"Feを主成分とし、Si、Bの一方又は両方を含有する合金粒子と、前記合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物と、を有し、粒径が100nm以下であることを特徴とする、窒化物磁性体。前記粒径は、5nm以上であることを特徴とする、請求項1に記載の窒化物磁性体。前記粒径は、50nm以下であることを特徴とする、請求項1又は2に記載の窒化物磁性体。前記鉄窒化物は、Fe16N2の結晶構造を有することを特徴とする、請求項1~3のいずれか1項に記載の窒化物磁性体。前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が40~70volであることを特徴とする、請求項1~4のいずれか1項に記載の窒化物磁性体。前記合金粒子は、FeSiXBYX=0~0.1、Y=0~0.1。但し、X、Yは同時に0とならない。であることを特徴とする、請求項1~5のいずれか1項に記載の窒化物磁性体。粒径が100nm以下であり、Feを主成分とし、Si、Bの一方又は両方を含有する合金粒子を、300°C以下の温度で窒素含有ガスと反応させる工程を含むことを特徴とする、窒化物磁性体の製造方法。前記粒径は、5nm以上であることを特徴とする、請求項7に記載の窒化物磁性体の製造方法。前記粒径は、50nm以下であることを特徴とする、請求項7又は8に記載の窒化物磁性体の製造方法。前記鉄窒化物は、Fe16N2の結晶構造を有することを特徴とする、請求項7~9のいずれか1項に記載の窒化物磁性体の製造方法。前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が40~70volであることを特徴とする、請求項7~10のいずれか1項に記載の窒化物磁性体の製造方法。前記合金粒子は、FeSiXBYX=0~0.1、Y=0~0.1。但し、X、Yは同時に0とならない。であることを特徴とする、請求項7~11のいずれか1項に記載の窒化物磁性体。軟磁性を示す鉄系窒化物としてはFe4Nが知られている。しかし、Fe4Nは、磁化が低い。また、軟磁性材料の磁化を高める工夫として、Coなどの希少金属を用いる方法が知られているが、希少金属の入手性やコストなどの観点から希少金属を用いずに高磁化の軟磁性材料を実現することが求められる。また、保磁力を低減して高い透磁率を達成しようとする場合、結晶磁気異方性や磁歪を抑制する元素を添加する必要があり、添加元素の増加によるFe添加量の減少分だけ磁化が低減してしまうという問題があった。そこで、本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、本発明の目的とするところは、希少金属を用いることなく、軟磁性材料として高磁化を実現することが可能な窒化物磁性体、及び窒化物磁性体の製造方法を提供することにある。上記課題を解決するために、本発明のある観点によれば、Feを主成分とし、Si、Bの一方又は両方を含有する合金粒子と、前記合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物と、を有し、粒径が100nm以下であることを特徴とする、窒化物磁性体が提供される。かかる構成により、鉄窒化物と、合金粒子に含まれるα-Feとの界面歪に起因して発生する巨大磁化を利用し、Fe添加量の低減した合金粒子の高磁化を実現することが可能になる。また、合金粒子に含まれるSi及びBは、安定した窒化物を形成するため、保磁力の低減に寄与する保護膜の役割を果たす。また、粒径を小さくすることで保磁力が低減するため、粒径を100nm以下例えば、一次粒子の平均粒径を約80nm以下にして窒化することにより得られる。とすることで、保磁力が軟磁性材料として機能するに十分な値まで抑制される。なお、粒径を100nmよりも大きくすると、鉄窒化物を形成する際に行う窒化反応がほとんど進まなくなるため、粒径を100nm以下とすることが望ましい。また、前記粒径は、5nm以上であることが好ましい。粒径が5nmよりも小さい粒子を形成することは現状困難であるため、粒径を5nm以上とすることが好ましい。また、前記粒径は、50nm以下であることがより好ましい。粒径が50nmを下回ると、粒径の低減に伴って保磁力が低下するようになる。そのため、より保磁力の低い軟磁性材料を形成するためには、粒径を50nm以下にすることが望まれる。また、前記鉄窒化物は、Fe16N2の結晶構造を有することがより好ましい。このように、Fe16N2の結晶構造とすることで、より高い磁化が得られる。また、前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が40~70volであることが好ましい。