JP6417252B2 - ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、二輪車のブレーキディスク用ステンレス鋼板とその製造方法に関し、表面や端面の性状に優れる二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼板に関するものである。

二輪車のブレーキディスクには、耐磨耗性、耐銹性、靭性等の特性が要求される。耐磨耗性は一般に硬さが高いほど大きくなる。一方、硬さが高すぎるとブレーキとパッドの間でいわゆるブレーキの鳴きが生じるため、ブレーキの硬さは、３２〜３８ＨＲＣ（ロックウエル硬さＣスケール）が求められる。これらの要求特性から、二輪車のブレーキディスクにはマルテンサイト系ステンレス鋼板が用いられている。

従来、ＳＵＳ４２０Ｊ２を焼入れ焼戻しして所望の硬さに調整し、ブレーキディスクとしていたが、この場合、焼入れと焼戻しの２つの熱処理工程を要する問題があった。これに対し、特許文献１において、ＳＵＳ４２０Ｊ２鋼の従来鋼より広い焼入れ温度範囲で、安定して所望の硬さを得ることができ、かつ、焼入れままで使用される鋼組成に関する発明が開示された。これは、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４０３、ＳＵＳ４１０Ｓ鋼と同様に低Ｃ化し、かつ、低Ｃ化によるオーステナイト単相温度域の縮小、つまり焼入れ加熱温度域が狭くなることをオーステナイト安定化元素であるＭｎ添加で補ったものである。

また、特許文献２において、低Ｍｎ鋼で焼入れままで使用されるオートバイディスクブレーキ用鋼板に関する発明が開示されている。この鋼板は、Ｍｎを低下させる代わりに、オーステナイト形成元素として同様の効果を持つ、ＮｉおよびＣｕを添加したものである。

また、最近二輪車においても車体の軽量化が望まれており、二輪ブレーキディスクの軽量化が検討されている。この場合、課題となるのが制動時の発熱に起因するディスク材軟化によるディスク変形であり、これを解決するためには、ディスク材の耐熱性を向上させる必要がある。この解決策の１つとして、焼戻し軟化抵抗の向上があり、特許文献３において、Ｎｂ、Ｍｏ添加による耐熱性向上法に関する発明が開示された。特許文献４において１０００℃を超える温度からの焼入れ処理を行うことにより優れた耐熱性を有するディスク材に関する発明が開示されている。焼戻し軟化抵抗に優れたブレーキディスクとして、特許文献５には旧オーステナイト粒の平均粒径を８μｍ以上とするマルテンサイト組織を有するブレーキディスクが、特許文献６には焼入れ後の組織の面積率で７５％以上がマルテンサイトであり、Ｎｂを０．１０％以上０．６０％以下とする発明が開示されている。

このような低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼は熱間加工性が低く熱間圧延時に幅端部に耳割れが発生し易いため、割れが生じにくいような限られた範囲に成分制御することが特許文献７に開示されている。

特許文献８には、フェライト系ステンレス鋼帯の製造方法に関し、特に、成形加工性と材質均一性に優れるフェライト系ステンレス熱延鋼帯を生産性よく製造できる製造方法に関して、シートバー加熱の最適条件が開示されている。

特開昭５７−１９８２４９号公報 特開平８−６０３０９号公報 特開２００１−２２０６５４号公報 特開２００５−１３３２０４号公報 特開２００６−３２２０７１号公報 特開２０１１−１２３４３号公報 特開２００８−２８５６９２号公報 特開２０００−６１５２４号公報

このような技術により、二輪車のディスクブレーキ用材料として普及した低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼であるが、近年ではディスクブレーキを製造する際の生産性向上が求められるようになってきた。例えば、加熱焼入れ時の加熱時間の短縮や加熱焼入れ後の研磨時間の短縮が求められている。また鋼帯の幅端部まで使用することで歩留まりを向上させることも求められている。この内、研磨時間を短縮するために単位時間当たりの研磨量を増すと加工摩擦発熱により冶具の摩耗が増加すると共に、材料の焼戻し軟化が生じるなど好ましくないため、研磨厚みを低減することが一般的である。そこで問題になってきたのが鋼帯幅端部におけるエッジシーム疵である。図１には実製品におけるエッジシーム疵の外観と断面の顕微鏡写真を示す。熱延鋼帯を製造する工程は１５０〜２５０ｍｍ厚みのスラブを１１００〜１３００℃に加熱し、粗熱間圧延機で２０〜４０ｍｍ厚みの粗バーに圧延し、その後、仕上げ熱間圧延機で板厚３〜６ｍｍまで圧延して巻き取るのが一般的である。粗熱延では張力を付与しないため、幅広がりを生じ、スラブ端面の一部が粗バーの表面となる。スラブ端面は粗熱延初期において圧延ロールに接しないため、粗度が大きく、その後圧延ロールに接するようになった時には疵の原因となる。エッジシーム疵は多くの鉄鋼材料の熱延鋼帯において認められるものである。ラボで各種ステンレス鋼の８０ｍｍ厚みの鋼塊を２０ｍｍまで熱間圧延し、端面を観察した写真を図２に示したが、鋼種毎に端面の肌荒れの程度が大きく異なることが分かる。また、ＳＵＳ４１０鋼においては、熱延加熱温度によって端面の肌荒れが大きく変化することが分かる。粗熱延時のスラブ端面における肌荒れは、スラブの結晶粒毎の結晶方位差に起因する変形様式の違いによって生じるため、結晶粒径が粗大な場合に顕著になる。例えば、普通鋼は凝固後に室温まで冷却する際にδ／γ、γ／αと２度の変態をして組織が細かくなる。

