"組成式FeaBbSicPxCyCuzの合金組成物であって、79≦a≦86at、5≦b≦13at、0<c≦8at、0<x≦10at、0≦y≦5at、0.4≦z≦1.4at、及び0.06≦z/x≦1.2である合金組成物において、更にAl,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0≦Al≦0.3質量、0≦Ti≦0.3質量、0≦Mn≦1.0質量、0≦S≦0.3質量、0≦O≦0.3質量、0≦N≦0.1質量である、合金組成物。請求項1記載の合金組成物であって、1≦x≦8at、及び0.08≦z/x≦1.2である、合金組成物。請求項1又は請求項2記載の合金組成物であって、81≦a≦86at、6≦b≦10at、1≦c≦6at、2≦x≦5at、0≦y≦4at、0.4≦z≦1.4at、及び0.08≦z/x≦1.2である、合金組成物。請求項1乃至請求項3のいずれかに記載の合金組成物であって、0≦y≦3at、0.6≦z≦1.3at、及び0.08≦z/x≦0.8である、合金組成物。請求項1乃至請求項4のいずれかに記載の合金組成物であって、Feの一部を、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち1種類以上の元素は組成全体の3at以下である、合金組成物。請求項1乃至請求項5のいずれかに記載の合金組成物であって、Feの一部を、Ca,Mg,Vのうち1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ca,Mg,Vのうち1種類以上の元素は組成全体の3at以下である、合金組成物。請求項1乃至請求項6のいずれかに記載の合金組成物であって、81≦a≦86atであり、Feの一部をCo,Niのうちの1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Co,Niのうち1種類以上の元素は組成全体の3at以上、30at以下である、合金組成物。請求項1乃至請求項6のいずれかに記載の合金組成物であって、83≦a≦86at、6≦b≦10at、1≦c≦6at、2≦x≦6at、及び0.6≦z≦1.2atであり、Feの一部をCo,Niのうちの1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Co,Niのうち1種類以上の元素は組成全体の3at以上、20at以下である、合金組成物。請求項1乃至請求項8のいずれかに記載の合金組成物であって、Oの含有量が0.001≦O≦0.3質量である、合金組成物。請求項1乃至請求項8のいずれかに記載の合金組成物であって、Al,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0<Al≦0.1質量、0<Ti≦0.05質量、0<Mn≦0.5質量、0<S≦0.1質量、0.001≦O≦0.1質量、0<N≦0.01質量である、合金組成物。請求項1乃至請求項8のいずれかに記載の合金組成物であって、Al,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0.0004≦Al≦0.1質量、0.0003≦Ti≦0.05質量、0.001≦Mn≦0.5質量、0.0003≦S≦0.1質量、0.01≦O≦0.1質量、0.0004≦N≦0.01質量である、合金組成物。請求項1乃至請求項8のいずれかに記載の合金組成物であって、Al,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0.0004≦Al≦0.01質量、0.0003≦Ti≦0.005質量、0.001≦Mn≦0.1質量、0.0003≦S≦0.01質量、0.01≦O≦0.05質量、0.0004≦N≦0.001質量である、合金組成物。請求項1乃至請求項12のいずれかに記載の合金組成物であって、連続薄帯形状を有する合金組成物。請求項13記載の合金組成物であって、180度曲げ試験時において密着曲げ可能である合金組成物。請求項1乃至請求項12のいずれかに記載の合金組成物であって、粉末形状を有する合金組成物。請求項1乃至請求項15のいずれかに記載の合金組成物であって、第1結晶化開始温度Tx1と第2結晶化開始温度Tx2の差ΔT=Tx2-Tx1が100°C~200°Cである合金組成物。請求項1乃至請求項16のいずれかに記載の合金組成物であって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が0.3~10nmであるナノヘテロ構造を有する合金組成物。請求項1乃至請求項17のいずれかに記載の合金組成物を用いて構成された磁性部品。請求項1乃至請求項17のいずれかに記載の合金組成物を用意するステップと、処理温度が前記合金組成物の第1結晶化開始温度Tx1-50°C以上であるという条件において前記合金組成物を熱処理するステップとを含む、Fe基ナノ結晶合金の製造方法。請求項19記載の製造方法により製造されたFe基ナノ結晶合金。請求項20記載のFe基ナノ結晶合金であって、10,000以上の透磁率と、1.65T以上の磁束飽和密度とを有するFe基ナノ結晶合金。請求項20又は請求項21記載のFe基ナノ結晶合金であって、平均粒径が5~25nmであるFe基ナノ結晶合金。請求項20乃至請求項22のいずれかに記載のFe基ナノ結晶合金であって、10×10-6以下の飽和磁歪を有するFe基ナノ結晶合金。請求項20乃至請求項23のいずれかに記載のFe基ナノ結晶合金を用いて構成された磁性部品。しかしながら、特許文献1のFe基ナノ結晶合金はNbを含み、更に低Fe組成であるためCoを添加しても飽和磁束密度Bsは1.5Tと低い。特許文献2、3のFe基ナノ結晶合金は飽和磁束密度Bsが高いものの、急冷状態で多量に結晶を析出させるため靭性に乏しい。また両者とも実施例として13~14原子at程度の多量のBを含有する若しくはPを含まない高融点組成となっている。更に、特許文献2、3のFe基ナノ結晶合金は、磁歪が大きく透磁率が低い。特許文献4のFe基ナノ結晶合金においては、許容される不純物の量が狭い範囲に留まる。また、Pの含有量は0.001~0.5重量と狭い範囲で好ましいとされており、その実施例においても低P組成の例のみが示されている。そこで、本発明は、不純物の多い工業原料を用いた場合でも安定して製造することが可能なFe基ナノ結晶合金であって、高Fe組成であり、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力と高い透磁率を有するFe基ナノ結晶合金と、それを製造する方法とを提供することを目的とする。