WO2022176707A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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俊希 吉澤
純一 濱田
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日鉄ステンレス株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a martensitic stainless steel sheet for brake disc rotors, which is excellent in hardenability, formability, temper softening resistance, and high-temperature strength, a brake disc rotor, and a method for producing a martensitic stainless steel sheet for brake disc rotors.
  • the present invention relates to a stainless steel plate suitable for use in disc rotors that require thinness and weight reduction, which has excellent productivity, reduces pad wear, has stable hardness, and the like.
  • a disc brake is widely used as one of the braking systems.
  • a disc brake has a disk-shaped structure called a disc rotor that is connected to a tire. By pressing the disc rotor between the brake pads, the kinetic energy is converted into heat energy by friction, which reduces the speed of automobiles and motorcycles.
  • a disk rotor for a disk brake is hereinafter also referred to as a "brake disk rotor".
  • cast iron flake graphite cast iron
  • cast iron flake graphite cast iron
  • the wheel material has been changed to aluminum, and the spokes of the wheel have become thinner, making the disc rotor more conspicuous. improvement is desired.
  • cast iron has low strength and is manufactured by casting, so there is a limit to how thin it can be made.
  • the maximum temperature reached when the brakes of an automobile are applied reaches around 700°C. In some cases, the temperature reaches 300° C. under driving conditions such as mountain roads where brakes are frequently used.
  • Cast iron has low high-temperature strength, and when it is thinned, it cannot secure the strength necessary for a disc rotor at high temperatures, so there was a problem that it was not possible to reduce the thickness and weight.
  • cast iron since cast iron is formed by casting, if the disk rotor is made thin, it may not be possible to form it due to poor fluidity.
  • Stainless steel is a material with excellent corrosion resistance, and SUS410, a martensitic stainless steel, is widely used for motorcycles and other motorcycles. This is because the disc rotor of a two-wheeled vehicle is exposed and easily visible, and corrosion resistance is emphasized. On the other hand, stainless steel has a problem that its thermal conductivity is inferior to that of cast iron. In motorcycles, the brake system is exposed, and because of its excellent cooling performance, stainless steel is used without problems in normal use. However, even in a two-wheeled vehicle, there is a problem that the disc rotor is excessively heated and the amount of wear of the brake pad increases under severe braking conditions such as racing.
  • a disk rotor for a motorcycle is a ring-shaped disk, stamped from a sheet of stainless steel, and then manufactured by induction hardening.
  • the disk rotors of current automobiles have a shape called a hat shape, which looks like a disk whose center is squeezed, and are manufactured by casting. Deep drawing is required to form such a shape by processing a stainless steel plate as a raw material.
  • the stainless steel that has been used for motorcycles is martensitic stainless steel, which is extremely hard and difficult to deep draw.
  • hot stamping which is press molding at high temperatures, has been widely used in recent years.
  • the brake system including the tires, is housed in the tire house, so the disc rotor is difficult to cool and has low thermal conductivity.
  • the disc rotor is excessively heated under severe braking conditions such as racing.
  • martensitic stainless steel holding at a high temperature causes precipitation of C and N and recovery of dislocations, resulting in temper softening.
  • temper softening occurs, there is a problem that the amount of pad wear increases excessively.
  • abnormal wear of the disc rotors and brake pads leads to unstable braking effectiveness and shortened service life. That is, in order to apply martensitic stainless steel to the disc rotor of automobiles, it is necessary to meet the demand for reducing the amount of brake pad wear.
  • Patent Documents 1 and 2 regarding stainless steel disk rotors. These documents describe steels in which the grain size of the prior austenite and the precipitated Nb are specified to improve the temper softening resistance. The document relates to an invention with improved temper softening resistance at 600°C. Further, Patent Documents 3 and 4 describe steel in which the grain size of prior austenite and precipitated Nb and Cu are defined to improve temper softening resistance. The document relates to an invention with improved temper softening resistance at 650°C. In addition, both inventions are used as components and utilize precipitates that precipitate when exposed to high temperatures due to braking. If the exposure time to high temperature is short, the time required for precipitation may not be reached.
  • the present invention relates to a stainless steel plate for brake disc rotors that is excellent in hardenability, formability, temper softening resistance, and high-temperature strength.
  • a component to be solved by the present invention is a braking system component, particularly a disc rotor.
  • the processing of stainless steel plates into disc rotors is done by induction hardening, since motorcycles do not require large-scale processing, and for automobiles, it is done by hot stamping, which presses at high temperatures.
  • Stainless steel sheets for hot stamping are manufactured by hot rolling and hot-rolled sheet annealing.
  • the high temperature treatment of hot stamping also serves as quenching treatment. From the viewpoint of productivity, the quenching heat treatment is preferably performed at a low temperature for a short period of time.
  • coarse Cr carbonitrides precipitate during hot-rolled sheet annealing when manufacturing stainless steel sheets. In order to obtain sufficient hardness as a disk rotor, it is necessary to ensure solid solution C and N.
  • the steel plate must have formability. Specifically, press moldability at high temperatures during hot stamping for shaping into a hat shape is required.
  • the present invention provides marten for brake disc rotors, which has excellent hardenability and formability when a steel plate is processed into brake disc rotors, and which has excellent temper softening resistance and high-temperature strength when used as brake disc rotors.
  • a site-based stainless steel sheet, a brake disk rotor using the same, and a method for producing a martensite-based stainless steel sheet for a brake disk rotor are provided.
  • the steel sheet used for brake disc rotors which is the object of the present invention, is manufactured through hot rolling and hot-rolled sheet annealing. Precipitates are deposited in the steel sheet during the hot rolling stage and the hot rolled sheet annealing stage. Precipitates include Cr carbonitrides and others. Of these precipitates, Cr carbonitride precipitates can be melted at a low temperature in a short period of time during heating for molding by appropriately controlling their size and dispersion state to improve hardenability and productivity. Improve.
  • precipitates other than Cr carbonitrides do not dissolve during heating for molding, and because they are present in minute amounts in the product, the precipitates hinder the recovery of dislocations when used as parts, reducing temper softening resistance. Improve.
  • the Cr carbonitride precipitates are coarse, dissolution requires a high temperature and a long period of time, resulting in a decrease in productivity.
  • precipitates other than Cr carbonitrides are coarse, cracks are likely to occur during hot stamping and use, and the resistance to temper softening may not be improved, resulting in a decrease in high-temperature strength.
  • the steel composition is appropriately controlled, the heating temperature before hot rolling is 1000 to 1200°C, the hot rolling finishing temperature is 800°C or lower, the cooling rate is 10°C/sec or higher, and the coiling temperature is 550°C or lower.
  • Refinement of precipitates during hot rolling and hot-rolled sheet annealing firstly improves hardenability due to refinement of Cr carbonitride precipitates. It is possible to ensure sufficient quenching hardness as a disc rotor.
  • the refinement of precipitates other than Cr carbonitrides improves temper softening resistance during use as a component, suppresses cracking during hot stamping, and further suppresses a decrease in high-temperature strength.
  • Precipitates exist before use as a product sheet, that is, as a part, so high strength is exhibited even in a temperature range where temper softening does not occur.
  • Precipitates during hot rolling and hot-rolled sheet annealing are mainly carbonitrides such as Fe, Ti, Nb, V, Cu, Mo, W, Zr, Ta, Hf, intermetallic compounds, and metallic Cu. .
  • the gist of the present invention for solving the above problems is as follows. (1) in % by mass, C: 0.001 to 0.500%, N: 0.001 to 0.500%, Si: 0.01 to 5.00%, Mn: 0.010 to 12.000%, P: 0.001 to 0.100%, S: 0.0001 to 1.0000%, Cr: 10.0 to 35.0%, Ni: 0.010 to 5.000%, Cu: 0.0010 to 3.0000%, Mo: 0.0010 to 3.0000%, Nb: 0.0010 to 1.0000%, V: contains 0.0010 to 1.0000%,
  • the balance is Fe and impurities, the average grain size of precipitates present in the matrix phase is 2 ⁇ m or less, the precipitates exist at a density of 0.01 to 20 pieces/ ⁇ m 2 , and the quenching represented by the following formula
  • a martensitic stainless steel sheet for a brake disc rotor characterized by having a hardness index A of 200-800.
