CN116867919A - 制动盘转子用马氏体系不锈钢板、制动盘转子及制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法 - Google Patents

制动盘转子用马氏体系不锈钢板、制动盘转子及制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法 Download PDF

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滨田纯一
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Abstract

一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，含有规定的成分，存在于母相中的粒径为2μm以下的析出物以0.01～20个/μm2的密度存在。通过使热轧中及热轧板退火中的析出物微细地存在，从而能够提高淬火时的生产率，作为部件来使用中的回火软化阻力能够提高，能够抑制热冲压中的开裂，进而抑制高温强度的降低。由此，可得到可应用于盘形转子的回火软化阻力、淬透性、成形性、高温强度优异的马氏体系不锈钢板。

Description

制动盘转子用马氏体系不锈钢板、制动盘转子及制动盘转子 用马氏体系不锈钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及淬透性、成形性、回火软化阻力、高温强度优异的制动盘转子(brakedisc rotor)用马氏体系不锈钢板、制动盘转子及制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法，涉及具有优异的生产率、实现衬片(也称为衬垫)磨损量的降低、具有稳定的硬度的适合于需要薄壁轻量化的盘形转子等的使用的不锈钢板。
背景技术
作为制动系统之一，正在广泛使用盘形制动器。盘形制动器具有与轮胎结合的被称为盘形转子的圆盘状的结构物。其通过用制动衬片按夹住该盘形转子，利用摩擦将动能转换成热能，使汽车、两轮车的速度降低。将盘形制动器用的盘形转子在以下称为“制动盘转子”。
在汽车中对于盘形转子的材质，从热导率、成本等方面出发使用了片状石墨铸铁(以下称为铸铁)。铸铁由于未添加提高耐蚀性的元素，因此耐蚀性低劣，如果被放置，则马上产生红锈。以往，由于盘形转子的位置比视线低以及车轮的形状，该红锈不太显眼。但是，因近年来的燃料效率提高的要求从而车轮材质被铝化，此外因车轮的辐条变细而使盘形转子变得显眼，盘形转子的锈变得无法忽视，因此期望改善盘形转子的耐蚀性。
进而，伴随着近年来的环境限制强化，强烈期望汽车的燃料效率提高，因此变得需要盘形转子的薄壁轻量化。但是，铸铁由于强度低，而且通过铸造来制作，因此薄壁化存在极限。此外，据说汽车的制动器工作时的到达温度最高达到700℃附近。另外，山路等经常使用制动器的行驶条件下的到达温度有可能达到300℃。铸铁由于高温强度低，在进行薄壁化时在高温下无法确保作为盘形转子所需的强度，因此存在无法薄壁轻量化的课题。此外，铸铁由于通过铸造来成型，因此如果将盘形转子薄壁化，则有可能金属液流动变差从而无法成型。
作为耐蚀性优异的材料，有不锈钢，在摩托车等两轮车中广泛使用了马氏体系不锈钢即SUS410系的材料。这是由于：两轮车的盘形转子是裸露的，容易引人注目从而耐蚀性受到重视。另一方面，不锈钢存在导热性比铸铁差的课题。在两轮车中由于制动系统是裸露的，冷却性优异，因此在通常的使用中即使是不锈钢也可没有问题地使用。但是，即使在两轮车中也存在下述课题：在竞赛等严酷的制动状况中盘形转子被过度加热从而制动衬片的磨损量变大。
另一方面，在汽车的情况下由于包含轮胎在内的制动系统被收纳在轮罩内，因此盘形转子难以被冷却。因此，不锈钢的导热性低成为课题之一，不锈钢不适用于汽车的盘形转子。可是，在近年来的EV、FCV、HV车等中，将行驶时的动能转换成电能并进行回收的“再生制动器”的采用正在急速扩展。通过它的应用，因盘形转子与衬片的摩擦而产生的摩擦热降低，因此对于热导率比铸铁差的不锈钢，应用的可能性也在扩大。
妨碍不锈钢在汽车的盘形制动器中的的应用的另一个课题是成形性。两轮车的盘形转子为环状的圆盘形，从板状的不锈钢进行冲裁加工，之后通过高频淬火来制造，因此没有大的加工。另一方面，目前的汽车的盘形转子是被称为帽形状的将圆盘中央进行了拉深那样的形状，通过铸造来制造。为了以不锈钢板作为原材料来加工成形这样的形状，变得需要深拉深加工。但是，两轮车中使用的不锈钢为马氏体系不锈钢，硬度非常高，难以将其进行深拉深加工。作为解决该问题的一个方法，近年来正在推广在高温下进行压制成形的热冲压。由此不锈钢也能够精度良好地成形为帽形状。
在这样的背景下，为了应对汽车中的近年来的美观、成形性、薄壁轻量化的要求，变得需要盘形转子的不锈钢化。
如上述那样，在汽车的情况下由于包含轮胎在内的制动系统被收纳于轮罩内，因此盘形转子难以被冷却，导热性低。此外，即使是两轮车在竞赛等严酷的制动状况下盘形转子也被过度加热。但是，马氏体系不锈钢通过在高温下的保持而引起C、N的析出、位错的恢复，产生回火软化。如果产生回火软化，则存在衬片磨损量过量变多的课题。此外，如果产生盘形转子及制动衬片的异常磨损，则还会导致制动器的效力的不稳定化、短寿命化。即，为了将马氏体系不锈钢应用于汽车的盘形转子，需要应对制动衬片磨损量降低的要求。