本発明の発明者は、鋭意検討の結果、Pを必須とした特定の合金組成物であって不純物の量が所定の範囲に収まる合金組成物を、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力と高い透磁率を有するFe基ナノ結晶合金を得るための出発原料として用いることができることを見出した。ここで特定の合金組成物は、所定の組成式で表され、主相としてアモルファス相を有しており、且つ、優れた靭性を有している。特定の合金組成物を熱処理すると、bccFe相からなるナノ結晶を析出させることができる。この磁化の高いbccFeからなるナノ結晶を析出させることで高い飽和磁束密度が可能になる。また負の磁歪であるナノ結晶相と正の磁歪である残留アモルファス相の相殺によりFe基ナノ結晶合金の飽和磁歪を大幅に低減することができる。この低減された飽和磁歪は、低い保磁力と高い透磁率をもたらす。このように、特定の合金組成物は、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力Hcと高い透磁率を有するFe基ナノ結晶合金を得るための出発原料として有益な材料である。本発明によれば、第1の合金組成物として、組成式FeaBbSicPxCyCuzの合金組成物であって、79≦a≦86at、5≦b≦13at、0<c≦8at、0<x≦10at、0≦y≦5at、0.4≦z≦1.4at、及び0.06≦z/x≦1.2である合金組成物において、更にAl,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0≦Al≦0.3質量、0≦Ti≦0.3質量、0≦Mn≦1.0質量、0≦S≦0.3質量、0≦O≦0.3質量、0≦N≦0.1質量である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第2の合金組成物として、第1の合金組成物であって、1≦x≦8at、及び0.08≦z/x≦1.2である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第3の合金組成物として、第1又は第2の合金組成物であって、81≦a≦86at、6≦b≦10at、1≦c≦6at、2≦x≦5at、0≦y≦4at、0.4≦z≦1.4at、及び0.08≦z/x≦1.2である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第4の合金組成物として、第1乃至第3の合金組成物のいずれかであって、0≦y≦3at、0.6≦z≦1.3at、及び0.08≦z/x≦0.8である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第5の合金組成物として、第1乃至第4の合金組成物のいずれかであって、Feの一部を、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち1種類以上の元素は組成全体の3at以下である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第6の合金組成物として、第1乃至第5の合金組成物のいずれかであって、Feの一部を、Ca,Mg,Vのうち1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Ca,Mg,Vのうち1種類以上の元素は組成全体の3at以下である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第7の合金組成物として、第1乃至第6の合金組成物のいずれかであって、81≦a≦86atであり、Feの一部をCo,Niのうちの1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Co,Niのうち1種類以上の元素は組成全体の3at以上、30at以下である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第8の合金組成物として、第1乃至第6の合金組成物のいずれかであって、83≦a≦86at、6≦b≦10at、1≦c≦6at、2≦x≦6at、及び0.6≦z≦1.2atであり、Feの一部をCo,Niのうちの1種類以上の元素で置換してなる合金組成物において、Co,Niのうち1種類以上の元素は組成全体の3at以上、20at以下である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第9の合金組成物として、第1乃至第8の合金組成物のいずれかであって、Oの含有量が0.001≦O≦0.3質量である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第10の合金組成物として、第1乃至第8の合金組成物のいずれかであって、Al,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0<Al≦0.1質量、0<Ti≦0.05質量、0<Mn≦0.5質量、0<S≦0.1質量、0.001≦O≦0.1質量、0<N≦0.01質量である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第11の合金組成物として、第1乃至第8の合金組成物のいずれかであって、Al,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0.0004≦Al≦0.1質量、0.0003≦Ti≦0.05質量、0.001≦Mn≦0.5質量、0.0003≦S≦0.1質量、0.01≦O≦0.1質量、0.0004≦N≦0.01質量である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第12の合金組成物として、第1乃至第8の合金組成物のいずれかであって、Al,Ti,Mn,S,O,Nの含有量が0.0004≦Al≦0.01質量、0.0003≦Ti≦0.005質量、0.001≦Mn≦0.1質量、0.0003≦S≦0.01質量、0.01≦O≦0.05質量、0.0004≦N≦0.001質量である、合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第13の合金組成物として、第1乃至第12の合金組成物のいずれかであって、連続薄帯形状を有する合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第14の合金組成物として、第13の合金組成物であって、180度曲げ試験時において密着曲げ可能である合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第15の合金組成物として、第1乃至第12の合金組成物のいずれかであって、粉末形状を有する合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第16の合金組成物として、第1乃至第15の合金組成物のいずれかであって、第1結晶化開始温度Tx1と第2結晶化開始温度Tx2の差ΔT=Tx2-Tx1が100°C~200°Cである合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第17の合金組成物として、第1乃至第16の合金組成物のいずれかであって、非晶質と該非晶質中に存在する初期微結晶とからなるナノヘテロ構造であって前記初期微結晶の平均粒径が0.3~10nmであるナノヘテロ構造を有する合金組成物が得られる。