CN104080936A - 不锈钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及强度和成形性的平衡以及疲劳特性优异、适用于弹簧部件的廉价的马氏体复相不锈钢，其具有：化学组成，含有C：0.1～0.4％、Si：2.0％以下、Mn：0.1～6.0％、Cr：10.0～28.0％、N：0.17％以下，余量由Fe和杂质组成；以及金相组织，由铁素体相、马氏体相和根据情况的5体积％以下的残留奥氏体相构成，铁素体相中存在的C量的平均值CF和马氏体中存在的C量的平均值CM满足CM/CF≥5.0的关系。

Description

不锈钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及实现了高强度且成形性优异，因此强度与成形性的平衡优异，此外疲劳特性也优异的不锈钢及其制造方法。本发明的不锈钢能够应用于许多制品，尤其能够应用于随着最近的小型化和轻量化的进展而需要高强度且可加工成规定形状的各种结构部件的原材料。
此处所述的结构部件是指汽车、家电制品、计算机以及手机等消费者所使用的最终制品的结构部件。作为最适合的结构部件，具体而言，可例示出用于汽车发动机的垫片、无级变速器用环、计算机或手机的壳体、安装在它们的按键之下的碟形弹簧等。
背景技术
用于最终制品的结构部件如上所述是多种多样的。近年来，作为随着制品进一步小型化或轻量化(薄板化、小截面积化等)的推进而导致的刚性降低的对策，要求结构部件的原材料进一步高强度化。制品、结构部件的小型化、轻量化除了有效利用了贵重的资源，而且对环境问题的改善也有贡献。另一方面，对于结构部件的形状，继续谋求复杂化、高精度化，还要求原材料有优异的成形性。
针对这些要求，一般的金属材料不可避免由于高强度化而成形性降低，高强度化与良好的成形性为二律背反的关系。此外，弹簧反复经受变形，由于应力集中在局部部位，大多提前发生疲劳破坏。因此，具有高强度、同时具有优异的成形性和疲劳特性的弹簧部件用的材料的必要性进一步增高。
一般，不锈钢最大的特征为优异的耐蚀性，迄今常用作弹簧部件用的原材料。具体而言，以SUS301、SUS304为代表的亚稳态奥氏体系不锈钢主要作为弹簧部件原材料使用。这是因为，亚稳态奥氏体系不锈钢通过冷加工而引发由奥氏体母相相变为硬质的马氏体相(加工诱发马氏体相变)，比较容易获得高强度，同时可以在宽范围内调整强度。
亚稳态奥氏体系不锈钢由于奥氏体母相显示了高伸长率，因此成形性优异，并且如上所述，变形部相变为马氏体相而硬化，软质的未变形部优先地变形，由此材料整体均一变形(TRIP效果)，也显示了优异的成形性。亚稳态奥氏体系不锈钢由于这种特征而在JIS标准(JIS-G-4313)中被分类为弹簧用不锈钢带，其机械性质也被规定。
然而，关于亚稳态奥氏体系不锈钢所显示的大的加工硬化，其变动因素多，常常无法稳定获得目标的制品板厚及期望的特性。另外，由于与最近的弹簧部件的小型化、轻量化对应的薄板化、高强度化，尤其还具有轧制时负荷增加的问题。此外，亚稳态奥氏体系不锈钢大量含有昂贵且稀有的合金元素Ni，因此是昂贵的。
另一方面，弹簧部件用原材料还应用通过热处理(淬火)而相变为作为中间相的硬质的马氏体相，从而获得高强度的SUS403、SUS410、SUS420等马氏体系不锈钢。另外，以马氏体系不锈钢为原材料，利用其和铁素体相的复相组织的情况也很多。由于它们基本不含Ni，因此比上述亚稳态奥氏体系不锈钢更便宜。
作为这种马氏体系不锈钢，例如分别地，专利文献1中公开了高强度复相组织不锈钢，专利文献2中公开了高强度复相组织不锈钢带或钢板，专利文献3中公开了钢带用复相不锈钢带，专利文献4中公开了垫片用复相不锈钢，专利文献5中公开了具有高弹性的高强度复相不锈钢板，以及专利文献6中公开了延性优异的高强度不锈钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特许第3363590号说明书
