無晶粒取向性磁鋼板及其製造方法

2023-06-10 09:27:06 2

專利名稱：：無晶粒取向性磁鋼板及其製造方法
技術領域：
：本發明涉及適於電機中作為電工材料使用的低鐵損無晶粒取向性磁鋼板及其製造方法。近年來，從電機節省能量的觀點出發，對於具有更低鐵損磁鋼板的需求日益增長。為了減小這種鐵損，有效的方法是使晶粒粗大化；對於特別要求低鐵損的Si+Al含量為1～3％左右的中高品位無晶粒取向磁鋼板來說，利用將成品退火溫度提高到1000℃左右，降低退火時的操作速度，延長退火時間的方法，使晶粒粗大化。為了使成品退火時產生良好的晶粒成長特性，降低鋼板中的夾雜物和析出物量是有效的手段。因此，迄今為止人們試圖對於夾雜物和析出物進行無害化處理；尤其是對於高級材料來說，從防止MnS析出的觀點出發，常用的方法是降低S含量。例如，在特公昭56-22931號公報上公開了一種方法，該方法是在Si2.5～3.5％和Al0.3～1.0％的鋼中，使S達到50ppm以下，O達到25ppm以下的方法降低鐵損。又如，在特公平2-50190號公報上公開了一種方法，該方法是在Si2.5～3.5％和Al0.25～1.0％的鋼中，使S達到15ppm以下，O達到20ppm以下，和N達到25ppm以下的方法降低鐵損。此外，在特公平5-140647號公報上公開了另一種方法，該方法是在Si2.0～4.0％和Al0.10～2.0％的鋼中，使S達到30ppm以下，Ti、Zr、Nb和V分別達到50ppm以下的方法降低鐵損。但是，這些方法中任何一種方法的現狀是，S量低於10ppm以下的高品位鋼板的鐵損值W15/50＝2.4W/kg左右(板厚0.5mm)，數值在其上時不能獲得更低鐵損值。經過簡單分析後認為，如果減少S量，則鋼中的MnS量減小，同時晶粒也更容易成長，所以鐵損不斷降低。然而，實際上鐵損具有伴隨S量的降低而降低的趨勢，在S量達到10ppm左右時處於飽和狀態，所以上述的鐵損值是極限數值。本發明目的在於提供一種低鐵損磁鋼板及其製造方法。為了達到上述目的，本發明提供了具有如下組成的磁鋼板C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si4.5重量％以下、Mn0.05～1.5重量％、Al1.5重量％以下、S0.001重量％以下，由以下元素組中選出的至少一種元素Sb0.001～0.05重量％、Sn0.002～0.1重量％、Se0.0005～0.01重量％、Te0.0005～0.01重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質。本發明中所說的S優選處於0.0005重量％以下，所說的不可避免的雜質中，Ti最好處於0.005重量％以下。所說的至少一種元素，優選從以下元素組中選擇Sb0.001～0.005重量％、Sn0.002～0.01重量％、Se0.0005～0.002重量％、Te0.0005～0.002重量％。在上述本發明的無晶粒取向性磁鋼板中，具體優選的實施方案如下優選的實施方案1所說的Si處於4重量％以下；所說的Mn為0.05～1重量％；所說的至少一種元素是Sb和Sn；Sb+0.5×Sn處於0.001～0.05重量％。Sb+0.5×Sn優選處於0.001～0.005重量％。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案2所說的Si處於4重量％以下；所說的Mn為0.05～1重量％；所說的至少一種元素是Sb；Sb處於0.001～0.05重量％。Sb優選處於0.001～0.005重量％。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案3所說的Si處於4重量％以下；所說的Mn為0.05～1重量％；所說的至少一種元素是Sn；Sn處於0.002～0.1重量％。Sb優選處於0.002～0.01重量％。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案4所說的Si處於4重量％以下；所說的Mn為0.05～1重量％；所說的Al為0.1～1重量％；所說的至少一種元素是Se和Te；Se+Te處於0.0005～0.01重量％。Se+Te優選處於0.0005～0.002重量％。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案5所說的Si處於4重量％以下；所說的Mn為0.05～1重量％；所說的Al處於0.1～1重量％；所說的至少一種元素是Se；Se處於0.0005～0.01重量％。Se優選處於0.0005～0.002重量％。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案6所說的Si處於4重量％以下；所說的Mn為0.05～1重量％；所說的Al處於0.1～1重量％；所說的至少一種元素是Te；Te處於0.0005～0.01重量％。Te優選處於0.0005～0.002重量％。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案7Si處於1.5～3重量％；Al處於0.1～1重量％；Si+Al為3.5重量％以下；至少一種元素是Sb和Sn；Sb+0.5×Sn處於0.001～0.05重量％；板厚為0.1～0.35mm；Sb+0.5×Sn優選處於0.001～0.005重量％。所說的磁鋼板優選具有70～200μm的晶粒平均直徑。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案8Si處於1.5～3重量％；Al處於0.1～1重量％；Si+Al為3.5重量％以下；至少一種元素是Sb；Sb處於0.001～0.05重量％；板厚為0.1～0.35mm；Sb優選處於0.001～0.005重量％。所說的磁鋼板優選具有70～200μm的晶粒平均直徑。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案9Si處於1.5～3重量％；Al處於0.1～1重量％；Si+Al為3.5重量％以下；至少一種元素是Sn；Sn處於0.002～0.1重量％；板厚為0.1～0.35mm；Sn優選處於0.002～0.01重量％。所說的磁鋼板優選具有70～200μm的晶粒平均直徑。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案10Si高於3重量％低於4.5重量％；Al處於0.1～1.5重量％；Si+Al為4.5重量％以下；至少一種元素是Sb和Sn；Sb+0.5×Sn處於0.001～0.05重量％；板厚為0.1～0.35mm。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案11Si高於3重量％低於4.5重量％；Al處於0.1～1.5重量％；Si+Al為4.5重量％以下；至少一種元素是Sb；Sb處於0.001～0.05重量％；板厚為0.1～0.35mm。所說的S優選處於0.0005重量％以下。優選的實施方案12Si高於3重量％低於4.5重量％；Al處於0.1～1.5重量％；Si+Al為4.5重量％以下；至少一種元素是Sn；Sn處於0.002～0.1重量％；板厚為0.1～0.35mm。所說的S優選處於0.0005重量％以下。此外，本發明還提供一種具有以下組成的無晶粒取向性磁鋼板Si4重量％以下、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下，餘量為Fe和不可避免的雜質；而且成品退火後距鋼板表面30μm表面厚度範圍內氮化物量低於300ppm。而且，本發明還提供一種由以下工序組成的無晶粒取向性鋼板的製造方法(a)準備具有以下組成的扁坯C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si4重量％以下、Mn0.05～1重量％、Al1.5重量％以下、S0.001重量％以下，由以下元素組中選出的至少一種元素Sb0.001～0.05重量％、Sn0.002～0.1重量％、Se0.0005～0.01重量％、Te0.0005～0.01重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；(b)熱軋所說的扁坯製成熱軋板；(c)冷軋所說的熱軋板製成冷軋板；(d)對所說的冷軋板進行成品退火。上述的發明中，所說的至少一種元素也可以是從下列元素組中選出的至少一種元素Sb0.001～0.05重量％和Sn0.002～0.1重量％。而且，所說的至少一種元素也可以是從下列元素組中選出的至少一種元素Se0.0005～0.01重量％和Te0.0005～0.01重量％。在上述的本發明的無晶粒取向性磁鋼板的製造方法中，優選的具體實施方案如下優選的實施方案1所說的扁坯由以下成分組成C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si1～4重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5×Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；所說的成品退火是由以40℃/秒以下的速度升溫組成的。優選的實施方案2所說的扁坯由以下成分組成C0.005重量％以下、P0.03～0.15重量％、N0.005重量％以下、Si1～3.5重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5×Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；所說的成品退火是由在氫氣濃度為10％以上的氣氛中，均熱時間為30秒～5分鐘的連續退火處理組成的。優選的實施方案3所說的扁坯由以下成分組成C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si1.5重量％以下、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5×Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；所說的成品退火是由在氫氣濃度為10％以上的氣氛中，均熱時間為30秒～5分鐘的連續退火處理組成的。優選的實施方案4這種優選的實施方案還具有對熱軋板進行退火的工序；所說的扁坯由以下成分組成C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si1.5～4重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5×Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；所說的熱軋板的退火，是在氫氣和氮氣的混合氣氛中，以40℃/秒以下的加熱速度升溫組成的。優選的實施方案5這種優選的實施方案還包括對熱軋板進行退火的工序；所說的扁坯由以下成分組成C0.005重量％以下、P0.15重量％以下、N0.005重量％以下、Si1.5～3.5重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5×Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；所說的熱軋板退火，是由在氫氣濃度達60％以上的氣氛中，進行1～6小時均熱處理組成的。優選的實施方案6這種優選的實施方案還包括對熱軋板進行退火的工序；所說的熱軋板退火，是由在氫氣濃度達10％以上的氣氛中，進行1～5分鐘均熱處理組成的。附圖的簡要說明附圖1是表示S與成品退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖2是表示Sb量與成品退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖3是表示S與成品退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖4是表示Sn量與成品退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖5是表示S與磁場退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖6是表示Sb量與磁場退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖7是表示S與磁場退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖8是表示Sn量與磁場退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖9是表示Ti量與成品退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖10是表示S量與成品退火後磁特性之間關係的示意圖。附圖11是表示Se量與成品退火後磁特性之間關係的示意圖。附圖12是表示0.5mm材料中S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖13是表示0.35mm材料中S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖14是表示S、Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖15是表示Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖16是表示Sn量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖17是表示0.5mm材料中S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖18是表示0.35mm材料中S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖19是表示S、Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖20是表示Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖21是表示Sn量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖22是表示晶粒平均直徑與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖23是表示S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖24是表示S、Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖25是表示Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖26是表示Sn量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖27是表示S量與成品退火後磁特性之間關係的示意圖。附圖28是表示距鋼板表面30μm厚度範圍內氮化物量與成品退火後磁特性之間關係的示意圖。附圖29是表示S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖30是表示Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖31是表示成品退火時的升溫速度與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖32是表示S量與磁場退火後的磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖33是表示成品退火均熱時間與磁場退火後的磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖34是表示S量與磁場退火後磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖35是表示成品退火均熱時間與磁場退火後的磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖36是表示S量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖37是表示熱軋板退火時的加熱速度與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖38是表示Sb量與成品退火後的鐵損之間關係的示意圖。附圖39是表示S量與磁場退火後的磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。附圖40是表示熱軋板退火均熱時間與磁場退火後的磁特性(鐵損)之間關係的示意圖。實施方案的詳細說明實施方案1本發明發現即使將S控制在10ppm以下的極微量範圍內也不會降低鐵損，是由於在微量S範圍內於表面區域內形成顯著氮化物層造成的；因此本發明要點在於基於此發現，利用使Sb+Sn/2含量處於0.001～0.05％範圍內的方法抑制氮化物的形成，以便降低鐵損。也就是說，上述課題是藉助於這樣一種鐵損低的無晶粒取向性磁鋼板加以解決的；所說的鋼板的特徵在於按重量％計，其中含有C0.005％以下、P0.2％以下、N0.005％以下(包括0)、Si4％以下、Mn0.05～1.0％、Al1.5％以下，而且S0.001％以下(包括0)，Sb+Sn/20.001～0.05％，餘量基本上是Fe和不可避免的雜質。因此，通過使其中的Sb+Sn/2量處於0.001～0.005％，可以顯著降低鐵損。這裡所說的「餘量基本上是Fe和不可避免的雜質」，是指在不妨礙本發明作用效果的範圍內，含有不可避免的雜質之外的微量元素的含義。而且在以下的說明中，表示鋼成分的％均是重量％，而ppm是指重量ppm。本發明人等為了查明S對鐵損的影響，在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0025％、Si2.85％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0021％，S在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著對這種熱軋板在75％H2-25％N2的氣氛中進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在25％H2-75％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。附圖1表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係(圖1的×記號)。其中，磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法(Epstein法)進行。由圖1可知，當S小於10ppm時鐵損大幅度降低，S＝10ppm附近有臨界點。這是因為隨著S量的減小晶粒的成長性能提高的緣故。由於這個原因，本發明將S量限制在10ppm以下。然而，當S量達到10ppm以下時，鐵損的減小速度緩慢，即使將S量減小到痕量鐵損也不能降低到2.4W/kg以下。本發明人等認為，對於S＝10ppm以下的極低含S量材料來說，妨礙鐵損降低的是MnS之外的其它未知因素，因此使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果發現，在S≤10ppm範圍內，在鋼板表面層形成顯著的氮化層。與之相比，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。這種隨著S量減小促進氮化反應的原因，據認為如下。也就是說，因為S是容易在表面和晶界富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內，S對於氮氣從氣氛氣體中向鋼板表面層的吸附具有抑制作用，因而不能形成氮化層。另一方面，在S≤10ppm範圍內，由於S對氮氣吸附的抑制作用降低，所以在鋼板表面形成氮化層。本發明人等認為，這種在表面層區域內形成的氮化層妨礙晶粒生長，似乎抑制了鐵損的降低。基於這種考慮，本發明人等利用使之含有S以外的元素作為抑制氮氣吸附元素的方法，抑制氮化層的形成，促進晶粒生長，進而使鐵損降低，本著這種想法對這種元素進一步進行了各種研究，結果發現Sb是有效的。附圖1中用○記號表示在相同條件下，對於在上述×記號表示的樣品成分中加入40ppmSb樣品進行試驗的結果。觀察Sb對於鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，含有Sb只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg的程度，但是在S≤10ppm範圍內，能夠降低0.2W/kg左右，Sb對於鐵損的降低效果當S含量小時更為顯著。