超急冷凝固法により製造した幅20mm以上の広幅のFe基軟磁性合金薄帯であって、前記Fe基軟磁性合金薄帯の自由凝固面側の長手方向に対してほぼ一定間隔で、薄帯表面に薄帯幅方向に向かって波目模様状の形状的欠陥が形成されており、同時に前記薄帯の全幅に対して前記波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分が存在し、前記波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分には、前記薄帯表面の薄帯幅方向にレーザ光照射による凹部が形成されていることを特徴とする超急冷Fe基軟磁性合金薄帯。前記波目模様状の形状的欠陥が前記薄帯の全幅に対して50以上、95以下形成していることを特徴とする請求項1に記載の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯。前記凹部が点列状であることを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯。請求項1乃至請求項3のいずれか一つに記載の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯を積層又は巻き回してなることを特徴とする磁心。請求項4に記載の磁心において、前記超急冷Fe基軟磁性合金薄帯が、磁路方向の磁界中で熱処理されていることを特徴とする磁心。超急冷Fe基軟磁性合金材料の鉄損を低減させるために、アモルファス合金などのFe基軟磁性合金薄帯を製造する際に、薄帯長手方向に対してほぼ一定間隔で、薄帯表面に薄帯幅方向に向かって波目模様状の形状的欠陥部を形成し、磁区を細分化して鉄損を低減させる方法が知られている。しかし、20mm幅以上の広幅の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯以下、単に薄帯と言う。、特に50mm幅以上の広幅の薄帯を製造する場合には、この波目模様状の形状的欠陥が形成されない領域が生じやすくなり、この領域の割合が製造ロットにより変化するため、磁界中熱処理後の鉄損のばらつきが大きくなるだけでなく、十分鉄損が低減されないという課題があることが分った。このような領域ができる理由は、十分明らかにはなっていないが、ノズル先端部の変形や溶湯に温度分布ができるなどが原因となり、ノズルスリット部から出た合金溶湯が冷却ロール上に噴出し、形成される溶湯パドルの形状が幅方向で一定でなくなることに起因していると思われる。このような超急冷合金薄帯製造装置において、ノズルとロール間のギャップを広げるなど、製造条件を変えると、幅方向に向かって走る波目模様状の形状的欠陥を幅方向全領域に形成させることができる。しかし、このような装置で作製された薄帯は、形状的欠陥部の凹部欠陥が非常に深くなっている部分と浅い部分が混在するようになる。このようなとき、鉄損は低減されるが、一方で凹部の深い欠陥の影響で励磁電力が大きくなる課題がある。このため、このような超急冷薄帯製造装置においても、広幅の薄帯を製造した場合、安定した低鉄損と低励磁電力を実現し、これらの特性ばらつきを低減することが望まれている。そこで、本発明は、広幅の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯において、鉄損や励磁電力のばらつきが小さく、低鉄損で低励磁電力の、変圧器鉄心などに好適な超急冷Fe基軟磁性合金薄帯およびこれを用いた磁心を提供することを目的とする。本発明は、超急冷凝固法により製造した幅20mm以上の広幅のFe基軟磁性合金薄帯であって、前記Fe基軟磁性合金薄帯の自由凝固面側の長手方向に対してほぼ一定間隔で、薄帯表面に薄帯幅方向に向かって波目模様状の形状的欠陥が形成されており、同時に前記薄帯の全幅に対して前記波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分が存在し、当該波目模様状の形状的欠陥が形成されていない部分には、前記薄帯表面の薄帯幅方向にレーザ光照射による凹部が形成されている超急冷Fe基軟磁性合金薄帯である。本発明の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、前記波目模様状の形状的欠陥が薄帯の全幅に対して50以上、95以下形成していることが好ましい。