ここでδはδフェライト、γはオーステナイト、αはαフェライトを示すが、フェライトと表記した時は通常αフェライトを意味する。δフェライトはＡ４変態点以上で析出したフェライトであり、αフェライトはＡ３変態点以下で析出したフェライトである。

普通鋼は熱延加熱時に再度α／γ変態することで組織が微細になる上、粗熱延は再結晶し易いγ単相域で行うため、再結晶による結晶粒の微細化効果も加わって細粒となり、エッジシーム疵は発生しにくい。一方、フェライト系ステンレス鋼のように、凝固時のフェライト粒が一度も変態せずに、熱延加熱時まで維持される場合は、粗大粒であるためにエッジシーム疵が発生し易い。このフェライト系ステンレス鋼のように凝固後にγ単相にならない鋼では、δフェライトとαフェライトの区別をしないのが一般的である。

マルテンサイト系ステンレス鋼でも、ＳＵＳ４２０Ｊ１のように１３％Ｃｒ−０．２％Ｃであれば、熱延加熱時はオーステナイト単相であり、変態による組織の微細化とオーステナイトの再結晶による組織の微細化によりエッジシーム疵が出にくい。

しかしながら、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼では、オーステナイト単相になる温度範囲が狭く、熱延加熱時にはδフェライトとオーステナイトの二相組織となる。このときのδフェライトに起因してエッジシーム疵が発生し易く、ディスクブレーキの焼き入れ後の研磨工程において、エッジシーム疵深さを超える研磨厚みが必要になり、生産性を阻害していた。

熱延加熱温度を低くしてオーステナイト率を上げると変形抵抗の増加により熱間加工性が低下し、熱延時に耳割れが生じる問題があった。Ｃ量を上げてγ相分率を上げると焼入れ硬度が高くなりすぎた。Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ等のオーステナイト安定化元素を更に添加すると、原料コストが上がる上に、熱延板焼鈍工程で焼鈍冷却時間が長時間化し生産性を損なう問題があった。Ｃｒ量を下げてオーステナイト分率を上げると耐食性を損なう問題があった。

δフェライト分率を制御するには熱延中のδフェライト分率の変化を知ることが必要であるが、熱延板のδフェライト分率を測定することができなかった。熱延加熱時のスラブのδフェライト分率であれば状態図計算法やラボにおける熱処理試験で測定することが可能である。オーステナイトとマルテンサイトの二相組織から急冷すると、オーステナイト相はマルテンサイト組織に、δフェライト相はひずみの少ないδフェライト相として容易に区別される。しかし実際の熱延工程においてスラブが熱延加熱炉を出た後、熱間圧延を行っている間にδフェライト量がどのように変化するか知ることはできなかった。仕上熱延を終えて巻取った熱延鋼帯はオーステナイトが変態したマルテンサイト組織を含むため低靭性であり、そのままでは巻戻すことが困難である。熱延板焼鈍を箱焼鈍炉で行い、マルテンサイトをフェライトと炭化物に焼戻すことで巻戻し可能になるが、焼鈍前の熱延板組織を調査することはできなかった。熱延焼鈍後は図３に示すように、フェライトと炭化物の組織であり、δフェライト分率を測定することはできなかった。

