重量で、Si:2.0~4.5、C:0.001~0.10、Al:0.010以下、Mn:0.08以下、N:0.005以下、S:0.002~0.050を含有し、残部がFe及びその他の不可避不純物からなるスラブを、加熱し、熱間圧延した後、1回の冷間圧延、或いは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭及び再結晶焼鈍を行った後、二次再結晶焼鈍を行う、磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。前記スラブはSが0.005以上で含有される、請求項1に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。前記スラブはMnが0.05以下で含有される、請求項1に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。前記二次再結晶焼鈍の際に、単独で粒界に偏析するSおよびFeS析出物の少なくとも一つによって結晶粒成長を抑制することにより、二次再結晶を起こす、請求項1から3のいずれか1項に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。二次再結晶された鋼板の厚さ方向の断面におけるAl酸化物の密度を0.1~500個/mm2とする、請求項1から3のいずれか1項に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。50Hz、1.7テスラの交流磁場を印加した条件での保磁力値を30A/m以下とする、請求項1から3のいずれか1項に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。前記二次再結晶焼鈍は、脱炭及び再結晶された鋼板を1000°C以上の温度に昇温して二次再結晶を起こした後、1000°C以上の温度で10時間以内に均熱処理し、冷却させることにより行われる、請求項1から3のいずれか1項に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。均熱処理する時間を1時間以内とする、請求項7に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。前記熱間圧延後前記冷間圧延前に、熱延板焼鈍を行う、請求項1から3のいずれか1項に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法。重量で、Si:2.0~4.5、C:0.003以下、Al:0.010以下、Mn:0.08以下、N:0.005以下を含有し、残部がFe及びその他の不可避不純物からなり、単独で粒界に偏析したSおよびFeS析出物の少なくとも一つが結晶粒成長抑制剤として作用して二次再結晶された、磁性に優れた方向性電気鋼板。前記方向性電気鋼板は、厚さ方向の断面におけるAl酸化物の密度が0.1~500個/mm2である、請求項10に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板。前記方向性電気鋼板は、Mnが0.05以下で含有され、Sが0.0005以上で含有されている、請求項10又は11に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板。前記方向性電気鋼板は、50Hz、1.7テスラの交流磁場を印加した条件での保磁力値が30A/m以下である、請求項10又は11に記載の磁性に優れた方向性電気鋼板。本発明の一目的としては、AlN或いはMnS析出物を結晶粒成長抑制剤として用いず、単独で粒界に偏析するSと、FeS析出物とを主な結晶粒成長抑制剤として用いて磁性を向上させ且つ生産性を高めるようにする、新しい方向性電気鋼板の製造方法であって、S単独の粒界偏析およびFeS析出物による結晶粒成長抑制効果を用いて{110}<001>方位の二次再結晶を安定的に形成すると同時に、二次再結晶が完了した鋼板内に存在するAl系析出物と酸化物の量を最小化することにより、鉄損の非常に低い方向性電気鋼板を低コストで効率よく製造する方法を提供することにある。