TWI642795B - 無方向性電磁鋼板之製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明係一種無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，在將以mass%含有C：0.0050%以下、Si：4.0%以下、Mn：0.03~3.0%、P：0.1%以下、Se：0.0010%以下、Al：3.0%以下、Ni：3.0%以下、Cr：5.0%以下、Ti：0.003%以下及Nb：0.003%以下的鋼板，進行熱軋，再因應必要而進行熱軋退火，而進行冷軋，再施以加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法中，將在上述加工退火之加熱，在以誘導加熱進行加熱之後，由以輻射加熱進行加熱之2段加熱加以進行，且，由上述誘導加熱，以平均升溫速度50℃/sec以上而加熱在600~740℃間者，可安定得到高磁束密度之無方向性電磁鋼板之製造方法。

Description

無方向性電磁鋼板之製造方法
本發明係有關無方向性電磁鋼板之製造方法，特別是有關具有高磁束密度的無方向性電磁鋼板之製造方法。
近年，從保護地球環境之觀點，加以推進省能源化，而在電性機器的領域中，係加以指向高效率化或小型化。伴隨於此，對於作為電性機器之鐵心材料而被廣泛使用之無方向性電磁鋼板，係成為強烈期望高磁束密度化或低鐵損化。
對於為了提高無方向性電磁鋼板之磁束密度，係知道有改善製品板之集合組織，即降低{111}方位粒，以及使{110}方位粒或{100}方位粒增加者則為有效。因此，以往，在無方向性電磁鋼板之製造工程中，係加以進行加大冷軋前之結晶粒徑，以及冷軋壓下率作為最佳化而改善集合組織，提高磁束密度者。
作為控制製品板之集合組織的其他方法，係可舉出提高再結晶退火之加熱速度者。此方法係在方向性 電磁鋼板之製造常被使用的技術，當提高脫碳退火(一次再結晶退火)之加熱速度時，依據脫碳退火後之鋼板的{110}方位粒則增加，加工退火後的鋼板之2次再結晶粒則產生微細化而加以改善鐵損情況者(例如，參照專利文獻1)。
另外，在無方向性電磁鋼板，亦加以提案：由提高再結晶退火(加工退火)之加熱速度者，改善集合組織，使磁速密度提升之技術(例如，參照專利文獻2~5)。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本特開平01-290716號公報
[專利文獻2]日本特開平02-011728號公報
[專利文獻3]日本特開2011-256437號公報
[專利文獻4]日本特開2012-132070號公報
[專利文獻5]日本特開2013-010982號公報
但上述專利文獻1係有關方向性電磁鋼板之技術之故，而無法直接適用於無方向性電磁鋼板。
另外，在上述專利文獻2所提案之技術係雖實施急速 加熱，但如根據發明者們之驗證時，對於適用未在專利文獻2而採用之誘導加熱之情況，係明確了解到磁束密度提升效果則無法安定加以得到。
另外，在專利文獻3所提案之技術係使用誘導加熱之技術，但當發明者們所驗證時，仍然無法得到安定之磁束密度提升效果。另外，在此技術中，係急速加熱後，成為必須冷卻與再加熱之故，而有製造成本或設備成本變高之問題。
另外，在專利文獻4及5所提案之技術係以通電加熱而進行急速加熱。但通電加熱係在導體滾輪與鋼板之間產生有火花而容易產生表面缺陷之故，對於適用於無方向性電磁鋼板之加工退火係有問題。
本發明係有鑑於以往技術所抱持之上述問題點所作為之構成，其目的係提供：將在加工退火之加熱，即使以誘導加熱進行急速加熱，亦可安定得到高磁束密度之無方向性電磁鋼板之製造方法。
