具体实施方式

以下，对实施本发明的方法进行具体说明。应予说明，以下说明表示本发明的优选实施方式的例子，本发明不限于此。

[无方向性电磁钢板]

图1是表示本发明的一个实施方式中的无方向性电磁钢板的结构的示意图。另外，图2是表示无方向性电磁钢板的板厚方向上的Si含量分布的例子的示意图。图2中的纵轴表示板厚方向的位置，0表示无方向性电磁钢板的一个表面，t表示该无方向性电磁钢板的另一个表面。

如图1所示，本发明的无方向性电磁钢板1(以下有时简称为“钢板”)包括内层部10和设置在内层部10两侧的表层部20，表层部20与内层部10的Si含量不同。Si含量在钢板的板厚方向上可以连续地变化(图2的(a))，也可以阶段性地变化(图2的(b))。在Si含量阶段性地变化的情况下，能够以2阶段以上的任意阶段使Si含量变化。应予说明，以下说明中所谓“表层部”是指设置在无方向性电磁钢板两侧的表面的表层部。因而，本发明中，设置在无方向性电磁钢板的一个面上的第1表层部与设置在另一个面的第2表层部两者满足以下所述的条件。

这里，将Si含量为无方向性电磁钢板的总板厚的平均Si含量以上的部分定义为“表层部”，将Si含量小于无方向性电磁钢板的总板厚的平均Si含量的部分定义为“内层部”。应予说明，如后述那样，在通过包覆Si量不同的2种钢材(高Si材与低Si材)来制造无方向性电磁钢板的情况下，通常，由上述高Si材构成的部分成为表层部，由上述低Si材构成的部分成为内层部。而且，该情况下，表层部内的Si量实质上是恒定的，内层部内的Si量实质上也恒定。

[成分组成]

首先，对上述表层部与内层部的成分组成进行说明。应予说明，以下说明中，表示各元素的含量的“％”只要没有特别说明，则表示“质量％”。

[表层部的成分组成]

首先，对上述表层部的成分组成进行说明。本发明中，设置在无方向性电磁钢板的一个面上的第1表层部与设置在另一个面上的第2表层部两者具有以下所述的成分组成。一般而言，将第1表层部的成分组成与第2表层部的成分组成设为相同即可，但两者也可以不同。另外，这里，表层部的元素的含量是指1个表层部的该元素的平均含量。

Si：2.5～7.0％

Si为具有提高钢板的电阻、减少涡流损耗的作用的元素。若表层部的Si含量([Si]₁)小于2.5％，则无法有效地减少涡流损耗。因此，表层部的Si含量设为2.5％以上，优选为3.0％以上，更优选超过3.5％。另一方面，若表层部的Si含量超过7.0％，则通过饱和磁化的降低而使磁通密度降低，另外制造性下降。因此，表层部的Si含量设为7.0％以下，优选为6.5％以下，更优选6.0％以下。应予说明，如上述那样，表层部的Si含量为2.5％～7.0％是指第1表层部的平均Si含量为2.5％～7.0％，且第2表层部的平均Si含量为2.5％～7.0％。第1表层部的Si含量与第2表层部的Si含量可以相同也可以不同。对于其它元素也同样。

Mn：0.50％以下

Mn含量超过0.50％时，磁致伸缩增加，磁导率降低，从而铁损增加，除此之外成本也增加。因此，将Mn含量设为0.50％以下。另一方面，从上述观点出发，Mn含量越低越好，因此，Mn含量的下限没有特别限定，可以为0％。

上述表层部的成分组成进一步含有选自P：0.010％～0.100％、Sn：0.001％～0.10％和Sb：0.001％～0.10％中的1种或2种以上。

P：0.010～0.100％

通过添加P，织构大大改善，磁通密度提高，并且能够降低磁滞损耗。在添加P的情况下，为了获得上述效果而将P含量设为0.010％以上。另一方面，若P含量超过0.100％，则效果饱和，此外导致制造性的下降。因此，将P含量设为0.100％以下。

Sn：0.001～0.10％

与P同样，通过添加Sn，织构大大改善，磁通密度提高，并且能够降低磁滞损耗。在添加Sn的情况下，为了获得上述效果而将Sn含量设为0.001％以上。另一方面，若Sn含量超过0.10％，则效果饱和，此外，导致制造性的下降和成本的上升。因此，将Sn含量设为0.10％以下。

