Si:2.5質量~4.0質量、C:0.02質量~0.10質量、Mn:0.05質量~0.20質量、酸可溶性Al:0.020質量~0.040質量、N:0.002質量~0.012質量、S:0.001質量~0.010質量、及びP:0.01質量~0.08質量を含有し、更に、Ti:0.0020質量~0.010質量及びCu:0.010質量~0.50質量からなる群から選択された少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼の熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る工程と、前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、を有し、前記脱炭窒化鋼板を得る工程は、脱炭かつ窒化雰囲気中で前記冷間圧延鋼板の加熱を開始し、次に、700°C~950°Cの範囲内の第1の温度で第1の焼鈍を行う工程と、次に、前記第1の温度が800°C未満であれば850°C~950°Cの範囲内、前記第1の温度が800°C以上であれば800°C~950°Cの範囲内の第2の温度で第2の焼鈍を行う工程と、を有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。前記第1の温度は700°C~850°Cの範囲内にあり、前記第2の温度は850°C~950°Cの範囲内にあ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。前記鋼は、更に、Cr:0.010質量~0.20質量、Sn:0.010質量~0.20質量、Sb:0.010質量~0.20質量、Ni:0.010質量~0.20質量、Se:0.005質量~0.02質量、Bi:0.005質量~0.02質量、Pb:0.005質量~0.02質量、B:0.005質量~0.02質量、V:0.005質量~0.02質量、Mo:0.005質量~0.02質量、及びAs:0.005質量~0.02質量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に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼は、更に、Cr:0.010質量~0.20質量、Sn:0.010質量~0.20質量、Sb:0.010質量~0.20質量、Ni:0.010質量~0.20質量、Se:0.005質量~0.02質量、Bi:0.005質量~0.02質量、Pb:0.005質量~0.02質量、B:0.005質量~0.02質量、V:0.005質量~0.02質量、Mo:0.005質量~0.02質量、及びAs:0.005質量~0.02質量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に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼のTi含有量は0.0020質量~0.0080質量であり、前記鋼のCu含有量は0.01質量~0.10質量であり、前記鋼のTi含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立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。前記鋼のTi含有量は0.0020質量~0.0080質量であり、前記鋼のCu含有量は0.01質量~0.10質量であり、前記鋼のTi含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立つことを特徴とする請求項2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼のTi含有量は0.0020質量~0.0080質量であり、前記鋼のCu含有量は0.01質量~0.10質量であり、前記鋼のTi含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立つことを特徴とする請求項3に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼のTi含有量は0.0020質量~0.0080質量であり、前記鋼のCu含有量は0.01質量~0.10質量であり、前記鋼のTi含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立つ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。10×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つ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。10×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つことを特徴とする請求項6に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。10×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つことを特徴とする請求項7に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。