JP2712913B2

JP2712913B2 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2712913B2
Application number: JP3214027A
Authority: JP
Inventors: 裕義屋鋪; 輝雄金子; 隆田中
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1991-08-27
Filing date: 1991-08-27
Publication date: 1998-02-16
Anticipated expiration: 2013-02-16
Also published as: JPH0551705A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は変圧器や発電機、電動
機の鉄心材料や磁気シールド材として広く用いられる方
向性電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】方向性電磁鋼板は、ゴス方位と呼ばれる
｛１１０｝＜００１＞方位を主方位とする結晶配向を持
ち、圧延方向に優れた励磁特性と鉄損特性を有する軟磁
性材料である。一般にはSiを 3.0％程度含有する鋼のス
ラブを熱間圧延し、そのままあるいは焼鈍 (熱延板焼
鈍) を行った後、１回または中間焼鈍を挟んで２回以上
の冷間圧延を施して最終板厚とし、その後連続脱炭焼鈍
を施して一次再結晶させた後、焼き付き防止のための焼
鈍分離剤を塗布してコイルに巻取り、更に1100℃を超え
る超高温での仕上げ焼鈍を行う。仕上げ焼鈍の目的は、
二次再結晶を発生させてゴス方位に集積した集合組織を
形成することと、そのあと二次再結晶を発生させるのに
用いたインヒビターと呼ばれる析出物を除去することに
ある。この析出物の除去工程は純化焼鈍とも呼ばれ、二
次再結晶の発生と共に良好な磁気特性を得るためには必
須の工程と言える。

【０００３】以上のような製造法により作られた方向性
電磁鋼板は、その製造過程で連続脱炭焼鈍や1100℃以上
の超高温での仕上げ焼鈍というような特殊な工程が必要
であり、極めてコストの高いものになる。

【０００４】このコストの問題を解決すべく、従来から
種々の研究開発が進められている。

【０００５】例えば、本発明者らは先に、Si： 0.5〜2.
5 ％、Mn： 1.0〜2.0 ％、sol.Al (酸可溶性Al) ： 0.0
3 〜0.015 ％でＣ：0.01％以下、Ｎ： 0.001〜0.010 ％
であることを主な特徴とする方向性電磁鋼板と、脱炭焼
鈍を必要とせず、低温焼鈍が可能なその製造方法を発明
した (特開平１−119644号公報) 。この方法は、連続脱
炭焼鈍の省略と仕上げ焼鈍温度の低下によって、方向性
電磁鋼板の製造コスト低減に大きく貢献し得るものであ
る。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】近年、省エネルギーの
気運が一段と高まる趨勢の中で、方向性電磁鋼板に対し
てはその鉄損を小さくすることが強く要望されるように
なってきている。本発明は、上記の特開平１−119644号
公報に示した電磁鋼板およびその製造方法を更に改善す
ることを課題とし、鉄損が極めて低い方向性電磁鋼板と
その製造方法を提供することを目的とする。

【０００７】

【課題を解決するための手段】鉄損は大きく分けて、ヒ
ステリシス損と渦電流損の２種類の損失成分からなって
おり、鉄損を低減するためにはこれらの２つの鉄損成分
を減少させることで達成される。そして、ヒステリシス
損を低減するためには、ゴス方位への集合度を上げた
り、不純物の量を低減することが有効であり、渦電流損
を低減するためには、鋼板の固有抵抗を増加することと
板厚を薄くすることが有効である。しかしながら、ゴス
方位への集積度の向上および不純物の低減に関してはほ
ぼ限界に近いところまで改善が進んできており、板厚の
薄手化による鉄損の低減は更なる改善の余地が残されて
いるものの、板厚の薄手化は製造コストの上昇が避けら
れない。

【０００８】固有抵抗の増加は、一般にSi含有量の増加
でなされるが、Si含有量を増加すると鋼板の加工性が劣
化して冷間圧延が困難となるため、実際には 3.3％を超
えてSiを含有させることは困難である。前述の特開平１
−119644号公報に記載の先願発明の電磁鋼板のSi含有量
量を 2.5％以下に限定しているのはこの観点からであ
る。従って、Si含有量を増加し、固有抵抗を増加させる
ことによる鉄損低減も限界にきている。

