JP6195693B2

JP6195693B2 - 軟磁性合金、軟磁性合金磁心およびその製造方法

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Publication number: JP6195693B2
Application number: JP2011279550A
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Inventors: 浦田　顕理; 顕理浦田; 真八巻; 裕之松元
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Filing date: 2011-12-21
Publication date: 2017-09-13
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Description

本発明は、軟磁性合金を用いた軟磁性合金磁心およびその製造方法に関する。

近年の電気機器や電子機器の小型、軽量、高速化への対応はめざましく、それに伴い電気機器や電子機器に用いられる磁性材料には、より高い飽和磁束密度と、より高い透磁率が求められている。そこで、高飽和磁束密度および高透磁率を有する軟磁性合金を得るために、多様な技術が知られている。

例えば、特許文献１には、非晶質構造を有する軟磁性合金に対して熱処理を施し、非晶質中に微細な結晶を析出させる方法が開示されている。しかし、この微細結晶が析出する際には発熱が伴い、磁心が大きい場合にはより顕著な発熱がみられ、磁心の軟磁気特性を低下させてしまうという問題がある。そこで、特許文献２には、この発熱を抑制するため、炉外から炉内に雰囲気を導入する方法や炉内の雰囲気を攪拌させる方法で、結晶化熱処理炉内の雰囲気を強制的に移動させ、磁心表面温度の過度な上昇を防ぐ方法が開示されている。

特開２００２−３５６７４９号公報特開平７−３２０９２０号公報

従来技術により、軟磁性合金からなる薄帯を用いてトランスやインダクタ、モータ等に用いる磁心を形成する場合には、軟磁性合金からなる薄帯を環状に巻き込んで作製する方法や、積層して作製する方法、軟磁性合金粉末を所望の形状に成形して作製する方法等が一般的になされている。微細結晶析出に伴う発熱を抑制するために熱処理炉内の雰囲気を強制的に移動させる従来の方法では、既存の炉内に新たな設備を設ける必要がある事に加え、炉内に導入する雰囲気の使用量が増すことによりコストが大幅に増加し、製品価格を上昇させてしまうという課題があった。

そこで本発明は、寸法が大きい場合でも、コストを増加させることなく高飽和磁束密度と高透磁率を兼ね備えた、良好な軟磁気特性が得られる軟磁性合金、軟磁性合金磁心およびその製造方法の提供を目的とする。

上記の課題を解決するために、本発明は、それぞれ異なる結晶化開始温度を有する複数の金属薄帯を厚み方向に積み重ねて軟磁性合金を構成したものである。

ここで、結晶化開始温度について説明する。本発明の軟磁性合金は主相として非結晶相を有しており、本発明の軟磁性合金をＡｒガスのような不活性雰囲気中で昇温すると、微細結晶が析出する相変化が複数回発生する。最初に結晶化を開始した温度を第一結晶化開始温度とし、２回目に結晶化を開始した温度を第二結晶化開始温度とする。単に結晶化開始温度といった場合、第一結晶化開始温度を意味する。なお、結晶化開始温度は、例えば、示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用い、４０℃／分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価することが可能である。

すなわち、本発明によれば、組成式がＦｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である軟磁性合金であって、それぞれ異なる結晶化開始温度を有する複数の金属薄帯を厚み方向に積み重ねてなり、前記複数の金属薄帯のすべてが、平均粒径５０ｎｍ以下の結晶粒を含むことを特徴とする軟磁性合金が得られる。

また、本発明の軟磁性合金は、前記Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなることが好ましい。

また、本発明によれば、前記複数の金属薄帯の結晶化開始温度が、５℃以上異なることを特徴とする上記の軟磁性合金が得られる。

また、本発明によれば、上記の軟磁性合金によりなることを特徴とする軟磁性合金磁心が得られる。

また、本発明によれば、組成式がＦｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である軟磁性合金のそれぞれ異なる結晶化開始温度を有する複数の金属薄帯を、液体急冷法により作製し、前記複数の金属薄帯を厚み方向に積み重ねて、熱処理することにより、前記複数の金属薄帯に微細結晶を析出させることを特徴とする軟磁性合金の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなる前記軟磁性合金の前記複数の金属薄帯を厚み方向に積み重ねて、熱処理することを特徴とする上記の軟磁性合金の製造方法が得られる。

また、本発明によれば、前記複数の金属薄帯の合計重量を５ｇ以上で製造することを特徴とする上記の軟磁性合金の製造方法が得られる。

結晶化開始温度の異なる金属薄帯の数、積層数、金属薄帯を重ねる順番について制限はなく、また、金属薄帯間に絶縁処理を施しても良い。

本発明のように、結晶化開始温度の異なる非晶質金属薄帯を、積層または重ねて巻き回した軟磁性合金に、微細結晶が析出する熱処理を施すことにより、軟磁性体合金全体での結晶が析出する温度を分散することが可能となり、結晶析出時の発熱による急激な温度上昇を抑制し、良好な軟磁気特性を得る事ができる。