10×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つことを特徴とする請求項8に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を1250°C以下の温度に加熱してから行う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。前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を1250°C以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする請求項2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を1250°C以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする請求項3に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を1250°C以下の温度に加熱してから行う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。前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を1250°C以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする請求項9に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間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。前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間以上とすることを特徴とする請求項2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間以上とすることを特徴とする請求項3に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間以上とす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。前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間以上とすることを特徴とする請求項9に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間以上とすることを特徴とする請求項13に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。本発明は、磁気特性のばらつきを抑制す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。上述のような仕上焼鈍後の磁気特性のばらつきは、C含有量が低いスラブを用いた場合、特にC含有量が0.06質量以下の場合に特に顕著であることが判明した。C含有量が低いスラブを用いるのは、近年のCO2排出削減の観点から、方向性電磁鋼板の製造過程における脱炭焼鈍にかける時間を短縮することが要請されているためである。仕上焼鈍後の磁気特性のばらつきが生じる原因は定かではないが、仕上焼鈍前には結晶粒が均一に見えている場合でも、仕上焼鈍中に結晶粒が均一に成長しないことがあるためであると考えられる。また、結晶粒が均一に成長しない原因としては、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に実施すると、脱炭焼鈍中に一次再結晶及び窒化が進行するため、鋼板の厚さ方向における析出物の大きさに差が生じていることが考えられる。つまり、鋼板の表層部では、窒化に伴う析出物の形成により一次再結晶粒が大きくなりにくいのに対し、中心部では、ある量の窒素が拡散してくるまでは析出物が形成されずに一次再結晶粒が大きくなりやすい。従って、一次再結晶粒の粒径にばらつきが生じ、二次再結晶により得られる粒径二次再結晶粒径が不均一となり、磁気特性のばらつきが大きくなっていることが考えられる。本発明者らは、このような知見に基づき、脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に行う低温スラブ加熱法において、仕上焼鈍中の結晶粒成長を均一化するために、有効な析出物を形成することで均一に二次再結晶を生じさせることができるではないかと考えた。そして、本発明者らは、スラブに種々の元素を添加して得られた方向性電磁鋼板の磁気特性を測定する実験を繰り返し行った。この結果、本発明者らは、二次再結晶を均一化するには、Ti及びCuの添加が有効であることを見出した。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。