制动盘用马氏体系不锈钢及其制造方法与流程

本发明涉及二轮车的制动盘用不锈钢板及其制造方法，涉及表面和端面的性状优良的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢板。

背景技术：

对于二轮车的制动盘，要求耐磨损性、耐锈性、韧性等特性。通常来说，硬度越高耐磨损性越大。另一方面，硬度过高时，在制动器与衬垫之间产生所谓的制动器的鸣叫，因此制动器的硬度要求32～38hrc(洛氏硬度c级)。从这些要求特性出发，二轮车的制动盘使用马氏体系不锈钢板。

以往，将sus420j2进行淬火并回火，调节至所期望的硬度，制成制动盘，但在这种情况下，存在需要淬火和回火这两个热处理工序的问题。对此，专利文献1中公开了有关下述钢组成的发明：在比作为sus420j2钢的以往钢更宽的淬火温度范围内能够稳定地得到所期望的硬度，并且在淬火状态下使用。其与sus410、sus403、sus410s钢同样地进行低c化，并且通过添加作为奥氏体稳定化元素的mn来弥补由低c化引起的奥氏体单相温度区域的缩小、即淬火加热温度范围变窄。

另外，专利文献2中公开了有关作为低mn钢且在淬火状态下使用的摩托车盘式制动器用钢板的发明。该钢板是使mn降低、与此同时添加具有同样效果的ni以及cu作为奥氏体形成元素的钢板。

另外，最近对于二轮车正期待车身的轻量化，正在研究二轮制动盘的轻量化。在这种情况下，成为问题的是由制动时的发热所引起的盘材软化而导致的盘变形，为了解决该问题，需要使盘材的耐热性提高。作为其解决方法之一，有提高回火软化抗力，专利文献3中公开了有关利用添加nb、mo来进行的耐热性提高法的发明。专利文献4中公开了有关通过进行从超过1000℃的温度开始的淬火处理而具有优良的耐热性的盘材的发明。作为回火软化抗力优良的制动盘，专利文献5中公开了具有使原奥氏体粒子的平均粒径为8μm以上的马氏体组织的制动盘，专利文献6中公开了以淬火后的组织的面积率计75％以上为马氏体、使nb为0.10％以上且0.60％以下的发明。

专利文献7中公开了这样的低c马氏体系不锈钢的热加工性低，在热轧时在横向端部破裂，容易产生所谓的裂边，因此将成分控制在不易发生破裂这样的受限制的范围内。

专利文献8涉及铁素体系不锈钢带的制造方法。该文献中，关于能够生产率良好地制造特别是成型加工性和材质均匀性优良的铁素体系不锈钢热轧钢带的制造方法，公开了薄板坯加热的最佳条件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭57-198249号公报

专利文献2：日本特开平8-60309号公报

专利文献3：日本特开2001-220654号公报

专利文献4：日本特开2005-133204号公报

专利文献5：日本特开2006-322071号公报

专利文献6：日本特开2011-12343号公报

专利文献7：日本特开2008-285692号公报

专利文献8：日本特开2000-61524号公报

技术实现要素：

发明所要解决的问题

根据这样的技术，作为二轮车的盘式制动器用材料，普及使用了低c马氏体系不锈钢。另一方面，近年来，不断寻求制造盘式制动器时的生产率提高。例如，要求加热淬火时的加热时间的缩短和加热淬火后的研磨时间的缩短。另外，也要求通过使用至钢带的横向端部为止来使成品率提高。

当为了缩短研磨时间而增加每单位时间的研磨量时，会由于加工摩擦发热而使得工具的损耗增加，同时产生材料的回火软化等，因此是不优选的。因而，为了缩短研磨时间而不引起加工摩擦发热，通常降低研磨厚度。因此成为问题的是钢带横向端部的边缘裂纹瑕疵。

图1a中示出了实际制品中的边缘裂纹瑕疵的外观，图1b中示出了实际制品中的边缘裂纹瑕疵的断面的显微镜照片。制造热轧钢带的工序通常是将150～250mm厚度的板坯加热至1100～1300℃，用粗热轧机轧制成20～40mm厚度的粗棒(也称为粗条钢)，然后，用精热轧机轧制至板厚为3～6mm，进行卷取。由于在粗热轧中不施加张力，因此产生横向扩展，板坯端面的一部成为粗棒的表面。板坯端面在粗热轧初期与轧辊不相接触，因此粗糙度大，然后在与轧辊相接触时成为瑕疵的原因。

