"質量で、Si:0.8~7、及び酸可溶性Al:0.01~0.065を含有し、C含有量が0.085以下であり、N含有量が0.012以下であり、Mn含有量が1以下であり、S含有量を[S]、Se含有量を[Se]と表したとき、Seq.=[S]0.406×[Se]で定義されるS当量Seq.が0.015以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを1280°C以下の温度で加熱する工程と、加熱された前記珪素鋼スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼帯を得る工程と、前記熱間圧延鋼帯の焼鈍を行って焼鈍鋼帯を得る工程と、前記焼鈍鋼帯を冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得る工程と、前記冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍を行って、一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼帯を得る工程と、焼鈍分離剤を前記脱炭焼鈍鋼帯に塗布する工程と、前記脱炭焼鈍鋼帯の仕上げ焼鈍を行って、二次再結晶を生じさせる工程と、を有し、更に、前記脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間に、前記脱炭焼鈍鋼帯のN含有量を増加させる窒化処理を行う工程を有し、前記熱間圧延を行って熱間圧延鋼帯を得る工程は、終了温度が950°C以下の仕上げ圧延を行う工程と、前記仕上げ圧延の終了から2秒間以内に冷却を開始し、700°C以下の温度で巻取りを行う工程と、を有し、前記焼鈍を行って焼鈍鋼帯を得る工程における前記熱間圧延鋼帯の800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度を5°C/sec以上とし、前記仕上げ圧延の終了から前記巻取りを行うまでの間の冷却速度を10°C/sec以上とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。前記仕上げ圧延における累積圧下率を93以上とすることを特徴とする請求項1に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記仕上げ圧延における最終3パスの累積圧下率を40以上とすることを特徴とする請求項1に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記仕上げ圧延における最終3パスの累積圧下率を40以上とすることを特徴とする請求項2に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、Cu:0.4質量を含有することを特徴とする請求項1に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、Cu:0.4質量を含有することを特徴とする請求項2に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、Cu:0.4質量を含有することを特徴とする請求項3に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、Cu:0.4質量を含有することを特徴とする請求項4に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項1に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項2に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項3に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項4に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項5に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項6に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項7に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする請求項8に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。