波状欠陥のない無方向性電磁鋼板であって、その化学組成の重量パーセントは、C<0.005、Siは1.2~2.2、Mnは0.2~0.4、P<0.2、S<0.005、Alは0.2~0.6、N<0.005、O<0.005、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である、無方向性電磁鋼板。請求項1に記載の波状欠陥のない無方向性電磁鋼板を製造するための方法であって、1無方向性電磁鋼板の化学組成の重量パーセントは、C<0.005、Siは1.2~2.2、Mnは0.2~0.4、P<0.2、S<0.005、Alは0.2~0.6、N<0.005、O<0.005、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物であり、前記化学組成に従って、ホットメタル前処理、コンバータによる溶解、RH精製、ならびに連続鋳造および注入によってスラブが得られるステップを備え、二次的な冷却水量が制御され、冷却水の水流量は100~190l/分に制御され、連続鋳造処理における液体鋼の平均過熱は10~45°Cに制御され、さらに、2スラブが加熱され、高温圧延されるステップを備え、スラブの炉タップ温度は1050~1150°Cであり、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は25°Cより低く、熱間圧延処理は粗圧延プロセスおよび鏡面仕上げ処理を含み、鏡面仕上げ処理における入口温度は970°C以上であり、さらに、3酸洗い、冷間圧延、アニーリング、およびコーティングによって、完成した無方向性電磁鋼板が得られるステップを備える、方法。前述の方法は、技術、費用、ならびに完成品および表面の磁力に対する要望に応じて、単独でまたは同時に使用され得る。これらの方法は、下記に述べる特徴および要件をそれぞれ有する。電磁撹拌法を利用することによって、スラブ中の等軸晶率を向上させ得る。この方法は電磁撹拌法を利用する。柱状晶は電磁力の下で壊れ得るため、その効果は最も効果的である。この方法は、特に電磁撹拌を2回以上利用すると、スラブ中の柱状晶率を著しく低下させ、スラブ中の等軸晶率を向上させることになり、中心領域の二次的な柱状晶も効果的に妨げることになる。この方法の主な欠点は、撹拌効果が鋼中のシリコン含有量と電磁撹拌回数とに依存する点である。シリコンの含有量が低い鋼種については、最初の電磁撹拌後、スラブ中の等軸結晶は比較的容易に団塊状になり、成長し、大きな柱状晶をもう一度形成する。したがって、電磁撹拌を2回以上利用して、液体鋼の凝固作用を厳密に制御することが必要である。また、電磁撹拌法の製造費用は高額である。炭素およびマンガンの含有量を鋼に追加することによって、熱間圧延処理における相転移温度を低下させ得る。この方法は、主に、炭素およびマンガンの含有量を鋼に追加することによって行われ、加熱および熱間圧延処理においてスラブに相転移が生じ、大きな変形結晶粒を除去するために動的復元および再結晶化を加速する。この方法の主な欠点は、アニーリング処理において脱炭することが必要な点である。これは内側酸化層および内側ニトロ化層を生成しやすく、鋼の磁力を悪化させる。低温注入を利用することによって、スラブ中の等軸晶率を向上させ得る。この方法は、スラブ中の柱状晶率を低下させ、主に注入処理における液体鋼の過熱を減少させることによって、等軸晶が占める比率を向上させる。この方法の主な欠点は、液体鋼の過熱範囲が極めて低いことが要求される点である。これは効果的に制御しにくく、連続鋳造処理における正常な制御に影響を及ぼす。スラブの炉タップ温度を上昇させ、スラブの加熱速度を調整し、鏡面仕上げ処理におけるエンドロール温度を制御し、熱間圧延処理における第1および最終段階の減少の程度を制御することによって、ストリップは十分に再結晶化し得る。この方法は、主に、スラブの炉タップ温度を上昇させ、スラブの加熱速度を調整し、鏡面仕上げ処理におけるエンドロール温度を制御し、熱間圧延処理における第1および最終段階の減少の程度を制御することによって行われる。大きな変形結晶粒の発達を妨げ、かつストリップを十分に再結晶化させるために、スラブ中の大きな柱状晶が壊れ得る。この方法の主な欠点は、スラブの炉タップ温度を上昇させることによって、MnS、AlNなどといった不純物が集中的に溶液化されることになり、したがって完成したストリップの磁力が悪化する。ストリップの再結晶化作用を確実にするために、鋼中のS、Nなどといった不純物元素の含有量が厳密に要求される。また、熱間圧延処理における第1および最終段階の減少の程度を向上させることは、圧延機の自己能力によって制限される。焼きならし処理を利用することによって、ストリップは十分に再結晶化し得る。一つの冷間圧延法が利用される場合、シリコンの含有量が高い鋼種は焼きならし処理を行なう必要がある。その目的の1つは、波状欠陥の発生を回避するために、熱間圧延シートにおける再結晶率を上昇させることである。