従って、軟磁性合金の寸法が大きい場合でも、従来の設備で対応できるのでコストを増加させることなく、高飽和磁束密度および高透磁率を兼ね備えた、良好な軟磁気特性が得られる。

結晶化開始温度の異なる、第一の金属薄帯と第二の金属薄帯からなる軟磁性合金を用いた磁心を示す概略図。発熱を抑制する方法として放熱用金属管を用いた磁心を示す概略図。発熱を抑制する方法として放熱用金属棒を用いた磁心を示す概略図。発熱を抑制する方法として放熱用金属板を用いた磁心を示す概略図。

以下、本発明の実施の形態について、軟磁性合金よりなる磁心を用いて詳細に説明する。

（第１の実施の形態）
図１は、結晶化開始温度の異なる、第一の金属薄帯と第二の金属薄帯からなる軟磁性合金を用いた磁心を示す概略図である。図１に示すように、軟磁性合金を用いた磁心３は、組成により結晶化開始温度がそれぞれ異なる第一の金属薄帯１および第二の金属薄帯２を重ねて巻き回して、熱処理を行い作製する。なお、金属薄帯の重量比率、結晶化開始温度の異なる薄帯の数、薄帯を重ねる順番について制限はなく、金属薄帯間に絶縁処理を施しても良い。金属薄帯の組成を変えることにより、結晶化開始温度を変えることができる。

また、軟磁性合金の微細結晶析出のための熱処理時に、第一の金属薄帯１の結晶化開始温度と、第二の金属薄帯２の結晶化開始温度において、結晶化開始温度の温度差が小さいと微細結晶析出に伴う発熱の影響が大きくなり結晶粒径の制御が困難となるため、軟磁気特性が劣化する。そこで、本発明の軟磁性合金について、第一の金属薄帯１の結晶化開始温度と、第二の金属薄帯２の結晶化開始温度が、５℃以上の温度差がある金属薄帯により構成すれば、熱処理時の不要な発熱を抑制し、結晶粒径を制御することにより、良好な軟磁気特性を得ることができる。

本実施の形態による軟磁性合金を毎分１０℃以上、特に、毎分１００℃以上の昇温速度で且つ（結晶化開始温度−５０℃）以上の温度で熱処理をすると、良好な軟磁気特性を有する磁心を得ることができる。

軟磁性合金を用いた金属薄帯は、微細結晶析出のための熱処理時に、微細結晶析出に伴う発熱が過大になると結晶粒が成長し過ぎて軟磁気特性が劣化する。特に、金属薄帯により磁心を作成した場合に、磁心３の重量が５ｇ以上となると熱処理時の発熱が過大になり易く、良好な軟磁気特性を得ることが難しくなるので、磁心３の重量が５ｇ以上の場合には、結晶化開始温度の異なる金属薄帯を積層、または重ねて巻き回して、熱処理時の結晶析出に伴う発熱を抑制するのが好ましい。

さらに、本発明の軟磁性合金について微細結晶析出の熱処理を施す際、磁心３を構成する金属薄帯のすべてにおいて、結晶粒の平均粒径を５０ｎｍ以下とすることが好ましく、軟磁性合金の組成や薄帯の寸法、組合せ等に応じて、適宜熱処理条件を選定すれば良い。

本発明において優れた軟磁気特性を得るためには、熱処理後の析出結晶における平均粒径が５０ｎｍ以下であることが好ましく、さらに、２５ｎｍ以下であればより良好な軟磁気特性を得られる。

本発明の軟磁性合金の組成は、組成式がＦｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０で構成される金属薄帯とすることで、結晶化開始温度を制御して良好な軟磁気特性を得ることができる。

上記軟磁性合金において、Ｆｅは主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Ｆｅの割合が多いことが基本的には好ましい。Ｆｅの割合が７９ａｔ％より少ないと、均質な微細結晶組織を得ることができず、また、望ましい飽和磁束密度が得られない。Ｆｅの割合が８６ａｔ％より多いと、液体急冷凝固装置による液体急冷条件下での非晶質相の形成が困難になり、結晶粒径のばらつきや粗大化が生じてしまうため、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｆｅの割合は、７９ａｔ％以上、８６ａｔ％以下であるのが望ましい。また、上記軟磁性合金を用いた磁心の小型化のため、さらに高い飽和磁束密度が必要とされる場合、Ｆｅの割合が８２ａｔ％以上であることが好ましい。

また、上記軟磁性合金において、Ｂは非晶質相形成を担う必須元素である。Ｂの割合が５ａｔ％より少ないと、液体急冷凝固装置による液体急冷条件下での非晶質相の形成が困難になる。Ｂの割合が１３ａｔ％より多いと、均質な微細結晶組織を得ることができず、軟磁性合金の軟磁気特性が劣化する。従って、Ｂの割合は、５ａｔ％以上、１３ａｔ％以下であることが望ましい。特に量産化のため軟磁性合金が低い融点を有する必要がある場合、Ｂの割合が１０ａｔ％以下であることが好ましい。

