C:00030質量以上002質量未満、Si:2質量以下、Mn:005~05質量、P:001質量以下、S:0005質量以下、Al:0002~001質量およびN:001質量以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつオーステナイト相となる温度まで加熱され、このオーステナイト相の状態から室温まで冷却して得られた組織になる板厚中央層と、C:00030~002質量、Si:2質量超75質量以下、Mn:005~05質量、P:001質量以下、S:0005質量以下、Al:0002~001質量およびN:001質量以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつフェライト単相からなる表層よりなるクラッド型の電磁鋼板であって、該表層が内部応力として50~150MPaの面内引張応力を有することを特徴とする電磁鋼板。表面から板厚10深さまでの平均Si濃度を50~65質量としたことを特徴とする請求項1に記載の電磁鋼板。直流磁化力800Amで磁化したときの磁束密度B8が13T以上、限界曲げ半径が5mm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の電磁鋼板。前記電磁鋼板の板厚が003~020mmであることを特徴とする請求項1~3いずれかに記載の電磁鋼板。C:00030質量以上002質量未満、Si:2質量以下、Mn:005~05質量、P:001質量以下、S:0005質量以下、Al:0002~001質量およびN:001質量以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板に、1100~1250°Cの温度域で浸珪処理を施して、表層を平均Si濃度が2質量を超えるフェライト相、板厚中央層をSi濃度が2質量以下のオーステナイト相の状態とし、その後、冷却速度:5~30°Csで400°C以下まで冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。ここに、鉄損は、上述したように、履歴損と渦電流損の和で表され、励磁周波数が高くなるほど、全鉄損に占める渦電流損の占める割合が増すことが知られている。渦電流は、材料の比抵抗が大きいほど流れ難くなるため、高周波用の磁芯には比抵抗の大きな材料が用いられる。また、鋼板の比抵抗を高める元素としてSi、Al、Cr、Mnが知られており、一般的な電磁鋼板は、主としてSiを添加することにより比抵抗を高めている。ただし、Si濃度が4質量を超えると材料は著しく脆化し、冷間圧延が困難となる。従って、通常はSi添加の上限は4質量前後であり、さらに比抵抗を高めるためには、1~4質量のAl、Crが加えて添加される。しかしながら、合金元素を多量に添加することはコストアップを招くとともに、素材の飽和磁束密度の低下を招いてしまう。例えば、3質量Si鋼の飽和磁束密度は203Tであるが、これにAlを1質量、Crを3質量加えると、飽和磁束密度は180T程度に低下してしまう。また、高周波用のコア材においても、励磁電流に一定の大きさの直流成分が含まれることや、瞬間的に流れる高電流によって材料が磁気飽和してしまうことを想定して材料設計されることが多いが、このような材料の飽和磁束密度の低下を補うためには、コアの大型化を伴うという問題がある。特許文献2によれば、3質量Si鋼板を最終板厚まで圧延した後、最後の焼鈍の際に高温で四塩化珪素を吹き付ける浸珪プロセスにより、これまで圧延法では製造困難とされていた65質量Si鋼板の製造を可能としている。65質量Si鋼板は3質量Si鋼板の約2倍の比抵抗を有するため、高周波用の鉄心として好適な材料である。しかしながら、実際に鉄心として使用するには、材料の65質量Si鋼板に対して、さらにスリット、プレスまたは曲げ加工などを施す必要があり、その際に、割れや欠けが生じることが多かった。また、飽和磁束密度が180T程度と低くなる問題も有していた。特許文献3には、65質量Si鋼板よりさらに高周波特性に優れた材料として、板厚方向にSi濃度勾配を残した鋼板が記載されている。この鋼板は、表層Si濃度が65程度であっても、板厚中央層のSi濃度は3~4質量程度であるため、鋼板全体の平均としては、上記した65質量Si鋼板と比べて低Siの材料と考えられる。