【０００９】ところが、この発明者らは特開平１−1196
44号公報に記載の先願発明の電磁鋼板をベースに、加工
生を劣化させるこなく固有抵抗を増加して鉄損を低減す
る方法を検討した結果、下記の知見を得た。

【００１０】(イ) ３％を超えるSi含有量の場合でも、S
i (％) − 0.5×Mn (％) ≦ 2.0の範囲を満たす量のMn
を含有させることにより、加工性の劣化が抑えられると
ともに、仕上げ焼鈍時の二次再結晶の発達が安定化す
る。

【００１１】(ロ) しかも、MnはSiと同様に鋼板の固有
抵抗を増加する作用を有しており、鉄損の低減にも極め
て有効な元素である。

【００１２】(ハ) このような高Si・高Mn鋼の場合、二
次再結晶を発生させるためには仕上げ焼鈍の前半でN₂を
含む雰囲気中で 825〜925 ℃の温度範囲で保持し、イン
ヒビターとなる窒化物を除去するために仕上げ焼鈍の後
半で、H₂雰囲気中で 925℃を超え、1050℃までの温度域
で純化焼鈍を行うのが有効である上記の知見に基づく本
発明は、下記の (1)の方向性電磁鋼板と (2)のその製造
方法を要旨とする。

【００１３】(1) 重量％で、Si： 3.0％を超えて 4.0％
以下、Mn： 2.0％を超えて 4.0％以下、酸可溶性Al：
0.003〜0.015 ％で、かつ Si(％) − 0.5×Mn (％) ≦
2.0で、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、不純
物としてのＣが 0.005％以下、Ｎが 0.006％以下、Ｓが
0.01％以下である方向性電磁鋼板。

【００１４】(2) 重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si： 3.0
％を超えて 4.0％以下、Mn： 2.0％を超えて 4.0％以
下、Ｓ：0.01％以下、酸可溶性Al（以下、sol.Alと記
す) ：0.003〜 0.015％、Ｎ：0.001 〜 0.010％で、か
つ Si(％) − 0.5×Mn (％) ≦ 2.0で、残部はFeおよび
不可避的不純物からなる組成のスラブを下記〜の工
程で処理する方向性電磁鋼板の製造方法。

【００１５】熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してか
ら、１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を
行う工程、連続焼鈍により一次再結晶をおこさせる工程、 N₂を含む雰囲気中で 825〜925 ℃の温度域で４〜 1
00時間保持し二次再結晶をおこさせる工程、 H₂雰囲気中で 925℃を超え、1050℃までの温度域で
４〜 100時間保持し純化する工程。

【００１６】

【作用】以下に、本発明の構成要件ごとに作用効果を説
明する。

【００１７】Ｉ製品電磁鋼板または素材となる鋼スラ
ブの組成 (a) ＣおよびＮ製品中のＣ、Ｎ量は鉄損に悪影響を及ぼすため、Ｃは
0.005％以下、Ｎは0.006 ％以下にする必要がある。望
ましくは、Ｃは 0.003％以下、Ｎは 0.003％以下に抑え
るのがよい。その理由は、製品段階で残存したＣおよび
Ｎは炭窒化物を生成し、これが磁壁移動の障害物となり
鉄損が増加するからである。

【００１８】しかし、素材となる鋼スラブの段階ではＣ
含有量を0.01％以下にしておけば、最終冷間圧延後の焼
鈍を脱炭焼鈍としなくとも、仕上げ焼鈍での二次再結晶
の発生に悪影響はない。また仕上げ焼鈍の後半に実施さ
れる純化焼鈍時に所望の低いＣ量にまで低減できる。そ
こで鋼スラブの段階でのＣ含有量は0.01％以下とする。

【００１９】Ｎはインヒビターとなる窒化物を形成する
のに必要で、二次再結晶が完了するまでは必要な元素で
ある。鋼スラブの段階で 0.001％未満では窒化物の析出
量が少なすぎて所望のインヒビター効果が得られず、
0.010％を超えて含有させてもその効果は飽和すること
から 0.001〜 0.010％の範囲が適当である。このＮも純
化焼鈍時に 0.006％以下に低減することができる。

