WO2017171013A1 - 方向性電磁鋼板 - Google Patents

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grain
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崇人 水村
史明 高橋
雅人 溝上
茂木　尚
濱村　秀行
今井　浩文
申也 林
村上　健一
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Definitions

  • the present invention relates to a grain-oriented electrical steel sheet.
  • grain-oriented electrical steel sheets that exhibit excellent magnetic properties in a specific direction are known as steel sheets for transformer cores.
  • This grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet whose crystal orientation is controlled by a combination of cold rolling and annealing so that the easy axis of crystal grains coincides with the rolling direction. It is desirable that the iron loss of the grain-oriented electrical steel sheet is as low as possible.
  • a grain-oriented electrical steel sheet in which an insulating film is formed on the surface of a steel sheet (base steel sheet) whose crystal orientation is controlled as described above is known.
  • This insulating film plays a role of giving not only electrical insulation but also tension and heat resistance, and further rust resistance to the steel sheet.
  • grooves extending in the direction intersecting with the rolling direction are formed on the surface of the steel sheet at predetermined intervals along the rolling direction, thereby subdividing the magnetic domains and facilitating the domain wall movement.
  • a magnetic domain control method for reducing iron loss there is known a magnetic domain control method for reducing iron loss.
  • Patent Document 1 As a method for forming a groove on the surface of a steel sheet, a method such as a chemical etching method (Patent Document 1) and a laser irradiation method (Patent Documents 2 to 5) are known.
  • Patent Documents 3 to 5 describe a method of forming grooves by laser irradiation after forming an insulating film.
  • the present invention can improve insulation and rust resistance while avoiding an increase in cost, and a direction in which grooves for magnetic domain subdivision that can reduce noise of a laminated iron core are formed on the surface
  • An object of the present invention is to provide an electrical steel sheet.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the height that is the maximum frequency is defined as a virtual plane, and the spatial volume of the recess recessed from the virtual plane is defined as V1.
  • V2 When the volume of the convex portion protruding from the virtual plane is V2, the value of V2 / V1 is more than 0.10 and less than 0.80, A plurality of protrusions are formed in the specific region, and among the plurality of protrusions, the width of the protrusion closest to the groove is larger than the width of the other protrusions, When the region having the highest average height in the extending direction in the height distribution is viewed in the groove longitudinal section including the extending direction and the plate thickness direction, The average roughness Ra of the roughness curve forming the surface of the region is 0.30 to 2.00 ⁇ m, A grain-oriented electrical steel sheet, wherein an average length RSm of roughness curve elements forming the surface of the region is 10 to 150 ⁇ m.
  • the width of the closest projections on the groove W 1 the n-th time (n is an integer greater than or equal to 2) representing the width of the protrusion closer to the W n, the W n / W 1
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to any one of (1) to (4), wherein the value is more than 0.20 and less than 1.00.
  • the number of crystal grains existing on the bottom of the highest protrusion in a cross section perpendicular to the groove extending direction is 10.0 or less on average, (1) to (5) Directional electrical steel sheet.
  • the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 001> orientation is 65% or more with respect to the crystal orientation of the metal structure of the protrusion in the region having the highest average height in the extending direction ( The grain-oriented electrical steel sheet according to any one of 1) to (6).
  • the insulation and rust resistance are improved while avoiding an increase in cost. Can do.
  • FIG. 1A is a schematic plan view showing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 1B is a schematic cross-sectional view showing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2A is a height distribution diagram around the groove of the grain-oriented electrical steel sheet of the invention example.
  • FIG. 2B is a three-dimensional representation of FIG. 2A.
  • FIG. 3A is a height distribution diagram around the groove of the grain-oriented electrical steel sheet of the comparative example.
  • FIG. 3B is a three-dimensional representation of FIG. 3A.
  • FIG. 1A is a schematic plan view showing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 1B is a schematic cross-sectional view showing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2A is a height distribution diagram around the groove of the grain-oriented electrical steel sheet of the invention example.
  • FIG. 2B is
  • FIG. 4A is a schematic cross-sectional view of the groove of the grain-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention as viewed in a cross-section orthogonal to the groove extending direction Y.
  • FIG. 4B is a partially enlarged view of FIG. 4A.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view of the grooves of the grain-oriented electrical steel sheet of the comparative example as viewed in a cross section orthogonal to the groove extending direction Y.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view of the protrusions of the grain-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention viewed in a cross section including the groove extending direction Y and the plate thickness direction Z.
  • FIG. 7A is a diagram showing a location where the number of crystal grains is measured.
  • FIG. 7B is a diagram showing a line segment for measuring the number of crystal grains.
  • FIG. 8 is a process diagram illustrating a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 9A is a schematic diagram showing generation of molten iron by laser irradiation.
  • FIG. 9B is a schematic diagram showing the formation of convex portions accompanying solidification of molten iron.
  • FIG. 9C is a schematic diagram illustrating generation of molten iron by laser irradiation when a specific substance is applied.
  • FIG. 9D is a schematic diagram showing the formation of convex portions accompanying solidification of molten iron when a specific substance is applied.
  • FIG. 10A is a diagram showing dimensions of the wound core.
  • FIG. 10B is a diagram showing dimensions of the wound core.
  • FIG. FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing
  • FIG. 1A is a plan view showing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 1B is a cross-sectional view showing the grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • a grain-oriented electrical steel sheet 10 includes a steel sheet 1 having grooves 5 provided on the surface thereof, and a coating 2 formed on the steel sheet surface of the steel sheet 1. It has.
  • the film 2 is an insulating film, for example, and may include a glass film.
  • the rolling direction of the steel sheet 1 is defined as the X direction
  • the extending direction of the grooves 5 is defined as the Y direction
  • the thickness direction of the steel sheet 1 is defined as the Z direction
  • the direction perpendicular to the Y direction and the Z direction is defined as the Q direction.
  • the extending direction Y of the grooves 5 is not limited to the illustrated direction, and may be any direction that intersects the rolling direction X.
  • the surface of the steel plate 1 has a plurality of grooves 5 in which the extending direction Y intersects the rolling direction X and the groove depth direction is parallel to the plate thickness direction Z for magnetic domain refinement. Are formed at predetermined intervals along the rolling direction X.
  • the groove 5 does not have to be linear when viewed from the plate thickness direction Z, that is, when the groove 5 is viewed in plan, and may have a curved portion, and has an arcuate shape. Also good.
  • channel 5 which has a linear shape is illustrated for convenience of explanation.
  • FIGS. 3A and 3B show the directional electromagnetic wave outside the scope of the present invention.
  • channel of the steel plate contained in a steel plate is shown.
  • 2A and 3A show height distributions obtained by measuring the height in the Z direction using a laser-type surface roughness measuring device with respect to the peripheral region of the groove extending in the vertical direction of the drawing.
  • 2B and 3B show what is displayed three-dimensionally.
  • 2A and 2B show the test No. described later. This is an example corresponding to 1-1, and FIGS. This is a comparative example corresponding to 1-16.
  • the convex portion on the surface of the steel plate is formed around the groove along the groove.
  • the convex portions are irregularly formed up to a region relatively far from the groove. Such control of the convex portion will be further described below.
  • FIG. 4A and FIG. 4B are views of one groove 5 in a cross section (groove short cross section) perpendicular to the groove extending direction Y in the grain-oriented electrical steel sheet of the present embodiment.
  • FIG. 4B is a partially enlarged view of FIG. 4A.
  • a plurality of convex portions 7 are formed on the surface of the steel plate outside in the groove width direction.
  • the convex part 7 is an area
  • the convex portion 7 includes not only the roughness that is intentionally controlled, but also an area that is higher than the virtual plane 2a due to unintentional wrinkles or minute surface fluctuations or measurement errors.
  • the convex portions 7 those having a height exceeding h / 10 with respect to the virtual plane 2 a and a width of h or more are defined as protrusions T. h will be described later.
  • the three convex portions 7 shown on the right side of the groove 5 all correspond to the protrusions T.
  • the two convex portions 7 on the side closer to the groove 5 correspond to the protrusion T, but the convex portion 7 farthest from the groove 5 is from the virtual plane 2a. Although it is high but does not exceed h / 10, it does not correspond to the protrusion T.
  • FIG. 4A shows a groove 5 that is one of the recesses 6.
  • the recess 6 is a region whose height in the Z direction is lower than the virtual plane 2 a, and the groove 5 is also included in the recess 6.
  • the recess 6 includes not only the roughness controlled intentionally, but also an area that is lower than the virtual plane 2a due to unintentional wrinkles or minute surface fluctuations or measurement errors.
  • the groove 5 is a magnetic domain control recess 6 formed on the surface of the steel plate 1 and can be clearly distinguished from other recesses 6.
  • the convex part 7 corresponding to the protrusion T is denoted by the symbol T.
  • the protrusion T is formed by discharging molten iron heated by the laser from the groove 5 and depositing and solidifying the molten iron on the surface of the steel plate.
  • the protrusion T is made of steel having substantially the same component as the chemical component of the steel plate 1.
  • the convex portion 7 is also made of steel having substantially the same component as the chemical component of the steel plate 1.
  • the cross-sectional contour surface of the steel sheet in the cross-section shown in FIGS. 4A and 4B is referred in the present embodiment the contour curve QZ 2. It will be described later contour curve QZ 2.
  • FIG. 5 is a view of one groove 5 in a cross-section orthogonal to the groove extending direction Y in the grain-oriented electrical steel sheet outside the scope of the present invention. Similar to the grain-oriented electrical steel sheet 10, a plurality of convex portions 7 are formed on the outer surface of the steel sheet in the groove width direction of the groove 5, some of which correspond to the protrusions T. However, in the grain-oriented electrical steel sheet 20, the formation position of the protrusion T is far from the groove 5 as compared with FIGS. 4A and 4B and is random. Further, regarding the size distribution, the one close to the groove 5 is not large, and the second and subsequent n-th protrusions T n (n is an integer of 2 or more) are maximized in the direction away from the groove 5.
  • n is an integer of 2 or more
  • the width W 2 of the groove 5 second projections T 2 is greater than the width W 1 of the protrusion T 1 of the first one from the groove. That is, the value of W 2 / W 1 is over 1.0.
  • the distance L s between the end m of the projections T 1 side of the groove 5 side end T 1s and the groove 5 of the projection T 1 is has become 40 ⁇ m greater.
  • FIG. 6 is a view of one protrusion T in the grain-oriented electrical steel sheet 10 as seen in a cross section including the groove extending direction Y and the plate thickness direction Z.
  • it referred to as a cross section a roughness curve YZ 3 projections T in cross-section shown in FIG. It will be described later roughness curve YZ 3.
  • the grain-oriented electrical steel sheet 10 has the following five configurations (A) to (E) as characteristic configurations for obtaining effects.
  • B) The width W 1 of the protrusion T 1 closest to the groove 5 is larger than the widths of the other protrusions.
  • the height of the protrusions 7, the width W 1 of the distance L s and projections T 1 of the from the groove 5 of the projection T 1 is within a predetermined range.
  • the surface roughness parameters (Ra, RSm) indicating the surface roughness of the region having the largest average height in the Y direction are within a predetermined range. is there.
  • the metal structure of each protrusion T substantially matches the metal structure of the steel plate 1.
  • a coating similar to the steel plate surface is also formed on the surface of each protrusion T and the surface of the groove 5.
  • the metal in the irradiation part melts or evaporates, and a part of the metal becomes droplets or fume and is lost from the irradiation part by being scattered in the space. 6 is formed.
  • the protrusion T is formed as a convex portion 7 by attaching the metal removed along with the formation of the groove 5 to the periphery of the groove 5. For this reason, the value of V2 / V1 does not exceed 1.0, and does not greatly decrease from 1.0.
  • V2 / V1 can be less than 1 means that the projection T can be made relatively small when the groove 5 having a constant magnetic domain control effect, that is, a constant depth and width is formed.
  • the value of V2 / V1 is preferably small, and in this embodiment, it is less than 0.80, preferably less than 0.70, and more preferably. Is less than 0.60.
  • the manufacturing method mentioned later it is not difficult to make the value of V2 / V1 less than 0.50, and it can also be made less than 0.40. As a result, the insulation and rust resistance of the grain-oriented electrical steel sheet in which the grooves 5 are formed on the surface of the steel sheet 1 for magnetic domain refinement are improved.
  • the protrusion T can contribute to the improvement of the adhesion of the insulating film. When the value of V2 / V1 is 0.10 or less, the protrusion T is too small to obtain sufficient adhesion. Therefore, the value of V2 / V1 is over 0.10.
  • the width W 1 of the protrusion T 1 closest to the groove 5 is larger than the widths of the other protrusions in a specific region described later. That is, the width W n of all protrusions T n (n is an integer of 2 or more) appearing after the second in the direction away from the groove width direction of the groove 5 in the specific region is W n / W 1. ⁇ 1.0 is satisfied. In other words, the width W n is smaller than the width W 1 of the protrusion T 1.
  • the value of W n / W 1 is preferably less than 0.6, more preferably less than 0.4.
  • the maximum value of W n / W 1 is 0.2 or less, when a plurality of directional electromagnetic steel sheets are stacked, a gap is easily generated between the overlapping directional electromagnetic steel sheets. Existence of such a gap leads to an increase in iron loss and noise of a laminated iron core composed of a plurality of grain-oriented electrical steel sheets. Accordingly, the maximum value of W n / W 1 is preferably greater than 0.2.
  • the effect of the second and subsequent projection T n is shown in relation to the width of the first projection T 1, it is also the naturally be small narrow projections height, also the height It has been confirmed that a similar relationship holds.
  • the end point m is the intersection of the imaginary plane 2a and contour curve QZ 2
  • endpoints T 1s is an intersection of the imaginary plane 2a and contour curve QZ 2 at a height of h / 10.
  • the value of V2 / V1 is approximately 1.0, and the required width Assuming that the groove 5 having a depth is formed, the total volume of the protrusions T cannot be reduced. Therefore, if the protrusion T is lowered, the width of the protrusion T must be increased. In this embodiment, the value of V2 / V1 can be made smaller than previously thought, and the height and width of the protrusion T can be controlled independently.
  • the height of the convex portion 7 from the virtual plane 2a is more than 1 to 10 ⁇ m or less.
  • the height of the convex portion 7 is more preferably 6 ⁇ m or less, and further preferably 3 ⁇ m or less.
  • the end point m of the projection T 1 side of the groove 5 of the end point T 1s groove 5 side of the projection T 1 closest to the groove 5 The distance L s is preferably more than 0 ⁇ m to 40 ⁇ m, more preferably 0.5 to 25 ⁇ m, and still more preferably 1.0 to 20 ⁇ m.
  • the width W 1 of the protrusion T 1 is preferably 40 ⁇ m or less, more preferably 25 ⁇ m or less, and further preferably 15 ⁇ m or less.
  • the height of the protrusion T is preferably small.
  • the distance L s between the protrusion T 1 and the groove 5 is controlled, and the width of the protrusion T is independently reduced, thereby facilitating the movement of the domain wall and improving the magnetic permeability. 1 has the effect of improving the magnetic characteristics.
  • the reason why such an effect can be obtained by reducing the width of the protrusion T is not clear, but the protrusion T is a foreign substance from the steel plate 1 whose crystal orientation is precisely controlled by secondary recrystallization, and is formed on the surface of the steel plate. This is considered to be because there is an adverse effect that hinders the movement of the domain wall due to the presence of the adhesion.
  • the distance L s between the protrusions T 1 and the groove 5 is not also why clear that affects the movement of the magnetic wall, that leaves the distance from the groove 5 becomes the presence of foreign matter in the middle of the domain wall, the projections It is considered that the adverse effect is larger than the situation where T 1 is adjacent to the groove 5 and obstructs movement at the end of the domain wall. Therefore, if the total length of the width for a plurality of projections T are the same, the projection T as much as possible it is preferable that the waiting gathered in the vicinity of the groove 5, since second in a direction away from the groove 5 the width of the projection T n It is less than the width of the projection T 1.
  • the average roughness Ra of the roughness curve defining the surface of the region is 0.3 to 2.0 ⁇ m or less, preferably 0.5 to 1.7 ⁇ m, more preferably 0.7 to 1.4 ⁇ m.
  • the average length RSm of the roughness curve elements is 10 to 150 ⁇ m, preferably 40 to 145 ⁇ m, and more preferably 60 to 140 ⁇ m.
  • the fact that the surface roughness parameters (Ra, RSm) are within the above range means that the variation in height in the extending direction Y of the region is small. Therefore, if the surface roughness parameters (Ra, RSm) are within the above ranges, the film breakage due to the stress concentration on the film is avoided, and the height of the maximum height portion of the protrusion T in which insulation is difficult to be secured. Therefore, the insulation is improved. Further, since the fluctuation of the width of the protrusion T is also reduced, the maximum width of the protrusion width that is expected to limit the obstacle effect of domain wall motion is reduced, and the magnetic characteristics are improved.
  • a favorable effect can be obtained by controlling the metal structure of the protrusion T.
  • most of the protrusions T are formed by attaching the metal removed along with the formation of the groove 5 to the periphery of the groove 5.