本発明は、効果的に磁束密度を向上させることができる一方向性電磁鋼板の製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、窒化処理を含む一方向性電磁鋼板の製造方法において、一次再結晶組織の制御を目的として、熱間圧延における仕上げ圧延の条件に着目した。そして、本発明者らは、詳細は後述するが、仕上げ圧延の終了温度を950°C以下とし、仕上げ圧延の終了から冷却開始までの時間を2秒間以内とし、冷却速度を10°C/sec以上とし、巻取り温度を700°C以下とすることが重要であることを見出した。これらの条件が満たされると、焼鈍前の再結晶及び粒成長を抑制することができる。更に、本発明者らは、仕上げ圧延の終了温度を950°C以下とした場合には、熱間圧延後の焼鈍熱延板焼鈍において所定の温度範囲800°C以上1000°C以下内での昇温速度を5°C/sec以上とすることが重要であることも見出した。このような昇温を行うことにより、効果的に、再結晶粒の微細化を図ることができる。そして、本発明者らは、これら諸条件の組み合わせにより、一次再結晶集合組織において素材粒界近傍から発生する{111}<112>方位を増やすことができ、その結果、{110}<001>方位の二次再結晶の集積度が上がり、効果的に、磁気特性の優れた一方向性電磁鋼板を製造することができることに想到した。なお、従来の窒化処理を含む一方向性電磁鋼板の製造方法特許文献5等では、熱延板焼鈍の昇温速度は、設備にかかる負担及び温度制御の困難性等の観点から、生産性及び安定性を考慮した速度とされている。本発明の要旨は、以下の通りである。1質量で、Si:0.8~7、及び酸可溶性Al:0.01~0.065を含有し、C含有量が0.085以下であり、N含有量が0.012以下であり、Mn含有量が1以下であり、S含有量を[S]、Se含有量を[Se]と表したとき、Seq.=[S]0.406×[Se]で定義されるS当量Seq.が0.015以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる珪素鋼スラブを1280°C以下の温度で加熱する工程と、加熱された前記珪素鋼スラブの熱間圧延を行って熱間圧延鋼帯を得る工程と、前記熱間圧延鋼帯の焼鈍を行って焼鈍鋼帯を得る工程と、前記焼鈍鋼帯を冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得る工程と、前記冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍を行って、一次再結晶が生じた脱炭焼鈍鋼帯を得る工程と、焼鈍分離剤を前記脱炭焼鈍鋼帯に塗布する工程と、前記脱炭焼鈍鋼帯の仕上げ焼鈍を行って、二次再結晶を生じさせる工程と、を有し、更に、前記脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間に、前記脱炭焼鈍鋼帯のN含有量を増加させる窒化処理を行う工程を有し、前記熱間圧延を行って熱間圧延鋼帯を得る工程は、終了温度が950°C以下の仕上げ圧延を行う工程と、前記仕上げ圧延の終了から2秒間以内に冷却を開始し、700°C以下の温度で巻取りを行う工程と、を有し、前記焼鈍を行って焼鈍鋼帯を得る工程における前記熱間圧延鋼帯の800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度を5°C/sec以上とし、前記仕上げ圧延の終了から前記巻取りを行うまでの間の冷却速度を10°C/sec以上とすることを特徴とする一方向性電磁鋼板の製造方法。2前記仕上げ圧延における累積圧下率を93以上とすることを特徴とする1に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。3前記仕上げ圧延における最終3パスの累積圧下率を40以上とすることを特徴とする1又は2に記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。4前記珪素鋼スラブは、更に、Cu:0.4質量を含有することを特徴とする1~3のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。5前記珪素鋼スラブは、更に、質量で、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種を含有することを特徴とする1~4のいずれかに記載の一方向性電磁鋼板の製造方法。本発明によれば、種々の条件の組み合わせにより、熱間圧延鋼帯等の組織をゴス方位の結晶粒の形成に適したものとし、一次再結晶及び二次再結晶によりゴス方位の集積度を高めることができる。