、最終仕
上げ焼鈍の際にいわゆるゴス方位と称される（１１０）
〔００１〕方位を有する結晶粒を優先的に巨大成長させ
る２次再結晶と呼ばれる現象を通じて形成される。この
（１１０）〔００１〕方位の２次再結晶粒を十分に成長
させるための基本的な要件としては、２次再結晶過程に
おいて（１１０）〔００１〕方位以外の好ましくない方
位を有する結晶粒の成長を抑制するインヒビターの存在
と、（１１０）〔００１〕方位の２次再結晶粒が十分に
発達するのに好適な１次再結晶組織の形成とが不可欠で
あることは周知の事実である。

【０００４】ここにインヒビターとしては、一般にMn
Ｓ, MnSe及びAlＮ等の微細析出物が利用され、さらにこ
れらに加えて特公昭51-13469号公報や特公昭54-32412号
公報に開示された如きSb, Snなどの粒界偏析型の元素を
複合添加してインヒビターの効果を補強することが行わ
れている。一般に、MnＳやMnSeを主要インヒビターとす
るものは、２次再結晶粒の粒径が小さいので、鉄損の低
下に有利であるとされてきたが、近年、レーザー照射法
やプラズマジェット法等によって、人工的に擬似粒界を
導入し、磁区の細分化が図れるようになって以来、２次
再結晶粒径のサイズが小さいことによる優位性は消失
し、磁束密度が高いことが、優位性を有するようになっ
た。

【０００５】磁束密度の高い方向性けい素鋼板を得る方
法は古くから知られており、例えば特公昭46-23820号公
報に記載されているように、 鋼中にインヒビター成分としてAlを含有させる、 最終冷延前の焼鈍後の冷却を急冷にしてAlＮを析出さ
せる、 最終冷延の圧下率を80〜95％と高圧下率とする、 という３点の結合により製造できるとされている。

【０００６】しかしながら上記の方法は、製品の板厚が
薄くなると、磁束密度が急激に劣化するという欠点を内
包しており、近年指向されているような例えば0.25mm以
下の製品でＢ₈ ≧1.94Ｔ以上でかつ極低鉄損の製品を安
定して製造することは極めて難しかった。

【０００７】また特公昭40-15644号公報には、最終冷間
圧延を経て脱炭焼鈍後に行われる、２次再結晶を目的と
した最終仕上げ焼鈍において、1000℃以上の温度で少な
くとも５ｈ焼鈍することにより優れた磁気特性のけい素
鋼板を得る方法が開示されている。しかしながらこの方
法では、高温焼鈍のためゴス方位集積度の低い２次再結
晶粒の発生が避けられず、磁性の劣化やばらつきが生じ
る欠点があった。

【０００８】さらに特開昭50−134917号公報には、仕上
げ箱焼鈍時に２次再結晶発現温度領域：800 〜1150℃を
最高35時間加熱することにより、２次再結晶粒を十分に
成長させることによって優れた特性のけい素鋼板を得る
方法が開示されている。しかしながらこの方法は、 800
〜1150℃の間で保定することなく10℃／ｈ以上の昇熱速
度で加熱する焼鈍方式で２次再結晶させることを特徴と
しており、やはりゴス方位集積度の低い２次粒が発生す
るために磁性の劣化やばらつきが避けられなかった。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
従来技術の欠点である、高温度域での２次再結晶による
ゴス方位集積度の低い２次再結晶粒の成長を効果的に抑
制し、ゴス方位集積度の高い結晶粒を優先成長させるこ
とにより、磁気特性に優れしかも磁性のばらつきが少な
い一方向性けい素鋼板の有利な製造方法を提案すること
を目的とするものである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】さて発明者らは、上記し
たような問題が生じる原因は、最終仕上げ焼鈍において
高温度域まで昇熱焼鈍（加熱焼鈍方式）を行うことによ
り、高温度域において方位集積度の低い２次再結晶粒を
成長させていたためではないかと考え、この考えに立脚
して鋭意研究を重ねた結果、比較的低温の最適仕上げ焼
鈍温度範囲における等温処理によって２次再結晶させて
やれば、方位集積度の高いゴス粒のみが選択的に成長し
て、磁気特性が格段に向上するだけでなく、磁性のばら
つきも効果的に低減されることの知見を得た。この発明
は、上記知見に立脚するものである。

