WO2010140696A1 - ブレーキディスク用鋼板およびブレーキディスク - Google Patents

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藤澤光幸
加藤康
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古澤英哉
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    • F16D2200/0017—Ferro corrosion-resistant

Definitions

  • the present invention mainly relates to steel plates used for brake discs such as motorcycles and bicycles such as bicycles, and is excellent in corrosion resistance and hardened (corrosion resistance).
  • Low carbon martensitic chromium-containing steel plate low carbon martensitic
  • brake disc using the steel plate about.
  • Disc brakes are often used as brake systems for motorcycles such as motorcycles and bicycles.
  • the disc brake is attached to a tire and sandwiches a brake disc that rotates together with the tire with brake pads, and brakes with friction between the brake disc and the brake pad.
  • the brake disk is repeatedly heated to a temperature range of 500 ° C. or more due to the friction, the brake disk is not softened against the heat generated during braking, but is deformed (change of shape). ) And galling, that is, high temper softening resistance is required.
  • an appropriate range of hardness in a brake disc of a motorcycle disc brake is usually about 30 to 40 HRC on HRC (Rockwell hardness scale C), and a more preferable range is 32 to It is required to maintain the hardness within this proper range even after receiving heat during repeated braking.
  • HRC Rockwell hardness scale C
  • a more preferable range is 32 to It is required to maintain the hardness within this proper range even after receiving heat during repeated braking.
  • the hardness is lower than this proper range, there is a concern that the braking force will decrease due to deformation or wear of the brake disc or the brake disc will crack, and the hardness is higher than this proper range.
  • various problems such as a reduction in braking force and a decrease in pad life due to a decrease in brake squeal and a friction coefficient (coefficient of friction) are likely to occur.
  • the brake disk is also required to have corrosion resistance (rust resistance) in terms of appearance and ensuring braking force.
  • corrosion resistance rust resistance
  • martensitic stainless steel sheets mainly containing 12 to 13% Cr are used as the material for the brake disc.
  • the brake disk has an opening or groove (cooling capability) against heat generation during braking, discharge of wear debris, weight saving, design, and the like. many) are provided. Since these holes and grooves are formed by punching work or cutting work, it is required that the material used for processing be soft. Therefore, when manufacturing brake discs from steel plates, the steel plates are annealed to have a hardness of 95 HRB or less in HRB (Rockwell hardness B scale) and processed into a disk shape at 900 to 1100 ° C. A quenching process is performed to cool after holding for about 1 to 10 minutes to bring the hardness to an appropriate range, and further, a grind and a corrosion-proof process are applied to obtain an end product. As the steel plate, a steel plate is used that has a small amount of temper softening and can maintain a hardness of 30 HRC or higher even when the brake disc is held at 500 ° C. for 60 minutes.
  • Patent Documents 1 to 4 have the effects of improving hardenability, obtaining stable quenching hardness, and increasing temper softening resistance, such as C, N, Nb, V, Cu, Ti, Mo, and B.
  • a high heat-resisting steel sheet having a hardness of 30 HRC or more is disclosed even for a tempering treatment at a temperature exceeding 500 ° C. by adding an element.
  • the high heat-resistant steel sheet disclosed in Patent Documents 1 to 4 has relatively excellent heat resistance, and evaluation of heat resistance when held at 500 to 550 ° C. for about 60 minutes (heat resistance evaluation). ) Gives good results. However, when the temperature was maintained for a longer time (for example, about 240 minutes), a sharp decrease in hardness and / or corrosion resistance was confirmed. In other words, it has been found that these conventional high-heat-resistant steel plates have insufficient corrosion resistance and heat stability (stability of heat resistance) when used for a long time (for example, about 240 minutes).
  • the present invention has been made in view of the above situation, and an object of the present invention is to provide a steel sheet having stable corrosion resistance and heat stability even when used as a brake disc material for a long time (for example, about 240 minutes). To do. Specifically, it has a hardenability in which the hardness after quenching falls within an appropriate range (32 to 40 HRC JIS Z 2245), and a 48 hour salt spray test regarding corrosion resistance after quenching and tempering. (SST test) An object is to provide a steel plate having 4 or less rusting points after a salt spray test, and a brake disk using the steel plate. Furthermore, the hardness after quenching is 32 to 40 HRC, the hardness after tempering at 550 ° C.
  • ⁇ 60 minutes is 30 to 40 HRC, and the hardness after tempering at 550 ° C. ⁇ 240 minutes.
  • a steel plate having excellent temper softening resistance such that the length becomes 28 to 40 HRC, and further, with respect to corrosion resistance after quenching and after tempering, the rusting point after 4 hours of SST test is 4 or less.
  • a brake disc using the steel plate is 4 or less.
  • the present inventors have conducted detailed studies on hardenability, heat resistance (specifically, temper softening resistance) and corrosion resistance of steel sheets having various compositions.
  • excessive elements such as Nb, Ti, V, and Mo are included for the purpose of improving heat resistance
  • these elements are ferrite forming elements (ferrite formation elements), and therefore, during the quenching process. It has been found that a large amount of ferrite (ferrite phase) is formed, which causes a decrease in hardness after quenching and tempering.
  • the strengthening element if the content of Ni, Mn, etc., which are austenite forming elements, is increased, the formation of the ferrite phase can be suppressed, but further after tempering. It has been found that it is difficult to maintain the hardness for a long time, and it is sometimes necessary to replace the brake disk. However, by containing appropriate amounts of Nb, N and B, the effect of maintaining the hardness after tempering for a long time (for example, about 240 minutes) was confirmed, and it was also confirmed that the effect of improving the corrosion resistance after tempering was high. .
  • the present inventors further examined a steel composition that exhibits high hardness and excellent corrosion resistance even when the hardness after quenching and after tempering is within the proper range described above and kept at the tempering temperature for a long time.
  • the desired properties can be obtained by containing a proper amount of Nb, N and B in combination, and further by making the steel composition satisfying a predetermined relational expression. It was found that it can be obtained.
  • the summary structure is as follows. (1) In mass%, C: 0.02% or more and less than 0.10%, Si: 0.6% or less, Mn: more than 0.5% and 2.0% or less, P: 0.06% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.05% or less, Cr: 11.0% to 13.5%, Ni: 0.01% or more and 0.30% or less, Nb: 0.10% or more and 0.60% or less, N: 0.03% or more and less than 0.10% and B: more than 0.0010% and 0.0060% or less, further satisfy the following formulas (1) to (3), the balance being Fe and inevitable
  • Co 0.01% or more and 0.10% or less
  • Cu 0.01% or more and 0.30% or less
  • V 0.01% or more and less than 0.15%
  • Mo 0.01% or more and 0.10% or less
  • Ti 0.01% or more and 0.10% or less
  • Zr 0.01% or more and 0.10% or less
  • a steel plate for a brake disc comprising at least one selected from Ta: 0.01% to 0.10% and W: 0.01% to 0.10%.
  • the present invention it is possible to provide a low-carbon martensitic chromium-containing steel sheet that has excellent corrosion resistance, has high temper softening resistance at 550 ° C., and has little decrease in hardness. Therefore, when the steel plate of the present invention is used as a brake disc for motorcycles, bicycles and other motorcycles, it has excellent corrosion resistance and is less susceptible to deformation of the disc due to heat generated during braking. In addition, braking stability can be maintained for a long time.
  • the unit of the element content in the steel sheet is “mass%”, but hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • C 0.02% or more and less than 0.10% C forms a solid solution or precipitate (carbide, carbonitride, or a mixture thereof), and is a steel sheet after quenching and tempering. It is a major element that greatly affects hardness. In order to ensure appropriate hardness after quenching, it is necessary to contain 0.02% or more. However, when the content is 0.10% or more, the corrosion resistance is remarkably lowered.
  • the C content is set to 0.02% or more and less than 0.10%. In addition, it is preferable to set it as 0.04% or more from a heat resistant viewpoint, and 0.08% or less from a rust-resistant viewpoint. Furthermore, in order to ensure better corrosion resistance, the content is preferably 0.06% or less.
  • Si 0.6% or less Si is an element that acts as a deoxidizing agent. However, if its content exceeds 0.6%, a sufficient martensitic phase is not generated during the quenching process, resulting in a decrease in hardness after quenching of the steel sheet. Moreover, since it will also lead to the fall of toughness if it contains excessively, it defines to 0.6% or less. In addition, it is preferable to contain 0.05% or more from a viewpoint of a deoxidation effect
  • Mn more than 0.5% and not more than 2.0%
  • Mn is an element that suppresses the formation of a ferrite phase at a high temperature. Therefore, a wide temperature range of 900 to 1300 ° C. is a stable austenite zone, and it is an element useful for ensuring sufficient hardenability. In order to obtain such an effect, it exceeds 0.5%. It is necessary to contain. However, if its content exceeds 2.0%, the workability and corrosion resistance are remarkably lowered, so the Mn content is made 0.5% and 2.0% or less. From the viewpoint of hardenability, the content is preferably more than 1.0%, and more preferably 1.5% or more.
  • Al 0.05% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent as in Si. However, if it is excessively contained, hard inclusions and precipitates increase, resulting in surface defects. Therefore, the content is made 0.05% or less.
