2024年4月23日发(作者：扈丽珠)
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
（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、
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
少1种的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的
且所述磁性粒子是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选
上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上
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
以上且80体积%以下。
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。
Pb、
中的至
夹杂相，并
为10nm以
的形状的粒
为40体积%
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
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
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、
多个磁
0.1nm以上且5nm以下。
Ag、Ga、Sc、V、Y、N b、Pb、Cu、 In、Sn、稀土类元素中的至少1种
（C）中的任一种。夹杂相10b可
半导体、氧化物、氮化物、
子10相比为高电阻。
非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳
以含有氟（F）。夹杂相10b例如为金属、
碳化物或氟化物。此外，夹杂相10b与磁性粒
并且，磁性粒子10是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为
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
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
10nm
状的金
体积填
的粒子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
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
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
金属纳米粒子10a的平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm
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
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
结构。
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。
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。
晶。在
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
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
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
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
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
尺寸比
为5以
粒子
直径方
向）与磁性粒子（粒子集合体）10的长边方向（板状的情况
扁平椭圆体的情况下为直径方向，棒状的情况下为棒的
圆体的情况下为长轴方向）一致。由此，能将易磁化轴
方向，能使导磁率和导磁率的高频特性提高。
下为宽度方向，
长度方向，旋转椭
的方向统一到一个
金属纳米粒子10a含有选自由Fe（铁）、Co（钴）、Ni（镍）组成的组
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、
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
Ni、Si（硅）的合金。
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。
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。
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
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
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
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，
原子％
使磁性
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。
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。
作为更优选的量，按0.001原子％以上且5原子％以下
一步优选按0.01原子％以上且5原子％以下的的范围进行配合，进
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）、
于
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
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
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
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
具有
散系数，
（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
的磁性金属通常具有大的磁各向异性，因此容易进行取
大。特别是Co基合金容易具有hcp结构，是优选的。
通过含有Cr或Al，能使hcp结构稳定化，因此
点。具有hcp结构
向，能使导磁率增
Co基合金的情况下，
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
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
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
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
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
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
同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的
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
计量含有0.001原子％以上且25原子％以下，优选磁性金属、非磁
或者添加金属中的至少两者互相固溶。
金属不
至少1
属的合
性金属、
结构的
化，通
选设定
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。
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。
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
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、
选为包
复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。被覆层通过含有金属
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
密合性提高，热稳定性及耐氧化性提高。
纳米粒子10a
与被覆层的
此外，被覆层更优选为包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、
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
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
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
由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、
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
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。
的构成
含选自
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。
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。
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
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
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
化物或
合性/
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，
如优选具有1mΩ·cm以上的阻抗值。 被覆层优选为高电阻，例
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
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）
（C）中的任一种的夹杂相10b优选具有1mΩ·cm以上的电阻率。
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。
或碳
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
此外，同样，金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹
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
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。
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。
至少1种的情况下，夹杂相中的非磁性金属／磁性金属
属纳米粒子中所含的非磁性金属／磁性金属的原子比大。
属纳米粒子用耐氧化性、热稳定性高的“非磁性金属／
相”阻隔，能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热
选夹杂相中所含的氧的含量比金属纳米粒子的氧的含量
金属纳米粒子用“氧浓度大且耐氧化性、热稳定性的高
能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热稳定性。
的原子比优选比金
这是因为能将金
磁性金属大的夹杂
稳定性。此外，优
大。这是因为能将
的夹杂相”阻隔，
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、
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
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，
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
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
小粒子。
碳化物
选为氧
明。
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。
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。
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。
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
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
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
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
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
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
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
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。
且均质
物粒子
粒子
高磁性
下的涡
氧化物粒子包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、
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
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
磁性金属／磁性金属（原子比）大。这样，非磁性金属的比例高，
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
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
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。
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
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
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
性金属（原子比）大。
有作为
粒子中
属／磁
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。
存在，
金属纳
中的非
中的非
从而氧
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。
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
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
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
