JP2015122891A

JP2015122891A - モータコアおよびその製造方法

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Publication number: JP2015122891A
Application number: JP2013265646A
Authority: JP
Inventors: 智幸大久保; Tomoyuki Okubo; 尾田　善彦; Yoshihiko Oda; 善彦尾田; 新司小関; Shinji Koseki
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2013-12-24
Filing date: 2013-12-24
Publication date: 2015-07-02
Anticipated expiration: 2033-12-24
Also published as: JP5979128B2

Abstract

【課題】ヘリカル圧延加工を活用することによって、ヨーク部の円周方向に磁化容易軸である[100]が強く配向したモータコアを提供する。【解決手段】モータコアの円周に沿って[100]方位、板面と平行に(011)面を持つ方位を弧状Goss方位と定義し、ステーターのヨーク部とティース部における弧状Goss方位の強度を、それぞれランダム強度比でＹ、Ｔとするとき、これらの比（Ｙ/Ｔ）が2.0以上を満足させる。【選択図】図５

Description

本発明は、モータコアおよびその製造方法に関するものである。

従来より、自動車の燃費改善、快適性向上の観点から油圧駆動部品を電動化することが行われており、電動パワーステアリング等に代表される新規モータの搭載比率が高まっている。このため、自動車の消費電流はますます増大する傾向にあり、オルタネーターの高効率化が重要となっている。

オルタネーターの主流であるランデル型発電機のステーターは、素材コスト低減の観点から、フープ状に加工した鋼片を板面内でヘリカル（らせん）状に曲げることによりステーター形状とすることが行われている。このため、ステーターのヨーク部には塑性歪が導入された状態で使用されている。
以下、本明細書では、このような加工方法をヘリカル加工、またヘリカル加工で製造されるコアをヘリカルコアと呼称する。

このような問題に対し、特許文献１には、ヘリカルコアに加工した後、焼鈍を行うことにより鉄損を低減させる手法が開示されている。
また、特許文献２には、ヘリカル加工に用いる鋼板の結晶粒径を低減することで加工後の表面荒れを抑制し、歪取焼鈍による被膜の絶縁性能の劣化を抑制する手法が開示されている。

特開平7-298570号公報特開2005-187861号公報

しかしながら、特許文献１に記載の手法では、絶縁被膜の性能が劣化し、層間短絡が生じやすいといった問題があった。
また、特許文献２に記載の手法では、層間短絡の問題は解消されるものの、加工前の鋼板と同等の磁気特性が得られるのみであり、さらなる高効率化の要求を満たすことは困難であった。

本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、圧延によるヘリカル加工を活用することによって、一層の高効率化を達成したモータコアを、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。

さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結果、適切な結晶粒径を有する鋼板を素材として、圧延によるヘリカル加工を適用し、その後歪取焼鈍を施すことにより、モータコア、特にステーターのヨーク部におけるGoss方位強度を高めることができ、これによりモータコアのさらなる高効率化が達成できるとの知見を得た。
なお、本明細書では、圧延によるヘリカル加工を、必要に応じてヘリカル圧延加工と略称するものとする。

本願発明は、上記の知見に立脚するもので、その要旨構成は次のとおりである。
１．モータコアの円周に沿う向きに[100]方位、板面と平行に(011)面を持つ方位を弧状Goss方位と定義し、ステーターのヨーク部とティース部における弧状Goss方位の強度を、それぞれランダム強度比でＹ、Ｔとするとき、これらの比（Ｙ/Ｔ）が2.0以上を満足することを特徴とするモータコア。

２．前記１において、前記ステーターがらせん状の鋼片を積層したものであることを特徴とするモータコア。

３．質量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：5.0％以下、Al：0.1％以上3.0％以下、Mn：0.03〜3.0％およびＰ：0.2％以下を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなり、かつ結晶粒径が100μm以下の鋼板を用いて、モータコアを製造するに際し、該モータコアのステーターの製造過程において、ステーターのヨーク部の外周に沿って、伸び率が幅方向平均で１％以上30％以下のヘリカル圧延加工を行い、その後歪取焼鈍を施すことを特徴とするモータコアの製造方法。

