磁性材料、磁性材料的制造方法及感应器元件.pdf

本发明的实施方式的磁性材料具备：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；将上述磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层；存在于上述磁性粒子间且与第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子；及存在于上述磁性粒子间且具有第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相。

权利要求书一种磁性材料，其特征在于，具备：
含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；
将所述磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层；
存在于所述磁性粒子间且与所述第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子；及
存在于所述磁性粒子间且具有所述第1氧化物与所述第2氧化物的共晶组织的氧化物相。
根据权利要求1所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性粒子具有平均粒径为1nm以上且100nm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子，是平均短尺寸为10nm以上1μm以下、平均纵横尺寸比为5以上的形状的粒子集合体。
根据权利要求2所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性材料含有夹杂相，所述夹杂相存在于所述金属纳米粒子间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种。
根据权利要求1所述的磁性材料，其特征在于，在所述磁性粒子与所述第1被覆层之间具备将所述磁性粒子的至少一部分被覆且包含所述非磁性金属中的至少1种的第3氧化物的第2被覆层。
根据权利要求1所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性粒子的平均纵横尺寸比为5以上。
根据权利要求1所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性粒子包含与所述非磁性金属不同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的至少1种添加金属，所述添加金属相对于所述磁性金属和所述非磁性金属和所述添加金属的合计量为0.001原子％以上且25原子％以下，所述磁性金属、所述非磁性金属、或所述添加金属中的至少2种互相固溶。
根据权利要求1所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性粒子的晶体结构为六方晶结构。
根据权利要求2所述的磁性材料，其特征在于，所述金属纳米粒子含有与所述非磁性金属不同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的至少1种添加金属，所述添加金属相对于所述磁性金属和所述非磁性金属和所述添加金属的合计量为0.001原子％以上且25原子％以下，所述磁性金属、所述非磁性金属、或所述添加金属中的至少2种互相固溶。
根据权利要求2所述的磁性材料，其特征在于，所述金属纳米粒子的晶体结构为六方晶结构。
根据权利要求1所述的磁性材料，其特征在于，所述第1氧化物与所述第2氧化物的组合即第1氧化物－第2氧化物或第2氧化物－第1氧化物包含B2O3－SiO2、B2O3－Cr2O3、B2O3－MoO3、B2O3－Nb2O5、B2O3－Li2O3、B2O3－BaO、B2O3－ZnO、B2O3－La2O3、B2O3－P2O5、B2O3－Al2O3、B2O3－GeO2、B2O3－WO3、Na2O－SiO2、Na2O－B2O3、Na2O－P2O5、Na2O－Nb2O5、Na2O－WO3、Na2O－MoO3、Na2O－GeO2、Na2O－TiO2、Na2O－As2O5、Na2O－TiO2、Li2O－MoO3、Li2O－SiO2、Li2O－GeO2、Li2O－WO3、Li2O－V2O5、Li2O－GeO2、CaO－P2O5、CaO－B2O3、CaO－V2O5、ZnO－V2O5、BaO－V2O5、BaO－WO3、Cr2O3－V2O5、ZnO－B2O3、MoO3－WO3中的任一种组合。
根据权利要求4所述的磁性材料，其特征在于，所述第1氧化物与所述第3氧化物、所述第2氧化物与所述第3氧化物分别不具有1000℃以下的共晶点。
一种磁性材料的制造方法，其特征在于，具有如下工序：
合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子的工序；
形成将所述磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层的工序；
将与所述第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子和所述磁性粒子混合的工序；及
通过1000℃以下的热处理和冷却使所述第1被覆层与所述氧化物粒子进行共晶熔融凝固的工序。
一种磁性材料，其特征在于，具备：
含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；
将所述磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层；及
存在于所述磁性粒子间且与所述第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子。
一种磁性材料的制造方法，其特征在于，具有下述工序：
合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子的工序；
形成将所述磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层的工序；及
将与所述第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子和所述磁性粒子混合的工序。
一种磁性材料，其特征在于，具备：
磁性粒子，其是含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属的磁性粒子，具有平均粒径为1nm以上100nm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的多个金属纳米粒子，是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、平均纵横尺寸比为5以上的形状的粒子集合体；
存在于所述磁性粒子间且具有构成共晶反应体系的第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相。
根据权利要求15所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性材料含有夹杂相，所述夹杂相存在于所述金属纳米粒子间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）、或碳（C）中的任一种。
一种磁性材料，其特征在于，具有磁性粒子，
所述磁性粒子含有：平均粒径为1nm以上且100nm以下且包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子、和存在于所述金属纳米粒子间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）、或碳（C）中的任一种的第1夹杂相，所述磁性粒子是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、平均纵横尺寸比为5以上的形状的粒子集合体，所述金属纳米粒子的体积填充率相对于所述粒子集合体整体为40体积%以上80体积%以下。
根据权利要求17所述的磁性材料，其特征在于，所述金属纳米粒子还含有选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和与所述非磁性金属不同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的至少1种添加金属，相对于所述磁性金属和所述非磁性金属和所述添加金属的合计量均含有0.001原子％以上且25原子％以下，所述磁性金属、所述非磁性金属、或所述添加金属中的至少2种互相固溶。
根据权利要求17所述的磁性材料，其特征在于，所述金属纳米粒子的晶体结构为六方晶结构。
根据权利要求17所述的磁性材料，其特征在于，所述金属纳米粒子是平均具有2以上的纵横尺寸比的扁平状或棒状的粒子。
根据权利要求17所述的磁性材料，其特征在于，所述金属纳米粒子的平均粒子间距离为0.1nm以上且5nm以下。
根据权利要求17所述的磁性材料，其特征在于，所述磁性粒子的电阻率为100μΩ·cm以上且100mΩ·cm以下。
根据权利要求17所述的磁性材料，其特征在于，在所述磁性粒子间存在复合相，所述复合相是包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属相、与包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的第2夹杂相的复合相。
根据权利要求23所述的磁性材料，其特征在于，所述复合相是包含与所述金属相对应的磁性金属粒子和将所述磁性金属粒子的至少一部分的表面被覆的与所述第2夹杂相对应的被覆层的核壳型磁性粒子，所述磁性金属粒子包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属和选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属，所述被覆层包含所述非磁性金属中的至少1种。
一种磁性材料的制造方法，其特征在于，具备下述工序：
合成平均粒径为1nm以上且1μm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的多个金属纳米粒子的工序；
在所述金属纳米粒子的表面的至少一部分上形成包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相的工序；及
通过将所述金属纳米粒子和所述夹杂相一体化，形成具有平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、平均纵横尺寸比为5以上的形状、且所述金属纳米粒子的体积填充率为40体积%以上且80体积%以下的粒子集合体的工序。
根据权利要求25所述的制造方法，其特征在于，合成所述金属纳米粒子的工序通过热等离子体法来进行。
一种感应器元件，其特征在于，具备权利要求1所述的磁性材料。

说明书磁性材料、磁性材料的制造方法及感应器元件
本申请基于2011年8月31日提出的日本专利申请2011‑189070并主张其优先权，将其所有的内容援引于此。
技术领域
本发明主要涉及磁性材料、磁性材料的制造方法及感应器元件。
背景技术
目前，磁性材料被应用于感应器元件、电磁波吸收体、磁性油墨、天线装置等各种设备的部件中，是非常重要的材料。这些部件根据目的利用磁性材料所具有的导磁率实部（相对导磁率实部）μ’或导磁率虚部（相对导磁率虚部）μ”的特性。例如感应器元件或天线装置利用高μ’（且低μ”），电磁波吸收体利用高μ”。因此，实际中作为设备使用的情况下，必须按照器材的利用频带来控制μ’及μ”。
近年来，器材的利用频带不断高频带化，在高频下具备高μ’和低μ”且特性优异的磁性材料的开发成为当务之急。
发明内容
本发明的实施方式的磁性材料具备：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；将所述磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层；存在于所述磁性粒子间且与所述第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子；及存在于所述磁性粒子间且具有所述第1氧化物与所述第2氧化物的共晶组织的氧化物相。
近年，具有高μ’和低μ”的磁性材料在用于功率半导体中的功率感应器元件中的应用受到关注。近年，一直在强烈倡导节能、环保的重要性，减少CO2排放量和降低对化石燃料的依赖度变得不可欠缺。
其结果是，代替汽油汽车的电动车和混合动力车的开发正在积极地进行。此外，太阳能发电和风力发电等利用自然能源的技术被称为节能社会的关键技术，各发达国家一直在积极开发自然能源的利用技术。进而，作为对环境温和的省电系统，一直强烈倡导构建将通过太阳能发电、风力发电等发出的电力通过智能电网（smart grid）进行控制、从而高效地对家庭内或办公室、工厂进行供求的HEMS（Home Energy Management System，家庭能源管理系统）、BEMS（Building and Energy Management System，楼宇能源管理系统）的重要性。
在这样的节能化的潮流中，担负重要作用的是功率半导体。功率半导体是高效地控制高电力和能源的半导体，除了IGBT（insulated gate bipolar transistor，绝缘栅双极晶体管）、MOSFET、功率双极晶体管、功率二极管等分立功率半导体之外，还包括线性调节器、开关调节器等电源电路、以及用于控制它们的功率管理用Logic LSI等。
功率半导体在家电、计算机、汽车、铁路等所有的器材中被广泛使用，可期待这些应用器材的普及扩大、以及在这些器材中搭载功率半导体的比率的扩大，因此，可以预计到今后功率半导体的市场会大幅增长。例如，在多数家电所搭载的变换器中，可以说基本上都使用了功率半导体，由此能大幅地节能。
目前，功率半导体中，Si是主流，但是，为了进一步的高效率化和器材的小型化，认为利用SiC、GaN是有效的。SiC和GaN与Si相比，带隙和绝缘破坏电场大，能使耐压增高，因此能减薄元件。因而，能降低半导体的导通电阻，对于低损耗化、高效率化是有效的。此外，SiC和GaN的载流子迁移率高，因此，能使开关频率高频化，对于元件的小型化是有效的。进而，特别是SiC与Si相比导热率高，因此放热能力高，能进行高温工作，能简化冷却机构，对于小型化是有效的。
从以上的观点出发，一直在积极地进行SiC、GaN功率半导体的开发。但是，为了使其实现，与功率半导体一起使用的功率感应器元件的开发、即高导磁率磁性材料（高μ’和低μ”）的开发是不可欠缺的。此时，作为磁性材料所要求的特性，驱动频带下的高导磁率、低磁损耗当然不用说，能应对大电流的高饱和磁化也是必需的。当饱和磁化高时，即使施加高磁场也难以发生磁饱和，能抑制实效的电感值的降低。由此，设备的直流重叠特性提高，系统的效率提高。
作为10kHz～100kHz的数kW级系统用的磁性材料，可举出铝硅铁粉（Fe－Si－Al）、Nanocrystals系Finemet（Fe－Si－B－Cu－Nb）、Fe基／Co基非晶/玻璃的带/压粉体、或者MnZn系铁素体材料。但是，均未完全满足高导磁率、低损耗、高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性，是不充分的。
此外，系统的驱动频率看起来在今后伴随着SiC、GaN半导体的普及，会进一步高频化，在100kHz以上的MHz频带中为高导磁率、低损耗是必要的，但是，不存在这样的磁性材料。因此，满足高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性、并且在100kHz以上的MHz频带中满足高导磁率、低损耗的磁性材料的开发是不可欠缺的。
此外，在高频下具有高μ’和低μ”的磁性材料也期待应用到天线装置等高频通信器材的设备中。作为天线的小型化、省电化的方法，有如下方法：将高导磁率（高μ’、低μ”）的绝缘基板作为天线基板，将从天线到达通信器材内的电子部件或基板的电波卷入，按照使电波不到达电子部件或基板的方式进行信号收发。由此，虽然能实现天线的小型化和省电化，但是，同时也有可能使天线的共振频率发生宽频带化，是不优选的。
在这样的应用中，在上述功率感应器元件用磁性材料被开发出来时，存在能适用的可能性，是优选的。
进而，在电磁波吸收体中，利用高μ”，将从电子器材产生的噪音吸收，使电子器材的错误动作等不良情况减少。作为电子器材，可举出IC芯片等半导体元件或各种通信器材等。这样的电子器材可在各种频带中使用，通过规定的频带求出高μ″。通常，磁性材料在强磁性共振频率附近取得高μ”。但是，如果能抑制除强磁性共振损耗以外的各种磁损耗、例如涡流损耗或磁畴壁共振损耗等，则在比强磁性共振频率充分低的频带中，μ”小且能使并使μ’增大。
即，即使是一种材料，通过改变使用频带，能作为高导磁率部件使用，也能作为电磁波吸收体使用。因此，在开发出上述功率感应器用磁性材料时，即使作为利用μ”的电波吸收体使用，通过使强磁性共振频率与利用频带相适应，也存在能够应用的可能性。