  • Si when contained as a deoxidizer, it is preferable to reduce the Al content in order to suppress an increase in inclusions and precipitates. For example, if Si is 0.05% or more, Al is preferably 0.03% or less, and if Si is 0.10% or more, Al is preferably 0.01% or less.
  • Cr 11.0% or more and 13.5% or less Cr is a main element for improving the corrosion resistance of the steel sheet, and it is necessary to contain 11.0% or more for ensuring sufficient corrosion resistance as a brake disk material. is there. However, if the content exceeds 13.5%, a large amount of ⁇ ferrite phase is generated after the quenching treatment, and appropriate hardness cannot be obtained, and workability and toughness are also lowered. Therefore, the Cr content is 11.0% or more and 13.5% or less. The content is preferably 11.5% or more from the viewpoint of corrosion resistance, and the content is preferably less than 13.0% from the viewpoint of workability.
  • Ni 0.01% or more and 0.30% or less Ni improves the hardenability and corrosion resistance of the steel sheet by setting its content to 0.01% or more. However, if the content exceeds 0.30%, the diffusion velocity of Cr is greatly reduced, so that a long time heat treatment is applied to softening annealing when the steel plate is processed into a brake disk shape. Therefore, it may cause defects due to a decrease in production efficiency and an increase in scale. Moreover, since Ni is an expensive element, it leads to an increase in material cost. Therefore, the Ni content is set to 0.30% or less. In the present invention, the content of Ni may be 0.1% or less because the formation of the ⁇ ferrite phase is suppressed by adjusting the content of other elements to improve the corrosion resistance.
  • Nb 0.10% or more and 0.60% or less Nb, like N and B described later, is an extremely important element in the present invention. Nb forms precipitates (referring to nitrides, carbides, carbonitrides, or a mixture of two or more of these) with C and N to delay the recovery of dislocation, thereby improving the heat resistance of the steel sheet. It is an element to improve. Heat resistance targeted by the present invention (hardness after tempering treatment at 550 ° C. ⁇ 60 minutes: 30 to 40 HRC, hardness after tempering treatment at 550 ° C. ⁇ 240 minutes: 28 In order to ensure (-40 HRC), it is necessary to contain 0.10% or more of Nb.
  • the Nb content is set to 0.10% or more and 0.60% or less.
  • a more preferable content is 0.10% or more and 0.40% or less.
  • a more preferable content is 0.16% or more and 0.30% or less.
  • N 0.03% or more and less than 0.10%
  • N is an extremely important element in the present invention.
  • N is an element necessary for securing appropriate hardness to the steel sheet after quenching and tempering.
  • it has an effect of suppressing precipitation of coarse C precipitates (carbide, carbonitride, or a mixture thereof), and precipitates (nitride and carbonitride, or a mixture thereof) rather than C. Since the precipitates are still fine, the combined addition of Nb and B has a high effect of suppressing temper softening for a long time. Further, the effect of improving the corrosion resistance is great, and it is effective to contain N at 0.03% or more in order to obtain these effects.
  • the N content is 0.03% or more and less than 0.10%.
  • B More than 0.0010% and 0.0060% or less B, like Nb and N, is an extremely important element in the present invention. B tends to be unevenly distributed in the crystal grain boundary, granulates the structure, and coarse precipitates at the grain boundary (in particular, precipitates formed by C and / or N), Among them, in order to suppress the formation of the above-mentioned carbide, nitride, carbonitride, or a mixture of two or more thereof), the combined addition of Nb and N improves the heat resistance of the steel sheet, and is long for use in high-temperature environments. It is an effective element for achieving a long life. In order to acquire these effects, it is necessary to contain B exceeding 0.0010%.
  • the content of B exceeds 0.0010 and is 0.0060% or less.
  • the content is preferably set to 0.0016% or more. More preferably, it is 0.0020% or more.
  • FIG. 6 shows (11.3-13.1)% Cr- (0.0030-0.0071)% C- (0.07-0.30)% Si- (0.85-1.84)%.
  • Ni-Nb-NB- Cu, Zr, Mo, V, Ti, Co, Ta, W
  • Hardness after tempering held at 550 ° C. for 240 minutes when Nb and N are added in an appropriate range and when one or more of Nb and N are not added in an appropriate range The influence of B on the thickness is shown.
  • the hardness is ensured to be 28 HRC or more even after 240 minutes at 550 ° C.
  • the three elements Nb, N and B It can be seen that, even if one of them is not added to the proper range, it decreases to 27 HRC or less after 240 minutes at 550 ° C. From the above, when the three elements Nb, N, and B are contained in an appropriate range, the hardness is 28 HRC or higher even if held at 550 ° C. for 240 minutes. The effect was obtained.
  • P 0.06% or less
  • the content of P is set to 0.06% or less.
  • it is 0.01% or more and 0.04% or less.
  • S 0.01% or less If S is contained in an amount of 0.0005% or more, it contributes to the improvement of the punching workability of the steel sheet. However, if contained in excess of 0.01%, the hot ductility and the corrosion resistance are remarkably lowered. Therefore, the S content is 0.01% or less. Further, it is preferably 0.0005% or more and 0.006% or less. More preferably, it is 0.004% or less.
  • a steel sheet composition satisfying the following formulas (1) to (3) may be used. is necessary.
  • each element symbol in the above formulas (1) to (3) represents mass% of each element contained in the steel plate.
  • the left side of the above formula (1) indicates the austenite forming ability of the steel.
  • FIG. 1 shows Cr-0.06% C-0.1% Si-1.6% Mn-0.002% Al-0.05% Ni-0.2% Nb-0.04% N-0.
  • the result of measuring the amount of martensite in steel after performing quenching treatment at 1050 ° C. for 5 minutes on a steel sheet in which Cr content was changed to 11.8 to 13.4% in 003% B steel Is shown.
  • the horizontal axis in FIG. 1 indicates the value on the left side of the above equation (1).
  • the steel sheet structure after quenching of the steel sheet can be a martensite phase with an area ratio of 75% or more.
  • FIG. 2 shows the hardness after quenching and tempering at 550 ° C. for the steel sheet shown in FIG.
  • the hardness after quenching with 75% or more of the steel sheet structure after quenching of the steel sheet as martensite phase is within an appropriate range of 32 to 40 HRC, and further 550 ° C. after quenching. It becomes possible to maintain the hardness (marked with ⁇ in FIG. 2) after tempering in ⁇ 60 minutes at 30 to 40 HRC. Further, as shown in FIG.
  • the martensite phase By setting the martensite phase at a rate of 75% or more, it becomes possible to maintain the hardness after tempering at 550 ° C. for 240 minutes (marked with ⁇ in FIG. 2) at 28 to 40 HRC.
  • the martensite amount is preferably 80% or more, and more preferably 90% or more.
  • the value of the left side of the formula (1) is preferably 88 or more, and 93 or more. More preferably.
  • the above equation (2) is an effective conditional equation when the hardness of the martensite phase after quenching and tempering is within an appropriate range.
  • C and N in the steel sheet are partly Cr, Nb, Ti, Zr, V, B and the like, carbide, nitride, carbonitride, or a mixture of two or more of these (hereinafter, these three types are collectively referred to)
  • the remainder exists as solute C and solute N.
  • the hardness of the martensite phase after quenching and tempering is mainly determined by the total amount of solute C and solute N, in the present invention, the carbonitride in an as-quenched state is especially used.
  • FIG. 3 shows the values of the above formula (2) (horizontal axis), hardness after quenching (circles in FIG. 3), and hardness after long-time tempering (held at 550 ° C. for 240 minutes) (marks in FIG. 3). ).
  • the above equation (3) is an effective conditional equation for securing high hardness and excellent corrosion resistance even when the steel sheet is kept at the tempering temperature for a long time.
  • C and N contained in the steel plate increase the carbonitrides of Nb, Ti, Zr, V, and B as described above, and Cr, Mo, Ta, W Increase the carbonitrides and so on.
  • the formed carbonitride and the like if the size is fine, to suppress the softening of martensite in the tempering process, the hardness of the steel sheet even when subjected to a long-time tempering treatment It can be maintained within an appropriate range.
  • FIG. 4 shows the values of the above formula (3) (horizontal axis), corrosion resistance after quenching (circles in FIG. 4), and corrosion resistance after long-time tempering (held at 550 ° C. for 240 minutes) (marks in FIG. 4).
  • FIG. 5 shows the value of the above equation (3) (horizontal axis), hardness after quenching (circles in FIG. 5), and hardness after prolonged tempering (held at 550 ° C. for 240 minutes) (marks in FIG. 5). ).
  • a 70 ⁇ 120 mm sample was taken from the quenched steel plate ( ⁇ ) and the tempered steel plate ( ⁇ ), the surface was wet-polished with # 600 abrasive paper, and conformed to the provisions of JIS Z 2371. Under conditions, a salt spray test (SST test) for 48 hours was performed, and the number of rusting points having a width of 0.5 mm or more was visually measured for each sample. Further, the hardness ( ⁇ ) of the steel plate after quenching and the hardness ( ⁇ ) of the steel plate after tempering were measured.
  • the horizontal axis of the graph shown in FIG. 4 is the left side of the equation (3), and the vertical axis is the number of rusting points measured. The horizontal axis of the graph shown in FIG.