1Si:2.5質量~4.0質量、C:0.02質量~0.10質量、Mn:0.05質量~0.20質量、酸可溶性Al:0.020質量~0.040質量、N:0.002質量~0.012質量、S:0.001質量~0.010質量、及びP:0.01質量~0.08質量を含有し、更に、Ti:0.0020質量~0.010質量及びCu:0.010質量~0.50質量からなる群から選択された少なくとも1種を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼の熱間圧延を行って熱間圧延鋼板を得る工程と、前記熱間圧延鋼板の焼鈍を行って焼鈍鋼板を得る工程と、前記焼鈍鋼板の冷間圧延を行って冷間圧延鋼板を得る工程と、前記冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得る工程と、前記脱炭窒化鋼板の仕上焼鈍を行う工程と、を有し、前記脱炭窒化鋼板を得る工程は、脱炭かつ窒化雰囲気中で前記冷間圧延鋼板の加熱を開始し、次に、700°C~950°Cの範囲内の第1の温度で第1の焼鈍を行う工程と、次に、前記第1の温度が800°C未満であれば850°C~950°Cの範囲内、前記第1の温度が800°C以上であれば800°C~950°Cの範囲内の第2の温度で第2の焼鈍を行う工程と、を有することを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。2前記第1の温度は700°C~850°Cの範囲内にあり、前記第2の温度は850°C~950°Cの範囲内にあることを特徴とする1に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。3前記鋼は、更に、Cr:0.010質量~0.20質量、Sn:0.010質量~0.20質量、Sb:0.010質量~0.20質量、Ni:0.010質量~0.20質量、Se:0.005質量~0.02質量、Bi:0.005質量~0.02質量、Pb:0.005質量~0.02質量、B:0.005質量~0.02質量、V:0.005質量~0.02質量、Mo:0.005質量~0.02質量、及びAs:0.005質量~0.02質量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又は2に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。4前記鋼のTi含有量は0.0020質量~0.0080質量であり、前記鋼のCu含有量は0.01質量~0.10質量であり、前記鋼のTi含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立つことを特徴とする1~3のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。510×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つことを特徴とする4に記載の方向性電磁鋼板の製造方法。6前記鋼の熱間圧延を、前記鋼を1250°C以下の温度に加熱してから行うことを特徴とする1~5のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。7前記第1の焼鈍及び前記第2の焼鈍の時間を15秒間以上とすることを特徴とする1~6のいずれかに記載の方向性電磁鋼板の製造方法。本発明によれば、適切な量のTi及び/又はCuが鋼に含まれており、適切な温度で脱炭焼鈍及び窒化焼鈍が行われるため、磁気特性のばらつきを抑制することができる。上述のように、本発明者らは、スラブに種々の元素を添加して得られた方向性電磁鋼板の磁気特性を測定する実験を繰り返し行い、二次再結晶を均一化するには、Ti及びCuの添加が有効であることを見出した。この実験では、例えば、低温スラブ加熱法による方向性電磁鋼板の製造に用いられる組成の珪素鋼を用いた。そして、この炭素鋼に、Ti及びCuを種々の割合で含有させ、種々の組成の鋼塊を作製した。また、鋼塊を1250°C以下の温度で加熱して熱間圧延を行い、その後に冷間圧延を行った。更に、冷間圧延後に脱炭焼鈍及び窒化焼鈍を同時に行い、その後に仕上焼鈍を行った。そして、得られた方向性電磁鋼板の磁束密度B8を測定して、仕上焼鈍後のコイル内の磁束密度B8のばらつきを調べた。磁束密度B8は、50Hzにて800A/mの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。この結果、鋼塊に、0.0020質量~0.010質量のTi、及び/又は0.010質量~0.50質量のCuが含有されている場合に、仕上焼鈍後のコイル内の磁束密度B8のばらつきが著しく低減されることが見出された。上記の実験により得られた結果の一例を図1に示す。実験の詳細は後述するが、図1中の○印は、5枚の単板試料の磁束密度B8の平均値が1.90T以上であり、かつ磁束密度B8の最大値と最低値との差が0.030T以下であったことを示す。また、図1中の●は、少なくとも、5枚の単板試料の磁束密度B8の平均値が1.90T未満であったか、磁束密度B8の最大値と最低値との差が0.030Tを超えていたことを示す。図1から、0.0020質量~0.010質量のTi、及び/又は0.010質量~0.50質量のCuが鋼塊に含有されている場合、磁束密度B8の平均値が高く、磁束密度B8のばらつきが小さいことが明らかである。次に、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板の製造方法について説明する。図2は、本発明の実施形態に係る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。