WO2023243323A1 - ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法 - Google Patents

ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2023243323A1
WO2023243323A1 PCT/JP2023/018999 JP2023018999W WO2023243323A1 WO 2023243323 A1 WO2023243323 A1 WO 2023243323A1 JP 2023018999 W JP2023018999 W JP 2023018999W WO 2023243323 A1 WO2023243323 A1 WO 2023243323A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
stainless steel
brake disc
steel plate
disc rotor
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/018999
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
俊希 吉澤
純一 濱田
Original Assignee
日鉄ステンレス株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日鉄ステンレス株式会社 filed Critical 日鉄ステンレス株式会社
Publication of WO2023243323A1 publication Critical patent/WO2023243323A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16D—COUPLINGS FOR TRANSMITTING ROTATION; CLUTCHES; BRAKES
    • F16D65/00—Parts or details
    • F16D65/02—Braking members; Mounting thereof
    • F16D65/12—Discs; Drums for disc brakes

Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel plate for a brake disc rotor and a method for manufacturing the same, and a brake disc rotor and a method for manufacturing the same.
  • the present invention provides a stainless steel plate for brake disc rotors with excellent workability and stability of friction coefficient, and a manufacturing method thereof, and a brake disc rotor with excellent corrosion resistance and braking performance that can be made thin and lightweight, and its manufacturing method. Regarding the method.
  • Disc brakes are widely used as one type of brake system. Disc brakes convert kinetic energy into thermal energy through friction by pressing between brake pads a disc-shaped structure called a brake disc rotor (hereinafter sometimes abbreviated as “disc rotor”) that is connected to a tire. This reduces the speed of cars and motorcycles.
  • disc rotor a brake disc rotor
  • flake graphite cast iron hereinafter referred to as "cast iron” is generally used as a material for disc rotors from the viewpoints of thermal conductivity and cost.
  • Cast iron does not contain any elements that improve corrosion resistance, so it has poor corrosion resistance and will quickly develop red rust if left untreated. In the past, this red rust was not very noticeable due to the position of the disc rotor being lower than the line of sight and the unique shape of the wheel. However, due to the recent demand for improved fuel efficiency, the material of wheels has become aluminum and the spokes have become thinner, so red rust on disc rotors has become impossible to ignore. Therefore, it is desired to improve the corrosion resistance of disc rotors.
  • stainless steel is a material with excellent corrosion resistance, and martensitic SUS410-based materials are widely used in two-wheeled vehicles such as motorcycles. This is because disc rotors on motorcycles are exposed and easily visible, and corrosion resistance is important.
  • stainless steel has poorer thermal conductivity than cast iron. In motorcycles, the brake system is exposed and has excellent cooling properties, so stainless steel can be used without problems in normal use. However, even in motorcycles, under severe braking conditions such as races, the disc rotor becomes excessively heated, increasing the amount of wear on the brake pads.
  • the brake system including the tires, is housed within the wheel house, making it difficult for the disc rotor to cool down and having low thermal conductivity, which is one of the issues, so stainless steel has not been used.
  • regenerative braking which converts kinetic energy during driving into electrical energy and recovers it, has been rapidly increasing in EV, FCV, and HV vehicles. This reduces the frictional heat generated by friction between the disc rotor and the pad, opening the possibility of application to stainless steel, which has lower thermal conductivity than cast iron.
  • Disc rotors for motorcycles are ring-shaped and are manufactured by punching plate-shaped stainless steel (stainless steel plate) and then induction hardening, so large-scale processing is not required.
  • current automobile disc rotors have a so-called hat shape, which resembles a disc with the center narrowed, and are manufactured by casting. Pressing (particularly deep drawing) is required to process such a shape using a stainless steel plate as a material.
  • the stainless steel used in motorcycles is martensitic stainless steel, which has extremely high hardness, making deep drawing difficult.
  • disc rotors can be manufactured from stainless steel plates by induction hardening for motorcycles, as there is no major processing required, while for automobiles, disc rotors are manufactured by hot stamping, which is press working at high temperatures. That is, conventional martensitic stainless steel requires high-temperature heating to be formed into a hat shape.
  • ferritic stainless steel can be formed into a hat shape without high-temperature heating, ferritic stainless steel is soft and deforms during braking, resulting in poor friction coefficient stability, which is essential for safe braking. is inferior to martensitic stainless steel.
  • the reality is that with a single phase of martensitic or ferrite phase, it is difficult to achieve both energy saving by omitting high-temperature heating (quenching), workability into a hat shape, and stability of the coefficient of friction.
  • Patent Document 1 describes, in mass %, C: 0.080 to 0.120%, Cr: 16.0 to 18.0%, Si: 1.00% or less, Mn: 1.00% or less, Ni: 1.00 to 3.00%, Mo: 0 to 3.00%, Cu: 0 to 2.00%, Ti: 0 to 0.80%, Nb: 0 to 0.80%, Al: 0 to 0.200%, B: 0 to 0.010%, N: 0.020% or less, the balance being Fe and unavoidable It has a chemical composition that is an impurity, a matrix (metal base) consisting of a ferrite phase and a martensite phase, a metal structure in which the amount of the ferrite phase is 5 to 22% by volume, and a Vickers hardness HV30 of 350 to 350.
  • a matrix metal base
  • Patent Document 1 A multi-phase stainless steel sheet with a rating of 450 HV has been proposed.
  • the stainless steel plate of Patent Document 1 is intended for use in disc rotors of two-wheeled vehicles, but not for use in disc rotors of automobiles.
  • automobile disc rotors are hat-shaped and require workability into the shape and stability of the friction coefficient. There is no particular mention of.
  • stainless steel sheets used as materials for automobile disc rotors are required to have excellent processability into hat shapes.
  • disc rotors which reach temperatures ranging from low to high temperatures under various driving conditions, must be able to brake stably even if the temperature of the disc rotor increases during braking. It is also required to exhibit a certain coefficient of friction.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide a stainless steel plate for a brake disc rotor that has excellent workability and stability of the coefficient of friction, and a method for manufacturing the same. Another object of the present invention is to provide a stainless steel plate for a brake disc rotor that has excellent workability and can provide stability in the coefficient of friction. Furthermore, it is an object of the present invention to provide a brake disc rotor that has excellent corrosion resistance and braking performance and can be made thin and lightweight, and a method for manufacturing the same.
  • a stainless steel plate whose composition, proportion of ferrite phase and martensitic phase, and Vickers hardness are controlled within predetermined ranges has characteristics suitable for manufacturing brake disc rotors.
  • the above stainless steel plate is a hot-rolled plate or a cold-rolled plate having a predetermined composition, heated at a rate of 1.0°C/second or more and held at an annealing temperature of 1020°C to 1200°C for 0 seconds or more. After that, it can be manufactured by cooling at a rate of 1.0° C./second or more.
  • a hot-rolled or cold-rolled stainless steel plate having a predetermined composition is suitable as a material for a brake disc rotor manufactured by hot stamping. That is, the present invention includes the following [1] to [13].
  • a hot-rolled or cold-rolled sheet having a composition with an A value of 65 to 150 expressed by formula (1) is heated at a rate of 1.0°C/second or more to an annealing temperature of 1020°C to 1200°C.
  • a method for manufacturing a stainless steel plate for a brake disc rotor which comprises holding the plate for 0 seconds or more and then cooling it at a rate of 1.0°C/second or more.
  • a value 420C+470N+23Ni+7Mn-11.5Cr-11.5Si-47Nb-49Ti+189...(1)
  • each element symbol represents the content (%) of each element.
  • a brake disc rotor comprising a processed product of the stainless steel plate for brake disc rotors according to any one of [1] to [4].
  • [8] A method for manufacturing a brake disc rotor, which processes the stainless steel plate for brake disc rotors according to any one of [1] to [4] at room temperature.
  • a stainless steel plate for a brake disc rotor which is a hot-rolled plate or a cold-rolled plate having a composition having an A value expressed by the formula (1) from 65 to 150.
  • a value 420C+470N+23Ni+7Mn-11.5Cr-11.5Si-47Nb-49Ti+189...(1)
  • each element symbol represents the content (%) of each element.
  • a brake disc rotor comprising a processed product of the stainless steel plate for brake disc rotors according to [10] or [11].
  • a method for manufacturing a brake disc rotor which processes the stainless steel plate for brake disc rotors according to [10] or [11] by hot stamping.
  • a stainless steel plate for a brake disc rotor having excellent workability and stability of the coefficient of friction, and a method for manufacturing the same. Further, according to the present invention, it is possible to provide a stainless steel plate for a brake disc rotor that has excellent workability and can provide stability in the coefficient of friction. Further, according to the present invention, it is possible to provide a brake disc rotor that has excellent corrosion resistance and braking performance, and can be made thin and lightweight, and a method for manufacturing the same.
  • the stainless steel plate for brake disc rotors according to Embodiment 1 of the present invention contains C of 0.001% or more and less than 0.080%, and N of 0.0010 to 0.5000%. , 0.01 to 5.00% Si, 0.010 to 12.000% Mn, 0.001 to 0.100% P, and 0.0001 to 1.0000% S. 1 selected from 10.0-35.0% Cr, 0.010-5.000% Ni, 0.0001-1.0000% Nb and 0.0001-1.0000% Ti
  • the composition contains one or two species, the remainder is Fe and impurities, and has an A value of 65 to 150.
  • impurities are components that are mixed in by raw materials such as ores and scraps and various factors in the manufacturing process when stainless steel sheets are manufactured industrially, and which have an adverse effect on the present invention. It means that it is permissible within the range that does not give.
  • impurities include As and Pb.
  • the stainless steel plate according to Embodiment 1 of the present invention includes 0.001 to 3.000% Cu, 0.001 to 3.000% Mo, 0.001 to 1.000% V, and 0.0001% to 3.000% Mo. ⁇ 0.0300% B, 0.001 ⁇ 4.000% Al, 0.001 ⁇ 3.000% W, 0.0001 ⁇ 1.0000% Sn, 0.0001 ⁇ 0.0100% Mg, 0.001-0.500% Sb, 0.001-1.000% Zr, 0.001-1.000% Ta, 0.001-1.000% Hf, 0.0001-1.000% 1.0000% Co, 0.0001-0.0200% Ca, 0.001-0.500% REM, 0.0001-0.5000% Ga and 0.0010-0.1000% Bi It may further contain one or more selected from the following.
  • C is an element that is dissolved in the matrix and has a large effect on hardness. Furthermore, C forms carbides depending on heat treatment, deteriorating workability and corrosion resistance, and lowering high-temperature strength. Therefore, the C content is set to 0.001% or more and less than 0.080%. Further, since excessively reducing C leads to an increase in refining cost, the C content is preferably 0.030% or more and less than 0.080%, and more preferably 0.050 to 0.075%.
  • N is an element that forms a solid solution in the matrix and has a large effect on hardness.
  • N forms nitrides depending on heat treatment, which deteriorates workability and corrosion resistance, resulting in a decrease in high-temperature strength. Therefore, the N content is set to 0.0010 to 0.5000%. Further, since excessively reducing N leads to an increase in refining cost, the N content is preferably 0.0020 to 0.0400%, more preferably 0.0040 to 0.0200%.
  • Si is an element useful as a deoxidizing agent, and is also an element that improves oxidation resistance and high-temperature salt damage resistance.
  • the Si content is set to 0.01 to 5.00%.
  • the Si content is preferably 0.10 to 1.00% in consideration of pickling properties and toughness, and more preferably 0.30 to 0.70% in consideration of manufacturability.
  • Mn is an element added as a deoxidizing agent and also contributes to an increase in high temperature strength in a medium temperature range.
  • Mn-based oxides are formed on the surface layer at high temperatures, which tends to cause poor scale adhesion and abnormal oxidation.
  • Mo and W are added in combination, abnormal oxidation tends to occur relative to the amount of Mn, so the Mn content is set to 0.010 to 12.000%.
  • the Mn content is preferably 0.100 to 2.000%, more preferably 0.200 to 0.400%.
  • P is an impurity that is mainly mixed in from raw materials during steel manufacturing and refining, and as the content increases, toughness and weldability decrease. Therefore, it is desirable to reduce P as much as possible, but in order to reduce P to less than 0.0001%, the cost increases due to the use of low-P raw materials. Therefore, the content of P is set to 0.001% or more. On the other hand, if the content of P exceeds 0.100%, the steel becomes much harder, and the corrosion resistance, toughness, and pickling properties deteriorate, so the upper limit is set at 0.100%. Considering raw material cost, the P content is preferably 0.008 to 0.080%, more preferably 0.010 to 0.050%.
  • S is an element that deteriorates corrosion resistance and oxidation resistance, but it not only improves workability by combining with Ti and C, but also forms sulfides by combining with Cr and Mn, and exhibits lubricity. It is also an element that Since this effect appears from 0.0001%, the lower limit of the S content is set to 0.0001%. On the other hand, when S is added excessively, it combines with Ti and C, reduces the amount of solid solution Ti, and causes coarsening of precipitates, resulting in a decrease in high-temperature strength. Therefore, the upper limit of the S content is set to 1.0000%. Furthermore, in consideration of refining costs and high-temperature oxidation properties, the S content is preferably 0.0003 to 0.0100%, more preferably 0.0005 to 0.0050%.
  • Cr is an essential element for ensuring oxidation resistance and corrosion resistance. If the Cr content is low, oxidation resistance cannot be ensured, and excessive addition causes deterioration of workability and toughness, so the Cr content is set to 10.0 to 35.0%. Furthermore, in consideration of manufacturability and scale removability, the Cr content is preferably 11.0 to 19.0%, more preferably 15.0 to 17.0%.
  • Ni is an element that improves acid resistance, toughness, and high temperature strength. Since excessive addition of Ni increases costs, the Ni content is set to 0.010 to 5.000%. Considering manufacturability, the Ni content is preferably 1.000 to 3.000%, more preferably 1.800 to 2.200%.
  • Nb is an element effective in improving temper softening resistance and high-temperature strength through solid solution strengthening and precipitation strengthening of fine precipitates, and stabilizes the coefficient of friction by suppressing structural changes. Nb also has the role of fixing C and N as carbonitrides and contributing to the development of a recrystallized texture that affects the corrosion resistance and r value of the stainless steel sheet. However, excessive addition of Nb significantly hardens the steel and also degrades manufacturability, so the Nb content is set to 0.0001 to 1.0000%. Further, in consideration of raw material cost and toughness, the Nb content is preferably 0.0005 to 0.1000%, more preferably 0.0010 to 0.0300%.
  • Ti is an element that combines with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, room temperature ductility, and deep drawability.
  • adding an appropriate amount increases the solid solution amount of Mo during hot rolling annealing, improves high-temperature strength, improves temper softening resistance and thermal fatigue properties, and suppresses structural changes. to stabilize the friction coefficient.