  • C-12 (Nb / 93 + Ti / 48 + Zr / 91 + V / 51 + Mo / 96 + Ta / 181 + W / 184) is used as an index of the amount of solid solution C and the amount of coarse carbonitride formed during tempering. ) Is limited to a predetermined range.
  • the value of the above formula (3) needs to be 0.045% or less, and preferably 0.04% or less.
  • Co 0.01% or more and 0.10% or less
  • Co has the effect of increasing the hardenability of the steel sheet and suppressing the precipitation of carbonitrides and the like to increase the temper softening resistance.
  • it is preferable to contain 0.01% or more.
  • the content exceeds 0.10%, the hardness before quenching becomes high, so that it becomes difficult to form the brake disc.
  • Co is a very expensive element and leads to an increase in material cost, so its content is made 0.10% or less.
  • Cu 0.01% or more and 0.30% or less Cu has an effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet and an effect of increasing the temper softening resistance by being finely precipitated at a tempering temperature of 500 to 600 ° C.
  • the content is preferably 0.01% or more.
  • Cu is excessively contained, the hot ductility is lowered, and this causes cracks and scags during hot rolling.
  • the time required for the softening annealing treatment of the hot-rolled steel sheet before being processed into the brake disk shape becomes long, the production efficiency is lowered, and further, the hardness after tempering is increased. Therefore, the Cu content is set to 0.30% or less.
  • Mo, Ti, Zr, Ta and W each 0.01% or more and 0.10% or less
  • V 0.01% or more and less than 0.15%
  • Mo, Ti, Zr, Ta and W are all steel plates It is an element that improves the heat resistance of. In order to obtain this effect, the content is preferably 0.01% or more.
  • the contents of Mo, Ti, Zr, Ta, and W are each 0.10% or less, and the V content is less than 0.15%.
  • the total content of these elements is preferably set to 0.30% or less. Furthermore, in order to ensure stable heat resistance in a temperature range exceeding 550 ° C., the total content of these elements is preferably set to 0.11% or more.
  • Ca and / or Mg is 0.0003% or more and 0.030% or less, respectively, or the heat resistance of the steel sheet. From the viewpoint of rust resistance and manufacturability, it is also effective to contain 0.001% or more and 0.02% or less of Hf and rare earth elements (REM).
  • REM rare earth elements
  • the present invention it is possible to impart desired hardenability, heat resistance and corrosion resistance to the steel sheet by limiting the composition of the steel sheet to the above component composition and the relational expression. Therefore, according to the present invention, by performing ordinary quenching treatment, it has excellent heat resistance and corrosion resistance, and 75% or more of the structure after quenching is a martensite phase, and the hardness after quenching is appropriate. A steel plate suitable for a brake disk in the range (32 to 40 HRC) can be obtained. Moreover, since the raw material before quenching is punched, it needs to be softened to some extent.
  • the annealing method for softening will be described later, if the hardness of the material before quenching exceeds 95 HRB, the material is hard and thus cracks easily during punching. On the other hand, if the material is softened to less than 75 HRB, the material tends to sag at the time of punching. Therefore, the good hardness of the material before quenching is 75 to 95 HRB. For the same reason, 80 to 90 HRB is a more preferable range.
  • the manufacturing method of a steel plate does not need to be specifically limited, A well-known method can be used.
  • a steel having the above composition is melted in a steel converter or an electric furnace, refined by VOD (Vacuum Oxygen Decarburization) or AOD (Argon Oxygen Decarburization), and then continuously cast in t. cast) to form a steel ingot.
  • hot rolling is performed by heating at 1050 to 1250 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet having a predetermined thickness.
  • the steel sheet is softened and annealed to make the steel sheet have a hardness of 75 to 95 HRB, preferably 80 to 90 HRB.
  • softening annealing conditions include, for example, holding at 650 to 880 ° C. for 4 hours or more in a box-type annealing furnace, continuous annealing furnace, etc., and then gradually cooling.
  • the martensite phase is sufficiently tempered, a ferrite phase is generated, and carbonitrides and the like are coarsened and softened. Further, descaling by hot leveling, grinding, pickling or the like is performed as necessary.
  • the structure of the steel sheet before quenching is formed of a tempered martensite phase, a ferrite phase, a retained austenite phase, a carbonitride, and the like. Since the hardness of each phase changes during the tempering process, the hardness of the steel plate is not uniquely defined from the phase fraction, but at least if the ferrite phase is 75% or more in area ratio, Even if the total of the phases contains less than 25% by area ratio, good hardness can be obtained as a steel plate before quenching. In addition, observation of the structure
  • tissue before hardening can be measured based on the measuring method of the area ratio of the martensite of the below-mentioned hardenability test.
  • the brake disk steel sheet is subjected to punching work or cutting work to be processed into a brake disk shape, and then subjected to a quenching process so that the hardness falls within an appropriate range of 32 to 40 HRC.
  • the quenching treatment is performed by heating to 900 to 1300 ° C. and holding at the highest temperature for about 1 second to 30 minutes, and then cooling at a cooling rate higher than air cooling, as is generally practiced. More preferably, the heating temperature is 900 to 1100 ° C., and the holding time is within 10 minutes.
  • the method of quenching is not particularly limited, and is a method of inserting into an atmospheric furnace or atmosphere furnace having a predetermined temperature, or a radio-frequency heating furnace that raises the temperature in a short time.
  • a general method such as a method using) can be used.
  • the cooling method as long as the desired hardness / structure can be obtained after quenching, regardless of the method, water cooling, oil cooling, gas cooling, air cooling, or A method using a die press (press quenching) that combines shape correction and cooling can be used.
  • the following evaluation test was performed using the hot-rolled annealed plate obtained as described above.
  • (1) Hardenability test A small piece of 20 to 30 mm was cut out from the hot-rolled annealed plate and subjected to quenching treatment under the conditions shown in Table 2. 1 to 32 quenched samples were prepared. Here, the quenching treatment conditions were such that the heating temperature was 950 to 1200 ° C., the holding time at the heating temperature ⁇ 10 ° C. set for each sample was 1 to 600 seconds, and then air cooling was performed. The sample after the quenching treatment was polished to completely remove the scale on the surface, and the hardness of the C scale was measured using a Rockwell hardness meter in accordance with the JIS Z 2245 standard for the sample surface.
  • the measured value was 32 to 40 HRC, it was evaluated that the hardness after quenching was good. An extremely good range is 33 to 38 HRC.
  • the amount of martensite (area ratio) (%) was measured for the sample after the quenching treatment. The amount of martensite (area ratio) was measured by image analysis after polishing the sample cross section and corroding with a Murakami test reagent. Five samples were measured for one sample, and the average value was defined as the martensite amount (area ratio) of the sample.
  • Corrosion resistance test A 70 ⁇ 120 mm sample was taken from the hot-rolled annealed plate, a sample after performing quenching treatment under the conditions shown in Table 2, and tempering treatment under the conditions shown in Table 2 following the quenching treatment. About the sample after performing, the surface was wet-polished with # 600 abrasive paper, and the salt spray test (SST test) for 48 hours was performed on the conditions based on the prescription
  • Table 2 shows the above evaluation results.
  • Sample No. of Invention Example In Nos. 1 to 12 and 29 to 30, the hardness after the quenching treatment was 32 HRC or more.
  • Sample No. Regarding 1 to 12 and 29 to 30 the hardness after tempering treatment held at 550 ° C. for 60 minutes is 30 HRC or more, and the hardness after tempering treatment held at 550 ° C. for 240 minutes is maintained at 28 HRC or more. It showed good heat resistance.
  • Sample No. Nos. 13 to 28 and 31 to 32 were inferior in hardness after quenching, hardness after tempering, or corrosion resistance, and did not satisfy the intended characteristics of the present invention.

