【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、自動車などに用いられるブラシレスＤＣモータやリラクタンスモータなどに用いられる分割タイプのモータコア、特にティース部とコアバック部とが分割されたタイプのモータコアに適用して好適な回転機器用の電磁鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
電動機や発電機のステータは、一般に無方向性電磁鋼板を、図１に示すような形状に打ち抜いて積層し、そのティース２に銅線を巻きつけて組み立てられる。図中、番号１がステータ、２はコアバックである。
【０００３】
従来、かようなステータ用の材料としては、ステータで発生する損失（鉄損）を低減するために、交番磁界下で鉄損が小さい材料が使用されていた。一般に、無方向性電磁鋼板よりも方向性電磁鋼板の方が交番磁界下での鉄損が小さいことが知られているが、ティース部とコアバック部の方向が９０°異なるために、一方向にのみ磁気特性の良い方向性電磁鋼板を用いることは、必ずしも有利な結果を得るものではなかった。
【０００４】
上記の問題を解決するものとして、鉄心材料として２方向性電磁鋼板を用い、ステータの磁気回路の方向を２方向性電磁鋼板の磁化容易軸に合わせることにより、高透磁率で低鉄損の電気子鉄心（ステータ）を提供するという提案がなされている（特許文献１）。
また、大型の電動機あるいは発電機のステータを組み立てるに際し、ステータを円周方向に分割したものとし、一方向性電磁鋼板の磁化容易軸方向をこの分割したステータの円周方向に合わせて組みたてるという方法も提案されている（非特許文献１）。
しかしながら、これらの方法では、ステータのティース部とコアバック部との接続部で発生する回転磁界がトータルの鉄損を大きく劣化させることが明らかとなっており、このような回転磁束による鉄損劣化の軽減には至っていない。
【０００５】
一方、ステータをティース部とコアバック部とに分割し、かかるティース部とコアバック部をそれぞれ、これらに流れる磁束の方向が方向性電磁鋼板の磁化容易軸とほぼ同一になるように切り出して、組み立てることからなる方法も提案されている（特許文献２）。
この方法によれば、方向性電磁鋼板をその磁気特性の良好な方向だけ用いて組み立てが可能なことから、さほど回転鉄損による悪影響がないと考えられる。
しかしながら、この方法でも、期待するほど良好な鉄損改善効果を得ることはできなかった。
【０００６】
【特許文献１】
特開平１１−３５５９８３号公報（特許請求の範囲）
【非特許文献１】
Ｈ．Ｓｈｉｍａｎａｋａ， Ｙ．Ｉｔｏ， Ｔ．Ｉｒｉｅ， Ｋ．Ｍａｔｓｕｍｕｒａ， Ｈ．Ｎａｋａｍｕｒａ ａｎｄ Ｙ．Ｓｈｏｎｏ 「Ｎｏｎ−Ｏｒｉｅｎｔｅｄ Ｓｉ−Ｓｔｅｅｌｓ Ｕｓｅｆｕｌ ｆｏｒ Ｅｎｅｒｇｙ Ｅｆｆｉｃｉｅｎｔ Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ａｐｐａｒａｔｕｓ 」Ｅｎｅｒｇｙ Ｅｆｆｉｃｉｅｎｔ Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｓｔｅｅｌｓ（Ｐｒｏｃ．ｏｆ ａ ｓｙｍｐｏｓｉｕｍ ａｔ ｔｈｅ Ｆａｌｌ Ｍｅｅｔｉｎｇ ｏｆ ＴＭＳ ｏｆ ＡＩＴＥ）１９８０年１０月
【特許文献２】
特開平１０−２７１７１６号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
この発明は、上記の実状に鑑み開発されたもので、強磁性を有するのは言うまでもなく、分割型のコア形状を有する回転機のステータに適した特殊な異方性を有する回転機器用の電磁鋼板を提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
すなわち、この発明は、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）および対角方向（圧延方向から４５°の方向；Ｄ方向）のエプスタイン試験片（Ｌ，ＣおよびＤ片）を用いた磁気特性測定値において、Ｌ片を用いた測定による ５０Ｈｚ， １．５Ｔにおける鉄損Ｗ１５／５０（Ｌ）が１．２ Ｗ／ｋｇ以下でかつ、Ｌ，Ｃ片を用いた測定による５０００ Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（Ｌ）， Ｂ５０（Ｃ） が共に１．８０Ｔ以上、Ｄ片を用いた測定によるＢ５０（Ｄ） が１．５８Ｔ以上であり、さらにクリアランス：５％で打ち抜いた時の鋼板端面のダレが板厚の１５％以下であることを特徴とする、ティース部とコアバック部が分割されたタイプの分割型のコア形状を有する回転機器用の電磁鋼板である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の解明経緯について説明する。
さて、発明者らは先ず、市販の ５００ＷのブラシレスＤＣモータを入手し、これと同等の形状に加工できる金型を作成し、この金型を用いて種々の鋼板素材を打ち抜いてモータを作成し、それらの性能を評価した。
その際、図２（ａ） のタイプ１に示すように、ティース部２とコアバック部３を分割した。というのは、このように分割することによって、ティース部２およびコアバック部３のそれぞれの部分において、磁束の流れる方向に沿って材料の最も優れた磁気特性を示す方向を選んで使用することができるため、モータ性能を最大化することができると考えられるからである。通常は、圧延方向が最も優れた磁気特性を示すので、ティース部およびコアバック部ともに長さ方向は、材料の圧延方向となるように素材を加工した。
【００１０】
素材特性の評価に際しては、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｃ方向）および対角方向（圧延方向から４５°の方向；Ｄ方向）のエプスタイン試験片（Ｌ，ＣおよびＤ片）を用いて磁気測定を行った。
そして、これらの測定値とモータ効率との関係について種々検討を行った結果、図３に示すように、モータの最大効率は対角方向の磁束密度Ｂ５０（Ｄ） に依存し、この値が１．５８Ｔ以上の場合にのみ、良好な効率が得られることが判明した。
