C:0.04質量~0.09質量、Si:2.5質量~4.0質量、酸可溶性Al:0.022質量~0.031質量、N:0.003質量~0.006質量、S及びSe:Sの含有量を[S]、Seの含有量を[Se]としたとき、[S]0.405×[Se]で表わされるS当量Seqに換算して0.013質量~0.021質量、及びMn:0.045質量~0.065質量、を含有し、Tiの含有量が0.005質量以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを1280°C~1390°Cで加熱して、インヒビターとして機能する物質を固溶させる工程と、次に、前記スラブの熱間圧延を行うことにより、鋼帯を得る工程と、前記鋼帯の焼鈍により、前記鋼帯中に一次インヒビターを形成する工程と、次に、前記鋼帯の1回以上の冷間圧延を行う工程と、次に、前記鋼帯の焼鈍により、脱炭を行い、一次再結晶を生じさせる工程と、次に、前記鋼帯に対して、その走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理して、前記鋼帯中に二次インヒビターを形成する工程と、次に、前記鋼帯の焼鈍により、二次再結晶を生じさせる工程と、を有し、前記熱間圧延において、仕上げ熱間圧延の開始温度を1050°C超とし、前記スラブに含有されるNのうち前記鋼帯中にAlNとして析出したものの割合を20以下とし、前記スラブに含有されるS及びSeのうち前記鋼帯中にMnS又はMnSeとして析出したものの割合をS当量に換算して45以下とし、前記鋼帯中に一次インヒビターを形成する焼鈍は、前記1回以上の冷間圧延のうちで最終のものの前に行い、前記1回以上の冷間圧延のうちで最終のものにおける圧延率を84~92とし、前記焼鈍において、常温から800°Cまでの加熱速度を100°C/秒以上とし、前記一次再結晶により得られた結晶粒の円相当の平均粒径直径を8μm以上15μm以下とし、前記スラブ中のMnの含有量質量を[Mn]としたとき、式1で表わされる値Aが式2を満たし、前記スラブ中のNの含有量質量を[N]、前記窒化処理により増加した前記鋼帯中のNの量質量をΔNとしたとき、式3で表わされる値Iが式4を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。前記スラブは、更に、Cu:0.05質量~0.30質量を含有し、前記1回以上の冷間圧延のうちで最終のものが行われる段階において、前記スラブに含有されるS及びSeのうち前記鋼帯中にCu-S又はCu-Seとして析出したものの割合をS当量に換算して25~60とすることを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記スラブは、更に、Sn及びSbからなる群から選択された少なくとも1種を総計で0.02質量~0.30質量含有することを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記窒化処理において、前記鋼帯の一方の表面から20の厚さの部分のNの含有量をσN1質量、他方の表面から20の厚さの部分のNの含有量をσN2質量としたとき、式5で表わされる値Bが式6を満たすことを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記窒化処理を、窒化炉内において行い、前記窒化炉は、前記鋼帯が走行する領域を基準として、前記鋼帯の2表面のうちの一方側のみに設けられ、アンモニアガスが通流する1以上の導入管と、前記導入管に設けられた複数のノズルと、を有し、前記ノズルの先端と前記鋼帯との最短距離をt1、前記鋼帯と前記窒化炉の前記導入管とは逆側に位置する壁部との距離をt2、前記鋼帯の幅方向の両端部から前記窒化炉の前記鋼帯の側方に位置する壁部との距離をt3、前記鋼帯の幅をW、前記複数のノズルのうちで両端に位置するものの最大幅をL、前記複数のノズルのうちで隣接するもの同士の中心間隔をlとしたとき、式7~式11の関係が満たされることを特徴とする請求項4に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記導入管は、3個の導入管片から構成されており、前記3個の導入管片同士の前記鋼帯の走行方向における間隔は550mm以下であることを特徴とする請求項5に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記窒化処理を、窒化炉内において行い、前記窒化炉は、前記鋼帯が走行する領域を基準として、前記鋼帯の側方に位置する両壁部に設けられ、アンモニアガスが通流する1以上の導入口を有し、前記鋼帯の幅方向の両端部から前記窒化炉の前記鋼帯の側方に位置する壁部との距離をt3、前記鋼帯と前記窒化炉の前記鋼帯の表面と平行な壁部との距離をt4、前記鋼帯の幅をW、前記鋼帯が走行する領域と前記導入口との距離をHとしたとき、式12~式14の関係が満たされることを特徴とする請求項4に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記1回以上の冷間圧延のうちで最終のものの少なくとも1パスにおいて、前記鋼帯を100°C~300°Cの温度範囲に1分以上保つことを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記脱炭を行い、一次再結晶を生じさせる焼鈍において、昇温開始から650°C以上までの加熱速度を100°C/秒以上とすることを特徴とする請求項1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。本発明は、良好な磁気特性を安定して得ることができる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。