"C:0.005~0.15mass、Si:2.5~7.0mass、Mn:0.005~0.3mass、sol.Al:0.01~0.05mass、N:0.002~0.012mass、SおよびSeのうちの1種または2種を合計で0.005~0.05massを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を再加熱した後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、その後、一次再結晶焼鈍し、二次再結晶焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の巻取温度を760~460°Cの範囲として鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化物を生成させた後、酸化性雰囲気中で、800°C以上に加熱後、800°Cから350~200°C間の冷却停止温度までを平均冷却速度10~100°C/sで冷却し、その後、冷却停止温度から冷却速度5°C/s以下で40~200s間徐冷する熱延板焼鈍を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。上記熱延板焼鈍した後、鋼板表面にショットブラスト加工を施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。上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ni:0.005~1.5mass、Sn:0.005~0.50mass、Sb:0.005~0.50mass、Mo:0.005~0.1mass、Cu:0.005~1.5mass、Cr:0.03~1.50massおよびP:0.005~0.50massの内から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。しかしながら、特許文献6や7の従来技術では、熱延板焼鈍での冷却速度を10°C/s以上とすることだけしか規定されておらず、斯かる規定だけでは、Cの存在形態を制御する、具体的には、冷間圧延前の炭化物カーバイドを均一微細に析出させるには十分ではなく、その結果、一次再結晶後の鋼板の集合組織を改善する効果が小さいのが実情である。そこで、本発明の目的は、冷間圧延前のCの存在形態を最適化することで、その後の中間焼鈍板の集合組織および一次再結晶板の集合組織を改善し、ひいては二次再結晶焼鈍後に優れた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有利な製造方法を提案することにある。発明者らは、上述した課題を解決するべく、熱延圧延後から冷間圧延前までの工程条件に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、熱間圧延した鋼板表面に生成するスケールと熱延板焼鈍での雰囲気ガスとを反応させて鋼板表層のC濃度を低下させ、さらに、熱延板焼鈍後の冷却過程を厳密に制御し、熱延板焼鈍後の鋼板中心部に炭化物カーバイドを均一微細に析出させることで、鋼板表層部と中心部それぞれの中間焼鈍板の集合組織とその後の一次再結晶板の集合組織を最適化することができ、ひいては、二次再結晶焼鈍後に優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を得ることができること、さらに、熱延板焼鈍後の鋼板表面にショットブラスト加工を施して鋼板表面近傍に歪を付与した場合には、より上記効果が高まることを見出し、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明は、C:0.005~0.15mass、Si:2.5~7.0mass、Mn:0.005~0.3mass、sol.Al:0.01~0.05mass、N:0.002~0.012mass、SおよびSeのうちの1種または2種を合計で0.005~0.05massを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を再加熱した後、熱間圧延し、熱延板焼鈍し、中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延して最終板厚の冷延板とし、その後、一次再結晶焼鈍し、二次再結晶焼鈍する一連の工程からなる方向性電磁鋼板の製造方法において、熱間圧延後の巻取温度を760~460°Cの範囲として鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化物を生成させた後、酸化性雰囲気中で、800°C以上に加熱後、800°Cから350~200°C間の冷却停止温度までを平均冷却速度10~100°C/sで冷却し、その後、冷却停止温度から冷却速度5°C/s以下で40~200s間徐冷する熱延板焼鈍を施すことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法である。