従って、効果的に磁束密度を向上させて鉄損を低減することができる。以下、本発明の実施形態について、添付の図面を参照しながら詳細に説明する。図1は、一方向性電磁鋼板の製造方法を示すフローチャートである。先ず、図1に示すように、ステップS1において、所定の組成の珪素鋼素材スラブを所定の温度に加熱し、ステップS2において、加熱した珪素鋼素材の熱間圧延を行う。熱間圧延により、熱間圧延鋼帯が得られる。その後、ステップS3において、熱間圧延鋼帯の焼鈍熱延板焼鈍を行って、熱間圧延鋼帯内の組織の均一化及びインヒビターの析出の調整を行う。焼鈍熱延板焼鈍により、焼鈍鋼帯が得られる。続いて、ステップS4において、焼鈍鋼帯の冷間圧延を行う。冷間圧延は1回のみ行ってもよく、複数回の冷間圧延を、間に中間焼鈍を行いながら行ってもよい。冷間圧延により、冷間圧延鋼帯が得られる。なお、中間焼鈍を行う場合、冷間圧延前の熱延鋼帯の焼鈍を省略して、中間焼鈍において焼鈍ステップS3を行ってもよい。つまり、焼鈍ステップS3は、熱延鋼帯に対して行ってもよく、一度冷間圧延した後の最終冷間圧延前の鋼帯に対して行ってもよい。冷間圧延後には、ステップS5において、冷間圧延鋼帯の脱炭焼鈍を行う。この脱炭焼鈍の際に、一次再結晶が生じる。また、脱炭焼鈍により、脱炭焼鈍鋼帯が得られる。次いで、ステップS6において、MgOマグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を脱炭処理鋼帯の表面に塗布して、仕上げ焼鈍を行う。この仕上げ焼鈍の際に、二次再結晶が生じ、鋼帯の表面にフォルステライトを主成分とするグラス被膜が形成され、純化が行われる。二次再結晶の結果、ゴス方位に揃った二次再結晶組織が得られる。仕上げ焼鈍により、仕上げ焼鈍鋼帯が得られる。更に、脱炭焼鈍の開始から仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現までの間には、鋼帯の窒素量を増加させる窒化処理を行っておくステップS7。このようにして一方向性電磁鋼板を得ることができる。ここで、本実施形態で用いる珪素鋼スラブの成分の限定理由について説明する。以下、は、質量を意味する。本実施形態で用いる珪素鋼スラブは、Si:0.8~7、及び酸可溶性Al:0.01~0.065を含有し、C含有量が0.085以下であり、N含有量が0.012以下であり、Mn含有量が1以下であり、S含有量を[S]、Se含有量を[Se]と表したとき、Seq.=[S]0.406×[Se]で定義されるS当量Seq.が0.015以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる。また、このような珪素鋼スラブに、Cu:0.4以下が含有されていてもよい。また、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01以下からなる群から選択された少なくとも一種が含有されていてもよい。Siは、電気抵抗を高めて鉄損を低減する。Si含有量が0.8未満であると、この効果が十分に得られないことがある。また、仕上げ焼鈍ステップS6時にγ変態が生じて、結晶方位を十分に制御することができない。Si含有量が7を超えていると、冷間圧延ステップS4が極めて困難となり、冷間圧延時に鋼帯が割れてしまう。従って、Si含有量は0.8~7とする。工業生産性を考慮すると、Si含有量は4.8以下であることが好ましく、4.0以下であることがより好ましい。また、上記の効果を考慮すると、Si含有量は2.8以上であることが好ましい。酸可溶性Alは、Nと結合して、インヒビターとして機能するAl,SiNを形成する。酸可溶性Alの含有量が0.01未満であると、インヒビターの形成量が不十分となる。酸可溶性Alの含有量が0.065を超えていると、二次再結晶が不安定となる。従って、酸可溶性Alの含有量は、0.01~0.065とする。また、酸可溶性Alの含有量は、0.0018以上であることが好ましく、0.022以上であることがより好ましく、0.035以下であることが好ましい。Cは、一次再結晶組織を制御するうえで有効な元素であるが、磁気特性に悪影響を及ぼす。このため、脱炭焼鈍ステップS5を行うが、C含有量が0.085を超えていると、脱炭焼鈍に要する時間が長くなり、生産性が損なわれてしまう。従って、C含有量は0.085以下とし、0.08以下であることが好ましい。また、一次再結晶組織の制御の観点から、C含有量は0.05以上であることが好ましい。Nは、インヒビターとして機能するAlN等を形成する。しかし、N含有量が0.012を超えていると、冷間圧延ステップS4時に鋼帯中にブリスターとよばれる空孔が生じる。