专利文献2：日本特许第3602201号说明书
专利文献3：日本特许第4252893号说明书
专利文献4：日本特许第4353060号说明书
专利文献5：日本特开2003-89851号公报
专利文献6：日本特开2004-323960号公报
发明内容
然而，这些复相马氏体系不锈钢均难以调整为规定的强度，随着高强度化，强度的调整变得更难。
此外，由于最近的弹簧部件的小型化、轻量化，要求这些马氏体系不锈钢具有更高的强度和优异的伸长率、以及具有优异的疲劳特性。
本发明的目的在于提供实现高强度的同时成形性也得到改善，且疲劳特性优异，可调整为规定强度的比较廉价的不锈钢及其制造方法。
本发明的另一个目的在于提供工业上可稳定供给、具有复相组织的马氏体系不锈钢及其制造方法，该不锈钢具有超出以往的优异性能和可靠性，能够适用于上述最终制品的结构部件，具体而言是用于汽车发动机的垫片、无级变速器用环、计算机或手机的壳体、安装在它们的按键之下的碟形弹簧等。由此，提供了通过制品的小型化、轻量化而促进了资源的有效利用且还可有助于环境问题的改善的技术。
在一个方面，本发明是不锈钢，其特征在于，该不锈钢具有：化学组成，含有C：0.1～0.4％(在本说明书中，关于化学组成的％是指质量％)、Si：2.0％以下、Mn：0.1～6.0％、Cr：10.0～28.0％、N：0.17％以下，余量由Fe和杂质组成；以及金相组织，由包括铁素体相、马氏体相和根据情况的按体积％计为5％以下的残留奥氏体相的复相组织构成，将铁素体相中存在的C量的平均值表示为CF、将马氏体相中存在的C量的平均值表示为CM时，满足CM/CF≥5.0的关系。
上述复相组织的平均晶体粒径优选为10μm以下。
上述化学组成可以进一步含有选自Ni：2％以下和Cu：2％以下中的一种或两种和/或选自Nb：0.5％以下、V：0.5％以下和Ti：0.5％以下中的一种或两种以上来代替一部分Fe。
根据另一方面，本发明是不锈钢的制造方法，其特征在于，该制造方法包括对具有上述化学组成的不锈钢实施至少各一次的热加工和冷加工以及此后的热处理，然后进行加工成制品形状的最终冷加工和此后的用于调整性能的最终热处理，在上述最终冷加工之前，实施在奥氏体单相域加热保持10分钟以上、然后在铁素体单相域加热保持1分钟以上的热处理；以及如下地进行上述最终冷加工之后的上述最终热处理，在800～1000℃的范围内的铁素体相和奥氏体相的二相域的温度下加热保持10秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却到至少600℃。
本发明的不锈钢虽然是不大量含有Ni的廉价的不锈钢，但实现了高强度并且成形性优异(强度和成形性的平衡优异)，疲劳特性也优异。该不锈钢可以适宜地作为上述各种最终制品的结构部件的原材料使用。本发明的制造方法在工业上可以稳定地供给这种具有比以往更优异的性能和可靠性的、由马氏体相和铁素体相构成的复相不锈钢。由此，通过制品的小型化、轻量化而促进了资源的有效利用，还可有助于环境问题的改善。
附图说明
图1为12.5Cr-0.5Mn-C钢的计算相图。
图2的(a)所示为实施例中采用的比较方法的制造工序的说明图，图2的(b)所示为实施例中采用的本发明方法的制造工序的说明图。
具体实施方式
参照附图来说明本发明。需要说明的是，在以下的说明中，以不锈钢为不锈钢板的情况、即以热加工和冷加工均为轧制的情况为例。然而，本发明不限于不锈钢为钢板的情况。不锈钢例如也可以是棒材、管材、异型材等，因而热加工和冷加工例如也可以是挤出、带槽轧辊轧制等。
1.构成本发明的基础认识
如上所述，本发明的目的是在工业上稳定地提供适合用于小型化、轻量化趋向的弹簧部件用途、伸长率和疲劳特性优异的高强度复相马氏体系不锈钢。本发明根据下述认识A～H，经过许多试验而完成。