本發明者們係朝向解決上述課題，著眼於在加工退火之加熱條件，特別是誘導加熱與輻射加熱的條件而重複進行銳意檢討。其結果，將在加工退火之加熱，在以誘導加熱進行加熱之後，由以輻射加熱進行加熱之2段加熱加以進行，且由以上述誘導加熱，以平均升溫速度50℃/sec以上而加熱在600~740℃間之情況，則發現對於 磁束密度之提升為有效，進而開發本發明。
即，本發明係提案：在含有C：0.0050mass%以下、Si：4.0mass%以下、Mn：0.03~3.0mass%、P：0.1mass%以下、S：0.005mass%以下、Se：0.0010mass%以下、Al：3.0mass%以下、N：0.005mass%以下、Ni：3.0mass%以下、Cr：5.0mass%以下、Ti：0.003mass%以下、Nb：0.003mass%以下及O：0.005mass%以下，將殘留部具有Fe及不可避不純物所成之成分組成的鋼板進行熱軋，再進行熱軋板退火或者未施以熱軋板退火，而進行冷軋，再施以加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法中，將在上述加工退火之加熱，在以誘導加熱進行加熱之後，由以輻射加熱進行加熱之2段加熱加以進行，且由上述誘導加熱，以平均升溫速度50℃/sec以上而加熱在600~740℃間者作為特徵之無方向性電磁鋼板之製造方法。
本發明之上述無方向性電磁鋼板之製造方法，係其特徵為將上述輻射加熱後之均熱溫度作為900~1100℃者。
另外，本發明之上述無方向性電磁鋼板之製造方法，係其特徵為將鋼板溫度作為180℃以下而進行在上述冷軋之最終冷軋者。
另外，本發明之上述無方向性電磁鋼板之製造方法，係其特徵為將在上述冷軋之最終冷軋前之鋼板的鐵氧體粒徑作為70μm以下者。
另外，使用於本發明之上述無方向性電磁鋼板之製造方法之上述鋼板，係其特徵為加上述成分組成，更加地含有選自Sn：0.005~0.20mass%及Sb：0.005~0.20mass%之中1種或2種者。
另外，使用於本發明之上述無方向性電磁鋼板之製造方法之上述鋼板，係其特徵為加上述成分組成，更加地含有選自Ca：0.0001~0.010mass%、Mg：0.0001~0.010mass%及REM：0.0001~0.010mass%之中1種或2種以上者。
如根據本發明，成為可安定提供具有高磁束密度之無方向性電磁鋼板者。
圖1係顯示600~740℃間之升溫速度則對於磁束密度B50帶來影響之圖表。
圖2係顯示600~740℃間之升溫速度與Se含有量則對於磁束密度B50帶來影響之圖表。
首先，對於成為開發本發明之契機的實驗加以說明。
在實驗室溶解含有C：0.0023mass%、Si：1.2mass%、Mn：0.30mass%、P：0.05mass%、S：0.0015mass%、Se：0.0001mass%、Al：0.0005mass%、N：0.0018mass%、Ni：0.01mass%、Cr：0.01mass%、Ti：0.0012mass%、Nb：0.0004mass%及O：0.0019mass%的鋼，做成鋼塊之後，進行熱軋而做成板厚2.2mm之熱軋板。此熱軋板係完全地進行再結晶，鐵氧體粒徑係40μm。
接著，在酸洗上述熱軋板之後，控制冷軋時之鋼板溫度(滾壓機之出側溫度)為160℃以下而進行冷軋，作為最終板厚度0.35mm之冷軋板，之後，施以900℃×10sec之加工退火(再結晶退火)。在上述加工退火中，以誘導加熱而進行自室溫至740℃為止之加熱，而室溫~600C間之平均升溫溫度係20℃/sec、600~740℃間之平均升溫溫度係調整輸出而使其變化在20~400℃/sec之範圍。另外，上述誘導加熱結束後，接著以電性爐進行輻射加熱，而自輻射加熱開始溫度至900℃為止係以平均升溫速度10℃/sec進行加熱。然而，上述加工退火的環境係以vol%比做成H2：N2=20：80、露點-20℃(PH2O/PH2=0.006)。