而且，在這種樣品中也沒有發現與S量無關的氮化層。因此可以認為，Sb在鋼板的表面層部分的富集作用，抑制了氮氣的吸附，結果在不妨礙晶粒成長的條件下使鐵損降低。為了研究最佳Sb含量，接著在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si2.70％、Mn0.20％、P0.020％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0020％，Sb量在痕量至700ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在25％H2-75％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。附圖2表示Sb量與鐵損W15/50之間的關係。從附圖2可知，Sb含量在10ppm以上範圍內鐵損低，可以達到傳統磁鋼板所不能達到的值，即W15/50＝2.25～2.35W/kg。但是進一步加入Sb時，當Sb＞50ppm時，鐵損再次增大。然而，即使鐵損增大，加入的Sb量至少到700ppm以前都能獲得傳統磁鋼板所不能得到的數值，即W15/50＝2.25～2.35W/kg。為了查明Sb＞50ppm範圍內使鐵損增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果雖然沒有看到表面層存在細晶粒組織，但是卻發現了晶粒平均直徑有所減小。其原因尚未查明，但是可以認為Sb是容易在晶界偏析的元素，Sb在晶界的加藥效果使晶粒的生長性能降低。由於上述原因，本發明中將Sb限制在10ppm以上，從經濟上考慮限制在500ppm以下。但是鑑於上述理由，優選使Sb處於50ppm以下，更優選20ppm以上和40ppm以下。本發明人等還考察了含有其他元素時是否具有同樣的效果，因此針對Sn的效果進行了試驗。為了查明S對鐵損的影響，使用了與前述同樣的試驗方法，首先在實驗室熔化了了具有下列成分的鋼C0.0020％、Si2.85％、Mn0.18％、P0.01％、Al0.30％、N0.0018％，Ti0.0020％，S在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在25％H2-75％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。附圖3表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係(圖3的×記號)。其中，磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法進行。由圖也可以看出，當S小於10ppm時鐵損能夠大幅度降低，S＝10ppm附近有臨界點。而且，當S量達到10ppm以下時，鐵損減小的速度緩慢，即使將S量減小到痕量鐵損也不能降低到2.4W/kg以下。附圖3中用○記號表示在相同條件下，使用在上述×記號表示的樣品成分中加入了60ppmSn的樣品進行試驗的結果。觀察Sn對於鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，含有Sn只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg的程度，但是在S≤10ppm範圍內，能夠降低0.2W/kg左右，Sn對於鐵損的降低效果在S含量小時更顯著。而且，在這種樣品中沒有發現與S量無關的氮化層。因此可以認為，Sn在鋼板的表面層部分的富集，抑制氮氣的吸附，其結果因不妨礙晶粒的成長而使鐵損降低。為了研究最佳Sn含量，接著在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0025％、Si2.72％、Mn0.20％、P0.020％、Al0.30％、S0.0002％、N0.0020％、Ti0.0010％，Sn量在痕量至1400ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在25％H2-75％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。附圖4表示Sn量與鐵損W15/50之間的關係。附圖4說明，Sn含量在20ppm以上範圍內鐵損低，能夠達到傳統磁鋼板所不能達到的數值，即W15/50＝2.25～2.35W/kg。但是進一步加入錫，當Sn＞100ppm時，鐵損再次增大。然而，即使鐵損增大，加入的Sn量至少到1400ppm以前都能獲得傳統磁鋼板所不能得到的數值W15/50＝2.25～2.35W/kg。為了查明這種Sn＞100ppm範圍內使鐵損增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果雖然沒有查明表面層存在細晶粒組織，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因雖未查明，但是可以認為因為Sn是容易在晶界偏析的元素，所以Sn在晶界的加藥效果使晶粒的生長性能降低。而且，在這種樣品中也沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為這是由於Sn在鋼板表面層部分富集並抑制氮氣的吸附作用而造成的。由於上述原因，本發明中將Sn限制在20ppm以上，從經濟上考慮限制在1000ppm以下。但是鑑於上述理由，優選使Sn的上限為100ppm，更優選為40ppm以上和80ppm以下。以上結果涉及高Si含量範圍(即1％以上Si)的高級磁鋼板。研究人員對於Si含量在1％以下的低級磁鋼板做了進一步考察，使用同樣方法試驗研究了是否能夠降低鐵損的問題。在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0026％、Si0.21％、Mn0.55％、P0.10％、Al0.27％、N0.0015％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著將這種熱軋板冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2的氣氛中進行750℃×1分鐘的成品退火處理，進而在100％N2中進行750℃×2小時的磁場退火處理。附圖5表示這樣得到的樣品中S量與磁場退火後的鐵損W15/50之間的關係(圖中的×記號)。其中，磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法進行。由附圖5可以看出，當S≤10ppm時，鐵損W15/50達到4.3W/kg以下，鐵損值大幅度降低。但是，當S量處於10ppm以下時，鐵損的降低速度減小，即使S量進一步減小，鐵損值依然是4.2W/kg左右。這種趨勢與Si高於1％時的情況相同。附圖5用○表示在同一試驗條件下，使用在上述記號×表示的樣品成分中加入40ppmSb的樣品進行試驗的結果。觀察Sb對於鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，含有Sb只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg的程度，但是在S≤10ppm範圍內，能夠降低0.2W/kg左右，Sb對於鐵損的降低效果在S含量小時更顯著。而且在這種樣品中也沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為，Sb在鋼板的表面層部分的富集，抑制了氮氣的吸附。為了研究最佳含Sb量的影響，接著在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si0.20％、Mn0.50％、P0.120％、Al0.25％、S0.0004％、N0.0020％，Sb量在痕量至700ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著將這種熱軋板冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2的氣氛中進行750℃×1分鐘的成品退火處理，進而在100％N2中進行750℃×2小時的成品退火處理。附圖6表示這樣得到的樣品中Sb量與磁場退火後的鐵損W15/50之間的關係。由附圖6可以看出，當Sb量處於10ppm以上時鐵損低，W15/50≤4.0W/kg。但是，進一步加入Sb使Sb＞50ppm時，鐵損隨著Sb量增加而緩慢增大。然而，與無Sb鋼相比，即使使之含有高達700ppmSb鐵損也是良好的。由於上述原因，在這種情況下也將Sb限制在10ppm以上，從經濟上考慮上限定在500ppm。而從鐵損的觀點來看，優選範圍是10ppm以上和50ppm以下，更優選定為20ppm以上和40ppm以下。本發明人等還就含有1％以下Si的低級磁鋼板進行了試驗，以便考察含有Sb時是否具有含有Sn同樣的效果。為了查明S量對鐵損的影響，首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0020％、Si0.25％、Mn0.55％、P0.11％、Al0.25％、N0.0018％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著將這種熱軋板冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2的氣氛中進行750℃×1分鐘的成品退火處理，進而在100％N2中進行750℃×2小時的磁場退火處理。附圖7表示這樣得到的樣品中S量與磁場退火後的鐵損W15/50之間的關係(圖中的×記號)。其中，磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法(Epstein法)進行。由附圖7可以看出，與上述的情況相同，當S≤10ppm時，鐵損值大幅度降低，W15/50達到4.3W/kg以下。但是，當S量處於10ppm以下時，鐵損的降低速度減小，即使S量進一步減小鐵損值也只能達到4.2W/kg的程度。附圖7用○表示在同一試驗條件下，使用在上述記號×表示的樣品成分中加入80ppmSn樣品的試驗結果。觀察Sn使鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，含有Sn只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg的程度，但是在S≤10ppm範圍內，通過含有Sn能夠使鐵損降低0.2～0.3W/kg左右，Sn對於鐵損的降低效果在S含量小時更顯著。而且，在這種樣品中也沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為，由於Sn在鋼板表面層部分的富集，抑制氮氣的吸附。為了研究最佳Sn含量的影響，接著在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0021％、Si0.25％、Mn0.52％、P0.100％、Al0.26％、S0.0003％、N0.0015％，Sn量在痕量至1300ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著將這種熱軋板冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2的氣氛中進行750℃×1分鐘的成品退火處理，進而在100％N2中進行750℃×2小時的成品退火處理。附圖8表示這樣得到的樣品中Sn量與磁場退火後的鐵損W15/50之間的關係。由附圖8還可以看出，Sn量在20ppm以上範圍內時鐵損低，W15/50≤4.0W/kg。但是，進一步增加Sn量使之大於100ppm時，鐵損再次緩緩增大。然而，與無Sn鋼相比，即使含有高達1300ppmSn的情況下鐵損也是良好的。由於上述原因，將Sn限制在20ppm以上，從經濟上考慮上限定在1000ppm。若從成本觀點來看，上限優選500ppm。而從鐵損的觀點來看，Sn量更優選100ppm以下，最好為40～80ppm。Sn和Sb對於鐵損影響上的這種差別，可以理解如下。也就是說，Sn的偏析係數比Sb小，為了抑制表面偏析產生的氮化必須有二倍於Sb左右的Sn量。因此，加入20ppm以上的Sn才能使鐵損降低。另一方面，由於Sn的偏析係數比Sb小，所以因Sn晶界偏析產生的加藥效果使鐵損開始增大的加入量，也為Sb的二倍左右。如上所述，Sb和Sn對於氮化作用的抑制機理相同。因此，同時加入Sb和Sn也能獲得同樣的抑制效果。但是，為了使Sn發揮和Sb同一效果必須使用二倍於Sb量的Sn。因此在權利要求1所述的發明中，使用Sb和Sn概括，將(Sb+Sn/2)規定為0.001～0.05％；而記載在權利要求2中的發明，將(Sb+Sn/2)規定為0.001～0.005％作為優選範圍。(其他成分的限定理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題，所以規定為0.005％以下。P是改善鋼板的衝裁性能所必須的元素，但是當加入超過0.2％時，鋼板脆化，所以定為0.2％以下。N含量多的情況下AlN析出量增加，使鐵損加大，所以規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，但是超過4.0％時磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為4.0％。Mn為了防止熱軋時的熱脆性含量需要達到0.05％以上，但是一旦高於1.0％，就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是超過1.5％時，磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.5％。而且，不足0.1％時，ALN具有微細化趨勢，晶粒成長性能降低，所以下限定為0.1％。(製造方法)本發明中只要S、Sb+Sn/2處於規定的範圍內，製造方法就可以採用製造無晶粒取向性磁鋼板用的通常方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，然後調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。對於熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以採用製造通常的無晶粒取向性鋼板所使用的溫度範圍。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但這並不是必須的。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。實施例(實施例1)使用表1所示Si含量小於1％的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，調整到規定成分後鑄造，扁坯在1160℃下加熱1小時後，進行熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度為670℃。接著酸洗這種熱軋板，然後冷軋到0.5mm厚度，在10％H2-90％N2氣氛中按照表1所示的成品退火條件退火，進而在100％N2中磁場退火750℃×2小時。磁性測定採用25cm愛潑斯坦鐵損試片進行((L+C)/2)。各種鋼板的磁特性(鐵損W15/50和磁通密度B50)一起示於表1之中。表1中，No1～No17是Si含量處於0.25％水平的本發明實施例。No22～No27是Si含量處於0.75％水平的本發明實施例。但是，無論哪個實施例中，鐵損值都遠遠低於採用傳統製造方法所難於達到的4.2W/kg，對於Si含量處於0.25％水平的實施例和Si含量處於0.75％水平的實施例來說，鐵損值分別達到3.94～4.05W/kg和3.36～3.45W/kg。而且，磁通密度B50對於Si含量處於0.25％水平的實施例和Si含量處於0.75％水平的實施例來說，分別達到1.76T和1.73T。與此對照，No18的實施例中S和(Sb+Sn/2)都處於本發明範圍之外，No19和20的實施例中S處於本發明範圍之外，No21的實施例中(Sb+Sn/2)處於本發明範圍之外，所以其鐵損值W15/50都增高。在Si含量為0.75％的實施例中，例如No28實施例中S和(Sb+Sn/2)都處於本發明範圍之外，No29實施例中S處於本發明範圍之外，No30實施例中(Sb+Sn/2)處於本發明範圍之外，與具有相同Si含量的本發明品相比，鐵損值W15/50也都增高。從這些實施例和對照例可以看出，鋼板成分控制在本發明規定的S和(Sb+Sn/2)範圍內時，磁場退火後的鐵損極低，而且可以得到磁通密度不降低的無晶粒取向性磁鋼板。表1表1tr.表示痕量(實施例2)使用Si含量處於1％以上的鋼板同樣進行熔化、轉爐吹煉、然後脫氣處理，調整到表2和3中所示的成分後鑄造，扁坯在1200℃下加熱1小時後，熱軋至板厚2.0mm。熱軋終止溫度為800℃。卷板溫度對於No31～No40鋼板和No41～No72鋼板來說分別為650℃和550℃。而且對於No41～No72鋼板來說，在表2和3中所示的條件下進行熱軋。熱軋板退火的氣氛氣體是75％H2-25％N2。接著酸洗這種熱軋板，然後冷軋至板厚0.5mm，按照表2和3所示的成品退火條件於25％H2-75％N2氣氛中進行退火。磁性測定採用25cm愛潑斯坦鐵損試片進行((L+C)/2)。各種鋼板的磁特性(鐵損W15/50和磁通密度B50)一起示於表2和3之中。表2所示的數據中，No31～No40號鋼板中Si含量為1.05％，No41～No48號鋼板中Si含量為1.85％。但是，無論矽含量處於哪個水平，對於No31～No37和No41～46號本發明鋼來說，與處於本發明範圍之外的鋼種相比，鐵損值都低。而No38和No47號鋼中的S和(Sb+Sn/2)，No39中的S，No40和No48中的(Sb+Sn/2)，分別處於本發明範圍之外，所以與具有相同Si含量水平的本發明品相比，鐵損值W15/50增高。表3示出的是Si含量處於2.5～3.0％水平的鋼的試驗結果，所示出的內容與表2相同。No49～No63是本發明的鋼，所示出的鐵損值與其他鋼相比都低。No64號鋼中S和(Sb+Sn/2)都處於本發明範圍之外；No65號鋼中的S，No66和No67號鋼中的(Sb+Sn/2)，分別處於本發明範圍之外，所以與具有相同水平Si含量的本發明品相比，鐵損值W15/50增高。No68號鋼中含碳量高於本發明範圍，不僅鐵損W15/50高，而且還有磁場時效的問題。No69號鋼中含錳量高於本發明範圍，不僅鐵損W15/50高，而且磁通密度B50也降低。No70號鋼中含鋁量高於本發明範圍，鐵損W15/50降低，磁通密度B50也降低。No71號鋼中含氮量處於本發明範圍之外，鐵損W15/50高。No72號鋼中含矽量高於本發明範圍，鐵損W15/50降低，而且磁通密度B50也減小。由此可見，就矽含量超過1％的鋼板而言，在本發明範圍內的任何矽含量下，當其他成分也處於本發明範圍內時，與其他鋼板相比，鐵損低，而且磁通密度也不降低。表2表2tr.表示痕量表3表3tr.表示痕量為了查明本發明鋼種的製造穩定性，接著使用十批料試驗機(10チヤ—ジ實機)熔化了具有以下成分的鋼C＝0.0025％、Si＝2.85％、Mn＝0.20％、P＝0.01％、Al＝0.31％、N＝0.0021％、S＝0.0003％和Sb＝40ppm；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在25％H2-75％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。結果查明，鐵損波動大小在2.2～2.6W/kg之間。為了查明此原因，使用最終退火後的樣品製造了樣品薄膜，用TEM觀察。結果發現，在鐵損低的樣品中沒有看到細小的析出物，但是在鐵損高的樣品中觀察到50nm大小的TiN。由此可見，鐵損值波動的原因是由於微細TiN析出造成的。因此，為了研究Ti對於晶粒成長特性的影響，在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C＝0.0015％、Si＝2.87％、Mn＝0.20％、P＝0.01％、Al＝0.31％、N＝0.0021％、S＝0.0003％和Sb＝40ppm，Ti含量處於種種變化下；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在25％H2-75％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。圖9示出這樣得到的樣品中Ti含量與成品退火後鐵損W15/50之間的關係由圖9可知，Ti≤50ppm時鐵損W15/50降低到2.35W/kg以下，能夠穩定地獲得低鐵損值。由此可見，Ti含量應當定為50ppm以下，優選定為20ppm以下。表4tr.