  • the groove 5 is formed by laser irradiation, the metal removed from the portion of the steel sheet 1 where the groove 5 is to be formed is melted, and if this adheres to the surface of the steel sheet and is rapidly cooled, it is not preferable for the magnetic properties.
  • the crystal grains contained in the molten solidified product are fine.
  • the crystal orientation of the crystal grains constituting the molten solidified product is likely to deviate from the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation, and it is highly possible that preferable magnetic properties cannot be obtained. These are also factors that hinder the above-described domain wall movement.
  • the metal structure of the protrusion T can be close to the metal structure of the steel sheet 1, the adverse effect as an obstacle to domain wall movement can be reduced.
  • the steel plate 1 constituting the grain-oriented electrical steel plate 10 is composed of crystal grains of several tens of mm. Accordingly, considering the size of the crystal grains constituting the protrusion T in the groove extending direction Y, the crystal grains in the protrusion T along the groove 5 formed with a length of several mm to several tens mm are extended. It is also possible to grow to the same size as the current direction. However, the size of the projection T in the Z direction and the Q direction is about several ⁇ m, and it is assumed that crystal grains having a large anisotropy that is as large as several tens of mm in the Y direction are generally isotropic.
  • the degree of growth of crystal grains in the protrusion is determined by the average number of crystal grains in the metal structure of the protrusion T when observed in a cross section (groove short cross section) perpendicular to the groove extending direction Y.
  • the structure obtained by rapid solidification of the molten iron scattered during the formation of the grooves 5 in the conventional method is formed with very fine crystal grains.
  • the number of crystal grains at the bottom of the protrusion T is several tens in the groove short section.
  • the protrusion T When the protrusion T is composed of such fine crystal grains, a large amount of crystal grains deviating from the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation are included.
  • the manufacturing method described later if the manufacturing method described later is applied, the protrusion T can be composed of coarse crystal grains, and the average number of crystal grains existing at the bottom of the highest protrusion T in the groove short cross section is obtained. It can be made 10.0 or less. A method for measuring the number of crystal grains will be described later. If the average value of the number of crystal grains exceeds 10.0, many crystal grains deviating from the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation may be included. Accordingly, the average number of crystal grains is preferably 10.0 or less, more preferably 5.0 or less, and even more preferably 3.0 or less. Most preferably, the protrusion T is composed of a single crystal grain.
  • the adverse effect of the protrusion T as a domain wall movement obstacle also depends on the crystal orientation. If the crystal orientation of the protrusion T is the same crystal orientation continuous from the steel plate 1, the obstruction effect of domain wall motion can be made as small as possible. Since the so-called Goss orientation is greatly grown by secondary recrystallization in the steel plate 1, if the grooves 5 and the projections T are formed in the previous process, the projections T are formed from the steel plate 1 side in the secondary recrystallization process. It can be phagocytosed by the grown goth orientation, and the crystal orientation of the protrusion T can be made preferable.
  • [About configuration (E)] 4A, FIG. 4B, and FIG. 6 exemplify a state in which no film is present on the steel sheet surface including the surfaces of the grooves 5 and the protrusions T.
  • the recesses 6 and the protrusions are illustrated.
  • the surface of 7 may be covered with a glass film.
  • the glass film is interposed between the insulating film and the steel sheet 1
  • adhesion between the steel sheet 1 and the insulating film can be secured, and rust resistance and insulation can be improved.
  • the insulating film and the glass film in the groove 5 are lost.
  • the insulating film is re-formed after the groove is formed. In this case, since the insulating film is in direct contact with the steel plate on the surface of the groove 5, sufficient adhesion of the insulating film is achieved. May not be secured.
  • the groove 5 and the protrusion T are formed before the application of the annealing separator for forming the glass film, and the annealing separator is also applied to the surface of the groove 5 and the surface of the protrusion T.
  • the finish annealing it is possible to form a glass film on the inner surface of the groove 5 and the surface of the protrusion T.
  • the glass film need not be special. For example, a glass film having a thickness of more than 0 to 5 ⁇ m and an insulating film having a thickness of 1 to 5 ⁇ m can be applied.
  • membrane which does not have a glass film and arrange
  • these coatings do not have to have the same thickness on the surface of the groove 5, the surface of the protrusion T, and the flat portion (the surface of the steel plate coinciding with a virtual plane described later). Since these films are formed by applying a liquid substance to the surface of the steel sheet, drying, and baking, it is natural that the thickness of the grooves 5 and the protrusions T that are uneven on the surface changes. These thickness changes do not lose the effect of the present invention.
  • the distance L s between the groove 5 and the groove 5 and the crystal grain size of the metal structure in the protrusion T have been described with the characteristics of a specific cross section in mind.
  • the shape of the protrusion T is not necessarily constant in the extending direction (Y direction) of the groove 5.
  • the width W of the protrusion T and the crystal grain size and crystal orientation distribution of the metal structure of the protrusion T also vary greatly depending on the cross section to be observed. Therefore, a method for specifying a quantitative value related to the shape of the steel sheet surface in the present invention will be described below.
  • regulated by this invention should be specified by the surface of the steel plate 1, without considering the film
  • the surface of the steel sheet 1 is measured by cross-sectional observation, or the steel sheet 1 after peeling the film. It should be measured with.
  • the shape of the surface of the steel plate 1 in a state where there is no film rather than specifying the surface of the steel plate 1 by cross-sectional observation and obtaining the necessary measurement values based on the surface. It is suitable to measure three-dimensionally. The method will be described below.
  • a sufficiently wide range of Z-direction positions on the steel sheet surface is measured using a laser-type surface roughness measuring instrument including the groove 5 and the protrusion T.
  • the extending direction Y of the grooves 5 extends over a range of 1000 ⁇ m, and the Q direction is 400 ⁇ m centered on the grooves (grooves of the grooves).
  • a range of 200 ⁇ m on one side is set as a specific region, and the Z-direction position of the surface of the steel sheet 1 is measured at regular intervals within this specific region, and a height distribution of height data is obtained.
  • the laser spot diameter is set to 0.40 ⁇ m or less (for example, 0.40 ⁇ m)
  • scanning is performed in steps of 0.30 ⁇ m or less (for example, 0.15 ⁇ m) in the Y direction, and 0.30 ⁇ m or less (for example, 0. 15 ⁇ m)
  • the measurement accuracy in the Z direction is 0.10 ⁇ m or less (for example, 0.10 ⁇ m)
  • the magnification of the objective lens is 50 times.
  • the width of the groove 5 which is a recessed area as a height in the Z direction is about 20 ⁇ m, and the area where the metal scattered from this area is deposited on the steel plate surface and becomes the projection T is also a wide area of about 400 ⁇ m in the vicinity of the groove 5 Is considered to be local rather than spreading thinly over the entire surface, and even if there are some irregularities on the surface of the flat portion of the original steel plate 1, the original steel plate surface (in the Z direction) It is considered appropriate to specify the virtual plane 2a regarded as having a height of zero).
  • the virtual plane 2a is assumed to be an extended plane for the region where the grooves 5 and the protrusions T are present.
  • the virtual plane 2a determined in this way is drawn with a dashed-dotted line. If such a plane is determined, the space volume V1 from which the metal has been removed as the groove 5 is the sum of the product of the step width and the Z direction height at the measurement point where the Z direction height has a negative value. Can be specified.
  • the volume V2 in which the molten iron is discharged from the steel sheet surface as the protrusion T to become the convex portion 7 is obtained by calculating the product of the step width and the Z direction height at the measurement point where the Z direction height becomes a positive value. It can be specified by totaling.
  • “H” related to the height of the convex portion 7 is specified as a height where the above-mentioned surface shape data is arranged in descending order of the height in the Z direction and the rank becomes 0.02% of the whole. For example, in the case of data of 10 million points, the height of the 2000th measurement point is h.
  • the actual height of the convex portion 7 may be various heights from 0 to various heights.
  • the size of the convex portion 7 is represented by h.
  • the height of h is considered to be a value corresponding to the height of the relatively high convex portion 7 among the many convex portions 7 present, but the characteristics to be noticed, that is, insulation and rust resistance Considering that magnetic characteristics and the like are strongly influenced by the relatively high convex portion 7, such an evaluation is considered appropriate.
  • curves representing the steel sheet surface in the Y-direction vertical section (groove short section) and the Q-direction vertical section (groove longitudinal section) are used. In the following, first, how to obtain these curves will be described.
  • a series of data having the same position in the Y direction that is, a cross section curve QZ 1 representing a change in height in the height data at a specific QZ cross section is obtained.
  • a contour curve QZ 2 Figure 4A
  • a series of data having the same position in the Q direction that is, a cross section curve YZ 1 representing a change in height in the height data in a specific YZ cross section is obtained. Furthermore, for each section curve YZ 1 in a particular direction Q position determines the average Za height. Of sectional curve YZ 1, profile curve average Za is maximum is contour curve YZ 2. Contour curve YZ 2, the average height of the extending direction Y corresponds to the contour curve of the highest region in the height distribution.
  • the position in the Q direction where the contour curve YZ 2 is obtained coincides with the position where the height in the Z direction is the highest in the contour curve QZ 2 . And this position is typically a position of the top portion of the projection T 1 of the later.
  • Cut-off values ⁇ s and ⁇ c are determined by the type of laser surface roughness measuring instrument and the objective lens.
  • a point at which the contour curve QZ 2 first intersects the virtual plane 2 a in the center in the Q direction, that is, in the direction away from the center of the groove 5 is a groove end point m.
  • the protrusion T is defined in a region farther from the groove than the groove end point m.
  • the reason for specifying the protrusion T with such a rule is that the surface of the steel sheet 1 has unevenness different from the unevenness that should be controlled in order to obtain the effects of the present invention.
  • the irregularities that should be excluded may be minute irregularities (roughness) that appear during rolling, or numerical fluctuations due to measurement errors. Since these are very fine according to the current industrial manufacturing technology and measurement accuracy, the contour curve QZ 2 is obtained by averaging the cross-sectional curve QZ 1 as raw data with respect to the Y direction position as described above. Although a considerable part is considered to disappear due to the processing to be obtained, the unevenness having a relatively small height and width as compared with the height h as described above is excluded from the evaluation target.
  • the projections are numbered in order from the side closer to the groove.
  • position T ns side endpoint closer to the groove of the projection T n the position on the far side of the end point from the groove as the T ne, T ns and T distance projections T n between ne which is the width W n.
  • Each of the end points T ns and T ne is an intersection of the virtual surface and the contour curve QZ 2 at a height of h / 10.
  • the distance between the groove end point m and T 1s is L s .
  • the average height of the Y direction determining an average length RSm of the average roughness Ra and roughness curve element of highest elevation T.
  • the average roughness Ra and the average length RSm of the roughness curve element are determined according to Japanese Industrial Standard JIS B 0601 (2013).
  • the average number of crystal grains forming the protrusions T is determined from a cross section perpendicular to the groove extending direction Y (groove short cross section, QZ plane).
  • the metal structure of the groove short cross section is observed at 10 observation points 31 to 40 in the Y direction, and exists at the bottom of the highest protrusion T in each of the observation points 31 to 40.
  • the number of crystal grains to be obtained is obtained. That is, as shown in FIG. 7B, the number of crystal grains present on a line segment 41 having a Z-direction height of the projection T of h / 10 in the short cross section of the groove is obtained. Then, the average value of the number of crystal grains for each of the observation locations 31 to 40 is calculated.
  • the means for observing the metal structure of the steel sheet 1 can be a known means. However, since the size of the protrusion in the short cross section of the groove is several ⁇ m, it is preferable to observe with a scanning electron microscope (SEM). .
  • the crystal orientation in the projection T is determined by observing the cross section of the metal structure to obtain a contour curve YZ 2. It should be noted that the crystal orientation is obtained by limiting only to the region corresponding to the protrusion T in the cross-sectional structure, that is, the region where the height in the Z direction is h / 10. For the crystal orientation, the area ratio of the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation in the region is determined by the backscattered electron diffraction pattern (EBSD) method.
  • EBSD backscattered electron diffraction pattern
  • the measurement conditions for EBSD are as follows.
  • the area ratio of the region having the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> ( ⁇ 10 °) orientation is defined as the area ratio in the present invention.
  • the area ratio is preferably 65% or more from the viewpoint that the magnetic properties can be improved. That is, it is preferable that the area ratio of the ⁇ 100 ⁇ ⁇ 001> orientation is 65% or more with respect to the crystal orientation of the metal structure of the protrusion T in the region having the highest average height in the groove extending direction Y in the height distribution.
  • the specified value of the protrusion T is measured near the center of the extending direction. This is because at the extended end of the groove 5, the depth of the groove 5 becomes shallower and the change in the shape of the projection T becomes larger as it approaches the extended end due to a change in the laser irradiation angle.
  • the groove 5 does not have to be linear, in the measurement of the surface height Z by the three-dimensional roughness meter, the Y direction and the direction of the length of 1000 ⁇ m in the measurement region are exactly the same. It is also possible not to. However, even if the groove 5 is formed in a curved shape, the groove 5 manufactured in the practical range as an industrial product can be substantially straight if the distance is about 1000 ⁇ m. To define the features.
  • the variation of the plurality of grooves 5 is within the range of the manufacturing variation of industrial products, and it is not necessary to give special consideration to judgment based on abnormal values.
  • a value averaged over a length of 1 mm in the extending direction is used, and a representative value is obtained to the extent that there is no problem with respect to the variation for each groove 5.
  • the protrusion 5 defined in the present invention is the surface shape of the steel plate 1. That is, it is not the shape from the top of the film of the grain-oriented electrical steel sheet having the film. Even if a film is formed on the surface of the steel plate 1, this can be measured visually by observing the cross section. However, in order to quantify various values, it is easy to operate by measuring the surface shape using the three-dimensional roughness measuring apparatus as described above. In this case, the surface of the steel sheet 1 without a film is measured. It is necessary to measure. If the groove 5 and the protrusion T are formed before the film is formed, this may be measured immediately after the formation or before the film is formed. Moreover, if it measures after film formation, it can measure by removing the glass film and insulating film of a grain-oriented electrical steel sheet, for example with the following method.
  • a grain-oriented electrical steel sheet having a glass coating or an insulating coating is immersed in a sodium hydroxide aqueous solution of NaOH: 10% by mass + H 2 O: 90% by mass at 80 ° C. for 15 minutes. Then, it is immersed in a sulfuric acid aqueous solution of H 2 SO 4 : 10% by mass + H 2 O: 90% by mass at 80 ° C. for 3 minutes. Thereafter, the substrate is dipped and washed with a nitric acid aqueous solution of HNO 3 : 10% by mass + H 2 O: 90% by mass for 1 minute at room temperature. Finally, dry with a warm air blower for 1 minute.
  • the shape and roughness of the groove 5 of the steel sheet 1 are the same as before the glass film or the insulating film is formed. ing. Furthermore, the groove 5 formed in the middle of the steel plate manufacturing process changes its shape greatly when a large deformation such as cold rolling is performed thereafter, but it passes through these processes if annealing or film formation is performed. Even so, it has been confirmed that the change in shape is small.
  • the provision relating to the protrusion T is applied to the final product, and when a film is formed on the surface of the final product, it is applied to the peeled steel plate 1.
  • the steel sheet 1 is, for example, in mass%, Si: 0.8 to 7%, C: more than 0 to 0.085%, acid-soluble Al: 0 to 0.065%, N: 0 to 0.00. 012%, Mn: 0 to 1%, Cr: 0 to 0.3%, Cu: 0 to 0.4%, P: 0 to 0.5%, Sn: 0 to 0.3%, Sb: 0 to 0.3%, Ni: 0 to 1%, S: 0 to 0.015%, Se: 0 to 0.015%, with the balance being Fe and impurities.
  • the chemical component of the steel plate 1 is a preferable chemical component for controlling the Goss texture in which the crystal orientation is accumulated in the ⁇ 110 ⁇ ⁇ 001> orientation.
  • Si and C are essential elements
  • acid-soluble Al, N, Mn, Cr, Cu, P, Sn, Sb, Ni, S, and Se are selective elements. Since the above-mentioned selective element may be contained according to the purpose, it is not necessary to limit the lower limit value, and the lower limit value may be 0%. Further, the selective element is not limited to the above elements, and even if a known element having a known effect in the grain-oriented electrical steel sheet is contained in a known range, the effect of the present embodiment is not impaired.
  • the essential elements of the steel plate 1 and the remainder of the selective elements are composed of Fe and impurities.
  • An impurity means an element inevitably mixed from ore, scrap, or a production environment as a raw material when the steel sheet 1 is industrially manufactured.
  • grain oriented electrical steel sheets generally undergo purification annealing during secondary recrystallization.
  • the inhibitor forming elements are discharged out of the system.
  • the decrease in the concentration is remarkable, and it becomes 50 ppm or less.
  • N and S are each 9 ppm or less, and further 6 ppm or less. If sufficient purification annealing is performed, it reaches a level that cannot be detected by general analysis (1 ppm or less).
  • the chemical composition of the steel plate 1 may be measured by a general steel analysis method.
  • the chemical composition of the steel sheet 1 may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). Specifically, it can be specified by measuring a 35 mm square test piece of the steel sheet 1 after removal of the film, using an ICPS-8100 manufactured by Shimadzu Corporation (measurement device) under conditions based on a calibration curve prepared in advance.