このため、加工性が65質量Si鋼よりも良好で、かつ、飽和磁束密度も185~190Tと高くなっている。しかしながら、この技術では、Siが気相から鋼板表層に浸透すると同時に鋼板内部へ速く拡散していくため、特に、板厚の薄い01mm以下の鋼板においては、表層のSi濃度を65質量まで高める間にSiが板厚中央層にまで拡散し、鋼板全体のSi濃度が上がってしまうという問題があった。特許文献4では、板厚方向にSi濃度勾配を有する鋼板を製造するにあたり、素材としてSi濃度が3未満の材料を用いることで鋼板全体の平均Si濃度を下げ、加工性の良い高周波低鉄損材料を得ようとしている。ここで、低Si濃度の素材は高温でγ相となるが、特許文献4の技術においては、1000°Cを超える高温のγ相で浸珪すると表層のγ/α変態の界面で割れが生じてしまう。そのため、γ相が殆ど生成しない900~1000°Cの温度域で浸珪処理を行っている。しかしながら、このような浸珪処理は、従来のα相での浸珪処理の延長であり、渦電流損を低減する効果も予想の範囲内でしかない。特許文献5では、Cが002質量を超える低炭素鋼を素材として用い、1050°Cを超える高温域で浸珪処理して3層クラッド構造とし、飛躍的な渦電流損の低減を図っている。しかしながら、この材料の板厚中央部は複雑な変態組織となっており、電磁鋼板としての直流磁気特性は極めて悪いという問題があった。例えば、磁化曲線で磁化力800Amに相当する磁束密度B8は075T程度でしかない。実際のコア材の寸法は、磁化曲線の微分透磁率が急激に減少し始める磁束密度、いわゆるBH曲線の肩の高さで決められるが、その指標としてB8の値が用いられることも多い。従って、例え飽和磁束密度が高かったとしても、直流磁気特性が悪くB8が低い材料は、実質的にコアの小型化には不向きである。さらに近年、ハイブリッド車や電気自動車、太陽光発電等の電源には、10~20kHzのスイッチング素子が使われており、高周波鉄損の低い材料が求められているが、さらにコアの小型化を図るため直流磁気特性の改善も併せて望まれている。本発明は、このような現状から開発されたもので、高周波鉄損が低くかつ直流磁気特性の良好な電磁鋼板を得ることおよびその電磁鋼板を得るための最良の製造方法を提供することを目的とする。発明者らは、高温オーステナイト相で浸珪処理して、表層のみ高Siのフェライト相とした後、冷却して得られる三層クラッド型の電磁鋼板について、直流磁気特性を改善する方策を検討した。まず、板厚中央層の微細な変態組織が直流磁気特性を著しく劣化させているものと考え、C量が00030未満の極低炭素鋼を素材として浸珪したサンプルを作製した。浸珪用試料は、Si:01質量の極低炭素鋼板を板厚:01mmまで圧延したものを用いた。ここで、浸珪処理温度は1175°Cオーステナイト相とし、表層が60質量Siのフェライト相、板厚中央層はオーステナイト相ままの状態で残るように浸珪拡散処理を施し、連続焼鈍相当の冷却速度約10°Csで室温まで冷却した後、取り出した。浸珪処理後の試料断面を光学顕微鏡で観察したところ、表層、板厚中央層とも板厚の1/4程度の比較的大きなフェライト結晶粒で構成されていることが確認できた。ただし、特許文献4で述べられているとおり、表層と板厚中央層の界面で部分的に割れが認められ、表層では結晶粒の単位で剥落している箇所が確認された。また、一見割れが生じていなくても、曲率半径:5mm以下のパイプに試料を巻き付けたところ、前記した界面から割れが発生したり、表層の剥離が発生したりした。電磁鋼板は、プレス加工や曲げ加工を経て使われる場合が多いため、曲げることで鋼材が剥離するような材料では使用に堪えない。そこで、その防止策について以下検討した。一般に、鋼中のSi濃度が高くなると材料は硬く脆くなる。特に、酸化や不純物の偏析の影響を受けて粒界割れしやすくなることが、特許文献6や特許文献7に記載されている。また、本発明のように、オーステナイト/フェライト変態以下、γ/α変態というを利用する場合、粒界ばかりでなく変態界面で不純物が濃化する傾向がある。さらに変態界面には、応力が集中するため、曲率半径の小さなロールに巻き付けると、その変態界面で容易に割れや剥離が生じてしまう傾向にある。しかしながら、発明者らがさらに調査を行なったところ、C量が004質量程度に低くなった材料においては、このような現象は殆ど見られなくなった。