关于不锈钢制盘形转子，有专利文献1、2。在这些文献中，对于规定原奥氏体粒径和析出Nb而改善了回火软化阻力的钢进行了记载。该文献涉及改善了600℃下的回火软化阻力的发明。此外，在专利文献3、4中，对于规定原奥氏体粒径和析出Nb、Cu而改善了回火软化阻力的钢进行了记载。该文献涉及改善了650℃下的回火软化阻力的发明。此外，任一发明都作为部件来使用，利用了在通过制动而被暴露于高温下时所析出的析出物。在暴露于高温下的时间为短时间的情况下，有可能达不到析出所需的时间。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4569360号公报
专利文献2：国际公开WO2008/044299号
专利文献3：国际公开WO2007/122754号
专利文献4：日本专利第5200332号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明涉及淬透性、成形性、回火软化阻力、高温强度优异的制动盘转子用不锈钢板。成为本发明所要解决的课题的对象的部件为制动系部件、特别是盘形转子。
如上所述，由不锈钢板向盘形转子的加工在两轮车中没有大的加工，因此通过高频淬火来制造，对于汽车用，通过在高温下进行压制的热冲压来进行。热冲压用的不锈钢板通过热轧和热轧板退火来制造。热冲压的高温处理兼作淬火处理。从生产率的观点出发，淬火热处理优选低温并且短时间。但是，就以往的马氏体系不锈钢而言，在制造不锈钢板时的热轧板退火中析出粗大的Cr碳氮化物。为了得到作为盘形转子而言充分的硬度，需要确保固溶C、N。因此，需要通过淬火热处理时的高温下的加热而使不锈钢板中析出的粗大的Cr碳氮化物溶解。即，现有的马氏体系不锈钢在成形时需要高温下的加热，对于生产率提高需要淬透性提高。作为现有的马氏体系不锈钢的生产率的课题，可列举出确保优异的淬透性，该优异的淬透性即使是低温并且短时间的热处理也可使Cr碳氮化物溶解。
汽车的盘形转子由于是帽形状，因此对钢板要求成形性。具体而言，变得需要成形为帽形状的热冲压时的高温下的压制成形性。
在将钢板作为制动盘转子使用时需要优异的回火软化阻力。由于一般的两轮车的到达温度最高为500℃左右，因此能够应用马氏体系不锈钢，但四轮车、用于竞赛的两轮车的制动盘由于到达温度高，因此显著产生回火软化，难以应用。在专利文献1～4中，虽然对600℃、650℃下的回火软化阻力进行了公开，但关于本发明中所需要的700℃下的回火软化阻力，在任何文献中都没有记载。
进而，在将钢板作为制动盘转子使用时需要优异的高温强度。到达温度在一般的市区行驶中达到100℃左右，在山路的行驶中达到300℃左右、最高达到700℃附近，因此为了薄壁化，要求中温区域～高温区域中的强度。
本发明提供具有将钢板加工成制动盘转子时的优异的淬透性、成形性、并且具有作为制动盘转子使用时的优异的回火软化阻力、高温强度的制动盘转子用马氏体系不锈钢板、使用了它的制动盘转子、以及制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，本发明的发明者们着眼于不锈钢板的析出物并进行了详细调查。本发明作为对象的作为制动盘转子用来使用的钢板经由热轧和热轧板退火来制造。在热轧阶段、热轧板退火阶段在钢板中析出析出物。作为析出物，存在Cr碳氮化物和除其以外的析出物。在这些析出物中，Cr碳氮化物析出物通过适宜地控制其尺寸及分散状态，从而在用于成形的加热时以低温、短时间即可溶解从而提高淬透性，使生产率提高。此外，Cr碳氮化物以外的析出物在用于成形的加热时不发生溶解，通过微细地存在于制品中从而在作为部件使用时析出物妨碍位错的恢复，使回火软化阻力提高。但是，如果Cr碳氮化物析出物粗大，则溶解需要高温、长时间，生产率降低。此外，如果Cr碳氮化物以外的析出物粗大，则有可能在热冲压成形时及使用时变得容易产生开裂，或者回火软化阻力也不会提高，高温强度降低。因此，据认为：通过适宜地控制钢成分及热轧条件，从而将钢板中的这些析出物微细化，其结果是，通过淬透性的提高来提高生产率，抑制热冲压时的开裂，在作为部件使用时能够确保回火软化阻力，并且抑制高温强度的降低。于是，为了达成所述目的而反复进行了各种研究，结果得到以下的认知。
通过适宜地控制钢成分，并且将热轧前的加热温度设定为1000～1200℃，将热轧精轧温度设定为800℃以下，将冷却速度设定为10℃/秒以上，将卷取温度设定为550℃以下，从而抑制热轧中的位错的恢复，使在热轧及热轧板退火中析出的析出物微细化。通过热轧中及热轧板退火中的析出物发生微细化，从而首先通过Cr碳氮化物析出物的微细化来提高淬透性，在淬火时即使是低温、短时间的加热，析出物也溶解，能够确保作为盘形转子而言充分的淬火硬度。此外，通过Cr碳氮化物以外的析出物的微细化，从而作为部件来使用中的回火软化阻力能够提高，能够抑制热冲压中的开裂，进而抑制高温强度的降低。由于从作为制品板即部件来使用之前就存在析出物，因此即使是在不产生回火软化的温度区域中也发挥高强度。需要说明的是，热轧中及热轧板退火中的析出物主要为Fe、Ti、Nb、V、Cu、Mo、W、Zr、Ta、Hf等的碳氮化物、金属间化合物及金属Cu。由此，成功提供可应用于盘形转子的回火软化阻力、淬透性、成形性、高温强度优异的不锈钢板。
