JP5714185B2 - ステンレス鋼製ブレーキディスクとその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、二輪車のブレーキディスクとその製造方法に関し、比較的低コストであり、耐食性や靭性、耐磨耗性に優れる二輪車用ブレーキディスク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、（Ｃ＋Ｎ）量を低減化し、かつ、それによるオーステナイト化温度範囲の縮小、つまり焼入れ温度域が狭くなることをオーステナイト形成元素である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が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。

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

ところが、高い耐熱性や焼入れ靭性、耐熱性を得るためには、合金元素量の添加量増加や、焼入れ加熱温度での保持時間の増加が必要になり、合金コスト、生産コストが上昇する。また、焼入れ組織を旧オーステナイト粒径や、光学顕微鏡によるマルテンサイト相率で定量化することは、多くの場合困難であり、品質管理に難があった。

本発明の目的は、ブレーキディスクの高効率な焼入れ条件を前提とし、靭性、耐食性、耐磨耗性に優れたブレーキディスクを、その成分設計、焼入れ加熱条件設計、組織評価技術と共に提供することである。

本発明者等は、低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の靭性に及ぼす焼入れ加熱条件や組織、成分の影響について検討した。先ず、１２％Ｃｒ−１．１％Ｍｎ−０．０６％Ｃ−０．０１％Ｎ鋼に対する９５０℃における焼入れ加熱時間が、焼入れ後の鋼の表面硬度（以下、焼入れ硬度と言う場合がある。）と靭性に及ぼす影響を調べた。図１（ａ）（ｂ）の横軸は焼入れ加熱時間（秒）、（ａ）の縦軸は焼入れ硬度、（ｂ）の縦軸は靭性である。図１（ｂ）に示すように、焼入れ加熱時間が長くなると靭性の低下が起こることが分かった。

このような靭性の低下は焼入れ組織の変化によると考えられたが、特許文献５の方法では、オーステナイト粒界を判別することができず、また特許文献６の方法でも、マルテンサイトとフェライトを明確に識別することができず、マルテンサイト比率を測定することができなかった。

そこで、組織の定量化方法として電子線後方散乱回折法（Electron Backscatter Diffraction：ＥＢＳＤ）の適用を行った。ＥＢＳＤを用いて結晶構造の異なる二相の相分率を測定することは一般に行われており、例えば二相ステンレス鋼におけるフェライトとオーステナイトの相分率測定がされている。低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼の焼入れ組織において、フェライトとマルテンサイトは同様の結晶構造を有するため、従来の方法では識別が困難である。本発明者等は、ＥＢＳＤパターンのイメージクオリティ値（ＩＱ：Image Quality）を使うことで、マルテンサイトとフェライトの識別を試み、ＩＱ値が４０００以上の組織をフェライトと仮定することにした。すなわち、高転位密度のマルテンサイト相は結晶構造の乱れを含むためにＩＱ値が低下し、フェライト相は低転位密度であるため、ＩＱ値が高くなると想定したものである。前記図１に示す結果を得るための試験で、９５０℃で５秒間保定後急冷したサンプルで測定したＩＱマッピング図を図２に示す。図２の左側のグレースケールの写真では、縞状にＩＱ値の高い組織が観察される。ＩＱ値が４０００以上と４０００未満で２値化し（図２右側の写真）、４０００以上の面積率を求めたところ３．４％であった。そこで、図１の実験サンプルについて、ＩＱマッピングより求めたＩＱ値４０００以上の面積率をフェライト相率と考え、フェライト相率が焼入れ後の靭性に及ぼす影響を調べた。図３は、図１の実験サンプルから求められた前記ＩＱ値４０００以上の面積率（％）と図１（ｂ）のシャルピー衝撃値との対比を示している。フェライト相率は焼入れ後の靭性に大きく影響し、１％以上の時に、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ^２以上になり、良好な靭性を示すことが分かった。