本発明に係る方向性電磁鋼板の製造方法は、C:0.04質量~0.09質量、Si:2.5質量~4.0質量、酸可溶性Al:0.022質量~0.031質量、N:0.003質量~0.006質量、S及びSe:Sの含有量を[S]、Seの含有量を[Se]としたとき、[S]0.405×[Se]で表わされるS当量Seqに換算して0.013質量~0.021質量、及びMn:0.045質量~0.065質量、を含有し、Tiの含有量が0.005質量以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなるスラブを1280°C~1390°Cで加熱して、インヒビターとして機能する物質を固溶させる工程と、次に、前記スラブの熱間圧延を行うことにより、鋼帯を得る工程と、前記鋼帯の焼鈍により、前記鋼帯中に一次インヒビターを形成する工程と、次に、前記鋼帯の1回以上の冷間圧延を行う工程と、次に、前記鋼帯の焼鈍により、脱炭を行い、一次再結晶を生じさせる工程と、次に、前記鋼帯に対して、その走行状態下で水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化処理して、前記鋼帯中に二次インヒビターを形成する工程と、次に、前記鋼帯の焼鈍により、二次再結晶を生じさせる工程と、を有する。前記熱間圧延において、仕上げ熱間圧延の開始温度を1050°C超とし、前記スラブに含有されるNのうち前記鋼帯中にAlNとして析出したものの割合を20以下とし、前記スラブに含有されるS及びSeのうち前記鋼帯中にMnS又はMnSeとして析出したものの割合をS当量に換算して45以下とする。前記鋼帯中に一次インヒビターを形成する焼鈍は、前記1回以上の冷間圧延のうちで最終のものの前に行う。前記1回以上の冷間圧延のうちで最終のものにおける圧延率を84~92とする。前記焼鈍において、常温から800°Cまでの加熱速度を100°C/秒以上とする。前記一次再結晶により得られた結晶粒の円相当の平均粒径直径を8μm以上15μm以下とする。前記スラブ中のMnの含有量質量を[Mn]としたとき、式1で表わされる値Aが式2を満たす。前記スラブ中のNの含有量質量を[N]、前記窒化処理により増加した前記鋼帯中のNの量質量をΔNとしたとき、式3で表わされる値Iが式4を満たす。本発明によれば、スラブの組成が適切に規定され、更に、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍及び窒化処理の条件も適切に規定されているため、一次インヒビター及び二次インヒビターを適切に形成することができる。この結果、二次再結晶により得られる集合組織が良好なものとなり、良好な磁気特性を安定して得ることができる。インヒビターの粒成長抑制効果は、インヒビターの元素、サイズ形態及び量に依存する。従って、粒成長抑制効果は、インヒビターを形成する方法にも依存する。そこで、本発明の実施形態では、図1に示すフローチャートに沿ってインヒビターの形成の制御を行いながら方向性電磁鋼板を製造する。ここでは、この方法の概要について説明する。所定の組成のスラブの加熱を行いステップS1、インヒビターとして機能する物質を固溶させる。次いで、熱間圧延を行い、鋼帯熱延鋼帯を得るステップS2。この熱間圧延において、微細なAlN析出物が形成される。その後、鋼帯熱延鋼帯の焼鈍を行い、AlN、MnS及びMnSe等の析出物一次インヒビターを適正なサイズ及び量で形成するステップS3。続いて、ステップS3の焼鈍後の鋼帯第1の焼鈍鋼帯の冷間圧延を行うステップS4。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。中間焼鈍を行う場合、ステップS3の焼鈍を省略して、中間焼鈍において、一次インヒビターを形成してもよい。次いで、冷間圧延後の鋼帯冷延鋼帯の焼鈍を行うステップS5。この焼鈍では、脱炭が行われ、更に、一次再結晶が生じ、冷延鋼帯の表面に酸化層グラス皮膜、一次皮膜、フォルステライト皮膜とよばれることもあるが形成される。その後、ステップS5の焼鈍後の鋼帯第2の焼鈍鋼帯の窒化処理を行うステップS6。つまり、鋼帯への窒素の導入を行う。この窒化処理において、AlNの析出物二次インヒビターが形成される。続いて、窒化処理後の鋼帯窒化鋼帯の表面に焼鈍分離剤を塗布し、その後、仕上げ焼鈍を行うステップS7。この仕上げ焼鈍において、二次再結晶が発現する。スラブの組成次に、スラブの組成について説明する。C:0.04質量~0.09質量Cの含有量が0.04質量未満であると、一次再結晶により得られる集合組織が適切でなくなる。Cの含有量が0.09質量を超えていると、脱炭処理ステップS5が困難になる。従って、Cの含有量は0.04質量~0.09質量とする。Si:2.5質量~4.0質量Siの含有量が2.5質量未満であると、良好な鉄損が得られない。Siの含有量が4.0質量を超えていると、冷間圧延ステップS4が極めて困難となる。従って、Siの含有量は、2.5質量~4.0質量とする。Mn:0.045質量~0.065質量Mnの含有量が0.045質量未満であると、熱間圧延ステップS2にて割れが発生しやすく、歩留まりが低下する。また、二次再結晶ステップS7が安定しない。Mnの含有量が0.065質量を超えていると、スラブ中のMnS及びMnSeが多くなるので、これらを適切に固溶させるために、スラブ加熱ステップS1の温度を高くする必要があり、コストの増加等につながる。また、Mnの含有量が0.065質量を超えていると、スラブ加熱ステップS1時にMnの固溶の程度が場所により不均一になりやすい。従って、Mnの含有量は、0.045質量~0.065質量とする。酸可溶性Al:0.022質量~0.031質量酸可溶性Alは、Nと結合してAlNを形成する。そして、AlNが一次インヒビター及び二次インヒビターとして機能する。