解决上述课题的本发明的主旨如下所述。
(1)一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：0.001～0.500％、
N：0.001～0.500％、
Si：0.01～5.00％、
Mn：0.010～12.000％、
P：0.001～0.100％、
S：0.0001～1.0000％、
Cr：10.0～35.0％、
Ni：0.010～5.000％、
Cu：0.0010～3.0000％、
Mo：0.0010～3.0000％、
Nb：0.0010～1.0000％、
V：0.0010～1.0000％，
剩余部分为Fe及杂质，存在于母相中的析出物的平均粒径为2μm以下，析出物以0.01～20个/μm2的密度存在，由下述式表示的淬火硬度指标A为200～800。
A＝2566[％C]+1282[％N]-12[％Si]+4[％Cu]-6[％Mo]-184[％Nb]-125[％V]+239
(2)根据(1)所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有下述元素中的1种以上来代替上述Fe的一部分：
Ti：0.001～1.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Al：0.001～4.0％、
W：0.001～3.0％、
Sn：0.001～1.00％、
Mg：0.0001～0.0100％、
Sb：0.001～0.50％、
Zr：0.001～1.000％、
Ta：0.001～1.00％、
Hf：0.001～1.000％、
Co：0.001～1.00％、
Ca：0.0001～0.0200％、
REM：0.001～0.50％、
Ga：0.0001～0.5000％。
(3)根据(1)或(2)所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，1050℃下的断裂伸长率成为50％以上。
(4)一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，其是(1)～(3)中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其中，相对于实施了加热至1050℃后滞留5秒以上、之后进行水冷的热冲压模拟热处理(以下简称为“虚拟热处理”)时的硬度，在上述虚拟热处理后进一步在700℃下回火10分钟后的硬度的降低量以Hv计为150以下。
(5)一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，其是(1)～(4)中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其在实施了加热至1050℃后滞留5秒以上、之后进行水冷的热冲压模拟热处理(以下简称为“虚拟热处理”)时，材料的700℃下的0.2％屈服强度成为50MPa以上。
(6)一种制动盘转子，其使用(1)～(5)中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板而成。
(7)(1)～(5)中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，将热轧时的精轧温度设定为800℃以下，将卷取温度设定为550℃以下。
根据本发明，提供使不锈钢板的淬透性、成形性提高、使对不锈钢板进行虚拟热处理后的回火软化阻力、高温强度提高、适合于汽车和两轮车的盘形转子的材料，对于外观的提高、各种环境中的安全制动等可得到显著效果。
具体实施方式
以下，对规定钢中的成分含量的根据进行以下叙述。
这里所谓马氏体系不锈钢板是指在对钢板实施了淬火处理时马氏体相成为80面积％以上的不锈钢板。马氏体系不锈钢板在热轧板(热轧退火前的不锈钢板)时马氏体相占其大半，在热轧退火板(本发明的不锈钢板)时铁素体相占其大半，在利用热冲压进行的淬火处理后(本发明的制动盘转子)，成为马氏体相或者马氏体相+铁素体相的组织。此外，也有可能略微残留奥氏体相。
以下对本发明的不锈钢板的优选的成分组成(质量％)进行说明。
C是固溶于母相中而对硬度给予巨大影响的元素。通过热处理而生成碳化物，使成形性、耐蚀性劣化，导致高温强度的降低，因此设定为(A)的含量。此外，过度的降低会造成精炼成本的增加，因此优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.001～0.500％、
(B)＝0.010～0.300％、
(C)＝0.030～0.070％。
N与C同样是固溶于母相中而对硬度给予巨大影响的元素。通过热处理而生成氮化物，使成形性、耐蚀性劣化，导致高温强度的降低，因此设定为(A)的含量。此外，过度的降低会造成精炼成本的增加，因此优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.001～0.500％、