４．前記３において、前記鋼板が、不純物元素の混入を、質量％で、Ti：0.002％以下、Nb：0.002％以下、Ｖ：0.002％以下、Ｓ：0.003％以下、Ｎ：0.01％以下およびＯ：0.003％以下に抑制したことを特徴とするモータコアの製造方法。

５．前記３または４において、前記ステーターがらせん状の鋼片を積層したものであることを特徴とするモータコアの製造方法。

本発明によれば、素材鋼板の磁気特性以上に優れた磁気特性を有し、モータコアのさらなる高効率化を達成したヘリカルコアを提供することができる。

リング試料から試験片を採取した位置Ａ〜Ｄを示す図である。試料幅方向の平均伸び率と鉄損（Ｗ_15/50）との関係を示す図である。リング試料から試験片を採取した位置Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）、Ａ2〜Ｄ2（ティース部）を示す図である。素材鋼板の結晶粒径と鉄損（Ｗ_15/50）との関係を示す図である。Ｙ／Ｔと鉄損（Ｗ_15/50）との関係を示す図である。

以下、本発明を由来するに至った実験結果について説明する。
最初に、ヘリカルコアの特性に及ぼす製造条件の影響を調査するため、以下の実験を行った。
Ｃ：0.0020％、Si：1.9％、Al：0.45％、Mn：0.30％、Ｐ：0.04％、Ti：0.001％、Nb：0.001％、Ｖ：0.001％、Ｓ：0.002％、Ｎ：0.001％およびＯ：0.002％を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなるスラブを製造し、熱間圧延後、950℃，１minの熱延板焼鈍を行ったのち、板厚：0.5mmまで冷間圧延し、ついで20％H₂−80％N₂雰囲気中にて800℃，１minの仕上焼鈍を行ったのち、膜厚：0.5μmの有機−無機混合被膜を塗布・焼付けした。
得られた鋼板のＬ方向断面の組織を光学顕微鏡で観察し、JISの切断法で結晶粒径を求めたところ、結晶粒径は28μmであった。

次に得られた鋼板から、せん断により圧延方向を長手方向とする幅：10mmの短冊状試料を採取し、ヘリカル加工により外径：300mm、内径：280mmで、ヘリカル巻き数が20ターンのリング試料を作製した。ここで、ヘリカル加工を行う際は、(1)曲げと(2)圧延の２種類の方法で行った。圧延でヘリカル加工を行う場合は、テーパーのついたロールを用いて圧延を行い、リングの外周側と内周側で伸び率に差がつくように調整して材料をらせん状に加工した。本実験の伸び率は、リング最外周部で8.3％、リング最内周部で1.0％であり、リング幅方向の平均は4.7％であった。

得られたリング試料に対し、N₂雰囲気中にて800℃，２ｈの歪取焼鈍を行い、その後、モータ締結時と同様な196 kPa（２kg/cm²）の応力を板厚方向に付与した状態で、リング試料に一次：200ターン、二次：100ターンの巻き線を行い、磁気特性を測定した。
また、加工前の鋼板から外径：300mm、内径：280mmのリングに打ち抜き、20枚積層して作製したリング試料に対して、上記と同様の条件で歪取焼鈍と磁気測定を行った。さらに、加工前の鋼板に伸び率で4.7％の圧延を施したのち、圧延後の鋼板から外径：300mm、内径：280mmのリングに打ち抜き、同じく20枚積層して作製したリング試料についても、上記と同様の条件で歪取焼鈍と磁気測定を行った。
表１に得られた鉄損（Ｗ_15/50）と磁束密度（Ｂ₅₀）を示す。

表１に示したとおり、曲げでヘリカル加工したリング試料は、打ち抜きで作製したリング試料とほぼ同等の特性であった。
これに対し、圧延でヘリカル加工したリング試料は、曲げでヘリカル加工したリング試料や打ち抜きで作製したリング試料と比べて、優れた磁気特性を示した。
この点、圧延してから打ち抜きで作製したリング試料については、むしろ磁気特性が劣化することが分かった。