なお、体積分率が40volよりも小さいと、鉄窒化物と合金粒子との界面において高い磁化を有する領域が十分に形成されず、上記窒化物磁性体の磁化が低くなってしまう。また、体積分率が70volよりも大きいと、合金粒子による保磁力の低減作用が限定され、軟磁性材料として機能するに十分な値まで保磁力を低減することが困難になる。また、前記合金粒子は、FeSiXBYX=0~0.1、Y=0~0.1。但し、X、Yは同時に0とならない。であることが好ましい。高い磁化を有する軟磁性材料として機能するためには、合金粒子に占めるFeの含有率が原子百分率で約80以上であることが望まれる。また、Feに対するSi、Bの固溶限界がそれぞれ原子百分率で約10である。また、上記課題を解決するために、本発明の別の観点によれば、粒径が100nm以下であり、Feを主成分とし、Si、Bの一方又は両方を含有する合金粒子を、300°C以下の温度で窒素含有ガスと反応させる工程を含むことを特徴とする、窒化物磁性体の製造方法が提供される。このように、軟磁性を有する合金粒子の表面を低温約300°C以下で窒化することにより、鉄窒化物と、合金粒子との界面に高い磁化を有する領域を形成することが可能になる。その結果、鉄窒化物と、合金粒子に含まれるα-Feとの界面歪に起因して発生する巨大磁化を利用し、Fe添加量の低減した合金粒子の高磁化を実現することが可能になる。また、合金粒子に含まれるSi及びBは、安定した窒化物を形成するため、保磁力低減に寄与する保護膜の役割を果たす。また、粒径を小さくすることで保磁力が低減するため、粒径を100nm以下例えば、一次粒子の平均粒径を約80nm以下にして窒化することにより得られる。とすることで、保磁力が軟磁性材料として機能するに十分な値まで抑制される。なお、粒径を100nmよりも大きくすると、鉄窒化物を形成する際に行う窒化反応がほとんど進まなくなるため、粒径を100nm以下とすることが望ましい。ところで、上記の窒化工程に要する時間や窒化反応が生じる温度限界などを考慮して、上記温度は、例えば、100°C以上としてもよい。また、高い磁化を有する領域を十分大きく形成するためには、上記温度は、200°C以下とすることがより好ましい。また、前記粒径は、5nm以上であることが好ましい。粒径が5nmよりも小さい粒子を形成することは現状困難であるため、粒径を5nm以上とすることが好ましい。また、前記粒径は、50nm以下であることがより好ましい。粒径が50nmを下回ると、粒径の低減に伴って保磁力が低下するようになる。そのため、より保磁力の低い軟磁性材料を形成するためには、粒径を50nm以下にすることが望まれる。また、前記鉄窒化物は、Fe16N2の結晶構造を有することがより好ましい。このように、Fe16N2の結晶構造とすることで、より高い磁化が得られる。また、前記合金粒子に対して前記鉄窒化物の体積分率が40~70volであることが好ましい。なお、体積分率が40volよりも小さいと、鉄窒化物と合金粒子との界面において高い磁化を有する領域が十分に形成されず、上記窒化物磁性体の磁化が低くなってしまう。また、体積分率が70volよりも大きいと、合金粒子による保磁力の低減作用が限定され、軟磁性材料として機能するに十分な値まで保磁力を低減することが困難になる。また、前記合金粒子は、FeSiXBYX=0~0.1、Y=0~0.1。但し、X、Yは同時に0とならない。であることが好ましい。高い磁化を有する軟磁性材料として機能するためには、合金粒子に占めるFeの含有率が原子百分率で約80以上であることが望まれる。また、Feに対するSi、Bの固溶限界がそれぞれ原子百分率で約10である。以上説明したように本発明によれば、希少金属を用いることなく、軟磁性材料として高磁化を実現することができる。以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施の形態について詳細に説明する。なお、図中又は説明中に磁化の単位として[emu/g]と表記する場合があるが、[emu/g]=[Am2/kg]である。<1:はじめに>まず、α-Fe16N2が高い磁化を示す原因について考察する。従来、α-Fe16N2が高い磁化を示す原因は、その結晶構造にあると考えられていた例えば、特開2005-183932号公報を参照。しかし、最近になって、α-Fe16N2を生成する際に行う窒化工程で未反応のα-Fe粒子を残すことにより、α-Fe16N2の磁化が高まるという実験結果が報告されたKYamanakaetalHumidityeffectsinFe16N2finepowderpreparationbylowtemperaturenitridationJournalofSolidStateChemistry18322362241;以下、同報告。