"組成式が、Fe100abcxyztNiaSnbCrcPxCyBzSit100αMαで示され、0at≦a≦10at、0at≦b≦3at、0at≦c≦6at、6.8at≦x≦10.8at、2.2at≦y≦9.8at、0at≦z≦4.2at、0at≦t≦3.9atであり、金属元素Mは、Ti,Al,Mn,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wのうち少なくとも1種が選択されてなり、金属元素Mの添加量αは、0.04wt≦α≦0.6wtであることを特徴とするFe基非晶質合金粉末。Bの添加量zは、0at≦z≦2atであり、Siの添加量tは、0at≦t≦1atであり、Bの添加量zとSiの添加量tを足したztは、0at≦zt≦2atである請求項1記載のFe基非晶質合金粉末。BとSiの双方が添加されており、Bの添加量zのほうがSiの添加量tより大きい請求項1又は2に記載のFe基非晶質合金粉末。金属元素Mの添加量αは、0.1wt≦α≦0.6wtである請求項1ないし3のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。金属元素Mは少なくともTiを含む請求項1ないし4のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。金属元素Mは、Ti、Al及びMnを含む請求項1ないし4のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。NiとSnのうち、どちらか一方のみが添加される請求項1ないし6のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。Niの添加量aは、0at≦a≦6atの範囲内である請求項1ないし7のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。Snの添加量bは、0at≦b≦2atの範囲内である請求項1ないし8のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。Crの添加量cは、0at≦c≦2atの範囲内である請求項1ないし9のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。Pの添加量xは、8.8at≦x≦10.8atの範囲内である請求項1ないし10のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。0at≦a≦6at、0at≦b≦2at、0at≦c≦2at、8.8at≦x≦10.8at、2.2at≦y≦9.8at、0at≦z≦2at、0at≦t≦1at、0at≦zt≦2at、0.1wt≦α≦0.6wtを満たす請求項1記載のFe基非晶質合金粉末。粉末のアスペクト比が、1より大きく1.4以下である請求項1ないし12のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。粉末のアスペクト比が、1.2以上で1.4以下である請求項13記載のFe基非晶質合金粉末。金属元素Mの濃度は、粉末内部より粉末表面層にて高くなっている請求項1ないし14のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末。組成元素にSiを含み、前記粉末表面層での金属元素Mの濃度は、Siの濃度よりも高くなっている請求項15記載のFe基非晶質合金粉末。請求項1ないし16のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末の粉末が結着材によって固化成形されてなることを特徴とする圧粉コア。請求項1ないし16のいずれか1項に記載のFe基非晶質合金粉末の粉末が結着材によって固化成形されてなる圧粉コアと、前記圧粉コアに覆われるコイルとを有してなることを特徴とするコイル封入圧粉コア。前記コイルは、エッジワイズコイルである請求項18記載のコイル封入圧粉コイル。そこで本発明は、上記の従来課題を解決するためのものであり、特に、低いガラス遷移温度Tg及び優れた耐食性を備え高い透磁率と低いコアロスを有する圧粉コアやコイル封入圧粉コア用としてのFe基非晶質合金粉末を提供することを目的とする。本発明におけるFe基非晶質合金粉末は、組成式が、Fe100abcxyztNiaSnbCrcPxCyBzSit100αMαで示され、0at≦a≦10at、0at≦b≦3at、0at≦c≦6at、6.8at≦x≦10.8at、2.2at≦y≦9.8at、0at≦z≦4.2at、0at≦t≦3.9atであり、金属元素Mは、Ti,Al,Mn,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wのうち少なくとも1種が選択されてなり、金属元素Mの添加量αは、0.04wt≦α≦0.6wtであることを特徴とするものである。低いガラス遷移温度Tgを得るためには、SiやBの添加量を低く抑えることが必要である。その一方でSi量の低下により耐食性が低下しやすくなるため、本発明では、活性の高い金属元素Mを少量、添加することで、粉末表面に薄い不動態層を安定して形成でき、耐食性を向上させ、優れた磁気特性を得ることができる。本発明では、金属元素M量を添加することにより粉末の粒子形状を球状アスペクト比=1よりアスペクト比を大きくすることができ、コアの透磁率μを効果的に向上させることができる。