そこで、C含有量の異なる素材を用いて所定の浸珪処理を行い、曲げ加工性と直流磁気特性に及ぼすCの影響について調査を行った。素材の主要成分は、Si:01質量、Mn:005質量、P:0008質量、S:0004質量、Al:0005質量、N:0003質量とし、C量のみ00005~004質量の範囲で変えたものを用いた。試料の板厚は01mmとした。N2雰囲気で室温から1175°Cまで試料を加熱し、炉内にSiCl4ガスを供給して浸珪処理を施した後、SiCl4ガスを止めてN2雰囲気中で均熱処理し、次いで10°Csの冷却速度で400°C以下まで冷却した。ここで、SiCl4ガスから鋼中にSiを浸透させる量浸珪量は25質量とし、板厚中央層の未浸珪部分Si濃度が実質的に素材と同じである部分は板厚の50程度となるように、浸珪時間および均熱時間を調整した。これらは、浸珪処理後の試料における断面組織の写真観察およびEPMAを用いた元素分析によって確認した。また、浸珪処理後の試料を片面から板厚中央層まで化学研磨して、板の反り量から表層にかかる引張応力を計算したところ、90~140MPaであることが分かった。これらC量の異なる浸珪処理試料を、それぞれ曲率半径:2~20mmのパイプに、径の大きい順に巻き付け、割れや剥離の生じる直前の径を、限界曲げ半径として計測した。さらに、B8測定を、幅:30mm×長さ:100mmの試料を用いて単板磁気測定器で行った。これらの測定結果をそれぞれ図1に示す。高温で、オーステナイト相の鋼板に浸珪処理を施して、表層のみ高Siのフェライト相とし、板厚中央層は低Siのオーステナイト相ままの状態から冷却して得られる電磁鋼板では、鋼中C量が00030質量30ppm未満の場合、曲げ半径が10mm以下で始めて割れや剥離が生じるのに対し、鋼中C量が00030質量30ppm以上の場合は、曲げ半径5mm以下でも割れや剥離が生じないことが分かった。この曲げ半径:5mm以下というのは、鋼板表面が塑性変形する領域であり、ここで割れや剥離が生じないことは、実用材料としての利用可能性が有るものと考えられる。上記したような浸珪試料の曲げ加工性に対して、微量のCが影響するメカニズムは現時点で明らかではないが、C量の増加によって表層のSi濃度が高い部分における粒界酸化や、S、P等の粒界偏析が抑制されること、またCが増すとオーステナイト相とフェライト相の二相共存域が拡がるため、表層と板厚中央層の界面での不純物偏析が緩和されること、さらに、冷却中に生じる表層と板厚中央層の界面での応力集中も緩和されることなどが影響しているものと考えられる。磁束密度B8は、C含有量が002質量200ppm未満の場合、13T前後の値を示すが、002質量以上になると急激に低下する。C量が002質量200ppm未満の材料では、表層も板厚中央層も比較的粗大なフェライト結晶組織となっているのに対し、002質量以上となる材料では、板厚中央層がパーライト、ベイナイトまたはマルテンサイトを含む複雑な微細組織となっており、これが直流磁気特性を大幅に劣化させているものと考えられる。次に、C量が0007質量記号●、0016質量記号□および004質量記号▲の各浸珪処理試料について、直流磁化曲線を比較して図2に示す。C量が002質量以下では直流磁化曲線の形は殆ど変わらないが、004質量では曲線の傾きが急激に低下している。このように、γ/α変態を利用した浸珪処理材において、実用材料として必要な加工性を保持しつつ良好な直流磁気特性を得るためには、C量が00030質量以上002質量未満の範囲であることが必要といえる。続いて、上記のような浸珪処理をした試料を、変態点以下の温度900°C以下で焼鈍する歪み取り焼鈍ことにより表層にかかる引張応力を変化させた。ここで表層にかかる張力は、鋼板の片面から板厚の中央までを化学研磨したときの反り量によって求めた。なお、歪み取り焼鈍前後の板厚方向のSi濃度勾配の変化は殆ど無視できるものとする。表1に、表層にかかる張力と005T;20kHzにおける渦電流損との関係を示す。同表に示したとおり、張力が50MPa以上の範囲で渦電流損の減少が顕著となる。しかしながら、それ以上に張力をアップしても渦電流損の低減効果は大差なく、むしろ直流磁気特性の劣化や履歴損の増大、表層と板厚中央層の界面割れのリスクが高まる。そのため、本発明における張力の上限は150MPaとした。