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Abstract

　ブレーキディスク素材として用いた場合において、長時間使用しても安定した耐食性と耐熱安定性を有する鋼板及び該鋼板より製造されたブレーキディスクを提供する。　具体的には、質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５％超え２．０％以下、Ｐ：０．０６％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：１１．０％以上１３．５％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．１０％以上０．６０％以下、Ｎ：０．０３％以上０．１０％未満およびＢ：０．００１６％以上０．００６０％以下を含有し、更に所望の関係式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼入れ後の硬さが３２～４０ＨＲＣであることを特徴とするブレーキディスク用鋼板を提供する。

Description

ブレーキディスク用鋼板およびブレーキディスク
　本発明は、主にオートバイ（ｍｏｔｏｒｃｙｃｌｅｓ）や自転車（ｂｉｃｙｃｌｅｓ）をはじめとする二輪車（ｔｗｏ−ｗｈｅｅｌ　ｖｅｈｉｃｌｅ）などのブレーキディスク（ｂｒａｋｅ　ｄｉｓｃｓ）に用いられる鋼板に関し、耐食性（ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）に優れ、焼入れ（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）後に適正な硬さ（ｈａｒｄｎｅｓｓ）を有し、制動（ｂｒａｋｉｎｇ）時の発熱（ｅｘｏｔｈｅｒｍｉｃ　ｈｅａｔ）に対する焼戻し軟化抵抗（ｔｅｍｐｅｒ　ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）にも優れた低炭素マルテンサイト系クロム含有鋼板（ｌｏｗ　ｃａｒｂｏｎ　ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ　ｃｈｒｏｍｉｕｍ　ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ　ｓｔｅｅｌ）、および該鋼板を用いたブレーキディスクに関する。
　オートバイ、自転車など二輪車のブレーキシステム（ｂｒａｋｅ　ｓｙｓｔｅｍ）として、ディスクブレーキ（ｄｉｓｃ　ｂｒａｋｅｓ）が多く採用されている。ディスクブレーキは、タイヤ（ｔｉｒｅ）に取り付けられタイヤと共に回転するブレーキディスクをブレーキパッド（ｂｒａｋｅ　ｐａｄｓ）で挟み、ブレーキディスク−ブレーキパッド間の摩擦（ｆｒｉｃｔｉｏｎ）で制動する。ここで、上記摩擦によりブレーキディスクは５００℃以上の温度域まで繰り返し昇温するため、ブレーキディスクには、このような制動時の発熱に対して軟質化（ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ）せず、変形（ｃｈａｎｇｅ　ｏｆ　ｓｈａｐｅ）や摩耗（ｇａｌｌｉｎｇ）が少ないこと、すなわち、高い焼戻し軟化抵抗が要求される。例えば、オートバイ用ディスクブレーキのブレーキディスクにおける硬さの適正範囲は、通常、ＨＲＣ（ロックウェル硬さのＣスケール（Ｒｏｃｋｗｅｌｌ　ｈａｒｄｎｅｓｓ　ｓｃａｌｅ　Ｃ））で３０~４０ＨＲＣ程度であり、より好ましい範囲としては３２~３８ＨＲＣとされ、繰り返し制動時の発熱を受けた後もこの適正範囲内の硬さを維持することが求められる。硬さがこの適正範囲よりも低い場合には、ブレーキディスクの変形や摩耗に起因する制動力（ｂｒａｋｉｎｇ　ｆｏｒｃｅ）の低下やブレーキディスクの割れが懸念され、硬さがこの適正範囲よりも高い場合にはブレーキ鳴き（ｂｒａｋｅ　ｓｑｕｅａｌ）や摩擦係数（ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ　ｏｆ　ｆｒｉｃｔｉｏｎ）の低下に起因する制動力やパッド寿命の低下等、種々の問題が発生し易くなる。また、外観上、更には制動力を確保する上で、ブレーキディスクには耐食性（耐錆性）も要求される。以上の理由により、ブレーキディスクの素材としては、主にＣｒを１２~１３％含有するマルテンサイト系ステンレス鋼板が使用されている。また、中でも、焼入れ処理（ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）のみで容易に適正な硬さが得られるため、Ｃが０．１％以下である低炭素マルテンサイト系ステンレス鋼板を素材とすることが主流となっている。
　一方、ブレーキディスクには、制動時の発熱に対する冷却性（ｃｏｏｌｉｎｇ　ｃａｐａｂｉｌｉｔｙ）、摩耗屑（ｗｅａｒ　ｄｅｂｒｉｓ）などの排出、軽量化（ｗｅｉｇｈｔ　ｓａｖｉｎｇ）やデザイン性などを目的として、孔（ｏｐｅｎｉｎｇ）や溝（ｃｈａｓｅ）が多数設けられる。これらの孔や溝は、打ち抜き加工（ｐｕｎｃｈｉｎｇ　ｗｏｒｋ）や切削加工（ｃｕｔｔｉｎｇ　ｗｏｒｋ）により形成されるため、加工を施す際の素材は軟質であることが要求される。そのため、鋼板からブレーキディスクを製造する場合には、鋼板に焼鈍を施してその硬さをＨＲＢ（ロックウェル硬さのＢスケール）で９５ＨＲＢ以下とし、ディスク形状に加工した後、９００~１１００℃で１~１０分程度保持後に冷却する焼入れ処理を施して硬さを適正範囲とし、更に研磨（ｇｒｉｎｄ）や防食処理（ｒｕｓｔ−ｐｒｏｏｆｉｎｇ）を施して最終製品（ｅｎｄ　ｐｒｏｄｕｃｔ）とする。そして上記鋼板としては、ブレーキディスクを５００℃で６０分間保持した場合においても焼戻し軟化量が小さく、３０ＨＲＣ以上の硬さが維持できるような鋼板が使用されている。
　また、近年の二輪車の走行性能（ｔｒａｖｅｌｌｉｎｇ　ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ）の向上に伴いブレーキ性能の更なる向上が求められており、より高い焼戻し軟化抵抗（耐熱性）を有するブレーキディスク用鋼板の開発が進められている。例えば、特許文献１~４には、Ｃ、Ｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂなどの、焼入れ性を高め、安定した焼入れ硬さを得たり、焼戻し軟化抵抗を高める効果がある元素を添加し、５００℃を超える温度での焼戻し処理に対しても、硬さが３０ＨＲＣ以上となるような高耐熱鋼板が開示されている。
特開２００１−２２０６５４号公報 特開２００２−１２１６５６号公報 特開２００３−１４７４９１号公報 国際公開ＷＯ０２／１８６６６　Ａ１公報
　特許文献１~４に開示された高耐熱鋼板（ｈｉｇｈ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｈｅａｔ　ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｓｔｅｅｌ　ｓｈｅｅｔ）では比較的優れた耐熱性を有し、５００~５５０℃で６０分程度保持した場合における耐熱性評価（ｈｅａｔ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ　ｅｖａｌｕａｔｉｏｎ）では良好な結果が得られる。しかしながら、上記温度域において更に長時間（例えば２４０分程度）保持すると、硬さおよび／または耐食性の急激な低下が確認された。すなわち、これら従来の高耐熱鋼板を用いたブレーキディスクでは、長時間使用時（例えば２４０分程度）の耐食性や耐熱安定性（ｓｔａｂｉｌｉｔｙ　ｏｆ　ｈｅａｔ　ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ）が不十分であることが判明した。
　本発明は、上記現状を鑑みなされたものであり、ブレーキディスク素材として用いた場合において、長時間（例えば２４０分程度）使用しても安定した耐食性と耐熱安定性を有する鋼板の提供を目的とする。具体的には、焼入れ後の硬さが適正範囲（３２~４０ＨＲＣ　ＪＩＳ　Ｚ　２２４５）となる焼入性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）を有し、且つ、焼入れ後および焼戻し後の耐食性に関し、４８時間の塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）（ｓａｌｔ　ｓｐｒａｙ　ｔｅｓｔ）後の発錆点が４個以下である鋼板、および該鋼板を使用したブレーキディスクの提供を目的とする。また更には、焼入れ後の硬さが３２~４０ＨＲＣであり、５５０℃×６０分で焼戻し処理を施した後の硬さが３０~４０ＨＲＣ、５５０℃×２４０分で焼戻し処理を施した後の硬さが２８~４０ＨＲＣとなるような優れた焼戻し軟化抵抗を有し、更に、焼入れ後および焼戻し後の耐食性に関し、４８時間のＳＳＴ試験後の発錆点（ｒｕｓｔ　ｐｏｉｎｔ）が４個以下である鋼板、および該鋼板を使用したブレーキディスクの提供を目的とする。
　上記目的を達成すべく、本発明者らは、種々の組成を有する鋼板について、焼入性、耐熱性（具体的には焼戻し軟化抵抗）および耐食性に関する詳細な検討を行った。その結果、耐熱性向上を目的としてＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏなどの強化元素（ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）を過度に含有させると、これらの元素がフェライト形成元素（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）であるため、焼入れ処理時にフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｐｈａｓｅ）相が多く形成され、焼入れ後および焼戻し後の硬さが低下する要因となることが判明した。また、上記強化元素の含有に伴い、オーステナイト形成元素（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）であるＮｉ、Ｍｎなどの含有量を増加させると、フェライト相の形成を抑制することは可能であるものの、更に焼戻し後の硬さを長時間にわたり維持することは困難で、ブレーキディスクの交換を行わざるを得ない場合があることが判明した。しかしながら、Ｎｂ，ＮおよびＢを適量含有することにより、焼戻し処理後の硬さを長時間（例えば２４０分程度）維持する効果が確認され、焼戻し処理後の耐食性向上効果が高いことも確認された。