(B)＝0.010～0.100％、
(C)＝0.020～0.050％。
Si是也作为脱氧剂有用的元素，并且是改善耐氧化性及耐高温盐害性的元素。然而，过度的添加会降低常温延展性，因此设定为(A)的含量。但是，如果考虑酸洗性、韧性，则优选(B)的含量。进一步如果考虑制造性，则优选(C)的含量。
(A)＝0.01～5.00％、
(B)＝0.10～1.00％、
(C)＝0.20～0.40％。
Mn是作为脱氧剂添加的元素，并且有助于中温区域中的高温强度上升。但是，由于过量的添加，导致在高温下在表层形成Mn系氧化物，变得容易产生氧化皮密合性不良、异常氧化。特别是，在与Mo、W复合添加的情况下，存在变得容易对Mn量产生异常氧化的倾向，因此设定为(A)的含量。进而，如果考虑钢板制造中的酸洗性、常温延展性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.010～12.000％、
(B)＝0.400～2.000％、
(C)＝1.000～1.500％。
P是在炼钢精炼时主要从原料中混入的杂质，如果含量变高，则韧性、焊接性降低。因此，优选极力降低，但为了设定为低于0.001％，因低P原料的使用而产生成本增加，因此在本发明中设定为0.001％以上。另一方面，由于超过0.100％的含有而导致显著硬质化，而且耐蚀性、韧性及酸洗性也发生劣化，因此将0.100％作为上限。如果考虑原料成本，则优选0.008～0.080％，进一步优选设定为0.010～0.050％。
S是使耐蚀性、耐氧化性劣化的元素，但为下述元素：不仅与Ti、C结合而提高加工性，而且通过与Cr、Mn等结合而形成硫化物从而发挥润滑性。其效果从0.0001％开始表现出，因此将下限设定为0.0001％。另一方面，由于过度的添加而导致与Ti、C结合，使固溶Ti量降低，并且导致析出物的粗大化，高温强度降低，因此将上限设定为1.0000％。进而，如果考虑精炼成本、高温氧化特性，则优选0.0005～0.0500％。进一步优选设定为0.0010～0.0100％。
Cr是在本发明中为了确保耐氧化性、耐蚀性所必需的元素。在含量少的情况下，特别是无法确保耐氧化性，由于过量的添加而导致加工性的降低、韧性的劣化，因此设定为(A)的含量。进而，如果考虑制造性、氧化皮剥离性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝10.0～35.0％、
(B)＝10.5～15.0％、
(C)＝11.0～13.0％。
Ni是提高耐氧化性、韧性、高温强度的元素，根据需要添加，但过量的添加会导致成本变高，因此设定为(A)的含量。如果考虑制造性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.010～5.000％、
(B)＝0.030～0.600％、
(C)＝0.050～0.080％。
Cu是对耐蚀性提高有效的元素。通过利用ε-Cu析出而带来的析出强化来提高回火软化阻力、高温强度，但过度的添加会降低热加工性，因此设定为(A)的含量。进而，如果考虑热疲劳特性、制造性及焊接性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.0010～3.0000％、
(B)＝0.0100～2.0000％、
(C)＝0.2000～1.6000％。
Mo是对高温下的固溶强化有效的元素，并且提高回火软化阻力、耐蚀性及耐高温盐害性，因此添加。过量的添加会使常温延展性和耐氧化性显著劣化，因此设定为(A)的含量。进而，如果考虑热疲劳特性、制造性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.0010～3.0000％、
(B)＝0.0100～1.0000％、
(C)＝0.0300～0.5000％。
Nb是对利用固溶强化及微细析出物的析出强化而带来的回火软化阻力的提高、高温强度提高有效的元素。此外，还具有下述作用：将C、N作为碳氮化物而固定，有助于制品板(热轧退火板)的耐蚀性、影响r值的再结晶织构的发达。过量的添加会发生显著硬质化，而且制造性也劣化，因此设定为(A)的含量。进而，如果考虑原料成本、韧性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.0010～1.0000％、
(B)＝0.0100～0.7000％、
(C)＝0.1000～0.5000％。
V是提高耐蚀性的元素，但如果过量添加，则析出物发生粗大化从而回火软化阻力、高温强度降低，而且耐氧化性也劣化，因此设定为(A)的含量。进而，如果考虑制造成本、制造性，则优选(B)的含量。进一步优选设定为(C)的含量。
(A)＝0.0010～1.0000％、
(B)＝0.0030～0.5000％、
(C)＝0.1000～0.4000％。