自如此所得到之加工退火板，採取180mm×30mm之試驗片，以依據JIS C2550-1(2011)之愛普斯坦試驗而測定磁束密度B50，評估磁性特性。
圖1係顯示600~740℃間之平均升溫速度則對於磁束密度B50帶來影響之圖表。從此圖，了解到由將升 溫速度作為50℃/sec以上者，磁束密度則上升者。另外，在調查上述測定後的試驗片之集合組織時，了解到磁束密度為高者係{111}強度變低。從此結果，磁性特性提升的理由係認為由提高升溫速度者而加以抑制{111}粒之再結晶，而加以促進{110}粒、{100}粒之再結晶之故。從以上的情況，600~740℃間之平均升溫速度係做成50℃/sec以上。
但依據上述的結果，更持續進行實驗時，了解到對於磁性特性有著不均。為了調查其原因，而調查磁性特性差之樣本的組織，析出物時，於晶界析出有MnSe，而推測阻礙粒成長性之情況。
因此，為了對於磁性特性帶來Se含有量之影響進行調查，在實驗室溶解含有C：0.0022mass%、Si：1.4mass%、Mn：0.50mass%、P：0.06mass%、S：0.0019mass%、Al：0.0008mass%、N：0.0017mass%、Ni：0.01mass%、Cr：0.01mass%、Ti：0.0017mass%、Nb：0.0006mass%及O：0.0021mass%，使Se之添加量在0.0001~0.002mass%之範圍進行變化的鋼，做成鋼塊之後，進行熱軋而做成板厚2.3mm之熱軋板。此熱軋板係完全地進行再結晶，鐵氧體粒徑係30μm。
接著，在酸洗上述熱軋板之後，將冷軋機出側的板溫作為160℃以下，滾壓至0.35mm厚度，再施以920℃×10sec之加工退火。至上述加工退火之740℃的加熱係以誘導加熱裝置加以進行，而室溫~600℃為止之平均 升溫溫度係作為20℃/sec，600~740℃間之平均升溫溫度係調整輸出而使其變化為20℃/sec與200℃/sec之2水準。持續，740℃以上之加熱係以電性爐加以進行，而740℃至920℃間之平均升溫溫度係做成10℃/sec。然而，上述加工退火時的環境係以vol%比做成H2：N2=20：80、露點-20℃(PH2O/PH2=0.006)。
自如此所得到之加工退火板，採取180mm×30mm之試驗片，以依據JIS C2550-1(2011)之愛普斯坦試驗而測定磁束密度B50，評估磁性特性。
於圖2顯示對於磁束密度B50帶來之升溫速度與Se含有量的影響。從此圖，了解到600~740℃間之平均升溫速度為200℃/sec，且Se含有量則在0.0010mass%以下的範圍，磁束密度則提升，即，急速加熱的磁束密度提升效果係Se則在0.0010mass%以下而加以得到。
對於此理由係雖未充分了解，但認為如以下所述。
在誘導加熱中，從在700℃以上之加熱效率產生下降之情況，在此溫度域之升溫速度係成為與直接通電加熱比較為小。因此，在700℃以上之溫度域，Se系析出物則成為容易析出於晶界，而此析出物則阻礙之後的輻射加熱時之粒成長性之故，加以抑制對於磁性特性理想之方位之{100}、{110}粒的粒成長，而認為無法得到磁束密度提升效果。
從以上的情況，以誘導加熱進行急速加熱之情況係明確了解到極力降低Se者則為重要。
本發明係依據上述的見解而開發之構成。
接著，對於本發明之無方向性電磁鋼板(製品板)之成分組成加以說明。
C：0.0050mass%以下
C係在製品板中，引起磁性時效而形成碳化物，使鐵損劣化之有害物質。因此，為了抑制上述磁性時效，C係限制為0.0050mass%以下。理想係0.0001~0.0040mass%之範圍。