(A)马氏体系不锈钢板的强度与侵入型固溶强化元素C、N的含量成比例，通过使马氏体相中高浓度地含有C、N而升高。
(B)为了在获得稳定的高强度的同时兼顾优异的伸长率，有效的是，使强度由马氏体相分担，且使伸长率由软质的铁素体相分担。作为该兼顾高强度和伸长率的结果，在加工成部件形状之后，实现了优异的疲劳特性。
(C)目标的优异性能可如下地实现：将马氏体相中含有的C、N的含量调高，将铁素体相中含有的C、N的含量调低，增大两相中的C、N的含量之比。
(D)关于担负强度的马氏体相，从在高强度范围获得更高的伸长率的观点来看，C比N更起效。
(E)为了使C大量在马氏体相中固溶，所需的是，在二相域的最终热处理中的加热保持时，增加C在奥氏体相中的供给量。粗大的碳化物不仅降低伸长率，而且由于最终热处理中的固溶需要长时间，奥氏体相中的C供给减少。因此，有效的是，在最终热处理之前将碳化物微细化，使得在最终热处理时碳化物容易固溶。
(F)碳化物的微细化通过使热轧等中形成的粗大碳化物先固溶、然后调整析出来实现。
(G)另一方面，复相马氏体系不锈钢板通过晶粒微细化使强度和伸长率的平衡、疲劳特性提高。对于晶粒微细化，在更低温度下的两相化退火是有效的，含有奥氏体稳定化元素Mn、Ni或Cu时，高温下的二相域扩大，可以从更低温度开始淬火，因而有助于晶粒微细化。另外，抑制晶粒生长的析出物的构成元素Nb、V、Ti的含有对于晶粒微细化也是有效的。
(H)根据本发明人等进行的实验结果可以判明，对于在高强度范围获得高的伸长率，奥氏体稳定化元素Mn最起效。
将以高C、Mn的成分为基本的马氏体系不锈钢作为原材料，研究化学组成、热处理条件对于稳定获得规定的高强度的影响，结果判明以下的两点是重要的。
(I)有效的是，利用在马氏体相中固溶更大量的固溶强化元素来分担高强度，以及利用减少固溶强化元素而担负高伸长率的软质的铁素体相来分担变形。
(J)利用奥氏体稳定化元素Mn扩大通过热处理(淬火)所进行的性能调整的温度范围(缓和强度调整范围的倾斜度)是有效的。
通过进行如下的固溶化热处理使上述(I)项成为可能，在最终冷轧之前在奥氏体单相域加热保持使碳化物完全固溶，然后在低温的铁素体相域保持，由于固溶度的大幅降低，使得过饱和地固溶的C以碳化物形式微细地析出。该热处理进行至最终冷轧即可，但作为热轧后进行的固溶化热处理来实施是简便的。通过该热处理，使碳化物微细地析出，固溶碳量变低，冷却中的马氏体相变被抑制，材料变得软质。结果，此后的冷轧变得可能。通过冷轧，将低温的铁素体相域中微细析出的碳化物粉碎，还可以进一步微细化。由此，在最终热处理的二相域保持中，微细的碳化物再固溶和分配，从而实现了上述(I)项。
以往的热轧后的固溶化热处理在铁素体相域的上限温度附近进行。该情况下，固溶变得不完全，因此粗大的碳化物残留。另一方面，在奥氏体单相温度范围进行固溶化热处理时，可以将粗大的碳化物固溶，但在冷却时硬质的马氏体相生成而成为高强度。结果不能实施此后的冷轧，因此以往不进行在奥氏体单相温度范围的固溶化热处理。
关于上述(J)项，通过添加Mn，使二相域扩大到低温侧，在低温下实施最终热处理，由此也可实现晶粒微细化。
简而言之，本发明使用以高C、Mn为基本的不锈钢，使其金相组织为硬质马氏体相和软质铁素体相的复相，并将铁素体相中存在的C量的平均值CF与马氏体相中存在的C量的平均值CM之比(CM/CF)设定为5.0以上。由此，可以廉价地提供实现了高强度且成形性优异、疲劳特性也优异的不锈钢。
2.化学组成
本发明的不锈钢的化学组成如下所述。如上所述，％均为质量％。
[C：0.1～0.4％]
C是廉价的，是最强力的侵入型固溶强化元素，并且是析出与Nb、V、Ti的化合物而抑制晶粒生长的有效元素。因此，C对于稳定地获得本发明的目标性能有很大的影响，所以有必要控制其含量。为了充分发挥上述作用，C含量设定为0.1％以上。优选为0.11％以上，更优选为0.12％以上。然而，过量含有C时，与Cr形成粗大的碳化物，各种特性劣化。因此，C含量设定为0.4％以下。优选为0.38％以下，更优选为0.36％以下。