本発明者等は、低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼の熱延焼鈍鋼板において、フェライト母相中のδフェライト分率を調べる方法について検討した。電子線後方散乱回折法（Electron Backscatter Diffraction：ＥＢＳＤ）による組織解析や光学顕微鏡観察のための種々のエッチング液を試した結果、村上試薬によりδフェライトの着色が可能であることが分かった。村上試薬はフェリシアン化カリウムの水溶液であり、液を加熱し、この中に試料を浸漬することでエッチングする。通常はオーステナイト系ステンレス鋼の凝固組織のようにオーステナイト母相に混在するδフェライトを着色することでオーステナイトとδフェライト相を区別するために用いられる。δフェライトとフェライトが混在するマルテンサイト系ステンレス鋼の熱延焼鈍鋼板においてδフェライトの識別ができるとは当初想像できなかったが、図４に示すように明確に識別することができた。図４の灰色コントラスト部分がδフェライト部分である。村上試薬によりδフェライトが着色され識別される機構は明確でないが、本発明者らの調査の結果、熱延加熱時においてδフェライト相とオーステナイト相（室温ではマルテンサイト相）ではＣｒ濃度が約１．５％異なるため、高Ｃｒのδフェライト相が村上試薬により着色され識別されたものと推測される。このような低Ｃｒのマルテンサイト系ステンレス鋼のδフェライト現出に村上試薬を用いた例はなく、わずか１．５％程度のＣｒ量差を識別できたことは新しい知見であった。この手法を用いることで、これまで分からなかったδフェライトの挙動が明らかになった。例えば、熱延加熱温度でのδフェライト量に比べて、熱延板におけるフェライト量は大きく減少していることが分かった。また、鋼帯の幅中央部に比べて幅端部のフェライト量が多く、スラブの幅端部と幅中央部で温度差が生じている可能性や表層部で脱炭によってδフェライト量が増加している可能性も考えられた。熱延焼鈍を行わない熱延鋼板についても、鋼板試料を上記のように評価することによってδフェライトの識別ができる。

エッジシーム疵とδフェライト量の関係を図５に示すが、δフェライト分率が０％のオーステナイト系ステンレス鋼ではエッジシーム疵は観察されなかった。δフェライト分率が上がるにつれてシーム疵の深さが大きくなっていくが、δフェライト分率３０％まではシーム疵深さの増加代が小さい。しかしδフェライト分率が３０％を超えると急激にシーム疵深さが大きくなることが分かる。

一方、鋼板端部の耳割れはδフェライト分率が５％より下がると発生しやすくなる。図６にはラボ熱延を行ったδフェライト分率４％、２０％の（１１％Ｃｒ、１２％Ｃｒ）−０．０４％Ｃ−１．４％Ｍｎ−０．０３％Ｎ鋼の端部形態を示すが、δフェライト分率が低くなると顕著な耳割れが発生している。

このように、熱延焼鈍鋼板、熱延鋼板のいずれも、δフェライト分率は鋼板の幅端部におけるエッジシーム疵深さや耳割れとの相関が強く、δフェライト分率を制御したマルテンサイト系ステンレス鋼であれば、耳割れがなく、エッジシーム疵深さも浅いため、ブレーキディスク製造工程における研削深さを浅くすることが可能になりブレーキディスクの生産性が向上する。更に鋼板端部ぎりぎりまで使用できるため歩留まりも向上する。

このように、表面品質を大きく左右するδフェライト分率を制御する方法としては、（１）化学組成、（２）熱延加熱温度の制御が有効と考えられる。しかし（１）の化学組成ではＣ，Ｎ量で制御するとディスクブレーキに必要な焼入れ硬さが得られなくなるため好ましくない。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ等は熱延スケール厚みに影響するほか、焼戻し軟化抵抗や、耐食性に影響すると共に、多量に添加すると合金コストが上がるなどの問題があり制御できる範囲が限られている。また（２）の熱延加熱温度でδフェライト量を調整する場合は、δフェライト量を下げるために加熱温度を１１５０℃以下にすると、オーステナイト相とわずかに残ったフェライト相との強度差によって耳割れを生じ易く、δフェライトの制御による表面品質の改善は容易でなかった。

本発明者らは、熱延焼鈍鋼板のδフェライト量と、熱延操業条件、化学組成について詳細な検討を行い、表面品質と耳割れを両立させ、かつディスクブレーキとして必要とされる硬度や耐食性を満足するために、有効な方法を見出した。すなわち、（１）熱延加熱時のδフェライト量や（２）各種特性を満足するような成分調整と共に、（３）熱延加熱炉を出て粗圧延している際の温度低下に起因するδフェライト量低下を防止する目的で、粗熱延と仕上熱延の間で、粗バーを誘導加熱等の方法で加熱昇温することが必要である。

これらの知見を基に、エッジシーム疵を軽減し、熱延鋼帯幅端部の耳割れを防止したブレーキディスク用のマルテンサイト系ステンレス鋼熱延鋼板と熱延焼鈍鋼板をその組織制御方法と共に提供することが可能になった。