  • excessive addition of Ti not only increases the amount of solid solution Ti and reduces room temperature ductility, but also forms coarse Ti-based precipitates, which become a starting point for cracks during hole expansion and deteriorate press workability. let Moreover, excessive addition of Ti also reduces oxidation resistance. Therefore, the Ti content is set to 0.0001 to 1.0000%. Furthermore, in consideration of the occurrence of surface flaws and toughness, the Ti content is preferably 0.0005 to 0.5000%, more preferably 0.0010 to 0.0200%.
  • a value is expressed by the following formula (1) and serves as an index of hardness and workability.
  • a value 420C+470N+23Ni+7Mn-11.5Cr-11.5Si-47Nb-49Ti+189...(1)
  • each element symbol represents the content (%) of each element.
  • Cu is an element effective in improving corrosion resistance. Furthermore, Cu improves temper softening resistance, high temperature strength, and stability of friction coefficient through precipitation strengthening due to ⁇ -Cu precipitation. Since excessive addition of Cu reduces hot workability, the Cu content is set to 0.001 to 3.000%. Furthermore, in consideration of thermal fatigue properties, manufacturability, and weldability, the Cu content is preferably 0.010 to 1.000%, more preferably 0.030 to 0.200%.
  • Mo is an effective element for solid solution strengthening at high temperatures, and also improves temper softening resistance, stability of friction coefficient, corrosion resistance, and high-temperature salt damage resistance. Since these effects appear from 0.001%, the lower limit of the Mo content is set to 0.001%. Moreover, since room temperature ductility and oxidation resistance are significantly deteriorated when Mo is added excessively, the upper limit of the Mo content is set to 3.000%. Furthermore, in consideration of thermal fatigue properties and manufacturability, the Mo content is preferably 0.010 to 1.000%, more preferably 0.030 to 0.200%.
  • V is an element that improves corrosion resistance, and its effect is expressed from 0.001%, so the lower limit of the V content is set to 0.001%. Furthermore, if too much V is added, the precipitates will become coarse and the stability of tempering, softening resistance, high-temperature strength, and coefficient of friction will deteriorate, as well as the oxidation resistance will deteriorate, so the upper limit of the V content should be set to 1. 000%. Further, in consideration of manufacturing cost and manufacturability, the V content is preferably 0.010 to 0.500%, more preferably 0.030 to 0.100%.
  • B is an element that improves secondary workability during press molding, high temperature strength, and thermal fatigue properties. B brings about fine precipitation such as the Laves phase, exhibits long-term stability of precipitation strengthening, and contributes to suppressing strength reduction and improving thermal fatigue life. These effects are exhibited when the B content is 0.0001% or more. On the other hand, excessive addition of B causes hardening, deteriorates intergranular corrosion and oxidation resistance, and also causes weld cracking, so the upper limit of the B content is set to 0.0300%. Further, in consideration of corrosion resistance and manufacturing cost, the content of B is preferably 0.0005 to 0.0200%, more preferably 0.0010 to 0.0100%.
  • Al is added as a deoxidizing element and is also an element that improves oxidation resistance. Furthermore, Al is useful as a solid solution strengthening element for improving high temperature strength and tempering softening resistance. These effects are stably expressed when the Al content is 0.001% or more. On the other hand, excessive addition of Al causes hardness and significantly reduces uniform elongation, as well as significantly reduces toughness, so the upper limit of Al is set at 4.000%. Furthermore, in consideration of the occurrence of surface flaws, weldability, and manufacturability, the Al content is preferably 0.0015 to 0.100%, more preferably 0.002 to 0.040%.
  • W is an effective element for solid solution strengthening at high temperatures, and also produces a Laves phase (Fe 2 W) to provide precipitation strengthening.
  • the Laves phase of Fe 2 (Mo, W) precipitates, but when W is added, the coarsening of this Laves phase is suppressed, the precipitation strengthening ability is improved, and the tempering softening resistance is also improved. improves.
  • the W content is 0.001% or more.
  • the W content exceeds 3.000%, the cost increases and room temperature ductility decreases, so the upper limit of the W content is set to 3.000%.
  • the W content is preferably 0.001 to 1.500%.
  • Sn is an element that improves corrosion resistance and improves high temperature strength in the medium temperature range. These effects are exhibited when the Sn content is 0.0001% or more. On the other hand, when the Sn content exceeds 1.0000%, the manufacturability and toughness are significantly reduced, so the upper limit of the Sn content is set to 1.0000%. Further, in consideration of oxidation resistance and manufacturing cost, the Sn content is preferably 0.0005 to 0.1000%, more preferably 0.0010 to 0.0100%.
  • Mg is an element that is sometimes added as a deoxidizing element and also contributes to making the structure of the slab finer and improving workability. Moreover, the Mg oxide produced by the addition of Mg becomes a precipitation site for carbonitrides such as Ti(C,N), and has the effect of finely dispersing and precipitating these. These effects occur when the Mg content is 0.0001% or more and contribute to improving toughness. However, since excessive addition of Mg leads to deterioration of weldability, corrosion resistance, and surface quality, the upper limit of the Mg content is set to 0.0100%. Considering the refining cost, the Mg content is preferably 0.0003 to 0.0010%.
  • Sb contributes to improving corrosion resistance and high temperature strength. These effects are exhibited when the Sb content is 0.001% or more. However, if the Sb content exceeds 0.500%, slab cracking or ductility reduction may occur excessively during the production of stainless steel sheets, so the upper limit of the Sb content is set to 0.500%. Furthermore, in consideration of refining costs and manufacturability, the Sb content is preferably 0.010 to 0.300%.
  • Zr is a carbonitride-forming element like Ti, and is an element that improves corrosion resistance and deep drawability. These effects are exhibited when the Zr content is 0.001% or more. On the other hand, if the Zr content exceeds 1.000%, the productivity deteriorates significantly, so the upper limit of the Zr content is set to 1.000%. Furthermore, in consideration of cost and surface quality, the Zr content is preferably 0.001 to 0.200%.
  • Ta and Hf are elements that combine with C and N and contribute to improving toughness. This effect is expressed when each content of Ta and Hf is 0.001% or more. However, if the content of each of Ta and Hf exceeds 1.000%, the cost will increase and the productivity will deteriorate significantly, so the upper limit of the content of each of Ta and Hf is set at 1.000%. do. Furthermore, in consideration of refining cost and manufacturability, the respective contents of Ta and Hf are preferably 0.010 to 0.080%.
  • Co is an element that contributes to improving high temperature strength. This effect occurs when the Co content is 0.0001% or more. However, if the Co content exceeds 1.0000%, it will lead to toughness deterioration, so the upper limit of the Co content is set to 1.0000%. Further, in consideration of refining cost and manufacturability, the Co content is preferably 0.0005 to 0.2000%, more preferably 0.0010 to 0.1000%.
  • Ca is an element added for desulfurization. This effect is expressed when the Ca content is 0.0001% or more. However, when the Ca content exceeds 0.0200%, coarse CaS is generated and the toughness and corrosion resistance are deteriorated, so the upper limit of the Ca content is set to 0.0200%. Further, in consideration of refining cost and manufacturability, the Ca content is preferably 0.0003 to 0.0020%.
  • REM rare earth element
  • REM is an element that contributes to improving toughness and oxidation resistance by making various precipitates finer. These effects appear when the REM content is 0.001% or more. However, when the REM content exceeds 0.500%, castability deteriorates significantly and ductility decreases, so the upper limit of the REM content is set to 0.500%. Furthermore, in consideration of refining costs and manufacturability, the REM content is preferably 0.001 to 0.050%. Note that, according to a general definition, REM is a general term for two elements, scandium (Sc) and yttrium (Y), and 15 elements (lanthanoids) from lanthanum (La) to lutetium (Lu). These elements may be added singly or in a mixture of two or more.
  • Ga is an element that contributes to improving corrosion resistance and suppressing hydrogen embrittlement. These effects are exhibited when the Ga content is 0.0001% or more. However, if the Ga content exceeds 0.5000%, manufacturability decreases and costs increase, so the upper limit of the Ga content is set to 0.5000%. Furthermore, in consideration of ductility and toughness, the upper limit of the Ga content is preferably 0.0020%.
  • Bi is an element that suppresses roping that occurs during cold rolling and improves manufacturability. This effect occurs when the Bi content is 0.0010% or more. However, when the Bi content exceeds 0.1000%, hot workability deteriorates, so the upper limit of the Bi content is set to 0.1000%. Further, from the viewpoint of stably obtaining the above effects, the Bi content is preferably 0.0012 to 0.0800%.
  • the stainless steel sheet according to Embodiment 1 of the present invention has a ferrite phase ratio of 1.0 to 50.0%, a martensitic phase ratio of 50.0 to 99.0%, and a Vickers phase ratio of 1.0 to 50.0%. It is characterized by a hardness of 300 to 400 HV.
  • the metallographic structure of the stainless steel sheet is a single phase structure of martensitic phase or a two-phase structure of ferrite phase and martensitic phase. Further, in the metal structure of the stainless steel sheet, the remainder other than each phase is inclusions and precipitates.
  • the ratio of ferrite phase and martensitic phase is related to workability and stability of friction coefficient. In particular, by setting the proportion of the ferrite phase to 1.0 to 50.0%, the processability is improved, and in particular, it becomes possible to form the material into a hat shape even at room temperature.
  • the proportion of the ferrite phase exceeds 50.0%, the stainless steel plate becomes excessively soft and deforms when used as a brake disc rotor, impairing the stability of the coefficient of friction. Furthermore, when the proportion of the ferrite phase is less than 1.0%, the stainless steel sheet becomes hard and the workability is impaired.
  • the proportion of the ferrite phase is preferably 5.0 to 50.0%, more preferably 10.0 to 50.0%, from the viewpoint of improving workability into complex shapes. Furthermore, by setting the proportion of martensitic phase to 50.0 to 99.0%, it is possible to ensure a hardness that can be used as a brake disc rotor.
  • the proportion of the martensitic phase is less than 50.0%, the stainless steel plate becomes excessively soft and deforms when used as a brake disc rotor, impairing the stability of the coefficient of friction. Moreover, when the proportion of the martensitic phase exceeds 99.0%, the stainless steel plate becomes hard and the workability is impaired.
  • the proportion of the martensitic phase is preferably 50.0 to 95.0%, more preferably 50.0 to 90.0%, from the viewpoint of improving workability into complex shapes.
  • the ratio of ferrite phase and martensite phase is determined by the following method.
  • a cross section of the stainless steel plate perpendicular to the rolling direction is polished to a mirror surface, and this cross section is observed using an optical microscope.
  • inclusions and precipitates are identified by binarizing the optical microscope image of this cross section using image analysis software "ImageJ" manufactured by NIH.
  • ImageJ image analysis software manufactured by NIH.
  • the area ratio of inclusions and precipitates to the total observed area is calculated as the "ratio of inclusions and precipitates.”
  • the ferrite phase was identified by binarizing the optical microscope image of this cross section using the image analysis software "ImageJ" manufactured by NIH, and the ferrite phase occupied the entire observation area.
  • the area ratio of is calculated as the "ferrite phase ratio".
  • the observation position of the cross section is the center (t/2) in the thickness direction, and a total area of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m or more is observed in multiple fields of view.
  • ⁇ Vickers hardness 300-400HV>
  • the Vickers hardness of a stainless steel plate is related to its properties when used as a brake disc rotor. If the Vickers hardness is less than 300 HV, excessive deformation occurs when used as a brake disc rotor, resulting in lower stability of friction coefficient and lower wear resistance. Moreover, if the Vickers hardness exceeds 400 HV, the brake pad, which is the mating material, will be worn excessively. For these reasons, the Vickers hardness is set to 300 to 400 HV.
  • the Vickers hardness is preferably 300 to 380 HV, more preferably 300 to 370 HV, from the viewpoint of reducing brake squeal.
  • Vickers hardness is determined by the following method.
  • the stainless steel plate according to Embodiment 1 of the present invention can satisfy the following conditions when EBSD measurement is performed.
  • the above-mentioned difference in IQ values is preferably 12,500 or more, more preferably 15,000 or more.
  • the upper limit of the above-mentioned difference in IQ values is, for example, 100,000, although it is not particularly limited.
  • the IQ value can be measured by EBSD using a scanning electron microscope (SEM) according to a known method.
  • the stainless steel plate according to Embodiment 1 of the present invention can satisfy one or more of the following characteristics. ⁇ Elongation at break at room temperature: 10.0% or more> If the elongation at break at room temperature (25° C.) of the stainless steel plate is 10.0% or more, it can be said that the workability at room temperature is excellent (in particular, molding into a hat shape is possible). In particular, since conventional processing of martensitic stainless steel sheets into hat-shaped brake disc rotors is done by hot stamping at high temperatures, energy saving by omitting heating during processing (i.e. workability at room temperature) is an issue. becomes.
  • the stainless steel sheet according to Embodiment 1 of the present invention has excellent workability at room temperature, it is possible to save energy by omitting heating during processing.
  • the elongation at break at room temperature is preferably 10.3% or more, more preferably 10.5% or more.
  • the upper limit of elongation at break at room temperature is not particularly limited, but is, for example, 30.0%.
  • the elongation at break at room temperature is determined by the following method.
  • a tensile test piece is taken so that the rolling direction of the stainless steel plate is the tensile direction, and a tensile test is performed at room temperature (25° C.) in accordance with JIS Z2241:2011 to measure the elongation at break.
  • the friction coefficient of a stainless steel plate at 60° C. to 300° C. is determined by the following method. A disc-shaped test piece with an outer diameter of 90 mm was prepared from a stainless steel plate, and a JASO C406 test (braking from 130 km/h in the room-temperature effectiveness test of the second effectiveness test) was performed. Measure the coefficient of friction (at 300°C).
  • the deceleration is set to 1.0 m/s 2 to 10.0 m/s 2 , the friction coefficient during one braking at each deceleration is determined, and the average value thereof is taken as the average friction coefficient.
  • the temperature of the disc-shaped test piece is measured using a thermocouple at a position 1 mm from the sliding surface toward the inside of the disc-shaped test piece.
  • the method for producing a stainless steel plate according to Embodiment 1 of the present invention is not particularly limited as long as it is possible to produce a stainless steel plate having the above characteristics.
  • the stainless steel sheet according to Embodiment 1 of the present invention can be produced by heating a hot-rolled sheet or a cold-rolled sheet having the above composition at a rate of 1.0°C/second or more to an annealing temperature of 1020°C to 1200°C. It can be produced by holding for 0 seconds or more and then cooling at a rate of 1.0° C./second or more. Therefore, the stainless steel plate obtained by this manufacturing method is a hot rolled annealed plate or a cold rolled annealed plate. The features of this manufacturing method will be explained in detail.