另一方面，通常，作为电磁波吸收体而开发的材料按照将包括强磁性共振损耗、涡流损耗、磁畴壁共振损耗等各种磁损耗的所有损耗加和而使μ″尽量大的方式设计。因此，作为电磁波吸收体开发的材料在无论哪一种频带中作为上述感应器元件或天线装置用的高导磁率部件（高μ’且低μ”）使用都是困难的。
另外，电磁波吸收体以往通过将铁素体粒子、羰基铁粒子、FeAlSi薄片、FeCrAl薄片等与树脂混合的粘合剂成形法来制造。但是，这些材料在高频区域中μ’、μ”均极低，未必能得到满足的特性。此外，通过机械合金化法等合成的材料中，存在长时间的热稳定性欠缺、合格率低的问题。
以上，作为在功率感应器元件、天线、电波吸收体中使用的磁性材料，提出了至今为止各种各样的材料，但是均无法满足所要求的材料特性。
附图说明
图1是第1实施方式的磁性材料的示意图。
图2是第1实施方式的第1变形例的磁性材料的示意图。
图3是第1实施方式的第2变形例的磁性材料的示意图。
图4是第2实施方式的磁性材料的示意图。
图5是第5实施方式的磁性材料的示意图。
图6是第6实施方式的磁性材料的示意图。
图7是第7实施方式的磁性材料的示意图。
图8是第7实施方式的第1变形例的磁性材料的示意图。
图9是第7实施方式的第2变形例的磁性材料的示意图。
图10是第8实施方式的磁性材料的示意图。
图11是第8实施方式的变形例的磁性材料的示意图。
图12A、12B是第10实施方式的设备的概念图。
图13A、13B是第10实施方式的感应器元件的概念图。
图14是第10实施方式的感应器元件的概念图。
图15是表示实施例3的导磁率（μ’、μ”）的频率特性的图。
具体实施方式
下面用附图对实施方式进行说明。另外，在附图中，对于相同或类似的部位赋予相同或类似的符号。
（第1实施方式）
本实施方式的磁性材料具备：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；将该磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层；存在于磁性粒子间且与第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子；及存在于磁性粒子间且含有第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相。
本实施方式的磁性材料通过具备上述构成，在100kHz以上的MHz频带中实现高导磁率、低损耗。进而，还能实现高饱和磁化、高的热稳定性、高的耐氧化性。
图1是本实施方式的磁性材料的示意图。本实施方式的磁性材料由磁性粒子10、将该磁性粒子10被覆的第1氧化物的第1被覆层12、存在于磁性粒子10间的第2氧化物的氧化物粒子14、由第1氧化物与第2氧化物的共晶组织形成的氧化物相16构成。
磁性粒子10含有选自由Fe（铁）、Co（钴）、Ni（镍）组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属。磁性粒子10例如为含有Fe、Co及Al（铝）的合金、或含有Fe、Ni、Si（硅）的合金。
第1氧化物与第2氧化物构成共晶反应体系。即，第1氧化物与第2氧化物生成共晶。第1氧化物例如为Si（硅）的氧化物，第2氧化物例如为B（硼）的氧化物。
将磁性粒子10的至少一部分被覆的第1被覆层12由第1氧化物形成。此外，存在于磁性粒子10间的氧化物粒子14由第2氧化物形成。
存在于磁性粒子10间的氧化物相16由第1氧化物和第2氧化物形成，具备第1氧化物与第2氧化物的共晶组织。这里所说的共晶组织是通过共晶反应生成的凝固组织，为2种晶体层状交替排列而成的层状（片状）共晶组织、或以棒状排列而成的棒状共晶组织、以螺旋状排列而成的螺旋状共晶组织等。此时，例如层状组织、棒状组织、螺旋状组织的各个层（或棒）的间隔取决于共晶组成、和凝固速度等凝固条件。
根据本实施方式，磁性粒子10被共晶组织的氧化物相16包围，从而抑制磁性粒子10的凝集，可实现热稳定且耐氧化性也高的磁性材料。因此，能抑制磁特性变差。
此外，共晶组织的氧化物相16的力学强度也高。因此，在热循环时或施加负荷时难以发生龟裂或破损，能提高磁性材料的热稳定性和耐氧化性。
此外，通过第1氧化物与第2氧化物的共晶反应能形成氧化物相16，因此在较低温度下能形成强度高的氧化物相16。因此，本实施方式的磁性材料能通过较低温的工艺来制造。因而，根据本实施方式，能抑制制造中的磁性粒子10的氧化或变质等。
在本实施方式中，在磁性粒子10间，除了氧化物相16，单独地将熔点高的第1氧化物作为第1被覆层12、并单独地将熔点高的第2氧化物作为氧化物粒子残留，从而能使热稳定性、耐氧化性进一步提高。
磁性粒子10在球状的情况下，优选平均粒径为50nm以上且50μm以下。若磁性粒子10的粒径增大，则顽磁力降低，是优选的，但是，另一方面，在磁性粒子10的阻抗小的情况下，若粒径过大，则涡流损耗增大，不优选。相反，若磁性粒子10的粒径过小，则涡流损耗减小，是优选的，但是，顽磁力增大，不优选。
另外，磁性材料的磁损耗主要由涡流损耗、磁滞损耗、强磁性共振损耗这三者构成，优选任一者均低。其中，磁滞损耗是由磁性材料的顽磁力引起的损耗，若顽磁力增大，则在使对磁性材料施加的磁场增大时磁滞损耗增大，不优选。上述的平均粒径的讨论是为了使涡流损耗和磁滞损耗的合计成为最小而对最适的粒径进行的讨论，但是最适粒径范围根据使用的频带而变化。在100kHz以上的MHz频带中，为了使涡流损耗、磁滞损耗的合计成为最小，最适的平均粒径为50nm以上且50μm以下。
此外，磁性粒子10可以为球状，但是，更优选为具有大的纵横尺寸比的扁平状、棒状。棒状也包括旋转椭圆体。
这里，“纵横尺寸比”是指，粒子的长度成为最长的方向的粒子的尺寸（长尺寸）与在相对于上述方向垂直的方向上粒子的长度成为最短的方向的粒子的尺寸（短尺寸）的比、即“长尺寸／短尺寸”。因此，通常，纵横尺寸比成为1以上。在完全的球状的情况下，长尺寸和短尺寸均与球的直径相等，因此，纵横尺寸比成为1。扁平状粒子的纵横尺寸比为直径（长尺寸）／高度（短尺寸）。棒状的纵横尺寸比为棒的长度（长尺寸）／棒的底面的直径（短尺寸）。但是，旋转椭圆体的纵横尺寸比为长轴（长尺寸）／短轴（短尺寸）。若纵横尺寸比增大，则能赋予由形状带来的磁各向异性，通过将易磁化轴的方向统一到一个方向，从而能使导磁率与导磁率的高频特性提高。另外，对于大量的粒子，以将纵横尺寸比平均化而得到的值作为“平均纵横尺寸比”。此外，对于大量的粒子，以将长尺寸、短尺寸平均化而得到的值作为“平均长尺寸”、“平均短尺寸”。
另外，若纵横尺寸比大，则由于赋予由形状带来的磁各向异性，从而能在将磁性粒子10一体化而制作所希望的磁性材料时通过磁场容易地进行取向。此外，通过增大纵横尺寸比，在将磁性粒子10一体化而制作所希望的磁性材料时，与将球状磁性粒子一体化的情况相比，能使磁性粒子10的填充率增大，因此，能使磁性材料的每单位体积、每单位重量的饱和磁化增大，结果是也能使导磁率增大。
另外，在扁平状、棒状的粒子的情况下，优选平均高度（棒状的情况下为平均直径）为10nm以上且1μm以下，更优选平均高度（棒状的情况下为平均直径）为10nm以上且100nm以下。平均纵横尺寸比越大越优选，优选为5以上。更优选为10以上。它们在100kHz以上的MHz频带中使涡流损耗、磁滞损耗的合计成为最小，因此是适当的尺寸。
磁性材料中的磁性粒子10的体积率相对于磁性材料整体优选占10％以上且70％以下的体积率。若体积率超过70％，则有可能磁性材料的电阻减小，涡流损耗增加，高频磁特性变差。若使体积率小于10％，则有可能由于磁性金属的体积分率降低，磁性材料的饱和磁化降低，并且由此使得导磁率降低。
磁性粒子10中所含的磁性金属包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种，特别是Fe基合金、Co基合金、FeCo基合金、FeNi基合金能实现高的饱和磁化，因此优选。Fe基合金可举出含有作为第2成分的Ni、Mn、Cu等的例如FeNi合金、FeMn合金、FeCu合金。Co基合金可举出含有作为第2成分的Ni、Mn、Cu等的例如CoNi合金、CoMn合金、CoCu合金。FeCo基合金可举出含有作为第2成分的Ni、Mn、Cu等的合金。
为了使磁性粒子10的高频磁特性提高，这些第2成分是有效的成分。FeNi基合金由于磁各向异性小，因此是对于得到高导磁率有利的材料。尤其是Fe为40原子％以上且60原子％以下的FeNi合金由于饱和磁化高且各向异性小，因此优选。
在磁性金属中，特别优选使用FeCo基合金。FeCo中的Co量从满足热稳定性及耐氧化性和2特斯拉以上的饱和磁化的方面出发，优选设为10原子％以上且50原子％以下。从进一步提高饱和磁化的观点出发，更优选的FeCo中的Co量为20原子％以上且40原子％以下的范围。
磁性粒子10如本实施方式所述优选含有非磁性金属。此时，优选磁性粒子10中所含的磁性金属与非磁性金属互相固溶。通过固溶，能提高机械强度和热稳定性、耐氧化性。
非磁性金属为选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种金属。这些非磁性金属能使磁性粒子10的电阻提高，且能使热稳定性及耐氧化性提高。其中，Al、Si与作为金属纳米粒子的主成分的Fe、Co、Ni容易固溶，对于磁性粒子的热稳定性的提高有贡献，因此优选。
作为非磁性金属的量，优选相对于磁性金属以0.001原子％以上且20原子％以下的量含有。若非磁性金属的含量分别超过20原子％，则有可能使磁性粒子的饱和磁化降低。从高饱和磁化和固溶性的观点出发，作为更优选的量，为0.001原子％以上且5原子％以下的范围，进一步优选为0.01原子％以上且5原子％以下的范围。
特别是在作为磁性金属含有FeCo基合金、作为非磁性金属含有选自Al及Si中的至少1种元素的磁性粒子10中，选自Al及Si中的至少1种元素（共存的情况下将各自合计）优选以相对于FeCo为0.001原子％以上且5原子％以下的范围配合，更优选以0.01原子％以上且5原子％以下的范围配合。由此，尤其是能够良好地确保饱和磁化和热稳定性及耐氧化性。
作为磁性粒子10的晶体结构，可考虑体心立方晶格结构（bcc）、面心立方晶格结构（fcc）、六方最密堆积结构（hcp），分别具有特征。关于bcc结构，由于在Fe基合金的多数的组成中具有bcc结构，因此广泛具有容易合成的优点。fcc结构由于与bcc结构相比能减小磁性金属的扩散系数，因此具有能使热稳定性和耐氧化性变得较大的优点。hcp结构（六方晶结构）具有能使磁性材料的磁特性成为面内单轴各向异性的优点。具有hcp结构的磁性金属通常具有大的磁各向异性，因此容易进行取向，能使导磁率增大。特别是Co基合金容易具有hcp结构，是优选的。Co基合金的情况下，通过含有Cr或Al，能使hcp结构稳定化，因此优选。
另外，在具备面内单轴各向异性的磁性材料中，易磁化面内的各向异性磁场优选为1Oe以上且500Oe以下，更优选为10Oe以上且500Oe以下。这是为了在100kHz以上的MHz频带中维持低损耗和高导磁率而优选的范围。若各向异性过低，则强磁性共振频率在低频下发生，在MHz频带中损耗增大，不优选。
另一方面，若各向异性大，则强磁性共振频率高，能实现低损耗，但是导磁率也减小。能兼顾高导磁率和低损耗的各向异性磁场的范围优选为1Oe以上且500Oe以下，更优选为10Oe以上且500Oe以下。
另外，为了在磁性材料中诱发面内单轴各向异性，不仅有使上述hcp结构的磁性粒子取向的方法，还有使磁性粒子10的结晶性尽量非晶化、通过磁场或变形在面内一个方向上诱发磁各向异性的方法。为此，优选设定成容易尽量使磁性粒子非晶化的组成。
在这样的观点中，磁性粒子10中所含的磁性金属含有与非磁性金属不同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的至少1种添加金属，所述添加金属相对于磁性金属和非磁性金属和添加金属的合计量含有0.001原子％以上且25原子％以下，优选磁性金属、非磁性金属、或者添加金属中的至少两者互相固溶。
本实施方式中的第1氧化物与第2氧化物的组合（第1氧化物－第2氧化物或第2氧化物－第1氧化物）可以考虑例如B2O3－SiO2、B2O3－Cr2O3、B2O3－MoO3、B2O3－Nb2O5、B2O3－Li2O3、B2O3－BaO、B2O3－ZnO、B2O3－La2O3、B2O3－P2O5、B2O3－Al2O3、B2O3－GeO2、B2O3－WO3、B2O3－Cs2O、B2O3－K2O、Na2O－SiO2、Na2O－B2O3、Na2O－P2O5、Na2O－Nb2O5、Na2O‑WO3、Na2O‑MoO3、Na2O‑GeO2、Na2O‑TiO2、Na2O‑As2O5、Na2O－TiO2、Li2O－MoO3、Li2O－SiO2、Li2O－GeO2、Li2O－WO3、Li2O－V2O5、Li2O－GeO2、K2O－SiO2、K2O－P2O5、K2O－TiO2、K2O－As2O5、K2O－WO3、K2O－MoO3、K2O－V2O5、K2O－Nb2O5、K2O－GeO2、K2O－Ta2O5、Cs2O－MoO3、Cs2O－V2O5、Cs2O－Nb2O5、Cs2O－SiO2、CaO－P2O5、CaO－B2O3、CaO－V2O5、ZnO－V2O5、BaO－V2O5、BaO－WO3、Cr2O3－V2O5、ZnO－B2O3、PbO－SiO2、MoO3－WO3等。
其中，优选B2O3－SiO2、B2O3－Cr2O3、B2O3－MoO3、B2O3－Nb2O5、B2O3－Li2O3、B2O3－BaO、B2O3－ZnO、B2O3－La2O3、B2O3－P2O5、B2O3－Al2O3、B2O3－GeO2、B2O3－WO3、Na2O－SiO2、Na2O－B2O3、Na2O－P2O5、Na2O－Nb2O5、Na2O－WO3、Na2O－MoO3、Na2O－GeO2、Na2O－TiO2、Na2O－As2O5、Na2O－TiO2、Li2O－MoO3、Li2O－SiO2、Li2O－GeO2、Li2O－WO3、Li2O－V2O5、Li2O－GeO2、CaO－P2O5、CaO－B2O3、CaO－V2O5、ZnO－V2O5、BaO－V2O5、BaO－WO3、Cr2O3－V2O5、ZnO－B2O3、MoO3－WO3。这样的组合的氧化物具有较低的共晶点，较容易生成共晶，因此优选。
特别优选具有1000℃以下的共晶点的组合。并且，作为氧化物的组合，可以是2种以上的组合，例如可以是Na2O－CaO－SiO2、K2O－CaO－SiO2、Na2O－B2O3－SiO2、K2O－PbO－SiO2、BaO－SiO2－B2O3、PbO－B2O3－SiO2、Y2O3－Al2O3－SiO2等。
此外，例如也可以是La－Si－O－N、Ca－Al－Si－O－N、Y－Al－Si－O－N、Na－Si－O－N、Na－La－Si－O－N、Mg－Al－Si－O－N、Si－O－N、Li－K－Al－Si－O－N等。
由以上的各种组合的氧化物形成的共晶组织成为微细的组织，成为强度强的材料，因此优选。
图2是本实施方式的第1变形例的示意图。磁性粒子10是平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上且10nm以下、具有含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子10a、平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的粒子集合体。进而，磁性粒子10含有夹杂相10b，所述夹杂相10b存在于金属纳米粒子10a间，包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种。夹杂相10b也可以含有氟（F）。夹杂相10b例如为金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。此外，夹杂相10b与磁性粒子10相比为高电阻。
本变形例是磁性材料为纳米颗粒结构的粒子集合体。形成为在金属纳米粒子10a间填充夹杂相10b的结构。
在这样的粒子集合体中，金属纳米粒子10a彼此容易磁性结合，作为一个集合体磁性地行动。另一方面，在金属纳米粒子10a的粒子间存在电阻高的夹杂相10b、例如氧化物，因此能增大磁性粒子10的电阻。由此，能在维持高导磁率的状态下抑制涡流损耗。
金属纳米粒子10a的平均粒径优选为1nm以上且20nm以下。更优选为1nm以上且10nm以下。若使平均粒径低于1nm，则有可能产生超顺磁性，磁通量降低。另一方面，若平均粒径超过20nm，则磁性结合性减弱，因此不优选。为了保持充分的磁通量并增大粒子彼此的磁性结合，优选的粒径范围为1nm以上且20nm以下，更优选为1nm以上且10nm以下。
金属纳米粒子10a可以是多晶、单晶中的任一种形态，但是优选为单晶。在单晶的金属纳米粒子的情况下，容易使易磁化轴一致，能控制磁各向异性。由此，与多晶的磁性金属纳米粒子的情况相比能使高频特性提高。
此外，金属纳米粒子10a可以为球状，但是，也可以是具有大的纵横尺寸比的扁平状、棒状。特别优选纵横尺寸比的平均值为2以上，更优选为5以上。
