重量で、C:0.005以下、Si:4.0以下、P:0.1以下、S:0.03以下、Mn:0.1~2.0、Al:0.3~2.0、N:0.003以下、Ti:0.005以下を含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなるスラブを、熱間圧延し、冷間圧延した後、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないとなるように最終焼鈍を行う、低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。Ni:5以下およびCr:10以下よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含む、請求項1に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。Sn:0.01~0.1およびSb:0.005~0.05よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含む、請求項1に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記不純物はCu、NbおよびVよりなる群から選ばれた少なくとも一つを含み、前記Cuの含量は0.02以下、前記Nbの含量は0.003以下、前記Vの含量は0.003以下にそれぞれ制御される、請求項1に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記スラブを熱間圧延する前に、1050°C以上1250°C以下の温度で前記スラブを再加熱する段階をさらに含む、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記最終焼鈍後に再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを10μm以下に制御する、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記最終焼鈍を、最終焼鈍の温度変化による降伏強度の変化率が3.0MPa以下の温度領域で行う、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記最終焼鈍された鋼板の延伸率を20以上に制御する、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記最終焼鈍された鋼板の降伏強度を500MPa以上に制御する、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記最終焼鈍を720~760°Cの温度で行う、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。前記熱間圧延後前記冷間圧延前に熱延板焼鈍を行う、請求項1~4のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法。重量で、C:0.005以下、Si:4.0以下、P:0.1以下、S:0.03以下、Mn:0.1~2.0、Al:0.3~2.0、N:0.003以下、Ti:0.005以下を含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなり、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないである、低鉄損高強度無方向性電気鋼板。前記電気鋼板は、Ni:5以下及びCr:10以下よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含む、請求項12に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。前記電気鋼板は、Sn:0.01~0.1及びSb:0.005~0.05よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含む、請求項12に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。前記不純物はCu、Nb及びVよりなる群から選ばれた少なくとも一つを含み、前記Cuの含量は0.02以下、前記Nbの含量は0.003以下、前記Vの含量は0.003以下である、請求項12に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。鋼板の断面における再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズが10μm以下である、請求項12~15のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。延伸率が20以上である、請求項12~15のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。