また、上記軟磁性合金において、Ｓｉは非晶質相形成を担う元素であり、必ずしも含まれなくても良いが、微細結晶化にあたっては微細結晶の安定化に寄与する。Ｓｉの割合が８ａｔ％よりも多いと、飽和磁束密度と非晶質相形成能が低下し、更に軟磁気特性が劣化する。従って、Ｓｉの割合は、８ａｔ％以下であることが望ましい。特にＳｉの割合が５ａｔ％以下であると融点が低下し連続薄帯を安定して作製できる。また、Ｓｉの割合が１ａｔ％以上であると、ΔＴが増加するため、均質な微細結晶を得る事ができる。

また、上記軟磁性合金において、Ｐは非晶質相形成を担う必須元素である。Ｐの割合が１ａｔ％より少ないと、液体急冷凝固装置による液体急冷条件下での非晶質相の形成が困難になる。Ｐの割合が１０ａｔ％より多いと、飽和磁束密度が低下し軟磁気特性が劣化する。従って、Ｐの割合は、１ａｔ％以上、１０ａｔ％以下であることが望ましい。特にＰの割合が２ａｔ％以上、５ａｔ％以下であると、非晶質相形成能が向上し、連続薄帯を安定して作製することができる事に加え、飽和磁束密度も向上する。本実施の形態においては、Ｂ、Ｓｉ及びＰの組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質相形成能や微細結晶の安定性を高めることができる。

また、上記軟磁性合金において、Ｃは非晶質形成を担う元素であり、必ずしも含まれなくても良い。Ｃは安価であるため、Ｃの添加により他の半金属量が低減され、総材料コストが低減される。但し、Ｃの割合が５ａｔ％を超えると、軟磁性合金が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Ｃの割合は、５ａｔ％以下が望ましい。特にＣの割合が３ａｔ％以下であると、溶解時におけるＣの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えることができる。また、本実施の形態においては、Ｂ、Ｓｉ、Ｐ、Ｃの組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、非晶質相形成能や微細結晶の安定性を高めることができる。

また、上記軟磁性合金において、Ｃｕは微細結晶化に寄与する必須元素である。さらに、Ｃｕは基本的に高価であり、Ｆｅの割合が８１ａｔ％以上である場合には、軟磁性合金の脆化や酸化を生じさせやすい。なお、Ｃｕの割合が０．４ａｔ％より少ないと、微細結晶化が困難になる。Ｃｕの割合が１．４ａｔ％より多いと、非晶質相からなる前駆体が不均質になり、そのため微細結晶合金の形成の際に均質な微細結晶組織が得られず、軟磁気特性が劣化する。従って、Ｃｕの割合は、０．４ａｔ％以上、１．４ａｔ％以下であることが望ましい。ここで、Ｓｉ、Ｂ及びＰとＣｕとの組み合わせ又はＳｉ、Ｂ、Ｐ及びＣとＣｕとの組み合わせが微細結晶化に寄与する。

また、上記軟磁性合金において、ＰとＣｕとの間には、強い原子間引力がある。従って、軟磁性合金が特定の比率のＰとＣｕとを含んでいると、１０ｎｍ以下のサイズのクラスターが形成され、この微細なクラスターによって微細結晶合金の形成の際にｂｃｃＦｅ結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態による微細結晶合金は平均粒径が５０ｎｍ以下であるｂｃｃＦｅ結晶を含んでいる。本実施の形態において、Ｐの割合（ｘ）とＣｕの割合（ｚ）との特定の比率（ｚ／ｘ）は、０．０６以上、１．２０以下である。この範囲以外では、均質な微細結晶組織が得られず、従って軟磁性合金は優れた軟磁気特性を示さない。なお、特定の比率（ｚ／ｘ）は、軟磁性合金の脆化及び酸化を考慮すると、０．０６以上０．５５以下であることが好ましい。

さらに、前記軟磁性合金が、Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなる軟磁性合金からなる金属薄帯で構成することにより良好な軟磁気特性が得られる。

上記元素は、基本的に不純物元素であり、製造過程において金属薄帯に含有される可能性がある。不純物元素を多く含有した場合には、軟磁気特性が劣化すると考えられるが、Ｆｅ置換が３ａｔ％以下であれば、良好な軟磁気特性を維持できる。

また、図１では軟磁性合金を用いた巻磁心について説明しているが、結晶化開始温度が異なる金属薄帯を積層させた積層磁心への適用も同様に可能である。

なお、微細結晶析出に伴う発熱を抑制する方法について、以下の実施の形態で詳細に説明する。

（第２の実施の形態）
第２の実施の形態として、第１の実施の形態を用いて説明する。第１の実施の形態での第二の金属薄帯２に放熱用として結晶質の放熱用金属箔を用い、軟磁性非晶質からなる第一の金属薄帯１と放熱用金属箔を重ねて環状に巻き回して磁心３を作製し、熱処理を行う。微細結晶析出に伴う発熱は、第一の金属薄帯１間の放熱用金属箔に放熱され、磁心３の温度上昇を抑えることができる。温度上昇を抑えることで、化合物の析出を抑制し、優れた磁気特性が得られる。