纵横尺寸比大的金属纳米粒子10a的情况下，更优选使各个金属纳米粒子10a的长边方向（板状的情况下为宽度方向，扁平椭圆体的情况下为直径方向，棒状的情况下为棒的长度方向，旋转椭圆体的情况下为长轴方向）与磁性粒子（粒子集合体）10的长边方向（板状的情况下为宽度方向，扁平椭圆体的情况下为直径方向，棒状的情况下为棒的长度方向，旋转椭圆体的情况下为长轴方向）一致。由此，能将易磁化轴的方向统一到一个方向，能使导磁率和导磁率的高频特性提高。
金属纳米粒子10a中含有的磁性金属与上述磁性粒子10中含有的磁性金属相同。由于重复，这里省略其说明。金属纳米粒子10a优选含有选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属。这些非磁性金属能使金属纳米粒子10a的电阻提高，且能使热稳定性及耐氧化性提高，是优选的。其中，Al、Si容易与金属纳米粒子10a的主成分即Fe、Co、Ni固溶，对于金属纳米粒子10a的热稳定性的提高有贡献，因此优选。
作为非磁性金属的量，优选相对于磁性金属以0.001原子％以上且20原子％以下的量含有。若非磁性金属的含量分别超过20原子％，则有可能使磁性金属纳米粒子的饱和磁化降低。从高饱和磁化和固溶性的观点出发，作为更优选的量，为0.001原子％以上且5原子％以下，更优选为0.01原子％以上且5原子％以下的范围。
金属纳米粒子10a的至少一部分的表面可以用被覆层覆盖。被覆层优选为包含金属纳米粒子10a的构成成分即磁性金属中的至少1种的氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。被覆层通过含有金属纳米粒子10a的构成成分即磁性金属中的至少1种，从而金属纳米粒子10a与被覆层的密合性提高，热稳定性及耐氧化性提高。
此外，被覆层更优选为包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属的氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。在金属纳米粒子10a包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属的情况下，被覆层更优选由包含至少1种与作为金属纳米粒子10a的构成成分的1种的非磁性金属相同的非磁性金属的氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物构成。由此，能提高金属纳米粒子10a与被覆层的密合性，甚至能使磁性材料的热稳定性及耐氧化性提高。
另外，在以上的被覆层构成中，氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物中，特别更优选为氧化物、复合氧化物。这是因为从被覆层形成的容易性、耐氧化性、热稳定性的观点出发，更优选为氧化物、复合氧化物。
此外，氧化物或者复合氧化物被覆层更优选为包含金属纳米粒子10a的构成成分即磁性金属中的至少1种的氧化物、复合氧化物，更优选为包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属的氧化物、复合氧化物。
该非磁性金属是氧化物的标准生成吉布斯自由能小而容易氧化的元素，容易形成稳定的氧化物。由含有至少1种以上这样的非磁性金属的氧化物或复合氧化物形成的氧化物被覆层能提高对于金属纳米粒子10a的密合性/接合性，也能提高金属纳米粒子10a的热稳定性和耐氧化性。
在非磁性金属中，Al、Si容易与磁性金属粒子的主成分即Fe、Co、Ni固溶，对于金属纳米粒子10a的热稳定性的提高有贡献，因此优选。包含多种非磁性金属的复合氧化物也包含固溶的形态。被覆金属纳米粒子10a的至少一部分的表面的被覆层不仅使内部的金属纳米粒子10a的耐氧化性提高，而且能使磁性粒子的电阻提高。通过提高电阻，能抑制高频下的涡流损耗，能提高导磁率的高频特性。因此，被覆层优选为高电阻，例如优选具有1mΩ·cm以上的阻抗值。
被覆层越厚，磁性粒子10的电阻越大，金属纳米粒子10a的热稳定性和耐氧化性也越高。但是，若被覆层过厚，则金属纳米粒子10a彼此的磁性结合容易断裂，各个金属纳米粒子10a容易变得在磁性上独立地行动，从导磁率及导磁率的高频特性的观点出发是不优选的。此外，若被覆层变厚，则磁性粒子10中所占的磁性成分的比例减少，因此，磁性粒子10的饱和磁化降低，导磁率降低，因此不优选。为了具有一定程度大的电阻且各个金属纳米粒子10a磁性结合、使磁性粒子10的饱和磁化增大，被覆层更优选具有0.1nm以上且5nm以下的平均厚度。
另外，在本变形例中，以在金属纳米粒子10a间存在夹杂相10b的情况为例进行了说明，但是，在金属纳米粒子10a具备上述被覆层的情况下，被覆层能增大金属纳米粒子10a间的电阻，甚至增大磁性粒子10的阻抗。因此，也可以采用省略了夹杂相10b的构成。
此外，在金属纳米粒子10a间存在的包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相10b优选具有1mΩ·cm以上的电阻率。
这些非磁性金属是氧化物的标准生成吉布斯自由能小而容易氧化的元素，是容易形成稳定的氧化物的金属，是优选的。包含这样的非磁性金属的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物在金属纳米粒子10a间以夹杂相10b的形式存在，从而能使金属纳米粒子10a彼此的电绝缘性进一步提高，并且，能使金属纳米粒子的热稳定性提高，因此优选。
此外，金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b优选包含金属纳米粒子10a所含的上述的磁性金属中的至少1种。金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物通过包含至少1种与在金属纳米粒子10a中所含的磁性金属相同的金属，从而热稳定性及耐氧化性提高。此外，通过在金属纳米粒子10a间存在强磁性成分，磁性金属纳米粒子彼此的磁性结合增强，金属纳米粒子10a与夹杂相10b能磁性地以集合体的形式进行行动，从使导磁率和导磁率的高频特性提高的观点出发是优选的。
此外，同样，金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b通过包含至少1种与在金属纳米粒子10a中所含的非磁性金属相同的非磁性金属，热稳定性及耐氧化性提高，因此是优选的。
在金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物中，从热稳定性的观点出发，更优选为氧化物。
另外，夹杂相在含有金属纳米粒子中所含的磁性金属和非磁性金属各至少1种的情况下，夹杂相中的非磁性金属／磁性金属的原子比优选比金属纳米粒子中所含的非磁性金属／磁性金属的原子比大。这是因为能将金属纳米粒子用耐氧化性、热稳定性高的“非磁性金属／磁性金属大的夹杂相”阻隔，能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热稳定性。此外，优选夹杂相中所含的氧的含量比金属纳米粒子的氧的含量大。这是因为能将金属纳米粒子用“氧浓度大且耐氧化性、热稳定性的高的夹杂相”阻隔，能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热稳定性。
金属、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b优选为比金属纳米粒子10a的粒径小的粒子。此时，粒子可以是氧化物粒子，也可以是氮化物粒子，也可以是碳化物粒子，也可以是氟化物粒子。但是，从热稳定性的观点出发，更优选为氧化物粒子。以下以全部夹杂相10b为氧化物粒子的情况为例进行说明。
另外，氧化物粒子的更优选的存在状态为在金属纳米粒子10a间均一且均质地分散的状态。由此，能期待更均一的磁特性及介电特性。该氧化物粒子不仅能使金属纳米粒子10a的耐氧化性、凝集抑制力、即金属纳米粒子10a的热稳定性提高，还能将金属纳米粒子10a彼此电性分离，能提高磁性粒子10及磁性材料的电阻。通过提高磁性材料的电阻，能抑制高频下的涡流损耗，提高导磁率的高频特性。因此，氧化物粒子优选为高电阻，优选具有例如1mΩ·cm以上的阻抗值。
氧化物粒子包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属。这些非磁性金属是氧化物的标准生成吉布斯自由能小而容易氧化的元素，容易形成稳定的氧化物。
并且，在金属纳米粒子10a具备被覆层的情况下，优选该氧化物粒子中的非磁性金属／磁性金属（原子比）比覆盖金属纳米粒子10a的被覆层中的非磁性金属／磁性金属（原子比）大。这样，非磁性金属的比例高，从而氧化物粒子比被覆层更加热稳定。
因此，这样的氧化物粒子通过在金属纳米粒子10a间的至少一部分中存在，能使金属纳米粒子10a彼此的电绝缘性进一步提高，并且能使磁性金属纳米粒子的热稳定性提高。
另外，氧化物粒子可以不含磁性金属，但是，更优选含有磁性金属。作为所含的磁性金属的优选的量，磁性金属相对于非磁性金属为0.001原子％以上，优选为0.01原子％以上。这是因为如果完全不含磁性金属，则将金属纳米粒子10a的表面被覆的被覆层与氧化物粒子的构成成分完全不同，从密合性和强度的方面出发，不怎么优选，进而，有可能热稳定性也反而变差。此外，如果在金属纳米粒子间存在的氧化物粒子中完全不含磁性金属，则金属纳米粒子彼此变得难以进行磁性结合，从导磁率和导磁率的高频特性的观点出发是不优选的。
因此，氧化物粒子更优选为金属纳米粒子10a的构成成分，且优选含有作为氧化物被覆层的构成成分的磁性金属中的至少1种，更优选氧化物粒子中的非磁性金属／磁性金属（原子比）比氧化物被覆层中的非磁性金属／磁性金属（原子比）大。
另外，氧化物粒子更优选为包含与金属纳米粒子10a中所含的非磁性金属同种、并且与氧化物被覆层中所含的非磁性金属同种的非磁性金属的氧化物粒子。这是因为通过为包含同种的非磁性金属的氧化物粒子，磁性金属纳米粒子的热稳定性及耐氧化性进一步提高。
另外，以上的氧化物粒子的热稳定性提高效果、电绝缘性效果、密合性/强度提高效果特别是在金属纳米粒子的平均粒径10a小时发挥效果，在比金属纳米粒子10a的粒径小的粒径的情况下特别有效。此外，金属纳米粒子10a的体积填充率相对于粒子集合体即磁性粒子10整体优选为30体积%以上且80体积%以下。更优选为40体积%以上且80体积%以下，进一步优选为50体积%以上且80体积%以下。
通过金属纳米粒子10a的体积填充率提高，磁性粒子10中所含的金属纳米粒子10a间的距离必然接近。因此，金属纳米粒子10a彼此磁性地牢固地结合，磁性地以粒子集合体的形式行动，能使导磁率增大。此外，金属纳米粒子10a彼此没有全部进行物理性地连接，因此能降低显微性的涡流损耗，能使导磁率的高频特性提高。
为了更有效地发挥该效果，磁性粒子10中所含的金属纳米粒子10a的平均粒子间距离优选为0.1nm以上且10nm以下，更优选为0.1nm以上且5nm以下。这里所说的粒子间距离是指在将1个金属纳米粒子10a的中心与另1个金属纳米粒子10a的中心连接而成的线中2个金属纳米粒子10a之间的间隙的距离。在金属纳米粒子10a的表面被被覆层覆盖的情况下，粒子间距离是1个金属纳米粒子10a的表面被覆层的外侧最表面与另1个金属纳米粒子10a的表面被覆层的外侧最表面之间的间隙的距离。
通过离子间距离成为所希望的距离，金属纳米粒子10a彼此磁性地结合，磁性地以粒子集合体（复合磁性粒子）的形式行动，能使导磁率增大。此外，金属纳米粒子10a彼此没有完全进行物理性地连接，因此能降低显微性的涡流损耗，能使导磁率的高频特性提高。
这里，将这样的金属纳米粒子10a的粒子集合体视为1个磁性粒子10，但是，在形成粒子集合体的过程中，存在2个以上的粒子集合体结合的情况。在这样的情况下，在粒子集合体彼此间划边界线时，关于由该边界线划分的1个粒子集合体，若平均粒径为50nm以上且50μm以下，则在球状的集合体的情况下，作为粒子集合体是允许的。此外，在扁平状、棒状的粒子集合体的情况下，若平均高度（棒状的情况下为平均直径）为10nm以上且1μm以下、更优选平均高度为10nm以上且100nm以下、纵横尺寸比为5以上、更优选为10以上，则作为粒子集合体是允许的。
此外，也存在1个粒子集合体上结合其他粒子集合体的一部分的情况。关于该情况，在1个粒子集合体与其他粒子集合体的一部分中设置边界线时，若满足上述条件，则作为在1个粒子集合体上结合有其他粒子集合体的一部分的形状的粒子集合体是允许的。
进而，也存在成为除板状、扁平椭圆体、棒状、旋转椭圆体以外的变形的形状的粒子集合体的情况。如果长尺寸与短尺寸的比、即纵横尺寸比为5以上、更优选为10以上、与最长直径垂直的方向上的长度（高度）为10nm以上且1μm以下、更优选短尺寸为10nm以上且100nm以下，则作为变形的形状的粒子集合体是允许的。
此外，在粒子集合体中包含的除金属纳米粒子10a以外的材料与包围粒子集合体的材料相同的情况等下，粒子集合体的外缘不清楚，难以辨认。这样的情况下，如果通过TEM或SEM的组织观察能确认在某一材料中金属纳米粒子10a凝集偏析，形成平均短尺寸为20nm以上且2μm以下、平均纵横尺寸比为5以上的粒子集合体，则作为粒子集合体是允许的。如上所述，若粒子集合体中所含的金属纳米粒子10a彼此的距离为10nm以内，则本变形例的效果提高，因此，优选凝集且偏向存在的金属纳米粒子彼此的距离为10nm以内。
进而，在1个粒子集合体上结合了其他粒子集合体的一部分的情况、以及为除板状、扁平椭圆体、棒状、旋转椭圆体以外的变形的形状的粒子集合体的情况下，如果通过设置边界线，满足上述高度及纵横尺寸比，则作为粒子集合体是允许的。作为边界线的划法的1种方法，可举出如下方法：以1个金属纳米粒子10a与在其周围存在的其他金属纳米粒子10a的粒子间距离分离10nm以上、优选分离100nm以上的部位作为边界线划出。
另外，这纯粹是1种方法，实际上优选通过TEM、SEM的组织观察，在常识的范围内判断金属纳米粒子10a与周围相比相对较多的区域，作为1个粒子集合体划出边界线。另外，从高导磁率和良好的高频磁特性的观点出发，优选磁性粒子10具有纵横尺寸比大的形状。
扁平状、棒状的磁性粒子是优选的，优选平均高度（棒状的情况下为平均直径）为20nm以上且2μm以下，更优选为10nm以上且1μm以下，进一步优选为10nm以上且100nm以下。平均纵横尺寸比越大越优选，优选为5以上。更优选为10以上。它们在100kHz以上的MHz频带下使涡流损耗、磁滞损耗的合计成为最小，因此是适当的尺寸。
此外，磁性粒子的电阻率越高越优选，但是即使磁性粒子10中所含的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b具有多么高的电阻率，通常也是金属纳米粒子10a的体积比例越高，磁性粒子10的电阻率越低。这是由于实际中金属纳米粒子10a不孤立地部分地组成网络或凝集。金属纳米粒子10a的粒径越小，并且其体积比例越大，这样的效果越显著。
另一方面，若金属纳米粒子10a的体积率降低，则磁性粒子10中所含的磁性成分减少，因此招致饱和磁化的降低，是不优选的。这样，磁性粒子10的电阻率与饱和磁化具有一定程度的折衷关系。
理想上，磁性粒子中所占的金属纳米粒子的体积率优选为30体积%以上且80体积%以下、更优选为40体积%以上且80体积%以下、进一步优选为50体积%以上且80体积%以下时，能使磁性粒子10的电阻率尽量增大，从而优选。优选为100μΩ·cm以上且100mΩ·cm以下。
即，作为取得高饱和磁化和高电阻率的平衡的范围，优选为100μΩ·cm以上且100mΩ·cm以下的电阻率。另外，这样的磁性粒子10通过磁场或变形能诱发面内单轴各向异性，是优选的。如上所述，在进行面内单轴各向异性的磁性材料中，易磁化面内的各向异性磁场优选为1Oe以上且500Oe以下，更优选为10Oe以上且500Oe以下。这是为了在100kHz以上的MHz频带中维持低损耗和高导磁率而适当的范围。
磁性粒子10等的组成分析能使用TEM－EDX容易地分析。根据TEM－EDX，向粒子照射EDX，进行半定量，从而能够确认粒子的大体的组成。此时，通过缩小光束直径，即使是纳米粒子也能确认大体的组成。此外，也能利用ICP发射光谱分析、XPS、SIMS等方法。根据ICP发射光谱分析，通过选定用于溶解的酸/碱的种类，能定量地求出金属和氧化物的组成。即，能将通过弱酸等溶解的金属与通过碱或强酸等溶解的氧化物分离定量。此外，根据XPS，也能检查构成粒子的各元素的结合状态。
磁性粒子10的平均粒径可按照如下所述来求出：通过TEM观察、SEM观察，在粒子为球状的情况下，将各个粒子的最长对角线与最短对角线平均而得到的值作为其粒径，由多个例如50个粒径的平均值求出。另外，在磁性粒子的平均粒径低至50nm以下、通过TEM难以判别的情况下，也可以用由XRD测定求出的晶体粒径来代用。即，关于在XRD中由磁性粒子引起的峰中的最强峰，由衍射角度和半值宽度通过Scherrer式来求出。Sherrer式由D＝0.9λ／（βcosθ）表示，这里，D为晶体粒径，λ为测定X射线波长，β为半值宽度，θ为衍射布喇格角。关于纵横尺寸比大的扁平状、棒状等粒子，也可以通过同样的方法求出各自的长尺寸（扁平状的情况下为直径，棒状的情况下为棒的长度）和短尺寸（扁平状的情况下为高度，棒状的情况下为棒的底面的直径）。纵横尺寸比通过TEM、SEM对图像进行解析，分析多个磁性粒子，通过其平均值来求出。此外，磁性粒子的体积率和体积填充率可以通过TEM观察、SEM观察，求出平均粒径和平均纵横尺寸比、数量比例，简单地算出。