  • the manufacturing method thereof includes a steel making process, a hot rolling process, an annealing process, and a pickling process in this order. Further, when the stainless steel plate is a cold rolled annealed plate, the manufacturing method thereof includes a steel making process, a hot rolling process, an annealing process, a pickling process, a cold rolling process, an annealing process, and a pickling process in this order.
  • a method is preferably used in which steel containing the above-mentioned components is melted in a converter and then subjected to secondary refining. The produced molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a predetermined temperature and hot-rolled to a predetermined thickness by continuous rolling (hot rolling process).
  • hot rolling process the slab is rolled in a hot rolling mill consisting of multiple stands and then wound into a coil.
  • the wound hot-rolled coil is annealed under predetermined conditions using an annealing furnace, and then pickled to obtain a hot-rolled annealed plate (annealing step and pickling step).
  • the pickling process can be performed using existing pickling methods.
  • the annealing process is performed under the following conditions.
  • the heating rate is calculated by dividing the temperature change due to heating from room temperature to the annealing temperature by the time required for the heating. That is, the heating rate in the annealing process means the heating rate in the temperature range from room temperature to the annealing temperature. If the thickness of the hot-rolled plate or cold-rolled plate is large, the heating rate to the annealing temperature tends to be slow. When the heating rate is slow, recovery of strain introduced during hot rolling is promoted during heating, recrystallized grains of the ferrite phase become coarser, and the ferrite phase becomes softer. Therefore, the Vickers hardness cannot be controlled to 300 to 400 HV.
  • the heating rate to the annealing temperature is set to 1.0° C./second or more.
  • the heating rate can be controlled, for example, by adjusting the temperature inside the furnace, the sheet passing speed, or performing preheating. From the viewpoint of productivity, the heating rate is preferably 2.0°C/second or more, more preferably 3.0°C/second or more. Note that the upper limit of the heating rate is not particularly limited, but is, for example, 10.0° C./second, typically 5.0° C./second.
  • ⁇ Annealing temperature 1020°C to 1200°C and holding time 0 seconds or more>
  • the proportion of the ferrite phase present in the matrix of the stainless steel plate can be reduced to 1.0 to 50.0%.
  • the proportion of martensitic phase can be controlled to 50.0 to 99.0%. If the annealing temperature is less than 1020° C., the carbide cannot be sufficiently dissolved in solid solution during annealing, so the proportion of the ferrite phase becomes too high.
  • holding time 0 seconds means that heating is stopped when the target annealing temperature is reached.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but is preferably 200 seconds, more preferably 150 seconds, and even more preferably 100 seconds.
  • said annealing conditions mean the annealing conditions after hot rolling, when a stainless steel plate is a hot-rolled annealing plate.
  • the above annealing conditions mean the annealing conditions after cold rolling, and the annealing conditions after hot rolling are not particularly limited.
  • the cooling rate is calculated by dividing the temperature change from the annealing temperature to 400° C. by the time required for cooling. That is, the cooling rate is a cooling rate in a temperature range from the annealing temperature to 400°C. If the thickness of the hot-rolled plate or cold-rolled plate is large, the cooling rate after annealing tends to be slow. If the cooling rate is slow, self-tempering occurs in the martensite phase transformed from the austenite phase during cooling, and the martensite phase becomes soft, making it impossible to control the Vickers hardness to 300 to 400 HV. In order to suppress self-tempering, the cooling rate after annealing is set to 1.0° C./second or more.
  • the cooling rate can be controlled, for example, by adjusting the temperature inside the furnace or by air cooling. From the viewpoint of productivity, the cooling rate is preferably 2.0°C/second or more, more preferably 3.0°C/second or more. Note that the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but is, for example, 20.0° C./second, typically 15.0° C./second.
  • the hot rolled annealed plate obtained above is cold rolled (cold rolling process).
  • cold rolling either a tandem rolling mill or a Sendzimir rolling mill may be used.
  • the wound cold rolled coil is annealed under predetermined conditions using an annealing furnace, and then pickled to obtain a cold rolled annealed plate (annealing step and pickling step).
  • the pickling process can be performed using existing pickling methods.
  • the annealing process is performed under the above conditions.
  • the stainless steel sheet according to Embodiment 1 of the present invention has excellent workability and stability of friction coefficient because the composition, the ratio of ferrite phase and martensitic phase, and Vickers hardness are controlled within predetermined ranges. .
  • this stainless steel plate can be processed into a hat-shaped brake disc rotor at room temperature, energy savings can be achieved compared to processing by hot stamping.
  • the stainless steel plate according to Embodiment 1 of the present invention has excellent workability and stability of the coefficient of friction, so it can be used in applications that require these characteristics.
  • this stainless steel plate is ideal for use in brake disc rotors.
  • the brake disc rotor can be used not only for automobiles but also for various vehicles such as two-wheeled vehicles, three-wheeled vehicles, and snowmobiles, but it is particularly suitable for use as a brake disk rotor for automobiles.
  • a brake disc rotor according to Embodiment 1 of the present invention includes the above-mentioned stainless steel plate processed product.
  • the processed product of a stainless steel plate means a part obtained by processing a stainless steel plate into the shape of a brake disc rotor. Therefore, for example, when the brake disc rotor is a brake disc rotor for an automobile, it means a part made of a stainless steel plate processed into a hat shape.
  • the shape of the brake disc rotor is not limited to the hat shape, and may be determined as appropriate depending on the type of vehicle in which the brake disc rotor is used.
  • the brake disc rotor according to Embodiment 1 of the present invention can be manufactured by processing (for example, press working such as deep drawing) the above stainless steel plate at room temperature (for example, -10 to 50°C). . Processing conditions are not particularly limited and may be adjusted as appropriate depending on the size of the brake disc rotor to be manufactured, the type of stainless steel plate used, etc.
  • the brake disc rotor according to Embodiment 1 of the present invention is made of a stainless steel plate, it has good corrosion resistance and does not easily develop red rust (that is, has a good appearance), and can be made thin and lightweight.
  • this brake disc rotor uses a stainless steel plate with excellent workability and stable friction coefficient as a material, and can be manufactured by press working at room temperature, and heat treatment after press working can be omitted. , manufacturing costs can be reduced and braking performance is also good.
  • the stainless steel plate for brake disc rotors according to Embodiment 2 of the present invention contains C of 0.001% or more and less than 0.080%, and N of 0.0010 to 0.5000%. , 0.01 to 5.00% Si, 0.010 to 12.000% Mn, 0.001 to 0.100% P, and 0.0001 to 1.0000% S. 1 selected from 10.0-35.0% Cr, 0.010-5.000% Ni, 0.0001-1.0000% Nb and 0.0001-1.0000% Ti
  • a hot-rolled sheet or a cold-rolled sheet having a composition containing one or two types, the remainder being Fe and impurities, and having an A value of 65 to 150.
  • the stainless steel plate according to Embodiment 2 of the present invention includes 0.001 to 3.000% Cu, 0.001 to 3.000% Mo, 0.001 to 1.000% V, and 0.0001 to 3.000% Cu. ⁇ 0.0300% B, 0.001 ⁇ 4.000% Al, 0.001 ⁇ 3.000% W, 0.0001 ⁇ 1.0000% Sn, 0.0001 ⁇ 0.0100% Mg, 0.001-0.500% Sb, 0.001-1.000% Zr, 0.001-1.000% Ta, 0.001-1.000% Hf, 0.0001-1.000% 1.0000% Co, 0.0001-0.0200% Ca, 0.001-0.500% REM, 0.0001-0.5000% Ga and 0.0010-0.1000% Bi It may further contain one or more selected from the following.
  • the stainless steel plate according to Embodiment 2 of the present invention has the same composition as the stainless steel plate according to Embodiment 1 of the present invention, explanation of the composition will be omitted and only the different parts will be explained.
  • the stainless steel sheet according to Embodiment 2 of the present invention is a hot-rolled sheet or a cold-rolled sheet having a predetermined composition.
  • a hot rolled sheet is manufactured by carrying out each process in the order of a steel making process and a hot rolling process.
  • a cold rolled sheet is manufactured by carrying out each process in order of a steel manufacturing process, a hot rolling process, an annealing process, a pickling process, and a cold rolling process. Each step can be performed in the same manner as described above.
  • the stainless steel sheet according to Embodiment 2 of the present invention is annealed and cooled under predetermined conditions after final rolling (that is, after hot rolling in the case of a hot rolled sheet, after cold rolling in the case of a cold rolled sheet). Therefore, unlike the stainless steel sheet according to Embodiment 1 of the present invention, the proportion of ferrite phase, proportion of martensitic phase, and Vickers hardness are not controlled within predetermined ranges. Therefore, the stainless steel plate according to Embodiment 2 of the present invention is difficult to process at room temperature, and the stability of the coefficient of friction is not sufficient in that state.
  • the stainless steel plate according to the second embodiment of the present invention can be easily formed into a predetermined shape (for example, a hat shape) by press working at a high temperature. Furthermore, when press working (processing by hot stamping) at high temperatures, the ferrite phase ratio, martensitic phase ratio, and Vickers hardness can be controlled within predetermined ranges, which improves the stability of the friction coefficient. .
  • a brake disc rotor according to Embodiment 2 of the present invention includes the above-mentioned stainless steel plate processed product. As described above, this brake disc rotor can be manufactured by hot stamping a stainless steel plate.
  • the hot stamping conditions may be such that the proportion of ferrite phase, proportion of martensitic phase, and Vickers hardness can be controlled within predetermined ranges.
  • the hot stamping conditions may be a heating rate of 1.0° C./second or more, a heating temperature of 1020 to 1200° C., a holding time of 0 seconds or more, and a cooling rate of 1.0° C./second or more.
  • the cooling rate at this time is a cooling rate in the temperature range from the heating temperature to 400°C, and is calculated by dividing the temperature change from the annealing temperature to 400°C by the time required for cooling. Further, in order to stably control the proportion of ferrite phase, proportion of martensitic phase, and Vickers hardness within predetermined ranges, heat treatment may be performed as necessary after processing by hot stamping.
  • the brake disc rotor according to Embodiment 2 of the present invention is manufactured by hot stamping using a stainless steel plate that has excellent workability and can provide stability in the coefficient of friction, and therefore has excellent corrosion resistance. It also has excellent braking performance and can be made thinner and lighter.
  • the ferrite phase was identified by binarizing the optical microscope image of this cross section using the image analysis software "ImageJ" manufactured by NIH, and the ferrite phase occupied the entire observation area.
  • IQ value of ferrite phase (IQ value of martensitic phase)>
  • the cross sections perpendicular to the rolling direction of the hot-rolled annealed sheets and the cold-rolled annealed sheets were mirror-polished, and the IQ values were measured using EBSD on these cross sections.
  • the IQ value was measured using a scanning electron microscope JSM-7200F manufactured by JEOL Co., Ltd., and observing an image of a 40 x 130 ⁇ m area (2000x magnification) with a measurement step of 0.05 ⁇ m. Analysis was performed using the analysis software "OIM". In the analysis, the martensitic phase and the ferrite phase were each extracted, the average value of the IQ value was calculated, and the result was taken as the IQ value of each phase.
  • a tensile test piece was taken so that the rolling direction of the A28 hot-rolled plate was the tensile direction, and a tensile test was conducted at a hot stamping simulated heat treatment temperature (1050°C) in accordance with JIS G0567:2020, and the elongation at break was measured. did. In this evaluation, if the elongation at break is 50% or more, it can be said that it can be processed into a hat shape, so it was passed.
  • Disc-shaped test pieces with an outer diameter of 90 mm were prepared from hot-rolled annealed plates and cold-rolled annealed plates, and JASO C 406 tests (braking from 130 km/h in the room temperature efficacy test of the second efficacy test) were conducted.
  • the friction coefficient of the disc-shaped test piece was measured at 60°C to 300°C. At this time, the deceleration was 1.0 m/s 2 to 10.0 m/s 2 , the friction coefficient during one braking at each deceleration was determined, and the average value thereof was taken as the average friction coefficient.
  • the temperature of the disc-shaped test piece was measured using a thermocouple at a position 1 mm away from the sliding surface toward the inside of the disc-shaped test piece.
  • the average coefficient of friction is 0.25 to 0.65, it can be said to be applicable to general brake disc rotors, so it was passed.
  • the above evaluation results are shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • test No. of the present invention example Nos. 1 to 27 have a ferrite phase ratio of 1.0 to 50.0%, a martensitic phase ratio of 50.0 to 99.0%, a Vickers hardness of 300 to 400 HV, and a break elongation (processing at room temperature). The evaluation results of the friction coefficient and the average coefficient of friction were also passed. Moreover, test No. of the present invention example. Sample No. 28 passed the evaluation result of elongation at break (workability by hot stamping). On the other hand, the test No. of comparative example. In No. 1, the C content was too high, resulting in excessive hardness and reduced elongation at break (workability at room temperature). Comparative Example Test No.
  • Comparative Example Test No. 6 the content of S was too high, so sulfide precipitated excessively, making it easy for fracture to occur starting from sulfide, resulting in a decrease in elongation at break (workability at room temperature) and excessive softening. Ta. Comparative Example Test No. In No. 7, the Cr content was high and the A value was too low, so the ratio of the ferrite phase and martensitic phase was outside the predetermined range, and as a result of excessive softening, the average coefficient of friction became large. Comparative Example Test No. In No. 6, the content of S was too high, so sulfide precipitated excessively, making it easy for fracture to occur starting from sulfide, resulting in a decrease in elongation at break (workability at room temperature) and excessive softening. Ta. Comparative Example Test No. In No. 7, the Cr content was high and the A value was too low, so the ratio of the ferrite phase and martensitic phase was outside the predetermined range, and as
  • a stainless steel plate for a brake disc rotor that has excellent workability and stability of the coefficient of friction, and a method for manufacturing the same. Further, according to the present invention, it is possible to provide a stainless steel plate for a brake disc rotor that has excellent workability and can provide stability in the coefficient of friction. Further, according to the present invention, it is possible to provide a brake disc rotor that has excellent corrosion resistance and braking performance, and can be made thin and lightweight, and a method for manufacturing the same.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Braking Arrangements (AREA)