従って、N含有量は0.012以下とし、0.01以下であることが好ましい。また、インヒビターの形成の観点から、N含有量は0.004以上であることが好ましい。Mnは、比抵抗を高めて鉄損を低減する。また、Mnは、熱間圧延ステップS2における割れの発生を抑制する。しかし、Mn含有量が1を超えていると、磁束密度が低下する。従って、Mn含有量は1以下とし、0.8以下であることが好ましい。また、鉄損の低減等の観点からMn含有量は0.05以上であることが好ましい。また、Mnは、S及び/又はSeと結合して磁気特性の向上に寄与する。このため、Mn含有量質量を[Mn]と表したとき、[Mn]/[S][Se]≧4の関係が成り立つことが好ましい。S及びSeは、Mnと結合して鋼帯中に存在し、磁気特性の向上に寄与する。しかし、Seq.=[S]0.406×[Se]で定義されるS当量Seq.が0.015を超えていると、磁気特性に悪影響が及ぶ。従って、S当量Seq.は0.015以下とする。上述のように、珪素鋼スラブにCuを含有させてもよい。Cuはインヒビター構成元素である。しかし、Cu含有量が0.4を超えていると、析出物の分散が不均一になりやすく、鉄損を低減する効果が飽和してしまう。従って、Cu含有量は0.4以下とし、0.3以下であることが好ましい。また、インヒビターの形成の観点から、Cu含有量は0.05以上であることが好ましい。また、上述のように、珪素鋼スラブに、Cr:0.3以下、P:0.5以下、Sn:0.3以下、Sb:0.3以下、Ni:1以下、Bi:0.01以下、B:0.01以下、Ti:0.01以下、及びTe:0.01らなる群から選択された少なくとも一種を含有させてもよい。Crは、脱炭焼鈍ステップS5時に鋼帯の表面に形成される酸化層の改善に有効である。酸化層が改善されると、この酸化層を起点として仕上げ焼鈍ステップS6時に形成されるグラス被膜が良好なものとなる。しかし、Cr含有量が0.3を超えていると、磁気特性が悪化する。従って、Cr含有量は0.3以下とする。また、酸化層の改善の観点から、Cr含有量は0.02以上であることが好ましい。Pは、比抵抗を高めて鉄損を低減する。しかし、P含有量が0.5を超えていると、冷間圧延ステップS4が困難になる。従って、P含有量は0.5以下とし、0.3以下であることが好ましい。また、鉄損の低減の観点から、P含有量は0.02以上であることが好ましい。Sn及びSbは、粒界偏析元素である。本実施形態では、珪素鋼スラブに酸可溶性Alが含有されているので、仕上げ焼鈍ステップS6の条件によっては、焼鈍分離剤から放出される水分によりAlが酸化することがある。Alが酸化すると、コイル状に巻かれた鋼帯内の部位間で、インヒビター強度が変動して磁気特性が変動する場合がある。これに対し、粒界偏析元素であるSn及び/又はSbが含まれていると、Alの酸化を抑制して、磁気特性の変動を抑制することができる。しかし、Sn含有量が0.3を超えていると、脱炭焼鈍ステップS5時に酸化層が形成されにくくなってグラス被膜の形成が不十分となる。また、脱炭焼鈍ステップS5による脱炭が著しく困難になる。Sb含有量が0.3を超えている場合も同様である。従って、Sn含有量及びSb含有量は0.3以下とする。また、Alの酸化の抑制の観点から、Sn含有量及びSb含有量は0.02以上であることが好ましい。Niは、比抵抗を高めて鉄損を低減する。また、Niは、熱間圧延鋼帯の金属組織を制御して、磁気特性を向上させるうえで有効な元素でもある。しかし、Ni含有量が1を超えていると、仕上げ焼鈍ステップS6時の二次再結晶が不安定になる。従って、Ni含有量は1以下とし、0.3以下であることが好ましい。また、鉄損の低減等の磁気特性の向上の観点から、Ni含有量は0.02以上であることが好ましい。Bi、B、Ti、及びTeは、硫化物等の析出物を安定化して、当該析出物のインヒビターとしての機能を強化する。しかし、Bi含有量が0.01を超えていると、グラス被膜の形成に悪影響が及ぶ。B含有量が0.01を超えている場合、Ti含有量が0.01を超えている場合、及びTe含有量が0.01を超えている場合も同様である。従って、Bi含有量、B含有量、Ti含有量、及びTe含有量は0.01以下とする。また、インヒビターの強化の観点から、Bi含有量、B含有量、Ti含有量、及びTe含有量は0.0005以上であることが好ましい。更に、珪素鋼スラブに、磁気特性を損なわない範囲で、上記以外の元素及び/又は他の不可避的不純物が含有されていてもよい。次に、本実施形態における各ステップの条件等について説明する。ステップS1のスラブ加熱では、1280°C以下の温度で、珪素鋼スラブを加熱する。つまり、本実施形態では、いわゆる低温スラブ加熱を行う。