WO2024075788A1 - 方向性電磁鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2024075788A1
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steel sheet
groove
grain
grooves
laser
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PCT/JP2023/036261
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雅人 安田
秀行 濱村
公彦 杉山
宣郷 森重
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日本製鉄株式会社
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/36—Removing material
    • B23K26/362—Laser etching
    • B23K26/364—Laser etching for making a groove or trench, e.g. for scribing a break initiation groove
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/14—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials metals or alloys
    • H01F1/147—Alloys characterised by their composition

Definitions

  • the present invention relates to grain-oriented electrical steel sheets.
  • Grain-oriented electrical steel sheet is a steel sheet whose crystal orientation is controlled by a combination of cold rolling and annealing processes so that the magnetization easy axis of the crystal grains coincides with the rolling direction.
  • a known technology for reducing eddy current loss, a type of iron loss in grain-oriented electrical steel sheets, is to form an insulating film on the surface of a base steel sheet with controlled crystal orientation.
  • the insulating film not only provides electrical insulation, but also provides tensile strength, rust resistance, and other properties to the base steel sheet.
  • Magnetic domain control methods are classified into a method of applying distortion to the base steel sheet of the grain-oriented electrical steel sheet, and a method of forming grooves on the surface of the base steel sheet where a coating that applies tension to the base steel sheet exists.
  • Figure 1 is a schematic diagram of an electromagnetic steel sheet with grooves formed.
  • Figure 1 shows a state in which multiple grooves 2 are formed on the surface of base steel sheet 1 at intervals in the rolling direction of base steel sheet 1.
  • the symbol ⁇ indicates the angle between the longitudinal direction of groove 2 and the direction perpendicular to the rolling direction and thickness direction of base steel sheet 1 (plate width direction).
  • the symbol W indicates the width of groove 2
  • the symbol D indicates the depth of groove 2
  • the symbol P indicates the distance between adjacent grooves 2 in the rolling direction.
  • Patent Document 1 discloses an electrolytic etching method for forming grooves on the surface of a grain-oriented electrical steel sheet by electrolytic etching.
  • Patent Document 2 discloses a gear pressing method in which a gear is mechanically pressed onto the surface of a grain-oriented electromagnetic steel sheet to form grooves on the surface of the steel sheet.
  • the electrolytic etching method requires the steps of masking, etching, and mask removal, making the process more complicated than mechanical methods.
  • the gear press method With the gear press method, the teeth wear out in a short period of time due to the high hardness of the electromagnetic steel sheet.
  • line speeds of 100 mpm or more which are required in general steel manufacturing processes.
  • Patent Document 3 also discloses a laser irradiation method in which the laser-irradiated parts of the steel sheet surface of a grain-oriented electromagnetic steel sheet are melted and evaporated by laser irradiation.
  • the laser irradiation method does not have the problems of tooth profile wear or complicated processes, and allows for high-speed processing.
  • molten protrusions form on the sides of the groove due to sputtering that occurs when forming the groove.
  • a process is required to remove the molten protrusions, which poses the problem of reduced productivity.
  • Patent Document 5 proposes that since the molten protrusions formed by forming grooves through laser irradiation prevent close contact between adjacent directional electromagnetic steel sheets in the laminated core and increase noise, the size of the protrusions should be reduced and the metal structure of the protrusions should be aligned to the Goss orientation in order to maintain iron loss.
  • the present invention was developed in consideration of the above problems, and aims to provide a grain-oriented electrical steel sheet that improves iron loss while minimizing declines in productivity in magnetic domain control for forming laser grooves (grooves formed by laser irradiation).
  • the inventors have conducted extensive research to resolve the above-mentioned problems. Through repeated investigations of the laser irradiation conditions when forming the laser grooves, they discovered conditions under which there is no adverse effect on iron loss by controlling the shape of the molten protrusions (protrusions) that are generated on the sides of the grooves adjacent to the surface of the steel sheet due to sputtering that occurs when the laser grooves are formed. Further investigations led to the discovery that iron loss is improved when crystal grains whose crystal orientation differs from that of the base steel sheet by 5° or more are present in the protrusions. This is a completely new finding not found in Patent Documents 3 and 5 regarding molten protrusions. The present invention was made based on these new findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • a grain-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention is a grain-oriented electrical steel sheet having a plurality of grooves on its surface, characterized in that the steel sheet has a protrusion on the surface thereof on a side of the groove adjacent to the groove, and the crystal orientation of at least one crystal grain present inside the protrusion differs by 5° or more from the crystal orientation of crystal grains present in parts of the electrical steel sheet other than the protrusion.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention is the grain-oriented electrical steel sheet according to the item [1], characterized in that the average height of the protrusions is 2.5 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less.
  • the grain-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention is the grain-oriented electrical steel sheet according to the item [1] or [2], characterized in that in the grain-oriented electrical steel sheet, an angle ⁇ between a direction perpendicular to the rolling direction and the sheet thickness direction and a longitudinal direction of the groove is 40° or less, a width W of the groove is 20 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less, a depth D of the groove is 10 ⁇ m or more and 40 ⁇ m or less, and a spacing P of the groove in the rolling direction is 1 mm or more and 30 mm or less.
  • a method for producing a grain-oriented electrical steel sheet comprising: a groove forming step of irradiating a laser onto a surface of a steel sheet to form grooves; wherein the laser beam irradiation conditions are such that a focused spot diameter dL of the laser beam in the rolling direction and a focused spot diameter dC of the laser beam in the sheet width direction satisfy formula (1).
  • the protrusion removal process can be omitted, and grain-oriented electrical steel sheets with good core loss can be obtained without reducing productivity.
  • FIG. 2 is a schematic diagram of an electromagnetic steel sheet in which grooves are formed.
  • 1 is an optical microscope photograph of a cross section of a protrusion. This is an SEM photograph taken by SEM-EBSD of the cross section of the protrusion at an angle. This is an ND-IPF (Inverse Pole Figure) map of the field of view in Figure 3.
  • ND-IPF Inverse Pole Figure
  • the inventors conducted extensive research into how to maximize the magnetic domain refinement effect and increase productivity, and discovered that if the molten protrusions present on the sides of the laser grooves (groove sides) on the steel sheet surface meet certain conditions, they do not adversely affect the magnetic properties.
  • the present invention will be described below using as an example a grain-oriented electrical steel sheet according to one embodiment of the present invention (hereinafter abbreviated as this electrical steel sheet).
  • this electromagnetic steel sheet has multiple grooves arranged generally parallel on its surface, and may or may not have a glass film on the steel sheet surface, and may or may not have a tensile film (insulating film) on the outermost surface of the steel sheet.
  • Figure 1 shows a conceptual diagram of this electromagnetic steel sheet that has neither a glass film nor a tensile film.
  • the steel sheet surface refers to the surface including a glass film or a tensile film if the steel sheet has one.
  • the grooves on the steel sheet surface are formed by forming protrusions on the sides of the grooves on the steel sheet surface due to spatters (molten metal splashes) and molten metal flows that occur when laser grooves are formed by laser irradiation. As shown in Fig. 1, protrusions 3 are formed along grooves 2 on the surface of this electromagnetic steel sheet 1.
  • FIGS 2 to 4 are views of the grooves of this electromagnetic steel sheet in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the groove.
  • the dotted line in Figure 2 indicates a virtual line on the steel sheet surface (surface virtual line), which is a line where the steel sheet surface is assumed to have been before the laser grooves were formed.
  • protrusions are formed on the steel sheet surface in the parts adjacent to the laser grooves (groove sides).
  • the protrusions refer to the parts located above the surface virtual line (upper part in the steel sheet surface direction).
  • a protrusion is formed on the side of the steel sheet surface of a groove formed on a base steel sheet, and in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the groove, the protrusion has at least one fine crystal grain whose crystal orientation differs by 5° or more from that of the crystal grains of the base steel sheet (parts other than the protrusion that are not affected by laser irradiation).
  • Fine crystal grains can be obtained by irradiating a laser on steel sheet after cold rolling, decarburization annealing or finish annealing, or on steel sheet with a tension coating.
  • recrystallized grains are formed inside the protrusions by decarburization annealing, and an orientation shifted by 5° or more from the Goss orientation of the base material remains without being encroached on by the Goss orientation of the base material during secondary recrystallization.
  • recrystallized grains are formed inside the protrusions by finish annealing, and an orientation shifted by 5° or more from the Goss orientation of the base material remains without being encroached on by the Goss orientation of the base material during secondary recrystallization.
  • recrystallized grains shifted by 5° or more from the orientation of the base steel sheet that has become Goss oriented due to secondary recrystallization are formed inside the protrusions during subsequent coating baking or recoating baking.
  • Magnetic domain refinement in grain-oriented electrical steel sheet occurs when the magnetic poles generated on the surface of the steel sheet increase magnetostatic energy, and to resolve this, new 180° magnetic walls are generated, narrowing the magnetic domain width.
  • the distance the magnetic wall moves when the steel sheet is magnetized becomes shorter, reducing energy loss during magnetic wall movement, i.e. reducing iron loss.
  • fine crystal grains become the starting point for magnetic poles, promoting the refinement of 180° magnetic domains and leading to reduced iron loss.
  • the orientation difference between the fine crystal grains of the protrusion and the crystal grains of the base steel plate is set to 5° or more.
  • the crystal orientation difference is preferably 6° or more, 7° or more, 8° or more, 9° or more, 10° or more, 11° or more, 12° or more, 13° or more, 14° or more, 15° or more, 16° or more, 17° or more, 18° or more, 19° or more, or 20° or more. Note that since the orientation difference only needs to become the starting point for generating magnetic poles, there is no upper limit to the crystal orientation difference between the fine crystal grains and the base steel plate.
  • the fine crystal grains inside the protrusions can be observed by electrolytically polishing a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the groove, and obtaining an inverse pole figure (IPF) map (crystal orientation map) using SEM-EBSD (Electron Backscattered Diffraction Pattern).