前記凹部が点列状であることは好ましい。本発明は、前記超急冷Fe基軟磁性合金薄帯を積層又は巻き回して製造した磁心である。このとき、磁心の磁路方向の磁界中で熱処理されていることは好ましい。本発明の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、鉄損や励磁電力ばらつきが小さく、低鉄損で低励磁電力の、変圧器鉄心などに好適な超急冷Fe基軟磁性合金薄帯となる。以下、本発明の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯を実施するための形態について説明する。図1に本発明に係る薄帯の自由凝固面の表面の形態の模式図、図2に本発明に係る薄帯の波目模様状の欠陥部を含む自由凝固面の表面の表面粗さプロファイルの一例を示す。また、図3にレーザ光照射により本発明に係る薄帯の表面に形成されたレーザ照射部のスポットおよびスポット断面の形態の一例を示す。本発明に係る薄帯において、波目模様状の欠陥は薄帯の全幅に対して50以上95以下形成しているのが好ましい。これは、50未満であると生産性が非常に落ちるためであり、95を超えるとレーザ光照射による鉄損低減の効果が小さくなってしまうためである。レーザ光の照射は、通常は薄帯の熱処理前に行うが、熱処理後に行っても良い。レーザ光を照射する面は、自由凝固面側、ロール接触面側どちらでもほぼ同等の効果が得られる。ただ、波目模様状の形状的欠陥は主として自由面側に形成されるので、自由面側にレーザ光照射を加え、波目模様状の形状的欠陥がない領域に凹部を形成した方が処理しやすい。ここで、レーザ光照射により形成する凹部は、形状的欠陥が形成されていない部分だけに形成するのが望ましいが、波目模様状の形状的欠陥部が形成されている境界の領域に凹部が一部形成されても、同等の効果が得られるので本発明と同一と見なすことができる。ただ、その領域は波目模様状の欠陥が存在する領域の20以下であることが望ましい。20を超えると励磁電力が増加するため好ましくない。また、この凹部は、波目模様状の形状的欠陥の延長線上に必ずしもある必要はない。レーザ光照射により形成した凹部列の長手方向間隔L2は一般に2~20mmで良く、より好ましくは3~10mmである。幅方向凹部列では、凹部は間隔をあけて配列されていても、隣接する凹部が重複するように配列されていても良い。一般に幅方向凹部列における凹部の数密度は2~25個/mmであり、好ましくは4~20個/mmである。また、前記波目模様状の形状的欠陥の長手方向に対する間隔L1が1mm以上5mm以下、薄帯の厚さTが15μm以上35μm以下、形状的欠陥の凹部と凸部の差tと厚さの比t/Tが0.02以上0.2以下の範囲にある場合、低い鉄損が得られるため好ましい。レーザ光照射により形成された各凹部の周囲には、通常ドーナツ状突起部が形成され、ドーナツ状突起部はレーザ光の照射により溶解した合金の飛散物が実質的にない滑らかな表面を有する。高さt2が2μm以下であり、かつ突起部高さt2と凹部深さt1の和をttとすると、ttと前記薄帯の厚さTとの比tt/Tが0.25以下であるとラミネーションファクタを高く維持し、励磁電力の増加を抑制しつつ鉄損を低減できるため、特に好ましい結果が得られる。前記ドーナツ状突起部の高さt2が0.5~2μmである場合に、特に低い鉄損が得られる。また、レーザ光照射により形成された凹部が、点列状であると、励磁電力の増加が抑えられるため、より好ましい結果が得られる。レーザ光は、パルスレーザ光をファイバーレーザにより発生させるのが好ましい。集光性が高く小さなスポットに集光できるファイバーレーザは熱的影響が少ないので、凹部の周囲に、溶解した合金の飛散物が形成されるのを抑制することができ、もって滑らかな表面を有するドーナツ状突起部を形成することができる。また焦点深度を長くとれるので、高精度な深さ制御が可能であり、薄い合金薄膜に対しても凹部を浅くすることができる。本発明において、超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、Fe-B、Fe-B-P、Fe-Si-B、Fe-Si-B-C、Fe-Si-B-P、Fe-Si-B-C-PなどのFe基アモルファス合金薄帯やナノ結晶軟磁性材料用のFe-Cu-B、Fe-Cu-P-B、Fe-Cu-Si-B、Fe-Cu-Si-B-C、Fe-Cu-Si-B-C-P、FeCuNb-Si-B、Fe-Cu-Mo-Si-B、Fe-Cu-Nb-Si-B-Pなどの合金薄帯である。