上述のように、一次インヒビターは焼鈍ステップS3において形成され、二次インヒビターは窒化処理ステップS6において形成される。酸可溶性Alの含有量が0.022質量未満であると、AlNの形成量が不足し、また、二次再結晶ステップS7により得られる結晶粒のGoss方位110<001>の集積度が低くなる。酸可溶性Alの含有量が0.031質量を超えていると、スラブ加熱ステップS1時にAlNを確実に固溶させるために、その温度を高くする必要がある。従って、酸可溶性Alの含有量は、0.022質量~0.031質量とする。N:0.003質量~0.006質量Nは、インヒビターとして機能するAlNの形成に重要である。しかし、Nの含有量が0.006質量を超えていると、確実な固溶のために、スラブ加熱ステップS1の温度を1390°Cよりも高くする必要がある。また、二次再結晶ステップS7により得られる結晶粒のGoss方位の集積度が低下する。Nの含有量が0.003質量未満であると、一次インヒビターとして機能するAlNを十分に析出させることができず、一次再結晶ステップS5により得られる結晶粒一次再結晶粒の粒径の制御が困難になる。このため、二次再結晶ステップS7が不安定になる。従って、Nの含有量は、0.003質量~0.006質量とする。S、Se:S当量で0.013質量~0.021質量S及びSeは、Mn及び/又はCuと結合し、Mn及び/又はCuとの化合物が一次インヒビターとして機能する。また、これらの化合物はAlNの析出核としても有用である。Sの含有量を[S]、Seの含有量を[Se]とすると、S及びSeの含有量のS当量Seqは、[S]0.406×[Se]で表わされ、S及びSeの含有量が、S当量Seqに換算して0.021質量を超えていると、確実な固溶のために、スラブ加熱ステップS1の温度を高くする必要がある。S及びSeの含有量が、S当量Seqに換算して0.013質量未満であると、一次インヒビターを十分に析出させることができずステップS3、二次再結晶ステップS7が不安定になる。従って、S及びSeの含有量は、S当量Seqに換算して0.013質量~0.021質量とする。Ti:0.005質量以下TiはNと結合してTiNを形成する。そして、Tiの含有量が0.005質量を超えていると、AlNの形成に寄与するNが不足し、一次インヒビター及び二次インヒビターが不足する。この結果、二次再結晶ステップS7が不安定になる。また、TiNは仕上げ焼鈍ステップS7後においても残存し、磁気特性特に鉄損を劣化させる。このため、Tiの含有量は、0.005質量以下とする。Cu:0.05質量~0.3質量Cuは、スラブ加熱ステップS1が1280°C以上で行われると、S及びSeと共に微細な析出物Cu-S、Cu-Seを形成し、この析出物がインヒビターとして機能する。また、この析出物は二次インヒビターとして機能するAlNの分散をより均一にする析出核としても機能する。このため、Cuを含む析出物は、二次再結晶ステップS7の安定化に寄与する。Cuの含有量が0.05質量未満であると、これらの効果を得にくい。Cuの含有量が0.3質量を超えていると、これらの効果が飽和し、また、熱間圧延ステップS2時にカッパーヘゲとよばれる表面疵を生じさせることがある。従って、Cuの含有量は、0.05質量~0.3質量であることが好ましい。Sn、Sb:総計で0.02質量~0.30質量Sn及びSbは、一次再結晶ステップS5により得られる集合組織の改善に有効である。また、Sn及びSbは粒界偏析元素であり、二次再結晶ステップS7を安定化させ、二次再結晶により得られる結晶粒の粒径を小さくする。Sn及びSbの含有量が総計で0.02質量未満であると、これらの効果を得にくい。Sn及びSbの含有量が総計で0.30質量を超えていると、脱炭処理ステップS5時に冷延鋼帯が酸化されにくく、酸化層が十分に形成されない。また、脱炭が困難になることがある。従って、Sn及びSbの含有量は、総計で0.02質量~0.30質量であることが好ましい。なお、Pも同様な効果を示すが、Pは脆化を引き起こしやすい。このため、Pの含有量は、0.020質量~0.030質量であることが好ましい。Cr:0.02質量~0.30質量Crは、脱炭処理ステップS5時の良好な酸化層の形成に有効である。酸化層は、脱炭等に寄与するだけでなく、方向性電磁鋼板への張力の付与にも寄与する。Crの含有量が0.02質量未満であると、この効果を得にくい。Crの含有量が0.30質量を超えていると、脱炭処理ステップS5時に、冷延鋼帯が酸化されにくく、酸化層が十分に形成されずに、脱炭が困難になることがある。従って、Crの含有量は、0.02質量~0.30質量であることが好ましい。その他の元素が、方向性電磁鋼板の諸特性向上のために含有されていてもよい。また、スラブの残部は、Fe及び不可避的不純物からなることが好ましい。例えば、Niは一次インヒビターとして機能する析出物、及び二次インヒビターとしての析出物の均一分散に著しい効果を示し、適切な量のNiが含有されていると、良好且つ安定な磁気特性を得やすくなる。Niの含有量が0.02質量未満であると、この効果を得にくい。Niの含有量が0.3質量を超えていると、脱炭処理ステップS5時に、冷延鋼帯が酸化されにくく、酸化層が十分に形成されずに、脱炭が困難になることがある。また、Mo及びCdは硫化物又はセレン化物を形成し、これらの析出物はインヒビターとして機能し得る。Mo及びCdの含有量が、総量で0.008質量未満であると、この効果を得にくい。Mo及びCdの含有量が総量で0.3質量を超えていると、析出物が粗大化してインヒビターとして機能せず、磁気特性が安定しない。製造工程の条件次に、図1に示す各製造工程の条件について説明する。ステップS1ステップS1では、上述のような組成のスラブの加熱を行う。スラブを得るための方法は特に限定されない。