しかしながら、焼入れ後の靭性を向上させるためにフェライト分率を上げることは、耐食性や焼入れ硬度の低下を招くことが危惧される。発明者等は、フェライトとマルテンサイトの二相組織における、耐食性と焼入れ性を改善するシーズを探索した結果、Ｎが有効に働くことを見出した。図４では、前記図１の実験サンプルにて用いられた１２％Ｃｒ−１．１％Ｍｎ−０．０６％Ｃ鋼のＮ量を変化させ、フェライト相分率５％で焼入れた場合における、前記Ｃ鋼の耐食性と焼入れ硬度の評価結果を示した図である。図４（ａ）の焼入れ硬度（硬さＨＲｃ）はサンプル表面を研磨してロックウエル硬度Ｃスケールで評価したものであり、図４（ｂ）の耐食性（さび面積率（％））は表面を＃６００研磨仕上げした後、ＪＩＳＺ２３７１「塩水噴霧試験方法」に規定された塩水噴霧試験を４時間行った際に評価した結果である。フェライト相率が５％であっても、Ｎ量を０．０１５％以上にすることで、フェライトとマルテンサイトの二相組織において良好な耐食性と焼入れ硬度が得られることが見出された。また、Ｎ量を０．０１５％以上とすることで、さび面積率（％）が１０％以下となり、耐食性が改善することも見出した。一方、Ｎ量を０．０８％にすると、気泡起因の欠陥に起因して耐食性が悪くなり、さび面積率が４０％になった。

これらの知見を基に、焼入れ後の靭性に優れ、耐食性と焼入れ硬度に優れたブレーキディスクをその組織制御と評価技術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、本発明のフェライト系ステンレス鋼板によるステンレス鋼製ブレーキディスク及びその製造方法は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０５％〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１１．０〜１４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．１０％未満、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０６０％、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．００８０％以下含有し、式１のＡＴ値が０．０５５以上、０．０９０以下とし、式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、ＥＢＳＤパターンのイメージクオリティ値が４０００以上で規定されるフェライト相分率を１％以上１５％以下とし、表面硬度を３２ＨＲＣ以上、３８ＨＲＣ以下とし、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ ^２ 以上であるステンレス鋼製ブレーキディスク。
ＡＴ＝Ｃ＋０．８（Ｎ−Ｂ）・・・（１）
ＰＶ＝１．２Ｔｉ＋０．８Ｚｒ＋Ｎｂ＋１．１Ａｌ＋Ｏ≦０．１０・・・（２）
式１及び式２において、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｏは、それぞれの元素含有量（質量％）を意味する。
（２）更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、ＲＥＭ：０．２％以下、Ｇａ：０．３％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のステンレス鋼製ブレーキディスク。
（３）質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０５％〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１１．０〜１４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０６０％、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．００８０％以下、式１のＡＴ値が０．０５５以上、０．０９０以下とし、式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるステンレス鋼からなるブレーキディスクを、９５０℃から１０５０℃の温度範囲に加熱され、０．１秒超、５秒以下の保定をとり急冷する処理とし、加熱開始から冷却開始までの時間を５０秒以下とすることを特徴とする（１）に記載のステンレス鋼製ブレーキディスクの製造方法。
ＡＴ＝Ｃ＋０．８（Ｎ−Ｂ）・・・（１）
ＰＶ＝１．２Ｔｉ＋０．８Ｚｒ＋Ｎｂ＋１．１Ａｌ＋Ｏ≦０．１０・・・（２）
式１及び式２において、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｏは、それぞれの元素含有量（質量％）を意味する。
（４）鋼板が、更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、ＲＥＭ：０．２％以下、Ｇａ：０．３％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（３）に記載のステンレス鋼製ブレーキディスクの製造方法。

本発明の組織、組成制御技術により、優れた靭性や耐食性を有し、焼入れ硬度を規定範囲に制御することによって得られる優れた耐磨耗性を有するブレーキディスクを得ることが可能になる。その品質は、安全面からも装飾性の観点から好ましいものである。