なお、この図３は、定格が ５００Ｗのモータの最大効率とその時のＢ５０（Ｄ） との関係を示したものであり、その他の特性値は次のとおりである。Ｗ１５／５０（Ｌ）：０．７６〜１．２０Ｗ／ｋｇ、Ｂ５０（Ｌ） ：１．８０〜１．９３Ｔ、Ｂ５０（Ｃ） ：１．８０〜１．８９Ｔ。
【００１１】
しかしながら、たとえ磁束密度Ｂ５０（Ｄ） ≧１．５８Ｔを満足する場合であっても、モータ効率がさほど改善されない場合も見受けられた。
そこで、発明者らは、この点に着目し、より詳細な調査を行ったところ、打ち抜き加工時における鋼板端面の形状が、モータ効率に大きく影響していることを突き止めた。
【００１２】
図４に、鋼板の剪断端面の形状を示す。
また、図５に、クリアランスを５％として剪断した時の鋼板のダレとモータ効率との関係について調べた結果を示す。
なお、ダレは剪断端面の光学顕微鏡観察により求め、板厚に対する比率で示した。また、使用した鋼板の各特性値はそれぞれ次のとおりである。Ｗ１５／５０（Ｌ）：０．７６〜１．２０Ｗ／ｋｇ、Ｂ５０（Ｌ） ：１．８０〜１．９３Ｔ、Ｂ５０（Ｃ） ：１．８０〜１．８９Ｔ、Ｂ５０（Ｄ）：１．５８〜１．６８Ｔ。
図５に示したとおり、ダレの大きさが１５％を超えると、モータ効率が急激に劣化することが明らかとなった。
【００１３】
このように、Ｂ５０（Ｄ） を１．５８Ｔ以上にすると共に、ダレの大きさを１５％以下に抑制した場合においてのみ、良好なモータ特性が得られる理由は必ずしも明らかではないが、以下のように推察できる。
つまり、ティース部とコアバック部を分割した場合、磁束の流れは素材の主に長手方向に流れる。その際、ティース部とコアバック部の結合部分では、コアバック部が長手方向に伸長することによってティース部は材料の幅方向に圧縮応力が加わるため、さらに磁束は長手方向を流れようとする。従って、磁束が素材の長手方向からずれて対角方向や直角方向に流れる領域は非常に小さくなり、接合部のごく近傍だけとなる。体積的にはこの部分の影響度は非常に小さいと考えられるが、この部分の素材の磁束密度が低いと、つまりこの部分の磁気抵抗が高いと、磁束はこの部分を避けようとして板面から漏れて進もうとするため、この局所集中的な漏れの磁束によって、板面内に渦電流損が発生すると共に、いわゆる漂遊負荷損が発生する。
これが、モータコアの全損失に占める割合が大きいものと考えられる。
【００１４】
かような損失を回避するためには、長手方向すなわち圧延方向に対する相対的な対角方向および圧延直角方向の磁束密度を良好にして、局所集中的な漏れの磁束を軽減することが重要であると考えられる。
また、鋼板のダレが大きい場合には、継ぎ目の部分で隣接する鋼板に磁束が渡りにくくなって磁束の漏れがさらに増加し、板面内渦電流損および漂遊負荷損を増大させるものと考えられる。
なお、板面内渦電流損を軽減するためには、板厚を薄くしたり、素材の元々の損失を低減しておくことも重要である。
【００１５】
上記の知見に基づき、この発明では、Ｌ方向、Ｃ方向およびＤ方向のエプスタイン試験片（Ｌ，ＣおよびＤ片）を用いた磁気特性測定値において、Ｌ片を用いた測定による ５０Ｈｚ， １．５Ｔにおける鉄損Ｗ１５／５０（Ｌ）を １．２ Ｗ／ｋｇ以下にすると共に、Ｌ，Ｃ片を用いた測定による５０００ Ａ／ｍにおける磁束密度Ｂ５０（Ｌ）， Ｂ５０（Ｃ）をともに１．８０Ｔ以上とし、かつＤ片を用いた測定によるＢ５０（Ｄ） を１．５８Ｔ以上とし、さらにクリアランス：５％で打ち抜いたときの鋼板端面のダレを板厚の１５％以下に抑制することとしたのである。
【００１６】
次に、この発明の素材である鋼スラブの好適成分組成範囲について説明する。Ｃ：０．０５ｍａｓｓ％以下
Ｃは、０．０５ｍａｓｓ％を超えると脱炭焼鈍によっても目標とする ５０ｐｐｍ以下まで除去することが困難となり、磁気時効による鉄損の劣化を招く。また、最終冷延前の焼鈍の際にγ相が生じ、結晶粒を平均粒径を １００μｍ 以上の大きさに成長させるのが困難となる。これらの理由により、Ｃ量は０．０５ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
なお、一方でＣは、冷延時に結晶粒内における局所変形を促進させ｛１００｝＜００１＞組織の発達を促す効果もある。この作用は、０．００３ ｍａｓｓ％以上で発生し０．０１ｍａｓｓ％以上でより強くなるため、Ｃは０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。
【００１７】
Ｓｉ：１．５ 〜４．５ ｍａｓｓ％
Ｓｉは、電気抵抗を増加させて鉄損を低減する作用がある。また、最終冷延前の焼鈍の際におけるγ相の発生を抑制して粒成長を促進する作用があるので、１．５ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、４．５ ｍａｓｓ％を超えると加工性が劣化し、最終冷延の隙に割れが発生し易くなるので、４．５ ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
【００１８】
Ｍｎ：０．００５ 〜１．０ ｍａｓｓ％
Ｍｎは、熱間加工性を改善するのに有用な元素であるが、含有量が０．００５ ｍａｓｓ％未満ではその効果に乏しく、一方１．０ ｍａｓｓ％を超えると二次再結晶が困難になるので、 ０．００５〜１．０ ｍａｓｓ％の範囲とすることが好ましい。
【００１９】
Ａｌ：０．００１ 〜０．０２０ ｍａｓｓ％
Ａｌ量が ０．００１ｍａｓｓ％に満たないと｛１００｝＜００１＞方位の集積度が低下したり、二次再結晶が不安定となり、一方 ０．０２０ｍａｓｓ％を超えると｛１１０｝＜００１＞方位が増加してＣ方向の磁気特性が劣化するので、Ａｌ量は ０．００１〜０．０２０ｍａｓｓ％の範囲にすることが好ましい。特にＡｌ量が ０．００１〜０．０１０ ｍａｓｓ％の範囲では、仕上げ焼鈍後の鉄損が低減されるのでより有利である。この理由は定かではないが、鋼板内部のＡｌ窒化物あるいは酸化物が低減されるためではないかと考えられる。なお、Ａｌは、製品板中では １００ ｐｐｍ以下まで低減される。
【００２０】
Ｓｅ， Ｓ合計で １５０ ｐｐｍ以下