磁性粒子10中所含的磁性金属与非磁性金属是否固溶可根据由XRD测定的晶格常数来判断。例如，当作为在磁性粒子10中包含的磁性金属的Fe、作为非磁性金属的Al固溶时，Fe的晶格常数根据固溶量而变化。在并未固溶的bcc－Fe的情况下，晶格常数理想地为2.86左右，但是，当Al固溶时，晶格常数增大，在5原子％左右的Al固溶的情况下，晶格常数增大0.005～0.01左右。在10原子％左右的Al固溶的情况下，增大0.01～0.02左右。这样，通过进行磁性粒子10的XRD测定，求出磁性金属的晶格常数，根据其大小能容易地判断是否固溶、以及固溶到何种程度。此外，是否固溶也能通过利用TEM的粒子的衍射图案或高分辨率TEM照片来确认。此外，磁性粒子10的粒径越小，特别是在成为纳米尺寸时，磁性金属的晶体结构越是会发生若干变化。此外，通过采用由磁性粒子10和被覆层构成的核壳型结构也会发生若干变化。这是因为核的磁性金属的尺寸减小或采用核壳结构，由此在核与壳的界面产生变形。晶格常数也需要考虑这样的效果来综合地判断。
图3是本实施方式的第2变形例的示意图。除了在图1中的磁性粒子10与第1被覆层12之间具备将磁性粒子10的至少一部分被覆且包含磁性粒子10中含有的磁性金属及非磁性金属的各至少一种的第3氧化物的第2被覆层18之外，与图1中说明的磁性材料相同。
如图3所示，磁性粒子10优选通过包含作为构成成分的非磁性金属和磁性金属各至少1种的第3氧化物，将磁性粒子10的表面的至少一部分被覆。这是因为通过将磁性粒子10的表面的一部分用第3氧化物被覆，能有效地抑制磁性粒子10的凝集。
此时，第3氧化物包含作为磁性粒子10的构成成分的非磁性金属和磁性金属各至少1种，能使磁性粒子10与第2被覆层18的密合性牢固，能抑制磁性粒子10的凝集，并能实现高强度、高热稳定性、高耐氧化特性。
另外，此时，优选上述第1氧化物与第3氧化物、上述第2氧化物与第3氧化物是不具有1000℃以下的共晶点的组合。由此，在高温环境下也能抑制磁性粒子的凝集，能提高热稳定性。此外，第3氧化物中所含的非磁性金属／磁性金属的比例优选比磁性粒子10中所含的非磁性金属／磁性金属的比例大。由此，通过第3氧化物能有效地提高磁性粒子10的耐氧化性、热稳定性。
此外，本实施方式的磁性材料优选包含夹杂粒子。该夹杂粒子优选为包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的氧化物或氮化物或碳化物或氟化物的粒子，具有1mΩ·cm以上的电阻率。
此外，在该夹杂粒子存在第2被覆层18的情况下，可以为与第3氧化物相同的组成。夹杂粒子优选具有1nm以上且100nm以下的平均粒径，比磁性粒子10的平均粒径小。通过这样的夹杂粒子存在于磁性粒子间，能使磁性粒子彼此的电绝缘性进一步提高，并且能使磁性粒子的热稳定性提高，因此优选。
第3氧化物、共晶组织、夹杂粒子这三者的三者合计体积优选相对于磁性材料整体的体积含有10体积%以上且90体积%以下。若在这样的范围内，则能使磁性材料的电绝缘性提高，能有效地抑制涡流损耗，使高频磁特性提高。此外，也能使磁性粒子的热稳定性及耐氧化性有效地提高，是优选的。
此外，本实施方式的磁性材料可以含有空隙，但是，空隙使磁性粒子10的体积分率降低，并且使磁性材料的强度和热稳定性、耐氧化性变差，因此不怎么优选。因而，优选空隙尽量少。
在本实施方式中，优选第3氧化物、共晶组织、夹杂粒子均为高电阻，优选具有例如1mΩ·cm以上的电阻值。由此，能提高磁性材料的电阻，能有效地抑制涡流损耗。
此外，第3氧化物的第2被覆层18越厚，磁性材料的电阻越大，磁性粒子的热稳定性和耐氧化性也越是提高。但是，当第2被覆层18过厚时，磁性粒子的体积分率降低，饱和磁化降低，是不优选的。此外，也会招致导磁率的降低，是不优选的。因此，第2被覆层18更优选具有0.1nm以上且5nm以下的平均厚度。
第3氧化物、由第1氧化物与第2氧化物形成的共晶组织、夹杂粒子的组成分析与上述的磁性粒子的分析同样，可通过TEM－EDX、XPS、SIMS等方法容易地进行分析。特别是根据TEM－EDX，通过收缩光束对各构成物照射EDX，进行半定量，从而能容易地确认各构成物的组成。此外，第1氧化物、第2氧化物、共晶组织、夹杂粒子的尺寸和体积比例可通过TEM－EDX分析、SEM－EDX分析来判别，其体积比例可通过TEM观察、SEM观察进行图像解析而简易地算出。
本实施方式的磁性材料的形态例如可举出块状（颗粒状、环状、矩形状等）、包含片的膜状、粉末等形态。
通过具备以上的构成，本实施方式的磁性材料在100kHz以上的MHz频带中具有高导磁率实部（μ’）和低导磁率虚部（μ”），且能实现高强度、高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。
（第2实施方式）
本实施方式的磁性材料具备：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；将磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层；及存在于磁性粒子间且与第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子。
除了不存在包含第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相以外，与第1实施方式相同。因此，关于与第1实施方式重复的内容，省略记载。
图4是本实施方式的磁性材料的示意图。本实施方式的磁性材料由磁性粒子10、将该磁性粒子10被覆的第1氧化物的第1被覆层12、存在于磁性粒子10间的第2氧化物的氧化物粒子14构成。
第1氧化物与第2氧化物构成共晶反应体系。即，第1氧化物与第2氧化物生成共晶。第1氧化物例如为Si（硅）的氧化物，第2氧化物例如为B（硼）的氧化物。
本实施方式的磁性材料是用于制造第1实施方式的磁性材料的所谓的前体。通过使用本实施方式的磁性材料，能容易地制造第1实施方式的磁性材料。
此外，本实施方式的磁性材料通过具备上述构成，在100kHz以上的MHz频带中实现高导磁率、低损耗、高饱和磁化。
另外，磁性粒子10与氧化物粒子14之间例如可以为空洞，也可以用树脂等填充。
（第3实施方式）
本实施方式的磁性材料的制造方法具备下述工序：合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子的工序、形成将磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层的工序、及将与第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子和磁性粒子混合的工序。
本实施方式的磁性材料的制造方法为第2实施方式的磁性材料的制造方法。因此，关于与第2实施方式重复的内容，省略记载。
首先，具备合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子的工序。此时，合成磁性粒子的工序没有特别限定，例如可通过水喷散法、气体喷散法、热等离子体法、CVD法、激光烧蚀法、液体中分散法等来合成。
另外，如第1实施方式的第1变形例所示，合成粒子集合体作为磁性粒子的情况优选选择下述的方法，其中所述粒子集合体含有金属纳米和夹杂相，所述金属纳米粒子的平均粒径为1nm以上且20nm以下，且包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属，所述夹杂相为存在于上述金属纳米粒子间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和上述磁性金属中的至少1种的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。
即，首先，将作为原料的平均粒径为数μm的磁性金属粉末和非磁性金属粉末与载气一起向在高频感应热等离子体装置的腔室内产生的等离子体内喷射。由此，能合成纳米尺寸的磁性金属纳米粒子。
此时，通过控制合成条件，能合成用非磁性金属氧化物被覆了表面的金属纳米粒子，是优选的。也就是说，能以纳米水平实现金属与氧化物的2相分离结构，因此优选。
然后，将骤冷得到的磁性粒子通过大功率研磨装置进行复合一体化处理。由此，可较容易地得到上述粒子集合体。
大功率研磨装置只要是能施加强重力加速度的装置，则不用选择种类，但是，优选例如能施加数十G的重力加速度的大功率行星式研磨装置等。可能的话，优选施加50G以上的重力加速度，更优选施加100G以上的重力加速度。
此外，在使用大功率研磨装置时，为了尽量抑制金属纳米粒子的氧化，优选在不活泼性气体气氛中进行。此外，若将粉末以干式进行复合一体化处理，则容易进行复合一体化处理，但是，组织容易粗大化，回收变得困难。为了抑制组织的粗大化，优选使用了液体溶剂的湿式的复合一体化处理。更优选实施通过进行干式和湿式两者来促进复合一体化并抑制组织的粗大化的处理。
通过使用这样的方法，能容易地合成作为磁性粒子的粒子集合体，但是，根据合成条件，也能有准备地实现使粒子集合体的形状成为纵横尺寸比大的扁平状，是优选的。通过形成纵横尺寸比大的复合粒子，能赋予由形状带来的磁各向异性，通过将易磁化轴的方向统一到一个方向，能使导磁率和导磁率的高频特性提高，是优选的。另外，粒子即使稍微氧化，也可以通过在还原气氛下实施热处理进行还原。
此外，如第1实施方式的第2变形例所示，在合成磁性粒子时，优选合成用第3氧化物将表面的至少一部分覆盖了的磁性粒子。此时，形成第3氧化物的被覆层（第2被覆层）的方法没有特别限定，但是可举出利用液相包覆的方法或利用部分氧化法的方法。
部分氧化法是在合成含有磁性金属和非磁性金属的磁性粒子后，在适当的氧化条件下进行部分氧化、从而使包含非磁性金属的氧化物在磁性粒子的表面析出而形成被覆层的方法。本方法通过扩散进行氧化物的析出，若与液相包覆法相比，则磁性粒子与氧化物被覆层的界面牢固地密合，磁性粒子的热稳定性和耐氧化性增高，是优选的。部分氧化的条件没有特别限定，但是，优选在O2或CO2等氧化性气氛下调整氧浓度，在室温～1000℃的范围内进行氧化。
接着，在合成的磁性粒子的表面的至少一部分上形成第1氧化物的被覆层（第1被覆层）。在本工序中，形成第1氧化物的第1被覆层的方法没有特别限定，但是，尤其是可举出CVD法、液体中溶胶凝胶法等。
接着，将与第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子和磁性粒子混合。本工序在将2种粒子混合的工序中，只要能均一地混合，对于方法没有特别限定。例如可举出旋转球磨、振动球磨、搅拌球磨、行星式研磨、喷射研磨、乳钵混合等。在任一者中，优选将具备第1氧化物的第1被覆层的磁性粒子与第2氧化物的氧化物粒子均一混合。
另外，在各工序后，优选按磁性粒子氧化而饱和磁化不减少的方式控制各工序条件。根据情况，可以在各工序后，将氧化且饱和磁化减少了的磁性粒子还原，使饱和磁化恢复。还原的条件优选在H2、CO、CH4等还原气氛下在100℃～1000℃的范围内实施热处理。此时，优选选定磁性粒子的凝集/颈缩尽量难以发生的条件。
磁性材料的形态可举出块状（颗粒状、环状、矩形状等）、包含片的膜状、粉末等形态。块状化的方法没有特别限定，但是可举出单轴压制成形、热压成形、CIP（等静压成形）、HIP（热等静压加压法）、SPS（放电等离子体烧结法）等。特别是在热压、HIP、SPS等边加热边成形的情况下，优选在低氧浓度的气氛下进行。优选真空气氛下或H2、CO、CH4等还原气氛下。这是为了抑制在加热成形中磁性粒子氧化而劣化。
此外，制作片的方法没有特别限定，但是，例如可以将合成的磁性粒子与氧化物粒子的混合粒子和树脂及溶剂混合，制成浆料，进行涂布、干燥来制作。此外，也可以将上述混合粒子和树脂的混合物压制而成型成片状或颗粒状。
进而，也可以使混合粒子分散到溶剂中，通过电泳等方法进行沉积。进行片材化时，优选使上述混合粒子向一个方向、即各个磁性粒子的容易轴一致的方向取向。由此，上述磁性粒子聚集的磁性材料片的导磁率和导磁率的高频特性提高，因此优选。作为取向的手段，可举出磁场中的涂布、干燥等，但是，没有特别限定。
磁性片可以形成为层叠结构。通过形成为层叠结构，不仅能容易地进行厚膜化，而且能通过与非磁性绝缘性层互相层叠而使高频磁特性提高。即，通过具有将包含磁性粒子的磁性层形成为厚度为100μm以下的片状、并将该片状磁性层与厚度为100μm以下的非磁性绝缘性氧化物层互相层叠而成的层叠结构，从而高频磁特性提高。即，通过使磁性层单层的厚度成为100μm以下，从而在向面内方向施加高频磁场时，能减小去磁场的影响，增大导磁率，而且导磁率的高频特性提高。层叠方法没有特别限定，但是，可以将磁性片多个重叠并通过压制等方法进行压接，或者通过加热、烧结进行层叠。
通过上述那样的制造方法制造的磁性材料在100kHz以上的MHz频带中具备高导磁率实部（μ’）和低导磁率虚部（μ”），且具备高强度、高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。此外，也可以作为制造具有这样的特性的磁性材料的前体使用。
（第4实施方式）
本实施方式的磁性材料的制造方法具备以下工序：合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子的工序、形成将磁性粒子的至少一部分被覆的第1氧化物的第1被覆层的工序、将与第1氧化物构成共晶反应体系的第2氧化物的氧化物粒子和磁性粒子混合的工序、及通过1000℃以下的热处理和冷却而使第1被覆层与氧化物粒子进行共晶熔融凝固的工序。
本实施方式的磁性材料的制造方法为第3实施方式的磁性材料的制造方法。因此，关于与第3实施方式重复的内容，省略记载。此外，除了具备通过1000℃以下的热处理和冷却而使第1被覆层与氧化物粒子进行共晶熔融凝固的工序以外，与第3实施方式中记载的磁性材料的制造方法相同。因此，关于与第3实施方式重复的内容，省略记载。
在本实施方式的磁性材料的制造方法中，包含下述工序：将具备在第3实施方式中制造的第1氧化物的第1被覆层的磁性粒子与第2氧化物的氧化物粒子的混合粒子在1000℃以下的温度下进行热处理和冷却，使第1被覆层与氧化物粒子进行共晶熔融凝固。此时，按照第1被覆层的一部分与氧化物粒子的一部分以未反应的状态残留的方式选择热处理条件。
进行热处理的气氛优选为真空气氛下或H2、CO、CH4等还原气氛下。这是为了抑制在加热成形中磁性粒子氧化而劣化。此外，为了尽量抑制磁性粒子的凝集/颈缩，热处理温度越低越优选。并且，优选在第1氧化物与第2氧化物的共晶点附近熔融。因此，优选选定第1氧化物与第2氧化物的共晶点低的组成的组合。
通过以上的制造方法制造的磁性材料在100kHz以上的MHz频带中具备高导磁率实部（μ’）和低导磁率虚部（μ”），且具备高强度、高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。
（第5实施方式）
本实施方式的磁性材料具备磁性粒子和存在于磁性粒子间且具有构成共晶反应体系的第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相，所述磁性粒子为含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属的磁性粒子，并且是平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上且10nm以下、具有含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的多个金属纳米粒子、平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的粒子集合体。
本实施方式除了不存在图2中的第1被覆层12及氧化物粒子14以外，与第1实施方式的第1变形例同样。因此，关于重复的内容，省略记载。
图5是本实施方式的磁性材料的示意图。磁性粒子10含有存在于金属纳米粒子10a间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相10b。夹杂相10b可以含有氟（F）。夹杂相10b例如可以是金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。此外，夹杂相10b与磁性粒子10相比为高电阻。
并且，磁性粒子10是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的、金属纳米粒子10a与夹杂相10b的粒子集合体，金属纳米粒子10a的体积填充率相对于粒子集合体整体为40体积%以上且80体积%以下。这样的粒子集合体也被称为纳米颗粒型磁性粒子。
在图5的磁性材料中，形成为在金属纳米粒子10a间填充夹杂相10b的结构。
本实施方式的磁性材料通过具备上述构成，在100kHz以上的MHz频带中实现高导磁率、低损耗。进而，也能实现高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。
（第6实施方式）