この方法の主な欠点は、製造費用が極めて高額な点であり、追加的な費用が比較的低い低級または中級鋼種ケイ素鋼には該当しない。発明の開示本発明の目的は、波状欠陥のない無方向性電磁鋼板およびその製造方法を提供することである。連続鋳造および注入処理におけるスラブの冷却速度、加熱炉中のスラブの長さ方向の温度差を厳密に制御し、スラブを鏡面仕上げする前の温度降下を制御することによって、操作が容易、低費用、エネルギー節約および環境保護、ならびに優れた磁力という長所を有する、波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板の製造を実現することができる。一方、連続鋳造および注入処理におけるスラブの鋳造速度は正常であり、したがって液体鋼の比較的高い過熱を維持することができ、熱間圧延および再加熱処理においてスラブの比較的低い炉タップ温度、正常なエンドロール温度、巻取温度などを維持することができ、したがって熱間圧延処理におけるストリップは焼きならし処理を行なう必要はない。上記目的を得るために、本発明の技術的解決法は、波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板であって、その化学組成の重量パーセントは、Cが0.005未満、Siが1.2~2.2、Mnが0.2~0.4、Pが0.2未満、Sが0.005未満、Alが0.2~0.6、Nが0.005未満、Oが0.005未満、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である。本発明の副設計において、Cは0.005未満である。Cは結晶粒の成長を強く妨げるための元素であり、ストリップの鉄損の増大をもたらしやすく、重大な磁気的老化が生じる。一方、Cはγ相をさらに広げ、焼きならし処理中にα相とγ相との間の移行量を増大させ、Acl点を顕著に減少させ、かつ結晶構造を細かくし得る。したがって、Cは0.005未満に制御されることが必要である。Siは1.2~2.2である。Siは、鋼の抵抗率を増大させるための効果的な元素である。Siの含有量が1.2より低い場合は鋼の電磁性能が良くないが、Siの含有量が2.2より高い場合は熱間圧延処理において相変化が生じることがなく、冷間加工性能が良くない。Alは0.2~0.6である。Alは、鋼の抵抗率を増大させるための効果的な元素である。Alの含有量が0.2より低い場合は電磁性能が安定せず、Alの含有量が0.6より高い場合は溶解および注入処理が困難となり、それにより製造費用が増大する。Mnは0.2~0.4である。元素SiおよびAlのように、Mnは鋼の抵抗率を増大させ、かつ電気的な鋼の表面状態を向上させ得る。したがって0.2以上のMnを追加することが必要である。Mnの含有量が0.4より高い場合は溶解および注入処理が困難となり、したがって製造費用が増大する。Pは0.2未満である。いくらかのリンを鋼に追加することにより鋼板の加工性を向上させることができるが、リンの含有量が0.2より高い場合は、代わりに鋼板の冷間圧延加工性が悪化する。Sは0.005未満である。Sの含有量が0.005より高い場合はMnSなどの硫化物の堆積量が大幅に増えることになり、したがって結晶粒の成長が強く妨げられ、鉄損が悪化する。Nは0.005未満である。Nの含有量が0.005より高い場合はAlNなどの窒化物の堆積量が大幅に増えることになり、したがって結晶粒の成長が強く妨げられ、鉄損が悪化する。Oは0.005未満である。Oの含有量が0.005より高い場合はAl2O3などのオキシデートの不純物量が大幅に増えることになり、したがって結晶粒の成長が強く妨げられ、鉄損が悪化する。本発明の波状欠陥のない無方向性電磁鋼板を製造するための方法は、1無方向性電磁鋼板の化学組成の重量パーセントは、C<0.005、Siは1.2~2.2、Mnは0.2~0.4、P<0.2、S<0.005、Alは0.2~0.6、N<0.005、O<0.005、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物であり、上記化学組成に従って、ホットメタル前処理、コンバータによる溶解、RH精製、ならびに連続鋳造および注入によってスラブが得られるステップを含み、二次的な冷却水量が制御され、冷却水の水流量は100~190l/分に制御され、連続鋳造処理における液体鋼の平均過熱は10~45°Cに制御され、さらに、2スラブが加熱され、高温圧延されるステップを含み、スラブの炉タップ温度は1050~1150°Cであり、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は25°Cより低く、熱間圧延処理は粗圧延処理および鏡面仕上げ処理を含み、鏡面仕上げ処理における入口温度は970°C以上であり、さらに、3酸洗い、冷間圧延、アニーリング、およびコーティングによって、完成した無方向性電磁鋼板が得られるステップを含む。