JP6537659B1 - マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、当該鋼板を用いたディスクブレーキロータの製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、当該鋼板を用いたディスクブレーキロータの製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】ホットスタンプにより製造した場合に、必要な特性（硬さや耐食性）を発現することのできるディスクブレーキロータを得ることの可能な、マルテンサイト系ステンレス鋼板を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０６０％、Ｎ：０．０２０〜０．０７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：０．０１％〜１．０％、Ｃｒ：１０．５〜１３.５％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１％〜０．３０％、及びＡｌ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、下記式（１）で表わされる熱間時の相バランス指標であるγpが８０〜１２０であり、結晶粒度がＧＳＮで７〜１０である。γp＝420C＋470N＋23Ni＋9Cu＋7Mn−11.5Cr−11.5Si−52Al−12Mo−47Nb−7Sn−49Ti−48Zr−49V＋189 ・・・ 式（１）なお、上記式（１）における各元素には、当該元素の含有量（質量％）が導入される。【選択図】なし
Description
本発明はマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、及び当該鋼板を用いたディスクブレーキロータの製造方法に関するものである。
従来、自動車用ディスクブレーキロータには鋳鉄が使用されてきた。その理由は、ディスクブレーキロータがパッドと接触して摩擦して発熱する際に、その発熱に対して十分な強度を維持する必要があるためである。しかしながら、鋳鉄製ディスクブレーキロータは耐食性が低いので使用中に発銹するという問題があり、しかもディスクブレーキロータがタイヤのホイール内に位置していることから、この問題は認識し辛かった。
これに対し、二輪車用のブレーキディスクロータは、目に触れ易いことから外観の意匠性が優先されるため、耐銹性に優れ、かつ、強度が高いマルテンサイト系ステンレス鋼が用いられてきた。
近年、自動車が電動化され、電気自動車やハイブリッド車が増加する状況下では、自動車への回生ブレーキの搭載が促進されている。このため、自動車のディスクブレーキに対して制動性能に関する負荷が低減し、これまで使用できないと考えられていたマルテンサイト系ステンレス鋼が使用される環境が整ってきた。
しかしながら、自動車用ディスクブレーキロータは、上述のとおり、タイヤのホイール内に位置することから、図１に示すハット形状とすることが必要となる場合が多い。このような場合、材料に極めて優れた加工性が要求されるが、マルテンサイト系ステンレス鋼は高強度であるため、加工性に乏しいという問題がある。
高強度材の加工法の１つにホットスタンプと呼ばれる手法がある。この手法は素材を高温に加熱した状態でプレス加工を行い、その後金型内で急冷して、所望形状の部材を得る手法である。この手法によれば、寸法精度を高くすることができるだけでなく、金型内での急冷中にマルテンサイトを生成させることができるので、所望形状の部材の強度を高めることも可能となる。つまり、ホットスタンプは、マルテンサイト系ステンレス鋼の加工に適した手法である。
特許文献１には、マルテンサイト系Ｃｒ含有鋼を用いるとともに、ホットスタンプを採用して製造した、自動車用ディスクブレーキロータが開示されている。
しかしながら、特許文献１に開示された技術では、鋼の成分が広範であり、しかも自動車用ディスクブレーキロータに必要な特性（例えば、硬さや耐食性）についての言及が十分になされていない。また、特許文献１には、ロータの素材についての開示もなされていない。
以上から、従来、所定の成分や組織を有する素材と、自動車用ディスクブレーキロータに必要な特性との関係を明確に示した文献はなく、換言すれば、加工性、耐食性に優れ、自動車ディスクブレーキロータに適した材料はなかったといえる。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、ホットスタンプにより製造した場合に、必要な特性（硬さや耐食性）を発現することのできるディスクブレーキロータを得ることの可能な、マルテンサイト系ステンレス鋼板及び当該鋼を用いたロータの製造方法を提供することにある。
本発明者らは、自動車用ディスクブレーキロータへの、マルテンサイト系ステンレス鋼板の適用を検討してきた。上述のとおり当該ロータはタイヤホイール内に搭載されるため、ハット形状が必須となる場合が多い。このハット形状はハット部とフランジ部との２部品に分割して準備することもできるが、通常は１部品として準備するため、鋼板からハット形状に加工することが肝要である。
一般に、鋼板をホットスタンプで加工することは、容易であると考えられている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、高温で軟質なオーステナイト相となるので加工し易いだけでなく、金型冷却で焼入れすることによりマルテンサイト変態が起こるので高強度化も達成される。従って、自動車用ディスクブレーキロータの形状や特性を考慮した場合には、マルテンサイト系ステンレス鋼板を用いるとともにホットスタンプを採用することは有利である。
このような知見の下、本発明者らは、さらに、自動車用ディスクブレーキロータへの、マルテンサイト系ステンレス鋼板の適用を検討する中で、自動車用ディスクブレーキに要求される性能を整理し、その性能を発現可能なマルテンサイト系ステンレス鋼板について検討した。その結果、本発明者らは、自動車用ディスクブレーキロータに使用するためのマルテンサイト系ステンレス鋼板に必要な特性は、以下の（Ａ）〜（Ｃ）のとおりである、との知見を得た。
（Ａ）ブレーキの制動性能を満足する強度を保持すること
（Ｂ）外観が美麗となるよう、ある程度の耐食性を有すること
（Ｃ）ハット形状に加工できること
（Ｂ）外観が美麗となるよう、ある程度の耐食性を有すること
（Ｃ）ハット形状に加工できること
（Ａ）の強度については、ブレーキ性能に直接関わる特性であり、鋼板の成分や組織を制御することによって、焼入れ後の硬さ調整を可能とし、ディスクブレーキロータに適した硬さを得ることができる。
（Ｂ）の耐食性については、外観に関わる性能であり、Ｃｒ及び耐食性向上元素の適切な添加量により優れた外観を有するディスクブレーキロータを得ることができる。