例えば、連続鋳造法によりスラブを作製することができる。また、スラブ加熱を容易に行うために、分塊法を採用してもよい。分塊法の採用により、炭素含有量を減じることができる。具体的には、連続鋳造法により初期の厚さが150mm~300mm、好ましくは200mm~250mmのスラブを製造する。また、スラブの初期の厚さを約30mm~70mmとして、所謂薄いスラブを作製してもよい。薄スラブ法を採用した場合、熱間圧延ステップS2の際に、中間厚みへの粗圧延を簡省略することが可能となる。スラブ加熱の温度は、スラブ中のインヒビターとして機能する物質が固溶溶体化する温度、例えば1280°C以上とする。インヒビターとして機能する物質としては、AlN、MnS、MnSe、Cu-S等が挙げられる。スラブ中のインヒビターとして機能する物質が固溶する温度未満でスラブ加熱を行うと、その析出が不均一になり、所謂スキッドマークが発生することがある。なお、スラブ加熱の温度の上限は、メタラジー的には特に限定されない。但し、1390°C以上でスラブ加熱を行うと、設備及び操業に関する種々の困難が生じることがある。このため、スラブ加熱は1390°C以下で行う。スラブ加熱の方法は特に限定されない。例えば、ガス加熱法、誘導加熱法、直接通電加熱法等を採用することができる。また、これらの加熱を容易に行うために、鋳込みスラブにブレイクダウン分塊を施してもよい。また、スラブ加熱の温度を1300°C以上とする場合は、このブレイクダウンにより集合組織の改善を施しC量を減じてもよい。ステップS2ステップS2では、スラブ加熱後のスラブを熱間圧延し、熱延鋼帯を得る。このとき、スラブに含有されるNのうち熱延鋼帯中にAlNとして析出したものの割合Nの析出率は20以下とする。Nの析出率が20を超えると、焼鈍ステップS3後に鋼帯中に存在する析出物のうち、一次インヒビターとして機能しない粗大なものが多くなり、一次インヒビターとして機能する微細なものが不足するためである。このような微細な析出物一次インヒビターが不足すると、二次再結晶性ステップS7が不安定になる。なお、Nの析出率は、例えば、熱間圧延における冷却条件により調節することができる。即ち、冷却開始温度を高く、かつ冷却速度を速くすると、析出率が低下する。析出率の下限は特に限定されないが、3未満にすることは困難である。また、スラブに含有されるS及び/又はSeのうち熱延鋼帯中にMnS又はMnSeとして析出したものの割合S及びSeのMn化合物析出率はS当量Seqで45以下とする。S及びSeのMn化合物析出率がS当量で45を超えると、熱間圧延時の析出が不均一になる。また、析出物が大きなものとなり、二次再結晶ステップS7の有効なインヒビターとして機能しにくくなる。ステップS3ステップS3では、熱延鋼帯の焼鈍を行い、AlN、MnS及びMnSe等の析出物一次インヒビターを形成する。この焼鈍は、主に熱間圧延時に生じた熱延鋼帯内の不均一な組織の均一化、並びに一次インヒビターの析出及び微細分散のために行う。なお、焼鈍の条件は特に限定されない。例えば、特許文献14、特許文献15又は特許文献10等に記載されている条件を用いることができる。また、この焼鈍における冷却条件は特に限定されないが、微細な一次インヒビターを確保し、焼き入れハード相を確保するために、700°Cから300°Cまでの冷却速度を10°C/秒以上とすることが好ましい。なお、スラブにCuが含有されている場合、焼鈍後に鋼帯に含有されているS及び/又はSeのうちでCu-S又はCu-Seとして析出したものの割合S及びSeのCu化合物析出率はS当量Seqで25~60とすることが好ましい。S及びSeのCu化合物析出率が25未満となるのは、焼鈍における冷却が非常に急速であった場合が多い。そして、焼鈍における冷却が非常に急速であった場合、一次インヒビターの析出が不十分となっていることが多い。従って、S及びSeのCu化合物析出率が25未満の場合、二次再結晶ステップS7が不安定になりやすい。S及びSeのCu化合物析出率が60を超えていると、粗大な析出物が多く、一次インヒビターとして機能する微細な析出物が不足しやすい。このため、二次再結晶ステップS7が不安定になりやすい。ステップS4ステップS4では、焼鈍後の鋼帯の冷間圧延を行い、冷延鋼帯を得る。冷間圧延の回数は特に限定されない。なお、冷間圧延を1回のみを行う場合は、冷間圧延の前に熱延鋼帯の焼鈍ステップS3を、最終冷間圧延前焼鈍として行っておく。また、複数回の冷間圧延を行う場合には、冷間圧延の間に中間焼鈍を行うことが好ましい。複数回の冷間圧延を行う場合、ステップS3の焼鈍を省略して、中間焼鈍において一次インヒビターを形成してもよい。また、冷間圧延のうちの最終のもの最終冷間圧延の圧延率は、84~92とする。最終冷間圧延の圧延率が84未満であると、焼鈍ステップS5により得られる一次再結晶の集合組織のGoss方位への集積度が低くなり、更に、GossのΣ9対応方位の強度が弱くなる。この結果、高磁束密度が得られない。最終冷間圧延の圧延率が92を超えると、一次再結晶ステップS5により得られる集合組織でのGoss方位の結晶粒が極端に少なくなり、二次再結晶ステップS7が不安定になる。最終冷間圧延の条件は特に限定されない。例えば、常温で実施してもよい。また、少なくとも1パスの温度を100°C~300°Cの範囲に1分以上保つと、一次再結晶ステップS5により得られる集合組織が良好になり、磁気特性が極めて良好になる。このことは、特許文献16等に記載されている。ステップS5ステップS5では、冷延鋼帯の焼鈍を行い、この焼鈍の過程で脱炭を行い、一次再結晶を生じさせる。また、この焼鈍の結果、冷延鋼帯の表面に酸化層が形成される。一次再結晶により得られる結晶粒の平均粒径円相当面積の直径は、8μm以上15μm以下とする。