边缘裂纹瑕疵在很多钢铁材料的热轧钢带中都被观察到。将在实验室中将各种不锈钢的80mm厚度的钢锭热轧至20mm、观察端面的照片示于图2，可知每个钢种端面的粗糙度的程度大大地不同。另外可知，对于sus410钢，根据热轧加热温度，端面的粗糙度大幅度变化。粗热轧时的板坯端面的粗糙度是由于板坯的每个晶粒的结晶方位差所引起的变形样式的不同而产生的，因此在结晶粒径粗大的情况下变显著。例如，普通钢在凝固后冷却至室温时进行δ/γ、γ/α这样的二次相变，组织变细。在此，δ表示δ铁素体，γ表示奥氏体，α表示α铁素体，但表记为铁素体时通常是指α铁素体。δ铁素体是在a4相变点以上析出的铁素体，α铁素体是在a3相变点以下析出的铁素体。

普通钢通过在热轧加热时再次发生α/γ相变而使组织变微细，而且粗热轧在容易再结晶的γ单相区域进行，因此利用再结晶进行的晶粒的微细化效果也被施加从而成为细粒，不易产生边缘裂纹瑕疵。另一方面，在像铁素体系不锈钢那样凝固时的铁素体粒子一次也没有发生相变、而是被维持到热轧加热时的情况下，由于是粗大粒子因此容易产生边缘裂纹瑕疵。对于像该铁素体系不锈钢那样在凝固后没有变成γ单相的钢而言，通常不会进行δ铁素体和α铁素体的区分。

即使是马氏体系不锈钢，如果像sus420j1那样成分为13％cr-0.2％c，则也会在热轧加热时为奥氏体单相，通过利用相变进行的组织微细化和利用奥氏体的再结晶进行的组织微细化，边缘裂纹瑕疵不易产生。

但是，就低c的马氏体系不锈钢而言，形成奥氏体单相的温度范围窄，在热轧加热时得到δ铁素体与奥氏体的二相组织。由于此时的δ铁素体，容易产生边缘裂纹瑕疵，在盘式制动器的淬火后的研磨工序中，需要超过边缘裂纹瑕疵深度的研磨厚度，从而妨碍了生产率。

当降低热轧加热温度来提高奥氏体率时，由于变形抗力的增加，热加工性降低，存在热轧时出现裂边的问题。当提高c量来提高γ相分率时，淬火硬度变得过高。当进一步添加mn、ni、cu等奥氏体稳定化元素时，原料成本上升，而且在热轧板退火工序中退火冷却时间延长，存在损害生产率的问题。当降低cr量来提高奥氏体分率时，存在损害耐腐蚀性的问题。

为了控制δ铁素体分率，需要明确热轧中的δ铁素体分率的变化，但无法测定热轧板的δ铁素体分率。如果为热轧加热时的板坯的δ铁素体分率，则可以通过状态图计算法和实验室中的热处理试验来测定。如果从奥氏体和马氏体的二相组织快速冷却(急冷)，则奥氏体相形成为马氏体组织、δ铁素体相作为变形少的δ铁素体相而容易被区分。但是，在实际的热轧工序中板坯从热轧加热炉取出后，无法知道在进行热轧期间δ铁素体量是如何变化的。结束精热轧并卷取后的热轧钢带由于包含奥氏体相变而成的马氏体组织，因此为低韧性，难以直接倒卷。用箱式退火炉进行热轧板退火，将马氏体回火成铁素体和碳化物，由此能够倒卷，但无法考察退火前的热轧板组织。热轧退火后如图3所示是铁素体和碳化物的组织，无法测定δ铁素体分率。