（Ｃ）のハット形状への加工性に関しては、上述のとおり、ホットスタンプを採用して加工することが適しているが、特に高温での加工性がポイントとなる。即ち、ホットスタンプの際には、鋼板を高温に曝して、大部分をオーステナイト相とする必要があるが、一部にフェライト相が残っていてもよい。大部分をオーステナイト相とした後、プレス加工を行い、次いでプレス加工で用いた金型内で冷却し、形状凍結させたままマルテンサイト変態を起こさせ、高強度化を図る。プレス加工時に鋼板に要求される特性は、オーステナイト化した鋼板のプレス加工時の温度での機械的特性（０．２％耐力及び全伸び）である。
以上により、本発明者らは、鋼板の成分と組織を調整することにより、必要な高温での機械的特性が得られることを見出し、発明を完成させた。即ち、本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
[１] 質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０６０％、
Ｎ：０．０２０〜０．０７０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％〜１．０％
Ｃｒ：１０．５〜１３.５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１％〜０．３０％、及び
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
下記式（１）で表わされる熱間時の相バランス指標であるγpが８０〜１２０であり、
結晶粒度がＧＳＮで７〜１０である
ことを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
γp＝420C＋470N＋23Ni＋9Cu＋7Mn−11.5Cr−11.5Si−52Al−12Mo−47Nb−7Sn−49Ti−48Zr−49V＋189 ・・・ 式（１）
なお、上記式（１）における各元素には、当該元素の含有量（質量％）が導入される。
Ｃ：０．０２０〜０．０６０％、
Ｎ：０．０２０〜０．０７０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
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Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％〜１．０％
Ｃｒ：１０．５〜１３.５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１％〜０．３０％、及び
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
下記式（１）で表わされる熱間時の相バランス指標であるγpが８０〜１２０であり、
結晶粒度がＧＳＮで７〜１０である
ことを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
γp＝420C＋470N＋23Ni＋9Cu＋7Mn−11.5Cr−11.5Si−52Al−12Mo−47Nb−7Sn−49Ti−48Zr−49V＋189 ・・・ 式（１）
なお、上記式（１）における各元素には、当該元素の含有量（質量％）が導入される。
[２] 質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｎ：０．００３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０５％以下、及び
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の少なくとも１種を含む、上記[１] に記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｎ：０．００３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０５％以下、及び
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の少なくとも１種を含む、上記[１] に記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
[３] ９５０℃以上１１５０℃以下の高温に、１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝した後、８００℃まで降温して測定した０．２%耐力が１００ＭＰａ以下、全伸びが８０％以上である、上記[１]又は[２]に記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
[４] 自動車ディスクブレーキロータに用いる、上記［１］〜［３］のいずれか１つに記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
[５] 上記[１]から[４]のいずれか１つに記載の熱延鋼板を、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝した後、８００℃以上でプレス加工を行い、次いでプレス加工したまま少なくとも２００℃まで冷却することを特徴とする、ディスクブレーキロータの製造方法。
[６] 室温まで冷却する、上記［５］に記載のディスクブレーキロータの製造方法。
本発明に係るマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板では、所定の成分を有するとともに、所定の組織（所定の相バランス指数γｐと、所定の結晶粒度）を有している。このため、本発明に係るマルテンサイト系ステンレス鋼板によれば、ホットスタンプにより製造した場合に、必要な特性（硬さや耐食性）を発現することのできるディスクブレーキロータを得ることができる。
以下に、本発明に係るマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板、及びディスクブレーキロータの製造方法の、各実施形態について、詳述する。
＜マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板＞
本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、自動車用ディスクブレーキロータの製造に適した、優れたホットスタンプ性と、ロータに必要な耐食性と、を得るために、成分及び組織を最適化したものである。また、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、フェライト組織がその大半を占め、ホットスタンプによる焼入れ処理後、マルテンサイト相、又はマルテンサイト相＋フェライト相の組織となる鋼板である。さらに、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、必ず炭窒化物を含んでおり、さらには、焼入れ後、わずかにオーステナイト相が残留する場合もある。