本実施形態におけるマルテンサイト系ステンレス鋼の、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板を高周波誘導加熱装置で平均加熱速度５０℃／ｓで昇温し、９５０℃で１秒から１０分間の保定を取った後、１００℃／ｓの冷却速度で冷却して焼入れた後、シャルピー衝撃試験片を板厚ままのサブサイズ試験片で作成し、常温で試験を行ったときの、加熱温度での保持時間（焼入れ加熱時間）と（ａ）焼入れ硬度（硬さＨＲｃ）、（ｂ）靭性（シャルピー衝撃値）の関係を示したグラフである。 本実施形態におけるマルテンサイト系ステンレス鋼を高周波誘導加熱装置で平均加熱速度５０℃／ｓで昇温し、９５０℃で５秒保定を取った後、１００℃／ｓの冷却速度で冷却し焼入れた材料について、断面の組織をＥＢＳＤ装置によってＥＢＳＤパターンを測定し、得られたＥＢＳＤパターンに対してＩＱマッピングを行った結果を、グレースケールで表記したものと、ＩＱ値４０００以上と未満で二値化したグラフである。 図１に示した焼入れサンプルについて、図２の説明に記載の方法でＥＢＳＤマッピングを行い、フェライト分率を測定し、フェライト分率と靭性の関係を示したグラフである。 本実施形態と比較用のマルテンサイト系ステンレス鋼の、板厚３．０ｍｍの熱延焼鈍板を高周波誘導加熱装置で平均加熱速度５０℃／ｓで昇温し、焼入れ後の試料における断面組織のＥＢＳＤパターンのＩＱマッピングによるイメージクオリティ値が４０００以上の値を示すフェライト相率が５％に統一されるように加熱温度と保定時間を９５０〜１０５０℃で０〜５秒の範囲で制御し、１００℃／ｓの冷却速度で冷却して焼入れた後、耐食性を塩水噴霧試験で、表面硬度をロックウエル硬度計Ｃスケールで測定して、Ｎ量が（ａ）焼入れ硬度と（ｂ）耐食性に及ぼす影響を示したグラフである。

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：０．０３０〜０．０８０％
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０．０８％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０．０３０％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、０．０３０％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％〜１．０％
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、０．１０％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、１．０％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０．６０％以下が望ましい。

Ｍｎ：１．０〜１．５％
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１．０％以上で明確に現れるため、１．０％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）を劣化させるため、その含有量の上限は少ないほうが好ましく、上限を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％とし、上限を０．００８％とすることが望ましい。

Ｃｒ：１１．０〜１４．０％
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、１４．０％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、１１．０〜１４．０％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、下限を１２．０％とし、上限を１３．０％とすることが望ましい。

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０．０５％以上の添加で安定して発揮されるため下限を０．０５％とすることが好ましい。一方、多量の添加は、熱延焼鈍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０．５％とする。なお、合金コストを考慮すると下限を０．０３とし、上限を０．１５％とすることが望ましい。

Ｖ：０．００１〜０．１５％
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０．００１〜０．１５％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０．１５％とする。なお、製造コストや製造性を考慮すると、下限を０．０３％とし、上限を０．０８％とすることが望ましい。

Ｎｂ：０．１０％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。しかしながら、ブレーキディスクにおいては鳴きを発生しやすくするほか、大型介在物起点の破壊により靭性の低下を招くため、０．１０％以下とする。冬季の靭性を考慮すると好ましくは０．０１％以下にすることが望ましい。但し、Ｎｂは含有していなくても良い。

Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に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。しかしながら、Ｎｂと同様にブレーキディスクにおいては、大型の介在物を形成することで、靭性の向上や鳴きの原因になるため、その上限は０．０５％以下とする。冬季の靭性を考慮すると０．０３％以下にすることが望ましい。また、本発明において、靱性を向上することを目的とする場合、Ｔｉを０．０２％以上０．０３％以下とすることが望ましい。但し、Ｔｉは含有していなくても良い。

Ｚｒ：０．０５％以下
Ｚｒは、ＮｂやＴｉなどと同様に炭窒化物を形成してＣｒ炭窒化物の形成を抑制し耐食性を向上させる元素である。靱性を向上する効果は、Ｚｒの含有量が０．００５％近傍から発現する。一方、Ｚｒは、ＮｂやＴｉと同様にブレーキディスクにおいて、大型の介在物を形成することで、靭性の向上や鳴きの原因になるため、その上限は０．０５％以下とする。冬季の靭性を考慮すると０．０３％以下にすることが望ましい。但し、Ｚｒは含有していなくても良い。

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％以下とする。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。

Ｂ：０．０００２％以上、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％以上とする。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。