Si：4.0mass%以下
Si係使鋼的比阻抗增加，有著降低鐵損的效果之故，添加1.0mass%以上者為佳。但超過4.0mass%之添加係將滾壓作為困難之故，上限係作為4.0mass%。從重視製造性的觀點，係作為3.5mass%以下為佳。另外，Si係降低鐵損，但亦降低磁束密度之故，而對於重視磁束密度之情況係作為3.0mass%以下為佳，而更理想為係作為2.0mass%以下者為佳。
Mn：0.03~3.0mass%
Mn係除了固定S而防止熱脆性之效果以外，有著提高鋼的比阻抗而降低鐵損的效果。對於為了得到上述效果，係必須添加0.03mass%以上。另一方面，當超過3.0mass%時，磁束密度的降低則變為顯著。因而，Mn係作 為0.03~3.0mass%之範圍。理想係0.05~1.0mass%之範圍。
P：0.1mass%以下
P係使用於鋼的硬度(打穿性)之調整的元素。但當超出0.1mass%而添加時，鋼則產生脆化，而進行滾壓則變為困難之故，P的上限係作為0.1mass%。理想係為0.08mass%以下。
Al：3.0mass%以下
Al係與Si同樣，有著提高鋼的比阻抗，而降低鐵損的效果。上述效果係因在0.01mass%以上之添加而成為顯著之故，作為0.01mass%以上添加者為佳。但當超過3.0mass%時，鋼則產生硬質化，而滾壓變為困難之故，上限係限制為3.0mass%。理想係為2.0mass%以下。
Ni：3.0mass%以下
Ni係對於鋼的強度調整或磁束密度的提升為有效的元素。但Ni係高價的元素，而超出3.0mass%之添加係招致原料成本之上升之故，上限係作為3.0mass%。理想係為1.0mass%以下。
Cr：5.0mass%以下
Cr係有著提高鋼的比阻抗，而降低鐵損的效果。但 超出5.0mass%之添加係招致碳氮化物的析出，反而使鐵損惡化之故，Cr之上限係作為5.0mass%。理想係為2.0mass%以下。
Ti：0.003mass%以下、Nb：0.003mass%以下
Ti及Nb係成為碳氮化物之細微析出物而析出，而使鐵損增加的有害物質，任一之元素均超過0.003mass%時，此不良影響則變為顯著。因此，此等元素係將各上限，限制為0.003mass%。然而，對於Ti及Nb係為了固定氮而意圖性地加以添加亦可，但在此情況係有必要收在上述範圍內。
Se：0.0010mass%以下
Se係如前述，從形成MnSe而析出於晶界，而阻礙急速加熱之加工退火時的粒成長性之有害元素之情況，將上限限制為0.0010mass%。理想係為0.0005mass%以下。
S：0.005mass%以下、N：0.005mass%以下及O：0.005mass%以下
S、N及O係形成硫化物或氮化物，氧化物等之細微析出物，而使鐵損惡化之有害元素。特別是上述元素之含有量當超過0.005mass%時，不良影響變為顯著之故，而將各自之上限，作為0.005mass%。理想係各自為0.003mass%以下。
本發明之無方向性電磁鋼板係可加上於上述成分，而更含有以下的成分。
選自Sn：0.005~0.20mass%及Sb：0.005~0.20mass%之中1種或2種。
Sn及Sb係有著改善再結晶集合組織，而改善磁束密度與鐵損之效果。對於為了得到上述效果，係各添加0.005mass%以上為佳。但即使超過0.20mass%而添加，上述效果亦為飽和。因而，Sn，Sb係各自以0.005~0.20mass%之範圍加以添加者為佳。更理想係各自為0.01~0.10mass%之範圍。
選自Ca：0.0001~0.010mass%，Mg：0.0001~0.010mass%及REM：0.0001~0.010mass%之中1種或2種以上。