本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、自動車用ディスクブレーキロータの製造に適した、優れたホットスタンプ性と、ロータに必要な耐食性と、を得るために、成分及び組織を最適化したものである。また、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、フェライト組織がその大半を占め、ホットスタンプによる焼入れ処理後、マルテンサイト相、又はマルテンサイト相＋フェライト相の組織となる鋼板である。さらに、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、必ず炭窒化物を含んでおり、さらには、焼入れ後、わずかにオーステナイト相が残留する場合もある。
［化学成分］
まず、ロータ材として適したマルテンサイト系ステンレス鋼の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。
まず、ロータ材として適したマルテンサイト系ステンレス鋼の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：０．０２０％〜０．０６０％
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。０．０２０％未満であると、十分なマルテンサイト相が生成せず、強度が不足して好ましくない。０．０６０％を超えると、強度が高くなり過ぎ、ブレーキ鳴きが起こり易くなるため好ましくない。Ｃの好ましい範囲は、０．０２０〜０．０５０％である。なお、ブレーキ鳴きとは、ブレーキシステムに含まれるパッドとロータとの間で発生する摩擦力が原因で振動が起こる現象をいう。
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。０．０２０％未満であると、十分なマルテンサイト相が生成せず、強度が不足して好ましくない。０．０６０％を超えると、強度が高くなり過ぎ、ブレーキ鳴きが起こり易くなるため好ましくない。Ｃの好ましい範囲は、０．０２０〜０．０５０％である。なお、ブレーキ鳴きとは、ブレーキシステムに含まれるパッドとロータとの間で発生する摩擦力が原因で振動が起こる現象をいう。
Ｎ：０．０２０％〜０．０７０％
Ｎは、Ｃと同様に焼入れ後に所定の硬度を得るために必須の元素であり、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、耐食性向上にも効果がある。０．０２０％未満であると、十分なマルテンサイト相が生成せず、強度が不足して好ましくない。０．０７０％を超えると、強度が高くなり過ぎ、ブレーキ鳴きが起こり易くなるため好ましくない。Ｎの好ましい範囲は、０．０３０〜０．０７０％である。
Ｎは、Ｃと同様に焼入れ後に所定の硬度を得るために必須の元素であり、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、耐食性向上にも効果がある。０．０２０％未満であると、十分なマルテンサイト相が生成せず、強度が不足して好ましくない。０．０７０％を超えると、強度が高くなり過ぎ、ブレーキ鳴きが起こり易くなるため好ましくない。Ｎの好ましい範囲は、０．０３０〜０．０７０％である。
Ｓｉ：０．０５％〜１．０％
Ｓｉは、溶解精錬時に脱酸のために必要である他、焼入れ熱処理時に酸化スケール生成を抑制するためにも有用であり、その効果は０．０５％以上で発現する。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。このため、０．２０％以上にすることが好ましい。また、過度なＳｉの添加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％以下とする。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％以下にすることが好ましい。
Ｓｉは、溶解精錬時に脱酸のために必要である他、焼入れ熱処理時に酸化スケール生成を抑制するためにも有用であり、その効果は０．０５％以上で発現する。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。このため、０．２０％以上にすることが好ましい。また、過度なＳｉの添加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％以下とする。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％以下にすることが好ましい。
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。但し、安定して焼入れ性を確保するためには、１．１％以上にすることが好ましい。また、過度なＭｎの添加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、１．５％以下とした。なお、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％以下にすることが好ましい。
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。但し、安定して焼入れ性を確保するためには、１．１％以上にすることが好ましい。また、過度なＭｎの添加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、１．５％以下とした。なお、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％以下にすることが好ましい。
Ｐ：０．０４０％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。Ｐは熱延焼鈍板の靭性、ひいては熱延焼鈍板をホットスタンプにより焼入れした後の靭性に対しては有害な元素であるため、０．０４０％以下とする。さらに好ましくは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。
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。Ｐは熱延焼鈍板の靭性、ひいては熱延焼鈍板をホットスタンプにより焼入れした後の靭性に対しては有害な元素であるため、０．０４０％以下とする。さらに好ましくは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、Ｓは、熱間加工性を低下させ、具体的には熱延鋼板の耳割れを発生させ易くする。このため、その含有量の上限は低いほうが好ましく、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、Ｓのさらに好ましい範囲は０．００２〜０．００８％である。なお、耳割れとは、圧延板の縁において起こる現象であって、材料が圧延板の幅方向に流れるために延伸が不足し、圧延方向の張力が生じて縁が割れる現象を意味する。
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、Ｓは、熱間加工性を低下させ、具体的には熱延鋼板の耳割れを発生させ易くする。このため、その含有量の上限は低いほうが好ましく、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、Ｓのさらに好ましい範囲は０．００２〜０．００８％である。なお、耳割れとは、圧延板の縁において起こる現象であって、材料が圧延板の幅方向に流れるために延伸が不足し、圧延方向の張力が生じて縁が割れる現象を意味する。