上記目的を達成するために、本発明の一側面による磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法は、重量で、Si:2.0~4.5、C:0.001~0.10、Al:0.010以下、Mn:0.08以下、N:0.005以下、S:0.002~0.050を含有し、残部がFe及びその他の不可避不純物からなるスラブを、加熱し、熱間圧延した後、1回の冷間圧延、或いは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延を行い、その後、脱炭及び再結晶焼鈍を行った後、二次再結晶焼鈍を行うことを特徴とする。また、前記スラブには、Mnが0.05以下で含有され、Sが0.005以上で含有されることがさらに好ましい。また、本発明の方向性電気鋼板の製造方法は、上述の熱間圧延後冷間圧延前に、熱延板焼鈍を行うことが好ましい。また、前記二次再結晶焼鈍は、脱炭及び再結晶された鋼板を1000°C以上に昇温して二次再結晶を起こした後、1000°C以上の温度で10時間以内に均熱処理し、好ましくは均熱処理する時間を1時間以内にすることを特徴とする。また、本発明の方向性電気鋼板の製造方法は、二次再結晶焼鈍の際に単独で粒界に偏析するSおよびFeS析出物の少なくとも一つによって結晶粒成長を抑制することにより、二次再結晶を起こすことを特徴とする。本発明の他の側面による磁気特性に優れた方向性電気鋼板は、重量で、Si:2.0~4.5、C:0.003以下、Al:0.010以下、Mn:0.08以下、N:0.005以下、S:0.0005~0.050を含有し、残部がFe及びその他の不可避不純物からなり、単独で粒界に偏析したSおよびFeS析出物中の少なくとも一つが結晶粒成長抑制剤として作用して二次再結晶されたことを特徴とする。また、前記方向性電気鋼板は、二次再結晶された鋼板の厚さ方向の断面におけるAl酸化物の密度が0.1~500個/mm2であり、50Hz、1.7テスラの交流磁場を印加した条件での保磁力値が30A/m以下であることを特徴とする。本発明によれば、製鋼段階でAl系酸化物或いは析出物を形成するAlの含量、およびNとMnS析出物を形成するMnの含量を積極的に最小化しながら、二次再結晶形成のために必要な結晶粒成長抑制剤として、Sの単独粒界偏析とFeS析出物を用いて安定的に二次再結晶を起こし、二次再結晶された鋼板にAl系析出物と酸化物の量を減少させて磁区移動の妨害を最小化することにより、極めて低い鉄損を有する方向性電気鋼板を低コストで効率よく製造することができる。以下、本発明について詳細に説明する。既存の方向性電気鋼板製造技術では、結晶粒成長抑制剤としてAlN、MnSなどの析出物を使用している。全ての工程がこれらの析出物の分布を厳しく制御し、二次再結晶された鋼板内に残留した析出物が除去されるようにするための条件によって制約されている。このため、本発明者らは、結晶粒成長抑制剤としてAlN或いはMnS析出物を使用することなく二次再結晶を安定的に起こすことさえできれば、既存の方向性電気鋼板製造工程を画期的に単純化することができるということに着目し、多様な合金元素と不純物、そしてこれらの析出物を結晶粒成長抑制剤として用いて磁性に優れた方向性電気鋼板を製造するための研究を重ねた。このように、本発明者らは、結晶粒成長抑制剤としてAlN或いはMnS析出物を使用しない新しい方向性電気鋼板製造技術に対する長期間の研究により、粒界偏析元素であるSが単独で結晶粒界に偏析するようにすると同時に、FeS析出物を用いて結晶粒成長を抑制することにより、{110}<001>方位の二次再結晶を安定的に起こし、これと同時に最終高温焼鈍後の鋼板内にAl析出物と酸化物を最小化することにより、極めて低い鉄損を有する方向性電気鋼板を開発することができるという新しい事実を発見した。