Sb：0.001～0.10％

与P和Sn同样，通过添加Sn，织构大大改善，磁通密度提高，并且能够降低磁滞损耗。在添加Sb的情况下，为了获得上述效果而将Sb含量设为0.001％以上。另一方面，若Sb含量超过0.10％，则效果饱和，此外，导致制造性的下降和成本的上升。因此，将Sb含量设为0.10％以下。

本发明的的一个实施方式中，上述表层部具有含有上述元素且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。

在本发明的其它实施方式中，上述表层部的成分组成可以进一步任意地含有以下元素。

C：0.0090％以下

C是晶界强化元素，通过含有C能够提高钢板的伸长率。因此，可以任意地含有C。但是，大量含有C时，通过时效而析出碳化物，导致铁损的增加。因此，含有C时，使C含量为0.0090％以下。另一方面，C含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，从提高C的添加效果的观点出发，优选将C含量设为0.0015％以上。

S：0.0050％以下

S是形成MnS等硫化物，抑制晶粒生长的元素。因此，通过添加S，能够抑制由1000℃以上等高温下的退火中的晶粒生长而引起的涡流损耗的增加。但是，S含量超过0.0050％时，由于S和Mn的反应，固溶Mn减少，板厚方向的Mn分布产生偏差，因此有可能无法高效地降低铁损。因此，添加S时，使S含量为0.0050％以下。另一方面，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，从进一步降低涡流损耗的观点出发，S含量优选为0.0010％以上。

Al：0.10％以下

Al是形成氮化物、抑制晶粒生长的元素。因此，通过添加Al，能够抑制由1000℃以上等高温下的退火中的晶粒生长引起的涡流损耗的增加。但是，若Al含量超过0.10％，则氮化物过量地形成，结果磁滞损耗反而增加。因此，添加Al时，使Al含量为0.10％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，可以是0％。但是，从进一步降低涡流损耗的观点出发，优选使Al含量为0.0030％以上。

Ti、Nb、V、Zr：0.030％以下

Ti、Nb、V和Zr是形成氮化物或碳化物、抑制晶粒生长的元素。因此，通过添加选自Ti、Nb、V和Zr中的至少1种，能够抑制由1000℃以上等高温下的退火中的晶粒生长而引起的涡流损耗的增加。但是，若这些元素各自的含量超过0.030％，则氮化物和/或碳化物过量形成，结果磁滞损耗反而增加。因此，添加这些元素时，使各元素含量为0.030％以下。另一方面，这些元素的含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，从进一步降低涡流损耗的观点出发，优选使添加的元素的含量分别为0.0020％以上。

因此，本发明的一个实施方式中的无方向性电磁钢板的表层部可以具有如下成分组成：以质量％计，含有Si：2.5～7.0％、Mn：0.50％以下、以及选自P：0.010％～0.100％、Sn：0.001％～0.10％和Sb：0.001％～0.10％中的1种或2种以上、C：0～0.0090％、S：0～0.0050％、Al：0～0.10％、和选自Ti、Nb、V和Zr中的至少1种：各0～0.030％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

[内层部的成分组成]

接下来，对内层部的成分组成进行说明。这里，内层部的元素的含量是指作为Si量的平均值的位置而决定的表层部与内层部的边界的板厚内部侧的该元素的平均含量。

Si：1.5～5.0％

Si是具有提高钢板的电阻、降低涡流损耗的作用的元素。若内层部的Si含量([Si]₀)小于1.5％，则涡流损耗增大。因此，将内层部的Si含量设为1.5％以上。另一方面，若内层部的Si含量超过5.0％，则产生对使用无方向性电磁钢板制作的马达芯(motorcore)进行冲压时芯开裂等问题。因此，将内层部的Si含量设为5.0％以下，优选设为4.0％以下。

Mn：0.01～0.50％

Mn是具有在无方向性电磁钢板的制造过程中抑制热轧时的红热脆性的效果的元素。即使在进行渗硅处理的情况下，内层部的Mn量与板坯阶段的量也大致相同，因此为了得到上述效果，使内层部的Mn含量为0.01％以上。另一方面，Mn含量超过0.50％时，磁致伸缩增加、磁导率降低，从而铁损增加，除此之外，成本增加。因此，将Mn含量设为0.50％以下。