合金薄帯中の不可避不純物としてはN、O、Sなどがあり、これらの元素を微量含むことができる。また、Fe量の50未満をCo、Niから選ばれた少なくとも1種の元素で置換することができる。Co、NiをFeと置換することにより、誘導磁気異方性を制御することが可能である。また、CoをFeと置換する場合は飽和磁束密度を向上する効果もある。また、B、Si、CやPなどの元素の総量の50以下をAl、Ga、Geから選ばれた少なくとも1種の元素で置換することができる。これらの元素を置換することにより、磁歪や磁気特性を調整することができる。また、必要に応じてNb、Ta、Mo、W、Ti、V、Cr、Mn、Cu、Zn、As、Se、Sb、Sn、In、Cd、Ag、Bi、Mg、Sc、Re、Au、白金族元素、Y、希土類元素から選ばれた少なくとも1種の元素を含むことができる。また、上記ナノ結晶軟磁性材料用のFe-Cu-B、Fe-Cu-P-B、Fe-Cu-Si-B、Fe-Cu-Si-B-C、Fe-Cu-Si-B-C-P、FeCuNb-Si-B、Fe-Cu-Mo-Si-B、Fe-Cu-Nb-Si-B-P系アモルファス合金などを作製後、結晶化温度以上の温度領域まで加熱し熱処理を施し、結晶粒径50nm以下の体心立方構造の結晶粒がアモルファス母相中に分散した組織とし、ナノ結晶粒相が体積分率で50以上を占めるナノ結晶軟磁性材料は、軟磁性をアモルファス状態よりも更に改善させることや磁歪を低減させることが可能となる。Fe基ナノ結晶軟磁性材料では、熱処理後の合金中に存在する結晶粒の結晶粒径を、50nm以下となるようにすることが望ましい。これは、結晶粒径が50nmを超えると軟磁気特性の著しい劣化が起こり好ましくないためである。Fe基ナノ結晶軟磁性材料において、特に好ましい結晶粒径は5nm~20nmであり、特に優れた軟磁性が得られる。具体的には、前記組成の溶湯を単ロール法等の超急冷技術によって、一旦アモルファス相を主相とする合金を作製後、これを加工し、熱処理を施して平均粒径が50nm以下の極微結晶組織を形成し製造する。ナノ結晶軟磁性材料は、Fe基アモルファス軟磁性合金材料よりも磁歪が小さく、磁心の騒音が小さい、接着や含浸硬化などの処理を行っても劣化が小さいという特徴を有する。単ロール法等の急冷技術による薄帯の製造や製造された超急冷Fe基軟磁性合金薄帯の熱処理は、Ar、He、窒素、一酸化炭素、二酸化炭素の雰囲気中や大気中あるいは減圧下で製造される。特に熱処理を磁界中熱処理とすることにより、誘導磁気異方性によって超急冷Fe基軟磁性合金の軟磁気特性が改善される。誘導磁気異方性を付与する磁界中熱処理は、熱処理中の一部の期間あるいは全期間磁界を印加しながら熱処理を行う。印加する磁界は、直流、交流、繰り返しのパルス磁界のいずれでも良い。印加磁界は、合金が磁気的に飽和する程度以上の強さとすると、好ましい結果が得られる。磁界中熱処理により、高角形比の角形性の良好なB-Hループや低角形比の直線性の良いフラットな形状のB-Hループを示す材料が得られる。また、回転磁界中熱処理により軟磁気特性を改善することもできる。熱処理は大気中、真空中、Ar、窒素等の不活性ガス中で行うことができるが、特に不活性ガス中で行うことが望ましい。熱処理は、組成によるが通常350°Cから650°Cの範囲で行なう。一定温度で保持する時間は量産性の観点から通常は24時間以下であり、好ましくは4時間以下である。特に望ましくは1時間以下である。熱処理の平均昇温速度は0.1°C/minから1000°C/minが好ましく、より好ましくは1°C/min以上10°C/min以下であり、低保磁力を得ることができる。熱処理は1段処理でなく、多段処理、複数回処理を行っても良い。さらに、合金に直接電流を流して、ジュール熱によって熱処理を施す、高周波励磁し発熱させて熱処理を施すこともできる。また、応力下で熱処理し、誘導磁気異方性を付与しB-Hループ形状を制御することも可能である。