高磁気誘導の無方向性ケイ素鋼の製造プロセスであって、1製錬および鋳造手順を備え、無方向性ケイ素鋼は、重量パーセントで、Si0.1~1、Al0.005~1.0、C≦0.004、Mn0.10~1.50、P≦0.2、S≦0.005、N≦0.002、NbVTi≦0.006、かつ残部がFeおよび不可避介在物である化学組成を有し;前記無方向性ケイ素鋼は転換炉または電気炉で製錬されかつ二次精錬処理され、次に鋼ビレットに鋳造され;さらに2熱間圧延手順を備え、前記鋼ビレットは1150~1200°Cの間の温度に加熱され、ある時間の間前記温度で均熱され、次に830~900°Cの仕上げ圧延温度で鋼板に熱間圧延され;≧570°Cの温度に冷却されると前記板はコイル状に巻き取られ;さらに3平坦化手順を備え、熱間圧延された前記板は2~5の圧延圧縮率で冷間圧延され;さらに4焼きならし手順を備え、冷間圧延された後、前記熱間圧延された板は950°Cを下回らない温度で一度に連続して焼きならしされ、30~180sの間前記温度に維持され;さらに5酸洗いおよび冷間圧延手順を備え、焼きならしされた前記板は酸洗いされ、次に数回冷間圧延されて70~80の合計圧延圧縮率で完成品の厚みを有する冷間圧延シートにされ;さらに6焼きなまし手順を備え、前記冷間圧延シートは迅速に加熱焼きなましされ、昇温速度は100°C/sを下回らず、前記温度は800~1000°Cの間に上昇し、5~60sの間前記温度に維持され、その後3~15°C/sの冷却速度でゆっくりと600~750°Cに冷却される、製造プロセス。前記焼きなましの雰囲気は、体積パーセントで、30~70のH270~30のN2であり、露点は≦-25°Cであることを特徴とする、請求項1に記載の高磁気誘導の無方向性ケイ素鋼の製造プロセス。発明の要約発明の目的は、高磁気誘導の無方向性ケイ素鋼の製造プロセスを提供することであり、製造プロセスは、熱間圧延された板を軽く圧延し、冷間圧延されたシートを焼きなまし温度に迅速に加熱し、シートの鉄損を増大させないという前提のもとに高磁気誘導の無方向性ケイ素鋼を得る手段を含むことを特徴とする。上記目的を達成するため、発明の高磁気誘導の無方向性ケイ素鋼の製造プロセスは以下の手順を備える:1製錬および鋳造無方向性ケイ素鋼の化学組成は、重量パーセントで:Si0.1~1、Al0.005~1.0、C≦0.004、Mn=0.10~1.50、P≦0.2、S≦0.005、N≦0.002、NbVTi≦0.006、かつ残部がFeおよび不可避介在物であり;無方向性ケイ素鋼は転換炉または電気炉で製錬されかつ二次精錬処理され、次に鋼ビレットに鋳造される;2熱間圧延鋼ビレットは1150~1200°Cの間の温度に加熱され、一定時間の間その温度で均熱され、次に830~900°Cの仕上げ圧延温度で鋼板に熱間圧延され;≧570°Cの温度に冷却されると板はコイル状に巻き取られる;3平坦化熱間圧延された板は2~5の圧延圧縮率で冷間圧延される;4焼きならし冷間圧延された後、熱間圧延された板は950°Cを下回らない温度で一度に連続して焼きならしされ、30~180sの間その温度に維持される;5酸洗いおよび冷間圧延焼きならしされた板は酸洗いされ、次に数回続けて冷間圧延されて70~80の累進または合計progressiveortotal;次累計圧延圧縮率で、最終的に、完成品の厚みを有する冷間圧延鋼シートにされる;6焼きなまし冷間圧延シートは100°C/sを下回らない昇温速度で800~1000°Cの間の温度に迅速に加熱され、5~60sの間その温度に維持され、その後3~15°C/sの冷却速度でゆっくりと600~750°Cに冷却される。好ましい実施形態では、焼きなましの雰囲気は、体積パーセントで、30~70のH270~30のN2であり、露点は≦-25°Cである。無方向性ケイ素鋼の磁気誘導強度B25およびB50に影響する主な要因は化学組成および結晶粒集合組織である。ケイ素、アルミニウム、およびマンガンの含有量がより高くなると、電流抵抗率がより高くなり、磁性B25およびB50がより低くなる結果となる。理想的な結晶集合組織は表面集合組織100[uvw]である。なぜならこれは等方性であり、磁化困難方向が圧延表面上にないからである。