(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともに、金属組織が加工フェライト組織であり、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜３００であることを特徴とする、冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要の二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板。
【請求項２】
請求項１に記載の鋼板において、上記成分に加えてさらに、下記ａ〜ｆのグループから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともに、金属組織が加工フェライト組織であり、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜３００であることを特徴とする、冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要の二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板。
記
ａ；Ｓｉ：１．５％以下、
ｂ；Ｍｎ：２．５％以下、
ｃ；Ｃｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、
ｄ；Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、
ｅ；Ｖ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、
ｆ；Ａｌ：２．０％以下
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％を含有するクロム系ステンレス鋼スラブを、熱間圧延し、得られた熱延鋼板をフェライト単相の組織としてから、圧下率１５〜７０％で冷間圧延することにより、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）を２５０〜３００とすることを特徴とする、冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要の二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板に関し、特に、小型バイク、スクーター、自転車等のディスクブレーキに使用して好適な、硬さが比較的低く冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要のステンレス鋼板（鋼帯を含む、以下同じ）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、二輪車のディスクブレーキには、マルテンサイト系ステンレス鋼が使用されるのが一般的である。さて、ディスクブレーキ材料に必要なおもな特性は、耐食性、靱性、耐磨耗性である。一般に、耐磨耗性は硬さが高くなるに従って良くなるが、靱性は硬さの上昇とともに低下する傾向にあるので、これら双方の観点から、一般的なディスクブレーキはヴィッカース硬さＨｖ＝３１０〜３８０の硬さ範囲に調整して用いている。
具体的には、例えば、ＳＵＳ４２０Ｊ１やＳＵＳ４２０Ｊ２（いずれもマルテンサイト系ステンレス鋼）の場合には、ディスクブレーキの形状に打ち抜き成形後、焼入れ−焼戻しの処理を行うことによりマルテンサイト組織として硬さを調整して使用される。また、特開昭57−198429号公報、特開昭60−106951号公報に示されるような、焼入れのみで適正な硬さが得られる、焼戻し処理の不要な低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼も使用されている。
【０００３】
上述した二輪車のディスクブレーキ材料は、比較的高級なスポーツバイクや中型〜大型のオートバイのディスクブレーキに使用されてさたものであるが、最近になって、このディスクブレーキが低価格の小型バイク、スクーターおよび自転車等にも使用されるようになってきている。これらの二輪車は車体重量が軽いため、ディスクブレーキの性能には従来の二輪車ほどのものは必要なく、したがって用いられる材料の硬さもであれば比較的低いレベル (Ｈｖ：２５０以上) でよい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
ところが、このような軽量の二輪車を対象に設計した材料は今まではなく、もっぱら、従来の中型、大型バイク用の硬質（Ｈｖ＝３１０〜３８０）マルテンサイト系ステンレス鋼を用いるか、またはＨｖ＝２５０〜３００となるように低Ｃ量に成分調整したマルテンサイト系ステンレス鋼を用いているのが実状であった。
しかしながら、これらのマルテンサイト系ステンレス鋼は、いずれも所定の硬さを確保するためには焼入れ処理が不可欠であること、また、必要以上硬質に焼入れ処理された場合、ディスクブレーキに仕上げる際の研削、研磨工程での負荷が大きいという問題があった。これらの問題はいずれも、製造コストを引き上げる要因ともなっていた。なお、ディスクブレーキ全般については、ブレーキ使用時におけるディスクブレーキとパッドとの摺動発熱のために、ディスクブレーキの温度が上昇して、長時間使用すると、材料が次第に焼き戻されて軟質化し、ブレーキ性能が劣化するという問題は依然として残されていた。