  • A 2566 [% C] + 1282 [% N] - 12 [% Si] + 4 [% Cu] -6 [% Mo] -184 [% Nb] -125 [% V] +239
  • Martensitic stainless steel for brake disc rotors according to any one of (1) to (5), characterized in that the finishing temperature during hot rolling is 800° C. or less and the winding temperature is 550° C. or less.
  • a method of manufacturing a steel plate characterized in that the finishing temperature during hot rolling is 800° C. or less and the winding temperature is 550° C. or less.
  • the hardenability and formability of the stainless steel plate are improved, and the temper softening resistance and high-temperature strength of the stainless steel plate after pseudo heat treatment are improved, providing a material suitable for disc rotors of automobiles and motorcycles, It is highly effective in improving appearance and safe braking in various environments.
  • the martensitic stainless steel sheet means a stainless steel sheet having a martensitic phase of 80 area % or more when the steel sheet is quenched.
  • the hot-rolled sheet (stainless steel sheet before hot-rolled and annealed) has the martensite phase
  • the hot-rolled and annealed sheet (stainless steel sheet of the present invention) has the ferrite phase.
  • the brake disc rotor of the present invention has a structure of martensite phase or martensite phase + ferrite phase. In some cases, a small amount of austenite phase remains.
  • a preferred chemical composition (% by mass) of the stainless steel sheet of the present invention is described below.
  • C is an element that dissolves in the matrix and has a great effect on hardness.
  • the content of (A) is set because, depending on the heat treatment, carbides are formed, which deteriorates the formability and corrosion resistance, and lowers the high-temperature strength. Also, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the content of (B) is desirable. More preferably, the content of (C) is used.
  • (A) 0.001 to 0.500%
  • (B) 0.010 to 0.300%
  • (C) 0.030-0.070%.
  • N like C, is an element that forms a solid solution in the matrix and greatly affects hardness.
  • the content of (A) was set because Ni forms nitrides depending on the heat treatment, deteriorating formability and corrosion resistance, and lowering high-temperature strength. Also, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the content of (B) is desirable. More preferably, the content of (C) is used.
  • (A) 0.001 to 0.500%
  • (B) 0.010 to 0.100%
  • (C) 0.020-0.050%.
  • Si is an element that is useful as a deoxidizing agent and also an element that improves oxidation resistance and high-temperature salt damage resistance.
  • the content of (A) was set.
  • the content of (B) is desirable.
  • the content of (C) is desirable.
  • Mn is an element added as a deoxidizing agent and contributes to an increase in high-temperature strength in a medium temperature range.
  • excessive addition causes the formation of Mn-based oxides 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 more easily than the amount of Mn, so the content of (A) was set.
  • the content of (B) is desirable in consideration of the pickling property and room temperature ductility in steel plate production. More preferably, the content of (C) is used.
  • (A) 0.010 to 12.000%
  • (B) 0.400 to 2.000%
  • (C) 1.000-1.500%.
  • P is an impurity mainly mixed from raw materials during steelmaking refining, and when the content increases, toughness and weldability decrease. For this reason, it is desirable to reduce the P content as much as possible.
  • the use of a low-P raw material causes an increase in cost.
  • the content exceeds 0.100%, the hardness is significantly increased, and the corrosion resistance, toughness, and pickling property are deteriorated.
  • it 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, Mn, etc., and exhibits lubricity. It is an element that Since the effect appears from 0.0001%, the lower limit was made 0.0001%. On the other hand, excessive addition combines with Ti and C to reduce the amount of solid-solution Ti and cause coarsening of precipitates, resulting in a decrease in high-temperature strength, so the upper limit was made 1.0000%. Further, 0.0005 to 0.0500% is desirable in consideration of refining cost and high-temperature oxidation characteristics. More preferably, it is 0.0010 to 0.0100%.
  • Mo is an element effective for solid-solution strengthening at high temperatures, and is added to improve temper softening resistance, corrosion resistance, and high-temperature salt damage resistance.
  • Nb is an element effective for improving temper softening resistance and high-temperature strength by solid-solution strengthening and precipitation strengthening of fine precipitates. It 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 product sheet (hot-rolled and annealed sheet).
  • the steel sheet of the present invention is further characterized by having a quenching hardness index A of 200 to 800, which is represented by the following formula based on the component contents.
  • [% element symbol] means the content (% by mass) of the element.
  • the balance is Fe and impurities. Further, if necessary, the following components may be contained in place of part of the Fe.
  • Ti is an element that combines with C, N, and S to improve corrosion resistance, intergranular corrosion resistance, normal temperature ductility, and deep drawability.
  • adding an appropriate amount increases the solid solution amount of Nb and Mo during hot rolling annealing, improves high-temperature strength, and improves temper softening resistance and thermal fatigue properties. Since the effect is exhibited from 0.001% or more, the lower limit was made 0.001%.
  • the addition exceeds 1.00%, the amount of solid solution Ti increases and the room temperature ductility decreases, and in addition, coarse Ti-based precipitates are formed, which become the starting points of cracks during hole expansion, resulting in press formability. deteriorate.
  • the amount of Ti added is set to 1.00% or less. Further, 0.001 to 0.20% is desirable considering the occurrence of surface flaws and toughness.
  • B is an element that improves the secondary workability, high-temperature strength, and thermal fatigue properties during press molding of the product.
  • B brings about fine precipitations such as Laves phases, develops long-term stability of these precipitation strengthening, and contributes to suppression of strength reduction and improvement of thermal fatigue life. This effect is expressed at 0.0001% or more.
  • excessive addition causes hardening, degrades intergranular corrosion resistance and oxidation resistance, and causes weld cracking.
  • 0.0001 to 0.0050% is desirable. More preferably, it is 0.0001 to 0.0020%.
  • Al is an element that improves oxidation resistance.
  • it is useful as a solid-solution strengthening element for improving high-temperature strength and temper softening resistance. Its action is stably expressed from 0.001%.
  • excessive addition causes hardening and significantly lowers uniform elongation and toughness, so the upper limit was made 4.0%.
  • 0.003 to 2.0% is desirable.
  • W is an element effective for solid-solution strengthening at high temperatures, and produces a Laves phase (Fe 2 W) to bring about precipitation strengthening.
  • the Laves phase of Fe 2 (Nb, Mo, W) precipitates, but when W is added, the coarsening of the Laves phase is suppressed, the precipitation strengthening ability is improved, and the sintering The reversion softening resistance is also improved. It works with additions above 0.001%. On the other hand, addition of more than 3.0% increases the cost and lowers room-temperature ductility, so the upper limit was made 3.0%.
  • the W addition amount is preferably 0.001 to 1.5%.
  • Sn is an element that improves corrosion resistance, and is added as necessary to improve high temperature strength in the medium temperature range. These effects are expressed at 0.001% or more. On the other hand, if the addition exceeds 1.00%, the manufacturability and toughness are significantly lowered, so the content was made 1.00% or less. Furthermore, considering the oxidation resistance and manufacturing cost, 0.01 to 0.10% is desirable.
  • Mg is sometimes added as a deoxidizing element, and is an element that refines the structure of the slab and contributes to the improvement of formability. Moreover, Mg oxide serves as precipitation sites for carbonitrides such as Ti(C,N) and Nb(C,N), and has the effect of finely dispersing and precipitating them. This action appears at 0.0001% or more and contributes to the improvement of toughness. However, excessive addition leads to deterioration of weldability, corrosion resistance and surface quality, so the upper limit was made 0.0100%. Considering refining cost, 0.0003 to 0.0010% is desirable.
  • Sb contributes to the improvement of corrosion resistance and high-temperature strength, so 0.001% or more is added as necessary. Addition of more than 0.50% may excessively cause slab cracking and ductility deterioration during steel sheet production, so the upper limit is made 0.50%. Furthermore, considering refining cost and manufacturability, 0.01 to 0.30% is desirable.
  • Zr is a carbonitride-forming element like Ti and Nb, and is an element that improves corrosion resistance and deep drawability, and is added as necessary. These effects are expressed at 0.001% or more. On the other hand, addition of more than 1.000% significantly deteriorates the manufacturability, so the content was made 1.000% or less. Furthermore, considering cost and surface quality, 0.001 to 0.200% is desirable.
  • Ta and Hf combine with C and N and contribute to the improvement of toughness, so 0.001% or more is added as necessary.
  • addition of more than 1.00% increases the cost and significantly deteriorates manufacturability, so the upper limit is made 1.00%.
  • 0.01 to 0.08% is desirable.