本発明の波状欠陥のない中級鋼種無方向性電磁鋼板およびその製造方法は、以下の工程を含む。注入処理における液体鋼の平均過熱は10~45°Cに制御される。連続鋳造および注入処理において、スラブ中の等軸晶率を向上させ、スラブ中の柱状晶が大きく成長するのを回避するために、冷却水の水流量が100~190l/分に調整される。ストリップを不十分に再結晶化させるようにスラブの表面温度に影響を及ぼす比較的低い温度は避けるべきである。したがって、スラブが加熱される際の長さ方向のランダムな二点間の温度差は25°Cより低くなるように制御される。スラブの透かし点間の温度差は25°C以内に制限され、点火後領域におけるスラブの滞在時間は、均一な加熱を確実にし、スラブの両面の温度を近付けるために、45分以上でなければならない。スラブの炉タップ温度は1150°C以下に下げることができ、MnS、AlNなどといった不純物が集中的に溶液化することを回避し、したがって完成したストリップの磁力が悪化する。熱間圧延シートは、厚さ2.0mm~2.8mmとなるように圧延される。粗圧延処理および鏡面仕上げ処理前にシンクヘッドをそれぞれ利用して、スラブと中間鋼片とを熱絶縁する。鏡面仕上げ処理における入口温度は、十分な再結晶化を容易にするために970°C以上に制御され、エンドロール温度は約850°Cに制御され、巻取温度は約600°Cに制御される。熱間圧延は、0.5mmの厚さを有する厚いストリップに圧延され、次いで乾燥した大気中で連続的にアニーリングされる。連続的なアニーリング処理において、加熱速度が1000°C/分以上である予熱領域において完成したストリップを迅速に暖めることによって、かつ炉内の大気モードを制御することによって、鋼の電磁性能をさらに向上させる。本発明の組成に対する制御需要に基づいて、鋼中のシリコンの範囲が2.2を越えた後、電磁撹拌が利用されないかまたはわずかに電磁撹拌が利用される場合、シリコンの含有量が比較的高いため、スラブ中の柱状晶は成長しつつあり大きく、電磁撹拌力は柱状晶を壊すのには十分でなく、壊れた柱状晶の一部は引き続き重合しもう一度成長することになり、したがって、スラブ中の細かい等軸結晶の比率が比較的低くなる一方、大きく成長している柱状晶の比率は比較的高い。したがって、完成したストリップの表面の波状欠陥を制御するために、電磁撹拌強度を向上させることが必要である。本発明において、シリコンの含有量が2.2未満である場合、シリコンの含有量はスラブの冷却速度ほど柱状晶の成長に影響を及ぼさず、したがって、連続鋳造処理における冷却水の水流量を、スラブの熱流束勾配を柱状晶の成長方向に減少させるように調整することができ、そのため、大きく成長している柱状晶の比率を効果的に減少させることができる。さらに、スラブがローラーテーブルに接触する場所でのスラブの温度がスラブ加熱処理において比較的低いことを考慮する。これはスラブの内部の繊維組織の再結晶化に影響を及ぼし、繊維組織が均質にならず完成品に残る。したがって、スラブの透かし点の温度を厳密に制御することが必要である。鏡面仕上げ処理における入口温度を向上させる主な理由は、圧延処理における柱状晶の破壊および除去を容易にし、熱間圧延ストリップ中の繊維組織の再結晶化率を向上させるためである。また、シリコンの含有量が1.2未満であるため、熱間圧延処理におけるγ相からα相への相変化は十分であり、その後の完成品の表面に波状欠陥が生じることはない。また、2対または3対の電磁撹拌ロールが利用される場合、スラブ中の等軸晶率を大きく向上させるために、細かい等軸結晶に移行することが可能なほど高い電磁力によってスラブ中の柱状晶が壊され得る。または、熱処理においてスラブの炉タップ温度を大幅に上昇させることによって、スラブの内部でγ相からα相への相変化が生じる。一方、スラブの再結晶化は、高温状態を利用してスラブの内部の再結晶化構造を拡大させることによって向上する。設備投資およびエネルギ消費の面での大きな増大を除いて、電磁撹拌技術が液体鋼の過熱と正確に一致しにくいことがより重要である。液体鋼の過熱が不適当に制御された場合、電磁撹拌の制御効果が安定せず、予期する影響を得ることは困難である。また、スラブの炉タップ温度を上昇させることによって、加熱炉の加熱負荷分布が進み、高温時間帯が比較的長くなり、完成したストリップの磁力に影響を及ぼす。この方法は、高級シリコン鋼種については、ストリップの縁部の質量欠損をもたらしやすい。本発明の特別な化学組成の条件下では、連続鋳造処理における冷却水の水流量を、スラブの熱流束勾配が柱状晶の成長方向に減少するように調整することができ、したがって、大きく成長している柱状晶の比率を効果的に減少させることができる。液体鋼の過熱の変化によってこの方法が実質的に影響を受けることがより重要であり、したがって適用範囲は比較的広い。一方冷却水の水流量の調整は極めて単純かつ可変であり、したがって実施の困難度は低く、安定性が良い。