ＳｅおよびＳは、Ｍｎと化合物を形成して結晶粒の成長を抑制する作用があり、｛１００｝＜００１＞方位の集積度を低下させる。特に、合計量が １５０ ｐｐｍを超えると、磁気特性の劣化が避けられないので、これらは合計量で １５０ ｐｐｍ以下に制御することが好ましい。なお、ＳｅやＳはそれぞれ、製品板中では ５０ ｐｐｍ 以下まで低減される。
【００２１】
Ｏ：６０ ｐｐｍ以下
Ｏは、鋼中で酸化物を形成し、結晶粒の成長を抑制して｛１００｝＜００１＞方位の集積度を低下させる。また、焼鈍による除去も因難で、６０ ｐｐｍを超えると磁気特性の劣化が避けられないので、Ｏは６０ ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
【００２２】
Ｎ：５０ ｐｐｍ以下
Ｎは、鋼中でＡｌやＳｉの窒化物を形成し、結晶粒の成長を抑制して｛１００｝＜００１＞方位の集積度を低下させるので、５０ ｐｐｍ以下とするのが好ましい。
【００２３】
Ｂ：１〜１００ ｐｐｍ
Ｂは、二次再結晶を安定して発現させる効果がある有用元素である。しかしながら、含有量が１ｐｐｍ に満たないとその添加効果に乏しく、一方 １００ ｐｐｍを超えると二次再結晶が生じなくなるので、Ｂ量は必要に応じ１〜１００ ｐｐｍ の範囲で添加することが好ましい。なお、多量の添加は板の脆化をもたらし、曲げ加工によって割れ易くなるので、より好ましくは１〜２０ ｐｐｍの範囲である。
【００２４】
その他、この発明では、鉄損の改善成分として、Ｎｉ：１．５ ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．５ ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．５ ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ：０．５ ｍａｓｓ％以下、Ｓｂ：０．５ ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１ｍａｓｓ％以下を適宜含有させることができる。また、不可避的不純物として、０．０５ｍａｓｓ％以下であれば、Ｐ， Ｃｕ， Ｎｉ， Ｃｒ， Ｍｏ等を含んでいても特に問題はない。
【００２５】
次に、この発明鋼の好適製造条件について述べる。
上記の好適成分に調整された鋼スラブを、常法に従い加熱したのち、熱間圧延する。ついで、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、１回または中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延を行って最終板厚に仕上げる。
この発明では、この最終冷延の前段階で結晶粒の大きさを平均粒径で １００μｍ以上にしておくことが好ましく、かくして｛１００｝＜００１＞方位の集積度の向上ひいてはＢ５０（Ｌ） およびＢ５０（Ｃ） 等の磁気特性の向上を図ることができる。これに対し、平均結晶粒径が １００μｍ 未満の場合あるいは圧延による伸長粒が残存している場合には、一次再結晶後に｛１１１｝組織が発達し、｛１１０｝＜００１＞方位の二次再結晶が成長し易くなり、Ｌ方向の磁気特性は向上するものの、Ｃ方向の磁気特性の劣化を招く。ここに、最終冷延前に １００μｍ 以上の平均結晶粒径を得るためには、最終冷延前に ９００℃以上、１２５０℃以下の温度で熱延板焼鈍あるいは中間焼鈍を行うことが有効である。
【００２６】
また、最終冷延工程では、圧下率を８０％以上にすることが重要であり、かくして｛１００｝＜００１＞方位の集積度を有利に向上させることができる。
さらに、上記の最終冷延を３パス以上で行い、しかも １２０℃以上でかつ圧下率：２５％以上（１パス当たり）の圧延パスを少なくとも１パス施すことにより、Ｂ５０（Ｄ） が高まり、かつ打ち抜き形状を良好に保つのに必要な集合組織に制御することができる。なお、温間圧延区間について特に制限はなく、圧延の全区間を上述したような温間圧延としてもかまわない。ここに、温間圧延の温度を １２０℃以上とした理由は、圧延温度が １２０℃未満では温度上昇の効果が少なく上述した効果が得られないからである。とはいえ、 ４５０℃を超えると導入した転位の回復が生じ、｛１００｝＜００１＞方位への集積があまり期待できなくなるため、圧延温度は １２０〜４５０ ℃程度とすることが好ましい。かかる温間圧延は、Ｃ含有量が０．０１ｍａｓｓ％以上の場合に、最も有効に｛１００｝＜００１＞方位の集積度を高める効果がある。
【００２７】
ついで、再結晶焼鈍を施す。好ましくは、焼鈍温度：７６０ 〜９５０ ℃、焼鈍時間：１０〜２００ 秒として一次再結晶を生じさせる。この時、一次再結晶粒の粒径が大きすぎると、仕上げ焼鈍で二次再結晶が生じなくなる。ここに、粒径の上限値はＡｌ量や不純物量によって変化するが、概ね７０μｍ 程度である。また、磁気時効による磁気特性の劣化を防止するためには、雰囲気を湿潤水素雰囲気としてＣ量を５０ ｐｐｍ以下好ましくは３０ ｐｐｍ以下まで低減することが望ましい。
【００２８】
引き続く仕上げ焼鈍工程では、 ８２５〜１０５０℃の温度範囲に１０時間以上保持して二次再結晶を生じさせることが好ましい。焼鈍雰囲気は非酸化性雰囲気とする必要があるが、５ｖｏｌ ％以上の窒素を含有させることによって二次再結晶を安定化させることができる。また、この仕上げ焼鈍中における鋼板同士の密着を防止するために、マグネシア、アルミナ、シリカ等の粉末やシートを焼鈍分離剤として用いることも可能である。
【００２９】
さらに、積層鉄心として用いるためには、仕上げ焼鈍後の鋼板表面に絶縁コーティング処理を施すことが望ましい。かかる絶縁コーティングには、従来の電磁鋼板に用いられている無機、半有機、有機コーティングが使用できる。また、張力を付与するシリカ−りん酸塩系のコーティングを施すことも、騒音の低減および歪感受性の低減に有効である。また、コイル形状で仕上げ焼鈍を行った場合には、鋼板に張力を付与しながら ７５０〜９００ ℃の温度で平坦化焼鈍を施すのが、形状矯正および磁性改善のために有効であり、さらにかかる焼鈍の雰囲気を湿潤水素雰囲気として脱炭を併せて行うことも可能である。
【００３０】
次に、打ち抜き事におけるダレの大きさを１５％以下に低減するには、前述の温間圧延による集合組織の制御が最も効果的である。加えて、Ｓｉ量を１．５ ｍａｓｓ％以上として鋼板の強度、硬度を高めることによって、より有利に達成することができる。