すなわち、本発明者らは、結晶粒成長に及ぼす粒界偏析元素の影響に対して調べるために、特別に析出物を形成する元素を排除し、粒界偏析元素Sを様々な含量で添加させた成分系のインゴットを真空溶解して二次再結晶可能性を調べた結果、Mnの添加を制限した状態でSを適正量添加したときに{110}<001>方位の二次再結晶が安定的に形成され、1.90テスラ以上の磁束密度と共に0.95W/kg以下の優れた鉄損特性が確保されるという事実を確認することができた。これと共に、本発明者らは、AlN又はMnS析出物を形成する元素を排除し、所定のSが添加される成分系を用いたときには、二次再結晶済みの鋼板内にAl含有析出物と酸化物の発生頻度が、通常AlN系析出物を使用した成分系を用いた場合から確認されるAl含有析出物と酸化物の発生頻度より著しく減少して、通常のAlN系析出物を結晶粒成長抑制剤として用いる場合に比べて優れた鉄損特性が確保されるという事実も確認することができた。Sは粒界に偏析する元素であるということは既に知られており、凝固過程で中心偏析を生じさせて変形中にクラックを促進するから、一般の方向性電気鋼板の製造の際に、Sが中心に偏析せず均一に分布するように誘導するためにカーボンを使用している。また、Sは、一般の方向性電気鋼板製造工程において、約0.08~0.2のMnと反応してMnS析出物を形成し、形成されたMnS析出物が結晶粒成長抑制剤として作用して結晶粒のサイズを微細化することに活用されている。ところが、前述したように、MnS析出物を微細かつ均一に分布させるためには、スラブを1300°C以上の高温で加熱しなければならず、二次再結晶高温焼鈍後に粗大なMnSを分解できるように1200°Cの高温で長時間焼鈍しなければならないという問題点がある。本発明では、かかる問題点を補完するために、MnS析出物がほぼ形成されないようにMnの含量を最小化させることにより、SがMnと反応していない状態で単独で粒界に偏析し、或いはFeS析出物が形成されるようにして、結晶粒の成長を積極的に抑制することにより、{110}<001>方位の二次再結晶形成を起こすようにする。よって、本発明は、AlN又はMnSなどの析出物を用いず、S単独の粒界偏析とFeS析出物によって結晶粒成長抑制効果を発揮するので、AlN、MnS析出物を固溶させるためにスラブを高温で長時間加熱する必要がなく、脱炭焼鈍の後に追加の抑制力補強のための窒化処理を必要としないため、複雑な工程の省略が可能である。それだけでなく、FeSは融点が1194°Cと非常に低いため、{110}<001>二次再結晶開始温度を1000°C以下に低めることが可能であり、温度1200°Cでの純化焼鈍の際にFeSの分解及びSの排出が非常に容易に行われる。以下、本発明の成分限定理由について説明する。Siは、電気鋼板の基本組成であって、素材の比抵抗を増加させて鉄心損失、すなわち鉄損を低める役割を果たす。Si含量が2.0未満の場合、比抵抗が減少して鉄損特性に劣り、高温焼鈍の際に相変態区間が存在して二次再結晶が不安定になることがある。Siが4.5を超えて過剰含有される場合は、鋼の脆性が大きくなって冷間圧延が極めて難しくなり、オーステナイト分率を40以上含有するためのCの含量が大きく増加するうえ、二次再結晶形成が不安定になることがある。よって、Siは2.0~4.5に限定する。Alは鋼中で窒素と結合してAlN析出物を形成する。よって、本発明ではAlの含量を積極的に抑制してAl系窒化物又は酸化物の形成を回避する。酸可溶性Alの含量が0.010を超過する場合は、AlN及びAl2O3の形成が促進され、これを除去するための純化焼鈍時間の増加を要する。また、Al2O3などの酸化物は最終製品に残留し、保磁力を増加させて鉄損を増加させるので、製鋼段階で酸可溶性Alの含量を0.010以下に積極的に抑制する。本発明者らが製鋼段階でのAl含量による最終方向性電気鋼板製品のAl系酸化物の密度を測定した結果、Alの含量が0.01を超えて増加すると、Al系酸化物の密度が500個/mm2を超えて増加し、鋼板の鉄損も急激に増加する傾向を示した。