また、微細結晶析出に伴う発熱は、積層の中心部である第一の金属薄帯を積層した厚みの中間部分に、最も集中しやすい。この積層の中心部に放熱用金属箔があれば良いため、放熱用金属箔の長さは第一の金属薄帯１の長さより短くても良い。つまり、第一の金属薄帯間の全体、若しくは、発熱が最も集中する箇所の一部に放熱用金属箔があればよく、環状に巻き回して磁心を作製する際に、積層の中心部に放熱用金属箔がくるように重ねて巻き回せば良い。

（第３の実施の形態）
図２は発熱を抑制する方法として放熱用金属管を用いた磁心を示す概略図である。図２に示すように、放熱用として結晶質の放熱用金属管４を用い、放熱用金属管４の内側に第一の金属薄帯５を巻き回し、放熱用金属管４の外側に第二の金属薄帯６を巻き回して磁心７を作製し、熱処理を行う。放熱用金属管４に巻きまわした第一の金属薄帯５の内側から、また第二の金属薄帯６の外側から結晶化が始まる。微細結晶析出に伴う発熱は積層の中心部に向かって伝熱し、放熱用金属管４から放熱されため、磁心７の温度上昇を抑えて化合物の析出を抑制し、優れた磁気特性が得られる。

本実施の形態においては、放熱用金属管４によって磁心７の温度上昇が抑えられるため、第一の金属薄帯５および第二の金属薄帯６の結晶化開始温度は同じであっても、また、組成式が同じであっても構わない。

（第４の実施の形態）
図３は発熱を抑制する方法として放熱用金属棒を用いた磁心を示す概略図である。図３に示すように、放熱用として結晶質の放熱用金属棒８を用い、放熱用金属棒８に金属薄帯９を巻き回して磁心１０を作製し、熱処理を行う。金属薄帯９の表面から結晶化が始まり、微細結晶析出に伴う発熱は磁心１０の中心部に向かって伝熱し、放熱用金属棒８から放熱されるため、磁心１０の温度上昇を抑えて化合物の析出を抑制し、優れた磁気特性が得られる。

（第５の実施の形態）
図４は発熱を抑制する方法として放熱用金属板を用いた磁心を示す概略図である。図４に示すように、金属薄帯１２を積層して積層体とし、結晶質の放熱用金属板１１と積層体とを交互に積層して磁心１３を作製し、熱処理を行う。磁心１３の両主面から結晶化が始まり、磁心１３の積層の中心に向かって伝熱し、放熱用金属板１１から放熱されるため、磁心１３の温度上昇を抑えて化合物の析出を抑制し、優れた磁気特性が得られる。

第２乃至５の実施の形態に用いられる放熱用の金属部材は、熱伝導と熱容量が高いものが望ましく、アルミニウムや銅、ニッケル、アルミニウム合金などが望ましい。また、熱伝導率は３０Ｗ／ｍＫ以上であることが望ましい。

また、占積率を上げられるため、熱処理後に放熱用の金属部材を磁心から取り除くことが望ましい。放熱用の金属部材を取り除く場合、取り除く際に磁心にかかった応力を緩和させる為に、結晶化を促進させない温度範囲で再度熱処理を施しても良く、熱処理温度は第２結晶化開始温度以下が望ましい。

また、本実施の形態における軟磁性合金磁心は、薄帯形状や、粉末形状など、様々な形状の軟磁性合金を用いる事ができる。薄帯形状の軟磁性合金は、単ロール製造装置や双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成できる。粉末形状の軟磁性合金は水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって作製してもよいし、薄帯の軟磁性合金を粉砕することで作製してもよい。また、薄帯や粉末などの軟磁性合金はアルゴンや窒素などの不活性雰囲気中又は真空中で製造できるが、大気中でも作製できるし、窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせて製造することもできる。

以下、本発明について実施例および比較例を用いて説明する。

（実施例１〜６）
本実施例では、結晶化開始温度の異なる金属薄帯として、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_８Ｓｉ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を使用した。これらの金属薄帯は上記組成式で表される合金組成になるように秤量し、高周波誘導加熱装置により溶解した後、高温で溶かした合金を冷却したロールの上に噴射し、冷却速度１０５Ｋ／秒以上で高速冷却することにより、非結晶相を有する薄帯を得る単ロール液体急冷法にて作製した。作製した金属薄帯は幅１０ｍｍ、厚さ約２５μｍの非晶質構造を有する金属薄帯であった。

また、上記金属薄帯の結晶化開始温度を示差走査熱量分析（ＤＳＣ）装置を用いて昇温速度毎分４０℃の条件で測定したところ、結晶化開始温度（Ｔｘ１）は、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_８Ｓｉ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯は４１８℃、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯は４１０℃、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯は４２１℃、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｓｉ_４Ｐ_３Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯は４１３℃、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_７Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯は４０５℃であった。