本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、上記熱延板焼鈍した後、鋼板表面にショットブラスト加工を施すことを特徴とする。また、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法における上記鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ni:0.005~1.5mass、Sn:0.005~0.50mass、Sb:0.005~0.50mass、Mo:0.005~0.1mass、Cu:0.005~1.5mass、Cr:0.03~1.50massおよびP:0.005~0.50massの内から選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする。本発明によれば、熱延板焼鈍条件を適正化することで、一次再結晶板の集合組織を改善し、二次再結晶焼鈍後に従来にも増して優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を、安定して製造することができる。その結果、良好な磁気特性を得ることが難しい板厚0.23mmの方向性電磁鋼板でも、磁束密度B8が1.93T以上で、かつ鉄損W17/50が0.94W/kg以下の磁気特性が安定して得られ、さらには、鉄損W17/50が0.90W/kg以下の磁気特性を達成することが可能となる。まず、本発明の方向性電磁鋼板の製造に用いる鋼素材は、その成分組成がC:0.005~0.15mass、Si:2.5~7.0mass、Mn:0.005~0.3mass、sol.Al:0.01~0.05mass、N:0.002~0.012mass、SおよびSeのうちの1種または2種を合計で0.005~0.05massを含有するものであることが必要である。以下、その限定理由について説明する。C:0.005~0.15massCは、熱延および熱延板焼鈍の均熱時におけるγ-α変態を利用して、熱延板組織の改善を図るのに必要な元素である。しかし、0.005mass未満では、熱延板組織の改善効果が小さく、{111}<112>と{110}<001>のバランスがとれた一次再結晶集合組織を得ることが難しくなる。一方、0.15massを超えると、脱炭焼鈍での負荷が増大して脱炭が不完全となり、製品板において磁気時効を起こす原因となる。よって、Cは0.005~0.15massの範囲とする。好ましくは、0.02~0.10massの範囲である。Si:2.5~7.0massSiは、鋼の電気抵抗を増大させ、鉄損の一部を構成する渦電流損を低減するのに有効な元素であり、上記効果を得るため、本発明では、2.5mass以上添加する。また、Siが2.5mass未満では、α-γ変態の存在によって、最終仕上焼鈍における二次再結晶が阻害されて、磁気特性が低下するという問題もある。一方、Si添加による上記鉄損低減効果は、11massまで得られるが、7.0massを超えて添加すると、加工性が著しく低下し、製造することが難しくなる。よって、Siは2.5~7.0massの範囲とする。好ましくは、3.0~6.5massの範囲である。Mn:0.005~0.3massMnは、二次再結晶焼鈍での昇温過程において、正常粒成長を抑制するインヒビターの働きをするMnSおよびMnSeを形成する、本発明においては重要な元素である。しかし、Mn含有量が0.005mass未満では、必要なインヒビターの絶対量が不足するため、十分な抑制力が得られない。一方、0.3massを超える添加は、インヒビターを完全固溶させるための熱延前のスラブ加熱温度を高温にする必要があったり、インヒビターが粗大析出して抑制力が不十分となったりする。よって、Mnは0.005~0.3massの範囲とする。好ましくは、0.02~0.1massの範囲である。sol.Al:0.01~0.05massAlは、二次再結晶焼鈍での昇温過程において、正常粒成長を抑制するインヒビターの働きをするAlNを構成する、本発明においては重要な元素である。しかし、Alの含有量がsol.Al酸可溶性Alで0.01mass未満では、インヒビターの絶対量が不足し、抑制力が不十分となる。一方、0.05massを超えると、AlNが粗大析出し、やはり抑制力が不十分となる。よって、sol.Alは0.01~0.05massの範囲とする。好ましくは、0.015~0.04massの範囲である。N:0.002~0.012massNは、Alと結合してインヒビターを形成する元素である。しかし、含有量が0.002mass未満では、インヒビターの絶対量が不足するため、抑制力が不十分となる。一方、0.012massを超えると、冷間圧延時にブリスターと呼ばれる空孔欠陥を生じるようになる。よって、Nは0.002~0.012massの範囲とする。好ましくは、0.006~0.010massの範囲である。S,Se:1種または2種を合計で0.005~0.05massSおよびSeは、Mnと結合してインヒビターを形成するのに必要な元素であり、十分なインヒビター量を確保するため、合計で0.005mass以上添加する。