上述内层部的成分组成进一步含有选自P：0.010％～0.100％、Sn：0.001％～0.10％和Sb：0.001％～0.10％中的1种或2种以上。

P：0.010～0.100％

通过添加P，织构大大改善，磁通密度提高，并且能够降低磁滞损耗。在添加P的情况下，为了获得上述效果而将P含量设为0.010％以上。另一方面，若P含量超过0.100％，则效果饱和，此外导致制造性的下降。因此，将P含量设为0.100％以下。内层部的P含量与表层部的P含量可以相同，也可以不同。

Sn：0.001～0.10％

与P同样，通过添加Sn，织构大大改善，磁通密度提高，并且可降低磁滞损耗。在添加Sn的情况下，为了获得上述效果而将Sn含量设为0.001％以上。另一方面，若Sn含量超过0.10％，则效果饱和，此外，导致制造性的下降及成本的上升。因此，将Sn含量设为0.10％以下。内层部的Sn含量可以与表层部的Sn含量相同，也可以不同。

Sb：0.001～0.10％

与P及Sn同样，通过添加Sn，织构大大改善，磁通密度提高，并且能够降低磁滞损耗。在添加Sb的情况下，为了获得上述效果而将Sb含量设为0.001％以上。另一方面，若Sb含量超过0.10％，则效果饱和，此外，导致制造性的下降和成本的上升。因此，将Sb含量设为0.10％以下。内层部的Sb含量可以与表层部的Sb含量相同，也可以不同。

本发明的的一个实施方式中，上述内层部具有含有上述元素且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。

在本发明的另一个实施方式中，上述内层部的成分组成可以进一步任意地含有以下元素。

C：0.0090％以下

C是晶界强化元素，通过含有C能够提高钢板的伸长率。因此，可以任意地含有C。但是，大量含有C时，通过时效而析出碳化物，导致铁损的增加。因此，含有C时，使C含量为0.0090％以下。另一方面，C含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，从提高C的添加效果的观点出发，优选将C含量设为0.0015％以上。

S：0.0050％以下

S是形成MnS等硫化物，抑制晶粒生长的元素。因此，通过添加S，能够抑制由1000℃以上等高温下的退火中的晶粒生长而引起的涡流损耗的增加。但是，S含量超过0.0050％时，由于S和Mn的反应，固溶Mn减少，板厚方向的Mn分布产生偏差，因此有可能无法高效地降低铁损。因此，添加S时，使S含量为0.0050％以下。另一方面，S含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，从进一步降低涡流损耗的观点出发，S含量优选为0.0010％以上。

Al：0.10％以下

Al是形成氮化物、抑制晶粒生长的元素。因此，通过添加Al，能够抑制由1000℃以上等高温下的退火中的晶粒生长引起的涡流损耗的增加。但是，若Al含量超过0.10％，则氮化物过量形成，结果磁滞损耗反而增加。因此，添加Al时，使Al含量为0.10％以下。另一方面，Al含量的下限没有特别限定，可以是0％。但是，从进一步降低涡流损耗的观点出发，优选使Al含量为0.0030％以上。

Ti、Nb、V、Zr：0.030％以下

Ti、Nb、V和Zr是形成氮化物或碳化物、抑制晶粒生长的元素。因此，通过添加选自Ti、Nb、V和Zr中的至少1种，能够抑制由1000℃以上等高温下的退火中的晶粒生长而引起的涡流损耗的增加。但是，若这些元素各自的含量超过0.030％，则氮化物和/或碳化物过量形成，结果磁滞损耗反而增加。因此，添加这些元素时，使各元素含量为0.030％以下。另一方面，这些元素的含量的下限没有特别限定，可以为0％。但是，从进一步降低涡流损耗的观点出发，优选使添加的元素的含量分别为0.0020％以上。

因此，本发明的一个实施方式中的无方向性电磁钢板的内层部可具有如下成分组成：以质量％计，含有Si：1.5～5.0％、Mn：0.01％～0.50％、以及选自P：0.010％～0.100％、Sn：0.001％～0.10％和Sb：0.001％～0.10％中的1种或2种以上，C：0～0.0090％、S：0～0.0050％、Al：0～0.10％、和选自Ti、Nb、V和Zr中的至少1种：各0～0.030％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。

[板厚]

t：0.01～0.35mm

在无方向性电磁钢板的板厚：t小于0.01mm时，该无方向性电磁钢板的制造中的冷轧、退火变得困难，成本显著上升。因此，t为0.01mm以上，优选为0.05mm以上。另一方面，t超过0.35mm时涡流损耗增大，总铁损增加。因此，t为0.35mm以下，优选为0.30mm以下。