本发明的钢板的特征还在于，由成分含量以下述式表示的淬火硬度指标A为200～800。在下述式中，[％元素符号]是指该元素的含量(质量％)。通过淬火硬度指标A为200以上，能够得到对于作为制动盘转子使用而言充分的硬度。如果淬火硬度指标A超过800，则淬火硬度过度变大，在使用时韧性变得不足。
A＝2566[％C]+1282[％N]-12[％Si]+4[％Cu]-6[％Mo]-184[％Nb]-125[％V]+239
本发明的剩余部分为Fe及杂质。也可以进一步根据需要含有以下的成分来代替上述Fe的一部分。
Ti是与C、N、S结合而提高耐蚀性、耐晶界腐蚀性、常温延展性、深拉深性的元素。此外，在与Nb、Mo的复合添加时，通过适量添加而带来热轧退火时的Nb、Mo的固溶量增加、高温强度的提高，提高回火软化阻力、热疲劳特性。该效果从0.001％以上开始表现出，因此将下限设定为0.001％。另一方面，由于超过1.00％的添加，导致固溶Ti量增加从而常温延展性降低，而且也形成粗大的Ti系析出物，成为扩孔加工时的开裂起点，使压制成形性劣化。此外，耐氧化性也劣化，因此Ti添加量设定为1.00％以下。进而，如果考虑表面瑕疵的产生、韧性，则优选0.001～0.20％。
B是提高制品的压制成形时的2次加工性、高温强度、热疲劳特性的元素。B会带来拉弗斯相(Laves相)等的微细析出，使它们的析出强化的长期稳定性表现出，有助于强度降低的抑制、热疲劳寿命的提高。该效果在0.0001％以上时表现出。另一方面，过度的添加会导致硬质化，使晶界腐蚀性和耐氧化性劣化，而且也产生焊接开裂，因此设定为0.0100％以下。进而，如果考虑耐蚀性、制造成本，则优选0.0001～0.0050％。进一步优选设定为0.0001～0.0020％。
Al作为脱氧元素添加，而且也是提高耐氧化性的元素。此外，Al作为固溶强化元素，对高温强度提高、回火软化阻力提高是有用的。该作用从0.001％开始稳定地表现出。另一方面，过度的添加会发生硬质化从而显著降低均匀伸长率，而且韧性也显著降低，因此将上限设定为4.0％。进而，如果考虑表面瑕疵的产生、焊接性、制造性，则优选0.003～2.0％。
W也与Mo同样是作为高温下的固溶强化而有效的元素，并且生成拉弗斯相(Fe 2W)而带来析出强化的作用。特别是，在与Nb、Mo复合添加的情况下，Fe2(Nb，Mo，W)的拉弗斯相析出，但如果添加W，则可抑制该拉弗斯相的粗大化从而析出强化能力提高，回火软化阻力也提高。这在0.001％以上的添加时起作用。另一方面，超过3.0％的添加时会导致成本变高，并且常温延展性降低，因此将上限设定为3.0％。进而，如果考虑制造性、低温韧性及耐氧化性，则W添加量优选0.001～1.5％。
Sn是提高耐蚀性的元素，且提高中温区域的高温强度，因此根据需要来添加。这些效果在0.001％以上时表现出。另一方面，如果添加超过1.00％，则制造性及韧性显著降低，因此设定为1.00％以下。进而，如果考虑耐氧化性、制造成本，则优选0.01～0.10％。
Mg有时作为脱氧元素添加，而且也是使板坯的组织微细化、有助于成形性提高的元素。此外，Mg氧化物成为Ti(C，N)、Nb(C，N)等碳氮化物的析出位点，具有使它们微细分散析出的效果。该作用在0.0001％以上时表现出，有助于韧性提高。但是，过度的添加会造成焊接性、耐蚀性及表面品质的劣化，因此将上限设定为0.0100％。如果考虑精炼成本，则优选0.0003～0.0010％。
Sb有助于耐蚀性和高温强度的提高，因此根据需要添加0.001％以上。由于超过0.50％的添加，导致有可能过度产生钢板制造时的板坯开裂、延展性降低，因此将上限设定为0.50％。进而，如果考虑精炼成本、制造性，则优选0.01～0.30％。
Zr与Ti、Nb同样是碳氮化物形成元素，是提高耐蚀性、深拉深性的元素，根据需要来添加。这些效果在0.001％以上时表现出。另一方面，由于超过1.000％的添加而导致制造性的劣化显著，因此设定为1.000％以下。进而，如果考虑成本、表面品位，则优选0.001～0.200％。
Ta及Hf与C、N结合而有助于韧性的提高，因此根据需要添加0.001％以上。但是，由于超过1.00％的添加而导致成本增加，而且也使制造性显著劣化，因此将上限设定为1.00％。进而，如果考虑精炼成本、制造性，则优选0.01～0.08％。
Co有助于高温强度的提高，因此根据需要添加0.001％以上。由于超过1.00％的添加而导致韧性劣化，因此将上限设定为1.00％。进而，如果考虑精炼成本、制造性，则优选0.01～0.10％。进一步优选设定为0.01～0.03％。
Ca有时为了脱硫而被添加，该效果在0.0001％以上时表现出。然而，由于超过0.0200％的添加而导致生成粗大的CaS，使韧性、耐蚀性劣化，因此将上限设定为0.0200％。进而，如果考虑精炼成本、制造性，则优选0.0003～0.0020％。
REM有时从利用各种析出物的微细化而带来的韧性提高、耐氧化性的提高的观点出发而会根据需要添加，该效果在0.001％以上时表现出。然而，由于超过0.50％的添加而导致铸造性显著变差，而且也造成延展性的降低，因此将上限设定为0.50％。进而，如果考虑精炼成本、制造性，则优选0.001～0.05％。REM(稀土类元素)按照一般的定义，是指钪(Sc)、钇(Y)这2种元素和从镧(La)至镥(Lu)为止的15种元素(镧系元素)的总称。可以单独添加，也可以为混合物。