Ca、Mg及REM係有形成S或與Se安定之硫化物或硒化物而固定，改善粒成長性的效果。對於為了得到上述效果，各自添加0.0001mass%以上者為佳。但當超過0.010mass%而添加時，反而鐵損產生劣化之故，而上限係作為0.010mass%者為佳。更理想係各自為0.001~0.005mass%之範圍。
接著，對於本發明之無方向性電磁鋼板之製造方法加以說明。
由轉爐-真空脫氣處理等，通常公知的精煉處理，熔製調整為上述所說明之成分組成的鋼之後，以連續鑄造法等之通常公知的方法而作為鋼素材(鋼胚)。
接著，進行熱軋。對於先行於上述熱軋鋼胚之再加熱溫度，或在熱軋之加工滾壓結束溫度，卷繞溫度等係未特別限制，但從確保磁性特性與生產性的觀點，再加熱溫度係作為1000~1200℃、而加工滾壓結束溫度係作為700~900℃、卷繞溫度係作為600~800℃之範圍者為佳。
接著，上述熱軋後的鋼板(熱軋板)係因應必要而施以熱軋退火之後，進行1次或夾著中間退火之2次以上的冷軋，作為最終板厚之冷軋板。
在此，在本發明為重要的事係對於為了提高本發明之效果，將在最終冷軋前之鋼板組織(最終冷軋前組織)之鐵氧體粒徑作為70μm以下者為佳，而作為50μm以下者為更佳。在此，上述鐵氧體粒徑係以切斷法而求得在鋼板之剖面組織的厚度方向之粒徑的平均粒徑。
如上述，對於最終冷軋前之鋼板組織之鐵氧體粒徑則作為70μm以下為佳之理由，本發明者們係認為如以下所述。
在加工退火中，具有{111}方位之再結晶粒係自最終冷軋前之鋼板組織的晶界附近而生成之故，當最終冷軋前組織之鐵氧體粒徑為小時，冷軋‧再結晶後之組織中的{111}再結晶粒則變多。因此，在加工退火之粒成長時，{100}粒則成為容易吞噬{111}粒，而認為結果，經由急速加熱之{111}降低効果則變為顯著之故。
在此，對於為了將最終冷軋前之鐵氧體粒徑作為70μm以下，係省略熱軋退火或中間退火者為佳， 另外，對於進行之情況，係盡可能將退火溫度作為低溫化者為佳。但從防止隆起之觀點，最終冷軋前鋼板的再結晶率係作為80%以上者為佳。然而，熱軋板退火或中間退火之低溫化或省略係亦有加以謀求製造成本之降低的優點。
另外，在上述1次的冷軋或夾著中間退火之2次以上的冷軋之最終冷軋，係將冷軋機出側的鋼板溫度作為180℃以下而進行者為佳。更理想係160℃以下。此理由係如以下所述。
由進行提高冷軋時之溫度的溫軋者，在再結晶退火中，{100}粒則擴大情況則為一般所了解，但冷軋時之溫度為低之情況係在再結晶退火中，相對性地{111}粒則擴大之故，而對於如以通常之加工退火所進行之升溫溫度為慢之情況，在再結晶後，{111}粒則優先性地擴大。但由提高至再結晶結束為止之升溫速度者，加以抑制{111}粒之再結晶，而再結晶粒之中的{110}粒或{100}粒之比率則增加。此{110}粒或{100}粒則在之後的均熱時，吞噬{111}粒，由優先性地產生粒成長者，磁束密度則提升。
另一方面，在提高冷軋時之溫度情況中，亦由提高升溫速度者，{110}粒或{100}粒則成為容易產生再結晶。但冷軋時之溫度為高之故，當與滾壓溫度為低之情況做比較時，在再結晶後所產生之{111}粒的比率則變少之故，在之後之均熱過程中，{110}粒或{100}粒所吞噬之{111}粒的比例則變少，成為無法認為磁束密度之提升。
經由以上，對於將冷軋時之溫度(冷軋機出側的鋼板 溫度)做成180℃以下之情況，可享受對於加工退火時適用急速加熱的效果。
接著，作為特定之最終板厚的冷軋板係之後，施以加工退火，但在本發明中，將上述加工退火之加熱，以誘導加熱進行加熱之後，由以輻射加熱進行加熱之2段加熱而進行者作為必須之條件。
上述誘導加熱係作為電磁線圈式者為佳。電磁線圈式係因加熱效率為高，對於板寬方向之溫度均一性優越之優點之故。
接著，對於在上述加工退火的誘導加熱條件加以說明。