用于解决问题的手段

本发明者们对考察低c马氏体系不锈钢的热轧退火钢板的铁素体母相中的δ铁素体分率的方法进行了研究。尝试了用于利用电子背散射衍射法(electronbackscatterdiffraction：ebsd)进行的组织分析和光学显微镜观察的各种蚀刻液，结果得知，通过村上试剂能够进行δ铁素体的着色。村上试剂为铁氰化钾的水溶液，加热液体，在其中浸渍试样，由此进行蚀刻。通常，对像奥氏体系不锈钢的凝固组织那样在奥氏体母相中混合存在的δ铁素体进行着色，由此用于区分奥氏体和δ铁素体相。虽然最初并没有想像到在δ铁素体和铁素体混合存在的马氏体系不锈钢的热轧退火钢板中能够识别δ铁素体，但如图4所示都能够明确地识别。图4的灰色对比部分为δ铁素体部分。通过村上试剂使δ铁素体被着色而被识别的机理尚不明确，但本发明者们进行了调查，结果推测：在热轧加热时在δ铁素体相和奥氏体相(室温下为马氏体相)中cr浓度相差约1.5％，因此高cr的δ铁素体相通过村上试剂着色而被识别。为了这样的低cr的马氏体系不锈钢的δ铁素体显现而使用村上试剂的例子还没有，能够识别仅仅1.5％左右的cr量差是新得出的见解。通过使用该方法，明确了至今未知的δ铁素体的行为。例如得知：与热轧加热温度下的δ铁素体量相比，热轧板中的铁素体量大幅减少。另外，与钢带的横向中央部相比，横向端部的铁素体量多，在板坯的横向端部与横向中央部产生温度差的可能性和在表层部通过脱碳来使δ铁素体量增加的可能性也进行了考虑。关于没有进行热轧退火的热轧钢板，也能够通过如上所述评价钢板试剂来识别δ铁素体。

将边缘裂纹瑕疵和δ铁素体量的关系示于图5，δ铁素体分率为0％的奥氏体系不锈钢没有观察到边缘裂纹瑕疵。随着δ铁素体分率上升，裂纹瑕疵的深度不断增大，但直到δ铁素体分率为30％为止，裂纹瑕疵深度的增加量较小。但是已知，当δ铁素体分率超过30％时，裂纹瑕疵深度急剧增大。

另一方面，如果δ铁素体分率低于5％，则容易发生钢板端部的裂边。图6中示出了进行了实验室热轧的δ铁素体分率为4％、20％的(11％cr、12％cr)-0.04％c-1.4％mn-0.03％n钢的端部形态，如果δ铁素体分率降低，则发生显著的裂边。

这样一来，热轧退火钢板、热轧钢板中任意一种的δ铁素体分率与钢板的横向端部的边缘裂纹瑕疵深度或裂边的相关性强，如果是控制了δ铁素体分率的马氏体系不锈钢，则无裂边，边缘裂纹瑕疵深度也浅，因此能够使制动盘制造工序中的研削深度变浅，制动盘的生产率提高。另外，由于可以使用至钢板端部最边缘，因此成品率也提高。

这样一来，作为控制大大地左右表面品质的δ铁素体分率的方法，认为控制(1)化学组成、(2)热轧加热温度是有效的。但是，就(1)化学组成而言，通过c、n量控制时，无法得到对盘式制动器所需要的淬火硬度，因此是不优选的。另外，si、mn、cr、ni、cu等除了对热轧尺度厚度有影响之外，对回火软化抗力和耐腐蚀性也有影响，并且大量添加时，存在合金成本上升等问题，能够控制的范围受到限制。另外，在以(2)热轧加热温度来调节δ铁素体量的情况下，当为了降低δ铁素体量而使加热温度为1150℃以下时，由于奥氏体相与微量残留的铁素体相的强度差，容易产生裂边，利用δ铁素体的控制来进行表面品质的改善是并不容易的。

本发明者们对热轧退火钢板的δ铁素体量、热轧作业条件、化学组成进行了详细的研究，发现了对于同时实现表面品质和裂边并且满足作为盘式制动器所需要的硬度和耐腐蚀性有效的方法。即，为了进行满足(1)热轧加热时的δ铁素体量和(2)各种特性所需那样的成分调节、并且(3)防止由从热轧加热炉取出进行粗轧时的温度降低所引起的δ铁素体量降低，需要在粗热轧与精热轧之间通过感应加热等方法将粗棒加热升温。

基于这些见解，能够提供减轻了边缘裂纹瑕疵且防止了热轧钢带横向端部的裂边的制动盘用的马氏体系不锈钢热轧钢板和热轧退火钢板、及其组织控制方法。

本发明是基于这些见解而完成的，解决本发明的课题的手段即本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢(包括热轧钢板(没有进行热轧退火)、热轧退火钢板)及其制造方法如下。