[Si：2.0％以下]
Si是有效的固溶强化合金元素，仅次于侵入型固溶强化元素。Si是铁素体稳定化元素，考虑到与奥氏体稳定化元素的平衡而使之含有。另一方面，Si还作为熔炼时的脱氧剂使用，过量含有时，形成粗大的夹杂物，各种特性劣化。因此，Si含量设定为2.0％以下。Si含量优选为1.8％以下。另外，为了获得上述效果，Si含量优选为0.1％以上。
[Mn：0.1～6.0％]
Mn是奥氏体稳定化元素，扩大包括高温下的奥氏体相和铁素体相的二相域。由此，更低温度下也能够淬火，容易调整强度，并且由于淬火温度的降低使晶粒微细化而还可以获得高性能化。此外，作为低温下淬火的效果，Mn通过降低铁素体相的C、N的固溶度使伸长率提高，同时对于马氏体相来说反之使C、N的固溶量增加而高强度化。结果，还可以同时提高高强度和伸长率。这样，Mn在本发明中是实现重要作用的必须元素，Mn含量设定为0.1％以上。优选为0.3％以上。然而，过量含有Mn时，形成粗大的化合物，各种特性劣化。因此，Mn含量设定为6.0％以下。Mn含量优选为5.6％以下。
[Cr：10.0～28.0％]
Cr是不锈钢的基本元素之一，为了获得基本的耐蚀性，以10.0％以上的量含有Cr。优选为10.2％以上。Cr是铁素体稳定化元素，考虑到与奥氏体稳定化元素(例如Mn)的平衡而使之含有。然而，过量含有Cr时，得不到所需的强度，由于粗大的化合物的形成，伸长率和疲劳强度均降低。因此，Cr含量设定为28.0％以下。优选为26.0％以下。
[N：0.17％以下]
N是仅次于C的极强力的侵入型固溶强化元素，同时是通过使其与Nb、V、Ti的化合物析出而抑制晶粒生长的有效元素。然而，过量含有N时，热加工性显著劣化。因此，N含量设定为0.17％以下。优选为0.15％以下。另外，为了获得上述效果，N含量优选为0.01％以上。
以下的元素是在本发明中能够根据需要含有的任意元素。
[选自Ni：2％以下和Cu：2％以下中的一种或两种]
Ni、Cu均为奥氏体稳定化元素，扩大包括高温下的奥氏体相和铁素体相的二相域，能够从更低温度开始淬火。因此，为了补偿Mn的效果，可以分别以2.0％以下的含量含有Ni、Cu中的一者或两者。Ni、Cu的含量优选分别为1.8％以下。另外，为了获得上述效果，Ni、Cu含量均优选为0.1％以上。
[选自Nb：0.5％以下、V：0.5％以下和Ti：0.5％以下中的一种或两种以上]
Nb、V、Ti与C、N形成化合物，通过它们的钉扎效应来抑制晶粒的生长，因此为了晶粒微细化，可以含有它们中的一种或两种以上。Nb、V、Ti的含量分别设定为0.5％以下，优选分别为0.4％以下。另外，为了获得上述效果，Nb、V、Ti含量均优选为0.01％以上。
上述以外的余量是Fe和杂质。
3.金相组织
[包括铁素体相、马氏体相和根据情况的按体积％计为5％以下的残留奥氏体相的复相组织]
将金相组织设定为铁素体相和马氏体相的复相组织的理由是，软质的铁素体相分担伸长率，而硬质的马氏体相分担强度，由此可以兼顾优异的伸长率和高强度，而且还可获得优异的疲劳特性。在高温二相域中，铁素体相和奥氏体相相互抑制晶粒生长。此外，在本发明中，由于上述高温二相域扩大到低温侧，能够在更低温度下淬火，通过晶粒的微细化还实现了特性的提高。
上述复相组织通过最终热处理来生成。然而，最终热处理后也可以有一部分奥氏体相残留。即，金相组织可以进一步含有残留奥氏体。奥氏体相在高温范围存在，一般通过相变形成作为中间相的马氏体相，但也有一部分不相变地维持到室温的情况。一部分是指按体积％计为5％以下的比例，优选按体积％计为4％以下。
图1为可包括在本发明中的12.5Cr-0.5Mn-C钢的计算相图。参照图1来说明铁素体相、奥氏体相、马氏体相与C量的关系。