次に、各リング試料について、図１にＡ〜Ｄで示す位置から試験片を採取し、鋼板中心層の集合組織をＸ線で測定した。通常、鋼板の集合組織を表現するときは、圧延方向、板幅方向および板厚方向を用いて材料座標系を定義するが、ここでは、それぞれリングの円周に沿う向き（以下、円周方向という）、半径方向および板厚方向を用いて材料座標系を設定した。ＯＤＦの計算は、ResMat社のTexToolsを使用した。
なお、本明細書では、リングの円周方向に[100]方位、板面と平行に(011)面を持つ方位を弧状Goss方位と定義する。
各位置での弧状Goss方位強度（ランダム強度比）について調べた結果を、表１に併記する。

表１から明らかなように、圧延でヘリカル加工したリング試料は、弧状Goss方位が強く発達していることが分かる。すなわち、ヨークの円周方向に磁化容易軸である[100]が強く配向しており、これにより高磁束密度と低鉄損が得られたと考えられる。この弧状Goss方位は、ヘリカル加工の際の圧延により導入された歪によって歪取焼鈍の際に歪誘起粒成長が起き、優先成長したものと推定される。
これに対し、曲げでヘリカル加工したリング試料では、このような弧状Goss方位の発達は認められなかった。
また、圧延してから打ち抜きで作製したリング試料については、記号Ａ，Ｃの位置ではGoss方位が、一方記号Ｂ，Ｄの位置ではGoss方位から板厚方向を軸に90度回転した方位が発達していることがわかった。すなわち、記号Ｂ，Ｄの位置ではリング試料の円周方向に磁化困難軸[011]が強く配向しており、これにより全体の磁気特性が劣化したものと考えられる。

次に、Ｃ：0.0020％、Si：0.5％、Al：0.34％、Mn：0.25％、Ｐ：0.08％、Ti：0.001％、Nb：0.001％、Ｖ：0.001％、Ｓ：0.001％、Ｎ：0.002％およびＯ：0.002％を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなるスラブを製造し、熱間圧延後、950℃，１minの熱延板焼鈍を行ったのち、板厚：0.5〜0.7mmまで冷間圧延し、ついで20％H₂−80％N₂雰囲気中にて800℃，１minの仕上焼鈍を行ったのち、膜厚：0.5μmの有機−無機混合被膜を塗布・焼付けした。
得られた鋼板のＬ方向断面の組織を光学顕微鏡で観察し、JISの切断法で結晶粒径を求めたところ、結晶粒径は23〜29μmであった。

次に、得られた鋼板から、せん断により圧延方向を長手方向とする幅：５mmの短冊状試料を採取し、圧延によるヘリカル加工により外径：400mm、内径：390mmで、ヘリカル巻き数が20ターンのリング試料を作製した。圧延でヘリカル加工を行う際は、テーパーのついたロールを用い、ヨークの外周側と内周側で伸び率に差がつくように調整して材料をらせん状に加工した。また、圧延の荷重を調整し、幅方向の平均伸び率を0.5％から40％まで変化させた。ここで、圧延前の板厚を調整して、ヘリカル圧延加工後の板厚は0.5mmの一定となるようにした。

得られたリング試料に対し、N₂雰囲気中にて750℃，２ｈの歪取焼鈍を行い、その後、モータ締結時と同様な196 kPa（２kg/cm²）の応力を板厚方向に付与した状態で、リング試料に一次：200ターン、二次：100ターンの巻き線を行い、鉄損（Ｗ_15/50）を測定した。
図２に、ヘリカル圧延加工を行った場合における、試料幅方向の平均伸び率と鉄損（Ｗ_15/50）との関係について調べた結果を示す。
ヘリカル圧延加工前の素材から打ち抜きで作製したリング試料の鉄損Ｗ_15/50は3.861W/kgであったが、ヘリカル圧延加工後歪取焼鈍を施して得たリング試料は、図２に示したとおり、伸び率が１〜30％のときに鉄損が大幅に低下することが分かる。