【００３１】
【実施例】
実施例１
Ｃ：０．０２３ ｍａｓｓ％，Ｓｉ：３．０ ｍａｓｓ％，Ｍｎ：０．２２ｍａｓｓ％，Ａｌ：０．００６ ｍａｓｓ％およびＮ：２３ ｐｐｍを含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、連続鋳造によって製造したのち、熱間圧延により２．６ ｍｍ厚の熱延板とし、ついで１０５０℃で６０秒の熱延板焼鈍を施した。この時、平均結晶粒径は ２００μｍ を上回っていた。ついで、１回の冷間圧延で０．３５ｍｍの最終板厚に仕上げた。この冷間圧延条件を変化させることにより、表１に示すＡ〜Ｆの素材を作製した。
これらの材料を用いて、図２（ａ） 〜（ｃ） に示す３タイプの形状の分割型のステータコアを作製し、積層後、巻き線を施してステータに組み上げた。ロータは、市販の表面磁石タイプのものを用いた。このモータの定格出力は ３００Ｗで、２０００ｒｐｍ 付近での最大効率を測定した。
【００３２】
素材は、圧延方向、圧延直角方向および対角方向にエプスタイン試験片を採取し、ＪＩＳ Ｃ ２５５０に準拠して磁気特性を測定した。また、クリアランスを５％として円盤打ち抜き金型により３０ｍｍφの円盤を打ち抜き、その時に発生したダレを光学顕微鏡観察により測定した。
得られた結果を表１に併記する。
【００３３】
【表１】
【００３４】
同表から明らかなように、この発明に従う材料を使用することにより、いずれの分割タイプのコアであっても、優れた効率を得ることができた。
【００３５】
【発明の効果】
かくして、この発明によれば、分割型のコア形状を有する回転機において、その効率を安定して向上させることができる回転機器用の電磁鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ステータを作成する際の無方向性電磁鋼板の一般的な打ち抜き形状を示した図である。
【図２】ティース部とコアバック部が分割された分割型スタータの形状を示した図である。
【図３】磁束密度Ｂ５０（Ｄ） とモータ効率との関係を示したグラフである。
【図４】鋼板の剪断端面形状を示した図である。
【図５】鋼板のダレとモータ効率との関係を示したグラフである。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to an electromagnetic motor for rotating equipment which is suitably applied to a divided type motor core used for a brushless DC motor or a reluctance motor used for an automobile or the like, particularly a type wherein a teeth portion and a core back portion are divided. It relates to a steel plate.
[0002]
[Prior art]
In general, a stator of a motor or a generator is assembled by punching and laminating non-oriented electrical steel sheets into a shape as shown in FIG. 1 and winding a copper wire around the teeth 2. In the figure, reference numeral 1 denotes a stator, and reference numeral 2 denotes a core back.
[0003]
Conventionally, as a material for such a stator, a material having a small iron loss under an alternating magnetic field has been used in order to reduce a loss (iron loss) generated in the stator. In general, it is known that the grain loss of a grain-oriented electrical steel sheet is smaller than that of a non-oriented electrical steel sheet under an alternating magnetic field. The use of a grain-oriented electrical steel sheet having good magnetic properties only did not necessarily yield advantageous results.
[0004]
In order to solve the above-mentioned problem, a bi-directional electrical steel sheet is used as the iron core material, and the direction of the magnetic circuit of the stator is aligned with the easy axis of magnetization of the bi-directional electrical steel sheet, so that the electric permeability with high permeability and low iron loss is obtained. A proposal has been made to provide a child core (stator) (Patent Document 1).