表示痕量實施方案2本發明的要點在於在S＝10ppm以下極低S含量的材料中，通過使Se和Te中一種或兩種元素總量達到0.0005～0.01％，大幅度降低無晶粒取向性磁鋼板的鐵損。也就是說，上述課題是藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板加以解決的；所說的鋼板的特徵在於按重量％計，其中含有C0.005％以下、Si4.0％以下、Mn0.05～1.0％、P0.2％以下、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)，Se和Te中一種或兩種總量達0.0005～0.01％，餘量基本上是Fe。因此，通過將Se和Te中一種或兩種總量限定為0.0005～0.002％，能夠得到更低的鐵損。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指除了不可避免的雜質之外，在本發明範圍中還包括含有不妨礙本發明作用效果的其他微量元素的方案。而且在以下的說明中，表示鋼成分的％均是重量％，ppm也是指重量ppm。本發明人等詳細調查了S＝10ppm以下極低S含量的材料中妨礙鐵損降低的原因。結果發現，隨著S含量的降低，在鋼板表面部分形成顯著的氮化層，這種氮化層阻礙鐵損的降低。因此，本發明人等就抑制氮化、降低鐵損的方法進行了深入研究，結果發現通過加入Se和Te中一種或兩種元素，使之總量達到0.0005～0.01％，可以使極低S含量材料的鐵損大幅度降低。(限定S、Se和Te的理由)基於實驗結果詳細說明本發明。為了查明S對鐵損的影響，首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0025％、Si2.85％、Mn0.20％、P0.01％、Al0.31％、N0.0021％，S在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。附圖10表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係(圖10中×記號)。附圖10說明，當使S量處於10ppm以下時，鐵損大幅度降低，其數值W15/50＝2.5W/kg。這是因為S含量的降低而提高了晶粒成長性。以上說明，本發明中應當將S量範圍限定在10ppm以下，優選限定在5ppm以下。但是，當S量處於10ppm以下時，鐵損的降低速度減緩，S量即使進一步降低鐵損也只能達到2.4W/kg的程度。本發明人等認為，妨礙S≤10ppm的極低S含量材料鐵損降低的主要原因，似乎是除了MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成了顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。這種氮化層據認為是在氮化氣氛中進行熱軋板退火時和成品退火時生成的。這種S量的降低促進氮化反應的原因可以說明如下。即，S是一種容易在表面上和晶界處富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S在鋼板表面上的富集，抑制熱軋板退火時和成品退火時氮的吸附作用，反之在S≤10ppm範圍內由於S產生的對氮吸附作用的抑制效果減小。本發明人等認為在極低S量材料中形成的這種顯著氮化層，有可能妨礙鋼板表面部分上的晶粒生長，並抑制鐵損的降低。基於這種觀點，本著這樣一種想法通過含有那些有可能抑制氮氣的吸附作用，而且不妨礙極低S量材料的優良晶粒生長性能的元素，是否能夠進一步降低極低S量材料的鐵損，進行了各種研究，結果發現含有極微量Se是有效的。附圖10中○記號表示在相同條件下，使用在上述×記號表示的樣品成分中加入10ppmSe的樣品進行試驗的結果。觀察Se對於鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，加入Se只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg，但是在S≤10ppm範圍內，加入Se卻能使鐵損降低0.2W/kg，Se對於鐵損的降低效果在S含量小時更為顯著。而且，在這種樣品中沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為，這是由於Se在鋼板的表面層部分上的富集，抑制了氮氣的吸附。為了研究最佳Se加入量，接著在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si2.70％、Mn0.20％、P0.020％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0020％，Se量在痕量至130ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×1分鐘的成品退火處理。附圖11表示Se量與鐵損W15/50之間的關係。從附圖11可知，硒含量在5ppm以上範圍內鐵損低，能夠得到含有Si+Al＝3～3.5％的傳統磁鋼板所不能達到的數值，W15/50＝2.25W/kg。但是進一步加入硒，當Se＞20ppm時，鐵損再次增大。為了查明Se＞20ppm範圍內使鐵損增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果雖然沒有發現表面層存在細晶粒組織，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因雖未查明，但是可以認為由於Se是容易在晶界偏析的元素，硒在晶界處的加藥效果使晶粒的生長性能降低。然而，與無Se鋼相比，加入的Se量達到1300ppm之前鐵損均良好。由於上述原因，將Se限制在5ppm以上，從經濟上考慮將上限定在100ppm。而從鐵損的觀點來看，Se量優選5ppm以上，20ppm以下。對於加入Te的試驗也發現具有上述同樣的鐵損降低效果。因此，Te也與Se同樣限制在5ppm以上，從經濟上考慮將上限定在100ppm。而從鐵損的觀點來看，Te量優選5ppm以上，20ppm以下。此外，同時加入Se和Te時也發現具有同樣的效果。因此，在同時加入Se和Te的情況下，二者合計應當加入5ppm以上，從經濟上考慮將上限定在100ppm。而從鐵損的觀點來看，Se和Te總量優選5ppm以下，20ppm以下。(其他成分的限定理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題，所以規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，但是超過4.0％時磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為4.0％。Mn為了防止熱軋時的熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是一旦高於1.0％就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。P是改善鋼板衝裁性能所必須的元素，但是當加入量超過0.2％時鋼板脆化，所以規定為0.2％以下。N含量多的情況下AlN的析出量增加，使鐵損加大，所以規定為0.005％以下。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是超過1.0％時，磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。而且，不足0.1％時ALN出現微細化趨勢，晶粒的成長性能降低，所以下限定為0.1％。(製造方法)只要S、Se和Te處於規定的範圍內，本發明中製造方法就可以採用製造無晶粒取向性磁鋼板用的通常方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，然後調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以採用通常使用的溫度範圍。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。實施例使用表5所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1200℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度對於No1～6號鋼為670℃，其他鋼為550℃。而且對於No7～35號鋼板按照表6所示的條件進行熱軋板退火。接著冷軋到0.5mm厚度，並且按照表6所示的成品退火條件退火。表5和表6中的編號表示相同的物質和相同的鋼板。熱軋板退火的氣氛氣體是75％H2-25％N2，而成品退火的氣氛氣體是10％H2-90％N2。磁性測定採用25cm愛潑斯坦鐵損試片進行。各種鋼板的磁特性一起示於表6之中。表5和6中，No1～6號鋼板中Si含量為1.0～1.1％，No7～11號鋼板中Si含量為1.8～1.9％，而No12～35鋼板中除少數幾個例外之外，Si含量均為2.7～3.0％。在相同Si含量條件下，與對照鋼相比，本發明鋼的鐵損W15/50都低。由此可知，如果將鋼板成分控制在本發明的S、Se和Te含量範圍內，則成品退火後得到的鋼板具有極低的鐵損值。與此對照，No4號鋼板中S、Se+Te都處於本發明範圍之外，No5號鋼板中S處於本發明範圍之外，No6號鋼板中Se+Te處於本發明範圍之外，所以其鐵損值W15/50都增高。同樣，No10號鋼板中S、Se+Te都處於本發明範圍之外，No11號鋼板中Se+Te不在本發明範圍內，所以其鐵損值W15/50增高。此外，No27號鋼板中S、Se+Te都不在本發明範圍內，No28號鋼板中S不在本發明範圍內，No29和30號鋼板中Se+Te都不在本發明範圍內，所以其鐵損值W15/50增高。No31號鋼板中C超出本發明範圍，有磁場時效問題。No32號鋼板中Si超出本發明範圍，其鐵損W15/50雖低，但是磁通密度B50也降低。No33號鋼板中Mn超出本發明範圍，其磁通密度B50減小。No34號鋼板中Al超出本發明範圍，其鐵損W15/50雖低，但是磁通密度B50也減小。No35號鋼板中N超出本發明範圍，其鐵損W15/50增大。表.5tr.表示痕量表.6實施方案3本發明的要點在於通過使鋼板中S≤0.001％，加入規定量的Sb和Sn，並且使板厚達到0.1～0.35mm，提供一種能夠滿足電動汽車用馬達所要求的具有高磁通密度和寬頻率範圍的低鐵損磁鋼板。也就是說，上述課題是藉助於一種板厚0.1～0.35mm的電動汽車馬達用磁鋼板加以解決的；所說的鋼板的特徵在於按重量％計，其中含有C0.005％以下、Si1.5～3.0％、Mn0.05～1.5％、P0.2％以下、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、Si+Al≤3.5％、S0.001％以下(包括0)，Sb+Sn/2＝0.001～0.05％，餘量基本上是Fe。而且，將Sb+Sn/2含量限制在0.001～0.005％，能夠得到更低鐵損的鋼板。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指除了不可避免的雜質之外，本發明範圍中還包括含有不妨礙本發明作用效果的其他微量元素的方案。在本說明書中除非特別說明，否則表示鋼板所含元素的％均是重量％，ppm也是指重量ppm。為了查明S量對於鐵損的影響，本發明人等首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0026％、Si2.80％、Mn0.21％、P0.01％、Al0.32％、N0.0015％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中進行了830℃×3小時的熱軋板退火處理。然後將這種熱軋板冷軋至板厚0.5和0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘成品退火處理。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法進行。對於電動汽車而言，一般來說，在50Hz左右低頻率範圍下由於對扭矩的要求而激磁到1.5T的程度；而在400Hz水平高頻率範圍下由於對扭矩的要求較低而激磁到1.0T的程度。因此，50Hz頻率下使用磁化到1.5T的鐵損W15/50進行評價，而在400Hz頻率下使用磁化到1.0T的鐵損W10/400進行評價。附圖12表示0.5mm板厚的材料的S量與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。附圖12說明，0.5mm材料在頻率50Hz下的鐵損W15/50值，當S≤10ppm時大幅度降低。另外還查明，400Hz下鐵損W10/400值當S量降低時反而增大。為了查明因S量降低引起鐵損產生這種變化的原因，使用光學顯微鏡觀察了組織。結果查明，當S≤0.001％時晶粒變得粗大，據認為這是由於鋼中MnS含量降低造成的。50Hz和400Hz頻率下，鐵損值與S量和這種組織變化之間的依存關係，可以理解如下。一般而言，可以將鐵損分為磁滯損失和渦流損失。大家知道，晶粒直徑增大時磁滯損失降低而渦流損失增大。在50Hz頻率下，由於磁滯損失是鐵損的支配性因素，所以S減少和由其引起的晶粒增大使磁滯損失降低，鐵損降低。與此相比，在400Hz下由於渦流損失成為鐵損的支配性因素，所以S減少和由其引起的晶粒增大使渦流損失增大，鐵損增大。以上說明，在使0.5mm材料中S降低時，在低頻率範圍內對於鐵損的減小是有效的，而在高頻率範圍內對於鐵損的減小具有相反的效果。附圖13表示0.35mm材料中S量與鐵損之間的關係。由圖13可知，在50Hz頻率下0.35mm材料的鐵損值，與0.5mm材料同樣，在S≤10ppm場合下也大幅度降低。但是，與0.5mm材料的結果不同的是，400Hz下的鐵損W10/400在S量降低的情況下也降低。這是因為與0.5mm材料相比，0.35mm材料的板厚減小使渦流損失大幅度降低，即使在400Hz下晶粒直徑的增大也使磁滯損失降低，因而導致全部鐵損降低。上述說明，在0.35mm板厚下，從低頻率範圍到高頻率範圍內，S量的減小都會使鐵損大幅度降低。因此，本發明中將S量和板厚分別限制在10ppm以下和0.35mm以下。此外還發現，從低頻率範圍到高頻率範圍內鐵損隨著S量降低而降低的現象，對於0.35mm以下板厚的磁鋼板來說，板薄時更明顯。但是，板厚低於0.1mm時冷軋變難，而且給用戶進行鋼板層壓時增加麻煩，所以本發明中將鋼板厚度定為0.1mm以上。接著，研究了進一步降低0.35mm材料鐵損的方法。一般而言，有效降低鐵損的方法是加大Si、Al含量，增大固有阻抗。但是對於電動汽車用馬達來說，增加Si、Al量會招致扭矩降低而不好。因此，決定研究除增大Si、Al含量之外的其他方法。然而，從附圖13來看，S量一旦降低到10ppm以下，鐵損的降低速度就會變緩，而且即使進一步減少S量，鐵損W15/50和W10/400也只能達到2.3W/kg和18.5W/kg的程度。本發明人等認為，妨礙S≤10ppm的極低S含量材料鐵損降低的主要原因，似乎是除MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成了顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。隨著S的降低而促進氮化反應的原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S在鋼板表面上富集，抑制退火時氮的吸附，反之在S≤10ppm範圍內因S對於氮吸附作用產生的抑制效果減小。本發明人等認為，在極低S量材料中顯著形成的這種氮化層，有可能是抑制鐵損的降低的原因。基於這種觀點，本發明人等本著以下想法進行了各種研究，即是否能夠通過加入有可能抑制氮氣吸附，而且又不妨礙極低S含量材料的優良晶粒生長性能的一些元素，進一步降低極低S含量材料的鐵損，結果發現加入Sb和Sn是有效的。附圖14中示出了在同一試驗條件下，使用附圖13所示樣品成分中加入40ppmSb的樣品進行試驗的結果。觀察Sb對於鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，加入Sb只能使鐵損W15/50和W10/400分別降低0.02～0.04W/kg和0.2～0.3W/kg的程度；但是在S≤10ppm範圍內，加入Sb卻能使鐵損W15/50和W10/400分別降低0.2～0.3W/kg和1.5W/kg的程度；而且在S含量小時Sb使鐵損的降低效果更顯著。此外，在這種樣品中沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為，由於Sb在鋼板表面層部分的富集，抑制了氮氣的吸附。由上述可知，在板厚0.35mm的極低S量鋼板中加入Sb，不但不降低磁通密度，而且可以在寬頻率範圍內大幅度降低鐵損。為了研究最佳Sb加入量，接著在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si2.75％、Mn0.30％、P0.020％、Al0.35％、S0.0004％、N0.0020％，Sb量在痕量至700ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘的成品退火處理。附圖15表示這樣得到的樣品中Sb量與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。從附圖15可知，Sb加入量在10ppm以上範圍內鐵損低，W15/50＝2.0W/kg，W10/400＝17W/kg。但是進一步加入Sb，當Sb＞50ppm時，鐵損隨著Sb量的增加而緩緩增大。為了查明Sb＞50ppm範圍內使鐵損增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果沒有發現表面氮化層，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因雖未查明，但是可以認為由於Sb是容易在晶界偏析的元素，Sb在晶界處的加藥效果使晶粒的生長性能降低。然而，與無Sb鋼相比，即使加入高達700ppmSb鐵損都良好。由於上述原因，將Sb限制在10ppm以上，從經濟上考慮將上限定在500ppm。而從鐵鐵損的觀點來看，Sb量優選10ppm以上，50ppm以下；更優選20ppm以上，40ppm以下。Sn也是與Sb同樣能在表面偏析的元素，可以認為Sn應當具有與Sb同樣抑制氮化的效果。為了查明Sn的最佳加入量，於實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0020％、Si2.85％、Mn0.31％、P0.02％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0015％，Sn量在痕量至1400ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘的成品退火處理。附圖16表示這樣得到的樣品中Sn量與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。從附圖16可知，Sn加入量在20ppm以上範圍內鐵損低，W15/50＝2.0W/kg，W10/400＝17W/kg。但是進一步加入Sn，當Sn＞100ppm時，鐵損隨著Sn量的增加而緩緩增大。但是，與無Sn鋼相比，加入Sn量直到1400ppm之前鐵損均良好。Sb和Sn對於鐵損影響的這種差別可以理解如下。也就是說，Sn的偏析係數比Sb小，使用Sn來抑制表面偏析所產生的氮化作用必須有相當於二倍量Sb的Sn。所以加入20ppm以上Sn才能使鐵損降低。另一方面，由於Sn的偏析係數比Sb小，由於Sn晶界偏析的加藥效果，鐵損開始增大的Sn加入量也為Sb量二倍左右。因此加入100ppm以上Sn鐵損才緩緩增大。從上述說明可知，Sn應當達到20ppm以上，從成本上考慮將上限定為1000ppm。而且從鐵損的角度來看，優選20ppm以上，100ppm以下；更優選30ppm以上，90ppm以下。如上所述，Sb和Sn對於氮化作用的抑制機理是一樣的。所以，同時加入Sb和Sn也能得到同樣的氮化抑制效果。但是，為了使Sn發揮與Sb同樣的效果必須加入相當於二倍Sb量的Sn。因此，同時加入Sb和Sn的情況下，Sb+Sn/2應當處於0.001％以上，0.05％以下；優選0.001％以上，0.005％以下。(其他成分的限定理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，應當加入1.5％以上。但是，一旦超過3.0％就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為3.0％。Mn為了防止熱軋時的熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是一旦高於1.5％就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.5％。P是改善鋼板衝裁性能所必須的元素，但是加入超過0.2％時會使鋼板脆化，所以定為0.2％以下。