(1)一种二轮车制动盘用马氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计含有c：0.025～0.080％、si：0.05％～0.8％、mn：0.5～1.5％、p：0.035％以下，s：0.015％以下，cr：11.0～13.5％、ni：0.01～0.50％、cu：0.01～0.08％、mo：0.01～0.30％、v：0.01～0.10％、al：0.05％以下，n：0.015～0.060％，余量为fe和不可避免的杂质，由式(1)所规定的dfe值为5以上且30以下，在断面组织中观察到的δ铁素体分率以面积率计为5％以上且30％以下，

dfe＝12(cr+si)-430c-460n-20ni-7mn-89式(1)

其中，式(1)中的cr、si、c、n、ni、mn是指各种元素的含量(质量％)。

(2)根据本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计还含有ti：0.03％以下、b：0.0050％以下之中的1种或2种。

(3)根据本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计还含有nb：0.30％以下。

(4)根据本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢，其特征在于，以质量％计还含有sn：0.1％以下、bi：0.2％以下之中的1种或2种。

(5)本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，对于上述二轮车制动盘用的马氏体系不锈钢，在粗热轧与精热轧之间对粗棒进行10℃以上且50℃以下的加热。

(6)根据本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢，其特征在于，上述二轮车制动盘用马氏体系不锈钢是没有进行热轧板退火的热轧钢板。

(7)根据本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢，其特征在于，上述二轮车制动盘用马氏体系不锈钢为热轧退火钢板。

通过本发明的组织、组成控制技术，能够得到减轻了热轧钢带的横向端部的边缘裂纹瑕疵、防止了横向端部的裂边的二轮车制动盘用热轧钢板和热轧退火钢板。其品质从制动盘的生产率和成品率提高的观点出发是优选的。

附图说明

图1a示出了制动盘用马氏体钢的热轧退火钢带的横向端部的边缘裂纹瑕疵的外观。

图1b示出了制动盘用马氏体钢的热轧退火钢带的横向端部的边缘裂纹瑕疵的从断面观察到的显微镜图像。

图2是为了显示边缘裂纹瑕疵的发生过程而在实验室中用实验室热轧机将铸造的300l×180w×80t(mm)的钢锭轧制成20mm厚度、观察横向端面而得到的照片。

图3是表示作为热轧退火后的组织(主要呈现为铁素体晶界和碳化物)、11％cr-1％mn-0.04％c-0.04％n钢热轧退火板的通常的断面组织的照片。是利用王水进行短时间蚀刻后的照片。

图4是表示没有观察到边缘裂纹瑕疵和裂边的11％cr-1％mn-0.04％c-0.04％n马氏体系不锈钢热轧退火板钢带的td断面中的δ铁素体的分布的照片(边缘裂纹瑕疵、裂边品质良好的热轧退火板的δ铁素体组织)。

图5是使二轮车盘式制动器用的马氏体系不锈钢数个钢种的热轧加热温度变化至1100～1280℃，并且热轧至板厚为3.8mm，进行热轧板退火后，展开热轧卷材，采集样品，并考察边缘裂纹瑕疵的深度和δ铁素体量的关系的图。

图6是在实验室中将11～12％cr-0.04％c-0.5～1.4％mn-0.03％n钢的实验室50mm厚的钢锭加热至1250℃后，热轧至板厚为3mm，考察δ铁素体量相对于端面的裂边的关系的照片。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。首先，对限定本实施方式的不锈钢板的钢组成的理由进行说明。需要说明的是，关于组成的％的表记只要没有特别说明，则是指质量％。

c：0.025～0.080％

c是用于在淬火后得到规定的硬度所必需的元素，其与n组合添加以达到规定的硬度水平。为了避免c的过量添加而最大限度地利用n的效果，本发明中，将0.080％作为上限。这是由于，超过上述值来添加时，硬度过硬，出现制动器的鸣叫、韧性降低等不良情况。从硬度控制和耐腐蚀性提高的观点出发，c含量的上限优选为0.060％。另一方面，c含量小于0.025％时，为了得到硬度，必须过量添加n，因此将0.025％作为c含量的下限。从淬火硬度的稳定性的观点出发，优选为0.040％以上。