本实施方式的磁性材料具备：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子；将磁性粒子的至少一部分被覆且含有上述磁性金属及上述非磁性金属的各至少一种的第3氧化物的第2被覆层；及存在于磁性粒子间且具有构成共晶反应体系的第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相。
本实施方式除了不存在图3中的第1被覆层12及氧化物粒子14以外，与第1实施方式的第2变形例同样。因此，关于重复的内容，省略记载。
图6是本实施方式的磁性材料的示意图。具备：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属、选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、稀土类元素、Ba及Sr中的至少1种非磁性金属的磁性粒子10；将磁性粒子10的至少一部分被覆且包含上述磁性金属及上述非磁性金属的各至少一种的第3氧化物的第2被覆层18；及存在于磁性粒子10间且具有构成共晶反应体系的第1氧化物与第2氧化物的共晶组织的氧化物相16。
本实施方式的磁性材料通过具备上述构成，在100kHz以上的MHz频带中实现高导磁率、低损耗。进而，也能实现高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。
（第7实施方式）
本实施方式的磁性材料具备磁性粒子，所述磁性粒子含有：平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上且10nm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子、和存在于金属纳米粒子间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和上述磁性金属中的至少1种的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相，并且所述磁性粒子是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的粒子集合体，金属纳米粒子的体积填充率相对于粒子集合体整体为40体积%以上且80体积%以下。
本实施方式的磁性材料中，金属纳米粒子的平均粒子间距离更优选为0.1nm以上且5nm以下。
图7是本实施方式的磁性材料的示意图。本实施方式的磁性材料包含多个磁性粒子10。磁性粒子10含有：金属纳米粒子10a，其平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上10nm以下，含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属；夹杂相10b，其存在于金属纳米粒子10a间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、N b、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种。夹杂相10b可以含有氟（F）。夹杂相10b例如为金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。此外，夹杂相10b与磁性粒子10相比为高电阻。
并且，磁性粒子10是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的金属纳米粒子10a与夹杂相10b的粒子集合体，金属纳米粒子10a的体积填充率相对于粒子集合体整体为40体积%以上且80体积%以下。这样的粒子集合体也被称为纳米颗粒型磁性粒子。
在图7的磁性材料中，成为在金属纳米粒子10a间填充夹杂相10b的结构。
在这样的粒子集合体中，金属纳米粒子10a彼此容易磁性结合，作为1个集合体磁性地行动。另一方面，在金属纳米粒子10a的粒子间存在电阻高的夹杂相10b、例如氧化物，因此能增大磁性粒子10的电阻。由此，能在维持高导磁率的状态下抑制涡流损耗。
金属纳米粒子10a的平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上且10nm以下。若使平均粒径低于1nm，则有可能产生超顺磁性，磁通量降低。另一方面，若平均粒径超过10nm，则磁性结合性减弱，因此不优选。为了保持充分的磁通量并增大粒子彼此的磁性结合，最优选的粒径范围为1nm以上且10nm以下。
金属纳米粒子10a可以是多晶、单晶中的任一种形态，但是优选为单晶。在单晶的金属纳米粒子的情况下，容易使易磁化轴一致，能控制磁各向异性。由此，与多晶的磁性金属纳米粒子的情况相比能使高频特性提高。
此外，金属纳米粒子10a可以为球状，但是，也可以是具有大的纵横尺寸比的扁平状、棒状。特别优选纵横尺寸比的平均值为2以上，更优选为5以上。
纵横尺寸比大的金属纳米粒子10a的情况下，更优选使各个金属纳米粒子10a的长边方向（板状的情况下为宽度方向，扁平椭圆体的情况下为直径方向，棒状的情况下为棒的长度方向，旋转椭圆体的情况下为长轴方向）与磁性粒子（粒子集合体）10的长边方向（板状的情况下为宽度方向，扁平椭圆体的情况下为直径方向，棒状的情况下为棒的长度方向，旋转椭圆体的情况下为长轴方向）一致。由此，能将易磁化轴的方向统一到一个方向，能使导磁率和导磁率的高频特性提高。
金属纳米粒子10a含有选自由Fe（铁）、Co（钴）、Ni（镍）组成的组中的至少1种磁性金属。金属纳米粒子10a优选含有选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属。这些非磁性金属能使金属纳米粒子10a的电阻提高，且能使热稳定性及耐氧化性提高，是优选的。其中，Al、Si容易与金属纳米粒子10a的主成分即Fe、Co、Ni固溶，对于金属纳米粒子10a的热稳定性的提高有贡献，因此优选。
金属纳米粒子10a例如为包含Fe、Co及Al（铝）的合金或者包含Fe、Ni、Si（硅）的合金。
金属纳米粒子10a中含有的磁性金属包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种，特别是Fe基合金、Co基合金、FeCo基合金、FeNi基合金能实现高饱和磁化，因此优选。Fe基合金可举出含有作为第2成分的Ni、Mn、Cu等的例如FeNi合金、FeMn合金、FeCu合金。Co基合金可举出含有作为第2成分的Ni、Mn、Cu等的例如CoNi合金、CoMn合金、CoCu合金。FeCo基合金可举出含有作为第2成分的Ni、Mn、Cu等的合金。
为了使磁性粒子10的高频磁特性提高，这些第2成分是有效的成分。FeNi基合金由于磁各向异性小，因此是对于得到高导磁率有利的材料。尤其是Fe为40原子％以上且60原子％以下的FeNi合金由于饱和磁化高且各向异性小，因此优选。
在磁性金属中，特别优选使用FeCo基合金。FeCo中的Co量从满足热稳定性及耐氧化性和2特斯拉以上的饱和磁化的方面出发，优选设为10原子％以上且50原子％以下。从进一步提高饱和磁化的观点出发，更优选的FeCo中的Co量为20原子％以上且40原子％以下的范围。
作为非磁性金属的量，优选相对于磁性金属以0.001原子％以上且20原子％以下的量含有。若非磁性金属的含量分别超过20原子％，则有可能使磁性金属纳米粒子的饱和磁化降低。从高饱和磁化和固溶性的观点出发，作为更优选的量，按0.001原子％以上且5原子％以下的范围进行配合，进一步优选按0.01原子％以上且5原子％以下的范围进行配合。
作为金属纳米粒子10a的晶体结构，可考虑体心立方晶格结构（bcc）、面心立方晶格结构（fcc）、六方最密堆积结构（hcp），分别具有特征。关于bcc结构，由于在Fe基合金的多数的组成中具有bcc结构，因此广泛具有容易合成的优点。fcc结构由于与bcc结构相比能减小磁性金属的扩散系数，因此具有能使热稳定性和耐氧化性变得较大的优点。hcp结构（六方晶结构）具有能使磁性材料的磁特性成为面内单轴各向异性的优点。具有hcp结构的磁性金属通常具有大的磁各向异性，因此容易进行取向，能使导磁率增大。特别是Co基合金容易具有hcp结构，是优选的。Co基合金的情况下，通过含有Cr或Al，能使hcp结构稳定化，因此优选。
另外，在具备面内单轴各向异性的磁性材料中，易磁化面内的各向异性磁场优选为1Oe以上且500Oe以下，更优选为10Oe以上且500Oe以下。这是为了在100kHz以上的MHz频带中维持低损耗和高导磁率而优选的范围。若各向异性过低，则强磁性共振频率在低频下发生，在MHz频带中损耗增大，不优选。
另一方面，若各向异性大，则强磁性共振频率高，能实现低损耗，但是导磁率也减小，不优选。能兼顾高导磁率和低损耗的各向异性磁场的范围优选为1Oe以上且500Oe以下，更优选为10Oe以上且500Oe以下。
另外，为了在磁性材料中诱发面内单轴各向异性，不仅有使上述hcp结构的磁性粒子取向的方法，还有使金属纳米粒子10a的结晶性尽量非晶化，通过磁场或变形在面内一个方向上诱发磁各向异性的方法。为此，优选设定成容易尽量使磁性粒子非晶化的组成。
在这样的观点中，金属纳米粒子10a中所含的磁性金属含有与非磁性金属不同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的至少1种添加金属，所述添加金属相对于磁性金属和非磁性金属和添加金属的合计量含有0.001原子％以上且25原子％以下，优选磁性金属、非磁性金属、或者添加金属中的至少两者互相固溶。
金属纳米粒子10a的至少一部分的表面可以用被覆层覆盖。被覆层优选为包含金属纳米粒子10a的构成成分即磁性金属中的至少1种的氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。被覆层通过含有金属纳米粒子10a的构成成分即磁性金属中的至少1种，从而金属纳米粒子10a与被覆层的密合性提高，热稳定性及耐氧化性提高。
此外，被覆层更优选为包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属的氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。在金属纳米粒子10a包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属的情况下，被覆层更优选由包含至少1种与作为金属纳米粒子10a的构成成分的1种的非磁性金属相同的非磁性金属的氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物构成。由此，能提高金属纳米粒子10a与被覆层的密合性，甚至能使磁性材料的热稳定性及耐氧化性提高。
另外，在以上的被覆层构成中，氧化物、复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物中，特别更优选为氧化物、复合氧化物。这是从被覆层形成的容易性、耐氧化性、热稳定性的观点来考虑。
此外，氧化物或者复合氧化物被覆层更优选为包含金属纳米粒子10a的构成成分即磁性金属中的至少1种的氧化物、复合氧化物，更优选为包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属的氧化物、复合氧化物。
该非磁性金属是氧化物的标准生成吉布斯自由能小而容易氧化的元素，容易形成稳定的氧化物。由含有至少1种以上这样的非磁性金属的氧化物或复合氧化物形成的氧化物被覆层能提高对于金属纳米粒子10a的密合性/接合性，也能提高金属纳米粒子10a的热稳定性和耐氧化性。
在非磁性金属中，Al、Si容易与磁性金属粒子的主成分即Fe、Co、Ni固溶，对于金属纳米粒子10a的热稳定性的提高有贡献，因此优选。包含多种非磁性金属的复合氧化物也包含固溶的形态。被覆金属纳米粒子10a的至少一部分的表面的被覆层不仅使内部的磁性金属纳米粒子的耐氧化性提高，而且能使复合磁性粒子的电阻提高。通过提高电阻，能抑制高频下的涡流损耗，能提高导磁率的高频特性。因此，被覆层优选为高电阻，例如优选具有1mΩ·cm以上的阻抗值。
被覆层越厚，磁性粒子10的电阻越大，金属纳米粒子10a的热稳定性和耐氧化性也越高。但是，若被覆层过厚，则金属纳米粒子10a彼此的磁性结合容易断裂，各个金属纳米粒子10a容易变得在磁性上独立地行动，从导磁率及导磁率的高频特性的观点出发是不优选的。此外，若被覆层变厚，则磁性粒子10中所占的磁性成分的比例减少，因此，磁性粒子10的饱和磁化降低，导磁率降低，因此不优选。为了具有一定程度大的电阻且各个金属纳米粒子10a磁性结合、使磁性粒子10的饱和磁化增大，被覆层更优选具有0.1nm以上且5nm以下的平均厚度。
此外，在金属纳米粒子10a间存在的包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相10b优选具有1mΩ·cm以上的电阻率。
这些非磁性金属是氧化物的标准生成吉布斯自由能小而容易氧化的元素，是容易形成稳定的氧化物的金属，是优选的。包含这样的非磁性金属的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物在金属纳米粒子10a间存在，从而能使金属纳米粒子10a彼此的电绝缘性进一步提高，并且，能使金属纳米粒子的热稳定性提高，因此优选。
此外，金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b优选包含上述磁性金属中的至少1种。金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物通过包含至少1种与在金属纳米粒子10a中所含的磁性金属相同的金属，从而热稳定性及耐氧化性提高。此外，通过在金属纳米粒子10a间存在强磁性成分，磁性金属纳米粒子彼此的磁性结合增强。因此，金属纳米粒子10a与夹杂相10b能磁性地以集合体的形式进行行动，能使导磁率和导磁率的高频特性提高。
此外，同样，金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b通过包含至少1种与在金属纳米粒子10a中所含的非磁性金属相同的非磁性金属，热稳定性及耐氧化性提高，因此是优选的。
另外，夹杂相在含有金属纳米粒子中所含的磁性金属和非磁性金属各至少1种的情况下，夹杂相中的非磁性金属／磁性金属的原子比优选比金属纳米粒子中所含的非磁性金属／磁性金属的原子比大。这是因为能将金属纳米粒子用耐氧化性、热稳定性高的“非磁性金属／磁性金属大的夹杂相”阻隔，能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热稳定性。此外，优选夹杂相中所含的氧的含量比金属纳米粒子的氧的含量大。这是因为能将金属纳米粒子用“氧浓度大且耐氧化性、热稳定性的高的夹杂相”阻隔，能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热稳定性。
在金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物中，从热稳定性的观点出发，更优选为氧化物。
图8是本实施方式的第1变形例的磁性材料的示意图。金属、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹杂相10b如图8所示，可以为粒子。
在本变形例中，磁性粒子10的周围的材料没有特别限定，例如可以为空气，也可以为氧化物，也可以为树脂。此外，在本变形例中，在金属纳米粒子10a与粒子的夹杂相10b之间成为与磁性粒子10的周围的材料相同的材料。
图9是本实施方式的第2变形例的磁性材料的示意图。在本变形例中，在金属纳米粒子10a与粒子的夹杂相10b之间成为与夹杂相10b及磁性粒子10的周围的材料的任一者均不同的材料的其他夹杂相10c。夹杂相10c的材料与磁性粒子10的周围的材料的组合没有特别限定。
采用粒子的形态的夹杂相10b与金属纳米粒子10a的粒径相比优选为小粒子。此时，粒子可以为氧化物粒子，也可以为氮化物粒子，也可以为碳化物粒子，也可以为氟化物粒子。但是，从热稳定性的观点出发，更优选为氧化物粒子。以下以全部夹杂相10b为氧化物粒子的情况为例进行说明。
另外，氧化物粒子的更优选的存在状态为在金属纳米粒子10a间均一且均质地分散的状态。由此，能期待更均一的磁特性及介电特性。该氧化物粒子不仅能使金属纳米粒子10a的耐氧化性、凝集抑制力、即金属纳米粒子10a的热稳定性提高，还能将金属纳米粒子10a彼此电性分离，能提高磁性粒子10及磁性材料的电阻。通过提高磁性材料的电阻，能抑制高频下的涡流损耗，提高导磁率的高频特性。因此，氧化物粒子优选为高电阻，优选具有例如1mΩ·cm以上的阻抗值。
氧化物粒子包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素组成的组中的至少1种非磁性金属。这些非磁性金属是氧化物的标准生成吉布斯自由能小而容易氧化的元素，容易形成稳定的氧化物。
并且，在金属纳米粒子10a具备被覆层的情况下，优选该氧化物粒子中的非磁性金属／磁性金属（原子比）比覆盖金属纳米粒子10a的被覆层中的非磁性金属／磁性金属（原子比）大。这样，非磁性金属的比例高，从而氧化物粒子比被覆层更加热稳定。