Ｏ：０．００８０％以下
Ｏは酸化物などの形態で不可避的に含まれるものであり低減することが好ましいが、過度な低減には多くの脱酸元素の添加や、精錬時間の長時間化に繋がり、コスト増になるため上限を０．００８０％とした。酸化物を起点とするプレス性の低下やブレーキディスクの靭性低下を考慮すると０．００１０％以上、０．００７０％以下が望ましい。

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。焼入れ硬度を３２ＨＲＣ以上にするには、Ｎ量を０．０１５％以上にする必要がある。一方、Ｎ量が０．０６％を超えると焼入れ硬度が３８ＨＲＣを超えて、ブレーキの鳴きが生じる。そのため、焼入れ硬度の観点において、Ｎ量の上限は、０．０６％とされる。

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、窒素の添加により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できる。その効果はＮ量が０．０１５％以上で発現するため、Ｎ量の下限を耐食性の観点からも０．０１５％とする。また、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、下限を０．０３０％とすることが望ましい。一方、気泡起因の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。また、図４（ｂ）に示されるように、さび面積率を確実に１０％未満まで低減させて耐食性の向上効果を一層確実にする観点から、Ｎ量の下限を０．０３５％とし、Ｎ量の上限を０．０５５％にすることが更に望ましい。

以上のように、ブレーキディスクに優れた耐食性と、規定範囲の焼入れ硬度を付与する観点から、Ｎ量の範囲は０．０１５％以上且つ０．０６％以下とされる。特に、耐食性の向上効果の観点を考慮すると、Ｎ量の範囲は、０．０３０％以上且つ０．０６％以下の範囲が好ましく、０．０３５％以上且つ０．０５５％以下が更に好ましい。

焼入れ硬度が３２ＨＲＣ以上３８ＨＲＣ以下
焼入れ硬度はブレーキディスクの耐磨耗性を向上させるために３２ＨＲＣ以上とする。また、硬度が高すぎると制動時に鳴きを生じるため、３８ＨＲＣ以下とする。摺動摩耗による寿命低下を考慮すると３３ＨＲＣ以上，３７ＨＲＣ以下とすることが望ましい。

ＥＢＳＤのＩＱ値が４０００以上の相分率を１％以上１５％以下とする。
ＥＢＳＤのマッピングでＩＱ値が４０００以上の組織はフェライト組織と推測されるが、フェライト組織はブレーキディスクの靭性に大きく影響し、少なすぎると靭性が低下するために１．０％以上とする。一方、ＩＱ値が４０００以上の相分率が多くなると焼入れ硬度が低下するため、その上限を１５％以下とする。焼入れ硬度や耐食性の安定化を考慮すると、ＥＢＳＤのＩＱ値が４０００以上の相分率を２％以上１０％以下にすることが望ましい。

ＡＴ＝Ｃ＋０．８（Ｎ−Ｂ）・・・（式１）；０．０５５≦ＡＴ≦０．０９０
目的とする焼入れ硬度を得るためには、マルテンサイトの硬度を支配するＣ，Ｎ量の制御が重要である。ＮはＣに較べてマルテンサイトの硬度に及ぼす影響が小さいが、フェライトからオーステナイトへの変態を促進することにより、焼入れ後の硬度を高める効果がある。Ｂは焼入れ加熱温度でも安定な窒化物や炭化物を形成し、焼入れ硬度を下げる働きがある。このため、式１のＡＴ値が０．０５５未満では、焼入れ硬度３２ＨＲＣを得るために、加熱保持時間を長くしてマルテンサイト比率を高めることが必要になり、焼入れ後の靭性を低下させる。そのためＡＴ値の下限を０．０５０とし、好ましくは０．０６０以上である。一方、ＡＴ値が０．０９０を超えると焼入れ硬度が３８ＨＲＣを超えて、焼入れ靭性を低下させ、或いはブレーキディスクの鳴きを生じる。そのためＡＴ値の上限を０．０９０とし、製造性なども考慮すると０．０８０以下とすることが好ましい。

なお、上記式１及び下記式２において、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｏは、それぞれの元素含有量（質量％）を意味する。