実施例１〜３においては、結晶化開始温度の異なる２種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_８Ｓｉ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を所定の５．０ｇ、１０．０ｇ、１５．０ｇと量り取り、磁心の重量が２０ｇになるように組み合わせて、重ねて環状に巻き回して磁心を作製した。実施例４においては、結晶化開始温度の異なる２種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を、５．０ｇ、１５．０ｇと量り取り、磁心の重量が２０ｇになるように重ねて環状に巻き回して磁心を作製した。実施例５においては、結晶化開始温度の異なる２種類の組成式Ｆｅ８３．３Ｂ７Ｓｉ４Ｐ３Ｃ２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を、１０．０ｇずつ量り取り、磁心の重量が２０ｇになるように重ねて環状に巻き回して磁心を作製した。実施例６においては、結晶化開始温度の異なる２種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_７Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を、１０．０ｇずつ量り取り、磁心の重量が２０ｇになるように重ねて環状に巻き回して磁心を作製した。

（比較例１〜９）
比較例１〜６においては、１種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_８Ｓｉ_４Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、１種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を０．２ｇ、５．０ｇ、２０．０ｇと量り取り、環状に巻き回して磁心を作製した。比較例７〜９においては、１種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７と、１種類の組成式組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｓｉ_４Ｐ_３Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、１種類の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_７Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を、それぞれ２０．０ｇ量り取り、環状に巻き回して磁心を作製した。

本実施例および比較例の熱処理は、Ａｒガス中で、昇温速度は３００℃／分、熱処理温度はそれぞれの金属薄帯の組成式や磁心形状に合せて、磁心の（結晶化開始温度−５０℃）以上の最適熱処理温度である３８０℃〜４２５℃の範囲で設定し、保持時間は１０分の条件で行った。

上記熱処理後の磁心の初透磁率μ_ｉは、インピーダンスアナライザ（４２９４Ａ、Ａｇｉｌｅｎｔ製）にて測定し、８００Ａ／ｍでの磁場中における磁束密度Ｂ_８００は、ＢＨループトレーサ（ＴＲＦ−５、東英工業製）にて測定した。また、磁心を構成する金属薄帯中における微細析出粒子の平均粒径は、Ｘ線回折法により得られた回折ピークから、シェラーの式を用いて算出した。なお、実施例１〜６においては、２つの組成式の金属薄帯を、一緒にして１つの試料として測定した。

表１に本実施例および比較例の磁心について、組成式、重量、結晶化開始温度、結晶化開始温度の温度差、熱処理後の初透磁率μ_ｉと磁束密度Ｂ_８００、平均粒径の測定結果を示す。

実施例１の組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４１８℃の金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４１０℃の金属薄帯を１０．０ｇずつ量り取り、重ねて巻き回した磁心では、μ_ｉが５０００以上と高く、Ｂ_８００においても１．７０Ｔ以上であり、高いμ_ｉと高いＢ_８００を両立できている事が分かる。また、実施例１と同じ金属薄帯の組み合わせで重量比率を変えた実施例２および実施例３でも５０００以上のμ_ｉと１．６０Ｔ以上のＢ_８００を得ている事から、結晶化開始温度の異なる金属薄帯の重量比率を変化させても高いμ_ｉと高いＢ_８００を両立できている。

実施例４の組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４２１℃の金属薄帯を５．０ｇと、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４１０℃の金属薄帯を５．０ｇ、１５．０ｇと量り取り、重ねて巻き回した磁心では、μ_ｉが５０００以上と高く、Ｂ_８００においても１．６０Ｔ以上であり、高いμ_ｉと高いＢ_８００を両立できている。

実施例５の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｓｉ_４Ｐ_３Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４１３℃の金属薄帯を１０．０ｇと、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４２１℃の金属薄帯を１０．０ｇと量り取り、重ねて巻き回した磁心では、μ_ｉが５０００以上と高く、Ｂ_８００においても１．６０Ｔ以上であり、高いμ_ｉと高いＢ_８００を両立できている。

実施例６の組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_７Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４０５℃の金属薄帯を１０．０ｇと、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_１０Ｓｉ_３Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される結晶化開始温度が４２１℃の金属薄帯を１０．０ｇと量り取り、重ねて巻き回した磁心では、μ_ｉが５０００以上と高く、Ｂ_８００においても１．６０Ｔ以上であり、高いμ_ｉと高いＢ_８００を両立できている。

また、実施例２、３と比較例１〜６の結果から、磁心を構成する金属薄帯のなかで最も結晶化開始温度の低い金属薄帯が磁心重量の半分以上を占める場合、よりμ_ｉが高くなっている。

さらに、実施例１〜６では、微細析出粒子の平均粒径が２０．８ｎｍ以下であることから、結晶化開始温度の異なる金属薄帯を用いて磁心を構成することにより、良好な軟磁気特性と平均粒径が２５ｎｍ以下の微細結晶を析出させることが可能である。

実施例１〜３の組み合わせている金属薄帯の結晶化開始温度の差は８℃で、実施例４の組み合わせている金属薄帯の結晶化開始温度の差は１１℃、実施例５の組み合わせている金属薄帯の結晶化開始温度の差は８℃、実施例６の組み合わせている金属薄帯の結晶化開始温度の差は１６℃となり、８℃以上の温度差がある組成式の組み合せにおいて、良好な磁気特性となっている。結晶化開始温度の異なる金属薄帯を組み合わせることにより、結晶化開始温度の温度差が、５℃以上であると、良好な磁気特性を有する軟磁性合金磁心となることが可能である。