N含量多的情況下AlN的析出量增加，晶粒變大，會使鐵損加大，所以規定在0.005％以下。Al加入微量鋁時生成微細的AlN，使磁特性變差。因此要使AlN變大其下限定為0.1％。另一方面，高於1.0％時會使磁通密度降低，所以上限定為1.0％。但是，Si+Al的數量超過3.5％時，磁通密度降低而且激磁電流增大，所以定為3.5％以下。(製造方法)如果S、Sb、Sn處於規定的範圍內，本發明中製造方法可以採用無晶粒取向性磁鋼板的通常製造方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，然後調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用通常的溫度。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。實施例使用表7所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1150℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為750℃，卷板溫度為610℃。接著酸洗這種熱軋板，在表7所示的條件下進行熱軋板退火。熱軋板退火的氣氛氣體是75％H2-25％N2。接著冷軋到0.1～0.5mm厚度。在表8和表9所示的條件下進行成品退火。成品退火的氣氛氣體是10％H2-90％N2。磁性測定採用25cm愛潑斯坦鐵損試片(L+C)/2進行。各種鋼板的磁特性一起示於表7之中。表7～表9中No表示鋼板的編號，在各表中編號是相同的。表7～9中，No7～13、No5～21、No24～27號鋼板是本發明的鋼板。與其他鋼板相比，這些鋼板中任何一種的鐵損W15/50、W10/400＝17W/kg、W5/1K都低，而且磁通密度B50高。與此對照，No1號鋼板中S和Sb+Sn處於本發明範圍之外，鐵損值極高；No2號鋼板中Sb+Sn和板厚處於本發明範圍之外，其鐵損值也極高。No3號鋼板由於板厚處於本發明範圍之外，雖然鐵損值W15/50降低，但是W10/400和W5/1K卻增大。No4號和No22號鋼板中的S和Sb+Sn，No5號鋼板中的S，No6、No14、No23號鋼板中的Sb+Sn，分別處於本發明範圍之外，所以其鐵損值W15/50都增高。No28號鋼板中Si+Al、Sb+Sn值都不在本發明範圍內，所以磁通密度B50降低。No29號鋼板中的Si和Si+Al，No30號鋼板中的Si+Al，分別處於本發明範圍之外，所以鐵損低的磁通密度B50也降低。No31號鋼板中Al處於本發明下限之外，所以鐵損高，磁通密度低。No32號鋼板中Al超出本發明上限，而且Si+Al處於本發明範圍之外，所以其磁通密度B50降低。No33號鋼板中Mn低於本發明的下限，鐵損增大；No34號鋼板中Mn高於本發明的上限，磁通密度B50降低。No35號鋼板中C超出本發明範圍，不僅鐵損相當高，而且還有磁場時效問題。No36號鋼板中N超出本發明範圍，鐵損增高。表.7tr.表示痕量表.8表.9實施方案4本發明的要點在於通過使鋼板中S≤0.001％，加入規定量的Sb和Sn，使板厚達到0.1～0.35mm，而且使鋼板中晶粒的平均粒徑處於規定範圍內，提供一種能夠滿足電動汽車馬達的要求，具有高磁通密度和寬頻率範圍的低鐵損磁鋼板。也就是說，上述課題是藉助於一種板厚0.1～0.35mm、鋼板中晶粒平均直徑為70～200μm的電動汽車馬達用磁鋼板加以解決的；所說的鋼板中含有(按重量％計)C0.005％以下、Si1.5～3.0％、Mn0.05～1.5％、P0.2％以下、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、Si+Al≤3.5％、S0.001％以下(包括0)，Sb+Sn/2＝0.001～0.05％，餘量基本上是Fe。而且，將Sb+Sn/2含量範圍限制在0.001～0.005％，能夠得到鐵損更低的鋼板。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指除了不可避免的雜質之外，本發明範圍中還可以含有不妨礙本發明作用效果的其他微量元素。而且在本說明書中，除非特別說明，否則表示鋼板所含元素的％，均是指重量％，ppm也是指重量ppm。為了查明S量對於鐵損的影響，本發明人等首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0026％、Si2.80％、Mn0.21％、P0.01％、Al0.32％、N0.0015％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中進行了830℃×3小時的熱軋板退火處理。然後將這種熱軋板冷軋至板厚0.5和0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘成品退火處理。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法進行。對於電動汽車而言，一般來說，在50Hz程度的低頻率範圍內由於對於扭矩的要求而激磁到1.5T的程度；而在400Hz程度的高頻率範圍內由於對於扭矩的要求較低而激磁到1.0T的程度。因此，50Hz頻率下使用磁化到1.5T的鐵損W15/50進行了評價，而在400Hz頻率下使用磁化到1.0T的鐵損W10/400進行了評價。附圖17表示0.5mm板厚材料的S量與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。附圖17說明，0.5mm材料在頻率50Hz下的鐵損W15/50值，在S≤10ppm時大幅度降低。此外還查明，400Hz下的鐵損W10/400值當S量降低時反而增大。為了查明S量的降低引起鐵損產生這種變化的原因，使用光學顯微鏡觀察了組織。結果發現，當S≤0.01％時晶粒變得粗大到100μm的程度，據認為這是鋼中MnS含量降低的結果。50Hz和400Hz頻率下，鐵損值與S量和這種組織變化之間的依存關係，可以理解如下。一般而言，鐵損可以分為磁滯損失和渦流損失。大家知道，晶粒直徑增大時磁滯損失降低而渦流損失增大。在50Hz頻率下，磁滯損失是鐵損的支配性因素，所以S減少和由其引起的晶粒增大使磁滯損失降低，鐵損降低。與此相比，在400Hz下渦流損失成為鐵損的支配性因素，所以S減少和由其引起的晶粒增大使渦流損失增大，鐵損增大。以上說明，使0.5mm材料中S降低時，對於低頻率範圍內鐵損的降低是有效的，而對於高頻率範圍內鐵損的降低卻具有相反的效果。附圖18表示0.35mm材料中S量與鐵損之間的關係。由圖18可知，0.35mm材料在50Hz頻率下的鐵損值W15/50，與0.5mm材料同樣，在S≤10ppm場合下也大幅度降低。但是，與0.5mm材料的結果不同的是400Hz下鐵損W10/400也隨著S量的降低而降低。這是因為與0.5mm材料相比，0.35mm材料的板厚減小，渦流損失大幅度降低，即使在400Hz下晶粒直徑的增大也使磁滯損失降低，因而導致總鐵損降低。上述說明，在0.35mm板厚下，從低頻率範圍到高頻率範圍內，S量的減小都會使鐵損大幅度降低。因此，本發明中將S量和板厚分別限制在10ppm以下和0.35mm以下。此外還發現，從低頻率範圍到高頻率範圍鐵損隨著S量降低而降低的現象，對於具有0.35mm以下板厚的磁鋼板來說，板厚度越小越明顯。但是，板厚低於0.1mm時冷軋變難，而且會給用戶進行鋼板層壓時增加麻煩，所以本發明將鋼板厚度規定為0.1mm以上。接著，研究了進一步降低0.35mm材料鐵損的方法。一般而言，有效降低鐵損的方法是加大Si、Al含量，增大固有阻抗。但是對於電動汽車用馬達來說，增加Si、Al量將招致扭矩降低而不好。因此，決定研究增大Si、Al含量以外的其他方法。然而，從附圖18來看，一旦S量降低到10ppm以下，鐵損的降低速度就會變緩，而且即使進一步減少S量，鐵損W15/50和W10/400也只能分別達到2.3W/kg和18.5W/kg的程度。本發明人等認為，妨礙極低S含量材料(S≤10ppm)鐵損降低的主要原因，似乎是除MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成有顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。隨著S的降低而促進氮化反應進行的這種原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內，S在鋼板表面富集，退火時抑制氮的吸附，反之在S≤10ppm範圍內S對於氮吸附作用產生的的抑制效果減小。本發明人等認為這種在極低S量材料中顯著形成的氮化層，有可能是抑制鐵損的降低的原因。基於這種觀點，本發明人等本著以下想法進行了各種研究，即是否能夠通過加入有可能抑制氮氣吸附，而且又不妨礙極低S含量材料的優良晶粒生長性能的一些元素，進一步降低極低S含量材料的鐵損，結果發現加入Sb和Sn是有效的。附圖19中示出了在同一試驗條件下，使用附圖18所示樣品成分中加入40ppmSb後的樣品進行試驗的結果。觀察Sb對於鐵損的降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，加入Sb只能使鐵損W15/50和W10/400分別降低0.02～0.04W/kg和0.2～0.3W/kg的程度；但是在S≤10ppm範圍內，加入Sb卻能使鐵損W15/50和W10/400分別降低0.2～0.3W/kg和1.5W/kg左右；而且S含量小時Sb使鐵損的降低效果更顯著。此外，在這種樣品中也沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為，由於Sb在鋼板的表面層部分的富集作用，抑制了氮氣的吸附。上述說明，在板厚0.35mm的極低S含量材料中加入Sb，不但不會降低磁通密度，而且還可以在寬頻率範圍內大幅度降低鐵損。為了研究最佳Sb加入量，進而在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si2.75％、Mn0.30％、P0.020％、Al0.35％、S0.0004％、N0.0020％，Sb量在痕量至700ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘的成品退火處理。附圖20表示這樣得到的樣品中Sb量與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。從附圖20可知，Sb加入量處於10ppm以上時鐵損低，W15/50＝2.0W/kg，W10/400＝17W/kg。但是進一步加入Sb，當Sb＞50ppm時，鐵損隨著Sb量的增加而緩緩增大。為了查明Sb＞50ppm範圍內使鐵損增大的這種原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果雖然沒有發現表面氮化層，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因尚未查明，但是可以認為Sb是容易在晶界偏析的元素，Sb在晶界的加藥效果使晶粒的生長性能降低。然而，與無Sb鋼相比，加入Sb直到700ppm之前鐵損都良好。因而將Sb限制在10ppm以上，從經濟上考慮將上限定在500ppm。而從鐵損的觀點來看，Sb量優選10ppm以上，50ppm以下；更優選20ppm以上，40ppm以下。Sn也是與Sb同樣能在表面偏析的元素，加入Sn應當能夠得到Sb那樣的氮化抑制效果。為了查明Sn的最佳加入量，於實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0020％、Si2.85％、Mn0.31％、P0.02％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0015％，Sn量在痕量至1400ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘的成品退火處理。附圖21表示這樣得到的樣品中Sn量與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。從附圖21可知，Sn加入量在20ppm以上時鐵損低，W15/50＝2.0W/kg，W10/400＝17W/kg。而且還查明，進一步加入Sn，使Sn＞100ppm時，鐵損隨著Sb量的增加而緩緩增大。但是，與無Sn鋼相比，加入Sn量直到1400ppm之前鐵損均良好。Sb和Sn對於鐵損影響上的這種差別可以理解如下。即Sn的偏析係數比Sb小，要抑制Sn表面偏析產生的氮化作用必須使用二倍於Sb量的Sn。所以加入20ppm以上的Sn才能使鐵損降低。另一方面，由於Sn的偏析係數比Sb小，所以因Sn晶界偏析的加藥效果使鐵損開始增大的加入量，也為Sb的二倍左右。因此加入100ppm以上的Sn鐵損才緩緩增大。從上述說明可知，Sn應當達到20ppm以上，從經濟上考慮將上限定為1000ppm。而且從鐵損的角度來看，優選20ppm以上，100ppm以下；更優選30ppm以上，90ppm以下。如上所述，Sb和Sn對於氮化作用的抑制機理是一樣的。所以，同時加入Sb和Sn也能得到同樣的氮化抑制效果。但是，為了使Sn發揮與Sb同樣的效果必須加入相當於二倍Sb量的Sn。因此，同時加入Sb和Sn的情況下，Sb+Sn/2應當在0.001％以上，0.05％以下；優選0.001％以上，0.005％以下。為了查明具有本發明成分體系的鋼板中晶粒的最佳粒徑，接著在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si2.65％、Mn0.18％、P0.01％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0015％，Sb0.004％；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行750～1100℃×2分鐘的成品退火處理，使成品退火後的晶粒直徑增大。附圖22表示這樣得到樣品中的平均粒徑與鐵損W15/50和W10/400之間的關係。從附圖22可知，平均粒徑低於70μm時50Hz頻率的鐵損值W15/50急劇增大；而平均粒徑超過200μm時400Hz頻率的鐵損值W10/400急劇增大。因此本發明中，將鋼板結晶顆粒的平均粒徑限定在70～200μm，更優選100～180μm。(其他成分的限定理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，應當加入1.5％以上。但是，超過3.0％時會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為3.0％。Mn為了防止熱軋時的熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是一旦處於1.5％以上就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.5％。P是改善鋼板衝裁性能所必須的元素，但是加入超過0.2％時會使鋼板脆化，所以定為0.2％以下。N含量多的情況下AlN的析出量增加，AlN晶粒變大，這種情況下會使晶粒的成長性能降低，鐵損加大，所以規定在0.005％以下。Al加入微量鋁時生成微細的AlN，使磁特性變劣。因此下限定為0.1％，以使AlN粗大化。另一方面，高於1.0％時會使磁通密度降低，所以上限定為1.0％。但是Si+Al含量超過3.5％時，會使磁通密度降低，激磁電流增大，所以Si+Al定為3.5％以下。(製造方法)如果S、Sb、Sn處於規定的範圍內，本發明中製造方法可以採用通常磁鋼板的製造方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，然後調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用通常的溫度。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。本發明限定的晶粒直徑，可以通過改變最終退火溫度得到。實施例使用表10所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1150℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為750℃，卷板溫度為610℃。接著酸洗這種熱軋板，在表11和12所示條件下進行熱軋板退火。熱軋板退火的氣氛氣體是75％H2-25％N2。接著冷軋到0.1～0.5mm厚度。在表11和表12所示條件下進行成品退火。成品退火的氣氛氣體是10％H2-90％N2。磁性測定採用25cm愛潑斯坦鐵損試片(L+C)/2進行。各種鋼板的磁特性一起示於表11和12之中。表10～表12中的「No」表示鋼板的編號，在各表中是相同的。表10～12中，No1～31號鋼板厚度為0.35mm，No33～36號鋼板厚度為0.20mm，No36～38號鋼板厚度為0.50mm。對相同板厚的鋼板之間進行比較時，在板厚0.35mm的鋼板中，屬於本發明實施例的No1～No16號鋼板的鐵損W15/50和W10/400都低。與此對照，No17號鋼板中晶粒直徑低於本發明範圍，鐵損W15/50值比本發明鋼板高；而No18號鋼板中晶粒直徑高於本發明範圍，其鐵損值W10/400值也比本發明的鋼高。No19號鋼板中S、Sb+Sn/2和晶粒直徑都處於本發明範圍之外，鐵損值W15/50和W10/400都增大。No20號鋼板中Sb+Sn/2處於本發明範圍之外，鐵損值W15/50和W10/400均增大。No21號鋼板中Sb+Sn/2和晶粒直徑都處於本發明範圍之外，鐵損值W15/50和W10/400都增大。No22號鋼板中Si+Al和Sb+Sn/2都處於本發明範圍之外，鐵損值W15/50和W10/400均增大，同時磁通密度B50減小。No23號鋼板中Si低於本發明範圍，鐵損值W15/50和W10/400均增大。No24鋼板中Si和Si+Al都高於本發明範圍，其鐵損值W15/50和W10/400降低，而且磁通密度B50減小。No25號鋼板中Si+Al高於本發明範圍，其鐵損值W15/50和W10/400降低，而且磁通密度B50減小。No26號鋼板中Al和晶粒直徑值都處於本發明範圍之外，不僅其鐵損值W15/50和W10/400增高，而且磁通密度B50也減小。No27號鋼板中Al和Si+Al處於本發明範圍之外，其鐵損值W15/50和W10/400低，而且磁通密度B50也減小。No28號鋼板中晶粒直徑值都處於本發明範圍之外，其鐵損值W15/50和W10/400增高；而且Mn也低於本發明範圍，所以還存在熱軋時出現熱脆性問題。No29號鋼板中Mn高於本發明範圍，所以磁通密度B50減小。No30號鋼板中晶粒直徑處於本發明範圍之外，其鐵損值W15/50和W10/400增高；而且含C範圍也處於本發明範圍之外，所以還有磁場時效問題。No31號鋼板中N和晶粒直徑處於本發明範圍之外，所以鐵損值W15/50和W10/400增高.就厚度為0.2mm的鋼板而言，屬於本發明的鋼板，即No32和No33號鋼板，與屬於對照用的No34和No35號鋼板相比，鐵損值W15/50和W10/400低。在No34號鋼板中S、Sb+Sn/2和晶粒直徑都處於本發明範圍之外；而在No35號鋼板中Sb+Sn/2都處於本發明範圍之外；所以其鐵損值W15/50和W10/400均增大。對於具有0.5mm厚度的No36～No38號鋼板而言，其鐵損值W15/50和W10/400均增大。表.10tr.表示痕量表.11磁性測定愛潑斯坦鐵損測定法(L+C)/2熱軋板退火氣氛氣體75％H2-25％N2成品退火氣氛氣體10％H2-90％N2表.12實施方案5本發明的要點在於通過減少具有規定成分的板厚為0.1～0.35mm的鋼板中的S含量，加入Sb和Sn，來降低高頻鐵損。也就是說，上述課題是藉助於一種具有以下組成(按重量％計)、板厚達0.1～0.35mm、高頻鐵損低的無晶粒取向性磁鋼板加以解決的C0.005％以下、Si3.0％～4.5％、Mn0.05～1.5％、P0.2％以下、N0.005％以下、Al0.1～1.5％、Si+Al＝4.5％以下、S0.001％以下、Sb+Sn/2＝0.001～0.05％，餘量基本上是Fe。而且，將Sb+Sn/2含量範圍限制在0.001～0.005％，能夠進一步降低鐵損。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指除了不可避免的雜質之外，還包括不妨礙本發明作用效果的其他微量元素。在本說明書中除非特別說明，否則表示鋼成分的％，均指重量％，ppm也是指重量ppm。(S的限定理由)為了查明S量對於鐵損的影響，首先在實驗室真空熔化了具有下列成分的鋼C0.0015％、Si3.51％、Mn0.18％、P0.01％、Al0.50％、N0.0020％，S量在痕量至40ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行了830℃×3小時的熱軋板退火處理。冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行950℃×2分鐘成品退火處理。