  • C and S may be measured using a combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using an inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the rust resistance and insulation properties as well as the magnetic properties of the grain-oriented electrical steel sheet in which the grooves 5 and the protrusions T are formed on the steel sheet surface for magnetic domain refinement are greatly improved. It is possible.
  • FIG. 8 is a flowchart showing a method for manufacturing a grain-oriented electrical steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the present manufacturing method includes a casting step S01, a hot rolling step S02, an annealing step S03, a cold rolling step S04, a decarburizing annealing step S05, an annealing separator coating step S06, a finish annealing step S07, Insulating film forming step S08 and laser irradiation step S99 are included.
  • this manufacturing method is a groove formation (projection formation) step by laser irradiation, but this step can be performed at a plurality of timings of the steel plate manufacturing process over many steps. For this reason, in the following description, the manufacturing method of a general grain-oriented electrical steel sheet will be described first, and then the laser irradiation step S99 for forming grooves and protrusions will be described.
  • the casting step S01 for example, in mass%, Si: 0.8 to 7%, C: more than 0 to 0.085%, acid-soluble Al: 0 to 0.065%, N: 0 to 0.012%, Mn: 0 to 1%, Cr: 0 to 0.3%, Cu: 0 to 0.4%, P: 0 to 0.5%, Sn: 0 to 0.3%, Sb: 0 to 0.3 , Ni: 0 to 1%, S: 0 to 0.015%, Se: 0 to 0.015%, and the balance is supplied to the continuous casting machine having a chemical component composed of Fe and impurities.
  • the slab is continuously produced.
  • the slab obtained in the casting step S01 is heated to a predetermined temperature (for example, 1150 to 1400 ° C.), and then hot rolling is performed. Thereby, for example, a hot-rolled steel sheet having a thickness of 1.8 to 3.5 mm is obtained.
  • a predetermined temperature for example, 1150 to 1400 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step S02 is annealed under a predetermined temperature condition (for example, a condition of heating at 750 to 1200 ° C. for 30 seconds to 10 minutes).
  • a predetermined temperature condition for example, a condition of heating at 750 to 1200 ° C. for 30 seconds to 10 minutes.
  • cold rolling process S04 after the hot-rolled steel sheet that has been annealed in the annealing process S03 is pickled, cold rolling is performed. Thereby, for example, a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.15 to 0.35 mm is obtained.
  • the cold-rolled steel sheet obtained from the cold rolling step S04 is subjected to heat treatment (ie, decarburization annealing) under predetermined conditions (for example, heating at 700 to 900 ° C. for 1 to 3 minutes).
  • heat treatment ie, decarburization annealing
  • predetermined conditions for example, heating at 700 to 900 ° C. for 1 to 3 minutes.
  • carbon will be reduced to a predetermined amount or less, and a primary recrystallized structure will be formed.
  • an oxide layer containing silica (SiO 2 ) as a main component is formed on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • nitridation annealing is performed subsequent to the decarburization annealing step S05.
  • nitridation annealing is also included in the decarburization annealing step S05.
  • an annealing separator containing magnesia (MgO) as a main component is applied to the surface of the cold rolled steel sheet (the surface of the oxide layer).
  • the finish annealing step S07 the cold-rolled steel sheet coated with the annealing separator is subjected to heat treatment (ie, finish annealing treatment) under a predetermined condition (for example, heating at 1100 to 1300 ° C. for 20 to 24 hours). Is done.
  • finish annealing treatment ie, finish annealing treatment
  • secondary recrystallization occurs in the cold-rolled steel sheet, and the cold-rolled steel sheet is purified.
  • a cold-rolled steel sheet having the chemical composition of the steel sheet 1 described above and whose crystal orientation is controlled so that the easy axis of crystal grains coincides with the rolling direction X is obtained.
  • the oxide layer containing silica as a main component reacts with an annealing separator containing magnesia as a main component, and on the surface of the cold-rolled steel sheet, for example, A glass film containing a composite oxide such as forsterite (Mg 2 SiO 4 ), spinel (MgAl 2 O 4 ), or cordierite (Mg 2 Al 4 Si 5 O 16 ) is formed.
  • the finish annealing step S07 the finish annealing process is performed in a state where the cold-rolled steel sheet is wound in a coil shape.
  • an insulating coating liquid containing, for example, colloidal silica and phosphate is applied from above the glass film.
  • a baking heat treatment is performed under a predetermined temperature condition (for example, 840 to 920 ° C.).
  • the laser irradiation step S99 can be carried out at any timing after the casting step S01. However, the groove 5 and the protrusion T of about several hundred ⁇ m at most as the change in the surface shape are subsequently subjected to hot rolling, pickling, When cold rolling is carried out, it almost disappears. For this reason, it should be implemented at least after the cold rolling step S04. First, features that appear depending on the execution timing of the laser irradiation step S99 will be described.
  • the rolling oil present on the surface of the steel plate as it is rolled effectively acts on the shape control of the surface of the steel plate, and the groove 5
  • An oxide layer containing silica (SiO 2 ) generated during the decarburization annealing process as a main component is also formed on the surface of the protrusion T. This is advantageous for forming a good glass film in the final product.
  • the laser irradiation step S99 can be performed in the middle of the decarburization annealing step S05. If laser irradiation is performed before the nitridation annealing, the surface layer region of the groove 5 and the region of the protrusion T also have a structure in which inhibitor control is performed by nitridation. Therefore, the crystal orientation of these regions is also changed by subsequent secondary recrystallization. It is expected to be preferably controlled. However, in general, nitriding annealing is performed after decarburization annealing without lowering the steel plate temperature so as to avoid an increase in energy cost. In order to perform laser irradiation in the middle of this, it is necessary to cool the steel sheet once and reheat it for nitriding after laser irradiation. Therefore, this point should be taken into consideration when performing at this timing. .
  • the laser irradiation step S99 is performed between the decarburization annealing step S05 and the annealing separating agent application step S06, a glass film can be formed on the surfaces of the grooves 5 and the protrusions T.
  • the oxide layer mainly composed of silica formed in the decarburization annealing step S05 disappears on the surface of the groove 5 and the surface of the protrusion T, it cannot be said that the state of the glass film is preferable.
  • the surface layer region and the protrusion T region of the groove 5 are not in a preferable state of the inhibitor, and the Goss orientation as the preferred crystal orientation from this region is not.
  • the liquid annealing separation agent effectively acts on the shape control of the steel sheet surface. Irradiation should be performed. Although the annealing separator applied to the surface of the groove 5 is dissipated immediately after laser irradiation, if the annealing separator is in a liquid state, the surface of the groove 5 is again covered with the annealing separator. However, it should be noted that the molten iron that has been solidified by riding on the annealing separator has a considerable influence on the subsequent glass film formation and may cause local film defects.
  • the laser irradiation step S99 can also be performed in the insulating film forming step S08.
  • an insulating coating solution is applied to the steel sheet and a baking heat treatment is performed.
  • the insulating coating solution can be used to control the surface state of the steel sheet of the present invention.
  • laser irradiation is performed before baking heat treatment, and then baking heat treatment is performed.
  • a glass film does not exist on the surface of the groove 5 and the protrusion T, an insulating film is formed for the time being. There is an advantage that it is not necessary to re-form the insulating film which is necessary when the groove 5 and the protrusion T are formed in the final product.
  • the insulating film does not exist on the surfaces of the grooves 5 and the protrusions T, and as described above, the insulating film is formed to ensure rust resistance and insulation. Since reformation is required, there is no merit to carry out in this process.
  • a liquid annealing separator is applied between the annealing separator coating process S06 and the finish annealing process S07.
  • the insulating coating liquid is used as a coating material in the middle of the insulating film forming step S08, it is advantageous because it is not necessary to remove the coating material.
  • the laser irradiation step S99 is particularly preferably performed between the cold rolling step S04 and the decarburization annealing step S05 as shown in FIG.
  • the steel sheet surface after cold rolling is unavoidably rolled oil. This is also very convenient.
  • the laser irradiation step S99 will be described.
  • the laser is irradiated toward the surface of the steel sheet, and the grooves 5 are formed on the surface of the steel sheet.
  • a protrusion T is formed with the formation of the groove 5.
  • the said specific substance is the rolling oil used by cold rolling, for example.
  • the laser control conditions do not have to be special, and known conditions are employed.
  • a laser emitted from a laser light source is transmitted to a laser irradiation device via an optical fiber, and the laser is irradiated toward the surface of the steel sheet by a polygon mirror and its rotation driving device, and the laser is cold-rolled. It is formed by scanning substantially parallel to the plate width direction of the steel plate.
  • an assist gas such as air or an inert gas may be blown onto the portion of the steel plate irradiated with the laser.
  • the assist gas plays a role of removing components scattered or evaporated from the steel sheet by laser irradiation.
  • a plurality of grooves 5 intersecting the rolling direction can be formed at predetermined intervals along the rolling direction by synchronously controlling the rotation speed of the polygon mirror and the conveying speed of the steel sheet in the rolling direction.
  • a fiber laser can be used as the laser light source.
  • a high-power laser generally used for industrial use such as a YAG laser, a semiconductor laser, or a CO 2 laser may be used as the laser light source.
  • a pulse laser or a continuous wave laser may be used as a laser light source.
  • the laser it is preferable to use a single mode laser which has a high light collecting property and is suitable for forming the groove 5.
  • Laser irradiation conditions include, for example, a laser output of 200 to 2000 W, a focused spot diameter in the laser rolling direction (a diameter including 86% of the laser output) of 10 to 1000 ⁇ m, and a focused spot in the laser plate width direction. It is preferable to set the diameter to 10 to 1000 ⁇ m, the laser scanning speed to 5 to 100 m / s, and the laser scanning pitch (interval) to 2 to 10 mm. These laser irradiation conditions may be appropriately adjusted within a known range so that a desired groove depth can be obtained. For example, in order to obtain a deep groove depth, the laser scanning speed may be set slower and the laser output may be set higher.
  • the coating substance is preferably a liquid substance such as fats and oils, water, alcohol, colloid, emulsion, an annealing separator used in the production of a grain-oriented electrical steel sheet, and an insulating coating solution.
  • oils and fats used as rolling oil and rust preventive oil are easy to handle and more preferable.
  • Rolling oil is particularly preferred because it does not need to be reapplied after cold rolling.
  • the applied substance satisfies the following two conditions.
  • the material has a viscosity within a specific range and is liquid and can be deformed instantaneously even with a relatively small force.
  • the thickness of the liquid film on the surface of the steel sheet after application is within a specific range, and while suppressing the spread of molten iron, when a part of the molten iron rides on the liquid film, It is a substance that suppresses the welding of molten iron to the steel sheet by interposing it with the steel sheet.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • the steel sheet 1 contained in the grain-oriented electrical steel sheet has, as chemical components, mass%, Si: 0.8 to 7%, C: more than 0 to 0.085%, acid-soluble Al: 0 to 0.065%, N: 0 to 0.012%, Mn: 0 to 1%, Cr: 0 to 0.3%, Cu: 0 to 0.4%, P: 0 to 0.5%, Sn: 0 to 0.3 %, Sb: 0 to 0.3%, Ni: 0 to 1%, S: 0 to 0.015%, Se: 0 to 0.015%, with the balance being Fe and impurities.
  • the molten iron 11 is specified when the molten iron 11 is pushed out around the groove 5.
  • the substance 12 is pushed out of the groove 5 and scattering is suppressed.
  • the molten iron 11 is prevented from being scattered far from the groove 5 by the film of the specific substance 12.
  • a part 13 of the molten iron 11 rides on the coating film of the specific substance 12.
  • the molten iron 13 riding on the coating film is solidified and peeled off on the coating film of the specific substance 12 and does not remain as a welded material on the steel sheet surface.
  • the total amount of the welded material decreases.
  • the welded material scattered to a point far from the groove is solidified and peeled off on the coating film of the specific substance 12 and does not remain as a welded material on the steel plate surface, only the protrusion close to the groove (protrusion T 1 ). so that the width of the projections (projecting T 2 later) away from the groove than the projection T 1 is smaller than the width of the projection T 1.
  • the coating material may be defined in contact with hot molten iron, but this is not practical.
  • invention is prescribed
  • the viscosity of the coating material is preferably 100 mm 2 / s or less.
  • the effect of the present invention is considered to be obtained if any substance that has viscosity and is deformed by the force received from molten iron is applied, so the lower limit is not particularly limited, but if the viscosity is too high, such as application In addition to being difficult to handle, it prevents proper spread of the melt around the groove, deposits only in the very vicinity of the groove 5 and increases the height h of the convex portion, and the desired V2 / V1. Cannot be obtained.
  • the viscosity is preferably 10 to 70 mm 2 / s or less, and more preferably 40 to 60 mm 2 / s.
  • the viscosity can be controlled by changing the coating material, but it can also be controlled by changing the temperature and concentration, for example.
  • the temperature of the coating substance is preferably 10 to 100 ° C.
  • the temperature is preferably 15 to 60 ° C, more preferably 20 to 50 ° C.
  • an appropriate temperature range should be determined in consideration of temperature management and ease of handling in the manufacturing process.
  • the coating substance is oil or fat or an emulsion of oil or fat, the above temperature range roughly matches the preferred range for viscosity.
  • the concentration when applying a colloidal solution such as an oil or fat emulsion or an annealing separator or an insulating coating solution generally used in the manufacturing process of grain-oriented electrical steel sheet is the sum of water and fat if the emulsion is an oil or fat.
  • the volume concentration of fats and oils is 50-70%
  • the annealing separator is 5-80% magnesia with water and magnesia
  • the insulating coating solution is water, aluminum phosphate, colloidal silica, and chromic acid.
  • the viscosity can be controlled to preferably obtain the protrusion control effect of the present invention.
  • the appropriate concentration range is the same as the temperature in consideration of temperature adjustment and ease of handling in the manufacturing process as well as the adjustment of the viscosity for obtaining the invention effect.
  • the thickness of the coating material is preferably more than 0 to 50 ⁇ m, more preferably 0.01 to 25 ⁇ m, and still more preferably 0.1 to 1 ⁇ m.
  • the boiling point of the coating material is preferably 100 ° C. or higher. If the boiling point is too low, the substance evaporates from the periphery of the groove, which becomes instantaneously high temperature during laser irradiation, and the effect of the present invention is lost. Even if it does not evaporate completely, the thickness of the coating material becomes thin, the effect of keeping the coating material around the groove is reduced, the distance L s and the protrusion width W become excessively large, and the film is too thin. Further, it is not possible to suppress the welding of the molten iron on the coating film to the mother steel plate, and the desired V2 / V1 cannot be obtained.
  • the boiling point is more preferably 130 ° C or higher, and further preferably 150 ° C or higher. In the case of a mixed substance, the boiling point of the solvent should be controlled.
  • the manufacturing conditions of the grain-oriented electrical steel sheet to be used are as follows. In mass%, Si: 3.0%, C: 0.08%, acid-soluble Al: 0.05%, N: 0.01%, Mn: 0.12%, Cr: 0.05%, Cu: 0.04%, P: 0.01%, Sn: 0.02%, Sb: 0.01%, Ni: 0.005%, S: 0.007%, Se: 0.001% And hot rolling is implemented with respect to the slab which has a chemical component which the remainder consists of Fe and an impurity, and a 2.3 mm-thick hot-rolled steel plate is obtained.
  • the above hot-rolled steel sheet is annealed at 1000 ° C. for 1 minute. Thereafter, pickling and cold rolling are performed to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.23 mm.
  • the cold-rolled steel sheet is decarburized and annealed at 800 ° C. for 2 minutes, and an annealing separator containing magnesia (MgO) as a main component is applied to the surface. If necessary, known nitriding annealing is performed.
  • MgO magnesia
  • An insulating coating solution containing colloidal silica and phosphate is applied to the above steel plate, and heat treatment is performed at 850 ° C. for 1 minute. Finally, grooves and protrusions are formed, and a glass film and insulation are further formed on the surface. A grain-oriented electrical steel sheet having a coating is obtained.
  • the laser irradiation conditions are: laser output: 200 W, focused spot diameter (86% diameter) in the laser rolling direction: 100 ⁇ m, focused spot diameter (86% diameter) in the laser plate width direction: 4000 ⁇ m, laser scanning speed: 16 m / s, laser scanning pitch: 4 mm.
  • the above-mentioned grain-oriented electrical steel sheet finally obtained is usually a normal one containing Si: 3.0%, except for the shape of protrusions that change according to the application conditions of the specific material on the steel sheet surface during laser irradiation. It is a grain-oriented electrical steel sheet.
  • the application conditions of the specific substance and the execution timing including laser irradiation, which are the points of the present invention, will be described in each experimental example.
  • the depth of the groove of the steel plate to be evaluated is 25-30 ⁇ m or less, the width of the groove is 30-40 ⁇ m, and it is within the range of the groove shape variation when the laser irradiation conditions are constant, and is a well-known range. is not.
  • a laser type surface roughness measuring instrument (VK-9700 manufactured by Keyence Corporation) is used for measurement of three-dimensional roughness and measurement of surface roughness parameters (Ra, RSm).
  • the measured value for the protrusion is an average value of the values measured for the protrusions on both sides of the groove.
  • Insulation is evaluated by the interlayer current measured by the method described in JIS C 2550-4.