降伏強度が500MPa以上である、請求項12~15のいずれか1項に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。鋼板内のCu析出物のサイズが10nm以下である、請求項15に記載の低鉄損高強度無方向性電気鋼板。本発明の一目的は、冷間圧延された鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率を適正の水準に管理し、再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを制御することにより、強度に優れ且つ鉄損の低い無方向性電気鋼板を製造することにある。本発明の他の目的は、最終焼鈍を最終焼鈍の温度変化による降伏強度の変化率が低い温度領域で行って鋼板の延伸率を一定の水準以上に保つようにし、磁性と強度のバラツキを減らして低鉄損高強度特性を安定的に確保するようにする、無方向性電気鋼板の製造方法を提供することにある。本発明のさらに他の目的は、冷間圧延された鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率を適正の水準に管理し、再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを制御し、微細硫化物或いは単独析出相として存在するCuの含量を抑制して結晶成長性を向上させることにより、客先の必要に応じて部分的に熱処理した場合に鉄損が大幅向上した高強度無方向性電気鋼板を製造することにある。本発明のさらに他の目的は、冷間圧延された鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率を適正の水準に管理し、再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを制御し、強度を向上させる合金成分を適正量含有することにより、強度に優れかつ鉄損の低い無方向性電気鋼板を製造することにある。本発明のさらに他の目的は、冷間圧延された鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率を適正の水準に管理し、再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを制御し、表面の酸/窒化反応を抑制させる合金成分を含有することにより、客先の必要に応じて部分的に熱処理した場合に磁性が大幅向上する低鉄損高強度無方向性電気鋼板を製造することにある。本発明のさらに他の目的は、冷間圧延された鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率を適正の水準に管理し、再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを制御し、微細炭窒化物析出物を形成する不純物元素を制限して結晶成長性を向上させることにより、客先の必要に応じて部分的に熱処理した場合に磁性が大幅向上する低鉄損高強度無方向性電気鋼板を製造することにある。上記目的を達成するために、本発明の一側面による低鉄損高強度無方向性電気鋼板の製造方法は、重量で、C:0.005以下、Si:4.0以下、P:0.1以下、S:0.03以下、Mn:0.1~2.0、Al:0.3~2.0、N:0.003以下、Ti:0.005以下を含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなるスラブを、熱間圧延し、冷間圧延した後、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないとなるように最終焼鈍を行うことを特徴とする。また、本発明の製造方法において、Ni:5以下およびCr:10以下よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含み、或いはSn:0.01~0.1およびSb:0.005~0.05よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含むことができる。また、本発明の製造方法において、前記不純物はCu、NbおよびVよりなる群から選ばれた少なくとも一つを含み、前記Cuの含量は0.02以下、前記Nbの含量は0.003以下、前記Vの含量は0.003以下に制御されることができる。また、本発明の製造方法において、前記スラブを熱間圧延する前に、1050°C以上1250°C以下の温度で前記スラブを再加熱する段階をさらに含むことができ、また、最終焼鈍後に再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを10μm以下に制御することができ、また、最終焼鈍を、最終焼鈍の温度変化による降伏強度の変化率が3.0MPa以下の温度領域で行うができる。また、本発明の製造方法では、最終焼鈍された鋼板の延伸率を20以上に制御することができ、また、最終焼鈍された鋼板の降伏強度を500Mpa以上に制御することができ、また、前記最終焼鈍を720~760°Cの温度で行うことができ、また、前記熱間圧延後冷間圧延前に熱延板焼鈍を行うことができる。