ＰＶ＝１．２Ｔｉ＋０．８Ｚｒ＋Ｎｂ＋１．１Ａｌ＋Ｏ≦０．１０・・・（式２）
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ａｌ等は炭窒化物を形成して焼入れ後の靭性を低下させるため、低減することが望ましい。またこれらの元素は個々の量だけでなく、複合した炭窒化物、酸化物を形成することがあるため、式２のＰＶ値で管理することが好ましい、ＰＶ値が０．１０を超えると焼入れ靭性の低下が生じる。そのためＰＶ値の上限を０．１０とし、好ましくは０．０５以下とすることが望ましい。ＰＶ値の下限は特に設定する必要はないが、極端に下げることは精錬工程の負荷を大きくするために、０．０１以上とすることが好ましい。

また、本発明では、上記元素に加えて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下の１種以上を添加することが好ましい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、溶製時にスクラップからの混入等不可避的不純物として０．０１％程度含有されることが多い、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１．０％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。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、焼戻し軟化抵抗を上げる元素であるため必要に応じて添加すれば良く、これらの効果を発揮させるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。Ｍｏはフェライト相の安定化元素であり、過度の添加は、オーステナイト単層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０．５％以下とする。ＣｒとＮとのバランスからブレーキディスクとして必要な耐食性は既に確保されていることから、０．２％以下とすることが望ましい。

Ｓｎ：０．３％以下
Ｓｎは、焼戻し軟化抵抗を上げる元素であるため必要に応じて添加すれば良く、これらの効果を発揮させるため、下限を０．０１％とすることが好ましい。Ｓｎ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０．３％以下とする。ＣｒとＮとのバランスからブレーキディスクとして必要な耐食性は既に確保されていることから、０．１％以下とすることが望ましい。

Ｓｂ：０．３％以下
Ｓｎと同様の作用効果を発現する元素として、０．３％以下で添加しても良い。下限を０．００５％とすることが好ましい。

ＲＥＭ（希土類元素）：０．２％以下
ＲＥＭは、耐酸化性の向上に有効であり、必要に応じて添加する。下限は０．００１％とすることが好ましい。また、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和し、ＲＥＭの粒化物による耐食性低下を生じるため、上限を０．２％とする。製品の加工性や製造コストを考慮すると、０．００２％〜０．０５％とすることが望ましい。本発明において、ＲＥＭは、一般的な定義に従うものであって、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ） までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。単独で添加しても良いし、混合物であっても良い。

Ｇａ：０．３％以下
Ｇａは、耐食性向上のため、０．３％以下で添加しても良い。下限は０．０００２％とすることが好ましい。０．００２０％以上が更に好ましい。

その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｔａ、Ｂｉ等を必要に応じて添加してもかまわない。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素は、できるだけ低減することが好ましい。

焼入れ加熱条件が、９５０℃から１０５０℃の温度範囲であり、保定時間を０．１秒超、５秒以下とし急冷すると共に、加熱開始から冷却開始までの時間を５０秒以下とする。
ＥＢＳＤのマッピング分析によりＩＱ値が４０００以上になる相の比率を１．０％以上１５％以下にするためには、焼入れ加熱時にオーステナイト単相組織としてはいけない。そこで、加熱温度の上限は１０５０℃以下とすると好ましい。一方、９５０℃未満ではオーステナイト比率が少なく焼入れ硬度が得られないために、加熱温度は９５０℃以上とすることが好ましい。最高加熱温度における保持時間は、加熱温度と同様に焼入れ組織のフェライトとオーステナイトの相分率に大きく影響する。フェライト相の分率を目的とする範囲内にするためには、焼入れ加熱温度での保持時間を０．１秒超とし、５秒以下とすることが必要である。加熱昇温過程における組織変化も考慮すると、加熱速度の適正範囲も存在するが、一定の加熱速度を維持することは困難であるため、加熱開始から冷却開始までの時間で制御することが効率的であり、加熱保持中の温度変動も吸収して評価することが可能である。加熱開始から冷却開始までの時間は高周波焼入れ加熱時の昇温速度から５０秒以下とする。５０秒より長くなるとオーステナイト単相組織となりブレーキディスクの靭性を損なう。また、１００℃／ｓを超える急速加熱は、設備の消耗を速めるために好ましくないことから、加熱開始から冷却開始までの時間は１０秒以上とすることが望ましい。加熱し保定の後の冷却は急冷とする。１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。金型焼入れして急冷することができる。