よって、Al系酸化物の密度を500個/mm2以下に減らすためには、Alの含量を0.01に減らすことが必要である。Al系酸化物の密度はできる限り少ないことが最終製品の鉄損に肯定的な効果を与えており、なるべく工程制御によって、Al系酸化物の密度は0.1~500個/mm2に管理することが好ましい。MnはSiと同様に比抵抗を増加させて鉄損を減少させる効果があるが、従来の特許で主張されていた添加の主な目的は、鋼中でSと反応してMnS析出物を形成して結晶粒成長を抑制することである。ところが、本発明では、S単独の粒界偏析或いはFeS析出による結晶粒成長抑制効果を得ることを目的とするから、Mnの含量を積極的に抑制することが好ましい。非常に理想的な方法はMnを添加しないことであるが、製鋼過程で不可避に添加されるならば、その添加量は0.08以下に制限することが好ましい。Mnが0.08を超えて添加される場合は、MnSが粗大に析出するので、Sが単独で粒界に偏析する効果が低下し、FeSの析出も難しくなる。しかも、純化焼鈍工程でMnSの分解に多くの時間がかかり、最終製品に析出物として残留して鉄損を上昇させる原因になれるので、Mnの含量は0.08以下、好ましくは0.05以下に管理することが好ましい。NはAlと反応してAlNとSi3N4析出物を形成する元素であって、酸可溶性Alの含量を積極的に抑制することにより、AlNの形成を積極的に抑制する。Si3N4の場合、結晶粒成長に影響を及ぼす可能性はあるが、Si3N4析出物は、分解温度が800°C内外であって、Sの粒界偏析による二次再結晶の形成に影響をあまり及ぼさない。但し、Nの含量が多い場合、鋼中に存在するAlと反応してAlNを形成し、或いは粒界に偏析することによりSの粒界偏析に影響を及ぼすので、Nの含量は製鋼段階で0.005以下に管理することが好ましい。Cは、オーステナイト安定化元素であって、900°C以上の温度で相変態を起こして連鋳過程に発生する粗大な柱状晶組織を微細化する効果と共に、Sのスラブ中心偏析を抑制する。さらに、Cは冷間圧延中に鋼板の加工硬化を促進して鋼板内に{110}<001>方位の二次再結晶核生成を促進することもある。よって、添加量に大きな制約はないが、Cが0.001未満で含有される場合は、相変態及び加工硬化効果を得ることができず、0.1を超えて添加する場合は、熱延エッジ-クラックの発生により作業上に問題点が発生すると共に、冷間圧延後の脱炭焼鈍の際に脱炭工程の負荷が発生するので、添加量は0.001~0.10が好ましい。Sは本発明の核心元素であって、単独で粒界に偏析すると同時に結晶粒界でFeS析出物を形成して結晶粒系の移動を強力に抑制することにより、{110}<001>方位の二次再結晶を可能とする。最も理想的には、純粋にSが単独で存在し或いはFeSを形成することに必要な含量として、Sは0.002~0.05で添加されることが好ましいが、不可避的にMnが混入して含有される場合は、MnSを形成してから残っているSの含量が少なくとも0.002以上となるように、製鋼段階でSは0.005以上で添加させることが特に好ましい。よって、Sは0.002~0.05、好ましくは0.005~0.05の範囲で添加する。もしSが0.002未満で添加されるか、或いはMnSと反応せず単独で存在するSが0.002未満になると、S単独の粒界偏析またはFeS析出物による結晶粒成長抑制効果が足りなくなることがある。Sが0.05を超えて添加すると、熱間圧延段階で赤熱脆性によるエッジ-クラックの発生により熱間圧延作業が難しくなることがある。しかも、製鋼段階でSを0.005~0.05の範囲で添加すると、最終製品にSが残留することになり、この際、最終製品に残留するSの含量は0.0005重量以上となる。Sは最終焼鈍工程で二次再結晶を形成し後、H2雰囲気ガスと反応してH2Sガスで鋼板から自然に除去されるが、通常の1200°Cの長時間焼鈍でのように大量で除去されず、高温焼鈍方法によって一部残留する。