Ｎｉ：０．０１％〜１．０％
Ｎｉは孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で安定して発揮されるため下限を０．０１％とする。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とともに高価な元素であるため、その上限を１．０％とする。Ｎｉの好ましい範囲は、０．０１〜０．２０％である。
Ｎｉは孔食の進展抑制に有効な元素であり、その効果は０．０１％以上の添加で安定して発揮されるため下限を０．０１％とする。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とともに高価な元素であるため、その上限を１．０％とする。Ｎｉの好ましい範囲は、０．０１〜０．２０％である。
Ｃｒ：１０．５％〜１３．５％
Ｃｒは、本実施形態において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。１０．５％未満では、十分な耐銹性が得られない。一方、１３．５％超ではマルテンサイト相の生成が乏しくなり、十分な強度が得られなくなる。Ｃｒのさらに好ましい範囲は、１１．０〜１２．５％である。
Ｃｒは、本実施形態において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。１０．５％未満では、十分な耐銹性が得られない。一方、１３．５％超ではマルテンサイト相の生成が乏しくなり、十分な強度が得られなくなる。Ｃｒのさらに好ましい範囲は、１１．０〜１２．５％である。
Ｃｕ：０．０１％〜１．０％
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、Ｃｕは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。これに対し、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％以上にすることが好ましい。Ｃｕの上限値のさらに好ましい値は０．５０％である。
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、Ｃｕは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。これに対し、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％以上にすることが好ましい。Ｃｕの上限値のさらに好ましい値は０．５０％である。
Ｖ：０．０１％〜０．３０％
Ｖは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料に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。０．０１％未満とすると製鋼コストの上昇を招く。また、Ｖは、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他、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０．３０％とする。なお、製造コストや製造性を考慮すると、０．０３％〜０．１５％とすることが好ましい。
Ｖは、フェライト系ステンレス鋼の合金原料に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。０．０１％未満とすると製鋼コストの上昇を招く。また、Ｖは、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他、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０．３０％とする。なお、製造コストや製造性を考慮すると、０．０３％〜０．１５％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００１％〜０．０１０％
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。一方、過剰の添加は大型の酸化物系介在物を形成し易くする。本実施形態では母相の耐銹性をコスト低減のためにぎりぎりまで低減しているため、介在物の存在が耐銹性に大きく影響する。介在物が発銹起点となり易くなるためである。このような状況下では、介在物を小さく、また少なくするため、Ａｌの上限を０．０１０％とする。Ａｌ含有量は低下させるほど好ましく、脱酸及びコストの兼ね合いから、０．００３％以下とすることが好ましい。もちろん、Ａｌは含有しいなくてもよい。なお、ここでいうＡｌの含有量はＴ．Ａｌを意味する。
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。一方、過剰の添加は大型の酸化物系介在物を形成し易くする。本実施形態では母相の耐銹性をコスト低減のためにぎりぎりまで低減しているため、介在物の存在が耐銹性に大きく影響する。介在物が発銹起点となり易くなるためである。このような状況下では、介在物を小さく、また少なくするため、Ａｌの上限を０．０１０％とする。Ａｌ含有量は低下させるほど好ましく、脱酸及びコストの兼ね合いから、０．００３％以下とすることが好ましい。もちろん、Ａｌは含有しいなくてもよい。なお、ここでいうＡｌの含有量はＴ．Ａｌを意味する。
本実施形態では、上述した各元素に加えて、耐銹性、耐熱性、熱間加工性等を向上させるために、以下の元素の少なくとも１種を含有することができる。
Ｍｏ：０．０１％〜０．５０％
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。Ｍｏは、焼入れ性の向上及び焼入れ後の耐熱性向上にも有効なため、０．０２％以上とすることがより好ましい。鋼を焼入れし次いで焼戻しすると、硬度低下が起こるが、ここで、焼入れ後の耐食性とは、その低下代が小さい度合を意味し、「焼戻し軟化抵抗」とも呼ばれる。ブレーキディスクは焼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、焼戻し軟化抵抗は重要である。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０．５０％とすることが好ましい。なお、Ｍｏのより好ましい上限は０．４０％である。
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。Ｍｏは、焼入れ性の向上及び焼入れ後の耐熱性向上にも有効なため、０．０２％以上とすることがより好ましい。鋼を焼入れし次いで焼戻しすると、硬度低下が起こるが、ここで、焼入れ後の耐食性とは、その低下代が小さい度合を意味し、「焼戻し軟化抵抗」とも呼ばれる。ブレーキディスクは焼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、焼戻し軟化抵抗は重要である。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０．５０％とすることが好ましい。なお、Ｍｏのより好ましい上限は０．４０％である。