上記目的を達成するために、本発明の他の側面による低鉄損高強度無方向性電気鋼板は、重量で、C:0.005以下、Si:4.0以下、P:0.1以下、S:0.03以下、Mn:0.1~2.0、Al:0.3~2.0、N:0.003以下、Ti:0.005以下を含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなり、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないであることを特徴とする。また、本発明において、前記電気鋼板は、Ni:5以下及びCr:10以下よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含むことができ、前記電気鋼板は、Sn:0.01~0.1及びSb:0.005~0.05よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含むことができ、また、前記不純物はCu、Nb及びVよりなる群から選ばれた少なくとも一つを含み、前記Cuの含量は0.02以下、前記Nbの含量は0.003以下、前記Vの含量は0.003以下であることができる。また、本発明において、前記電気鋼板は、鋼板の断面における再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズが10μm以下であることができ、延伸率が20以上であることができ、降伏強度が500MPa以上であることができ、また、鋼板内のCu析出物のサイズが10nm以下であることができる。本発明によれば、冷間圧延された鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率を適正の水準に管理し、再結晶された結晶粒の平均結晶粒サイズを制御することにより、強度に優れ且つ鉄損の低い無方向性電気鋼板を製造することができる。また、本発明によれば、最終焼鈍を、最終焼鈍の温度変化による降伏強度の変化率が低い温度領域で行うことにより、延伸率の低下を防止し、磁性および強度のバラツキを減らして低鉄損および高強度特性を安定的に確保することができる。また、客先の必要に応じて部分的に熱処理した場合、磁性を大幅向上することができる。また、Cu含量を制限して結晶成長性を向上させることにより、客先の熱処理の際に鉄損特性が大幅向上した高強度無方向性電気鋼板を製造することができる。また、表面の酸/窒化反応を抑制させる合金成分を含有することにより、客先の必要に応じて部分的に熱処理した場合に磁性を大幅向上させることができる。また、Nb、Vなどの不純物を制限して微細炭窒化物析出物を減らし、結晶成長性を向上させることにより、客先の熱処理の際に磁性が大幅向上した低鉄損高強度無方向性電気鋼板を製造することができる。以下、本発明についてより具体的に説明する。本発明者らは、低鉄損特性と高強度特性を同時に有する無方向性電気鋼板を製造するにあたり、多様な合金元素が及ぼす種類別影響と、熱間圧延、冷間圧延および最終焼鈍の様々な工程因子の調整による再結晶挙動や組織変化特性などについて調べた結果、特定の合金成分の組成を有する成分系において、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率と、最終焼鈍された鋼板の再結晶粒サイズを適正の水準に制御することにより、優れた強度特性と共に低い鉄損特性を同時に有する無方向性電気鋼板を製造することができることを見出した。本発明に係る無方向性電気鋼板の製造方法は、重量で、C:0.005以下、Si:4.0以下、P:0.1以下、S:0.03以下、Mn:0.1~2.0、Al:0.3~2.0、N:0.003以下、Ti:0.005以下を含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなるスラブを、熱間圧延し、冷間圧延した後、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないとなるように最終焼鈍を行う。また、本発明の製造方法では、上記組成に、Ni:5以下およびCr:10以下よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含むことができ、また、Sn:0.01~0.1およびSb:0.005~0.05よりなる群から選ばれた少なくとも一つをさらに含むことができる。また、本発明の製造方法において、上記不純物として、Cu、NbおよびVよりなる群から選ばれた少なくとも一つを含むことができ、上記Cuの含量は0.02以下、上記Nbの含量は0.003以下、上記Vの含量は0.003以下に制御されうる。また、本発明の製造方法では、上記スラブを熱間圧延する前に、1050°C以上1250°C以下の温度で上記スラブを再加熱する段階をさらに含むことができる。また、本発明者らは、未再結晶組織の面積分率が無方向性電気鋼板の磁性と強度のバラツキに及ぼす影響について鋭意注目して研究した結果、未再結晶組織の面積分率が高くなるほど降伏強度が大きくなり、それにより高強度特性を確保することができるという事実と共に、未再結晶組織の微細分率が50を超えると、延伸率が20未満に急減し、最終的に降伏強度は増加しても疲労強度が減少する結果をもたらすという事実を見出した。