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法進行。其中鐵損的評定是使用W10/400進行的。這是因為在400Hz的高頻範圍內驅動電機是以1.0T水平驅動的。附圖23表示0.35mm厚度鋼板中S量與鐵損之間的關係。附圖23說明，在400Hz頻率下0.35mm材料的鐵損W10/400值，當S≤10ppm時大幅度降低。為了查明因S量降低引起鐵損產生這種變化的原因，使用光學顯微鏡觀察了組織。結果發現，當S≤0.001％時晶粒變得粗大。據認為這是由於鋼中MnS含量降低造成的。一般而言，當0.5mm厚度磁鋼板中產生晶粒粗大化時，導致所謂高頻鐵損增大現象。與之相反，本實驗中晶粒粗大化時，卻出現高頻鐵損降低的現象。據說，這是因為本實驗中使用了0.35mm厚度的鋼板，與0.5mm鋼板相比渦流損失大幅度降低，即使在400Hz下晶粒直徑粗大化引起的磁滯損失降低，也能有效地降低高頻鐵損。由上述說明可知，降低0.35mm以下厚度鋼板中的S量，能夠有效地降低高頻範圍內的鐵損。因此本發明將S量定為10ppm以下。(限定板厚的理由)此外，S量降低導致高頻鐵損降低的現象，對於0.35mm厚度的磁鋼板而言厚度越小越顯著。但是，當厚度不足0.1mm時，難於進行冷軋，而且給用戶進行鋼板層壓時帶來麻煩，所以本發明將板厚度定為0.1～0.35mm。以下研究了進一步降低高頻鐵損的方法。(限定Sb、Sn的理由)一般而言，加大Si、Al量使固有阻抗增大，是有效降低高頻鐵損的一種方法。但是當Si+Al量超過4.5％時，鋼板脆化使冷軋變得困難。因此，僅僅依靠增大Si、Al量降低鐵損的方法是有限制的。基於此，本發明人等探索了利用加入完全不同的其他成分元素使鐵損降低的方法。然而，從附圖23來看，S量低到10ppm以下時，鐵損降低速度變緩，而且即使進一步減少S量，鐵損W10/400也只能達到16.5W/kg的程度。本發明人等認為，妨礙極低S含量材料(S≤10ppm)鐵損降低的主要原因，似乎是除MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成了顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。這種隨著S的降低而促進氮化反應進行的原因可以說明如下。即S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S在鋼板表面上富集，抑制退火時氮的吸附；反之在S≤10ppm範圍內S對氮的吸附作用所具有的抑制效果降低。本發明人等認為，這種在極低含S量材料中顯著形成的氮化層，有可能是抑制鐵損降低的原因。基於這種觀點，本發明人等本著以下想法進行了各種研究，即是否能夠通過加入有可能抑制氮氣吸附，而且又不妨礙極低S含量材料優良晶粒生長性能的一些元素，進一步降低極低S含量材料的鐵損，結果發現加入Sb和Sn是有效的。附圖24中示出了在同一試驗條件下，使用在附圖23所示樣品成分中加有40ppmSb的樣品進行試驗的結果。觀察Sb對於鐵損降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，加入Sb只能使鐵損降低0.2～0.3W/kg的程度；但是在S≤10ppm範圍內，加入Sb卻能使鐵損降低1.0W/kg左右；而且在S含量小時Sb使鐵損的降低效果更顯著。此外，在這種樣品中也沒有發現與S量無關的氮化層。可以認為，這是由於Sb在鋼板表面層部分上的富集，抑制了氮氣吸附。由上述說明可知，在0.35mm板厚的極低S含量材料中加入Sb，可以大幅度降低高頻鐵損。為了找出最佳Sb加入量，進而在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0023％、Si3.51％、Mn0.30％、P0.02％、Al0.50％、S0.0004％、N0.0015％，Sb量在痕量至700ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行950℃×2分鐘的成品退火處理。附圖25表示這樣得到的樣品中Sb量與鐵損W10/400之間的關係。從附圖25可知，Sb加入量在10ppm以上範圍內鐵損低，W10/400＝15.5W/kg。但是進一步加入Sb，當Sb＞50ppm時，鐵損隨著Sb量的增加而緩緩增大。為了查明這種在Sb＞50ppm範圍內使鐵損增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果雖然沒有發現表面氮化層，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因尚未查明，但是可以認為Sb是容易在晶界偏析的元素，Sb在晶界處的加藥效果使晶粒的生長性能降低。然而，與無Sb鋼相比，加入Sb直到700ppm之前鐵損都良好。由於上述原因，將Sb限制在10ppm以上，從經濟上考慮將上限定在500ppm。而從鐵損的觀點來看，Sb量優選10ppm以上，50ppm以下；更優選20ppm以上，40ppm以下。Sn也是與Sb同樣能在表面偏析的元素，因而據認為應當具有與Sb同樣的氮化抑制效果。為了查明Sn的最佳加入量，於實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0020％、Si3.00％、Mn0.20％、P0.02％、Al1.05％、S0.0003％、N0.0015％，Sn量在痕量至1400ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行830℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.35mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行950℃×2分鐘的成品退火處理。附圖26表示這樣得到的樣品中Sn量與鐵損W10/400之間的關係。從附圖26可知，Sn加入量在20ppm以上範圍內鐵損低，W10/400＝15.5W/kg。而且還查明，進一步加入Sn，使Sn＞100ppm時，鐵損隨著Sn量的增加而緩緩增大。但是，與無Sn鋼相比，加入Sn量直到1400ppm之前鐵損均良好。Sb和Sn對於鐵損所產生影響上的這種差別可以理解如下。也就是說，Sn的偏析係數比Sb小，抑制表面偏析產生的氮化作用必須有二倍於Sb量的Sn。所以加入20ppm以上的Sn才能使鐵損降低。另一方面，由於Sn的偏析係數比Sb小，所以因Sn晶界偏析的加藥效果使鐵損開始增大的Sn的加入量，也為Sb的二倍左右。因此僅當加入100ppm以上的Sn鐵損才緩緩增大。從上述說明可知，Sn應當達到20ppm以上，從經濟上考慮將上限定為1000ppm。而且從鐵損的角度來看，優選20ppm以上，100ppm以下；更優選30ppm以上，90ppm以下。如上所述，Sb和Sn對於氮化作用的抑制機理是一樣的。所以，同時加入Sb和Sn也能得到同樣抑制氮化的效果。但是，為了使Sn發揮與Sb同樣的效果必須加入二倍於Sb量的Sn。因此，同時加入Sb和Sn的情況下，Sb+Sn/2應當在0.001％～0.05％；優選0.001％～0.005％。(限定其他成分的理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，應當加入3％以上。但是，一旦超過4.5％就會使冷軋變難，所以上限定為4.5％。Mn為防止熱軋時的熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是一旦高於1.5％就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.5％。P是改善鋼板衝裁性能所必須的元素，但是加入超過0.2％時會使鋼板脆化，所以定為0.2％以下。N含量多的情況下AlN的析出量增加，AlN晶粒變大，這種情況下會使晶粒的成長性能降低，鐵損加大，所以規定在0.005％以下。Al加入微量鋁時生成微細的AlN，使磁特性變差。因此下限定為0.1％以上，以便使AlN粗大化。另一方面，高於1.5％時會使磁通密度降低，所以上限定為1.5％以下。而且，Si+Al的含量超過4.5％時，難於冷軋，所以Si+Al上限定為4.5％。(製造方法)如果以S、Sb、Sn為代表的規定元素處於規定的範圍內，則本發明中製造方法可以採用通常製造方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，然後調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用製造通常的無晶粒取向性磁鋼板時採用的溫度。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。實施例使用表13所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1150℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為750℃，卷板溫度為610℃。接著酸洗這種熱軋板，在表14和15所示條件下進行熱軋板退火。然後進行冷軋到板厚達0.1～0.5mm。在表14和表15所示條件下進行成品退火。在表13、表14和15中，No表示鋼板的編號，在各表中是相同的。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損試驗片進行。各鋼板的磁性能一併列於表14和表15中。熱軋板退火的氣氛氣體是75％H2-25％N2，成品退火的氣氛氣體是10％H2-90％N2。No1～16號鋼板是本發明的實施例。在這些實施例中，與具有相同厚度的對照鋼板相比，鐵損值W10/400和W5/1K都小。在No17號鋼板中，S、Sb+Sn和板厚度都處於本發明範圍之外，所以鐵損變得極大。No18號鋼板中，Sb+Sn和板厚度都處於本發明範圍之外，所以鐵損值相當大。No19號鋼板中，鋼板厚度處於本發明範圍之外，所以鐵損值也同樣變得相當大。No20和No24號鋼板中，S和Sb+Sn處於本發明範圍之外，所以與具有相同板厚的本發明品相比，鐵損值均增大。No21號鋼板中的S，No22、23和25號鋼板中的Sb+Sn，都處於本發明範圍之外，分別與相同板厚的本發明品相比鐵損值均增大。No26號鋼板中，Si低於本發明範圍，所以鐵損值增大。No27號鋼板中，Si和Si+Al高於本發明範圍，所以壓延時斷裂，得不到成品。No28鋼板中，由於Al含量低於本發明範圍，所以鐵損大。No29鋼板中，由於Al和Si+Al高於本發明範圍，所以其鐵損值降低，而且磁通密度B50減小。No30鋼板中，由於Mn低於本發明範圍，所以其鐵損值增高。與此相比，No31號鋼板中，由於Mn高於本發明範圍，所以其鐵損值低，而且磁通密度B50也減小。No32號鋼板中，C高於本發明範圍，所以不僅鐵損增大，而且還有磁場時效問題。No33號鋼板中，N高於本發明範圍，所以鐵損增高。表.13tr.表示痕量表.14表.15實施方案6本發明發現，即使將S控制在10ppm以下極微量範圍內也不能降低鐵損的原因，在於在微量S範圍內於表面區域內形成有顯著的氮化層；本發明要點在於基於此新發現，通過將成品退火後於鋼板表面上形成的氮化物量控制在規定範圍內，得到了低鐵損無晶粒取向性磁鋼板。也就是說，上述課題是藉助於一種含有(按重量％計)以下成分的、低鐵損無晶粒取向性磁鋼板加以解決的Si4.0％以下、Mn0.05～1.0％、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包含0)，餘量基本上是Fe。為了查明S量對於鐵損的影響，本發明人等首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0025％、Si2.75％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0018％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2的氣氛中對這種熱軋板進行了830℃×3小時的熱軋板退火處理。然後冷軋至板厚0.5mm，進而在10％H2-90％N2的氣氛中進行900℃×2分鐘成品退火處理。附圖27表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係(圖27中的×記號)。其中，磁性測定是使用25cm愛潑斯坦鐵損測定法進行的。附圖27說明，S處於10ppm以下時能夠使鐵損大幅度降低(W15/50＝2.5W/kg)，在S＝10ppm附近具有臨界點。這是因為S量的降低使晶粒的成長特性提高的緣故。因此，本發明中將S量範圍規定在10ppm以下，優選處於5ppm以下。然而，當S量低於10ppm時，鐵損的下降速度變緩，而且即使將S量降低到痕量，鐵損值也不能降低到2.4W/kg以下。本發明人等認為，妨礙S＝10ppm以下極低S量鋼板鐵損降低的主要原因，似乎是除MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成了顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。隨著S量降低而促進氮化反應進行的原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S富集在鋼板表面上，熱軋板退火和成品退火時抑制氣氛氣體中的氮在鋼板表面層吸附，反之在S≤10ppm範圍內S對於氮吸附作用所具有的抑制效果降低，所以在鋼板表面上形成氮化層。本發明人等認為，在S≤10ppm範圍內顯著形成的這種氮化層，有可能是阻礙鋼板表面層部分晶粒的生長，抑制鐵損降低的原因。基於這種觀點，本發明人等想到如果能夠將鋼板表面層部分的氮化物層控制在規定範圍內，則有可能進一步降低極低S量鋼板的鐵損。附圖28表示距鋼板表面30μm範圍內氮化物量與W15/50之間的關係。本發明鋼種中，所說的氮化物是AlN、Si3N4和TiN。如果觀察距鋼板表面30μm範圍內的情況，則在此範圍內的80～90％面積處存在氮化物，而在此範圍之外的更深處形成的氮化物量極少，所以僅就距鋼板表面30μm範圍內形成的氮化物量進行評價就足夠了。附圖28表明，距鋼板表面層30μm範圍內的氮化物量處於300ppm以下時，可以使W15/50＝2.25W/kg。由於上述原因，本發明中將距鋼板表面30μm範圍內的氮化物量限制在300ppm以下。(限定其他成分的理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，但是超過4.0％時就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為4.0％。Mn為防止熱軋時的熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是高於1.0％時會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。Al與Si一樣也是有效提高固有阻抗的元素，但是高於1.0％時會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。而且，低於0.1％時，AlN晶粒過小，晶粒的成長特性變差，所以下限定為0.1％。(製造方法)如果S及鋼板表面層部分的氮化物量處於規定的範圍內，則本發明中的製造方法可以採用製造無晶粒取向性磁鋼板用的通常方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用製造通常的無晶粒取向性磁鋼板時採用的溫度範圍。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。關於使鋼板表面層部分的氮化物量處於規定範圍內的方法，沒有特別規定。實施方案7本發明的要點在於通過使鋼板中的S量和Sb、Sn量處於規定範圍，進而適當選擇成品退火條件來得到鐵損極低的無晶粒取向性磁鋼板。也就是說，上述課題是藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法加以解決的，其特徵在於將具有以下組成(按重量％計)的扁坯熱軋後，進行冷軋，以40℃/秒以下的升溫速度進行成品退火C0.005％以下、Si1.0～4.0％、Mn0.05～1.0％、P0.2％以下、N0.005％以下、Al0.1～1.0％、S0.001％以下、Sb+Sn/2＝0.001～0.05％，餘量基本上是Fe。其中所說的升溫速度是指自室溫至均熱溫度的平均升溫速度。將Sb+Sn/2量進一步限定在0.001～0.005％，可以得到更好的結果。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指本發明範圍內還包括不損害本發明作用效果的不可避免的雜質和其他微量元素。本發明人等詳細研究了妨礙S≤10ppm的極低S含量鋼板鐵損降低的原因。為了查明S量對於鐵損的影響，首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0025％、Si1.65％、Mn0.20％、P0.01％、Al0.31％、N0.0021％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後在100％H2氣氛氣體中進行950℃×3分鐘的熱軋板退火，酸洗後冷軋至板厚0.5mm。進而進行成品退火處理，退火的氣氛氣體10％H2-90％N2，升溫速度20℃/秒，均熱溫度930℃×2分鐘。其中，升溫速度是指室溫至均熱溫度之間的平均升溫速度。附圖29表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係(圖中×記號)。磁性特性是按照25cm愛潑斯坦鐵損試驗法測定的。附圖29說明，當S含量低於10ppm時鐵損大幅度降低，可以獲得W15/50＝3.2W/kg的鋼板。這是因為S量的降低使晶粒的成長特性提高的緣故。基於此，本發明中將S含量範圍規定在10ppm以下。但是，當S低於10ppm時鐵損的降低速度變緩，即使進一步降低S含量鐵損也只能達到3.1W/kg的程度。本發明人等認為，妨礙S≤10ppm的極低S量鋼板鐵損降低的主要原因，似乎是除MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成了顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。這種隨著S的降低而促進氮化反應進行的原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S富集在鋼板表面上，成品退火時抑制氣氛氣體中的氮在鋼板表面層上吸附，反之在S≤10ppm範圍內S對氮吸附作用所產生的抑制效果降低。本發明人等認為，這種在極低S含量鋼板上顯著形成的氮化層，有可能是阻礙鋼板表面層部分晶粒的生長，抑制鐵損降低的原因。基於這種觀點，本發明人等認為，如果能夠加入一些可以抑制氮的吸附而且不影響極低S量材料優良晶粒生長性能的元素，則有可能進一步降低極低S含量材料的鐵損，本著這樣一種想法進行了各種研究，結果發現加入極微量的Sb是有效的。附圖29用○表示於同一條件下，使用上述×記號表示的樣品成分中加入40ppmSb後的樣品進行試驗的結果。觀察Sb對於鐵損降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，加入Sb只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg的程度；但是在S≤10ppm範圍內，加入Sb卻能使鐵損降低0.20W/kg的程度；而且S含量小時Sb使鐵損的降低效果更顯著。此外，也沒有發現這種樣品中存在與S量無關的氮化層。可以認為，這是由於在成品退火時升溫過程中Sb於鋼板的表面層上富集，抑制了氮氣的吸附作用造成的。為了找出最佳的Sb加入量，進而在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si1.60％、Mn0.20％、P0.020％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0020％，Sb量在痕量至130ppm之間變化；熱軋後在100％H2氣氛中進行950℃×3分鐘的熱軋板退火處理，接著酸洗，然後冷軋至板厚0.5mm。進而進行成品退火處理，退火用氣氛氣體10％H2-90％N2，升溫速度20℃/秒，均熱溫度930℃×2分鐘。附圖30表示Sb量與鐵損W15/50之間的關係。從附圖30可知，Sb量在10ppm以上範圍內鐵損低。但是進一步加入Sb，當Sb＞50ppm時，鐵損再次增大。為了查明這種在Sb＞50ppm範圍內使鐵損增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果雖然沒有發現表層的細晶粒組織，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因尚未查明，但是可以認為Sb是容易在晶界偏析的元素，Sb在晶界處的加藥效果使晶粒的生長性能降低。