  • Magnetic properties are evaluated by a single plate of W 60 mm ⁇ L 300 mm according to the H coil method described in JIS C 2556.
  • each grain-oriented electrical steel sheet is laminated, and a wound core 20 having the dimensions (mm) shown in FIGS. 10A and 10B is produced.
  • the wound core 20 is fastened with a band 21.
  • the wound core 20 a measurement using the excitation current method described in JIS C 2550-1, performed at a frequency 50 Hz, magnetic flux density 1.7T conditions, to measure the iron loss value W A of the winding core .
  • a sample having a width of 100 mm and a length of 500 mm consisting only of the plane portion of the grain-oriented electrical steel sheet used for the wound iron core was sampled, and an electrical steel sheet using the H coil method described in JIS C 2556 was used for this sample.
  • the measurement by the plate magnetic property test carried out at a frequency 50 Hz, magnetic flux density 1.7T conditions, to measure the iron loss value W B of the steel sheet veneer.
  • the building factor (BF) is obtained by dividing the iron loss value W A by the iron loss value W B.
  • Test No. In 1-22 the insulating coating solution applied in the insulating coating forming step S08 was irradiated with laser using the specific material, and then the insulating coating was baked. Test No. In 1-23, after the insulating film forming step S08, laser irradiation was performed on the film. Test No. In 1-24, the process up to the formation of the insulating film was performed without forming the groove.
  • Test No. 1-2 to No. In No. 1-15 after cold rolling, the rolling oil on the surface of the steel sheet was once removed by electrolytic degreasing, and then a predetermined coating material was applied under predetermined conditions. Die roll SZ-48H is used as rolling oil in cold rolling before coating. In 1-1, laser irradiation was performed with the rolling oil adhering to the surface immediately after rolling. Test No. 1-2 to No. In 1-15, the rolling oil was once degreased after the cold rolling step S04, and then the coating substance was re-coated. Test No. Daphne Roll Oil, Daphne High Ten Oil, Daphne Marg Plus and Daphne Oil Coat used in 1-4 etc. are manufactured by Idemitsu Kosan Co., Ltd.
  • a sectional view of a steel plate 51 of 1-23 is shown. Further, in the invention example in which the laser irradiation step S99 is performed before the decarburization annealing step S05, at least some secondary recrystallization occurs in the finish annealing, so that the crystal grain size and crystal orientation including the protrusions are controlled, and the magnetic The characteristics were also good. Test No. In No. 1-24, since no groove was formed, the iron loss could not be reduced sufficiently.
  • the steel plate of the second experimental example is manufactured by a process that does not include nitriding annealing. Details are shown in Tables 4-6.
  • Test No. 2-1 In 2-16, coating of the coating material and laser irradiation were performed between the cold rolling step S04 and the decarburizing annealing step S05.
  • the coating substance and coating thickness are made constant, and the viscosity is changed by the concentration and temperature in the coating state.
  • the coating material was all die roll SZ-48H (manufactured by Daido Chemical Co., Ltd.), and the case of as-rolled and the case of recoating after degreasing were evaluated.
  • the steel plate of the third experimental example is manufactured by a process including nitriding annealing. Details are shown in Tables 7-9.
  • Test No. 3-1 In 3-16, coating of the coating material and laser irradiation were performed between the cold rolling step S04 and the decarburizing annealing step S05. In this example, the coating substance and viscosity are made constant, and the influence of coating thickness is confirmed.
  • the coating material was all die roll SZ-48H (manufactured by Daido Chemical Co., Ltd.), and the case of as-rolled and the case of recoating after degreasing were evaluated.
  • the change of the invention effect accompanying the change of the coating thickness can be confirmed, and it can be confirmed that the coating thickness has a particularly preferable range.
  • the coating thickness is thin, there is a tendency that the protrusion can be made small, but the scattering of the molten iron cannot be sufficiently suppressed, and the protrusion is formed at a position away from the groove.
  • molten iron cannot run on the film, V2 / V1 deteriorates, and is concentrated and deposited in the vicinity of the groove. In such a state, the variation (Ra, RSm) of the protrusion form becomes large, a protrusion that is difficult to cause secondary recrystallization locally occurs, and the magnetic characteristics tend to decrease.
  • the present invention can be used, for example, in the manufacturing and use industries of grain-oriented electrical steel sheets for transformer iron cores.

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Abstract

方向性電磁鋼板は、延在方向が圧延方向と交差し、且つ深さ方向が板厚方向と平行な溝が形成された鋼板表面を有する鋼板を備える。前記鋼板の表面の前記溝の両側に前記溝と平行に連なる溶融凝固物が存在する。前記溝を含む特定領域内の前記鋼板表面を一定の間隔で測定した高さデータの高さ分布において最大度数となる高さを仮想平面とし、前記仮想平面より凹んだ凹部の空間体積をＶ１とし、前記仮想平面よりも突出した凸部の体積をＶ２としたとき、Ｖ２／Ｖ１の値が０．１０超０．８０未満である。前記特定領域内に複数の突起が形成されており、前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅が他の突起の幅よりも大きい。前記高さ分布において前記延在方向の平均高さが最も高い領域を延在方向及び板厚方向を含む溝長手断面で視た場合に、当該領域の表面を成す粗さ曲線の平均粗さＲａが、０．３０～２．００μｍであり、当該領域の表面を成す粗さ曲線要素の平均長さＲＳｍが、１０～１５０μｍである。

Description

方向性電磁鋼板
　本発明は、方向性電磁鋼板に関する。
　従来から、変圧器の鉄芯（コア）用の鋼板として、特定の方向に優れた磁気特性を発揮する方向性電磁鋼板が知られている。この方向性電磁鋼板は、冷間圧延と焼鈍との組み合わせによって、結晶粒の磁化容易軸と圧延方向とが一致するように結晶方位が制御された鋼板である。方向性電磁鋼板の鉄損は可能な限り低いことが望ましい。
　鉄損を低減するために、上記のように結晶方位が制御された鋼板（母鋼板）の表面に絶縁皮膜が形成された方向性電磁鋼板が知られている。この絶縁皮膜は、電気的絶縁性だけでなく、張力及び耐熱性、さらに耐錆性等を鋼板に与える役割も担っている。
　この他に鉄損を低減するための方法として、鋼板の表面に圧延方向と交差する方向に延びる溝を、圧延方向に沿って所定間隔で形成することにより、磁区を細分化し磁壁移動を容易にすることで鉄損を低減する磁区制御法が知られている。
　鋼板表面に溝を形成する方法として、化学的エッチングを行う方法（特許文献１）及びレーザ照射法（特許文献２～５）等の方法が知られている。
　化学的エッチングで溝を形成する場合、設備導入に関する費用が膨大となる一方で、レーザ照射法によれば、比較的、容易且つ安定的に鋼板表面に溝を形成することができる。絶縁被膜を形成した後にレーザ照射を行って溝を形成する方法が特許文献３～５に記載されている。
　しかしながら、この方法では、溝の形成に伴う絶縁皮膜の消失は避けることができない。絶縁皮膜が消失すると、錆が発生しやすくなる。溝の形成後に絶縁皮膜を形成することで耐錆性を向上することが可能であるが、コストが増加してしまう。
特開平６－１００９３９号公報 特開平６－５７３３５号公報 特許第５２３４２２２号公報 特開２０１２－１７７１６４号公報 特開２０１２－８７３３２号公報
　溝の形成に伴う絶縁皮膜の消失を回避するために、絶縁皮膜の形成前に溝を形成することも考えられる。しかしながら、この方法では、レーザ照射部で溶解飛散した溶融鉄が溝周辺の鋼板表面に付着してしまう。溶融鉄が平坦な鋼板表面に付着すると、そこに突起が生じる。そして、突起が形成された鋼板に絶縁皮膜を形成すると、絶縁皮膜に種々の問題が生じる。例えば、突起が大きい場合には、突起が絶縁皮膜から露出したり、突起周辺の絶縁皮膜の薄い部分にクラック又は剥離が生じたりすることがある（特許文献２）。また、このような突起は、積層鉄芯内で隣り合う方向性電磁鋼板間の密な接触を妨げ、占積率の低下及びビルディングファクタの劣化を招き、騒音を増大させる。
　本発明は、コストの上昇を回避しながら、絶縁性及び耐錆性を向上することができ、積層鉄芯の騒音を低減することができる磁区細分化のための溝が表面に形成された方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
　（１）
　延在方向が圧延方向と交差し、且つ深さ方向が板厚方向と平行な溝が形成された鋼板表面を有する鋼板を備え、
　前記鋼板の表面の前記溝の両側に前記溝と平行に連なる溶融凝固物が存在し、
　前記溝を含む特定領域内の前記鋼板表面を一定の間隔で測定した高さデータの高さ分布において最大度数となる高さを仮想平面とし、前記仮想平面より凹んだ凹部の空間体積をＶ１とし、前記仮想平面よりも突出した凸部の体積をＶ２としたとき、Ｖ２／Ｖ１の値が０．１０超０．８０未満であり、
　前記特定領域内に複数の突起が形成されており、前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅が他の突起の幅よりも大きく、
　前記高さ分布において前記延在方向の平均高さが最も高い領域を延在方向及び板厚方向を含む溝長手断面で視た場合に、
　当該領域の表面を成す粗さ曲線の平均粗さＲａが、０．３０～２．００μｍであり、
　当該領域の表面を成す粗さ曲線要素の平均長さＲＳｍが、１０～１５０μｍであることを特徴とする方向性電磁鋼板。
　（２）
　前記の高さデータにおいて０．０２％番目となる高さが、１超～１０μｍであることを特徴とする（１）に記載の方向性電磁鋼板。
　（３）
　前記溝周辺の鋼板表面形状を、溝延在方向と垂直な溝短手断面で視た場合に、
　前記凸部のうち、前記溝に最も近い突起の端部Ｔ１ｓと前記溝の端部ｍとの距離Ｌｓが、０超～４０μｍであることを特徴とする（１）又は（２）に記載の方向性電磁鋼板。
　（４）
　前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅Ｗ１が、４０μｍ以下であることを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
　（５）
　前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅をＷ１、第ｎ番目（ｎは２以上の整数）に近い突起の幅をＷｎと表したとき、Ｗｎ／Ｗ１の値が０．２０超１．００未満であることを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
　（６）