  • Figure 4 shows an example of an IPF map of a protrusion by SEM-EBSD.
  • Figure 3 shows an SEM-EBSD image with the same field of view as Figure 4. Note that when a glass film is present, the glass film itself exists in the base material, and it is difficult to distinguish it using an IPF map obtained by EBSD. However, by combining it with an SEM-EBSD image, it is possible to distinguish between the glass film and the steel plate containing the protrusions. As explained above, the EBSD IPF map makes it possible to identify the fine crystal grains in the protrusions, and further to confirm the crystal orientation of the fine crystal grains and the Goss orientation of the base material.
  • a magnetic pole is generated and a magnetic domain refinement effect is obtained.
  • the number of fine crystal grains in one protrusion There is no particular upper limit on the number of fine crystal grains in one protrusion.
  • at least one arbitrary groove can be selected, and fine crystal grains can be observed by observing the cross section when cut perpendicular to the longitudinal direction of the groove. In other words, it is sufficient that one or more fine crystal grains can be observed per protrusion.
  • the size of the fine crystal grains should be 15.0 ⁇ m or less in terms of the area-equivalent circle diameter. Preferably, it should be 14.0 ⁇ m or less, 13.0 ⁇ m or less, 12.0 ⁇ m or less, 11.0 ⁇ m or less, or 10.0 ⁇ m or less. There is no particular lower limit for the size of the fine crystal grains, but it may be 1.0 ⁇ m or more in consideration of the spatial resolution of EBSD.
  • the shape of the fine crystal grains is not particularly limited, but if the fine crystal grains are extremely long and flat in the rolling direction or the plate thickness direction, the iron loss reduction effect may be reduced. Therefore, the shape ratio A, which is the ratio of the rolling direction length of the fine crystal grains to the plate thickness direction length, is preferably 0.2 or more and 5 or less.
  • the shape ratio A of the fine crystal grains is the ratio LRD /LND of the maximum length LRD of the fine crystal grains in the rolling direction to the maximum length LND in the plate thickness direction.
  • the lower limit of the shape ratio A of the fine crystal grains is preferably 0.25 or more, 0.3 or more, 0.4 or more, or 0.5 or more.
  • the shape ratio A is preferably 4 or less, 3.5 or less, 3 or less, 2.5 or less, 2 or less, or 1.5 or less. From the viewpoint of the magnetic pole generation starting point for reducing iron loss, it is preferable that the shape ratio is smaller than 1.0 (less than 1.0), that is, elongated in the plate thickness direction, because it is considered that it is easy to locally obstruct the flow of magnetic flux in the rolling direction and become the magnetic pole generation starting point.
  • the height of the protrusion is not particularly limited. However, if the height of the protrusion is too low, the fine crystal grains become small and do not become the origin of magnetic poles, and there is no magnetic domain control effect, so the height of the protrusion should be 2.5 ⁇ m or more, preferably 3.0 ⁇ m or more, 4.0 ⁇ m or more, or 5.0 ⁇ m or more. On the other hand, if the height of the protrusion is too high, the fine crystal grains become large, leading to a decrease in magnetic flux density, so the height of the protrusion should be 10.0 ⁇ m or less, preferably 9.0 ⁇ m or less.
  • the height of the protrusion can be measured, for example, with a non-contact or contact roughness gauge such as a 3D microscope or three-dimensional roughness gauge (hereinafter collectively referred to as a "roughness gauge") as follows. First, the roughness of the top of the protrusion on the steel plate surface is measured parallel to the groove over a length of 150 ⁇ m to derive the maximum height of the protrusion. Next, leaving the reference height unchanged, the roughness of the steel plate surface between that groove and the adjacent groove (preferably near the center between the grooves) is measured parallel to the groove over a length of 150 ⁇ m to measure the average height of the steel plate surface between the grooves. The difference between the obtained maximum height of the protrusion and the average height between the grooves is taken as the protrusion height.
  • a non-contact or contact roughness gauge such as a 3D microscope or three-dimensional roughness gauge (hereinafter collectively referred to as a "roughness gauge") as follows. First, the roughness of the top of the protru
  • the roughness distribution of the steel plate surface is measured by scanning the roughness gauge across the protrusions in a straight line perpendicular to the grooves, and a cross-sectional profile is obtained. At this time, the height of the highest point of the protrusion relative to the position between adjacent grooves can be taken as the protrusion height.
  • a virtual surface line can be drawn from the obtained cross-sectional profile, and the distance between the highest point of the protrusion and the virtual surface line can be taken as the protrusion height.
  • the protrusion height is measured at 10 random points on the steel plate, and the arithmetic mean of the obtained protrusion heights is defined as the average height of the protrusions.
  • the average height of the protrusions may be measured by a method other than a roughness meter. For example, a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the groove (such as the cross section shown in FIG. 2) may be observed with an optical microscope, the height of the protrusions from the virtual line on the surface may be measured, and the maximum height may be taken as the protrusion height. This may be measured at 10 arbitrary points on the steel plate, and the arithmetic average of the protrusion heights at each measurement point may be defined as the average protrusion height.
  • the average height of the protrusions may be measured by one of the above methods. When the average height of the protrusions is measured by a plurality of methods, the average height of the protrusions obtained by each method may be further averaged to obtain the average height of the protrusions.
  • this electromagnetic steel sheet has multiple grooves formed on the surface of the steel sheet, generally parallel to each other in the rolling direction of the steel sheet.
  • the groove direction (angle ⁇ ), groove width W, depth D, and spacing P are determined taking into account iron loss, as with normal grain-oriented electromagnetic steel sheets.
  • the angle ⁇ between the direction perpendicular to the rolling direction and thickness direction of the base steel sheet (sheet width direction) and the longitudinal direction of the groove is set to 40° or less, because if it is too large, there is no magnetic domain control effect and the iron loss improvement effect cannot be obtained.
  • the angle ⁇ is preferably small, and is preferably 35° or less, 30° or less, 25° or less, 20° or less, 15° or less, 10° or less, 8° or less, 6° or less, or 5° or less.
  • the lower limit of the angle ⁇ is 0°, that is, when the longitudinal direction of the groove is parallel to the sheet width direction.
  • the direction of the angle ⁇ does not matter, and refers to the acute angle of the angle formed by the longitudinal direction of the groove and the sheet width direction.
  • a plurality of grooves are arranged approximately parallel to the surface of the base steel sheet, and the angle ⁇ for each groove may be within the range described above.
  • the groove width W refers to the width of the groove on the surface of the base steel sheet in the cross section (groove cross section) of the groove on a plane perpendicular to the longitudinal direction of the groove. If the groove width W is too narrow, it will not be the starting point of magnetic pole generation, there will be no magnetic domain control effect, and good iron loss will not be obtained, so it is set to 20 ⁇ m or more. On the other hand, if it is too wide, it will not be the starting point of magnetic pole generation, there will be no magnetic domain control effect, only the magnetic flux density will be significantly reduced, and good iron loss will not be obtained, so it is set to 300 ⁇ m or less.
  • the groove width W should be 20 ⁇ m or more and 300 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the groove width W is preferably 25 ⁇ m or 30 ⁇ m.
  • the upper limit of the groove width W is preferably 250 ⁇ m, 200 ⁇ m, 150 ⁇ m, 100 ⁇ m, or 80 ⁇ m.
  • the groove depth D should be 10 ⁇ m or more and 40 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the groove depth D is preferably 11 ⁇ m, 12 ⁇ m, 13 ⁇ m, 14 ⁇ m, or 15 ⁇ m.
  • the upper limit of the groove depth D is preferably 38 ⁇ m, 36 ⁇ m, 34 ⁇ m, 32 ⁇ m, 30 ⁇ m, 28 ⁇ m, or 26 ⁇ m.
  • the groove spacing P is the distance between the longitudinal groove center lines of adjacent grooves arranged approximately parallel to each other on the surface of the steel sheet, and refers to the distance in the rolling direction of the base steel sheet.
  • the groove center line is a line parallel to the longitudinal direction of the groove that passes through the midpoint of the groove on the imaginary surface in the groove cross section.
  • the groove spacing P should be 1 mm or more and 30 mm or less.
  • the groove spacing P does not have to be equal, but the groove spacing P between adjacent grooves should be within the above range.
  • the lower limit of the groove spacing P is preferably 1.2 mm, 1.4 mm, 1.5 mm, 1.6 mm, 1.8 mm, or 2.0 mm.
  • the upper limit of the groove spacing P is preferably 25.0 mm, 20.0 mm, 15.0 mm, 10.0 mm, 7.0 mm, or 5.0 mm.
  • a cold-rolled steel sheet for the present electrical steel sheet is manufactured by a known method.
  • the steel sheet components and the manufacturing method of the cold-rolled steel sheet are not particularly limited, and known methods, such as the steel sheet components and steel sheet manufacturing methods described in Patent Documents 4 and 5, can be used.
  • an annealing separator After decarburizing and nitriding the cold-rolled steel sheet using known methods, an annealing separator is applied, heated, held, and then cooled. A tensile film (insulating film) may be formed on the steel sheet to enhance the magnetic domain control effect.
  • the decarburization conditions may be any known conditions, for example, the temperature is raised to 850° C., held for 60 seconds, and then cooled, and the decarburization atmosphere is preferably a hydrogen-inert gas atmosphere with P H2O /P H2 in the range of 0.15 to 0.80, with particularly good characteristics being obtained in the range of 0.30 to 0.60.
  • nitriding can be in the range of 50 to 400 ppm, for example, but particularly good characteristics can be obtained in the range of 180 to 250 ppm.
  • the composition of the annealing separator may be a known one.
  • the composition may be, for example, 100 parts by mass of MgO, 5 parts by mass of TiO 2 , and, as an additive, for example, FeCl 2 may be added so that the chlorine content is 200 ppm.