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
粒子10a的体积填充率相对于粒子集合体即磁性
积%以上且80体积%以下。更优选为40体积%
一步优选为50体积%以上且80体积%以下。
金属同
氧化物
金属纳
别有效。此外，金属纳米
粒子10整体优选为30体
以上且80体积%以下，进
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
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
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
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。
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。
粒子）的形式行动，能使导磁率增大。此外，金属纳米粒子10a彼
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
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，
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。
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
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
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。
此没有
率的高
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。
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
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。
粒子集
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、
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
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
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
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
以及为
集合体
作为粒
法：以
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，
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
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
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。
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。
杂相10b具有多么高的电阻率，通常也是金属纳米粒子
高，磁性粒子10的电阻率越低。这是由于实际中金属
部分地组成网络或凝集。金属纳米粒子10a的粒
越大，这样的效果越显著。
10a的体积比例越
纳米粒子10a不孤立，
径越小，并且其体积比例
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
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
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
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
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、
Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、
Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、
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
因此，关于与第7实施方式重复的内容，省略记载。
由Fe、
Al、Si、
Y、Nb、
氮（N）
相同。
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。
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。
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。
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、
Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、
稀土类元素中的至少1种非磁性金
一种的第2夹杂相。
Hf、
Sc、V、Y、N b、Pb、Cu、In、Sn、
属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任
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
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
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
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，
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。
状态
电阻的
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
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
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
磁性金属粒子20与被覆层22的界面的密合性提高，磁
提高。
中的至
此，在核壳
构成，因此，
性材料的热稳定性
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
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
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
（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
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
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
包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、
Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1
性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相的工序、
1nm以
性金属
上形成
Mo、
种非磁
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。
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。
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。
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
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
是
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，
平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以
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
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
下。
实施方式重复的内容，省略记载。
下、
属纳米
80体积%以
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
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
组成的
下的磁性材料时适用的制造方法。
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
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
（被覆层）
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
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
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
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
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
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
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，
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
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。
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。
的磁性
置的腔
属纳米
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。
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。
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
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。
子的表面的核壳型磁性金属纳米粒子。即，能以纳米级
物的2相分离结构。 别实现金属与氧化
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
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，
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。
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。
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。
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，
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
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
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
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。
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。
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。
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。
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。
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、
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
别限定，但是优选溅射法、蒸镀法、PVD法等。通过这样的方法，
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
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
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，
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
以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5
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
合体整体为40体积%以上且80体积%以下。
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。
没有特
能合成
有存在
1种的
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。
上且1μm
以上、优选
相对于粒子集
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
且80体积%以下。 合体整体为40体积%以上
（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
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
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
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
晶带材、Nanocrystals系带材、MnZn系铁素体等现有材料，
在100kHz以上的频带下充分满足功率感应器用所要求
材料。
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。
性部件、天线基板/部件、或电波吸收体。
此，关于与上述实施方式重复的内容，省略记载。
粉、非
但是，不存在
的技术条件的磁性
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
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10MHz
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
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