【００１１】すなわち、この発明は、 Ｃ：0.020 〜0.100 wt％（以下単に％で示す）、 Si：2.0 〜4.0 ％、 Mn：0.03〜0.15％、 Ｓ及び／又はSe：0.008 〜0.100 ％、 sol.Al:0.010〜0.065 ％及び Ｎ：0.0030〜0.0130％ を含有する組成になるスラブを、加熱後、熱間圧延し、
ついで１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼
鈍を施す一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製造
するに当たり、上記最終仕上げ焼鈍として、ドライガス
雰囲気中において、 925〜1050℃の範囲の温度で５〜50
ｈの等温焼鈍を行うことからなる磁気特性の優れた一方
向性けい素鋼板の製造方法である。

【００１２】

【作用】この発明では、一方向性けい素鋼板の製造工程
中、最終仕上げ焼鈍において、高温度域における方位集
積度の低い２次再結晶粒の成長を避けるため、1050℃以
下の比較的低温域で所定の時間等温焼鈍を行なう。この
ため、磁気特性に有害な方位集積度の低い２次再結晶粒
の成長が抑制され、その分ゴス方位の集積度が高まって
優れた磁気特性が得られるわけである。

【００１３】以下、この発明の基礎となった実験結果に
基づいて、この発明を具体的に説明する。実験は、同一
組成のスラブを用い、また熱延から脱炭焼鈍までは次に
示す同一条件で処理した。Ｃ：0.061 ％, Si：3.13％,
Mn：0.090 ％, Ｓ：0.019 ％, Se：0.021 ％, sol.Al：
0.028 ％, Ｎ：0.0103％及びCu：0.05％を含有する組成
になる厚み：200mmのけい素鋼スラブを、1400℃で30分
間加熱後、厚み：2.0 mmに熱間圧延し、ついで1100℃で
30秒加熱したのち、酸洗し、0.58mm厚に中間冷延後、10
50℃, 30秒の中間焼鈍を施してから、0.22mm厚に仕上げ
冷延し、脱脂後、湿水素中で 850℃, ３分間の脱炭焼鈍
を行った。

【００１４】この脱炭焼鈍を終えた試料を用い、以下に
示す従来法(A) と発明法(B) の２つの条件で、２次再結
晶化及び純化のための仕上げ焼鈍を行った。 (A) 脱炭焼鈍後、ドライN₂ガス中にて 850〜1150℃の間
を12.5℃／ｈで昇熱後、ドライH₂中で急熱して1200℃,
10ｈの仕上げ焼鈍を施す。 (B) 脱炭焼鈍後、ドライN₂ガス中において 950℃, 975
℃，1000℃でそれぞれ35ｈ, 25ｈ, 20ｈ等温焼鈍したの
ち、ドライH₂中で急熱して1200℃, 10ｈの仕上げ焼鈍を
施す。

【００１５】上記の２条件で処理して得た製品につい
て、磁束密度Ｂ₈(Ｔ）と鉄損Ｗ_17/50(W/kg)の平均値及
びばらつきとについて調べた結果を図１に示す。同図か
ら明らかなように、この発明法を適用した(B) の条件の
場合は、従来法を適用した(A) の条件の場合と比べて、
磁気特性が格段に向上し、またばらつきも大幅に減少し
ている。このように磁気特性が大幅に改善される理由
は、前述したとおり、脱炭焼鈍後、1150℃の高温度域ま
で昇熱焼鈍を施す従来法では、高温度域で方位集積度の
低い２次再結晶粒の成長が促進されるのに対し、1050℃
以下の比較的低温度域で等温焼鈍を施すこの発明法で
は、上記したような方位集積度の低い２次再結晶粒の成
長が抑制されたことによるものと考えられる。