しかし、合計含有量が0.05massを超えると、仕上焼鈍純化焼鈍における脱S、脱Seが不完全となり、鉄損特性の低下を引き起こす。よって、本発明では、SおよびSeは、合計で0.05mass以下添加する。好ましくは、0.010~0.035massの範囲である。本発明の方向性電磁鋼板は、上記の必須成分に加えてさらに、Ni,Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPから選ばれる1種または2種以上を下記の範囲で添加することができる。Ni:0.005~1.5massNiは、オーステナイト生成元素であるため、γ-α変態を利用して熱延板組織を改善し、磁気特性を向上するのに有効な元素である。しかし、含有量が0.005mass未満では、上記磁気特性の改善効果が小さく、一方、1.5massを超えると、加工性が低下して製造性が悪化したり、二次再結晶が不安定となって磁気特性が低下したりする。よって、Niを添加する場合は、0.005~1.5massの範囲とするのが好ましい。Sn:0.005~0.50mass、Sb:0.005~0.50mass、Mo:0.005~0.1mass、Cu:0.005~1.5mass、Cr:0.03~1.50massおよびP:0.005~0.50massの内から選ばれる1種または2種以上Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPは、磁気特性の向上に有用な元素である。しかし、いずれの元素も、含有量が上記下限値未満であると、磁気特性改善効果が小さく、一方、含有量が上記上限値を超えると、二次再結晶が不安定になって磁気特性が低下するようになる。よって、Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPは、Sn:0.005~0.50mass、Sb:0.005~0.50mass、Mo:0.005~0.1mass、Cu:0.005~1.5mass、Cr:0.03~1.50massおよびP:0.005~0.50massの範囲で添加することができる。本発明の方向性電磁鋼板は、上記の必須成分および任意添加成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を害しない範囲であれば、その他の元素の添加を拒むものではない。次に、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。本発明の方向性電磁鋼板の製造方法は、まず、上記成分組成を有する鋼素材スラブを製造し、その後、その鋼素材を、再加熱し、熱間圧延して熱延板とする。上記スラブ加熱および熱間圧延は、常法で行えばよいが、熱間圧延後のコイルの巻取温度は760~450°Cの温度範囲とし、鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化皮膜を生成させる必要がある。そのためには、上記温度範囲でコイルに巻取り後、酸素濃度10vol以上の雰囲気で少なくとも5hrはコイル状態のまま保持することが好ましい。その後、上記熱延板の表層にFe3O4を生成させた状態で、酸化性ガス雰囲気中にて熱延板焼鈍を施して、鋼板表層のC量を若干低下させることで、熱延板の鋼板組織の改善を行う必要がある。すなわち、熱延板の鋼板表面に生成したスケールと熱延板焼鈍での雰囲気ガスとを反応させて鋼板表層のC濃度を低下させることで鋼板表層部に脱炭層を形成し、さらに、その後に冷却を制御することで、熱延板焼鈍後の鋼板中心部に炭化物カーバイドを均一微細に析出させて、鋼板表層部と中心部それぞれの中間焼鈍板の集合組織とその後の一次再結晶板の集合組織を最適化することができ、ひいては、二次再結晶焼鈍後に優れた磁気特性を有する方向性電磁鋼板を得ることができる。そのためには、上記熱延板焼鈍は、800°C以上に加熱均熱する必要があり、具体的には、均熱温度が800~1200°Cで、均熱時間が2~300sの範囲として行うのが好ましい。均熱温度が800°C未満あるいは均熱時間が2s未満では、未再結晶部が残存するため、熱延板組織の改善が完全ではない。一方、均熱温度が1200°Cより高温あるいは均熱時間が300sを超えると、AlN、MnSeおよびMnSの溶解が進行して、二次再結晶過程でインヒビターの抑制力が不足し、二次再結晶し難くなるため、磁気特性が劣化するようになるからである。また、熱延板焼鈍は、表層脱炭を行うため、酸化性ガスの雰囲気下で行うことが必要であり、例えば、燃焼ガス雰囲気下で行うのが好ましい。上記条件で熱延板焼鈍した鋼板は、その後、図1に示す条件で冷却する、すなわち、焼鈍温度から350~200°Cの間の冷却停止温度Xまでを平均冷却速度10~100°C/sで急速冷却し、その後、冷却停止温度から冷却速度5°C/s以下で40~200s間徐冷することが必要である。