[Si含量之差]

本发明中，将定义为表层部的Si含量[Si]₁与内层部的Si含量[Si]₀之差([Si]₁-[Si]₀)的ΔSi设为1.0～4.5质量％。以下，对其理由进行说明。

为了对表层部与内层部的Si含量之差(ΔSi)对磁特性造成的影响进行研究，按照以下顺序来制作具有各种ΔSi的无方向性电磁钢板，评价其磁特性。

首先，将具有含有Si：2.0％、Mn：0.10％、Sn：0.04％、且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢坯进行热轧，制成热轧钢板。对上述热轧钢板实施950℃×30s的热轧板退火，接着，进行冷轧而制成板厚t：0.20mm的冷轧钢板。其后，在SiCl₄气氛中，温度1200℃下，对上述冷轧钢板实施渗硅处理，接着，在1200℃的氮气气氛中进行扩散处理，以10℃/s冷却，得到无方向性电磁钢板。应予说明，得到的无方向性电磁钢板的表层部的成分组成中，两面均相同。

从得到的无方向性电磁钢板中分别采取宽度30mm、长度180mm的试验片，进行爱泼斯坦(Epstein)试验，评价磁特性。在上述爱泼斯坦试验中，使用等量的以试验片的长度方向成为轧制方向(L方向)的方式采取的L方向试验片、和以试验片的长度方向成为轧制直角方向(C方向)的方式采取的C方向试验片，评价L方向与C方向的磁特性的平均值。

图3中示出定义为表层部与内层部的Si含量之差([Si]₁-[Si]₀)的ΔSi(质量％)与1.0T、400Hz下的铁损W_10/400(W/kg)的相关关系。由该结果可知，通过ΔSi为1.0质量％～4.5质量％，则铁损大幅降低。认为其是基于如下原因。即，在表层部的Si量比内层部高的情况下，表层部的磁导率变得比内层部高。其结果是，磁通量集中在表层部，涡流损耗降低。但是，若ΔSi过大，则表层部与内层部的晶格常数之差和磁致伸缩之差随之变大。其结果是，将钢板磁化时所施加的应力增大，因此，磁滞损耗增加。出于以上原因，本申请中使ΔSi为1.0～4.5质量％。ΔSi优选为1.5质量％以上。另外，ΔSi优选为4.0质量％以下。

[Mn含量之差]

在本发明中，将定义为板厚中心位置(t/2)的Mn含量[Mn]₀与从上述无方向性电磁钢板的表面至深度(1/10)t的位置的区域内的平均Mn含量[Mn]₁之差([Mn]₀-[Mn]₁)的ΔMn设为0.01～0.4质量％。这里，[Mn]₁是通过电子探针微量分析仪(EPMA)求出无方向性电磁钢板的板厚方向上的Mn的浓度分布，由得到的浓度分布算出的。以下，对将ΔMn设为上述范围的理由进行说明。

本发明人等为了实现无方向性电磁钢板的进一步的低铁损化，进行了研究，结果得知用渗硅法制作的无方向性电磁钢板的铁损产生了偏差。调查其原因，可知无方向性电磁钢板的表面部(从表面到深度(1/10)t的位置的区域)的平均Mn含量比板厚中心位置的Mn含量少，以及，表面部与板厚中心位置的Mn含量之差因无方向性电磁钢板而不同。

可以认为该表面部的Mn含量的降低的原因在于，渗硅处理时的气氛中含有氯气。即，在渗硅处理的气氛中包含原料气体中原本含有的氯气、因渗硅处理中使用的四氯化硅与钢中的Fe反应而产生的氯气。认为上述氯气与存在于钢板表层的Mn反应而成为MnCl₂并挥发，从而使表面部的Mn含量降低。

因此，为了研究表面部与板厚中心位置的Mn含量之差(ΔMn)对磁特性造成的影响，按以下顺序制作具有各种ΔMn的无方向性电磁钢板，评价其磁特性。

首先，将具有含有Si：2.5％、Mn：0.50％、Sn：0.04％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢坯进行热轧，制成热轧钢板。对上述热轧钢板实施950℃×30s的热轧板退火，接着，进行冷轧而制成板厚t：0.20mm的冷轧钢板。其后，在SiCl₄气氛中，在各种温度下，对上述冷轧钢板实施渗硅处理，接着，在1200℃的氮气气氛中进行扩散处理，以10℃/s冷却，得到无方向性电磁钢板。得到的无方向性电磁钢板的表层部的Si含量为4.0％，内层部与表层部的Si含量之差ΔSi为1.5％。另外，表层部的成分组成在两面都相同。