因此，这样的氧化物粒子通过在金属纳米粒子10a间的至少一部分中存在，能使金属纳米粒子10a彼此的电绝缘性进一步提高，并且能使磁性金属纳米粒子的热稳定性提高。
另外，氧化物粒子可以不含磁性金属，但是，更优选含有磁性金属。作为所含的磁性金属的优选的量，磁性金属相对于非磁性金属为0.001原子％以上，优选为0.01原子％以上。这是因为如果完全不含磁性金属，则将金属纳米粒子10a的表面被覆的被覆层与氧化物粒子的构成成分完全不同，从密合性和强度的方面出发，不怎么优选，进而，有可能热稳定性也反而变差。此外，如果在金属纳米粒子间存在的氧化物粒子中完全不含磁性金属，则金属纳米粒子彼此变得难以进行磁性结合，从导磁率和导磁率的高频特性的观点出发是不优选的。
因此，氧化物粒子更优选为金属纳米粒子10a的构成成分，且优选含有作为氧化物被覆层的构成成分的磁性金属中的至少1种，更优选氧化物粒子中的非磁性金属／磁性金属（原子比）比氧化物被覆层中的非磁性金属／磁性金属（原子比）大。
另外，氧化物粒子更优选为包含与金属纳米粒子10a中所含的非磁性金属同种、并且与氧化物被覆层中所含的非磁性金属同种的非磁性金属的氧化物粒子。这是因为通过为包含同种的非磁性金属的氧化物粒子，磁性金属纳米粒子的热稳定性及耐氧化性进一步提高。
另外，以上的氧化物粒子的热稳定性提高效果、电绝缘性效果、密合性/强度提高效果特别是在金属纳米粒子的平均粒径10a小时发挥效果，在比金属纳米粒子10a的粒径小的粒径的情况下特别有效。此外，金属纳米粒子10a的体积填充率相对于粒子集合体即磁性粒子10整体优选为30体积%以上且80体积%以下。更优选为40体积%以上且80体积%以下，进一步优选为50体积%以上且80体积%以下。
由此，磁性粒子10中所含的金属纳米粒子10a间的距离必然接近，金属纳米粒子10a彼此磁性地牢固地结合，磁性地以粒子集合体的形式行动，能使导磁率增大。此外，金属纳米粒子10a彼此没有全部进行物理性地连接，因此能降低显微性的涡流损耗，能使导磁率的高频特性提高。
为了更有效地发挥该效果，磁性粒子10中所含的金属纳米粒子10a的平均粒子间距离优选为0.1nm以上且10nm以下，更优选为0.1nm以上且5nm以下。这里所说的粒子间距离是指在将1个金属纳米粒子10a的中心与另1个金属纳米粒子10a的中心连接而成的线中2个金属纳米粒子10a之间的间隙的距离。在金属纳米粒子10a的表面被被覆层覆盖的情况下，粒子间距离是1个金属纳米粒子10a的表面被覆层的外侧最表面与另1个金属纳米粒子10a的表面被覆层的外侧最表面之间的间隙的距离。
由此，金属纳米粒子10a彼此磁性地结合，磁性地以粒子集合体（复合磁性粒子）的形式行动，能使导磁率增大。此外，金属纳米粒子10a彼此没有完全进行物理性地连接，因此能降低显微性的涡流损耗，能使导磁率的高频特性提高。
这里，将这样的金属纳米粒子10a的粒子集合体视为1个磁性粒子10，但是，在形成粒子集合体的过程中，存在2个以上的粒子集合体结合的情况。在这样的情况下，在粒子集合体彼此间划边界线时，关于由该边界线划分的1个粒子集合体，若平均粒径为50nm以上且50μm以下，则在球状的集合体的情况下，作为粒子集合体是允许的。此外，在扁平状、棒状的粒子集合体的情况下，若平均高度（棒状的情况下为平均直径）为10nm以上且1μm以下、更优选平均高度为10nm以上且100nm以下、纵横尺寸比为5以上、更优选为10以上，则作为粒子集合体是允许的。
此外，也存在1个粒子集合体上结合其他粒子集合体的一部分的情况。关于该情况，在1个粒子集合体与其他粒子集合体的一部分中设置边界线时，若满足上述条件，则作为在1个粒子集合体上结合有其他粒子集合体的一部分的形状的粒子集合体是允许的
进而，也存在成为除板状、扁平椭圆体、棒状、旋转椭圆体以外的变形的形状的粒子集合体的情况。如果长尺寸与短尺寸的比的平均值、即平均纵横尺寸比为5以上、更优选为10以上、短尺寸为10nm以上且1μm以下、更优选短尺寸为10nm以上且100nm以下，则作为变形的形状的粒子集合体是允许的。
此外，在粒子集合体中包含的除金属纳米粒子10a以外的材料与包围粒子集合体的材料相同的情况等下，粒子集合体的外缘不清楚，难以辨认。这样的情况下，如果通过TEM或SEM的组织观察能确认在某一材料中金属纳米粒子10a凝集偏析，形成平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、平均纵横尺寸比为5以上的粒子集合体，则作为粒子集合体是允许的。如上所述，若粒子集合体中所含的金属纳米粒子10a彼此的距离为10nm以内，则本变形例的效果提高，因此，优选凝集不均匀分布的金属纳米粒子彼此的距离为10nm以内。
进而，在1个粒子集合体上结合了其他粒子集合体的一部分的情况、以及为除板状、扁平椭圆体、棒状、旋转椭圆体以外的变形的形状的粒子集合体的情况下，如果通过设置边界线，满足上述高度及纵横尺寸比，则作为粒子集合体是允许的。作为边界线的划法的1种方法，可举出如下方法：以1个金属纳米粒子10a与在其周围存在的其他金属纳米粒子10a的粒子间距离分离10nm以上、优选分离100nm以上的部位作为边界线划出。
另外，这纯粹是1种方法，实际中优选通过TEM、SEM的组织观察，在常识的范围内判断金属纳米粒子10a与周围相比相对较多的区域，作为1个纳米粒子集合体划出边界线。另外，从高导磁率和良好的高频磁特性的观点出发，优选磁性粒子10具有纵横尺寸比大的形状。
扁平状、棒状的磁性粒子是优选的，优选平均高度（棒状的情况下为平均直径）为10nm以上且1μm以下，更优选平均高度（棒状的情况下为平均直径）为10nm以上且100nm以下。平均纵横尺寸比越大越优选，优选为5以上。更优选为10以上。它们在100kHz以上的MHz频带下使涡流损耗、磁滞损耗的合计成为最小，因此是最适的尺寸。
此外，磁性粒子的电阻率越高越好，但是无论磁性粒子10中所含的夹杂相10b具有多么高的电阻率，通常也是金属纳米粒子10a的体积比例越高，磁性粒子10的电阻率越低。这是由于实际中金属纳米粒子10a不孤立，部分地组成网络或凝集。金属纳米粒子10a的粒径越小，并且其体积比例越大，这样的效果越显著。
另一方面，若金属纳米粒子10a的体积率降低，则磁性粒子10中所含的磁性成分减少，因此招致饱和磁化的降低，是不优选的。这样，磁性粒子10的电阻率与饱和磁化具有一定程度的折衷关系。
理想上，复合磁性粒子中所占的磁性金属纳米粒子的体积率优选为30体积%以上且80体积%以下、更优选为40体积%以上且80体积%以下、进一步优选为50体积%以上且80体积%以下时，能使磁性粒子10的电阻率尽量增大，从而优选。实际中优选为100μΩ·cm以上且100mΩ·cm以下。
即，实际中，作为取得高饱和磁化和高电阻率的平衡的范围，优选为100μΩ·cm以上且100mΩ·cm以下的电阻率。另外，这样的磁性粒子10通过磁场或变形能诱发面内单轴各向异性，是优选的。如上所述，在进行面内单轴各向异性的磁性材料中，易磁化面内的各向异性磁场优选为1Oe以上且500Oe以下，更优选为10Oe以上且500Oe以下。这是为了在100kHz以上的MHz频带中维持低损耗和高导磁率所需要的范围。
另外，在粒子集合体即磁性粒子10间例如可以用树脂填充。
（第8实施方式）
本实施方式的磁材料除了在第7实施方式的磁性粒子间存在包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属相、与包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）的任一种的第2夹杂相的复合相以外，与第7实施方式相同。因此，关于与第7实施方式重复的内容，省略记载。
图10是本实施方式的磁材料的示意图。在粒子集合体即磁性粒子间存在由核壳型磁性粒子构成的复合相，所述核壳型磁性粒子包含：含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的磁性金属粒子（金属相）20、和将磁性金属粒子20的至少一部分的表面被覆的被覆层（第2夹杂相）22。被覆层（第2夹杂相）22为包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、N b、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的第2夹杂相。
第2夹杂相所要求的特性与第7实施方式中的夹杂相相同。
磁性金属粒子（金属相）20优选为平均粒径为5nm以上且50nm以下的粒子，其中特别优选具有5nm以上且30nm以下的平均粒径。磁性材料通过包含复合相，其中所述复合相具备具有该范围的平均粒径的粒子，从而能在较高地维持电阻的状态下有效地提高各个磁性粒子10间的磁性结合，且能在较高地维持电阻的状态下有效地提高在磁性材料整体中所含的磁性金属的比例。由此，在维持磁性材料的高频磁特性的状态下，能有效地提高导磁率及饱和磁化。
此外，磁性金属粒子20优选包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属，被覆层22优选包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属。由此，能在较高地维持电阻的状态下更有效地提高各个磁性粒子10间的磁性结合，且能在较高地维持电阻的状态下更有效地提高在磁性材料整体中所含的磁性金属的比例，是优选的。
在核壳型磁性粒子中，更优选为磁性金属粒子20包含选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属和选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属、被覆层22包含上述磁性金属中的至少1种和上述非磁性金属中的至少1种的核壳型磁性粒子。由此，在核壳型磁性粒子中形成磁性金属粒子20与被覆层22的成分类似的构成，因此，磁性金属粒子20与被覆层22的界面的密合性提高，磁性材料的热稳定性提高。
磁性材料通过采用上述构成，能在100kHz以上的MHz频带中极度减小涡流损耗、磁滞损耗的合计量，且能具有高导磁率和高饱和磁化。
图11是本实施方式的磁性材料的变形例的示意图。如图9所示，复合相由多个磁性金属粒子（金属相）20和将该多个磁性金属粒子20间包含的粘接层（绝缘相）24构成。
在本变形例中，磁性材料能在100kHz以上的MHz频带中极度减小涡流损耗、磁滞损耗的合计量，且能具有高导磁率和高饱和磁化。
（第9实施方式）
本实施方式的磁性材料的制造方法具备如下工序：合成平均粒径为1nm以上且1μm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的多个金属纳米粒子的工序、在金属纳米粒子的表面的至少一部分上形成包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相的工序、及通过将金属纳米粒子与夹杂相一体化而形成具有平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状、金属纳米粒子的体积填充率为40体积%以上且80体积%以下的粒子集合体的工序。
本实施方式是第7实施方式的磁性材料的制造方法。因此，关于与第7实施方式重复的内容，省略记载。
本实施方式的磁性材料的制造方法是具有磁性粒子的磁性材料的制造方法，其中，所述磁性粒子包含：平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上且10nm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子、和存在于金属纳米粒子间且选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相，是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的粒子集合体，金属纳米粒子的体积填充率相对于粒子集合体整体为40体积%以上且80体积%以下。
并且，是合成金属纳米粒子的平均粒子间距离为0.1nm以上且5nm以下的磁性材料时适用的制造方法。
即，其特征在于，通过下述工序合成：合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属和非磁性金属的金属纳米粒子的工序、在上述金属纳米粒子的表面的至少一部分上形成氧化物的夹杂相（被覆层）的工序、及对被上述氧化物被覆的磁性粒子进行复合一体化处理的工序。
根据本实施方式，首先，从合成含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属和非磁性金属的金属纳米粒子的工序开始。此时，合成金属纳米粒子的工序没有特别限定，例如可通过水喷散法、气体喷散法、热等离子体法、CVD法、激光烧蚀法、液体中分散法等来合成。
但是，在合成金属纳米粒子时，金属纳米粒子的粒径小的情况在此后的工序中，容易促进磁性金属与夹杂相的2相分离，是优选的。合成的金属纳米粒子的粒径优选平均粒径为1nm以上且1μm以下，更优选为1nm以上且100nm以下。因此，优选使用能容易地大量合成的热等离子体法。夹杂相例如为氧化物、半导体、氮化物、碳化物或氟化物，这里，以下以氧化物为例进行记述。
使用热等离子体法的情况下，首先，将作为原料的平均粒径为数μm的磁性金属粉末和非磁性金属粉末与载气一起向在高频感应热等离子体装置的腔室内产生的等离子体内喷射。由此能容易地合成含有磁性金属的金属纳米粒子。
接着，进入到在金属纳米粒子的表面的至少一部分上形成氧化物的夹杂相（被覆层）的工序。在该工序中，对用氧化物进行被覆的方法没有特别限定，但是，可举出利用液相包覆的方法或利用部分氧化法的方法。
部分氧化法是在合成含有磁性金属和非磁性金属的金属纳米粒子后，在适当的氧化条件下进行部分氧化、从而使包含非磁性金属的氧化物在金属纳米粒子的表面析出而形成被覆层的方法。
本方法通过扩散进行氧化物的析出，若与液相包覆法相比，则金属纳米粒子与氧化物被覆层的界面牢固地密合，金属纳米粒子的热稳定性和耐氧化性增高，是优选的。部分氧化的条件没有特别限定，但是，优选在O2或CO2等氧化性气氛下调整氧浓度，在室温～1000℃的范围内进行氧化。
另外，本工序也可以在合成金属纳米粒子的工序中进行。即，可以在通过热等离子体合成金属纳米粒子时控制工艺条件，合成在金属纳米粒子的表面含有包含非磁性金属的氧化物被覆层的核壳型金属纳米粒子。
通过以上工序，能合成用非磁性金属氧化物被覆层被覆了磁性金属粒子的表面的核壳型磁性金属纳米粒子。即，能以纳米级别实现金属与氧化物的2相分离结构。
接着，进入到将金属纳米粒子与夹杂相一体化的工序、即对被氧化物被覆的金属纳米粒子进行复合一体化处理的工序。在该工序中，将骤冷得到的金属纳米粒子通过大功率研磨装置进行复合一体化处理。由此，可较容易地得到粒子集合体。
大功率研磨装置只要是能施加强重力加速度的装置，则不用选择种类，但是，优选例如能施加数十G的重力加速度的大功率行星式研磨装置等。可能的话，优选施加50G以上的重力加速度，更优选施加100G以上的重力加速度。
此外，在使用大功率研磨装置时，为了尽量抑制金属纳米粒子的氧化，优选在不活泼性气体气氛中进行。此外，若将粉末以干式进行复合一体化处理，则容易进行复合一体化处理，但是，组织容易粗大化，回收变得困难。此外，得到的粒子的形状也是球状的粒子比较多。
另一方面，若通过使用了液体溶剂的湿式法来进行复合一体化处理，则组织的粗大化被抑制，且形状也容易成为扁平化，因此优选。更优选实施通过进行干式和湿式两者来促进复合一体化并抑制组织的粗大化的处理。
通过使用这样的方法，能容易地合成粒子集合体，但是，根据合成条件，也能有准备地实现使粒子集合体的形状成为纵横尺寸比大的扁平状，是优选的。通过形成纵横尺寸比大的复合粒子，能赋予由形状带来的磁各向异性，通过将易磁化轴的方向统一到一个方向，能使导磁率和导磁率的高频特性提高，是优选的。
另外，粒子即使稍微氧化，也可以通过在还原气氛下实施热处理进行还原。此外，在金属纳米粒子的表面的至少一部分上形成氧化物的被覆层的工序也可以在对金属纳米粒子进行复合一体化处理的本工序中进行。
即，在本复合一体化处理工序中，通过控制处理条件，具体而言通过控制气氛的氧分压、或湿式混合时的液体溶剂的种类，能边形成氧化物边进行复合一体化处理。这样，形成氧化物的工序除了在合成金属纳米粒子后进行外，也可以在合成金属纳米粒子的工序内进行，也可以在复合一体化处理工序内进行。
另外，以上的合成磁性材料的方法并非限定于上述的方法，例如也可以通过以下的方法来合成。例如，可以是下述方法：通过薄膜工艺等合成纳米颗粒结构、即将多个磁性金属纳米粒子填充到基体中而成的结构，将该薄膜剥离，粉碎而制成粒子集合体。
首先，使成为包含磁性金属和非磁性金属的夹杂相的氧化物、半导体、碳化物、氮化物、氟化物同时成膜。下面，这里对氧化物进行说明。
成膜方法只要是以纳米水平进行金属与氧化物的2相分离的方法，则没有特别限定，但是优选溅射法、蒸镀法、PVD法等。通过这样的方法，能合成含有平均粒径为1nm以上且20nm以下的磁性金属纳米粒子、且含有存在于磁性金属纳米粒子间且包含非磁性金属和上述磁性金属的各至少1种的氧化物的粒子集合体磁性薄膜（纳米颗粒薄膜）。