　そこで、本発明者らは、焼入れ後、焼戻し後の硬さを先述の適正範囲とし、焼戻し温度に長時間保持した場合であっても高硬度且つ優れた耐食性を示す鋼組成について更に検討した。その結果、低炭素マルテンサイト系クロム含有鋼において、適量のＮｂ、ＮおよびＢを複合して含有すること、更には、所定の関係式を満足する鋼組成とすることにより、上記所望の特性が得られることを見出した。
　本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨構成は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．５％超え２．０％以下、
Ｐ：０．０６％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０５％以下、
Ｃｒ：１１．０％以上１３．５％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、
Ｎｂ：０．１０％以上０．６０％以下、
Ｎ：０．０３％以上０．１０％未満　および
Ｂ：　０．００１０％超え、０．００６０％以下を含有し、更に下記（１）~（３）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼入れ後の硬さがＨＲＣ（ロックウェル硬さのＣスケール）で３２ＨＲＣ以上４０ＨＲＣ以下であることを特徴とするブレーキディスク用鋼板。
　記
４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−４７Ｎｂ−５２Ａｌ−４９Ｔｉ−２３Ｖ＋１８９≧８５・・・・（１）
０．０４≦Ｃ＋Ｎ−１３（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１）−１４Ｂ／１１≦０．０９・・・・・（２）
Ｃ−１２（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６＋Ｔａ／１８１＋Ｗ／１８４）≦０．０４５・・・・・（３）
ただし、上記（１）~（３）式中の各元素記号は、鋼板に含有される各元素の質量％を表す。
（２）上記（１）に記載のブレーキディスク用鋼板において、更に
Ｃｏ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、
Ｖ：０．０１％以上０．１５％未満、
Ｍｏ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｔａ：０．０１％以上０．１０％以下　および
Ｗ：０．０１％以上０．１０％以下
の中から選択される一種以上を含有することを特徴とするブレーキディスク用鋼板。
（３）上記（１）または（２）に記載のブレーキディスク用鋼板において、焼入れ後の組織が面積率で７５％以上のマルテンサイト組織を含むブレーキディスク用鋼板。
（４）５５０℃で２４０分保持する焼戻し後の硬さがＨＲＣ（ロックウェル硬さのＣスケール）で２８ＨＲＣ以上４０ＨＲＣ以下である上記（１）~（３）の何れかに記載のブレーキディスク用鋼板。
（５）上記（１）~（４）の何れかに記載のブレーキディスク用鋼板において、焼入れ前の硬さがＨＲＢ（ロックウェル硬さのＢスケール）で７５ＨＲＢ以上９５ＨＲＢ以下であるブレーキディスク用鋼板。
（６）Ｂの含有量が、０．００１６％以上０．００６０％以下である上記（１）~（５）のいずれか１項に記載のブレーキディスク用鋼板。
（７）上記（１）~（６）の何れかに記載のブレーキディスク用鋼板を使用したブレーキディスク。
　本発明によれば、耐食性に優れ、５５０℃での焼戻し軟化抵抗が高く、硬さの低下が少ない低炭素マルテンサイト系クロム含有鋼板を提供することができる。したがって、本発明の鋼板をオートバイや自転車などの二輪車のブレーキディスクとして使用する場合、耐食性に優れ、且つ制動時の発熱に起因するディスクの変形が生じ難いため、従来よりも走行性能が高い車種においても長時間にわたり制動安定性を維持することが可能となる。
（１）式と、焼入れ処理後における鋼のマルテンサイト量との関係を示すグラフ。 焼入れ処理後における鋼のマルテンサイト量と、焼入れ後および焼戻し後における鋼の硬さとの関係を示すグラフ。 （２）式と、焼入れ後および焼戻し後における鋼の硬さとの関係を示すグラフ。 （３）式と、焼入れ後および焼戻し後における鋼の耐食性との関係を示すグラフ。 （３）式と、焼入れ後および焼戻し後における鋼の硬さとの関係を示すグラフ。 Ｂ含有量と、５５０℃で２４０分保持する焼戻し後の硬さとの関係を示すグラフ。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　まず、本発明において所望の焼入性、耐熱性および耐食性を得るための成分組成の限定理由について説明する。なお、鋼板中の元素の含有量の単位は何れも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満
　Ｃは、固溶（ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ）または析出物（炭化物、炭窒化物、あるいは、これらの混合物）を形成して、焼入れ後・焼戻し後の鋼板の硬さを大きく左右する主要な元素である。焼入れ後に適正な硬さを確保する上では０．０２％以上含有することが必要である。しかし、その含有量が０．１０％以上であると、耐食性が著しく低下する。また、焼戻し中の上記Ｃの析出物の成長が著しく速まり、粗大な上記Ｃの析出物が多数形成し易くなるため、耐熱寿命（ｈｅａｔ　ｌｉｆｅ）（高温環境（ｈｉｇｈ−ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ）使用下における長寿命化）や耐食性が著しく低下する。以上の理由によりＣの含有量を０．０２％以上０．１０％未満とする。なお、耐熱性の観点からは０．０４％以上、耐錆性の観点からは０．０８％以下とすることが好ましい。更に、より良好な耐食性を確保するためには０．０６％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．６％以下
　Ｓｉは、脱酸剤（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｇｅｎｔ）として作用する元素である。しかし、その含有量が０．６％を超えると焼入れ処理時に十分なマルテンサイト相（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ　ｐｈａｓｅ）が生成せず、鋼板の焼入れ後の硬さ低下を招く。また、過剰に含有すると靱性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）の低下にもつながるため、０．６％以下に規定する。なお、脱酸作用の観点からは０．０５％以上含有することが好ましい。
Ｍｎ：０．５％超え２．０％以下
　Ｍｎは、高温でのフェライト相の生成を抑制する元素である。そのため、９００~１３００℃の広い温度範囲を安定オーステナイト域（ｓｔａｂｌｅ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｚｏｎｅ）とし、十分な焼入性を確保する上で有用な元素であり、係る効果を得るためには０．５％を超えて含有する必要がある。しかし、その含有量が２．０％を超えると、加工性（ｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ）や耐食性が著しく低下するため、Ｍｎの含有量を０．５％超え２．０％以下とする。なお、焼入性の観点からはその含有量を１．０％超えとすることが好ましく、更に１．５％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸剤として作用する元素であるが、過剰に含有すると硬質の介在物（ｈａｒｄ　ｉｎｃｌｕｓｉｏｎ）や析出物が増加して表面疵（ｓｕｒｆａｃｅ　ｆｌａｗ）等の欠陥の原因となるため、その含有量を０．０５％以下とする。
なお、脱酸剤としてＳｉを共に含有する場合には、介在物や析出物の増加を抑えるためにＡｌの含有量を低減することが好ましい。例えば、Ｓｉが０．０５％以上であればＡｌを０．０３％以下とすることが好ましく、Ｓｉが０．１０％以上であればＡｌを０．０１％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：１１．０％以上１３．５％以下
　Ｃｒは、鋼板の耐食性を向上させる主要な元素であり、ブレーキディスク素材として十分な耐食性を確保する上で１１．０％以上含有することが必要である。しかし、その含有量が１３．５％を超えると焼入れ処理後にδフェライト相が多く生成して適正な硬さが得られなくなる上、加工性や靱性も低下する。よって、Ｃｒの含有量を１１．０％以上１３．５％以下とする。なお、耐食性の観点からはその含有量を１１．５％以上とすることが好ましく、加工性の観点からはその含有量を１３．０％未満とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下
　Ｎｉは、その含有量を０．０１％以上とすることにより鋼板の焼入性や耐食性を向上させる。
しかし、０．３０％を超えて含有するとＣｒの拡散速度（ｄｉｆｆｕｓｉｏｎ　ｖｅｌｏｃｉｔｙ）が大きく低下するため、鋼板をブレーキディスク形状に加工する際の軟化焼鈍（ｓｏｆｔｅｎｉｎｇ　ａｎｎｅａｌｉｎｇ）に長時間の熱処理（ｈｅａｔ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を要し、生産効率（ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）の低下やスケール（ｓｃａｌｅ）増加に伴う欠陥発生の原因になる。また、Ｎｉは高価な元素であるため、素材コストの増加につながる。よって、Ｎｉの含有量を０．３０％以下とする。なお、本発明においては、他の元素含有量を調整することによりδフェライト相の生成を抑えて耐食性の向上を図っているため、Ｎｉの含有量は０．１％以下としてもよい。