Abstract

質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有し、フェライト相の割合が１．０～５０．０％であり、マルテンサイト相の割合が５０．０～９９．０％であり、ビッカース硬さが３００～４００ＨＶである、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板である。　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。

Description

ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法
　本発明は、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法に関する。詳細には、本発明は、加工性及び摩擦係数の安定性に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びに耐食性及び制動性に優れ、薄肉軽量化が可能なブレーキディスクローター及びその製造方法に関する。
　ブレーキシステムの一つとしてディスクブレーキが広く用いられている。ディスクブレーキは、タイヤと連結されたブレーキディスクローター（以下、「ディスクローター」と略すことがある）と呼ばれる円盤状の構造物をブレーキパッドで押し挟むことで、摩擦によって運動エネルギーを熱エネルギーに変換し、自動車や二輪車の速度を低下させるものである。自動車では、ディスクローターの素材として、熱伝導率やコストなどの観点から、片状黒鉛鋳鉄（以下、「鋳鉄」と呼ぶ）が一般に用いられている。
　鋳鉄は、耐食性を向上させる元素を含有していないため、耐食性に劣り、放置すると直ぐに赤さびが発生する。従来、この赤さびは、ディスクローターの位置が視線よりも低いこと、及びホイールの特有の形状からあまり目立たなかった。
　しかし、近年の燃費向上の要請によってホイールの材質がアルミニウム化され、また、スポークが細くなることにより、ディスクローターの赤さびが無視できないようになってきた。そのため、ディスクローターの耐食性の改善が望まれている。
　また、近年の環境規制強化に伴い、自動車の燃費向上が強く望まれており、そのためにディスクローターの薄肉軽量化が必要となっている。
　しかし、鋳鉄は強度が低く、また鋳造で作製されるため、薄肉化には限界がある。加えて、自動車のブレーキ時にディスクローターの到達温度は最高６００℃近傍に達することがあり、また、山道などのブレーキを多用する走行条件においてもディスクローターの到達温度が３００℃になることがある。鋳鉄は高温強度が低いため、薄肉化すると高温ではディスクローターとして必要な強度を確保できないことから、薄肉軽量化が難しいという事情がある。また、鋳鉄は鋳造によって成形されるところ、ディスクローターを薄肉化すると、湯流れが悪くなる結果、成形できないこともある。
　他方、耐食性に優れる材料としてはステンレス鋼があり、バイクなどの二輪車にはマルテンサイト系のＳＵＳ４１０系の材料が広く用いられている。これは、二輪車のディスクローターがむき出しで人目につきやすく、耐食性が重視されるためである。
　しかし、ステンレス鋼は熱伝導性が鋳鉄よりも劣る。二輪車においてはブレーキシステムがむき出しで、冷却性に優れているため通常の使用においてはステンレス鋼でも問題なく使用することができる。ただし、二輪車においてもレースなどの過酷な制動状況においてはディスクローターが過度に加熱され、ブレーキパッドの摩耗量が大きくなる。自動車の場合はタイヤを含むブレーキシステムがタイヤハウス内に収められているため、ディスクローターが冷却され難く、熱伝導性が低いことが課題の一つになり、ステンレス鋼は適用されてこなかった。ところが近年のＥＶ、ＦＣＶ、ＨＶ車などでは、走行時の運動エネルギーを電気エネルギーに変換し回収する「回生ブレーキ」の採用が急激に伸びている。これにより、ディスクローターとパッドの摩擦で生じていた摩擦熱を低減できるため、鋳鉄よりも熱伝導率が劣るステンレス鋼にも適用の可能性が広がっている。
　自動車のディスクブレーキへのステンレス鋼の適用を妨げていたもう一つの理由は加工性（成形性）である。二輪車のディスクローターはリング状の円盤形であり、板状のステンレス鋼（ステンレス鋼板）を打ち抜き加工した後、高周波焼入れを行うことによって製造されるため大きな加工は要求されない。一方、現状の自動車のディスクローターは、ハット形状と呼ばれる、円盤の中央を絞ったような形状であるため、鋳造によって製造されている。このような形状のものを、ステンレス鋼板を素材として用いて加工するにはプレス加工（特に、深絞り加工）が必要となる。ただし二輪車で用いられてきたステンレス鋼はマルテンサイト系ステンレス鋼であり、非常に硬度が高いため、深絞り加工が困難であった。これを解決する一つの方法として、高温でプレス加工するホットスタンプが近年広まっている。これによりステンレス鋼も精度良くハット形状に成形することができてきた。
　こうした背景の中、自動車のディスクローターに対する美観（耐食性）、薄肉軽量化及び加工性の要請に対応するために、ディスクローターのステンレス鋼化が必要となっている。
　前述のように、ステンレス鋼板からディスクローターへの加工は、二輪車では大きな加工がないので高周波焼入れによって製造できる一方、自動車用については高温でプレス加工するホットスタンプによって行われる。すなわち、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼ではハット形状への成形には高温加熱が必須であった。また、フェライト系ステンレス鋼を用いれば高温加熱を行わずにハット形状への成形を行えるものの、フェライト系ステンレス鋼は軟質なため制動時に変形を生じ、安全な制動に必須となる摩擦係数の安定性がマルテンサイト系ステンレス鋼よりも劣ってしまう。このようにマルテンサイト相又はフェライト相の単相では、高温加熱（焼入れ）省略による省エネ化と、ハット形状への加工性及び摩擦係数の安定性とを両立することが難しいのが実情である。
　強度、耐摩耗性、靭性、打抜き加工性に優れたステンレス鋼製ディスクローターに関する技術として、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０８０～０．１２０％、Ｃｒ：１６．０～１８．０％、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００～３．００％、Ｍｏ：０～３．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｔｉ：０～０．８０％、Ｎｂ：０～０．８０％、Ａｌ：０～０．２００％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｎ：０．０２０％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である化学組成を有し、マトリックス（金属素地）がフェライト相とマルテンサイト相からなり、フェライト相の存在量が５～２２体積％である金属組織を有し、ビッカース硬さＨＶ３０が３５０～４５０ＨＶである複相組織ステンレス鋼板が提案されている。
　しかし、特許文献１のステンレス鋼板は、二輪車のディスクローターでの使用を想定しており、自動車のディスクローターでの使用を想定していない。特に、前述のように、自動車のディスクローターはハット形状であり、当該形状への加工性や摩擦係数の安定性が要求されるのに対し、特許文献１は、加工性や摩擦係数の安定性について特に言及していない。
特開２０１８－１３５５７１号公報
　前述のとおり、自動車のディスクローターの素材として用いられるステンレス鋼板には、ハット形状への加工性に優れていることが要求される。また、種々の走行条件において低温～高温に達するディスクローターには、制動によってディスクローターの温度が上昇しても安定して制動できる必要があるため、安全な制動を行う観点から温度が変化しても一定の摩擦係数を発揮することが要求される。
　本発明は、上記のような課題を解決するためになされたものであり、加工性及び摩擦係数の安定性に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
　また、本発明は、加工性に優れ、摩擦係数の安定性をもたらすことが可能なブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を提供することを課題とする。
　さらに、本発明は、耐食性及び制動性に優れ、薄肉軽量化が可能なブレーキディスクローター及びその製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を行った結果、以下の（ａ）～（ｃ）の事項を見出し、本発明を完成するに至った。
　（ａ）組成、フェライト相及びマルテンサイト相の割合、並びにビッカース硬さを所定の範囲に制御したステンレス鋼板が、ブレーキディスクローターの製造に適した特性を有する。
　（ｂ）上記のステンレス鋼板が、所定の組成を有する熱延板又は冷延板を、１．０℃／秒以上の速度で加熱して１０２０℃～１２００℃の焼鈍温度で０秒以上保持した後、１．０℃／秒以上の速度で冷却することで製造できる。
　（ｃ）所定の組成を有する熱延板又は冷延板であるステンレス鋼板が、ホットスタンプで製造されるブレーキディスクローターの素材に適している。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［１３］である。
［１］　質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有し、
　フェライト相の割合が１．０～５０．０％であり、
　マルテンサイト相の割合が５０．０～９９．０％であり、
　ビッカース硬さが３００～４００ＨＶである、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
［２］　質量基準で、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有する、［１］に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
［３］　ＥＢＳＤ測定を行った場合に、以下の条件：
　（フェライト相のＩＱ値）－（マルテンサイト相のＩＱ値）≧１００００
を満たす、［１］又は［２］に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
［４］　以下の特性：
　（Ａ）室温における破断伸びが１０．０％以上である
　（Ｂ）６０～３００℃における平均摩擦係数が０．２５～０．６５である
の１つ以上を満たす、［１］～［３］のいずれか一つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
［５］　質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有する熱延板又は冷延板を、１．０℃／秒以上の速度で加熱して１０２０℃～１２００℃の焼鈍温度で０秒以上保持した後、１．０℃／秒以上の速度で冷却する、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法。
　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
［６］　質量基準で、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有する、［５］に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法。
［７］　［１］～［４］のいずれか一つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の加工品を備えるブレーキディスクローター。
［８］　［１］～［４］のいずれか一つに記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を室温にて加工するブレーキディスクローターの製造方法。
［９］　前記加工後に熱処理を行わない、［８］に記載のブレーキディスクローターの製造方法。
［１０］　質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有する熱延板又は冷延板である、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
［１１］　質量基準で、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有する、［１０］に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
［１２］　［１０］又は［１１］に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の加工品を備えるブレーキディスクローター。
［１３］　［１０］又は［１１］に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板をホットスタンプによって加工するブレーキディスクローターの製造方法。
　本発明によれば、加工性及び摩擦係数の安定性に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することができる。
　また、本発明によれば、加工性に優れ、摩擦係数の安定性をもたらすことが可能なブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を提供することができる。
　さらに、本発明によれば、耐食性及び制動性に優れ、薄肉軽量化が可能なブレーキディスクローター及びその製造方法を提供することができる。
　以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。本発明は以下の実施形態に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で、当業者の通常の知識に基づいて、以下の実施形態に対し変更、改良などが適宜加えられたものも本発明の範囲に入ることが理解されるべきである。
　なお、本明細書において成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
［実施形態１］
　本発明の実施形態１に係るブレーキディスクローター用ステンレス鋼板（以下、「ステンレス鋼板」と略す）は、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つＡ値が６５～１５０である組成を有する。
　ここで、本明細書において、「不純物」とは、ステンレス鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップなどの原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物としては、Ａｓ、Ｐｂなどが挙げられる。
　また、本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有することができる。