When assembling a large motor or generator stator, the stator is divided in the circumferential direction, and the easy axis of magnetization of the unidirectional magnetic steel sheet is assembled in accordance with the circumferential direction of the divided stator. (Non-Patent Document 1).
However, in these methods, it has been clarified that the rotating magnetic field generated at the connection between the teeth portion of the stator and the core back portion greatly deteriorates the total iron loss. Has not been reduced.
[0005]
On the other hand, the stator is divided into a tooth portion and a core back portion, and the tooth portion and the core back portion are cut out such that the direction of the magnetic flux flowing through them is substantially the same as the easy axis of magnetization of the grain-oriented electromagnetic steel sheet. A method consisting of assembling has also been proposed (Patent Document 2).
According to this method, since it is possible to assemble using a grain-oriented electrical steel sheet only in a direction in which its magnetic properties are good, it is considered that there is not much adverse effect due to rotary iron loss.
However, even with this method, it was not possible to obtain the iron loss improving effect as good as expected.
[0006]
[Patent Document 1]
JP-A-11-355983 (Claims)
[Non-patent document 1]
H. Shimanaka, Y .; Ito, T .; Irie, K .; Matsumura, H .; Nakamura and Y. Shono "Non-Oriented Si-Steels Useful for Energy Efficient Electrical Apparatus" Energy Efficient Electronic Materials for the Month of Prospects of Physical Systems (Proc. Of Yahoo!
JP-A-10-271716 (Claims)
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been developed in view of the above situation, and it is needless to say that it has a ferromagnetic property and is suitable for a stator of a rotating machine having a divided core shape. The purpose is to propose a steel plate.
[0008]
[Means for Solving the Problems]
That is, the present invention uses Epstein test pieces (L, C and D pieces) in a rolling direction (L direction), a direction perpendicular to the rolling direction (C direction) and a diagonal direction (direction at 45 ° from the rolling direction; D direction). Of the measured magnetic properties, the iron loss W 15/50 (L) at 50 Hz and 1.5 T measured by using the L piece was 1.2 W / kg or less and 5000 measured by using the L and C pieces. The magnetic flux densities B 50 (L) and B 50 (C) at A / m are both 1.80 T or more, B 50 (D) measured using a D piece is 1.58 T or more, and the clearance is 5%. An electromagnetic steel sheet for a rotating device having a split core shape of a type in which a tooth portion and a core back portion are split, wherein sagging of a steel plate end surface when punching is 15% or less of a sheet thickness. .