本発明は、以上のような検討の結果から完成したものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。1.C:00030質量以上002質量未満、Si:2質量以下、Mn:005~05質量、P:001質量以下、S:0005質量以下、Al:0002~001質量およびN:001質量以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつオーステナイト相となる温度まで加熱され、このオーステナイト相の状態から室温まで冷却して得られた組織になる板厚中央層と、C:00030~002質量、Si:2質量超75質量以下、Mn:005~05質量、P:001質量以下、S:0005質量以下、Al:0002~001質量およびN:001質量以下、残部Feおよび不可避的不純物の組成を満足し、かつフェライト単相となる表層よりなるクラッド型の電磁鋼板であって、該表層が内部応力として50~150MPaの面内引張応力を有することを特徴とする電磁鋼板。2.表面から板厚10深さまでの平均Si濃度を50~65質量としたことを特徴とする前記1に記載の電磁鋼板。3.直流磁化力800Amで磁化したときの磁束密度B8が13T以上、限界曲げ半径が5mm以下であることを特徴とする前記1または2に記載の電磁鋼板。4.前記電磁鋼板の板厚が003~020mmであることを特徴とする前記1~3いずれかに記載の電磁鋼板。5.C:00030質量以上002質量未満、Si:2質量以下、Mn:005~05質量、P:001質量以下、S:0005質量以下、Al:0002~001質量およびN:001質量以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板に、1100~1250°Cの温度域で浸珪処理を施して、表層を平均Si濃度が2質量を超えるフェライト相、板厚中央層をSi濃度が2質量以下のオーステナイト相の状態とし、その後、冷却速度:5~30°Csで400°C以下まで冷却することを特徴とする電磁鋼板の製造方法。本発明によれば、高周波特性および直流磁気特性に優れ、かつ飽和磁束密度の高い電磁鋼板を、加工性を損なうことなく、その有利な製造方法と共に得ることができるので、高周波用材料として、加工性に優れていると同時に高周波トランス等の小型化にも有利な鉄心材を提供することができる。以下、本発明を具体的に説明する。まず、鋼板の構造、成分組成等の限定理由について述べる。なお、鋼板成分における表示は、以下、特に断らない限り質量を表す。C量は、本発明で最も重要な要素の1つである。Siが2以下の鋼板を、オーステナイト相以下、γ相というとなる温度まで加熱して浸珪拡散処理を施し、表層が高Si濃度のフェライト相以下、α相というかつ板厚中央層が低Si濃度のγ相の状態から、所定の冷却速度で冷却することによって得られる鋼板において、C量が00030未満の場合は、表層と板厚中央層の界面で割れや剥離が生じ、一方C量が002以上となる場合は板厚中央層がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の微細な変態組織となり、直流磁気特性を著しく劣化させる。従って、表層と板厚中央層の界面で割れ剥離を生じることなく、かつ比較的良好な直流磁気特性を得るためには、C量を00030以上002未満の範囲とすることが必要である。高温状態において、浸珪によりγ相からα相に変態した表層の部分は、冷却した後もそのままα相となる。一方、高温状態においてγ相のままであった板厚中央層を、冷却過程でα相へと変態させる。よって、本発明の鋼板は、Si濃度が2以下の表層部分とSi濃度が2超の板厚中央部とが、共にフェライト相ではあるが、板厚中心層は冷却時の変態の影響が残った組織となる。この組織はおそらく、冷却時の変態による歪みが残存しているものと考えられる。また、十分な渦電流損の低減効果を得るためには、表層にかかる内部応力を、面内引張応力で50~150MPaの範囲とすることが必要である。というのは、50MPa未満の応力では渦電流損を十分に低減することができず、逆に150MPa以上の引張応力が生じた場合は、渦電流損の改善代がほとんど無く、高い応力で表層および板厚中央層の変態界面が割れ易くなるからである。