"質量で、C:0.0030以下、Si:2.0~3.5、Al:0.20~2.5、Mn:0.10~1.0、Sn:0.03~0.10、かつSiAlSn≦4.5、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造法で製造し、次いでこの鋼スラブに熱間圧延を施し、次いで一次冷間圧延を施して中間厚の鋼板とし、次いでこの鋼板に中間焼鈍を施した後二次冷間圧延を施し、更に仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造工程において、前記一次冷間圧延の圧延率を60~70とし、前記中間焼鈍を950~1050°Cで30~90秒間施し、前記二次冷間圧延の圧延率を55~70とし、かつ、一次冷間圧延の圧延率≧二次冷間圧延の圧延率を満足し、前記仕上焼鈍を950°C以上で20~90秒間施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。前記中間焼鈍後の結晶粒径の円相当直径が130~250μmであることを特徴とする請求項1に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。板厚が0.35mm未満の無方向性電磁鋼板を製造することを特徴とする請求項1または2に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。近年、回転機器の特性を更に向上せしめるために、無方向性電磁鋼板の一体での打ち抜きではなく、特性の良好な方向に打ち抜き、その方向を磁化方向とする電磁鋼板を揃える鉄芯成形が行われるようになった。この様に成形するとコストは上昇するものの、鉄損と磁束密度が良好になるので、省エネルギー高効率化及び小型化が可能になる。そして、この成形方法に適する電磁鋼板の開発が望まれていた。また、鉄損の向上のためには、渦電流損の低減の為、固有抵抗大化に資する元素の添加のみではなく、板厚の薄手化が望まれる。ところで、磁束密度が高く、鉄損も低い無方向電磁鋼板を製造する技術として、途中に中間焼鈍を挟む2回冷延法による方法が知られている。特許文献4では、このような方法が開示されているが、この方法では、中間焼鈍と仕上げ焼鈍の温度と時間に関して、焼鈍時間が最短2分で実施例では5分と非常に長い。時間が長いことは生産性が低く、高コストであることを意味する。さらに、一次冷間圧延率を20以上とかなり広い範囲にしているが、低圧延率域では、集合組織的には冷間圧延をしない場合と同様であり、一次冷間圧延率の意味が無いと推定される。即ち、Si、Alを多く含み、Cが少ない電磁鋼板α単相を、通常の連続鋳造で鋳込み、2回冷延法によって製造しようとする場合、一次冷間圧延率が低いとリジング対策が十分でなく、表面欠陥が生じる。このリジングは、高柱状晶率、低一次冷延率、高最終冷延率、不完全な冷延前再結晶、焼鈍時の高張力等により発生し、また著しくなる。そこで、本発明は、2回の冷間圧延を行う電磁鋼板の製造方法において、圧延方向に磁気特性が優れ、かつ表面性状が良好な電磁鋼板が得られるようにすることを課題とする。発明者らは、鋭意検討して、本発明の電磁鋼板の場合は、中間焼鈍を挟んで、一次冷延率をかなり高く60~70とし、最終冷延率を55~70、好ましくは65と低くすると、例え連続鋳造で高柱状晶率でもリジングが殆ど生じないことを見出した。さらに本発明では、Snの添加と冷間圧延率の精密適正化により、中間焼鈍の時間を2分以内にすることを可能とした。即ち、Snの添加と冷間圧延率の組み合わせで粒界移動が容易になり焼鈍時間が短く出来るようになった。粒界の移動性粒成長性は、易動度モビリティーと粒界エネルギーに依存することは良く知られており、これらは、粒界の性格結晶粒方位差により生じるその粒界の性質に依存する。即ち、本発明では、Snの添加により集合組織が変化し、粒界の移動性が殊に大きな集合組織が再結晶後に得られ、そのためにその後の粒成長が非常に速くなることを見出した。本発明の冷延率で得られる再結晶集合組織は、Goss{110}<001>、{111}<112>、及び{701}<010>が主方位である。Gossは{111}<112>厳密には{778}<447>とΣ9の関係にあり、{701}<010>とはΣ5の関係にある。