  • Co contributes to the improvement of high-temperature strength, so 0.001% or more is added as necessary. Addition of more than 1.00% leads to deterioration of toughness, so the upper limit is made 1.00%. Furthermore, considering the refining cost and manufacturability, 0.01 to 0.10% is desirable. More preferably, it is 0.01 to 0.03%.
  • Ca may be added for desulfurization, and this effect is expressed at 0.0001% or more.
  • addition of more than 0.0200% generates coarse CaS, degrading toughness and corrosion resistance, so the upper limit was made 0.0200%.
  • 0.0003 to 0.0020% is desirable.
  • REM may be added as necessary from the viewpoint of improving toughness and oxidation resistance by refining various precipitates, and this effect is manifested at 0.001% or more.
  • 0.001 to 0.05% is desirable.
  • REM rare earth element
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • Lu Lu
  • Ga may be added at 0.5000% or less in order to improve corrosion resistance and suppress hydrogen embrittlement.
  • the lower limit is preferably 0.0001%.
  • 0.0020% or less is preferable from the viewpoints of manufacturability and cost as well as ductility and toughness.
  • Bi or the like may be added in an amount of 0.001 to 0.1% as needed.
  • general harmful elements such as As and Pb and impurity elements as much as possible.
  • the product sheet (hot rolled and annealed sheet) should contain fine precipitates. is important.
  • the composition of each element should be appropriately controlled, dislocations should be made difficult to recover during hot rolling, and dislocations should be used as nucleation sites.
  • the hot rolling finish temperature is set to 800° C. or lower
  • the cooling rate is set to 10° C./sec or higher
  • the winding temperature is set to 550° C. or lower.
  • the product sheet (hot-rolled and annealed sheet) must have precipitates with a specific size and density.
  • the precipitates are classified into Cr carbonitride precipitates and other precipitates.
  • Other precipitates are mainly carbonitrides such as Fe, Ti, Nb, V, Cu, Mo, W, Zr, Ta and Hf, intermetallic compounds and metallic Cu.
  • the average grain size of precipitates present in the mother phase is 2 ⁇ m or less, and the number of precipitates is 0.01 to 20/ ⁇ m 2 . It is defined as existing in density. Some precipitates dissolve at the temperature of the quenching heat treatment, while others do not. Cr carbonitride dissolves, and other precipitates hardly dissolve.
  • Processing into disk rotors is performed by hot stamping or induction hardening, and the heating time for hardening heat treatment is generally very short for productivity.
  • the Cr carbonitrides precipitated during hot rolling or hot-rolled sheet annealing must be dissolved even by heating for a short period of time, and solid solution C and N must be ensured. Since the Cr carbonitrides are present in fine amounts, they are easily dissolved and contribute to ensuring solid solution C and N, thereby improving the hardenability.
  • the average grain size of precipitates present in the matrix phase is 2 ⁇ m or less, and the precipitates are finely present at a density of 0.01 to 20/ ⁇ m 2 , so that Cr carbonitrides can be formed in a short time during quenching heat treatment. Dissolves even when heated. If the average grain size exceeds 2 ⁇ m, the Cr carbonitride cannot be completely dissolved by heating for a short period of time during the quenching heat treatment, and sufficient dissolved C and N cannot be secured, resulting in insufficient quenching hardness. If the heating time is lengthened, productivity will be hindered.
  • Precipitates other than Cr carbonitrides are hardly dissolved by heating for quenching heat treatment, and are finely present in the product that has been formed and quenched to prevent the movement of dislocations. Contributes to suppression of deterioration in high-temperature strength.
  • the precipitates are made finer, they are less likely to become starting points for cracks during working, and formability can be improved. That is, the average grain size of the precipitates present in the matrix phase is 2 ⁇ m or less, and the precipitates are present finely at a density of 0.01 to 20/ ⁇ m 2 , so that the precipitates effectively move dislocations. and contributes to improved temper softening resistance and high temperature strength.
  • the average grain size of the precipitates exceeds 2 ⁇ m, they are less likely to act as resistance during movement of dislocations, and contribute less to the improvement of temper softening resistance and high-temperature strength. In addition, it tends to become a starting point of cracks during hot stamping or use, which impairs formability. If the density of the precipitates is less than 0.01/ ⁇ m 2 , the distance between dislocation pinning is widened, so that it is difficult to resist the movement of dislocations. If the density of precipitates exceeds 20/ ⁇ m 2 , the strength will be excessively increased and cracks will easily occur. From the above, the precipitates are defined as having an average grain size of 2 ⁇ m or less in the matrix phase after hot-rolled sheet annealing, and having a density of 0.01 to 20/ ⁇ m 2 . do.
  • the average grain size of precipitates is preferably 5 nm or more and 1.5 ⁇ m or less. More desirably, the thickness is 5 nm or more and 1.0 ⁇ m or less.
  • the density of precipitates is desirably 0.1/ ⁇ m 2 or more and 20/ ⁇ m 2 or less. More desirably, it is 1/ ⁇ m 2 or more and 20/ ⁇ m 2 or less.
  • a transmission electron microscope for example, a 200 kV field emission transmission electron microscope JEM2100F manufactured by JEOL Ltd.
  • an attached EDS device for example, a 200 kV field emission type transmission electron microscope manufactured by JEOL Ltd.
  • JEM2100F a transmission electron microscope
  • the sample was collected by ion milling so that t/4 depth (t is the thickness of the steel sheet) in the thickness direction of the steel sheet could be observed, and 10 arbitrary points were observed and analyzed at a magnification of 50,000. At this magnification, it is possible to observe the state of precipitates almost uniformly.
  • the composition of Fe, Cr, Si, Mn, Ti, Nb, V, Cu, Mo, W, Zr, Ta, and Hf was quantified by mass% with an EDS device, and the addition of steel sheet components If a value greater than the amount was detected, it was regarded as a precipitate.
  • the grain size and density of the precipitates are calculated by observing the sample in the same manner, and after observing these places, coloring only the precipitates and performing image processing, using image analysis software "ImageJ" manufactured by NIH.
  • the particle size of each particle was calculated by equivalent circle diameter, and the average particle size and average density of 5 fields of view were calculated.
  • the martensitic stainless steel sheet for brake disc rotors of the present invention is characterized by having an elongation at break of 50% or more at 1050°C. This makes it possible to achieve excellent formability as a steel sheet.
  • the martensitic stainless steel sheet for a brake disc rotor of the present invention is heated to 1050 ° C., retained for 5 seconds or more, and then subjected to hot stamping simulated heat treatment (pseudo heat treatment) for water cooling. It is characterized in that the decrease in hardness after further tempering at 700° C. for 10 minutes is Hv 150 or less. This makes it possible to achieve excellent temper softening resistance as a brake disc rotor.
  • the martensitic stainless steel plate for brake disc rotors of the present invention is characterized in that the 0.2% yield strength of the material at 700°C is 50 MPa or more when subjected to the above-described pseudo heat treatment. As a result, it is possible to achieve excellent high-temperature strength as a brake disc rotor.
  • the brake disc rotor of the present invention uses the martensitic stainless steel plate for brake disc rotors of the present invention.
  • the martensitic stainless steel sheet for a brake disc rotor of the present invention is subjected to hot stamping to form the shape of a brake disc rotor, and is quenched by heat treatment during hot stamping. It has excellent temper softening resistance and excellent high temperature strength.
  • the method for producing a stainless steel sheet for a brake disc rotor according to the present invention comprises the steps of steelmaking, hot rolling, annealing, and pickling.
  • steelmaking a method of smelting steel containing the above-mentioned essential components and optionally added components in a converter and then secondary refining is suitable.
  • the melted molten steel is made into a slab according to a known casting method (continuous casting).
  • the slab is heated to a specified temperature and hot-rolled continuously to a specified thickness.
  • Hot rolling is performed by a hot rolling mill consisting of multiple stands and then coiled.
  • the carbonitrides can be solid-dissolved in the matrix even with short-time heating during hot stamping.
  • dislocations should be made difficult to recover during hot rolling, and dislocations should be used as nucleation sites.
  • the hot rolling finishing temperature is set to 800° C. or lower, and the coiling temperature is set to 550° C. or lower. Desirably, from the viewpoint of productivity, the finishing temperature is 750° C.
  • the winding temperature is 500° C. or lower. More preferably, the finishing temperature is 700°C or lower, the winding temperature is 450°C or lower, and the finishing temperature is more preferably lower than 700°C.