珪素鋼スラブの作製に当たっては、例えば、上記の成分を含有する鋼を転炉又は電気炉等により溶製して溶鋼を得る。次いで、必要に応じて溶鋼の真空脱ガス処理を行い、溶鋼の連続鋳造、又は、造塊、分塊及び圧延を行うことにより得ることができる。珪素鋼スラブの厚さは、例えば150mm~350mmとし、好ましくは220mm~280mmとする。珪素鋼スラブとして、厚さが30mm~70mmの薄スラブを作製してもよい。薄スラブを用いる場合には、熱間圧延ステップS2における仕上げ圧延前の粗圧延を省略することが可能となる。スラブ加熱の温度を1280°C以下とすることにより、珪素鋼スラブ内の析出物を十分に析出させ、形態を均一化し、スキッドマークの形成を回避することが可能となる。スキッドマークは、二次再結晶挙動のコイル内の変動の典型的な例である。また、より高い温度でのスラブ加熱いわゆる高温スラブ加熱を行う場合の諸問題を回避することもできる。高温スラブ加熱を行う場合の諸問題としては、専用の加熱炉が必要になること、及び溶融スケールの量が多いこと等が挙げられる。スラブ加熱の温度が低いほど、磁気特性が良好になる。このため、スラブ加熱の温度の下限は特に限定されないが、スラブ加熱の温度が低すぎる場合、スラブ加熱に引き続いて行われる熱間圧延が困難になって生産性が低下することがある。従って、スラブ加熱の温度は、生産性を考慮した上で1280°C以下の範囲で設定することが好ましい。ステップS2の熱間圧延では、例えば、珪素鋼スラブの粗圧延を行い、次いで、仕上げ圧延を行う。上述のように、薄スラブを用いる場合には粗圧延を省略することができる。本実施形態では、仕上げ圧延の終了温度を950°C以下とする。仕上げ圧延の終了温度を950°C以下とすると、以下に示す第1の実験から明らかなように、効果的に磁気特性が向上する。第1の実験ここで、第1の実験について説明する。第1の実験では、熱間圧延における仕上げ圧延の終了温度と磁束密度B8との関係について調査した。磁束密度B8は、50Hzにて800A/mの磁場が印加されたときに、一方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。先ず、質量で、Si:3.24、C:0.054、酸可溶性Al:0.028、N:0.006、Mn:0.05、及びS:0.007を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる厚さが40mmの珪素鋼スラブを作製した。次いで、珪素鋼スラブを1150°Cの温度で加熱し、その後、熱間圧延により厚さが2.3mmの熱間圧延鋼帯を得た。このとき、仕上げ圧延の終了温度を750°C~1020°Cの範囲で変化させた。また、仕上げ圧延の累積圧下率は94.3、仕上げ圧延の最終3パスの累積圧下率は45とした。そして、仕上げ圧延の終了から1秒間経過した時点で冷却を開始し、540°C~560°Cの巻取り温度で鋼帯をコイル状に巻取った。冷却の開始から巻取りを行うまでの冷却速度は16°C/secとした。次いで、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。この焼鈍では、熱間圧延鋼帯の温度が800°C~1000°Cの範囲内にある間の昇温速度を7.2°C/secとして加熱し、1100°Cの温度で保持した。その後、焼鈍後の鋼帯を0.23mmの厚さになるまで冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得た。続いて、冷間圧延鋼帯に対し、850°Cでの脱炭焼鈍を行って一次再結晶を生じさせ、更に、アンモニア含有雰囲気での焼鈍を窒化処理として行った。窒化処理により、鋼帯のN含有量を0.019質量に増加させた。次いで、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、その後、1200°Cで20時間の仕上げ焼鈍を施して二次再結晶を生じさせた。そして、仕上げ焼鈍後の鋼帯の磁気特性として磁束密度B8を測定した。磁束密度B8の測定では、60mm×300mmの単板試料を用いた、JISC2556に記載の単板磁気特性試験方法SST試験法を採用した。この結果を図2に示す。図2から、仕上げ圧延の終了温度を950°C以下にすることにより、1.91T以上の高い磁束密度B8が得られることが分かる。仕上げ圧延の終了温度を950°C以下とすることによって高い磁束密度が得られる理由は、充分には解明されていないが、以下のように考えられる。すなわち、熱間圧延により歪が鋼帯内に蓄積され、仕上げ圧延の終了温度が950°C以下であれば、この歪が保持される。そして、このような歪の蓄積に伴って、脱炭処理ステップS5において、ゴス方位の結晶粒の生成に寄与する一次再結晶組織集合組織が得られる。