これらの関係は、方向性電磁鋼板の分野で広く知られている様に粒界エネルギーの観点から非常に動き易い粒界である。本発明では、この様にして、従来の無方向性電磁鋼板より特定方向の特性がすぐれた、電磁鋼板の製造を可能にしたものであり、その磁気特性は、磁束密度B50は、LC≧1.70T、L≧1.76Tを満たし、鉄損W15/50LCは、0.30mmで2.10W/kg以下、0.20mmで2.0W/kg以下、鉄損W10/400LCは、0.30mmで15.0W/kg以下、0.20mmで12.5W/kg以下を満たすものである。なお、Lは圧延方向、Cは圧延方向に直角の方向の磁気特性であり、LCはそれらの平均値を表す。このような本発明の要旨は、以下のとおりである。1質量で、C:0.0030以下、Si:2.0~3.5、Al:0.20~2.5、Mn:0.10~1.0、Sn:0.03~0.10、かつSiAlSn≦4.5、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、連続鋳造法で製造し、次いで、この鋼スラブに熱間圧延を施し、次いで一次冷間圧延を施して中間厚の鋼板とし、次いでこの鋼板に中間焼鈍を施した後二次冷間圧延を施し、更に仕上焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造工程において、前記一次冷間圧延の圧延率を60~70とし、前記中間焼鈍を950~1050°Cで30~90秒間施し、前記二次冷間圧延の圧延率を55~70とし、かつ、一次冷間圧延の圧延率≧二次冷間圧延の圧延率を満足し、前記仕上焼鈍を950°C以上で20~90秒間施すことを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。2前記中間焼鈍後の結晶粒径の円相当直径が130~250μmであることを特徴とする1に記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。3板厚が0.35mm未満の無方向性電磁鋼板を製造することを特徴とする1または2の何れかに記載の無方向性電磁鋼板の製造方法。本発明を適用すれば、圧延方向に磁気特性が優れたかつ表面性状が良好で電磁鋼板が製造できる。そして、効率が良好な回転機器の製造が可能となる。以下、本発明の無方向性電磁鋼板の製造方法について、特徴とする技術要件の限定理由を順次説明する。なお、以下の説明で、各元素の含有量は質量で表すものとし、質量の記載を省略する。<鋼スラブの化学成分>Cは、0.0030より多いと磁気時効が生じるので0.0030以下とする。Cは、最終製品で0.0030以下であれば良いので、スラブ段階では0.0030を超えても良いが、この場合、最終製品までの間に、0.0030までに脱炭をしなければならない。脱炭する方法としては、中間焼鈍または最終焼鈍時を湿雰囲気で行う方法があるが、共に、酸洗後に行うので本発明の様な高合金鋼Si、Alの含有量が多いの場合は、表面に酸化層が厚く形成され、最終製品の高磁場特性が劣り、更に冷間圧延時にスカム汚れの発生が多くなるので避けるべきで、溶製段階で低くすることが最も望ましい。このため、本発明では、途中工程で脱炭せずに溶製段階でのC量を0.0030以下に規定する。ところで、0.0030を超えて0.005までCを含有した場合、短時間の時効処理では磁気特性の劣化は認められないが、10,000時間を超える長時間の時効処理では磁気特性は劣化する。本発明の様な高級電磁鋼板、特に輸送機器に用いられる電磁鋼板では、完全に磁気時効が無いことが求められるので、上限は0.0030とする。Siは、固有抵抗の増加ならしめ鉄損を向上させるために添加される。2.0より少ないと良好な鉄損が得られず、3.5を超えると冷延が極めて困難となり工業生産に適していない。AlもSi同様に固有抵抗を増加ならしめ、鉄損向上させるために添加される。0.20より少ないと効果が少なく、2.5を超えると鋳造性の劣化や冷間圧延ロールの摩耗が著しくなる。ところで、Siのみでは、硬度が高くなりSiの一部をAlに置き換えると固有抵抗は確保されて硬度の著しい上昇を抑えることは特許文献5に開示されている。Mnは0.10より少ないと加工性が劣り、1.0より多いとMn-O,S系の介在物を形成し粒成長が妨げられ鉄損が劣る。