  • the cooling rate between finishing and winding is preferably 10° C./sec or more and less than 25° C./sec.
  • the wound hot-rolled coil is annealed at a predetermined temperature using an annealing furnace and then pickled.
  • Annealing temperature is 820° C. or higher and 900° C. or lower for 3 hours or longer and 5 hours or lower.
  • an existing pickling method may be applied.
  • a martensitic stainless steel plate for a brake disc rotor manufactured in this manner can be used with a plate thickness of 2.0 mm or more and 15.0 mm or less.
  • the length is preferably 3.0 mm or more and 13.0 mm or less, more preferably 4.1 mm or more and 9.0 mm or less.
  • the hot-rolled and annealed sheet was subjected to hot stamping simulative heat treatment (hereinafter simply referred to as "pseudo heat treatment") in which the steel was heated to 1050°C, retained for 5 seconds or longer, and then water-cooled. After the simulated heat treatment, the steel plate was pickled. Hardenability of the steel sheet, temper softening resistance after hot stamping, and high-temperature strength were evaluated by evaluating the steel sheet after the simulated heat treatment.
  • the difference in hardness between the 900°C quenched and heat treated material and the 1100°C quenched and heat treated material is 50 or less in Hv, it can be applied to a general disc rotor, so the 900°C quenched and heat treated material and 1100° C. quenching heat-treated materials with a difference in hardness of Hv of 50 or less was judged to pass (“A” mark in “Hardenability” in Tables 3 and 4).
  • tempered and softened material a test piece obtained by subjecting the simulated heat-treated material to tempering treatment at 700 ° C. for 10 minutes
  • the hardenability, press formability, temper softening resistance after simulated heat treatment, and 0.2% yield strength at 700°C of the steel sheets are superior to the comparative examples. ing. Any one of the difference between the 900°C quenching hardness and the 1100°C quenching hardness, the difference in hardness before and after tempering, the breaking elongation at 1050°C, and the 0.2% proof stress at 700°C fails. In that case, it was determined that the application as a disc rotor is inappropriate. From this, it can be seen that the steel specified in the present invention is excellent in hardenability, temper softening resistance, formability and high temperature strength.
  • Comparative Examples B1 and B2 the concentrations of C and N deviated from the upper limits, respectively, and a large amount of coarse carbonitrides were precipitated, so the Cr carbides were not sufficiently solidified by the simulated heat treatment, and the temper softening resistance was poor. In addition, coarse carbonitrides do not contribute to precipitation strengthening and become starting points for cracks, so the 0.2% proof stress at 700° C. and press formability were poor.
  • Comparative Example B3 the Si concentration exceeded the upper limit. Since Si increases the activity of C, coarse carbide precipitates, resulting in insufficient temper softening resistance, 0.2% yield strength at 700° C., and press formability.
  • Comparative Example B4 the Mn concentration was below the lower limit, and the 0.2% yield strength at 700°C was insufficient.
  • the P concentration exceeded the upper limit and a large amount of coarse phosphide precipitated, so the 0.2% proof stress at 700°C was insufficient.
  • press formability was insufficient due to hardening.
  • the S concentration exceeded the upper limit, the Ti-based precipitates were coarsened, and the 0.2% yield strength at 700°C was insufficient.
  • Comparative Example B7 the Cr concentration exceeded the upper limit, and a large amount of coarse Cr carbonitrides precipitated, so that the hardenability, temper softening resistance, and 0.2% yield strength at 700°C were insufficient.
  • the press moldability was poor due to hardening.
  • the Cu concentration was below the lower limit, Cu precipitation did not occur sufficiently, precipitation strengthening was insufficient, and temper softening resistance and 0.2% yield strength at 700°C were insufficient.
  • Comparative Examples B9, 10, and 11 the concentrations of Mo, Nb, and V deviated from the lower limits, and the precipitates containing each element were not sufficiently precipitated, and the precipitation strengthening was insufficient, resulting in a temper softening resistance of 0.2% at 700 ° C. lacked endurance.
  • Comparative Example B12 the hot-rolling finishing temperature and the hot-rolling coiling temperature deviated from the upper limits, Cr carbonitrides and precipitates were excessively coarsened, and temper softening resistance, 0.2% yield strength at 700 ° C., and press formability were poor. was bad.
  • Comparative Example B13 the Ni concentration was below the lower limit, and the 0.2% yield strength at 700°C was insufficient.

Abstract

所定の成分を含有し、母相に存在する粒径２μｍ以下の析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在することを特徴とする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。熱延中および熱延板焼鈍中の析出物が微細に存在することで、焼入れ時の生産性を向上させ、部品として使用中の焼き戻し軟化抵抗が向上し、ホットスタンプ中の割れを抑制し、さらに高温強度の低下を抑制することができる。これにより、ディスクローターに適用可能な焼き戻し軟化抵抗、焼入れ性、成形性、高温強度に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼板が得られる。

Description

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