  • an annealing separator mainly composed of alumina (Al 2 O 3 ) is used.
  • the glass film is formed by winding up a steel sheet coated with an annealing separator into a coil, holding it at 1150 to 1250°C for 10 to 30 hours, and then cooling it.
  • the composition of the annealing separator can be a known one, for example, MgO: 100 parts by mass, TiO 2 : 5 parts by mass, and the additive can be, for example, FeCl 2 added to give 200 ppm in terms of chlorine.
  • an insulating film coating is applied and baked.
  • any conventionally known insulating film is suitable for this grain-oriented electrical steel sheet.
  • An example of an insulating film is a film formed by applying an aqueous coating solution containing phosphate and colloidal silica.
  • examples of the phosphate include phosphates of Ca, Al, Sr, etc. Among these, aluminum phosphates are more preferable. It is preferable to form a tensile insulating film by applying the insulating film coating liquid to the steel sheet surface by a wet application method such as a roll coater, and baking it in an air atmosphere at a temperature of 800 to 900°C for 10 to 60 seconds. It is also possible to further coat again and perform baking.
  • Laser irradiation is performed on steel sheets after cold rolling, decarburization annealing, decarburization nitriding annealing, or finish annealing, or on steel sheets to which a tension coating has been applied. It is preferable to make it so that the protrusions formed by laser irradiation remain easily until the steel sheet after the final process. For example, when irradiating a steel sheet after cold rolling, it is preferable to irradiate the laser after removing the cold rolling oil. By removing the excess oil, it becomes easier to transmit the energy of the laser to the steel sheet, and if there is an oil film between the steel sheet surface and the spatter, the spatter will easily peel off.
  • irradiating a steel sheet after decarburization annealing it is preferable to irradiate the laser before applying an annealing separator.
  • recrystallized grains are formed inside the protrusions during decarburization annealing, and when irradiating after decarburization annealing, recrystallized grains are formed during decarburization annealing, and when irradiating after decarburization annealing, recrystallized grains are formed during finish annealing, and the orientation deviated by 5° or more from the Goss orientation of the base material remains without being eroded by the Goss orientation of the base material in secondary recrystallization.
  • ⁇ Groove formation process laser irradiation conditions> Next, a laser is irradiated to the steel sheet after cold rolling, decarburization annealing, decarbonitriding annealing, or finish annealing, or to the steel sheet to which a tension coating has been applied, to form a plurality of grooves on the surface of the steel sheet in a direction intersecting the rolling direction such that the groove width W, groove depth D, and predetermined interval (groove interval P) are within a specified range (groove formation process).
  • the type of laser light source, the laser output, the laser scanning speed, and the steel sheet moving speed during laser irradiation are not particularly limited, but it is sufficient to appropriately select conditions under which not only the groove width W, groove depth D, and predetermined interval (groove interval P) of the grooves, but also the protrusions and the fine crystal grains therein are within a specified range. Since the conditions vary depending on the device, atmosphere, and the presence or absence of a coating, for example, it is sufficient to perform a test laser irradiation in advance to derive appropriate conditions.
  • Laser light source for example, a high-power laser generally used for industrial purposes such as a fiber laser, a YAG laser, a semiconductor laser, or a CO2 laser can be used. As long as the grooves can be stably formed, a pulsed laser or a continuous wave laser can be used.
  • the laser output If the laser output is too small, the laser scanning speed to form the desired grooves will drop significantly, resulting in a drop in industrial productivity, so it is recommended that the laser output be 200 W or more. It is preferably 1000 W or more, and more preferably 1500 W or more. If the laser output is too large, the power supply capacity will increase, resulting in huge equipment costs, making it industrially unrealistic, so it is recommended that the laser output be 3000 W or less. It is preferably 2800 W or less, and more preferably 2500 W or less.
  • the speed is set to 5 m/s or more. It is preferably set to 20 m/s or more, and more preferably set to 40 m/s or more. If the laser scanning speed is too fast, a higher output is required, which increases the equipment cost, and therefore the speed is set to 100 m/s or less. It is preferably set to 80 m/s or less, and more preferably set to 60 m/s or less.
  • the shape of the focused spot of the laser beam on the surface of the base steel sheet can be made circular or elliptical with a slight expansion in the rolling direction, so that protrusions can be efficiently formed on the surface of the steel sheet.
  • the conditions for the laser beam irradiation may be, for example, such that the focused spot diameter dL of the laser beam in the rolling direction is 5 to 100 ⁇ m, the focused spot diameter dC of the laser beam in the sheet width direction is 5 to 100 ⁇ m, the laser output is 200 to 3000 W, and the laser scanning speed V is 5 to 100 m/s, so as to satisfy formula (1).
  • dL/dC When dL/dC is greater than 1.0, the laser spot diameter becomes oblong in the rolling direction, and a molten protrusion is formed. Even when dL/dC is less than 1.0, a protrusion is formed, but part of the molten sputter accumulates inside the groove, and the protrusion height is low.
  • the lower limit of dL/dC is preferably 1.1, 1.2, 1.3, 1.5, 1.7, or 2.0.
  • dL/dC There is no particular upper limit for dL/dC, but if dL/dC is too large, the groove width becomes wide and the magnetic domain control effect of the groove cannot be enjoyed, so it is preferably 30.0, 25.0, 20.0, 18.0, 15.0, or 10.0.
  • the focal spot diameter should be selected so that the groove width is less than 300 ⁇ m and in relation to other properties of the electromagnetic steel sheet.
  • the upper limit of dC should be 300 ⁇ m, and preferably 280 ⁇ m, 250 ⁇ m, 200 ⁇ m, 150 ⁇ m, or 100 ⁇ m.
  • an assist gas Simultaneously with the irradiation of the laser light, an assist gas is sprayed onto the portion of the steel sheet that is irradiated with the laser light.
  • the assist gas serves to remove components that have been melted or evaporated from the steel sheet by the laser irradiation. By spraying the assist gas, the laser light reaches the steel sheet stably, so that grooves are formed stably.
  • the flow rate of the assist gas is preferably, for example, 10 to 1000 liters per minute.
  • the assist gas is preferably air or an inert gas.
  • the conditions in the embodiment are merely an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to this example of conditions.
  • Various conditions may be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and achieve the object of the present invention.
  • Example 1 A slab containing 3.3 mass% Si, 0.10 mass% Mn, 0.006 mass% S, 0.060 mass% C, 0.027 mass% acid-soluble Al, 0.008 mass% N, and the balance being Fe and impurities, was hot-rolled by a known method, and then annealed as a hot-rolled sheet. Steel plates A1 to A12 and a1 to a12 were obtained by cold rolling to a final sheet thickness of 0.22 mm.
  • a laser was irradiated onto the surface of the steel plate, and multiple grooves extending in a direction intersecting the rolling direction were formed at intervals of 3 mm in the rolling direction.
  • the groove formation direction was inclined at 10° to the L direction (rolling direction) with respect to the C direction (plate width direction) of the steel plate, and the output of the laser light was controlled at 1500 to 2000 W so that the groove depth was 25 ⁇ m.
  • the groove width was in the range of 40 to 220 ⁇ m.
  • the focused spot diameter dL of the laser light in the rolling direction was adjusted to a range of 25 to 120 ⁇ m, and the focused spot diameter dC of the laser light in the plate width direction was adjusted to a range of 25 to 140 ⁇ m.
  • the laser scanning speed was set to 45 m/s.
  • air assist gas was sprayed at 100 liters/min to efficiently remove the metal of the steel plate that had melted and evaporated due to the laser.
  • Steel sheets (cold-rolled sheets) A1 to A3, a1 to a3 in which grooves were formed by laser irradiation after cold rolling, and steel sheets A4 to A12 and a4 to a12 without grooves were decarburized and further subjected to nitriding treatment.
  • the decarburization conditions were heating to 850°C, holding for 60 seconds, and then cooling.
  • the decarburization atmosphere was a hydrogen-nitrogen atmosphere, with a partial pressure ratio of water vapor to hydrogen PH 2 O/PH 2 of 0.33.
  • the amount of nitriding was 200 ppm.
  • the steel sheets A1 to A12 and a1 to a12 were coated with an annealing separator mainly composed of MgO at a coating amount of 4 g/ m2 on one side.
  • the composition of the annealing separator was MgO: 100 parts by mass, TiO2: 5 parts by mass, and FeCl2 was added to give a chlorine content of 200 ppm.
  • the steel plate was then wound into a coil and held at a maximum temperature of 1200°C for 20 hours before being cooled, forming a glass film on the surface.
  • a tensile coating consisting mainly of aluminum phosphate was formed on steel sheets A1 to A12 and a1 to a12 to a thickness of 1 ⁇ m.
  • the tension in this case, including the glass coating, was 12 MPa in the rolling direction.
  • a tensile coating mainly composed of aluminum phosphate was re-formed to a thickness of 1 ⁇ m.
  • the iron loss W 17/50 (energy loss measured under excitation conditions of 1.7 T and 50 Hz) was measured for A1 to A12 and a1 to a12. The results are shown in Table 1.
  • Examples A1 to A12 and Comparative Examples a1 to a12 the groove angle, groove depth, and groove spacing conditions that affect iron loss are all the same, and the magnetic flux density is all about the same. However, while Examples 1 to 12 have a good iron loss of less than 0.750 W/kg, Comparative Examples a1 to a12 have an iron loss of 0.750 W/kg or more, which is inferior.
  • Examples A1 to A12 cross-sectional EBSD observation showed that fine crystal grains were present in the protrusions, and their crystal orientation was deviated from the Goss orientation of the base material by 5° or more. When there were two or more fine crystal grains in the protrusions, the deviation angle from the Goss orientation of the base material was recorded.
  • the shape of the protrusions and the properties of the microcrystalline grains in the protrusions were measured by randomly selecting three grooves in the steel plate, measuring one cross section at an arbitrarily selected location for each groove using the method described above, and calculating the arithmetic average of the measured values.