另外，堆积膜的厚度为能维持纳米复合结构的厚度，没有特别限定，但是，通常当膜厚增厚时，有组织紊乱的倾向，因此优选为1μm以下的厚度。在基板表面堆积的粒子集合体磁性薄膜从基板剥离而回收，将回收的薄膜碎片粉碎。粉碎的方法没有特别限定，例如可举出旋转球磨、振动球磨、搅拌球磨、行星式研磨、喷射研磨、乳钵粉碎等。
这样，能制造具有下述磁性粒子的磁性材料，所述磁性粒子含有：平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm以上且20nm以下、更优选为1nm以上且10nm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子、和存在于金属纳米粒子间且包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相，是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状的粒子集合体，金属纳米粒子的体积填充率相对于粒子集合体整体为40体积%以上且80体积%以下。
另外，通过适当控制粒子集合体磁性薄膜的制膜条件和粉碎条件，可呈现出粒子集合体的平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上的形状。此外，金属纳米粒子的体积填充率相对于粒子集合体整体为40体积%以上且80体积%以下。
（第10实施方式）
本实施方式的设备是具备上述实施方式中说明的磁性材料的设备。因此，关于与上述实施方式重复的内容，省略记载。
本实施方式的设备例如为感应器、扼流圈、滤波器、变压器等高频磁性部件、天线基板/部件、或电波吸收体。
最容易活用上述实施方式的磁性材料的特征的用途是功率感应器用的感应器元件。特别是当应用于在100kHz以上的MHz频带、例如10MHz频带等中施加高电流的功率感应器中时，容易发挥效果。
作为功率感应器用的磁性材料所要求的技术条件，除了高导磁率外，还要求低磁损耗（主要是低涡流损耗和低磁滞损耗）、良好的直流重叠特性。对于在低于100kHz的频带下的功率感应器，可使用硅钢板或铝硅铁粉、非晶带材、Nanocrystals系带材、MnZn系铁素体等现有材料，但是，不存在在100kHz以上的频带下充分满足功率感应器用所要求的技术条件的磁性材料。
例如，上述金属系材料在100kHz以上的频率下涡流损耗大，因此难以使用。此外，MnZn铁素体或与高频带对应的NiZn铁素体的饱和磁化低，因此直流重叠特性差，不优选。即，在100kHz以上的MHz频带、例如10MHz频带等中完全满足高导磁率、低磁损耗、良好的直流重叠特性的磁性材料至今为止还没有例子，强烈要求其开发。
从这样的观点出发，本实施方式的磁性材料可以说是高导磁率、低磁损耗、良好的直流重叠特性特别优异的材料。首先，涡流损耗可通过高电阻来降低，但是特别是在上述磁性材料中，在磁性粒子或金属纳米粒子间含有电阻高的氧化物、半导体、碳化物、氮化物、氟化物。因此，能使电阻增高，是优选的。
此外，磁滞损耗可通过降低磁性材料的顽磁力（或磁各向异性）来降低，但是，在上述磁性材料中，各个磁性粒子的磁各向异性低，而且，各个磁性金属粒子磁性结合，从而能进一步降低总的磁各向异性。即，在上述磁性材料中，能充分降低涡流损耗和磁滞损耗。
此外，为了实现良好的直流重叠特性，抑制磁饱和是重要的，为此，优选具有高饱和磁化的材料。在这一点上，上述实施方式的磁性材料通过在内部选择饱和磁化高的磁性金属粒子，从而能增大总的饱和磁化，因此优选。另外，通常饱和磁化越大，并且磁各向异性越小，则导磁率越大。因此，上述实施方式的磁性材料也能增大导磁率。
从以上观点出发，上述实施方式的磁性材料特别是作为感应器元件应用到在100kHz以上的MHz频带、例如10MHz频带等中被施加高电流的功率感应器中的情况下，特别容易发挥其效果。
另外，上述实施方式的磁性材料通过改变使用频带，不仅能作为感应器元件等高导磁率部件使用，也能作为电磁波吸收体使用。通常，磁性材料在强磁性共振频率附近取高μ”，但是，在上述实施方式的磁性材料中，能尽量抑制除强磁性共振损耗以外的各种磁损耗、例如涡流损耗和磁畴壁共振损耗等，因此在比强磁性共振频率充分低的频带中，能使μ”减小，使μ’增大。即，利用1种材料，通过改变使用频带，既能作为高导磁率部件使用，也能作为电磁波吸收体使用，因此优选。
另一方面，通常，作为电磁波吸收体被开发的材料按照将包括强磁性共振损耗、各种磁损耗（涡流损耗、磁畴壁共振损耗等）的所有的损耗加和并使μ″尽量增大的方式设计，因此，作为电磁波吸收体而开发的材料在无论哪一种频带中作为感应器元件或天线装置用的高导磁率部件（高μ’且低μ”）使用是困难的。
为了适用于以上各种设备，磁性材料允许实施各种加工。例如，在烧结体的情况下，可实施研磨或切削等机械加工。在粉末的情况下，可实施与环氧树脂、聚丁二烯那样的树脂的混合。根据需要，可进一步实施表面处理。
图12A、图12B、图13A、图13B、图14是本实施方式的设备的概念图。在高频磁性部件为感应器、扼流圈、滤波器、变压器的情况下进行绕组处理。
作为最基本的结构，可举出图12A的在环状的磁性材料上实施了线圈绕组的感应器元件、图12B的在棒状的磁性材料上实施了线圈绕组的感应器元件等。
进而，也可以形成图13A所示的线圈与磁性材料形成为一体的片式感应器元件、或图13B所示的平面型感应器元件等。图13A的情况下，也可以形成为层叠型。
此外，图14表示变压器结构的感应器元件。
图12A～图14只是记载了代表性的结构，实际中，根据用途和要求的感应器元件特性，可以改变结构和尺寸。
根据本实施方式的设备，通过使用特别是在100kHz以上的MHz频带中具有高导磁率实部（μ’）和低导磁率虚部（μ”）、且具有高强度、高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性的磁性材料，能实现特性优异的设备。
以上，参照具体例对本发明的实施方式进行了说明。上述实施方式纯粹只是作为例子举出，并非限定本发明。此外，也可以将各实施方式的构成要素适当组合。
并且，在实施方式的说明中，在磁性材料、磁性材料的制造方法、感应器元件等中，对于在本发明的说明中直接不需要的部分等，省略了记载，但是，可以适当选择使用必要的与磁性材料、磁性材料的制造方法、感应器元件相关的要素。
另外，具备本发明的要素且本领域技术人员能进行适当的设计变更的所有的磁性材料、磁性材料的制造方法、感应器元件包含在本发明的范围内。本发明的范围由权利要求的范围及其等同物的范围来定义。
实施例
以下，边对本发明的实施例1～13与比较例1～5进行对比边进行更详细地说明。关于由以下所示的实施例及比较例得到的磁性材料，将磁性粒子的形状/平均粒径（或平均高度）/平均纵横尺寸比/组成、第1氧化物的组成、第2氧化物的组成、第3氧化物的组成、共晶组织的组成示于表1。另外，磁性粒子的平均粒径（或平均高度）的测定基于TEM观察/SEM观察由多个粒子的平均值算出。另外，实施例7的磁性粒子是金属纳米粒子高密度分散的粒子集合体，磁性粒子内部的金属纳米粒子的平均粒径根据TEM观察、由XRD得到的晶体粒径（利用Sherrer式）来综合地判断。此外，微观结构的组成分析基于EDX分析进行。
（实施例1）
首先，通过水喷散法来合成球状的FeCoAl磁性粒子。接着，在该磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物的第1被覆层）。然后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与B2O3粒子（第2氧化物的氧化物粒子）通过球磨机进行充分混合。然后，将混合粒子压制成形，在真空中进行600℃的热处理，从而得到评价用的磁性材料。
得到第1实施方式的与图1所示同样的磁性材料。磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例2）
通过对实施例1的磁性粒子实施部分氧化处理，使作为第3氧化物的AlFeCo－O氧化物在FeCoAl磁性粒子的表面以被覆层（第2被覆层）的形式形成。之后的处理与实施例1相同。
得到第1实施方式的与图3所示的变形例同样的磁性材料。磁性材料中，除了被覆了第3氧化物的磁性粒子之外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例3）
在高频感应热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导入作为等离子体产生用气体的氩，使等离子体产生。将作为原料的平均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷射到该腔室内的等离子体中。将骤冷而得到的FeCoAl磁性粒子通过使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm的扁平化处理。然后，将得到的扁平粉末在H2气氛下充分地实施加热处理，得到均质的扁平磁性粒子。然后，通过对得到的扁平磁性粒子实施部分氧化处理，使作为第3氧化物的AlFeCo－O氧化物被覆层（第2被覆层）形成在FeCoAl磁性粒子的表面。之后的处理与实施例1相同。
在磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性粒子外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例4）
除了将实施例3的Co粉末改为平均粒径为3μm的Ni粉末、将Al粉末改为平均粒径为5μm的Si粉末以外，与实施例3同样。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性粒子之外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例5）
在实施例3的扁平磁性粒子的表面形成AlFeCo－O氧化物被覆层后，在该磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物）。然后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机进行充分地混合。然后，将混合粒子压制成形，在真空中进行600℃的长时间热处理，完全使第1氧化物与第2氧化物进行共晶熔融，得到评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性粒子之外，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间，但是，第1氧化物和第2氧化物未残留。
（实施例6）
在实施例3中，在扁平磁性粒子的表面形成AlFeCo－O氧化物被覆层后，在该磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物）。然后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机进行充分混合。不进行之后的热处理。通过将该混合粒子压制成形，得到评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性粒子之外，第1氧化物和第2氧化物残留。具备共晶组织的氧化物相不存在。
（实施例7）
向高频感应热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导入作为等离子体产生用气体的氩，使等离子体产生。将作为原料的平均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷射到该腔室内的等离子体中。通过对骤冷而得到的FeCoAl磁性粒子实施部分氧化处理，得到被Al‑Fe‑Co‑O被覆了的FeCoAl磁性粒子。关于该被Al－Fe－Co－O被覆了的FeCoAl磁性粒子，通过使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm的扁平化处理。然后，在200℃的低温下进行H2热处理，在该磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物）。然后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子（粒子集合体）和B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机充分混合。然后，将混合粒子压制成形，通过在真空中进行600℃的热处理，得到评价用的磁性材料。
磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiAl粒子（金属纳米粒子）在AlFeNiO基体（夹杂相）中高密度地分散而成的粒子集合体。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例8）
除了将实施例7的Co粉末改为平均粒径为3μm的Ni粉末、将Al粉末改为平均粒径为5μm的Si粉末以外，与实施例7相同。磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiSi粒子（金属纳米粒子）在SiFeNiO基体（夹杂相）中高密度地分散而成的粒子集合体。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例9）
除了将实施例7的Co粉末改为平均粒径为3μm的Ni粉末、将Al粉末改为平均粒径为5μm的Si粉末、将得到的混合粒子压制成形并在真空中进行600℃的长时间热处理以外，与实施例7相同。磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiSi粒子（金属纳米粒子）在SiFeNiO基体（夹杂相）中高密度地分散而成的粒子集合体。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间，但是，第1氧化物和第2氧化物未残留。
（实施例10）
除了将实施例7的Co粉末改为平均粒径为3μm的Ni粉末、将Al粉末改为平均粒径为5μm的Si粉末、通过对用球磨机进行了充分混合的混合粒子不进行热处理地进行压制成形而得到评价用的磁性材料以外，与实施例7相同。磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiSi粒子（金属纳米粒子）在SiFeNiO基体（夹杂相）中高密度地分散而成的粒子集合体。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2氧化物残留。具备共晶组织的氧化物相不存在。
（实施例11）
首先，通过水喷散法合成球状的FeBAl磁性粒子。之后的处理与实施例1相同。另外，在成形时，在施加了1T磁场的状态下进行取向，进行压制成形。磁性粒子成为非晶，通过磁场进行取向。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例12）
首先，通过水喷散法合成球状的CoAl磁性粒子。然后，通过实施部分氧化处理，使作为第3氧化物的AlCo－O氧化物在CoAl磁性粒子的表面形成。之后的处理与实施例1相同。磁性粒子的晶体结构为六方晶结构，通过磁场进行取向。另外，在成形时，在施加了1T磁场的状态下进行取向，进行压制成形。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性粒子之外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（实施例13）
向高频感应热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导入作为等离子体产生用气体的氩，使等离子体产生。将作为原料的平均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷射到该腔室内的等离子体中。对骤冷而得到的FeCoAl磁性粒子实施热处理并控制粒径后，通过实施部分氧化处理，使作为第3氧化物的AlFeCo－O氧化物在FeCoAl磁性粒子的表面形成。然后在得到的磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物）。然后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子和B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机进行充分混合。然后，将混合粒子压制成形，通过在真空中进行600℃的热处理，得到评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性粒子之外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物与第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
（比较例1）
在实施例1合成的球状的FeCoAl磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物），在压制成形后在真空中进行600℃的热处理，从而得到评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，仅第1氧化物存在。