以上により本発明では、低いガラス遷移温度Tgとともに、優れた耐食性を備え高い透磁率と低いコアロスを有するFe基非晶質合金粉末にできる。本発明では、Bの添加量zは、0at≦z≦2atであり、Siの添加量tは、0at≦t≦1atであり、Bの添加量zとSiの添加量tを足したztは、0at≦zt≦2atであることが好ましい。これにより、より効果的に、ガラス遷移温度Tgの低下を図ることが可能である。また本発明では、BとSiの双方が添加されている場合においては、Bの添加量zのほうがSiの添加量tより大きいことが好ましい。これにより、効果的に、ガラス遷移温度Tgの低下を図ることができる。また本発明では、金属元素Mの添加量αは、0.1wt≦α≦0.6wtであることが好ましい。これにより、安定して高い透磁率μを得ることが出来る。また本発明では、金属元素Mは少なくともTiを含むことが好ましい。これにより、粉末表面に効果的に薄い不動態層を安定して形成でき、優れた磁気特性を得ることができる。あるいは本発明では、金属元素Mは、Ti、Al及びMnを含む形態にすることも出来る。また本発明では、NiとSnのうち、どちらか一方のみが添加されることが好ましい。また本発明では、Niの添加量aは、0at≦a≦6atの範囲内であることが好ましい。これにより、安定して高い換算ガラス化温度Tg/Tm及びTx/Tmを得ることができ、非晶質形成能を高めることができる。また本発明では、Snの添加量bは、0at≦b≦2atの範囲内であることが好ましい。Sn量を増やすと、粉末のO2濃度を増加させ耐食性の低下を招くため、耐食性の低下を抑制し、且つ非晶質性形成能を高めるために、Snの添加量bは、2at以下とすることが好ましい。また本発明では、Crの添加量cは、0at≦c≦2atの範囲内であることが好ましい。これにより効果的にガラス遷移温度Tgを安定して低く出来る。また本発明では、Pの添加量xは、8.8at≦x≦10.8atの範囲内であることが好ましい。これにより、融点Tmを低くすることができ、低Tg化によっても、換算ガラス化温度Tg/Tmを高くでき、非晶質性形成能を高めることができる。また本発明では、0at≦a≦6at、0at≦b≦2at、0at≦c≦2at、8.8at≦x≦10.8at、2.2at≦y≦9.8at、0at≦z≦2at、0at≦t≦1at、0at≦zt≦2at、0.1wt≦α≦0.6wtを満たすことが好ましい。また本発明では、粉末のアスペクト比が、1より大きく1.4以下であることが好ましい。これにより、コアの透磁率μを高めることが出来る。また本発明では、粉末のアスペクト比が、1.2以上で1.4以下であることが好ましい。これにより、コアの透磁率μを安定して高くすることが出来る。また本発明では、金属元素Mの濃度は、粉末内部より粉末表面層にて高くなっていることが好ましい。本発明では、活性の高い金属元素Mを少量添加したことで、金属元素Mは粉末表面層に凝集して不動態層を形成することができる。また本発明では、組成元素にSiを含む場合は、前記粉末表面層での金属元素Mの濃度は、Siの濃度よりも高くなっていることが好適である。金属元素Mの添加量αがゼロ、あるいは添加量αが本発明より少ない形態であると、Si濃度が粉末表面で高くなる。このとき、不動態層の厚さは本発明より厚くなりやすい。これに対して本発明では、Siの添加量を3.9at以下Fe-Ni-Cr-P-C-Si中での添加量に抑えたうえで活性の高い金属元素Mを合金粉末中、0.04wt以上0.6wt以下の範囲内で添加することで、金属元素Mを粉末表面に凝集させSiやOとともに薄い不動態層を形成することができ、優れた磁気特性を得ることが可能になる。また本発明における圧粉コアは、上記に記載のFe基非晶質合金粉末の粉末が結着材によって固化成形されてなることを特徴とするものである。本発明では、前記圧粉コアにおいて、Fe基非晶質合金粉末の最適熱処理温度を低くすることができるため、結着材の耐熱温度未満の熱処理温度で応力歪が適切に緩和でき、圧粉コアの透磁率μを高くでき、併せてコアロスも低くできるため、少ないターン数にて所望の高いインダクタンスを得ることができ、発熱圧粉コアの発熱や銅損も抑制することが可能である。また本発明におけるコイル封入圧粉コアは、上記に記載のFe基非晶質合金粉末の粉末が結着材によって固化成形されてなる圧粉コアと、前記圧粉コアに覆われるコイルとを有してなることを特徴とするものである。本発明では、コアの最適熱処理温度を低くでき、コアロスの低減を図ることが可能である。この場合、コイルはエッジワイズコイルを使用すると好ましい。エッジワイズコイルを使用すると、コイル導体の断面積の大きいエッジワイズコイルを用いることができるため、直流抵抗RDcを小さくでき、発熱及び銅損を抑制することが可能となる。本発明のFe基非晶質合金粉末によれば、低いガラス遷移温度Tgとともに、優れた耐食性を備え高い磁気特性を有する。また本発明の前記Fe基非晶質合金粉末の粉末を用いた圧粉コアやコイル封入圧粉コアによれば、コアの最適熱処理温度を低くでき、また、透磁率μを向上させ、コアロスの低減を図ることができる。本実施形態におけるFe基非晶質合金粉末は、組成式が、Fe100abcxyztNiaSnbCrcPxCyBzSit100αMαで示され、0at≦a≦10at、0at≦b≦3at、0at≦c≦6at、6.8at≦x≦10.8at、2.2at≦y≦9.8at、0at≦z≦4.2at、0at≦t≦3.9atであり、金属元素Mは、Ti,Al,Mn,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wのうち少なくとも1種が選択されてなり、金属元素Mの添加量αは、0.04wt≦α≦0.6wtである。