　前記溝延在方向に垂直な断面において最も高い突起の底に存在する結晶粒の数が平均で１０．０個以下であることを特徴とする（１）～（５）のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
　（７）
　前記高さ分布において前記延在方向の平均高さが最も高い領域内の突起の金属組織の結晶方位について、｛１００｝＜００１＞方位の面積率が６５％以上であ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。
　（８）
　前記凸部表面及び溝表面を含む前記鋼板表面上に、グラス皮膜を備えていることを特徴とする（１）～（７）のいずれかに記載の方向性電磁鋼板。
　本発明によれば、鋼板表面に適切な突起が形成されているため、溝が表面に形成された方向性電磁鋼板において、コストの上昇を回避しながら、絶縁性及び耐錆性を向上することができる。
図１Ａは、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板を示す平面模式図である。 図１Ｂは、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板を示す断面模式図である。 図２Ａは、発明例の方向性電磁鋼板の溝周辺の高さ分布図である。 図２Ｂは、図２Ａを３次元的に表した図である。 図３Ａは、比較例の方向性電磁鋼板の溝周辺の高さ分布図である。 図３Ｂは、図３Ａを３次元的に表した図である。 図４Ａは、本発明の実施形態の方向性電磁鋼板の溝を、溝延在方向Ｙに直交する断面で視た断面模式図である。 図４Ｂは、図４Ａの部分拡大図である。 図５は、比較例の方向性電磁鋼板の溝を、溝延在方向Ｙに直交する断面で視た断面模式図である。 図６は、本発明の実施形態の方向性電磁鋼板の突起を、溝延在方向Ｙ及び板厚方向Ｚを含む断面で視た断面模式図である。 図７Ａは、結晶粒の数を測定する箇所を示す図である。 図７Ｂは、結晶粒の数を測定する線分を示す図である。 図８は、本発明の実施形態の方向性電磁鋼板の製造方法を説明する工程図である。 図９Ａは、レーザ照射による溶融鉄の発生を示す模式図である。 図９Ｂは、溶融鉄の凝固に伴う凸部の形成を示す模式図である。 図９Ｃは、特定物質が塗布されている場合のレーザ照射による溶融鉄の発生を示す模式図である。 図９Ｄは、特定物質が塗布されている場合の溶融鉄の凝固に伴う凸部の形成を示す模式図である。 図１０Ａは、巻鉄心の寸法を示す図である。 図１０Ｂは、巻鉄心の寸法を示す図である。 図１１は、試験Ｎｏ．１－２３の鋼板を示す断面模式図である。
　以下、本発明の実施形態について詳細に説明する。図１Ａは、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板を示す平面図であり、図１Ｂは、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板を示す断面図である。
　図１Ａ及び図１Ｂに示すように、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板１０は、その表面に溝５が設けられた鋼板１と、この鋼板１の鋼板表面に形成された皮膜２とを備えている。皮膜２は、例えば絶縁被膜であり、グラス皮膜を含んでいてもよい。図１において、鋼板１の圧延方向をＸ方向、溝５の延在方向をＹ方向、鋼板１の板厚方向をＺ方向、Ｙ方向及びＺ方向に直交する方向をＱ方向と定義する。ただし、溝５の延在方向Ｙは図示した方向に限られるものではなく、圧延方向Ｘと交差する方向であればよい。
　図１Ａに示すように、鋼板１の表面には、磁区細分化のために、延在方向Ｙが圧延方向Ｘと交差し、且つ溝深さ方向が板厚方向Ｚと平行な複数の溝５が、圧延方向Ｘに沿って所定間隔で形成されている。鋼板１の表面の溝５の両側に溝５と平行に連なる溶融凝固物８が存在する。溝５は、板厚方向Ｚから視た場合、つまり溝５を平面視した場合、に、直線形状である必要はなく、曲線部を有していても良く、弓状の形状を有してもよい。ただし、本実施形態では、説明の便宜上、直線形状を有する溝５を例示する。
　図２Ａ及び図２Ｂに、本発明の範囲内にある方向性電磁鋼板に含まれる鋼板の溝の周辺領域の高さ分布を示し、図３Ａ及び図３Ｂに、本発明の範囲外の方向性電磁鋼板に含まれる鋼板の溝の周辺領域の高さ分布を示す。図２Ａ及び図３Ａには、図の上下方向に沿って延在する溝の周辺領域に対し、レーザ式表面粗さ測定器を用いてＺ方向の高さを測定した高さ分布を示す。図２Ｂ及び図３Ｂには、３次元的に表示したものを示す。図２Ａ及び図２Ｂは後述の試験Ｎｏ．１－１に相当する発明例であり、図３Ａ及び図３Ｂは後述の試験Ｎｏ．１－１６に相当する比較例である。図２Ａ及び図２Ｂに示す鋼板では、鋼板表面の凸部は溝周辺で溝に沿うように形成されている。これに対して、図３Ａ及び図３Ｂに示す鋼板では、凸部は溝から比較的遠く離れた領域まで不規則に形成されている。このような凸部の制御について、以下でさらに説明する。
　図４Ａ及び図４Ｂは、本実施形態の方向性電磁鋼板について、１つの溝５を、溝延在方向Ｙに直交する断面（溝短手断面）で視た図である。図４Ｂは図４Ａの部分拡大図である。溝幅方向の外側の鋼板表面に複数の凸部７が形成されている。凸部７は、Ｚ方向の高さが後述する仮想平面２ａよりも高い領域である。意図して制御される粗度だけでなく、意図しない疵又は微小な表面変動や測定誤差などにより仮想平面２ａよりも高くなった領域も凸部７に含まれる。凸部７の中でも、仮想平面２ａを基準としてその高さがｈ／１０を超え、かつ幅がｈ以上のものを突起Ｔと定義する。ｈについては後述する。図４Ａにおいては、溝５の右側に図示された３つの凸部７は全て突起Ｔに該当する。溝５の左側に図示された３つの凸部７のうち、溝５に近い側の２つの凸部７は突起Ｔに該当するが、溝５から最も離れた凸部７は、仮想平面２ａより高いがｈ／１０を超えていないので、突起Ｔに該当しない。
　図４Ａには、凹部６の一つである溝５が示されている。凹部６とは、Ｚ方向の高さが仮想平面２ａよりも低い領域であり、溝５も凹部６に含まれる。意図して制御される粗度だけでなく、意図しない疵又は微小な表面変動や測定誤差などにより仮想平面２ａよりも低くなった領域も凹部６に含まれる。溝５は、鋼板１の表面に形成された磁区制御用の凹部６であり、他の凹部６とは明らかに区別できる。
　図４Ａに示すように、溝５の両側には複数の凸部７が形成されている。このうち、突起Ｔに該当する凸部７には符号Ｔを付す。突起Ｔは、レーザ照射により溝５を形成した際に、レーザによって加熱された溶融鉄が溝５から排出され、その溶融鉄が鋼板表面上に堆積し凝固して形成されている。従って、突起Ｔは鋼板１の化学成分とほぼ同じ成分を有する鋼からなる。勿論凸部７も鋼板１の化学成分とほぼ同じ成分を有する鋼からなる。図４Ａ及び図４Ｂで示される断面における鋼板表面の断面輪郭線を本実施形態では輪郭曲線ＱＺ２と呼ぶ。輪郭曲線ＱＺ２については後述する。
　図５は、本発明の範囲外の方向性電磁鋼板について、１つの溝５を、溝延在方向Ｙに直交する断面で視た図である。方向性電磁鋼板１０と同様に、溝５の溝幅方向の外側の鋼板表面に複数の凸部７が形成され、そのうちいくつかは突起Ｔに該当する。しかし、方向性電磁鋼板２０では、突起Ｔの形成位置が、図４Ａ及び図４Ｂに比較すると溝５から離れており、かつランダムである。更に、大きさの分布についても、溝５に近いものが大きいということはなく、溝５から離れていく方向で２番目以降のｎ番目の突起Ｔｎ（ｎは２以上の整数）が最大になる場合もある。より詳細には、方向性電磁鋼板２０においては、溝５から２つ目の突起Ｔ２の幅Ｗ２が、溝から１つめの突起Ｔ１の幅Ｗ１より大きくなっている。すなわち、Ｗ２／Ｗ１の値が１．０超になっている。また、突起Ｔ１の溝５側の端部Ｔ１ｓと溝５の突起Ｔ１側の端部ｍとの距離Ｌｓが４０μｍ超になっている。
　図６は、方向性電磁鋼板１０における１つの突起Ｔを、溝延在方向Ｙ及び板厚方向Ｚを含む断面で視た図である。本実施形態では、図６に示される断面における突起Ｔの断面形状を粗さ曲線ＹＺ３と呼ぶ。粗さ曲線ＹＺ３については後述する。
　方向性電磁鋼板１０は、効果を得るための特徴的な構成として、以下の５つの構成（Ａ）～（Ｅ）を有している。
　（Ａ）仮想平面２ａを基準として、凹部６の空間体積をＶ１とし、凸部７の体積をＶ２としたときに、Ｖ２／Ｖ１の値が所定の範囲内にある。
　（Ｂ）溝５に最も近い突起Ｔ１の幅Ｗ１が他の突起の幅よりも大きい。好ましくは、凸部７の高さ、突起Ｔ１の溝５からの距離Ｌｓ及び突起Ｔ１の幅Ｗ１が所定範囲内にある。
　（Ｃ）溝延在方向及び板厚方向に平行な溝長手断面において、Ｙ方向の平均高さが最も大きい領域の表面粗さを示す表面粗さパラメータ（Ｒａ、ＲＳｍ）の値が所定範囲内である。
　（Ｄ）好ましくは、各突起Ｔの金属組織が、鋼板１の金属組織と実質的に一致している。
　（Ｅ）好ましくは、各突起Ｔの表面及び溝５の表面にも、鋼板表面と同様の皮膜が形成されている。
　以下、上記構成（Ａ）～（Ｅ）のそれぞれについて詳細に説明する。
〔構成（Ａ）について〕
　本実施形態では、仮想平面２ａより凹んだ凹部６の総空間体積をＶ１とし、仮想平面２ａよりも突出した凸部７の総体積をＶ２としたとき、Ｖ２／Ｖ１の値が０．１０超０．８０未満である。
　公知の方法でのレーザ照射により溝５を形成する場合、照射部の金属は溶融又は蒸発し、その一部が液滴又はヒュームとなって空間上に飛散することで照射部から失われ、凹部６が形成される。突起Ｔは溝５の形成に伴って取り除かれた金属が溝５の周辺に付着して凸部７となって形成される。このため、Ｖ２／Ｖ１の値が１．０超になることはなく、１．０から大きく低下することもない。実用的な方向性電磁鋼板で必要とされる程度の磁区制御効果を得るために公知のレーザ照射条件で溝を形成する場合、ヒュームで空間に飛散する量は１０％未満であり、Ｖ２／Ｖ１の値は小さくてもせいぜい０．９０程度で、ヒュームの飛散によってこの比を０．９０未満にすることは難しい。レーザ照射と同時にアシストガスを吹き付けて溶融物を遠くに吹き飛ばす手段も考案されているが、それでも０．８５未満にすることは困難である。
　目的とする磁区制御効果を得るには一定の深さ及び幅の溝５が必要である。言い換えれば一定量の金属の除去が必要である。Ｖ２／Ｖ１の値を１未満にできるということは、一定の磁区制御効果、すなわち一定の深さ及び幅の溝５を形成した場合に、突起Ｔを相対的に小さくできることを意味する。前述のように突起Ｔは、鋼板１の磁気特性にとって好ましいものではないので、Ｖ２／Ｖ１の値は小さいことが好ましく、本実施形態では０．８０未満とし、好ましくは０．７０未満、さらに好ましくは０．６０未満とする。後述する製造方法を適用すれば、Ｖ２／Ｖ１の値を０．５０未満にすることは困難ではなく、０．４０未満とすることもできる。その結果、磁区細分化のために鋼板１の表面に溝５が形成された方向性電磁鋼板の絶縁性及び耐錆性が向上する。その一方で、突起Ｔは絶縁皮膜の密着性の向上に寄与し得る。Ｖ２／Ｖ１の値が０．１０以下では、突起Ｔが小さすぎて十分な密着性が得られない。従って、Ｖ２／Ｖ１の値は０．１０超である。
〔構成（Ｂ）について〕
　本実施形態では、後述の特定領域内で、溝５に最も近い突起Ｔ１の幅Ｗ１が他の突起の幅よりも大きい。すなわち、特定領域内で、溝５の溝幅方向の外側に離れる方向において、２番目以降に現れるすべての突起Ｔｎ（ｎは２以上の整数）について、その幅ＷｎがＷｎ／Ｗ１＜１．０を満たす。つまり、幅Ｗｎは突起Ｔ１の幅Ｗ１より小さい。Ｗｎ／Ｗ１の値は、好ましくは０．６未満であり、より好ましくは０．４未満である。その一方で、Ｗｎ／Ｗ１の最大値が０．２以下では、複数の方向性電磁鋼板を積層した場合に、重なり合う方向性電磁鋼板間に隙間が生じやすい。このような隙間の存在は、複数の方向性電磁鋼板から構成された積層鉄芯の鉄損及び騒音の増大に繋がる。従って、Ｗｎ／Ｗ１の最大値は好ましくは０．２超である。ここでは、２番目以降の突起Ｔｎの影響を、最初の突起Ｔ１との幅についての関係で示したが、幅が狭い突起は高さが小さくなることは当然でもあり、高さについても同じような関係が成立することが確認されている。なお、後述するように、端点ｍは仮想平面２ａと輪郭曲線ＱＺ２との交点であり、端点Ｔ１ｓはｈ／１０の高さにおける仮想平面２ａと輪郭曲線ＱＺ２との交点である。
　従来技術では、前述のように、溝５から除去された金属のほとんどが溝５の周辺に付着して突起Ｔが形成されるため、Ｖ２／Ｖ１の値はほぼ１．０となり、必要な幅及び深さの溝５を形成することを前提とすると、突起Ｔの総体積を減らすことができない。従って、突起Ｔを低くすると突起Ｔの幅は大きくならざるを得ない。本実施形態ではＶ２／Ｖ１の値を従来では考えられなかったほど小さくでき、突起Ｔの高さ及び幅を独立して制御できる。
　また、好ましくは仮想平面２ａからの凸部７の高さが１超～１０μｍ以下である。凸部７の高さは、より好ましくは６μｍ以下、更に好ましくは３μｍ以下である。
　本実施形態では、溝５の溝幅方向の外側に離れる方向（Ｑ方向）において、溝５に最も近い突起Ｔ１の溝５側の端点Ｔ１ｓの溝５の突起Ｔ１側の端点ｍからの距離Ｌｓは、好ましくは０μｍ超～４０μｍであり、より好ましくは０．５～２５μｍであり、更に好ましくは１．０～２０μｍである。また、突起Ｔ１の幅Ｗ１は、好ましくは４０μｍ以下であり、より好ましくは２５μｍ以下であり、更に好ましくは１５μｍ以下である。
　本実施形態では突起Ｔの高さは小さい方が好ましい。本実施形態ではこれに加え、突起Ｔ１と溝５との距離Ｌｓを制御し、突起Ｔの幅を独立して小さくすることで、磁壁の移動を容易にし、透磁率を向上させ、鋼板１の磁気特性が向上する効果を得る。突起Ｔの幅を小さくすることでこのような効果が得られる理由は明確ではないが、突起Ｔは二次再結晶により精緻に結晶方位が制御された鋼板１からすると異物であり、鋼板表面に付着して存在することで磁壁の動きを少なからず妨げる悪影響があるためと考えられる。突起Ｔ１と溝５との距離Ｌｓについても、磁壁の移動に影響する理由は明確ではないが、溝５からの距離が離れるということは磁壁の途中に異物が存在することになり、突起Ｔ１が溝５に隣接して磁壁の端部で移動の障害となる状況よりも悪影響が大きくなるためと考えられる。このため、複数の突起Ｔについて幅の総長さが同じであれば、突起Ｔはできるだけ溝５の近傍に集めまっていることが好ましく、溝５から離れる方向で２つめ以降の突起Ｔｎの幅は、突起Ｔ１の幅より小さい。
〔構成（Ｃ）について〕
　本実施形態では、特定領域の高さ分布において、溝延在方向Ｙの平均高さが最も高い領域を延在方向Ｙ及び板厚方向Ｚを含む断面（溝長手断面）で視た場合に、当該領域の表面の輪郭を成す粗さ曲線の平均粗さＲａが、０．３～２．０μｍ以下であり、好ましくは０．５～１．７μｍであり、更に好ましくは０．７～１．４μｍであり、粗さ曲線要素の平均長さＲＳｍが、１０～１５０μｍであり、好ましくは４０～１４５μｍであり、更に好ましくは６０～１４０μｍである。
　表面粗さパラメータ（Ｒａ、ＲＳｍ）が上記の範囲内にあるということは、当該領域の延在方向Ｙでの高さの変動が小さいことを意味する。従って、表面粗さパラメータ（Ｒａ、ＲＳｍ）が上記の範囲内にあれば、皮膜への応力集中による皮膜破壊が回避されるとともに、絶縁性が確保されにくい突起Ｔの最大高さ部の高さが小さくなるため絶縁性も向上する。更に、突起Ｔの幅の変動も小さくなるため、磁壁移動の障害効果を律速すると予想される突起幅の最大幅が小さくなり、磁気特性が向上する。
〔構成（Ｄ）について〕
　本実施形態では、突起Ｔの金属組織を制御することで好ましい効果を得ることができる。前述のように、突起Ｔのほとんどは、溝５の形成に伴って取り除かれた金属が溝５の周辺に付着して形成されている。レーザ照射で溝５を形成する場合、鋼板１の溝５を形成しようとする部分から取り除かれる金属は溶融しており、これが鋼板表面に付着して急冷されると磁気特性にとっては好ましくない溶融凝固物となり、溶融凝固物に含まれる結晶粒は微細となる。また、溶融凝固物を構成する結晶粒の結晶方位は｛１１０｝＜００１＞方位から逸脱する可能性が高く、好ましい磁気特性が得られない可能性が高い。これらが、前述の磁壁移動の妨げになる一因でもあるが、突起Ｔの金属組織を鋼板１の金属組織に近いものにできれば磁壁移動の障害としての悪影響を小さくすることができる。
　基本的には突起Ｔの結晶粒径を大きくすることが有効である。方向性電磁鋼板１０を構成する鋼板１は数１０ｍｍ単位の結晶粒で構成されている。従って、突起Ｔを構成する結晶粒の大きさも、溝延在方向Ｙへの大きさを考えれば、数ｍｍ～数１０ｍｍの長さで形成される溝５に沿った突起Ｔにおける結晶粒を、延在方向と同程度の大きさにまで成長させることも可能である。しかし、突起ＴのＺ方向及びＱ方向の大きさは数μｍ程度であり、Ｙ方向に数１０ｍｍの大きさにもなる異方性が大きな結晶粒を一般的に等方的であることを前提としている結晶粒径で妥当な規定をすることは困難とも思われる。さらに突起Ｔ自体の大きさが広い範囲で変動するので、一律に結晶粒径で規定することは適当でないとも考えられる。そこで、本実施形態では、溝延在方向Ｙに垂直な断面（溝短手断面）で観察した際の突起Ｔの金属組織における平均結晶粒数で突起内の結晶粒の成長の程度を判断する。従来の方法において溝５の形成の際に飛散した溶融鉄が急冷凝固して得られる組織は、非常に微細な結晶粒で形成される。そして、突起Ｔの底での結晶粒数は溝短手断面において数１０個にもなる。突起Ｔがこのような微細な結晶粒から構成されている場合、｛１１０｝＜００１＞方位から逸脱した結晶粒が多量に含まれる。その一方で、後述する製造方法を適用すれば、突起Ｔを粗大な結晶粒から構成することが可能であり、溝短手断面において最も高い突起Ｔの底に存在する結晶粒の数を平均で１０．０個以下にすることができる。結晶粒の数を測定する方法は後述するが、結晶粒の数の平均値が１０．０超では、｛１１０｝＜００１＞方位から逸脱した結晶粒が多く含まれることがある。従って、結晶粒の平均数は、好ましくは１０．０個以下であり、より好ましくは５．０個以下であり、更に好ましくは３．０個以下である。突起Ｔが単一の結晶粒で構成されていることが最も好ましい。