作为一个例子，在图4中示出ΔMn＝0.10％且ΔSi＝1.5％的无方向性电磁钢板的Si和Mn的浓度分布。上述浓度分布通过电子探针微量分析仪(EPMA)测定。由图4可知，在得到的无方向性电磁钢板中，表面部的Mn含量比板厚中心位置低。在其它无方向性电磁钢板中也观察到了这一趋势。

接下来，从得到的无方向性电磁钢板中分别采取宽度30mm、长度180mm的试验片，进行爱泼斯坦试验，评价磁特性。在上述爱泼斯坦试验中，使用等量的以试验片的长度方向成为轧制方向(L方向)的方式采取的L方向试验片、和以试验片的长度方向成为轧制直角方向(C方向)的方式采取的C方向试验片，评价L方向与C方向的磁特性的平均值。

在图5中示出ΔMn与1.0T、400Hz下的铁损W_10/400(W/kg)的相关关系。这里，ΔMn定义为板厚中心位置(t/2)的Mn含量[Mn]₀与从上述无方向性电磁钢板的表面起深度为t的10％以内区域内的平均Mn含量[Mn]₁之差([Mn]₀-[Mn]₁)。

由图5所示的结果可知，若ΔMn为0.01质量％～0.40质量％时，则铁损大幅降低。认为其是基于如下原因。即，通过使表面部的Mn量比板厚中心位置低，从而表层部的磁导率变得比板厚中心位置高。其结果是，磁通量集中在表层部，涡流损耗降低。但是，若ΔMn过大，则表面部与板厚中心位置的晶格常数之差随之变大。其结果是，可以认为在钢板内部产生的应力增大，因此磁滞损耗增加。出于以上原因，本申请中，使ΔMn为0.01～0.40质量％。ΔMn优选为0.05质量％以上。另外，ΔMn优选为0.35质量％以下。

[复层比]

为了针对上述表层部的合计厚度t₁与无方向性电磁钢板的板厚t之比率(t₁/t)(以下有时称为“复层比”)对磁特性造成的影响进行研究，按照以下顺序制作具有0.05～0.8之间的各种复层比的无方向性电磁钢板，评价其磁特性。这里，“表层部的合计厚度”是指设置在无方向性电磁钢板的两侧的表层部的厚度的和。

首先，将具有含有Si：2.0％、Mn：0.18％、Sn：0.04％且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢坯进行热轧，制成热轧钢板。对上述热轧钢板实施950℃×30s的热轧板退火，接着，进行冷轧而制成板厚t：0.20mm的冷轧钢板。其后，在SiCl₄气氛中，温度1280℃下，对上述冷轧钢板实施渗硅处理，接着，在1200℃的氮气气氛中进行扩散处理，以10℃/s冷却，得到无方向性电磁钢板。

得到的无方向性电磁钢板中的表层部的Si含量为4.0％，ΔSi为2.0％，ΔMn为0.10。另外，表层部的成分组成在两面都相同。通过控制扩散处理时间和SiCl₄气体的流量来控制ΔSi和复层比。例如，若缩短扩散处理时间，则ΔSi增加。另外，若增加SiCl₄气体的流量，则复层比增大。

接下来，从得到的无方向性电磁钢板中分别采取宽度30mm、长度180mm的试验片，进行爱泼斯坦试验，评价磁特性。在上述爱泼斯坦试验中，使用等量的以试验片的长度方向成为轧制方向(L方向)的方式采取的L方向试验片、和以试验片的长度方向成为轧制直角方向(C方向)的方式采取的C方向试验片，评价L方向与C方向的磁特性的平均值。

图6中示出复层比t₁/t与1.0T、400Hz时的铁损W_10/400(W/kg)的相关关系。根据该结果可知，在复层比为0.10～0.70的情况下，铁损大幅降低。该铁损的降低认为是基于以下原因。首先，在复层比小于0.10的情况下，高电阻的表层部的比例低，因此无法有效地减少集中在表层部的涡流。另一方面，在复层比高于0.70的情况下，表层部与内层部的磁导率差变小，因此磁通量渗透至内层部为止，也从内层部产生涡流损耗。因而，通过将复层比设为0.10～0.70，能够降低铁损。出于以上原因，本申请中，将复层比设为0.10～0.70。复层比优选设为0.20以上。另外，复层比优选设为0.60以下。