また、本発明によれば、第1乃至第17の合金組成物のいずれかを用いて構成された磁性部品が得られる。また、本発明によれば、第1乃至第17の合金組成物のいずれかを用意するステップと、処理温度が前記合金組成物の第1結晶化開始温度Tx1-50°C以上であるという条件において前記合金組成物を熱処理するステップとを含む、Fe基ナノ結晶合金の製造方法が得られる。また、本発明によれば、第1のFe基ナノ結晶合金として、前記製造方法により製造されたFe基ナノ結晶合金が得られる。また、本発明によれば、第2のFe基ナノ結晶合金として、第1のFe基ナノ結晶合金であって、10,000以上の透磁率と、1.65T以上の磁束飽和密度とを有するFe基ナノ結晶合金が得られる。また、本発明によれば、第3のFe基ナノ結晶合金として、第1又は第2のFe基ナノ結晶合金であって、平均粒径が5~25nmであるFe基ナノ結晶合金が得られる。また、本発明によれば、第4のFe基ナノ結晶合金として、第1乃至第3のFe基ナノ結晶合金のいずれかであって、10×10-6以下の飽和磁歪を有するFe基ナノ結晶合金が得られる。更に、本発明によれば、第1乃至第4のFe基ナノ結晶合金のいずれかを用いて構成された磁性部品が得られる。本発明の合金組成物を出発原料として用いて製造されたFe基ナノ結晶合金は、飽和磁歪が低く、高い飽和磁束密度を有し、且つ低い保磁力と高い透磁率を有しており、磁性部品の小型化、高効率化に好適である。また、本発明の合金組成物は、所定の範囲の量の不純物を含む安価な工業原料を使用して製造することが可能である。本発明の実施の形態による合金組成物は、Fe基ナノ結晶合金の出発原料として好適であり、組成式FeaBbSicPxCyCuzを主成分とするものである。ここで、本実施の形態による合金組成物は、a,b,c,x,y,z及びz/xについて、79≦a≦86at;5≦b≦13at;0<c≦8at;0<x≦10at;0≦y≦5at;0.4≦z≦1.4at;及び0.06≦z/x≦1.2を満たしている。また、本発明の実施の形態による合金組成物は、不純物としてAl,Ti,Mn,S,O,Nを0≦Al≦0.3質量;0≦Ti≦0.3質量;0≦Mn≦1.0質量;0≦S≦0.3質量;0≦O≦0.3質量;0≦N≦0.1質量だけ含有していてもよい。なお、x,及びz/xについて、次の条件を満たすことが好ましい:1≦x≦8at;及び0.08≦z/x≦1.2。また、a,b,c,x,y,z及びz/xについて、次の条件を満たすことが更に好ましい:81≦a≦86at;6≦b≦10at;1≦c≦6at;2≦x≦5at;0≦y≦4at;0.4≦z≦1.4at;及び0.08≦z/x≦1.2。また、y,z,及びz/xについて、次の条件を満たすことが更に好ましい:0≦y≦3at;0.6≦z≦1.3at;及び0.08≦z/x≦0.8。なお、Feの一部を、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち1種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち1種類以上の元素は合金組成物の組成全体の3at以下である。更に、Feの一部を、Ca,Mg,Vのうち1種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Ca,Mg,Vのうち1種類以上の元素は合金組成物の組成全体の3at以下である。更に、81≦a≦86atの条件を満たす合金組成物について、Feの一部をCo,Niのうち1種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Co,Niのうち1種類以上の元素は合金組成物の組成全体の3at以上、30at以下である。更に、83≦a≦86at;6≦b≦10at;1≦c≦6at;2≦x≦6at;及び0.6≦z≦1.2atの条件を満たす合金組成物について、Feの一部をCo,Niのうち1種類以上の元素で置換しても良い。その場合、Co,Niのうち1種類以上の元素は合金組成物の組成全体の3at以上、20at以下である。また、不純物であるAl,Ti,Mn,S,O,Nの含有量は、0.001≦O≦0.3質量の条件を満たすことが好ましく、0<Al≦0.1質量;0<Ti≦0.05質量;0<Mn≦0.5質量;0<S≦0.1質量;0.001≦O≦0.1質量;及び0<N≦0.01質量の条件を満たすことが更に好ましい。また、0.0004≦Al≦0.1質量;0.0003≦Ti≦0.05質量;0.001≦Mn≦0.5質量;0.0003≦S≦0.1質量;0.01≦O≦0.1質量;及び00004≦N≦0.01質量の条件を満たすことが更に好ましい。また、0.0004≦Al≦0.01質量;0.0003≦Ti≦0.005質量;0.001≦Mn≦0.1質量;0.0003≦S≦0.01質量;0.01≦O≦0.05質量;及び00004≦N≦0.001質量の条件を満たすことが更に好ましい。上記合金組成物において、Fe元素は主元素であり、磁性を担う必須元素である。飽和磁束密度の向上及び原料価格の低減のため、Feの割合が多いことが基本的には好ましい。Feの割合が79atより少ないと、望ましい飽和磁束密度が得られない。Feの割合が86atより多いと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になり、結晶粒径がばらついたり、粗大化したりする。即ち、Feの割合が86atより多いと、均質なナノ結晶組織が得られず、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Feの割合は、79at以上、86at以下であるのが望ましい。特に1.7T以上の飽和磁束密度が必要とされる場合、Feの割合が81at以上であることが好ましく、更に1.75Tの飽和磁束密度が必要とされる場合は、Feの割合が83at以上であることが好ましく、更に1.80Tの飽和磁束密度が必要とされる場合は、Feの割合が84at以上であることが好ましい。