本実施形態では、先ず、所定の組成の方向性電磁鋼板用の溶鋼の鋳造を行ってスラブを作製するステップS1。鋳造方法は特に限定されない。溶鋼は、例えば、Si:2.5質量~4.0質量、C:0.02質量~0.10質量、Mn:0.05質量~0.20質量、酸可溶性Al:0.020質量~0.040質量、N:0.002質量~0.012質量、S:0.001質量~0.010質量、P:0.01質量~0.08質量を含有する。溶鋼は、更に、Ti:0.0020質量~0.010質量及びCu:0.010質量~0.50質量からなる群から選択された少なくとも1種を含有する。つまり、溶鋼は、Ti及びCuの一方又は両方を、Ti:0.010質量以下及びCu:0.50質量以下の範囲で、少なくともTi:0.0020質量以上又はCu:0.010質量以上の一方を満たすように含有する。溶鋼の残部は残部Fe及び不可避的不純物からなる。なお、不可避不純物には、方向性電磁鋼板の製造工程でインヒビターを形成し、高温焼鈍による純化の後に方向性電磁鋼板中に残存している元素も含まれる。ここで、上記の溶鋼の組成の数値限定理由について説明する。Siは、方向性電磁鋼板の電気抵抗を高めて、鉄損の一部を構成する渦電流損失を低減するのに極めて有効な元素である。Si含有量が2.5質量未満であると、渦電流損失を十分に抑制することができない。一方、Si含有量が4.0質量を超えていると、加工性が低下する。従って、Si含有量は2.5質量~4.0質量とする。Cは、一次再結晶により得られる組織一次再結晶組織を制御する上で有効な元素である。C含有量が0.02質量未満であると、この効果が十分に得られない。一方、C含有量が0.10質量を超えていると、脱炭焼鈍に要する時間が長くなり、CO2の排出量が多くなる。なお、脱炭焼鈍が不十分であると、良好な磁気特性の方向性電磁鋼板を得にくい。従って、C含有量は0.02質量~0.10質量とする。また、上述のように、従来の技術では、C含有量が0.06質量以下の場合に仕上焼鈍後の磁気特性のばらつきが特に顕著であるため、本実施形態は、C含有量が0.06質量以下の場合に特に有効である。Mnは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。Mnは、熱間圧延における割れの発生を防止する作用も呈する。Mn含有量が0.05質量未満であると、これらの効果が十分に得られない。一方、Mn含有量が0.20質量を超えていると、方向性電磁鋼板の磁束密度が低下する。従って、Mn含有量は0.05質量~0.20質量とする。酸可溶性Alは、インヒビターとして作用するAlNを形成する重要な元素である。酸可溶性Alの含有量が0.020質量未満であると、十分な量のAlNを形成することができず、インヒビター強度が不足する。一方、酸可溶性Alの含有量が0.040質量を超えていると、AlNが粗大化し、インヒビター強度が低下する。従って、酸可溶性Alの含有量は0.020質量~0.040質量とする。Nは、酸可溶性Alと反応してAlNを形成する重要な元素である。後述のように、冷間圧延後に窒化焼鈍が行われるため、方向性電磁鋼板用鋼に多量のNが含まれている必要はないが、N含有量を0.002質量未満とするには、製鋼時に大きな負荷が必要とされることがある。一方、N含有量が0.012質量を超えていると、冷間圧延時に鋼板中にブリスターとよばれる空孔を生じてしまう。従って、N含有量は0.002質量~0.012質量とする。ブリスターの更なる低減のために、N含有量は0.010質量以下であることが好ましい。Sは、Mnと反応してMnS析出物を形成する重要な元素である。MnS析出物は主に一次再結晶に影響を与え、熱間圧延に起因してもたらされる一次再結晶の粒成長の場所的な変動を抑える作用を呈する。Mn含有量が0.001質量未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Mn含有量が0.010質量を超えていると、磁気特性が低下しやすい。従って、Mn含有量は0.001質量~0.010質量とする。磁気特性の更なる向上のために、Mn含有量は0.009質量以下であることが好ましい。Pは、方向性電磁鋼板の比抵抗を高めて鉄損を低減させる。P含有量が0.01質量未満であると、この効果が十分に得られない。一方、P含有量が0.08質量を超えていると、冷間圧延が困難になることがある。従って、P含有量は0.01質量~0.08質量とする。TiはNと反応してTiN析出物を形成する。また、CuはSと反応してCuS析出物を形成する。そして、これら析出物は、仕上焼鈍における結晶粒の成長をコイルの部位によらず均一化し、方向性電磁鋼板の磁気特性のばらつきを抑制する作用を呈する。特に、TiN析出物は仕上焼鈍の高温域での粒成長のばらつきを抑制し、方向性電磁鋼板の磁気特性の偏差を小さくすると考えられる。また、CuS析出物は脱炭焼鈍又は仕上焼鈍の低温域における粒成長のばらつきを抑制し方向性電磁鋼板の磁気特性の偏差を小さくすると考えられる。Ti含有量が0.0020質量未満、かつCu含有量が0.010質量未満であると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ti含有量が0.010質量を超えていると、TiN析出物が過剰に形成され、仕上焼鈍後にも残存してしまう。同様に、Cu含有量が0.50質量を超えていると、CuS析出物が過剰に形成され、仕上焼鈍後にも残存してしまう。