一方、比較例１〜３に示すように、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯のみで作製した磁心では、磁心の重量０．２ｇの時には７０００のμ_ｉと１．７５ＴのＢ_８００を示していたが、磁心の重量５．０ｇ以上ではμ_ｉが５０００以下に低下し、Ｂ_８００は１．７Ｔ以下に減少した。比較例４〜６では、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_９Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯のみで作製した磁心におけるμ_ｉとＢ_８００の結果を示しているが、比較例１〜３と同様に磁心の重量が増大するに従い、μ_ｉとＢ_８００が低下していく事が分かる。また、比較例１〜６の平均粒径は磁心の重量の増加と共に増大していることから、磁心の重量が５ｇ以上になったことで微細結晶析出熱の放熱が不十分になり、微細析出粒子の平均粒径が増大し、軟磁気特性を低下させたと考えられる。

比較例７に、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_３Ｂ_１０Ｐ_３Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯のみで作製した磁心におけるμ_ｉとＢ_８００と平均粒径の結果を示しているが、比較例１〜６と同様に磁心重量が増大しているために、μ_ｉとＢ_８００が低下し、平均粒径が他の比較例に比べて大きい事が分かる。

また、比較例８に、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｓｉ_４Ｐ_３Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯のみで作製した磁心におけるμ_ｉとＢ_８００と平均粒径の結果を示しているが、比較例１〜６と同様に磁心重量が増大しているために、μ_ｉとＢ_８００が低下し、平均粒径が他の比較例に比べて大きい事が分かる。

さらに、比較例９に、組成式Ｆｅ_８３．３Ｂ_７Ｐ_７Ｃ_２Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯のみで作製した磁心におけるμ_ｉとＢ_８００と平均粒径の結果を示しているが、比較例１〜６と同様に磁心重量が増大しているために、μ_ｉとＢ_８００が低下し、平均粒径が他の比較例に比べて大きい事が分かる。

よって、本発明により、磁心の重量が５ｇ以上となった場合でも、高飽和磁束密度および高透磁率を兼ね備えた、良好な軟磁気特性が、コストを増加させることなく軟磁性合金、軟磁性合金磁心およびその製造方法が得られる。

以下、微細結晶析出に伴う発熱を抑制する方法について、実施例および比較例を用いて説明する。

（実施例７〜９、比較例１０、１１）
本実施例では、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯と、組成式Ｆｅ_８４．８Ｂ_８Ｐ_８Ｃｕ_１．２で表される金属薄帯を使用した。これらの金属薄帯は上記組成式で表される合金組成になるように秤量し、高周波誘導過熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて連続薄帯を作製した。組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯は幅約２０ｍｍ、厚さ約２５μｍ、組成式Ｆｅ_８４．８Ｂ_８Ｐ_８Ｃｕ_１．２で表される金属薄帯は幅約２０ｍｍ、厚さ約２０μｍで、それぞれ重量１ｋｇの連続薄帯を作製した。これらの連続薄帯については、Ｘ線回折装置により非晶質単相であることを確認した。

実施例７、８は、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される連続薄帯を１００ｇとなるよう量り取り、放熱用金属箔として幅２０ｍｍ、厚さ１４μｍ、重量５ｇ又は２０ｇのアルミニウム箔と重ねて環状に巻き回して磁心を作製した。その後、４２５℃にて１５分間Ａｒ雰囲気中で熱処理を行った。また、実施例９は、組成式Ｆｅ_８４．８Ｂ_８Ｐ_８Ｃｕ_１．２で表される連続薄帯を１００ｇとなるよう量り取り、幅２０ｍｍ、厚さ１４μｍ、重量５ｇのアルミニウム箔と重ねて環状に巻き回して磁心を作製した。その後、３９０℃にて１５分間Ａｒ雰囲気中で熱処理を行った。

比較例１０は組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を１００ｇとなるよう量り取り、環状に巻き回して磁心を作製し、実施例７、８と同様の熱処理を行った。また、比較例１１は組成式Ｆｅ_８４．８Ｂ_８Ｐ_８Ｃｕ_１．２で表される金属薄帯を１００ｇとなるよう量り取り、環状に巻き回して磁心を作製し、実施例９と同様の熱処理を行った。

実施例７〜９、比較例１０、１１で得られた磁心について、インピーダンスアナライザーを用いて１ｋＨｚにおける透磁率μ_ｉと、直流ＢＨトレーサーを用いて最大磁場１０Ｏｅにおける保磁力Ｈｃと、コアロス測定装置を用いて１ｋＨｚ−１．０ＴにおけるコアロスＰｃｍとを測定した結果を表２に示した。また、実施例７、８及び比較例１０については、積層の中心部である、薄帯とアルミニウム箔とを積層した厚みの中間に熱電対を入れて温度を測定し、熱処理の設定温度との温度差と、平均粒径の測定結果を表２に示した。