しかも、本発明者らは、未再結晶組織の面積分率と共に結晶粒のサイズが電気鋼板の特性を左右する重要な因子であることを見出した。結晶粒のサイズと強度は互いに反比例する傾向があり、できる限り結晶粒のサイズを小さく維持することが高強度化のために好ましい。実験の結果、再結晶された結晶粒の平均サイズを10μm以下に制御することにより、無方向性電気鋼板の強度を通常材に比べて30以上向上させることができることが分かる。このような事実と共に、本発明者らは、無方向性電気鋼板の磁性と強度のバラツキを減らすための様々な因子に対して調べて研究した結果、最終焼鈍温度の変化による降伏強度の変化率が低い温度領域が存在するという事実を見出し、特に最終焼鈍を温度の変化による降伏強度の変化率が3MPa/°Cより低い温度領域、好ましくは720~760°Cの温度領域で最終焼鈍することにより、無方向性電気鋼板の製品特性を安定化することができるという事実も見出した。まず、本発明の無方向性電気鋼板の成分制限理由について説明する。特に言及しない限り、以下における含量は重量を意味する。[C:0.005以下]Cは、最終製品において磁気時効を起こして使用中に磁気的特性を低下させるので、0.005重量以下で含有されるようにする。Cの含量が低いほど磁気的特性に好ましいので、最終製品では0.003重量以下に制限することがより好ましい。[Si:4.0以下]Siは比抵抗を増加させて鉄損中の渦電流損を低める成分として添加する。但し、Siが4.0を超えて含有される場合、冷間圧延性が低下して板破断が起こるため、Siの含量は4.0以下に制限することが好ましい。[P:0.1以下]Pは比抵抗を増加させ、集合組織を改善して磁性を向上させるために添加する。但し、過剰添加される場合には冷間圧延性が悪化するため、Pの含量は0.1以下に制限することが好ましい。[S:0.03以下]Sは、微細な析出物であるMnSおよびCuSを形成して磁気特性を悪化させるため、低く管理することが好ましい。本発明では、Sの含量を0.03以下に制限することが好ましい。[Mn:0.1~2.0]Mnは、0.1未満で添加される場合、微細なMnS析出物を形成して結晶成長を抑制し、それにより磁性を悪化させる。よって、0.1以上で添加し、MnS析出物が粗大に形成されるようにすることが好ましい。また、Mnを0.1以上で添加する場合、S成分がより微細な析出物CuSとして析出されることを防止して磁性の劣化を防止することができる。ところが、Mnが過剰添加されると、むしろ磁性を低下させるため、Mnの含量は0.1~2.0とすることが好ましい。[Al:0.3~2.0]Alは比抵抗を増加させて渦電流損を低めるのに有効な成分である。Alが0.3未満で添加される場合にはAlNが微細に析出して磁性に劣り、逆にAlが2.0を超えて添加される場合には加工性に劣るので、Alの含量は0.3~2.0に制限することが好ましい。[N:0.003以下]Nは母材の内部に微細かつ長いAlN析出物を形成して結晶粒の成長を抑制して鉄損を劣化させるので、できる限り少なく含有させることが好ましく、本発明ではNの含量を0.003以下に制限することが好ましい。[Ti:0.005以下]Tiは微細なTiNとTiC析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する。Tiが0.005を超えて含有される場合、多くの微細な析出物が発生して集合組織を悪くして磁性を悪化させるので、Tiの含量は0.005以下に制限することが好ましい。[Cu:0.02以下]Cuは鋼中に微細な硫化物或いは単独析出相として存在して結晶粒の成長を抑制する。特に、Cuが0.02を超えて含有されると、客先の熱処理の際に結晶粒の成長を抑制して鉄損向上を阻害し、高張力製品が客先の熱処理によって低鉄損製品として使用されなければならない場合に使用先を制限するので、Cuの含量は0.02以下に制限するとよい。[Ni:5以下]Niは添加の際に磁気的特性の劣化が少ないものの、強度を増加させる効果があるため、本発明のような低鉄損高強度鋼のためには効果的な元素である。ところが、Niが5を超えて含有される場合にはコストアップの要因が大きく磁束密度が低下すという問題があるため、Niの含量は5以下に制限するとよい。[Cr:10以下]Crは耐食性を向上させ且つ強度を効果的に増加させる効果があるため、低鉄損高強度鋼のために効果的な元素である。ところが、Crが10を超えて含有される場合、コストアップの要因があり磁束密度が低下するため、Crの含量は上限を10に制限するとよい。[Sn:0.01~0.1]Snは客先の熱処理の際に表面に偏析して雰囲気酸素および窒素が鋼中に浸透して鉄損が劣化することを防止するという効果がある。この効果のためには、Snが0.01以上含有されなければならないが、0.1を超えて含有される場合、結晶成長性を阻害する効果があるので、Snの含量は0.01~0.1に制限するとよい。