このように残留するSは主に粒界に存在し、最終製品の磁気特性に悪い影響を及ぼさない。このようなSの特性が本発明を実現可能とする重要な理由の一つであり、最終製品ではSが少なくとも0.0005重量以上残留してもよく、最大のS残留含量は高温焼鈍方法によって異なるため、特に限定しない。上述した合金元素の他に、Sの粒界偏析又はFeS析出物の結晶粒成長抑制効果を阻害しない限り、他の合金元素が添加されてもよいことは、本発明の範囲から逸脱しないことであるのは明らかである。以下、本発明の磁性に優れた方向性電気鋼板の製造方法について説明する。製鋼段階では、AlN析出物形成元素であるAlの含量を最大限低く管理することが必要であり、本発明で必要な単独のS或いはFeSを多く形成させるためにはMnSの析出が最大限抑制されるようにしなければならない。そのためには、できる限りMnの含量も低く管理することが必要である。そして、比抵抗を増加させるSiの添加、組織均一化のためのCの添加、および結晶成長抑制力を得るために必要なSの添加以外に、必要に応じて{110}<001>集合組織の形成に有利な合金元素を添加しても構わない。製鋼段階で成分が調整された溶鋼は連続鋳造によってスラブに製造される。以後のスラブ加熱は、他の鋼種のスラブ加熱条件との間で干渉が生じないようにスラブ加熱温度を定めればよい。よって、スラブの加熱は1050~1280°Cの温度で行うことが好ましい。所定の温度でスラブを加熱した後、熱間圧延を行い、最終冷間圧延段階で50~95の圧延率を適用して最終製品の厚さに製造することができるように、熱間圧延によって厚さ1.5~4.0mmの熱延板に製造することができる。熱間圧延された熱延板は、必要に応じて熱延板焼鈍を行った後、冷間圧延を行う。熱延板焼鈍を行う場合、熱延組織を均一にするために、900°C以上の温度で加熱し、適正の時間均熱した後、冷却する。その後、冷間圧延は、リバース圧延機或いはタンデム圧延機などを用いて、1回の冷間圧延、或いは中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延法によって最終製品厚さの冷延板が製造されるように行う。冷間圧延中に鋼板の温度を100°C以上に維持する温間圧延を行うことは磁性の向上に有利である。冷間圧延の完了後には、脱炭及び再結晶焼鈍を行う。脱炭及び再結晶焼鈍は、脱炭がよく起こるように750°C以上の温度で30秒以上保つことにより、鋼板の炭素含量を約0.0030重量以下に減少させるようにすることができ、これと同時に鋼板の表面に適正量の酸化層を形成させることができる。脱炭及び再結晶焼鈍によって変形した冷間圧延組織は再結晶され、適正の大きさまで結晶成長する。この際、再結晶粒が5μm以上のサイズに成長することができるように、脱炭焼鈍温度と均熱時間を調整すればよい。脱炭及び再結晶焼鈍を行った後は、MgOなどの焼鈍分離剤を塗布し、二次再結晶焼鈍を行う。二次再結晶焼鈍は適正の昇温率で昇温して{110}<001>Goss方位の二次再結晶を起こし、ついで不純物除去過程である純化焼鈍を経た後、冷却すればよい。通常の場合と同様に、昇温過程では焼鈍雰囲気ガスとして水素と窒素の混合ガスを用いて熱処理し、純化焼鈍過程では焼鈍雰囲気ガスとして100水素ガスを用いて不純物を除去する方法を適用させることができる。本発明では、AlN又はMnS析出物を主な結晶粒成長抑制剤として使用しないので、AlN或いはMnSを分解して除去するための純化焼鈍の負担が軽減し、純化焼鈍の温度は約1000°C以上にすれば十分である。純化焼鈍に必要な時間は純化焼鈍の温度によって異なるが、約1000~1200°Cの温度で10時間以内、好ましくは1時間以内の均熱処理のみでも、極めて優れた磁性を有する方向性電気鋼板を製造することができる。以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。