一次再結晶粒の平均粒径が8μm未満であると、仕上げ焼鈍ステップS7時に二次再結晶が生じる温度が極めて低くなる。つまり、低温で二次再結晶が生じてしまう。この結果、Goss方位の集積度が低下する。一次再結晶粒の平均粒径が15μmを超えていると、仕上げ焼鈍ステップS7時に二次再結晶が生じる温度が高くなる。この結果、二次再結晶ステップS7が不安定になる。なお、一次再結晶粒の平均粒径は、スラブ加熱ステップS1の温度を1280°C以上としてインヒビターとして機能する物質を完全に固溶させた場合には、最終冷間圧延前焼鈍ステップS3の温度及び焼鈍ステップS5の温度を変化させても、概ね8μm以上15μm以下となる。一次再結晶粒が小さいほど、粒成長の観点から、一次再結晶の段階で二次再結晶の核となるGoss方位の結晶粒の絶対数が多くなる。例えば、一次再結晶粒の平均粒径が8μm以上15μm以下の場合、脱炭焼鈍完了後の一次再結晶粒の平均粒径が18μm~35μmの場合特許文献17と比較すると、Goss方位の結晶粒の絶対数は約5倍程度である。また、一次再結晶粒が小さいほど、二次再結晶により得られる結晶粒二次再結晶粒も小さくなる。これらの相乗効果により、方向性電磁鋼板の鉄損が低くなり、更に、Goss方位を向く結晶粒が選択的に成長し、磁束密度が向上する。ステップS5の焼鈍の条件は特に限定されず、従来のものでもよい。例えば、650°C~950°Cで、80秒間~500秒間、窒素及び水素の混合湿潤雰囲気中で行うことができる。冷延鋼帯の厚さに応じて時間等を調節してもよい。また、昇温開始から650°C以上までの加熱速度を100°C/秒以上とすることが好ましい。一次再結晶の集合組織が改善され、磁気特性が良好になるからである。100°C/秒以上で加熱する方法は特に限定されないが、例えば、抵抗加熱法、誘導加熱法、直接エネルギー付与加熱法等を採用することができる。加熱速度を速くすると、一次再結晶の集合組織においてGoss方位の結晶粒が多くなり、二次再結晶粒が小さくなる。この効果は、加熱速度が100°C/秒前後でも得られるが、150°C/秒以上とすることがより好ましい。ステップS6ステップS6では、一次再結晶後の鋼帯の窒化処理を行う。この窒化処理では、酸可溶性Alと結合するNを鋼帯に導入し、二次インヒビターを形成する。このとき、Nの導入量が少なすぎると、二次再結晶ステップS7が不安定となる。Nの導入量が多すぎると、Goss方位の集積度が極めて劣化し、また、地鉄が露出するグラス皮膜欠陥が多発する。そこで、Nの導入量に関して、以下のような条件を設定する。スラブ中のMn、S及びSeの含有量に関し、式1で定義される値Aが式2を満たす。ここで、[Mn]はMnの含有量を示す。また、式3で定義される値Iが式4を満たす。ここで、[N]はスラブ中のNの含有量を示し、ΔNは窒化処理でのNの含有量の増加量を示す。このような条件が満たされていると、二次インヒビターが適切に形成され、二次再結晶ステップS7が安定化し、Goss方位への集積度が高い集合組織が得られる。値Aが1.6未満であると、二次再結晶ステップS7が不安定になる。値Aが2.3を超えていると、スラブ加熱ステップS1の温度を極めて高く1390°Cよりも高くしなければインヒビターとして機能する物質を固溶させることができなくなる。値Iが0.0011未満であると、インヒビターの総量が不足し、二次再結晶ステップS7が不安定になる。値Iが0.0017を超えていると、インヒビターの総量が多くなりすぎて、二次再結晶ステップS7の集合組織におけるGoss方位の集積度が低下し、良好な磁気特性を得にくくなる。なお、窒化処理後に鋼帯に含まれているNの量は、AlNを構成するNの量よりも多いことが好ましい。二次再結晶ステップS7の安定化のためである。このようなNの含有量が二次再結晶ステップS7の安定化につながる理由は明らかではないが、以下のように考えられる。仕上げ焼鈍ステップS7では、鋼帯の温度が高くなるため、二次インヒビターとして機能するAlNが分解したり、固溶したりすることがある。この現象は、Nの拡散がアルミニウムの拡散より容易であるため、脱窒素として起こる。このため、窒化処理後に鋼帯に含まれているNの量が少ないほど、脱窒素が促進され、二次インヒビターの作用が早期に消失しやすくなる。窒化処理後に鋼帯に含まれているNの量は、AlNを構成するNの量よりも多い場合には、この脱窒素が生じにくくなる。つまり、AlNの分解及び固溶が生じにくくなる。従って、十分な量のAlNが二次インヒビターとして機能する。そして、このようなNの量の調整に際しては、式3及び4を考慮することが好ましい。なお、鋼帯にTiが多く含まれている場合例えば、Tiの含有量が0.005質量を超えている場合、窒化処理でTiNが多く形成され、仕上げ焼鈍ステップS7後においても残存するため、磁気特性が低下特に鉄損が悪化することがある。窒化処理の方法は特に限定されず、焼鈍分離剤に窒化物CrN及びMnN等を混合させて高温焼鈍で窒化させる方法、ストリップ鋼帯を走行させた状態で、水素、窒素及びアンモニアの混合ガス中で窒化させる方法が挙げられる。工業生産の観点からは、後者が好ましい。また、窒化処理は、一次再結晶後の鋼帯の両面に対して行うことが好ましい。本実施形態では、一次再結晶粒の粒径が8μm以上15μm以下程度であり、また、スラブのNの含有量が0.003質量~0.006質量である。このため、二次再結晶ステップS7が開始する温度は1000°C以下と低い。従って、二次再結晶によりGoss方位に集積した集合組織を得るためには、厚さ方向の全体にインヒビターが均一に分散していることが好ましい。このため、Nを鋼帯中に早期に拡散させることが好ましく、鋼帯の両面からほぼ等しく窒化処理を行うことが好ましい。例えば、鋼帯の一方の表面から20の厚さの部分の窒素の含有量をσN1質量、他方の表面から20の厚さの部分の窒素の含有量をσN2質量としたとき、式5で定義される値Bが式6を満たすことが好ましい。