如图1所示，铁素体相(F)的固溶强化元素的C的固溶度小、是软质的。与此相对，奥氏体相(A)的同是奥氏体稳定化元素的C的固溶度虽大，但热处理后一般是比较软质的。如图1中具体所示，例如C量为0.15％、温度达到一般工业上使用的1200℃的情况下，随着温度的降低，至约940℃为止是奥氏体单相(A)，至约830℃为止是奥氏体相和碳化物(A+M23C4)，至约790℃为止是奥氏体相、铁素体相和碳化物(A+F+M23C4)，低于790℃的温度下是铁素体相和碳化物(F+M23C4)。即，高温范围下稳定的奥氏体相随着低温范围下固溶的碳量的降低，形成碳化物并变化为铁素体相。
其中，图1所示为最终形成的稳定相。最终热处理时，从高温的奥氏体域快速冷却的情况下，由奥氏体相生成含有超过固溶度的过饱和C量的马氏体相。马氏体相的固溶C量接近奥氏体相，所以主要由于C的固溶强化而是硬质的，有助于高强度化。作为高强度化的其他因素，还可举出冷却时的热收缩伴随的应变导致的强化。
在本发明中，为了形成铁素体相和马氏体相的复相组织，最终热处理时，从温度比奥氏体域低的铁素体相和奥氏体相的二相域开始冷却。由此，可以兼顾硬质马氏体相获得的高强度化和软质铁素体相获得的伸长率。对铁素体相和马氏体相的比例没有特别限制。任一者可以为主相。
[铁素体相中存在的C量的平均值CF与马氏体中存在的C量的平均值CM之比(CM/CF)：5.0以上]
铁素体相中存在的C量的平均值CF与马氏体中存在的C量的平均值CM之比(CM/CF)为5.0以上时，伸长率和强度的平衡优异。以达到该比的方式将C分配于铁素体相和马氏体相时，能够发挥软质铁素体相分担的伸长率、硬质马氏体相分担的高强度。该CM/CF比优选为7.0以上。需要说明的是，该C量如下所述是指在马氏体相或铁素体相中固溶的C的浓度和除了对加工性有不良影响的粗大的碳化物以外的、在微细碳化物中含有的C的浓度之和。其中，能以5体积％以下存在的残留奥氏体相的C浓度与马氏体相基本上是同等的，因此在C浓度的论述中，关于残留奥氏体相，用马氏体相来代表。
铁素体相、马氏体相各自之中的C量使用EPMA分析。测定条件为：加速电压：15kV，照射电流：2.5×10-8A，探针直径：约2μm左右，各点的测定时间为1秒以上。
利用EPMA的分析如下地实施：将电子束照射于包埋和研磨后的R.D.(轧制方向)平行截面，以测定点不重叠的方式进行线分析。测定点设为100点以上。此时，观察到1μm以上的粗大析出物的测定点表示C量是异常的值，因此被排除。
统计各测定点的C量，按照从高到低的顺序排列，排除上下各10个点的测定值，将剩余的C量的测定值从上往下10个点的平均值设定为CM、从下往上10个点的平均值设定为CF。这样测定平均值CM、CF是因为，用光学显微镜等简便的显微组织观察难以正确判断晶粒是哪一个相，因此任意测定100个点以上的多个点并根据测定结果来判断是可靠的。
另外，将经过统计的测定值的上下各10个点排除的理由是，虽然在表面观察不到析出物、但内部存在粗大的析出物的情况下，显示异常的值并成为测定误差。即，与在表面进行观察的情况同样，内部存在碳化物的情况下，C量异常增高。另外，碳化物以外的析出物例如氮化物、硫化物等存在时，C量反而异常变低。通过排除上下各10个点，可以实质上排除这些异常情况的C量的影响。
[复相组织的平均晶体粒径：10μm以下]
本发明的不锈钢的平均晶体粒径优选为10μm以下，因为通过微细化可获得优异的伸长率和强度的平衡、疲劳特性。复相组织的平均晶体粒径进一步优选为9.6μm以下。
4.不锈钢的制造方法
该制造方法对具有上述化学组成的不锈钢组合实施至少各一次的热加工和冷加工以及此后的热处理，然后进行加工成制品形状的最终冷加工、用于调整性能的最终热处理。