【００２０】(b) Si Siは磁気特性に大きな影響を与える元素であり、含有量
が増加するほど鋼板の電気抵抗は上昇し渦電流損が低下
し、結果として鉄損が低減する。しかし、4.0％を超え
る含有量では二次再結晶が不安定になるとともに、著し
く加工性が低下して冷間圧延が困難となる。一方、３.0
％以下の含有量では鋼板の電気抵抗が低く、低鉄損の方
向性電磁鋼板が得られない。従って、Si含有量は 3.0％
を超えて4.0％以下の範囲が適当である。

【００２１】(c) Mn Mnは本発明鋼のような高Siの極低炭素鋼スラブにおいて
α−γ変態を生じさせるのに有効な元素であり、変態の
発生が熱間圧延中の熱延板の組織の微細化と均質化を促
進し、この結果として仕上げ焼鈍でゴス方位への集積度
の高い二次再結晶が安定して発生するとともに、高Si鋼
の加工性も改善される。前記のα−γ変態の発生はフェ
ライト形成元素であるSiとオーステナイト形成元素であ
るMnの含有量のバランスで決まるから、SiとMnの含有量
は関連させて調整しなければならない。本発明では、Si
(％) −0.5 × Mn(％) ≦ 2.0となるようにMnを含有さ
せる。こうすることが、熱延板の適当な変態発生に必要
である。前記の式を満たすためには、Siの含有量が 3.0
％を超える場合には 2.0％を超えるMnが必要になり、同
じくSiの含有量が 4.0％の場合に 4.0％以上のMnが必要
になる。しかし 4.0％を超えるMnは冷間加工性を劣化さ
せるから、Mn含有量の上限は 4.0％とする。

【００２２】また、MnはSiと同様に鋼板の電気抵抗を上
昇させるのに有効な元素であり、鉄損低減の目的からも
2.0％を超えるMnの含有が必須となる。従って、Mn含有
量は2.0％を超えて 4.0％以下で、かつ Si(％) −0.5
×Mn (％)≦ 2.0の条件を満足させることが必要であ
る。

【００２３】(d) ＳＳはMnとともにMnＳを形成する。本発明では主要なイン
ヒビターとしてAlＮ、(Al、Si) ＮやMnを含む窒化物を
使っている。従って、一般の方向性電磁鋼板のようにMn
Ｓを主要なインヒビターとして使わないので、Ｓを多量
に添加する必要はない。製品段階で多量のMnＳ粒子が鋼
中に残存すると鉄損の劣化をきたす。更に、本発明では
仕上げ焼鈍が1050℃以下と低いため、純化焼鈍において
脱硫効果は期待できない。このため、Ｓ含有量は製品に
おいても、素材の鋼スラブにおいても 0.010％以下とす
る。なお、鉄損低減に望ましいのは 0.005％以下であ
る。

【００２４】(e) sol.Al Alは二次再結晶の発生に重要な役割を果たす主要なイン
ヒビターであるAlＮや(Al、Si) Ｎのような窒化物を形
成する重要な元素である。sol.Alで 0.003％未満では十
分なインヒビター効果が得らない。しかし、sol.Alで
0.015％を超えるとインヒビター量が多くなりすぎると
ともにその分散状態も不適切になり安定した二次再結晶
が生じない。

【００２５】II 製造工程 (a) 第１の工程（熱間圧延）素材のスラブは前記の組成をもつものである。これは、
転炉、電気炉等で溶製し、必要があれば真空脱ガス等の
処理を施した溶鋼を、連続鋳造法でスラブにしたもの、
インゴットにして分塊圧延したもののいずれでもよい。

【００２６】熱間圧延の条件については特に制約はない
が、望ましいのは、加熱温度1150〜1270℃、仕上げ温度
700〜 900℃である。

【００２７】(b) 第２の工程（冷間圧延）熱延鋼板を１回または複数回の冷間圧延によって、所定
の製品板厚まで圧延する。このとき、冷間圧延開始前に
焼鈍（いわゆる熱延板焼鈍）を行ってもよい。