然而，與無Sb鋼相比，加入Sb直到700ppm之前鐵損都良好。由於上述原因，將Sb限制在10ppm以上，從經濟上考慮將上限定在500ppm。而從鐵損的觀點來看，Sb量優選10ppm以上，50ppm以下。上述的那種使鐵損降低的效果，在加入與Sb屬於同樣表面偏析型元素的Sn時也被發現，而且加入100ppm以上的Sn時鐵損有所增大。但是，與無Sn鋼相比，加入Sn量一直到1400ppm之前鐵損值都良好。因此，Sn應當達到20ppm以上，從經濟上考慮將上限定為1000ppm。而且從鐵損的角度來看，優選20ppm以上，100ppm以下。而且，即使在同時加入Sb和Sn的情況下，加入的Sb+Sn/2為10ppm以上時也發現鐵損降低，並且在加入的Sb+Sn/2高於50ppm時鐵損有所增大。此外，與無Sb和Sn的鋼相比，如果Sb+Sn/2低於700ppm，則鐵損良好。因此同時加入Sb和Sn的情況下，Sb+Sn/2應當在10ppm以上，從經濟上考慮上限應當為500ppm，從鐵損的觀點來看優選10ppm以上，50ppm以下。其次，為了查明適用的成品退火條件，在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si1.62％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0020％，Sb0.004％；熱軋後在100％H2氣氛中進行950℃×5分鐘的熱軋板退火處理，接著酸洗，然後冷軋至板厚0.5mm。進而進行成品退火在變化的升溫速度下加熱至930℃，並均熱2分鐘，然後空氣冷卻。其中成品退火用氣氛氣體為10％H2-90％N2。附圖31表示成品退火時升溫速度與鐵損W15/50之間的關係。從附圖31可知，升溫速度超過40℃/秒的範圍時鐵損增大。觀察這些材料的組織時看到，升溫速度超過40℃/秒的樣品，無論是否加入Sb，鋼板的表面層部分都發現有氮化現象。據認為，這是由於升溫速度過快時，Sb尚未在鋼板表面上偏析之前就使鋼板暴露在高溫氮化氣氛中，導致Sb不能充分發揮其抑制氮化的效果，出現氮化現象。因此，成品退火時的升溫速度定為40℃/秒以下，而且從鐵損的觀點來看優選25℃/秒以下。(限定其他成分的理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，應當加入1％以上。但是，若超過4.0％就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為4.0％。Mn為防止熱軋時出現熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是高於1.0％時就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。P是改善鋼板衝裁性能所必須的元素，但是加入超過0.2％時會使鋼板脆化，所以定為0.2％以下。NN含量多的情況下AlN的析出量增加，鐵損加大，所以規定在0.005％以下。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是加入量超過1.0％時由於磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。但是不足0.1％時，AlN晶粒微細化，晶粒的成長性能降低，因此下限定為0.1％。(製造方法)如果S、Sb和Sn處於規定的範圍內，而且成品退火時的升溫速度也處於本發明範圍內，則本發明中製造方法可以採用製造通常的無晶粒取向性磁鋼板用的方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用通常的溫度。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。酸洗後進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後以低於40℃/秒的升溫速度進行最終退火。實施例使用表16所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1140℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.3mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度為610℃，卷板後按照表17所示的成品退火條件進行退火。接著酸洗，冷軋到板厚達0.5mm。在表17所示的成品退火條件下進行退火。表17中所說的「升溫速度」，是指成品退火時從室溫至均熱溫度的平均升溫速度。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損試驗片進行。各鋼板的磁性能一併列於表17中。其中，表16和表17中的No號是互相對應的。由表16和表17可知，按照本發明的S、Sb和Sn量控制鋼板成分，而且成品退火時的升溫速度也控制在本發明的範圍內的本發明鋼板來說，成品退火之後可以得到鐵損值極低的鋼板。與此相比，No12號鋼板中的S和Sb+Sn/2，No13號鋼板中的Sb+Sn/2，分別處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50增高。No14和No15號鋼板，由於成品退火時的升溫速度處於本發明範圍之外，所以雖然鐵損W15/50比No12和No13號鋼板低，但是卻比本發明鋼板高。No16號鋼板，C含量超出本發明範圍，所以不僅鐵損W15/50高，而且還存在磁場時效問題。No17號鋼板，Si含量超出本發明範圍，所以雖然鐵損W15/50低，但是磁通密度B50也降低。No18號鋼板中Mn含量低於本發明範圍，所以鐵損W15/50增大。No19號鋼板中Mn含量高於本發明範圍，雖然鐵損W15/50低，但是磁通密度B50也降低。No20號鋼板中N含量高於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No21鋼板中Al含量低於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。此外，No22鋼板中Al含量高於本發明範圍，所以其鐵損值W15/50降低，而且磁通密度B50減小。表.16tr.表示痕量表.17實施方案8本發明的要點在於通過使S≤10ppm的極低S含量材料中含有0.03～0.15％P，或者按Sb+Sn/2計含有0.001～0.05％Sb和Sn中至少一種元素，而且控制最終連續退火時的退火氣氛氣體和均熱時間，使無晶粒取向性磁鋼板的鐵損大幅度降低。也就是說，解決上述課題的第一個手段是一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法，其特徵在於對於具有以下組成(按重量％計)的扁坯進行熱軋，必要時進行熱軋板退火後，進行一次冷軋或者插入中間退火進行兩次以上冷軋到規定厚度，在H2濃度10％以上氣氛中進行均熱時間30秒～5分鐘的最終連續退火C0.005％以下、Si1.5～3.5％、Mn0.05～1.0％、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)、P0.03～1.5％，餘量基本上是Fe。解決上述課題的第二個手段是一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法，其特徵在於對於具有以下組成(按重量％計)的扁坯進行熱軋，必要時進行熱軋板退火後，進行一次冷軋或者插入中間退火進行兩次以上冷軋到規定厚度，在H2濃度10％以上的氣氛中進行均熱時間30秒～5分鐘的最終連續退火C0.005％以下、Si1.5～3.5％、Mn0.05～1.0％、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)、Sb和Sn中至少一種元素按Sb+Sn/2計含量為0.001～0.05％，餘量基本上是Fe。解決上述課題的第三個手段是一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法，其特徵在於對於具有以下組成(按重量％計)的扁坯進行熱軋，必要時進行熱軋板退火後，進行一次冷軋或者插入中間退火進行兩次以上冷軋到規定厚度，在H2濃度10％以上的氣氛中進行均熱時間30秒～5分鐘的最終連續退火C0.005％以下、Si1.5～3.5％、Mn0.05～1.0％、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)、P0.03～0.15％、Sb和Sn中至少一種元素按Sb+Sn/2計含量為0.001～0.05％，餘量基本上是Fe。解決上述課題的第四個手段是使用上述第一至第三個手段中任何一種方法製造的產品以及與之相同的低鐵損無晶粒取向性磁鋼板。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指在本發明範圍內，除了不可避免的雜質之外，還包括不損害本發明作用效果的其他微量元素。而且在以下的說明中表示鋼成分的％全部是重量％，ppm也是重量ppm.本發明人等詳細研究了妨礙S≤10ppm的極低S量鋼板鐵損降低的原因。結果查明，S量的減少導致鋼板表面層上形成顯著的氮化物層，這種氮化層妨礙著鐵損的降低。於是本發明人等就抑制氮化，進一步降低鐵損的方法進行了深入研究，結果發現通過使之含有0.03～0.15％P，或者按Sb+Sn/2計含有0.001～0.05％範圍內的Sb和Sn中至少一種元素，而且控制最終連續退火時使用的退火氣氛和均熱時間，能夠大幅度降低極低S含量材料的鐵損。以下根據實驗結果詳細說明本發明。為了查明S量對於鐵損的影響，首先在實驗室真空熔化了具有以下(1)、(2)和(3)中三種成分體系之一，而且S量在痕量～15ppm範圍內變化的鋼，熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2氣氛氣體中對這種熱軋板進行800℃×3小時的熱軋板退火，然後冷軋至板厚0.5mm。進而在三種退火氣氛氣體—均熱時間組合下，於930℃進行了成品退火處理。(1)C0.0025％、Si1.85％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0018％；(2)C0.0025％、Si1.85％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0018％、Sn0.0050％；(3)C0.0025％、Si1.85％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0018％、Sb0.0040％。附圖32表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係。附圖32說明，當S≤10ppm時鐵損大幅度降低，其數值W15/50＝2.5W/kg。這是因為S量的降低使晶粒的成長特性大幅度提高的緣故。基於此，本發明中將S含量範圍規定在10ppm以下，優選5ppm以下。但是，當S低於10ppm時鐵損的降低水平，因退火使用的氣氛氣體—均熱時間的組合情況而異。本發明人等為了查明S≤10ppm的極低S含量材料的鐵損降低水平，因退火使用的氣氛氣體—均熱時間的組合情況而異的原因，使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，對於三種成分體系中任何一種鋼板來說，使用5％H2-2分鐘均熱和15％H2-20秒均熱條件時，在鋼板的表面層上都發現了顯著的氮化物層。據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。關於氮化反應因S量而異的原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S富集在鋼板表面上，成品退火時抑制了氣氛氣體中的氮在鋼板表面層上吸附，反之在S≤10ppm範圍內S對氮吸附作用所產生的抑制效果降低。雖然利用控制P或Sn或Sb的加入量以及成品退火條件(退火氣氛氣體—均熱時間)加以補償，但是由於退火氣氛氣體—均熱時間的不同組合導致抑制氮吸附能力上出現差別，這反映在鐵損的水平上。為了找出退火氣氛氣體—均熱時間二者之間的最佳組合，接著在實驗室真空熔化了具有以下(4)、(5)和(6)三種成分體系的鋼，熱軋後進行酸洗。接著在75％H2-25％N2氣氛中對這種熱軋板進行800℃×3小時的熱軋板退火處理，然後冷軋至板厚0.5mm。進而在H2濃度和均熱時間的不同組合條件下，於930℃進行了成品退火處理。(4)C0.0020％、Si1.87％、Mn0.20％、P0.040％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0017％；(5)C0.0020％、Si1.87％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0017％、Sn0.0050％；(6)C0.0020％、Si1.87％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0017％、Sb0.0040％。附圖33表示這樣得到的樣品在各種H2濃度下使用的成品退火均熱時間與鐵損W15/50之間的關係。從附圖33可知，無論哪種成分體系，只要H2濃度在10％以上而且成品退火時均熱時間處於30秒～5分鐘範圍內鐵損值就低，其值可達W15/50＝2.5W/kg。因此，本發明中的最終連續退火(成品退火)氣氛氣體使用H2濃度10％以上的氣體，均熱時間定為30秒～5分鐘。(限定其他成分的理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，因此下限定為1.5％。但是，若超過3.5％就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為3.5％。Mn為防止熱軋時出現熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是高於1.0％時就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是加入量超過1.0％時磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。但是不足0.1％時，AlN晶粒微細化，晶粒的成長性能降低，因此下限定為0.1％。P為了抑制熱軋板退火時和成品退火時氮的吸附，應當使之高於0.03％，但是從冷軋的壓延性能上考慮其上限定為0.15％。Sb和SnSb和Sn都是有效抑制熱軋板退火時和成品退火時氮吸附的元素，關於其效果，Sb是Sn的二倍。所以使Sb+Sn/2的含量達到0.001％以上，而且從成本上考慮將上限定為0.05％。其中關於P與Sb和Sn的組合，可以選擇性含有任何一種組合，也可以同時含有這三種成分。(製造方法)如果以S、P、Sb和Sn為代表的規定成分處於規定的範圍內，則本發明中除了最終連續退火(成品退火)條件之外，其製造方法可以採用製造無晶粒取向性磁鋼板的通常方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用製造通常的無晶粒取向性磁鋼板的溫度範圍。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終連續退火。實施例使用表18所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分(成分含量按重量％計)後鑄造，扁坯在1160℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度為610℃，按照表19所示的條件進行熱軋板退火。接著冷軋到板厚達0.5mm。在表19所示的成品退火條件下進行退火。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損試驗片進行。各鋼板的磁學性能一併列於表19中。其中，表18和表19本來是一個表，所以兩表中的No是互相對應的。表18和表19中，No1～No18號鋼板中Si成分含量為1.8％，No19～No26號鋼板中Si成分含量為2.5％。具有相同Si含量水平的鋼板之間進行比較時，本發明鋼板的鐵損值W15/50比對照鋼板低。由此可知，當鋼板成分中S量、P、Sb+Sn/2、任何一種的加入量、最終連續退火時使用的氣氛氣體和均熱時間都處於本發明範圍內時，成品退火後能夠得到鐵損極低的無晶粒取向性磁鋼板。而且還查明，這些無晶粒取向性磁鋼板的磁通密度B50也不降低。與此相比，No9和No22號鋼板中S處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50增高。No15和No23號鋼板在成品退火時使用的H2濃度，No16、No17、No24和No5號鋼板在成品退火時使用的均熱時間，分別處於本發明範圍之外，鐵損值W15/50都增高。No11號鋼板中C含量超出本發明範圍，所以不僅鐵損W15/50高，而且還存在磁場時效問題。No12號鋼板中Mn含量高於本發明範圍，所以磁通密度B50降低。No13號鋼板中Al含量低於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No14號鋼板中N含量高於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No18和No26號鋼板中P、Sn、Sb含量都處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50增高。No27鋼板中Si含量高於本發明範圍，所以不僅其鐵損值W15/50降低，而且磁通密度B50也減小。表.18tr.表示痕量表.19<實施方案9本發明發現即使將S控制在10ppm以下極微量範圍內也不能降低鐵損的原因，是由於在微量S範圍內表面層區域內形成顯著氮化物層造成的；因此本發明要點在於基於此發現，通過控制最終連續退火時的退火氣氛氣體和均熱時間抑制氮化物的形成，來降低鐵損。也就是說，上述課題是藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法加以解決的；所說的方法特徵在於對於按重量％計組成如下的扁坯C0.005％以下、Si1.5％以下、Mn0.05～1.0％、P0.2％以下、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)，餘量基本上是Fe，進行熱軋，必要時進行熱軋板退火後，一次冷軋或者插入中間退火的二次以上冷軋至規定厚度後，在H2濃度10％以上的氣氛中，實施均熱時間30秒～5分鐘的最終連續退火處理。而且，上述課題還可以藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法加以解決；所說的方法特徵在於對於按重量％計組成如下的扁坯C0.005％以下、Si1.5％以下、Mn0.05～1.0％、P0.2％以下、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)、Sb+1/2Sn0.001～0.05％，餘量基本上是Fe，進行熱軋，必要時進行熱軋板退火後，一次冷軋或者插入中間退火的二次以上冷軋至規定厚度後，在H2濃度10％以上的氣氛中，實施均熱時間30秒～5分鐘的最終連續退火處理。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指在權利要求範圍內還包括不妨礙本發明作用效果的其他微量元素。而且在以下的說明中，表示鋼成分％均是重量％，ppm也是指重量ppm。以下詳細說明作出本發明的經過。為了查明S對鐵損的影響，首先在實驗室熔化了具有下列成分的鋼C0.0020％、Si0.25％、Mn0.55％、P0.11％、Al0.25％、N0.0018％、Sb痕量，S在痕量至15ppm之間變化；熱軋後進行酸洗。接著將這種熱軋板冷軋至板厚0.5mm，在退火氣氛氣體一均熱時間的三種組合下，進行750℃的成品退火處理，進而在100％N2中進行了750℃×2小時的磁場退火。附圖34表示這樣得到的樣品中S量與磁場退火後鐵損W15/50之間的關係。其中，磁性測定是用25cm愛潑斯坦鐵損試片進行的。由圖34可知，當S≤10ppm時鐵損W15/50＝4.2W/kg以下，鐵損大幅度降低。這是因為MnS的析出量隨著S量的減少而減小，鐵素體晶粒的成長性能大幅度提高的緣故。由於上述原因，本發明中將S量限制在10ppm以下。然而，S量處於10ppm以下時的鐵損降低水平，因退火氣氛氣體—均熱時間的組合情況而異。即如附圖34所示，15％H2-1分鐘均熱的情況下，與5％H2-1分鐘均熱和15％H2-20秒均熱的情況相比，S量處於10ppm以下時鐵損值降低得更顯著。為了查明這個原因，本發明人等使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果發現，5％H2-1分鐘均熱和15％H2-20秒均熱的情況下，在鋼板表面層形成顯著的氮化層。與之相比，15％H2-1分鐘均熱的情況下形成的氮化層輕微。