在本发明中，在最终冷加工之前，实施在奥氏体单相域加热保持10分钟以上、然后在铁素体单相域加热保持1分钟以上的热处理，进行上述最终冷加工，此后进行如下的最终热处理，在800～1000℃的范围内的铁素体相和奥氏体相的二相域加热保持10秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却到至少600℃。
代表性工序如图2的(b)所示。
热轧(组织控制、减厚)→固溶化热处理(C、N的固溶及析出物的调整)→[冷轧(减厚)→热处理(软化、组织控制)]→最终冷轧(减厚至制品板厚)→最终热处理＝淬火(调整性能、组织控制)
热轧和冷轧根据常法实施即可。以下，将在奥氏体单相域加热保持10分钟以上、然后在铁素体单相域加热保持1分钟以上的工序称为固溶化热处理，将最终的冷加工工序和热处理工序称为最终冷加工、最终热处理，其他的冷加工和热处理工序简称为冷加工、热处理。在本发明中，如上所述地规定固溶化热处理、最终热处理的条件。
[固溶化热处理]
以往的固溶化热处理一般在铁素体单相域实施，有时也在铁素体和奥氏体二相域实施。在本发明中，如下地实施固溶化热处理，在奥氏体单相域加热保持10分钟以上，然后在铁素体单相域加热保持1分钟以上。
首先，在奥氏体单相域加热保持是因为，奥氏体相中的侵入型强化元素(C、N)的固溶度一般显著大于铁素体相。如果保持时间为10分钟以上，这些元素大致完全固溶，因此在该温度范围加热保持10分钟以上。然而，热轧后存在粗大的碳化物和氮化物时，优选进一步提高加热温度和/或进一步延长保持时间。保持时间优选为30分钟以上。
接着，在铁素体单相域加热保持是为了使碳化物微细地析出，以便在最终热处理时促进碳化物的溶解而使更多的碳在奥氏体相中固溶。由此，可以使材料软化，减低此后的以减厚为目的的加工的负荷。如上所述，始于奥氏体单相域的冷却使材料相变为马氏体相而硬化，所以此后的冷轧变得不可能。与此相对，在铁素体单相域的加热保持，由于固溶度的大幅降低，使过饱和固溶的C、N在铁素体相中以化合物形式析出，抑制硬质马氏体相的生成，所以此后的冷轧变得可能。在铁素体单相域的保持时间设定为1分钟以上。然而，高浓度地含有侵入型元素的情况下，在铁素体单相域长时间保持时，招致粗大化合物的析出，因此保持时间优选为60分钟以下。铁素体单相域的加热保持可以在奥氏体单相域的加热后直接连续实施，或者可以先冷却到室温之后实施。另外，连续实施的情况下，也可以先使温度降低到低于铁素体单相域的加热温度的温度，提高C的过饱和度，形成碳化物的析出位点，然后升温而保持为目标加热温度。
上述奥氏体单相域加热→铁素体单相域加热的固溶化热处理可以在最终冷轧前的任何热处理时进行。通常作为热轧后的固溶化热处理进行是有效的。
另一方面，原理上也可以在最终冷加工后的最终热处理时进行上述热处理。即进行如下的最终热处理的方法，先在奥氏体单相域加热将碳化物等完全固溶之后，在铁素体相和奥氏体相的二相域温度下保持。然而，加热至高温的奥氏体单相域的情况下，无法避免晶粒的粗大化。另外，冷却至铁素体相和奥氏体相的二相域温度时，形成铁素体相的相变温度降低，存在实际操作中需要高度的温度控制的问题。
[最终热处理]
在最终冷轧之后进行的最终热处理为了淬火而进行。该最终热处理如下地进行，在800～1000℃的温度范围、且在铁素体相和奥氏体相的二相域内的温度下加热保持10秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却到至少600℃。
最终冷轧后在800℃以上且1000℃以下的铁素体相和奥氏体相的二相域加热保持10秒钟以上、然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却到至少600℃的理由是，通过始于高温的二相域的热处理(淬火)，如上所述地获得了优异的特性。最终热处理温度高于1000℃或者处于奥氏体单相域时，伸长率降低而加工性劣化，疲劳特性也劣化。为了通过加热保持将材料的组织复相化、使微细的碳化物溶解以使碳在奥氏体相中固溶，最终热处理的保持时间设定为10秒钟以上。保持时间优选为30秒钟以上。