同報告において公表された実験結果の一部を図4に示す。図4は、α-Fe粒子をNH3とN2との混合ガスで窒化した場合の窒化割合と生成物の磁化との関係を示している黒丸が実験データを示す。。この図において、α-Fe16N2化合物の化学量論組成となる点は、窒化割合が原子百分率で11.1[at.]となる点である。しかし、実験データを参照すると、磁化が最大となる点は、窒化割合が11.1[at.]以下の領域約8~10[at.]の領域に含まれる。この結果は、未反応のα-Fe粒子の存在が、α-Fe16N2化合物の巨大磁化に寄与することを示唆している。なお、同報告の著者らは、α-Fe粒子の混合状態を利用してα-Fe16N2化合物の磁化を高める手法により、優れた硬磁性材料の実現を目指しているようである。一方、本件発明者は、同報告の結果を参考に高磁化を有する軟磁性材料の実現を目指した。その結果、本件発明者は、以下で説明する窒化物磁性体の組成及びその製造方法に想到した。以下、その内容について詳細に説明する。<2:実施形態>本発明の一実施形態について説明する。本実施形態に係る窒化物磁性体は、主に、Feを主成分とし、Si、Bの一方又は両方を含有する合金粒子と、当該合金粒子の表面を被覆する鉄窒化物とにより構成される。また、この窒化物磁性体は、それを構成する合金粒子の組成及び粒径、その製造工程などに特徴がある。なお、以下では、鉄窒化物の一例としてα-Fe16N2を想定し、合金粒子の一例としてFeSiXBYを想定して説明を進める。[2-1:合成粒子の組成]まず、図1を参照しながら、本実施形態に係る窒化物磁性体を構成する合金粒子の組成について説明する。図1に示した正三角形は、合金粒子の組成を表したものであり、Feと記された頂点以下、基準点を基準とし、X方向に進むにつれてSiの含有比率が増加し、Y方向に進むにつれてBの含有比率が増加することを意味している。本実施形態に係る合金粒子は、主成分となるFeα-Fe粒子の他に、少なくともSi又はBのいずれか一方が含まれる。そのため、Siの含有比率X、及びBの含有比率Yが共に0となることはない。また、Si及びBの含有比率が大きくなると、Fe3Bなどが析出してくるため、合金粒子に含まれるFeの比率が約80以上であることが好ましい。そこで、Feの含有比率が約80以上となる範囲近辺の拡大図を図1に示した。また、Feに対するSi及びBの固溶限界は、それぞれ約10である。従って、本実施形態に係る合金粒子の組成として取りうる範囲は、基準点と拡大図に示した3つの黒丸とで囲まれた平行四辺形の範囲になる。例えば、合金粒子の組成をFeBとする場合X=0の場合、基準点からFe0.9B0.1と記された黒丸までの範囲が合金粒子の組成として取りうる範囲である。同様に、合金粒子の組成をFeSiとする場合Y=0の場合、基準点からFe0.9Si0.1と記された黒丸までの範囲が合金粒子の組成として取りうる範囲である。また、Si及びBを最大限固溶させた場合、合金粒子の組成は、Fe0.8Si0.1B0.1となる。Si及びBは、窒化工程において安定した窒化物を形成する。そして、その窒化物が保護膜の役割を果たし、保磁力の低減に寄与する。そのため、Si及びBの固溶量を共に増加させることで、保磁力を効果的に低減することができる。以上、本実施形態に係る合金粒子の組成について説明した。なお、図1中に白丸で示した点FeSi0.03B0.03は、後述する実験条件実施例2に対応する。[2-2:窒化物磁性体の製造方法]次に、図2を参照しながら、本実施形態に係る窒化物磁性体の製造方法について説明する。図2は、本実施形態に係る窒化物磁性体の製造工程を示したフロー図である。図2に示すように、まず、出発原料として、金属粒子組成:FeSi,B、粒径5~80nm又はFe酸化物金属組成:FeSi,B、粒径5~80nmを反応容器に充填するS101。次いで、反応容器に水素又はフッ素と窒素との混合ガスを循環させ、400°C~600°Cで10~100時間の間、還元処理を実施するS102。還元処理後、反応容器を循環するガスをNH3と窒素との混合ガスに切り替え、100°C~300°Cより好ましくは、200°C以下で10~100時間の間、窒化処理を実施するS103。このように、軟磁気特性を有する合金粒子を低温窒化させると、合金粒子の表面に形成された鉄窒化物と、合金粒子との界面に高い磁化を有する領域が形成される。その結果、Fe添加量の低減した合金粒子の磁化が補強され、高い磁化及び軟磁気特性を有する窒化物磁性体が形成される。なお、図2の例では、窒化物磁性体の粒径が100nm以下となるように一次粒子の粒径を設定しているが、これは、粒径が100nm超過となるような設定にするとステップS103で窒化反応が進まなくなるためである。