表２の結果から、実施例はμ_ｉがいずれも５０００以上と高く、Ｈｃは１０Ａ／ｍ以下であり、Ｐｃｍにおいても５Ｗ／ｋｇ以下となっており、比較例に比べて高透磁率、低コアロス、低保持力となり、軟磁気特性が優れていた。

また、実施例７、８および比較例１０について、磁心の中心の温度差は比較例が圧倒的に高くなっており、さらにＸ線回折装置にて結晶相を評価したところ、実施例７、８はα−Ｆｅのみ析出していたが、比較例１０はＦｅ−Ｂ化合物が析出していた。また、シェラーの式より算出した、磁心を構成する金属薄帯中における微細析出粒子の平均粒径は、実施例１が１６ｎｍ、実施例２が２１ｎｍであった。

比較例は微細結晶析出の発熱によって、磁心内部の温度が上昇して化合物が析出し、軟磁気特性が劣化した。一方、実施例は微細結晶析出時の発熱を、積層の中心部に配置した放熱用金属箔で放熱し、磁心の温度上昇を抑制して化合物の析出を抑えたことによって、優れた軟磁気特性を有した軟磁性合金磁心が得られた。

ここで、α−Ｆｅが安定して析出する温度領域が狭くなり、微細結晶析出時の発熱や、熱処理炉の温度分布の誤差などにより化合物が析出されるのを抑制するため、軟磁性合金の第一結晶化開始温度と第二結晶化開始温度の差ΔＴは８０℃以上が望ましい。

磁心を作製した後、実施例７の磁心からアルミニウム箔を取り除き、残った金属薄帯を軽く巻き直して再度４００℃で熱処理を行うことで、占積率が向上して磁束密度Ｂ_１０が１．０８Ｔから１．５８Ｔまで上昇した。このように、占積率を上げるために、熱処理後に放熱用の金属部材を取り除くことが望ましい。

（実施例１０、比較例１２）
本実施例では、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を使用した。この金属薄帯は実施例７と同様に作製し、Ｘ線回折装置により非晶質単相であることを確認した。

実施例１０は、内径２５ｍｍ、外径３０ｍｍ、高さ５０ｍｍ銅管の内側に金属薄帯を４０ｇ、外側に６０ｇを巻き回して磁心を作製し、実施例７と同様の熱処理を行った。熱処理後、磁心から銅管を取り除き、内側の磁心と外側の磁心とを軽く巻き直して合わせ、１つの磁心を作製した。また、比較例１２は金属薄帯を１００ｇとなるよう量り取り、環状に巻き回して磁心を作製し、実施例７と同様の熱処理を行った。実施例１０および比較例１２で得られた磁心について、実施例７と同様に透磁率μ_ｉと、保磁力Ｈｃと、コアロスＰｃｍとを測定した結果を表３に示した。

表３の結果から、実施例１０はμ_ｉが５０００以上と高く、Ｈｃは１０Ａ／ｍ以下であり、Ｐｃｍにおいても５Ｗ／ｋｇ以下となっており、比較例１２に比べて軟磁気特性が優れていた。また、Ｘ線回折装置にて結晶相を評価したところ、実施例１０はα−Ｆｅのみ析出していたが、比較例１２はＦｅ−Ｂ化合物が析出していた。

放熱用として高熱伝導の銅管を積層の中心部に配置することによって、微細結晶析出時の発熱による温度上昇を抑制して化合物の析出を抑制し、優れた軟磁気特性を有した軟磁性合金磁心が得られた。

（実施例１１、比較例１３）
本実施例では、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を使用した。この金属薄帯は実施例７と同様に作製し、Ｘ線回折装置により非晶質単相であることを確認した。

実施例１１は、直径３０ｍｍ、高さ５０ｍｍの銅棒に１００ｇの金属薄帯を巻き回して磁心を作製し、実施例７と同様の熱処理を行った。熱処理後、磁心から銅棒を取り除いた。また、比較例１３は金属薄帯を１００ｇとなるよう量り取り、環状に巻き回して磁心を作製し、実施例７と同様の熱処理を行った。実施例１１および比較例１３で得られた磁心について、実施例７と同様に透磁率μ_ｉと、保磁力Ｈｃと、コアロスＰｃｍとを測定した結果を表４に示した。

表４の結果から、実施例１１はμ_ｉが５０００以上と高く、Ｈｃは１０Ａ／ｍ以下であり、Ｐｃｍにおいても５Ｗ／ｋｇ以下となっており、比較例１３に比べて軟磁気特性が優れていた。また、Ｘ線回折装置にて結晶相を評価したところ、実施例１１はα−Ｆｅのみ析出していたが、比較例１３はＦｅ−Ｂ化合物が析出していた。

放熱用として高熱伝導の銅棒を磁心の中心に配置することによって、微細結晶析出時の発熱による温度上昇を抑制して化合物の析出を抑制し、優れた軟磁気特性を有した軟磁性合金磁心が得られた。

（実施例１２、比較例１４）
本実施例では、組成式Ｆｅ_８３．３Ｓｉ_４Ｂ_８Ｐ_４Ｃｕ_０．７で表される金属薄帯を使用した。この金属薄帯は実施例７と同様に作製し、Ｘ線回折装置により非晶質単相であることを確認した。