[织构]

适量添加作为偏析元素的P、Sn和Sb中的至少1种，增加无方向性电磁钢板的{100}面，并且减少{111}面，由此容易在该无方向性电磁钢板的面内进行磁化。而且其结果是，在提高磁通密度的同时，磁滞损耗进一步降低。因此，就进一步提高磁特性的观点而言，{100}面聚集度与{111}面聚集度之比{100}/{111}优选为0.55以上。另外，若上述{100}/{111}过度变大，则芯的加工性有可能降低。因此，就提高加工性的观点而言，优选将{100}/{111}设为0.90以下。应予说明，这里，{100}/{111}定义为：从无方向性电磁钢板的表面起深度为板厚的1/4的面的方位分布函数(ODF)φ₂＝45°截面中的、{100}面聚集度与{111}面聚集度之比{100}/{111}。

[制造方法]

本发明的无方向性电磁钢板没有特别限定，可以利用任意的方法来制造。以下，对本申请的无方向性电磁钢板的制造方法的例子进行说明。

(渗硅扩散处理法)

在本发明的的一个实施方式中，可以利用渗硅扩散处理来制造上述无方向性电磁钢板。具体而言，首先对具有含有Si、Mn以及选自P、Sn和Sb中的1种以上且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢板实施渗硅处理。在上述渗硅处理中，例如通过化学气相沉积法(CVD法)使Si堆积在上述钢板表面。在利用上述CVD法的渗硅处理中，使用四氯化硅等含Si气体作为Si源。上述渗硅处理在规定渗硅处理温度下进行规定的渗硅处理时间。应予说明，用在上述渗硅处理的钢板可以为在板厚方向上具有大致均匀的成分组成的通常的钢板。

在上述渗硅处理之后，停止含Si气体的供给，在氮气气氛中进行扩散处理。在上述扩散处理中，只要使经渗硅处理的钢板在规定的扩散处理温度下保持规定的扩散处理时间即可。通过上述扩散处理，堆积在钢板表面的Si扩散至钢板内部。

通过进行上述渗硅扩散处理，能够提高钢板表层部的Si含量。通过渗硅扩散处理得到的无方向性电磁钢板例如具有如图2的(a)所示的Si含量分布。

另一方面，通过上述渗硅处理，钢板表层部的Mn含量减少。认为其原因在于：如上所述，存在于钢板表层部的Mn与来自用于渗硅处理的气体的氯反应而挥发。另外，通过渗硅处理，表层部的Mn含量降低后，进行扩散处理，由此产生Mn的从内层部向表层部的扩散。

上述渗硅扩散处理基本上可按常规方法进行。此时，上述渗硅处理和扩散处理中的Si的堆积量、处理温度和处理时间只要以最终得到的无方向性电磁钢板的表层部Si含量、ΔSi、ΔMn和复层比成为期望的值的方式控制即可。

就缩短处理时间的观点而言，上述渗硅处理可以在1250℃以上的渗硅处理温度下进行。但是，渗硅处理温度为1250℃以上时，在接近钢板熔点的温度下进行渗硅处理，因此钢板有可能熔解而断裂。因此，就防止钢板断裂的观点而言，优选将渗硅处理温度设为小于1250℃。另一方面，渗硅处理温度过低时，生产率降低。因此，就提高生产率的观点而言，优选将渗硅处理温度设为1000℃以上。

应予说明，在本发明的无方向性电磁钢板的制造条件下，Si的扩散速度比Mn的扩散速度快。这是因为，Si的扩散系数大于Mn，此外，板厚方向上的Si的浓度梯度也大于Mn。因此，对于扩散处理温度和扩散处理时间，主要以可获得所希望的ΔSi与复层比的方式调整即可。此时，若扩散处理温度过低，则会降低生产率。因此，就提高生产率的观点而言，优选将扩散处理温度设为880℃以上。另一方面，扩散处理温度过于接近钢板的熔点时，钢板有可能熔解而断裂。因此，从防止钢板断裂的观点出发，优选将扩散处理温度设为小于1250℃。

另一方面，即使在扩散处理结束后的冷却过程中，在比较高的温度区域，仍会产生元素的扩散。特别是在本发明的无方向性电磁钢板中，需要将Mn含量和ΔMn控制在比Si含量和ΔSi低1位以上的范围内，因此，为了得到期望的ΔMn，重要的是控制扩散处理后的冷却速度。