熱延板焼鈍温度から200~350°Cの間の冷却停止温度Xまでの冷却速度が10°C/s未満では、カーバイドがオストワルド成長して粗大化するため、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織を改善する効果が弱まる結果、二次再結晶後の磁気特性が低下する。一方、上記範囲の平均冷却速度が100°C/sを超えると、固溶C量が増加して、極微細なカーバイドの均一分散析出が不可能となったり、硬質のマルテンサイト相が生成したりするため、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まって、やはり、磁気特性の低下を引き起こすからである。冷却停止温度Xまで冷却した後の冷却条件について、以下の実験を基に説明する。C:0.05mass、Si:3.2mass、Mn:0.1mass、sol.Al:0.02mass、N:0.007mass、S:0.0030massおよびSe:0.03massを含有するスラブを、1400°Cに加熱した後、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、650°Cでコイルに巻き取った後、酸素濃度20volの雰囲気中で20hr放置し、その後、1025°C×40sの焼鈍後、800°Cから平均冷却速度50°C/sで室温~500°Cの間の種々の冷却停止温度まで急冷し、その急冷停止温度から3°C/sで20~400sの間の種々の時間徐冷する熱延板焼鈍を施した。次いで、一次冷間圧延して中間板厚1.5mmの冷延板とし、1000°C×80sの中間焼鈍を施し、さらに、二次冷間圧延して板厚0.23mmの冷延板とし、その後、800°C×120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施した後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1150°C×50hrの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。この方向性電磁鋼板から試験片を採取し、鉄損W17/50を測定し、その結果を、熱延板焼鈍の冷却過程における急冷停止温度Xとその後の徐冷時間との関係として図2に示した。この図から、熱延板焼鈍後の冷却過程において、急冷停止温度Xを200~350°Cの範囲とし、かつ、その後の徐冷時間を40~200sの範囲とすることによって、良好な鉄損特性が得られることがわかる。上記条件で鉄損が改善される理由は、以下のように考えている。一般に、熱延焼鈍板は、中間焼鈍板と比較して、転位密度が高いため、カーバイドの核生成も転位上で頻繁に起こる。したがって、熱延板焼鈍での冷却過程において、上記のように比較的低温で徐冷を行うことで、微細カーバイドの均一析出が促進され、その結果、その後の中間焼鈍板の集合組織、さらには一次再結晶板の集合組織が改善されて、二次再結晶後の磁気特性が改善させるものと考えられる。なお、徐冷時間が40s未満では、均一微細なカーバイドの析出が十分ではなく、一方、200sを超えるとカーバイトが粗大化し、却って鉄損特性が低下するようになる。さらに、本発明では、上記熱延板焼鈍を施した後の鋼板表面に、ショットブラスト加工を施すことによって、磁気特性の改善を図ることが好ましい。というのは、圧延安定方位である斜めキューブ方位{100}<110>方位は、通常の圧延では方位回転が起こり難く、その後の中間焼鈍等でも斜めキューブ方位として残存し、二次再結晶を阻害する。しかし、ショットブラスト加工で表層の斜めキューブ方位に歪を加えることで、中間焼鈍時の再結晶により、異なる方位とすることができ、斜めキューブ方位の残存が防止できるからである。上記の条件で熱延板焼鈍した鋼板、あるいは、さらにショットブラスト加工した鋼板は、その後、中間焼鈍を挟む2回以上の冷間圧延によって最終板厚の冷延板とする。ここで、最終冷間圧延前の中間焼鈍は、均熱温度800~1200°C、均熱時間2~300sの範囲で行うのが好ましく、また、上記中間焼鈍における冷却は、800~400°Cの区間を冷却速度10~200°C/sで急冷することが好ましい。均熱温度が800°C未満あるいは均熱時間が2s未満では、未再結晶組織が残存するため、一次再結晶板の組織が整粒組織とならず、二次再結晶粒が成長できない結果、磁気特性が低下する。一方、均熱温度が1200°Cより高温あるいは均熱時間が300s超えでは、AlN、MnSeおよびMnSの溶解が進行し、二次再結晶過程でのインヒビターの抑制力が不足し、二次再結晶しなくなる結果、やはり磁気特性の低下を引き起こすからである。また、中間焼鈍における冷却において、800~400°Cの区間での冷却速度を10°C/s未満とすると、カーバイドの粗大化が進行し、一次再結晶板の集合組織を改善する効果が弱まるため、磁気特性が低下する。一方、上記区間での冷却速度を200°C/sより大きくすると、硬質のマルテンサイト相率が増加し、一次再結晶焼鈍後の鋼板を、一次再結晶粒が整粒で、集合組織的に優れた組織とすることができず、やはり、磁気特性の低下を引き起こす。