si：0.05％～0.8％

si对熔化精炼时的脱氧是必需的，此外对抑制淬火热处理时的氧化皮生成也是有用的，其效果会在0.05％以上时显示，因此将si含量设定为0.05％以上。但是，si从铁水等原料中混入，因而si含量过度降低会引起成本增加，所以优选为0.20％以上。另外，si使奥氏体单相温度区域变窄，损害淬火稳定性，因此将si含量设定为0.8％以下。再者，为了降低奥氏体稳定化元素的添加量来降低成本，优选为0.6％以下。

mn：0.5～1.5％

mn是作为脱氧剂添加的元素，并且扩大奥氏体单相区域，有助于提高淬火性。在0.5％以上时其效果明确显现，因此将mn含量设定为0.5％以上。为了稳定地确保淬火性，优选为1.1％以上。但是，mn会促进淬火加热时的氧化皮的生成，使之后的研磨负荷增加，因此将mn含量的上限设定为1.5％以下。如果也考虑由mns等粒化物引起的耐腐蚀性的降低，则优选为1.3％以下。

p：0.035％以下

p是在作为原料的铁水和铬铁等主原料中作为杂质含有的元素。因为p是对热轧退火板的淬火后的韧性有害的元素，所以将p含量设定为0.035％以下。再者，优选为0.030％以下。p含量过度降低需要使用高纯度原料等，会引起成本的增加，因此优选p的下限为0.010％。

s：0.015％以下

s形成硫化物系夹杂物，使钢材的一般性的耐腐蚀性(整面腐蚀和点蚀)变差，另外，s使热加工性降低，提高热轧钢板的裂边敏感性，因此s的含量的上限越少越优选，将s含量上限设定为0.015％。更优选的上限为0.008％。另外，s的含量越少，耐腐蚀性越良好，但为了低s化，脱硫负荷增大，制造成本增大，因此优选将其下限设定为0.001％。

cr：11.0～13.5％

cr在本发明中是用于确保耐氧化性和耐腐蚀性所必需的元素。cr含量小于11.0％时，这些效果不会显现，另一方面，cr含量超过13.5％时，奥氏体单相区域缩小，会损害淬火性，因此将cr含量范围设定为11.0～13.5％。再者，如果考虑耐腐蚀性的稳定性，则cr含量优选为12.0％以上。另外，如果考虑压制成型性，则cr含量优选为13.0％以下。

ni：0.01～0.50％

ni在铁素体系不锈钢的合金原料中作为不可避免的杂质混入，通常以0.01～0.10％的范围含有。另外，因为ni是对抑制点蚀的进展有效的元素，在添加0.03％以上时能稳定地发挥其效果，因此优选将ni含量下限设定为0.03％。另一方面，大量的添加有可能在热轧退火钢板中由固溶强化导致压制成型性的降低，因此将ni含量的上限设定为0.50％。再者，如果考虑合金成本，则ni含量优选为0.15％以下。

cu：0.01～0.08％

cu对提高包含δ铁素体的马氏体组织的耐腐蚀性有效，在0.01％以上时其效果显现。另外，作为奥氏体稳定化元素，为了提高淬火性，也有时进行积极的添加。但是，过度的添加会引起热加工性的降低和原料成本的增加，因此将0.08％以下作为cu含量上限。如果考虑由酸性雨引起的生锈等，则优选将cu含量下限设定为0.02％以上。另外，如果也考虑热轧板焼钢板的压制成型性，则优选为0.08％以下。

mo：0.01～0.30％

mo对提高包含δ铁素体的马氏体组织的耐腐蚀性有效，在0.01％以上时其效果显现，因此将mo含量下限设定为0.01％。为了对淬火性的提高以及淬火后的耐热性提高也有效，优选为0.02％以上。通过淬火后的加热，钢发生回火，有时引起硬度降低。在此，淬火后的耐热性的提高是指其硬度降低量小。也称为回火软化抗力。盘式制动器淬火后使用，但通过使用时的制动时的抗力发热来加热盘材。因此该特性是重要的。