　本発明は、焼入れ性、成形性、焼き戻し軟化抵抗、高温強度に優れた、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に関するものであり、優れた生産性を有し、パッド摩耗量の低減を実現し、安定した硬さを有する、薄肉軽量化が必要なディスクローターなどの使用に好適なステンレス鋼板に関するものである。
　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、タイヤと結合されたディスクローターと呼ばれる円盤状の構造物を有する。このディスクローターをブレーキパッドで押しはさむことで、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。ディスクブレーキ用のディスクローターを、以下「ブレーキディスクローター」とも呼ぶ。
　自動車ではディスクローターの材質には熱伝導率やコスト等から片状黒鉛鋳鉄（以下、鋳鉄と呼ぶ）が用いられている。鋳鉄は耐食性を向上させる元素が添加されていないため耐食性に劣り、放置するとすぐに赤さびが発生する。従来、ディスクローターの位置が視線より低いこと、及びホイールの形状から、この赤さびは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りホイール材質がアルミニウム化され、またホイールのスポークが細くなることでディスクローターが目立つようになり、ディスクローターのさびが無視できないようになったので、ディスクローターの耐食性の改善が望まれてきている。
　さらに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る。しかし鋳鉄は強度が低く、また鋳造で作製されるために薄肉化に限界がある。加えて自動車のブレーキ作動時の到達温度は最高７００℃近傍に達するといわれている。また山道などのブレーキを多用する走行条件における到達温度は３００℃になる場合がある。鋳鉄は高温強度が低く、薄肉化した際に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ため、薄肉軽量化できないという課題があった。また鋳鉄は鋳造によって成型されるため、ディスクローターを薄肉化すると湯流れが悪くなり成型できない場合がある。
　耐食性に優れる材料として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ステンレス鋼である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。一方でステンレス鋼は熱伝導性が鋳鉄よりも劣る課題がある。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されている。ただし、二輪車においてもレース等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課題がある。
　一方、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にくい。そのため、ステンレス鋼は熱伝導性が低いことが課題の一つになり、ステンレス鋼は自動車のディスクローターに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。この適用により、ディスクローターとパッドの摩擦で生じていた摩擦熱が低減するため、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課題は成形性である。二輪車のディスクローターはリング状の円盤形で、板状のステンレス鋼から打ち抜き加工され、その後、高周波焼入れによって製造されるため大きな加工はない。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り、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加工して成形するには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、非常に硬度が高く、これを深絞り加工することが困難であった。この問題を解決する一つの方法として、高温でプレス成形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よくハット形状を成形することができてきた。
　こうした背景のなか、自動車における近年の美観や成形性、薄肉軽量化の要請に対応するためには、ディスクローターのステンレス鋼化が必要となる。
　前述のように、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にくく、熱伝導性が低い。また二輪車でもレース等の過酷な制動状況ではディスクローターが過度に加熱される。しかしマルテンサイト系ステンレス鋼は高温での保持によってＣ、Ｎの析出や転位の回復が起こり、焼き戻し軟化が生じる。焼き戻し軟化が生じるとパッド摩耗量が過剰に多くなる課題があった。またディスクローターおよびブレーキパッドの異常な摩耗が生じると、ブレーキの効きの不安定化や短寿命化も招く。即ち、マルテンサイト系ステンレス鋼を自動車のディスクローターに適用するためには、ブレーキパッド摩耗量低減の要請に対応する必要がある。
　ステンレス鋼製ディスクローターに関して特許文献１、２がある。これら文献には、旧オーステナイト粒径と析出Ｎｂを規定し焼き戻し軟化抵抗を改善した鋼について記載されている。当該文献は６００℃における焼き戻し軟化抵抗を改善した発明に関する。また、特許文献３、４には、旧オーステナイト粒径と析出Ｎｂ、Ｃｕを規定し焼き戻し軟化抵抗を改善した鋼について記載されている。当該文献は６５０℃における焼き戻し軟化抵抗を改善した発明に関する。また、いずれの発明も部品として使用し、制動によって高温にさらされた際に析出する析出物を活用している。高温にさらされる時間が短時間の場合、析出に要する時間に達しない場合がある。
特許第４５６９３６０号公報 国際公開ＷＯ２００８／０４４２９９号 国際公開ＷＯ２００７／１２２７５４号 特許第５２００３３２号公報
　本発明は、焼入れ性、成形性、焼き戻し軟化抵抗、高温強度に優れたブレーキディスクローター用ステンレス鋼板に関するものである。本発明の解決しようとする課題の対象となる部品は、制動系部品、特にディスクローターである。
　前述のとおり、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で製造され、自動車用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。ホットスタンプ用のステンレス鋼板は、熱延と熱延板焼鈍によって製造される。ホットスタンプの高温処理が焼入れ処理を兼ねている。生産性の観点から、焼入れ熱処理は低温かつ短時間が好ましい。しかし、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼では、ステンレス鋼板を製造する際の熱延板焼鈍中に粗大なＣｒ炭窒化物が析出する。ディスクローターとして十分な硬さを得るためには固溶Ｃ、Ｎを確保する必要がある。そのため、焼入れ熱処理時の高温での加熱によって、ステンレス鋼板中に析出した粗大なＣｒ炭窒化物を溶解させる必要があった。即ち、既存のマルテンサイト系ステンレス鋼は成形時に高温での加熱が必要であり、生産性向上には焼入れ性向上が必要であった。低温かつ短時間の熱処理でもＣｒ炭窒化物が溶解する、優れた焼入れ性を確保することが既存のマルテンサイト系ステンレス鋼の生産性の課題として挙げられる。
　自動車のディスクローターはハット形状であるため、鋼板には成形性が要求される。具体的には、ハット形状に成形するホットスタンプ時の高温におけるプレス成形性が必要となる。
　鋼板をブレーキディスクローターとして使用する際に優れた焼き戻し軟化抵抗が必要とされる。一般的な二輪車の到達温度は最高５００℃程度であるためマルテンサイト系ステンレス鋼を適用できたが、四輪車やレース向け二輪車のブレーキディスクは到達温度が高いため焼き戻し軟化が顕著に生じ、適用が難しかった。特許文献１～４には、６００℃、６５０℃における焼き戻し軟化抵抗については開示されているものの、本発明で必要とする、７００℃における焼き戻し軟化抵抗についてはいずれの文献にも記載されていない。
　さらに鋼板をブレーキディスクローターとして使用する際に優れた高温強度が必要とされる。到達温度は一般的な市街地走行では１００℃程度、山道の走行では３００℃程度、最高７００℃近傍に達するため、薄肉化のためには中温域～高温域における強度が要求される。
　本発明は、鋼板をブレーキディスクローターに加工する際における優れた焼入れ性、成形性を有するとともに、ブレーキディスクローターとして使用する際における優れた焼き戻し軟化抵抗、高温強度を有する、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、それを用いた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マルテンサイト系ステンレス鋼板の製造方法を提供するものである。
　上記課題を解決するために、本発明者らはステンレス鋼板の析出物に着目して詳細に調査した。本発明が対象とする、ブレーキディスクローター用として使用される鋼板は、熱延と熱延板焼鈍を経て製造される。熱延段階、熱延板焼鈍段階にて鋼板中に析出物が析出する。析出物としては、Ｃｒ炭窒化物とそれ以外のものが存在している。これら析出物のうち、Ｃｒ炭窒化物析出物はその寸法および分散状態を適切に制御することで、成形のための加熱時に低温、短時間で溶解して焼き入れ性を向上し、生産性を向上させる。また、Ｃｒ炭窒化物以外の析出物は成形のための加熱時には溶解せず、製品中に微細に存在することで部品として使用する際に析出物が転位の回復を妨げ、焼き戻し軟化抵抗を向上させる。しかし、Ｃｒ炭窒化物析出物が粗大であると、溶解に高温や長時間を要し生産性が低下する。また、Ｃｒ炭窒化物以外の析出物が粗大であると、ホットスタンプ成形時および使用時に割れが生じやすくなったり、焼き戻し軟化抵抗も向上せず、高温強度が低下する可能性がある。そこで、鋼成分および熱延条件を適切に制御することで、鋼板中におけるこれら析出物を微細化し、その結果として、焼入れ性の向上によって生産性を向上させ、ホットスタンプ時の割れを抑制し、部品として使用する際に焼き戻し軟化抵抗を確保しつつ、高温強度の低下を抑制できると考えた。そして、かかる目的を達成すべく種々の検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
　鋼成分を適切に制御し、かつ熱延前の加熱温度を１０００～１２００℃にし、熱延仕上げ温度を８００℃以下にし、冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上にし、巻取り温度を５５０℃以下にすることで、熱延中の転位の回復を抑制し、熱延および熱延板焼鈍中に析出する析出物を微細化させる。熱延中および熱延板焼鈍中の析出物が微細化することで、まずＣｒ炭窒化物析出物の微細化によって焼き入れ性が向上し、焼入れ時に低温、短時間の加熱でも析出物が溶解し、ディスクローターとして十分な焼入れ硬さを確保できる。またＣｒ炭窒化物以外の析出物の微細化により、部品として使用中の焼き戻し軟化抵抗が向上し、ホットスタンプ中の割れを抑制し、さらに高温強度の低下を抑制することができる。製品板、すなわち部品として使用する前から析出物が存在しているため、焼き戻し軟化が生じない温度域でも高強度が発揮される。なお、熱延中および熱延板焼鈍中の析出物は主にＦｅ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆなどの炭窒化物、金属間化合物および金属Ｃｕである。これにより、ディスクローターに適用可能な焼き戻し軟化抵抗、焼入れ性、成形性、高温強度に優れたステンレス鋼板を提供することに成功した。
　上記課題を解決する本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％にて、
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％を含有し、