将加热后的冷却速度设定为1℃/秒以上是为了抑制冷却中的粗大化合物的析出，获得硬质的马氏体相。该冷却速度优选为3℃/秒以上。为了获得稳定的特性，优选维持上述冷却速度直到原理上马氏体相变结束的200℃左右。然而，工业设备的情况下，直至该温度范围的控制很难，为了抑制粗大的碳化物析出，保持至达到600℃。即，从加热温度到600℃的平均冷却速度为1℃/秒以上即可，优选为3℃/秒以上。
[其他的工序]
在最终冷轧之前，可以根据需要实施冷轧和铁素体单相域的热处理(退火)。这些冷轧和热处理可以省略，或者可以实施2次以上。后者的情况下，优选在各冷轧之后每次都进行热处理。
在铁素体单相域进行热处理是为了避免由于相变为硬质马氏体相而使此后的冷轧变得困难。
进行铁素体单相域的热处理之后，实施最终冷轧，减厚至制品板厚。该冷轧也使析出物微细化。因此，最终冷轧的压下率适宜为30％以上，更优选为50％以上。
实施例
参照实施例来更具体说明本发明。
准备具有表1所示的化学组成的本发明钢A～K和比较钢L～P的小型铸锭。
[表1]
(注释)下划线表示在本发明的范围外。
图2的(a)所示为通常实施的比较方法的制造工序(在铁素体单相域或二相域进行固溶化热处理的方法，以下称为方法2)的说明图，图2的(b)所示为本发明方法的制造工序(采用在奥氏体单相域的加热保持和此后的铁素体单相域的加热保持来进行固溶化热处理的方法，以下称为方法1)的说明图。
如图2的(a)和图2的(b)所示，对于切削加工成规定形状的铸锭实施下述工序的处理，制造供试用不锈钢板。
(1)热轧：以组织控制和减厚为目的的热轧通过多道次轧制以轧制开始温度1200℃、轧制结束温度900℃以上来实施。所得热轧钢板的板厚为约3mm。
(2)固溶化热处理：方法1如下实施，根据本发明在奥氏体单相域(1020℃)加热保持、冷却到室温之后，继而在铁素体单相域(750℃)加热保持。各温度下的加热保持时间示于表2，在表2中，A时间是奥氏体单相域的保持时间，F时间是铁素体单相域的保持时间。奥氏体单相域加热后和铁素体单相域加热后，冷却均设为放冷。方法2按照比较方法通过在铁素体单相域或二相域加热保持来实施。表2中示出加热温度和保持时间。冷却均为放冷。所有方法中，在固溶化热处理后为了除氧化皮而进行酸洗。
(3)冷轧和热处理：为了减厚、软化和组织控制，冷轧和热处理可以进行一次或多次。这些工序并不一定需要实施。在本实施例中，冷轧实施一次，热处理实施一次。冷轧的目标板厚设定为1mm。热处理通过在铁素体单相域的750℃下保持3分钟、放冷来进行。
(4)最终冷轧和最终热处理(淬火)：通过最终冷轧，减厚至0.3mm左右的制品板厚。采用表2所示的加热温度、保持时间和冷却速度对所得薄板进行最终热处理，实施淬火。冷却速度是从加热温度到600℃的平均值。
使用由采用表2所示的各种条件制造的、板厚0.3mm左右的薄板即试验编号1～35的供试用不锈钢板获取的试验片，用下述方法调查晶体粒径、组织、CM/CF比、硬度、拉伸特性(伸长率)、弯曲加工性和疲劳特性。另外，针对热轧工序中获得的不锈钢板，调查热加工性。将这些测定结果归纳示于表2。
[热加工性]
目视观察热轧后的不锈钢板的两端，根据有无边裂(edge cracking)来评价热加工性。在表2中，没有边裂的良好情况表示为○，虽然有边裂但可制造板的情况表示为△，由于有许多裂纹而不能制造板的情况表示为×。
[组织]
在试验片的钢板表面使用铁素体仪测定组织。另外，在轧制方向平行截面，使用光学显微镜、SEM观察包埋、研磨和蚀刻后的金相组织。根据两种调查结果特定的组织在表2中表示如下：马氏体单相表示为M，马氏体相和铁素体相的复相表示为M+F，铁素体单相表示为F。另外，用A表示一部分试验片中观察到的残留奥氏体相，并示出其比例(体积％)。