上述之誘導加熱係在加工退火之加熱過程的前段使用，但對於為了得到本發明之效果，係由將600~740℃之平均升溫速度作為50℃/sec以上之必要。更理想之升溫速度係為100℃/sec以上。升溫速度的上限係雖未特別規定，但從抑制設備成本之觀點，作為1000℃/sec以下者為佳。然而，不足600℃之溫度範圍的平均升溫速度係雖無特別規定，但從生產性的觀點，作為10℃/sec以上者為佳。另外，經由誘導加熱之加熱的到達溫度(結束溫度)之上限係從抑制設備成本之觀點，作為780℃以下者為佳。
然而，上述誘導加熱係分割成複數而進行亦可。另外，為了削減誘導加熱之設備成本，而在誘導加熱之前，以輻射加熱將鋼板進行預熱，僅適用於急速加熱溫 度範圍亦可，但對於此情況，從防止回復之觀點，預熱溫度之上限係作為500℃以下者為佳。
接著，對於持續於上述誘導加熱之輻射加熱條件加以說明。
上述之誘導加熱結束後係以輻射加熱，至特定之均熱溫度為止進行加熱。從誘導加熱結束至輻射加熱開始為止之時間係無特別加以限制，但從生產性的觀點，作為10sec以下者為佳。更理想係5sec以下、而更理想之範圍係3sec以下。
另外，從促進經由急速加熱的{110}方位粒或{100}方位粒之再結晶的觀點，在自誘導加熱結束至輻射加熱開始為止之間，使鋼板溫度下降至700℃以下者為佳。此條件係在適用本發明之前，通板在虛擬線圈等於退火爐，由提高誘導加熱爐與輻射加熱爐之間的爐壁溫度者而可容易地滿足。然而，經由輻射加熱之加熱速度係從促進再結晶之觀點，作為5℃/sec以上者為佳。此條件係如為一般的輻射加熱爐時，可容易地滿足。
然而，在本發明之「輻射加熱」係指意味以來自輻射管或電性加熱器等之發熱體的輻射，加熱鋼板之方式，而如由僅來自爐壁的輻射進行加熱之加熱方式係除外。使用未採用輻射管或電性加熱器等之發熱體之加熱法亦可，但如考慮工業性之生產性時，為非現實性之故。
另外，由輻射加熱進行加熱之後的均熱溫度係作為900~1100℃之範圍為佳。在均熱溫度不足900℃之 中，粒成長則為困難，另一方面，當均熱溫度超過1100℃時，因對於磁性特性產生有有害的方位粒之虞之故。然而，對於均熱時間係從與均熱溫度同樣的觀點，作為1~60sec之範圍者為佳。
另外，在上述加工退火的環境係作為非氧化性環境或還原性環境者為佳，例如，乾燥氮環境或者PH2O/PH2則作為0.1以下的氫氮混合環境者則為最佳。
上述加工退火後之鋼板係之後，因應必要而塗層絕緣被膜之後，作為製品板。作為上述絕緣被膜係因應目的而可使用公知的有機、無機、有機‧無機混合塗層之任一。
[實施例]
將具有表1所示之各種成分組成的鋼板，以1100℃進行20分鐘再加熱之後，進行將加工滾壓結束溫度作為750℃之熱軋，作為板厚2.5mm的熱軋板，以630℃之溫度進行卷繞。接著，以各種溫度施以30sec間保持之熱軋板退火之後，或者未施以而進行酸洗，進行冷軋而做成表2所示之最終板厚的冷軋板。此時，使最終冷軋之出側溫度，以80~240℃之範圍進行種種變化。然而，最終冷軋前的鋼板之再結晶率係完全為100%。
之後，由組合電磁線圈式之誘導加熱爐與輻射管式之輻射加熱爐而進行加熱之連續退火設備，施以表2所示之均熱溫度之加工退火。此時，上述加工退火的加熱係在 600~740℃間，以誘導加熱而使平均升溫速度做種種變化進行加熱，而除此以外的範圍係以經由輻射管輻射加熱進行。
然而，至經由輻射加熱爐之均熱溫度為止之平均升溫溫度係做成18℃/sec。另外，從誘導加熱結束至輻射加熱開始為止之時間係做成均3sec以內、而從誘導加熱結束至輻射加熱開始為止之溫度低下係全做成10℃以內。另外，誘導加熱爐的環境係作為乾燥氮，持續之輻射加熱爐的環境係以vol%比做成H2：N2=20：80、露點：-40℃(PH2O/PH2=0.001)。之後，塗佈絕緣被膜而做成製品板。