残部がＦｅおよび不純物であり、母相に存在する析出物の平均粒径が２μｍ以下であり、析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在し、下記式で表される焼入れ硬さ指標Ａが２００～８００であることを特徴とする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。
Ａ＝２５６６［％Ｃ］＋１２８２［％Ｎ］－１２［％Ｓｉ］＋４［％Ｃｕ］
　－６［％Ｍｏ］－１８４［％Ｎｂ］－１２５［％Ｖ］＋２３９
（２）前記Ｆｅの一部に替え、質量％にてさらに、
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％
の１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の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。
（３）１０５０℃における破断伸びが５０％以上となることを特徴とする（１）又は（２）に記載の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。
（４）（１）～（３）のいずれか１つに記載の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であって、１０５０℃に加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときの硬さに対して、前記疑似熱処理後にさらに７００℃で１０分焼き戻し後の硬さの低下代がＨｖで１５０以下であることを特徴とする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。
（５）（１）～（４）のいずれか１つに記載の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であって、１０５０℃に加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときに、材料の７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上となることを特徴とする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。
（６）（１）～（５）のいずれか１つに記載の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を用いてなるブレーキディスクローター。
（７）熱延時の仕上げ温度を８００℃以下、巻き取り温度を５５０℃以下にすることを特徴とする（１）～（５）のいずれか１つに記載の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。
　本発明によればステンレス鋼板の焼入れ性、成形性を向上させ、ステンレス鋼板を疑似熱処理した後の焼き戻し軟化抵抗、高温強度を向上させ、自動車や二輪車のディスクローターに適した材料を提供し、外観の向上や種々環境における安全な制動などに大きな効果が得られる。
　以下、鋼中の成分含有量を規定した根拠について以下に述べる。
　ここでマルテンサイト系ステンレス鋼板とは、鋼板に焼入れ処理を施した際においてマルテンサイト相が８０面積％以上となるステンレス鋼板を意味する。マルテンサイト系ステンレス鋼板は熱延板（熱延焼鈍前のステンレス鋼板）ではマルテンサイト相、熱延焼鈍板（本発明のステンレス鋼板）ではフェライト相がその大半を占め、ホットスタンプによる焼入れ処理後（本発明のブレーキディスクローター）では、マルテンサイト相、又はマルテンサイト相＋フェライト相の組織となる。また、わずかにオーステナイト相が残留する場合もある。
　以下に本発明のステンレス鋼板の好ましい成分組成（質量％）について説明する。
　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。熱処理によっては炭化物を生成し、成形性や耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため（Ａ）の含有量とした。また過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．０１０～０．３００％、
（Ｃ）＝０．０３０～０．０７０％。
　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。熱処理によっては窒化物を生成し、成形性や耐食性を劣化させ、高温強度の低下をもたらすため（Ａ）の含有量とした。また過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．００１～０．５００％、
（Ｂ）＝０．０１０～０．１００％、
（Ｃ）＝０．０２０～０．０５０％。
　Ｓｉは、脱酸剤としても有用な元素であるとともに、耐酸化性および耐高温塩害性を改善する元素である。しかしながら、過度な添加は常温延性を低下させるため（Ａ）の含有量とした。但し、酸洗性や靭性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに製造性を考慮すると（Ｃ）の含有量が望ましい。
（Ａ）＝０．０１～５．００％、
（Ｂ）＝０．１０～１．００％、
（Ｃ）＝０．２０～０．４０％。
　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、過剰な添加により高温で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やすくなる傾向にあるため（Ａ）の含有量とした。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、（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．０１０～１２．０００％、
（Ｂ）＝０．４００～２．０００％、
（Ｃ）＝１．０００～１．５００％。
　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、極力低減することが望ましいが、０．００１％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ため、本発明では０．００１％以上とする。一方、０．１００％超の含有により著しく硬質化する他、耐食性、靭性および酸洗性が劣化するため、０．１００％を上限とする。原料コストを考慮すると０．００８～０．０８０％が望ましく、さらに望ましくは０．０１０～０．０５０％とする。
　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ある。その効果は０．０００１％から発現するため、下限を０．０００１％とした。一方、過度な添加により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ため、上限を１．００００％とした。さらに、精錬コストや高温酸化特性を考慮すると０．０００５～０．０５００％が望ましい。さらに望ましくは０．００１０～０．０１００％とする。
　Ｃｒは、本発明において、耐酸化性や耐食性確保のために必須な元素である。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、（Ａ）の含有量とした。さらに、製造性やスケール剥離性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝１０．０～３５．０％、
（Ｂ）＝１０．５～１５．０％、
（Ｃ）＝１１．０～１３．０％。
　Ｎｉは耐酸化性や靭性、高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加するが、過剰な添加はコスト高になるため、（Ａ）の含有量とした。製造性を考慮すると、（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．０１０～５．０００％、
（Ｂ）＝０．０３０～０．６００％、
（Ｃ）＝０．０５０～０．０８０％。
　Ｃｕは耐食性向上に有効な元素である。ε－Ｃｕ析出による析出強化によって焼き戻し軟化抵抗や高温強度を向上させるが、過度な添加は熱間加工性を低下させるため（Ａ）の含有量とした。さらに、熱疲労特性、製造性および溶接性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．００１０～３．００００％、
（Ｂ）＝０．０１００～２．００００％、
（Ｃ）＝０．２０００～１．６０００％。
　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、焼き戻し軟化抵抗、耐食性および耐高温塩害性を向上させるため添加する。過剰な添加は常温延性と耐酸化性が著しく劣化するため、（Ａ）の含有量とした。さらに、熱疲労特性や製造性を考慮すると（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．００１０～３．００００％、
（Ｂ）＝０．０１００～１．００００％、
（Ｃ）＝０．０３００～０．５０００％。
　Ｎｂは、固溶強化および微細析出物の析出強化による焼き戻し軟化抵抗の向上や高温強度向上に有効な元素である。また、ＣやＮを炭窒化物として固定し、製品板（熱延焼鈍板）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。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、（Ａ）の含有量とした。さらに、原料コストや靭性を考慮すると、（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．００１０～１．００００％、
（Ｂ）＝０．０１００～０．７０００％、
（Ｃ）＝０．１０００～０．５０００％。
　Ｖは、耐食性を向上させる元素であるが、過剰に添加すると析出物が粗大化して焼き戻し軟化抵抗や高温強度が低下する他、耐酸化性が劣化するため、（Ａ）の含有量とした。さらに、製造コストや製造性を考慮すると、（Ｂ）の含有量が望ましい。さらに望ましくは（Ｃ）の含有量とする。
（Ａ）＝０．００１０～１．００００％、
（Ｂ）＝０．００３０～０．５０００％、
（Ｃ）＝０．１０００～０．４０００％。
　本発明の鋼板はさらに、成分含有量から下記式で表される焼入れ硬さ指標Ａが２００～８００であることを特徴とする。下記式において、［％元素記号］は当該元素の含有量（質量％）を意味する。焼入れ硬さ指標Ａが２００以上であることにより、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。焼入れ硬さ指標Ａが８００超であると、焼き入れ硬さが過度に大きくなり使用時に靭性が不足となる。
Ａ＝２５６６［％Ｃ］＋１２８２［％Ｎ］－１２［％Ｓｉ］＋４［％Ｃｕ］
　－６［％Ｍｏ］－１８４［％Ｎｂ］－１２５［％Ｖ］＋２３９
　本発明は、残部がＦｅおよび不純物である。さらに必要に応じて、前記Ｆｅの一部に替え、以下の成分を含有することとしても良い。
　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、Ｎｂ、Ｍｏとの複合添加において、適量添加することにより熱延焼鈍時のＮｂ、Ｍｏの固溶量増加、高温強度の向上をもたらし、焼き戻し軟化抵抗や熱疲労特性を向上させる。その効果は０．００１％以上から発現するため、下限を０．００１％とした。一方、１．００％超の添加により、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り、プレス成形性を劣化させる。また、耐酸化性も劣化するため、Ｔｉ添加量は１．００％以下とした。更に、表面疵の発生や靭性を考慮すると０．００１～０．２０％が望ましい。
　Ｂは、製品のプレス成形時の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。この効果は０．０００１％以上で発現する。一方、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、０．０１００％以下とした。更に、耐食性や製造コストを考慮すると、０．０００１～０．００５０％が望ましい。さらに望ましくは０．０００１～０．００２０％とする。