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硬度を実現することができる。

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スラブに鋳造した。このスラブを１２４０℃に加熱後、仕上げ温度を８００〜９５０℃の範囲内として、板厚３．６ｍｍまで熱間圧延し、熱延鋼板とし、７５０〜９００℃の温度域で巻き取った。熱延板焼鈍を８００〜９００℃の温度域まで昇温される箱焼鈍炉で行い炉冷して熱延焼鈍板とした。
熱延焼鈍板表面のスケールをショットブラストで除去した後、直径２４０ｍｍの円盤状にプレス成形した。

円盤を下記所定の条件で焼入れし、円盤表面を＃８０研磨仕上げした後、表面硬度をロックウエル硬度計Ｃスケールで評価した。また、円盤の焼入れ靱性を評価するため、円盤からシャルピー衝撃試験片を作成し、室温にて衝撃値を測定した（ＪＩＳＺ２２４２「金属材料のシャルピー試験方法」）。耐食性の評価は、表面を＃６００研磨仕上げした後、塩水噴霧試験を４時間（ＪＩＳＺ２３７１「塩水噴霧試験方法」）行い、さび面積率を測定した。断面組織をＥＢＳＤ法で測定し、ＩＱ値マッピングから、ＩＱ値が４０００以上となる相の面積率を測定した。焼入れ硬度ＨＲＣが３２以上、３８以下を合格とした。耐食性は、さび面積率が１０％以下を合格とした。尚、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ^２以上である場合、円盤の焼入れ靱性が合格であると評価した。

表１に示す各番号（Ｎｏ．）の成分を有する円盤を、ＥＢＳＤのＩＱ値が４０００以上となるように、高周波誘導加熱装置で約８０℃／ｓで昇温し、９５０〜１０５０℃の温度域で０．１秒超〜５秒以下の保持を行った後、金型焼入れして１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却した。最終的に得られたサンプルについて評価した結果を表２に示す。

表３に示す「鋼Ｎｏ．」は表１の「Ｎｏ．」に対応している。各サンプルについて表３に示す熱処理条件で焼入れ加熱を行った後、金型焼入れして１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、最終的に得られたサンプルについて品質の評価を行った。

比較例として、本発明外の組成、焼入れ加熱条件、ＩＱ値が４０００以上となる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、ＥＢＳＤのＩＱ値が４０００以上として識別されるフェライト相率を有する本発明例では、焼入れ硬度（ＨＲＣ）、焼入れ後の靭性（シャルピー衝撃値）、耐食性が良好であり、熱延疵も認められなかった。

なお、本発明例Ｎｏ．２６の鋼組成のＳｎ成分の代わりに、Ｓｂ（０．０５％）、ＲＥＭ（０．０１％）あるいはＧａ（０．００３％）を含有する以外、他の成分組成が本発明例Ｎｏ．２６と同じ成分組成を有する鋼をそれぞれ溶製した。次いで、溶製されたそれぞれの鋼から、成分組成以外、本発明例Ｎｏ．２６と同じ製造条件にて円盤状のサンプルを製造した。これらのサンプルに対して表２に示された評価項目と同じ評価を行ったところ、これらのサンプルは、本発明例Ｎｏ．２６と同等の特性を有することが確認された。