[0009]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
The details of the invention will be described below.
The inventors first obtained a commercially available 500 W brushless DC motor, created a mold that could be machined into a shape equivalent to this, and punched out various steel sheet materials using this mold to create a motor. , Their performance was evaluated.
At this time, the teeth portion 2 and the core back portion 3 were divided as shown in Type 1 of FIG. That is, by dividing in this way, it is possible to select and use, in each of the teeth portion 2 and the core back portion 3, a direction showing the most excellent magnetic properties of the material along the direction in which the magnetic flux flows. This is because it is considered that the motor performance can be maximized. Normally, since the rolling direction shows the best magnetic properties, the material was processed so that the length direction of both the teeth portion and the core back portion was the rolling direction of the material.
[0010]
In evaluating the material properties, Epstein test pieces (L, C and D pieces) in the rolling direction (L direction), the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) and the diagonal direction (45 ° from the rolling direction; D direction) were used. Was used to perform magnetic measurements.
As a result of various studies on the relationship between these measured values and the motor efficiency, as shown in FIG. 3, the maximum efficiency of the motor depends on the magnetic flux density B 50 (D) in the diagonal direction. It has been found that good efficiency can be obtained only at 1.58 T or more.
FIG. 3 shows the relationship between the maximum efficiency of the motor having a rating of 500 W and B 50 (D) at that time, and other characteristic values are as follows. W 15/50 (L): 0.76 to 1.20 W / kg, B 50 (L): 1.80 to 1.93 T, B 50 (C): 1.80 to 1.89 T.
[0011]
However, even when the magnetic flux density B 50 (D) ≧ 1.58T was satisfied, there were cases where the motor efficiency was not significantly improved.
Then, the inventors paid attention to this point and conducted a more detailed investigation. As a result, they found that the shape of the end face of the steel sheet at the time of punching had a large effect on motor efficiency.
[0012]
FIG. 4 shows the shape of the sheared end face of the steel plate.
FIG. 5 shows the results of an investigation on the relationship between the sag of a steel sheet and the motor efficiency when shearing with a clearance of 5%.
The sag was determined by observing the sheared end face with an optical microscope, and was shown as a ratio to the plate thickness. The characteristic values of the used steel plates are as follows. W 15/50 (L): 0.76 to 1.20 W / kg, B 50 (L): 1.80 to 1.93 T, B 50 (C): 1.80 to 1.89 T, B 50 (D ): 1.58 to 1.68T.
As shown in FIG. 5, when the size of the sag exceeds 15%, it has been clarified that the motor efficiency is rapidly deteriorated.
[0013]
As described above, it is not always clear why good motor characteristics can be obtained only when B 50 (D) is set to 1.58 T or more and the size of sag is suppressed to 15% or less. Can be inferred.
That is, when the teeth portion and the core back portion are divided, the flow of the magnetic flux flows mainly in the longitudinal direction of the material. At this time, in the joint portion between the tooth portion and the core back portion, the core portion extends in the longitudinal direction, so that the teeth portion is subjected to a compressive stress in the width direction of the material, so that the magnetic flux further flows in the longitudinal direction. Therefore, the area where the magnetic flux flows in the diagonal direction or the right angle direction while being deviated from the longitudinal direction of the material becomes very small, and is only very near the joint. Although the influence of this part is considered to be very small in terms of volume, if the magnetic flux density of the material in this part is low, that is, if the magnetic resistance of this part is high, the magnetic flux will try to avoid this part and from the plate surface Because of the leakage, the magnetic flux of the locally concentrated leakage causes an eddy current loss in the plate surface and a so-called stray load loss.
This is considered to be a large proportion of the total loss of the motor core.
[0014]
In order to avoid such loss, it is important to improve the magnetic flux density in the longitudinal direction, that is, the diagonal direction relative to the rolling direction and the perpendicular direction to the rolling direction, and reduce the magnetic flux of locally concentrated leakage. it is conceivable that.
Further, when the sag of the steel sheet is large, it is considered that the magnetic flux hardly passes to the adjacent steel sheet at the seam portion, the leakage of the magnetic flux further increases, and the eddy current loss and the stray load loss in the plate surface are considered to increase. .
In order to reduce the eddy current loss in the plate surface, it is also important to reduce the plate thickness and to reduce the original loss of the material.
[0015]
Based on the above findings, according to the present invention, in the magnetic property measurement values using Epstein test pieces (L, C and D pieces) in the L direction, C direction and D direction, 50 Hz by the measurement using the L piece, 1. The iron loss W 15/50 (L) at 5T is set to 1.2 W / kg or less, and the magnetic flux densities B 50 (L) and B 50 (C) at 5000 A / m measured using L and C pieces. Are set to 1.80T or more, and B 50 (D) measured by using a D piece is set to 1.58T or more, and the sag of the steel sheet end face when punching with a clearance: 5% is set to 15% or less of the sheet thickness. We decided to suppress it.