また原料価格の観点から過剰の添加は好ましくないが、Feの一部をCo、Ni等と置換することで飽和磁束密度の更なる向上が可能になる。具体的には、1.85T以上の飽和磁束密度が必要とされる場合、Feのうち合金組成物の組成全体の3at以上、30at以下の量をCo、Ni等と置換するのが好ましく、更に保磁力を20A/m以下に低減させるためにはFeのうち合金組成物の組成全体の3at以上、20at以下の量をCo、Ni等と置換するのが好ましい。上記合金組成物において、B元素はアモルファス相形成を担う必須元素である。Bの割合が5atより少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。Bの割合が13atより多いと、ΔT第1結晶化開始温度と第2結晶化開始温度の間の温度差が減少し、均質なナノ結晶組織を得ることができず、合金組成物は劣化した軟磁気特性を有することとなる。従って、Bの割合は、5at以上、13at以下であることが望ましい。特に、Bの割合を6at以上とすると、アモルファス形成能が改善され連続薄帯を安定して作製できる。また、Bの割合が多いと、融解温度融点が高くなることから、量産化のため合金組成物が低い融点を有する必要がある場合、Bの割合が10at以下であることが好ましい。上記合金組成物において、Si元素はアモルファス形成を担う必須元素であり、ナノ結晶化にあたってはナノ結晶の安定化に寄与する。Siを含むことによりΔTが増加し、ナノ結晶化の熱処理が容易になる。Siの割合が8atよりも多いと、飽和磁束密度とアモルファス形成能が低下し、更に軟磁気特性が劣化する。従って、Siの割合は、8at以下0を含まないであることが望ましい。特にSiの割合が1at以上、6at以下であると、アモルファス形成能が改善され連続薄帯を安定して作製でき、また、ΔTが増加することで均質なナノ結晶を得ることができる。上記合金組成物において、P元素はアモルファス形成を担う必須元素である。本実施の形態においては、B元素、Si元素及びP元素の組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、アモルファス形成能やナノ結晶の安定性を高めることとしている。Pの割合が0であると、均質なナノ結晶組織が得られず、その結果、軟磁気特性が劣化する。従って、Pの割合は0より大きくなければならない。Pの割合が10atより多いと、飽和磁束密度が低下し軟磁気特性が劣化する。従って、Pの割合は、10at以下0を含まないであることが好ましい。Pの割合が1atより少ないと、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が困難になる。従って、Pの割合は、1at以上であることがより好ましく、1.7T以上の飽和磁束密度を得るためには8at以下であることが好ましい。特にPの割合が2at以上、6at以下より好ましくは5at以下であると、アモルファス形成能が向上し、連続薄帯を安定して作製することができる。上記合金組成物において、C元素はアモルファス形成を担う元素である。本実施の形態においては、B元素、Si元素、P元素、C元素の組み合わせを用いることで、いずれか一つしか用いない場合と比較して、アモルファス形成能やナノ結晶の安定性を高めることとしている。また、Cは安価であるため、Cの添加により他の半金属量が低減され、総材料コストが低減される。但し、Cの割合が5atを超えると、合金組成物が脆化し、軟磁気特性の劣化が生じるという問題がある。従って、Cの割合は、5at以下であることが望ましく、4at以下であることが更に好ましい。特にCの割合が3at以下であると、溶解時におけるCの蒸発に起因した組成のばらつきを抑えることができる。上記合金組成物において、Cu元素はナノ結晶化に寄与する必須元素である。ここで、Si元素、B元素及びP元素とCu元素との組み合わせ又はSi元素、B元素、P元素及びC元素とCu元素との組み合わせがナノ結晶化に寄与することは、本発明前には知られていなかった点に着目すべきである。また、Cu元素は基本的に高価であり、Feの割合が81at以上である場合には、合金組成物の脆化や酸化を生じさせやすい点に注意すべきである。なお、Cuの割合が0.4atより少ないと、ナノ結晶化が困難になる。Cuの割合が1.4atより多いと、アモルファス相からなる前駆体が不均質になり、そのためFe基ナノ結晶合金の形成の際に均質なナノ結晶組織が得られず、軟磁気特性が劣化する。従って、Cuの割合は、0.4at以上、1.4at以下であることが好ましい。特に合金組成物の脆化や酸化、またはナノ結晶への粒成長への影響を考慮するとCuの割合は0.6at以上、1.3at以下であることが好ましく、1.2at以下であることが更に好ましい。また、アモルファス形成能を考慮するとCuの割合は1.0at以下であることが更に好ましい。P原子とCu原子との間には強い引力がある。従って、合金組成物が特定の比率のP元素とCu元素とを含んでいると、10nm以下のサイズのクラスターが形成され、このナノサイズのクラスターによってFe基ナノ結晶合金の形成の際にbccFe結晶は微細構造を有するようになる。より具体的には、本実施の形態によるFe基ナノ結晶合金は平均粒径が25nm以下であるbccFe結晶を含んでいる。本実施の形態において、Pの割合xとCuの割合zとの特定の比率z/xは、0.06以上、1.2以下である。この範囲以外では、均質なナノ結晶組織が得られず、従って合金組成物は優れた軟磁気特性を有せない。なお、特定の比率z/xは、1.7T以上の飽和磁束密度を得るためには0.08以上が好ましく、合金組成物の脆化及び酸化を考慮すると、0.8以下であることが好ましい。なお、耐食性やアモルファス形成能の改善、電気抵抗の調整などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲でFeの一部合金組成物の組成全体の3at以下の量を、Zr,Hf,Nb,Ta,Mo,W,Cr,Co,Ni,Ag,Zn,Sn,As,Sb,Bi,Y及び希土類元素のうち、1種類以上の元素で置換してもよい。またアモルファス形成能の改善、結晶粒粗大化の抑制のためFeの一部合金組成物の組成全体の3at以下の量をCa,Mg,Vのうち、1種類以上の元素で置換してもよい。上記合金組成物において、Alは工業原料を用いることで混入する不純物である。原料として高純度の試薬を用いるとAlの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Alを0.0004質量以上含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。