本発明は、これらの知見に基づいて到ったものであり、本発明の課題を解決する手段、すなわち、本発明の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼（熱延鋼板（熱延焼鈍を行わない）、熱延焼鈍鋼板を含む。）とその製造方法は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０５％〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１１．０〜１３．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．０８％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０６０％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、（１）式で規定されるＤＦＥ値を５以上、３０以下、断面組織で観察されるδフェライト分率が面積率で５％以上、３０％以下であり、熱延板焼鈍を行わない熱延鋼板、又は、熱延焼鈍鋼板であることを特徴とする二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
ＤＦＥ＝１２（Ｃｒ＋Ｓｉ）−４３０Ｃ−４６０Ｎ−２０Ｎｉ−７Ｍｎ−８９・・・（１）式
なお、（１）式におけるＣｒ、Ｓｉ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）更に、質量％で、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（３）更に、質量％で、Ｎｂ：０．３０％以下を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（４）更に、質量％で、Ｓｎ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２％以下の１種または２種を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
（５）前記二輪車ブレーキディスク用のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、粗熱延と仕上熱延の間において粗バーを１０℃以上、５０℃以下の加熱を行うことを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。

本発明の組織、組成制御技術により、熱延鋼帯の幅端部におけるエッジシーム疵を軽減し、幅端部の耳割れを防止した二輪車ブレーキディスク用熱延鋼板と熱延焼鈍鋼板を得ることが可能になる。その品質は、ブレーキディスクの生産性や歩留まり向上の観点から好ましいものである。

ブレーキディスク用マルテンサイト鋼の熱延焼鈍鋼帯におけるエッジシーム疵の（ａ）外観と（ｂ）断面から観察した顕微鏡画像を示すものである。 エッジシーム疵の発生過程を示すために、ラボで鋳造した３００Ｌ×１８０ｗ×８０ｔ（ｍｍ）の鋼塊をラボ熱間圧延機で２０ｍｍ厚みに圧延し、幅端面を観察した写真である。 １１％Ｃｒ−１％Ｍｎ−０．０４％Ｃ−０．０４％Ｎ鋼熱延焼鈍板の一般的な断面組織を示す写真である。王水による短時間エッチングを行ったものである。 エッジシーム疵や耳割れが観察されなかった１１％Ｃｒ−１％Ｍｎ−０．０４％Ｃ−０．０４％Ｎマルテンサイト系ステンレス鋼熱延焼鈍板鋼帯のＴＤ断面におけるδフェライトの分布を示す写真である。 二輪車ディスクブレーキ用のマルテンサイト系ステンレス鋼数鋼種を熱延加熱温度を１１００〜１２８０℃まで変化させた上で、板厚３．８ｍｍまで熱間圧延し、熱延板焼鈍を行った後、熱延コイルを展開しサンプルを採取して、エッジシーム疵の深さとδフェライト量の関係を調べた図である。 １１〜１２％Ｃｒ−０．０４％Ｃ−０．５〜１．４％Ｍｎ−０．０３％Ｎ鋼のラボ５０ｍｍ厚の鋼塊をラボで１２５０℃に加熱後板厚３ｍｍに熱間圧延し、端面の耳割れに及ぼすδフェライト量の関係を調べた写真である。

以下、本発明の実施の形態について説明する。まず、本実施形態のステンレス鋼板の鋼組成を限定した理由について説明する。なお、組成についての％の表記は、特に断りのない場合は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０２５〜０．０８０％
Ｃは、焼入れ後所定の硬さを得るために必須な元素であり、所定の硬度レベルになるようにＮと組み合わせて添加する。Ｃの過剰な添加を避けてＮの効果を最大限に利用するために、本発明では０．０８０％を上限とする。これを超えて添加すると硬度が硬すぎて、ブレーキの鳴き、靭性低下等の不具合を生じるからである。硬度制御と耐食性向上の観点から上限は望ましくは、０．０６０％である。また、一方０．０２５％未満では、硬さを得るためにＮを過剰に添加しなければならないことから、０．０２５％を下限とする。焼入れ硬度の安定性の点からは０．０４０％以上とすることが望ましい。

Ｓｉ：０．０５％〜０．８％
Ｓｉは、溶解精錬時における脱酸のために必要であるほか、焼入れ熱処理時の酸化スケール生成を抑制するのにも有用でありその効果は０．０５％以上で発現するため、０．０５％以上とした。但し、Ｓｉは溶銑等の原料から混入するため、過度な低下はコスト増に繋がるため、０．２０％以上にすることが望ましい。またＳｉはオーステナイト単相温度域を狭くし、焼入れ安定性を損ねるために、０．８％以下とした。なお、オーステナイト安定化元素の添加量を低減しコストを下げるためには０．６％以下が望ましい。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、オーステナイト単相域を拡大し焼入れ性の向上に寄与する。その効果は０．５％以上で明確に現れるため、０．５％以上とする。安定して焼入れ性を確保するためには１．１％以上にすることが望ましい。但し、Ｍｎは焼入れ加熱時の酸化スケールの生成を促進し、その後の研磨負荷を増加させるため、その上限を１．５％以下とした。ＭｎＳ等の粒化物に起因する耐食性の低下も考慮すると１．３％以下が望ましい。