具体而言，在扩散处理结束后的冷却过程中，使从扩散处理温度到880℃的温度区域的冷却速度为10℃/s以上。若上述冷却速度小于10℃/s，则在冷却过程中滞留在高温区域的时间变长，因此Mn从内层部向表层部的扩散变得显著。而且，其结果是，难以确保所期望的ΔMn。特别是，当在小于1250℃的相对较低的渗硅处理温度下进行渗硅处理的情况下，为了达到所期望的ΔMn，以抑制渗硅处理中表层部的脱Mn，会将从扩散处理温度至880℃的冷却速度设为17℃/s以上。另一方面，若冷却速度过快，则会产生冷却应变，其结果是，有磁滞损耗增加的情况。因此，就抑制由冷却应变引起的磁滞损耗的增加的观点而言，优选将从扩散处理温度至880℃的冷却速度设为30℃/s以下。

[包覆法]

另外，作为其它制造方法，可列举包覆Si含量和Mn含量不同的钢坯材的方法。上述钢坯材的成分组成例如可以通过在转炉中对成分不同的材料进行吹炼，对熔钢进行脱气处理来调整。

包覆方法没有特别限定，例如准备Si含量和Mn含量不同的钢坯，以最终复层比成为所期望的值这样的厚度将表层部用的钢坯贴合在内层部用的钢坯的两表面进行轧制即可。上述轧制例如可设为选自热轧、温轧及冷轧中的1种或2种以上。一般而言，优选设为热轧与其后的温轧的组合、或者热轧与其后的冷轧的组合。优选在上述热轧之后进行热轧板退火。另外，上述温轧和上述冷轧也可以隔着中间退火进行2次以上。热轧中的终轧温度、卷绕温度没有特别限定，按照常规方法来决定即可。在上述轧制之后进行最终退火。通过包覆Si含量不同的钢坯材而获得的无方向性电磁钢板例如具有如图2的(b)所示这样的Si含量分布。

实施例

为了确认本发明的效果，按照以下所述的顺序来制造无方向性电磁钢板，评价其磁特性。

首先，准备具有表1所示的成分组成的钢坯。上述钢坯的成分组成通过在转炉中吹炼后进行脱气处理来调整。应予说明，如后所述，最终得到的无方向性电磁钢板的板厚中心位置的成分组成与所使用的钢坯的成分组成相同。

接下来，将上述钢坯在1140℃下加热1hr后，进行热轧而制成板厚2mm的热轧钢板。将上述热轧中的热轧终轧温度设为800℃。将上述热轧钢板在卷绕温度610℃下卷绕，接下来实施900℃×30s的热轧板退火。其后进行酸洗和冷轧。

然后，对上述冷轧后的钢板实施渗硅扩散处理得到无方向性电磁钢板。在上述渗硅扩散处理中，首先，在SiCl₄气氛中，以表1所示的渗硅处理时间、渗硅处理温度来实施渗硅处理。接着，在N₂气氛中，在扩散处理温度1200℃下进行扩散处理，然后进行冷却。上述冷却中的从扩散处理温度至880℃的温度区域的平均冷却速度如表1所示。

另外，代替渗硅处理而使用包覆法制作实施例No.47的无方向性电磁钢板。具体而言，准备了具有表1中作为No.47a所示的成分组成的表层部用钢坯、以及具有作为No.47b所示的成分浓度的内层部用钢坯。针对上述表层部用钢坯和内层部用钢坯，将表层部、内层部一起粗轧直至成为最终复层比为0.25的厚度。接下来，在内层部用钢坯的两表面焊接表层部用钢坯，制成包覆板坯。上述焊接在真空中使用电子束进行。其后，将上述包覆板坯在1140℃下加热1hr后，进行热轧而制成板厚2mm的热轧钢板。将上述热轧中的热轧终轧温度设为800℃。将上述热轧钢板在卷绕温度610℃下卷绕，接下来实施900℃×30s的热轧板退火。其后进行酸洗及冷轧，使板厚为0.20mm。在N₂：H₂＝80：20的气氛下对上述冷轧后的钢板进行1100℃×30秒的最终退火，制成无方向性电磁钢板。

(Si量)