  • Example 2 A slab containing 3.3 mass% Si, 0.10 mass% Mn, 0.006 mass% S, 0.060 mass% C, 0.027 mass% acid-soluble Al, 0.008 mass% N, and the balance being Fe and impurities, was hot-rolled by a known method, and then annealed as a hot-rolled sheet. Steel sheets B1 to B12 were obtained by cold rolling to a final sheet thickness of 0.22 mm.
  • a laser was irradiated onto the surface of the steel plate, and multiple grooves extending in a direction intersecting the rolling direction were formed at intervals of 5 mm along the rolling direction.
  • the groove formation direction was inclined 5° toward the L direction with respect to the C direction of the steel plate, and the laser light output was controlled in the range of 1800 to 2300 W so that the groove depth was 30 ⁇ m.
  • the groove width was 35 to 50 ⁇ m.
  • the focused spot diameter of the laser light in the rolling direction was controlled to a range of 90 to 100 ⁇ m, and the focused spot diameter of the laser light in the plate width direction was controlled to a range of 5 to 10 ⁇ m.
  • the laser scanning speed was set to 60 m/s.
  • air assist gas was sprayed at 100 liters/min to efficiently remove the metal of the steel plate that had been melted and evaporated by the laser.
  • Steel sheets B1 to B3 in which grooves were formed by laser irradiation after cold rolling and cold rolled steel sheets B4 to B12 without grooves were decarburized and further subjected to nitriding treatment.
  • the decarburization conditions were heating to 850°C, holding for 60 seconds, and cooling.
  • the decarburization atmosphere was a hydrogen-nitrogen atmosphere with PH 2 O/PH 2 of 0.33.
  • the amount of nitriding was 200 ppm.
  • the laser was irradiated under the same conditions as above for decarburized-nitrided steel plates B4 to B6, forming grooves of the same shape.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied so that the amount applied was 4 g/ m2 on one side.
  • the composition of the annealing separator was 100 parts by mass of MgO, 5 parts by mass of TiO2 , and FeCl2 was added so that the chlorine content was 200 ppm.
  • the steel plate was then wound into a coil and held at a maximum temperature of 1200°C for 20 hours before being cooled, forming a glass film on the surface and obtaining a glass plate.
  • Glass plates B7 to B9 were irradiated with the laser under the same conditions as above, forming grooves of the same shape.
  • a tensile coating consisting mainly of aluminum phosphate was formed to a thickness of 1 ⁇ m to obtain tensile coated plates.
  • the tension in this case, including the glass coating, was 12 MPa in the rolling direction.
  • the laser was irradiated under the same conditions as above for tensile coating plates B10 to B12, forming grooves of the same shape.
  • the iron loss W 17/50 (energy loss measured under excitation conditions of 1.7 T and 50 Hz) was measured for B1 to B12. The results are shown in Table 2.
  • Example 3 A slab containing 3.3 mass% Si, 0.10 mass% Mn, 0.006 mass% S, 0.060 mass% C, 0.027 mass% acid-soluble Al, 0.008 mass% N, and the balance being Fe and impurities, was hot-rolled by a known method, and then annealed as a hot-rolled sheet. Steel sheets C1 to C8 were obtained by cold rolling to a final sheet thickness of 0.22 mm.
  • a laser was irradiated onto the surface of the steel plate, and multiple grooves extending in a direction intersecting the rolling direction were formed at intervals of 1 to 25 mm along the rolling direction.
  • the groove formation direction was inclined 0 to 40 degrees toward the L direction with respect to the C direction of the steel plate, with a groove depth of 11 to 35 ⁇ m and a groove width of 20 to 290 ⁇ m.
  • the laser light irradiation conditions were controlled to a laser output of 1500-2500 W, a focused spot diameter of the laser light in the rolling direction of 100-300 ⁇ m, and a focused spot diameter of the laser light in the plate width direction of 10-250 ⁇ m.
  • the laser scanning speed was 60 m/s.
  • air assist gas was sprayed at 100 liters/min to efficiently remove the metal of the steel plate that had been melted and evaporated by the laser.
  • the cold-rolled steel sheet with the grooves was decarburized and then subjected to nitriding.
  • the decarburization conditions were to heat the sheet to 850°C, hold the temperature for 60 seconds, and then cool the sheet.
  • the decarburization atmosphere was a hydrogen-nitrogen atmosphere, with PH 2 O/PH 2 being 0.33.
  • the amount of nitriding was 200 ppm.
  • an annealing separator mainly composed of MgO was applied to one side in an amount of 4 g/m 2.
  • the composition of the annealing separator was 100 parts by mass of MgO, 5 parts by mass of TiO 2 , and FeCl 2 was added to give a chlorine content of 200 ppm.