據認為，這種氮化層是由於在100％N2氣氛氣體中進行磁場退火時生成的。關於氮化反應因S量而異的原因可以說明如下。也就是說，S是容易富集在表面上和晶界處的元素，所以在S＞10ppm範圍內，S在鋼板表面上的富集，抑制了磁場退火時氮的吸附作用。另一方面，在S≤10ppm範圍內，S抑制氮的吸附作用減小，退火氣氛氣體—均熱時間的組合引起的氮吸附抑制能力上的差別，反映在鐵損的水平上。為了查明退火氣氛氣體—均熱時間的最佳組合情況，進而在實驗室熔化了具有以下成分的鋼C0.0021％、Si0.25％、Mn0.52％、P0.100％、Al0.26％、S0.0003％、N0.0015％，以及與之具有同樣化學組成但加入有0.0040％Sb的鋼；熱軋後進行酸洗。接著將這種熱軋板冷軋至板厚0.5mm，改變H2濃度和均熱時間之間的組合下進行750℃的成品退火處理。進而在100％N2中進行750℃×2小時磁場退火處理。附圖35表示這樣得到的樣品在每種H2濃度下的成品退火均熱時間與磁場退火後鐵損W15/50之間的關係。附圖35表明，即使對於無Sb鋼和添加了Sb的鋼來說，在10％以上H2濃度下進行30秒～5分鐘範圍內的成品退火時，鐵損值都低，能夠達到的數值W15/50≤4.0W/kg。而且，通過將加入Sb與最佳退火氣氛氣體—均熱時間這兩種手段加以組合，與無Sb鋼相比，能夠進一步降低鐵損。(限定其他成分的理由)以下詳細說明其他成分的限定理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，但是若超過1.5％就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以定為1.5％以下。Mn為了防止熱軋時的熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是高於1.0％時就會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。P為了改善鋼板的衝裁性能所必須的元素，但是加入量高於0.2％時，鋼板脆化，所以規定為0.2％以下。NN含量高時AlN析出量高，鐵損增大，所以規定為0.005％以下。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是加入量超過1.0％時由於磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。但是不足0.1％時，AlN晶粒微細化，晶粒的成長性能降低，因此下限定為0.1％。Sb+1/2SnSb和Sn都是有效抑磁場退火時氮化作用的元素，其效果雖然相同，但是Sn的效果是Sb的1/2。所以用Sb+1/2Sn規定其含量。為了緩解磁場退火時的氮化作用，Sb+1/2Sn含量優選處於0.001％以上，而且從成本上考慮將上限定為500ppm。而且，只要Sb+1/2Sn處於此範圍內，也可以只含有其中一種成分。(製造方法)如果S和規定成分處於規定的範圍內，則本發明中製造方法可以採用製造無晶粒取向性磁鋼板的通常方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用製造通常的無晶粒取向性磁鋼板的溫度範圍。而且在熱軋後可以進行熱軋板退火，但並不是必須的。接著進行一次冷軋或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度後，進行最終退火。實施例使用表20所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1160℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度為670℃。進而酸洗這種熱軋板後，冷軋到板厚達0.5mm。按照表20所示成品條件進行退火。接著在100％N2中進行750℃×2小時退火。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損試驗片進行。各鋼板的磁性能一併列於表20中。表20中所記載的保溫時間，是指均熱時間。表20中No1～No9號鋼板是Si含量0.25％的本發明實施例。而且No19～No24號鋼板是Si含量為0.75％的本發明實施例。與使用傳統方法所難於達到的數值(4.2W/kg)相比，這些實施例中每種鋼板的鐵損值W15/50都低得多，對於Si含量為0.25％的鋼板而言為3.84～4.0W/kg，而對於Si含量為0.75％的鋼板而言為3.30～3.40W/kg。此外，與其他鋼板相比，加入Sb後鐵損進一步提高。對於磁通密度B50而言，Si含量處於0.25％水平的為1.76T，而Si含量處於0.75％水平的高達1.73T。與此相比，No10號鋼板中S處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50增高。No11號鋼板中Al含量低於本發明範圍，所以晶粒的生長性能降低，鐵損W15/50增高。No12號鋼板中Al含量高於本發明範圍，所以鐵損W15/50雖然降低，但是磁通密度B50也降低。No13號鋼板中C含量高於本發明範圍，所以不僅鐵損W15/5增高，而且還有磁場時效問題。No14號鋼板中Mn含量處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50雖低，但仍高於本發明鋼板，而且磁通密度B50也降低。No15號鋼板中N處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50增高。No16號鋼板在成品退火時使用的H2濃度，No15和No16號鋼板在成品退火時使用的均熱時間，分別處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50均高。No25號鋼板中雖然Si含量處於0.75％水平，但是S含量都處於本發明範圍之外，所以與相同Si含量水平的本發明品相比鐵損W15/50增高。No26鋼板在成品退火時使用的H2濃度，No27和No28號鋼板在成品退火時使用的均熱時間，分別處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50都高。No29號鋼板中Si含量高於本發明範圍，所以不僅其鐵損值W15/50降低，而且磁通密度B50減小。正如由這些實施例和對照例所看到的那樣，當鋼板成分中S含量及其他規定成分、最終連續退火時的退火氣氛氣體和均熱時間處於本發明範圍內的時，磁場退火後能夠得到一種鐵損值極低，而且磁通密度也不降低的無晶粒取向性磁鋼板。實施方案10本發明的要點在於通過使鋼板中的S量和Sb、Sn量處於規定範圍，適當規定熱軋板退火條件，以便製造成品退火後低鐵損無晶粒取向性磁鋼板。也就是說，上述課題是藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法加以解決的，所說的方法是通過將具有以下組成(按重量％計)C0.005％以下、Si1.5～4.0％、Mn0.05～1.0％、P0.2％以下、N0.005％以下、Al0.1～1.0％、S0.001％以下、Sb+Sn/2＝0.001～0.050％，餘量基本上是Fe，的扁坯熱軋後，經過熱軋板退火、冷軋和成品退火等工序製造無晶粒取向性磁鋼板的方法其特徵在於在氫氣和氮氣的混合氣體中進行熱軋板退火時加熱速度為40℃/秒以下。將Sb+Sn/2量限定在0.001～0.005％，能夠製造具有更低鐵損的無晶粒取向性磁鋼板。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指本發明範圍內還包括不妨礙本發明作用效果的不可避免的雜質和其他微量元素。而且所謂「熱軋板退火時的加熱速度」，是指自室溫至均熱溫度之間的平均加熱速度。本發明人等詳細研究了妨礙S＝10ppm以下極低S量鋼板鐵損降低的原因。結果查明，因S量的減少而導致鋼板表面層部分形成顯著的氮化層，這種氮化層阻礙鐵損的降低。於是本發明人等就抑制氮化，進一步降低鐵損的方法進行了深入研究，結果發現通過加入0.001～0.05％的Sb或者Sb+Sn/2，規定適當的熱軋板退火條件，可以使極低S量材料的鐵損大幅度降低。為了查明S對於鐵損的影響，首先在實驗室真空熔化了具有下列成分的鋼C0.0025％、Si1.65％、Mn0.20％、P0.01％、Al0.31％、N0.0021％，S量在痕量至15ppm之間變化；熱軋後酸洗，進而對熱軋板進行退火處理。其中採用的熱軋板退火條件為退火用氣氛75％H2-25％N2，加熱速度1℃/秒，均熱溫度800℃×3小時。其中，加熱速度是指室溫至均熱溫度之間的平均加熱速度(以下同)。然後冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2氣氛氣體中進行930℃×2分鐘成品退火。附圖36表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係(圖中×記號)。磁性特性按照25cm愛潑斯坦鐵損試驗法測定。附圖36說明，當S含量低於10ppm時鐵損大幅度降低，可以得到W15/50＝3.2W/kg的材料。這是因為S量降低使晶粒成長特性提高的緣故。因此本發明中將S含量範圍規定在10ppm以下。但是當S含量低於10ppm時鐵損的降低速度變緩，即使進一步降低S含量鐵損也只能達到3.1W/kg的程度。本發明人等認為，妨礙S≤10ppm的極低S量鋼板鐵損降低的主要原因，是除MnS之外的其他未知因素，因而使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在S≤10ppm範圍內鋼板表面層形成了顯著的氮化層。與此對照，在S＞10ppm範圍內形成的氮化層輕微。據認為這種氮化層是在氫—氮混合氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。這種隨著S量的降低而促進氮化反應進行的原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S富集在鋼板表面上，在熱軋板退火和成品退火時抑制氮的吸附。反之在S≤10ppm範圍內，由於S對氮吸附作用所產生的抑制效果降低，所以形成了氮化層。本發明人等認為，這種在極低S量鋼板上顯著形成的氮化層，阻礙鋼板表面層中晶粒的生長，有可能是抑制鐵損降低的原因。基於這種觀點，本發明人等認為，如果能夠加入一些可以抑制氮的吸附而且不影響極低S含量材料優良晶粒生長性能的元素，則有可能進一步降低極低S材料的鐵損，本著這種想法進行了各種研究，結果發現加入極微量的Sb是有效的。附圖36用○表示於同一條件下，使用上述×記號表示的樣品成分中加入40ppmSb的樣品進行的試驗結果。觀察Sb使鐵損降低效果時發現，在S＞10ppm範圍內，加入Sb只能使鐵損降低0.02～0.04W/kg的程度；但是在S≤10ppm範圍內，加入Sb卻能使鐵損降低0.2～0.3W/kg的程度；而且S含量小時Sb使鐵損降低的效果更顯著。此外，也沒有發現這種樣品中存在與S量無關的氮化層。可以認為，這是由於Sb在鋼板表面層部分的富集，抑制了熱軋板退火和成品退火時的氮氣吸附造成的。由上述說明可知，為了抑制極低S材料上的氮化作用，必須在鋼板表面層部分產生氮化反應之前使Sb在鋼板表面層部分偏析。於是本發明人等著眼於熱軋板退火時升溫過程中出現的Sb表面偏析作用與氮化反應之間的競爭情況，研究了熱軋板退火時的加熱速度與鐵損之間的關係。作為試驗材料，在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si1.62％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0020％，Sb0.004％；熱軋後酸洗，接著進行熱軋板退火處理。其中採用的熱軋板退火條件退火氣氛75％H2-25％N2，均熱溫度800℃×3小時，加熱速度在1～50℃/秒之間變化。然後冷軋至板厚0.5mm，進而在10％H2-90％N2氣氛中進行930℃×2分鐘成品退火處理。附圖37表示這樣得到的樣品在熱軋板退火時的加熱速度與鐵損W15/50之間的關係。附圖37表明，加熱速度超過40℃/秒時鐵損增大。觀察這些材料的組織後發現，加熱速度超過40℃/秒的樣品，無論是否加入Sb，鋼板表面層部分都存在氮化現象。其原因據認為是加熱速度增快的情況下，鋼板於Sb在鋼板表面偏析之前就暴露在高溫氮化氣氛中，Sb對氮化的抑制作用不能充分發揮。由上述可知，應當使熱軋板退火時的加熱速度定為40℃/秒以下，從鐵損的觀點來看應當定為10℃/秒以下。為了查明Sb的最佳加入量，接著在實驗室真空熔化了具有以下成分的鋼C0.0026％、Si1.60％、Mn0.20％、P0.020％、Al0.30％、S0.0004％、N0.0020％，Sb在痕量至600ppm之間變化；熱軋後酸洗，接著進行熱軋板退火處理。其中採用的熱軋板退火條件退火氣氛75％H2-25％N2，加熱速度為1℃/秒，均熱溫度800℃×3小時。然後冷軋至板厚0.5mm，進而在10％H2-90％N2氣氛中進行了930℃×2分鐘成品退火。附圖38表示Sb量與鐵損W15/50之間的關係。圖38說明，Sb量處於10ppm以上時，鐵損低。但是，進一步加入Sb，當Sb＞50ppm時，鐵損再次加大。為了查明在Sb＞50ppm範圍內使鐵損這樣增大的原因，使用光學顯微鏡進行了組織觀察。觀察結果沒有發現表面層存在細晶粒組織，但是卻發現晶粒平均直徑有所減小。其原因尚未查明，但是可以認為由於Sb是容易在晶界偏析的元素，Sb在晶界處的加藥效果使晶粒的生長性能降低。然而，與無Sb鋼相比，加入Sb直到600ppm之前鐵損都良好。因此將Sb定為10ppm以上，從經濟上考慮將上限定為500ppm。而從鐵損的觀點來看，Sb量優選處於10ppm以上，50ppm以下。加入20ppm以上與Sb同屬表面偏析型元素的Sn時，也發現了上述那種鐵損的降低效果，加入100ppm以上Sn時鐵損有所增大。因此，決定將Sn規定為20ppm以上，從成本觀點考慮將上限定為1000ppm。而且從鐵損的角度來看，優選20ppm以上，100ppm以下。此外，同時加入Sb和Sn的情況下，10ppm以上的Sb+Sn/2也使鐵損降低，並且加入高於50ppm的Sb+Sn/2時鐵損有所增大。所以同時加入Sb和Sn的情況下，Sb+Sn/2量應當處於10ppm以上，從經濟上考慮其上限應當為500ppm，從鐵損的觀點來看優選10ppm以上，50ppm以下。(限定其他成分的理由)以下詳細說明限定其他成分的理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，應當加入1.5％以上。但是，若超過4.0％就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為4.0％。Mn為防止熱軋時出現熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是高於1.0％時會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。P是改善鋼板衝裁性能所必須的元素，但是加入超過0.2％時會使鋼板脆化，所以定為0.2％以下。NN含量多的情況下AlN的析出量增加，鐵損加大，所以規定在0.005％以下。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是加入量超過1.0％時磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。但是不足0.1％時，AlN晶粒微細化，晶粒的成長性能降低，因此下限定為0.1％。(製造方法)如果S、Sb和Sn為代表的規定成分處於規定的範圍內，而且熱軋板退火時的加熱速度也處於本發明範圍內，則本發明中製造方法可以採用製造通常的無晶粒取向性磁鋼板用的方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以使用通常的溫度範圍。接著對熱軋板進行酸洗，和熱軋板退火。只要加熱速度處於本發明範圍內，則可以使用間歇式爐或連續式爐中任何一種退火爐進行熱軋板的退火。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。實施例使用表21所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1140℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.3mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度為610℃，卷板後酸洗，並按照表21所示的條件進行熱軋板退火。然後冷軋到板厚達0.5mm，在表21所示的成品退火條件下進行退火。磁性測定使用25cm愛潑斯坦鐵損試驗片進行。各鋼板的磁性能一併列於表21中。熱軋板退火使用的氣氛氣體是75％H2-25％N2，成品退火使用的氣氛氣體是10％H2-90％N2。如表21看到的那樣，本發明實施例的No1～No13號鋼板中，當以S、Sb和Sn為代表的規定鋼板成分被控制在本發明的數量範圍內，而且熱軋板的加熱速度也被控制在本發明範圍內時，成品退火之後得到的鋼板鐵損值極低而且磁通密度高。與此相比，No14號鋼板中S和Sb+Sn/2的含量，No15號鋼板中(Sb+Sn/2)含量，分別處於本發明範圍之外，所以其鐵損W15/50都增高。No16和No17號鋼板，由於加熱速度處於本發明範圍之外，所以與本發明鋼板相比，鐵損值W15/50增高。No18號鋼板中C含量超出本發明範圍，所以鐵損W15/50值增高。No19號鋼板中Si含量超出本發明範圍，所以雖然鐵損W15/50低，但是磁通密度B50也降低。No20號鋼板中Mn含量低於本發明範圍，所以鐵損W15/50增大。No21號鋼板中Mn含量高於本發明範圍，鐵損W15/50雖低，但是磁通密度B50也降低。No22號鋼板中N含量高於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No23鋼板中Al含量低於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No24鋼板中Al含量高於本發明範圍，所以其鐵損值W15/50降低，而且磁通密度B50減小。表.21tr.表示痕量實施方案11本發明的要點在於通過使S≤10ppm的極低S含量材料中含有0.03～0.15％範圍P或者含有0.001～0.05％範圍Sb+1/2Sn，而且控制熱軋板退火時的退火氣氛氣體和均熱時間，使無晶粒取向性磁鋼板的鐵損大幅度降低。也就是說，上述課題是藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法加以解決的，其特徵在於所說的方法通過將具有以下組成(按重量％計)C0.005％以下、Si1.5～3.5％、Mn0.05～1.0％、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)、P0.03～0.15％，餘量基本上是Fe，的扁坯熱軋後，進行酸洗，在H2濃度60％以上的氣氛中進行均熱時間1～6小時熱軋板退火、然後進行一次冷軋或者插入中間退火的二次以上冷軋，達到規定厚度後，進行成品退火。而且，上述課題也可以藉助於一種低鐵損無晶粒取向性磁鋼板的製造方法加以解決，其特徵在於所說的方法通過將具有以下組成(按重量％計)C0.005％以下、Si1.5～3.5％、Mn0.05～1.0％、N0.005％以下(包括0)、Al0.1～1.0％、S0.001％以下(包括0)、P0.15％以下、Sb+1/2Sn0.001～0.05％，餘量基本上是Fe，的扁坯熱軋後，進行酸洗，在H2濃度60％以上的氣氛中進行均熱時間1～6小時熱軋板退火、然後進行一次冷軋或者插入中間退火的二次以上冷軋，達到規定厚度後，進行成品退火。這裡所說的「餘量基本上是Fe」，是指除了不可避免的雜質之外，本發明範圍內還包括加入有不妨礙本發明作用效果的其他微量元素的方案。在以下說明中，表示鋼成分的％都是指重量％，ppm也是指重量ppm。本發明人等詳細研究了妨礙S≤10ppm的極低S量鋼板鐵損降低的原因。結果查明，S量的減少導致鋼板表面層中形成顯著的氮化層，這種氮化層阻礙著鐵損的降低。於是本發明人等就抑制氮化，進一步降低鐵損的方法進行了深入研究，結果發現通過使之含有0.03～0.15％範圍的P或者含有0.001～0.05％範圍的Sb+1/2Sn，而且控制熱軋板退火時的退火氣氛氣體和均熱時間，使極低S含量材料的鐵損大幅度降低。以下基於實驗結果詳細說明本發明。為了查明S量對於鐵損的影響，首先在實驗室熔化了具有如下三種成分體系而且S量處於痕量～15ppm的鋼，熱軋後酸洗，進而於800℃下在75％H2-3小時均熱、50％H2-3小時均熱和75％H2-0.5小時均熱等三種退火氣氛氣體—均熱時間組合下對這種熱軋板進行退火處理。然後冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2氣氛中進行930℃×2分鐘成品退火。