Ｎｂ：０．１０％以上０．６０％以下
　Ｎｂは、後述するＮとＢと同様に、本発明に極めて重要な元素である。Ｎｂは、ＣやＮと析出物（窒化物、炭化物、炭窒化物、あるいは、これら２種以上の混合物を言う）を形成して転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）の回復を遅らせることにより、鋼板の耐熱性を向上させる元素である。本発明が目的とする耐熱性（５５０℃×６０分で焼戻し処理（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）を施した後の硬さ：３０~４０ＨＲＣ、５５０℃×２４０分で焼戻し処理を施した後の硬さ：２８~４０ＨＲＣ）を確保するためにはＮｂを０．１０％以上含有する必要がある。しかし、その含有量が０．６０％を超えると、上記ＣやＮとの析出物の形成が促進され、短時間でのこれら析出物の粗大化を招く。その結果、特に鋼板中の固溶Ｃ量が減少し、却って鋼板の焼入れ後の硬さを低下させたり、焼戻し処理後の硬さ低下を早める原因となる。よって、Ｎｂの含有量を０．１０％以上０．６０％以下とする。なお、より好ましい含有量は０．１０％以上０．４０％以下である。さらに好ましい含有量は０．１６％以上０．３０％以下である。
Ｎ：０．０３％以上０．１０％未満
　Ｎは、Ｎｂと同様に、本発明に極めて重要な元素である。Ｎは、Ｃと同様に焼入れ後、焼戻し後の鋼板に適正な硬さを確保する上で必要な元素である。また、粗大なＣの析出物（炭化物、炭窒化物、あるいは、これらの混合物）の析出を抑制する効果を有すると共に、Ｃよりも析出物（窒化物と炭窒化物、あるいは、これらの混合物）を形成し難く、その析出物も微細のままであるため、ＮｂおよびＢの複合添加により、焼戻し軟化を長時間にわたり抑制する効果が高い。更に、耐食性向上効果も大きく、これらの効果を得るためにはＮを０．０３％以上含有することが有効である。しかし、その含有量が０．１０％以上となると、熱間延性や靱性の著しい低下をもたらすため、Ｎの含有量を０．０３％以上０．１０％未満とする。なお、安定した耐熱性・耐食性を得るためには、Ｎを０．０４％以上含有することが好ましい。さらに好ましくは、０．０４５％以上である。
Ｂ：０．００１０％超え、０．００６０％以下
　Ｂは、ＮｂおよびＮと同様に、本発明に極めて重要な元素である。Ｂは、結晶粒界（ｃｒｙｓｔａｌ　ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｙ）に偏在し易く、組織を整粒化（ｇｒａｎｕｌａｔｉｎｇ）すると共に、粒界での粗大な析出物（特に、Ｃおよび／またはＮにより形成された析出物、中でも、前述した炭化物、窒化物、炭窒化物あるいは、これら２種以上の混合物）の生成を抑制するため、ＮｂおよびＮの複合添加により、鋼板の耐熱性が向上し、高温環境使用下における長寿命化を図る上で有効な元素である。これらの効果を得るためにはＢを０．００１０％を超えて含有する必要がある。しかし、その含有量が０．００６０％を超えると、ＢがＦｅやＣｒと化合物を形成することにより、鋳造性や熱間延性が著しく低下し、また、高温環境使用下における長寿命化も図れなくなる。よって、Ｂの含有量を０．００１０超え、０．００６０％以下とする。なお、Ｂは鋼中で偏在し易いため、上記効果を鋼板全体に亘り安定的に得るためには、その含有量を０．００１６％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００２０％以上である。
　図６に、（１１．３~１３．１）％Ｃｒ−（０．００３０~０．００７１）％Ｃ−（０．０７~０．３０）％Ｓｉ−（０．８５~１．８４）％Ｍｎ−（０．００１~０．０１６）％Ａｌ−（０．０２~０．２９）％Ｎｉ−Ｎｂ−Ｎ−Ｂ−（Ｃｕ，Ｚｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃｏ，Ｔａ，Ｗ）の成分系の鋼および（１）式、（２）式および（３）式を満足する鋼（表１および表２の鋼Ｎｏ．：１~１２，１７，１８，２７，２９~３２）において、ＮｂおよびＮの２元素を適正範囲に複合添加した場合と、ＮｂおよびＮの２元素の内、１種以上が適正範囲に添加されていない場合の、５５０℃で２４０分保持する焼戻し後の硬さにおよぼすＢの影響を示す。
　Ｎｂ，ＮおよびＢの３元素を適正範囲に複合添加した場合は、５５０℃で２４０分経過しても硬さが２８ＨＲＣ以上確保されているのに対して、Ｎｂ，ＮおよびＢの３元素の内、１種でも適正範囲に添加されていない場合には、５５０℃で２４０分経過するといずれも２７ＨＲＣ以下に低下しているのが分かる。
　以上のことから、Ｎｂ，ＮおよびＢの３元素を適正範囲に複合含有した場合には、５５０℃で２４０分保持しても硬さが２８ＨＲＣ以上確保されるという従来にない予期せぬ格段の効果が得られた。
Ｐ：０．０６％以下
　Ｐは、０．０１％以上含有すると耐食性の向上に寄与するが、０．０６％を超えて含有すると熱間延性や靱性の低下を招き、鋼板の製造を困難にする。よって、Ｐの含有量を０．０６％以下とする。なお、好ましくは０．０１％以上０．０４％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、０．０００５％以上含有すると鋼板の打ち抜き加工性の向上に寄与するが、０．０１％を超えて含有すると、熱間延性や耐食性を著しく低下させる。よって、Ｓの含有量を０．０１％以下とする。また、好ましくは０．０００５％以上、０．００６％以下である。更に好ましくは０．００４％以下である。
　また、本発明において、より優れた耐熱性および耐食性を具えた鋼板を得るためには、上記組成を満足することに加え、下記（１）~（３）式を満足する鋼板組成とすることが必要である。
　記
４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−４７Ｎｂ−５２Ａｌ−４９Ｔｉ−２３Ｖ＋１８９≧８５・・・・（１）
０．０４≦Ｃ＋Ｎ−１３（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１）−１４Ｂ／１１≦０．０９・・・・・（２）
Ｃ−１２（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６＋Ｔａ／１８１＋Ｗ／１８４）≦０．０４５・・・・・（３）
ただし、上記（１）~（３）式中の各元素記号は、鋼板に含有される各元素の質量％を表す。
　上記（１）式の左辺は、鋼のオーステナイト形成能（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｆｏｒｍｉｎｇ　ａｂｉｌｉｔｙ）を示す。
　図１は、Ｃｒ−０．０６％Ｃ−０．１％Ｓｉ−１．６％Ｍｎ−０．００２％Ａｌ−０．０５％Ｎｉ−０．２％Ｎｂ−０．０４％Ｎ−０．００３％Ｂ鋼において、Ｃｒ量を１１．８~１３．４％に変化させた鋼板に対して、１０５０℃で５分間の焼入れ処理を行った後の鋼中でのマルテンサイト量を測定した結果を示したものである。なお、図１の横軸は、上記（１）式の左辺の値を示す。図１に示すように（１）式の左辺の値を８５以上とすることで、鋼板の焼入れ後における鋼板組織を面積率で７５％以上のマルテンサイト相とすることができる。なお、マルテンサイト相以外の組織として、オーステナイト相およびフェライト相の１種以上を合計で２５％未満含んでも良い。
　更に、図２は、図１に示す鋼板に関し、焼入れ後および５５０℃で焼戻し処理後の硬さを示したものである。図２に示すように、鋼板の焼入れ後における鋼板組織の７５％以上をマルテンサイト相として焼入れ後の硬さ（図２の○印）を３２~４０ＨＲＣの適正範囲とし、更には焼入れ後に５５０℃×６０分で焼戻し処理を施した後の硬さ（図２の▲印）を３０~４０ＨＲＣに維持することが可能となる。また、図１に示すように上記（１）式の左辺の値が大きいほど、マルテンサイト相の量も多くなると共に、焼戻しされ難いマルテンサイト相が得られ、鋼板の焼入れ後における鋼板組織を面積率で７５％以上のマルテンサイト相とすることで５５０℃×２４０分で焼戻し処理を施した後の硬さ（図２の■印）を２８~４０ＨＲＣに維持することが可能となる。
　なお、図２からマルテンサイト量は、８０％以上が好ましく、さらに９０％以上がより好ましいので、図１から上記（１）式の左辺の値はそれぞれ８８以上であることが好ましく、９３以上であることがより好ましい。ただし、この値が大きすぎると、焼入れ前の鋼板の硬さを打ち抜き加工に適した硬さ範囲（７５~９５ＨＲＢ）とすることが困難になるため、上記（１）式の左辺の値は１００以下であることが好ましい。
　上記（２）式は、焼入れ後および焼戻し後のマルテンサイト相の硬さを適正な範囲とする際に有効な条件式である。鋼板中のＣおよびＮは、一部はＣｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂなどと炭化物、窒化物、炭窒化物あるいは、これら２種以上の混合物（以降は、これら３種を総称して炭窒化物等と記す）を形成し、残りは固溶Ｃおよび固溶Ｎとして存在する。ここで、焼入れ後および焼戻し後のマルテンサイト相の硬さを決定するのは主に固溶Ｃと固溶Ｎの合計量であるため、本発明においては、中でも焼入れままの状態で炭窒化物等が存在、或いは焼戻しの初期に炭窒化物等を形成し易いＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂに対するＣおよびＮの含有量を十分に確保した上、その指標としてＣ＋Ｎ−１３（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１）−１４Ｂ／１１を所定の範囲に規定する。図３は、上記（２）式の値（横軸）と焼入れ後の硬さ（図３の○印）および長時間焼戻し（５５０℃で２４０分保持）後の硬さ（図３の■印）の関係を示したものである。上記（１）式を満足し、１１．４~１３．４％Ｃｒ−０．０３~０．０９％Ｃ−０．１％Ｓｉ−１．０~１．６％Ｍｎ−０．００２％Ａｌ−０．０１~０．３０％Ｎｉ−０．１０~０．６０％Ｎｂ−０．０３~０．０６％Ｎ−０．００２％Ｂの成分組成を有する鋼板に対して、１０５０℃で５分間の焼入れ処理を施し、更に、５５０℃で２４０分保持で焼戻し処理を施した。図３に示すグラフ（ｇｒａｐｈ）の横軸（ｈｏｒｉｚｏｎｔａｌ　ａｘｅｓ）は上記（２）式の左辺であり、縦軸（ｖｅｒｔｉｃａｌ　ａｘｅｓ）は焼入れ後および焼戻し後の硬さである。図３より明らかであるように、上記（２）式の値が０．０４％未満である場合は、焼入れ後の硬さ（図３の○印）が不足するか、または、焼戻し時間による硬さ低下が大きいため、２４０分焼戻し後の硬さ（図３の■印）が不足する。一方、上記（２）式の値が０．０９％を超える場合は、焼入れ後の硬さ（図３の○印）の上限値（４０ＨＲＣ）から外れる。或いは２４０分焼戻し後の硬さ（図３の■印）の下限値（２８ＨＲＣ）から外れる。このため、上記（２）式の値は０．０４％以上０．０９％以下とする。より好ましくは、０．０５％以上０．０８％以下である。