[0016]
Next, the preferred composition range of the steel slab as the material of the present invention will be described. C: 0.05 mass% or less If C exceeds 0.05 mass%, it becomes difficult to remove the target to 50 ppm or less even by decarburizing annealing, which causes deterioration of iron loss due to magnetic aging. In addition, a γ phase is generated during annealing before final cold rolling, and it becomes difficult to grow crystal grains to an average grain size of 100 μm or more. For these reasons, the C content is preferably set to 0.05 mass% or less.
On the other hand, C also has the effect of promoting local deformation in crystal grains during cold rolling and promoting the development of a {100} <001> structure. Since this effect occurs at 0.003 mass% or more and becomes stronger at 0.01 mass% or more, C is preferably added at 0.01 mass% or more.
[0017]
Si: 1.5 to 4.5 mass%
Si has the effect of increasing electrical resistance and reducing iron loss. Further, since it has an effect of suppressing the generation of a γ phase during annealing before final cold rolling and promoting grain growth, it is preferable to contain 1.5 mass% or more. On the other hand, if the content exceeds 4.5 mass%, the workability is deteriorated and cracks are easily generated in the gap of the final cold rolling.
[0018]
Mn: 0.005 to 1.0 mass%
Mn is an element useful for improving hot workability, but its effect is poor when the content is less than 0.005 mass%, while secondary recrystallization becomes difficult when the content exceeds 1.0 mass%. Therefore, the content is preferably in the range of 0.005 to 1.0 mass%.
[0019]
Al: 0.001 to 0.020 mass%
If the Al content is less than 0.001 mass%, the degree of integration in the {100} <001> orientation decreases, or secondary recrystallization becomes unstable, while if it exceeds 0.020 mass%, the {110} <001> orientation Increases and the magnetic properties in the C direction deteriorate, so the Al content is preferably in the range of 0.001 to 0.020 mass%. In particular, when the Al content is in the range of 0.001 to 0.010 mass%, the iron loss after finish annealing is reduced, which is more advantageous. The reason for this is not clear, but it is considered that Al nitride or oxide inside the steel sheet is reduced. In addition, Al is reduced to 100 ppm or less in the product plate.
[0020]
Se and S in total of 150 ppm or less Se and S form a compound with Mn to suppress the growth of crystal grains, and reduce the degree of integration in the {100} <001> orientation. In particular, if the total amount exceeds 150 ppm, deterioration of the magnetic properties is inevitable, so it is preferable to control these to 150 ppm or less in total. Note that Se and S are each reduced to 50 ppm or less in the product plate.
[0021]
O: 60 ppm or less O forms an oxide in steel, suppresses the growth of crystal grains, and reduces the degree of integration in the {100} <001> orientation. Also, removal by annealing is difficult, and if it exceeds 60 ppm, deterioration of magnetic properties is unavoidable, so O is preferably set to 60 ppm or less.
[0022]
N: 50 ppm or less N forms 50% or less because N forms nitrides of Al and Si in steel, suppresses the growth of crystal grains, and reduces the degree of integration in the {100} <001> orientation. Is preferred.
[0023]
B: 1 to 100 ppm
B is a useful element that has an effect of stably expressing secondary recrystallization. However, if the content is less than 1 ppm, the effect of the addition is poor. On the other hand, if it exceeds 100 ppm, secondary recrystallization does not occur. Therefore, it is preferable to add the B content in the range of 1 to 100 ppm as necessary. The addition of a large amount causes the plate to be embrittled and is easily cracked by bending, so that the content is more preferably in the range of 1 to 20 ppm.
[0024]
In addition, in the present invention, as components for improving iron loss, Ni: 1.5 mass% or less, Cu: 0.5 mass% or less, Mo: 0.5 mass% or less, Sn: 0.5 mass% or less, Sb : 0.5 mass% or less, Cu: 1 mass% or less. Further, as long as it is 0.05 mass% or less as an unavoidable impurity, there is no particular problem even if P, Cu, Ni, Cr, Mo, or the like is included.
[0025]
Next, preferable production conditions of the steel of the present invention will be described.
The steel slab adjusted to the above preferable components is heated according to a conventional method and then hot-rolled. Next, after hot-rolled sheet annealing is performed as needed, cold rolling is performed once or twice or more with intermediate annealing therebetween to finish to a final sheet thickness.
In the present invention, it is preferable that the size of the crystal grains be 100 μm or more in the average grain size before the final cold rolling, and thus the degree of integration of the {100} <001> orientation is improved, and thus B 50 (L) And magnetic properties such as B 50 (C) can be improved. On the other hand, when the average crystal grain size is less than 100 μm or when elongated grains due to rolling remain, the {111} structure develops after the primary recrystallization, and the secondary recrystallization of the {110} <001> orientation occurs. Although the crystal easily grows and the magnetic characteristics in the L direction are improved, the magnetic characteristics in the C direction are deteriorated. Here, in order to obtain an average grain size of 100 μm or more before final cold rolling, it is effective to perform hot-rolled sheet annealing or intermediate annealing at a temperature of 900 ° C. or more and 1250 ° C. or less before final cold rolling. .