但し、粒径が50nm以下の範囲では粒径が小さくなるほど保磁力が低くなるため、粒径を50nm以下に設定することがより好ましい。また、図2の例で粒径を5nm以上とした設定は、現段階で準備可能な一次粒子のサイズが5nm以上であることに起因する。以上、本実施形態に係る窒化物磁性体の製造方法について説明した。[2-3:窒化物磁性体の磁気特性]次に、図3を参照しながら、本実施形態に係る窒化物磁性体の磁気特性について説明する。図3には、図2に示した製造方法で製造された2種類の窒化物磁性体が示す磁気特性実施例1、2と、比較のために用意した4種類の化合物が示す磁気特性比較例1~4とが示されている。実施例1に係る窒化物磁性体の組成は、α-Fe16N2FeSi0.03である。また、実施例2に係る窒化物磁性体の組成は、α-Fe16N2FeSi0.03B0.03図1の白丸を参照である。一方、比較例1に係る化合物の組成は、α-Fe16N2である。また、比較例2に係る化合物の組成は、Fe4Nである。さらに、比較例3に係る化合物の組成は、FeSi0.03である。そして、比較例4に係る化合物の組成は、FeSi0.03B0.03である。なお、実施例1及び2は、生成された窒化物磁性体におけるα-Fe16N2の体積分率が約40~50volにて測定を行った結果である。その測定は、次のように行う。まず、約200°Cで反応時間を約2、4、8、16時間と変えて、窒化物生成量の異なる試料を作成し、酸素窒素分析装置例えば、LECOジャパン合同会社製TCH600などを用いて窒素含有量から、各試料中の窒化物量を測定する。そして、同試料のX線回折におけるα-Fe及び窒化物のメインピーク強度を測定しておき、窒素分析結果とX線回折の強度とから検量線を作成し、これをもって窒化物生成量をする。実施例1について実施例1は、合金粒子としてFeSi0.03を用い、窒化処理によって表面にα-Fe16N2を形成した窒化物磁性体である。なお、図3には、実施例1に係る窒化物磁性体の粒径が約100nmの場合における測定結果を示した。なお、粒径の測定方法は、ホールHallの方法を用いてX線回折ピークの拡がりを算出することにより測定可能であるシェラーの式を使うとX線回折ピークの線幅から結晶の大きさを評価可能である。また、窒化物磁性体の磁化Ms及び保持率Hcは、振動試料型磁力計例えば、理研電子株式会社製BHV-525などを用いて測定することができる。測定方法については、他の化合物についても同様である。当該窒化物磁性体の磁化Msは、Ms=180[emu/g]を示した。この値は、典型的な軟磁性材料であるFe4N比較例2の磁化Ms=150[emu/g]に比べて30[emu/g]も大きい。そして、当該窒化物磁性体の磁化Msは、α-Fe16N2単独比較例1の磁化Ms=190[emu/g]に迫る値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Msは、FeSi0.03単独比較例3の磁化に比べても大きな値を示している。一方、実施例1に係る窒化物磁性体の保磁力Hcは、Hc=2.5×103[A/m]を示した。この値は、α-Fe16N2単独比較例1の保磁力Hc=80×103[A/m]に比べて桁違いに小さい。また、当該窒化物磁性体の保磁力Hcは、Fe4N比較例2の保磁力Hc=4.0×103[A/m]に比べても小さな値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Msは、FeSi0.03単独比較例3の保磁力と同程度の値となっている。以上の比較結果から、実施例1の窒化物磁性体がα-Fe16N2単独比較例1の場合に迫る高い磁化を示すことが確認された。さらに、実施例1の窒化物磁性体がFe4N比較例2の保磁力Hc=4.0×103[A/m]よりも低い保磁力を示すことが確認された。つまり、実施例1に係る窒化物磁性体は、軟磁性材料として高い磁化を達成できることが確認された。実施例2について実施例2は、合金粒子としてFeSi0.03B0.03を用い、窒化処理によって表面にα-Fe16N2を形成した窒化物磁性体である。なお、図3には、実施例2に係る窒化物磁性体の粒径が約100nmの場合における測定結果を示した。当該窒化物磁性体の磁化Msは、Ms=190[emu/g]を示した。この値は、典型的な軟磁性材料であるFe4N比較例2の磁化Ms=150[emu/g]に比べて40[emu/g]も大きい。そして、当該窒化物磁性体の磁化Msは、α-Fe16N2単独比較例1の磁化Ms=190[emu/g]と同じ値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Msは、FeSi0.03B0.03単独比較例4の磁化に比べても大きな値を示している。