特に本実施の形態による合金組成物においては、Alを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。また本実施の形態においては、Alの割合が0.3質量より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Alの割合は0.3質量以下であることが望ましい。特にAlの割合が0.1質量以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製でき、更にAlの割合を0.01質量以下にすることで、30μm以上の比較的厚い薄帯を安定的に作製できる。更にAlを含有させることで結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができるため軟磁気特性の向上が見込める。上記合金組成物において、Tiは工業原料を用いることで混入する不純物である。Alと同様に、原料として高純度の試薬を用いるとTiの混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Tiを0.0003質量以上含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。特に本実施の形態による合金組成物においては、Tiを微量含有させることにより溶湯の粘性が向上し、表面が平滑な薄帯を安定的に作製することができる。また本実施の形態においては、Tiの割合が0.3質量より多いと大気中において液体急冷下におけるアモルファス相の形成が困難になり、熱処理後にも粗大な結晶が析出し、軟磁気特性は大幅に劣化する。従って、Tiの割合は0.3質量以下であることが望ましい。特にTiの割合が0.05質量以下の場合、液体急冷下にて溶湯粘性の上昇を抑制することにより大気中でも表面平滑で変色の無い薄帯を安定的に作製でき、更に0.005質量以下にすることで、30μm以上の比較的厚い薄帯を安定的に作製できる。更にTiを含有させることで結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができるため軟磁気特性の向上が見込める。上記合金組成物において、Mnは工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。MnもAl等と同様に、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Mnを0.001質量以上含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。Mnはアモルファス形成能を向上させる効果があり、0.01質量以上含まれていても良い。また、Mnを含有させることで結晶の粗大化を抑制でき均質なナノ組織を得ることができるため軟磁気特性の向上が見込める。ただしMnの割合が1.0質量より多いと飽和磁束密度が低下する。従って、Mnの割合は1.0質量以下であることが望ましい。また、Mnの割合は1.7T以上の飽和磁束密度を得ることができる0.5質量以下であることが好ましく、0.1質量以下であることが更に好ましい。上記合金組成物において、Sは工業原料を用いることで混入する不純物である。SもAl等と同様に、原料として高純度の試薬を用いると混入は抑制され安定な薄帯及び磁気特性を得ることができるが原料コストが高くなる。そのため、磁気特性に悪影響がない範囲で、Sを含んでいる低価格の工業原料を用いることが好ましい。Sは融点を低減させる効果、及び溶融状態での粘性の低減させる効果を有する。またアトマイズによる粉末の作製において粉末の球状化を促進させる効果を有する。そのためアトマイズにて粉末を作製する場合はSが0.0003質量以上含まれていることが好ましい。ただしSの割合が0.3質量より多いと靭性が低下し、また熱的安定性の低下により、ナノ結晶化後の軟磁気特性も劣化する。従って、Sの割合は0.3質量以下であることが望ましい。特にSの割合が0.1質量以下の場合、軟磁気特性が良好で磁気特性のバラツキが小さい薄帯を得ることができる。Sの割合は0.01質量以下であることが更に好ましい。上記合金組成物において、Oは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不可避不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製するには雰囲気を制御できるチャンバー中で製造すると酸化や変色が抑制され、更に薄帯表面を平滑にすることができるが製造コストが高くなる。本実施の形態においては、大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせOが0.001質量以上含有される製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更に安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。更に水アトマイズ法やガスアトマイズ法などによる粉末作製においても同様であり、Oが0.01質量以上含有される製造方法においても表面状態が良好で球状の成形性に優れ、安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。更に絶縁性を上げ周波数特性を向上させるために酸化雰囲気中で熱処理を施し表面に酸化被膜を形成させることも可能である。また本実施の形態においては、Oの割合が0.3質量より多いと表面が変色し磁気特性が劣化すると同時に占積率や成形性が低下する。従って、Oの割合は0.3質量以下であることが望ましい。特に薄帯形状の合金組成物の場合はOの磁気特性に与える影響が大きく0.1質量以下であることが好ましく、更に0.05質量以下であることが好ましい。上記合金組成物において、Nは溶解時、熱処理時又は工業原料を用いることで混入する不純物である。単ロール液体急冷法などにより薄帯を作製する際、大気中若しくは急冷部に窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせNが0.0004質量以上含有される製造方法においても表面状態が平滑な薄帯を連続的作製でき、更にナノ結晶化の熱処理時においても真空中でなくNガスフロー中で熱処理を施しても安定な磁気特性を得ることができることから大幅な製造コストの低減が可能になる。また本実施の形態においては、Nの割合が0.1質量より多いと軟磁気特性が劣化する。従って、Nの割合は0.1質量以下であることが望ましい。特にNの割合が0.01質量以下の場合、軟磁気特性の良好で磁気特性のバラツキの小さい薄帯を得ることができる。Nの割合は0.001質量以下であることが更に好ましい。