JP5979128B2 - モータコアおよびその製造方法 - Google Patents
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Description
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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(W15/50)と磁束密度(B50)を示す。
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。
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。
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。
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。
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(W15/50)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W15/50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。
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。
図4に、素材鋼板の結晶粒径と鉄損(W15/50)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。
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(W15/50)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。
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。
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。
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。
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。
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。
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、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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
測定結果を表3に併記する。
Claims (5)
- 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。
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