Ga也可以为了耐蚀性提高、氢脆抑制而以0.5000％以下来添加。从硫化物、氢化物形成的观点出发，下限优选设定为0.0001％。进而，从制造性、成本的观点以及延展性、韧性的观点出发，优选为0.0020％以下。
关于其他的成分，在本发明中没有特别规定，但本发明中，也可以根据需要添加0.001～0.1％的Bi等。需要说明的是，As、Pb等一般的有害元素、杂质元素优选尽可能降低。
本发明中，从成形时的生产率(淬透性)、成形性及使用中的回火软化阻力和高温强度的观点出发，制品板(热轧退火板)中的析出物微细地存在是重要的。为此，适宜地控制各元素的成分，并且在热轧时使位错难以恢复，将位错作为核生成位点即可。为了抑制热轧时的位错的恢复，热轧的精轧温度设定为800℃以下，冷却速度设定为10℃/秒以上，卷取温度设定为550℃以下。此外认知到：在制品板(热轧退火板)中析出物需要以特定的大小、密度存在。需要说明的是，析出物被分类为Cr碳氮化物析出物和除其以外的析出物。除其以外的析出物主要为Fe、Ti、Nb、V、Cu、Mo、W、Zr、Ta、Hf等的碳氮化物、金属间化合物及金属Cu。
具体而言，规定为下述事项：在制动盘转子用不锈钢板(热轧板退火后)中，存在于母相中的析出物的平均粒径为2μm以下，析出物以0.01～20个/μm2的密度存在。需要说明的是，析出物中有在淬火热处理的温度下发生溶解者和不溶解者，Cr碳氮化物发生溶解，其他的析出物几乎不溶解。
向盘形转子的加工通过热冲压、高频淬火来进行，一般用于淬火热处理的加热时间为了生产率而非常短。为了得到作为盘形转子而言充分的硬度，必须是：即使是短时间的加热，在热轧中或热轧板退火中析出的Cr碳氮化物也会溶解，能够确保固溶C、N。Cr碳氮化物通过微细地存在而容易溶解，有助于固溶C、N的确保，使淬透性提高。通过存在于母相中的析出物的平均粒径为2μm以下，析出物以0.01～20个/μm2的密度微细地存在，从而Cr碳氮化物即使是淬火热处理的短时间的加热也会溶解。如果平均粒径超过2μm，则在淬火热处理时通过短时间的加热，Cr碳氮化物不会完全溶解，无法确保充分的固溶C、N，淬火硬度变得不充分。如果将加热时间长时间化，则会阻碍生产率。
Cr碳氮化物以外的析出物通过用于淬火热处理的加热几乎不溶解，通过在完成成形及淬火的制品中微细地存在来妨碍位错的移动，因此有助于回火软化阻力的提高、高温强度的降低抑制。此外，通过析出物的微细化而不易成为加工中的开裂起点，能够提高成形性。
即，通过存在于母相中的析出物的平均粒径为2μm以下，析出物以0.01～20个/μm2的密度微细地存在，从而析出物有效地妨碍位错的移动，有助于回火软化阻力及高温强度的提高。
如果析出物的平均粒径超过2μm，则不易成为位错移动时的阻力，对回火软化阻力及高温强度的提高的贡献变小。此外，容易成为热冲压时、使用时的开裂起点，阻碍成形性。如果析出物的密度低于0.01个/μm2，则位错的钉扎间隔变宽，因此不易成为位错移动的阻力。此外，如果析出物的密度超过20个/μm2，则强度过度提高，变得容易产生开裂。根据上述内容，析出物规定为：在热轧板退火后，存在于母相中的析出物的平均粒径为2μm以下，析出物以0.01～20个/μm2的密度存在。
析出物的平均粒径优选为5nm～1.5μm。进一步优选为5nm～1.0μm。析出物的密度优选为0.1个/μm2～20个/μm2。进一步优选为1个/μm2～20个/μm2。
由此成功地提供可应用于盘形转子的不锈钢板。
作为析出物的判别方法，可以采用透射型电子显微镜(作为机种，例如为日本电子制的200kV场发射型透射电子显微镜JEM2100F)观察及利用附属的EDS装置(作为机种，例如为日本电子制的200kV场发射型透射电子显微镜JEM2100F)的分析来进行判别。样品通过离子铣削法按照可观察钢板的厚度方向t/4深度(t为钢板的厚度)的方式进行采集，以5万倍的倍率对任意的10个部位进行观察并分析。采用该倍率能够大致均匀地观察析出物的状态。此外，在该观察部位处，利用EDS装置对Fe、Cr、Si、Mn、Ti、Nb、V、Cu、Mo、W、Zr、Ta、Hf的组成以质量％进行定量化，在检测到钢板成分的添加量以上的值的情况下作为析出物。关于析出物的粒径及密度的算出，通过同样的方法对样品进行观察，对这些部位进行观察后仅对析出物进行着色并进行图像处理，然后使用NIH公司制的图像解析软件『ImageJ』，以当量圆直径算出各粒子的粒径，算出5个视场的平均粒径及平均密度。
本发明的制动盘转子用马氏体系不锈钢板的特征在于，1050℃下的断裂伸长率成为50％以上。由此，作为钢板能够实现优异的成形性。
本发明的制动盘转子用马氏体系不锈钢板的特征在于，相对于实施了加热至1050℃后滞留5秒以上、之后进行水冷的热冲压模拟热处理(虚拟热处理)时的硬度，在上述虚拟热处理后进一步在700℃下回火10分钟后的硬度的降低量以Hv计为150以下。由此，作为制动盘转子能够实现优异的回火软化阻力。
本发明的制动盘转子用马氏体系不锈钢板的特征在于，在实施上述虚拟热处理时，材料的700℃下的0.2％屈服强度成为50MPa以上。由此，作为制动盘转子能够实现优异的高温强度。