そして、これら析出物が方向性電磁鋼板に残存していると、高い磁気特性を得ることが困難となる。従って、溶鋼は、Ti及びCuの一方又は両方を、Ti:0.010質量以下及びCu:0.50質量以下の範囲で、少なくともTi:0.0020質量以上又はCu:0.010質量以上の一方を満たすように含有する。つまり、溶鋼は、Ti:0.0020質量~0.010質量及びCu:0.010質量~0.50質量からなる群から選択された少なくとも1種を含有する。なお、Ti含有量の下限は0.0020質量であることが好ましく、Ti含有量の上限は0.0080質量であることが好ましい。また、Cu含有量の下限は0.01質量であることが好ましく、Cu含有量の上限は0.10質量であることが好ましい。また、Ti含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立つことがより好ましく、10×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つことが好ましい。なお、以下の種々の元素の少なくとも一種が溶鋼に含まれていてもよい。Cr及びSnは、脱炭焼鈍時に形成される酸化層の性質を良好なものとし、仕上焼鈍時にこの酸化層を用いて形成されるグラス皮膜の性質も良好なものとする。つまり、Cr及びSnは、酸化層及びグラス皮膜の形成の安定化を通して、磁気特性を向上し、磁気特性のばらつきを抑制する。但し、Cr含有量が0.20質量を超えていると、グラス皮膜の形成が不安定になる場合がある。また、Sn含有量が0.20質量を超えていると、鋼板の表面が酸化されにくくなってグラス皮膜の形成が不十分となる場合がある。従って、Cr含有量及びSn含有量は、いずれも0.20質量以下であることが好ましい。また、上記の効果を十分に得るために、Cr含有量及びSn含有量は、いずれも0.01質量以上であることが好ましい。なお、Snは粒界偏析元素であり、二次再結晶を安定化ならしめる効果もある。また、Sb:0.010質量~0.20質量、Ni:0.010質量~0.20質量、Se:0.005質量~0.02質量、Bi:0.005質量~0.02質量、Pb:0.005質量~0.02質量、B:0.005質量~0.02質量、V:0.005質量~0.02質量、Mo:0.005質量~0.02質量、及び/又はAs:0.005質量~0.02質量が溶鋼に含有されていてもよい。これらの元素はいずれもインヒビター強化元素である。本実施形態では、このような組成の溶鋼からスラブを作製した後、スラブを加熱するステップS2。この加熱の温度は、省エネルギの観点から1250°C以下とすることが好ましい。次いで、スラブの熱間圧延を行うことにより、熱間圧延鋼板を得るステップS3。熱間圧延鋼板の厚さは特に限定されず、例えば、1.8mm~3.5mmとする。その後、熱間圧延鋼板の焼鈍を行うことにより、焼鈍鋼板を得るステップS4。焼鈍の条件は特に限定されず、例えば、750°C~1200°Cの温度で30秒間~10分間行う。この焼鈍により磁気特性が向上する。続いて、焼鈍鋼板の冷間圧延を行うことにより、冷間圧延鋼板を得るステップS5。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。中間焼鈍は、例えば750°C~1200°Cの温度で30秒間~10分間行うことが好ましい。なお、上記のような中間焼鈍を行わずに冷間圧延を行うと、均一な特性を得にくくなることがある。また、中間焼鈍を間に行いつつ複数回の冷間圧延を行うと、均一な特性を得やすくなるが、磁束密度が低くなることがある。従って、冷間圧延の回数及び中間焼鈍の有無は、最終的に得られる方向性電磁鋼板に要求される特性及びコストに応じて決定することが好ましい。また、いずれの場合であっても、最終冷間圧延の圧下率は80~95とすることが好ましい。冷間圧延後、脱炭かつ窒化雰囲気中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍脱炭窒化焼鈍を行うことにより、脱炭窒化鋼板を得るステップS6。脱炭焼鈍により鋼板中の炭素が除去され、一次再結晶が生じる。また、窒化焼鈍により、鋼板中の窒素含有量が増加する。脱炭かつ窒化雰囲気としては、水素、窒素及び水蒸気と共に、窒化能を備えたガスアンモニア等を含有する湿潤雰囲気が挙げられる。この脱炭窒化焼鈍では、少なくとも、脱炭かつ窒化雰囲気中で冷間圧延鋼板の加熱を開始し、その後に、700°C~950°Cの範囲内の温度T1で第1の焼鈍を行い、その後に、温度T2で第2の焼鈍を行う。つまり、脱炭が生じる前に窒化能を備えたガスを含む雰囲気を準備しておき、脱炭及び窒化を同時に行う。ここで、温度T2は、温度T1が800°C未満であれば850°C~950°Cの範囲内の温度であり、温度T1が800°C以上であれば800°C~950°Cの範囲内の温度である。また、温度T1及び温度T2のそれぞれに15秒間以上保持することが好ましい。温度T1での焼鈍及び温度T2での焼鈍のいずれにおいても、脱炭、一次再結晶、及び窒化が生じるが、温度T1での焼鈍は主として窒化に寄与し、温度T2での焼鈍は主として一次再結晶の発現に寄与する。温度T1が700°C未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒一次再結晶粒が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。