本発明の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、必要に応じてSiO2、MgO、Al2O3等の粉末あるいは膜で合金薄帯表面を被覆する、化成処理により表面処理し絶縁層を形成する、アノード酸化処理により表面に酸化物絶縁層を形成する、樹脂で合金表面を被覆するなどの処理を行うことにより、磁心に用いた場合に層間絶縁性を更に高めることができる。これは特に高周波励磁される場合において層間を渡る渦電流をより一層低減し、高周波における磁心損失を更に改善する効果がある。表面状態が良好でかつ広幅の薄帯から構成された磁心に層間絶縁を適用すると更に著しい高周波磁気特性改善効果が得られる。もう一つの本発明は、上述した超急冷Fe基軟磁性合金薄帯を積層又は巻き回してなる磁心である。この磁心において、薄帯長手方向が磁路方向であり、磁路方向の磁界中で熱処理されている場合、高角形比で低鉄損特性、低励磁電力の変圧器や磁気スイッチなどに適する高角形比で低鉄損特性が得られるため、本発明の効果が特に著しい。更に、磁心を作製する際に必要に応じて含浸やコーティング等を行うことも可能である。本発明による超急冷Fe基軟磁性合金薄帯や磁心は、高周波の用途として特にパルス状電流が流れるような応用品に最も性能を発揮するが、センサや低周波の磁性部品の用途にも使用可能である。特に、磁気飽和が問題となる用途において優れた特性を発揮可能で、高エネルギー密度のパワーエレクトロニクスや電力関連の用途に特に適している。以下に、本発明を実施例によって具体的に説明するが、これら実施例により本発明が限定されるものではない。実施例1原子パーセントでSi3.7、B14.3、残部Feおよび不可避不純物からなる合金溶湯を単ロール法により超急冷して、幅170mm、平均板厚24.3μmの薄帯を作製した。作製した薄帯はX線回折を行ないアモルファス状態にあることを確認した。ロールは水冷されたCuCrZr合金製であり、製造時のノズルとロール間のギャップは180μmとした。超急冷法により作製されたFe基アモルファス合金薄帯の自由面側には波目模様状の形状的欠陥が形成していたが、一部波目模様状の欠陥が形成していない部分が存在していた。薄帯の平均板厚をT、幅方向における薄帯幅に対する波目模様状の欠陥が形成している部分の割合G、波目模様状の欠陥の長手方向に対する間隔L1を表1に示す。また、図2に示す凹部と凸部の差tおよびt/Tを表1に示す。波目模様状の欠陥が形成している部分の割合Gは、図1に示すような波目模様状の欠陥が連続している部分の総和の薄帯幅に対する割合で定義される。次に、波目模様状の欠陥が形成していない部分に図1に示すようにパルスレーザ照射を行ない、点列状のレーザスポットを形成し、本発明の薄帯を作製した。点列状のレーザスポット列間の間隔L2、幅方向に並ぶスポット列の数密度をR、前記突起部高さt2と凹部深さt1の和ttと前記薄帯の厚さTとの比tt/Tを表1に示す。レーザ光照射を行った上記薄帯を切断し、窒素ガス雰囲気中で磁界中熱処理を行った。磁界中熱処理の際印加した磁界は薄帯長手方向に1500A/mの磁界を印加した。室温から320°Cまで平均昇温速度5°C/minで昇温し、320°Cで1時間保持後、平均冷却速度2.5°C/minで150°Cまで冷却した後、熱処理炉から取り出し、室温まで冷却し磁界中熱処理を行った。熱処理後のアモルファス合金薄帯は、X線回折の結果、アモルファス相であることが確認された。熱処理後のアモルファス合金薄帯の1.3T、50Hzにおける鉄損P13/50と励磁電力S13/50を測定した。その結果を表1に示す。また、比較のためにレーザ光照射の処理を行わなかったアモルファス合金に対して、同様な熱処理を行った場合の1.3T、50Hzにおける鉄損P13/50と励磁電力S13/50を表1に示す。本発明の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、励磁電力S13/50をほとんど増加させずに、鉄損を低減することができるためその効果は著しいものがある。実施例2表2に示す組成の1250°C~1350°Cの合金溶湯を、スリット状のセラミックス製のノズルから周速20~35m/sで回転するCuCr-Zr合金製の水冷冷却ロール上に噴出し、幅30mmのFe基アモルファス合金薄帯を作製した。ノズル先端部のスリットは、幅30mm、スリット間隔0.5~0.7mm、ノズル先端とロール間のギャップは150~300μmとした。