　以下、各成分について詳細に説明する。
＜Ｃ：０．００１％以上０．０８０％未満＞
　Ｃは、母相に固溶し硬さに大きな影響を与える元素である。また、Ｃは、熱処理によっては炭化物を生成し、加工性や耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらす。そのため、Ｃの含有量は０．００１％以上０．０８０％未満とする。また、Ｃを過度に低減することは精錬コストの増加に繋がるため、Ｃの含有量は０．０３０％以上０．０８０％未満が好ましく、０．０５０～０．０７５％がより好ましい。
＜Ｎ：０．００１０～０．５０００％＞
　ＮはＣと同様、母相に固溶し硬さに大きな影響を与える元素である。また、Ｎは、熱処理によっては窒化物を生成し、加工性や耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらす。そのため、Ｎの含有量は０．００１０～０．５０００％とする。また、Ｎを過度に低減することは精錬コストの増加に繋がるため、Ｎの含有量は０．００２０～０．０４００％が好ましく、０．００４０～０．０２００％がより好ましい。
＜Ｓｉ：０．０１～５．００％＞
　Ｓｉは、脱酸剤として有用な元素であるとともに、耐酸化性及び耐高温塩害性を改善する元素でもある。しかしながら、Ｓｉの過度な添加は常温延性を低下させるため、Ｓｉの含有量は０．０１～５．００％とする。ただし、Ｓｉの含有量は、酸洗性や靭性を考慮すると０．１０～１．００％が好ましく、さらに製造性を考慮すると０．３０～０．７０％がより好ましい。
＜Ｍｎ：０．０１０～１２．０００％＞
　Ｍｎは、脱酸剤として添加される元素であるとともに、中温域での高温強度上昇に寄与する。しかし、Ｍｎを過剰に添加することにより高温でＭｎ系酸化物を表層に形成し、スケール密着性不良や異常酸化が生じ易くなる。特に、ＭｏやＷと複合添加した場合は、Ｍｎ量に対して異常酸化が生じ易くなる傾向にあるため、Ｍｎの含有量は０．０１０～１２．０００％とする。さらに、鋼板製造における酸洗性や常温延性を考慮すると、Ｍｎの含有量は、０．１００～２．０００％が好ましく、０．２００～０．４００％がより好ましい。
＜Ｐ：０．００１～０．１００％＞
　Ｐは、製鋼精錬時に主として原料から混入してくる不純物であり、含有量が高くなると、靭性や溶接性が低下する。このため、Ｐは極力低減することが望ましいが、０．０００１％未満にするためには、低Ｐ原料の使用によるコストアップが生じる。したがって、Ｐの含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｐの含有量が０．１００％超となると、より著しく硬質化する他、耐食性、靭性及び酸洗性が劣化するため、０．１００％を上限値とする。Ｐの含有量は、原料コストを考慮すると、０．００８～０．０８０％が好ましく、０．０１０～０．０５０％がより好ましい。
＜Ｓ：０．０００１～１．００００％＞
　Ｓは、耐食性や耐酸化性を劣化させる元素であるが、ＴｉやＣと結合して加工性を向上させるだけではなく、ＣｒやＭｎなどと結合することで硫化物を形成し潤滑性を発揮する元素でもある。その効果は０．０００１％から発現するため、Ｓの含有量の下限値を０．０００１％とする。一方、Ｓを過度に添加すると、ＴｉやＣと結合して固溶Ｔｉ量を低減させるとともに析出物の粗大化をもたらし、高温強度が低下する。そのため、Ｓの含有量の上限値を１．００００％とする。さらに、精錬コストや高温酸化特性を考慮すると、Ｓの含有量は、０．０００３～０．０１００％が好ましく、０．０００５～０．００５０％がより好ましい。
＜Ｃｒ：１０．０～３５．０％＞
　Ｃｒは、耐酸化性や耐食性の確保のために必須な元素である。Ｃｒの含有量が少ない場合、特に耐酸化性が確保できず、過剰な添加によって加工性の低下や靭性の劣化をもたらすため、Ｃｒの含有量は、１０．０～３５．０％とする。また、製造性やスケール剥離性を考慮すると、Ｃｒの含有量は、１１．０～１９．０％が好ましく、１５．０～１７．０％がより好ましい。
＜Ｎｉ：０．０１０～５．０００％＞
　Ｎｉは、耐酸性や靭性、高温強度を向上させる元素である。Ｎｉの過剰な添加はコスト高になるため、Ｎｉの含有量は０．０１０～５．０００％とする。製造性を考慮すると、Ｎｉの含有量は、１．０００～３．０００％が好ましく、１．８００～２．２００％がより好ましい。
＜Ｎｂ：０．０００１～１．００００％＞
　Ｎｂは、固溶強化及び微細析出物の析出強化による焼戻し軟化抵抗の向上や高温強度向上に有効な元素であり、組織変化を抑制することで摩擦係数を安定化する。また、Ｎｂは、ＣやＮを炭窒化物として固定し、ステンレス鋼板の耐食性やｒ値に影響する再結晶集合組織の発達に寄与する役割もある。ただし、Ｎｂの過剰な添加は著しく硬質化する他、製造性も劣化させるため、Ｎｂの含有量は０．０００１～１．００００％とする。また、原料コストや靭性を考慮すると、Ｎｂの含有量は、０．０００５～０．１０００％が好ましく、０．００１０～０．０３００％がより好ましい。
＜Ｔｉ：０．０００１～１．００００％＞
　Ｔｉは、Ｃ、Ｎ、Ｓと結合して耐食性、耐粒界腐食性、常温延性や深絞り性を向上させる元素である。また、Ｍｏと複合添加した場合、適量添加することにより熱延焼鈍時のＭｏの固溶量増加、高温強度の向上をもたらし、焼戻し軟化抵抗や熱疲労特性を向上させ、組織変化を抑制することで摩擦係数を安定化する。しかし、Ｔｉの過剰な添加は、固溶Ｔｉ量が増加して常温延性が低下する他、粗大なＴｉ系析出物を形成し、穴拡げ加工時の割れの起点になってプレス加工性を劣化させる。また、Ｔｉの過剰な添加は、耐酸化性も低下させる。そのため、Ｔｉの含有量は０．０００１～１．００００％とする。また、表面疵の発生や靭性を考慮すると、Ｔｉの含有量は、０．０００５～０．５０００％が好ましく、０．００１０～０．０２００％がより好ましい。
＜Ａ値：６５～１５０＞
　Ａ値は、下記（１）式で表され、硬さ及び加工性の指標となる。
　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
　Ａ値を６５以上に制御することにより、ブレーキディスクローターとして使用するに十分な硬さを得ることができる。Ａ値を１５０以下とすることにより、過度に硬くなることを抑制し、ハット形状に成形することが可能となる。加工性を考慮すると、Ａ値は、６５～１２５が好ましく、６５～１００がより好ましい。
＜Ｃｕ：０．００１～３．０００％＞
　Ｃｕは耐食性向上に有効な元素である。また、Ｃｕは、ε－Ｃｕ析出による析出強化によって、焼戻し軟化抵抗や高温強度、摩擦係数の安定性を向上させる。Ｃｕを過度に添加すると熱間加工性を低下させるため、Ｃｕの含有量は０．００１～３．０００％とする。また、熱疲労特性、製造性及び溶接性を考慮すると、Ｃｕの含有量は、０．０１０～１．０００％が好ましく、０．０３０～０．２００％がより好ましい。
＜Ｍｏ：０．００１～３．０００％＞
　Ｍｏは、高温における固溶強化に有効な元素であるとともに、焼戻し軟化抵抗、摩擦係数の安定性、耐食性及び耐高温塩害性を向上させる。これらの効果は０．００１％から発現するため、Ｍｏの含有量の下限値を０．００１％とする。また、Ｍｏを過剰に添加すると常温延性及び耐酸化性が著しく劣化するため、Ｍｏの含有量の上限値を３．０００％とする。さらに、熱疲労特性や製造性を考慮すると、Ｍｏの含有量は、０．０１０～１．０００％が好ましく、０．０３０～０．２００％がより好ましい。
＜Ｖ：０．００１～１．０００％＞
　Ｖは、耐食性を向上させる元素であり、その効果は０．００１％から発現するため、Ｖ含有量の下限値を０．００１％とする。また、Ｖを過剰に添加すると析出物が粗大化して焼戻し、軟化抵抗や高温強度、摩擦係数の安定性が低下する他、耐酸化性が劣化するため、Ｖの含有量の上限値を１．０００％とする。また、製造コストや製造性を考慮すると、Ｖの含有量は、０．０１０～０．５００％が好ましく、０．０３０～０．１００％がより好ましい。
＜Ｂ：０．０００１～０．０３００％＞
　Ｂは、プレス成形時の２次加工性や高温強度、熱疲労特性を向上させる元素である。Ｂは、Ｌａｖｅｓ相などの微細析出をもたらし、これらの析出強化の長期安定性を発現させ、強度低下の抑制や熱疲労寿命の向上に寄与する。これらの効果は、Ｂの含有量が０．０００１％以上のときに発現する。一方、Ｂの過度な添加は硬質化をもたらし、粒界腐食性と耐酸化性を劣化させる他、溶接割れが生じるため、Ｂの含有量の上限値を０．０３００％とする。また、耐食性や製造コストを考慮すると、Ｂの含有量は、０．０００５～０．０２００％が好ましく、０．００１０～０．０１００％がより好ましい。
＜Ａｌ：０．００１～４．０００％＞
　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。また、Ａｌは、固溶強化元素として高温強度向上や焼戻し軟化抵抗向上にも有用である。これらの作用は、Ａｌの含有量が０．００１％以上となると安定して発現する。一方、Ａｌの過度の添加は硬質化して均一伸びを著しく低下させる他、靭性が著しく低下するため、Ａｌの上限を４．０００％とする。また、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、Ａｌの含有量は、０．００１５～０．１００％が好ましく、０．００２～０．０４０％がより好ましい。
＜Ｗ：０．００１～３．０００％＞
　ＷもＭｏ同様、高温における固溶強化として有効な元素であるとともに、Ｌａｖｅｓ相（Ｆｅ2Ｗ）を生成して析出強化の作用をもたらす。特に、Ｍｏと複合添加した場合、Ｆｅ2（Ｍｏ，Ｗ）のＬａｖｅｓ相が析出するが、Ｗを添加すると、このＬａｖｅｓ相の粗大化が抑制されて析出強化能が向上し、焼戻し軟化抵抗も向上する。このような作用は、Ｗの含有量が０．００１％以上の場合に発現する。一方、Ｗの含有量が３．０００％超になると、コスト高になるとともに、常温延性が低下するため、Ｗの含有量の上限値を３．０００％とする。また、製造性、低温靭性及び耐酸化性を考慮すると、Ｗの含有量は、０．００１～１．５００％が好ましい。
＜Ｓｎ：０．０００１～１．００００％＞
　Ｓｎは、耐食性を向上させる元素であり、中温域の高温強度を向上させる。これらの効果は、Ｓｎの含有量が０．０００１％以上のときに発現する。一方、Ｓｎの含有量が１．００００％超になると、製造性及び靭性が著しく低下するため、Ｓｎの含有量の上限値を１．００００％とする。また、耐酸化性や製造コストを考慮すると、Ｓｎの含有量は、０．０００５～０．１０００％が好ましく、０．００１０～０．０１００％がより好ましい。
＜Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％＞
　Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある他、スラブの組織を微細化させ、加工性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇの添加によって生成するＭｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物の析出サイトになり、これらを微細分散析出させる効果がある。これらの作用は、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上のときに発現し、靭性向上に寄与する。ただし、Ｍｇの過度な添加は、溶接性、耐食性及び表面品質の劣化につながるため、Ｍｇの含有量の上限値を０．０１００％とする。精錬コストを考慮すると、Ｍｇの含有量は０．０００３～０．００１０％が好ましい。
＜Ｓｂ：０．００１～０．５００％＞
　Ｓｂは、耐食性及び高温強度の向上に寄与する。これらの効果は、Ｓｂの含有量が０．００１％以上のときに発現する。ただし、Ｓｂの含有量が０．５００％超になると、ステンレス鋼板の製造時にスラブ割れや延性低下が過度に生じる場合があるため、Ｓｂの含有量の上限値を０．５００％とする。また、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｓｂの含有量は０．０１０～０．３００％が好ましい。
＜Ｚｒ：０．００１～１．０００％＞
　Ｚｒは、Ｔｉと同様に炭窒化物形成元素であり、耐食性、深絞り性を向上させる元素である。これらの効果は、Ｚｒの含有量が０．００１％以上のときに発現する。一方、Ｚｒの含有量が１．０００％超になると、製造性の劣化が著しいため、Ｚｒの含有量の上限値を１．０００％とする。また、コストや表面品位を考慮すると、Ｚｒの含有量は０．００１～０．２００％が好ましい。
＜Ｔａ：０．００１～１．０００％及びＨｆ：０．００１～１．０００％＞
　Ｔａ及びＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与する元素である。この効果は、Ｔａ及びＨｆのそれぞれの含有量が０．００１％以上のときに発現する。ただし、Ｔａ及びＨｆのそれぞれの含有量が１．０００％超になると、コスト増になる他、製造性を著しく劣化させるため、Ｔａ及びＨｆのそれぞれの含有量の上限値を１．０００％とする。また、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｔａ及びＨｆのそれぞれの含有量は、０．０１０～０．０８０％が好ましい。
＜Ｃｏ：０．０００１～１．００００％＞
　Ｃｏは、高温強度の向上に寄与する元素である。この効果は、Ｃｏの含有量が０．０００１％以上のときに発現する。ただし、Ｃｏの含有量が１．００００％超になると、靭性劣化につながるため、Ｃｏの含有量の上限値を１．００００％とする。また、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃｏの含有量は、０．０００５～０．２０００％が好ましく、０．００１０～０．１０００％がより好ましい。
＜Ｃａ：０．０００１～０．０２００％＞
　Ｃａは、脱硫のために添加される元素である。この効果は、Ｃａの含有量が０．０００１％以上のときに発現する。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０２００％超になると、粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、Ｃａの含有量の上限値を０．０２００％とする。また、精錬コストや製造性を考慮すると、Ｃａの含有量は０．０００３～０．００２０％が好ましい。
＜ＲＥＭ：０．００１～０．５００％＞
　ＲＥＭ（希土類元素）は、種々の析出物の微細化による靭性向上や耐酸化性の向上に寄与する元素である。これらの効果は、ＲＥＭの含有量が０．００１％以上のときに発現する。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．５００％超になると、鋳造性が著しく悪くなる他、延性が低下するため、ＲＥＭの含有量の上限値を０．５００％とする。また、精錬コストや製造性を考慮すると、ＲＥＭの含有量は０．００１～０．０５０％が好ましい。
　なお、ＲＥＭは、一般的な定義に従い、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。これらの元素は、単独で添加してもよいし、２種以上の混合物を添加してもよい。