ここで、ゴス方位の結晶粒の生成に寄与する一次再結晶組織としては、{111}<112>方位の集合組織が挙げられる。仕上げ圧延の終了温度が低いほど、磁気特性が良好になる。このため、終了温度の下限は特に限定されないが、終了温度が低すぎる場合、仕上げ圧延が困難になって生産性が低下することがある。従って、終了温度は、生産性を考慮した上で950°C以下の範囲で設定することが好ましい。例えば、終了温度は750°C以上とすることが好ましく、900°C以下とすることが好ましい。また、仕上げ圧延の累積圧下率は93以上とすることが好ましい。仕上げ圧延の累積圧下率を93以上とすることにより、磁気特性が向上するからである。また、最終3パスの累積圧下率は40以上とすることが好ましく、45以上とすることがより好ましい。最終3パスの累積圧下率を40以上、特に45以上とすることによっても、磁気特性が向上するからである。これも、累積圧下率の上昇に伴って、熱間圧延により導入される歪の蓄積が増大するからであると考えられる。また、圧延能力等の観点から、仕上げ圧延の累積圧下率は97以下とすることが好ましく、最終3パスの累積圧下率は60以下とすることが好ましい。本実施形態では、仕上げ圧延の終了から2秒間以内に冷却を開始する。仕上げ圧延の終了から冷却を開始するまでの時間が2秒間を超えると、鋼帯の長手方向圧延方向及び幅方向の温度のばらつきに伴って不均一に再結晶が生じやすくなり、熱間圧延により増大された歪の蓄積が解放されてしまう。従って、仕上げ圧延の終了から冷却を開始するまでの時間は2秒間以下とする。本実施形態では、700°C以下の温度で鋼帯の巻取りを行う。つまり、巻取り温度を700°C以下とする。巻取り温度が700°Cを超えていると、鋼帯の長さ方向及び幅方向の温度のばらつきに伴って不均一に再結晶が生じやすくなり、熱間圧延により増大された歪の蓄積が解放されてしまう。従って、巻取り温度は700°C以下とする。巻取り温度が低いほど、磁気特性が良好になる。このため、巻取り温度の下限は特に限定されないが、巻取り温度が低すぎる場合、巻取りを開始するまでの時間が長くなって生産性が低下することがある。従って、巻取り温度は、生産性を考慮した上で700°C以下の範囲で設定することが好ましい。例えば、巻取り温度は450°C以上とすることが好ましく、600°C以下とすることが好ましい。そして、本実施形態では、仕上げ圧延の終了から巻取りを行うまでの間の冷却速度例えば、平均冷却速度を10°C/sec以上とする。この冷却速度が10°C/sec未満であると、鋼帯の長さ方向及び幅方向の温度のばらつきに伴って不均一に再結晶が生じやすくなり、熱間圧延により増大された歪の蓄積が解放されてしまう。従って、冷却速度は10°C/sec以上とする。冷却速度の上限は、特に限定されないが、冷却設備能力等を考慮した上で10°C/sec以上の範囲で設定することが好ましい。ステップS3の焼鈍、例えば連続焼鈍では、熱間圧延鋼帯の800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度例えば、平均昇温速度を5°C/sec以上とする。800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度を5°C/sec以上とすると、以下に示す第2の実験から明らかなように、効果的に磁気特性が向上する。第2の実験ここで、第2の実験について説明する。第2の実験では、焼鈍ステップS2の昇温速度と磁束密度B8との関係について調査した。先ず、質量で、Si:3.25、C:0.057、酸可溶性Al:0.027、N:0.004、Mn:0.06、S:0.011、及びCu:0.1を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる厚さが40mmの珪素鋼スラブを作製した。次いで、珪素鋼スラブを1150°Cの温度で加熱し、その後、熱間圧延により厚さが2.3mmの熱間圧延鋼帯を得た。このとき、仕上げ圧延の終了温度を830°Cとした。また、仕上げ圧延の累積圧下率は94.3、仕上げ圧延の最終3パスの累積圧下率は45とした。そして、仕上げ圧延の終了から1秒間経過した時点で冷却を開始し、530°C~550°Cの巻取り温度で鋼帯をコイル状に巻取った。冷却の開始から巻取りを行うまでの冷却速度は16°C/secとした。次いで、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。この焼鈍では、熱間圧延鋼帯の温度が800°C~1000°Cの範囲内にある間の昇温速度を3°C/sec~8°C/secとして加熱し、1100°Cの温度で保持した。