  • the steel plate was then wound into a coil and held at a maximum temperature of 1200°C for 20 hours before being cooled, forming a glass film on the surface and obtaining a glass plate.
  • a tensile coating mainly composed of aluminum phosphate was formed to a thickness of 1 ⁇ m to obtain a tensile coated plate.
  • the tension in this case, including the glass coating, was 12 MPa in the rolling direction.
  • the iron loss W 17/50 (energy loss measured under excitation conditions of 1.7 T and 50 Hz) was measured for C1 to C8. The results are shown in Table 3.
  • the iron loss was good at less than 0.750 W/kg
  • the absolute value of the angle ⁇ formed with the longitudinal direction of the groove was 0 to 40°
  • the width W of the groove was 20 to 300 ⁇ m
  • the depth D of the groove was 10 to 40 ⁇ m
  • the spacing P of the groove in the rolling direction was 1 to 30 mm.
  • Example 4 The frequency of fine crystal grains and the aspect ratio of fine crystal grains were measured for some of the samples produced in Examples 1 to 3, and the results are shown in Table 4. It was confirmed that the magnetic properties are good when the frequency of fine grains per protrusion is 0.05 to 10, and the aspect ratio of the fine grains in the protrusion is in the range of 0.2 to 5.
  • the present invention can be used in industrial equipment that uses oriented electromagnetic steel sheets, such as winding cores for transformers.

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Abstract

本発明は、レーザ溝を形成する磁区制御において、生産性の低下を抑え、鉄損を改善した方向性電磁鋼板を提供することを目的とする。　本発明に係る方向性電磁鋼板は、鋼板の表面に複数の溝を有し、前記鋼板の表面において前記溝に隣接する溝側部に突起部を有し，前記突起部の内部に存在する少なくとも一つの結晶粒の結晶方位が、鋼板の突起部近傍以外の結晶粒の結晶方位であるゴス方位と５°以上異なることにより、電磁鋼板の鉄損が改善され、突起部除去工程が不要となる。

Description

方向性電磁鋼板およびその製造方法
　本発明は、方向性電磁鋼板に関するものである。
　方向性電磁鋼板は、冷間圧延処理と焼鈍処理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の一種である渦電流損を低減する技術として、結晶方位が制御された母材鋼板の表面に絶縁皮膜を形成することが知られている。絶縁皮膜は、電気的絶縁性だけでなく、張力および耐錆性等を母材鋼板に与える役割も担っている。
　また、渦電流損を低減するための他の方法として、圧延方向に交差する方向に形成された歪み領域や溝を、圧延方向に沿って所定間隔で形成することにより、１８０°磁区の幅を狭くする（１８０°磁区の細分化を行う）磁区制御法が知られている。磁区制御法は、歪みを方向性電磁鋼板の母材鋼板に与える方法と、母材鋼板に張力をかけられる皮膜が存在する母材鋼板の表面に溝を形成する方法とに分類される。
　溝による磁区制御を施した方向性電磁鋼板を用いることにより、変圧器の鉄心（巻コア）を製造して、歪み取り焼鈍処理を実施しても溝が消失しないので、磁区細分化効果を維持することができる。そのため、巻きコアに対しては、渦電流損を低減する方法として溝形成による磁区制御法が採用されることがある。
　図１は、溝を形成した電磁鋼板の概略を示す図である。図１では、母材鋼板１の表面に、複数の溝２が母材鋼板１の圧延方向に間隔をおいて形成された状態を示している。図１において、符号θは、母材鋼板１の圧延方向および板厚方向に直交する方向（板幅方向）と溝２の長手方向との成す角を示す。符号Ｗは溝２の幅を示し、符号Ｄは溝２の深さを示し、符号Ｐは圧延方向に隣り合う溝２の間隔を示す。
　電磁鋼板に溝を形成する方法は種々提案されている。
　例えば、特許文献１には、電解エッチングによって方向性電磁鋼板の鋼板表面に溝を形成する電解エッチング法が開示されている。
　特許文献２には、方向性電磁鋼板の鋼板表面に、機械的に歯車をプレスすることにより、鋼板表面に溝を形成する歯車プレス法が開示されている。
　しかしながら、電解エッチングによる方法は、マスキング、エッチング処理、マスク除去の工程が必要であり、機械的方法に比べて工程が複雑になる問題がある。歯車プレス法は、電磁鋼板の硬度が高いため歯形が短期間で摩耗する。さらに高速処理という観点では、一般的な鉄鋼製造プロセスで要求されるようなライン速度１００ｍｐｍ以上を実現することは困難である。
　また、特許文献３には、レーザ照射により方向性電磁鋼板の鋼板表面のレーザ照射部を溶融および蒸発させるレーザ照射法が開示されている。レーザ照射法は、歯形の摩耗や工程が複雑になる問題がなく、高速処理も可能である。しかしながら，レーザ照射による溝形成では、溝を形成する際に発生するスパッタが原因で，溝側部に溶融突起が形成する。溶融突起は磁気特性を劣化させるため，溶融突起を除去する工程が必要になり、生産性の低下が問題であった。
　さらに、特許文献５には、レーザ照射による溝形成で形成した溶融突起が積層鉄芯内で隣り合う方向性電磁鋼板の密な接触を妨げ、騒音を増大させていることから、突起の大きさを抑制し、鉄損を維持するため突起の金属組織をゴス方位に合わせることが提案されている。
特公昭６２－５４８７３号公報 特公昭６２－５３５７９号公報 特開２００３－１２９１３５号公報 国際公開第２０１１／００７７７１号 国際公開第２０１７／１７１０１３号
　本発明は上記の問題に鑑み開発されたものであり、レーザ溝（レーザ照射により形成された溝）を形成する磁区制御において、生産性の低下を抑えつつ鉄損を改善することを課題とし、そのような方向性電磁鋼板を提供することを目的とするものである。
　発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意検討を重ねた。レーザ溝形成時のレーザ照射条件の検討を繰り返す中で、レーザ溝形成時に発生するスパッタによる鋼板表面上の溝に隣接する溝側部に生成する溶融突起（突起部）の形状を制御することで鉄損への悪影響を及ぼさない条件を見出した。さらに検討を進めたところ、突起部内に母材鋼板と結晶方位が５°以上異なる結晶粒が存在すると鉄損が改善することを見出した。これは溶融突起に関する特許文献３や５にはない全く新しい知見である。本発明は、これらの新しい知見を基に成したものであり、本発明の要旨は次の通りである。
[１] 
　本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、表面に複数の溝を有する方向性電磁鋼板であって、前記鋼板の表面において前記溝に隣接する溝側部に突起部を有し，前記突起部の内部に存在する少なくとも一つの結晶粒の結晶方位が、前記電磁鋼板の前記突起部以外の部分に存在する結晶粒の結晶方位と５°以上異なることを特徴とする方向性電磁鋼板。
[２] 
　本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、前記突起部の平均高さが２．５μｍ以上１０．０μｍ以下であることを特徴とする前記［１］に記載の方向性電磁鋼板。
[３] 
　本発明の一態様に係る方向性電磁鋼板は、前記方向性電磁鋼板において、圧延方向および板厚方向に直交する方向と、前記溝の長手方向との成す角θが４０°以下であり、前記溝の幅Ｗが２０μｍ以上３００μｍ以下であり、前記溝の深さＤが１０μｍ以上４０μｍ以下であり、前記圧延方向における前記溝の間隔Ｐが１ｍｍ以上３０ｍｍ以下であることを特徴とする前記［１］または［２］に記載の方向性電磁鋼板。
［４］
　前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
鋼板の表面にレーザを照射して溝を形成する溝形成工程を含み、レーザ光の照射条件として、レーザ光の圧延方向における集光スポット径ｄＬと、板幅方向における集光スポット径ｄＣが式（１）を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
　１．０≦ｄＬ／ｄＣ　・・・　式（１）
　本発明によれば、鋼板表面にレーザ溝を形成したとしても，突起除去工程を省略でき，生産性を低下させることなく、鉄損の良好な方向性電磁鋼板を得ることができる。
溝が形成された電磁鋼板の概略を示す図である。 突起部断面の光学顕微鏡写真である。 突起部断面を傾斜して撮影したＳＥＭ－ＥＢＳＤによるＳＥＭ写真である。 図３の視野のＮＤ-ＩＰＦ（Ｉｎｖｅｒｓｅ　Ｐｏｌｅ　Ｆｉｇｕｒｅ）マップである。
　本発明者らは、磁区細分化効果を最大限に発現し、かつ生産性を高めるための検討を重ねたところ、鋼板表面におけるレーザ溝の側部（溝側部）に存在する溶融突起が特定の条件を満たせば、磁気特性に悪影響を及ぼさないことを見出した。以下、本発明の一実施形態に係る方向性電磁鋼板（以下、本電磁鋼板と略称する）を例として本発明について説明する。
　本電磁鋼板は、図１に示すように、表面に複数の溝を概ね平行に配置した電磁鋼板であり、鋼板表面にグラス皮膜を有しても、有していなくてもよく、また、鋼板の最表面に張力皮膜（絶縁皮膜）を有しても、有していなくてもよい。図１に、グラス皮膜も張力皮膜も有しない本電磁鋼板の概念図を示す。鋼板表面とは、特に断りのない限り、鋼板上にグラス皮膜や張力皮膜を有する場合はそれらの皮膜も含めた表面を指すものとする。