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは原料である溶銑やフェロクロム等の主原料中に不純物として含まれる元素である。熱延焼鈍板や焼入れ後の靭性に対しては有害な元素であるため、０．０３５％以下とする。なお、好ましくは０．０３０％以下である。過度な低減は高純度原料の使用を必須にするなど、コストの増加に繋がるため好ましくは、Ｐの下限は０．０１０％である。

Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、硫化物系介在物を形成し、鋼材の一般的な耐食性（全面腐食や孔食）を劣化させる、また、熱間加工性を低下させ熱延鋼板の耳割れ感受性を高めるため、その含有量の上限は少ないほうが好ましく、０．０１５％とする。また、Ｓの含有量は少ないほど耐食性は良好となるが、低Ｓ化には脱硫負荷が増大し、製造コストが増大するので、その下限を０．００１％とするのが好ましい。なお、好ましくは０．００１〜０．００８％である。

Ｃｒ：１１．０〜１３．５％
Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。１１．０％未満では、これらの効果は発現せず、一方で、１３．５％超ではオーステナイト単相域が縮小し焼入れ性を損ねるため、１１．０〜１３．５％とする。なお、耐食性の安定性やプレス成形性を考慮すると、１２．０％〜１３．０％が望ましい。

Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
Ｎｉは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料中に不可避的不純物として混入し、一般的に０．０１〜０．１０％の範囲で含有される。また、孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は０．０３％以上の添加で安定して発揮されるため下限を０．０３％とすることが好ましい。一方、多量の添加は、熱延焼鈍鋼板において固溶強化によるプレス成形性の低下を招くおそれがあるため、その上限を０．５０％とする。なお、合金コストを考慮すると０．０３〜０．１５％が望ましい。

Ｃｕ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕは、δフェライトを含むマルテンサイト組織の耐食性向上に有効であり、その効果は０．０１％以上で発現する。また、オーステナイト安定化元素として焼入れ性の向上のために積極的な添加が行われる場合もある。但し、過度な添加は熱間加工性の低下や、原料コストの増加に繋がるために０．０８％以下を上限とする。酸性雨による発銹などを考慮すると下限を０．０２％以上にすることが望ましい。また熱延板焼鋼板のプレス成形性も考慮すると、０．０８％以下が好ましい。

Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
Ｍｏは、δフェライトを含むマルテンサイト組織の耐食性向上に有効であり、その効果は０．０１％以上で発現するため、下限を０．０１％とする。焼き入れ性の向上および焼き入れ後の耐熱性向上にも有効なため０．０２％以上が好ましい。ここで焼き入れ後の耐熱性とは焼き入れ後の加熱により焼き戻され、硬度低下が起こるが、その低下代が小さいことを意味する。焼き戻し軟化抵抗とも言われる。ディスクブレーキは焼き入れて使用されるが、使用時のブレーキングでの抵抗発熱によりディスク材は加熱される。そのため、この特性は重要である。

Ｍｏはフェライト相の安定化元素であり、過度の添加は、オーステナイト単相温度域を狭くすることで焼入れ特性を損ねるため、その上限を０．３０％以下とする。

焼き入れ後の耐熱性の向上にはＮｂとの複合添加が望ましく、同時添加の場合は、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ：０．０５〜０．２０％が特に好ましい範囲である。

Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｖは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料に不可避的不純物として混入し、精錬工程における除去が困難であるため、一般的に０．０１〜０．１０％の範囲で含有される。また、微細な炭窒化物を形成し、ブレーキディスクの耐磨耗性を向上させるほか、耐食性の向上にも効果を有するため、必要に応じて、意図的な添加も行われる元素である。その効果は０．０２％以上の添加で安定して発現するため、下限を０．０２％とすることが好ましい。一方、過剰に添加すると、析出物の粗大化を招くおそれがあり、その結果、焼入れ後の靭性が低下してしまうため、上限を０．１０％とする。なお、製造コストや製造性を考慮すると、０．０３％〜０．０８％とすることが望ましい。

Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。その効果は０．００１％以上で得られるため、下限を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、固溶強化や大型の酸化物系介在物の形成によりブレーキディスクの靭性を損ねるため、その上限は０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下とすることが望ましい。Ａｌは含有していなくても良い。