[Sb:0.005~0.05]Sbは客先の熱処理の際に表面に偏析して雰囲気酸素および窒素が鋼中に浸透して鉄損が劣化することを防止するという効果がある。この効果のためには、Sbが0.005以上含有されなければならないが、0.05を超えて含有される場合、結晶成長性を阻害する効果があるので、その範囲を0.005~0.05に制限するとよい。[Nb:0.003以下]Nbは微細なNbNとNbC析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する。Nbが0.003を超えて含有される場合、多くの微細な析出物が発生し、客先の熱処理の際に結晶粒の成長を抑制して鉄損の向上を阻害することがある。特に、高張力製品が客先の熱処理によって低鉄損製品として使用されなければならない場合、使用先を制限するおそれがあるので、Nbの含量は0.003以下に制限するとよい。[V:0.003以下]Vは微細なVNとVC析出物を形成して結晶粒の成長を抑制する。Vが0.003を超えて含有される場合、多くの微細な析出物が発生し、客先の熱処理の際に結晶粒の成長を抑制して鉄損の向上を阻害することがある。特に、高張力製品が客先の熱処理によって低鉄損製品として使用されなければならない場合、使用先を制限するおそれがあるので、Vの含量は0.003以下に制限するとよい。以下、本発明の無方向性電気鋼板の製造方法について説明する。本発明の無方向性電気鋼板の製造方法は、まず、上記の組成からなるスラブを加熱炉に装入して加熱する。スラブの加熱温度は1050~1250°Cとすることが好ましい。スラブを1250°C超過の温度で加熱すると、磁性を害する析出物が再溶解して熱間圧延の後に微細に析出することがある。スラブを加熱した後、続いて熱間圧延を行い、熱間圧延された熱延板を巻き取る。巻き取られた熱延板は必要に応じて熱延板焼鈍を行う。熱延板焼鈍は相変態のない高級電気鋼板を製造するにあたっては行うことが好ましく、最終焼鈍板の集合組織を改善して磁束密度を向上させることに有効である。熱延板焼鈍を行う場合には、熱延板焼鈍を850~1100°Cの温度で行うことが好ましい。熱延板焼鈍の温度が850°C未満の場合には、組織が成長せず或いは微細に成長して磁束密度の上昇効果を期待することが難しくなる。熱延板焼鈍の温度が1100°Cより高くなると、磁気特性が劣化し、板状の変形により圧延作業性が悪くなるおそれがある。上述したように熱延板焼鈍を行うと、磁束密度を向上させることができるが、磁束密度特性が重要に考慮されない無方向性電気鋼板を製造しようとする場合には、熱延板焼鈍を特に行う必要がなく、特に高温で最終焼鈍を行おうとする場合においても、熱延板焼鈍を省略することが可能である。上述したように熱延板焼鈍を行うか或いは省略した場合、熱延板を酸洗し、冷間圧延して所望の板厚の冷延板を製造する。冷間圧延は、1回の冷間圧延によって行ってもよく、必要に応じて中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延によって行ってもよい。冷間圧延された冷延板は最終焼鈍を行う。最終焼鈍は鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないとなる条件で行う。最終焼鈍を鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50より大きくなる条件で行う場合には磁性が劣化し、また降伏強度は増加しても延伸率はむしろ20未満に急減して最終的に疲労強度が急激に減少する。これとは逆に、鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が0となる条件で最終焼鈍を行うと、強度があまり低くなって高強度化を図り難くなる。未再結晶組織の面積分率が0であるというのは、言い換えれば再結晶組織の面積分率が100であることを意味する。したがって、最終焼鈍は鋼板の断面における未再結晶組織の面積分率が50以下0を含まないとなる条件の下で行う。本発明の成分系では、最終焼鈍を720~760°Cの範囲内の温度で行うことにより、未再結晶組織の面積分率を1~50に制御することができる。最終焼鈍時間は5分未満にしても、本発明でのような微細結晶組織の面積分率の確保が可能である。未再結晶組織の面積分率と共に結晶粒のサイズも重要な因子に該当し、最終焼鈍は結晶粒の平均サイズが10μm以下となる条件で行うことが好ましい。結晶粒のサイズは強度に反比例する。結晶粒のサイズを10μm以下に制御すると、通常の無方向性電気鋼板と比較して強度が30以上向上する。ここで定義する結晶粒のサイズは、鋼板の断面から観察される再結晶された結晶粒の平均サイズを意味する。最終焼鈍の温度は、無方向性電気鋼板の磁性と強度のバラツキにも影響を及ぼす。最終焼鈍の温度によって降伏強度の変化率が左右され、高強度電気鋼板の製作の際に最終温度の変化による降伏強度の変化率が考慮されるべきである。一般的に、設備上の制約により最終焼鈍の温度を目標温度±5°Cの範囲内に維持することが難しい実情である。高強度電気鋼板の場合には、再結晶温度の近くで最終焼鈍を行うので、強度の変化が非常に急激に変化する条件の下で製作される。