一方、温度T1が950°Cを超えていると、一次再結晶粒が大きすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。また、温度T1が800°C未満の場合に温度T2が850°C未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒一次再結晶粒が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。同様に、温度T1が800°C超であっても、温度T2が800°C未満であると、一次再結晶により得られる結晶粒一次再結晶粒が小さすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。一方、温度T2が950°Cを超えていると、一次再結晶粒が大きすぎて、後の二次再結晶が十分に発現しない。また、温度T1が700°C未満であるか、温度T1及び温度T2が950°Cを超えていると、鋼板の内部まで窒素が拡散しにくく、後の二次再結晶が十分に発現しない。また、温度T1及びT2での各保持時間が15秒間未満であると、窒化が不十分になったり、一次再結晶粒が小さすぎたりすることがある。特に、温度T1での保持時間が15秒間未満であると、窒化が不十分になりやすく、温度T2での保持時間が15秒間未満であると、十分な大きさの一次再結晶粒を得にくくなる。なお、温度T2を温度T1と等しくてもよい。つまり、温度T1が800°C以上であれば、温度T1での焼鈍及び温度T2での焼鈍を継続して行ってもよい。また、温度T1と温度T2とを相違させる場合、温度T1を窒化に好適な温度とし、温度T2を一次再結晶の発現に好適な温度とすることが好ましい。このように温度T1及び温度T2を設定すれば、磁束密度をより高め、磁束密度のばらつきをより抑制することが可能となる。例えば、温度T1を700°C~850°Cの範囲内の温度に設定し、温度T2を850°C~950°Cの範囲内の温度に設定することが好ましい。温度T1が700°C~850°Cの範囲内にあれば、鋼板の表面に侵入してきた窒素を特に効果的に鋼板の中心部まで拡散させることが可能である。従って、二次再結晶が十分に発現し、良好な磁気特性が得られる。また、温度T2が850°C~950°Cの範囲内にあれば、一次再結晶粒を特に好ましい大きさに調整することが可能である。従って、二次再結晶が十分に発現し、良好な磁気特性が得られる。脱炭窒化焼鈍の後には、脱炭窒化鋼板の表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布し、脱炭窒化鋼板をコイル状に巻き取る。そして、コイル状の脱炭窒化鋼板にバッチ式の仕上焼鈍を行うことにより、コイル状の仕上焼鈍鋼板を得るステップS7。仕上焼鈍により、二次再結晶が生じる。その後、コイル状の仕上焼鈍鋼板の巻き解き、及び焼鈍分離剤の除去を行う。続いて、仕上げ焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とした被覆液を塗布し、この焼付けを行って絶縁被膜を形成するステップS8。このようにして方向性電磁鋼板を製造することができる。なお、熱間圧延の対象とする鋼は、溶鋼の鋳造により得られるスラブに限定されず、所謂薄スラブを用いてもよい。また、薄スラブを用いる場合、必ずしも1250°C以下のスラブ加熱を行わなくてもよい。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。第1の実験先ず、Si:3.1質量、C:0.06質量、Mn:0.10質量、酸可溶性Al:0.029質量、N:0.008質量、S:0.0060質量、及びP:0.030質量を含有し、更に、表1に示す量のTi及びCuを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる15種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、1150°Cで鋼塊の焼鈍を1時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが2.3mmの熱間圧延鋼板を得た。続いて、1100°Cで熱間圧延鋼板の焼鈍を120秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが0.23mmの冷間圧延鋼板を得た。続いて、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍脱炭窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、800°C~840の温度T1で40秒間の焼鈍を行った後、870°Cで70秒間の焼鈍を行った。その後、脱炭窒化鋼板の表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、1200°Cで20時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、仕上焼鈍鋼板を水洗し、その後、幅が60mm、長さが300mmの単板磁気測定用サイズに剪断した。次いで、仕上焼鈍鋼板の表面にリン酸アルミニウム及びコロイダルシリカを主成分とする被覆液を塗布し、この焼付けを行って絶縁被膜を形成した。