本実施の形態における合金組成物は、様々な形状を有することができる。例えば、合金組成物は、連続薄帯形状を有していてもよいし、粉末形状を有していてよい。連続薄帯形状の合金組成物は、Fe基アモルファス薄帯などの製造に使用されている単ロール製造装置や双ロール製造装置のような従来の装置を使用して形成することができる。粉末形状の合金組成物は水アトマイズ法やガスアトマイズ法によって作製してもよいし、薄帯の合金組成物を粉砕することで作製してもよい。また薄帯や粉末などの合金組成物はアルゴンや窒素などの不活性雰囲気中又は真空中で製造することが出来るが大気中でも問題なく作製することもできる。また窒素やアルゴン、炭酸ガスなどの不活性、還元ガスをフローさせて製造することも可能である。特に、高い靭性への要求を考慮すると、連続薄帯形状の合金組成物は熱処理前の状態において180°曲げ試験の際に密着曲げ可能であることが好ましい。ここで、180°曲げ試験とは、靭性を評価するための試験であり、曲げ角度が180°であり内側半径が零となるように試料を曲げるものである。即ち、180°曲げ試験によれば、試料は密着曲げされる○か破断される×。後述する評価においては、長さ3cmの薄帯試料をその中心において折り曲げて密着曲げできたか○破断したか×をチェックした。なお、本実施の形態による合金組成物は、非晶質と、非晶質中に存在する平均粒径が0.3~10nmである初期微結晶とからなるナノヘテロ構造を有している。本実施の形態による合金組成物を成形して、巻磁芯、積層磁芯、圧粉磁芯などの磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を提供することができる。換言すれば、本実施の形態による合金組成物を用いて、様々な磁性部品を構成することができる。本実施の形態による合金組成物は低い融解温度融点を有している。この合金組成物をArガス雰囲気のような不活性雰囲気中で昇温していくと合金組成物は融解し、それによって吸熱反応が生じることとなる。この吸熱反応の開始温度を融解開始温度Tmとする。この融解開始温度Tmは、例えば、示差熱量分析DTA装置を用い、10°C/分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。本実施の形態における合金組成物では、B、Si、P、Cの量を定めることにより高Fe組成でありながら低い融解温度が可能でなる。このように融解温度を低減すると、製造装置等への負荷が小さくなる。加えて、融解温度が低いと、非晶質形成の際に低温から急冷することができるため、冷却速度は向上する。そのため、非晶質薄帯の形成が容易になり、均質なナノ結晶組織が得られることで軟磁気特性の向上が見込まれる。具体的には、融解開始温度Tmは市販のFeアモルファスの融解開始温度である1150°Cより低いことが好ましい。本実施の形態による合金組成物は主相としてアモルファス相を有している。従って、本実施の形態による合金組成物をArガス雰囲気のような不活性雰囲気中で熱処理すると、2回以上結晶化される。最初に結晶化が開始した温度を第1結晶化開始温度Tx1とし、2回目の結晶化が開始した温度を第2結晶化開始温度Tx2とする。また、第1結晶化開始温度Tx1と第2結晶化開始温度Tx2の間の温度差をΔT=Tx2-Tx1とする。単に結晶化開始温度といった場合、第1結晶化開始温度Tx1を意味する。なお、これら結晶化温度は、例えば、示差走査熱量分析DSC装置を用い、40°C/分程度の昇温速度で熱分析を行うことで評価可能である。本実施の形態による合金組成物を結晶化開始温度即ち、第1結晶化開始温度-50°C以上で熱処理すると、本実施の形態によるFe基ナノ結晶合金を得ることができる。なお、磁気特性を劣化させる要因であるFe-B等の化合物相を抑制させるためには、第2結晶化開始温度以下で熱処理する必要がある。Fe基ナノ結晶合金形成の際に均質なナノ結晶組織を得るためには、合金組成物の第1結晶化開始温度Tx1と第2結晶化開始温度Tx2の差ΔTが100°C以上200°C以下であることが好ましい。熱処理は通常アルゴンや窒素などの不活性雰囲気中で行うが、真空中や酸化雰囲気中で行っても良い。また磁気特性制御をするため応力下又は磁場中で誘導磁気異方性を付加して熱処理することも可能である。このようにして得られた本実施の形態によるFe基ナノ結晶合金の平均粒径は5~25nmであり、10,000以上の高い透磁率と1.65T以上の高い飽和磁束密度を有する。特に、Pの割合xとCuの割合z並びに特定の比率z/xや熱処理条件を選択することにより、ナノ結晶の量を制御して飽和磁歪を低減することができる。軟磁気特性の劣化を避けるため、飽和磁歪は10×10-6以下であることが望ましく、更に、20,000以上の高透磁率を得るため、飽和磁歪は5×10-6以下であることが好ましい。また低損失の材料として使用するためには、保磁力は20A/m以下であることが望ましい。本実施の形態によるFe基ナノ結晶合金を用いて磁気コアを形成することができる。また、その磁気コアを用いて、トランス、インダクタ、モータや発電機などの部品を構成することができる。換言すれば、本実施の形態によるFe基ナノ結晶合金を用いて、様々な磁性部品を構成することができる。以下、本発明の実施の形態について、複数の実施例を参照しながら更に詳細に説明する。実施例1~51及び比較例1~11原料を下記の表1及び表2に掲げられた本発明の実施例1~51及び比較例1~10の主成分組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。実施例1は純度が99.95以上のFe、クリスタルSi、クリスタルB、Fe3P、Cuの高純度の原料を用い、実施例2~51及び比較例1~10はFe、Fe-Si、Fe-B、Fe-P、Cuで種々の純度の安価な工業原料を用いた。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ20~25μm、幅約15mm、長さ約10mの連続薄帯を作製した。また比較例11として、厚み25μmの市販のFeアモルファス薄帯を使用した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はX線回折法にて行った。これらの第1結晶化開始温度及び第2結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計DSCを用いて評価した。また、示差熱量分析DTAを用いて融解開始温度融点を評価した。更に、表3及び表4に記載の熱処理条件の下で、実施例1~51及び比較例1~11の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Bsは振動試料型磁力計VMSを用いて800kA/mの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Hcは直流BHトレーサーを用い2~4kA/mの磁場にて測定した。