質量で、C:0.005以下、Si:0.1~2.0、Mn:0.05~0.6、P:0.100以下、N:0.0030以下、Al:0.01~0.05、B:Nとの比でB/N=0.9~1.2を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、平均直径10~200nmの非磁性析出物AlNを、個数密度10個/μm3以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が30~200μmであり、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度B50が1.75T以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。さらに、質量で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05~0.2含有し、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度B50が1.77T以上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。請求項1または2に記載の鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、その冷延鋼板に仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱間圧延工程において、スラブ加熱温度を1050°C~1250°C、コイルの巻き取り温度を780°C~Ac1変態点とし、仕上げ焼鈍工程における焼鈍温度を800°C~Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。α-γ変態を持つ無方向性電磁鋼板についてこれまで提案された熱延板焼鈍省略に関する発明は、上記の様に、実機製造性や鋼板の特性を全て同時に満足するものではなかった。本発明の課題は、今までにない高磁束密度、低鉄損の無方向性電磁鋼板を、低コストで提供することであり、そのために、成分組成や製造条件を最適化することである。本発明者らは、熱延板焼鈍を省略する技術として、熱延直後のコイルに施す自己焼鈍技術に着目した。そして、α-γ変態を有する鋼の場合、自己焼鈍および仕上げ焼鈍時の粒成長を阻害する最も大きな要因が熱延の冷却過程で析出するAlNであることを見出し、さらにそのAlNを制御する方法を検討することにより本発明に至ったものである。そのようになされた本発明は次のとおりである。1質量で、C:0.005以下、Si:0.1~2.0、Mn:0.05~0.6、P:0.100以下、N:0.0030以下、Al:0.01~0.05、B:Nとの比でB/N=0.9~1.2を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなり、平均直径10~200nmの非磁性析出物AlNを、個数密度10個/μm3以下含有し、かつ、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であり、前記フェライト粒の平均粒径が30~200μmであり、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度B50周波数50Hz、磁化力5000A/mで励磁した時の磁束密度が1.75T以上であることを特徴とする無方向性電磁鋼板。2さらに、質量で、Sn、Sbの少なくとも一方を0.05~0.2含有し、圧延方向と圧延直角方向の平均の磁束密度B50が1.77T以上であることを特徴とする前記1に記載の無方向性電磁鋼板。3前記1または2に記載の鋼組成を有するスラブに熱間圧延を施し、熱延板焼鈍を施すことなく冷間圧延し、冷延鋼板に仕上げ焼鈍を施す無方向性電磁鋼板の製造方法であって、熱間圧延工程において、スラブ加熱温度を1050°C~1250°C、コイルの巻き取り温度を780°C~Ac1変態点とし、仕上げ焼鈍工程における焼鈍温度を800°C~Ac1変態点とすることを特徴とする無方向性電磁鋼板の製造方法。本発明により、低鉄損、高磁束密度の鋼板が低コストで得られる。モータなど各種機器の高効率化に寄与することができる。最初に本発明を導くに至った実験結果について述べる。表1に示す成分組成の鋼XとYよりなる鋼塊をそれぞれ実験室で溶製した。どちらの鋼も、Ar1変態点は960°C、Ar3変態点は1020°C、Ac1変態点は1055°Cであることをフォーマスタ試験で確認した。これらの鋼塊を1150°Cの温度で1時間加熱し、熱間圧延を施した。その際、仕上げ圧延終了温度FTを880°C~1080°Cの範囲で変化させた。仕上げ厚は2.5mmである。実機コイルでの自己焼鈍を模擬するため、仕上げ圧延終了直後の熱延材を、炉温850°Cの炉に挿入し15分保持しその後取り出し空冷した。これらの熱延材を酸洗後、板厚0.5mmに冷延し、その後900°C、30秒の仕上げ焼鈍を行った。