＜突起部＞
　鋼板表面溝は、レーザ照射によるレーザ溝形成時に発生するスパッタ（溶融金属飛沫）および溶融金属流により鋼板表面上の溝側部に突起部が形成される。図１に示すように、突起部３は、本電磁鋼板１の表面上で、溝２に沿って形成される。場合によっては、突起部３と隣の溝の突起部３との間の鋼板表面上（つまり溝側部の突起部３に挟まれた鋼板表面上）に別の突起部が形成される場合があるが、本電磁鋼板でいう突起部は溝に一番近い突起部、即ち溝側部に形成された突起部を指す。
　図２～図４は、溝の長手方向に垂直な断面で本電磁鋼板の溝を見た図である。図２の点線は、鋼板表面の仮想線（表面仮想線）を示し、レーザ溝形成前に鋼板表面があったと想定される線である。図２から分かるように、レーザ溝を形成すると鋼板表面のレーザ溝に隣接する部分（溝側部）に突起部が形成される。突起部は表面仮想線より上部（鋼板表面方向の上部）に位置する部分を指す。
＜突起部中の微細結晶粒＞
　本電磁鋼板では、母材鋼板上に形成された溝の鋼板表面の側部に突起部を有し、溝長手方向に垂直な断面において、突起部中に母材鋼板（突起部以外でレーザ照射の影響を受けていない部分）の結晶粒の結晶方位と５°以上異なる微細な結晶粒を少なくとも一つ有するように制御する。具体的には、図２および図３に示すように、溝長手方向に垂直な断面において、突起部中に存在する結晶粒のうち一つでも母材鋼板の結晶方位であるゴス方位｛１１０｝＜００１＞（以下「母材ゴス方位」と呼ぶ場合がある。）から５°以上異なればよい。以下、突起部中に存在する、この母材鋼板と結晶方位の異なる結晶粒を「微細結晶粒」と呼ぶ。
　微細結晶粒は、レーザ照射を冷延後、脱炭焼鈍後あるいは仕上げ焼鈍後の鋼板、または、さらに張力皮膜を付与した鋼板に行うことで得ることができる。冷延後に照射した場合、脱炭焼鈍にて突起内部に再結晶粒が形成され、二次再結晶で母材のゴス方位に蚕食されることなく、母材ゴス方位から５°以上ずれた方位が残る。脱炭焼鈍後に照射した場合は、仕上げ焼鈍にて突起内部に再結晶粒が形成され、二次再結晶で母材のゴス方位に蚕食されることなく、母材ゴス方位から５°以上ずれた方位が残る。仕上げ焼鈍後あるいは張力皮膜を付与した鋼板に照射した場合は、続くコーティング焼付や再コート焼付において突起内部に二次再結晶によりゴス方位となった母材鋼板の方位から５°以上ずれた再結晶粒が形成される。
　突起部の微細粒が鉄損を低減する理由は次のように考えられる。方向性電磁鋼板における磁区細分化は、鋼板表面に生じた磁極により静磁エネルギーが高くなり、これを解消するために新たに１８０°磁壁が生成して磁区幅が狭くなることで実現する。磁区幅が狭くなると鋼板が磁化された際の磁壁の移動距離が短くなり、磁壁移動時のエネルギーロスが低減し、すなわち鉄損が低減される。このため、微細結晶粒は磁極の発生起点となり、１８０°磁区の細分化を促進し、鉄損低減につながる。
　突起部の微細結晶粒と母材鋼板の結晶粒との方位差が小さいと磁極の発生起点にならないため、突起部の微細結晶粒と母材鋼板の結晶粒の方位差を５°以上とする。結晶方位差は、好ましくは６°以上、７°以上、８°以上、９°以上、１０°以上、１１°以上、１２°以上、１３°以上、１４°以上、１５°以上、１６°以上、１７°以上、１８°以上、１９°以上、または２０°以上であるとよい。なお、方位差は磁極の発生起点となればよいため、微細結晶粒と母材鋼板の結晶方位差の上限は限定されない。
　突起内部の微細結晶粒の観察は、溝の長手方向に垂直な断面で切断した時の断面を、電解研磨し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｐａｔｔｅｒｎ：電子線後方散乱回折）にてインバースポールフィギュア（ＩＰＦ）マップ（結晶方位マップ）を取得し、計測、測定することができる。図４に突起部をＳＥＭ－ＥＢＳＤのＩＰＦマップの例を示す。図３は、図４と同視野のＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像を示す。なお、グラス皮膜を有する場合、グラス皮膜自体は母材中に存在しておりＥＢＳＤによるＩＰＦマップでは区別することは難しいが、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ画像と組み合わせることによりグラス皮膜と突起部を含む鋼板と区別することができる。上記説明したように、ＥＢＳＤのＩＰＦマップにより、突起部中の微細結晶粒を特定することができ、さらにその微細結晶粒の結晶方位と母材ゴス方位とを確認することができる。
　微細結晶粒は、溝長手方向に垂直な断面において、一つの突起部に１個以上存在すれば、磁極の生成がなされ、磁区細分化効果を得られる。一つの突起部中の微細結晶粒の個数の上限は特に限定されない。例えば、任意の溝を少なくとも一つ選択し、溝の長手方向に垂直な断面で切断した時の断面を観察して、微細結晶粒が観察できればよい。すなわち、突起部１個あたり１個以上の微細結晶粒が観察できればよい。上限は特に限定されないが、多くなりすぎると突起高さが高くなるので、突起部１個あたり１０個以下としてもよい。
　微細結晶粒のサイズが大きくなると、磁気特性が劣化する可能性があるため、微細結晶粒のサイズは面積等価円相当径で１５．０μｍ以下であるとよい。好ましくは１４．０μｍ以下、１３．０μｍ以下、１２．０μｍ以下、１１．０μｍ以下、または１０．０μｍ以下であるとよい。微細結晶粒のサイズの下限は特に設けないが，ＥＢＳＤの空間分解能から考慮して１．０μｍ以上としてもよい。
　微細結晶粒の形状は特に限定しないが 、圧延方向または板厚方向に極端に長い扁平形状になる場合は、鉄損低減効果が小さくなる場合がある。そのため、微細結晶粒の圧延方向長さと板厚方向長さの比である形状比Ａは、０．２以上５以下とするとよい。ここで、微細結晶粒の形状比Ａは、微細結晶粒の圧延方向最大長さＬＲＤと板厚方向最大長さＬＮＤの比ＬＲＤ／ＬＮＤである。微細結晶粒の形状比Ａの下限は、好ましくは０．２５以上、０．３以上、０．４以上、または０．５以上が好ましい。形状比Ａは４以下、３．５以下、３以下、２．５以下、２以下、または１．５以下であるとよい。鉄損低減に向けた磁極の発生起点の観点から、形状比は１．０より小さい方が（１．０未満）、即ち板厚方向に細長い方が圧延方向への磁束の流れを局所的に阻害して磁極発生起点となり易いと考えられるため好ましい。
＜突起部の高さ＞
　微細結晶粒があれば磁区細分化が促進されるので、突起部高さは特に限定されない。しかし、突起部高さが低過ぎると、微細結晶粒が小さくなり磁極の発生起点とならず、磁区制御効果がないため、突起高さを２．５μｍ以上とするとよく、好ましくは３．０μｍ以上、４．０μｍ以上、または５．０μｍ以上とするとよい。一方、突起部高さが高過ぎると、微細結晶粒が大きくなり磁束密度の低下につながるため、突起高さを１０．０μｍ以下とするとよく、好ましくは９．０μｍ以下とするとよい。
　突起部の高さの測定は，例えば、３Ｄマイクロスコープや三次元粗度計などの非接触式または接触式の粗さ計（以下これらをまとめて「粗さ計」という。）にて、次のようにして行うことができる。まず、鋼板表面の突起部の頂部を、溝に平行に１５０μｍの長さの粗度を測定し、突起部の最大高さを導出する。次に基準高さをそのままにして、その溝と隣接する溝の間の鋼板表面（溝と溝との間の中央近傍が好ましい）を溝に平行に１５０μｍの長さの粗度を測定し、溝間の鋼板表面の平均高さを測定する。得られた突起部の最大高さと溝間の平均高さの差分を突起高さとする。
　または、鋼板表面で粗さ計を溝に垂直な直線で突起部を横切るように走査して鋼板表面の粗度分布を計測し、断面プロフィールを求める。その時、隣接溝間の位置に対する突起部の最高点の高さを突起高さとしてもよい。もしくは、得られた断面プロフィールから表面仮想線を引き、突起部の最高点と表面仮想線の距離を突起高さとしてもよい。
　このようにして鋼板上において任意に１０点の突起高さを測定し、得られた突起高さを算術平均したものを突起部の平均高さと定義する。
　突起部の平均高さは、粗さ計以外でも測定してもよい。例えば溝の長手方向に垂直な断面（例えば図２のような断面）において、その断面を光学顕微鏡にて観察し、表面仮想線からの突起部高さを測定し、最高高さを突起高さとしてもよい。これを鋼板上において任意に１０点測定し、各測定点での突起高さを算術平均したものを突起部の平均高さと定義する。
　突起部の平均高さは、上記の方法のうち一つの方法で測定すればよい。複数の方法で測定した場合は、それぞれの方法で得られた突起部の平均高さを、さらに平均した値を突起部の平均高さとしてもよい。
　本電磁鋼鈑は、図１に示すように、鋼板の表面において、複数の溝は、鋼板の圧延方向に隣り合うように、概ね平行に形成されている。溝の方向（角度θ）、溝の幅Ｗ、深さＤ、および間隔Ｐは、通常の方向性電磁鋼板と同様、鉄損を考慮して決定する。
＜母材鋼板の長手方向と溝の長手方向とのなす角度θ＞
　母材鋼板の圧延方向および板厚方向に直交する方向（板幅方向）と溝の長手方向との成す角θは、大きすぎると磁区制御効果がなく、鉄損改善効果が得られなくなるので、４０°以下とする。角θは小さい方が好ましく、３５°以下、３０°以下、２５°以下、２０°以下、１５°以下、１０°以下、８°以下、６°以下、または５°以下にするとよい。角θの下限は０°、つまり溝の長手方向は板幅方向に平行であるときである。なお、角度θの方向は不問であり、溝の長手方向と板幅方向が成す角のうち鋭角側の角度を指す。母材鋼板の表面に複数の溝が概ね平行に配置されているが、溝ごとの角θが、前記したような範囲であればよい。
＜溝の幅Ｗ＞
　溝幅Ｗは、溝の長手方向に垂直な面での溝の断面（溝断面）において、母材鋼板表面における溝の幅を指す。溝幅Ｗは、狭すぎても磁極の発生起点にならず、磁区制御効果がなく、良好な鉄損が得られないので２０μｍ以上とする。一方で、広すぎると磁極の発生起点にならず、磁区制御効果がなく、磁束密度のみが著しく低下してしまい、良好な鉄損が得られないので３００μｍ以下とする。そのため、溝幅Ｗは２０μｍ以上、３００μｍ以下とするとよい。溝幅Ｗの下限は、好ましくは２５μｍ、または３０μｍにするとよい。溝幅Ｗの上限は、好ましくは２５０μｍ、２００μｍ、１５０μｍ、１００μｍ、または８０μｍとするとよい。
＜溝の深さＤ＞
　溝深さＤは、浅すぎる場合は、磁極の起点にならず磁区制御効果がなく、良好な鉄損が得られないので１０μｍ以上であるとよい。一方、４０μｍを超えて深すぎる場合は、磁区制御効果は飽和に達してしまい、磁束密度のみが著しく低下するため、良好な鉄損が得られない。そのため、溝深さＤは、１０μｍ以上、４０μｍ以下とするとよい。溝深さＤの下限は、好ましくは１１μｍ、１２μｍ、１３μｍ、１４μｍ、または１５μｍにするとよい。溝深さＤの上限は、好ましくは３８μｍ、３６μｍ、３４μｍ、３２μｍ、３０μｍ、２８μｍ、または２６μｍとするとよい。