mo是铁素体相的稳定化元素，过度的添加会通过使奥氏体单相温度区域变窄而损害淬火特性，因此将mo含量的上限设定为0.30％以下。

为了提高淬火后的耐热性，优选mo与nb的复合添加，在两者同时添加的情况下，mo：0.05～0.20％、nb：0.05～0.20％为特别优选的范围。

v：0.01～0.10％

v在铁素体系不锈钢的合金原料中作为不可避免的杂质混入，在精炼工序中难以除去，因此通常以0.01～0.10％的范围含有。另外，v形成微细的碳氮化物，使制动盘的耐磨损性提高，此外对提高耐腐蚀性也有效，因此也是根据需要而有意添加的元素。在0.02％以上的添加量时其效果稳定地显现，因此优选将v含量下限设定为0.02％，更优选为0.03％以上。另一方面，如果过量添加，则有可能导致析出物的粗大化，其结果是，淬火后的韧性降低，因此将v含量上限设定为0.10％。再者，如果考虑制造成本和制造性，则v含量优选为0.08％以下。

al：0.05％以下

al是除了作为脱氧元素添加之外还使耐氧化性提高的元素。在0.001％以上时得到其效果，因此优选将al含量下限设定为0.001％以上，另一方面，通过固溶强化和大型的氧化物系夹杂物的形成，会损害制动盘的韧性，因此al含量的上限为0.05％。优选为0.03％以下。也可以不含有al。

n：0.015～0.060％

n是本发明中非常重要的元素之一。与c同样地是用于在淬火后得到规定的硬度所必需的元素，与c组合添加以便达到规定的硬度水平。另外，在淬火加热时以奥氏体与铁素体的二相组织的形式进行淬火的情况下，有时容易发生cr碳化物的析出即锐敏化现象，耐腐蚀性降低，但有时氮抑制cr碳化物的析出，显现出耐腐蚀性的提高效果。在0.015％以上时其效果显现，因此将n含量设定为0.015％以上。另一方面，其效果在0.060％时饱和，有可能带来由气泡系缺陷的形成而引起的成品率的降低，因此将0.060％作为n含量上限。如果也考虑由钝化膜的强化引起的耐腐蚀性的提高效果，则优选使n含量为0.030％以上。另外，优选为0.050％以下的范围。

将热轧钢板或热轧退火钢板中观察到的δ铁素体的量(δ铁素体分率)以面积率计设定为5％以上且30％以下。

钢中的δ铁素体的多少在热轧时对边缘裂纹瑕疵和热轧裂边产生影响。当δ铁素体分率小于5％时，热加工性降低，容易产生裂边，因此设定为5％以上。另一方面，当δ铁素体分率超过30％时，通过结晶粒径的粗大化，容易产生边缘裂纹瑕疵，在制动盘的淬火后的研磨工序中，为了研削除去边缘裂纹瑕疵，需要大量的研削厚度，因此δ铁素体分率为30％以下。再者，热轧时的δ铁素体是在热轧退火钢板、热轧钢板的断面中观察到，其是用通常的显微镜观察进行评价，但δ铁素体的组织蚀刻优选在加热村上试剂(铁氰化钾的水溶液)而得到的溶液中浸渍试样来进行的方法。

上述式(1)(dfe＝12(cr+si)-430c-460n-20ni-7mn-89)所定义的dfe值为5以上且20以下。

dfe值低时，δ铁素体量减少，热轧时的裂边产生频率增加，因此设定为5以上。另外，dfe值高时，δ铁素体增多，容易出现边缘裂纹瑕疵，因此设定为20以下。再者，式(1)中的cr、si、c、n、ni、mn是指各种元素的含量(质量％)。

另外，本发明中，除了上述元素之外，为了使耐锈性、耐热性、热加工性等提高，可以添加以下的元素。

ti：0.03％以下

ti是通过形成碳氮化物来对不锈钢中的铬碳氮化物的析出所引起的锐敏化和耐腐蚀性的降低进行抑制的元素。ti含量优选为0.001％以上。但是，在制动盘中，通过形成大的tin，成为韧性降低和鸣叫的原因，因此ti含量的上限设定为0.03％以下。如果考虑冬季的韧性，则优选为0.01％以下。也可以不含有ti。

b：0.0050％以下

b是对热加工性的提高有效的元素，其效果在0.0002％以上时显现，因此可以添加0.0002％以上的b。为了使更宽的温度范围内的热加工性提高，优选为0.0010％以上。另一方面，过度的添加会因硼化物和碳化物的复合析出而损害淬火性，因此将0.0050％作为b含量上限。如果也考虑耐腐蚀性，则优选为0.0025％以下。

nb：0.3％以下

nb是通过形成碳氮化物来对不锈钢中的铬碳氮化物的析出所引起的锐敏化和耐腐蚀性的降低进行抑制的元素。nb含量优选为0.001％以上。另外，其是使淬火后的耐热性大幅提高的元素。在此，耐热性是指在淬火后受热时在何种程度上难以软化，也就是说，也称为回火软化抗力。