作製した金属薄帯を長さ６０ｍｍ毎に切断して１０枚積層して積層体とした。実施例１２は、その積層体を積層する毎に幅２０ｍｍ、厚さ０．１ｍｍの銅板を挟み、金属薄帯を６０枚積層した磁心を作製した。その後、実施例７と同様の熱処理を行った。熱処理後、磁心から銅板は取り除いた。また、比較例１４は６０ｍｍ毎に切断された金属薄帯を６０枚積層して磁心を作製し、実施例７と同様の熱処理を行った。実施例１２および比較例１４で得られた磁心について、直流ＢＨトレーサーを用いて最大磁場２５Ｏｅにおける保磁力Ｈｃを測定した結果を表５に示した。

表５の結果から、実施例１２はＨｃが１０Ａ／ｍ以下となっており、比較例１４に比べて軟磁気特性が優れていた。また、Ｘ線回折装置にて結晶相を評価したところ、実施例１２はα−Ｆｅのみ析出していたが、比較例１４はＦｅ−Ｂ化合物が析出していた。

放熱用として高熱伝導の銅板を金属薄帯の積層体間に配置することによって、微細結晶析出時の発熱による温度上昇を抑制して化合物の析出を抑制し、優れた軟磁気特性を有した軟磁性合金磁心が得られる。

以上のことより、微細結晶析出に伴う発熱を抑制する方法として、熱処理時に非晶質薄帯の結晶析出に伴う発熱が最も集中しやすい積層の中心部や、磁心の中心部に、高い熱伝導率と大きな熱容量を有する放熱用の金属部材を配置することで、微細結晶析出に伴う発熱を吸収して磁心の温度上昇を抑制し、化合物の析出を防止できる。また、温度上昇の速い磁心の外側には非晶質薄帯が配置される構成であるため、昇温速度の低下を抑えて結晶粒の粗大化を抑制できる。これらより、高透磁率、低保磁力および低コアロスである、良好な軟磁気特性を有した軟磁性合金磁心の熱処理方法が得られる。

放熱用金属部材の熱容量を多くするために、放熱用金属部材の幅は金属薄帯の幅より広くても良く、また、放熱用金属部材の形状は本実施例に限定されるものではなく、円形に限らず、楕円や矩形であっても良い。また、本実施例ではＡｒ雰囲気中で熱処理を行ったが、窒素などの不活性雰囲気中で行っても、真空中や酸化雰囲気中で行っても良い。また、磁気特性制御をするため、応力下又は磁場中で誘導磁気異方性を付加して熱処理を行っても良い。

以上、実施例を用いて、この発明の実施の形態を説明したが、この発明は、これらの実施例に限られるものではなく、この発明の要旨を逸脱しない範囲の設計変更があっても本発明に含まれる。すなわち、当業者であれば、当然なしえるであろう各種変形、修正もまた本発明に含まれる。

本発明は、結晶化開始温度の異なる金属薄帯を用いた軟磁性合金磁心を広く電気機器や電子機器に利用することができる。

１、５第一の金属薄帯
２、６第二の金属薄帯
３、７、１０、１３磁心
４放熱用金属管
８放熱用金属棒
９、１２金属薄帯
１１放熱用金属板

Claims

組成式がＦｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である軟磁性合金であって、それぞれ５℃以上異なる結晶化開始温度を有する複数の金属薄帯を厚み方向に積み重ねてなり、前記複数の金属薄帯のそれぞれは結晶粒を含み、前記結晶粒の平均粒径は５０ｎｍ以下であり、前記複数の金属薄帯の合計重量は２０ｇ以上であることを特徴とする軟磁性合金。
前記Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなることを特徴とする請求項１に記載の軟磁性合金。
請求項１または請求項２に記載の軟磁性合金によりなることを特徴とする軟磁性合金磁心。
組成式がＦｅ_ａＢ_ｂＳｉ_ｃＰ_ｘＣ_ｙＣｕ_ｚで表わされ、７９≦ａ≦８６ａｔ％、５≦ｂ≦１３ａｔ％、０≦ｃ≦８ａｔ％、１≦ｘ≦１０ａｔ％、０≦ｙ≦５ａｔ％、０．４≦ｚ≦１．４ａｔ％、及び０．０６≦ｚ／ｘ≦１．２０である軟磁性合金のそれぞれ５℃以上異なる結晶化開始温度を有する複数の金属薄帯を、液体急冷法により作製し、前記複数の金属薄帯の合計重量が２０ｇ以上となるよう、厚み方向に積み重ねて、熱処理することにより、前記複数の金属薄帯のそれぞれに微細結晶を析出させることを特徴とする軟磁性合金の製造方法。
前記Ｆｅの３ａｔ％以下を、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ａｇ、Ａｕ、Ｚｎ、Ｓ、Ｃａ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｎ、Ｏ、白金族元素、及び希土類元素のうち、１種類以上の元素で置換してなる前記軟磁性合金の前記複数の金属薄帯を厚み方向に積み重ねて、熱処理することを特徴とする請求項４に記載の軟磁性合金の製造方法。