＜溝の間隔Ｐ＞
　溝間隔Ｐは、鋼板表面において概ね平行に配置された隣り合う溝どうしの長手方向溝中心線の間隔であり、母材鋼板での圧延方向の距離を指す。溝の中心線とは、溝断面において仮想表面における溝の中点を通る、溝の長手方向に平行な線である。
　溝間隔Ｐは、狭すぎる場合は磁区制御効果が飽和し、磁束密度だけが著しく低下するので、良好な鉄損が得られないので１ｍｍ以上にするとよい。一方、３０ｍｍを超えて広すぎる場合は、磁区制御効果が十分に得られず、良好な鉄損が得られない。そのため、溝間隔Ｐは１ｍｍ以上、３０ｍｍ以下であるとよい。溝間隔Ｐは等間隔でなくてもよいが、隣接する溝との溝間隔Ｐは、前記範囲内であるとよい。溝間隔Ｐの下限は、好ましくは１．２ｍｍ、１．４ｍｍ、１．５ｍｍ、１．６ｍｍ、１．８ｍｍ、または２．０ｍｍであるとよい。溝間隔Ｐの上限は、好ましくは２５．０ｍｍ、２０．０ｍｍ、１５．０ｍｍ、１０．０ｍｍ、７．０ｍｍ、または５．０ｍｍであるとよい。
＜製造方法＞
　はじめに、公知の方法により、本電磁鋼板用の冷延鋼板を製造する。鋼板成分や冷延鋼板の製造方法は特に限定されるものではなく、公知の方法、例えば特許文献４または５に記載の鋼板成分や鋼板製造方法を採用することができる。
　公知の方法で、冷延鋼板を脱炭、窒化後、焼鈍分離剤を塗布し、加熱、保定後冷却する。磁区制御効果を高めるため、鋼板の上に張力皮膜（絶縁皮膜）を形成してもよい。
　脱炭条件は、公知の条件を採用することができる。例えば、８５０℃まで昇温した後、６０秒保定した後冷却とし、脱炭雰囲気は水素－不活性ガス雰囲気でＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を０．１５～０．８０の範囲とするのが好ましく、特に０．３０～０．６０の範囲で良好な特性が得られる。
　窒化も公知の方法を採用することができる。窒化量は、例えば５０～４００ｐｐｍの範囲とすることができるが、特に１８０～２５０ｐｐｍの範囲で良好な特性が得られる。
　焼鈍分離剤の組成も公知のものを採用することができる。鋼板表面にグラス皮膜を形成する場合は、例えば、ＭｇＯ：１００質量部、ＴｉＯ２：５質量部とし、添加物としては、例えばＦｅＣｌ２を塩素で２００ｐｐｍとなるよう添加したものとすることができる。また、鋼板表面にグラス皮膜を形成しない場合は、例えばアルミナ（Ａｌ２Ｏ３）主体の焼鈍分離剤を用いる。
　グラス皮膜は、焼鈍分離剤を塗布した鋼板をコイル状に巻き取って、１１５０～１２５０℃で１０～３０時間保定したのち冷却する工程で形成される。焼鈍分離剤の組成は公知のものを採用することができ、例えば、ＭｇＯ：１００質量部、ＴｉＯ２：５質量部とし、添加物としては、例えばＦｅＣｌ２を塩素換算で２００ｐｐｍとなるよう添加したものとすることができる。
　その後、絶縁皮膜コーティングを塗布し、焼き付ける。絶縁皮膜の種類については、特に限定されることはなく、従来公知のあらゆる絶縁皮膜が本方向性電磁鋼板に適合する。
　絶縁皮膜の例としては、リン酸塩とコロイダルシリカを含む水系塗布溶液を塗布して形成される皮膜が挙げられる。この場合、リン酸塩としては、例えば、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｒ等のリン酸塩が挙げられる。中でも、リン酸アルミニウム塩がより好ましい。絶縁皮膜コーティング液をロールコーター等の湿式塗布方法により鋼板表面に塗布し、大気雰囲気にて、８００～９００℃の温度で１０～６０秒間焼き付けることによって、張力絶縁皮膜を形成することが好適である。さらに再コートし，焼付を実施してもよい。
　レーザ照射は冷延後、脱炭焼鈍後、脱炭窒化焼鈍後あるいは仕上げ焼鈍後の鋼板、または、さらに張力皮膜を付与した鋼板に行う。レーザ照射により形成された突起部が最終工程後の鋼板まで残存しやすくなるようにするとよい。例えば、冷延後の鋼板にレーザ照射する場合は、冷延油を除去した後にレーザ照射するとよい。余計な油分を除去することにより、レーザのエネルギーを鋼板に伝え易くなることと、鋼板表面とスパッタの間に油膜があるとスパッタが剥離し易くなるからである。脱炭焼鈍後の鋼板にレーザ照射する場合は、焼鈍分離剤を塗布する前にレーザ照射するとよい。冷延後に照射した場合は脱炭焼鈍にて、脱炭焼鈍後に照射した場合には仕上げ焼鈍にて、突起内部に再結晶粒が形成され、二次再結晶で母材のゴス方位に蚕食されることなく、母材ゴス方位から５°以上ずれた方位が残る。仕上げ焼鈍後の鋼板にレーザ照射する場合は、絶縁皮膜を塗布する前にレーザ照射してもよい。仕上げ焼鈍後あるいは張力皮膜を付与した鋼板に照射した場合は、続くコーティング焼付や再コート焼付において突起内部に二次再結晶によりゴス方位となった母材鋼板の方位から５°以上ずれた再結晶粒が形成される
＜溝形成工程：レーザ照射条件＞
　次に、冷延後、脱炭焼鈍後、脱炭窒化焼鈍後あるいは仕上げ焼鈍後の鋼板、または、さらに張力皮膜を付与した鋼板にレーザを照射することにより、鋼板表面に圧延方向に交差する方向に複数の溝を溝幅Ｗ、溝深さＤ、所定間隔（溝間隔Ｐ）が規定の範囲になるように形成する（溝形成工程）。レーザ照射条件のうちレーザ光源の種類、レーザ出力、レーザ走査速度、レーザ照射時の鋼板移動速度は特に限定しないが、溝幅Ｗ、溝深さＤ、溝の所定間隔（溝間隔Ｐ）だけでなく突起部とその中の微細結晶粒が規定の範囲になる条件を適宜選択すればよい。装置や雰囲気、また皮膜の有無などにより条件が異なるため、例えば、事前に試験的にレーザ照射して、適正な条件を導き出せばよい。
［レーザ光源］
　レーザ光源としては、例えばファイバレーザ、ＹＡＧレーザ、半導体レーザ、または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が使用できる。溝を安定的に形成することができれば、パルスレーザでも連続波レーザでもよい。
［レーザ出力］
　レーザ出力が小さすぎると、所望の溝を形成するためにはレーザ走査速度が著しく低下して工業生産性が低下するため、２００Ｗ以上とするとよい。好ましくは１０００Ｗ以上、さらに好ましくは１５００Ｗ以上であるとよい。また、レーザ出力が大きすぎると、電源容量が大きくなり設備コストが莫大となるため、工業的に現実的ではなくなるので３０００Ｗ以下とするとよい。好ましくは２８００Ｗ以下、さらに好ましくは２５００Ｗ以下であるとよい。
［レーザ走査速度］
　レーザ走査速度が遅すぎる場合は、鋼板の通板速度を遅くする必要があり生産性が低下するため、５ｍ／ｓ以上とする。好ましくは２０ｍ／ｓ以上、さらに好ましくは４０ｍ／ｓ以上であるとよい。また、レーザ走査速度が速すぎる場合は、その分、高出力が必要となり設備コストが増大するため、１００ｍ／ｓ以下とするとよい。好ましくは８０ｍ／ｓ以下、さらに好ましくは６０ｍ／ｓ以下であるとよい。
［レーザ光集光スポット形状］
　レーザ光の集光スポット形状は、母材鋼板表面において、円形または圧延方向にやや広がった楕円形にすることにより、鋼板表面に効率的に突起部を形成することができる。レーザ光の照射条件として、例えば、レーザ光の圧延方向における集光スポット径ｄＬを５～１００μｍに、レーザ光の板幅方向における集光スポット径ｄＣを５～１００μｍに、レーザ出力を２００～３０００Ｗに、レーザ走査速度Ｖを５～１００ｍ／ｓとし、式（１）を満たすとよい。
　ｄＬ／ｄＣ≧１．０　・・・　式（１）
　ｄＬ／ｄＣが１．０よりも大きい場合、レーザスポット径が圧延方向に長楕円型となり、溶融突起が形成される。ｄＬ／ｄＣが１．０未満においても、突起は形成されるが溶融スパッタの一部が溝内部に堆積し、突起高さが低くなる。ｄＬ／ｄＣの下限は、好ましくは１．１、１．２、１．３、１．５、１．７、または２．０にするとよい。ｄＬ／ｄＣの上限は特に限定されないが、ｄＬ／ｄＣが大きすぎる場合は，溝幅が広くなり溝による磁区制御効果を享受できないので、好ましくは３０．０、２５．０、２０．０、１８．０、１５．０，または１０．０にするとよい。
　ｄＬおよびｄＣが規定する関係を満足すれば集光スポット径は特に限定しないが、集光スポット径は溝幅が３００μｍ未満となるように、および電磁鋼板の他の特性との関係から選択するとよい。例えば、ｄＣの上限は３００μｍ、好ましくは２８０μｍ、２５０μｍ、２００μｍ、１５０μｍ、または１００μｍとするとよい。
［アシストガス］
　レーザ光の照射と同時に、アシストガスを、レーザ光が照射される鋼板の部位に吹き付ける。アシストガスは、レーザ照射によって鋼板から溶融または蒸発した成分を除去する役割を担う。アシストガスの吹き付けにより、レーザ光が安定的に鋼板に到達するため、溝が安定的に形成される。アシストガスの流量は、例えば、毎分１０～１０００リットルとすることが好ましい。
　また、アシストガスは、空気または不活性ガスが好ましい。
［突起部除去工程の省略］
　本電磁鋼板は、突起部中に微細結晶粒を有することにより鉄損を改善できるものであるから、突起部除去工程は省略される。即ち、従来問題となっていたレーザ溝形成後の突起部除去工程がないため、その分生産性を低下することがない。
　次に本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性およ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。
＜実施例１＞
　Ｓｉ：３．３質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｃ：０．０６０質量％、酸可溶解Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００８質量％を含み残部Ｆｅおよび不純物であるスラブを素材として公知の方法にて熱間圧延後、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延で０．２２ｍｍを最終板厚とする鋼板Ａ１～Ａ１２およびa１～a１２を得た。
　続いて、Ａ１～Ａ３およびa１～a３については鋼板の表面にレーザを照射し、圧延方向に交差する方向に延びる複数の溝を、圧延方向に３ｍｍ間隔で形成した。溝形成方向は、鋼板のＣ方向（板幅方向）に対してＬ方向（圧延方向）に１０°傾斜した方向とし、溝深さは２５μｍとなるようにレーザ光の出力を１５００～２０００Ｗで制御した。溝幅は４０～２２０μｍの範囲となった。
　レーザ光の圧延方向における集光スポット径ｄＬが２５～１２０μｍ、レーザ光の板幅方向における集光スポット径ｄＣが２５～１４０μｍの範囲で調整した。レーザ走査速度は４５ｍ／ｓのとした。レーザ照射の際、レーザにより溶融、蒸発した鋼板の金属を効率的に除去するために空気のアシストガスを１００リットル／分で吹き付けた。
　冷延後にレーザ照射で溝を形成した鋼板（冷延板）Ａ１～Ａ３、a１～a３および溝のない鋼板Ａ４～Ａ１２およびa４～a１２を脱炭し、さらに窒化処理を施した。脱炭条件は、８５０℃まで昇温した後、６０秒保定して冷却とした。脱炭雰囲気は水素－窒素雰囲気で、水蒸気と水素の分圧比ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を０．３３とした。また、窒化量は２００ｐｐｍとした。