【００２８】この熱延板焼鈍は、析出物の分散状態の適
正化と熱延板の再結晶によるミクロ組織の均質化を促進
し、二次再結晶の発生を安定化するのに有効である。

【００２９】熱延板焼鈍を連続焼鈍で行う場合は 700〜
1100℃の均熱、箱焼鈍で行う場合は650〜 950℃の均熱
とするのが望ましい。複数回の冷間圧延を行う場合は中
間に焼鈍工程を挟む。この中間焼鈍は、 700〜1000℃の
温度で行うのが望ましい。また、連続焼鈍で良好な一次
再結晶組織を得るためには、最終の冷間圧延の圧下率と
して40〜90％が望ましく、更に言えば60〜90％が効果的
である。

【００３０】(c) 第３の工程（仕上げ焼鈍前の連続焼
鈍、一次再結晶焼鈍）後述の仕上げ焼鈍で安定した二次再結晶を発生させるた
めには、急速加熱による一次再結晶が必要であり、この
ために連続焼鈍が有効である。焼鈍温度としては、 700
〜1000℃が望ましい。

【００３１】(d) 第４の工程（仕上げ焼鈍の中の第１
の焼鈍、二次再結晶焼鈍）仕上げ焼鈍は、二次再結晶の発生を目的とする前半の焼
鈍（第１の焼鈍）とその後の析出物の除去（純化）を目
的とする焼鈍（第２の焼鈍）とに分けられる。

【００３２】二次再結晶を発生させるためには、N₂含有
雰囲気で焼鈍する必要がある。その理由は、インヒビタ
ーである窒化物が脱窒により減少し二次再結晶が不安定
になるのを防止するためである。更に積極的な意味とし
ては、焼鈍雰囲気からの吸窒によりインヒビターとなる
窒化物の析出量を増加させて、ゴス方位への集積度の高
い二次再結晶を発生させるためである。このためには焼
鈍雰囲気中のN₂含有量は10％以上 (N₂ 100％でもよい)
であることが望ましい。N₂以外の雰囲気ガス成分として
はH₂またはArが使用できるが、前者が一般的である。

【００３３】二次再結晶の発生温度としては 825〜925
℃の範囲が有効で、 825℃未満ではインヒビターの粒成
長抑制力が強すぎて二次再結晶が発生しない。一方、 9
25℃を超える温度域ではインヒビター効果が弱いため、
ゴス方位の集積度の弱い二次再結晶が発生するか、正常
粒の成長により一次再結晶粒が粗大化するだけである。
825 〜 925℃の範囲での保持時間は少なくとも４時間は
必要であるが 100時間を超える保持は意味がなく経済的
にも不利である。これらの理由で、仕上げ焼鈍の前半
（第１の焼鈍）は、二次再結晶の発生を目的に、N₂含有
雰囲気中において825 〜 925℃で４〜100 時間保持する
こととする。

【００３４】(e) 第５の工程（仕上げ焼鈍の第２の焼
鈍、純化焼鈍）二次再結晶が発生した後は、インヒビターの窒化物は磁
気特性上有害なものであり除去する必要がある。それを
目的とするのがこの工程、即ち、純化焼鈍工程である。
このためにはH₂雰囲気中での焼鈍が有効であり、その効
果は925℃以下では十分ではない。更にいえば 950℃以
上が望ましい。しかし、1050℃を超える温度にしても窒
化物の除去効果は飽和するので意味がない。純化焼鈍の
保持時間は少なくとも４時間が必要であるが、 100時間
を超える保持は不必要である。従って、仕上げ焼鈍の後
半（第２の焼鈍）は、H₂雰囲気中において 925℃を超え
る温度から1050℃までの温度域で４〜100 時間の純化焼
鈍を行うこととした。なお、仕上げ焼鈍の前に焼鈍時の
焼き付き防止のための焼鈍分離剤を塗布することは、通
常の方向性電磁鋼板の製造方法と同じである。仕上げ焼
鈍後の工程としては通常の方向性電磁鋼板と同様に、焼
鈍分離剤を除去した後、必要に応じて絶縁コーティング
を施したり平坦化焼鈍を行うことになる。