（比较例2）
通过球磨机将实施例1合成的球状的FeCoAl磁性粒子与B2O3粒子（第2氧化物）充分混合，在压制成形后在真空中进行600℃的热处理，从而得到评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，仅第2氧化物存在。
（比较例3）
在实施例1合成的球状的FeCoAl磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物），然后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机充分混合。此时，B2O3粒子按照在之后的热处理中与SiO2完全熔融的方式以比SiO2量充分少的量进行配合。然后，将得到的混合粒子压制成形，通过在真空中进行600℃的热处理，得到评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和具备由第1氧化物和第2氧化物生成的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间，第2氧化物不存在。
（比较例4）
在实施例3中，在扁平磁性粒子的表面形成AlFeCo－O氧化物被覆层（第1被覆层）后，在该磁性粒子上通过溶胶凝胶法形成SiO2被覆层（第1氧化物），在压制成形后在真空中进行600℃的热处理，从而得到评价用的磁性材料。另外，在磁性材料中，除了用第3氧化物（第1被覆层）被覆了的磁性粒子外，仅第1氧化物存在。
关于实施例1～13及比较例1～4的评价用材料，通过以下方法评价导磁率实部（μ’）、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”／μ’×100（％））、100小时后的导磁率实部（μ’）的经时变化。评价结果示于表2。
1）导磁率实部μ’、导磁率损耗（μ‑tanδ＝μ”／μ’×100（％））
使用阻抗分析仪，测定环状的试样的导磁率。测定在100kHz和10MHz两个频率下的实部μ’、虚部μ”。关于球状的粒子，测定100kHz下的值，关于扁平状的粒子，测定100kHz和10MHz下的值。此外，导磁率损耗μ－tanδ由μ”／μ’×100（％）算出。
2）100小时后的导磁率实部μ’的经时变化
将评价用试样在温度200℃、大气中加热100小时后，再次测定导磁率实部μ’，求出经时变化（100H放置后的导磁率实部μ’／放置前的导磁率实部μ’）。
表1

表2

从表1可知，实施例1～实施例13的磁性材料在球状的情况下平均粒径为50nm以上且50μm以下，在扁平状的情况下，平均高度为10nm以上且100nm以下，平均纵横尺寸比为10以上。
此外，关于磁性粒子中所含的磁性金属，实施例1、2、3、5、6、13为FeCo，实施例4、7、8、9、10为FeNi，实施例11为Fe，实施例12为Co。此外，关于磁性粒子中所含的非磁性金属，实施例1～3、5～7、11～13为Al，实施例4、8～10为Si。此外，第1氧化物与第2氧化物的组合为Si－O氧化物与B－O氧化物的组合。实施例1～4、7～8、11～13中，第1氧化物Si－O、第2氧化物B－O、共晶组织Si－B－O三者存在于磁性粒子间，实施例2～4、12～13中，还存在第3氧化物。实施例5中，第3氧化物AlFeCoO、共晶组织Si－B－O两者存在于磁性粒子间。实施例6中，第3氧化物AlFeCoO、第1氧化物Si－O、第2氧化物B－O三者存在于磁性粒子间。实施例9中，仅共晶组织Si－B－O存在于磁性粒子间。实施例10中，第1氧化物Si－O、第2氧化物B－O两者存在于磁性粒子间。
另一方面，比较例1中虽然磁性粒子与实施例1相同，但是，仅第1氧化物Si－O存在于磁性粒子间。比较例2中，虽然磁性粒子与实施例1相同，但是，仅第2氧化物B－O存在于磁性粒子间。比较例3中，虽然磁性粒子与实施例1相同，但是，仅第1氧化物Si－O和共晶组织Si－B－O两者存在于磁性粒子间。此外，比较例4中，虽然磁性粒子与实施例3、5、6基本相同，但是，仅第1氧化物Si－O、第3氧化物AlFeCoO两者存在于磁性粒子间。
表2中示出了导磁率实部（μ’）、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”／μ’×100（％））、200℃/100小时后的导磁率实部（μ’）的经时变化。由表2可知，实施例1～实施例13的磁性材料与比较例的材料相比具有优异的磁特性。
图13是表示实施例3的导磁率（μ’、μ”）的频率特性的图。可知到100MHz为止μ”几乎为0（即μ”也几乎为0），从200MHz附近开始μ″急剧上升。也就是说，可知在100kHz以上至100MHz为止的高频带中具有高导磁率和低损耗。另外，在如此μ”的上升急剧的材料的情况下，如果将频带选择为更高的频带，例如选择1GHz～10GHz等，则也能作为电波吸收体利用。
实施例1、2、11～13与比较例1～3相比为高导磁率、低损耗，且100小时后的导磁率实部的经时变化小。此外，实施例3～10与比较例4～5相比为高导磁率、低损耗，且100小时后的导磁率实部的经时变化小。它们均通过包含含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属和选自Al或Si中的至少1种非磁性金属的磁性粒子、和存在于该磁性粒子间的第1氧化物Si－O被覆层和第2氧化物B－O粒子、或者第1氧化物与第2氧化物的Si－B－O共晶组织、或者第1氧化物Si－O被覆层和第2氧化物B－O粒子和Si－B－O共晶组织，从而实现了高的特性。
也就是说，通过用共晶反应体系的两种氧化物、或者其共晶组织、或者共晶反应体系的两种氧化物与其共晶组织来围住，能维持热稳定且耐氧化性也高的状态。由此，认为能实现高导磁率和低损耗，即使在高温热处理后也能维持该特性。
此外，认为通过形成共晶组织，成为强度也强的材料，因而能尽量抑制加热、冷却时的龟裂/破损的发生，由此能有效地抑制磁性粒子的氧化。
以上可知，实施例1～13的磁性材料在100kHz以上的MHz频带中具备高导磁率实部（μ’）和低导磁率虚部（μ”），且具备高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。
接着，以下关于实施例14～实施例22，边与比较例5对比边进行说明。关于通过以下所示的实施例及比较例得到的磁性材料，将磁性粒子的形状/平均高度/平均纵横尺寸比/电阻率、金属纳米粒子的形状/组成/粒径/填充率/平均粒子间距离、夹杂相的组成示于表3。另外，磁性粒子的平均高度的测定基于TEM观察/SEM观察通过多个粒子的平均值算出。另外，实施例的磁性粒子为金属纳米粒子高密度地分散而成的粒子集合体，磁性粒子内部的金属纳米粒子的平均粒径根据通过TEM观察、XRD得到的晶体粒径（利用Sherrer式）进行综合判断。此外，微结构的组成分析基于EDX分析来进行。
（实施例14）
向高频感应热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导入作为等离子体产生用气体的氩，使等离子体产生。将作为原料的平均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为3μm的Ni粉末、和平均粒径为5μm的Si粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷射到该腔室内的等离子体中。通过对骤冷而得到的FeNiSi磁性粒子实施部分氧化处理，得到用Si－Fe－Ni－O被覆了的FeNiSi磁性粒子。关于用该Si－Fe－Ni－O被覆了的FeNiSi磁性粒子，通过使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机，在Ar气氛下进行约2000rpm的扁平复合化处理。然后，通过在200℃的低温下进行H2热处理，将得到的粒子成形，从而得到评价用的磁性材料。得到第7实施方式的与图7所示相同的磁性材料。得到的磁性材料是球状的金属纳米粒子高密度地填充在氧化物基体（夹杂相）中而成的扁平粒子集合体。
（实施例15）
除了将实施例14的Si粉末改成平均粒径为3μm的Al粉末以外，与实施例14相同。
（实施例16）
除了将实施例14的Ni粉末改成平均粒径为5μm的Co粉末、将Si粉末改成平均粒径为3μm的Al粉末以外，与实施例14相同。
（实施例17）
除了将实施例14的Ni粉末改成平均粒径为5μm的Co粉末以外，与实施例14相同。
（实施例18）
除了将实施例17的Ni粉末和Fe粉末的投入比例按照最终得到的FeNi磁性金属纳米粒子的填充率成为78体积%的方式进行调整以外，与实施例17相同。另外，实施例17的情况的最终得到的FeNi磁性金属纳米粒子的填充率为41体积%。
（实施例19）
除了在实施例17中通过对使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机的扁平复合化处理条件进行控制而使最终得到的FeNi磁性金属纳米粒子成为纵横尺寸比为4的棒状的粒子以外，与实施例17相同。
（实施例20）
除了在实施例17中在合成FeCoSi粒子时使B固溶、将磁性金属粒子的填充率设为50体积%以外，与实施例17相同。
（实施例21）
除了在实施例14中将投入的粉末改为平均粒径为5μm的Co粉末、平均粒径为3μm的Al粉末、平均粒径为10μm的Cr粉末、通过控制使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机的扁平复合化处理条件而使最终得到的hcp相的CoCrAl磁性金属纳米粒子成为纵横尺寸比为10的棒状的粒子以外，与实施例14相同。
（实施例22）
除了在实施例14的各个扁平复合粒子间存在使FeCoAl磁性金属纳米粒子（金属相）在Al‑FeCo‑O基体（第2夹杂相）中分散而成的复合相以外，与实施例14相同。该复合相通过下述方法合成。首先，向高频感应热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导入作为等离子体产生用气体的氩，使等离子体产生。将作为原料的平均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷射到该腔室内的等离子体中。通过对骤冷而得到的FeCoAl磁性粒子实施部分氧化处理，得到用Al－Fe－Co－O被覆了的FeCoAl磁性粒子。关于该用Al－Fe－Co－O被覆了的FeCoAl磁性粒子，通过使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm的扁平复合化处理。然后，在200℃的低温下进行H2热处理，得到复合相。通过将该复合相与在实施例14中合成的扁平粒子集合体用球磨机混合，将得到的粒子成形，从而得到评价用的磁性材料。
（实施例23）
除了在实施例14的各个扁平粒子集合体间存在将FeCoAl磁性金属纳米粒子（金属相）的表面用Al－FeCo－O氧化物被覆层（第2夹杂相）覆盖而成的核壳型磁性粒子（复合相）以外，与实施例14相同。核壳型磁性纳米粒子按下述方法合成。首先，向高频感应热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导入作为等离子体产生用气体的氩，使等离子体产生。将作为原料的平均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷射到该腔室内的等离子体中。此外，在喷射的同时，将作为碳被覆的原料的乙炔气体与载气一起导入到腔室内，得到金属纳米粒子被碳被覆而成的粒子。将该碳被覆磁性金属纳米粒子在500mL／分钟、浓度为99％的氢气流下在600℃下实施热处理，冷却到室温后，在含氧气氛中取出而氧化，由此得到核壳型磁性粒子。另外，核壳型磁性粒子的被覆层在含氧气氛中取出时形成。通过将该核壳型磁性粒子与在实施例14中合成的扁平粒子集合体通过球磨机混合，并将得到的粒子成形，从而得到评价用的磁性材料。
（比较例5）
将粒径为约5μm的FeCo粒子通过使用了ZrO2球和ZrO2容器的行星式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm的粉碎，合成平均高度为90nm、纵横尺寸比为10的FeCo扁平粒子。然后，通过将得到的粒子成形，得到评价用的磁性材料。
关于实施例14～23及比较例5的评价用材料，通过以下方法评价导磁率实部（μ’）、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”／μ’×100（％））、100小时后的导磁率实部（μ’）的经时变化。评价结果示于表4。
1）导磁率实部μ’、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”／μ’×100（％））
使用阻抗分析仪测定环状试样的导磁率。测定在10MHz的频率中的实部μ’、虚部μ”。此外，导磁率损耗μ－tanδ通过μ”／μ’×100（％）算出。
2）100小时后的导磁率实部μ’的经时变化
将评价用试样在温度60℃、大气中进行100小时加热后，再次测定导磁率实部μ’，求出经时变化（100H放置后的导磁率实部μ’／放置前的导磁率实部μ’）。
表3

表4

从表3可知，实施例14～实施例23的磁性材料将具有1nm以上且10nm以下的平均粒径的金属纳米粒子以40体积%以上且80体积%以下的填充率填充而得到的扁平状的粒子集合体作为磁性粒子。此外，该磁性粒子的平均高度为10nm以上且100nm以下，具有平均纵横尺寸比为10以上的形状。磁性粒子的电阻率为100μΩ·cm以上且100mΩ·cm以下。
此外，实施例14～17、20、22、23的磁性材料中，金属纳米粒子的平均粒子间距离为0.1nm以上且5nm以下。在实施例19中，棒状的金属纳米粒子分散在扁平状的磁性粒子的内部，该棒状的金属纳米粒子在扁平状粒子集合体的面内横向地取向。在实施例21中，棒状的hcp相（六方晶）Co系磁性金属纳米粒子分散在扁平状的磁性粒子的内部，该棒状的金属纳米粒子在扁平状粒子集合体的面内横向地取向。关于金属纳米粒子的组成，实施例14、22、23为FeNiSi系，实施例15为FeNiAl系，实施例16为FeCoAl系，实施例17、18、19为FeCoSi系，实施例21为CoCrAl系，实施例20为在FeCoSi中添加了B的体系。另外，在实施例22中，在磁性粒子间存在使FeCoAl磁性金属纳米粒子（金属相）分散于Al－FeCo－O基体（第2夹杂相）中而成的复合相。在实施例23中，在磁性粒子间存在将FeCoAl磁性金属纳米粒子（金属相）的表面用Al－FeCo－O氧化物被覆层（第2夹杂相）覆盖而成的核壳型磁性粒子。
另一方面，比较例5为具备扁平结构的材料，但是，未形成金属于氧化物的复合相，为由FeCo形成的同样的扁平粒子。
表4中示出了导磁率实部（μ’）、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”）／μ’×100（％））、60℃/100小时后的导磁率实部（μ’）的经时变化。由表4可知，实施例14～实施例23的磁性材料与比较例的材料相比具有优异的磁特性。
也就是说，实施例14～23与比较例5相比为高导磁率、低损耗，且100小时后的导磁率实部的经时变化小。实施例14～23的材料的特征在于，其包含平均粒径为1nm以上且10nm以下且含有选自由Fe、Co、Ni组成的组中的至少1种磁性金属的金属纳米粒子，并包含存在于金属纳米粒子间且含有选自Al或Si中的至少1种非磁性金属和上述磁性金属中的至少1种的氧化物（夹杂相），是平均短尺寸为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为10以上的扁平形状的粒子集合体，上述金属纳米粒子的体积填充率相对于磁性粒子（粒子集合体）整体为40体积%以上且80体积%以下。
认为通过采用这样的构成，能实现高导磁率和低损耗，即使在高温热处理后也能维持该特性。另外，在实施例22、23中，在各个扁平粒子集合体（磁性粒子）间存在使磁性金属纳米粒子（金属相）分散到氧化物基体（第2夹杂相）中而成的复合相、或者将磁性金属纳米粒子（金属相）的表面用氧化物被覆层（第2夹杂相）覆盖而成的核壳型磁性粒子，由此能在较高地维持电阻的状态下有效地提高各个磁性粒子间的磁性结合，且能在较高地维持电阻的状态下有效地提高在磁性材料整体中所含的磁性金属的比例。
由此，能将磁性材料的高频磁损耗维持在较低的状态，并能有效提高导磁率及饱和磁化。此外，在实施例23中，通过含有热稳定性高的核壳型磁性粒子，能进一步将60℃/100小时的热处理后的磁特性保持在较高的状态。
如上可知，实施例14～23的磁性材料在100kHz以上的MHz频带下具有高导磁率实部（μ’）和低导磁率虚部（μ”），且具有高饱和磁化、高热稳定性、高耐氧化性。
虽然对某实施方式和实施例进行了说明，但是这些实施方式和实施例仅作为例子，并非限定本发明的范围。当然，这里所说的磁性材料、磁性材料的制造方法及感应器元件包含许多其他方式，而且，在不脱离本发明的精神的情况下，可以对设备和方法进行各种省略、替换和变更。后附的权利要求书及其等同物包含落入本发明的范围和精神的这样的方式或修改。