Ｓｎ：０．００３％〜０．１０％
Ｓｎは焼入れ後の耐食性向上に有効な元素であり、０．００３％以上が好ましく、必要に応じて０．０２％以上添加することがより好ましい。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く、０．０５％以下にすることがより好ましい。
Ｓｎは焼入れ後の耐食性向上に有効な元素であり、０．００３％以上が好ましく、必要に応じて０．０２％以上添加することがより好ましい。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く、０．０５％以下にすることがより好ましい。
Ｎｂ：０．００１％〜０．３０％
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り、０．００１％以上が好ましい。さらに、Ｎｂは焼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、焼入れ後、熱を受けたときの軟化し難さを意味し、「焼戻し軟化抵抗」とも呼ばれる。しかしながら、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、靭性の低下やブレーキ鳴きの原因になるため、好ましくなく、０．３０％を上限とし、より好ましくは０．２０％を上限とする。
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り、０．００１％以上が好ましい。さらに、Ｎｂは焼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、焼入れ後、熱を受けたときの軟化し難さを意味し、「焼戻し軟化抵抗」とも呼ばれる。しかしながら、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、靭性の低下やブレーキ鳴きの原因になるため、好ましくなく、０．３０％を上限とし、より好ましくは０．２０％を上限とする。
Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉは、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、靭性の低下やブレーキ鳴きの原因になるため、その上限は０．０５％以下とすることが好ましい。また、冬季の靭性を考慮すると０．０１％以下にすることがより好ましい。但し、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ため、０．００１％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｔｉは、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、靭性の低下やブレーキ鳴きの原因になるため、その上限は０．０５％以下とすることが好ましい。また、冬季の靭性を考慮すると０．０１％以下にすることがより好ましい。但し、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ため、０．００１％以上とすることがより好ましく、０．００５％以上とすることがさらに好ましい。
Ｂ：０．０００２％〜０．００５０％
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％以上添加してもよい。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％以上とすることがさらに好ましい。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％を上限とすることが好ましい。耐食性も考慮すると０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。
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％以上添加してもよい。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％以上とすることがさらに好ましい。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％を上限とすることが好ましい。耐食性も考慮すると０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。
以上説明した各元素の他にも、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板は、残部としてＦｅと不可避的不純物含む。ここで、不可避的不純物とは、マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入するものを指す。また、不可避的不純物としては、一般的な不純物元素である前述のＰ、Ｓ、Ｖの他に、Ｚｎ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｈ、Ｇａ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、等が挙げられ、これらの元素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の少なくとも１種を含有してもよい。
［組織］
γｐ：８０〜１２０
本実施形態の熱延鋼板は、マルテンサイト系ステンレス鋼からなる。マルテンサイト相（以下、Ｍ相）を得るためには、高温でオーステナイト相（以下、γ相）を生成する必要がある。また、マルテンサイト相の量は添加成分により決まるため、各元素を相互に調整し、相バランスを取る必要がある。
γｐ：８０〜１２０
本実施形態の熱延鋼板は、マルテンサイト系ステンレス鋼からなる。マルテンサイト相（以下、Ｍ相）を得るためには、高温でオーステナイト相（以下、γ相）を生成する必要がある。また、マルテンサイト相の量は添加成分により決まるため、各元素を相互に調整し、相バランスを取る必要がある。
この相バランスを示す指標が下記式（２）で表されるγｐである。
γp＝420C＋470N＋23Ni＋9Cu＋7Mn−11.5Cr−11.5Si−52Al−12Mo−47Nb−7Sn−49Ti−48Zr−49V＋189 ・・・ 式（２）
γp＝420C＋470N＋23Ni＋9Cu＋7Mn−11.5Cr−11.5Si−52Al−12Mo−47Nb−7Sn−49Ti−48Zr−49V＋189 ・・・ 式（２）
本実施形態では、γｐが８０〜１２０であることを要する。８０未満であると高温で生成するγ相が少なくなり、焼入れ後のＭ相が少なくなり、必要な硬さが得られない。これに対し、γｐが１２０を超えると、γ相を焼入れしてもマルテンサイト変態が起こらず、安定γ相が過度に多くなってマルテンサイト相が過度に少なくなり、必要な硬さが得られない。γｐは９０〜１２０であることがより好適である。