また、交流BHトレーサーを用い50Hzの周波数にて損失Pcmを測定した。測定結果を図2に示す。表3及び表4から理解されるように、実施例1~51の合金組成物はすべて急冷処理後の状態熱処理前においてアモルファス相を主相とするものであることが確認できた。また、表3及び表4から理解されるように、熱処理後の実施例1~51の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることができ、従って、1.65T以上の高い飽和磁束密度Bsと20A/m以下の低い保磁力Hcを得ることができた。一方、比較例1、2の合金組成物はAl、Ti量が多いため、薄帯を製造した時に結晶相が主相となり連続薄帯を作製できない。また比較例3、4の合金組成物はPが含まれていないため主相が結晶相となり、熱処理後も均質なナノ組織が形成できず保磁力Hcは著しく劣化する。また実施例3の合金組成物の融点は1057°Cと低く液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成が容易であるのに対し、比較例3、4の合金組成物の融点は夫々1176°C、1174°Cと非常に高いためアモルファス相の形成が容易でないものと考えられる。また比較例11はFeSiBからなるアモルファス薄帯でありCuが含まれていないため、熱処理後において約50nmの粗大な結晶が析出し保磁力Hcは著しく劣化する。また、Fe量については1.70T以上の高い飽和磁束密度を得るためにはFe量が81at以上であることが好ましいが、比較例6から理解されるように86atを超える過剰のFe量はアモルファス形成能を低下させ磁気特性を劣化させる。また1.8T以上のBsを得るためには実施例49~51から理解されるようにCoを添加することが有効である。また、実施例40~42のようにNbやCrなどの元素はΔTを大きくし、熱処理を容易にすることが可能だが、一方で飽和磁束密度を大きく低減させるため3at以下であることが好ましい。また、実施例3、47、48、比較例9から理解されるようにP量を増加させると飽和磁束密度が大きく低下する。1.65T以上の飽和磁束密度を得るためにはP量は10at以下である必要がある。更に、1.70T以上の飽和磁束密度を得るためにはP量は8at以下、1.75T以上の飽和磁束密度を得るためにはP量は5at以下であることが好ましい。また、量産性の観点から合金組成物の融点は低いほうが好ましいが、たとえば比較例2、3の合金組成物の融点はそれぞれ1176°C、1174°Cと高く、Pを含有していない組成またはB含有量の高い組成ではアモルファス相の形成が容易でないと考えられる。また実施例24、25、26の合金組成物の融点はそれぞれ1123°C、1099°C、1082°Cであり、液体急冷条件下におけるアモルファス相の形成は容易であると考えられる。更に融点はBが10at以下、Pが2at以上の組成範囲で急激に低減しており、量産性の観点から本組成範囲であることが好ましい。また、熱処理の安定性においてΔTは広いほうが好ましいが、たとえばFe=83at近傍の組成で見てみると、47、48、比較例9から理解されるように低Si組成ではΔTが100°Cより小さくなることからSi≧1atの組成範囲であることが好ましい。また実施例23のように、低Si組成であっても高Fe組成の合金組成物であればΔTを大きくすることができる。更に10A/m以下の、より低い保磁力Hcを得るためには、Si≦6at;6at≦B;1at≦P;C≦4at;及び0.6at≦Cu≦1.3atの組成範囲であることが好ましい。また、量産性の観点から合金組成物の靭性は高いほうが好ましいが、実施例24から理解されるようにCu/Pの割合が0.8を超えると密着曲げが安定的にできなくなるためCu/Pの割合は0.8以下であることが好ましく、また実施例28、29、22から理解されるようにCu量は1.3at以下であることが好ましい。またCu/Pの割合が小さいとナノ結晶の析出量が減量し飽和磁束密度が低下するため、1.70T以上の飽和磁束密度を得るためには0.08以上であることが好ましい。更に実施例29、22、32の合金組成物について厚み30~35μmの薄帯を作製し、XRD評価を行ったところ、1atを超えると結晶のピークが析出することから、アモルファス形成能を必要とする場合、Cuは1.0at以下であることが更に好ましい。図1は透過型電子顕微鏡を用いて観察した実施例2の合金組成物の微細組織である。図1から平均結晶粒径が14nmのbccFeからなる均質なナノ結晶から形成されていることが分かる。また他の実施例熱処理後の合金組成物についても直径25nm以下のナノ結晶組織からなることを確認している。このようにbccFeからなる微細なナノ結晶を形成することで高飽和磁束密度Bsと低保磁力Hcの両立が可能になり、磁歪も10×10-6以下に低減できる。また、表3及び表4に示されるように、実施例1~51の合金組成物合金組成物を最高到達熱処理温度が第1結晶化開始温度Tx1-50°C以上、第2結晶化開始温度Tx2以下の間になるような条件で熱処理すると、高い飽和磁束密度と良好な保磁力を得ることができる。また、表1~4より本実施の形態の合金組成物は、不純物量をAl:0.3質量以下,Ti:0.3質量以下,Mn:1.0質量以下,S:0.3質量以下,O:0.3質量以下,N:0.1質量以下にすることで、1.65T以上の高い飽和磁束密度Bsと20A/m以下の低い保磁力Hcを得ることができる。更にAl,Ti,Mnはナノ結晶形成のおり、粗大な結晶粒抑制に効果があり、実施例3、4、11、12、15から分かるように、低保磁力Hc化が可能なAl:0.1質量以下、Ti:0.05質量以下、Mn:1.0質量以下の範囲が好ましい。またMn添加は飽和磁束密度を低下させるため、飽和磁束密度Bsが1.7T以上になる0.5質量以下が好ましい。またSは0.1質量以下の範囲で磁気特性の変化は小さく、0.1質量以下が好ましい。また、実施例4、6について厚み30~35μmの薄帯を作製し、XRD評価を行ったところ、Alは0.01質量、Tiは0.005質量を超えると結晶のピークが出てくることから、アモルファス形成能の必要な場合、Alは0.01質量以下、Tiは0.005質量以下であることが更に好ましい。更に、安価な工業原料を用いた実施例2~18から分かるように、低Hc化が可能で、均質な薄帯を連続的に得られ、コスト低減が可能な、Al:0.0004質量以上,Ti:0.0003質量以上,Mn:0.001質量以上,S:0.0003質量以上,O:0.01質量以上,N:0.0004質量以上の範囲が好ましい。