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，
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
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
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。
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。
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。
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。
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
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
图12A、图12B、图13A、图13B、图14是本实施方式的设备的概念
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
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
此外，图14表示变压器结构的感应器元件。
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。
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。
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。
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。
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。
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
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
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
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、
器元件相关的要素。
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。
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。
感应器元件特性，可以改变结构和尺寸。
感应
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
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
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。
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
后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与
子）通过球磨
行600℃的热
覆层）。然
B2O3粒子（第2氧化物的氧化物粒
机进行充分混合。然后，将混合粒子压制成形，在真空中进
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
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
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
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
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
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
间。
磁性粒
化物生
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。
中，除
留，具
性粒子
（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
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
平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载
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
下进行约2000rpm的扁平化处理。然后，将得
分地实施加热处理，得到均质的扁
磁性粒子实施部分氧化处理，使作
层（第2被覆层）形成在FeCoAl
相同。
产生用
粉末、
气）一
行星式磨机在Ar气氛
到的扁平粉末在H2气氛下充
平磁性粒子。然后，通过对得到的扁平
为第3氧化物的AlFeCo－O氧化物被覆
磁性粒子的表面。之后的处理与实施例1
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
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
（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
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
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
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
间。
（实施例5）
物相存在于磁性粒子间。
第2氧
末改为
中，除
留，具
性粒子
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
将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与
行充分
热处理，
性材料。
备由第
间，但
物）。然后，
B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机进
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
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
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
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
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
后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与
机进行充分混
到评价用的磁
粒子之外，第
在。
化物）。然
B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨
合。不进行之后的热处理。通过将该混合粒子压制成形，得
性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性
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
（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
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
平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载
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
产生用
粉末、
气）一
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
的扁平化处理。然后，在
通过溶胶凝胶
器的行星式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm
200℃的低温下进行H2热处理，在该磁性粒子上
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
分混合。然后，将混合粒子压制成形，通
得到评价用的磁性材料。
子（第2氧化物）通过球磨机充
过在真空中进行600℃的热处理，
磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiAl粒子（金属纳米粒子）在
（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
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
为8nm的FeNiSi粒子（金属纳米粒子）在SiFeNiO基体（夹杂相）
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，
（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
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
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
末改为
进行
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。
末改为
均粒径
中高密
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。
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
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
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
末改为
粒子不
例7相同。磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiSi粒子（金
在SiFeNiO基体（夹杂相）中高密度地分散而成的粒
性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2
织的氧化物相不存在。
属纳米粒子）
子集合体。另外，磁
氧化物残留。具备共晶组
（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
（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，
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。
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
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
的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
子之
生成
（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
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
平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载
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
产生用
粉末、
气）一
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
后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子和
机进行充分混
热处理，得到
被覆的磁性粒
化物）。然
B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨
合。然后，将混合粒子压制成形，通过在真空中进行600℃的
评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物
子之外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物
（比较例1）
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。
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
（比较例2）
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。
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
后在真空中进行600℃的热处理，从而得
材料中，除了磁性粒子外，仅第2氧化
（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。
处理中与
2氧化物）充分混合，在压制成形
到评价用的磁性材料。另外，磁性
物存在。
此时，B2O3粒子按照在之后的热
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，
的磁性材料。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化
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
第2氧化物不存在。
得到评价用
物和具备由
性粒子间，
（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
氧化物），在压制成形后在真空中进行600℃的热处理，从而
磁性材料。另外，在磁性材料中，除了用第3氧化物
了的磁性粒子外，仅第1氧化物存在。
被覆层（第1
得到评价用的
（第1被覆层）被覆
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
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
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
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
FeCo，实施例4、7、8、9、10为FeNi，实施例11为Fe，实施例12为
为
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。
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’）。
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。
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AlFeCoO、共晶组织Si－B－O两者存
中，第3氧化物AlFeCoO、第1氧化物Si－O、
在于磁性粒子间。实施例9中，仅共晶组织Si
实施例10中，第1氧化物Si－O、第2
间。
3氧化物。实施例5中，第
在于磁性粒子间。实施例6
第2氧化物B－O三者存
－B－O存在于磁性粒子间。