更に、多くMnを含有せしめる場合、フェロマンガン合金鉄からCのピックアップが有り、Cの値が0.0030を超えることが度々生じ、精錬の生産性が著しく劣る。Snは本発明において重要な元素である。含有量が0.03未満であると、圧延方向の磁気特性の向上は少なく、0.10を超えると脆くなり機械特性が著しく劣り、更に、最終製品の層間抵抗確保の為の被膜の密着性も劣る。更に、この様な高合金では、SiとAlとSnの含有量の合計SiAlSnについて、SiAlSn≦4.5とする。Si、Al、Snはすべてフェライトフォーマー元素であり、これらを合計で4.5を超えて含有すると加工性が著しく劣化し、冷間圧延が困難になり工業生産出来ない。その他、Bの添加も考えられるが、本発明の成分範囲では、α単相であるので、Bは微細析出物をNと形成し粒成長性を阻害するので添加はしない。0.0005以下であることが好ましい。また、S、N、Ti、Zr,Se、As、Cu、Cr、Nb、Ni、V、O、Ca、Mo、W、Bi等は不可避的不純物として含有される場合があり、粒成長性の観点からこれらの元素は極力少ない方が好ましいが、工業的な生産では、コストなどの面から下記のようにその含有が許容される。Cu、Cr、Ni、Moは工業生産では不可避的に0.02程度以下で含有される。この程度であれば、著しい磁気特性の劣化は起こさない。Sbは、Snと同様に集合組織効果はあるものの毒性があり、また絶縁被膜の密着性を阻害するので、工業生産には適していない。工業生産では、不可避的に0.01以下含有することを妨げない。Pは、0.04以下であれば、磁気特性も機械特性も劣化しない。機械強度調整等のために、Pは0.04を上限に含有しても良い。W、Oは磁気特性確保特に鉄損のためには、0.005以下が好ましい。Oは、本発明の様なSi、Alを多く含有する高合金鋼であれば、特別な溶製を行わない限り0.003以下となり不都合は無い。更に、通常の無方向性電磁鋼板の製造においては、S、N、Ti、Nb、As、Mg、Ca、Se、V、Bi、Zrが有害元素として認識されるが、夫々0.003以下であることが好ましい。<製造条件>スラブ鋳造上記の化学成分を有する鋼スラブを得るための鋳造は、従来の連続鋳造とする。スラブ加熱を容易にするために、連続鋳造スラブに分塊法を適用することは妨げないが、既述の如くコストが上昇するので極力避けるべきであり、さらにこの場合はリジングの心配は無くなるので、本発明から除外する。スラブ製造では、公知の連続鋳造法により、初期の厚みが150mmから300mmの範囲、好ましくは200mmから250mmの範囲のスラブを製造する。また、連続鋳造に際に、柱状晶率を減じてリジング発生の低減させる目的で、電磁撹拌の適用や過冷却の制御操業等が行われているが、特にそれらを妨げるものではない。近年、通常の連続熱間圧延を補完するものとして、厚み30mm~100mmの薄スラブ鋳造、直接鋼帯を得る鋼帯鋳造ストリップキャスターが実用化されているが、本発明に関して、急冷状態でMnS、AlN等の微細析出状態が形成されるので、適用は避けることが望ましい。スラブ再加熱熱間圧延に先立つスラブ再加熱温度の条件は、無方向性電磁鋼板の製造に関して非常に重要である。これは、不純物元素の固溶、析出に関係するためである。不純物元素を含む化合物の微細析出を防止するためには、スラブ再加熱温度は、1150°C以下が好ましい。もちろん、主な有害元素であるS,N等の含有量の絶対値を低減できれば、スラブ加熱温度を上げることも可能であるが、その場合は、それらの含有量を共に0.0005以下にすることが求められるので、工業生産としては、現実的ではない。熱間圧延無方向性電磁鋼板用のスラブの熱間圧延条件は、低温度抽出高温度圧延が原則であるが、中間焼鈍を行うので、巻き取り温度は極端に高くする必要はなく、むしろ、高温度圧延はデスケーリング性の観点から好ましくない。即ち、仕上げ熱間圧延における仕上げ入り口温度は900°C~1000°C、出口温度は830~900°Cとし、巻き取り温度は、600°C~700°Cとする条件を適用すればよい。熱間圧延鋼帯焼鈍熱間圧延鋼帯を焼鈍することも可能であるが、この焼鈍を適用しても圧延方向の磁気特性は向上するものの、大きくは向上せず、著しいコストアップとなるので、本発明では適用しない。一次冷間圧延熱間圧延後の鋼帯を一次冷間圧延して中間厚の鋼帯とする。