さらに、スラブのより低い炉タップ温度を利用することによって設備負荷が軽減され得、鋼中の細かい不純物の堆積を回避し、最終製品の磁力に影響を及ぼす。より低い温度を用いてスラブを熱した場合、スラブ中の透かし点の温度を調整して、熱間圧延処理におけるスラブの繊維組織の再結晶化率を上昇させ、かつ熱間圧延ストリップにおけるスラブの組織の均質性を向上させ得る。これは、完成したストリップの表面の波状欠陥を減少させることに貢献する。発明の詳細な説明実施例および図面に関して本発明について以下に説明する。第1の実施例連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Cは0.001、Siは1.22、Mnは0.25、Pは0.02、Sは0.003、Alは0.33、Nは0.001、Oは0.004、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は34.6°Cであり、鋳造速度は1.07m/分であり、冷却水の水流量は185l/分であり、スラブの温度降下速度は11.6分/°Cであり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は710°Cであり、等軸晶率は43である。加熱炉において、透かし点間の温度差は22°Cであり、スラブの点火後領域における滞留時間は46分である。圧延処理は1125°Cにて3時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は978°Cであり、エンドロール温度は856°Cであり、巻取温度は567°Cである。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で0.5mm厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は4.743W/kgであり、磁気誘導は1.727Tである。第2の実施例連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Cは0.002、Siは1.42、Mnは0.30、Pは0.06、Sは0.002、Alは0.25、Nは0.002、Oは0.002、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は31.4°Cであり、鋳造速度は1.04m/分であり、冷却水の水流量は175l/分であり、スラブの温度降下速度は9.6分/°Cであり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は680°Cであり、等軸晶率は57である。加熱炉において、透かし点間の温度差は22°Cであり、スラブの点火後領域における滞留時間は48分である。圧延処理は1135°Cにて3時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は973°Cであり、エンドロール温度は853°Cであり、巻取温度は563°Cである。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で0.5mm厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は3.130W/kgであり、磁気誘導は1.741Tである。第3の実施例連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Cは0.002、Siは1.49、Mnは0.49、Pは0.02、Sは0.003、Alは0.59、Nは0.001、Oは0.002、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は28.7°Cであり、鋳造速度は0.99m/分であり、冷却水の水流量は189l/分であり、スラブの温度降下速度は8.7分/°Cであり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は660°Cであり、等軸晶率は63である。加熱炉において、透かし点間の温度差は24°Cであり、スラブの点火後領域における滞留時間は53分である。圧延処理は1102°Cにて3時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は983°Cであり、エンドロール温度は854°Cであり、巻取温は575°Cである。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で0.5mm厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気の中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は3.559W/kgであり、磁気誘導は1.737Tである。