氧化物B－O两者存在于磁性粒子
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
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
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
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
氧化物
相同，
磁性粒
－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、
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
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。
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
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
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
以上可知，实施例1～13的磁性材料在100kHz以上的MHz频带中具
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
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。
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。
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。
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。
/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
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
产生用
粉末、
气）一
FeNiSi
平均粒径为3μm的Ni粉末、和平均粒径为5μm的Si粉末与氩（载
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
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
复合化处理。然后，通过在200℃的低温下进行
成形，从而得到评价用的磁性材料。
的磁性材料。得到的磁性材料是球
物基体（夹杂相）中而成的扁平粒
进行约2000rpm的扁平
H2热处理，将得到的粒子
得到第7实施方式的与图7所示相同
状的金属纳米粒子高密度地填充在氧化
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
（实施例16）
施例14相同。
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
（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
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
（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
纳米粒子成为
（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
（实施例21）
的填充率设为50体积%以外，与实施例17相同。
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
纵横尺寸比为4的棒状的粒子以外，与实施例17相同。
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
末改成平均粒径为3μm的Al粉末以外，与实施例14相同。
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
hcp相的CoCrAl磁性金属纳米粒子成为纵横尺
外，与实施例14相同。
理条件而使最终得到的
寸比为10的棒状的粒子以
（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
热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导
使等离子体产生。将作为原料的平
的Co粉末及平均粒径为
射到该腔室内的等离子体中。
分氧化处理，得到用Al－
用Al－Fe－Co－O被覆了
法合成。首先，向高频感应
入作为等离子体产生用气体的氩，
均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm
3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷
通过对骤冷而得到的FeCoAl磁性粒子实施部
Fe－Co－O被覆了的FeCoAl磁性粒子。关于该
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
（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
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。
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
90nm、纵横
形，得到评价
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
导
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。
率实部（μ’）、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”／μ’×100（％））、100小时后的
磁率实部（μ’）的经时变化。评价结果示于表4。
式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm的粉碎，合成平均高度为
尺寸比为10的FeCo扁平粒子。然后，通过将得到的粒子成
用的磁性材料。
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
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
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
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。
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’）。
为FeCoAl
实施例20
系，实施例17、18、19为FeCoSi系，实施例21为CoCrAl系，
为在FeCoSi中添加了B的体系。另外，在实施例22中，在
在使FeCoAl磁性金属纳米粒子（金属相）分散于Al－
2夹杂相）中而成的复合相。
磁性金属纳米粒子（金属相）
夹杂相）覆盖而成的核壳型
磁性粒子间存
FeCo－O基体（第
在实施例23中，在磁性粒子间存在将FeCoAl
的表面用Al－FeCo－O氧化物被覆层（第2
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
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
实
化物的
（％））、60℃/100小时后的导磁率实部（μ’）的经时变化。由表4可知，
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
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
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。
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
如上可知，实施例14～23的磁性材料在100kHz以上的MHz频带下具
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。
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。
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。
2024年4月23日发(作者：扈丽珠)
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
（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、
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
少1种的金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的
且所述磁性粒子是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选
上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5以上、优选为10以上
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
以上且80体积%以下。
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。
Pb、
中的至
夹杂相，并
为10nm以
的形状的粒
为40体积%
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
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
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、
多个磁
0.1nm以上且5nm以下。
Ag、Ga、Sc、V、Y、N b、Pb、Cu、 In、Sn、稀土类元素中的至少1种
（C）中的任一种。夹杂相10b可
半导体、氧化物、氮化物、
子10相比为高电阻。
非磁性金属、和氧（O）、氮（N）或碳
以含有氟（F）。夹杂相10b例如为金属、
碳化物或氟化物。此外，夹杂相10b与磁性粒
并且，磁性粒子10是平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为
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
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
10nm
状的金
体积填
的粒子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
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
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
金属纳米粒子10a的平均粒径为1nm以上且100nm以下、优选为1nm
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
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
结构。
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。
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。
晶。在
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
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
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
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
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
尺寸比
为5以
粒子
直径方
向）与磁性粒子（粒子集合体）10的长边方向（板状的情况
扁平椭圆体的情况下为直径方向，棒状的情况下为棒的
圆体的情况下为长轴方向）一致。由此，能将易磁化轴
方向，能使导磁率和导磁率的高频特性提高。
下为宽度方向，
长度方向，旋转椭
的方向统一到一个
金属纳米粒子10a含有选自由Fe（铁）、Co（钴）、Ni（镍）组成的组
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、
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
Ni、Si（硅）的合金。
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。
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。
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
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
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
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，
原子％
使磁性
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。
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。
作为更优选的量，按0.001原子％以上且5原子％以下
一步优选按0.01原子％以上且5原子％以下的的范围进行配合，进
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）、
于
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
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
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
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
具有
散系数，
（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
的磁性金属通常具有大的磁各向异性，因此容易进行取
大。特别是Co基合金容易具有hcp结构，是优选的。
通过含有Cr或Al，能使hcp结构稳定化，因此
点。具有hcp结构
向，能使导磁率增
Co基合金的情况下，
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
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
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
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
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
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