結晶粒度ＧＳＮ：７〜１０
また、本実施形態の熱延鋼板は、ミクロ組織がフェライト相＋炭窒化物であり、そのフェライト相の粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に示す粒度番号ＧＳＮで、７〜１０が適している。７未満であると、高温でのオーステナイト相も大きくなり、ホットスタンプ時にしわが出易く延性破断するおそれがあるため好ましくない。これに対し、１０を超えると、オーステナイト相が小さくなり過ぎ、延性が低下して好ましくない。
また、本実施形態の熱延鋼板は、ミクロ組織がフェライト相＋炭窒化物であり、そのフェライト相の粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に示す粒度番号ＧＳＮで、７〜１０が適している。７未満であると、高温でのオーステナイト相も大きくなり、ホットスタンプ時にしわが出易く延性破断するおそれがあるため好ましくない。これに対し、１０を超えると、オーステナイト相が小さくなり過ぎ、延性が低下して好ましくない。
以上に示す本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼板では、所定の成分を有するとともに、所定の組織（所定の相バランス指数γｐと、所定の結晶粒度）を有している。このため、本実施形態に係るマルテンサイト系ステンレス鋼板によれば、ホットスタンプ工法に用いて自動車用ディスクブレーキロータを好適に製造することができる。
特に、本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼板は、以下の性能を示すものが好ましい。即ち、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に、１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝した後、８００℃まで降温して測定した際に、０．２%耐力が１００ＭＰａ以下、全伸びが８０％以上であることが好ましい。このような性能を示す鋼板によれば、ホットスタンプを採用して自動車用ディスクブレーキロータをさらに好適に製造することができる。
＜ディスクブレーキロータの製造方法＞
次に、本実施形態のディスクブレーキロータの製造方法について詳述する。
次に、本実施形態のディスクブレーキロータの製造方法について詳述する。
［マルテンサイト系ステンレス鋼板の準備工程］
まず、上述したマルテンサイト系ステンレス鋼板を用意する。具体的には、通常用いられる工程、即ち、溶解・鋳造、熱延、熱延板焼鈍の各工程を経て鋼板を製造することができる。ここで、熱延板焼鈍は省略してもよい。また、最終工程として、ショットブラスト、又は酸洗によるスケールを除去を採用することもできる。
まず、上述したマルテンサイト系ステンレス鋼板を用意する。具体的には、通常用いられる工程、即ち、溶解・鋳造、熱延、熱延板焼鈍の各工程を経て鋼板を製造することができる。ここで、熱延板焼鈍は省略してもよい。また、最終工程として、ショットブラスト、又は酸洗によるスケールを除去を採用することもできる。
ロータに用いられる鋼板の板厚は３〜１０ｍｍとすることが好ましい。３ｍｍ未満では熱延鋼板として製造することが困難である一方、１０ｍｍ超ではブレーキシステム全体が大きくなり過ぎるため好ましくない。
［鋼板を高温に曝す工程］
次に、所定のマルテンサイト系ステンレス鋼板を、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝す。この工程では、鋼板の組織を、フェライト相＋炭窒化物から、オーステナイト相＋炭窒化物とする。なお、オーステナイト相＋炭窒化物に加えて、一部フェライト相が残っていてもよい。
次に、所定のマルテンサイト系ステンレス鋼板を、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝す。この工程では、鋼板の組織を、フェライト相＋炭窒化物から、オーステナイト相＋炭窒化物とする。なお、オーステナイト相＋炭窒化物に加えて、一部フェライト相が残っていてもよい。
鋼板を曝す温度が９５０℃未満では、オーステナイト相が少なく、焼入れ後の硬さが低くなる一方、１１５０℃超では、加熱時のオーステナイト相の結晶粒が大きくなり過ぎ、焼入れ後の靱性等が低下するだけでなく、マルテンサイト変態を起こさない安定オーステナイト相も生成されるため焼入れ後の硬さも低下する。同様に、鋼板を曝す時間が、１０ｓｅｃ未満であれば、オーステナイト相が少なく、焼入れ後の硬さが低くなる一方、３０ｍｉｎ超では、加熱時のオーステナイト相の結晶粒が大きくなり過ぎ、焼入れ後の靱性等が低下するだけでなく、マルテンサイト変態を起こさない安定オーステナイト相も生成されるため焼入れ後の硬さも低下する。なお、所定のマルテンサイト系ステンレス鋼板を、１０００℃以上１１１０℃以下の高温に１ｍｉｎ以上２０ｍｉｎ以下の時間曝すことがより好ましい。
鋼板を高温に曝す、その温度及び時間の組み合わせについては、温度及び時間のそれぞれが上記範囲であればよいが、比較的低温を選択する場合は比較的長時間を選択し、また比較的高温を選択する場合は比較的短時間を選択することが、焼入れ後の硬さと靭性の双方をバランスよく得る上で好ましい。
［プレス加工により所定形状に加工する工程］
その後、鋼板をプレス加工により所定形状に加工する。プレス加工は、その開始時の温度を８００℃以上とすることが、マルテンサイト変態を十分に生じさせるという点で好ましい。なお、プレス加工に関するその他の諸条件について特に限定されない。このようにして、所定形状の中間体を得る。
その後、鋼板をプレス加工により所定形状に加工する。プレス加工は、その開始時の温度を８００℃以上とすることが、マルテンサイト変態を十分に生じさせるという点で好ましい。なお、プレス加工に関するその他の諸条件について特に限定されない。このようにして、所定形状の中間体を得る。
［プレス加工により所定形状に加工した中間体を冷却する工程］
さらに、プレス加工で用いた金型をそのまま使用することで、プレス加工により得られた中間体を、当該金型中でそのまま冷却し、ディスクブレーキロータを得る。この過程で、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、強度が向上する。このマルテンサイト変態後にも、ロータに、一部の残留オーステナイト相が存在することがあるが、ロータとなった時点でのミクロ組織は、基本的にはマルテンサイト相＋炭窒化物か、或いは、マルテンサイト相＋炭窒化物＋フェライト相のいずれかであればよい。但し、残留オーステナイト相が極少量（ロータ表面から板厚の１／２の深さの面で測定した場合に、面積率で５%以下）存在していることは許容される。また、炭窒化物がなくなると、粒界のピン止め効果がなくなり、高温におけるオーステナイト相の粒成長が著しくなり、粗大化するため、好ましくない。