ここで、本発明における限界曲げ半径とは、鋼板を曲率半径の大きなパイプから小さなパイプに順次巻き付けた際、鋼板が割れたり、表層と板厚中央層の界面で剥離することがない最小の半径とする。上記の限界曲げ半径が5mm以下であれば実使用上で問題はない。しかしながら、5mm超の径に巻き付けて、鋼板が割れたり、表層と板厚中央層が剥離したりするほど脆い場合は、二次加工を必要とするコア用の電磁鋼板としては不向きである。よってその上限は5mmが好ましい。直流磁化力800Amで磁化したときの磁束密度B8が13T以上である場合、現在生産されている65Si鋼板のB8より高いため、そのぶんコアの設計磁束密度も大きくとることができる。すなわちコアの小型化が可能となる。一方、B8が13T未満である場合、コアが現在より大型化するといったデメリットが生ずる。渦電流損を効果的に低減するためには、表層の引張応力を高め、磁束を表層に集中させることが重要である。加えて、大きな渦電流が流れる表層の固有抵抗を高めて渦電流が流れ難くすることも重要である。ここに、鋼板の固有抵抗はSi濃度とともに増加する。そのため、鋼板の表層の平均Si濃度は2超とする必要がある。一方、製品板の曲げ加工や打ち抜き加工時の表面割れ防止のため、鋼板の表層の平均Si濃度は75以下とする必要がある。なお、鋼板表層である鋼板表面から板厚深さ10までの平均Si濃度を50以上とすることは、渦電流損の低減効果をより高める点で好ましい。一方、表層での平均Si濃度が65を超えると、磁歪定数が負に転じ、表層での面内引張応力が透磁率を低下させるおそれが生じる。よって、表層Si濃度の上限は65とすることが好ましい。ここで、本発明が対象としているのは、特に数kHz~数十kHzの高周波用途である。そのため、板厚が020mmを超えると渦電流損が過大となるおそれがある。一方、板厚:003mm未満は、圧延の製造コストが増加するのみならず、コア材の加工組立作業にも大きな負荷がかかると予想される。従って、板厚は003~020mmの範囲とすることが好ましい。次に、鋼板の表層および板厚中央層の成分の限定理由について説明する。なお、以下に示す鋼板成分の残部は、Feおよび不可避的不純物である。成分中、Siに関し、製品においては、上述したとおり、表層で2超75以下、板厚中央層で2以下にする必要があり、他方、素材においては、高温でγ相を生じさせ、効果的に渦電流損を低減するためには素材全体で20以下とする必要がある。その他の成分については、表層および板厚中央層の両層共に同じか、またはSiとFeの相互拡散に伴う不可避的な濃度差があっても良い。なお、表層のSi量は、上述したように50~65の範囲が好ましい。C:00030以上002未満前述したとおり、Cが00030未満の場合は、表層と板厚中央層の界面で割れや剥離が生じ、Cが002以上となる場合は板厚中央層がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト等の微細な変態組織となって、直流磁気特性を著しく劣化させてしまう。よって、良好な加工性と直流磁気特性を同時に得るためには0003以上002未満とすることが必要である。Mn:005~05Mnは、MnSとして析出することで、鋼中Sの粒界偏析を抑制することができる。005未満ではその添加効果が薄く、一方、05を超えて添加してもその添加効果は飽和してそれ以上の効果は望めない。よって、Mnは005~05の範囲とする。P:001以下Pは、脆化元素であり、鋼板の表層と板厚中央層の界面で割れが生じやすくなるため、極力低減化することが望ましいが、001までは許容できる。S:0005以下Sは、熱間脆性の原因となる元素であり、濃度が増すと生産性が低下するため、極力低減化することが望ましいが、0005までは許容できる。Al:0002~001Alは、0002未満に制限した場合、種々の粒径が混在した組織となりやすく、鉄損を劣化させる。一方、001を超えて添加した場合は直流磁気特性を劣化させる。よって、Alは0002~001の範囲とする。N:001以下Nは、001を超えて添加した場合、履歴損の増大を招いてしまうので、001以下とする。次に、本発明の電磁鋼板に用いて好適な製造方法について説明する。浸珪処理を施す前の電磁鋼板の製造方法について、特に制限はなく、従来公知の方法いずれもが好適に使用することができる。