本実施形態では、一次再結晶粒が小さく、二次再結晶ステップS7の開始温度が低いので、値Bが0.35を超えていると、Nが鋼帯の全体に拡散する前に、二次再結晶が開始し、二次再結晶が不安定になる。また、Nの拡散が厚さ方向で不均一となるので、二次再結晶の核が表層部から離れた位置に発生し、Goss方位の集積度が低下する。ここで、ステップS6の窒化処理に好適な窒化炉について説明する。図2及び図3は、窒化炉の構造を示す断面図であり、互いに直交する断面を示している。図2及び図3に示すように、ストリップ11が走行する炉殻3内に、導入管1が設けられている。導入管1は、例えば、ストリップ11が走行する領域ストリップパスラインよりも下方に設けられている。導入管1は、ストリップ11の走行方向に対して交差する方向、例えば直交する方向に延びており、上方を向く複数のノズル2が設けられている。そして、ノズル2からアンモニアガスが炉殻3内に噴出される。なお、ノズル2の配置に関し、式7~式11が満たされていることが好ましい。ここで、t1はノズル2の先端とストリップ11との最短距離を示し、t2はストリップ11と炉殻3の天井部壁部との距離を示し、t3はストリップ11の幅方向の両端部から炉殻3の壁部までの距離を示す。また、Wはストリップ11の幅を示し、Lは両端に位置するノズル2の最大幅を示し、lは隣接するノズル2の中心間隔を示す。ストリップ11の幅Wは、例えば900mm以上である。このような窒化炉を用いて窒化処理を行えば、炉殻3内において、アンモニア濃度のばらつきがほとんど生じず、容易に値Bを0.35以下に抑えることができる。なお、図2及び図3に示す例では、ストリップ11の下方のみにノズル2を設けているが、上方のみに設けてもよく、上方及び下方の双方に設けてもよい。図2及び図3では省略しているが、実際の窒化炉には、種々のガス管及び制御系装置用配線等が設けられて、上方及び下方の双方にノズル2を設けることが困難な場合がある。このような場合であっても、図2及び図3に示す例によれば、上方又は下方の一方のみにノズル2を設けて、式5及び6の関係を満たすことができる。つまり、上方及び下方の双方に設ける場合と比較して窒化炉への投資額を抑制することができる。なお、図2及び図3に示す導入管1が、ストリップ11の走行方向に沿って複数設けられていてもよい。ストリップ11の走行速度が速い場合、1個の導入管1のみを用いると十分な窒化処理が困難になることがあるが、複数の導入管1を用いることにより、確実に窒化処理を行って、二次インヒビターを適切に生じさせることが可能となる。また、導入管1が複数に分割されていてもよい。例えば、図4に示すように、導入管1を分割した3個の導入管片1aが設けられていてもよい。1個の導入管片に設けられたノズルが多いほど、ノズルから噴出されるアンモニアガスの圧力にばらつきが生じやすい。図2及び図3に示す例と図4に示す例とを比較すると、1個の導入管片1aに設けられたノズル2の数が、導入管1に設けられたノズル2の数よりも少ないため、幅方向においてより均一な窒化を行うことが可能となる。なお、隣り合う導入管片1a間のストリップ11の走行方向における間隔L0は550mm以下であることが好ましい。間隔L0が550mmを超えていると、ストリップの幅方向の窒化の程度が不均一になりやすく、二次再結晶が不均一になりやすい。また、図5に示すように、アンモニアガスの炉殻3内への導入が、炉殻3の壁部に設けられた導入口4から行われてもよい。この場合、導入口4の配置に関し、式12~式14が満たされていることが好ましい。ここで、t4はストリップ11と炉殻3の天井部又は床部壁部との最短距離を示し、Hはストリップ11が走行する領域と導入口4との垂直距離を示す。このような窒化炉を用いて窒化処理を行えば、容易に値Bを0.35以下に抑えることができる。導入口4はストリップ11の幅方向の両側に設けられていることが好ましい。これは、炉殻3内のアンモニアガスの濃度をより均一にしやすくするためである。また、より均一な窒化のためには、導入口4がストリップ11と同等の高さ位置に設けられていることが好ましいが、式14が満たされていれば、概ね良好な窒化を行うことが可能である。なお、図2~図5に示す例では、ストリップ11の走行方向は水平方向である。しかし、ストリップ11の走行方向が、水平方向から傾斜していてもよく、例えば鉛直方向であってもよい。いずれにしても、上記の条件が満たされていることが好ましい。ステップS7ステップS7では、例えばMgOを主成分とする焼鈍分離剤例えば、MgOを90質量以上含有する焼鈍分離剤をコーティングした後仕上げ焼鈍を行い、二次再結晶を生じさせる。このとき、一次インヒビターステップS3で形成されたAlN、MnS、MnSe及びCu-S、並びに二次インヒビターステップS6で形成されたAlNが二次再結晶を制御する。即ち、一次インヒビター及び二次インヒビターにより、厚さ方向でのGoss方位の優先成長が増長され、磁気特性が著しく向上する。また、二次再結晶は鋼帯の表層近くで開始する。そして、本実施形態では、一次インヒビター及び二次インヒビターの量が適切なものになっており、一次再結晶粒の粒径が8μm以上15μm以下程度である。このため、粒界移動粒成長:二次再結晶の駆動力が大きくなり、仕上げ焼鈍の昇温段階のより早い時期により低温で二次再結晶が開始する。そして、Goss方位の二次再結晶粒の鋼帯の厚さ方向での選択性が増大する。この結果、二次再結晶により得られる集合組織のGoss方位への集積度が極めて高くなる。つまり、二次再結晶が安定して生じ、良好な磁気特性が得られる。また、二次再結晶のための仕上げ焼鈍は、例えば箱型の焼鈍炉で行われる。このとき、窒化処理後の鋼帯はコイル状となっており、有限の重量サイズを有する。