上記のように、本実施形態のFe基非晶質合金粉末は、主成分としてのFeと、Ni、Sn、Cr、P、C、B、Siただし、Ni、Sn、Cr、B、Siの添加は任意及び金属元素Mとを添加してなる軟磁性合金である。また、本実施形態のFe基非晶質合金粉末は、飽和磁束密度をより高くしたり、磁歪を調整するために、コア成形時の熱処理により、主相の非晶質相と、α-Fe結晶相との混相組織が形成されていても良い。α-Fe結晶相はbcc構造である。本実施形態では、Bの添加量及びSiの添加量をできる限り少なくして低Tg化を図るとともに、Siの添加量の低下により劣化する耐食性を活性の高い金属元素Mの少量添加により向上させるものである。以下では、まずFe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に占める各組成元素の添加量について説明する。本実施形態のFe基非晶質合金粉末に含まれるFeの添加量は、上記した組成式では、Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中、100-a-b-c-x-y-z-tで示され、後述の実験では、Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中、65.9at~77.4at程度の範囲内である。このようにFeの添加量が高いことで高い磁化を得ることができる。Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるNiの添加量aは、0at≦a≦10atの範囲内で規定される。Niの添加によりガラス遷移温度Tgを低く、且つ換算ガラス化温度Tg/Tm、Tx/Tmを高い値に維持できる。ここでTmは融点、Txは、結晶化開始温度である。Niの添加量aを10at程度まで大きくしても非晶質を得ることができる。ただし、Niの添加量aが6atを超えると、換算ガラス化温度Tg/Tm及び、Tx/Tmが低下し、非晶質形成能が低下するので、本実施形態では、Niの添加量aは、0at≦a≦6atの範囲内であることが好ましく、さらに、4at≦a≦6atの範囲内とすれば、安定して低いガラス遷移温度Tgと、高い換算ガラス化温度Tg/Tm及びTx/Tmを得ることが可能である。Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるSnの添加量bは、0at≦b≦3atの範囲内で規定される。Snの添加量bを3at程度まで大きくしても非晶質を得ることができる。ただし、Snの添加により合金粉末中の酸素濃度が増加し、Snの添加により耐食性が低下しやすい。そのためSnの添加量は必要最小限に抑える。またSnの添加量bを3at程度とするとTx/Tmが大きく低下し、非晶質形成能が低下することからSnの添加量bの好ましい範囲を0≦b≦2atに設定した。あるいは、Snの添加量bは1at≦b≦2atの範囲内であることが高いTx/Tmを確保できてより好ましい。ところで本実施形態では、Fe基非晶質合金粉末に、NiとSnの双方を添加しないか、あるいはNiあるいはSnのどちらか一方のみを添加することが好適である。これにより低いガラス遷移温度Tg、及び高い換算ガラス化温度Tg/Tmのみならず、より効果的に、磁化を高くし且つ耐食性を向上させることが可能になる。Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるCrの添加量cは、0at≦c≦6atの範囲内で規定される。Crは、粉末表面に不動態層の形成を促進でき、Fe基非晶質合金粉末の耐食性を向上できる。例えば、水アトマイズ法を用いてFe基非晶質合金粉末を作製する際において、合金溶湯が直接水に触れたとき、更には水アトマイズ後のFe基非晶質合金粉末の乾燥工程において生じる腐食部分の発生を防ぐことができる。一方、Crの添加によりガラス遷移温度Tgが高くなり、また飽和磁化Isが低下するので、Crの添加量cは必要最小限に抑えることが効果的である。特に、Crの添加量cを0at≦c≦2atの範囲内に設定すると、ガラス遷移温度Tgを低く維持できるので好適である。さらにCrの添加量cを1at≦c≦2atの範囲内で調整することがより好ましい。良好な耐食性とともに、ガラス遷移温度Tgを低く維持でき、且つ高い磁化を維持することができる。Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるPの添加量xは、6.8at≦x≦10.8atの範囲内で規定される。また、Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるCの添加量yは、2.2at≦y≦9.8atの範囲内で規定される。P及びCの添加量を上記範囲内に規定したことで非晶質を得ることが出来る。また本実施形態では、Fe基非晶質合金粉末のガラス遷移温度Tgを低くし、同時に、非晶質形成能の指標となる換算ガラス化温度Tg/Tmを高くするが、ガラス遷移温度Tgの低下により、換算ガラス化温度Tg/Tmを高くするためには融点Tmを低くすることが必要である。本実施形態では、特に、Pの添加量xを8.8at≦x≦10.8atの範囲内に調整することで融点Tmを効果的に低くすることができ、換算ガラス化温度Tg/Tmを高くすることが出来る。一般に、Pは半金属の中で磁化を低下させやすい元素として知られており、高い磁化を得るためには添加量はある程度少なくする必要がある。