同的选自B、Si、C、Ti、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、Cr、Cu、W中的
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
计量含有0.001原子％以上且25原子％以下，优选磁性金属、非磁
或者添加金属中的至少两者互相固溶。
金属不
至少1
属的合
性金属、
结构的
化，通
选设定
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。
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。
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
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、
选为包
复合氧化物、氮化物、碳化物或氟化物。被覆层通过含有金属
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
密合性提高，热稳定性及耐氧化性提高。
纳米粒子10a
与被覆层的
此外，被覆层更优选为包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、
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
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
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
由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、
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
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。
的构成
含选自
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。
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。
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
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
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
化物或
合性/
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，
如优选具有1mΩ·cm以上的阻抗值。 被覆层优选为高电阻，例
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
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）
（C）中的任一种的夹杂相10b优选具有1mΩ·cm以上的电阻率。
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。
或碳
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
此外，同样，金属、半导体、氧化物、氮化物、碳化物或氟化物的夹
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
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。
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。
至少1种的情况下，夹杂相中的非磁性金属／磁性金属
属纳米粒子中所含的非磁性金属／磁性金属的原子比大。
属纳米粒子用耐氧化性、热稳定性高的“非磁性金属／
相”阻隔，能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热
选夹杂相中所含的氧的含量比金属纳米粒子的氧的含量
金属纳米粒子用“氧浓度大且耐氧化性、热稳定性的高
能有效地提高金属纳米粒子的耐氧化性、热稳定性。
的原子比优选比金
这是因为能将金
磁性金属大的夹杂
稳定性。此外，优
大。这是因为能将
的夹杂相”阻隔，
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、
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
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，
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
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
小粒子。
碳化物
选为氧
明。
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。
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。
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。
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
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
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
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
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
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
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
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。
且均质
物粒子
粒子
高磁性
下的涡
氧化物粒子包含选自由Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、
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
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
磁性金属／磁性金属（原子比）大。这样，非磁性金属的比例高，
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
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
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。
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
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
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
性金属（原子比）大。
有作为
粒子中
属／磁
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。
存在，
金属纳
中的非
中的非
从而氧
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。
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
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
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
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
粒子10a的体积填充率相对于粒子集合体即磁性
积%以上且80体积%以下。更优选为40体积%
一步优选为50体积%以上且80体积%以下。
金属同
氧化物
金属纳
别有效。此外，金属纳米
粒子10整体优选为30体
以上且80体积%以下，进
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
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
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
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。
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。
粒子）的形式行动，能使导磁率增大。此外，金属纳米粒子10a彼
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
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，
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。
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
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
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。
此没有
率的高
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。
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
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。
粒子集
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、
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
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
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
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
以及为
集合体
作为粒
法：以
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，
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
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
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。
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。
杂相10b具有多么高的电阻率，通常也是金属纳米粒子
高，磁性粒子10的电阻率越低。这是由于实际中金属
部分地组成网络或凝集。金属纳米粒子10a的粒
越大，这样的效果越显著。
10a的体积比例越
纳米粒子10a不孤立，
径越小，并且其体积比例
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
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
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
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
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、
Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、Sc、V、
Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1种非磁性金属和氧（O）、
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
因此，关于与第7实施方式重复的内容，省略记载。
由Fe、
Al、Si、
Y、Nb、
氮（N）
相同。
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。
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。
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。
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、
Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、Mo、Ag、Ga、
稀土类元素中的至少1种非磁性金
一种的第2夹杂相。
Hf、
Sc、V、Y、N b、Pb、Cu、In、Sn、
属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任
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
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
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
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，
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。
状态
电阻的
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
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
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
磁性金属粒子20与被覆层22的界面的密合性提高，磁
提高。
中的至
此，在核壳
构成，因此，
性材料的热稳定性
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
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
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
（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
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
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
包含选自Mg、Al、Si、Ca、Zr、Ti、Hf、Zn、Mn、Ba、Sr、Cr、