第4の実施例連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Cは0.001、Siは2.12、Mnは0.25、Pは0.01、Sは0.002、Alは0.36、Nは0.001、Oは0.004、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は31.2°Cであり、鋳造速度は0.95m/分であり、冷却水の水流量は173l/分であり、スラブの温度降下速度は13.2分/°Cであり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は680°Cであり、等軸晶率は59である。加熱炉において、透かし点間の温度差は20°Cであり、スラブの点火後領域における滞留時間は48分である。圧延処理は1097°Cにて3時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は972°Cであり、エンドロール温度は844°Cであり、巻取温度は583°Cである。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で0.5mm厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気の中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面に波状欠陥は発生せず、鉄損は2.833W/kgであり、磁気誘導は1.726Tである。比較例連続鋳造処理におけるタンディッシュ液体鋼の化学組成は以下のように制御される。Cは0.001、Siは1.47、Mnは0.32、Pは0.02、Sは0.003、Alは0.25、Nは0.002、Oは0.002、残りは実質的にFeおよび不可避的不純物である。液体鋼の平均過熱は28.9°Cであり、鋳造速度は1.03m/分であり、冷却水の水流量は257l/分であり、スラブの温度降下速度は17.4分/°Cであり、鋳造機の出口におけるスラブの表面温度は580°Cであり、等軸晶率は28である。加熱炉において、透かし点間の温度差は37°Cであり、スラブの点火後領域における滞留時間は41分である。圧延処理は1153°Cにて3時間加熱した後に行われ、鏡面仕上げ処理における入口の温度は947°Cであり、エンドロール温度は847°Cであり、巻取温度は567°Cである。熱間圧延シートは一つの冷間圧延法で0.5mm厚さのストリップに圧延され、次いで乾燥した大気の中で連続的にアニーリングされる。完成したストリップの表面の波状欠陥の発生の比率は90以上と高く、鉄損は3.273W/kgであり、磁気誘導は1.736Tである。図1は、冷却水の水流量とスラブ中の等軸晶率との関係を示す。図1に見られるように、電磁撹拌法を利用しない前提で、冷却水の水流量を減少させ、190l/分以下に厳密に制御することによって、スラブ中の等軸晶率は著しく向上する。実施例では、液体鋼の過熱が比較的高いときにスラブ中の等軸晶率が制御され得る。これらの実施例のうち第4の実施例では、冷却水の水流量が173l/分である場合、スラブ中の等軸晶率は59までである。比較例では、冷却水の水流量が257l/分である場合、スラブ中の等軸晶率はわずか28である。また第3の実施例では、スラブ中の等軸晶率の制御は63までと、より良好である。図2は、熱間圧延および鏡面仕上げ処理中の入口温度と、完成品の波状欠陥の発生率との関係を示す。熱間圧延処理におけるスラブの繊維組織の再結晶化率が著しく増大することから、熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度を970°Cより高くまで上昇させることによって、完成したストリップにおける波状欠陥の発生率を大幅に減少させ得るという統計結果にしたがって示されている。比較例では、ストリップの大部分の熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度は970°C未満であり、完成したストリップの表面に波状欠陥が発生する比率は90以上と高い。いくつかの実施例では、ストリップの熱間圧延および鏡面仕上げ処理における入口温度の大部分は970°Cより高く、完成したストリップの表面にはそれぞれ波状欠陥は発生しない。図3は、スラブの炉タップ温度と完成品の磁力との関係を示す。スラブの炉タップ温度が高いほど、完成品の磁力が悪化する。図4および図5は、異なる透かし点温度に対応する、熱間圧延処理におけるストリップの金属構造である。透かし点温度は、第1~第4の実施例においてすべて25°C未満であり、したがって熱間圧延処理におけるストリップの再結晶化構造は極めて均質であり繊維組織は完全に消えるが、比較例では透かし点における温度は37°Cと高く、熱間圧延処理におけるストリップの繊維組織が明白であり、その後の冷間圧延およびアニーリング処理の期間に再結晶化しにくく、構造が均質になることができず完成品に残り、最終的に起伏のある波状欠陥を形成する。