【０００５】
本発明は、ディスクブレーキに用いるステンレス鋼板が抱えている上記問題を解決することにあり、焼き入れ−焼もどし処理あるいは焼き入れ処理を施すことなく、ヴィッカース硬さＨｖ＝２５０〜３００を満たすステンレス鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、さらに高温で軟質化しにくいステンレス鋼板を提供することをも目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、冷間圧延による加工硬化を利用することにより、従来実施してきた焼入れ処理を省略できること、またＮｂ添加が高温での軟質化を抑制する上で大きな効果を有していることを知見し、本発明に想到した。すなわち、本発明は以下のとおりである。
【０００８】
（１）質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともに、金属組織が加工フェライト組織であり、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜３００であることを特徴とする、冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要の二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板。
【０００９】
（２）（１）に記載の鋼板において、上記成分に加えてさらに、下記ａ〜ｆのグループから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成であるとともに、金属組織が加工フェライト組織であり、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）が２５０〜３００であることを特徴とする、冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要の二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板。
記
ａ；Ｓｉ：１．５％以下、
ｂ；Ｍｎ：２．５％以下、
ｃ；Ｃｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、
ｄ；Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、
ｅ；Ｖ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、
ｆ；Ａｌ：２．０％以下
【００１０】
（３）質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％を含有するクロム系ステンレス鋼スラブを、熱間圧延し、得られた熱延鋼板をフェライト単相の組織としてから、圧下率１５〜７０％で冷間圧延することにより、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）を２５０〜３００とすることを特徴とする、冷間圧延したままで用いる、焼入れ不要の二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板の製造方法。
【００１１】
なお、（３）に記載の鋼組成には、Ｃ：０．１％以下、Ｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１０．０〜２０．０％、Ｎｂ：０．０５〜１．０％で残部が実質的にＦｅからなるもののほか、下記ａ〜ｆのグループから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有するものが含まれる。
記
ａ；Ｓｉ：１．５％以下、
ｂ；Ｍｎ：２．５％以下、
ｃ；Ｃｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下、
ｄ；Ｃｕ：２．０％以下、Ｍｏ：２．０％以下、
ｅ；Ｖ：１．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、
ｆ；Ａｌ：２．０％以下
【００１２】
また、本発明でいうフェライト単相組織とは、オーステナイト相、マルテンサイト相を含まないフェライト組織で、再結晶状態、未再結晶状態のいずれもこれに該当する。さらに、加工フェライト組織とは、上記フェライト単相組織に対して冷間圧延等の加工を施した未再結晶状態であるものを言い、組織を観察すると圧延長手方向に延伸されているのでそれとわかる。
【００１３】
【作用】
以下、本発明において、クロム系ステンレス鋼の組成を上記範囲に限定した理由について説明する。なお、本発明におけるクロム系ステンレス鋼とは、多量のNiを含まないCr主体のステンレス鋼であり、オーステナイト系ステンレス鋼は含まない。
Ｃ：0.1 ％以下