将得到的无方向性电磁钢板埋入碳模具中，用电子探针显微分析仪(ElectronProbe Micro Analyzer)测定板厚方向截面上的Si含量分布。算出钢板的总板厚中的Si含量的平均值，将Si浓度比上述平均值高的部分作为表层部，将Si浓度比上述平均值低的部分作为内层部。根据得到的结果，求出表层部的平均Si含量[Si]₁和内层部的Si含量[Si]₀。应予说明，内层部的Si含量[Si]₀与渗硅处理前的坯材中的Si含量相同。从得到的[Si]₁及[Si]₀来计算定义为([Si]₁-[Si]₀)的ΔSi。应予说明，在使用EPMA的测定中，基于Si含量已知的渗硅处理前的钢坯的测定结果进行测定，由强度算出Si含量。

(Mn量)

按照与上述ΔSi的测定同样的顺序，进行使用EPMA的测定，求出板厚方向截面中的Mn含量分布。根据得到的结果计算出以下的值。

·表层部的平均Mn含量

·内层部的平均Mn含量

·板厚中心位置(t/2)的Mn含量：[Mn]₀

·从钢板表面至深度(1/10)t的位置的区域内的平均Mn含量：[Mn]₁

由得到的[Mn]₁和[Mn]₀算出定义为([Mn]₁-[Mn]₀)的ΔMn。板厚中心位置的Mn含量[Mn]₀与渗硅处理前的板坯中的Mn含量相同。应予说明，如上所述，上述表层部和内层部分别定义为Si浓度比总板厚的平均Si含量高的部分(表层部)、以及Si浓度比上述平均Si含量低的部分(内层部)。

测定的渗硅处理后的无方向性电磁钢板中的Si含量和Mn含量如表2所示。应予说明，对于Si和Mn以外的元素，浓度不因渗硅处理而变化。即，得到的无方向性电磁钢板的表层部和内层部的Si、Mn以外的元素的含量与所使用的钢坯中的含量相同。

最终得到的无方向性电磁钢板的板厚t、定义为由上述Si分布决定的表层部的表面和背面合计厚度t₁与上述t的比率的复层比t₁/t如表2所示。

(磁特性)

接下来，对得到的无方向性电磁钢板分别测定磁特性。上述测定是依据JIS C2550-1使用25cm爱泼斯坦方圈来进行的。作为上述磁特性，测定1.0T、400Hz下的铁损W_10/400(W/kg)、1.0T、1kHz下的铁损W_10/1k(W/kg)、1.0T、2kHz下的铁损W_10/2k(W/kg)、以及磁场强度5000A/m中的磁通密度B₅₀。测定结果示于表3。

应予说明，无方向性电磁钢板所要求的磁特性根据板厚和Si含量而不同。因此，在各频率下的铁损分别满足下述式(1)～(3)规定的条件的情况下，判断为该频率下的铁损良好。

W_10/400≤19-0.3/t-0.6[Si]…(1)

W_10/1k≤55-0.4/t-2[Si]…(2)

W_10/2k≤140-0.9/t-5[Si]…(3)

这里，

t：板厚、

t₁：表层部的合计厚度

[Si]：总板厚的平均Si含量

要求铁损低的频率范围根据马达的使用条件而不同，但在本发明中，也基于以下的判定基准评价最终的无方向性电磁钢板的高频铁损。

·不满足上述式(1)～(3)条件的情况：不可(×)

·满足上述式(1)、式(2)条件的情况：良(○)

·满足上述式(1)～(3)条件的情况：优(◎)

(织构)

另外，为了调查得到的无方向性电磁钢板的织构，测定从无方向性电磁钢板的表面起深度为板厚的1/4的面的方位分布函数φ₂＝45°截面中的、{100}面聚集度与{111}面聚集度之比{100}/{111}。具体而言，从无方向性电磁钢板的表面化学研磨至板厚1/4，使用X射线，进行ODF(结晶方位分布(Orientation Distribution Function))分析。测定结果一并记于表1。

由表1所示的结果可知，满足本发明的条件的无方向性电磁钢板具有优异的磁特性。具体而言，铁损的评价为良(○)或优(◎)，且磁通密度B₅₀为1.59T以上。应予说明，比较例No.6中，制造时，由于退火中钢板断裂，因此不能进行之后的评价。另外，在比较例No.34～36中，由于冷轧时钢板断裂，因此不能进行之后的评价。

[表1]

表1

*从扩散处理温度(1200℃)到880℃为止的温度区域的冷却速度

[表2]

表2

[表3]

表3

符号说明

1 无方向性电磁钢板

10 内层部

20 表层部