　また、突起Ｔの磁壁移動の障害としての悪影響は、その結晶方位にも依存していると考えられる。突起Ｔの結晶方位が、鋼板１から連続した同一の結晶方位であれば、磁壁移動の障害効果は可能な限り小さくできる。鋼板１においては二次再結晶でいわゆるゴス方位を大きく成長させるので、これより前の工程で溝５及び突起Ｔを形成しておけば、二次再結晶の過程で突起Ｔが鋼板１側から成長してきたゴス方位で蚕食させることができ、突起Ｔの結晶方位を好ましいものにできる。
〔構成（Ｅ）について〕
　図４Ａ、図４Ｂ及び図６では、溝５及び突起Ｔの表面を含めた鋼板表面に皮膜が存在しない状態を例示しているが、本実施形態の方向性電磁鋼板では、凹部６及び凸部７の表面がグラス皮膜で覆われていても良い。特に絶縁皮膜と鋼板１の間にグラス皮膜が介在する形態とすることで、鋼板１と絶縁皮膜との密着性を確保でき、耐錆性や絶縁性の向上が可能となる。絶縁皮膜の形成後にレーザ照射して溝を形成するプロセスでは、溝５内の絶縁皮膜及びグラス皮膜を消失させてしまう。耐錆性及び絶縁性の確保のために、溝の形成後に絶縁皮膜が再形成されるが、この場合、溝５の表面では鋼板に直接絶縁皮膜が接触するため、十分な絶縁皮膜の密着性を確保できないことがある。
　詳細は後述するが、グラス皮膜の形成のための焼鈍分離剤の塗布前に溝５及び突起Ｔを形成しておき、溝５の表面及び突起Ｔの表面にも焼鈍分離剤を塗布した状態で仕上焼鈍を行うことで、溝５の内面及び突起Ｔの表面にもグラス皮膜を形成させることが可能である。グラス皮膜は特別なものである必要はなく、例えば、グラス皮膜の厚さは０超～５μｍ、絶縁皮膜の厚さは、１～５μｍの皮膜を適用可能である。また、グラス皮膜を有さず、鋼板１上に絶縁皮膜を密着性を確保するように配置する、いわゆるグラスレス皮膜についても適用できる。なお、これらの皮膜は、溝５の表面、突起Ｔの表面、平坦部（後述の仮想平面に一致する鋼板表面）で、厚さが同一である必要はない。これらの皮膜は、鋼板表面に液体状の物質を塗布し、乾燥、焼き付けで形成されるため、表面の凹凸である溝５や突起Ｔでは厚さが変化することは当然である。これら厚さの変化は、本発明の効果を失わせるものではない。
　上記のように、グラス皮膜や絶縁皮膜を有する形態とすることにより、溝５の周辺及び突起Ｔの周辺での皮膜のクラック及び剥離がより発生しにくくなるので、より優れた絶縁皮膜の密着性を得ることができる。
　ところで、上述の構成（Ａ）～（Ｅ）の説明においては、凹部６の空間体積Ｖ１、凸部７の体積Ｖ２、凸部７及び突起Ｔの高さ、突起Ｔの幅Ｗ、突起Ｔ１と溝５との距離Ｌｓ、突起Ｔにおける金属組織の結晶粒径などは、便宜上、特定の一断面での特徴を念頭に説明してきた。しかし、図６に示すように、溝５の延在方向（Ｙ方向）において、突起Ｔの形状は必ずしも一定ではない。同様に、突起Ｔの幅Ｗや突起Ｔの金属組織の結晶粒径や結晶方位分布も観察する断面によって大きく変化する。そこで、以下に、本発明での鋼板表面の形状に関する定量値の特定方法について説明する。
　なお、本発明で規定する各種の鋼板表面形状に関する値は、方向性電磁鋼板の表面の皮膜については考慮せず、鋼板１の表面で特定すべきものである。つまり、本発明の形状に関する規定は皮膜を除いた鋼板１についてのものであり、皮膜を有する方向性電磁鋼板については、断面観察による鋼板１の表面の計測、又は皮膜を剥離した後の鋼板１で計測すべきものである。本発明で必要な測定値を簡便に得るには、断面観察により鋼板１の表面を特定して、それを元に必要な測定値を得るよりも、皮膜がない状態の鋼板１の表面の形状を三次元的に測定する方法が適している。以下ではその方法について説明する。
　本発明では、溝５及び突起Ｔを含む、レーザ式表面粗さ測定器を用いて鋼板表面の十分に広い範囲のＺ方向位置を測定する。本発明においては、制御すべき突起Ｔの大きさや表面の凹凸、形成位置を勘案して、溝５の延在方向Ｙについては１０００μｍの範囲にわたり、Ｑ方向については溝を中央として４００μｍ（溝の片側に２００μｍ）の範囲を特定領域とし、この特定領域内で一定の間隔で鋼板１の表面のＺ方向位置を測定し、高さデータの高さ分布を得る。この測定では、レーザスポット径を０．４０μｍ以下（例えば０．４０μｍ）として、Ｙ方向に０．３０μｍ以下（例えば０．１５μｍ）のステップで走査し、Ｑ方向に０．３０μｍ以下（例えば０．１５μｍ）のステップで走査し、Ｚ方向の測定精度を０．１０μｍ以下（例えば０．１０μｍ）とし、対物レンズの倍率を５０倍とする。
　走査ステップにもよるが、このようにして、特定領域の全域から総数１０００万点以上からなる表面形状データを得る。そして、そのデータをＺ方向高さ毎の度数分布として集計する。そして、度数が最大となる高さを仮想平面２ａとして規定するとともに、溝５や突起Ｔを形成する前の鋼板表面に一致する理想的な基準面と考え、Ｚ方向高さをゼロとする。Ｚ方向高さとして窪んだ領域となる溝５の幅は２０μｍ程度であり、また、この領域から飛散した金属が鋼板表面に堆積して突起Ｔとなる領域も溝５の近傍４００μｍ程度の広い領域を考えれば全面に薄く広がるということはなく局所的なものであり、さらに元の鋼板１の平坦部分の表面に多少の凹凸があったとしても、上記の度数で元の鋼板表面（Ｚ方向の高さがゼロ）と見なす仮想平面２ａを特定することは妥当と考えられる。
　この仮想平面２ａは、溝５や突起Ｔが存在する領域については、延伸した平面を想定する。図４Ａ、図４Ｂ及び図６には、このようにして決定された仮想平面２ａを一点鎖線で描いている。このような平面を決定すれば、溝５として金属が除去された空間体積Ｖ１は、Ｚ方向高さが負の値となった測定点について、ステップ幅とＺ方向高さの積を総計することで特定できる。同様に、突起Ｔとして鋼板表面より溶融鉄が排出されて凸部７となった体積Ｖ２は、Ｚ方向高さが正の値となった測定点について、ステップ幅とＺ方向高さの積を総計することで特定できる。
　凸部７の高さに関連する「ｈ」は上記の表面形状データをＺ方向高さの高い順に並べて、順位が全体の０．０２％になる高さとして特定する。例えば１０００万点のデータの場合、高さが２０００番目の測定点の高さをｈとする。
　実際の凸部７の高さは０超から様々な高さのものが考えられるが、本発明ではｈによって凸部７の大きさの程度を表すものである。ｈとなる高さは、数多く存在する凸部７の中では、比較的高さの高い凸部７の高さに相当する値になると考えられるが、注目する特性、すなわち絶縁性、耐錆性、磁気特性などが、比較的高さの高い凸部７に強く影響されることから考えると、このような評価は妥当と考えられる。
　その他の本発明での規定値を特定するには、Ｙ方向垂直断面（溝短手断面）及びＱ方向垂直断面（溝長手断面）での鋼板表面を表す曲線が用いられる。以下ではまずこれら曲線の求め方を説明する。
　上記表面形状データのうち、Ｙ方向位置が同じである一連のデータ、すなわち特定のＱ－Ｚ断面での高さデータにおいて高さの変化を表す断面曲線ＱＺ１を得る。この断面曲線ＱＺ１をすべてのＹ方向位置について平均することで、Ｑ方向の平均的な輪郭を成す輪郭曲線ＱＺ２（図４Ａ）を得る。
　同様に上記表面形状データのうち、Ｑ方向位置が同じである一連のデータ、すなわち特定のＹ－Ｚ断面での高さデータにおいて高さの変化を表す断面曲線ＹＺ１を得る。さらに特定のＱ方向位置における断面曲線ＹＺ１のそれぞれについて、高さの平均Ｚａを求める。断面曲線ＹＺ１のうち、平均Ｚａが最大となる断面曲線が輪郭曲線ＹＺ２である。輪郭曲線ＹＺ２は、高さ分布において延在方向Ｙの平均高さが最も高い領域の輪郭曲線に該当する。
　輪郭曲線ＹＺ２が得られるＱ方向の位置は、上記の定義からも分かる通り、輪郭曲線ＱＺ２においてＺ方向高さが最高となる位置に一致する。そしてこの位置は、通常、後述の突起Ｔ１の頂上部の位置となる。輪郭曲線ＹＺ２にカットオフ値λｓの低域フィルタとカットオフ値λｃの高域フィルタを適用して、粗さ曲線ＹＺ３（図６）を得る。
　カットオフ値λｓ及びλｃは、レーザ式表面粗さ測定器の型式及び対物レンズにより決定される。本発明では、キーエンス社製のＶＫ－９７００にて対物レンズの倍率を５０倍として粗さを測定した際のカットオフ値として、λｓ＝０．８μｍ、λｃ＝０．０８ｍｍを用いる。
　次にこれらの曲線から本発明で用いられる規定値を特定する手順を説明する。
　輪郭曲線ＱＺ２からは、突起Ｔの幅と溝５からの距離に関係する規定値を特定する。
　輪郭曲線ＱＺ２が、Ｑ方向中央、つまり溝５の中央部から離れる方向において、仮想平面２ａと最初に交わる点を溝端点ｍとする。溝端点ｍよりも溝から離れた領域において突起Ｔを規定する。この規定において突起Ｔとは、輪郭曲線ＱＺ２の高さがｈ／１０の高さよりも高い位置にあり、かつ輪郭曲線ＱＺ２の高さがｈ／１０以上で継続するＱ方向の距離がｈ以上の領域である。このような規定で突起Ｔを特定する理由は、鋼板１の表面には本発明の効果を得るために意図して制御すべき凹凸とは異なる凹凸が存在し、この意図しない凹凸を本発明で規定すべき突起から除外するためである。除外すべき凹凸は圧延などで現れる微小な凹凸（粗度）であったり、測定誤差に起因する数値変動などが考えられる。これらは現在の工業的な製造技術や測定精度によれば非常に微細なものであるので、前述のように、生データである断面曲線ＱＺ１をＹ方向位置について平均して輪郭曲線ＱＺ２を得る処理によりかなりの部分は消失すると考えられるが、さらに上記のように高さｈと比較して相対的に小さな高さや幅である凹凸を評価対象から除外するものである。
　本発明では、溝端点ｍからＱ方向に溝５の外側に離れていく方向において、溝に近い方から順番に突起に番号をつける。ｎ番目の突起Ｔｎにおいて、突起Ｔｎの溝に近い側の端点の位置をＴｎｓ、溝から遠い側の端点の位置をＴｎｅとして、ＴｎｓとＴｎｅの間の距離が突起Ｔｎの幅Ｗｎである。端点Ｔｎｓ及びＴｎｅはそれぞれ、ｈ／１０の高さにおける仮想面と輪郭曲線ＱＺ２との交点である。本発明では、溝にもっとも近い突起Ｔ１の幅をＷ１とする。また溝５に最も近い突起Ｔ１について、溝端点ｍとＴ１ｓとの距離がＬｓである。
　粗さ曲線ＹＺ３からは、Ｙ方向の平均高さが最も高い突起Ｔの平均粗さＲａと粗さ曲線要素の平均長さＲＳｍを求める。平均粗さＲａ及び粗さ曲線要素の平均長さＲＳｍは、日本工業規格ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３）に準じて決定する。
　突起Ｔを形成する結晶粒の平均個数は、溝延在方向Ｙに垂直な断面（溝短手断面、Ｑ－Ｚ面）から求める。本発明では、図７Ａに示すように、Ｙ方向において１０の観察箇所３１～４０にて溝短手断面の金属組織を観察し、観察箇所３１～４０の各々において最も高い突起Ｔの底に存在する結晶粒の数を求める。すなわち、図７Ｂに示すように、溝短手断面において突起ＴのＺ方向高さがｈ／１０の線分４１上に存在する結晶粒の数を求める。そして、観察箇所３１～４０毎の結晶粒数の平均値を算出する。鋼板１の金属組織を観察する手段は公知の手段で可能であるが、溝短手断面における突起の大きさは数μｍなので、走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）により観察することが好ましい。
　また、突起Ｔにおける結晶方位は、輪郭曲線ＹＺ２を得る断面の金属組織を観察することで決定する。注意すべきは断面組織のうち、突起Ｔに相当する領域、すなわち、Ｚ方向高さがｈ／１０である領域のみに限定して結晶方位を求めることである。結晶方位は後方散乱電子回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＤ）法によって、当該領域における｛１１０｝＜００１＞方位の面積率を求める。
　ＥＢＳＤの測定条件は次の通りとする。
　（ａ）測定装置：電子線後方散乱回折装置付き走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）
（ＳＥＭの型番「ＪＳＭ－６４００」（ＪＥＯＬ社製））
　（ｂ）ビーム径：０．５μｍ
　（ｃ）ステップ間隔：０．１μｍ
　（ｄ）倍率：１００倍
　（ｅ）測定領域：輪郭曲線ＹＺ２を得る断面をＹ方向に１０００μｍ
　以上の条件で測定された突起Ｔに相当する領域について、｛１１０｝＜００１＞（±１０°）方位である領域の面積比率を本発明における面積率とする。面積率は６５％以上が磁気特性を向上できる点で好ましい。すなわち、高さ分布において溝延在方向Ｙの平均高さが最も高い領域内の突起Ｔの金属組織の結晶方位について、｛１００｝＜００１＞方位の面積率が６５％以上であることが好ましい。
　なお、これら突起Ｔに関する測定は、溝５の片側の領域のみについて行えば十分である。上記の突起Ｔに関する数値は溝５の両側で同等となりやすく、また、ずれがあったとしても、片側で条件が満たされていれば、本発明の効果が得られるからである。
　溝延在方向については、上記突起Ｔの規定値は、延在方向の中央近傍で測定する。これは溝５の延在の端の方ではレーザ照射角度の変化により、延在の端の方に近づくに従い溝５の深さが浅くなり、突起Ｔの形状の変化も大きくなるためである。
　また、本発明では溝５は直線状である必要はないため、前記の三次元粗度計による表面高さＺの測定において、Ｙ方向と測定領域の１０００μｍの長さの方向は厳密には一致しないことも考えられる。しかし、曲線状に形成された溝５であっても、工業製品として実用範囲で製造された溝５については、１０００μｍ程度の距離であれば、実質的に直線として差し支えなく、本発明ではそのようにして特徴を規定する。
　また複数の溝５についてのばらつきについては、工業製品の製造ばらつきの範囲内であり異常値による判断などについては特に配慮する必要はない。本発明の規定では延在方向に１ｍｍにわたる長さについて平均した値を用いており、個々の溝５毎のばらつきについては全く問題がない程度に代表的な値が得られるものとなっている。
　なお、本発明で規定している突起５は、鋼板１の表面形状である。つまり、皮膜を有する方向性電磁鋼板の皮膜の上からの形状ではない。これは鋼板１の表面に皮膜が形成されていても、断面観察を行えば、目視で計測することは可能である。しかし、様々な値を定量化するには、上述のように三次元粗さ測定装置を用いて表面形状を計測することが操作性が良く、この場合は皮膜がない状態で鋼板１の表面を計測する必要がある。これは皮膜を形成する前に溝５及び突起Ｔを形成するのであれば、形成直後又は皮膜形成前に計測すれば良い。また、皮膜形成後に測定するのであれば、方向性電磁鋼板のグラス皮膜及び絶縁皮膜を、例えば、次の方法によって除去して計測することができる。
　グラス皮膜又は絶縁皮膜を有する方向性電磁鋼板を、ＮａＯＨ：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％の水酸化ナトリウム水溶液に、８０℃で１５分間、浸漬する。次いで、Ｈ２ＳＯ４：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％の硫酸水溶液に、８０℃で３分間、浸漬する。その後、ＨＮＯ３：１０質量％＋Ｈ２Ｏ：９０質量％の硝酸水溶液によって、常温で１分間弱、浸漬して洗浄する。最後に、温風のブロアーで１分間弱、乾燥させる。
　なお、上記の方法によって方向性電磁鋼板からグラス皮膜又は絶縁皮膜を除去した場合、鋼板１の溝５の形状や粗さは、グラス皮膜又は絶縁皮膜を形成する前と同等であることが確認されている。さらに鋼板製造工程の途中で形成された溝５は、その後に冷間圧延などの大きな変形が行われるとその形状は大きく変化してしまうが、焼鈍や皮膜形成などであればそれらのプロセスを通過してもその形状の変化は小さいことを確認している。本発明では、突起Ｔに関する規定は、最終製品に適用するものとし、最終製品の表面に皮膜が形成されている場合は、これを剥離した鋼板１に適用するものとする。
　化学成分に関し、鋼板１は、例えば、質量％で、Ｓｉ：０．８～７％、Ｃ：０超～０．０８５％、酸可溶性Ａｌ：０～０．０６５％、Ｎ：０～０．０１２％、Ｍｎ：０～１％、Ｃｒ：０～０．３％、Ｃｕ：０～０．４％、Ｐ：０～０．５％、Ｓｎ：０～０．３％、Ｓｂ：０～０．３％、Ｎｉ：０～１％、Ｓ：０～０．０１５％、Ｓｅ：０～０．０１５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　鋼板１の化学成分は、結晶方位を｛１１０｝＜００１＞方位に集積させたＧｏｓｓ集合組織に制御するために好ましい化学成分である。上記元素のうち、Ｓｉ及びＣが必須元素であり、酸可溶性Ａｌ、Ｎ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｎｉ、Ｓ、及びＳｅが選択元素である。上記の選択元素は、その目的に応じて含有させればよいので下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、選択元素としては上記の元素に限らず、方向性電磁鋼板において公知の効果を有する公知の元素が公知の範囲で含有されても、本実施形態の効果は損なわれない。例えば、鋼板１の必須元素及び選択元素の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板１を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境等から不可避的に混入する元素を意味する。