Ｃは、母相の硬さを高めて耐磨耗性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｃは後述するNbと炭化物を形成して、ブレーキとして使用する際の摺動加熱による軟質化を抑制する。しかし、多すぎるとCr炭化物を形成し、耐食性を劣化させるため、その上限を0.1 ％とする。
【００１４】
Ｎ：0.1 ％以下
Ｎは、Ｃと同様に、母相の硬さを高めて耐磨耗性を向上させるのに有効な元素である。また、Ｎは後述するNbと窒化物を形成して、ブレーキとして使用する際の摺動加熱による軟質化を抑制する。ただし、多すぎるとCr窒化物を形成し、耐食性を劣化させるため、その上限を0.1 ％とする。
【００１５】
Cr：10.0〜20.0％
Crは、耐食性を付与するために少なくとも10.0％は添加する必要があるが、過剰に添加すると靱性の低下を招くのでその上限は20.0％とする。
【００１６】
Nb：0.05〜1.0 ％
Nbは、炭化物や窒化物を形成し、加工フェライト組織の軟質化を抑制する元素である。Nbの添加効果に関する実験結果を以下に説明する。
連続鋳造設備を用いて、表１に示す成分のステンレス鋼スラブを製造し、これを1100℃に再加熱した後、熱延終了温度を720 ℃とする熱間圧延により板厚７ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板に、連続式焼鈍炉により、1050℃×１分の焼鈍を施し、フェライト単相組織とした。次いで、スケールを酸洗除去してから、圧下率６０％で冷間圧延した。得られた鋼板のヴィッカース硬さを測定するとともに、ブレーキ使用中の昇温による材質変化を想定して、400 〜700 ℃の各温度に加熱し、１時間保持して、硬さの変化を測定した。これらの測定結果を図１に示す。
【００１７】
【表１】
0004300672.tif 000002
【００１８】
図１に示すように、冷間圧延ままの鋼板の硬さは、Ｎｂ添加の有無にかかわらず、Ｈｖ＝２５０〜３００の範囲にあり、ディスクブレーキとしての適正な硬さ範囲にあることがわかる。これを加熱保持した後の硬さには、Ｎｂ添加有無の差異が大きく現れている。すなわち、Ｎｂ無添加の場合（鋼Ｂ）には６００℃以上で軟質化がみられるのに対し、Ｎｂを添加した場合（鋼Ａ）には７００℃まで軟質化せず材質劣化が少ないことがわかる。このようなＮｂによる軟質化抑制の機構については必ずしも明確ではないが、比較的高温域まで安定しているＮｂ炭化物、Ｎｂ窒化物により、冷間圧延で導入された加工歪みの回復が抑制されたためであると考えられる。なお、加熱保持したときの硬さが冷間圧延ままの硬さよりも上昇したのは、Ｎｂを含む析出物が新たに生成したことによる析出硬化の影響であると推察される。このようなＮｂの添加効果は、０．０５％未満では得られず、また１．０％を超えて過剰に加えてもその効果は飽和するので、Ｎｂは０．０５〜１．０％の範囲で添加する。
【００１９】
本発明のステンレス鋼板には、上述した基本成分以外の元素は必ずしも添加する必要はないが、以下に示す含有範囲であれば、本発明の効果を損なうものではないので、必要に応じて添加もしくは混入されても差し支えない。
Si：1.5 ％以下
Siは、硬さを上昇させ耐磨耗性を向上させるのに有効な元素であるが、靱性を低下させるため、その上限を1.5 ％とする。
【００２０】
Ｍｎ：２．５％以下
Ｍｎは、熱間圧延における割れを抑制するのに有用な元素であるが、過剰に添加しても、その効果が飽和するのみならず、高温でのスケール生成量を増して表面性状を低下させるため、その上限を２．５％とする。
【００２１】
Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下
Ｎｉ、ＣｏおよびＢは、靱性向上に寄与する元素であるが、過剰に添加しても、その効果は飽和するので、それらの添加量はそれぞれＮｉ：０．１〜２．０％、Ｃｏ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下とする。
【００２２】
Cu：2.0 ％以下、Mo：2.0 ％以下
CuおよびMoは、耐食性を向上させる元素であるが、過剰に添加してもその効果は飽和するため、上限をいずれも2.0 ％とする。
【００２３】
Ｖ：1.0 ％以下、Zr：1.0 ％以下、Ti：1.0 ％以下
Ｖ、ZrおおよびTiは、炭化物、窒化物を形成し、高温域での軟質化を抑制する作用を有している。しかし、過剰に添加すると粗大な炭化物、窒化物を形成し、靱性を低下させるので、いずれも上限を1.0 ％とする。
【００２４】
Al：2.0 ％以下
Alは、製鋼工程での脱酸効果のほか、耐酸化性、耐食性を向上させる効果を有しているが、過剰に添加すると Al２O３系介在物が増えて、靱性を低下させる。よって、その上限を2.0 ％とする。
【００２５】
本発明鋼板は、上記成分を含有するクロム系ステンレス鋼スラブを、熱間圧延し、得られた熱延鋼板をフェライト単相の組織としてから、圧下率１５〜７０％で冷間圧延することにより、ヴィッカース硬さ（Ｈｖ）を 250〜300 に調整することにより製造される。
まず、熱間圧延の条件については、特に制限する必要はなく、通常実施される範囲でよい。すなわち、スラブ加熱温度は1000〜1300℃、熱延終了温度は650 〜1050℃、巻き取り温度は500 〜800 ℃が標準的な条件である。