一次冷間圧延の圧延率一次冷間圧延率は、60~70であると、圧延方向の磁気特性が向上する。しかし、二次冷間圧延率よりその効果寄与は小さい。通常、Si、Al含有量が多くても、熱間圧延巻き取り温度が低いので、冷間圧延での脆性は問題ない。このため、冷間圧延は、リバース可逆式圧延機のみでなく、タンデム連続冷間圧延機でも行うことができる。一次冷間圧延率が60未満の低冷間圧延率域では、集合組織は冷間圧延をしない場合に似て、リジングといわれる表面欠陥が生じる。電磁撹拌等で柱状晶率を減じて低減することは行われているが、その効果は十分でない。これに対し、一次冷間圧延率を60以上とし、次工程の中間焼鈍で充分に再結晶せしめると、リジングの発生は抑えられる。好ましくは、65以上である。一次冷間圧延率が70を超えると、最終焼鈍後の集合組織において、{111}<112>方位が強くなる傾向があり、引いては、圧延方向の磁気特性は劣るようになる。中間焼鈍一次冷間圧延後にこの焼鈍を行うことは必須である。この焼鈍が充分でないと圧延方向の磁気特性は良好にはならない。焼鈍は、通常、鋼帯の連続焼鈍で行われる。この中間焼鈍の条件は、水素30~60、残部窒素の雰囲気で、露点がDry雰囲気中で1000°C、30秒程度の加熱で充分であるが、均熱の温度と時間は、鋼の成分にも依るので一概には決定できず、焼鈍後の粒径で決めることが好ましい。この場合は、結晶粒の円相当直径を130~250μmとするとよい。130μmより小さいと、特性が良好にならず、250μmより大きくすることは通常の連続焼鈍では得られない。中間焼鈍の条件範囲は上記のように粒径を考慮して、950~1050°Cで30~90秒間とする。950°C以下であると円相当径が130μmを超えるためには、均熱時間を90秒以上確保する必要があり、1050°Cを超えると一度固溶して、MnS,AlN等の析出物が微細に析出し仕上げ最終焼鈍時の粒成長が阻害されるので好ましくない。また、温度が950°Cより低いと再結晶後の粒成長が不十分であり、リジングが生じることがある。好ましい範囲は、970~1025°Cである。また、焼鈍時間は、焼鈍温度に応じて、30~90秒間とする。中間焼鈍後に酸洗を施しデスケーリングを行うことを妨げないが、中間焼鈍雰囲気が良好で、表層の酸化層が稀であれば、必要ない。二次冷間圧延基本的には、磁気特性に関して二次冷間圧延率が一次冷間圧延率より支配的である。即ち、現実的な工業生産では、二次冷間圧延率を50近傍とすることは、熱間圧延機の性能上不可能熱間圧延鋼帯の厚みを製品厚みから逆算して1.0mm以下とするである。二次冷間圧延率の範囲は55~70である。この圧延率が55より低いと、また70を超えると、いずれも圧延方向の磁気特性は劣化する。特に、70を超えると、最終焼鈍後の集合組織において{111}<123>、{411}<148>方位が強くなり圧延方向の磁気特性が劣る様になる。好ましくは65以下である。最終製品の厚みには、この段階で得られる。本発明は、鉄損、特に中周波数域の鉄損の良好な電磁鋼板であるので、製品板厚は0.35mm未満とする。最小板厚は、各生産設備の能力ハンドリング性を考慮すると現実的には0.20mmである。ところで、電磁鋼板の鉄損は、履歴損と渦電流損からなり、履歴損は結晶方位、不純物含有量、結晶粒径、内部歪等に、渦電流損は板厚、固有抵抗等に大きく依存する。本発明は、このうち結晶方位、板厚を主な因子として改善することが目的である。当然、固有抵抗向上の為に、Si、Alを適度に含有するし、冷間圧延性の改善の為にSi量とAl量のバランスを適切に保つ。この冷間圧延は、中間焼鈍後の粒径が、250μm以上であっても、入口板厚が0.8mm以下であるので、脆性はそれほど問題にはならない。しかし、最終製品厚が、0.35mm未満と薄く、Si、Al含有量が、普通鋼と比べて極めて多いので、可逆式冷間圧延機リバースミルでの圧延が好ましい。また、二次冷間圧延の圧延率は、一次冷間圧延の圧延率≧二次冷間圧延の圧延率となるように選択する。一次と二次の圧延率がこの関係を満たさないと、リジングの発生がある。しかし、二次冷間圧延率が70を超えると、一次冷間圧延率が大きくてもリジングの発生がある。このように、本発明は、リジングと圧延方向の磁気特性の良好な冷間圧延率配分を見出したのであり、それによって一次と二次の冷間圧延率を上記の範囲に定めたものである。