その後、焼鈍後の鋼帯を0.23mmの厚さになるまで冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得た。続いて、冷間圧延鋼帯に対し、850°Cでの脱炭焼鈍を行って一次再結晶を生じさせ、更に、アンモニア含有雰囲気での焼鈍を窒化処理として行った。窒化処理により、鋼帯のN含有量を0.017質量に増加させた。次いで、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、その後、1200°Cで20時間の仕上げ焼鈍を施して二次再結晶を生じさせた。そして、第1の実験と同様にして、仕上げ焼鈍後の鋼帯の磁気特性として磁束密度B8を測定した。この結果を図3に示す。図3から、熱間圧延鋼帯の800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度を5°C/sec以上とすることにより、1.91T以上の高い磁束密度B8が得られることが分かる。昇温速度を5°C/sec以上とすることによって高い磁束密度が得られる理由は、充分には解明されていないが、以下のように考えられる。すなわち、5°C/sec以上の急速加熱によって、熱間圧延の際に蓄積された歪が活用されて再結晶粒の微細化が促進され、ゴス方位の結晶粒の生成に寄与する集合組織が得られるためであると考えられる。ステップS3の焼鈍の温度は特に限定されないが、熱間圧延で生じた温度履歴の差による結晶組織及び析出物の分散の不均一性を解消するために、1000°C~1150°Cの温度範囲で行うことが好ましい。この焼鈍温度が150°Cを超えていると、インヒビターが溶解することがある。なお、これらの観点から、この焼鈍温度は1050°C以上であることがより好ましく、1100°C以下であることもより好ましい。ステップS4の冷間圧延の回数は、製造しようとする一方向性電磁鋼板に要求される特性及びコストに応じて適宜選択することが好ましい。また、最終冷間圧延率は80以上とすることが好ましい。これは、脱炭焼鈍ステップS5の際に{111}等の一次再結晶の方位を発達させ、ゴス方位の二次再結晶の集積度を高めるためである。ステップS5の脱炭焼鈍は、冷間圧延鋼帯に含まれるCを除去するために、例えば湿潤雰囲気中で行う。脱炭焼鈍の際に一次再結晶が生じる。脱炭焼鈍の温度は特に限定されないが、例えば800°C~900°Cとすることにより、一次再結晶粒径が7μm~18μm程度となり、二次再結晶をより安定して発現できるようになる。つまり、更に優れた一方向性電磁鋼板を製造することができる。ステップS7の窒化処理は、ステップS6の仕上げ焼鈍における二次再結晶の発現前に行う。この窒化処理により、鋼帯中にNを侵入させて、インヒビターとして機能するAl,SiNを形成する。Al,SiNの形成により、磁束密度の高い一方向性電磁鋼板を安定して製造することができる。窒化処理としては、脱炭焼鈍に引き続いてアンモニア等の窒化能のあるガスを含有する雰囲気中で焼鈍する処理、MnN等の窒化能のある粉末を焼鈍分離剤中に添加すること等により仕上げ焼鈍中に行う処理等が挙げられる。ステップS6では、例えばマグネシアを主成分とする焼鈍分離剤を鋼帯に塗布し、仕上げ焼鈍を行うことにより、{110}<001>方位ゴス方位の結晶粒を二次再結晶により優先成長させる。このように、本実施形態では、熱間圧延ステップS2の仕上げ圧延の終了温度を950°C以下とし、仕上げ圧延の終了から2秒間以内に冷却を開始することとし、700°C以下の温度で巻取りを行うこととし、焼鈍ステップS3における800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度を5°C/sec以上とし、仕上げ圧延の終了から巻取りを行うまでの間の冷却速度を10°C/sec以上としている。そして、これらの諸条件の組み合わせにより、極めて優れた磁気特性が得られる。この理由は、上述してもいるが、以下のように考えられる。すなわち、仕上げ圧延の終了温度を950°C以下、冷却開始までの時間を2秒間以内、冷却速度を10°C/sec以上とし、巻取り温度を700°C以下とすることにより、熱間圧延で蓄積された歪が保持され、焼鈍ステップS3まで再結晶が抑制される。つまり、圧延加工強化及び再結晶の抑制により圧延歪が保持される。そして、800°C~1000°Cの温度範囲内での昇温速度を5°C/sec以上とすることにより、再結晶粒の微細化が促進される。また、連続焼鈍により、鋼帯の長手方向圧延方向及び幅方向における温度のばらつきが抑制されて均一な再結晶が生じる。