Ｎ：０．０１５〜０．０６０％
Ｎは、本発明において非常に重要な元素のひとつである。Ｃと同様に焼入れ後に所定の硬度を得るためには必須の元素であり、所定の硬度レベルになるようにＣと組み合わせて添加する。また、焼入れ加熱時にオーステナイトとフェライトの二相組織として焼入れる場合にはＣｒ炭化物の析出、すなわち鋭敏化現象が生じやすくなり耐食性が低下することがあるが、窒素はＣｒ炭化物の析出を抑制し耐食性の向上効果を示すことがある。その効果は０．０１５％以上で発現するため、０．０１５％以上とする。一方その効果は０．０６０％で飽和し、気泡系欠陥の形成による歩留まりの低下をもたらすことが危惧されるため、０．０６０％を上限とする。不動態皮膜の強化による耐食性の向上効果も考慮すると、０．０３０％以上、０．０５０％以下の範囲にすることが望ましい。

熱延鋼板又は熱延焼鈍鋼板で観察されるδフェライトの量を５％以上、３０％以下とする。
δフェライトは熱間圧延時においてエッジシーム疵や熱延耳割れの原因となる。δフェライト分率が５％未満になると熱間加工性が低下し耳割れが発生し易くなるため５％以上とする。一方、δフェライト分率が３０％を超えると結晶粒径の粗大化によりエッジシーム疵が発生し易くなり、ブレーキディスクの焼き入れ後の研磨工程において、エッジシーム疵を研削除去するために多くの研削厚みが必要になるためδフェライト分率は３０％以下とする。なお、熱延時のδフェライトは熱延焼鈍鋼板、熱延鋼板の断面において観察されるものであり、通常の顕微鏡観察で評価するものであるが、δフェライトの組織エッチングは、村上試薬（フェリシアン化カリウムの水溶液）を加熱した溶液に試料を浸漬して行う方法が望ましい。

前記（１）式（ＤＦＥ＝１２（Ｃｒ＋Ｓｉ）−４３０Ｃ−４６０Ｎ−２０Ｎｉ−７Ｍｎ−８９）で定義されるＤＦＥ値が５以上２０以下。
ＤＦＥ値が低いとδフェライト量が少なくなり、熱延時の耳割れ発生頻度が増加するため５以上とする。またＤＦＥ値が高いと、δフェライトが多くなりエッジシーム疵が出やすくなるため、２０以下とする。なお、（１）式におけるＣｒ、Ｓｉ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

また、本発明では、上記元素に加えて、耐銹性、耐熱性、熱間加工性等を向上させるために、以下の元素を添加できる。

Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成することで、ステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化や耐食性の低下を抑制する元素である。０．００１％以上が好ましい。しかしながら、ブレーキディスクにおいては、大きいＴｉＮを形成することで、靭性の低下や鳴きの原因になるため、その上限は０．０３％以下とする。冬季の靭性を考慮すると０．０１％以下にすることが望ましい。Ｔｉは含有していなくても良い。

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、熱間加工性の向上に有効な元素であり、その効果は０．０００２％以上で発現するため、０．０００２％以上添加しても良い。より広い温度域における熱間加工性を向上させるためには０．００１０％以上とすることが望ましい。一方、過度な添加は硼化物と炭化物の複合析出により焼入れ性を損ねるため、０．００５０％を上限とする。耐食性も考慮すると０．００２５％以下が望ましい。

Ｎｂ：０．３％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成することでステンレス鋼におけるクロム炭窒化物の析出による鋭敏化や耐食性の低下を抑制する元素である。０．００１％以上が好ましい。さらに、焼き入れ後の耐熱性を大きく向上させる元素である。ここで、耐熱性とは、焼き入れ後、熱を受けたときにどの程度軟化しがたいか、つまり、焼き戻し軟化抵抗とも呼ばれる。

しかし、Ｎｂを過剰に添加した場合、ブレーキディスクにおいては、ＮｂＮを形成することで、靭性の低下や鳴きの原因になるため、好ましくなく、０．３％を上限とする。

焼き入れ後の耐熱性の向上にはＭｏとの複合添加が望ましく、同時添加の場合は、Ｍｏ：０．０５〜０．２０％、Ｎｂ：０．０５〜０．２０％が特に好ましい範囲である。

Ｓｎ：０．１％以下
Ｓｎは焼入れ後の耐食性向上に有効な元素であり、０．００１％以上が好ましく、必要に応じて０．０２％以上添加することが好ましい。但し、過度な添加は熱延時の耳割れを促進するため０．１０％以下にすることが好ましい。

Ｂｉ：０．２％以下
Ｂｉは、耐食性を向上させる元素である。その機構については明確になっていないが、発銹起点となり易いＭｎＳをＢｉ添加により微細化する効果あるため、発銹起点となる確率を低下させると考えている。０．０１％以上の添加で効果を発揮する。０．２％超添加しても効果は飽和するだけなので、上限を０．２％とする。