実施例1下記表1に示したような含量のC、Si、Mn、S、Al、Nを含有し、残部がFeその他の不可避不純物からなるスラブを真空溶解してインゴットを製造し、インゴットを1250°Cの温度で加熱した後、厚さ2.3mmとなるように熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は、900°Cの温度で加熱した後、180秒間均熱して熱延板焼鈍した。その後、熱延板焼鈍された鋼板を冷却させた後、酸洗し、しかる後に、冷間圧延して厚さ0.30mmの冷延板に製造した。冷間圧延された鋼板は湿っぽい水素と窒素の混合ガス雰囲気中で810°Cの温度で180秒間維持して脱炭及び再結晶熱処理した。この鋼板に焼鈍分離剤MgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍は1200°Cまでは25窒素75水素の混合雰囲気とし、1200°C到達後には100水素ガス雰囲気で1時間維持した後、炉冷した。MnとSの含量変化による方向性電気鋼板の磁気特性を測定し、結果を下記表1に示す。表1より確認できるように、Sの含量を本発明の範囲である0.002~0.05に制御した発明材1~発明材8は磁束密度と鉄損の両方ともに優れる。図1のaは発明材3の鋼板厚さ方向の断面を透過電子顕微鏡で撮影し、結晶粒界に析出しているFeSを示すTEM写真を示し、図1のbは発明材3の鋼板成分をEDSエネルギー分散分光法;EnergyDispersiveSpectroscopyで分析したグラフを示す。図1のaに示したTEM写真より、結晶粒界に析出したFeSが観察される。図1のbに示したグラフより、FeとS成分がピークを成すことから、FeS析出物が結晶粒成長抑制剤として作用したという事実が確認される。比較材1は、低いS含量によりS単独の粒界偏析とFeS析出物による結晶粒成長抑制効果が得られず、磁性に劣った。比較材2と比較材3は、Sの含量が本発明の範囲に属するが、Mnの含量が0.08を超えて、粗大なMnSが析出物として残留して鉄損に劣った。比較材4と比較材5は、Sの含量が0.05を超えることにより、二次再結晶が完全には形成されず磁気特性に劣ったうえ、熱間圧延段階で赤熱脆性によるエッジクラックが発生した。実施例2下記表2に示したような含量のC、Si、AlおよびN、0.010のMn、そして0.015のSを含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなるスラブを真空溶解してインゴットを製造し、インゴットを1250°Cの温度で加熱した後、厚さ2.3mmとなるように熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は、1100°Cの温度で加熱した後、180秒間均熱し、熱延板焼鈍した。次いで、熱延板焼鈍された鋼板を冷却させた後、酸洗し、ついで冷間圧延して厚さ0.30mmの冷延板に製造した。冷間圧延された鋼板は、湿っぽい水素と窒素の混合ガス雰囲気中で830°Cの温度で180秒間維持して脱炭及び再結晶熱処理した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのMgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍の際に、1200°Cまでは50窒素50水素の混合雰囲気とし、1200°C到達後には100水素ガス雰囲気で1時間維持した後、炉冷した。各製造された方向性電気鋼板のAl系酸化物の平均サイズ、密度および磁気特性を測定し、その結果を下記表2に示す。Al系酸化物の平均サイズは、鋼板の厚さ方向の断面から観察される各Al系酸化物に対して最長長さと最短長さを平均してAl系酸化物のサイズを計算した後、観察されたAl系酸化物のサイズを平均して求めた。Al系酸化物の密度は鋼板の厚さ方向の断面から単位自乗メートル当たりAl系酸化物の個数を求めて算出した。表2に示すように、Alが0.01以下に抑制され、Nが0.005以下に抑制された発明材9~発明材15は、Al系酸化物の平均サイズがいずれも2.5μm以下に形成され、5001/mm2以下の低いAl系酸化物の密度が確保されて磁束密度と鉄損の両方ともに優れる。