次に、Ｃ：0.0015％、Si：1.2％、Al：0.32％、Mn：0.28％、Ｐ：0.06％、Ti：0.001％、Nb：0.001％、Ｖ：0.001％、Ｓ：0.002％、Ｎ：0.002％およびＯ：0.002％を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなるスラブを製造し、熱間圧延後、950℃，１minの熱延板焼鈍を行ったのち、板厚：0.5mmまで冷間圧延し、ついで20％H₂−80％N₂雰囲気中にて700〜1100℃，１minの仕上焼鈍を行ったのち、膜厚：0.5μmの有機−無機混合被膜を塗布・焼付けした。
得られた鋼板のＬ方向断面の組織を光学顕微鏡で観察し、JISの切断法で結晶粒径を求めたところ、結晶粒径は６〜180μmであった。

次に、得られた鋼板から、ティースが幅方向の一端側に等間隔で形成された帯状の試料（幅：10mm）を打ち抜いたのち、ヘリカル圧延加工によりヨーク部外径：300mm、ヨーク部内径：280mmで、ヘリカル巻き数が20ターンの図３に示すヘリカルコア（ステーター）を作製した。ここで、ヘリカル圧延加工を行う際は、テーパーのついたロールを用いてヨーク部のみに圧延を行い、ヨークの外周側と内周側で伸び率に差がつくように調整して材料をらせん状に加工した。本実験の伸び率は、ヨーク最外周部で7.2％、ヨーク最内周部で０％であり、ヨーク幅方向の平均は3.6％であった。

得られたステーターに対し、N₂雰囲気中にて770℃，90minの歪取焼鈍を行い、その後、モータ締結時と同様な196 kPa（２kg/cm²）の応力を板厚方向に付与した状態で、ヨーク部に一次：200ターン、二次：100ターンの巻き線を行い、鉄損（Ｗ_15/50）を測定した。
図４に、素材鋼板の結晶粒径と鉄損（Ｗ_15/50）との関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、素材鋼板の結晶粒径が100μm以下のときに、優れた鉄損特性が得られることが分かる。

次に、図３に示す位置Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）とＡ2〜Ｄ2（ティース部）から試験片を採取し、鋼板中心層の集合組織をＸ線で測定した。通常、鋼板の集合組織を表現するときは、圧延方向、板幅方向および板厚方向を用いて材料座標系を定義するが、ここでは、それぞれリングの円周方向、半径方向および板厚方向を用いて材料座標系を設定した。ＯＤＦの計算は、ResMat社のTexToolsを使用した。
Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）およびＡ2〜Ｄ2（ティース部）における弧状Goss方位強度の平均値を、それぞれランダム強度比でＹ、Ｔとしたとき、これらの比（Ｙ／Ｔ）と鉄損（Ｗ_15/50）との関係について調べた結果を、図５に示す。
同図に示したとおり、Ｙ／Ｔが2.0以上のとき、優れた鉄損特性が得られることが分かる。なお、本実験では、位置Ａ，位置Ｂ，位置Ｃ，位置Ｄのそれぞれの位置におけるＹ／Ｔの標準偏差は平均値の５％以下であり、位置によるバラツキは小さかった。

本発明は、以上の知見より得られたものである。
すなわち、結晶粒径を適切な範囲に制御した鋼板を素材とし、コアのヨーク部に適切な伸び率のヘリカル圧延加工を施したのち、歪取焼鈍を施すことで、ヨーク部に歪誘起粒成長を生じさせて弧状Goss方位を優先成長させ、これにより、ヨーク部の円周方向に磁化容易軸である[100]を強く配向させて、コアの磁気特性を向上させたものである。

次に、本発明において鋼板の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.005％以下
Ｃ量が0.005％を超えると磁気時効により鉄損が劣化する。このため、上限を0.005％とする。

Si：5.0％以下
Siは、鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、5.0％を超えると加工が困難になるため、5.0％を上限とする。加工性を確保する観点からは3.5％以下とすることが好ましい。鉄損低減の観点からは1.0％以上添加することが好ましい。

Al：0.1％以上3.0％以下
Alは、Siと同様、鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、含有量が3.0％を超えると加工が困難になるため、3.0％を上限とする。一方、Al量が0.1％未満になると粒成長性を抑制する微細AlＮが増加するため、0.1％を下限とする。したがって、Al量は0.1〜3.0％とする。好ましくは0.2〜1.5％の範囲である。