以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有させることができる。一般的な不純物元素である前述のＰ、Ｓを始め、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｈ、Ｇａ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、等は可能な限り低減することが好ましい。一方、これらの元素は、本発明の課題を解決する限度において、その含有割合が制御され、必要に応じて、Ｚｎ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｓｂ≦５００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｇａ≦５００ｐｐｍ、Ｔａ≦５００ｐｐｍ、Ｃａ≦１２０ｐｐｍ、Ｍｇ≦１２０ｐｐｍ、Ｚｒ≦１２０ｐｐｍの１種以上を含有する。

熱間圧延工程においては、粗圧延と仕上圧延の間において誘導加熱装置（バーヒーター）を用いて、板厚２０〜４０ｍｍの粗バーを１０℃以上、５０℃以下の加熱を行うことが好ましい。粗バーの加熱温度が１０℃以下になると、δフェライトの量が少なく、熱間加工性の低下により耳割れが発生し易くなる。一方、加熱温度が５０℃を超えると、δフェライト量が多くなりすぎるため、結晶粒径が粗大になり、粗バー端面の肌荒れが大きくなり深いエッジシーム疵が発生し易くなる。粗バーヒーターで加熱せず、その前のスラブ加熱温度を高めることでも、粗バーの温度は高くなるが、加熱温度が１２５０℃を超えると結晶粒径が粗大になり、粗圧延過程で粗バー端面の肌荒れが大きくなりエッジシーム疵が深くなるため、熱延加熱温度は１２５０℃以下が望ましい。また、１１５０℃未満ではオーステナイト母相の変形抵抗の増加とδフェライト量の低下により、少量のδフェライト相に変形が集中するために熱間変形能が低下し、耳割れが発生して歩留まりが低下するため、熱延加熱温度は１１５０℃以上が望ましい。

各請求項に記載する成分とフェライト相率を有することにより、各請求項に規定する品質を実現することができる。本発明の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼は、熱延焼鈍を行わない熱延鋼板、熱延焼鈍鋼板のいずれにおいても効果を発揮することができる。

以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

本実施例では、まず、表１に示す成分組成の鋼を溶製して２００ｍｍ厚のスラブに鋳造した。このスラブを１１５０〜１２５０℃に加熱後、粗熱延、仕上熱延を経て板厚４ｍｍの熱延鋼板とし、７５０〜９００℃の温度域で巻き取った。粗熱延と仕上圧延の間において、誘導加熱を利用した粗バーヒーターを用い、昇温条件を１０〜５０℃の範囲として、加熱した。熱延コイルに対して、引き続き熱延鋼板の焼鈍を箱型焼鈍炉で行った。最高加熱温度を８００℃以上、９００℃以下の温度域とした。熱延焼鈍鋼板表面のスケールをショットブラストで除去し、酸洗した後、エッジシーム疵、耳割れの評価を行った。
エッジシーム疵の深さが１５０μｍ未満を合格とし、目視でエッジシーム疵が確認できなかったものを判定Ｓ、目視で確認できたものを判定Ａとした。エッジシーム疵は深さ１５０μｍ以上のものがあった場合を不合格（判定Ｃ）とした。

また、耳割れは深さ１０ｍｍ以上のものが発生しなかった場合を合格（判定Ａ）とし、発生した場合を不合格（判定Ｂ）とした。また、耳割れが継続的に発生したものをランクＣとした。

また光学顕微鏡を用いて断面組織を観察し、δフェライト量を画像解析によって測定した。δフェライトの現出には村上試薬を用いた。

引き続き、熱延焼鈍−酸洗板を焼入れし、表面を＃８０研磨仕上げした後、ＪＩＳ表面硬度（焼入れ硬度）をロックウエル硬度計Ｃスケールで評価し、３２〜３８を合格、それ以外を不合格とした。ディスクブレーキの焼入れの条件は、平均加熱速度を約５０℃／ｓとし、１０００℃まで昇温後に１秒保持し、平均冷却速度約７０℃／ｓで常温まで冷却した。

また、焼き入れ後の耐熱性の評価として、５００℃、１ｈの焼き戻しを行い、表面を＃８０研磨仕上げした後、ＪＩＳ表面硬度（焼入れ硬度）をロックウエル硬度計Ｃスケールで評価し、３２未満を不合格（×）、３２以上を合格（○）とした。更に、焼き戻し温度を５３０℃とした試験も同様に行い、３２以上を合格（◎）とし、表２の「焼戻し軟化抵抗」欄に記入した。

耐食性の評価は、熱延焼鈍酸洗板表面を＃６００研磨仕上げした後、塩水噴霧試験を４時間（ＪＩＳ Ｚ ２３７１「塩水噴霧試験方法」）行い、さび面積率を測定し、さび面積率１０％以上を不合格（×）とし、それ未満を合格（○）とした。特にさび面積率がゼロであったものは、合格（◎）とした。