作製した薄帯のX線回折を行った結果、アモルファス特有のハローパターンを示しており、作製した合金はアモルファス状態にあることが確認された。また、作製したアモルファス合金薄帯の自由面表面には波目模様状の形状的欠陥が形成されていた。薄帯の平均板厚をT、幅方向における薄帯幅に対する波目模様状の欠陥が形成している部分の割合G、波目模様状の欠陥の長手方向に対する間隔L1を表2に示す。また、図2に示す凹部と凸部の差tおよびt/Tを表2に示す。次に、波目模様状の欠陥が形成していない部分に図1に示すようにパルスレーザ照射を行ない、点列状のレーザスポットを形成し、本発明の薄帯を作製した。点列状のレーザスポット列間の間隔L2、幅方向に並ぶスポット列の数密度をR、前記突起部高さt2と凹部深さt1の和ttと前記薄帯の厚さTとの比tt/Tを表2に示す。レーザ光照射を行った上記薄帯を切断し、窒素ガス雰囲気中で磁界中熱処理を行った。磁界中熱処理の際印加した磁界は薄帯長手方向に1500A/mの磁界を印加した。室温から320°Cまで平均昇温速度5°C/minで昇温し、320°Cで1時間保持後、平均冷却速度2.5°C/minで150°Cまで冷却した後、熱処理炉から取り出し、室温まで冷却し磁界中熱処理を行った。熱処理後のアモルファス合金薄帯は、X線回折の結果、アモルファス相であることが確認された。熱処理後のアモルファス合金薄帯の1.3T、50Hzにおける鉄損P13/50と励磁電力S13/50を測定した。その結果を表2に示す。また、比較のためにレーザ光照射の処理を行わなかったアモルファス合金に対して、同様な熱処理を行った場合の1.3T、50Hzにおける鉄損P13/50と励磁電力S13/50を表2に示す。本発明の超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、励磁電力S13/50をほとんど増加させずに、鉄損を低減することができるためその効果は著しいものがある。実施例3表3に示す組成の1250°C~1350°Cの合金溶湯を、スリット状のセラミックス製のノズルから周速20~35m/sで回転するCuCr-Zr合金製の水冷冷却ロール上に噴出し、幅30mmのFe基アモルファス合金薄帯を作製した。ノズル先端部のスリットは、幅30mm、スリット間隔0.5~0.7mm、ノズル先端とロール間のギャップは150~300μmとした。作製した合金薄帯のX線回折を行った結果、アモルファス特有のハローパターンを示しており、作製した合金はアモルファス状態にあることが確認された。また、作製したアモルファス合金薄帯の自由面表面には波目模様状の形状的欠陥が形成されていた。薄帯の平均板厚をT、幅方向における薄帯幅に対する波目模様状の欠陥が形成している部分の割合G、波目模様状の欠陥の長手方向に対する間隔L1を表3に示す。また、図2に示す凹部と凸部の差tおよびt/Tを表3に示す。次に波目模様状の欠陥が形成していない部分に図1に示すようにパルスレーザ照射を行ない、点列状のレーザスポットを形成し、本発明の薄帯を作製した。点列状のレーザスポット列間の間隔L2、幅方向に並ぶスポット列の数密度をR、前記突起部高さt2と凹部深さt1の和ttと前記薄帯の厚さTとの比t1/Tを表3に示す。レーザ光照射を行った上記薄帯を切断し、窒素ガス雰囲気中で磁界中熱処理を行った。磁界中熱処理の際薄帯長手方向に1500A/mの磁界を印加した。室温から320°Cまで平均昇温速度5°C/minで昇温し、320°Cで1時間保持後、平均冷却速度2.5°C/minで150°Cまで冷却した後、熱処理炉から取り出し、室温まで冷却し磁界中熱処理を行った。熱処理後のアモルファス合金薄帯は、X線回折の結果、結晶ピークが認められナノ結晶化していることが確認された。透過電子顕微鏡によるミクロ構造観察の結果、bcc構造のFeを主体とする結晶相は体積分率で50から60程度であることが分った。熱処理後のナノ結晶合金薄帯の1.55T、50Hzにおける鉄損P155/50と励磁電力S155/50を測定した。その結果を表3に示す。また、比較のためにレーザ光照射の処理を行わなかったアモルファス合金に対して、同様な熱処理を行った場合の1.55T、50Hzにおける鉄損P155/50と励磁電力S155/50を表3に示す。本発明超急冷Fe基軟磁性合金薄帯は、励磁電力S155/50をほとんど増加させずに、鉄損を低減することができるためその効果は著しいものがある。