加えて、Pの添加量xを10.8atとすると、Fe-P-Cの三元合金の共晶組成Fe794P108C98付近となるため、Pを10.8atを超えて添加することは融点Tmの上昇を招く。従って、Pの添加量の上限は10.8atとすることが望ましい。一方、上記のように融点Tmを効果的に低下させ、換算ガラス化温度Tg/Tmを高くするためには、Pを8.8at以上添加することが好ましい。また、Cの添加量yを5.8at≦y≦8.8atの範囲内に調整することが好適である。これにより、効果的に、融点Tmを低くでき、換算ガラス化温度Tg/Tmを高くすることが出来、磁化を高い値で維持出来る。Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるBの添加量zは、0at≦z≦4.2atの範囲内で規定される。また、Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中に含まれるSiの添加量tは、0at≦t≦3.9atの範囲内で規定される。Si及びBの添加は非晶質形成能の向上に役立つが、ガラス遷移温度Tgが上昇しやすくなるため、本実施形態では、ガラス遷移温度Tgをできる限り低くすべく、Si、B及びSiBの添加量を必要最小限に抑えることとしている。具体的には、Fe基非晶質合金粉末のガラス遷移温度Tgを740Kケルビン以下に設定する。また本実施形態では、Bの添加量zを0at≦z≦2atの範囲内に設定し、また、Siの添加量tを0at≦t≦1atの範囲内に設定し、さらに、Bの添加量zSiの添加量tを、0at≦zt≦2atの範囲内とすることで、ガラス遷移温度Tgを710K以下に抑えることが出来る。Fe基非晶質合金粉末にBとSiの双方が添加されている実施形態では、上記した組成範囲内において、Bの添加量zのほうがSiの添加量tより大きいことが好ましい。これより、安定して低いガラス遷移温度Tgを得ることができる。このように本実施形態では、低Tg化を促進すべく、Siの添加量をできる限り低く抑えるが、これにより劣化する耐食性を、金属元素Mを少量添加することで向上させている。金属元素Mは、Ti,Al,Mn,Zr,Hf,V,Nb,Ta,Mo,Wのうち少なくとも1種が選択されてなる。金属元素Mの添加量αは、組成式中、Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si100αMαで示され、添加量αは0.04wt以上0.6wt以下であることが好ましい。活性の高い金属元素Mを少量添加することで、水アトマイズ法での作製の際、粉末が球状になる前に、粉末表面に不動態層が形成され、球状アスペクト比=1よりもアスペクト比の大きい状態で固まる。このように粉末を球状とは異なるアスペクト比の若干大きい形状で形成することができるため、コアの透磁率μを高くすることが可能になる。具体的には本実施形態では、粉末のアスペクト比を1より大きく1.4以下、好ましくは1.1以上で1.4以下に設定できる。ここでアスペクト比とは、図3に示す粉末にて長径dと短径eとの比d/eで示される。例えば粉末の二次元投影図によりアスペクト比d/eを求める。長径dは最も長い部分、短径eは、長径dに直交する方向であって、最も短い部分である。アスペクト比はあまり大きくなりすぎても、コアに占めるFe基非晶質合金粉末の密度が小さくなり、その結果、透磁率μが低下するため、本実施形態では後述する実験結果によりアスペクト比を0より大きく好ましくは1.1以上で1.4以下に設定した。これにより、コアの100MHzにおける透磁率μを例えば60以上にできる。また金属元素Mの添加量αは0.1wt以上で0.6wt以下の範囲内であることが好ましい。粉末のアスペクト比を1.2以上で1.4以下に設定でき、これにより、100MHzにおいて60以上の透磁率μを安定して得ることができる。金属元素Mは少なくともTiを含むことが好適である。粉末表面に効果的に薄い不動態層を安定して形成でき、粉末のアスペクト比を1より大きく1.4以下の範囲内に適切に調整でき、優れた磁気特性を得ることができる。あるいは金属元素Mは、Ti,Al及びMnを含む構成にすることも出来る。本実施形態では金属元素Mの濃度は、図3に示す粉末内部5よりも粉末表面層6にて高くなっている。本実施形態では、活性の高い金属元素Mを少量添加したことで、金属元素Mは粉末表面層6に凝集し、SiやOとともに不動態層を形成することができる。本実施形態では、金属元素Mを0.04wt以上0.6wt以下の範囲内に設定したが、金属元素Mの添加量をゼロ、あるいは金属元素Mの添加量を0.04wt未満にすると、Si濃度が粉末表面層6で金属元素Mより高くなることが後述する実験によりわかっている。このとき不動態層の膜厚は、本実施形態よりも厚くなりやすい。これに対し本実施形態では、Siの添加量Fe-Ni-Sn-Cr-P-C-B-Si中を3.9at以下とし、活性の高い金属元素Mを0.04wt以上0.6wt以下の範囲内で添加することで、金属元素MをSiよりも多く粉末表面層6に凝集させることができる。金属元素Mは、Si,Oとともに粉末表面層6に不動態層を形成するが、本実施形態では、金属元素Mを0.04wt未満とした場合に比べて不動態層を薄く形成でき、優れた磁気特性を得ることが可能になる。なお本実施形態におけるFe基非晶質合金粉末の組成は、ICP-MS高周波誘導結合質量分析装置等で測定することが可能である。本実施形態では、上記の組成式から成るFe基非晶質合金を秤量、溶解し、水アトマイズ法等で溶湯を分散、急冷凝固させてFe基非晶質合金粉末を得る。