　また、方向性電磁鋼板では、二次再結晶時に純化焼鈍を経ることが一般的である。純化焼鈍においてはインヒビター形成元素の系外への排出が起きる。特にＮ、Ｓについては濃度の低下が顕著で、５０ｐｐｍ以下になる。通常の純化焼鈍条件であれば、Ｎ、Ｓはそれぞれ９ｐｐｍ以下、さらには６ｐｐｍ以下、純化焼鈍を十分に行えば、一般的な分析では検出できない程度（１ｐｐｍ以下）にまで達する。
　鋼板１の化学成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼板１の化学成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。具体的には、皮膜除去後の鋼板１の３５ｍｍ角の試験片を、島津製作所製ICPS-8100等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより特定できる。なお、Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。
　以上のように、本実施形態によれば、磁区細分化のために鋼板表面に溝５及び突起Ｔが形成された方向性電磁鋼板の耐錆性及び絶縁性さらには磁気特性を大幅に向上させることが可能である。
　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８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。本製造方法は、図８に示すように、鋳造工程Ｓ０１、熱間圧延工程Ｓ０２、焼鈍工程Ｓ０３、冷間圧延工程Ｓ０４、脱炭焼鈍工程Ｓ０５、焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６、仕上焼鈍工程Ｓ０７、絶縁被膜形成工程Ｓ０８及びレーザ照射工程Ｓ９９を含む。本製造方法のポイントはレーザ照射による溝形成（突起形成）工程であるが、この工程は、多数の工程にわたる鋼板製造プロセスの複数のタイミングで実施できる。このため、以下の説明では、まず一般的な方向性電磁鋼板の製造方法を説明し、その後、溝及び突起を形成するレーザ照射工程Ｓ９９について説明する。
　鋳造工程Ｓ０１では、例えば、質量％で、Ｓｉ：０．８～７％、Ｃ：０超～０．０８５％、酸可溶性Ａｌ：０～０．０６５％、Ｎ：０～０．０１２％、Ｍｎ：０～１％、Ｃｒ：０～０．３％、Ｃｕ：０～０．４％、Ｐ：０～０．５％、Ｓｎ：０～０．３％、Ｓｂ：０～０．３％、Ｎｉ：０～１％、Ｓ：０～０．０１５％、Ｓｅ：０～０．０１５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学成分を有する溶鋼が連続鋳造機に供給されて、スラブが連続的に製出される。
　続いて、熱間圧延工程Ｓ０２では、鋳造工程Ｓ０１で得られたスラブが所定の温度（例えば１１５０～１４００℃）に加熱された後、熱間圧延が実施される。これにより、例えば、１．８～３．５ｍｍの厚さを有する熱延鋼板が得られる。
　続いて、焼鈍工程Ｓ０３では、熱間圧延工程Ｓ０２で得られた熱延鋼板に対して、所定の温度条件（例えば７５０～１２００℃で３０秒～１０分間加熱する条件）で焼鈍が実施される。続いて、冷間圧延工程Ｓ０４では、焼鈍工程Ｓ０３で焼鈍処理が実施された熱延鋼板が酸洗された後、冷間圧延が実施される。これにより、例えば、０．１５～０．３５ｍｍの厚さを有する冷延鋼板が得られる。
　続いて、脱炭焼鈍工程Ｓ０５では、冷間圧延工程Ｓ０４から得られた冷延鋼板に対して、所定の条件（例えば７００～９００℃で１～３分間加熱）の熱処理（すなわち、脱炭焼鈍処理）が実施される。このような脱炭焼鈍処理が実施されると、冷延鋼板において、炭素が所定量以下に低減され、一次再結晶組織が形成される。脱炭焼鈍工程Ｓ０５では、冷延鋼板の表面に、シリカ（ＳｉＯ２）を主成分として含有する酸化物層が形成される。また、方向性電磁鋼板の二次再結晶のインヒビターを脱炭焼鈍に続く、窒化焼鈍で形成してもよい。この技術を適用するのであれば、脱炭焼鈍工程Ｓ０５に引き続き窒化焼鈍を実施する。ここでは、このような窒化焼鈍も、脱炭焼鈍工程Ｓ０５に含めて説明する。
　続いて、焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６では、マグネシア（ＭｇＯ）を主成分として含有する焼鈍分離剤が、冷延鋼板の表面（酸化物層の表面）に塗布される。続いて、仕上焼鈍工程Ｓ０７では、焼鈍分離剤が塗布された冷延鋼板に対して、所定の条件（例えば１１００～１３００℃で２０～２４時間加熱）の熱処理（すなわち、仕上げ焼鈍処理）が実施される。このような仕上焼鈍処理が実施されると、二次再結晶が冷延鋼板に生じるとともに、冷延鋼板が純化される。その結果、上述の鋼板１の化学組成を有し、結晶粒の磁化容易軸と圧延方向Ｘとが一致するように結晶方位が制御された冷延鋼板が得られる。
　また、上記のような仕上焼鈍処理が実施されると、シリカを主成分として含有する酸化物層が、マグネシアを主成分として含有する焼鈍分離剤と反応して、冷延鋼板の表面に例えば、フォルステライト（Ｍｇ２ＳｉＯ４）、スピネル（ＭｇＡｌ２Ｏ４）、又は、コーディエライト（Ｍｇ２Ａｌ４Ｓｉ５Ｏ１６）などの複合酸化物を含むグラス皮膜が形成される。仕上焼鈍工程Ｓ０７では、冷延鋼板がコイル状に巻かれた状態で仕上げ焼鈍処理が実施される。仕上焼鈍処理中に冷延鋼板の表面にグラス皮膜が形成されることにより、コイル状に巻かれた冷延鋼板の焼き付きを防止することができる。
　続いて、絶縁皮膜成形工程Ｓ０８では、例えばコロイダルシリカ及びリン酸塩を含有する絶縁コーティング液が、グラス皮膜の上から塗布される。その後、所定の温度条件（例えば８４０～９２０℃）の下で焼付熱処理が実施される。
　次に、レーザ照射工程Ｓ９９について説明する。レーザ照射工程Ｓ９９は、鋳造工程Ｓ０１以降、どのタイミングでも実施することは可能であるが、表面形状の変化としてせいぜい数１００μｍ程度の溝５および突起Ｔは、その後に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を実施すると、ほとんど消失してしまう。このため、少なくとも冷間圧延工程Ｓ０４より後に実施すべきである。まず、レーザ照射工程Ｓ９９の実施タイミングにより現れる特徴について説明する。
　レーザ照射工程Ｓ９９を冷間圧延工程Ｓ０４と脱炭焼鈍工程Ｓ０５の間で実施する場合、圧延ままの状態で鋼板表面に存在する圧延油が鋼板表面の形状制御に有効に作用するとともに、溝５および突起Ｔの表面にも、脱炭焼鈍工程中に生成するシリカ（ＳｉＯ２）を主成分として含有する酸化物層が形成される。このため、最終製品での良好なグラス皮膜の形成に有利となる。また、鋼板の平坦部までではないにしろ、脱炭焼鈍工程で突起の粒成長が起きて粒径が整えられるので、仕上焼鈍での鋼板からの二次再結晶粒による蚕食も起きやすくなる。
　窒化焼鈍を採用するプロセスである場合は、脱炭焼鈍工程Ｓ０５の途中でレーザ照射工程Ｓ９９を実施することができる。窒化焼鈍の前にレーザ照射を行えば、溝５の表層領域及び突起Ｔの領域も窒化によりインヒビター制御が行われた組織となるため、これらの領域についてもその後の二次再結晶で結晶方位が好ましく制御されることが期待される。ただし、一般的には窒化焼鈍は脱炭焼鈍の後、鋼板温度を下げることなく行うことでエネルギーコストの増加を回避するように実施されている。この途中でレーザ照射を行うには、鋼板を一旦冷却し、レーザ照射後、窒化のために再加熱する必要も生じるため、あえてこのタイミングで実施することについては、この点を考慮すべきである。
　レーザ照射工程Ｓ９９を脱炭焼鈍工程Ｓ０５と焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６の間で実施する場合、溝５及び突起Ｔの表面にもグラス皮膜の形成が可能となる。ただし、溝５の表面と突起Ｔの表面は脱炭焼鈍工程Ｓ０５で形成したシリカを主成分とする酸化物層が消失しているため、グラス皮膜の状態としては好ましいとは言えないものになる。また、窒化焼鈍を実施してインヒビター制御を行っていた場合は、溝５の表層領域と突起Ｔ領域はインヒビターが好ましい状態とはなっておらず、この領域からの好ましい結晶方位としてのＧｏｓｓ方位の二次再結晶は望めない。とは言え、少なくとも仕上焼鈍工程Ｓ０７が突起形成後になるため、突起Ｔの金属組織の粒成長や鋼板からの二次再結晶粒による蚕食は期待できる。
　レーザ照射工程Ｓ９９を焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６と仕上焼鈍工程Ｓ０７の間で実施する場合、液体状態の焼鈍分離剤が鋼板表面の形状制御に有効に作用するため、焼鈍分離剤の乾燥前にレーザ照射を実施すべきである。溝５の表面に塗布されていた焼鈍分離剤はレーザ照射直後は散逸してしまうが、焼鈍分離剤が液体状態であれば、溝５の表面は再度、焼鈍分離剤で覆われる。ただし、焼鈍分離剤の上に乗り上げて凝固した溶融鉄は、その後のグラス皮膜形成に少なからざる影響を及ぼし、局所的な皮膜不良発生の原因となる懸念があることには注意する必要がある。
　レーザ照射工程Ｓ９９を仕上焼鈍工程Ｓ０７と絶縁皮膜形成工程Ｓ０８の間で実施する場合、溝５及び突起Ｔの表面にも絶縁被膜は形成されるので、皮膜密着性についてのメリットを得られる。
　レーザ照射工程Ｓ９９は絶縁皮膜形成工程Ｓ０８の中で実施することも可能である。絶縁被膜形成工程Ｓ０８は、鋼板に絶縁コーティング液を塗布し、焼付熱処理を実施するが、絶縁コーティング液は本発明の鋼板表面状態を制御するために活用できる。絶縁コーティング液を塗布した後、焼付熱処理の前にレーザ照射を実施し、その後、焼付熱処理を行う。この場合、溝５及び突起Ｔの表面にはグラス皮膜は存在しないものの、とりあえず絶縁皮膜は形成される。最終製品で溝５及び突起Ｔを形成した場合に必要となる絶縁皮膜の再形成が不要となるメリットはある。
　レーザ照射工程Ｓ９９を絶縁皮膜形成工程Ｓ０８の後で実施する場合、溝５及び突起Ｔの表面には絶縁皮膜が存在しなくなり、前述のように耐錆性や絶縁性の確保のため絶縁皮膜の再形成が必要となるため、あえてこの工程で実施するメリットはない。
　さらに考慮すべき点は、鋼板表面の形状を制御するために、後述のように何らかの物質を塗布した状態でレーザ照射工程Ｓ９９を実施する場合、レーザ照射工程Ｓ９９の実施タイミングと塗布する物質によっては、レーザ照射後に塗布物質を除去する必要が生じることである。例えば、脱炭焼鈍と窒化焼鈍の間で、油を塗布した状態でレーザ照射して鋼板表面の形状を制御した場合、油が付着したままで窒化焼鈍を実施することに問題があれば、レーザ照射後に電解脱脂ラインを通板するなどして油を除去した上で窒化焼鈍を実施する必要がある。
　この点、冷間圧延工程Ｓ０４と脱炭焼鈍工程Ｓ０５の間で圧延油を塗布物質として活用する場合、焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６と仕上焼鈍工程Ｓ０７の間で液体状態の焼鈍分離剤を塗布物質として活用する場合、絶縁皮膜形成工程Ｓ０８の途中で絶縁コーティング液を塗布物質として活用する場合は、塗布物質の除去の必要がないため好都合である。
　以上のような点を考慮すると、レーザ照射工程Ｓ９９は、図８に示すように、冷間圧延工程Ｓ０４と脱炭焼鈍工程Ｓ０５の間で実施することが特に好ましい。また、後述する、本発明で特徴的な突起を形成する一手法として、レーザを照射する鋼板表面への油塗布という手段を採用する場合、冷延後の鋼板は不可避的に鋼板表面が圧延油で覆われているため、この点でも非常に都合が良い。
　ここで、レーザ照射工程Ｓ９９について説明する。レーザ照射工程Ｓ９９では、鋼板の表面に特定の物質が塗布された上で、鋼板の表面に向けてレーザが照射され、鋼板の表面に溝５が形成される。溝５の形成に伴って突起Ｔが形成される。上記特定の物質については後述するが、上記特定の物質は、例えば冷間圧延で用いられた圧延油である。レーザ制御条件は、特別なものである必要はなく、公知の条件が採用される。鋼板の表面にレーザを照射することにより、鋼板の表面に、圧延方向に交差する方向に延びる複数の溝５が、圧延方向に沿って所定間隔で形成される。これは例えば、レーザ光源から出射されたレーザを、光ファイバを介してレーザ照射装置に伝送し、ポリゴンミラーとその回転駆動装置によって、レーザを鋼板の表面に向けて照射すると共に、レーザを冷延鋼板の板幅方向と略平行に走査することで形成される。
　レーザの照射と同時に、空気又は不活性ガス等のアシストガスを、鋼板のレーザが照射される部位に吹き付けてもよい。アシストガスは、レーザ照射によって鋼板から飛散又は蒸発した成分を除去する役割を担う。
　ポリゴンミラーの回転速度と、鋼板の圧延方向への搬送速度を同期制御することで、圧延方向に交差する複数の溝５を、圧延方向に沿って所定間隔で形成できる。
　レーザ光源としては、例えばファイバレーザを用いることができる。ＹＡＧレーザ、半導体レーザ、又はＣＯ２レーザ等の一般的に工業用に用いられる高出力レーザをレーザ光源として使用してもよい。また、パルスレーザ、又は連続波レーザをレーザ光源として使用してもよい。レーザとしては、集光性が高く、溝５の形成に適したシングルモードレーザを用いることが好ましい。
　レーザの照射条件として、例えば、レーザ出力を２００～２０００Ｗに、レーザの圧延方向における集光スポット径（レーザ出力の８６％を含む直径）を１０～１０００μｍに、レーザの板幅方向における集光スポット径を１０～１０００μｍに、レーザ走査速度を５～１００ｍ／ｓに、レーザ走査ピッチ（間隔）を２～１０ｍｍに設定することが好ましい。所望の溝深さが得られるように、これらのレーザ照射条件を公知の範囲で適宜調整すればよい。例えば、深い溝深さを得る場合には、レーザ走査速度を遅く設定し、レーザ出力を高く設定すればよい。
　次に、レーザ照射に際して鋼板の表面に塗布される物質（塗布物質）について説明する。塗布物質は、好ましくは、油脂、水、アルコール、コロイド、エマルション、方向性電磁鋼板の製造時に用いられる焼鈍分離剤、及び絶縁コーティング液などの液体状の物質である。一般的な方向性電磁鋼板の製造で使用される物質などを考慮すると、圧延油や防錆油として使用されている油脂は取り扱いが容易であり、より好ましい。圧延油は冷間圧延後にあらためて塗布する必要がないため、特に好ましい。
　塗布物質は、次の２つ条件を満たす。
　（ａ）粘度が特定の範囲内にあり、液状で比較的小さな力でも瞬間的に変形する物質であること。
　（ｂ）塗布後の鋼板の表面での液膜の厚さが特定の範囲内にあり、溶融鉄の広がりを抑制するとともに、溶融鉄の一部が当該液膜の上に乗り上げた際に、鋼板との間に介在することで溶融鉄の鋼板への溶着を抑制する物質であること。
　このようにして、本発明の実施形態に係る方向性電磁鋼板を製造することができる。この方向性電磁鋼板に含まれる鋼板１は、化学成分として、質量％で、Ｓｉ：０．８～７％、Ｃ：０超～０．０８５％、酸可溶性Ａｌ：０～０．０６５％、Ｎ：０～０．０１２％、Ｍｎ：０～１％、Ｃｒ：０～０．３％、Ｃｕ：０～０．４％、Ｐ：０～０．５％、Ｓｎ：０～０．３％、Ｓｂ：０～０．３％、Ｎｉ：０～１％、Ｓ：０～０．０１５％、Ｓｅ：０～０．０１５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　本製造方法では、必要に応じて、ブラシ洗浄工程など、方向性電磁鋼板の何らかの特性を維持するための公知の製造工程をさらに有してもよい。
　以下、塗布物質の影響で鋼板１の特定の表面形状が得られるメカニズム、及び塗布物質の好適な条件について説明する。
〔メカニズムについて〕
　レーザ照射時に鋼板表面に特定物質を塗布しておくことで本発明効果が得られるメカニズムについては明確ではないが、様々な物質の影響を調査した結果とも整合するものとして、現時点では以下のように考えている。
　磁区制御を目的として溝を形成するため、鋼板１の表面にレーザ光１０を照射すると、照射部の鋼は瞬間的に溶融して、照射部の外に飛散する（図９Ａ）。このようにして溝５が形成されるとともに、飛散した溶融鉄１１の一部は鋼板表面に溶着して突起７等の凸部が形成される（図９Ｂ）。
　一方、図９Ｃに示すように、レーザ照射時に鋼板表面に塗布物質１２が適切な状態で均一に塗布されていると、溶融鉄１１が溝５の周囲に押し出される際に、溶融鉄１１が特定物質１２を溝５から押し広げることになり飛散が抑制される。このようにして特定物質１２の膜により溶融鉄１１が溝５から遠くまで飛散することが抑えられる。また、溶融鉄１１の一部１３は特定物質１２の塗布膜の上に乗り上げる。図９Ｄに示すように、塗布膜の上に乗り上げた溶融鉄１３は、特定物質１２の塗布膜の上で凝固剥落し鋼板表面への溶着物としては残存しない。このため、溶着物の総量が低下する。また溝から遠く離れた地点まで飛散した溶着物も特定物質１２の塗布膜の上で凝固剥落し鋼板表面への溶着物としては残存しないため、突起は溝に近接するもの（突起Ｔ１）のみとなり、突起Ｔ１よりも溝から離間する突起（突起Ｔ２以降）の幅は突起Ｔ１の幅より小さくなる。
　このような溶着物が凸部７若しくは突起Ｔとなり溝周囲に広がることで様々な害を及ぼすことは前述のとおりであるが、本発明では溶着物の総量が減少し飛散が溝周囲に限定されることで特性の低下を回避できる。
〔粘度について〕
　上記のメカニズムを考えると、塗布物質は高温の溶融鉄と接触した状態で規定すべきかも知れないが、これは現実的ではない。本発明ではレーザ照射前の状態での塗布物質の粘度で発明を規定する。