得られた冷延焼鈍板から55mm×55mmの試験片を切り出し、JISC2556に定める励磁電流法によって圧延方向L方向と圧延方向に直角の方向C方向の磁気測定を行った。二つの鋼について、仕上げ圧延終了温度FTとLC方向の平均磁束密度B50周波数50Hz、磁化力5000A/mにおける磁束密度の関係を図1に示す。B無添加の鋼Xでは、FTが高くなるほど磁束密度B50が低下する。一方、B添加の鋼Yでは、B50の低下はほとんど見られない。模擬自己焼鈍後の組織は、鋼XではFT上昇と共に微細になるが、鋼Yではほとんど変化しない。鋼X、Yについて、FTが最も高い約1060°Cの熱延板の微細組織をSEMで観察すると、鋼Xでは粒界にAlNの微細析出物が観察されるが、鋼Yには粒界の析出物は観察されなかった。図2には、FTと鉄損W15/50周波数50Hz、最大磁束密度1.5Tにおける鉄損の関係を示す。FTが高温であっても、Bを添加した鋼Yで鉄損が低減されている。このようなB添加鋼とB無添加鋼における析出物の変化は下記の様に考えられる。AlNは、その溶解度がγ相よりもα相で小さくなるため、母相がγからαに変態すると多量に析出する。一方、γ粒に加工を施すと、変態前のγ相の組織は、場合によっては未再結晶組織を含み、再結晶したとしてもその粒径は圧下前のγ粒径より小さい。そして母相が変態すると、旧γ粒界を析出サイトとしてα核が生じ、微細なα相組織となる。変態と同時にAlNは析出しやすくなるので、α粒の粒界は析出サイトとなり、AlNは微細に多量に析出する。そこにBが添加されると、γ域でBNが優先的に形成され、変態時のAlNの析出が抑制できる。このことによって、自己焼鈍時および冷延後仕上げ焼鈍時の粒成長が良好になり、磁束密度と鉄損が向上する。上記実験から、α-γ変態を持つ成分組成を有する鋼にBを添加することによって、仕上げ熱延終了温度が高い場合にも優れた磁気特性を得ることができることが確認された。本発明は、このような検討結果に基づきなされたものであり、以下、本発明で規定する無方向性電磁鋼板及びその製造方法の要件について、順次詳細に述べる。まず、本発明の無方向性電磁鋼板に用いる鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下で含有量のは、質量を意味する。<C:0.005以下>Cは鉄損を劣化させ、磁気時効の原因にもなる有害な元素なので、0.005以下とする。好ましくは0.003以下である。<Si:0.1~2.0>Siは鋼の固有抵抗を増加させ鉄損を低下させる元素であり、下限は0.1とする。過剰な添加は磁束密度を低下させる。従ってSiの上限は2.0とする。好ましくは0.1~1.6である。<Mn:0.05~0.6>Mnは鋼の固有抵抗を高め、また硫化物を粗大化して無害化する。ただし過剰な添加は鋼の脆化、コストの上昇に繋がる。従って0.05~0.6とする。好ましくは0.1~0.5である。<P:0.001~0.1>Pは再結晶後の鋼板の硬度を確保するために添加する。過剰な添加は鋼の脆化を招く。従って0.001~0.1とする。好ましくは0.001~0.08である。<N:0.0030以下>NはBN、AlNなどを生成し、微細に析出すると、自己焼鈍あるいは冷延後仕上げ焼鈍時に結晶粒成長を劣化させる。それを防ぐため、0.0030以下とする。好ましくは0.0020以下である。<Al:0.01~0.05>Alは脱酸剤として有用であるので下限を0.01とする。過剰になるとBよりも優先してAlNを微細に析出するので0.05以下とする。好ましくは0.02~0.04である。<B:Nとの比でB/N=0.9~1.2>Bは、Al含有量が上記のように限定された下で、Nとの比でB/N=0.9~1.2となるような範囲で含有すれば、Alに優先してNを固定し粗大なBNを生成する。従って、γからαに変態した時のAlNの微細析出を抑え、自己焼鈍あるいは冷延後仕上げ焼鈍時に結晶粒成長性を良好にする。B/Nが0.9未満であれば、微細AlNの生成が粗大BNの生成に優先する。B/Nが1.2より大きければ、Bは固溶し、冷延再結晶後の集合組織を劣化させ、磁束密度B50を低下させる。好ましくはB/N=0.9~1.1である。<Sn、Sbの少なくとも一方:0.05~0.2>SnやSbは、冷延再結晶後の集合組織を改善して磁束密度を向上させるために必要に応じて添加される。ただし過剰な添加は鋼を脆化させる。このため、添加する場合は0.05~0.2とするのがよい。好ましくは0.05~0.15である。本発明の無方向性電磁鋼板は以上のようなα‐γ変態系の鋼組成を有するものであり、組成の残部はFe及び不可避的不純物である。続いて本発明の無方向電磁鋼板のその他の特徴について説明する。本発明では、鋼板内における平均直径10~200nmの非磁性析出物AlNの個数密度を10個/μm3以下に抑える。上記のような観察の結果、本発明の成分系では自己焼鈍時や仕上げ焼鈍時の粒成長に最も影響を与えるAlNの平均直径は10~200nmであった。従ってこのサイズのAlNの個数密度を規定する。その個数密度が10個/μm3を超えると、自己焼鈍時に熱延板の再結晶、粒成長が十分でなく、磁束密度の低下に繋がる。更に、冷延後仕上げ焼鈍時の再結晶、粒成長にも悪影響を与える。