　Ａｌは、脱酸元素として添加される他、耐酸化性を向上させる元素である。また、固溶強化元素として高温強度向上や焼き戻し軟化抵抗向上に有用である。その作用は０．００１％から安定して発現する。一方、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、上限を４．０％とした。更に、表面疵の発生や溶接性、製造性を考慮すると、０．００３～２．０％が望ましい。
　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、ＮｂやＭｏと複合添加した場合、Ｆｅ２（Ｎｂ，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、焼き戻し軟化抵抗も向上する。これは０．００１％以上の添加で作用する。一方、３．０％超の添加ではコスト高になるとともに、常温延性が低下するため、上限を３．０％とした。更に、製造性、低温靭性および耐酸化性を考慮すると、Ｗ添加量は０．００１～１．５％が望ましい。
　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ため、必要に応じて添加する。これらの効果は０．００１％以上で発現する。一方、１．００％超添加すると製造性および靭性が著しく低下するため、１．００％以下とした。更に、耐酸化性や製造コストを考慮すると、０．０１～０．１０％が望ましい。
　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、成形性向上に寄与する元素である。また、Ｍｇ酸化物はＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）等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。この作用は０．０００１％以上で発現し、靭性向上に寄与する。但し、過度な添加は、溶接性、耐食性および表面品質の劣化につながるため、上限を０．０１００％とした。精錬コストを考慮すると、０．０００３～０．００１０％が望ましい。
　Ｓｂは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００１％以上添加する。０．５０％超の添加により鋼板製造時のスラブ割れや延性低下が過度に生じる場合があるため上限を０．５０％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．３０％が望ましい。
　Ｚｒは、ＴｉやＮｂ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り、必要に応じて添加する。これらの効果は０．００１％以上で発現する。一方、１．０００％超の添加により製造性の劣化が著しいため、１．０００％以下とした。更に、コストや表面品位を考慮すると、０．００１～０．２００％が望ましい。
　ＴａおよびＨｆは、ＣやＮと結合して靭性の向上に寄与するため必要に応じて０．００１％以上添加する。但し、１．００％超の添加によりコスト増になる他、製造性を著しく劣化させるため、上限を１．００％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．０８％が望ましい。
　Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて０．００１％以上添加する．１．００％超の添加により靭性劣化につながるため、上限を１．００％とする。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０１～０．１０％が望ましい。更に望ましくは０．０１～０．０３％とする。
　Ｃａは、脱硫のために添加される場合があり、この効果は０．０００１％以上で発現する。しかしながら、０．０２００％超の添加により粗大なＣａＳが生成し、靭性や耐食性を劣化させるため、上限を０．０２００％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．０００３～０．００２０％が望ましい。
　ＲＥＭ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の観点から必要に応じて添加される場合があり、この効果は０．００１％以上で発現する。しかしながら、０．５０％超の添加により鋳造性が著しく悪くなる他、延性の低下をもたらすことから上限を０．５０％とした。更に、精錬コストや製造性を考慮すると、０．００１～０．０５％が望ましい。ＲＥＭ（希土類元素）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。単独で添加してもよいし、混合物であってもよい。
　Ｇａは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、０．５０００％以下で添加してもよい。硫化物や水素化物形成の観点から下限は０．０００１％とすると好ましい。さらに、製造性やコストの観点ならびに、延性や靭性の観点から０．００２０％以下が好ましい。
　その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Ｂｉ等を必要に応じて、０．００１～０．１％添加してもよい。なお、Ａｓ、Ｐｂ等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
　本発明では、成形時の生産性（焼き入れ性）、成形性、および使用中の焼き戻し軟化抵抗と高温強度の観点から、製品板（熱延焼鈍板）における析出物が微細に存在することが重要である。そのためには各元素の成分を適切に制御し、かつ、熱延時に転位を回復しにくくし、転位を核生成サイトとすればよい。熱延時の転位の回復を抑制するため、熱延の仕上げ温度は８００℃以下、冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上、巻き取り温度は５５０℃以下とする。また製品板（熱延焼鈍板）において析出物が特定の大きさ、密度で存在する必要があることを知見した。なお析出物はＣｒ炭窒化物析出物とそれ以外の析出物に分類される。それ以外の析出物とは主にＦｅ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆなどの炭窒化物、金属間化合物および金属Ｃｕである。
　具体的には、ブレーキディスクローター用ステンレス鋼板（熱延板焼鈍後）において、母相に存在する析出物の平均粒径が２μｍ以下であり、析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在することと規定する。なお析出物には焼入れ熱処理の温度で溶解するものと、溶解しないものがあり、Ｃｒ炭窒化物は溶解し、その他の析出物はほとんど溶解しない。
　ディスクローターへの加工はホットスタンプや高周波焼入れによって行われ、一般的に焼入れ熱処理のための加熱時間は生産性のために非常に短い。ディスクローターとして十分な硬さを得るためには短時間の加熱でも、熱延中あるいは熱延板焼鈍中に析出するＣｒ炭窒化物が溶解し、固溶Ｃ、Ｎを確保できなければならない。Ｃｒ炭窒化物は微細に存在することで容易に溶解し固溶Ｃ、Ｎの確保に寄与し焼き入れ性を向上させる。母相に存在する析出物の平均粒径が２μｍ以下であり、析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で微細に存在することで、Ｃｒ炭窒化物が焼入れ熱処理の短時間の加熱でも溶解する。平均粒径が２μｍを超えると、焼入れ熱処理時に短時間の加熱ではＣｒ炭窒化物が溶解しきれず、十分な固溶Ｃ、Ｎを確保できず、焼き入れ硬さが不十分になる。加熱時間を長時間化すると生産性を阻害することとなる。
　Ｃｒ炭窒化物以外の析出物は焼入れ熱処理のための加熱ではほとんど溶解せず、成形及び焼入れが完了した製品中に微細に存在することで転位の移動を妨げるので、焼き戻し軟化抵抗の向上、高温強度の低下抑制に寄与する。また、析出物の微細化によって加工中の割れの起点になりにくく、成形性を向上することができる。
　即ち、母相に存在する析出物の平均粒径が２μｍ以下であり、析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で微細に存在することとで、析出物が転位の移動を効果的に妨げ、焼き戻し軟化抵抗および高温強度の向上に寄与する。
　析出物の平均粒径が２μｍを超えると転位の移動時の抵抗になりにくく、焼き戻し軟化抵抗および高温強度の向上への寄与が小さくなる。またホットスタンプ時や使用時における割れの起点となりやすく、成形性を阻害する。析出物の密度が０．０１個／μｍ２未満であると転位のピン止め間隔が広くなるため転位の移動の抵抗となりにくい。また析出物の密度が２０個／μｍ２超であると強度が過度に向上し割れが生じやすくなる。上記より析出物は、熱延板焼鈍後において、母相に存在する析出物の平均粒径が２μｍ以下であり、析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在することと規定する。
　析出物の平均粒径は５ｎｍ以上、１．５μｍ以下が望ましい。さらに望ましくは５ｎｍ以上、１．０μｍ以下である。析出物の密度は０．１個／μｍ２以上、２０個／μｍ２以下が望ましい。さらに望ましくは１個／μｍ２以上、２０個／μｍ２以下である。
　これによりディスクローターに適用可能なステンレス鋼板を提供することに成功した。
　析出物の判別方法としては、透過型電子顕微鏡（機種として例えば、日本電子製の２００ｋＶ電界放出型透過電子顕微鏡ＪＥＭ２１００Ｆ）観察および付属のＥＤＳ装置（機種として例えば、日本電子製の２００ｋＶ電界放出型透過電子顕微鏡ＪＥＭ２１００Ｆ）での分析を用いて判別することができる。サンプルはイオンミリング法にて鋼板の厚み方向ｔ／４深さ（ｔは鋼板の厚み）を観察できるように採取し、５万倍で任意の１０箇所を観察して分析した。この倍率で、析出物の状態をほぼ均一に観察することが可能である。また、同観察箇所において、ＥＤＳ装置にてＦｅ，Ｃｒ，Ｓｉ，Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆの組成を質量％にて定量化し、鋼板成分の添加量以上の値が検出された場合に析出物とした。析出物の粒径および密度の算出は、同様の方法でサンプルを観察し、これらの箇所を観察した後に析出物のみに色をつけ画像処理した後にＮＩＨ社製の画像解析ソフト『ＩｍａｇｅＪ』を用いて各粒子の粒径を円相当径で算出し、５視野の平均粒径および平均密度を算出した。
　本発明の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は、１０５０℃における破断伸びが５０％以上となることを特徴とする。これにより、鋼板として優れた成形性を実現することができる。
　本発明の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は、１０５０℃に加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（疑似熱処理）を施したときの硬さに対して、前記疑似熱処理後にさらに７００℃で１０分焼き戻し後の硬さの低下代がＨｖで１５０以下であることを特徴とする。これにより、ブレーキディスクローターとして優れた焼き戻し軟化抵抗を実現することができる。
　本発明の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は、前記疑似熱処理を施したときに、材料の７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上となることを特徴とする。これにより、ブレーキディスクローターとして優れた高温強度を実現することができる。