Mn：0.03％以上3.0％以下
Mnは、Si，Alと同様、鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素であるが、3.0％を超えると加工が困難になるため、3.0％を上限とする。加工性を確保する観点からは2.0％以下とすることが好ましい。一方、熱間脆性を抑制する観点から下限を0.03％とする。したがって、Mn量は0.03〜3.0％とする。

Ｐ：0.2％以下
Ｐは、低合金鋼の強度調整に用いたり、集合組織の制御に用いられる有用な元素であるが、0.2％を超えると加工が困難になるため、0.2％を上限とする。集合組織制御の観点からは、少なくとも0.01％添加することが好ましい。

さらに、本発明では、以下の不純物元素の混入を抑制することで、歪誘起粒成長および弧状Goss方位の発達を促進することができる。以下の規制を満たさない場合、弧状Goss方位の優先成長が阻害されて、十分な効果が得られない場合がある。
Ti，Nb，Ｖ：0.002％以下
Ti，Nb，Ｖ量がそれぞれ0.002％を超えると、TiＮ，NbＮ，ＶＮなどの窒化物が多量に析出して歪誘起粒成長および弧状Goss方位の発達が阻害されるおそれがあるため、それぞれの上限を0.002％とすることが好ましい。

Ｓ：0.003％以下
Ｓ量が0.003％を超えるとMnＳなどの硫化物が多量に析出して歪誘起粒成長および弧状Goss方位の発達が阻害されるおそれがあるため、上限を0.003％とすることが好ましい。

Ｎ：0.01％以下
Ｎ量が0.01％を超えるとAlＮなどの窒化物が多量に析出して歪誘起粒成長および弧状Goss方位の発達が阻害されるおそれがあるため、上限を0.01％とすることが好ましい。

Ｏ：0.003％以下
Ｏ量が0.003％を超えるとSi−Al−Mn酸化物が多量に生成し、歪誘起粒成長および弧状Goss方位の発達が阻害されるおそれがあるため、上限を0.003％とすることが好ましい。

なお、以下の元素は必須ではないが、磁気特性改善のために添加してもよい。
Sn，Sb：0.003〜0.5％
Sn，Sbは必須ではないが、弧状Goss方位を発達させるのに有効な元素である。しかしながら、いずれも0.003％より少ないと効果が得られず、一方0.5％より多いと加工が困難になるため、0.003〜0.5％の範囲で添加することが好ましい。

Ca，REM：0.0005〜0.0050％
Ca，REMは必須ではないが、粒成長を促進するのに有効な元素である。すなわち、いずれもＳを粗大硫化物として固定するため、微細MnＳの析出を抑制して粒成長性を改善する。しかしながら、いずれも0.0005％より少ないと効果が得られず、一方0.0050％より多いと介在物が増加しかえって鉄損が悪化するため、0.0005〜0.0050％の範囲で添加することが好ましい。

Cr：0.01〜3.0％
Crは、SiやAl，Mnと同じく、鋼板の固有抵抗を上げるために有効な元素である。しかしながら、含有量が0.01％より少ないと効果が得られず、一方3.0％より多いと加工が困難になるため、0.01〜3.0％の範囲で添加することが好ましい。

本発明においては、素材鋼板の結晶粒径を所定の範囲内とする必要があり、仕上焼鈍条件が重要なポイントとなるが、その他の工程は公知の製造方法を用いることができる。
すなわち、転炉で吹練した溶鋼を脱ガス処理し、引き続き鋳造、熱間圧延を行う。熱間圧延時の仕上げ温度、巻取り温度は特に規定する必要はなく、通常の範囲でかまわない。また、熱延後の熱延板焼鈍は行ってもよいが必須ではない。ついで、１回の冷間圧延または中間焼鈍を挟んだ２回以上の冷間圧延により所定の板厚とした後に、仕上焼鈍を行うことにより素材鋼板を得る。仕上焼鈍の際、所定の結晶粒径になるように焼鈍温度を調整する。絶縁被膜は公知のものを用いることができるが、歪取焼鈍でのスティッキングを防止するため、無機−有機混合被膜か、無機被膜を用いることが望ましい。機械特性改善のために調質圧延を適用してもよいが、歪取焼鈍後に異方性が強くなり磁気特性が劣化するので、適用しないことが望ましい。なお、調質圧延を適用する場合は、伸び率を１％以下とすることが望ましい。