特に、未再結晶組織の面積分率が大きい場合における温度変化による降伏強度の変化率が一層急激であるため、実際製品を生産したとき、特性のバラツキが管理水準を上回る問題が発生しうる。よって、目標とする特性を有する製品を安定的に生産するためには、電気鋼板の保証降伏強度を勘案したときに、最終焼鈍温度の変化による降伏強度の変化率が3MPa/°C以下の温度区間で最終焼鈍を行うことが有利である。最終焼鈍された鋼板は、通常の方法で絶縁被膜処理して客先に出荷できる。絶縁被膜コーティングの際に通常のコーティング材の適用が可能であり、クロム系または無クロム系のいずれでも使用可能である。また、必要に応じて客先の熱処理を行う場合、Cuの含量を0.02以下に制限することで、結晶成長性の阻害を防ぎ、熱処理後の磁気的特性を向上することができる。また、析出物を発生させる付加的な析出元素が含有されていないので、必要に応じて客先の熱処理を行う場合、熱処理後の磁気的特性を大幅向上することができる。また、必要に応じて客先の熱処理を行う場合において、0.01~0.1のSnおよび/又は0.005~0.05のSbを含有することで、表面の酸化および窒化が抑制され、熱処理後の鉄損特性を大幅改善することができる。また、必要に応じて客先の熱処理を行う場合、Nb、Vの含量を制限することで、微細炭窒化物析出物を減らして結晶成長性の阻害を防止し、熱処理後の磁気的特性を大幅向上することができる。以下、実施例によって本発明をさらに詳しく説明する。<実施例1>重量で、下記表1に示したような組成の合金成分と不純物からなるスラブを1180°Cで再加熱した後、2.3mmに熱間圧延して熱延板を製造した。この際、比抵抗差によって発生する影響を最小化するために、AlSi値は4.2或いは2.2に一定に維持した。製造された各熱延板は650°Cで巻き取った後、空気中で冷却し、1040°Cで2分間熱延板焼鈍を行った。次いで、熱延板を酸洗した後、0.35mmの厚さとなるように冷間圧延を行った。その後、冷延板は水素20、窒素80の雰囲気条件の下で、下記表2に与えられた温度で1分間最終焼鈍を行った後、磁性および機械的特性を分析した。磁性は、サイズ60×60mm2の単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。降伏強度は、KS13B規格の試片を製作して引張実験を行い、0.2オフセットにおける値で決定した。未再結晶組織の面積分率は、最終焼鈍された鋼板の断面を光学顕微鏡で撮影した後、再結晶された部分の領域をイメージ分析して計算した。結晶粒のサイズは、光学顕微鏡写真から平均結晶粒の面積を求めて平方根を取って決定した。最終焼鈍の温度変化による降伏強度の変化率は、次の数式1によって計算した。数式1温度Tにおける降伏強度の変化率=YPT-YPT10/10式中、上記YPTはT°Cの温度で焼鈍したときの試片の降伏強度、上記YPT10はT10°Cの温度で焼鈍したときの試片の降伏強度である。表2の結果より、最終焼鈍の温度が減少するにつれて未再結晶組織の面積分率およびそれによる降伏強度は増加するが、未再結晶組織の面積分率が50を超える場合、延伸率は20未満に急減することが分かる。比較材1~4の場合、未再結晶組織の面積分率が50を超過し且つ延伸率が20未満であって、加工性および靱性が悪化して高強度素材として適さず、鉄損も35W/Kg以上に急激に劣化する傾向が現れる。また、比較材1~4は、最終焼鈍の温度に対する機械的特性の変化が3MPa/°Cより高いため、実際生産の際に50~70Mpaの降伏強度のバラツキを有することになった。比較材5の場合、未再結晶組織が全くないため、延伸率は高くて靱性には優れるが、降伏強度が500MPaより低くて母素材が約390Mpaの降伏強度を持っていることに鑑みたとき、強度向上率が30未満とあまりに低いため、高強度製品としての有用性が得られない。比較材6~9も、未再結晶組織の面積分率が50より大きいため、延伸率および鉄損が急激に悪くなった。比較材10の場合は高強度製品としての有用性が得られない。発明材1~14は、未再結晶組織の面積分率が50以下であり、結晶粒の平均サイズが10μm以下であって、鉄損と降伏強度が安定的に維持されるうえ、延伸率も20以上の水準を維持して靱性が高い特徴を持つことになり、500MPa以上の降伏強度を有する高強度製品としての利点を有する。<実施例2>重量で、下記表3に示したような組成の合金成分と不純物からなるスラブを1130°Cで再加熱した後、2.3mmに熱間圧延して熱延板を製造した。製造された各熱延板は650°Cで巻き取った後、空気中で冷却し、1080°Cで2分間熱延板焼鈍を行った。次いで、熱延板を酸洗した後、0.35mmの厚さとなるように冷間圧延を行った。その後、冷延板は、水素20、窒素80の雰囲気条件の下、650°Cで1分間最終焼鈍を行った後、その鉄損および降伏強度を測定した。また、一般的な客先の熱処理条件である窒素100雰囲気の条件下、750°Cで2時間熱処理し、鉄損およびCu析出相のサイズを測定した。磁性は、サイズ60×60mm2の単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。