実際に、この種類の単一の表面集合組織を得ることは不可能である。一般的に、集合組織成分100[011]、111[112]、110[001]、112[011]などが存在し、そのうち、集合組織成分100のみが20などに達し、無方向性無秩序集合組織、すなわち磁気異方性のもの、に大部分が属する。これにより、材料の化学組成を変更して製造プロセスを改良して成分100を強めつつ成分111を弱めることは、磁気誘導強度B25およびB50を上昇させるのに重要な方策である。発明の組成設計では以下の点を主に考慮する:Si:これはフェライトに溶解して置換固溶体を形成し、材料の抵抗率を増大させるとともに鉄損を低減するため、電気鋼の最も重要な合金化元素であるが、磁気誘導には不利である。発明は高磁気誘導の無方向性ケイ素鋼を目的としており、したがってSi含有量は0.1~1程度に低く定められる。Al:これも抵抗率を増大させる元素であり、フェライトに溶解して材料の抵抗率を上昇させるとともに結晶粒を粗くし、鉄損を低減するが、これは磁気誘導を低減もする。Al含有量が1.5より多いと、製錬、鋳造、および機械加工が困難になり、磁気誘導が低減される。Mn:SiおよびAlと同様に、これは鋼の抵抗率を増大させるとともに磁気誘導を低減するが、鉄損を低減するのに有利であり、組成物Sと反応して安定したMnSを生成して磁性に対するSの好ましくない影響を排除する。したがって、ケイ素鋼中に0.1を超えるMn含有量を有することが必要である。発明において、Mn含有量は0.10~1.50内に制御される。P:鋼の組成中にある含有量のPを加えるとケイ素鋼の製造性を改良できるが、P含有量は0.2を下回っていなければならない。C、N、Nb、V、およびTi:これらはすべて磁性に対して好ましくない元素である。発明において、磁性に対するそれらの好ましくない影響を最小限にするように、C≦0.004、S≦0.005、N≦0.002、NbVTi≦0.006に制御される。加熱されたビレットまたはスラブの温度は鋼中の介在物MnSおよびAlNの固溶体温度を下回らなければならない。発明において、加熱温度は1150~1200°Cに設定され、仕上げ圧延温度は830~900°Cに設定され、コイル巻き取り温度は570°Cを下回らないように設定され、これらの温度は介在物の固溶を阻害し、熱間圧延板が粗粒を有するようにすることができる。発明において、熱間圧延板を適切に平坦化することは超高磁気誘導無方向性ケイ素鋼を達成するのに重要な要因である。発明は超高磁気誘導無方向性ケイ素鋼の製造プロセスを目的としており、したがって鋼の化学組成中のケイ素およびアルミニウムの含有量は比較的低くなるように制御される。しかしながら、ケイ素およびアルミニウムの含有量が少なすぎると、結晶粒が熱間圧延板の焼きならし手順で正常に成長できないような場合が生じてしまう。さらに、ケイ素含有量がより低い無方向性ケイ素鋼板は熱間圧延の間に再結晶化を生じる傾向にあり、これは、熱間圧延板の金属組織的集合組織中のより多くの微細な等軸再結晶化粒およびより少ない圧延繊維集合組織が存在するような場合に繋がってしまう。熱間圧延板を焼きならしする前に2~5の圧延圧縮率でこれを平坦化することにより、変形蓄積エネルギを増大させて、焼きならしされた板の再結晶化集合組織をより粗くすることができる。平坦化手順での圧延圧縮率が高すぎると、熱間圧延板の内部欠陥がより多くなり、粒成長に影響を及ぼしてしまう。熱間圧延板を焼きならししかつ予め焼きなましすることの意味は、粒構造および集合組織を改良させることである。無方向性ケイ素鋼に関する研究は、冷間圧延の前に粒構造をより粗くすることにより、冷間圧延シートの集合組織成分{111}を弱めることができ、これが仕上げ焼きなまし後の冷間圧延シートの集合組織成分{okl}を強めることができ、集合組織成分{okl}が磁性に有利であると示している。さらに、分離した物質がより粗くなるという付随の現象は、粒子をより容易に成長させて磁気誘導を向上させ鉄損を低減することができる。発明において、高磁気誘導無方向性ケイ素鋼板の焼きならし温度は950°Cを下回らず、均熱期間は30~180sである。