さらに、プレス加工で用いた金型をそのまま使用することで、プレス加工により得られた中間体を、当該金型中でそのまま冷却し、ディスクブレーキロータを得る。この過程で、オーステナイト相がマルテンサイト相に変態し、強度が向上する。このマルテンサイト変態後にも、ロータに、一部の残留オーステナイト相が存在することがあるが、ロータとなった時点でのミクロ組織は、基本的にはマルテンサイト相＋炭窒化物か、或いは、マルテンサイト相＋炭窒化物＋フェライト相のいずれかであればよい。但し、残留オーステナイト相が極少量（ロータ表面から板厚の１／２の深さの面で測定した場合に、面積率で５%以下）存在していることは許容される。また、炭窒化物がなくなると、粒界のピン止め効果がなくなり、高温におけるオーステナイト相の粒成長が著しくなり、粗大化するため、好ましくない。
本実施形態のディスクブレーキロータの製造方法では、プレス加工後少なくとも２００℃まで冷却する。これにより、マルテンサイト変態が生じ、ロータが必要な硬度をえることができる。この効果をさらに高めるためには、室温まで冷却することが好ましい。
なお、本実施形態のディスクブレーキロータの製造方法においては、マルテンサイト系ステンレス鋼板が過酷なプレス加工に耐えるために、当該鋼板が、以下の機械的特性を有していることが好ましい。
即ち、本実施形態において使用する鋼板には、高温に曝した後８００℃まで降温した際に測定した０．２％耐力が１００ＭＰａ以下であり、全伸びが８０％以上であることが好ましい。１００ＭＰａを超えると、硬過ぎてプレス加工ができない一方、全伸びが８０％未満であると、プレス加工で延性破断し易くなるためである。
以下に、本願の実施例を示し、本願発明の効果を実証する。
＜実施例１＞
［熱延鋼板の作製］
表１に示す各成分の鋼Ａ１〜Ａ２４、及び鋼ａ１〜ａ２０を５０ｋｇインゴットに溶製し、熱延し、厚さ５ｍｍの熱延板を得た。その後、８５０℃、１０ｈの箱焼鈍を行い、硫酸酸洗して熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０を得た。なお、熱延鋼板ｂ１９、ｂ２０については、熱延鋼板Ｂ２と成分は同じであるが、焼鈍条件を異ならせ、ひいては結晶粒度を変更した例である。また、表１中、式（２）γｐとは、上述した式（２）におけるγｐの値である。
［熱延鋼板の作製］
表１に示す各成分の鋼Ａ１〜Ａ２４、及び鋼ａ１〜ａ２０を５０ｋｇインゴットに溶製し、熱延し、厚さ５ｍｍの熱延板を得た。その後、８５０℃、１０ｈの箱焼鈍を行い、硫酸酸洗して熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０を得た。なお、熱延鋼板ｂ１９、ｂ２０については、熱延鋼板Ｂ２と成分は同じであるが、焼鈍条件を異ならせ、ひいては結晶粒度を変更した例である。また、表１中、式（２）γｐとは、上述した式（２）におけるγｐの値である。
［熱延鋼板の機械的特性等の評価］
（高温引張）
次に、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０から、つば付き引張試験片を作製し、高温引張試験機にて、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に、１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下保持後、降温して、８００℃で引張試験（ＪＩＳ Ｇ ０５６７ に準拠）を実施し、機械的特性（０．２％耐力、全伸び）を調査した。そして、０．２%耐力が１００ＭＰａ、かつ、全伸びが８０％以上の例を合格とした。
（高温引張）
次に、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０から、つば付き引張試験片を作製し、高温引張試験機にて、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に、１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下保持後、降温して、８００℃で引張試験（ＪＩＳ Ｇ ０５６７ に準拠）を実施し、機械的特性（０．２％耐力、全伸び）を調査した。そして、０．２%耐力が１００ＭＰａ、かつ、全伸びが８０％以上の例を合格とした。
（結晶粒度（ＧＳＮ））
次いで、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０に関して、ミクロ組織観察を行い、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に示す粒度番号ＧＳＮを測定した。そして、ＧＳＮが７〜１０の例を合格とした。
次いで、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０に関して、ミクロ組織観察を行い、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に示す粒度番号ＧＳＮを測定した。そして、ＧＳＮが７〜１０の例を合格とした。
（ホットスタンプ性及びロックウェル硬さ）
また、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０から、ホットスタンプ用サンプルを採取し、１０５０℃に加熱して５ｍｉｎ保持後、取り出して図２に示すようなハット形状にホットスタンプを実施し、その成否を確認し、ハット形状に成形できた例を合格とした。なお、成形できた例については、硝ふっ酸で酸洗したのち、ブレーキ面に相当するフランジ部を、ＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠したロックウェルＣスケール（ＨＲＣ）試験による硬さ測定を行い、３０以上４０以下を合格とした。当該硬さが２５未満では使用時の変形が大きくなり過ぎる一方、４０を超えると使用時のブレーキ鳴きが大きくなるためである。
また、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０から、ホットスタンプ用サンプルを採取し、１０５０℃に加熱して５ｍｉｎ保持後、取り出して図２に示すようなハット形状にホットスタンプを実施し、その成否を確認し、ハット形状に成形できた例を合格とした。なお、成形できた例については、硝ふっ酸で酸洗したのち、ブレーキ面に相当するフランジ部を、ＪＩＳ Ｚ ２２４５に準拠したロックウェルＣスケール（ＨＲＣ）試験による硬さ測定を行い、３０以上４０以下を合格とした。当該硬さが２５未満では使用時の変形が大きくなり過ぎる一方、４０を超えると使用時のブレーキ鳴きが大きくなるためである。
（耐食性）
最後に、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０に対して、耐食性試験として、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に準拠した塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を２４ｈ実施し、発銹なしを合格、発銹ありを不合格とした。
最後に、これらの熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４、及び熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０に対して、耐食性試験として、ＪＩＳ Ｚ ２３７１に準拠した塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を２４ｈ実施し、発銹なしを合格、発銹ありを不合格とした。