このような仕上げ焼鈍における生産性の向上のためには、コイル毎の重量を大きくすることが考えられる。しかし、コイルの重量を大きくすると、コイルの部位間での温度履歴が大きく異なりやすい。特に、仕上げ焼鈍の最高温度が設備上限定されているため、二次再結晶が開始する温度が高くなると、コイルの最冷点と最熱点の温度履歴の差異が著しく大きくなる。従って、二次再結晶の開始は、温度履歴に差異が生じにくい時期、つまり昇温時に生じることが好ましい。昇温時に二次再結晶が開始すれば、コイルの部位間での磁気特性の不均一性が著しく減少し、焼鈍条件が設定しやすく、磁気特性が極めて高位に安定する。本実施形態では、二次再結晶の開始温度が比較的低くなるため、このような点においても実操業に有効である。ステップS7の後には、例えば、絶縁張力コーティングの塗布及び平坦化処理等を行う。本実施形態によれば、インヒビターの状態を良好なものとして、良好な磁気特性を得ることができる。方向性電磁鋼板における磁気特性の重要な指標としては、鉄損、磁束密度及び磁歪が挙げられる。鉄損は、Goss方位の集積度が高く磁束密度が高ければ、磁区制御技術により改善することができる。磁歪は、磁束密度が高ければ、小さく良好にすることができる。方向性電磁鋼板の磁束密度が高ければ、この方向性電磁鋼板を用いて製造された変圧器の励磁電流を相対的に小さくできるので、変圧器を小さくすることができる。このように、方向性電磁鋼板において磁束密度は重要な磁気特性である。そして、本実施形態によれば、磁束密度B8が1.92T以上の方向性電磁鋼板を安定的に製造することができる。ここで、磁束密度B8は、800A/mの磁場中での磁束密度である。なお、スラブの作製に関し、近年、通常の連続熱間圧延を補完する技術として、薄スラブ鋳造及び鋼帯鋳造ストリップキャスターが実用化されており、これらの鋳造を行ってもよい。しかし、これらの鋳造では、凝固時に所謂中心偏析が起こり良好な均一固溶状態を得ることは極めて困難である。このため、これらの鋳造を採用した場合には、良好な均一固溶状態を得るために、熱間圧延ステップS2を行う前に、固溶化熱処理を行っておくことが好ましい。実験例1表1に示す成分からなるスラブを溶製し、1300°C~1350°Cでスラブ加熱を行ったステップS1。次いで、熱間圧延を行いステップS2、厚さが2.3mmの熱延鋼帯を得た。熱間圧延は、インヒビターとして機能する物質AlN、MnS及びMnSeの析出を極力抑えるため、1050°Cを超える温度で仕上げ熱間圧延を開始し、仕上げ熱間圧延後、急速冷却を行った。その後、熱延鋼帯の連続焼鈍を1120°Cで60秒間行い、20°C/秒で冷却したステップS3。続いて、200°C~250°Cで鋼帯の冷間圧延を行い、厚さが0.285mmの冷延鋼帯を得たステップS4。次いで、180°C/秒で800°Cまで加熱し、800°Cから850°Cまで20°C/秒程度で加熱し、850°Cで150秒間、H2及びN2の混合雰囲気内で、露点65°Cで脱炭及び一次再結晶を兼ねる焼鈍を行ったステップS5。その後、ストリップ鋼帯を走行させながら、その上下方向からアンモニアを導入したアンモニア雰囲気内で鋼帯の窒化処理を行ったステップS6。このとき、雰囲気内へのアンモニア導入量を種々に変更して窒化量を変化させた。続いて、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を窒化処理後の鋼帯の両面に塗布し、仕上げ焼鈍を行い、二次再結晶を生じさせたステップS7。つまり、二次再結晶焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は、N2の割合が25体積、H2の割合が75体積の雰囲気内で行い、10°C/時~20°C/時で1200°Cまで鋼帯を昇温した。次いで、1200°Cの温度で20時間以上、H2の割合が100体積の雰囲気内で純化処理を行った。更に、絶縁張力コーティングの塗布及び平坦化処理を行った。このような一連の処理の過程において、種々の析出率、並びに得られた方向性電磁鋼板における窒化増量及び磁気特性を測定した。この結果を表2に示す。表2に示すように、実施例No.3、4、7、8、9及び10では、高い磁気特性、特に高い磁束密度B8が得られた。実験例2表3に示す成分からなるスラブを溶製し、1200°C~1340°Cでスラブ加熱を行ったステップS1。次いで、実験例1と同様にして、冷延鋼帯を得たステップS2~S4。その後、180°C/秒で800°Cまで加熱し、800°Cから850°Cまで20°C/秒程度で加熱し、850°Cで150秒間、H2及びN2の混合雰囲気内で、露点65°Cで脱炭及び一次再結晶を兼ねる焼鈍を行ったステップS5。続いて、鋼帯の窒化処理を行ったステップS6。このとき、雰囲気内へのアンモニア導入量を種々に変更して窒化量を変化させた。また、No.11~20の鋼帯については、実験例1と同様に、ストリップ鋼帯を走行させながら、その上下方向からアンモニアを導入したアンモニア雰囲気内で鋼帯の窒化処理を行った。また、No.21~29の鋼帯については、ストリップ鋼帯を走行させながら、その上方向からのみアンモニアを導入したアンモニア雰囲気内で鋼帯の窒化処理を行った。続いて、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を窒化処理後の鋼帯の両面に塗布し、仕上げ焼鈍を行い、二次再結晶を生じさせたステップS7。つまり、二次再結晶焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は、N2の割合が25体積、H2の割合が75体積の雰囲気内で行い、10~20°C/時で1200°Cまで鋼帯を昇温した。このような一連の処理の過程において、種々の析出率、並びに得られた方向性電磁鋼板における窒化増量及び磁気特性を測定した。