【００１６】次に、図２に、等温焼鈍における保定温度
及び保定時間が磁束密度に及ぼす影響について調べた結
果を示す。実験は、前掲図１に使用したのと同じ脱炭焼
鈍板を用いて行い、ドライN₂ガス中で 850〜1100℃間の
温度に５〜50ｈ保定した。同図から明らかなように、 9
25〜1050℃の範囲の温度において、５〜50ｈ等温焼鈍し
た場合にとりわけ良好な結果が得られており、低温では
長時間、高温では短時間の保定が望ましい。この理由
は、 925℃より低温では、この成分系では２次再結晶温
度に満たなくて２次再結晶が起こらず、一方1050℃より
も高い温度では、インヒビターの抑制力が著しく低下
し、方位の悪い２次粒が発生することによるものと考え
られる。また保定時間については、５ｈよりも短時間で
は２次再結晶が完了せず、一方50ｈよりも長時間では、
工業的に不利なこともあって上記の範囲に限定した。

【００１７】次に、この発明において鋼素材の成分組成
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.020 〜0.100 ％ Ｃは、その含有量が 0.020％に満たないと、脱炭焼鈍後
における集合組織が損なわれて磁気特性の劣化を招き、
一方 0.100％を超えて多量に含まれると連続焼鈍による
脱炭が困難になり、やはり最終製品の磁気特性を劣化さ
せるので、Ｃ量は 0.020〜0.100 ％の範囲に限定した。

【００１８】Si：2.0 〜4.0 ％ Si含有量が 2.0％に満たないと、この発明で期待するほ
ど低い鉄損値を得ることが難しく、一方 4.0％を超える
と脆くなって冷間加工性の劣化を招き通常の圧延が困難
になるので、Si量は 2.0〜4.0 ％の範囲に限定した。

【００１９】Mn：0.03〜0.15％ Mnは、インヒビター成分として添加されるＳ, Seと結合
してインヒビターMnＳ，MnSeを形成する有用元素である
が、0.03％に満たないとMnＳ, MnSeの形成が不足し、イ
ンヒビター機能が不充分となって期待する磁気特性を得
ることができず、一方0.15％を超える２次再結晶を生じ
なくなるので、Mn量は0.03〜0.15％の範囲に限定した。

【００２０】Ｓ及び／又はSe：0.008 〜0.100 ％ Ｓ及びSeは、上述したとおり、Mnと結合してインヒビタ
ーMnＳ, MnSeを形成させるために添加されるもので、そ
の効果を発揮するためには、少なくともＳ, Seのいずれ
か１種又は２種合計で 0.008％以上を必要とし、一方あ
まりに多量の添加は必然的に熱間加工性及び鉄損の劣化
を招くことから、Ｓ及びSeの添加量は単独又は併用いず
れの場合においても 0.008〜0.100 ％の範囲に限定し
た。

【００２１】sol.Al：0.010 〜0.065 ％ インヒビターとしてAlＮを利用する場合、必要最低量の
AlＮを確保するためにはsol.Alとして0.010 ％以上を必
要とし、一方、sol.Alとして0.065 ％を超えると熱延板
内のAlＮの分散状態が不適切となり、２次再結晶が不安
定となるので、sol.Al量は 0.010〜0.065 ％の範囲に限
定した。

【００２２】Ｎ：0.0030〜0.0130％ 上述したように、２次再結晶を行わせるに必要な最低量
のAlＮを確保するためには少なくとも0.0030％のＮを必
要とするが、一方でＮが0.0130％を超えて多量に含有さ
れるとAlＮの分散が不適切となるため、0.0030〜0.0130
％の範囲に限定した。