Ag、Ga、Sc、V、Y、Nb、Pb、Cu、In、Sn、稀土类元素中的至少1
性金属和氧（O）、氮（N）或碳（C）中的任一种的夹杂相的工序、
1nm以
性金属
上形成
Mo、
种非磁
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。
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。
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。
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
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
是
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，
平均短尺寸为10nm以上且1μm以下、优选为10nm以上且100nm以
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
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
下。
实施方式重复的内容，省略记载。
下、
属纳米
80体积%以
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
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
组成的
下的磁性材料时适用的制造方法。
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
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
（被覆层）
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
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
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
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
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
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
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，
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
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。
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。
的磁性
置的腔
属纳米
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。
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。
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
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。
子的表面的核壳型磁性金属纳米粒子。即，能以纳米级
物的2相分离结构。 别实现金属与氧化
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
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，
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。
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。
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。
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，
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
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
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
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。
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。
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。
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。
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。
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、
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
别限定，但是优选溅射法、蒸镀法、PVD法等。通过这样的方法，
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
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
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，
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
以下、优选为10nm以上且100nm以下、平均纵横尺寸比为5
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
合体整体为40体积%以上且80体积%以下。
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。
没有特
能合成
有存在
1种的
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。
上且1μm
以上、优选
相对于粒子集
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
且80体积%以下。 合体整体为40体积%以上
（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
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
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
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
晶带材、Nanocrystals系带材、MnZn系铁素体等现有材料，
在100kHz以上的频带下充分满足功率感应器用所要求
材料。
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。
性部件、天线基板/部件、或电波吸收体。
此，关于与上述实施方式重复的内容，省略记载。
粉、非
但是，不存在
的技术条件的磁性
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
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10MHz
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
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
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，
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
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
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。
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。
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。
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。
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
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
图12A、图12B、图13A、图13B、图14是本实施方式的设备的概念
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
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
此外，图14表示变压器结构的感应器元件。
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。
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。
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。
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。
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。
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
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
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
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、
器元件相关的要素。
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。
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。
感应器元件特性，可以改变结构和尺寸。
感应
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
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
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。
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
后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与
子）通过球磨
行600℃的热
覆层）。然
B2O3粒子（第2氧化物的氧化物粒
机进行充分混合。然后，将混合粒子压制成形，在真空中进
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
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
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
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
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
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
间。
磁性粒
化物生
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。
中，除
留，具
性粒子
（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
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
平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载
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
下进行约2000rpm的扁平化处理。然后，将得
分地实施加热处理，得到均质的扁
磁性粒子实施部分氧化处理，使作
层（第2被覆层）形成在FeCoAl
相同。
产生用
粉末、
气）一
行星式磨机在Ar气氛
到的扁平粉末在H2气氛下充
平磁性粒子。然后，通过对得到的扁平
为第3氧化物的AlFeCo－O氧化物被覆
磁性粒子的表面。之后的处理与实施例1
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
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
（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
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
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
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
间。
（实施例5）
物相存在于磁性粒子间。
第2氧
末改为
中，除
留，具
性粒子
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
将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与
行充分
热处理，
性材料。
备由第
间，但
物）。然后，
B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨机进
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
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
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
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
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
后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子与
机进行充分混
到评价用的磁
粒子之外，第
在。
化物）。然
B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨
合。不进行之后的热处理。通过将该混合粒子压制成形，得
性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物被覆的磁性