降伏強度、は、KS13B規格の試片を製作して引張実験を行い、0.2オフセットにおける値で決定した。表4の結果より、Cuの含量が増加するにつれて、客先の熱処理前には鉄損および降伏強度の変化が殆ど観察されないが、客先の熱処理後には比較材11~16のようにCuの含量が0.02を超えたときに鉄損が急激に劣化することが分かる。このような鉄損劣化は、Cuの含量増加に伴って結晶成長を抑制するCu析出物のサイズが増加するためと思われる。特に、Cu析出相のサイズが10nmを超える場合、客先の熱処理条件下で結晶成長が大きく鈍化するためと判断される。よって、客先で選択的な熱処理によって磁性を向上させようとする場合、鋼中にCuの含量を0.02以下に制御するとよい。<実施例3>重量で、下記表5に示したような組成の合金成分と不純物からなるスラブを1130°Cで再加熱した後、2.3mmに熱間圧延して熱延板を製造した。製造された各熱延板は650°Cで巻き取った後、空気中で冷却し、1080°Cで2分間熱延板焼鈍を行った。次いで、熱延板を酸洗した後、0.35mmの厚さとなるように冷間圧延を行った。その後、冷延板は水素20、窒素80の雰囲気条件の下、650°Cで1分間最終焼鈍を行った後、その磁性および機械的特性を分析した。磁性は、サイズ60×60mm2の単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。降伏強度は、KS13B規格の試片を製作して引張実験を行い、0.2オフセットにおける値で決定した。表6の結果より、NiまたはCuの含量が増加するほど、降伏強度が増加し、鉄損は漸次減少する傾向を持っていることが分かる。比較材17、18、20および21は、Niの含量が5を超えて磁束密度が急激に劣化し、比較材19および22は、Crの含量が10を超えて磁束密度が急激に劣化しており、モーター素材として使用するには適さないことがある。よって、本発明の低鉄損高強度製品に使用されるNiの含量は5以下に制限し、Crの含量は10以下に制限するとよい。<実施例4>重量で、下記表7に示したような組成の合金成分と不純物からなるスラブを1130°Cで再加熱した後、2.3mmに熱間圧延して熱延板を製造した。製造された各熱延板は、650°Cで巻き取った後、空気中で冷却し、1080°Cで2分間熱延板焼鈍を行った。次いで、熱延板を酸洗した後、0.35mmの厚さとなるように冷間圧延を行った。その後、冷延板は、水素20、窒素80の雰囲気条件の下、650°Cで1分間最終焼鈍を行った後、鉄損および降伏強度を測定した。また、一般的な客先の熱処理条件である窒素100雰囲気の条件下、750°Cで2時間熱処理し、鉄損を測定した。鉄損は、サイズ60×60mm2の単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。降伏強度は、KS13B規格の試片を製作して引張実験を行い、0.2オフセットにおける値に決定した。表8の結果より、0.01~0.1のSnおよび/または0.005~0.05のSbを含有する発明材35~42の場合、比較材23~30と比較したときに客先の熱処理条件で熱処理した後の鉄損が熱処理前に比べて10以上向上した。Sbが0.005未満で含有された、或いはSnが0.01未満で含有された比較材23、25、27および29は、表層に酸窒化物が形成されて鉄損が劣化したと判断される。Sbが0.05を超えて含有された、或いはSnが0.1を超えて含有された比較材24、26、28および30は、比較的低い焼鈍温度の客先の熱処理条件下で結晶成長を抑制するためと判断される。よって、客先の熱処理後の鉄損を向上させるためには、Snの場合は0.01~0.1で添加し、Sbの場合は0.005~0.05で添加するとよいことが分かる。<実施例5>重量で、下記表9に示したような組成の合金成分と不純物からなるスラブを1130°Cで再加熱した後、2.3mmに熱間圧延して熱延板を製造した。製造された各熱延板は、650°Cで巻き取った後、空気中で冷却し、1080°Cで2分間熱延板焼鈍を行った。次いで、熱延板を酸洗した後、0.35mmの厚さとなるように冷間圧延を行った。その後、冷延板は、水素20、窒素80の雰囲気条件の下、650°Cで1分間最終焼鈍を行った後、鉄損および降伏強度を測定した。また、一般的な客先の熱処理条件である窒素100雰囲気の条件下、750°Cで2時間熱処理し、鉄損を測定した。磁性は、サイズ60×60mm2の単板測定器を用いて圧延方向と圧延直角方向に測定し、これを平均して求めた。降伏強度は、KS13B規格の試片を製作して引張実験を行い、0.2オフセットにおける値で決定した。表10の結果より、客先の熱処理前にはNbとVの含量増加に伴う鉄損および降伏強度の変化が大きくないが、NbとVの含量が0.003を超えた比較材31~36は、客先の熱処理後に鉄損が急激に劣化することが分かる。このような鉄損の劣化はNbとVの含量増加に伴って結晶成長を抑制するNb、V系炭窒化物が発生するためと判断される。よって、客先で選択的な熱処理によって磁性を向上させようとする場合、鋼中にNbとVの含量を0.003以下に制御するとよい。