但是，在过量添加nb的情况下，在制动盘中，因形成nbn而成为韧性降低和鸣叫的原因，因此不优选，将0.3％作为nb含量的上限。

为了提高淬火后的耐热性，优选nb与mo的复合添加，在两者同时添加的情况下，mo：0.05～0.20％、nb：0.05～0.20％为特别优选的范围。

sn：0.1％以下

sn是对淬火后的耐腐蚀性提高有效的元素，优选为0.001％以上，根据需要，优选添加0.02％以上。但是，过度的添加会促进热轧时的裂边，因此优选设定为0.10％以下，

bi：0.2％以下

bi是使耐腐蚀性提高的元素。关于其机理尚未弄清楚，但认为具有通过添加bi而使容易成为生锈起点的mns变微细的效果，因此使得成为生锈起点的概率降低。通过添加0.01％以上的bi来发挥效果。即使添加超过0.2％，效果也饱和，因此将bi含量的上限设定为0.2％。

除了以上说明的各元素之外，在不损害本发明的效果的范围内含有杂质元素。不仅作为一般性的杂质元素的上述p、s、而且zn、pb、se、sb、h、ga、ta、ca、mg、zr等都优选尽可能降低。另一方面，这些元素在解决本发明的课题的限度内控制其含有比例，其含量为zn≤100ppm、pb≤100ppm、se≤100ppm、sb≤500ppm、h≤100ppm、ga≤500ppm、ta≤500ppm、ca≤120ppm、mg≤120ppm、zr≤120ppm。

在热轧工序中，在粗轧与精轧之间使用感应加热装置(棒加热器)，优选对板厚为20～40mm的粗棒进行10℃以上且50℃以下的加热。在粗棒的加热温度小于10℃时，δ铁素体的量少，通过热加工性的降低，容易发生裂边。另一方面，当加热温度超过50℃时，δ铁素体量变得过多，因此结晶粒径变粗大，粗棒端面的粗糙度增大，容易产生深边缘裂纹瑕疵。即使不用粗棒加热器加热，而提高之前的板坯加热温度，粗棒的温度也升高，但加热温度超过1250℃时，结晶粒径变粗大，在粗轧过程中粗棒端面的粗糙度增大，边缘裂纹瑕疵加深，因此热轧加热温度优选为1250℃以下。另外，热轧加热温度小于1150℃时，因奥氏体母相的变形抗力的增加和δ铁素体量的降低而导致变形集中于少量的δ铁素体相，因此热变形能力降低，产生裂边，成品率降低，因此热轧加热温度优选为1150℃以上。

通过具有各权利要求中记载的成分和δ铁素体分率，能够实现各权利要求中规定的品质。本发明的二轮车制动盘用马氏体系不锈钢在没有进行热轧退火的热轧钢板、热轧退火钢板的任意一种中均能够发挥效果。

实施例

以下，通过实施例对本发明的效果进行说明，但本发明不限于以下的实施例中使用的条件。

本实施例中，首先，将表1-1以及表1-2所示的成分组成的钢进行熔炼，铸造成200mm厚的板坯。将该板坯加热至1150～1250℃后，经过粗热轧、精热轧，得到板厚为4mm的热轧钢板，在750～900℃的温度范围内卷取。在粗热轧与精轧之间，使用利用了感应加热的粗棒加热器，使升温条件达到10～50℃的范围，进行加热。接着，针对热轧卷材，用箱型退火炉进行热轧钢板的退火。将最高加热温度设定为800℃以上且900℃以下的温度范围。将热轧退火钢板表面的氧化皮用喷丸处理除去，并进行酸洗后，进行边缘裂纹瑕疵、裂边的评价。将边缘裂纹瑕疵的深度小于150μm视为合格，将目视没有观察到边缘裂纹瑕疵者视为评判s、将目视观察到者视为评判a。将存在边缘裂纹瑕疵为深度150μm以上者的情况视为不合格(评判c)。