例えば、前記した鋼板の板厚中央層の成分組成になるスラブを、加熱し、熱間圧延を施して、冷間圧延または1回もしくは2回以上の中間焼鈍を挟む冷間圧延を繰り返して所定の板厚の鋼板とすれば良い。また、必要に応じ仕上げ焼鈍を施しても良い。その後、かかる鋼板に対し、浸珪処理を施して表層のSi濃度を増加させるのであるが、高温のγ相となった状態の鋼板に浸珪処理を施して、表層のみを高Siのα相とし、板厚中央層はγ相ままの状態で室温まで冷却する。このようなプロセスにおいて、浸珪処理を1100°C未満で行うと、表層に十分な引張応力を付与することができずに、渦電流の低減効果は限定的となってしまう。一方、1250°Cを超えた温度で浸珪処理を行うと、表層の最もSi濃度の高い部分で液相が生じてしまい、鋼板の破断や皺、反りの発生原因となる。よって、浸珪処理の温度は1100~1250°Cの範囲とする。ここに、Siを浸透浸珪させる方法としては、従来公知の方法で良く、気相浸珪法、液相浸珪法、固相浸珪法等が挙げられる。また、その際に使用するSi系のガスは、特に限定されずに、シランガス、例えば、四塩化珪素、トリクロロシラン、ジクロロシラン、モノシラン、ジシランの内から選んだ1種または2種以上のガスであることが望ましい。本発明において、浸珪処理後の冷却、特に400°Cまでは、5°Cs以上の速度で冷却することが重要で、冷却速度をこれ以上遅くすると、内部応力が緩和して十分な渦電流損の低減効果が得られない。一方、30°Csを超えて急冷却した場合は、C量が002以下であっても、板厚中央層に細かな歪みの入った複雑な組織が生じて直流磁気特性が大幅に劣化してしまう。従って、良好な直流磁気特性を得るためには、少なくとも400°Cまでを、冷却速度:5~30°Csの範囲とすることが必要である。実施例1C:00025~0025、Si:01~13、Mn:005、P:0008、S:0005、Al:0005およびN:0003を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板を1150°Cまで加熱して浸珪処理し、表層のSi濃度が6前後のα相、板厚中央層がSi濃度2以下のγ相の状態から表2に示す冷却速度で400°C以下まで冷却したサンプルについて、断面のSi濃度、表層の引張応力、限界曲げ半径、直流磁気測定によるB8をそれぞれ測定した。それらの測定結果を表2に示す。同表に示したように、本発明に従った発明例はいずれも、良好な加工性限界曲げ半径が小さいと良好な直流磁気特性B8が大きいとが同時に得られるていることが分かる。一方、C濃度が00030未満のものは限界曲げ半径が12mmと割れやすく、また、C濃度が002を超える場合はB8が大幅に低下していることがわかる。また、冷却速度が30°Csを超えているものは、引張応力が大きくなって限界曲げ半径が10mmと割れ易くなり、B8も大幅に低下していることがわかる。実施例2C:0007、Si:02および08、Mn:005、P:0008、S:0005、Al:0005ならびにN:0003を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板を1150°Cまで加熱して浸珪処理し、表層のSi濃度が46~72のα相、板厚中央層がSi濃度2以下のγ相の状態から冷却速度10°Csで400°C以下まで冷却したサンプルについて、断面のSi濃度、表層の引張応力および005T;20kHzの渦電流損を測定した。その結果を表3に示す。同表に示す通り、発明例の中でも表層Si濃度が5~65の範囲の場合に、渦電流損がより効果的に低減されていることが分かる。実施例3C:0016、Si:02、Mn:005、P:0008、S:0005、Al:0005およびN:0003を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板を950~1200°Cの温度範囲に加熱して浸珪処理し、表層のSi濃度が60のα相、板厚中央層がSi濃度:02のγ相の状態から冷却速度を2~50°Csの範囲で変えて400°C以下まで冷却した。得られた試料の渦電流損およびB8を表4に示す。同表に示す通り、浸珪処理温度が1100°C未満の場合、また処理温度が1100°C以上であっても冷却速度が5°Cs未満の場合、渦電流損の低減効果が小さいことが分かる。また、冷却速度が30°Csを超えて急冷した場合は、B8が大幅に劣化することが分かる。