本発明において、素材鋼板の結晶粒径は100μm以下とする必要がある。というのは、結晶粒径が100μmより大きいと粒成長の駆動力が弱く、歪取焼鈍で粒成長が起こりにくくなるため、弧状Goss方位の優先成長が起こりにくくなるからである。好ましい結晶粒径は70μm以下、さらに好ましくは50μm以下である。

ここに、素材鋼板の結晶粒径を100μm以下とするには、仕上焼鈍における焼鈍条件を、700〜900℃、１sec〜30 minとすることが好ましい。仕上温度や仕上時間が下限に満たないと未再結晶部が増加し、Goss方位の成長が起こりにくくなり、一方仕上温度や仕上時間が上限を超えると結晶粒径が大きくなりすぎ、また生産性が低下する。

また、素材鋼板の組織が未再結晶組織であると歪誘起粒成長が起き難くなるので、素材鋼板の組織は再結晶組織であることが好ましく、再結晶率は80％以上であることが好ましい。なお、素材鋼板の再結晶率が100％未満の場合、素材鋼板の結晶粒径は再結晶が完了している領域で測定した結晶粒径を用いて規定する。

本発明に従い、ヘリカル圧延加工を行う場合は、ヨーク部に圧延を施す必要がある。この圧延は、例えばテーパーのついたロールを用いて、ヨーク部の外周側と内周側で伸び率に差がつくように調整することで、材料をらせん状に加工することができる。このように圧延で歪を導入した場合、歪取焼鈍中に歪誘起粒成長が起こり、弧状Goss方位が優先成長する。すなわち、ヨークの円周方向に磁化容易軸[100]が強く配向してコアの磁気特性が著しく改善される。この圧延はヨーク部のみに適用することが望ましい。ティース部では半径方向に磁束が流れるため、同様の圧延を行うと半径方向に磁化困難軸[011]が配向することになり、コアの特性を劣化させる。

この圧延の際、荷重を調整することで伸び率を調整することができる。伸び率は、例えば圧延前の材料にケガキ線を入れておき、圧延前後のケガキ線間隔を測定することで決定することができる。また、加工後の材料の断面組織を観察し、結晶粒のアスペクト比から伸び率を推定することもできる。
図２に示したとおり、ヨーク部に対してヘリカル圧延加工を施す場合、ヨーク部の幅方向で平均した伸び率が１〜30％の範囲であるとき、優れた磁気特性を得ることができる。好ましくは２〜15％の範囲、さらに好ましくは３〜10％の範囲である。

なお、曲げ加工でヘリカル加工を行った場合には、このような[100]軸の配向は起こらない。この理由は明らかでないが、曲げ加工ではヨークの外周部には引張の塑性歪が、内周部には圧縮の塑性歪が導入されることが原因と考えられる。すなわち、圧縮によって導入される塑性歪は弧状Goss方位を優先成長させるには適切ではないと推定される。

本発明では、ヘリカル圧延加工によって導入される歪を利用して弧状Goss方位を発達させるので、ヘリカル圧延加工時の材料温度は低いほうがよい。圧延温度が400℃以上になると回復・再結晶が進行して歪が導入されにくくなるため、材料温度は400℃未満とすることが好ましい。

上記したヘリカル圧延加工の後、歪取焼鈍を行う。この歪取焼鈍の温度が600℃より低いと歪誘起粒成長が起きにくく、一方900℃より高いと層間絶縁を保つことが難しくなるので、歪取焼鈍温度は600〜900℃の範囲とすることが好ましい。また、均熱時間については、１minより短いと歪誘起粒成長の時間が確保できず、一方1000minを超えると粒成長が飽和するうえ、焼鈍コストが高くなるので、歪取焼鈍時間は１〜1000minとすることが望ましい。好ましくは、700〜800℃、10〜300minの範囲である。
なお、雰囲気は公知のガスを用いることができるが、鋼板の酸化を防ぐ観点からはN₂やArなどの非酸化性雰囲気を用いることが望ましい。