【００３５】

【実施例１】転炉で溶製し、真空処理で成分調整をして
連続鋳造して得た表１に示す組成の鋼スラブを、加熱温
度1250℃、仕上温度 830℃で熱間圧延し 2.0mm厚に仕上
げた。これらの供試鋼は、低鉄損化をはかるため一般の
方向性電磁鋼板（固有抵抗が約50μΩ・cm) に比べ大幅
に固有抵抗を増加しており、また、ほぼ同一の固有抵抗
となるようにSiとMnのバランスを種々に変えてある。

【００３６】次に連続焼鈍により 880℃で１分間均熱の
熱延板焼鈍を行った後、酸洗により脱スケールし、１回
の冷間圧延で0.30mm厚まで冷間圧延した。その結果、本
発明で規定する組成範囲を外れた試験番号１〜３の熱延
板は、冷間圧延中に鋼板エッジ部より亀裂が入ったり、
破断に至ったため所定の板厚まで冷間圧延することがで
きなかった。これに対し、本発明で規定する組成範囲内
の試験番号４〜５の熱延板は、破断することなく所定の
板厚に冷間圧延することができた。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【実施例２】表１の試験番号５の組成を有する実施例１
で得られた冷延板（0.30mm厚）を、露点−20℃以下で75
％N₂＋25％H₂の非脱炭雰囲気中、 880℃で30秒間均熱す
る連続焼鈍に付し、一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を
塗布して仕上げ焼鈍を実施した。仕上げ焼鈍は、75％N₂
＋25％H₂雰囲気中にて 885℃で24時間均熱する第１の焼
鈍と、その後、 100％のH₂雰囲気に切り替えて、更に表
２に示す種々の温度で24時間均熱する第２の焼鈍（純化
焼鈍）を行った。得られた鋼板のＣ量およびＮ量と圧延
方向の磁気特性も表２に示す。

【００３９】表２に示すとおり、本発明の製品組成内で
ある試験番号２〜７は良好な鉄損値を示し、Ｃ量および
Ｎ量の減少とともに鉄損が向上している。そして、これ
らのＣおよびＮが本発明の製品組成内である試験番号２
〜７のうちでも、試験番号４〜７のように、仕上げ焼鈍
後半の純化焼鈍を本発明の製造条件で規定する温度範囲
内で処理するとＣおよびＮの含有量が著しく低減し、よ
り良好な鉄損値が得られている。

【００４０】

【表２】

【００４１】

【実施例３】表３に示すようなsol.Al以外の組成はほぼ
同一で、いずれも本発明で定める範囲内にあり、sol.Al
量を変化させた３鋼種のスラブを実施例１と同じ条件で
熱間圧延して 2.3mm厚に仕上げた。この熱延板を酸洗し
て脱スケールし、800 ℃で２時間均熱する箱焼鈍による
熱延板焼鈍に付し、次いで１回の冷間圧延で0.35mm厚と
した。

【００４２】上記の冷延板を露点−25℃以下で80％N₂＋
20％H₂の非脱炭雰囲気中、 875℃で30秒保持均熱する連
続焼鈍に付し一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布し
て仕上げ焼鈍を行った。仕上げ焼鈍では、75％N₂＋25％
H₂雰囲気中で 875℃で24時間均熱した後、H₂雰囲気に切
り替えてさらに 950℃で24時間均熱する純化焼鈍を行っ
た。得られた鋼板のＣ量およびＮ量と圧延方向の磁気特
性を表４に示す。

【００４３】表４に示すとおり、sol.Alが本発明で定め
る量よりも低い試験番号１は、Ｃ量およびＮ量は本発明
で定める製品における含有量の範囲に低減されている
が、インヒビター効果が弱いためゴス方位に集積した二
次再結晶が得られず、良好な磁気特性を示さない。ま
た、sol.Alが本発明で定める量よりも多い試験番号３
は、Ｎ含有量が高い上に、二次再結晶も発生していない
ので鉄損および磁束密度の両面で非常に悪いものとなっ
ている。これらに対して、本発明の電磁鋼板の例に相当
する試験番号２は、極めて良好な磁気特性を示してい
る。