本実施形態では、Fe基非晶質合金粉末の粉末表面層6に薄い不動態層を形成することができるため、粉末製造工程で金属成分の一部が腐食し、粉末及びこれを圧粉成形してなる圧粉磁心の特性劣化を抑制することができる。そして本実施形態におけるFe基非晶質合金粉末は、例えば結着材により固化成形された図1に示す円環状の圧粉コア1や図2に示すコイル封入圧粉コア2に適用される。図2abに示すコイル封入コアインダクタ素子2は、圧粉コア3と、前記圧粉コア3に覆われるコイル4とを有して構成される。Fe基非晶質合金粉末は、コア中に多数個存在し、各Fe基非晶質合金粉末間が前記結着材にて絶縁された状態となっている。また、前記結着材としては、エポキシ樹脂、シリコーン樹脂、シリコーンゴム、フェノール樹脂、尿素樹脂、メラミン樹脂、PVAポリビニルアルコール、アクリル樹脂等の液状又は粉末状の樹脂あるいはゴムや、水ガラスNa2O-SiO2、酸化物ガラス粉末Na2O-B2O3-SiO2、PbO-B2O3-SiO2、PbO-BaO-SiO2、Na2O-B2O3-ZnO、CaO-BaO-SiO2、Al2O3-B2O3-SiO2、B2O3-SiO2、ゾルゲル法により生成するガラス状物質SiO2、Al2O3、ZrO2、TiO2等を主成分とするもの等を挙げることができる。また潤滑剤としては、ステアリン酸亜鉛、ステアリン酸アルミニウム等を用いることが出来る。結着材の混合比は5質量以下、潤滑剤の添加量は0.1質量~1質量程度である。圧粉コアをプレス成形した後、Fe基非晶質合金粉末の応力歪みを緩和すべく熱処理を施すが、本実施形態では、Fe基非晶質合金粉末のガラス遷移温度Tgを低くでき、したがってコアの最適熱処理温度を従来に比べて低くできる。ここで最適熱処理温度とは、Fe基非晶質合金粉末に対して効果的に応力歪みを緩和でき、コアロスを最小限に小さくできるコア成形体に対する熱処理温度である。例えば、N2ガス、Arガス等不活性ガス雰囲気において、昇温速度を40°C/minとし、所定の熱処理温度に到達したらその熱処理温度に1時間保持し、そしてコアロスWが最も小さくなるときの前記熱処理温度を最適熱処理温度と認定する。圧粉コア成形後に施す熱処理温度T1は樹脂の耐熱性等を考慮して、最適熱処理温度T2以下の低い温度に設定される。本実施形態では、熱処理温度T1を300°C~400°C程度に調整することができる。そして本実施形態では、最適熱処理温度T2を従来よりも低くすることができるから、最適熱処理温度T2-コア成形後の熱処理温度T1を従来に比べて小さくすることができる。このため、本実施形態では、コア成形後に施す熱処理温度T1の熱処理によっても従来に比べてFe基非晶質合金粉末の応力歪みを効果的に緩和でき、また本実施形態におけるFe基非晶質合金粉末は高い磁化を維持しているために、所望のインダクタンスを確保できるとともに、コアロスWの低減を図ることができ、電源に実装した際に高い電源効率ηを得ることが出来る。具体的には本実施形態では、Fe基非晶質合金粉末において、ガラス遷移温度Tgを740K以下に設定でき、好ましくは710K以下に設定できる。また換算ガラス化温度Tg/Tmを0.52以上に設定でき、好ましくは0.54以上に設定でき、より好ましくは0.56以上に設定できる。また飽和磁化Isを1.0T以上に設定できる。またコア特性としては、最適熱処理温度を693.15K420°C以下、好ましくは673.15K400°C以下に設定できる。また、コアロスWを90kW/m3以下、好ましくは60kW/m3以下に設定できる。本実施形態では、図2bのコイル封入圧粉コア2に示すように、コイル4には、エッジワイズコイルを用いることが出来る。エッジワイズコイルとは平角線の短辺を内径面として縦に巻いたコイルを示す。本実施形態によれば、Fe基非晶質合金粉末の最適熱処理温度を低くすることができるため、結着材の耐熱温度未満の熱処理温度で応力歪が適切に緩和でき、圧粉コア3の透磁率μを高く、コアロスを小さくすることができるため、少ないターン数にて所望の高いインダクタンスLを得ることが可能になる。このように本実施形態では、コイル4に各ターンにおける導体の断面積が大きいエッジワイズコイルを用いることができるため、直流抵抗Rdcを小さくでき、発熱及び銅損を抑制することが可能である。粉末表面分析の実験Fe774Cr2P88C88B2Si1100αTiαからなるFe基非晶質合金粉末を水アトマイズ法により製造した。なお、Fe-Cr-P-C-B-Si中における各元素の添加量はatである。粉末を得る際の溶湯温度溶解された合金の温度1500°C、水の噴出圧は80MPaであった。なお、上記のアトマイズ条件は、この実験以外の後述する実験においても同じとした。実験では、Tiの添加量αを0.035wt比較例としたFe基非晶質合金粉末と、Tiの添加量αを0.25wt実施例としたFe基非晶質合金粉末とを製造した。X線光電子分析装置XPSによる表面分析結果が図4及び図5に示されている。図4は比較例のFe基非晶質合金粉末に対する実験結果、図5は、実施例のFe基非晶質合金粉末に対する実験結果を示す。図4a~c,図5a~cに示すように、粉末表面にはFe、P、Siの酸化物が形成されていることがわかった。また図4の比較例ではTiの添加量αが少なすぎて、粉末表面におけるTiの状態を分析することが出来なかったが、図5dに示すように実施例では、粉末表面にTiの酸化物が形成されることがわかった。