　塗布物質の粘度は１００ｍｍ２／ｓ以下であることが好ましい。粘性を有して溶融鉄から受ける力で変形する何らかの物質が塗布されていれば、本発明の効果は得られると考えられるため、下限は特に限定しないが、粘度が高過ぎると、塗布などの取り扱いが困難となるばかりでなく、溶融物の溝周辺での適度な広がりを妨げ、溝５の極近傍のみに堆積して凸部の高さｈが高くなってしまうとともに、所望のＶ２／Ｖ１が得られなくなる。また、粘度が低すぎると溶融鉄の溝からの飛散を抑制し、溝周辺に堆積させる効果が小さくなり、距離Ｌｓ、突起幅Ｗを特定範囲内に制御することが困難になる。粘度は、好ましくは１０～７０ｍｍ２／ｓ以下であり、さらに好ましくは４０～６０ｍｍ２／ｓである。
　また粘度は塗布物質を変えることで制御できるが、例えば温度や濃度を変えることで制御することも可能である。塗布物質の温度は１０～１００℃であることが好ましい。好ましくは１５～６０℃、さらに好ましくは２０～５０℃である。温度は塗布物質の粘度を変化させて発明効果に影響を及ぼすが、適切な温度範囲は、製造工程での温度管理や取り扱いの容易さも考慮して決定すべきものである。塗布物質を油脂又は油脂のエマルションとした場合、上記の温度範囲が、粘度についての好ましい範囲と概略一致する。
　塗布物質が何らかの混合物である場合は、濃度を調整して取り扱いやすい温度範囲で適切な粘度に制御することも可能である。一般的に方向性電磁鋼板の製造工程で使用される油脂のエマルションや焼鈍分離剤や絶縁コーティング液のようなコロイド溶液を塗布する場合の濃度は、油脂のエマルションであれば、水と油脂の合計に対する油脂の体積濃度で５０～７０％であり、焼鈍分離剤であれば水とマグネシアに対するマグネシアの濃度で５～８０％、さらに絶縁コーティング液であれば水とリン酸アルミニウムとコロイダルシリカとクロム酸に対するリン酸アルミニウムとコロイダルシリカとクロム酸の濃度で２０～８０％とすれば、本発明の突起制御効果を好ましく得るための粘度に制御できる。もちろん適切な濃度範囲は、発明効果を得るための粘度の調整とともに、製造工程での温度管理や取り扱いの容易さを考慮すべきことは温度と同様である。
〔塗布厚さについて〕
　塗布物質の厚さが薄過ぎると、溶融鉄と鋼板表面の間に塗布物質が介在して鋼板１への溶着を防ぐ効果が小さくなり、Ｖ２／Ｖ１が十分に低下しないとともに、溶融鉄の飛散に対する障害にもならないため溶融鉄が遠くまで飛散して、幅Ｗ１、距離Ｌｓが過度に大きくなる。塗布物質の厚さが厚過ぎると、溶融鉄が油膜の上に乗り上がることが困難となり、溝５の極近傍のみに堆積して凸部７の高さｈが高くなってしまうとともに、所望のＶ２／Ｖ１が得られなくなる。このため、塗布物質の厚さは好ましくは０超～５０μｍとし、より好ましくは０．０１～２５μｍとし、さらに好ましくは０．１～１μｍとする。
〔塗布物質についてその他〕
　塗布物質の沸点は好ましくは１００℃以上である。沸点が低すぎると、レーザ照射時に瞬間的に高温となる溝周囲から物質が蒸発してしまい本発明の効果が失われてしまう。完全に蒸発しなくとも、塗布物質の厚さが薄くなってしまい、塗布物質を溝周辺に押しとどめる効果が小さくなり、距離Ｌｓ、突起幅Ｗが過度に大きくなったり、膜が薄過ぎるため、塗布膜の上に乗り上げた溶融鉄の母鋼板への溶着を抑制することができず、所望のＶ２／Ｖ１が得られない。沸点はより好ましくは１３０℃以上であり、さらに好ましくは１５０℃以上である。混合物質の場合は、溶媒の沸点を制御すると良い。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、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一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（基本条件）
　使用する方向性電磁鋼板の製造条件は以下のようである。
　質量％で、Ｓｉ：３．０％、Ｃ：０．０８％、酸可溶性Ａｌ：０．０５％、Ｎ：０．０１％、Ｍｎ：０．１２％、Ｃｒ：０．０５％、Ｃｕ：０．０４％、Ｐ：０．０１％、Ｓｎ：０．０２％、Ｓｂ：０．０１％、Ｎｉ：０．００５％、Ｓ：０．００７％、Ｓｅ：０．００１％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学成分を有するスラブに対して熱間圧延を実施し、厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板を得る。
　続いて、上記の熱延鋼板に対して、１０００℃で１分間の焼鈍処理を実施する。その後、酸洗、冷間圧延を実施し、厚さ０．２３ｍｍの冷延鋼板を得る。
　続いて、冷延鋼板に対して、８００℃で２分間の脱炭焼鈍を実施し、マグネシア（ＭｇＯ）を主成分として含有する焼鈍分離剤を表面に塗布する。必要により公知の窒化焼鈍を行う。
　続いて、１２００℃２０時間の仕上焼鈍処理を実施する。その結果、結晶粒の磁化容易軸と圧延方向とが一致するように結晶方位が制御された鋼板（グラス皮膜が表面に形成された鋼板）が得られる。
　上記の鋼板に、コロイダルシリカ及びリン酸塩を含有する絶縁コーティング液を塗布し、８５０℃で１分間の熱処理を実施し、最終的に、溝及び突起が形成され、さらに表面にグラス皮膜及び絶縁皮膜を備える方向性電磁鋼板を得る。
　なお、上記工程の途中で、特定物質の塗布及びレーザ照射を実施し、鋼板の表面に、圧延方向に直交する方向に延びる複数の溝（及び突起）を、圧延方向に沿って所定間隔で形成する。レーザの照射条件は、レーザ出力：２００Ｗ、レーザの圧延方向における集光スポット径（８６％径）：１００μｍ、レーザの板幅方向における集光スポット径（８６％径）：４０００μｍ、レーザ走査速度：１６ｍ／ｓ、レーザ走査ピッチ：４ｍｍである。
　本発明効果は、鋼板の特性やレーザ照射条件によるものではないため、上記は、レーザ照射前の塗布物質制御以外は、一般的な方向性電磁鋼の製造条件で固定している。最終的に得られる上記方向性電磁鋼板は、レーザ照射時の鋼板表面の特定物質の塗布条件に応じて変化する突起の形状を除けば、主に、Ｓｉ：３．０％を含有する通常の方向性電磁鋼板である。本発明のポイントとなる特定物質の塗布条件及びレーザ照射を含めた実施タイミングについては、各実験例において説明する。
　評価する鋼板の溝の深さは２５～３０μｍ以下、溝の幅は３０～４０μｍであり、レーザ照射の条件を一定とした場合の溝の形状変動の範囲内かつ公知範囲であり、特別なものではない。
　これらの方向性電磁鋼板の磁気特性、耐錆性、絶縁性、及び巻鉄心にしたときの特性を測定する。また、これらの方向性電磁鋼板の皮膜を剥離し、母鋼板の表面形状を、上記実施形態で説明した特定方法によって特定する。三次元粗さの測定及び表面粗さパラメータ（Ｒａ、ＲＳｍ）の測定には、レーザ式表面粗さ測定器（キーエンス社製のＶＫ－９７００）を用いる。突起に関する測定値は溝の両側の突起について測定した値の平均値である。
　耐錆性は、各方向性電磁鋼板から３０ｍｍ角の試験片を採取し、その試験片を、温度５０℃及び湿度９１％の雰囲気中に試験片を１週間放置して、その前後における試験片の重量変化に基づき、下記の式の質量増加率にて評価する。錆が発生すると試験片の重量が増加するため、重量増加率が少ないものほど耐錆性が良いと判断できる。
　　放置前後の質量増加率（％）＝１００×（放置後－放置前）／放置前）
　絶縁性は、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０－４に記載の方法により測定される層間電流で評価する。
　磁気特性（磁束密度Ｂ８、鉄損Ｗ１７／５０）はＪＩＳ　Ｃ　２５５６に記載のＨコイル法に従いＷ６０ｍｍ×Ｌ３００ｍｍの単板を評価する。
　巻鉄心にしたときの特性として、ビルディングファクタ（ＢＦ）及び騒音を評価する。
　ビルディングファクタの測定では、各方向性電磁鋼板を積層し、図１０Ａ及び図１０Ｂに示す寸法（ｍｍ）を有する巻鉄心２０を作製する。巻鉄心２０はバンド２１で締め付ける。そして、巻鉄心２０に対して、ＪＩＳ　Ｃ　２５５０－１に記載の励磁電流法を用いた測定を、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔの条件で行い、巻鉄心の鉄損値ＷＡを測定する。また、巻鉄心に使用した方向性電磁鋼板の平面部のみからなる幅１００ｍｍ×長さ５００ｍｍの試料を採取し、この試料に対して、ＪＩＳ　Ｃ　２５５６に記載のＨコイル法を用いた電磁鋼板単板磁気特性試験による測定を、周波数５０Ｈｚ、磁束密度１．７Ｔの条件で行い、素材鋼板単板の鉄損値ＷＢを測定する。そして、鉄損値ＷＡを鉄損値ＷＢで除することによりビルディングファクタ（ＢＦ）を求める。本発明においてはＢＦが小さいほど、素材鋼板を巻鉄心として使用した際の悪影響が少ないと評価できる。
　騒音の評価では、上記の巻鉄心を準備し、励磁し、騒音測定を実施する。この騒音測定は暗騒音が１６ｄＢＡの無響室内で、騒音計を鉄心表面から０．３ｍの位置に設置し、聴感補正としてＡ特性を使用して行う。また励磁では周波数を５０Ｈｚ、磁束密度を１．７Ｔとする。
（第１の実験例）
　第１の実験例の鋼板は窒化焼鈍を含むプロセスで製造するものである。表１～表３に詳細を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　塗布物質の温度、塗布厚さは一定として、粘度が異なる塗布物質を塗布する場合の例である。試験Ｎｏ．１－１～Ｎｏ．１－１６では冷間圧延工程Ｓ０４と脱炭焼鈍工程Ｓ０５の間で塗布物質の塗布及びレーザ照射を実施した。試験Ｎｏ．１－１７では脱炭焼鈍工程Ｓ０５と焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６の間で、工程Ｓ０６で焼鈍分離剤を塗布後、乾燥し、さらに塗布物質としてダイロール（大同化学工業株式会社製）を塗布した上でレーザ照射を実施した。試験Ｎｏ．１－１８では焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６と仕上焼鈍工程Ｓ０７の間で、工程Ｓ０６で塗布する焼鈍分離剤を塗布物質としてレーザ照射を実施した。試験Ｎｏ．１－１９では焼鈍分離剤塗布工程Ｓ０６と仕上焼鈍工程Ｓ０７の間で、工程Ｓ０６で焼鈍分離剤を塗布後、乾燥し、さらに塗布物質としてダイロールを塗布した上でレーザ照射を実施した。試験Ｎｏ．１－１９ではレーザ照射後、ダイロールが付着したまま工程Ｓ０７を実施した。試験Ｎｏ．１－２０及びＮｏ．１－２１では仕上焼鈍工程Ｓ０７と絶縁被膜形成工程Ｓ０８の間でレーザ照射を実施した。試験Ｎｏ．１－２２では絶縁被膜形成工程Ｓ０８の中で塗布される絶縁コーティング液を特定物質としてレーザ照射を実施した後、絶縁被膜の焼付を実施した。試験Ｎｏ．１－２３では絶縁被膜形成工程Ｓ０８後、皮膜の上からレーザ照射を実施した。試験Ｎｏ．１－２４では溝を形成することなく絶縁被膜の形成までの処理を行った。
　試験Ｎｏ．１－２～Ｎｏ．１－１５では、冷間圧延後に鋼板表面の圧延油を一旦電解脱脂で除去した後、所定の塗布物質を所定の条件で塗布した。ダイロールＳＺ－４８Ｈについては、塗布前の冷間圧延において圧延油として使用しており、試験Ｎｏ．１－１では、圧延直後に表面に圧延油が付着したままでレーザ照射した。試験Ｎｏ．１－２～Ｎｏ．１－１５では冷間圧延工程Ｓ０４後に圧延油を一旦脱脂し、その後、塗布物質を再塗布した。試験Ｎｏ．１－４などで使用したダフニーロールオイル、ダフニーハイテンオイル、ダフニーマーグプラス及びダフニーオイルコートは出光興産株式会社製である。
　塗布物質による鋼板表面の形状の制御及び特性の向上を確認できた。塗布物質を適用しない試験Ｎｏ．１－１６及びＮｏ．１－２０では突起の制御が好ましくなく、特性が劣化した。試験Ｎｏ．１－２３では塗布物質は適用しないが、溝形成に伴う溶融鉄は皮膜の上に付着したため、鋼板に溶着した突起はほとんど形成されなかった。しかし、Ｖ２／Ｖ１の値が過小であったため、突起による絶縁皮膜の密着性の向上の効果が十分に得られず、絶縁皮膜の一部が剥がれ、耐錆性と絶縁性が低下した。図１１に、試験Ｎｏ．１－２３の鋼板５１の断面図を示す。また、脱炭焼鈍工程Ｓ０５より前にレーザ照射工程Ｓ９９を実施した発明例では、仕上焼鈍で少なくともそれなりの二次再結晶が起きるため、突起を含めて結晶粒径と結晶方位が制御され、磁気特性も良好であった。試験Ｎｏ．１－２４では、溝を形成しなかったために、鉄損を十分に低減できなかった。
（第２の実験例）
　第２の実験例の鋼板は窒化焼鈍を含まないプロセスで製造するものである。表４～表６に詳細を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　試験Ｎｏ．２－１～Ｎｏ．２－１６では冷間圧延工程Ｓ０４と脱炭焼鈍工程Ｓ０５の間で塗布物質の塗布及びレーザ照射を実施した。塗布物質及び塗布厚さを一定とし、塗布状態での濃度と温度で粘度を変化させる例である。塗布物質はすべてダイロールＳＺ－４８Ｈ（大同化学工業株式会社製）であり、圧延ままの場合と、脱脂後に再塗布する場合を評価した。
　粘度の変化に伴う発明効果の変化が確認でき、粘度に特に好ましい範囲があることが確認できるとともに、圧延油を圧延ままで塗布物質として利用した場合でも、再塗布した場合と同等の効果が得られることがわかる。
（第３の実験例）
　第３の実験例の鋼板は窒化焼鈍を含むプロセスで製造するものである。表７～表９に詳細を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　試験Ｎｏ．３－１～Ｎｏ．３－１６では冷間圧延工程Ｓ０４と脱炭焼鈍工程Ｓ０５の間で塗布物質の塗布及びレーザ照射を実施した。塗布物質及び粘度を一定とし、塗布厚さの影響を確認する例である。塗布物質はすべてダイロールＳＺ－４８Ｈ（大同化学工業株式会社製）であり、圧延ままの場合と、脱脂後に再塗布する場合を評価した。
　塗布厚さの変化に伴う発明効果の変化が確認でき、塗布厚さに特に好ましい範囲があることが確認できる。塗布厚さは薄い場合に突起を小さくできる傾向が見られるが、溶融鉄の飛散を十分に抑えることができず、突起が溝から離れた位置に形成されるようになる。一方で厚過ぎる場合は、溶融鉄が皮膜の上に乗り上がることができず、Ｖ２／Ｖ１が悪化するとともに、溝の極近傍に集中して堆積している。このような状態では、突起形態の変動（Ｒａ、ＲＳｍ）が大きくなり、局所的に二次再結晶が起きにくい突起が生じて、磁気特性も低下気味となる。
　本発明は、例えば、変圧器の鉄芯用の方向性電磁鋼板の製造産業及び利用産業において利用することができる。

Claims (8)

  1. 　延在方向が圧延方向と交差し、且つ深さ方向が板厚方向と平行な溝が形成された鋼板表面を有する鋼板を備え、
    　前記鋼板の表面の前記溝の両側に前記溝と平行に連なる溶融凝固物が存在し、
    　前記溝を含む特定領域内の前記鋼板表面を一定の間隔で測定した高さデータの高さ分布において最大度数となる高さを仮想平面とし、前記仮想平面より凹んだ凹部の空間体積をＶ１とし、前記仮想平面よりも突出した凸部の体積をＶ２としたとき、Ｖ２／Ｖ１の値が０．１０超０．８０未満であり、
    　前記特定領域内に複数の突起が形成されており、前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅が他の突起の幅よりも大きく、
    　前記高さ分布において前記延在方向の平均高さが最も高い領域を延在方向及び板厚方向を含む溝長手断面で視た場合に、
    　当該領域の表面を成す粗さ曲線の平均粗さＲａが、０．３０～２．００μｍであり、
    　当該領域の表面を成す粗さ曲線要素の平均長さＲＳｍが、１０～１５０μｍであることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 　前記の高さデータにおいて０．０２％番目となる高さが、１超～１０μｍで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。
  3. 　前記溝周辺の鋼板表面形状を、溝延在方向と垂直な溝短手断面で視た場合に、
    　前記凸部のうち、前記溝に最も近い突起の端部Ｔ１ｓと前記溝の端部ｍとの距離Ｌｓが、０超～４０μｍであることを特徴とする請求項１又は２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅Ｗ１が、４０μｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  5. 　前記複数の突起のうちで、前記溝に最も近い突起の幅をＷ１、第ｎ番目（ｎは２以上の整数）に近い突起の幅をＷｎと表したとき、Ｗｎ／Ｗ１の値が０．２０超１．００未満であることを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  6. 　前記溝延在方向に垂直な断面において最も高い突起の底に存在する結晶粒の数が平均で１０．０個以下であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  7. 　前記高さ分布において前記延在方向の平均高さが最も高い領域内の突起の金属組織の結晶方位について、｛１００｝＜００１＞方位の面積率が６５％以上であることを特徴とする請求項１乃至６のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
  8. 　前記凸部表面及び溝表面を含む前記鋼板表面上に、グラス皮膜を備えていることを特徴とする請求項１乃至７のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板。
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