【００４４】

【表３】

【００４５】

【表４】

【００４６】

【実施例４】実施例１と同じ方法で溶製したＣ：0.0050
％、Si：3.31％、Mn：3.45％、Ｓ：0.0006％、sol.Al：
0.007％、Ｎ：0.0035％で残部はFeおよび不可避的不純
物からなる鋼スラブを実施例１と同じ条件で熱間圧延し
2.3mm厚に仕上げた。この熱延板を酸洗して脱スケール
した後、1.4mm 厚に冷間圧延し、 850℃で１分間均熱す
る中間焼鈍を行い、0.27mm厚に冷間圧延した。

【００４７】次に、冷延板を露点−15℃以下で70％N₂＋
30％H₂の非脱炭雰囲気中、 875℃で30秒均熱する連続焼
鈍に付し、一次再結晶させた後、焼鈍分離剤を塗布して
仕上げ焼鈍を実施した。

【００４８】仕上げ焼鈍は表５に示す３種類の条件で実
施した。これらの条件は二次再結晶を目的とした50％N₂
＋50％H₂雰囲気での第１の焼鈍と、純化焼鈍を目的とし
たH₂雰囲気での第２の焼鈍の均熱温度の組合わせを変化
させたものである。得られた鋼板のＣ量およびＮ量と圧
延方向の磁気特性を表６に示す。

【００４９】表６から、第１の焼鈍の均熱温度が本発明
で定める範囲から高めに外れた試験番号１は、インヒビ
ター効果が弱く正常粒成長が進行し二次再結晶が発生し
なかったため、Ｃ量およびＮ量は本発明で定める製品に
おける含有量内となっているが良好な磁気特性は得られ
ていない。また、第２の焼鈍の均熱温度が本発明で定め
る範囲から低めに外れた試験番号３は、二次再結晶はし
ているもののＣ量およびＮ量は本発明で定める製品にお
ける含有量外のため十分な磁気特性は得られていない。
これらに対し、本発明の実施例に相当する試験番号２は
磁気特性に優れている。

【００５０】

【表５】

【００５１】

【表６】

【００５２】

【発明の効果】実施例にも示したとおり、本発明の方向
性電磁鋼板は鉄損が極めて小さく、変圧器や発電機、電
動機の鉄心材料や磁気シールド材として用いるのに好適
である。この電磁鋼板は、本発明の製造方法によって容
易に製造できる。この製造方法は、長時間を要する脱炭
焼鈍工程や1150〜1200℃といった超高温での仕上げ焼鈍
工程を含まないから製造コストの低減という面でも有利
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平２−30714（ＪＰ，Ａ) 特開平５−9666（ＪＰ，Ａ) 特開平２−22421（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Si： 3.0％を超えて 4.0％以
下、Mn： 2.0％を超えて 4.0％以下、酸可溶性Al： 0.0
03〜 0.015％で、かつ Si(％) − 0.5×Mn (％) ≦ 2.0
で、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、不純物と
してのＣが 0.005％以下、Ｓが0.01％以下、Ｎが 0.006
％以下である方向性電磁鋼板。
【請求項２】重量％で、Ｃ：0.01％以下、Si： 3.0％
を超えて 4.0％以下、Mn： 2.0％を超えて 4.0％以下、
Ｓ：0.01％以下、酸可溶性Al： 0.003〜0.015％、Ｎ：
0.001〜 0.010％で、かつ Si(％) − 0.5×Mn (％) ≦
2.0で、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成の
スラブを下記〜の工程で処理する方向性電磁鋼板の
製造方法。熱間圧延を行う工程、熱間圧延のまま、または熱間圧延後に焼鈍してか
ら、１回または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延を
行う工程、連続焼鈍により一次再結晶をおこさせる工程、 N₂を含む雰囲気中で 825〜925 ℃の温度域で４〜 1
00時間保持し二次再結晶をおこさせる工程、 H₂雰囲気中で 925℃を超え、1050℃までの温度域で
４〜 100時間保持し純化する工程。