一方、表３に示すように、焼入れ加熱温度、保持時間が本発明範囲から外れる比較例では、ＩＱ値が４０００以上となるフェライト相率が本発明範囲を外れ、焼入れ硬度、シャルピー衝撃値、耐食性、表面疵の何れかが、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、Ｎｏ．３１、３４、３５、５２〜５４は、式１のＡＴ値が０．０５５未満であるか、０．０９０超であったため、焼入れ硬度が目標範囲外であった。Ｎｏ．３７、４４〜４７、５５〜５６はＰＶ値が０．１超であったため、焼入れ後の靭性が低かった。Ｎｏ．３２、３９はそれぞれ、Ｓｉ，Ｃｒ量が高かったため、焼入れ硬度が低かった。Ｎｏ．３６はＰが高く、靭性が不良であった。Ｎｏ．３８はＣｒが低かったため耐食性が不良であった。Ｎｏ．４０、４１はＮｉが低く、或いは高すぎるため、フェライト面積率が１５％を超えるか、１．０未満となったため焼入れ硬さが不良であった。Ｎｏ．４３はＶが高かったため、焼入れ硬度が低かった。Ｎｏ．４９はＢが高いためＭ₂₃(ＣＢ)₆が析出して耐食性を損ねた。Ｎｏ．５１はＮが低かったため、焼入れ硬さが低かった。また、Ｎｏ．３４では低Ｍｎのため熱延加熱時にオーステナイト粒界にＳが偏析して熱延疵を生じた。Ｎｏ．４８ではＣｕが高いため、熱延加熱時にＣｕの粒界偏析による熱間加工性の低下を生じ熱延疵が発生した。

表３の記号ａ１，ａ２、ａ５，ａ６，ａ８は焼入れ加熱時の最高加熱温度が、９５０℃未満、１０５０℃超であるか、保持時間無しまたは保定時間が５秒超、加熱開始から冷却開始までの時間（加熱・保持時間）が５０秒を超えていたため、フェライト分率が１％未満、或いは１５％超となり、焼入れ硬度やシャルピー衝撃値、塩水噴霧試験で評価された耐食性のいずれかが不合格と評価された。ａ３，ａ４，ａ７は、鋼成分が本発明範囲外であったため、ブレーキディスクの製造条件が本発明の範囲内であっても、特性を満たさず不合格と評価された。

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校正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は、ＥＢＳＤ法で評価される組織の最適化が焼入れ加熱条件の制御によってなされており、良好な靭性が得られていると共に、二相組織であっても窒素量を最適化することで耐食性の劣化がない高品質なブレーキディスクとなる。また、本発明の製造方法によって製造された成形品を、特に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、部品の寿命を長くすることができるようになり、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 (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０５％〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１１．０〜１４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０６０％、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．００８０％以下、式１のＡＴ値が０．０５５以上、０．０９０以下とし、式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、ＥＢＳＤパターンのイメージクオリティ値が４０００以上で規定されるフェライト相分率を１％以上１５％以下とし、表面硬度を３２ＨＲＣ以上、３８ＨＲＣ以下とし、シャルピー衝撃値が５０Ｊ／ｃｍ ^２ 以上であるステンレス鋼製ブレーキディスク。
   ＡＴ＝Ｃ＋０．８（Ｎ−Ｂ）・・・（１）
   ＰＶ＝１．２Ｔｉ＋０．８Ｚｒ＋Ｎｂ＋１．１Ａｌ＋Ｏ≦０．１０・・・（２）
   式１及び式２において、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｏは、それぞれの元素含有量（質量％）を意味する。
2. 更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、ＲＥＭ：０．２％以下、Ｇａ：０．３％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のステンレス鋼製ブレーキディスク。
3. 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０５％〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜１．５％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１１．０〜１４．０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．００１〜０．１５％、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１５〜０．０６０％、Ｂ：０．０００２％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．００８０％以下、式１のＡＴ値が０．０５５以上、０．０９０以下とし、式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避的不純物であるステンレス鋼からなるブレーキディスクを、
   ９５０℃以上１０５０℃以下の温度に加熱した後、当該加熱温度で０．１秒超、５秒以下の間保定した後、１００℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、加熱開始から冷却開始までの時間を５０秒以下とすることを特徴とする請求項１に記載のステンレス鋼製ブレーキディスクの製造方法。
   ＡＴ＝Ｃ＋０．８（Ｎ−Ｂ）・・・（１）
   ＰＶ＝１．２Ｔｉ＋０．８Ｚｒ＋Ｎｂ＋１．１Ａｌ＋Ｏ≦０．１０・・・（２）
   式１及び式２において、Ｎ、Ｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｏは、それぞれの元素含有量（質量％）を意味する。
4. 前記ステンレス鋼が、更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｓｎ：０．３％以下、Ｓｂ：０．３％以下、ＲＥＭ：０．２％以下、Ｇａ：０．３％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載のステンレス鋼製ブレーキディスクの製造方法。