　上記（３）式は、鋼板を焼戻し温度に長時間保持した場合であっても高硬度且つ優れた耐食性を確保する際に有効な条件式である。鋼板を焼戻し温度に長時間保持すると、鋼板に含有されるＣおよびＮは、上述のようなＮｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂの炭窒化物等を増加させるほか、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの炭窒化物等も増加させる。ここで、形成された炭窒化物等は、その大きさが微細であれば焼戻し過程におけるマルテンサイトの軟化を抑制するため、長時間の焼戻し処理を施した場合であっても鋼板の硬さを適正範囲内に維持することができる。また、上記炭窒化物等が微細であれば、耐食性を向上する効果も得られる。しかしながら、Ｃ含有量が多い場合には、固溶Ｃが多くなり耐食性が低下するとともに、これらの炭窒化物等が焼戻し中に粗大化し易くなるため（特にＣｒ炭化物が粗大化）、長時間の焼戻し処理を施した場合、硬さや耐食性が低下する。
　図４は、上記（３）式の値（横軸）と焼入れ後の耐食性（図４の○印）および長時間焼戻し（５５０℃で２４０分保持）後の耐食性（図４の▲印）との関係を示したものである。図５は、上記（３）式の値（横軸）と焼入れ後の硬さ（図５の○印）および長時間焼戻し（５５０℃で２４０分保持）後の硬さ（図５の■印）との関係を示したものである。上記（１）および（２）式を満足し、１２．０~１２．７％Ｃｒ−０．０５~０．０９％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．５％Ｍｎ−０．００２％Ａｌ−０．０５~０．３０％Ｎｉ−０．１~０．３０％Ｎｂ−０．０３％Ｎ−０．００３％Ｂ−（Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ）の成分組成を有する鋼板（ただし、Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ各々の含有量は０．０１％以上０．１０％以下）に対して、１０５０℃で５分間の焼入れ処理を施し、更に、５５０℃で２４０分保持で焼戻し処理を施した。焼入れ後の鋼板（○）および焼戻し後の鋼板（▲）から７０×１２０ｍｍの試料を採取し、表面を＃６００の研磨紙（ａｂｒａｓｉｖｅ　ｐａｐｅｒ）で湿式研磨した後、ＪＩＳ　Ｚ　２３７１の規定に準拠した条件で４８時間の塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）を行い、各試料について、幅が０．５ｍｍ以上の発錆点の数を目視で測定した。また、焼入れ後鋼板の硬さ（○）および焼戻し後の鋼板の硬さ（■）測定を行った。図４に示すグラフの横軸は上記（３）式の左辺であり、縦軸は測定された発錆点の数である。また、図５に示すグラフの横軸は上記（３）式の左辺であり、縦軸は焼入れ後の鋼板の硬さ（○）および焼戻し後の鋼板の硬さ（■）である。焼入れ後の耐食性（○）と硬さ（○）および焼戻し後の耐食性（▲）と硬さ（■）が、上記（３）式の値に大きく依存することが図４および図５から確認される。そこで、本発明においては、固溶Ｃの量や焼戻し中に形成される粗大な炭窒化物等の量の指標として、Ｃ−１２（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６＋Ｔａ／１８１＋Ｗ／１８４）を所定範囲に限定する。耐食性と耐熱寿命を向上するためには、上記（３）式の値を０．０４５％以下とする必要があり、０．０４％以下とすることが好ましい。
　また、本発明においては上記基本成分に加え、耐熱性・耐食性の更なる向上を図る目的で、必要に応じて以下の元素を含有することができる。
Ｃｏ：０．０１％以上０．１０％以下
　Ｃｏは、Ｎｉと同様に鋼板の焼入性を高めたり、炭窒化物等の析出を抑制して焼戻し軟化抵抗を高める効果を有し、この効果を得るには０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、０．１０％を超えて含有しても、焼入れ前の硬さが高くなるため、ブレーキディスク形状に形成する際の加工が困難になる。また、Ｃｏは非常に高価な元素であり素材コストの増加に繋がるため、その含有量を０．１０％以下とする。
Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下
　Ｃｕは、鋼板の耐食性を向上する効果、並びに、５００~６００℃の焼戻し温度で微細に析出して焼戻し軟化抵抗を高める効果を有する。この効果を得るためには０．０１％以上の含有が好ましいが、Ｃｕを過剰に含有すると熱間延性が低下し、熱間圧延時に割れやヘゲ（ｓｃａｂ）の原因となる。また、ブレーキディスク形状に加工する前の熱延鋼板の軟質化焼鈍処理に要する時間が長くなるため生産効率が低下し、更には焼戻し後の硬さ超過をも招く。よって、Ｃｕの含有量を０．３０％以下とする。
Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＷ：各々０．０１％以上０．１０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１５％未満
　Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＷは、いずれも鋼板の耐熱性を高める元素である。この効果を得るためには０．０１％以上の含有が好ましいが、炭窒化物等を形成するこれらの元素を過剰に含有すると、炭窒化物等の著しい硬質化あるいは軟質化を招き、焼入れ後、焼戻し後の鋼板の硬さが適正範囲から外れる原因となる。よって、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＴａおよびＷの含有量を各々０．１０％以下、Ｖの含有量を０．１５％未満とする。また、焼入れ後、焼戻し後の鋼板の硬さを適正範囲に収めるには、これらの元素の合計含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。更に、５５０℃を超える温度域において安定した耐熱性を確保する上では、これらの元素の合計含有量を０．１１％以上とすることが好ましい。
　なお、本発明においては上記元素に加え、更に、熱間圧延時の加工性を向上すべく、Ｃａ及び／またはＭｇを各々０．０００３％以上０．０３０％以下、あるいは、鋼板の耐熱性、耐錆性および製造性の観点から、Ｈｆや希土類元素（ＲＥＭ）を０．００１％以上０．０２％以下含有することも有効である。
　本発明においては、鋼板の組成を上記の成分組成とその関係式に限定することにより、鋼板に所望の焼入性、耐熱性および耐食性を付与することが可能となる。それゆえ、本発明によれば、通常の焼入れ処理を施すことにより、優れた耐熱性および耐食性を有する上、焼入れ後の組織の７５％以上がマルテンサイト相であり、焼入れ後の硬さが適正範囲（３２~４０ＨＲＣ）である、ブレーキディスクに適した鋼板を得ることができる。
　また、焼入れ前の素材には打ち抜き加工を施すため、ある程度軟質化する必要がある。軟質化のための焼鈍方法については後述するが、焼入れ前素材の硬さが９５ＨＲＢを超えると硬質なため打ち抜き時に、素材に割れが生じやすくなる。一方、７５ＨＲＢ未満にまで軟質化すると、打ち抜き時に素材にダレが生じやすくなる。よって、焼入れ前の素材の良好な硬さは７５~９５ＨＲＢである。同様の理由で、８０~９０ＨＲＢがより好ましい範囲である。
　次に、本発明のブレーキディスク用鋼板の製造方法について説明する。
　鋼板の製造方法は特に限定する必要はなく、公知の方法を用いることができる。例えば、上記成分組成を有する鋼を、転炉（ｓｔｅｅｌ　ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）や電気炉（ｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｆｕｒｎａｃｅ）で溶製し、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ　Ｏｘｙｇｅｎ　Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ　Ｏｘｙｇｅｎ　Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）で精錬した後、連続鋳造（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ）等で鋼塊とする。さらに、１０５０~１２５０℃で加熱して熱間圧延を行い、所定の板厚の熱延鋼板とする。次いで、ブレーキディスク形状への加工を容易にすることを目的として、鋼板に軟化焼鈍を施し、鋼板の硬さを７５~９５ＨＲＢ、好ましくは８０~９０ＨＲＢにする。軟化焼鈍条件としては、例えば箱型焼鈍炉・連続焼鈍炉等により６５０~８８０℃で４時間以上保持した後、徐冷する等が挙げられる。これにより、マルテンサイト相は十分焼き戻され、フェライト相が生成し、炭窒化物等が粗大化するため軟質化する。
　また、必要に応じてレベラー（ｌｅｖｅｌｅｒ）などによる形状矯正（ｈｏｔ　ｌｅｖｅｌｉｎｇ）、研削（ｇｒｉｎｄｉｎｇ）や酸洗（ｐｉｃｋｌｉｎｇ）などによるスケール除去（ｄｅｓｃａｌｉｎｇ）を行う。更に、冷間圧延を施した後、焼鈍、スケール除去等を行ってもよい。さらに必要に応じてスキンパス圧延（ｓｋｉｎ　ｐａｓｓ　ｒｏｌｌｉｎｇ）などの形状矯正を行ってもよい。