次に、図6が上記の比較例のFe基非晶質合金粉末を用いて行ったオージェ電子分析光法AESによるデプスプロファイル、図7が上記の実施例のFe基非晶質合金粉末を用いて行ったオージェ電子分析光法AESによるデプスプロファイルである。各図の横軸の最も左が粉末表面での分析結果であり、右側に向うほど粉末内部粉末の中心方向に進入した位置での分析結果である。図6の比較例に示すように、Tiの濃度は粉末表面から粉末内部に向けてあまり変化がなく且つ全体的に低いことがわかった。これに対してSiの濃度は粉末の表面側でTi濃度よりも高くなっていることがわかった。そしてSiの濃度は、粉末内部に向けて徐々に小さくなり、Ti濃度との差が小さくなることがわかった。Oは粉末表面側に凝集し、粉末内部での濃度は非常に小さくなっていることがわかった。またFeは、粉末表面から粉末内部に向けて濃度が徐々に大きくなり、ある程度の深さ位置から濃度がほぼ一定の状態になっていることがわかった。Crの濃度は、粉末表面から粉末内部に向けてあまり変化がないことがわかった。これに対して図7の実施例では、Tiの濃度が粉末表面側で高く、粉末内部に向けて徐々に小さくなっていることがわかった。粉末表面側で見ると、Tiの濃度がSiの濃度よりも大きくなっており、図6の比較例と異なる濃度分布結果になった。また、Oは粉末表面側に凝集し、この点、図6,図7も同様であるが、図7の実施例では図6の比較例よりOの最大濃度が半分になるまでの深さ位置が粉末表面により近く、すなわち不動態層の膜厚を図7の実施例のほうが図7の比較例より薄く形成できることがわかった。また図7の実施例でのFeの濃度変化は図6の比較例に比べて粉末表面から粉末内部に向けて緩やかに上昇することがわかった。図7の実施例でのCrの濃度は、図6の比較例とあまり変わらないことがわかった。Tiの添加量とアスペクト比、透磁率との関係の実験Fe714Ni6Cr2P108C78B2100αTiαからなるFe基非晶質合金粉末を水アトマイズ法により製造した。なお、Fe-Cr-P-C-B-Si中における各元素の添加量はatである。また、Tiの添加量αは0.035wt、0.049wt、0.094wt、0.268wt、0.442wt、0.595wt、0.805wtとした各Fe基非晶質合金粉末とした。図8に示すようにTiの添加量αを大きくすると、徐々に粉末のアスペクト比が大きくなることがわかった。ここでアスペクト比とは、図3に示す粉末の二次元投影図にて長径dと短径eとの比d/eで示される。アスペクト比=1は球状である。このように、活性の高いTiの添加により、水アトマイズ法での作製の際、粉末が球状になる前に、図7に示すように粉末表面に薄い不動態層を形成でき、球状アスペクト比=1よりもアスペクト比の大きい異形状で形成できることがわかった。なお、図8において得られたアスペクト比の具体的な数値はTiの添加量αが低い順に1.08、1.13、1.16、1.24、1.27、1.39、1.47であった。次に実験では、Tiの添加量αが異なる各Fe基非晶質合金粉末に、樹脂アクリル樹脂;3質量、潤滑剤ステアリン酸亜鉛;0.3質量を夫々混合し、プレス圧600MPaにて、外径20mm、内径12mm、高さ6.8mmのトロイダル状6.5mm角で、高さが3.3mmのコア成形体を形成し、さらにN2ガス雰囲気下で、昇温速度を0.67K/sec40°C/min、熱処理温度を300°C~400°C以下の範囲内で保持時間を1時間として圧粉コアを成形した。なお、上記のコア作製条件は、この実験以外の後述する実験においても同じとした。そして、各Tiの添加量αと、コアの透磁率μ及び飽和磁束密度Bsとの関係を調べた。透磁率μは、インピーダンスアナライザを用いて周波数100KHzで測定した。図9に示すように、Tiの添加量αが0.6wt程度までは、約60以上の高い透磁率μを確保できるが、Tiの添加量αが更に大きくなると透磁率μは60を下回ることがわかった。図10に示すように、粉末のアスペクト比が1より大きく1.3程度までは徐々に透磁率μを大きくすることが出来るが、アスペクト比が約1.3を越えると透磁率μは徐々に低下し始め、アスペクト比が1.4を越えると、コア密度の低下により透磁率μが急激に減少し始め、60を下回ることがわかった。なお図11に示すように、Tiの添加量による飽和磁化Isの低下は見られなかった。図4ないし図11に示す実験により、Tiの添加量αを0.04wt以上0.6wt以下に設定した。また粉末のアスペクト比を1より大きく1.4以下、好ましくは1.1以上で1.4以下に設定した。これにより60以上の透磁率μを得ることができる。またTiの添加量αの好ましい範囲を0.1wt以上で0.6wt以下とした。また好ましい粉末のアスペクト比を1.2以上で1.4以下とした。これにより、安定して高いコアの透磁率μを得ることが出来る。ガラス遷移温度Tgの適用範囲に関する実験以下の表1に示すNo.1~No.8のFe基軟磁性合金を液体急冷法によりリボン状で製造し、更に各Fe非晶質合金の粉末を用いて圧粉コアを作製した。表1の各試料が非晶質であることは、XRDX線回折装置により確認した。また、キュリー温度Tc、ガラス遷移温度Tg、結晶化開始温度Tx、融点Tmを、DSC示差走査熱量計により測定した昇温速度はTc、Tg、Txが0.67K/sec、Tmは0.33K/sec。表1に示す最適熱処理温度は圧粉コアに対して昇温速度を0.67K/sec40°C/min、保持時間1時間にて熱処理を施すときに、圧粉コアのコアロスWを最も低減できる理想的な熱処理温度を指す。表1に示す圧粉コアのコアロスWの評価は、岩通計測株製SY-8217BHアナライザを用いて周波数100kHz、最大磁束密度25mTとして求めた。