　脱炭窒化処理後にレーザ照射で溝を形成した鋼板（脱炭窒化板）Ａ４～Ａ６およびa４～a６については上述と同じ条件でレーザを照射し、同じ形状の溝を形成した。
　その後、鋼板Ａ１～Ａ１２およびa１～a１２はＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を、塗布量が片面４ｇ／ｍ２となるよう塗布した。焼鈍分離剤の組成は、ＭｇＯ：１００質量部、ＴｉＯ２：５質量部に対し、ＦｅＣｌ２を塩素で２００ｐｐｍとなるよう添加した。
　続いて、鋼板をコイル状に巻き取って、最高温度１２００℃で２０時間保定したのち冷却し、表面にグラス皮膜を形成した。
　表面にグラス皮膜後にレーザ照射で溝を形成した鋼板（グラス板）Ａ７～Ａ９およびa７～a９については上述と同じ条件でレーザを照射し、同じ形状の溝を形成した。
　その後、さらに、鋼板Ａ１～Ａ１２およびa１～a１２はリン酸アルミニウムを主成分とする張力皮膜を厚さ１μｍとなるよう形成した。この際の張力は、グラス皮膜を含めて圧延方向に対して１２ＭＰａであった。
　張力皮膜後にレーザ照射で溝を形成した鋼板（張力皮膜板）Ａ１０～Ａ１２およびa１０～a１２については、上述と同じ条件でレーザを照射し、溝を形成した。
　その後、Ａ１０～Ａ１２およびa１０～a１２については、リン酸アルミニウムを主成分とする張力皮膜を厚さ１μｍとなるよう再形成した。
　Ａ１～Ａ１２およびa１～a１２は鉄損Ｗ１７／５０（１．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下で測定されたエネルギー損失）を測定した。その結果を表１に示す。
　発明例Ａ１～Ａ１２と比較例ａ１～ａ１２において、鉄損に影響する溝角度、溝深さ、溝間隔の条件は全て同一であり、磁束密度はいずれも同程度であるのに対して、鉄損が発明例１～１２では０．７５０Ｗ／ｋｇ未満と良好であるのに対して、比較例a１～a１２は０．７５０Ｗ／ｋｇ以上で劣位である。発明例Ａ１～Ａ１２においては断面ＥＢＳＤ観察から突起部に微細結晶粒が存在し、その結晶方位は母材ゴス方位と５°以上ずれていた。なお、突起部に２以上の微細結晶粒がある場合は、母材ゴス方位との角度差がある方のずれ角を記載した。
　なお、突起部の形状や突起部内の微視結晶粒の性状については、鋼板内の溝を任意に３つ選択し、各溝につき任意に選択した１箇所の断面において、上記説明した方法により測定し、測定した値を算術平均して求めた。
＜実施例２＞
　Ｓｉ：３．３質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｃ：０．０６０質量％、酸可溶解Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００８質量％を含み残部Ｆｅおよび不純物であるスラブを素材として公知の方法にて熱間圧延後、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延で０．２２ｍｍを最終板厚とする鋼板Ｂ１～Ｂ１２を得た。
　続いて、鋼板Ｂ１～Ｂ３については鋼板の表面にレーザを照射し、圧延方向に交差する方向に延びる複数の溝を、圧延方向に沿って５ｍｍ間隔で形成した。溝形成方向は、鋼板のＣ方向に対してＬ方向に５°傾斜した方向とし、溝深さは３０μｍとなるようにレーザ光の出力を１８００～２３００Ｗの範囲で制御した。溝幅は３５～５０μｍとした。
　レーザ光の圧延方向における集光スポット径が９０～１００μｍ、レーザ光の板幅方向における集光スポット径が５～１０μｍの範囲で制御した。レーザ走査速度は６０ｍ／ｓとした。レーザ照射の際、レーザにより溶融、蒸発した鋼板の金属を効率的に除去するために空気のアシストガスを１００リットル／分で吹き付けた。
　冷延後にレーザ照射で溝を形成した鋼板Ｂ１～Ｂ３および溝のない冷延鋼板Ｂ４～Ｂ１２を脱炭し、さらに窒化処理を施した。脱炭条件は、８５０℃まで昇温した後、６０秒保定して冷却とした。脱炭雰囲気は水素－窒素雰囲気で、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を０．３３とした。また、窒化量は２００ｐｐｍとした。
　脱炭窒化鋼板Ｂ４～Ｂ６については上述と同じ条件でレーザを照射し、同じ形状の溝を形成した。
　その後、Ｂ１～Ｂ１２はＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を、塗布量が片面４ｇ／ｍ２となるよう塗布した。焼鈍分離剤の組成は、ＭｇＯ：１００質量部、ＴｉＯ２：５質量部に対し、ＦｅＣｌ２を塩素で２００ｐｐｍとなるよう添加した。
　続いて、鋼板をコイル状に巻き取って、最高温度１２００℃で２０時間保定したのち冷却し、表面にグラス皮膜を形成し、グラス板を得た。
　グラス板Ｂ７～Ｂ９については上述と同じ条件でレーザを照射し、同じ形状の溝を形成した。
　その後、さらに、Ｂ１～Ｂ１２はリン酸アルミニウムを主成分とする張力皮膜を厚さ１μｍとなるよう形成し張力皮膜板を得た。この際の張力は、グラス皮膜を含めて圧延方向に対して１２ＭＰａであった。
　張力皮膜板Ｂ１０～Ｂ１２については、上述と同じ条件でレーザを照射し、同じ形状の溝を形成した。
　その後、Ｂ１０～Ｂ１２については、リン酸アルミニウムを主成分とする張力皮膜を厚さ１μｍとなるよう再形成した。
　Ｂ１～Ｂ１２は鉄損Ｗ１７／５０（１．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下で測定されたエネルギー損失）を測定した。その結果を表２に示す。
　発明例Ｂ１～Ｂ１２において、鉄損が０．７３０Ｗ／ｋｇ未満とさらに良好であり、３Ｄマイクロスコープ観察での突起部の溝高さはいずれも４μｍ以上１０μｍ以下であった。
＜実施例３＞
　Ｓｉ：３．３質量％、Ｍｎ：０．１０質量％、Ｓ：０．００６質量％、Ｃ：０．０６０質量％、酸可溶解Ａｌ：０．０２７質量％、Ｎ：０．００８質量％を含み残部Ｆｅおよび不純物であるスラブを素材として公知の方法にて熱間圧延後、熱延板焼鈍を行い、冷間圧延で０．２２ｍｍを最終板厚とする鋼板Ｃ１～Ｃ８を得た。
　続いて、鋼板の表面にレーザを照射し、圧延方向に交差する方向に延びる複数の溝を、圧延方向に沿って１～２５ｍｍ間隔で形成した。溝形成方向は、鋼板のＣ方向に対してＬ方向に０～４０°傾斜した方向とし、溝深さは１１～３５μｍ、溝幅は２０～２９０μｍとした。
　レーザ光の照射条件は、レーザ出力が１５００～２５００Ｗ、レーザ光の圧延方向における集光スポット径が１００～３００μｍ、レーザ光の板幅方向における集光スポット径が１０～２５０μｍの範囲で制御した。レーザ走査速度は６０ｍ／ｓとした。レーザ照射の際、レーザにより溶融、蒸発した鋼板の金属を効率的に除去するために空気のアシストガスを１００リットル／分で吹き付けた。
　溝を形成した冷延鋼板を脱炭し、さらに窒化処理を施した。脱炭条件は、８５０℃まで昇温した後、６０秒保定して冷却とした。脱炭雰囲気は水素－窒素雰囲気で、ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２を０．３３とした。また、窒化量は２００ｐｐｍとした。
　その後、ＭｇＯを主体とする焼鈍分離剤を、塗布量が片面４ｇ／ｍ２となるよう塗布した。焼鈍分離剤の組成は、ＭｇＯ：１００質量部、ＴｉＯ２：５質量部に対し、ＦｅＣｌ２を塩素で２００ｐｐｍとなるよう添加した。
　続いて、鋼板をコイル状に巻き取って、最高温度１２００℃で２０時間保定したのち冷却し、表面にグラス皮膜を形成し、グラス板を得た。
　さらに、リン酸アルミニウムを主成分とする張力皮膜を厚さ１μｍとなるよう形成し張力皮膜板を得た。この際の張力は、グラス皮膜を含めて圧延方向に対して１２ＭＰａであった。
　Ｃ１～Ｃ８は鉄損Ｗ１７／５０（１．７Ｔ、５０Ｈｚの励磁条件下で測定されたエネルギー損失）を測定した。その結果を表３に示す。
　発明例Ｃ１～Ｃ８において、鉄損が０．７５０Ｗ／ｋｇ未満と良好であり、溝の長手方向との成す角θの絶対値が０～４０°であり、前記溝の幅Ｗが２０～３００μｍであり、前記溝の深さＤが１０～４０μｍであり、前記圧延方向における前記溝の間隔Ｐが１～３０ｍｍであった。
＜実施例４＞
　実施例１から３にて作成したサンプルの一部において、微細結晶粒の存在頻度および微細結晶粒のアスペクト比を測定した結果を表４に示す。突起部１個あたりの微細粒存在頻度が、０．０５個以上１０個以下であり、突起部における微細粒のアスペクト比が０．２以上５以下の範囲であれば、磁気特性が良好となることを確認した。
　本発明は、例えばトランス用巻き芯など、方向性電磁鋼板を利用する産業用機器に利用することができる。
１　鋼板（母材鋼板）
２　溝
３　突起部
４　表面仮想線
５　微細結晶粒
θ　溝角度
Ｗ　溝幅
Ｄ　溝深さ
ｄ　溝間隔

Claims (4)

  1. 　表面に複数の溝を有する方向性電磁鋼板であって、前記鋼板の表面において前記溝に隣接する溝側部に突起部を有し，前記突起部の内部に存在する少なくとも一つの結晶粒の結晶方位が、前記鋼板の前記突起部以外の部分に存在する結晶粒の結晶方位と５°以上異なることを特徴とする方向性電磁鋼板。
  2. 　前記突起部の平均高さが２．５μｍ以上１０．０μｍ以下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. 　前記方向性電磁鋼板において、圧延方向および板厚方向に直交する方向と、前記溝の長手方向との成す角θが４０°以下であり、前記溝の幅Ｗが２０μｍ以上３００μｍ以下であり、前記溝の深さＤが１０μｍ以上４０μｍ以下であり、前記圧延方向における前記溝の間隔Ｐが１ｍｍ以上３０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板。
  4. 　請求項１または２に記載の方向性電磁鋼板の製造方法であって、
    鋼板の表面にレーザを照射して溝を形成する溝形成工程を含み、レーザ光の照射条件として、レーザ光の圧延方向における集光スポット径ｄＬと、板幅方向における集光スポット径ｄＣが式（１）を満たすことを特徴とする方向性電磁鋼板の製造方法。
    　１．０≦ｄＬ／ｄＣ　・・・　式（１）
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WO2019156220A1 (ja) * 2018-02-08 2019-08-15 日本製鉄株式会社 方向性電磁鋼板
JP2020514548A (ja) * 2017-03-27 2020-05-21 バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド 耐応力除去焼鈍のレーザースクライビングされた方向性ケイ素鋼およびその製造方法

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