本发明的制动盘转子使用上述本发明的制动盘转子用马氏体系不锈钢板而成。具体而言，通过使用本发明的制动盘转子用马氏体系不锈钢板进行热冲压成形来成形为制动盘转子的形状，通过热冲压成形时的热处理被淬火。具有优异的回火软化阻力和优异的高温强度。
接下来对制造方法进行说明。
本发明的制动盘转子用不锈钢板的制造方法包含炼钢-热轧-退火-酸洗的各工序。在炼钢中，下述方法是适宜的：将含有上述必需成分及根据需要添加的成分的钢进行转炉熔炼，接着进行2次精炼。所熔炼的钢液按照公知的铸造方法(连续铸造)来制成板坯。
板坯被加热至规定的温度，通过连续轧制被热轧成规定的板厚。热轧通过由多个机架形成的热轧机进行轧制后被卷取。通过使在热轧后的退火中析出的碳氮化物微细地析出，从而即使是热冲压时的短时间的加热，也能够使碳氮化物固溶于母相中。为了使碳氮化物微细地析出，在热轧时使位错难以恢复，将位错作为核生成位点即可。为了抑制热轧时的位错的恢复，热轧的精轧温度设定为800℃以下，卷取温度设定为550℃以下。优选的是，从生产率的观点出发，精轧温度设定为750℃以下，卷取温度设定为500℃以下。进一步优选的是，精轧温度为700℃以下，卷取温度为450℃以下，关于精轧温度更优选低于700℃。需要说明的是，精轧-卷取间的冷却速度优选10℃/秒以上且低于25℃/秒。
所卷取的热轧卷材使用退火炉在规定的温度下被退火后进行酸洗。退火温度为820℃～900℃且设定为3小时～5小时。关于酸洗方法，只要应用现有的酸洗方法即可。
像这样操作而制造的制动盘转子用马氏体系不锈钢板能够以2.0mm～15.0mm的板厚来使用。如果还考虑制动盘转子用的刚性、重量等，则优选为3.0mm～13.0mm，更优选为4.1mm～9.0mm。
实施例
将表1、表2中所示的成分组成的钢进行熔炼来铸造成钢锭，将钢锭进行热轧来制成6mm厚的热轧板。使用表3、4中所示的热轧精轧温度和热轧卷取温度，精轧-卷取间的冷却速度设定为12℃/秒。将所得到的热轧板在850℃下保持4小时并冷却至室温，制成热轧板退火板。表1、表2的No.A1～A34为本发明钢，表2的No.B1～B13为比较钢。对脱离本发明的数值标注下划线。
对于热冲压前的热轧退火板，为了评价高温下的压制成形性，从热轧退火板中按照轧制方向成为拉伸方向的方式采集高温拉伸试验片，在1050℃下实施拉伸试验，测定断裂伸长率(依据JIS G 0567，数值是将小数点以下四舍五入)。这里，如果1050℃下的断裂伸长率为50％以上，则能够成形为帽形状，因此将具有50％以上的1050℃下的断裂伸长率者设定为合格(在表3、表4中的“压制成形性”中记载为“A”标记)。对于不合格者，在表3、表4中记载为“X”标记。在下述钢板的淬透性、热冲压后的回火软化阻力、高温强度的评价中也是同样的。
对热轧退火板实施了加热至1050℃后滞留5秒以上、之后进行水冷的热冲压模拟热处理(以下简称为“虚拟热处理”)。在虚拟热处理后，对钢板实施酸洗。通过虚拟热处理后的钢板的评价，来进行钢板的淬透性、热冲压后的回火软化阻力、高温强度的评价。
为了评价淬透性，制作实施了在900℃×1秒保持后进行水冷的热处理及在1100℃×1秒保持后进行水冷的热处理的试验片(以下称为“900℃淬火热处理材”、“1100℃淬火热处理材”)并采集维氏硬度(依据JIS Z 2244、将t/2部、载荷为5kg、n＝5的平均值作为硬度。数值是将小数点以下四舍五入)。这里，如果900℃淬火热处理材的硬度与1100℃淬火热处理材的硬度之差以Hv计为50以下，则能够应用于一般的盘形转子，因此将900℃淬火热处理材与1100℃淬火热处理材的硬度之差以Hv计为50以下者设定为合格(在表3、表4中的“淬透性”中记载为“A”标记)。
为了评价回火软化阻力，制作虚拟热处理材和对虚拟热处理材在700℃下实施了10分钟的回火处理的试验片(以下称为“回火软化处理材”)并采集维氏硬度(依据JIS Z2244、将t/2部、载荷为5kg、n＝5的平均值作为硬度。数值是将小数点以下四舍五入)。这里，如果虚拟热处理材的硬度与回火软化处理材的硬度之差以Hv计为150以下，则能够应用于一般的盘形转子，因此将虚拟热处理材的硬度与回火软化处理材的硬度之差以Hv计为150以下者设定为合格(在表3、表4中的“回火软化阻力”中记载为“A”标记)。
为了评价使用时的强度，从虚拟热处理材中按照轧制方向成为拉伸方向的方式采集高温拉伸试验片，在700℃下实施拉伸试验，测定0.2％屈服强度(依据JIS G 0567、数值是将小数点以下四舍五入)。这里，如果700℃下的0.2％屈服强度为50MPa以上，则能够应用于一般的盘形转子及实现薄壁化，因此将700℃下的0.2％屈服强度为50MPa以上者设定为合格(在表3、表4中的“高温强度”中记载为“A”标记)。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
如由表3、表4表明的那样，就钢板的淬透性、压制成形性、虚拟热处理后的回火软化阻力及700℃下的0.2％屈服强度而言，本发明例比比较例优异。在只要上述的900℃淬火硬度与1100℃淬火硬度之差、回火前后的硬度之差、1050℃下的断裂伸长率、700℃下的0.2％屈服强度中的任一者为不合格的情况下，判断为不适合作为盘形转子应用。由此可知：本发明中规定的钢的淬透性、回火软化阻力、成形性、高温强度优异。