表1に示すように各試料ともにTiを0.25wt添加した。図12は、表1の圧粉コアの最適熱処理温度とコアロスWとの関係を示すグラフである。図12に示すように、コアロスWを90kW/m3以下に設定するには最適熱処理温度を693.15K420°C以下に設定することが必要であるとわかった。また図13は、Fe基非晶質合金粉末のガラス遷移温度Tgと表1の圧粉コアの最適熱処理温度との関係を示すグラフである。図13に示すように、最適熱処理温度を693.15K420°C以下に設定するにはガラス遷移温度Tgを740K466.85°C以下に設定することが必要とわかった。また、図12から、コアロスWを60kW/m3以下に設定するには最適熱処理温度を673.15K400°C以下に設定することが必要であるとわかった。また図13から、最適熱処理温度を673.15K400°C以下に設定するにはガラス遷移温度Tgを710K436.85°C以下に設定することが必要とわかった。以上のように表1、図12及び図13の実験結果から、本実施例のガラス遷移温度Tgの適用範囲を740K466.85°C以下に設定した。また本実施例において、710K436.85°C以下のガラス遷移温度Tgを好ましい適用範囲とした。B添加量及びSi添加量の実験以下の表2に示す各組成から成る各Fe基非晶質合金粉末を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。表2に示すように各試料ともにTiを0.25wt添加した。表2に示す試料No.3、4、9~No.15いずれも実施例では、Fe-Cr-P-C-B-Si中に占めるFeの添加量、Crの添加量及びPの添加量を固定し、Cの添加量、Bの添加量及びSiの添加量を夫々変化させた。また試料No.2実施例では、Fe量を、試料No.9~No.15のFe量よりもやや小さくした。試料No.16,17比較例では、試料No.2と組成が近いが、試料No.2に比べてSiが多く添加されている。表2に示すように、Bの添加量zを0at~4.2atの範囲内、及びSiの添加量tを0at~3.9atの範囲内に設定することで、非晶質を形成できるとともに、ガラス遷移温度Tgを740K466.85°C以下に設定できることがわかった。また表2に示すようにBの添加量zを、0at~2atの範囲内に設定することで、ガラス遷移温度Tgをより効果的に低減できることがわかった。また、Siの添加量tを0at~1atの範囲内に設定することで、ガラス遷移温度Tgをより効果的に低減できることがわかった。また、Bの添加量zを、0at~2atの範囲内に設定し、Siの添加量tを0at~1atに設定し、さらにBの添加量zSiの添加量tを、0at~2atの範囲内に設定することで、ガラス遷移温度Tgを710K436.85°C以下に設定できることがわかった。一方、表2に示す比較例である試料No.16,17では、ガラス遷移温度Tgが740K466.85°Cよりも大きくなった。Niの添加量の実験以下の表3に示す各組成から成る各Fe基非晶質合金粉末を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。表3に示すように各試料ともにTiを0.25wt添加した。表3に示す試料No.18~No.25いずれも実施例では、Fe-Cr-P-C-B-Si中に占めるCr,P,C,B,Siの添加量を固定し、Feの添加量、Niの添加量を変化させた。表3に示すように、Niの添加量aを10atまで大きくしても、非晶質が得られることがわかった。また、いずれの試料も、ガラス遷移温度Tgが720K446.85°C以下、換算ガラス化温度Tg/Tmが0.54以上であった。図14は、Fe基非晶質合金のNi添加量とガラス遷移温度Tgとの関係を示すグラフ、図15は、Fe基非晶質合金のNi添加量と結晶化開始温度Txとの関係を示すグラフ、図16は、Fe基非晶質合金のNi添加量と換算ガラス化温度Tg/Tmとの関係を示すグラフ、図17は、Fe基非晶質合金のNi添加量とTx/Tmとの関係を示すグラフである。図14,図15に示すようにNiの添加量aを増やすと、徐々に、ガラス遷移温度Tg及び結晶化開始温度Txが低下することがわかった。また図16,図17に示すように、Ni添加量aを6at程度まで大きくしても、高い換算ガラス化温度Tg/Tm及びTx/Tmを維持できるが、Ni添加量aが6atを越えると、急激に、換算ガラス化温度Tg/Tm及びTx/Tmが低下することがわかった。本実施例では、ガラス遷移温度Tgの低下とともに、換算ガラス化温度Tg/Tmを大きくして非晶質形成能を高めることが必要であるため、Ni添加量aの範囲を0at~10atとし、好ましい範囲を0at~6atに設定した。またNi添加量aを4at~6atの範囲内に設定すれば、ガラス遷移温度Tgを低くできるとともに、安定して高い換算ガラス化温度Tg/Tm及びTx/Tmが得られることがわかった。Snの添加量の実験以下の表4に示す各組成から成る各Fe基非晶質合金粉末を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。表4に示すように各試料ともにTiを0.25wt添加した。表4に示す試料No.26~No.29では、Fe-Cr-P-C-B-Si中に占めるCr,P,C,B,Siの添加量を固定し、Feの添加量及びSnの添加量を変化させた。Snの添加量を3atまで大きくしても非晶質が得られることがわかった。