好ましくは、5個/μm3以下である。また、本発明の鋼板の組織は、未再結晶組織を含まないフェライト粒からなる組織であって、そのフェライト粒の平均粒径が30~200μmであるようにする。平均粒径が30μm未満ではヒステリシス損失が大きくなり、トータルの鉄損が増加する。好ましくは40μm以上、更に好ましくは60μm以上である。200μmを超えると渦電流損が増大し、全鉄損が増加してしまう。好ましくは150μm以下である。更に、本発明の鋼板において、圧延方向と圧延直角方向の平均のB50は1.75T以上であり、鋼板がSn、Sbの少なくともどちらか一方を含む場合は1.77T以上である。先に説明したように、SnやSbは、冷延再結晶後の集合組織を改善して、その磁束密度B50を向上させる作用を持つ。次に、本発明の電磁鋼板を得る為の製造方法を説明する。本発明の製造方法は、上記に記載の鋼組成を有するスラブに対して熱間圧延を施し、熱延巻き取りの熱による自己焼鈍を施し、冷間圧延を施し、その後仕上げ焼鈍を施す工程からなる。熱間圧延工程のスラブ加熱温度は、硫化物などの不純物の再固溶-微細析出を防ぎ、鉄損を劣化させないため1250°C以下とする。ただし低すぎると熱延の能力低下を招くので1050°C以上とする。好ましくは1100°C~1200°Cである。続いて行われる粗圧延やデスケーリングは、通常の方法で行えば良く、特に条件を限定するものではない。熱間圧延の仕上げ圧延終了温度FTは、先の実験で示したように磁性への影響は小さいので特に規定しないが、Ar1変態点20°C以下にすることが好ましい。鉄損も磁束密度も良好になるからである。熱延後のコイル巻き取り温度を780°C~Ac1変態点とする。コイルを水冷する場合は、水冷開始までの時間を10分以上とする。これにより熱延板は自己焼鈍される。そのことにより、熱延組織は粗大化し、磁束密度は向上する。また析出物も粗大化し、冷延後仕上げ焼鈍時の粒成長を良好にする。好ましくは800°C以上、更に好ましくは、850°C以上である。尚、巻取り温度がAc1変態点を超えると、冷却過程で再度変態し、冷延前の組織が微細になり、冷延再結晶後の磁束密度が低下するので好ましくない。また巻き取り直前の熱延板を加熱し、昇温することにより巻き取り温度を確保することもできる。その方法は特に限定しないが、誘導加熱などを用いることができる。この場合もAc1変態点以上に加熱すると磁束密度が低下するので好ましくない。次に熱延材は、熱延板焼鈍施されることなく酸洗後、冷間圧延され、仕上げ焼鈍される。仕上げ焼鈍工程においては、焼鈍後の組織を、未再結晶組織を含まないフェライト相とし、かつ、そのフェライト粒の平均粒径を30~200μmとする。フェライト粒の平均粒径を30μm以上とするために焼鈍温度を800°C以上とする。ただし変態点Ac1を超えると、組織は細粒化するので、Ac1変態点以下とする。好ましくは850°C~Ac1変態点である。本発明は、以上のような高磁束密度で低鉄損の無方向性電磁鋼板及びその電磁鋼板を熱延板焼鈍を省略して低コストで製造できる製造方法を特徴とするものであるが、以下、実施例を用いて、そのような本発明の実施可能性及び効果についてさらに説明する。<実施例1>転炉で溶製した溶鋼を真空脱ガス処理し、表2に示した成分組成に調整後、連続鋳造してスラブとし、このスラブに熱間圧延を施し、厚さが2.5mmの熱延板とした。その際、スラブ加熱温度は1200°C、仕上げ圧延の終了温度は1020°C、巻き取り温度は850°Cとし、巻き取ったコイルは、巻き取り後15分間保持した後に水冷した。この熱延板を酸洗後0.5mmまで冷間圧延し、850°C×約30秒の連続仕上げ焼鈍を行った。得られた材料の磁気特性の評価をエプスタイン法JISC2556で行い、粒径測定JISG0552、析出部観察も行った。結果を同じく表1に示す。磁気特性は、L方向とC方向の平均値で示した。本発明範囲の成分組成の無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られる。<実施例2>質量で、C:0.0011、Si:0.5、Mn:0.17、P:0.073、N:0.0019、Al:0.03、B:0.0018、Sn:0.095、残部Fe及び不可避不純物の成分組成のスラブを転炉で溶製した。この鋼のAr1変態点は955°C、Ar3変態点は985°C、Ac1変態点は1018°Cであった。このスラブを1030°C~1300°Cの温度で加熱し、熱間圧延を施した。仕上げ圧延の終了温度は880°C~1080°Cの範囲で変化させた。その後巻き取り温度を750°C~1020°Cとして巻き取り、コイルで15分保持し、その後水冷した。なお、巻き取り温度650°Cの例は、比較のため、熱延終了直後に注水して巻き取ったものである。その後、熱延板を酸洗し、0.5mmまで冷間圧延し、750°C~1050°C×約30秒間の仕上げ焼鈍を行った。得られた材料いついて、実施例1と同様に、磁気測定、粒径測定、析出部観察を行った。製造条件と測定結果を表3に示す。本発明範囲の製造方法で製造した無方向性電磁鋼板は、優れた磁気特性が得られている。