[晶体粒径]
对于轧制方向平行截面，使用光学显微镜、SEM观察包埋、研磨和蚀刻后的金相组织。接着，由该照片测定平均部位的晶体粒径。
[CM/CF比]
通过上述使用EPMA的方法来测定。将轧制方向平行截面包埋、研磨后，利用EPMA实施线分析，如上所述地计算。其中，观察到1μm以上的粗大析出物的测定点被排除。对于总长300μm以上实施测定，间隔为3μm、各个点测定3秒。
[硬度]
使用维氏硬度计以98N对试验片的钢板表面进行测定。
[拉伸特性]
对于平行于轧制方向地获取的JIS-13B号试验片，使用拉伸强度试验机测定伸长率。另外，还测定了0.2％弹性极限应力和拉伸强度，确认它们与硬度成比例。
[弯曲加工性]
对于长度方向与轧制方向平行地获取的条状试验片，使用弯曲半径为1mm的直角弯曲模具，调查加工后有无裂纹。评价如下：在表2中，没有裂纹的良好情况表示为○，有裂纹的情况表示为×。
[疲劳特性]
使用长度方向与轧制方向平行地获取的、且在长度方向的中心垂直于长度方向形成有凸部的条状试验片，采用将弯曲轴设定为与凸部平行的交变式平面弯曲试验机，评价反复弯曲106次后有无裂纹。评价如下：在表2中，具有贯通板的裂纹的情况表示为×，除此以外的情况表示为○。
[表2]
在表2中，试验编号1～23是发明例，试验编号24～35是钢组成在本发明范围外(试验编号29～35)或者制造方法不适当使钢组织在本发明的范围外(试验编号24～28)的比较例。
在发明例的试验编号1～23中，显示了弹簧部件所需的优异的伸长率(6.0～10.9％)与硬度(335～562Hv)的关系，此外具有良好的弯曲性和疲劳特性。与硬度和伸长率的平衡对应的硬度×伸长率的乘积的绝对值均为3000以上，尤其在晶体粒径为10μm以下时，显示了3300以上的更高的值。
另一方面，如试验编号24～28所示，尽管钢组成在本发明的范围内，但制造条件不满足本发明的条件，比(CM/CF)低于5.0，且硬度×伸长率的乘积的绝对值不到2000，弯曲性、疲劳特性也不好。
另外，不满足本发明成分的试验编号29～35、或进一步不满足制造条件的试验编号29和31也是同样的。

Claims (4)

1.一种不锈钢，其特征在于，该不锈钢具有：
化学组成，按质量％计含有C：0.1～0.4％、Si：2.0％以下、Mn：0.1～6.0％、Cr：10.0～28.0％、N：0.17％以下，余量由Fe和杂质组成；以及
金相组织，由包括铁素体相和马氏体相的复相组织构成或者由包括铁素体相、马氏体相和按体积％计为5％以下的残留奥氏体相的复相组织构成，且将铁素体相中存在的C量的平均值表示为CF、将马氏体相中存在的C量的平均值表示为CM时，满足CM/CF≥5.0的关系。
2.根据权利要求1所述的不锈钢，其中，所述复相组织的平均晶体粒径为10μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的不锈钢，其中，所述化学组成按质量％计进一步含有选自Ni：2％以下、Cu：2％以下、Nb：0.5％以下、V：0.5％以下和Ti：0.5％以下中的一种或两种以上。
4.一种不锈钢的制造方法，其特征在于，该制造方法包括对具有权利要求1或3所述的化学组成的不锈钢实施至少各一次的热加工和冷加工以及此后的热处理，然后进行加工成制品形状的最终冷加工和此后的用于调整性能的最终热处理，
在所述最终冷加工之前，实施在奥氏体单相域加热保持10分钟以上、然后在铁素体单相域加热保持1分钟以上的热处理；以及
如下地进行所述最终冷加工之后的所述最终热处理，在800～1000℃的范围内的铁素体相和奥氏体相的二相域的温度下加热保持10秒钟以上，然后以1℃/秒以上的冷却速度冷却到至少600℃。
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