ただし表4に示すように,Snの添加量bを増やすとFe基非晶質合金中に含まれる酸素濃度が増加し耐食性が低下することが分かる。そのため、添加量bは必要最小限に抑えることが必要であるとわかった。図18は、Fe基非晶質合金のSn添加量とガラス遷移温度Tgとの関係を示すグラフ、図19は、Fe基非晶質合金のSn添加量と結晶化開始温度Txとの関係を示すグラフ、図20は、Fe基非晶質合金のSn添加量と換算ガラス化温度Tg/Tmとの関係を示すグラフ、図21は、Fe基非晶質合金のSn添加量とTx/Tmとの関係を示すグラフである。図18に示すようにSnの添加量bを増やすと、ガラス遷移温度Tgが低下する傾向が見られた。また図21に示すように、Snの添加量bを3atにすると、Tx/Tmが低下し、非晶質形成能が悪化することがわかった。したがって本実施例では、耐食性の低下を抑制し、且つ高い非晶質形成能を維持するため、Snの添加量bを0at~3atの範囲内とし、0at~2atを好ましい範囲とした。なおSnの添加量bを2at~3atとすると、上記のようにTx/Tmは小さくなるが、換算ガラス化温度Tg/Tmは高くできる。Pの添加量及びCの添加量の実験以下の表5に示す各組成から成る各Fe基非晶質合金粉末を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。表5に示すように各試料ともにTiを0.25wt添加した。表5の試料No9,10,12,14,15,31~35いずれも実施例では、Fe-Cr-P-C-B-Si中に占めるFe,Crの添加量を固定し、P,C,B,Siの添加量を変化させた。表5に示すように、Pの添加量xを、6.8at~10.8atの範囲内、Cの添加量yを2.2at~9.8atの範囲内で調整すれば、非晶質を得ることができるとわかった。またいずれの実施例でもガラス遷移温度Tgを740K466.85°C以下にでき、換算ガラス化温度Tg/Tmを0.52以上にできた。図22は、Fe基非晶質合金のPの添加量xと融点Tmとの関係を示すグラフ、図23は、Fe基非晶質合金のCの添加量yと融点Tmとの関係を示すグラフである。本実施例では、740K466.85°C以下、好ましくは710K436.85°C以下のガラス遷移温度Tgを得ることができるが、ガラス遷移温度Tgの低下により、Tg/Tmで示される非晶質形成能を高めるには融点Tmを低くすることが必要である。なお、図22,図23に示すように融点Tmは、C量よりP量に対する依存性が高いと考えられる。特に、Pの添加量xを8.8at~10.8atの範囲内に設定すれば、融点Tmを効果的に低減でき、したがって換算ガラス化温度Tg/Tmを高めることができるとわかった。Crの添加量の実験以下の表6に示す組成の各試料から各Fe基非晶質合金粉末を製造した。各試料は、液体急冷法によりリボン状で形成されたものである。表6に示すように各試料ともにTiを0.25wt添加した。表6の各試料では、Fe-Cr-P-C-B-Si中に占めるNi,P,C,B,Siの添加量を固定し、Fe,Crの添加量を変化させた。表6に示すように、Crの添加量を増やすと、Fe基非晶質合金の酸素濃度が徐々に低下し、耐食性が向上することがわかった。図24は、Fe基非晶質合金のCrの添加量とガラス遷移温度Tgとの関係を示すグラフ、図25は、Fe基非晶質合金のCrの添加量と結晶化温度Txとの関係を示すグラフ、図26は、Fe基非晶質合金のCrの添加量と飽和磁化Isとの関係を示すグラフである。図24に示すように、Crの添加量を増やすと、ガラス遷移温度Tgが徐々に大きくなることがわかった。また表6及び図26に示すように、Crの添加量を増やすことにより飽和磁化Isが徐々に低下することがわかった。なお、飽和磁化IsはVSM振動試料型磁力計で測定した。図24、図26及び表6に示すようにガラス遷移温度Tgが低く、且つ、飽和磁化Isが1.0T以上得られるようにCrの添加量cを0at~6atの範囲内に設定した。また、Crの好ましい添加量cを、0at~2atの範囲内に設定した。図24に示すように、Crの添加量cを0at~2atの範囲内に設定することで、ガラス遷移温度Tgを、Cr量に関わらず低い値に設定できる。さらにCrの添加量cを、1at~2atの範囲内とすることで、耐食性を向上でき、且つ、安定して低いガラス遷移温度Tgを得ることができ、さらに高い磁化を維持することが可能であることがわかった。金属元素MとしてTi、Al、Mnを添加したFe基非晶質合金粉末の作製Fe714Ni6Cr2P108C78B2100αMαからなる複数のFe基非晶質合金粉末を水アトマイズ法により製造した。なお表1~表6では、Fe-Cr-P-C-B-Si中における各元素の添加量をatで示しているが、表7では各元素を全てwtで示した。表7に示すように、金属元素MとしてTi、Al及びMnを添加した。Alの添加量は0wtより大きく0.005wtよりも小さい範囲内である。また、表中M元素以外の他の構成元素は全て組成式Fe714Ni6Cr2P108C78B2で表されるものであるので、これらの元素は記載を省いている。本実施形態では金属元素Mの添加量を0.04wt以上0.6wt以下の範囲内と規定したが、表7の各実施例は全てこの範囲内に収まっている。Al及びMnはTiと同様に活性の高い元素であることから、Ti、Al及びMnを夫々少量添加することで、金属元素Mを粉末表面に凝集させて薄い不動態層を形成することができ、Si,Bの添加量の低減により低Tg化とともに、金属元素Mの添加により優れた耐食性及び高い透磁率と低いコアロスを得ることが可能になる。"