以上のようにして、ブレーキディスク用鋼板を得る。
　焼入れ前の鋼板の組織は、焼戻しマルテンサイト相、フェライト相、残留オーステナイト相および炭窒化物等などで形成される。各相の硬さは焼き戻し過程中に変化していくため、相分率から一義的に鋼板の硬さは規定されないが、少なくとも、フェライト相が面積率で７５％以上であれば、他の相の合計が面積率で２５％未満含んでいても焼入れ前の鋼板として良好な硬さが得られる。
　なお、焼入れ前の組織の観察は、後述の焼入れ性試験のマルテンサイトの面積率の測定方法に準拠して測定できる。
　続いて、上記ブレーキディスク用鋼板を用いたブレーキディスクの製造方法について説明する。
　上記ブレーキディスク用鋼板に、打ち抜き加工（ｐｕｎｃｈｉｎｇ　ｗｏｒｋ）や切削加工（ｃｕｔｔｉｎｇ　ｗｏｒｋ）を施してブレーキディスク形状に加工した後、焼入れ処理を施し、硬さを３２~４０ＨＲＣの適正範囲内に収める。焼入れ処理は、一般的に実施されているように、９００~１３００℃に加熱し、その最高到達温度で１秒~３０分程度保持した後、空冷以上の冷却速度で冷却することにより行う。なお、上記加熱温度を９００~１１００℃とし、保持時間（ｈｏｌｄｉｎｇ　ｔｉｍｅ）を１０分以内とすることがより好ましい。焼入れの方法についても特に限定する必要はなく、所定温度の大気炉（ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ　ｆｕｒｎａｃｅ）や雰囲気炉（ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ　ｆｕｒｎａｃｅ）に挿入する方法、あるいは、短時間で昇温する高周波加熱炉（ｒａｄｉｏ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｈｅａｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）を用いる方法など一般的な方法を用いることができる。冷却方法についても焼入れ後に所望の硬さ・組織が得られるのであれば方法を問わず、水冷（ｗａｔｅｒ　ｃｏｏｌｉｎｇ）、油冷（ｏｉｌ　ｃｏｏｌｉｎｇ）、ガス冷却（ｇａｓ　ｃｏｏｌｉｎｇ）、空冷（ａｉｒ　ｃｏｏｌｉｎｇ）、あるいは形状矯正と冷却を兼ねた金型プレス（ｄｉｅ　ｐｒｅｓｓ）（プレス焼入れ（ｐｒｅｓｓ　ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ））による方法などを用いることができる。
　表１に示す成分組成の鋼Ｎｏ．１~３２を、高周波溶解炉（ｈｉｇｈ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）で溶解・鋳造し、厚さ１７０ｍｍの鋼塊とした。この鋼塊に１１５０℃で３０分以上の均熱処理を施した後、通常の方法で熱間圧延を施すことにより厚さ４~６ｍｍの熱延鋼板とした。次いで、７００~８５０℃の温度域で８時間以上の焼鈍後、２０℃／ｈ以下の冷却速度で徐冷することにより、熱延焼鈍板を得た。
　上記により得られた熱延焼鈍板を用いて、次の評価試験を行った。
（１）焼入れ性試験（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ　ｔｅｓｔ）
　上記熱延焼鈍板から、２０~３０ｍｍの小片を切り出し、表２に示す条件で焼入れ処理を行い、サンプルＮｏ．１~３２の焼入れ試料を作製した。ここで、焼入れ処理条件は、加熱温度を９５０~１２００℃とし、各々のサンプルについて設定された加熱温度±１０℃での保持時間を１~６００秒とし、その後空冷する条件とした。焼入れ処理後の試料を研磨して表面のスケールを完全に除去した後、試料表面についてＪＩＳ　Ｚ　２２４５の規定に準拠し、ロックウェル硬度計を用いてＣスケールの硬さ測定を行った。測定値が３２~４０ＨＲＣであれば、焼入れ処理後の硬さが良好であるものと評価した。なお、極めて良好な範囲は３３~３８ＨＲＣである。また、上記焼入れ処理後の試料について、マルテンサイト量（面積率）（％）を測定した。マルテンサイト量（面積率）の測定は、試料断面を研磨、村上試薬（ｍｕｒａｋａｍｉ　ｔｅｓｔ　ｒｅａｇｅｎｔ）で腐食した後、画像解析（ｉｍａｇｉｎｇ　ａｎａｌｙｓｉｓ）により行った。１サンプルについて５点測定を行い、平均値をそのサンプルのマルテンサイト量（面積率）とした。
（２）耐熱性試験
　上記の焼入れ試料について、更に表２に示す条件で焼戻し処理を行い、サンプルＮｏ．１~３２の焼戻し試料を作製した。焼戻し条件は、加熱温度を５５０℃とし、この加熱温度における保持時間を６０分および２４０分とし、その後空冷する条件とした。焼戻し処理後の試料を研磨して表面のスケールを完全に除去した後、試料表面について上記（１）の焼入れ性試験と同様にしてロックウェル硬さ測定を行った。６０分保持後の試料では、測定値が３０~４０ＨＲＣであれば、耐熱性が良好であるものと評価した。また、２４０分保持後の試料では、測定値が２８~４０ＨＲＣであれば、耐熱性が良好であるものと評価した。なお、極めて良好な範囲は３０~３８ＨＲＣである。
（３）耐食性試験
　上記熱延焼鈍板から、７０×１２０ｍｍの試料を採取し、表２に示す条件で焼入れ処理を行った後の試料、および、焼入れ処理に続き表２に示す条件で焼戻し処理を行った後の試料について、表面を＃６００の研磨紙で湿式研磨し、ＪＩＳ　Ｚ　２３７１の規定に準拠した条件で４８時間の塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）を行った。各試料について、幅が０．５ｍｍ以上の発錆点の数を目視で測定し、発錆点０~１個を「○（ｇｏｏｄ）」、２~４個を「△（ｐａｓｓ）」、５個以上を「×（ｂａｄ）」として評価した。
　以上の評価結果を表２に示す。発明例のサンプルＮｏ．１~１２、２９~３０は、焼入れ処理後の硬さが何れも３２ＨＲＣ以上であった。更に、発明例のサンプルＮｏ．１~１２、２９~３０に関しては、５５０℃で６０分保持する焼戻し処理後の硬さが何れも３０ＨＲＣ以上であり、５５０℃で２４０分保持する焼戻し処理後も２８ＨＲＣ以上の硬さを維持しており、良好な耐熱性を示した。一方、比較例のサンプルＮｏ．１３~２８、３１~３２は、焼入れ処理後の硬さ、焼戻し処理後の硬さ、耐食性の何れかが劣り、本発明の目的とする特性を満足しなかった。
　ブレーキディスク素材として用いた場合において、長時間使用しても安定した耐食性と耐熱性（耐熱安定性）を有する鋼板、および、該鋼板より製造されたブレーキディスクを提供する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000004

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２％以上０．１０％未満、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：０．５％超え２．０％以下、
    Ｐ：０．０６％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０５％以下、
    Ｃｒ：１１．０％以上１３．５％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上０．３０％以下、
    Ｎｂ：０．１０％以上０．６０％以下、
    Ｎ：０．０３％以上０．１０％未満　および
    Ｂ：　０．００１０％超え、０．００６０％以下
    を含有し、更に下記（１）~（３）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼入れ後の硬さがＨＲＣで３２ＨＲＣ以上４０ＨＲＣ以下であるブレーキディスク用鋼板。
    　記
    ４２０Ｃ＋４７０Ｎ＋２３Ｎｉ＋９Ｃｕ＋７Ｍｎ−１１．５Ｃｒ−１１．５Ｓｉ−１２Ｍｏ−４７Ｎｂ−５２Ａｌ−４９Ｔｉ−２３Ｖ＋１８９≧８５・・・・（１）
    ０．０４≦Ｃ＋Ｎ−１３（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１）−１４Ｂ／１１≦０．０９・・・・・・・・・（２）
    Ｃ−１２（Ｎｂ／９３＋Ｔｉ／４８＋Ｚｒ／９１＋Ｖ／５１＋Ｍｏ／９６＋Ｔａ／１８１＋Ｗ／１８４）≦０．０４５・・・・・（３）
    ただし、上記（１）~（３）式中の各元素記号は、鋼板に含有される各元素の質量％を表す。
  2. 　請求項１に記載のブレーキディスク用鋼板において、更に
    Ｃｏ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上０．３０％以下、
    Ｖ：０．０１％以上０．１５％未満、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｔｉ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｚｒ：０．０１％以上０．１０％以下、
    Ｔａ：０．０１％以上０．１０％以下　および
    Ｗ：０．０１％以上０．１０％以下
    の中から選択される一種以上を含有するブレーキディスク用鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載のブレーキディスク用鋼板において、焼入れ後の組織が、面積率で７５％以上のマルテンサイト組織含むブレーキディスク用鋼板。
  4. 　５５０℃で２４０分保持する焼戻し後の硬さがＨＲＣで２８ＨＲＣ以上４０ＨＲＣ以下である請求項１~３に記載のブレーキディスク用鋼板。
  5. 請求項１~４の何れか１項に記載のブレーキディスク用鋼板において、焼入れ前の硬さがＨＲＢで７５ＨＲＢ以上９５ＨＲＢ以下であるブレーキディスク用鋼板。
  6. 　Ｂの含有量が、０．００１６％以上０．００６０％以下である請求項１~５のいずれか１項に記載のブレーキディスク用鋼板。
  7. 　請求項１~６の何れか１項に記載のブレーキディスク用鋼板を使用したブレーキディスク。
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