【００２６】
熱間圧延して得られた熱延鋼板は、冷間圧延の前にフェライト単相の組織としておく必要がある。熱延鋼板がマルテンサイト相を少しでも含む場合（おおむね熱延鋼板のＨｖ硬さで200 以上の場合）には、硬さが板内で不均一となりそのままでの使用性能が十分でなく、また延性が不十分なために冷間圧延が困難であるからである。
このため、本発明では、熱延鋼板にマルテンサイト相が出現した場合には、この鋼板をいったん焼鈍することにより、フェライト単相の組織とする。熱延鋼板にマルテンサイト相が存在しないときには焼鈍を省略してもよい。なお、熱延鋼板にマルテンサイト相が存在しない場合でも、熱延鋼板の長手方向における再結晶状態が大きく変動するようなときには、冷間圧延に先立って焼鈍することは、より均質な製品を得る上で望ましい。こうした熱延鋼板の焼鈍条件としては、650 〜1100℃の温度で１分〜１０時間の範囲が好適である。
【００２７】
このようにして、必要に応じて熱間圧延後に焼鈍を行って、熱延鋼板の組織をフェライト単相としたのち、酸洗し、冷間圧延することにより硬さを適正な範囲になるように調整して加工フェライト組織の製品とする。
冷間圧延後の鋼板硬さの範囲は、ディスクブレーキの耐磨耗性を確保するためにヴィッカース硬さ（Ｈｖ）で 250以上は必要である。しかし、過度に硬質にすると、研削、研磨工程の負荷を高めるばかりでなく、打抜き金型の寿命に悪影響を与えるので、Ｈｖ：300 を上限とする。
【００２８】
本発明では、上記範囲の硬さを、冷間圧延により加工歪みを導入し、加工フェライト組織とすることによって達成する。その際、冷間圧延の圧下率が低過ぎると、適正な硬さが得られないだけでなく、硬さのばらつきが大きく品質が安定しなくなる。さらに、板厚方向表層部の硬さが優先的に上昇して、板厚方向の歪みが不均一となり反りを生じてしまう。このようなことを考慮して、冷間圧延の圧下率は１５％以上とする。また、圧下率の上限は通常の冷間圧延設備の能力を想定して70％とする。
【００２９】
上述した冷延圧下率を定める根拠となる実験結果について説明する。
連続鋳造設備を用いて製造した、表２に示す成分のステンレス鋼スラブを、1150℃に再加熱し、熱延終了温度を880 ℃（鋼Ｃ）、 790℃（鋼Ｄ）とした熱間圧延により板厚５ｍｍの熱延鋼板とした。次いで、鋼Ｃは連続式焼鈍炉により1100℃×１分の焼鈍を施し、また鋼Ｄは750 ℃×８時間の箱焼鈍を実施して、フェライト単相組織とし、酸洗によりスケール除去した。この熱延鋼板を、さらに実験室圧延機により冷間圧延し、冷延圧下率と硬さの関係を調査した。その結果を図２に示す。
図２からわかるように、圧下率１５％に満たない冷間圧延では板厚中心の硬さが表面のそれより低く、また圧下率に対する硬さの変化が急峻なために安定した品質の製品を得るための圧下率の許容範囲が狭く製造上の管理が困難となる。したがって、冷間圧延した鋼板の表層、板厚中心とも均一な硬さで、ばらつきが少なく、ディスクブレーキ用に適した材料を得るには、冷延圧下率を１５％以上とすることが必要である。
【００３０】
【表２】
0004300672.tif 000003
【００３１】
【実施例】
連続鋳造設備を用いて、表３に示す成分のステンレス鋼スラブを製造し、これを表４に示す各温度でスラブ加熱、熱延終了、巻取りし、板厚６ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板をそのまま、または焼鈍したのち、酸洗して脱スケールして各圧下率で冷間圧延した。得られた鋼板について、表面と板厚中心のヴィッカース硬さを測定した。また、硬さは冷間圧延後だけでなく、500 〜700 ℃の温度で１時間保持した後でも測定した。これらの製造条件と得られた硬さの測定結果を表４に併せて示す。
【００３２】
【表３】
0004300672.tif 000004
【００３３】
【表４】
0004300672.tif 000005
【００３４】
以上の表から、発明例はすべて、表面、板厚中心とも、Ｈｖ＝250 〜300 の適正範囲にあることがわかる。また、所定量のNbを添加した発明例は、700 ℃に１時間保持しても、板厚中心の硬さが低下することなくＨｖ：250 以上の良好な値を維持しており、ブレーキ使用時の昇温による品質劣化が小さいことがわかる。
【００３５】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、焼入れ処理を施すことなく、表面、板厚中心ともＨｖ＝250 〜300 の硬さ範囲を達成することが可能となる。また、特にNbを適正量添加することにより、使用時の昇温が大きくても硬さの低下が少ない、安定した硬さを維持した鋼板を提供できる。
したがって、本発明によれば、Ｈｖ＝250 〜300 の範囲で安定した硬さを有し、製造時に焼入れ不要な二輪車ディスクブレーキ用ステンレス鋼板を安価に提供することが可能になる。
【図面の簡単な説明】
【図１】昇温によるヴィッカース硬さの変化に及ぼすNb含有量の影響を示すグラフである。
【図２】冷延圧下率とヴィッカース硬さとの関係を示すグラフである。
【図１】
0004300672.tif 000006
【図２】
0004300672.tif 000007