なお、最終製品厚みが決まると自動的に一次と二次の冷間圧延率の配分により熱間圧延鋼帯の厚みは規定されることになる。最終焼鈍:仕上げ焼鈍仕上げ焼鈍も中間焼鈍と同様に連続焼鈍が適用される。本発明では、従来の技術より時間が短いことが特徴である。仕上げ焼鈍は時間と温度に大きく影響され、焼鈍時間短縮の為には温度が高い方が良いが、現状は連続焼鈍炉設備仕様で規定され、1075°Cが最高温度である。低温度側は、950°C未満であると、ややはり長い時間の均熱が必要となる。更に、集合組織を改善させるためには、特許文献6で750~1150°Cの温度への加熱を133°C/秒以上ですることが提案されている。この技術を適用することを妨げない。仕上焼鈍の保持時間が、20秒未満であると、粒成長が十分でなく、90秒を超えてもそれ以上の粒成長は生じないので20~90秒の範囲とする。絶縁被膜塗布電磁鋼板は積層して使用されるので、層間抵抗を確保するために、絶縁被膜を表面に塗布する。Crを含むものが従前適用されているが、昨今、Crフリーの被膜も開発されており、どちらでも構わない。リジングの評点最後のリジングの評価について述べる。既述の如く、リジングは鋼板表面のうねりであり、大きいと電磁鋼板積層時の積占率が低下するので避けなければならない。リジングの評価基準は、経験に依り次の通りである。<実施例1>表2に示す鋼成分の溶鋼を通常の連続鋳造装置を用いて鋳造し厚さ250mmのスラブを得た。この時、リジング対策としての鋳込み温度の管理は特には行わず電磁撹拌も適用しなかった。そして、このスラブを分塊圧延を施すことなく、1100°C~1130°Cで再加熱後、850~900で仕上げ熱延を終わり、厚み2.0mmの熱延板とし、600°C~650で巻き取った。その後、酸洗でデスケーリングを行い、厚み0.70mmに一次冷間圧延し、ついで、脱脂して1025°Cで60秒、水素30残部窒素の雰囲気で光輝焼鈍を施した。その後厚み0.30mmに二次冷間圧延後、脱脂して1000°Cで30秒間、水素30残部窒素の雰囲気で光輝焼鈍仕上焼鈍を施した。そして磁気特性を測定すると共に表面性状を評価した。得られた磁気特性と上記評点によるリジングの判定も併せて表2に示す。なお、表2において、Lは圧延方向、Cは圧延方向に直角の方向の磁気特性であり、LCはそれらの平均値、L/Cはそれらの比率を表す。本発明の成分の規定を満たす発明例では、板厚0.30mmにおける鉄損W15/50LCが2.10W/kg以下で、鉄損W10/400LCが15.0W/kg以下であり、磁束密度B50が、LC≧1.70T、L≧1.76Tである、中周波域、高周波域の鉄損及び磁束密度のいずれにも優れた電磁鋼板が得られた。また、その電磁鋼板は、リジング判定が合格で、磁気時効もないものであった。これに対し、本発明の成分の規定を満たさない発明例では、磁気特性あるいは磁気時効の点で発明例より劣るものであり、鋼成分によっては、冷間圧延が正常にできないものであった。さらに、発明例ではL/Cの値が比較例よりも大きく、発明例は圧延方向に優れた磁気特性を有するものであった。<実施例2>圧延性も良好な実施例1の鋼成分10の溶鋼を用いて通常の連続鋳造でスラブを得て、分塊圧延を施すことなく、1100°C~1130°Cの範囲でスラブを再加熱し、仕上げ入り口温度930°C~1000°C、出口温度840°C~900°Cとして、巻き取り温度620°C~690°Cで巻き取る熱間圧延を施して2.0mmの熱間圧延鋼帯を得た。その後、酸洗を施してデスケーリングを行い、数々の中間製品板厚に一次冷延して、その後脱脂して水素30残部窒素の雰囲気で光輝中間焼鈍を施し、次いで最終製品板厚に二次冷延を施し、脱脂して水素30残部窒素の雰囲気で光輝最終焼鈍を行った。そして磁気特性を測定すると共に表面性状を評価した。以上の製造の条件を表3-1に、また、磁気特性L方向、C方向、LC、L/Cとリジングの判定を表3-2に示す。本発明を適用した発明例では、リジング評点Aの電磁鋼板が得られるとともに、実施例1と同様に、中周波域、高周波域の鉄損及び磁束密度のいずれにも優れた電磁鋼板が得られた。これに対し、本発明の製造条件を満たさない比較例では、リジング評点、磁気特性のいずれかが発明例より劣るものであった。さらに、発明例ではL/Cの値が比較例よりも大きく、発明例は圧延方向に優れた磁気特性を有するものであった。"