本発明では、歪取焼鈍後の集合組織を規定する。通常、鋼板の集合組織を表現するときは、圧延方向、板幅方向および板厚方向を用いて材料座標系を定義するが、本発明では、それぞれヨークの円周方向、半径方向および板厚方向を用いて材料座標系を設定する。
そして、モータコアの円周方向と平行に[100]方位、板面と平行に(011)面を持つ方位を弧状Goss方位と定義し、ステーターのヨーク部とティース部における弧状Goss方位強度をそれぞれランダム強度比でＹ、Ｔとするとき、これらの比（Ｙ／Ｔ）を2.0以上とすることで、磁気特性の大幅な向上を図ることができる。Ｙ／Ｔのさらに好ましい範囲は5.0以上である。

弧状Goss方位の強度は、例えば{110}, {200}, {211}, {310}極点図から選んだ複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用い、級数展開法やＡＤＣ法で計算したＯＤＦから求めることができる。級数展開法はゴーストの問題があるため、ＡＤＣ法を用いることが好ましい。弧状Goss方位強度は、得られたＯＤＦより、オイラー角でΦ＝90°、φ1＝90°、φ2＝45°の測定値を用いればよい。なお、集合組織の測定方法は上記の方法に限るものではなく、その他公知の方法も用いることができる。
測定位置は、それぞれ図３に示したようにヨーク、ティースの幅中央部とする。板厚方向の位置としては、鋼板の中心層、すなわち1/2層とする。測定位置、回数はいずれも一つで十分であるが、バラツキが多い場合は複数の測定値の平均値を用いてもよい。図５に示したように４箇所で測定を行う場合、位置Ａ，位置Ｂ，位置Ｃ，位置Ｄのそれぞれの位置でＹ／Ｔが2.0以上となることが好ましい。

（実施例１）
転炉吹練後、脱ガス処理により、表２に示す成分組成に調整したのち、鋳造し、得られたスラブを、1120℃で１ｈ加熱したのち、板厚：2.0mmまで熱間圧延した。熱間圧延の仕上温度は800℃とし、巻取り温度は650℃とした。ついで、920℃，１minの熱延板焼鈍後、板厚：0.5mmまで冷間圧延したのち、20％H₂−80％N₂雰囲気中にて800℃，１minの仕上焼鈍を行った。
得られた鋼板のＬ方向断面の組織を光学顕微鏡で観察し、JISの切断法で結晶粒径を求めた結果を表２に併記する。

この材料から、ティースが幅方向の一端側に等間隔で形成された帯状の試料（幅：10mm）を打ち抜き、曲げもしくは圧延でヘリカル加工を行い、ヨーク部外径：300mm、ヨーク部内径：280mmで、ヘリカル巻き数が20ターンの図３に示すヘリカルコア（ステーター）を作製した。ここで、圧延でヘリカル加工を行う際は、テーパーのついたロールを用いてヨーク部のみに圧延を行い、ヨークの外周側と内周側で伸び率に差がつくように調整して材料をらせん状に加工した。本実験の伸び率はヨーク最外周部で7.2％、ヨーク最内周部で０％であり、ヨーク幅方向の平均は3.6％であった。
得られたステーターに対し、N₂雰囲気中にて770℃，90minの歪取焼鈍を行い、その後、モータ締結時と同様な196 kPa（２kg/cm²）の応力を板厚方向に付与した状態で、ヨーク部に一次：200ターン、二次：100ターンの巻き線を行い、磁気特性を測定した。
測定結果を表２に併記する。

上記の磁気特性測定後、図３に示す位置Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）とＡ2〜Ｄ2（ティース部）から試験片を採取し、鋼板中心層の集合組織をＸ線で測定した。Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）とＡ2〜Ｄ2（ティース部）における弧状Goss方位強度の平均値を、それぞれランダム強度比で測定してＹ、Ｔとし、これらの比（Ｙ／Ｔ）を求めた結果を、表２に併せて示す。