一方、実施例2に係る窒化物磁性体の保磁力Hcは、Hc=0.8×103[A/m]を示した。この値は、α-Fe16N2単独比較例1の保磁力Hc=80×103[A/m]に比べて桁違いに小さい。また、当該窒化物磁性体の保磁力Hcは、Fe4N比較例2の保磁力Hc=4.0×103[A/m]に比べても格別に小さな値となっている。また、当該窒化物磁性体の磁化Msは、FeSi0.03B0.03単独比較例4の保磁力よりも格段に小さい。以上の比較結果から、実施例2の窒化物磁性体がα-Fe16N2単独比較例1の場合と同等の高い磁化を示すことが確認された。さらに、実施例2の窒化物磁性体がFe4N比較例2の保磁力Hc=4.0×103[A/m]よりも格段に低い保磁力を示すことが確認された。つまり、実施例2に係る窒化物磁性体は、軟磁性材料として高い磁化を達成できることが確認された。さらに、実施例2の窒化物磁性体は、実施例1と比較しても大きな磁化及び格段に低い保磁力を示すことが確認された。考察ここで、上記の比較結果について、より細かく考察してみたい。実施例1の窒化物磁性体は、比較例3の化合物を窒化処理して表面にα-Fe16N2を形成したものと捉えることができる。両者の磁化Msを比較すると、ΔMs=10[emu/g]程度の違いが生じていることが分かる。一方、保磁力Hcについては両者に大きな違いがない。従って、合金粒子の添加元素をSi単独とした場合、合金粒子の窒化処理で界面に形成された高磁化領域の影響が全体として磁化の増大に寄与するが、窒化処理によりFeSi0.03が本来有する保磁力を低減させる効果はあまり見られない。また、実施例2の窒化物磁性体は、比較例4の化合物を窒化処理して表面にα-Fe16N2を形成したものと捉えることができる。両者の磁化Msを比較すると、ΔMs=20[emu/g]程度の違いが生じていることが分かる。また、比較例3の磁化と比較例4の磁化とを対比すると、比較例4の磁化が10[emu/g]程度低いことが分かる。これは、合金粒子に含有される添加元素の量が増えたことに起因すると考えられる。一方、比較例3と比較例4との間では、保磁力Hcに大きな差がない。従って、合金粒子を単独で見た場合、添加元素Si、Bが保磁力Hcに与える影響に格別大きな差はない。しかし、実施例2の保磁力Hcと比較例4の保磁力Hcとを比較すると、1.7×103[A/m]もの差が生じている。このことは、窒化処理の際に副次的に界面に形成されるBの窒化物が保磁力Hcを大きく低減させる効果を発揮していると考えられる。従って、保磁力Hcを効果的に低減させるには、合金粒子に含有させる添加元素としてBを添加することが有効であると考えられる。もちろん、実施例2の場合も実施例1の場合と同様に、合金粒子の窒化処理で界面に形成された高磁化領域の影響が全体として磁化の増大に寄与しており、添加元素にBを加えたことによる悪影響は見られない。以上、本実施形態に係る窒化物磁性体の磁気特性について説明した。[2-4:効果]以上説明したように、保磁力の低い合金粒子を低温窒化し、合金粒子の表面に鉄窒化物を形成する本実施形態の技術を適用することで、高い磁化を有する軟磁性材料が得られる。また、この軟磁性材料を固定子の鉄心材料として用いることにより、回転機のトルクを向上させることができる。例えば、磁束密度Bmの磁界中で長さLの動体に電流iを流した場合、発生する力Fは、フレミングの法則によりF=iBmLで決まる。通常、回転機においては、形状や電力に制約があるため、電流i及び長さLは制限される。そのため、発生する力Fを大きくするには、磁束密度Bmを大きくすることが必要になる。磁束密度Bmの値は、使用する鉄心材料に依存するが、現在、工業的に用いられているFeSi合金の磁束密度Bmは最大で1.7[T]程度である。これに対し、本実施形態に係る窒化物磁性体は、図3に示した実施例2の場合で約1.9[T]という高い磁束密度Bmを得ることができる。つまり、本実施形態に係る窒化物磁性体を用いることで、現在用いられている鉄心材料の限界値を大きく上回ることができる。そして、磁束密度Bmの増大に比例して回転機のトルクが上昇するため、結果として高出力の回転機を得ることが可能になる。逆に言えば、同じ出力の回転機を設計する際に、磁束密度Bmが大きい分だけ長さLを抑えられるため、回転機の更なる小型化が可能になる。以上、添付図面を参照しながら本発明の好適な実施形態について説明したが、本発明は係る例に限定されないことは言うまでもない。当業者であれば、特許請求の範囲に記載された範疇内において、各種の変更例または修正例に想到し得ることは明らかであり、それらについても当然に本発明の技術的範囲に属するものと了解される。"