また、図2より実施例3は従来材料である電磁鋼板やFeアモルファスなどと比較して高飽和磁束密度Bsまで損失が非常に低いことが分かる。また、実施例3で用いた薄帯を用い外径20mm、内径12mmの巻磁心を作製し、熱処理を施し、インピーダンスアナライザーにて初透磁率を評価したところ、印加磁場=0.4A/m、周波数=1kHzにて11000の値を得ることができた。以上のように本発明では高い飽和磁束密度Bsと優れた軟磁気特性を有していることが理解される。実施例52~68及び比較例12~14原料を下記の表5に掲げられた本発明の実施例52~68及び比較例12~14の合金組成となるように秤量し、高周波加熱装置により溶解した。その後、溶解した合金組成物を大気中において単ロール液体急冷法にて処理し、厚さ20~25μm、幅約15mm、長さ約10mの連続薄帯を作製した。これら連続薄帯の合金組成物における相の同定はX線回折法にて行った。また、これらの第1結晶化開始温度及び第2結晶化開始温度は、示差走査型熱量分析計DSCを用いて評価した。更に、融解開始温度は、示差熱量分析DTAを用いて評価した。その後、表6記載の熱処理条件の下で、実施例52~68及び比較例12~14の合金組成物を熱処理した。熱処理された合金組成物の夫々の飽和磁束密度Bsは振動試料型磁力計VMSを用いて800kA/mの磁場にて測定した。各合金組成物の保磁力Hcは直流BHトレーサーを用い2~4kA/mの磁場にて測定した。測定結果を表5、6に示す。表5から理解されるように、実施例3、49、52~68の合金組成物はすべて急冷処理後の状態においてアモルファス相を主相とするものであり、また、180°曲げ試験で密着曲げできることが確認できた。図3は、実施例3、49、52~68と比較例11~14のCo添加量における飽和磁束密度Bsと保磁力Hcとの関係を示す図である。表5、表6及び図3から理解されるように、熱処理後の実施例49、52~68の合金組成物は良好なナノ結晶組織を得ることができ、従って、1.8T以上の高い飽和磁束密度Bsと50A/m以下の低い保磁力Hcを得ることができた。実施例49、52~58から理解されるように更にCo元素のFe元素への置換量を20at以下にすることで20A/m以下の低い保磁力Hcを得ることができる。一方、比較例12~14の合金組成物は、Si、B、P元素について本発明の請求範囲外であり、アモルファス形成能の低下により合金組成物の急冷状態において明瞭な結晶が析出し、熱処理後においても結晶が25nm以上に粗大化していることから保磁力Hcは劣化していることが理解される。また比較例11はCu元素が未含有であり、Fe量も少ないことから熱処理後において結晶が粗大化し、保磁力Hcが劣化すると同時に飽和磁束密度Bsが低下している。また、表5から理解されるように、実施例3、49、52~68の合金組成物の結晶化開始温度差ΔT=Tx2-Tx1は100°C以上ある。かかる合金組成物を最高到達熱処理温度が第1結晶化開始温度Tx1-50°C以上になるような条件で熱処理すると、表6に示されるように高い飽和磁束密度と良好な保磁力Hcを得ることができる。また、表5の比較例12、13、及び実施例61~68から理解されるように、Si、B元素の割合が多くなると融解開始温度Tmが上昇する。特にSi元素の割合が8atを超えるか又は、B元素の割合が13atを超えると融解開始温度Tmの上昇が顕著になっていることが理解される。またP元素は融解開始温度Tmを低減させる効果があり、薄帯製造上の観点からもP元素は必須である。加えて、1.8T以上の高い飽和磁束密度Bs及び20A/m程度の低い保磁力Hcを安定的に得るためには、特に、B元素の割合が6~10at、Si元素の割合が1~6at、P元素の割合が2~6atであることが好ましい。更に、表5、6の実施例64から、C元素を添加しても、合金組成物の融解温度は低く、その一方で、熱処理後に得られるFe基ナノ結晶合金においては高飽和磁束密度Bsと低保磁力Hcの両立が可能であることが理解される。図4は透過型電子顕微鏡を用いて観察した実施例57の微細組織である。図4から平均結晶粒径が20nmのbccFeからなる均質なナノ結晶から形成されていることが分かる。また他の熱処理後の実施例についても直径5~25nm以下のナノ結晶組織からなることを確認している。このようにbccFeからなる微細なナノ結晶を形成することで高い飽和磁束密度Bsと低い保磁力Hcの両立が可能になる。実施例69及び比較例15、16Fe,Si,B,P,Cuの原料を合金組成Fe83.3Si4B8P4Cu0.7となるように秤量し、高周波誘導溶解処理により溶解して母合金を作製した。この母合金を水アトマイズ法にて処理し実施例19の粉末を得た。更に得られた粉末とエポキシ樹脂をエポキシ樹脂が4.5重量となるように混合した。混合物をメッシュサイズ500μmのふるいにかけ、粒径が500μm以下の造粒粉末を得た。次いで、外径13mm内径8mmの金型を用いて面圧7,000kgf/cm2の条件下で造粒粉末を成形し、高さ5mmのトロイダル形状の成形体を作製した。このようにして作製された成形体を窒素雰囲気中で150°C×2時間の条件にて硬化処理した。更に、成形体及び粉末をAr雰囲気中で350°C×10分の条件にて熱処理した。Feアモルファス合金Fe-Si-B-Cr及びFe-Si-Cr合金を水アトマイズ法にて処理し、比較例15及び16の粉末を得た。比較例15及び16の粉末は20μmの平均粒径を有していた。これらの粉末を実施例69と同様に処理した。実施例69及び比較例5、6の組成について表7に示す。熱処理された粉末の飽和磁束密度Bsは振動試料型磁力計VMSを用いて800kA/mの磁場にて測定した。熱処理された成形体の鉄損は交流BHアナライザーを用いて300kHz-50mTの励磁条件で測定した。測定結果を表6に示す。表8から理解されるように、実施例69の合金組成物は、熱処理後において、25nm以下の平均粒径のナノ結晶を有し、比較例15Feアモルファスや比較例16Fe-Si-Crと比較して、高い飽和磁束密度Bsと低い鉄損Pcvを有している。従って、これを用いると、小型且つ高効率の磁性部品を提供することができる。以上、説明したように、本発明による靭性のある合金組成物を出発原料とすれば、合金組成物の融解温度は低いことから処理しやすい一方で、安価で優れた軟磁気特性を有するFe基ナノ結晶合金を得ることができる。なお、耐食性、アモルファス形成能の改善や電気抵抗の調整、結晶粒粗大化抑制などのため、飽和磁束密度の著しい低下が生じない範囲でFeの一部合金組成物の組成全体の3at以下の量を、Zr、Hf、Nb、Ta、Mo、W、Cr、Co、Ni、Ag、Zn、Sn、As、Sb,Bi,Ca,Mg,V,Y及び希土類元素のうち、1種類以上の元素で置換してもよい。"