このようにして、方向性電磁鋼板の試料を得た。そして、各方向性電磁鋼板の磁束密度B8を測定した。磁束密度B8は、上述のように、50Hzにて800A/mの磁場が印加されたときに、方向性電磁鋼板に発生する磁束密度である。なお、試料毎に、5枚の測定用の単板試料の磁束密度B8を測定した。そして、試料毎に、平均値平均B8、最高値B8max、及び最低値B8minを求めた。更に、最高値B8maxと最低値B8minとの差ΔB8も求めた。差ΔB8は、磁気特性の変動幅を示す指標である。これらの結果をTi含有量及びCu含有量と共に表1示す。また、平均値平均B8及び差ΔB8に基づく評価結果を図1に示す。上述のように、図1中の○印は、平均値平均B8が1.90T以上であり、かつ差ΔB8が0.030T以下であったことを示す。また、図1中の●は、平均値平均B8が1.90T未満であったか、差ΔB8が0.030Tを超えていたことを示す。表1及び図1に示すように、Ti含有量及びCu含有量が本発明範囲内にある試料No.2~No.4、No.6~No.9、及びNo.11~No.15では、平均値平均B8が1.90T以上と大きく、差ΔB8が0.030T以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。特に、Ti含有量質量を[Ti]、Cu含有量質量を[Cu]と表したとき、20×[Ti][Cu]≦0.18の関係が成り立つ試料No.11、No.13、及びNo.15において、平均値平均B8及び差ΔB8のバランスが良好であった。その中でも、10×[Ti][Cu]≦0.07の関係が成り立つ試料No.15において、平均値平均B8及び差ΔB8のバランスが極めて良好であった。一方、Ti含有量が0.0020質量未満、かつCu含有量が0.010質量未満の試料No.1では、差ΔB8が0.030T超と大きかった。つまり、磁気特性のばらつきが大きかった。また、Ti含有量が0.010質量を超える試料No.5、及びCu含有量が0.50質量を超える試料No.10では、析出物が多量に含まれ、仕上焼鈍に影響を及ぼした結果、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。つまり、十分に高い磁気特性が得られなかった。第2の実験先ず、Si:3.1質量、C:0.04質量、Mn:0.10質量、酸可溶性Al:0.030質量、N:0.003質量、S:0.0055質量、及びP:0.028質量を含有し、更に、表2に示す量のTi及びCuを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる3種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、1150°Cで鋼塊の焼鈍を1時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが2.3mmの熱間圧延鋼板を得た。続いて、1090°Cで熱間圧延鋼板の焼鈍を120秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが0.23mmの冷間圧延鋼板を得た。続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍脱炭窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、800°Cで50秒間の焼鈍を行った後、表2に示す温度T2での焼鈍を80秒間行った。その後、脱炭窒化鋼板の表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、1200°Cで20時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、第1の実験と同様にして、水洗から絶縁被膜の形成までの処理を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。そして、第1の実験と同様にして、試料毎に、平均値平均B8、最高値B8max、最低値B8min、及び差ΔB8を求めた。これらの結果をTi含有量、Cu含有量、及び温度T2と共に表2に示す。表2に示すように、Ti含有量、Cu含有量、及び温度T2が本発明範囲内にある試料No.27~No.29、及びNo.32~No.34では、平均値平均B8が1.90T以上と大きく、差ΔB8が0.030T以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。一方、Ti含有量が0.0020質量未満、かつCu含有量が0.010質量未満の試料No.21~No.25では、差ΔB8が0.030T超と大きかった。つまり、磁気特性のばらつきが大きかった。また、温度T2が800°C未満の試料No.26及びNo.31では、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。温度T2が950°C超の試料No.30及びNo.35では、差ΔB8が0.030T超と大きく、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。