＜Ｇａ：０．０００１～０．５０００％＞
　Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制に寄与する元素である。これらの効果は、Ｇａの含有量が０．０００１％以上のときに発現する。しかしながら、Ｇａの含有量が０．５０００％超になると、製造性が低下するとともにコストが上昇するため、Ｇａの含有量の上限値を０．５０００％とする。また、延性や靭性を考慮すると、Ｇａの含有量の上限値は０．００２０％が好ましい。
＜Ｂｉ：０．００１０～０．１０００％＞
　Ｂｉは、冷間圧延時に発生するローピングを抑制し、製造性を向上する元素である。この効果は、Ｂｉの含有量が０．００１０％以上のときに発現する。しかしながら、Ｂｉの含有量が０．１０００％超になると、熱間加工性の低下を招くため、Ｂｉの含有量の上限値を０．１０００％とする。また、上記の効果を安定して得る観点から、Ｂｉの含有量は０．００１２～０．０８００％が好ましい。
　本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、上記の組成に加えて、フェライト相の割合が１．０～５０．０％、マルテンサイト相の割合が５０．０～９９．０％、及びビッカース硬さが３００～４００ＨＶであるという特徴を有する。これらの特徴について詳細に説明する。
＜フェライト相の割合：１．０～５０．０％及びマルテンサイト相の割合：５０．０～９９．０％＞
　ステンレス鋼板の金属組織は、マルテンサイト相の単相組織、又はフェライト相とマルテンサイト相との二相組織である。また、ステンレス鋼板の金属組織において各相以外の残部は介在物や析出物である。
　ステンレス鋼板の金属組織において、フェライト相及びマルテンサイト相の割合は、加工性及び摩擦係数の安定性と関連する。
　特に、フェライト相の割合を１．０～５０．０％とすることにより、加工性が向上し、特に室温においてもハット形状への成形が可能となる。一方、フェライト相の割合が５０．０％超になると、ステンレス鋼板が過度に軟質化し、ブレーキディスクローターとして使用すると変形が生じ、摩擦係数の安定性が損なわれる。また、フェライト相の割合が１．０％未満になると、ステンレス鋼板が硬質化し、加工性が損なわれる。フェライト相の割合は、複雑形状への加工性を向上させる観点から、５．０～５０．０％が好ましく、１０．０～５０．０％がより好ましい。
　また、マルテンサイト相の割合を５０．０～９９．０％とすることより、ブレーキディスクローターとして使用可能な硬さを確保することができる。一方、マルテンサイト相の割合が５０．０％未満であると、ステンレス鋼板が過度に軟質化し、ブレーキディスクローターとして使用すると変形が生じ、摩擦係数の安定性が損なわれる。また、マルテンサイト相の割合が９９．０％超になると、ステンレス鋼板が硬質化し、加工性が損なわれる。マルテンサイト相の割合は、複雑形状への加工性を向上させる観点から、５０．０～９５．０％が好ましく、５０．０～９０．０％がより好ましい。
　ここで、本明細書において、フェライト相及びマルテンサイト相の割合は下記の方法で求められる。
　ステンレス鋼板の圧延方向に垂直な断面を鏡面に研磨し、この断面を光学顕微鏡によって観察する。具体的には、この断面の光学顕微鏡画像をＮＩＨ社製の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて二値化処理することによって介在物や析出物（フェライト相及びマルテンサイト相以外の残部）を特定し、観察総面積の全体に占める介在物や析出物の面積割合を「介在物や析出物の割合」として算出する。その後、この断面に対し、フッ酸：硝酸：グリセリン＝１：２：３（体積比）の混合液でエッチングを施す。そして、上記と同様にして、この断面の光学顕微鏡画像をＮＩＨ社製の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて二値化処理することによってフェライト相を特定し、観察総面積の全体に占めるフェライト相の面積割合を「フェライト相の割合」として算出する。なお、断面の観察位置は、厚み方向中心（ｔ／２）部とし、複数の視野にて合計２００μｍ×２００μｍ以上の面積を観察する。また、マルテンサイト相の割合は、以下の式により算出する。
　マルテンサイト相の割合＝１００－（フェライト相の割合＋介在物や析出物の割合）
＜ビッカース硬さ：３００～４００ＨＶ＞
　ステンレス鋼板のビッカース硬さは、ブレーキディスクローターとして使用するときの特性と関連する。
　ビッカース硬さが３００ＨＶ未満であると、ブレーキディスクローターとして使用するときに過度な変形が生じ、摩擦係数の安定性が低下するとともに耐摩耗性も低下する。また、ビッカース硬さが４００ＨＶ超であると相手材となるブレーキパッドを過度に摩耗させる。これらの理由からビッカース硬さは３００～４００ＨＶとする。ビッカース硬さは、ブレーキの鳴き低減の観点から、３００～３８０ＨＶが好ましく、３００～３７０ＨＶがより好ましい。
　ここで、本明細書において、ビッカース硬さは下記の方法で求められる。
　ステンレス鋼板の圧延方向に垂直な断面を鏡面に研磨した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠し、厚み方向中心（ｔ／２）において、荷重５ｋｇ、測定サンプル数（ｎ）＝５の条件でビッカース硬さをそれぞれ測定し、それらの平均値をビッカース硬さとする。
　本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、ＥＢＳＤ測定を行った場合に、以下の条件を満たすことができる。
　（フェライト相のＩＱ値）－（マルテンサイト相のＩＱ値）≧１００００
　上記のＩＱ（Image Quality）値の差を１００００以上とすることにより、硬いマルテンサイト相と軟らかいフェライト相とのバランスを適切な範囲に制御することができるため、耐摩耗性と加工性とを両立し易くなる。この効果を安定して確保する観点から、上記のＩＱ値の差は、好ましくは１２５００以上、より好ましくは１５０００以上である。なお、上記のＩＱ値の差の上限値は、特に限定されないが、例えば１０００００である。
　ＥＢＳＤによるＩＱ値の測定は、公知の方法に準じ、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて行うことができる。
　本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、以下の特性の１つ以上を満たすことができる。
＜室温における破断伸び：１０．０％以上＞
　ステンレス鋼板の室温（２５℃）における破断伸びが１０．０％以上であれば、室温における加工性に優れる（特に、ハット形状への成形が可能）ということができる。特に、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼板からハット形状のブレーキディスクローターへの加工については高温でプレスするホットスタンプによって行われるため、加工時の加熱省略による省エネルギー化（すなわち、室温における加工性）が課題となる。本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、室温における加工性に優れるため、加工時の加熱省略による省エネルギー化を図ることができる。
　室温における成形性を安定して向上させる観点からは、室温における破断伸びは１０．３％以上が好ましく、１０．５％以上がより好ましい。なお、室温における破断伸びの上限値は、特に限定されないが、例えば３０．０％である。
　ここで、本明細書において、室温における破断伸びは下記の方法で求められる。
　ステンレス鋼板の圧延方向が引張方向となるように引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠し、室温（２５℃）にて引張試験を行い、破断伸びを測定する。
＜６０～３００℃における平均摩擦係数：０．２５～０．６５＞
　ステンレス鋼板の６０℃～３００℃における平均摩擦係数が０．２５～０．６５であれば、ブレーキディスクローターとして用いた場合に、優れた摩擦係数の安定性が実現できる。この平均摩擦係数は、好ましくは０．２６～０．６４である。
　ここで、本明細書において、ステンレス鋼板の６０℃～３００℃における摩擦係数は下記の方法で求められる。
　ステンレス鋼板から外径９０ｍｍの円盤状試験片を作製し、ＪＡＳＯ　Ｃ４０６試験（第２効力試験の常温効力試験の１３０ｋｍ／ｈからの制動）を実施し、制動中（円盤状試験片が６０℃～３００℃における）の摩擦係数を測定する。このとき、減速度は１．０ｍ／ｓ2～１０．０ｍ／ｓ2とし、各減速度における１制動中の摩擦係数を求め、それらの平均値を平均摩擦係数とする。なお、円盤状試験片の温度は、摺動面から円盤状試験片の内部方向に１ｍｍの位置で熱電対を用いて測定する。
　本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板の製造方法は、上記の特徴を有するステンレス鋼板を製造することが可能であれば特に限定されない。例えば、本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、上記の組成を有する熱延板又は冷延板を、１．０℃／秒以上の速度で加熱して１０２０℃～１２００℃の焼鈍温度で０秒以上保持した後、１．０℃／秒以上の速度で冷却することによって製造することができる。したがって、この製造方法で得られるステンレス鋼板は、熱延焼鈍板又は冷延焼鈍板である。この製造方法の特徴について詳細に説明する。
　ステンレス鋼板が熱延焼鈍板である場合、その製造方法は、製鋼工程、熱間圧延工程、焼鈍工程及び酸洗工程の順で行われる。また、ステンレス鋼板が冷延焼鈍板である場合、その製造方法は、製鋼工程、熱間圧延工程、焼鈍工程、酸洗工程、冷間圧延工程、焼鈍工程及び酸洗工程の順で行われる。
　製鋼工程では、上記の成分を含有する鋼を転炉溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適に用いられる。溶製した溶鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造）に従ってスラブとする。スラブは所定の温度に加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延される（熱間圧延工程）。熱間圧延工程において、スラブは複数スタンドから成る熱間圧延機で圧延された後に、コイル状に巻き取られる。巻き取られた熱延コイルは、焼鈍炉を用いて所定の条件で焼鈍した後、酸洗することによって熱延焼鈍板を得ることができる（焼鈍工程及び酸洗工程）。酸洗工程は、既存の酸洗方法により実施することができる。焼鈍工程は、以下の条件で行われる。
＜加熱速度：１．０℃／秒以上＞
　加熱速度は、室温から焼鈍温度までの加熱による温度変化を、当該加熱に要した時間で割ることによって算出される。すなわち、焼鈍工程における加熱速度とは、室温から焼鈍温度までの温度範囲の加熱速度を意味する。
　熱延板又は冷延板の厚みが大きいと、焼鈍温度への加熱速度が遅くなり易い。加熱速度が遅くなった場合、加熱中に熱延時に導入された歪の回復が促進され、フェライト相の再結晶粒が粗大になり、フェライト相が軟質化する。そのため、ビッカース硬さを３００～４００ＨＶに制御することができない。したがって、歪の過度な回復を抑制するため、焼鈍温度への加熱速度を１．０℃／秒以上とする。加熱速度は、例えば、炉内温度や通板速度の調節や予熱などを行うことによって制御することができる。
　加熱速度は、生産性の観点から、２．０℃／秒以上が好ましく、３．０℃／秒以上がより好ましい。なお、加熱速度の上限値は、特に限定されないが、例えば１０．０℃／秒、典型的に５．０℃／秒である。
＜焼鈍温度：１０２０℃～１２００℃及び保持時間０秒以上＞
　熱延板又は冷延板の焼鈍温度を１０２０℃～１２００℃、保持時間を０秒以上とすることにより、ステンレス鋼板の母相に存在するフェライト相の割合を１．０～５０．０％、マルテンサイト相の割合を５０．０～９９．０％に制御することができる。焼鈍温度が１０２０℃未満である場合、焼鈍中に炭化物を十分に固溶させることができないため、フェライト相の割合が高くなりすぎてしまう。また、マルテンサイト相中の固溶炭素量を十分に確保できないため、過度に軟質化してしまう。焼鈍温度が１２００℃を超えた場合も同様に、フェライト相及びマルテンサイト相の割合を所定の範囲に制御できず、所望の特性が得られない。
　なお、本明細書において「保持時間０秒」とは、目標とする焼鈍温度に達した時点で加熱を中止することを意味する。
　保持時間の上限値は、特に限定されないが、２００秒が好ましく、１５０秒がより好ましく、１００秒が更に好ましい。
　なお、上記の焼鈍条件は、ステンレス鋼板が熱延焼鈍板である場合、熱延後の焼鈍条件を意味する。また、上記の焼鈍条件は、ステンレス鋼板が冷延焼鈍板である場合、冷延後の焼鈍条件を意味し、熱延後の焼鈍条件は特に限定されない。
＜冷却速度：１．０℃／秒以上＞
　冷却速度は、焼鈍温度から４００℃までの温度変化を、冷却に要した時間で割ることによって算出される。すなわち、冷却速度は、焼鈍温度から４００℃までの温度範囲の冷却速度である。
　熱延板又は冷延板の厚みが大きいと、焼鈍後の冷却速度が遅くなり易い。冷却速度が遅くなった場合、冷却中にオーステナイト相から変態したマルテンサイト相に自己焼戻しが生じ、マルテンサイト相が軟質化するため、ビッカース硬さを３００～４００ＨＶに制御することができない。自己焼き戻しを抑制するため、焼鈍後の冷却速度は１．０℃／秒以上とする。冷却速度は、例えば、炉内温度の調節や空冷などを行うことによって制御することができる。
　冷却速度は、生産性の観点から、２．０℃／秒以上が好ましく、３．０℃／秒以上がより好ましい。なお、冷却速度の上限値は、特に限定されないが、例えば２０．０℃／秒、典型的に１５．０℃／秒である。
　冷延焼鈍板を製造する場合、上記で得られた熱延焼鈍板を冷間圧延する（冷間圧延工程）。冷間圧延は、タンデム式圧延機又はゼンジミア式圧延機のいずれも用いても構わない。圧延後、巻き取られた冷延コイルを、焼鈍炉を用いて所定の条件で焼鈍し、続いて酸洗することによって冷延焼鈍板を得ることができる（焼鈍工程及び酸洗工程）。酸洗工程は、既存の酸洗方法により実施することができる。焼鈍工程は、上記の条件で行われる。
　本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、組成、フェライト相及びマルテンサイト相の割合、並びにビッカース硬さを所定の範囲に制御しているため、加工性及び摩擦係数の安定性に優れている。特に、このステンレス鋼板は、ハット形状のブレーキディスクローターへの加工を室温で行うことができるため、ホットスタンプによる加工に比べて省エネルギー化を図ることができる。
　本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板は、加工性及び摩擦係数の安定性に優れているため、当該特性が要求される用途で用いることができる。特に、このステンレス鋼板は、ブレーキディスクローターに用いるのに最適である。ブレーキディスクローターとしては、自動車のみならず、二輪車、三輪車、スノーモービルなどの各種車両のブレーキディスクローターに用いることができるが、特に自動車のブレーキディスクローターに用いるのに適している。