從如此得到之製品板，將180mm×30mm之愛普斯坦試驗片，自L，C方向採取，以依據JIS C2550-1(2011)之愛普斯坦試驗片，測定磁性特性(鐵損W15/50、磁束密度B50)，而其結果示於表2。
自表2，以適合於本發明之條件而製造的鋼板係了解到均具有優越的磁性特性。特別是對於將冷軋前組織之鐵氧體粒徑作為70μm以下，將冷軋時之鋼板溫度做成180℃以下之情況，係了解到磁束密度B50則有大提升者。

Claims (9)

  1. 一種無方向性電磁鋼板之製造方法，係在含有C：0.0050mass%以下、Si：4.0mass%以下、Mn：0.03~3.0mass%、P：0.1mass%以下、S：0.005mass%以下、Se：0.0005(唯排除0.0005mass%)mass%以下、Al：3.0mass%以下、N：0.005mass%以下、Ni：3.0mass%以下、Cr：5.0mass%以下、Ti：0.003mass%以下、Nb：0.003mass%以下及O：0.005mass%以下，將殘留部具有Fe及不可避不純物所成之成分組成的鋼板進行熱軋，再進行熱軋板退火或者未施以熱軋板退火，而進行冷軋，再施以加工退火之無方向性電磁鋼板之製造方法中，其特徵為將在上述加工退火之加熱，在以誘導加熱進行加熱之後，由以輻射加熱進行加熱之2段加熱加以進行，且由上述誘導加熱，以平均升溫速度50℃/sec以上，400℃/sec以下而加熱在600~740℃間，此時，誘導加熱終了至輻射加熱開始之期間，不將鋼板溫度下降至700℃以下者。
  2. 如申請專利範圍第1項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將上述輻射加熱後之均熱溫度作為900~1100℃。
  3. 如申請專利範圍第1項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將鋼板溫度作為180℃以下而進行在上述冷軋之最終冷軋。
  4. 如申請專利範圍第2項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將鋼板溫度作為180℃以下而進行在上述冷軋之最終冷軋。
  5. 如申請專利範圍第1項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將在上述冷軋之最終冷軋前的鋼板的鐵氧體粒徑作為70μm以下。
  6. 如申請專利範圍第2項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將在上述冷軋之最終冷軋前的鋼板的鐵氧體粒徑作為70μm以下。
  7. 如申請專利範圍第3項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將在上述冷軋之最終冷軋前的鋼板的鐵氧體粒徑作為70μm以下。
  8. 如申請專利範圍第4項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，將在上述冷軋之最終冷軋前的鋼板的鐵氧體粒徑作為70μm以下。
  9. 如申請專利範圍第1項至第8項任一項記載之無方向性電磁鋼板之製造方法，其中，上述鋼板，係除了上述成分組成，更加含有選自Sn：0.005~0.20mass%、Sb：0.005~0.20mass%、Ca：0.0001~0.010mass%、Mg：0.0001~0.010mass%及REM：0.0001~0.010mass%之中1種或2種者。
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