中間焼鈍後、最終冷間圧延して最終板厚とした冷延板は、その後、一次再結晶焼鈍するが、この焼鈍での均熱温度は700~1000°Cとするのが好ましい。均熱温度が700°C未満では、未再結晶組織が残存し、一次再結晶粒が整粒で、集合組織的に優れた組織を得ることができない。一方、均熱温度が1000°Cを超えると、二次再結晶を起こしてGoss方位粒が発生するおそれがあるからである。なお、この一次再結晶焼鈍は、焼鈍後のC含有量が0.004mass以下となるよう、湿水素雰囲気中で脱炭を兼ねて行うことが好ましい。上記、一次再結晶焼鈍後の鋼板は、その後、必要に応じて、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、二次再結晶焼鈍仕上焼鈍を行う。この二次再結晶焼鈍は、常法に準じて行えばよく、特に制限はない。また、この二次再結晶焼鈍は、水素雰囲気中で、純化焼鈍も兼ねて行ってよい。仕上焼鈍で二次再結晶させた鋼板は、その後、絶縁コーティングを塗布焼付ける絶縁被膜塗布工程および平坦化焼鈍工程を経て、方向性電磁鋼板製品板とするのが好ましい。なお、本発明の方向性電磁鋼板の製造方法においては、一次再結晶焼鈍後から仕上焼鈍で二次再結晶が開始までの間に、鋼中にNを含有させる窒化処理を施すことも可能である。その方法としては、一次再結晶焼鈍後、NH3雰囲気中で熱処理を施したり、窒化物を焼鈍分離剤中に含有させたり、仕上焼鈍前段の雰囲気を窒化ガスとしたりする公知の技術が適用できる。さらに、最終冷間圧延後から一次再結晶焼鈍の間に鋼板表面に複数の人工溝を形成したり、平坦化焼鈍後の鋼板表面にプラズマジェットやレーザー照射、電子ビーム照射を線状に施したり、突起ロールによる線状の凹みを付与したりする磁区細分化処理を施して、鉄損の低減を図ってもよい。表1に示したA~Cの成分組成を有する鋼スラブを1400°Cに加熱した後、熱間圧延して板厚2.2mmの熱延板とし、600°Cでコイルに巻取った後、21volの酸素濃度雰囲気中に10hr保持した。ただし、一部コイルは、コイルに巻取り、21volの酸素濃度雰囲気中に2hr保持後、巻き解いた。その後、上記熱延板を、酸化性雰囲気下、1025°C×40sで焼鈍した後、800°C~冷却停止温度X350°Cまでを冷却速度30°C/sで急冷し、冷却停止温度Xから1°C/sで100s間徐冷した後、室温まで急冷する冷却パターンをベースとし、成分組成がAの鋼スラブは、800°C~冷却停止温度X350°Cまでを冷却速度を5~200°C/sの範囲で変化させ、成分組成がBの鋼スラブは、冷却停止温度Xを室温から500°Cの範囲で変化させ、成分組成がCの鋼スラブは、冷却停止温度からの徐冷時間を10~400sの範囲で変化させて、熱延板焼鈍を施した。なお、一部の熱延板には、熱延板焼鈍後、ショットブラスト加工を施し、鋼板表層に歪を付与した。次いで、上記熱延焼鈍板を一次冷間圧延して中間板厚1.5mmの冷延板とし、1000°C×80sの中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して最終板厚が0.23mmの冷延板とした後、800°C×120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍を施し、その後、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1150°C×50hrの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍仕上焼鈍を施して方向性電磁鋼板とした。上記のようにして得た各種鋼板から、試験片を採取し、磁気特性磁束密度B8、鉄損W17/50を測定し、その結果を表1に示した。表1のNo.1~11は、800°C~冷却停止温度X350°Cまでの冷却速度を変化させた例であり、上記冷却速度を10~100°C/sの範囲としたNo.2~10ただし、No.5を除くでは、磁束密度、鉄損とも優れた特性が得られている。特に、ショットブラスト加工で熱延板表層に歪を付与したNo.4では、他のものと比較して鉄損特性が優れている。これに対して、冷却速度を5°C/sとしたNo.1の例では、磁気特性の劣化が認められる。これは、冷却速度が遅いため、カーバイドのオストワルド成長が進行して、中間焼鈍板や一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まった結果であると考えられる。また、冷却速度を200°C/sとしたNo.11の例でも、磁気特性の劣化が認められる。これは、カーバイド析出温度域を急冷することで、極微細カーバイドの均一分散析出が不可能となって固溶C量が増加し、さらに、硬質のマルテンサイト相が増加した結果、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まった結果であると考えられる。また、表1のNo.12~17は、冷却停止温度を変化させた例であり、上記冷却停止温度を350~200°Cの範囲としたNo.13~16ただし、No.15を除くの例では良好な磁気特性が得られている。