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
（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
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
平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载
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
产生用
粉末、
气）一
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
的扁平化处理。然后，在
通过溶胶凝胶
器的行星式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm
200℃的低温下进行H2热处理，在该磁性粒子上
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
分混合。然后，将混合粒子压制成形，通
得到评价用的磁性材料。
子（第2氧化物）通过球磨机充
过在真空中进行600℃的热处理，
磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiAl粒子（金属纳米粒子）在
（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
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
为8nm的FeNiSi粒子（金属纳米粒子）在SiFeNiO基体（夹杂相）
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，
（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
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
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
末改为
进行
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。
末改为
均粒径
中高密
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。
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
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
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
末改为
粒子不
例7相同。磁性粒子成为平均粒径为8nm的FeNiSi粒子（金
在SiFeNiO基体（夹杂相）中高密度地分散而成的粒
性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化物和第2
织的氧化物相不存在。
属纳米粒子）
子集合体。另外，磁
氧化物残留。具备共晶组
（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
（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，
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。
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
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
的共晶组织的氧化物相存在于磁性粒子间。
子之
生成
（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
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
平均粒径为5μm的Co粉末及平均粒径为3μm的Al粉末与氩（载
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
产生用
粉末、
气）一
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
后，将形成有SiO2被覆层的磁性粒子和
机进行充分混
热处理，得到
被覆的磁性粒
化物）。然
B2O3粒子（第2氧化物）通过球磨
合。然后，将混合粒子压制成形，通过在真空中进行600℃的
评价用的磁性材料。另外，磁性材料中，除了由第3氧化物
子之外，第1氧化物和第2氧化物残留，具备由第1氧化物
（比较例1）
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。
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
（比较例2）
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。
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
后在真空中进行600℃的热处理，从而得
材料中，除了磁性粒子外，仅第2氧化
（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。
处理中与
2氧化物）充分混合，在压制成形
到评价用的磁性材料。另外，磁性
物存在。
此时，B2O3粒子按照在之后的热
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，
的磁性材料。另外，磁性材料中，除了磁性粒子外，第1氧化
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
第2氧化物不存在。
得到评价用
物和具备由
性粒子间，
（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
氧化物），在压制成形后在真空中进行600℃的热处理，从而
磁性材料。另外，在磁性材料中，除了用第3氧化物
了的磁性粒子外，仅第1氧化物存在。
被覆层（第1
得到评价用的
（第1被覆层）被覆
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
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
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
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
FeCo，实施例4、7、8、9、10为FeNi，实施例11为Fe，实施例12为
为
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。
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’）。
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。
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AlFeCoO、共晶组织Si－B－O两者存
中，第3氧化物AlFeCoO、第1氧化物Si－O、
在于磁性粒子间。实施例9中，仅共晶组织Si
实施例10中，第1氧化物Si－O、第2
间。
3氧化物。实施例5中，第
在于磁性粒子间。实施例6
第2氧化物B－O三者存
－B－O存在于磁性粒子间。
氧化物B－O两者存在于磁性粒子
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
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
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
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
氧化物
相同，
磁性粒
－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、
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
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。
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
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
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
以上可知，实施例1～13的磁性材料在100kHz以上的MHz频带中具
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
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。
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。
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。
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。
/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
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
产生用
粉末、
气）一
FeNiSi
平均粒径为3μm的Ni粉末、和平均粒径为5μm的Si粉末与氩（载
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
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
复合化处理。然后，通过在200℃的低温下进行
成形，从而得到评价用的磁性材料。
的磁性材料。得到的磁性材料是球
物基体（夹杂相）中而成的扁平粒
进行约2000rpm的扁平
H2热处理，将得到的粒子
得到第7实施方式的与图7所示相同
状的金属纳米粒子高密度地填充在氧化
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
（实施例16）
施例14相同。
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
（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
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
（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
纳米粒子成为
（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
（实施例21）
的填充率设为50体积%以外，与实施例17相同。
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
纵横尺寸比为4的棒状的粒子以外，与实施例17相同。
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
末改成平均粒径为3μm的Al粉末以外，与实施例14相同。
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
hcp相的CoCrAl磁性金属纳米粒子成为纵横尺
外，与实施例14相同。
理条件而使最终得到的
寸比为10的棒状的粒子以
（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
热等离子体装置的腔室内按40L／分钟导
使等离子体产生。将作为原料的平
的Co粉末及平均粒径为
射到该腔室内的等离子体中。
分氧化处理，得到用Al－
用Al－Fe－Co－O被覆了
法合成。首先，向高频感应
入作为等离子体产生用气体的氩，
均粒径为5μm的Fe粉末、平均粒径为5μm
3μm的Al粉末与氩（载气）一起按3L／分钟喷
通过对骤冷而得到的FeCoAl磁性粒子实施部
Fe－Co－O被覆了的FeCoAl磁性粒子。关于该
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
（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
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。
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
90nm、纵横
形，得到评价
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
导
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。
率实部（μ’）、导磁率损耗（μ－tanδ＝μ”／μ’×100（％））、100小时后的
磁率实部（μ’）的经时变化。评价结果示于表4。
式磨机在Ar气氛下进行约2000rpm的粉碎，合成平均高度为
尺寸比为10的FeCo扁平粒子。然后，通过将得到的粒子成
用的磁性材料。
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
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
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
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。
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’）。
为FeCoAl
实施例20
系，实施例17、18、19为FeCoSi系，实施例21为CoCrAl系，
为在FeCoSi中添加了B的体系。另外，在实施例22中，在
在使FeCoAl磁性金属纳米粒子（金属相）分散于Al－
2夹杂相）中而成的复合相。
磁性金属纳米粒子（金属相）
夹杂相）覆盖而成的核壳型
磁性粒子间存
FeCo－O基体（第
在实施例23中，在磁性粒子间存在将FeCoAl
的表面用Al－FeCo－O氧化物被覆层（第2
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
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
实
化物的
（％））、60℃/100小时后的导磁率实部（μ’）的经时变化。由表4可知，
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
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
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。
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
如上可知，实施例14～23的磁性材料在100kHz以上的MHz频带下具
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。
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。
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。