　本発明のブレーキディスクローターは、上記本発明の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を用いてなる。具体的には、本発明の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を用いてホットスタンプ成形を行うことでブレーキディスクローターの形状に成形し、ホットスタンプ成形時の熱処理で焼き入れされる。優れた焼き戻し軟化抵抗と優れた高温強度を有している。
　次に製造方法について説明する。
　本発明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は、製鋼－熱間圧延－焼鈍－酸洗の各工程よりなる。製鋼においては、前記必須成分および必要に応じて添加される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である。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。熱間圧延は複数スタンドから成る熱間圧延機で圧延された後に巻き取られる。熱延後の焼鈍で析出する炭窒化物を微細に析出させることでホットスタンプ時の短時間の加熱でも炭窒化物を母相に固溶させることができる。炭窒化物を微細に析出させるためには、熱延時に転位を回復しにくくし、転位を核生成サイトとすればよい。熱延時の転位の回復を抑制するため、熱延の仕上げ温度は８００℃以下、巻き取り温度は５５０℃以下とする。望ましくは、生産性の観点から仕上げ温度は７５０℃以下、巻き取り温度は５００℃以下とする。更に望ましくは、仕上げ温度は７００℃以下、巻き取り温度は４５０℃以下であり、仕上げ温度においては７００℃未満がより好ましい。なお仕上げ－巻き取り間の冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以上２５℃／ｓｅｃ未満が好ましい。
　巻き取られた熱延コイルは焼鈍炉を用いて所定の温度で焼鈍されたのち酸洗される。焼鈍温度は８２０℃以上９００℃以下で３時間以上５時間以下とする。酸洗方法については、既存の酸洗方法を適用すれば良い。
　このようにして製造した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は２．０ｍｍ以上１５．０ｍｍ以下の板厚で使用することが可能である。ブレーキディスクローター用の剛性や重量なども考慮すると、３．０ｍｍ以上１３．０ｍｍ以下が好ましく、４．１ｍｍ以上９．０ｍｍ以下がより好ましい。
　表１、表２に示す成分組成の鋼を溶製してインゴットに鋳造し、インゴットを熱間圧延して６ｍｍ厚の熱延板とした。表３、４に示す熱延仕上げ温度と熱延巻き取り温度を用い、仕上げ－巻き取り間の冷却速度は１２℃／ｓｅｃとした。得られた熱延板を８５０℃で４時間保持し室温まで冷却し熱延板焼鈍板とした。表１、表２のＮｏ．Ａ１～Ａ３４は本発明鋼、表２のＮｏ．Ｂ１～Ｂ１３は比較鋼である。本発明から外れる数値に下線を付している。
　ホットスタンプ前の熱延焼鈍板について、高温におけるプレス成形性を評価するため、熱延焼鈍板から圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、１０５０℃で引張試験を実施し、破断伸びを測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、１０５０℃における破断伸びが５０％以上であればハット形状に成形可能なため、１０５０℃における破断伸びを５０％以上有するものを合格（表３、表４中の「プレス成形性」で「Ａ」印を記載）とした。合格でなかったものについては表３、表４中で「Ｘ」印を記載した。下記鋼板の焼き入れ性、ホットスタンプ後の焼き戻し軟化抵抗、高温強度の評価でも同様である。
　熱延焼鈍板には１０５０℃まで加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施した。疑似熱処理後、鋼板に酸洗を施した。疑似熱処理後の鋼板の評価により、鋼板の焼き入れ性、ホットスタンプ後の焼き戻し軟化抵抗、高温強度の評価を行った。
　焼き入れ性を評価するため、９００℃×１ｓｅｃ保持後に水冷する熱処理および１１００℃×１ｓｅｃ保持後に水冷する熱処理を施した試験片（以下「９００℃焼き入れ熱処理材」、「１１００℃焼き入れ熱処理材」という。）を作製しビッカース硬さを採取した（ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠、ｔ／２部、荷重５ｋｇ、ｎ＝５の平均値を硬さとする。数値は小数点以下を四捨五入。）。ここで、９００℃焼き入れ熱処理材の硬さと１１００℃焼き入れ熱処理材の硬さの差がＨｖで５０以下であれば一般的なディスクローターへの適用が可能なため、９００℃焼き入れ熱処理材と１１００℃焼き入れ熱処理材の硬さの差がＨｖで５０以下であるものを合格（表３、表４中の「焼き入れ性」で「Ａ」印を記載）とした。
　焼き戻し軟化抵抗を評価するため、疑似熱処理材と、疑似熱処理材に７００℃で１０分の焼き戻し処理を施した試験片（以下「焼き戻し軟化処理材」という。）を作製しビッカース硬さを採取した（ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠、ｔ／２部、荷重５ｋｇ、ｎ＝５の平均値を硬さとする。数値は小数点以下を四捨五入。）。ここで、疑似熱処理材の硬さと焼き戻し軟化処理材の硬さの差がＨｖで１５０以下であれば一般的なディスクローターへの適用が可能なため、疑似熱処理材の硬さと焼き戻し軟化処理材の硬さの差がＨｖで１５０以下であるものを合格（表３、表４中の「焼き戻し軟化抵抗」で「Ａ」印を記載）とした。
　使用時の強度を評価するため疑似熱処理材から圧延方向が引張方向となるように高温引張試験片を採取し、７００℃で引張試験を実施し、０．２％耐力を測定した（ＪＩＳ　Ｇ　０５６７に準拠、数値は小数点以下を四捨五入）。ここで、７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上であれば、一般的なディスクローターへの適用および薄肉化が可能なため、７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上であるものを合格（表３、表４中の「高温強度」で「Ａ」印を記載）とした。
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　表３、表４から明らかなように、鋼板の焼き入れ性、プレス成形性、疑似熱処理後の焼き戻し軟化抵抗および７００℃における０．２％耐力は、本発明例が比較例に比べて優れている。上記の９００℃焼き入れ硬さと１１００℃焼き入れ硬さの差、焼き戻し前後の硬さの差、１０５０℃における破断伸び、７００℃における０．２％耐力のいずれか一つでも不合格である場合、ディスクローターとしての適用が不適と判断した。これより、本発明で規定される鋼は、焼き入れ性、焼き戻し軟化抵抗、成形性、高温強度に優れていることがわかる。
　比較例Ｂ１、Ｂ２は、それぞれＣ、Ｎ濃度が上限を外れ、粗大な炭窒化物が多量に析出したため、疑似熱処理によってＣｒ炭化物が十分に固溶せず焼き戻し軟化抵抗が不良であった。また粗大な炭窒化物は析出強化に寄与せず、割れの起点にもなるため、７００℃における０．２％耐力およびプレス成形性が不良であった。
　比較例Ｂ３はＳｉ濃度が上限を外れた。ＳｉはＣの活量を上げるため粗大な炭化物が析出し、焼き戻し軟化抵抗、７００℃における０．２％耐力、プレス成形性が不足した。
　比較例Ｂ４はＭｎ濃度が下限を外れ、７００℃における０．２％耐力が不足した。
　比較例Ｂ５はＰ濃度が上限を外れ、粗大なリン化物が多量に析出したため、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によってプレス成形性が不足した。
　比較例Ｂ６はＳ濃度が上限を外れ、Ｔｉ系の析出物を粗大化させ、７００℃における０．２％耐力が不足した。
　比較例Ｂ７はＣｒ濃度が上限を外れ、粗大なＣｒ炭窒化物が多量に析出したため、焼き入れ性、焼き戻し軟化抵抗、７００℃における０．２％耐力が不足した。また硬質化によってプレス成形性が不良であった。
　比較例Ｂ８はＣｕ濃度が下限を外れ、Ｃｕ析出が十分生じず、析出強化が不十分となり焼き戻し軟化抵抗および７００℃における０．２％耐力が不足した。
　比較例Ｂ９、１０、１１はそれぞれＭｏ、Ｎｂ、Ｖ濃度が下限を外れ、各元素を含む析出物が十分析出せず、析出強化が不十分となり焼き戻し軟化抵抗および７００℃における０．２％耐力が不足した。
　比較例Ｂ１２は熱延仕上げ温度および熱延巻き取り温度が上限を外れ、Ｃｒ炭窒化物および析出物が過度に粗大化し、焼き戻し軟化抵抗、７００℃における０．２％耐力、プレス成形性が不良であった。
　比較例Ｂ１３はＮｉ濃度が下限を外れ、７００℃における０．２％耐力が不足した。

Claims (7)

  1. 　質量％にて、
    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％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物であり、母相に存在する析出物の平均粒径が２μｍ以下であり、析出物が０．０１～２０個／μｍ２の密度で存在し、下記式で表される焼入れ硬さ指標Ａが２００～８００であることを特徴とする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。
    Ａ＝２５６６［％Ｃ］＋１２８２［％Ｎ］－１２［％Ｓｉ］＋４［％Ｃｕ］
    　－６［％Ｍｏ］－１８４［％Ｎｂ］－１２５［％Ｖ］＋２３９
  2. 　前記Ｆｅの一部に替え、質量％にてさらに、
    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％
    の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の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。
  3. 　１０５０℃における破断伸びが５０％以上となることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の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。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の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であって、１０５０℃に加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときの硬さに対して、前記疑似熱処理後にさらに７００℃で１０分焼き戻し後の硬さの低下代がＨｖで１５０以下であることを特徴とする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。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の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であって、１０５０℃に加熱後に５秒以上滞留させ、その後水冷するホットスタンプ模擬熱処理（以下単に「疑似熱処理」という。）を施したときに、材料の７００℃における０．２％耐力が５０ＭＰａ以上となることを特徴とする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。
  6. 　請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の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を用いてなるブレーキディスクローター。
  7. 　熱延時の仕上げ温度を８００℃以下、巻き取り温度を５５０℃以下にすることを特徴とする請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の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。
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