表２に、上述した熱延鋼板の機械的特性等（高温引張、結晶粒度（ＧＳＮ）、ホットスタンプ性、ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）、耐食性）についての評価結果を示す。なお、表２中、〇印は、各評価において合格であることを示し、×印は各評価において不合格であることを示す。
表２によれば、本願所定の成分を有するとともに、本願所定の組織（所定の相バランス指数γｐと、所定の結晶粒度（ＧＳＮ））を有する、熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４については、本願所定の機械的性質等（高温引張、ホットスタンプ性、硬さ、耐食性）を有することが判る。従って、熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４を用いてホットスタンプを実施した場合には、必要な特性（硬さや耐食性）を発現することのできるディスクブレーキロータを得ることができる。
これに対し、本願所定の成分、及び本願所定の組織（所定の相バランス指数γｐと、所定の結晶粒度（ＧＳＮ））の少なくともいずれかを有さない、熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０については、本願所定の機械的性質等（高温引張、ホットスタンプ性、硬さ、耐食性）のうちの少なくともいずれかを有さないことが判る。従って、熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０を用いてホットスタンプを実施した場合には、必要な特性（硬さや耐食性）を発現することのできるディスクブレーキロータを得ることはできない。
以上から、本願所定のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板（熱延鋼板Ｂ１〜Ｂ２４：発明例）については、ホットスタンプ性と耐食性とのいずれについても、ディスクブレーキロータを製造するのに適切であることが証明された。これに対し、本願所定の範囲を逸脱しているマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板（熱延鋼板ｂ１〜ｂ２０：比較例）については、ホットスタンプ性と耐食性との少なくともいずれかについて、ディスクブレーキロータを製造するのに適切でないことが証明された。
＜実施例２＞
表２に示す熱延鋼板Ｂ３及び熱延鋼板Ｂ２６を用いて、表３に示す種々の条件（鋼板を曝した温度、鋼板を高温に曝した時間、プレス加工温度）でホットスタンプを実施し、ホットスタンプ部品Ｃ１〜Ｃ１６、及びホットスタンプ部品ｃ１〜ｃ１６を得た。
表２に示す熱延鋼板Ｂ３及び熱延鋼板Ｂ２６を用いて、表３に示す種々の条件（鋼板を曝した温度、鋼板を高温に曝した時間、プレス加工温度）でホットスタンプを実施し、ホットスタンプ部品Ｃ１〜Ｃ１６、及びホットスタンプ部品ｃ１〜ｃ１６を得た。
そして、ホットスタンプ部品Ｃ１〜Ｃ１６、及びホットスタンプ部品ｃ１〜ｃ１６のそれぞれに対して、実施例１で行った要領で、ホットスタンプ性、硬さ（ＨＲＣ）、及び耐食性について評価した。これらの結果を表３に併記する。なお、ホットスタンプ性について不合格であった例（表３の×印）については、硬さ及び耐食性についての評価は行っていない。
表３によれば、本願所定の製造条件（鋼板を曝した温度、鋼板を高温に曝した時間、プレス加工温度）により得られた、ホットスタンプ部品Ｃ１〜Ｃ１６については、本願所定の機械的性質等（ホットスタンプ性、硬さ、耐食性）を有することが判る。
これに対し、本願所定の製造条件（鋼板を曝した温度、鋼板を高温に曝した時間、プレス加工温度）を逸脱した製法により得られた、ホットスタンプ部品ｃ１〜ｃ１６については、本願所定のホットスタンプ性が得られないか、得られていても本願所定の硬さが得られないことが判る。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２０〜０．０６０％、
Ｎ：０．０２０〜０．０７０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｎｉ：０．０１％〜１．０％
Ｃｒ：１０．５〜１３.５％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１％〜０．３０％、及び
Ａｌ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
下記式（１）で表わされる熱間時の相バランス指標であるγpが９０〜１２０であり、
ミクロ組織がフェライト相と炭化物とからなり、前記フェライト相の粒径は、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に示す粒度番号ＧＳＮで、７〜１０である
ことを特徴とする、マルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
γp＝420C＋470N＋23Ni＋9Cu＋7Mn−11.5Cr−11.5Si−52Al−12Mo−47Nb−7Sn−49Ti−48Zr−49V＋189 ・・・ 式（１）
なお、前記式（１）における各元素には、当該元素の含有量（質量％）が導入される。 - 質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｓｎ：０．００３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０５％以下、及び
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
の少なくとも１種を含む、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。 - ９５０℃以上１１５０℃以下の高温に、１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝した後、８００℃まで降温して測定した０．２%耐力が１００ＭＰａ以下、全伸びが８０％以上である、請求項１又は２に記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
- 自動車ディスクブレーキロータに用いる、請求項１〜３のいずれか１項に記載のマルテンサイト系ステンレス熱延鋼板。
- 請求項１から４のいずれか１項に記載の熱延鋼板を、９５０℃以上１１５０℃以下の高温に１０ｓｅｃ以上３０ｍｉｎ以下の時間曝した後、８００℃以上でプレス加工を行い、次いでプレス加工したまま少なくとも２００℃まで冷却することを特徴とする、ディスクブレーキロータの製造方法。
- 室温まで冷却する、請求項５に記載のディスクブレーキロータの製造方法。
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