　本発明の実施形態１に係るブレーキディスクローターは、上記のステンレス鋼板の加工品を備える。
　ここで、ステンレス鋼板の加工品とは、ステンレス鋼板をブレーキディスクローターの形状に加工した部品のことを意味する。したがって、例えば、ブレーキディスクローターが自動車用のブレーキディスクローターである場合、ステンレス鋼板をハット形状に加工した部品のことを意味する。ブレーキディスクローターの形状は、ハット形状に限定されず、ブレーキディスクローターが用いられる車両の種類に応じて適宜決定すればよい。
　本発明の実施形態１に係るブレーキディスクローターは、上記のステンレス鋼板を室温（例えば、－１０～５０℃）にて加工（例えば、深絞り加工などのプレス加工）することによって製造することができる。加工の条件は、作製するブレーキディスクローターのサイズや使用するステンレス鋼板の種類などに応じて適宜調整すればよく特に限定されない。
　加工後、熱処理は行わなくてよい。これは、上記のステンレス鋼板がブレーキディスクローターに用いるのに最適な特性を既に有しているためである。したがって、加工後にそのままブレーキディスクローターとして用いることができるので、ブレーキディスクローターの製造コストを抑えることができる。
　本発明の実施形態１に係るブレーキディスクローターは、ステンレス鋼板を素材としているため、耐食性が良好であって赤さびが発生し難く（すなわち、美観が良好であり）、薄肉軽量化も可能である。また、このブレーキディスクローターは、加工性及び摩擦係数の安定性に優れたステンレス鋼板を素材として用いており、室温でのプレス加工によって製造でき、しかもプレス加工後の熱処理を省略することができるため、製造コストを抑えることができるとともに、制動性も良好である。
［実施形態２］
　本発明の実施形態２に係るブレーキディスクローター用ステンレス鋼板（以下、「ステンレス鋼板」と略す）は、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つＡ値が６５～１５０である組成を有する熱延板又は冷延板である。
　また、本発明の実施形態２に係るステンレス鋼板は、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有することができる。
　上記の通り、本発明の実施形態２に係るステンレス鋼板は、本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板に対して組成が同じであるため、組成の説明は省略し、異なる部分のみについて説明する。
　本発明の実施形態２に係るステンレス鋼板は、上記の通り、所定の組成を有する熱延板又は冷延板である。熱延板は、製鋼工程及び熱間圧延工程の順で各工程を実施することによって製造される。また、冷延板は、製鋼工程、熱間圧延工程、焼鈍工程、酸洗工程及び冷間圧延工程の順で各工程を実施することによって製造される。各工程は、上記と同様にすることができる。
　本発明の実施形態２に係るステンレス鋼板は、最終圧延後（すなわち、熱延板の場合は熱間圧延後、冷延板の場合は冷間圧延後）に所定の条件で焼鈍及び冷却されていないため、本発明の実施形態１に係るステンレス鋼板のように、フェライト相の割合、マルテンサイト相の割合及びビッカース硬さが所定の範囲に制御されていない。そのため、本発明の実施形態２に係るステンレス鋼板は、室温において加工することが難しく、そのままの状態では摩擦係数の安定性も十分でない。ただし、本発明の実施形態２に係るステンレス鋼板は、高温でプレス加工すれば所定の形状（例えば、ハット形状）に容易に加工することができる。また、高温でプレス加工（ホットスタンプによって加工）する際に、フェライト相の割合、マルテンサイト相の割合及びビッカース硬さを所定の範囲に制御することができるため、摩擦係数の安定性も向上する。
　本発明の実施形態２に係るブレーキディスクローターは、上記のステンレス鋼板の加工品を備える。このブレーキディスクローターは、上記の通り、ステンレス鋼板をホットスタンプによって加工することで製造することができる。
　ホットスタンプの条件としては、フェライト相の割合、マルテンサイト相の割合及びビッカース硬さを所定の範囲に制御可能な条件とすればよい。例えば、ホットスタンプの条件は、加熱速度を１．０℃／秒以上、加熱温度を１０２０～１２００℃、保持時間は０秒以上とし、冷却速度を１．０℃／秒以上とすればよい。なお、このときの冷却速度は、加熱温度から４００℃までの温度範囲の冷却速度であり、焼鈍温度から４００℃までの温度変化を、冷却に要した時間で割ることによって算出される。
　また、フェライト相の割合、マルテンサイト相の割合及びビッカース硬さを所定の範囲に安定して制御するために、ホットスタンプによる加工後に必要に応じて熱処理を行ってもよい。
　本発明の実施形態２に係るブレーキディスクローターは、加工性に優れ、摩擦係数の安定性をもたらすことが可能なステンレス鋼板を素材として用い、ホットスタンプによって加工することで製造されているため、耐食性及び制動性に優れ、薄肉軽量化も可能である。
　以下に、実施例を挙げて本発明の内容を詳細に説明するが、本発明はこれらに限定して解釈されるものではない。
　表１－１及び１－２に示す組成（残部はＦｅ及び不純物である）の鋼を溶製してインゴットに鋳造し、インゴットを１１５０～１２５０℃に加熱し、熱間圧延して６ｍｍ厚の熱延板とした。得られた熱延板を表２－１及び２－２に示す条件（加熱速度、焼鈍温度、保持時間及び冷却速度）で加熱、焼鈍及び冷却して熱延焼鈍板とした（本発明例の試験Ｎｏ．１～２５及び２７、比較例の試験Ｎｏ.１～１３）。また、鋼種Ｎｏ．Ａ２６を用いた熱延焼鈍板については、更に冷間圧延して５ｍｍ厚の冷延板とした後、３．５℃／秒の速度で加熱して１０５０℃の焼鈍温度で０秒保持し、３．５℃／秒の冷却速度で冷却して冷延焼鈍板とした（本発明例の試験Ｎｏ．２６）。なお、鋼種Ｎｏ．Ａ２８については、ホットスタンプ時の加工性を評価するため、熱延後の焼鈍は行わずに熱延板の状態とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　上記で得られた熱延焼鈍板及び冷延焼鈍板に対して以下の評価を行った。また、鋼種Ｎｏ．Ａ２８の熱延板については、ホットスタンプ時の加工性のみを評価した。
＜フェライト相、マルテンサイト相、介在物や析出物の割合＞
　熱延焼鈍板及び冷延焼鈍板の圧延方向に垂直な断面を鏡面に研磨し、この断面の光学顕微鏡画像をＮＩＨ社製の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて二値化処理することによって介在物や析出物（フェライト相及びマルテンサイト相以外の残部）を特定し、観察総面積の全体に占める介在物や析出物の面積割合を「介在物や析出物の割合」として算出した。その後、この断面に対し、フッ酸：硝酸：グリセリン＝１：２：３（体積比）の混合液でエッチングを施した。そして、上記と同様にして、この断面の光学顕微鏡画像をＮＩＨ社製の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて二値化処理することによってフェライト相を特定し、観察総面積の全体に占めるフェライト相の面積割合を「フェライト相の割合」として算出した。なお、断面の観察位置は、厚み方向中心（ｔ／２）部とし、複数の視野にて合計２００μｍ×２００μｍ以上の面積を観察する。また、マルテンサイト相の割合は、以下の式により算出した。
　マルテンサイト相の割合＝１００－（フェライト相の割合＋介在物や析出物の割合）
＜ビッカース硬さ＞
　熱延焼鈍板及び冷延焼鈍板の圧延方向に垂直な断面を鏡面に研磨した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠し、厚み方向中心（ｔ／２）において、荷重５ｋｇ、測定サンプル数（ｎ）＝５の条件でビッカース硬さをそれぞれ測定し、それらの平均値をビッカース硬さとした。
＜ＩＱ値の差：（フェライト相のＩＱ値）－（マルテンサイト相のＩＱ値）＞
　熱延焼鈍板及び冷延焼鈍板の圧延方向に垂直な断面を鏡面に研磨し、この断面においてＥＢＳＤによるＩＱ値の測定を行った。このＩＱ値の測定は、日本電子株式会社製走査型電子顕微鏡ＪＳＭ－７２００Ｆを用い、４０×１３０μｍの領域（倍率２０００倍）を０．０５μｍの測定ステップで像を観察し、株式会社ＴＳＬソリューションズ製解析ソフト「ＯＩＭ」を用いて解析を行った。解析では、マルテンサイト相及びフェライト相をそれぞれ抽出してＩＱ値の平均値を算出し、その結果を各相のＩＱ値とした。
＜加工性：破断伸び＞
　熱延焼鈍板及び冷延焼鈍板の圧延方向が引張方向となるように引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に準拠し、室温（２５℃）にて引張試験を行い、破断伸びを測定した。この評価において、破断伸びが１０％以上であればハット形状に加工可能であるといえるため合格とした。
　また、鋼種Ｎｏ．Ａ２８の熱延板の圧延方向が引張方向となるように引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｇ０５６７：２０２０に準拠し、ホットスタンプ模擬熱処理温度（１０５０℃）にて引張試験を行い、破断伸びを測定した。この評価において、破断伸びが５０％以上であればハット形状に加工可能であるといえるため合格とした。
＜平均摩擦係数＞
　熱延焼鈍板及び冷延焼鈍板から外径９０ｍｍの円盤状試験片を作製し、ＪＡＳＯ　Ｃ　４０６試験（第２効力試験の常温効力試験の１３０ｋｍ／ｈからの制動）を実施し、制動中（円盤状試験片が６０℃～３００℃における）の摩擦係数を測定した。このとき、減速度は１．０ｍ／ｓ2～１０．０ｍ／ｓ2とし、各減速度における１制動中の摩擦係数を求め、それらの平均値を平均摩擦係数とした。なお、円盤状試験片の温度は、摺動面から円盤状試験片の内部方向に１ｍｍ離れた位置で熱電対を用いて測定した。この評価において、平均摩擦係数が０．２５～０．６５であれば一般的なブレーキディスクローターへの適用が可能であるといえるため合格とした。
　上記の各評価結果を表３－１及び３－２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３－１及び３－２に示されるように、本発明例の試験Ｎｏ．１～２７は、フェライト相の割合が１．０～５０．０％、マルテンサイト相の割合が５０．０～９９．０％、ビッカース硬さが３００～４００ＨＶであり、破断伸び（室温における加工性）及び平均摩擦係数の評価結果も合格であった。また、本発明例の試験Ｎｏ．２８は、破断伸び（ホットスタンプによる加工性）の評価結果が合格であった。
　これに対して比較例の試験Ｎｏ．１は、Ｃの含有量が多すぎたため、過度に硬質化し、破断伸び（室温における加工性）が低下してしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．２は、Ｎの含有量が多く、Ａ値が高すぎるとともに、フェライト相の割合が低すぎたため、過度に硬質化し、破断伸び（室温における加工性）が低下してしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．３は、Ｓｉの含有量が多く、Ａ値が低すぎたため、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外となり、過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．４は、Ｍｎの含有量が多く、Ａ値が高すぎるとともに、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外であったため、過度に硬質化し、破断伸び（室温における加工性）が低下してしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．５は、Ｐの含有量が多すぎたため、過度に硬質化し、破断伸び（プレス加工性）が低下してしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．６は、Ｓの含有量が多すぎたため、過度に硫化物が析出し、硫化物起点の破壊が起こり易くなったため、破断伸び（室温における加工性）が低下し、また過度に軟質化してしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．７は、Ｃｒの含有量が多く、Ａ値が低すぎたため、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外となり、過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．８は、Ｎｉの含有量が少なく、Ａ値が低すぎたため、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外となり、過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．９は、Ｎｂの含有量が多く、Ａ値が低すぎたため、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外となり、過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．１０は、Ｔｉの含有量が多く、Ａ値が低すぎたため、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外となり、過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．１１は、熱延後の焼鈍温度が低すぎたため、炭窒化物が十分に固溶せず、フェライト相及びマルテンサイト相の割合が所定の範囲外となった。また、マルテンサイト相中の固溶炭素量を十分に確保できないため、過度に軟質化し、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．１２は、熱延板を焼鈍する際の加熱速度が遅すぎたため、熱延時の歪の回復が促進され、フェライト相の再結晶粒の粗大化によって過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　比較例の試験Ｎｏ．１３は、熱延板の焼鈍後の冷却速度が遅すぎたため、自己焼戻しによって過度に軟質化した結果、平均摩擦係数が大きくなってしまった。
　以上の結果からわかるように、本発明によれば、加工性及び摩擦係数の安定性に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法を提供することができる。また、本発明によれば、加工性に優れ、摩擦係数の安定性をもたらすことが可能なブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を提供することができる。さらに、本発明によれば、耐食性及び制動性に優れ、薄肉軽量化が可能なブレーキディスクローター及びその製造方法を提供することができる。