特に、ショットブラスト加工で熱延板表層に歪を付与したNo.14では、他のものと比較して鉄損特性が優れている。これに対して、No.12のように、冷却停止温度を室温とした例では、磁気特性の劣化が認められる。これは、極微細カーバイドが析出する時効時間が確保されなかったため、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。また、No.17のように、冷却停止温度Xを500°Cとし、その後、徐冷した例でも、磁気特性の劣化が認められる。これは、徐冷過程でカーバイドのオストワルド成長が進行し、中間焼鈍板やその後の一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。また、表1のNo.18~24は、冷却停止温度からの徐冷時間を変化させた例であり、上記徐冷時間を40~200sの範囲としたNo.19~23ただし、No.22を除くの例では良好な磁気特性が得られている。特に、ショットブラスト加工で熱延板表層に歪を付与したNo.21では、他のものと比較して鉄損特性が優れている。これに対して、徐冷時間が10sしかないNo.18の例では、磁気特性の劣化が認められる。これは、固溶Cの拡散時間が十分確保されなかったことで、極微細カーバイドの析出量が不足し、中間焼鈍板の集合組織や一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。また、No.24のように300s間徐冷した例でも、磁気特性の劣化が認められる。これは、カーバイドのオストワルド成長が進行し、中間焼鈍板や一次再結晶板の集合組織の改善効果が弱まったためと考えられる。なお、No.5,15および22は、熱間圧延したコイルの保持条件が不適切で、鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化物を十分に生成させることができなかった例であり、いずれも磁気特性に劣るものしか得られていない。以上の結果から、熱延鋼板表面にFe3O4を主体とする酸化物を生成させた上で、熱延板焼鈍の冷却過程における800°C~冷却停止温度Xの間の冷却速度を10~100°C/sの範囲し、冷却停止温度Xを350~200°Cの範囲とし、かつ、その後の徐冷時間を40~200sの範囲とすることで、固溶Cの拡散時間が十分に確保されて極微細カーバイドの均一分散析出が促進され、かつカーバイドのオストワルド成長も抑制さるので、中間焼鈍板の集合組織やその後の一次再結晶板の集合組織が改善されて、二次再結晶後の磁気特性も改善されるものと考えられる。Si:3.2mass、Mn:0.01mass、sol.Al:0.02mass、N:0.01mass、S:0.0020massおよびSe:0.03massを含有し、C,Ni,Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPを表4に記載した範囲で含有するスラブを、1400°Cに加熱した後、熱間圧延し、板厚2.2mmの熱延板とし、720°Cでコイルに巻取り、酸素濃度18volの雰囲気中に24hr放置して、鋼板表層にFe3O4を主体とする酸化物を生成させた。次いで、上記熱延板に、1000°C×40sで焼鈍後、800~350°C間を30°C/sで冷却し、350°Cに到達後、1°C/sで100s間徐冷した後、室温まで急冷する熱延板焼鈍を施した。次いで、一部のものにはショットブラスト加工を施し、他のものはそのままで酸洗した後、一次冷間圧延して板厚1.5mmの冷延板とし、1000°C×80sの中間焼鈍を施した後、二次冷間圧延して板厚0.23mmの冷延板とした。その後、この冷延板に、800°C×120sの脱炭を兼ねた一次再結晶焼鈍し、鋼板表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布してから、1150°C×50hrの純化を兼ねた二次再結晶焼鈍仕上焼鈍を施して、方向性電磁鋼板とした。上記のようにして得た鋼板から試験片を採取し、磁気特性を測定し結果を表2に示した。表2のNo.1~5に示すように、C含有量を0.003~0.20massの範囲で変化させた場合には、No.2~4の範囲、つまり、C:0.005~0.15massの範囲で良好な磁気特性が得られることがわかる。No.1の磁気特性が劣化した原因は、C含有量が少ないため、一次再結晶板の集合組織改善効果が弱かったためと考えられる。また、No.5の磁気特性が低下した原因は、C含有量が多いため、一次再結晶焼鈍での脱炭が不完全となって一次再結晶板の集合組織が劣化したためと考えられる。また、No.6~26は、C含有量を0.05mass一定とし、Ni,Sn,Sb,Mo,Cu,CrおよびPの含有量を変化させた例であるが、表2に示した本発明に適合する添加量の範囲では、いずれも優れた磁気特性が得られていることがわかる。特に、ショットブラスト加工で鋼板表層に歪を付与した例では、鉄損W17/50が0.90W/kg以下を安定して達成できている。"