表２に示したとおり、本発明に従いヘリカル圧延加工で作製したステーターは、Ｙ／Ｔ比が2.0以上で、曲げで作製したステーターに比べて、磁気特性に優れることが分かる。

（実施例２）
Ｃ：0.0019％、Si：1.8％、Al：0.38％、Mn：0.35％、Ｐ：0.05％、Ti：0.0008％、Nb：0.0006％、Ｖ：0.0007％、Ｓ：0.0018％、Ｎ：0.0019％およびＯ：0.0021％を含み、残部はFeおよび不可避不純物よりなるスラブを製造し、熱間圧延後、1020℃，１minの熱延板焼鈍を行ったのち、0.35〜0.5mm厚に冷間圧延し、ついで20％H₂−80％N₂雰囲気中にて700〜1000℃，１minの仕上焼鈍を行ったのち、膜厚：0.5μmの有機−無機混合被膜を塗布・焼付けした。
得られた鋼板のＬ方向断面の組織を光学顕微鏡で観察し、JISの切断法で結晶粒径を求めた結果を表３に示す。

この材料からティースが幅方向の一端側に等間隔で形成された帯状の試料（幅：５mm）を打ち抜き、ヘリカル加工によりヨーク部外径：400mm、ヨーク部内径：390mmで、ヘリカル巻き数が20ターンの図３に示すヘリカルコア（ステーター）を作製した。ここで、ヘリカル加工を行う際は、テーパーのついたロールを用いてヨーク部のみに圧延を行い、ヨークの外周側と内周側で伸び率に差がつくように調整して材料をらせん状に加工した。ここで、圧延後の板厚が0.35mmになるように、圧延前の板厚を調整した。
ヨークの幅方向平均伸び率について調べた結果を、表３に併記する。

得られたステーターに対し、N₂雰囲気中にて750℃，120minの歪取焼鈍を行い、その後、モータ締結時と同様な196 kPa（２kg/cm²）の応力を板厚方向に付与した状態で、ヨーク部に一次：200ターン、二次：100ターンの巻き線を行い、磁気特性を測定した。
測定結果を表３に併記する。

測定後、図３に示す位置Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）とＡ2〜Ｄ2（ティース部）から試験片を採取し、鋼板中心層の集合組織をＸ線で測定した。Ａ1〜Ｄ1（ヨーク部）とＡ2〜Ｄ2（ティース部）における弧状Goss方位強度の平均値を、それぞれランダム強度比でＹ、Ｔとし、これらの比（Ｙ／Ｔ）を求めた結果を、表３に併せて示す。

表３に示したとおり、本発明に従い、結晶粒径が100μm以下の素材鋼板を用い、かつ幅方向の平均伸び率が１％以上30％以下の条件で、ヘリカル圧延加工を施して得たステーターはいずれも、Ｙ／Ｔ比が2.0以上で、優れた磁気特性を得ることができた。

Claims

モータコアの円周に沿う向きに[100]方位、板面と平行に(011)面を持つ方位を弧状Goss方位と定義し、ステーターのヨーク部とティース部における弧状Goss方位の強度を、それぞれランダム強度比でＹ、Ｔとするとき、これらの比（Ｙ/Ｔ）が2.0以上を満足することを特徴とするモータコア。
請求項１において、前記ステーターがらせん状の鋼片を積層したものであることを特徴とするモータコア。
質量％で、Ｃ：0.005％以下、Si：5.0％以下、Al：0.1％以上3.0％以下、Mn：0.03〜3.0％およびＰ：0.2％以下を含み、残部はFeおよび不可避不純物からなり、かつ結晶粒径が100μm以下の鋼板を用いて、モータコアを製造するに際し、該モータコアのステーターの製造過程において、ステーターのヨーク部の外周に沿って、伸び率が幅方向平均で１％以上30％以下のヘリカル圧延加工を行い、その後歪取焼鈍を施すことを特徴とするモータコアの製造方法。
請求項３において、前記鋼板が、不純物元素の混入を、質量％で、Ti：0.002％以下、Nb：0.002％以下、Ｖ：0.002％以下、Ｓ：0.003％以下、Ｎ：0.01％以下およびＯ：0.003％以下に抑制したことを特徴とするモータコアの製造方法。
請求項３または４において、前記ステーターがらせん状の鋼片を積層したものであることを特徴とするモータコアの製造方法。