另外，将没有产生裂边为深度10mm以上者的情况视为合格(评判a)，将产生的情况视为不合格(评判b)。另外，将持续产生裂边的情况视为不合格(评判c)。

另外，使用光学显微镜观察断面组织，通过图像分析测定δ铁素体量。为了δ铁素体的显现而使用了村上试剂。

接着，将热轧退火-酸洗板淬火，对表面进行#80研磨精加工后，用洛氏硬度计c级评价jis表面硬度(淬火硬度)，32～38视为合格、除此以外视为不合格。关于盘式制动器的淬火的条件，将平均加热速度设定为约50℃/s，升温至1000℃后保持1秒，以平均冷却速度为约70℃/s冷却至常温。

另外，作为淬火后的耐热性的评价，进行500℃、1小时的回火，对表面进行#80研磨精加工后，用洛氏硬度计c级评价jis表面硬度(淬火硬度)，小于32视为不合格(b)，32以上视为合格(a)。另外，使回火温度为530℃的试验也同样地进行，32以上为合格(s)，记入表2-1、表2-2、表2-3的“回火软化抗力”一栏中。

关于耐腐蚀性的评价，对热轧退火酸洗板表面进行#600研磨精加工后，进行盐水喷雾试验4小时(jisz2371“盐水喷雾试验方法”)，测定生锈面积率，将生锈面积率10％以上视为不合格(b)，将小于其视为合格(a)。特别是生锈面积率为零时为合格(s)。

关于研磨性，边缘裂纹瑕疵的深度为150μm以下视为合格(a)，超过150μm视为不合格(b)。

作为比较例，关于本发明以外的组成、热轧加热条件、热轧退火板中的δ铁素体的面积率处于本发明以外的样品也进行同样的评价。

由表1-1、表1-2、表2-1、表2-2、表2-3可知，就具有适用本发明的成分组成、δ铁素体面积率为5％以上且30％以下的本发明例而言，边缘裂纹瑕疵的品质为合格，裂边品质也合格，淬火硬度、耐热性、耐腐蚀性均良好。另外，当利用粗棒加热器进行的粗加热棒的温度在本发明范围内时，边缘裂纹瑕疵的深度进一步降低，能够缩短淬火后的盘的研磨时间。另外，裂边品质也进一步得到改善，以至于观察不到裂边。另一方面，就本发明以外的成分组成而言，不易控制热轧退火板中的δ铁素体量，边缘裂纹瑕疵品质、裂边品质、淬火硬度、淬火后的耐腐蚀性之中的任意1种以上为不合格。由此可知，比较例中的制动盘的特性变差。

具体而言，试验no.38、56的c、n高，no.42、55的c、n低，因此淬火硬度在目标范围以外。no.40的si低，no.54的v高，因此在淬火后的研磨工序中研磨性不良。no.41、42、45、46、57、58、59、60、61、62的热轧退火板的δ铁素体量超过30％或者小于5％，因此边缘裂纹瑕疵品质或裂边评分不良。no.43的p高，因此no.44的s高，因此no.50的cu高，所以裂边评分不良。

no.45、47、49、51、53中分别是cr、ni、cu、mo、v较低，因此耐腐蚀性不良。no.48、50大量添加了ni、cu，因此压制成型性变差，no.46和60～62中cr为大量，no.39、52中分别是si、mo为大量，因此淬火性降低，淬火硬度降低。另外，no.48、50、52、54的原料成本高，被判断为经济性不良。另外，no.57的dfe值低，因此δ铁素体分率低，裂边不良。

由这些结果能够确认上述见解，而且能够支持限定上述各钢组成以及构成的根据。

由以上的说明可知，本发明的制动盘用马氏体系不锈钢板通过成分设计和热轧条件的控制而进行在热轧退火钢板、热轧钢板中观察到的δ铁素体量的最佳化，得到良好的边缘裂纹瑕疵品质和裂边品质，并且制成不会发生淬火后的硬度和耐腐蚀性的劣化的高品质的制动盘。另外，通过在粗热轧与精热轧之间将粗棒在与其组成相匹配的最佳条件下加热，边缘裂纹瑕疵品质、裂边品质进一步得到改善。通过将适用本发明的材料应用于二轮车制动盘，成品率得到改善，检査的负荷降低，并且通过缩短研削时间也能够改善生产率，从而可以提高社会的贡献度。即，本发明充分具有产业上的可利用性。