この結果を表4に示す。表4に示すように、実施例No.15、16、17、23、26、27、28及び29では、高い磁気特性、特に高い磁束密度B8が得られた。特に、上下方向からのアンモニアの導入が行われた実施例No.15~17において、より高い磁気特性が得られた。実験例3表5に示す成分からなるスラブを溶製し、1230°C~1350°Cでスラブ加熱を行ったステップS1。次いで、熱間圧延を行いステップS2、厚さが2.3mmの熱延鋼帯を得た。熱間圧延は、インヒビターとして機能する物質AlN、MnS及びMnSeの析出を極力抑えるため、1050°Cを超える温度で仕上げ熱間圧延を開始し、仕上げ熱間圧延後、急速冷却を行った。その後、熱延鋼帯の連続焼鈍を、1120°Cで30秒間行い、更に930°Cで60秒間行い、20°C/秒で冷却したステップS3。続いて、200°C~250°Cで鋼帯の冷間圧延を行い、厚さが0.22mmの冷延鋼帯を得たステップS4。次いで、200°C/秒で800°Cまで加熱し、800°Cから850°Cまで20°C/秒程度で加熱し、850°Cで110秒間、H2及びN2の混合雰囲気内で、露点65°Cで脱炭及び一次再結晶を兼ねる焼鈍を行ったステップS5。その後、ストリップ鋼帯を走行させながら、その上下方向からアンモニアを導入したアンモニア雰囲気内で鋼帯の窒化処理を行ったステップS6。このとき、雰囲気内へのアンモニア導入量を種々に変更して窒化量を変化させた。続いて、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を窒化処理後の鋼帯の両面に塗布し、仕上げ焼鈍を行い、二次再結晶を生じさせたステップS7。つまり、二次再結晶焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は、N2の割合が25体積、H2の割合が75体積の雰囲気内で行い、10°C/時~20°C/時で1200°Cまで鋼帯を昇温した。次いで、1200°Cの温度で20時間以上、H2の割合が100体積の雰囲気内で純化処理を行った。更に、絶縁張力コーティングの塗布及び平坦化処理を行った。このような一連の処理の過程において、種々の析出率、並びに得られた方向性電磁鋼板における窒化増量及び磁気特性を測定した。この結果を表6に示す。表6に示すように、実施例No.32、33、34、37、38、39及び40では、高い磁気特性、特に高い磁束密度B8が得られた。実験例4表7に示す成分からなるスラブを溶製し、1200°C~1340°Cでスラブ加熱を行ったステップS1。次いで、実験例3と同様にして、冷延鋼帯を得たステップS2~S4。その後、200°C/秒で800°Cまで加熱し、800°Cから850°Cまで20°C/秒程度で加熱し、850°Cで110秒間、H2及びN2の混合雰囲気内で、露点65°Cで脱炭及び一次再結晶を兼ねる焼鈍を行ったステップS5。続いて、鋼帯の窒化処理を行ったステップS6。このとき、雰囲気内へのアンモニア導入量を種々に変更して窒化量を変化させた。また、No.41~50の鋼帯については、実験例1と同様に、ストリップ鋼帯を走行させながら、その上下方向からアンモニアを導入したアンモニア雰囲気内で鋼帯の窒化処理を行った。また、No.51~60の鋼帯については、ストリップ鋼帯を走行させながら、その上方向からのみアンモニアを導入したアンモニア雰囲気内で鋼帯の窒化処理を行った。続いて、MgOを主成分とする焼鈍分離剤を窒化処理後の鋼帯の両面に塗布し、仕上げ焼鈍を行い、二次再結晶を生じさせたステップS7。つまり、二次再結晶焼鈍を行った。この仕上げ焼鈍は、N2の割合が25体積、H2の割合が75体積の雰囲気内で行い、10~20°C/時で1200°Cまで鋼帯を昇温した。このような一連の処理の過程において、種々の析出率、並びに得られた方向性電磁鋼板における窒化増量及び磁気特性を測定した。この結果を表8に示す。表8に示すように、実施例No.45、46、47、52、53、55、56、58、59及び60では、高い磁気特性、特に高い磁束密度B8が得られた。特に、上下方向からのアンモニアの導入が行われた実施例No.45~47において、より高い磁気特性が得られた。実験例5実験例1の実施例No.3、No.4のスラブから得られた鋼帯への窒化処理ステップS6でのNの含有量の増加量を0.010質量~0.013質量とした。また、この窒化処理において、走行するストリップ鋼帯の上下へのアンモニア導入量を調整し、値Bを種々に変化させた。その後、実験例1と同様にして、方向性電磁鋼板を製造した。そして、値Bと磁束密度B8との関係を調べた。この結果を図6に示す。図6中の◎は良好な磁束密度B8が得られたことを示し、×は十分な磁束密度B8が得られなかったことを示す。図6に示すように、値Bが0.35以下の場合に、高い磁束密度の鋼板が安定して得られた。一方、値Bが0.35を超えている場合には磁束密度が低かった。特に、磁束密度が1.86T未満となった試料では、二次再結晶が不安定になっていた。実験例6実験例3の実施例No.33、No.34のスラブから得られた鋼帯への窒化処理ステップS6でのNの含有量の増加量を0.009質量~0.012質量とした。また、この窒化処理において、走行するストリップ鋼帯の上下へのアンモニア導入量を調整し、値Bを種々に変化させた。その後、実験例3と同様にして、方向性電磁鋼板を製造した。そして、値Bと磁束密度B8との関係を調べた。この結果を図7に示す。図7中の◎は良好な磁束密度B8が得られたことを示し、×は十分な磁束密度B8が得られなかったことを示す。図7に示すように、値Bが0.35以下の場合に、高い磁束密度の鋼板が安定して得られた。一方、値Bが0.35を超えている場合には磁束密度が低かった。特に、磁束密度が1.86T未満となった試料では、二次再結晶が不安定になっていた。