【００２３】この発明では、その他、インヒビター効果
の助勢成分として、Sb, Sn, Cu, Bi及びNiなどの粒界偏
析型元素を添加することもできる。これらはいずれも含
有量が 0.010％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.
20％を超えると磁気特性を劣化させまた冷延性も阻害す
るので、これらの元素は単独又は併用いずれの場合も0.
010 〜0.20％の範囲で含有させることが望ましい。

【００２４】上記の成分組成に調整したけい素鋼素材
は、通常1250℃以上の高温に加熱したのち、公知の方法
によって板厚：1.2 〜4.5 mm程度の熱延板とする。つい
で必要に応じて 800〜1100℃の温度範囲で焼鈍後、酸洗
したのち、１回の冷間圧延又は750〜1100℃程度の温度
範囲での焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延によって、最終
板厚：0.15〜0.30mm程度の冷延板に仕上げるが、この冷
間圧延で最終板厚に仕上げる際の冷延率は80〜95％程度
とするのが望ましい。またこの時、最終冷延前の焼鈍の
冷却は急冷とするのが望ましい。ついで、最終冷延板を
脱脂した後、湿水素雰囲気中にて 750〜900 ℃の温度範
囲で脱炭焼鈍を施し、Ｃ量を 0.003％以下程度まで低減
する。その後、不活性なドライガス中において 925〜10
50℃の範囲の温度で５〜50ｈ等温焼鈍を施して２次再結
晶を完了させたのち、ドライH₂中にて1200℃程度の温度
で絶縁被膜の形成と純化を目的とした仕上げ焼鈍を行な
う。そして最後に絶縁コーティングを施して一方向性け
い素鋼板とする。

【００２５】

【実施例】 実施例１ Ｃ：0.052 ％, Si：3.09％, Mn：0.093 ％, Ｓ：0.023
％, sol.Al：0.025 ％, Ｎ：0.0105％, Sb：0.022 ％,
Sn：0.053 ％及びNi：0.035 ％を含有する組成になる厚
み：200 mmのスラブを、1400℃で30分間加熱後、2.05mm
厚に熱間圧延し、ついで1075℃で30秒間焼鈍後、酸洗
し、1.50mm厚に中間冷延したのち、1100℃, 30秒間の中
間焼鈍を経てから0.22mm厚に仕上げ冷延し、ついで 835
℃の湿水素中で２分間の脱炭焼鈍を施した。ついでコイ
ルを２分割し、一方は従来法に従う比較例として、ドラ
イガス中で850 〜1150℃間を24ｈ、12.5℃／ｈの速度で
昇熱焼鈍を行った後、ドライH₂中で1200℃, １ｈの仕上
げ焼鈍を施した。他方は、脱炭焼鈍後、直ちにドライガ
ス中で 975℃まで直上焼鈍した後 975℃, 30ｈの等温焼
鈍を行って２次再結晶を完了させたのち、ドライH₂中で
1200℃,１ｈの仕上げ焼鈍を施した。かくして得られた
製品の磁気特性を比較して表１に示す。