これに対し、酸可溶性Alの含量が0.01を超える比較材7と、酸可溶性Alの含量が0.01を超え、Nの含量が0.005を超える比較材6および比較材8は、二次再結晶焼鈍後の最終製品でAl系酸化物が鋼板内に過剰形成されることにより、磁壁移動を妨害して鉄損に劣った。図2のaは比較材6の鋼板厚さ方向の断面を走査電子顕微鏡で撮影したSEM写真を示し、図2のbは比較材6の鋼板成分をEDSEnergyDispersiveSpectroscopyで分析したグラフを示す。図2のaに示したSEM写真よりは、鋼板の厚さ方向の断面からサイズの大きいAl酸化物が多数観察される。また、図2のbに示したグラフよりも、AlとO成分が大きいピークを成すことから、Al2O3などのAl酸化物が鋼板内に残留していることが確認される。表2に示した結果と図2の図示より、Alが0.01を超えて含有されると、鋼板内に残留するAl系酸化物の密度が500個/mm2を超過し、これが鋼板の磁化中に磁壁の移動を抑制して鉄損中でヒステリシス損失を増加させると考えることができる。よって、ヒステリシス損失を著しく低めて極低鉄損の方向性電気鋼板を製造するためには、Alの含量を0.01以下に制限して最終製品の鋼板厚さ方向の断面におけるAl系酸化物の個数を500個/mm2以下に減少させるとよい。実施例3下記表3に示したような含量のC、Si、AlおよびN、0.020のMn、そして0.020のSを含有し、残部がFeおよびその他の不可避不純物からなるスラブを真空溶解してインゴットを製造し、インゴットを1250°Cの温度で加熱した後、厚さ2.3mmとなるように熱間圧延した。熱間圧延された熱延板は、1100°Cの温度で加熱した後、900°Cの温度で120秒間均熱して熱延板焼鈍した。次いで、熱延板焼鈍された鋼板を冷却させた後、酸洗し、ついで冷間圧延して厚さ0.30mmの冷延板に製造した。冷間圧延された鋼板は、湿っぽい水素と窒素の混合ガス雰囲気中で850°Cの温度で180秒間維持して脱炭および再結晶熱処理した。この鋼板に焼鈍分離剤としてのMgOを塗布した後、コイル状に最終焼鈍した。最終焼鈍の際に、1200°Cまでは50窒素50水素の混合雰囲気とし、1200°C到達後には100水素ガス雰囲気で1時間維持した後、炉冷した。各製造された方向性電気鋼板のAl系酸化物の密度、保磁力および磁気特性を測定し、その結果を下記の表3に示す。Al系酸化物の密度は鋼板の厚さ方向の断面を観察し、単位自乗メートル当たりAl系酸化物の個数を求めて算出した。保磁力は鋼板が1.7テスラTesla、50Hzの交流磁場条件の下で鋼板の磁束密度値が0zeroとなるようにする印加磁場A/mを測定して求めた。表3に示すように、Alが0.01以下に抑制され、Nが0.005以下に抑制された発明材16~発明材19は、Al系酸化物の密度が500個/mm2以下と低く、保磁力が30A/m以下の低い値を有し、磁性に優れる。これに対し、酸可溶性Alの含量が0.01を超え、N含量が0.005を超える比較材9~比較材11は、Al系酸化物の密度が500個/mm2より多く、磁性に劣った。酸可溶性Alの含量が0.01を超えると、二次再結晶焼鈍後の最終製品においてAl系酸化物が鋼板内に残留することになり、交流磁場の下で磁壁の移動を妨害し、固着させる。このような場合、反対方向への磁場変化の際に磁壁を移動させるためには、酸化物によって固着された磁壁を酸化物の妨害を克服して動かすのにさらに多くの力が入る。このような力は保磁力と表現される。保磁力が大きいということは、交流磁場の下で磁壁を移動させるのにはさらに多くの力がかかるという意味であり、これにより鉄損が増加する。表3の結果より、Al系酸化物の密度が低い発明材16~発明材19は保磁力が30A/m以下の低い値を有するが、比較材9~比較材11は酸化物の個数が500個/mm2を超過して保磁力が30A/mより大きくなり、これにより鉄損も大きく増加することを確認することができる。