磁性に有利な{110}ガウス集合組織の粒子は通常、冷間圧延された材料の剪断変形帯において核形成するとともに成長する。昇温速度が遅すぎる場合、温度がより低い段階で、材料の回復プロセスが起こり、これは格子歪を低減し、これによりガウス集合組織が核形成する可能性が大きく低下する。焼きなまし手順で速い昇温速度を用いると、ガウス集合組織の変化に不利な温度範囲を素早く通過することができ、磁性に有利な表面集合組織{okl}をより十分に変化させることができ、これにより磁気誘導および鉄損を最適化することができる。焼きなましされたシートをゆっくり冷却すると、その磁性を向上させることができる。発明において、冷間圧延シートは、≧100°C/sの昇温速度でおよび5~60sの均熱期間で、800~1000°Cの間の温度に迅速に加熱することによって仕上げ焼きなましされ、その後、3~15°C/sの冷却速度でゆっくりと600~750°Cに冷却される。従来の製造プロセスと比較して、発明の製造プロセスは、同じ鉄損を維持するという前提のもとで、少なくとも200ガウスだけ無方向性ケイ素鋼の磁気誘導を上昇させることができる。発明の詳細な説明実施形態によりおよび添付の図面を参照して発明をここで詳細に説明する。第1の実施形態1厚みが2.6mmの熱間圧延無方向性ケイ素鋼板、その組成およびその含有量は:Si0.799、Al0.4282、C0.0016、Mn0.26、P≦0.022、S≦0.0033、N≦0.0007、Nb0.0004、V0.0016、Ti0.0009、かつ残部がFeおよび不可避介在物である。2熱間圧延板は1~10の圧縮率で冷間圧延される。3冷間圧延板は焼きならし均熱温度970°Cで焼きならしされ、60sの間その温度に維持され、その後焼きならし板は酸洗いされ、次に0.5mmの厚みの鋼に冷間圧延される。4冷間圧延されたシートは実験室の電気焼きなまし炉中で速い加熱速度で焼きなましされ、昇温速度は250°C/sであり、均熱温度は850°Cであり、均熱時間は13sである。1~10の圧縮率で冷間圧延される熱間圧延板の場合、焼きならしの後の焼きならしシートの再結晶化粒は明らかにはるかに粗くなっているが、ケイ素鋼完成品の微細構造は大きく変わらなかったことがわかる。圧縮率が4~6の場合、ケイ素鋼完成品の磁性は磁気誘導B50が1.83Tまでの場合に最良となる。仕上げ焼きなましケイ素鋼の磁性を表1に示す。熱間圧延板が続けて数回冷間圧延されて鋼にされる圧縮率と仕上げ焼きなまし鋼の磁性との相互関係を図1に示す。焼きならし板と異なる圧延圧縮率で得られた仕上げ焼きなましシートとの両方の微細構造を調べる。熱間圧延板が軽く冷間圧延された後、焼きならし板の結晶粒は明らかに成長するが、仕上げ焼きなましシートの結晶粒は明らかに変化していないことがわかる。焼きならし板と仕上げ焼きなましシートとの両者の平均粒径を表2に示す。この結果とシート完成品の磁性との間に良好な対応関係が存在する。すなわち、焼きならし板の粒子が大きくなるにつれて、仕上げ焼きなまし後の冷間圧延シートの集合組織成分{111}が弱められる一方で、磁性に有利な集合組織成分{110}が強められ、これにより、仕上げ焼きなましシートの磁気誘導B50が最適化される。第2の実施形態1厚みが2.6mmの熱間圧延無方向性ケイ素鋼板、その組成およびその含有量は:Si1、Al0.2989、C0.0015、Mn0.297、P0.0572、S0.0027、N0.0009、Nb0.0005、V0.0015、Ti0.0011、かつ残部がFeおよび不可避介在物である。2熱間圧延板は4の圧延圧縮率で冷間圧延される。3冷間圧延板は950°Cの焼きならし均熱温度で焼きならしされ、60sの間その温度に維持され、その後焼きならし板は酸洗いされ、次に0.5mmの厚みの鋼に冷間圧延される。4冷間圧延されたシートは実験室の電気焼きなまし炉中で速い加熱速度で焼きなましされ、昇温速度はそれぞれ20°C/s、150°C/s、および250°C/sと異なり、均熱温度は960°C、均熱時間は13sである。仕上げ焼きなましシートの磁性を表3に示す。表3に見られるように、仕上げ焼きなましシートの鉄損および磁気誘導は昇温速度に影響される。昇温速度が大きくなるにつれ、鉄損が低減し、磁気誘導が増大する。