[0026]
In the final cold rolling step, it is important that the rolling reduction is 80% or more, and thus the degree of integration in the {100} <001> orientation can be advantageously improved.
Further, by performing the final cold rolling in three or more passes and performing at least one rolling pass at 120 ° C. or more and a rolling reduction of 25% or more (per pass), B 50 (D) increases, In addition, it is possible to control the texture necessary for keeping the punched shape good. The warm rolling section is not particularly limited, and the entire rolling section may be the warm rolling as described above. Here, the reason for setting the temperature of the warm rolling to 120 ° C. or higher is that if the rolling temperature is lower than 120 ° C., the effect of the temperature rise is small and the above-mentioned effects cannot be obtained. However, if the temperature exceeds 450 ° C., recovery of the introduced dislocations occurs, so that accumulation in the {100} <001> orientation cannot be expected much. Therefore, the rolling temperature is preferably about 120 to 450 ° C. Such warm rolling has the effect of most effectively increasing the degree of integration of the {100} <001> orientation when the C content is 0.01 mass% or more.
[0027]
Next, recrystallization annealing is performed. Preferably, the primary recrystallization is performed at an annealing temperature of 760 to 950 ° C. and an annealing time of 10 to 200 seconds. At this time, if the particle size of the primary recrystallized grains is too large, secondary recrystallization will not occur in the finish annealing. Here, the upper limit of the particle size varies depending on the amount of Al and the amount of impurities, but is generally about 70 μm. In order to prevent the magnetic properties from deteriorating due to magnetic aging, it is desirable that the atmosphere be a wet hydrogen atmosphere and the C content be reduced to 50 ppm or less, more preferably 30 ppm or less.
[0028]
In the subsequent finish annealing step, it is preferable to maintain the temperature in the range of 825 to 1050 ° C. for 10 hours or more to cause secondary recrystallization. The annealing atmosphere needs to be a non-oxidizing atmosphere, but secondary recrystallization can be stabilized by containing 5 vol% or more of nitrogen. Further, in order to prevent the steel sheets from sticking to each other during the finish annealing, a powder or sheet of magnesia, alumina, silica, or the like can be used as the annealing separator.
[0029]
Furthermore, in order to use it as a laminated iron core, it is desirable to apply an insulating coating treatment to the steel sheet surface after finish annealing. As the insulating coating, inorganic, semi-organic, and organic coatings used for conventional electromagnetic steel sheets can be used. Applying a silica-phosphate coating to impart tension is also effective for reducing noise and reducing strain sensitivity. Further, in the case where finish annealing is performed in a coil shape, it is effective to perform flattening annealing at a temperature of 750 to 900 ° C. while applying tension to the steel sheet, which is effective for shape correction and magnetic improvement, and is further required. It is also possible to perform the decarburization together with the annealing atmosphere as a wet hydrogen atmosphere.
[0030]
Next, in order to reduce the size of sagging in punching to 15% or less, the above-described control of texture by warm rolling is most effective. In addition, it can be achieved more advantageously by increasing the strength and hardness of the steel sheet by setting the Si content to 1.5 mass% or more.
[0031]
【Example】
Example 1
C: 0.023 mass%, Si: 3.0 mass%, Mn: 0.22 mass%, Al: 0.006 mass%, and N: 23 ppm, the balance being Fe and inevitable impurities. After the steel slab was manufactured by continuous casting, it was hot-rolled into a hot-rolled sheet having a thickness of 2.6 mm, and then annealed at 1050 ° C. for 60 seconds. At this time, the average crystal grain size exceeded 200 μm. Then, the sheet was finished to a final thickness of 0.35 mm by one cold rolling. By changing the cold rolling conditions, materials A to F shown in Table 1 were produced.
Using these materials, three types of split-type stator cores as shown in FIGS. 2A to 2C were manufactured, laminated, wound, and assembled into a stator. As the rotor, a commercially available surface magnet type rotor was used. The rated output of this motor was 300 W, and the maximum efficiency was measured at around 2000 rpm.
[0032]
For the material, Epstein test pieces were sampled in the rolling direction, the direction perpendicular to the rolling direction, and the diagonal direction, and the magnetic properties were measured in accordance with JIS C2550. Further, a 30 mmφ disk was punched out by a disk punching die with a clearance of 5%, and the sag generated at that time was measured by optical microscope observation.
The results obtained are also shown in Table 1.
[0033]
[Table 1]
[0034]
As is evident from the table, the use of the material according to the present invention was able to obtain excellent efficiency regardless of the type of the core.
[0035]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, in a rotating machine having a split core shape, it is possible to obtain an electromagnetic steel sheet for a rotating device capable of stably improving its efficiency.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a general punched shape of a non-oriented electrical steel sheet when a stator is manufactured.
FIG. 2 is a diagram showing a shape of a split type starter in which a tooth portion and a core back portion are split.
FIG. 3 is a graph showing a relationship between magnetic flux density B 50 (D) and motor efficiency.
FIG. 4 is a view showing a sheared end surface shape of a steel plate.
FIG. 5 is a graph showing a relationship between sag of a steel plate and motor efficiency.