【００２６】

【表１】 同表から明らかなように、この発明に従い得られた適合
例は従来法に従う比較例に比べて、磁束密度及び鉄損特
性とも著しく優れている。

【００２７】実施例２ Ｃ：0.055 ％, Si：3.12％, Mn：0.092 ％, Se：0.020
％, sol.Al：0.025 ％, Ｎ：0.0105％及びCu：0.063 ％
を含有する組成になる厚み：200 mmのスラブを、1420℃
で20分間加熱後、1.85mm厚に熱間圧延し、ついで1075℃
で30秒間焼鈍後、酸洗し、1.20mm厚に中間冷延したの
ち、1100℃, 30秒間の中間焼鈍後、0.18mm厚に仕上げ冷
延し、ついで脱脂後、湿水素中にて 400℃で２分間の脱
炭焼鈍を施した。ついでコイルを２分割し、一方は従来
法に従う比較例として、脱炭焼鈍後直ちに MgOを主体と
する焼鈍分離剤を塗布し、ドライN₂中で 850〜1150℃間
を30ｈ，10℃／ｈの速度で昇熱焼鈍を行った後、ドライ
H₂中で1200℃, １ｈの仕上げ焼鈍を施した。他方は、脱
炭焼鈍後、直ちにドライN₂中にて 975℃で30ｈの等温焼
鈍を行なったのち、ドライH₂中で1200℃, 10ｈの仕上げ
焼鈍を施した。かくして得られた製品の磁気特性を比較
して表２に示す。

【００２８】

【表２】 同表から明らかなように、この発明に従う適合例の磁性
は比較例に比べて著しく優れている。

【００２９】実施例３ Ｃ：0.059 ％, Si：3.27％, Mn：0.090 ％, Ｓ：0.019
％, Se：0.021 ％, sol.Al：0.025 ％, Ｎ：0.0105％,
Sb：0.025 ％, Ge：0.031 ％及びNi：0.035 ％を含有す
る組成になる厚み：180 mmのスラブを、1430℃で15分間
加熱後、2.4 mm厚に熱延し、ついで1100℃１分間の加熱
後、酸洗し、1.30mm厚に中間冷延したのち、1100℃, 30
秒間の中間焼鈍後、0.22mm厚に仕上げ冷延し、ついで脱
脂後、湿水素中で 840℃、２分間の脱炭焼鈍を施した。
ついでコイルを２分割し、一方は従来法に従う比較例と
して、脱炭焼鈍後直ちにドライN₂中で 850℃〜1150℃間
を20ｈ, 15℃／ｈの速度で昇熱焼鈍を施したのち、ドラ
イH₂中で1200℃, 10ｈの仕上げ焼鈍を施した。他方は、
脱炭焼鈍後、直ちにドライN₂中D 925℃, 40ｈの等温焼
鈍を施したのち、ドライH₂中で1200℃, 10ｈの仕上げ焼
鈍を行った。かくして得られた製品の磁気特性を表３に
示す。

【００３０】

【表３】 同表から明らかなように、この発明に従う適合例の磁性
は比較例に比べて著しく優れている。

【００３１】実施例４ Ｃ：0.058 ％, Si：3.25％, Mn：0.088 ％, Ｓ：0.017
％, Se：0.020 ％, sol.Al：0.024 ％, Ｎ：0.0105％及
びSb：0.025 ％を含有する組成になる180mm 厚スラブ
を、1430℃で15分間加熱後、2.4 mm厚に熱延し、ついで
1100℃, １分間の加熱後、酸洗し、0.27mm厚に仕上げ冷
延したのち、脱脂後、湿水素中で 840℃、２分間の脱炭
焼鈍を施した。ついでコイルを２分割し、一方は従来法
に従う比較例として、脱炭焼鈍後、ドライN₂中で 850℃
〜1150℃間を35ｈ, 8.6 ℃／ｈの速度での昇熱焼鈍を施
したのち、ドライH₂中で1200℃, 10ｈの仕上げ焼鈍を施
した。他方は、脱炭焼鈍後、ドライN₂中で 925℃, 30ｈ
の等温焼鈍を施したのち、ドライH₂中で1200℃, 10ｈの
仕上げ焼鈍を行った。かくして得られた製品の磁気特性
を表４に示す。