Claims (13)

  1. 　質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有し、
    　フェライト相の割合が１．０～５０．０％であり、
    　マルテンサイト相の割合が５０．０～９９．０％であり、
    　ビッカース硬さが３００～４００ＨＶである、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
    　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
    　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
  2. 　質量基準で、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有する、請求項１に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  3. 　ＥＢＳＤ測定を行った場合に、以下の条件：
    　（フェライト相のＩＱ値）－（マルテンサイト相のＩＱ値）≧１００００
    を満たす、請求項１又は２に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  4. 　以下の特性：
    　（Ａ）室温における破断伸びが１０．０％以上である
    　（Ｂ）６０～３００℃における平均摩擦係数が０．２５～０．６５である
    の１つ以上を満たす、請求項１～３のいずれか一項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  5. 　質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有する熱延板又は冷延板を、１．０℃／秒以上の速度で加熱して１０２０℃～１２００℃の焼鈍温度で０秒以上保持した後、１．０℃／秒以上の速度で冷却する、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法。
    　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
    　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
  6. 　質量基準で、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有する、請求項５に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法。
  7. 　請求項１～４のいずれか一項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の加工品を備えるブレーキディスクローター。
  8. 　請求項１～４のいずれか一項に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板を室温にて加工するブレーキディスクローターの製造方法。
  9. 　前記加工後に熱処理を行わない、請求項８に記載のブレーキディスクローターの製造方法。
  10. 　質量基準で、０．００１％以上０．０８０％未満のＣと、０．００１０～０．５０００％のＮと、０．０１～５．００％のＳｉと、０．０１０～１２．０００％のＭｎと、０．００１～０．１００％のＰと、０．０００１～１．００００％のＳと、１０．０～３５．０％のＣｒと、０．０１０～５．０００％のＮｉと、０．０００１～１．００００％のＮｂ及び０．０００１～１．００００％のＴｉから選択される１種又は２種とを含有し、残部がＦｅ及び不純物であり、且つ下記（１）式で表されるＡ値が６５～１５０である組成を有する熱延板又は冷延板である、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
    　Ａ値＝４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋７Ｍｎ－１１．５Ｃｒ－１１．５Ｓｉ－４７Ｎｂ－４９Ｔｉ＋１８９　・・・（１）
    　式中、各元素記号は各元素の含有量（％）を表す。
  11. 　質量基準で、０．００１～３．０００％のＣｕ、０．００１～３．０００％のＭｏ、０．００１～１．０００％のＶ、０．０００１～０．０３００％のＢ、０．００１～４．０００％のＡｌ、０．００１～３．０００％のＷ、０．０００１～１．００００％のＳｎ、０．０００１～０．０１００％のＭｇ、０．００１～０．５００％のＳｂ、０．００１～１．０００％のＺｒ、０．００１～１．０００％のＴａ、０．００１～１．０００％のＨｆ、０．０００１～１．００００％のＣｏ、０．０００１～０．０２００％のＣａ、０．００１～０．５００％のＲＥＭ、０．０００１～０．５０００％のＧａ及び０．００１０～０．１０００％のＢｉから選択される１種以上を更に含有する、請求項１０に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板。
  12. 　請求項１０又は１１に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の加工品を備えるブレーキディスクローター。
  13. 　請求項１０又は１１に記載のブレーキディスクローター用ステンレス鋼板をホットスタンプによって加工するブレーキディスクローターの製造方法。
PCT/JP2023/018999 2022-06-16 2023-05-22 ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法 WO2023243323A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-097526 2022-06-16
JP2022097526 2022-06-16

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023243323A1 true WO2023243323A1 (ja) 2023-12-21

Family

ID=89191102

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/018999 WO2023243323A1 (ja) 2022-06-16 2023-05-22 ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法

Country Status (2)

Country Link
TW (1) TW202400820A (ja)
WO (1) WO2023243323A1 (ja)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002121656A (ja) * 2000-10-18 2002-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ディスクブレ−キロ−タ−用ステンレス鋼
JP2005133204A (ja) * 2003-10-08 2005-05-26 Jfe Steel Kk 耐焼戻し軟化性に優れるブレーキディスクおよびその製造方法
JP2016117925A (ja) * 2014-12-19 2016-06-30 日新製鋼株式会社 ステンレス製４輪用ディスクブレーキロータおよびその製造方法
JP2017197820A (ja) * 2016-04-27 2017-11-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 焼き入れ性に優れた自転車ディスクブレーキロータ用マルテンサイト系ステンレス冷延鋼板、およびその製造方法
JP2019173087A (ja) * 2018-03-28 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 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
JP2020152959A (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 日鉄ステンレス株式会社 ブレーキマルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ブレーキディスク、ならびにマルテンサイト系ステンレス鋼スラブ
JP2022068891A (ja) * 2020-10-23 2022-05-11 日鉄ステンレス株式会社 ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002121656A (ja) * 2000-10-18 2002-04-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ディスクブレ−キロ−タ−用ステンレス鋼
JP2005133204A (ja) * 2003-10-08 2005-05-26 Jfe Steel Kk 耐焼戻し軟化性に優れるブレーキディスクおよびその製造方法
JP2016117925A (ja) * 2014-12-19 2016-06-30 日新製鋼株式会社 ステンレス製４輪用ディスクブレーキロータおよびその製造方法
JP2017197820A (ja) * 2016-04-27 2017-11-02 新日鐵住金ステンレス株式会社 焼き入れ性に優れた自転車ディスクブレーキロータ用マルテンサイト系ステンレス冷延鋼板、およびその製造方法
JP2019173087A (ja) * 2018-03-28 2019-10-10 日鉄ステンレス株式会社 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
JP2020152959A (ja) * 2019-03-20 2020-09-24 日鉄ステンレス株式会社 ブレーキマルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法、ブレーキディスク、ならびにマルテンサイト系ステンレス鋼スラブ
JP2022068891A (ja) * 2020-10-23 2022-05-11 日鉄ステンレス株式会社 ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW202400820A (zh) 2024-01-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5863785B2 (ja) 自転車のディスクブレーキロータ用マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
EP1621644B1 (en) Martensitic stainless steel for disc brake
EP2287350B1 (en) Low-carbon martensitic cr-containing steel
JP5200332B2 (ja) 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
US20090104068A1 (en) Brake Disk Excellent in Temper Softening Resistance and Toughness
CN109923234B (zh) 渗碳用钢板以及渗碳用钢板的制造方法
JP6615256B2 (ja) ステンレス鋼板および制動系部品
JP6537659B1 (ja) 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
WO2022228216A1 (zh) 一种高温渗碳齿轴用钢及其制造方法
TWI810810B (zh) 煞車碟盤轉子用麻田散鐵系不鏽鋼板、煞車碟盤轉子、及煞車碟盤轉子用麻田散鐵系不鏽鋼板的製造方法
JP7179966B2 (ja) 自動車ブレーキディスクローター用フェライト系ステンレス鋼板、自動車ブレーキディスクローター及び自動車ブレーキディスクローター用ホットスタンプ加工品
JP4496908B2 (ja) 耐焼戻し軟化性に優れるブレーキディスクおよびその製造方法
WO2023243323A1 (ja) ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びその製造方法、並びにブレーキディスクローター及びその製造方法
JP4308622B2 (ja) 耐焼戻し軟化性に優れたブレーキディスクおよびその製造方法
JP2022068891A (ja) ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板、ブレーキディスクローター及びブレーキディスクローター用ステンレス鋼板の製造方法
JP4517850B2 (ja) 耐熱応力割れ性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP3900169B2 (ja) ディスクブレーキ用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP7325206B2 (ja) ディスクローター用フェライト系ステンレス鋼およびブレーキ用ディスクローター
JP2024127626A (ja) ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板及びブレーキディスクローター、並びにそれらの製造方法
JP2023116985A (ja) ブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板、ブレーキディスクローターおよびブレーキディスクローター用マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法
CN114686756A (zh) 一种新型轮毂单元外圈用钢及其生产工艺

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23823624

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2024528428

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A