比较例B1、B2分别由于C、N浓度脱离上限，大量地析出了粗大的碳氮化物，因此通过虚拟热处理未使Cr碳化物充分固溶，回火软化阻力不良。此外，粗大的碳氮化物无助于析出强化，也成为开裂的起点，因此700℃下的0.2％屈服强度及压制成形性不良。
比较例B3的Si浓度脱离了上限。由于Si提高C的活量，因此析出粗大的碳化物，回火软化阻力、700℃下的0.2％屈服强度、压制成形性不足。
比较例B4的Mn浓度脱离下限，700℃下的0.2％屈服强度不足。
比较例B5由于P浓度脱离上限，大量地析出粗大的磷化物，因此700℃下的0.2％屈服强度不足。此外，由于硬质化而导致压制成形性不足。
比较例B6的S浓度脱离上限，使Ti系的析出物粗大化，700℃下的0.2％屈服强度不足。
比较例B7由于Cr浓度脱离上限，大量地析出粗大的Cr碳氮化物，因此淬透性、回火软化阻力、700℃下的0.2％屈服强度不足。此外，由于硬质化而导致压制成形性不良。
比较例B8的Cu浓度脱离下限，未充分产生Cu析出，析出强化变得不充分，回火软化阻力及700℃下的0.2％屈服强度不足。
比较例B9、10、11分别由于Mo、Nb、V浓度脱离下限，未充分析出包含各元素的析出物，析出强化变得不充分，回火软化阻力及700℃下的0.2％屈服强度不足。
比较例B12的热轧精轧温度及热轧卷取温度脱离上限，Cr碳氮化物及析出物过度粗大化，回火软化阻力、700℃下的0.2％屈服强度、压制成形性不良。
比较例B13的Ni浓度脱离下限，700℃下的0.2％屈服强度不足。

Claims (7)

1.一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计含有：
C：0.001～0.500％、
N：0.001～0.500％、
Si：0.01～5.00％、
Mn：0.010～12.000％、
P：0.001～0.100％、
S：0.0001～1.0000％、
Cr：10.0～35.0％、
Ni：0.010～5.000％、
Cu：0.0010～3.0000％、
Mo：0.0010～3.0000％、
Nb：0.0010～1.0000％、
V：0.0010～1.0000％，
剩余部分为Fe及杂质，存在于母相中的析出物的平均粒径为2μm以下，析出物以0.01～20个/μm2的密度存在，由下述式表示的淬火硬度指标A为200～800，
A＝2566[％C]+1282[％N]-12[％Si]+4[％Cu]-6[％Mo]-184[％Nb]-125[％V]+239。
2.根据权利要求1所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，以质量％计进一步含有下述元素中的1种以上来代替所述Fe的一部分：
Ti：0.001～1.00％、
B：0.0001～0.0100％、
Al：0.001～4.0％、
W：0.001～3.0％、
Sn：0.001～1.00％、
Mg：0.0001～0.0100％、
Sb：0.001～0.50％、
Zr：0.001～1.000％、
Ta：0.001～1.00％、
Hf：0.001～1.000％、
Co：0.001～1.00％、
Ca：0.0001～0.0200％、
REM：0.001～0.50％、
Ga：0.0001～0.5000％。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，1050℃下的断裂伸长率成为50％以上。
4.一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，其是权利要求1～权利要求3中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其中，相对于实施了加热至1050℃后滞留5秒以上、之后进行水冷的热冲压模拟热处理即简称为“虚拟热处理”时的硬度，在所述虚拟热处理后进一步在700℃下回火10分钟后的硬度的降低量以Hv计为150以下。
5.一种制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其特征在于，其是权利要求1～权利要求4中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板，其在实施了加热至1050℃后滞留5秒以上、之后进行水冷的热冲压模拟热处理即简称为“虚拟热处理”时，材料的700℃下的0.2％屈服强度成为50MPa以上。
6.一种制动盘转子，其使用权利要求1～权利要求5中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板而成。
7.权利要求1～权利要求5中任一项所述的制动盘转子用马氏体系不锈钢板的制造方法，其特征在于，将热轧时的精轧温度设定为800℃以下，将卷取温度设定为550℃以下。
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