第3の実験先ず、Si:3.1質量、C:0.04質量、Mn:0.10質量、酸可溶性Al:0.030質量、N:0.003質量、S:0.0055質量、P:0.028質量、Ti:0.0025質量、及びCu:0.028質量を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる9種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、1150°Cで鋼塊の焼鈍を1時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが2.3mmの熱間圧延鋼板を得た。続いて、1070°Cで熱間圧延鋼板の焼鈍を120秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが0.23mmの冷間圧延鋼板を得た。続いて、冷間圧延鋼板から焼鈍用の鋼板を切り出し、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍脱炭窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、表3に示す680°C~860°Cの範囲内の温度T1で20秒間の焼鈍を行った後、表3に示す830°C~960°Cの範囲内の温度T2での焼鈍を90秒間行った。その後、脱炭窒化鋼板の表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、1200°Cで20時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、第1の実験と同様にして、水洗から絶縁被膜の形成までの処理を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。そして、第1の実験と同様にして、試料毎に、平均値平均B8、最高値B8max、最低値B8min、及び差ΔB8を求めた。これらの結果を温度T1、温度T2と共に表3に示す。温度T1及び温度T2が本発明範囲内にある試料No.42~No.45、及びNo.48では、平均値平均B8が1.90T以上と大きく、差ΔB8が0.030T以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。更に、温度T1が700°C~850°Cの範囲内にあり、温度T2が850°C~950°Cの範囲内にある試料No.42~No.44、及びNo.48では、平均値平均B8が1.91T以上と特に大きく、差ΔB8が0.025T以下と特に小さかった。一方、温度T1が700°C未満の試料No.41では、差ΔB8が0.030T超と大きく、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。温度T2が800°C未満の試料No.46でも、差ΔB8が0.030T超と大きく、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。また、温度T2が950°C超の試料No.49でも、差ΔB8が0.030T超と大きく、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。更に、温度T1が800°C未満であり、かつ温度T2が850°C未満の試料No.47では、平均値平均B8が1.90T未満と小さかった。第4の実験先ず、Si:3.2質量、C:0.048質量、Mn:0.08質量、酸可溶性Al:0.028質量、N:0.004質量、S:0.0061質量、P:0.033質量、Ti:0.0024質量、及びCu:0.029質量を含有し、更に、表4に示す量のCr及びSnを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる10種類の鋼塊を、真空溶解炉を用いて作製した。次いで、1100°Cで鋼塊の焼鈍を1時間行い、その後、熱間圧延を行って厚さが2.3mmの熱間圧延鋼板を得た。続いて、1100°Cで熱間圧延鋼板の焼鈍を120秒間行って焼鈍鋼板を得た。次いで、焼鈍鋼板の酸洗いを行い、その後、焼鈍鋼板の冷間圧延を行って厚さが0.23mmの冷間圧延鋼板を得た。続いて、水蒸気、水素、窒素、及びアンモニアを含有するガス雰囲気中で冷間圧延鋼板の脱炭焼鈍及び窒化焼鈍脱炭窒化焼鈍を行って脱炭窒化鋼板を得た。この脱炭窒化焼鈍では、800°C~840の温度T1で30秒間の焼鈍を行った後、860°Cで80秒間の焼鈍を行った。その後、脱炭窒化鋼板の表面にMgOを主成分とする焼鈍分離剤を水スラリーにて塗布した。そして、1200°Cで20時間の仕上焼鈍を行って仕上焼鈍鋼板を得た。続いて、第1の実験と同様にして、水洗から絶縁被膜の形成までの処理を行い、方向性電磁鋼板の試料を得た。そして、第1の実験と同様にして、試料毎に、平均値平均B8、最高値B8max、最低値B8min、及び差ΔB8を求めた。これらの結果をCr含有量及びSn含有量と共に表4に示す。表4に示すように、試料No.51~60のいずれにおいても、平均値平均B8が1.90T以上と大きく、差ΔB8が0.030T以下と小さかった。つまり、高い磁気特性が得られ、磁気特性のばらつきが小さかった。その中でも、0.010質量~0.20質量のCr、及び/又は、0.010質量~0.20質量のSnを含有する試料No.52、No.53、No.55、No.56、No.58~No.60では、平均値平均B8が1.91T以上と特に大きく、差ΔB8が0.025T以下と特に小さかった。