研磨性については、エッジシーム疵の深さが１５０μｍ以下を合格（○）とし、１５０μｍ超を不合格（×）とした。

比較例として、本発明外の組成、熱延加熱条件、熱延焼鈍板におけるδフェライトの面積率が本発明外になるサンプルについても同様の評価を行った。

表１、２から明らかなように、本発明を適用した成分組成、δフェライト面積率が５％以上、３０％以下を有する本発明例では、エッジシーム疵の品質が合格であり、耳割れ品質も合格であり、焼入れ硬度、耐熱性、耐食性も良好であった。更に、粗バーヒーターによる粗バーの加熱温度が、本発明範囲になると、エッジシーム疵の深さが更に低くなり焼き入れ後のディスクの研磨時間を短縮することが可能になった。また、耳割れ品質も更に改善して、認められなくなった。一方、本発明から外れる成分組成では熱延焼鈍板におけるδフェライト量を制御することが困難になり、エッジシーム疵品質、耳割れ品質、焼入れ硬度、焼入れ後の耐食性の何れかが、１つ以上不合格であった。これにより、比較例におけるブレーキディスクの特性が劣ることが分かる。

具体的には、試験Ｎｏ．３８、５６はＣ、Ｎが高いため、Ｎｏ．４２、５５はＣ、Ｎが低いために焼入れ硬度が目標範囲外であった。ＮＯ．４０はＳｉが低いため、Ｎｏ．５４はＶが高いために焼入れ後の研磨工程において研磨性が不良であった。Ｎｏ．４１、４２、４５、４６、５７、５８、５９、６０、６１、６２は熱延焼鈍板のδフェライト量が３０％超、或いは５％未満であったため、エッジシーム疵品質又は耳割れ評点が不良であった。Ｎｏ．４３はＰが高いため、Ｎｏ．４４はＳが高いため、Ｎｏ．５０はＣｕが高いため耳割れ評点が不良であった。

Ｎｏ．４５、４７，４９，５１、５３はそれぞれ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖが低いために耐食性が不良であった。Ｎｏ．４８，５０はＮｉ，Ｃｕを多量に添加したためにプレス成形性におとり、Ｎｏ．４６と６０〜６２はＣｒ、Ｎｏ．３９、５２はそれぞれＳｉ、Ｍｏが多量のため焼入れ性が低下し焼入れ硬度が低くなったまた、Ｎｏ．４８、５０、５２、５４は原料コストが高く、経済的に不良と判断された。また、Ｎｏ．５７はＤＦＥ値が低かったためにエッジシーム疵が不良であった。

これらの結果から、上述した知見を確認することができ、また、上述した各鋼組成及び構成を限定する根拠を裏付けることができた。

以上の説明から明らかなように、本発明のブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼板は、熱延焼鈍鋼板、熱延鋼板で観察されるδフェライト量の最適化が成分設計と熱間圧延条件の制御によってなされており、良好なエッジシーム疵品質と耳割れ品質が得られていると共に、焼入れ後の硬度や耐食性の劣化がない高品質なブレーキディスクとなる。更に、粗熱延と仕上熱延の間で粗バーをその組成に合わせた最適条件で加熱するにより、エッジシーム疵品質、耳割れ品質が更に改善された。本発明を適用した材料を、オートバイや自転車のブレーキディスクに適用することにより、歩留まりが改善し、検査の負荷が低減すると共に、研削時間の短縮による生産性の改善もできるようになり、社会的寄与度を高めることができる。つまりは、本発明は、産業上の利用可能性を十分に有する。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０５％〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１１．０〜１３．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｃｕ：０．０１〜０．０８％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０６０％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物であり、（１）式で規定されるＤＦＥ値を５以上、３０以下、断面組織で観察されるδフェライト分率が面積率で５％以上、３０％以下であり、
   熱延板焼鈍を行わない熱延鋼板、又は、熱延焼鈍鋼板であることを特徴とする二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
   ＤＦＥ＝１２（Ｃｒ＋Ｓｉ）−４３０Ｃ−４６０Ｎ−２０Ｎｉ−７Ｍｎ−８９・・・（１）式
   なお、（１）式におけるＣｒ、Ｓｉ、Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎは、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。
2. 更に、質量％で、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｂ：０．００５０％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
3. 更に、質量％で、Ｎｂ：０．３０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
4. 更に、質量％で、Ｓｎ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼。
5. 前記二輪車ブレーキディスク用のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、粗熱延と仕上熱延の間において粗バーを１０℃以上、５０℃以下の加熱を行うことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の二輪車ブレーキディスク用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。