(1)C0.0025％、Si1.85％、Mn0.20％、P0.040％、Al0.31％、N0.0018％；(2)C0.0025％、Si1.85％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0018％、Sn0.0050％；(3)C0.0025％、Si1.85％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.31％、N0.0018％、Sb0.0040％。附圖39表示這樣得到的樣品中S量與鐵損W15/50之間的關係。附圖39說明，當W15/50≤10ppm時鐵損大幅度降低，W15/50＝2.5W/kg。這是因為S量降低使晶粒成長特性顯著提高的緣故。因此本發明中將S含量範圍規定在10ppm以下，優選處於5ppm以下。但是，當S低於10ppm時鐵損的降低水平，因退火氣氛氣體—均熱時間的組合情況而異。也就是說，如附圖39所示，75％H2-3小時均熱的情況下，與50％H2-3小時均熱和75％H2-0.5小時均熱的情況相比，鐵損顯著降低。本發明人等為了查明這種原因，使用光學顯微鏡作了組織觀察。結果發現，在50％H2-3小時均熱和75％H2-0.5小時均熱的情況下，三種成分體系中無論使用哪種成分體系在鋼板表面層都形成了顯著的氮化層。與此對照，75％H2-3小時均熱時形成的氮化層輕微.據認為這種氮化層是在氮化氣氛中進行熱軋板退火和成品退火時生成的。氮化反應因S量而異的原因可以說明如下。也就是說，S是一種容易在表面上和晶界上富集的元素，所以在S＞10ppm範圍內S富集在鋼板表面上，在熱軋板退火時抑制氮的吸附。反之在S≤10ppm範圍內，S對氮吸附作用所產生的抑制效果降低。雖然可以通過控制P或Sn、Sb的加入量以及熱軋板退火條件(退火氣氛—均熱時間)加以補償，但是退火氣氛—均熱時間的組合也導致抑制氮吸附能力上出現差別，此差別反映在鐵損的水平上。為了查明退火氣氛—均熱時間的最佳組合範圍，接著在實驗室熔化了具有以下三種成分體系的鋼，熱軋後酸洗，進而在改變H2濃度和均熱時間組合的條件下於800℃下對這種熱軋板進行熱軋板退火，然後冷軋至板厚0.5mm，在10％H2-90％N2氣氛氣體中進行930℃×2分鐘成品退火。(4)C0.0020％、Si1.87％、Mn0.20％、P0.040％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0017％；(5)C0.0020％、Si1.87％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0017％、Sn0.0050％；(6)C0.0020％、Si1.87％、Mn0.20％、P0.010％、Al0.30％、S0.0003％、N0.0017％、Sb0.0040％。附圖40表示這樣得到的樣品在使用各種H2濃度的熱軋板退火時間下與鐵損W15/50之間的關係。附圖40表明，無論哪種成分體系，當H2濃度處於60％以上而且熱軋板退火時使用的均熱時間處於1～6小時範圍內時，鐵損降低，達到W15/50＝2.5W/kg。(其他成分限定的理由)以下詳細說明限定其他成分的理由。C由於存在磁場時效問題而規定為0.005％以下。NN含量多的情況下AlN的析出量增加，鐵損加大，所以規定在0.005％以下。Si是有效提高鋼板固有阻抗的元素，因此下限定為1.5％。但是，若超過3.5％就會使磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為3.5％。Mn為防止熱軋時出現熱脆性其含量必須達到0.05％以上，但是高於1.0％時會使磁通密度降低，所以規定為0.05～1.0％。Al與Si同樣是有效提高固有阻抗的元素，但是加入量超過1.0％時由於磁通密度隨著飽和磁通密度的降低而降低，所以上限定為1.0％。但是不足0.1％時，AlN晶粒微細化，晶粒的成長性能降低，因此下限定為0.1％。P為了抑制熱軋板退火時和成品退火時氮的吸附，定為0.03％以上，從冷軋時的延展性問題來考慮上限定為0.15％。但是當Sb+1/2Sn含量高於0.001％時，由於Sb和Sn抑制熱軋板退火和成品退火時氮的吸附所以不設下限，從冷軋延展性來看上限定為0.15％。Sb+1/2SnSb、Sn是有效減少磁場退火時氮化的元素，其作用雖然一樣，但是Sn的效果僅是Sb的1/2，因此用Sb+1/2Sn規定其含量。為了抑制熱軋板退火和成品退火時氮的吸附，優選含有0.001％以上Sb+1/2Sn，但是從經濟上考慮，上限定為500ppm。其中，如果Sb+1/2Sn處於此範圍內，也可以只含有其中一種元素。(製造方法)如果S和規定成分處於規定的範圍內，則除了熱軋板退火條件外，本發明中製造方法可以採用製造無晶粒取向性磁鋼板用的通常方法。也就是說，對於經過轉爐吹煉的鋼水進行脫氣處理，調整到規定成分，進而進行鑄造和熱軋。熱軋時的成品退火溫度和卷板溫度沒有特別限制，可以採用製造通常無晶粒取向性磁鋼板時使用的溫度範圍。酸洗後進行熱軋板退火。接著進行一次冷軋，或者插入中間退火進行二次以上冷軋到規定厚度，然後進行最終退火。實施例使用表22所示的鋼，經過轉爐吹煉後進行脫氣處理，以便調整到規定成分後鑄造，扁坯在1160℃下加熱1小時後，熱軋到板厚2.0mm。熱軋時的終軋溫度為800℃，卷板溫度為610℃，按照表22所示的條件進行熱軋板退火。然後冷軋到板厚達0.5mm，在表22所示的成品退火條件下進行退火。磁性測定是使用25cm愛潑斯坦鐵損試驗片進行的。各鋼板的磁性能一併列於表22中。表22中熱軋板退火的時間表示均熱時間。表22中，No1～No17號鋼板中Si含量處於1.8％水平；No18～No25號鋼板中Si含量處於2.5％水平。相同Si含量水平的鋼板之間相比，本發明鋼板鐵損W15/50低。由此可知，當鋼板成分中S量，P、Sb、Sn中任何一種元素含量，以及熱軋板退火時的退火氣氛氣體和均熱時間都處於本發明範圍內時，能夠得到鐵損W15/50極低的無晶粒取向性磁鋼板。相反，No8和No21號鋼板中S含量處於本發明範圍之外，所以鐵損值W15/50增高。而且No14和No22號鋼板在熱軋板退火時使用的H2濃度，No15、No16、No23、No24號鋼板在熱軋板退火時使用的均熱時間，分別超出本發明範圍，所以鐵損W15/50值增高。No10號鋼板中C含量超出本發明範圍，所以不僅鐵損W15/50增高，而且還有磁場時效問題。No11號鋼板中Mn含量高於本發明範圍，所以鐵損W15/50雖低，但是磁通密度B50降低。No12號鋼板中Al含量低於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No13號鋼板中N含量高於本發明範圍，所以鐵損W15/50增高。No17和No25號鋼板中，P、Sn、Sb含量都處於本發明範圍之外，所以鐵損W15/50加大。No26鋼板中Si含量高於本發明範圍，所以其鐵損值W15/50雖然降低，但是磁通密度B50也減小。No9號鋼板中由於P含量過高，所以冷軋時斷裂，得不到成品。表.22tr.表示痕量權利要求1.一種無晶粒取向性磁鋼板，其組成為C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si4.5重量％以下、Mn0.05～1.5重量％、Al1.5重量％以下、S0.001重量％以下，以及由以下元素組中選出的至少一種元素Sb0.001～0.05重量％、Sn0.002～0.1重量％、Se0.0005～0.01重量％、Te0.0005～0.01重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質。2.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的S處於0.0005重量％以下。3.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Si處於4.0重量％以下，所說的Mn為0.05～1重量％，所說的至少一種元素是Sb和Sn，Sb+0.5Sn為0.001～0.05重量％。4.權利要求3所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sb+0.5Sn為0.001～0.005重量％。5.權利要求3所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的S處於0.0005重量％以下。6.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Si處於4.0重量％以下，所說的Mn為0.05～1重量％，所說的至少一種元素是Sb，Sb為0.001～0.05重量％。7.權利要求6所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Sb為0.001～0.005重量％。8.權利要求6所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的S為0.0005重量％以下。9.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Si處於4.0重量％以下，所說的Mn為0.05～1重量％，所說的至少一種元素是Sn，Sn為0.002～0.1重量％。10.權利要求9所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sn為0.002～0.01重量％。11.權利要求9所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。12.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Si處於4.0重量％以下，所說的Mn為0.05～1重量％，所說的Al為0.1～1重量％，所說的至少一種元素是Se和Te，Se+Te為0.0005～0.01重量％。13.權利要求12所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Se+Te為0.0005～0.002重量％。14.權利要求12所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。15.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Si處於4.0重量％以下，所說的Mn為0.05～1重量％，所說的Al為0.1～1重量％，所說的至少一種元素是Se，Se為0.0005～0.01重量％。16.權利要求15所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Se為0.0005～0.002重量％。17.權利要求15所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。18.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中所說的Si處於4.0重量％以下，所說的Mn為0.05～1重量％，所說的Al為0.1～1重量％，所說的至少一種元素是Te，Te為0.0005～0.01重量％。19.權利要求18所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Te為0.0005～0.002重量％。20.權利要求18所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。21.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中作為所說的不可避免的雜質含有0.005重量％以下的Ti。22.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中作為所說的至少一種元素從以下元素組中選擇Sb0.001～0.005重量％、Sn0.002～0.01重量％、Se0.0005～0.002重量％、Te0.0005～0.002重量％。23.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Si處於1.5～3.0重量％，Al為0.1～1重量％，Si+Al為3.5重量％以下，所說的至少一種元素是Sb和Sn，Sb+0.5×Sn為0.001～0.05重量％，板厚為0.1～0.35mm。24.權利要求23所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sb+0.5×Sn為0.001～0.005重量％。25.權利要求23所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。26.權利要求23所述的無晶粒取向性磁鋼板，具有70～200μm的平均粒徑。27.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Si處於1.5～3.0重量％，Al為0.1～1重量％，Si+Al為3.5重量％以下，所說的至少一種元素是Sb，Sb為0.001～0.05重量％，板厚為0.1～0.35mm。28.權利要求27所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sb為0.001～0.005重量％。29.權利要求27所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。30.權利要求27所述的無晶粒取向性磁鋼板，具有70～200μm的平均粒徑。31.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Si處於1.5～3.0重量％，Al為0.1～1重量％，Si+Al為3.5重量％以下，所說的至少一種元素是Sn，Sn為0.002～0.1重量％，板厚為0.1～0.35mm。32.權利要求31所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sn為0.002～0.01重量％。33.權利要求31所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。34.權利要求31所述的無晶粒取向性磁鋼板，具有70～200μm的平均粒徑。35.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Si高於3重量％低於4.5重量％，Al為0.1～1.5重量％，Si+Al為4.5重量％以下，所說的至少一種元素是Sb和Sn，Sb+0.5Sn為0.001～0.05重量％，板厚為0.1～0.35mm。36.權利要求35所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sb+0.5Sn為0.001～0.005重量％。37.權利要求35所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。38.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Si高於3重量％低於4.5重量％，Al為0.1～1.5重量％，Si+Al為4.5重量％以下，所說的至少一種元素是Sb，Sb為0.001～0.05重量％，板厚為0.1～0.35mm。39.權利要求38所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sb為0.001～0.005重量％。40.權利要求38所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。41.權利要求1所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Si高於3重量％低於4.5重量％，Al為0.1～1.5重量％，Si+Al為4.5重量％以下，所說的至少一種元素是Sn，Sn為0.002～0.1重量％，板厚為0.1～0.35mm。42.權利要求41所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中Sn為0.002～0.01重量％。43.權利要求41所述的無晶粒取向性磁鋼板，其中S為0.0005重量％以下。44.一種由如下成分組成的無晶粒取向性磁鋼板Si4重量％以下、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下，餘量為鐵和不可避免的雜質；成品退火後在距鋼板表面30μm以內的範圍內氮化物量低於300ppm。45.一種無晶粒取向性磁鋼板的製造方法，由以下工序組成(a)準備具有以下成分組成的扁坯C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si4重量％以下、Mn0.05～1重量％、Al1.5重量％以下、S0.001重量％以下，以及由以下元素組中選出的至少一種元素Sb0.001～0.05重量％、Sn0.002～0.1重量％、Se0.0005～0.01重量％、Te0.0005～0.01重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；(b)熱軋所說的扁坯製成熱軋板；(c)冷軋所說的熱軋板製成冷軋板；(d)對所說的冷軋板進行成品退火。46.權利要求45所述的方法，其中所說的至少一種元素是由以下元素組中選出的至少一種元素Sb0.001～0.05重量％、Sn0.002～0.1重量％。47.權利要求45所述的方法，其中所說的至少一種元素是由以下元素組中選出的至少一種元素Se0.0005～0.01重量％、Te0.0005～0.01重量％。48.權利要求45所述的方法，其中所說的扁坯是由以下成分組成的C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si1～4重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；而且其中所說的成品退火是由40℃/秒以下的速度升溫組成的。49.權利要求48所述的方法，其中所說的Sb+0.5Sn為0.001～0.005重量％。50.權利要求45所述的方法，其中所說的扁坯是由以下成分組成的C0.005重量％以下、P0.03～0.15重量％、N0.005重量％以下、Si1～3.5重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.01～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；而且其中所說的成品退火是在10％以上氫濃度的氣氛中進行均熱時間30秒～5分鐘連續退火。51.權利要求45所述的方法，其中所說的扁坯是由以下成分組成的C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si1.5重量％以下、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；而且其中所說的成品退火是在10％以上氫濃度的氣氛中進行均熱時間30秒～5分鐘連續退火。52.權利要求45所述的方法，其中還包括對熱軋板進行退火的工序。53.權利要求52所述的方法，其中所說的扁坯是由以下成分組成的C0.005重量％以下、P0.2重量％以下、N0.005重量％以下、Si1.5～4重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；而且其中所說的熱軋板退火，是在氫與氮的混合氣體氣氛中，以40℃/秒以下的加熱速度的升溫過程組成的。54.權利要求52所述的方法，其中所說的Sb+0.5Sn為0.001～0.005重量％。55.權利要求52所述的方法，其中所說的扁坯是由以下成分組成的C0.005重量％以下、P0.15重量％以下、N0.005重量％以下、Si1.5～3.5重量％、Mn0.05～1重量％、Al0.1～1重量％、S0.001重量％以下、Sb+0.5Sn0.001～0.05重量％，餘量為Fe和不可避免的雜質；而且其中所說的熱軋板退火，是在60％以上氫濃度的氣氛中，進行1～6小時的均熱處理。56.權利要求52所述的方法，其中所說的熱軋板退火，是在10％以上氫濃度的氣氛中，進行1～5分鐘的均熱處理。全文摘要一種無晶粒取向性磁鋼板,其組成為:C:0.005重量%以下、P:0.2重量%以下、N:0.005重量%以下、Si:4.5重量%以下、Mn:0.05～1.5重量%、Al:1.5重量%以下、S:0.001重量%以下,以及由以下元素組中選出的至少一種元素:Sb:0.001～0.05重量%、Sn:0.002～0.1重量%、Se:0.0005～0.01重量%、Te:0.0005～0.01重量%,餘量為Fe和不可避免的雜質。這種無晶粒取向性磁鋼板,通過對扁坯進行熱軋製成熱軋板,冷軋此熱軋板製成冷軋板,對此冷軋板進行成品退火等工序製成。文檔編號C21D8/12GK1197122SQ98105708公開日1998年10月28日申請日期1998年3月17日優先權日1997年3月18日發明者尾田善彥,山上伸夫,日裡昭,田中靖,高橋紀隆,松岡秀樹,千野淳,山田克美,飯俊治申請人:日本鋼管株式會社