【００３２】

【表４】 同表から明らかなように、この発明に従う適合例の磁性
は比較例に比べて著しく優れている。

【００３３】実施例５ Ｃ：0.056 ％, Si：3.20％, Mn：0.085 ％, Ｓ：0.016
％, Se：0.018 ％, sol.Al：0.023 ％, Ｎ：0.0103％,
Sb：0.025 ％及びBi：0.027 ％を含有する組成になる20
0mm 厚のスラブを、1430℃で15分間加熱後、2.4 mm厚に
熱延し、ついで1050℃, １分間の加熱後、酸洗し、0.30
mm厚に仕上げ冷延したのち、脱脂後、湿水素中で 840
℃、２分間の脱炭焼鈍を施した。ついでコイルを２分割
し、一方は従来法に従う比較例として、脱炭焼鈍後、ド
ライN₂中で 850℃〜1150℃間を35ｈ, 10℃／ｈの速度で
昇熱焼鈍を施したのち、ドライH₂中で1200℃, 10ｈの仕
上げ焼鈍を施した。他方は、脱炭焼鈍後、ドライN₂中で
975℃, 20ｈの等温焼鈍を施したのち、ドライH₂中で12
00℃, 10ｈの仕上げ焼鈍を行った。かくして得られた製
品の磁気特性を表５に示す。

【００３４】

【表５】 同表から明らかなように、この発明に従う適合例の磁性
は比較例に比べて著しく優れている。

【００３５】実施例６ Ｃ：0.052 ％, Si：3.17％, Mn：0.082 ％, Ｓ：0.015
％, Se：0.018 ％, sol.Al：0.024 ％, Ｎ：0.0100％,
Sb：0.024 ％及びSn：0.050 ％を含有する組成になる20
0mm 厚のスラブを、1430℃で15分間加熱後、2.6mm 厚に
熱延し、ついで1050℃, １分間の加熱後、酸洗し、0.35
mm厚に仕上げ冷延したのち、脱脂後、湿水素中で 840
℃、２分間の脱炭焼鈍を施した。ついでコイルを２分割
し、一方は従来法に従う比較例として、脱炭焼鈍後、ド
ライN₂中で 850℃〜1150℃間を25ｈ, 12℃／ｈの速度で
の昇熱焼鈍を施したのち、ドライH₂中で1200℃, 10ｈの
仕上げ焼鈍を施した。他方は、脱炭焼鈍後、ドライN₂中
で 975℃, 20ｈの等温焼鈍を施したのち、ドライH₂中で
1200℃, 10ｈの仕上げ焼鈍を行った。かくして得られた
製品の磁気特性を表６に示す。

【００３６】

【表６】 同表から明らかなように、この発明に従う適合例の磁性
は比較例に比べて著しく優れている。

【００３７】

【発明の効果】かくしてこの発明に従い、一方向性けい
素鋼板の製造に際し、従来の高温度域までの昇熱タイプ
による仕上げ焼鈍に代えて、比較的低温において方位集
積度の高い２次再結晶のみを成長させることにより、良
好な磁気特性を有する一方向性けい素鋼板を得ることが
でき、その工業的価値は非常に大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】最終仕上げ焼鈍を直上昇熱焼鈍と等温焼鈍で実
施したときの磁気特性を比較して示した図である。

【図２】等温焼鈍の保定温度と保定時間が磁束密度に及
ぼす影響を示したグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ：0.020 〜0.100 wt％、 Si：2.0 〜4.0 wt％、 Mn：0.03〜0.15wt％、 Ｓ及び／又はSe：0.008 〜0.100 wt％、 sol.Al:0.010〜0.065 wt％及び Ｎ：0.0030〜0.0130wt％ を含有する組成になるスラブを、加熱後、熱間圧延し、
   ついで１回又は中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を施
   して最終板厚としたのち、脱炭焼鈍ついで最終仕上げ焼
   鈍を施す一連の工程によって一方向性けい素鋼板を製造
   するに当たり、 上記最終仕上げ焼鈍として、ドライガス雰囲気中におい
   て、 925〜1050℃の範囲の温度で５〜50ｈの等温焼鈍を
   行うことを特徴とする磁気特性の優れた一方向性けい素
   鋼板の製造方法。