そして、冷間圧延ステップS4後の脱炭焼鈍ステップS5の際に一次再結晶が生じるが、このときに、結晶粒界の近傍から{111}<112>方位の結晶粒が成長しやすい。{111}<112>方位の結晶粒は{110}<001>方位ゴス方位の結晶粒の優先成長に寄与する。つまり、良好な一次再結晶組織が得られる。このため、仕上げ焼鈍ステップS6により二次再結晶が生じると、{110}<001>方位ゴス方位に集積した極めて磁気特性の向上に好適な組織を安定して得ることができる。次に、本発明者らが行った実験について説明する。これらの実験における条件等は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの例に限定されるものではない。<実施例1>実施例1では、表1に示す成分を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼S1~S7を用いて厚さが40mmの珪素鋼スラブを作製した。次いで、珪素鋼スラブを1150°Cの温度で加熱し、その後、熱間圧延により厚さが2.3mmの熱間圧延鋼帯を得た。このとき、仕上げ圧延の終了温度を845°C~855°Cの範囲で変化させた。また、仕上げ圧延の累積圧下率は94、仕上げ圧延の最終3パスの累積圧下率は45とした。そして、仕上げ圧延の終了から1秒間経過した時点で冷却を開始し、490°C~520°Cの巻取り温度で鋼帯をコイル状に巻取った。冷却の開始から巻取りを行うまでの冷却速度は13°C/sec~14°C/secとした。次いで、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。この焼鈍では、熱間圧延鋼帯の温度が800°C~1000°Cの範囲内にある間の昇温速度を7°C/secとして加熱し、1100°Cの温度で保持した。その後、焼鈍後の鋼帯を0.23mmの厚さになるまで冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得た。続いて、冷間圧延鋼帯に対し、850°Cでの脱炭焼鈍を行って一次再結晶を生じさせ、更に、アンモニア含有雰囲気での焼鈍を窒化処理として行った。窒化処理により、鋼帯のN含有量を0.016質量に増加させた。次いで、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、その後、1200°Cで20時間の仕上げ焼鈍を施して二次再結晶を生じさせた。そして、第1の実験及び第2の実験と同様にして、仕上げ焼鈍後の鋼帯の磁気特性として磁束密度B8を測定した。この結果を表2に示す。表2に示すように、試験No.1-1~No.1-7は、いずれも本発明で規定する条件を満たしているため、高い磁束密度B8が得られた。<実施例2>実施例2では、表3に示す成分を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼S11を用いて厚さが40mmの珪素鋼スラブを作製した。次いで、珪素鋼スラブを1150°Cの温度で加熱し、その後、熱間圧延により厚さが2.3mmの熱間圧延鋼帯を得た。このとき、仕上げ圧延の累積圧下率、最終3パスの累積圧下率、及び終了温度を表4に示すものとした。そして、仕上げ圧延の終了から表4に示す時間だけ経過した時点で冷却を開始し、表4に示す巻取り温度で鋼帯をコイル状に巻取った。冷却の開始から巻取りを行うまでの冷却速度は表4に示すものとした。次いで、熱間圧延鋼帯の焼鈍を行った。この焼鈍では、熱間圧延鋼帯の温度が800°C~1000°Cの範囲内にある間の昇温速度を表4に示すものとして加熱し、1100°Cの温度で保持した。その後、焼鈍後の鋼帯を0.23mmの厚さになるまで冷間圧延して冷間圧延鋼帯を得た。続いて、冷間圧延鋼帯に対し、850°Cでの脱炭焼鈍を行って一次再結晶を生じさせ、更に、アンモニア含有雰囲気での焼鈍を窒化処理として行った。窒化処理により、鋼帯のN含有量を0.016質量に増加させた。次いで、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布し、その後、1200°Cで20時間の仕上げ焼鈍を施して二次再結晶を生じさせた。そして、実施例1と同様にして、仕上げ焼鈍後の鋼帯の磁気特性として磁束密度B8を測定した。この結果を実施例1の結果と共に表4に示す。表4に示すように、本発明で規定する条件を満たす試験No.2-1~No.2-9では、高い磁束密度B8が得られた。一方、本発明で規定する条件のいずかを満たさない試験No.2-11~No.2-15では、磁束密度B8が低かった。なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。"