不鏽鋼及其製造方法
2023-06-27 23:03:06 1
不鏽鋼及其製造方法
【專利摘要】本發明涉及強度和成形性的平衡以及疲勞特性優異、適用於彈簧部件的廉價的馬氏體復相不鏽鋼，其具有：化學組成，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，餘量由Fe和雜質組成；以及金相組織，由鐵素體相、馬氏體相和根據情況的5體積％以下的殘留奧氏體相構成，鐵素體相中存在的C量的平均值CF和馬氏體中存在的C量的平均值CM滿足CM/CF≥5.0的關係。
【專利說明】不鏽鋼及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及實現了高強度且成形性優異，因此強度與成形性的平衡優異，此外疲勞特性也優異的不鏽鋼及其製造方法。本發明的不鏽鋼能夠應用於許多製品，尤其能夠應用於隨著最近的小型化和輕量化的進展而需要高強度且可加工成規定形狀的各種結構部件的原材料。
[0002]此處所述的結構部件是指汽車、家電製品、計算機以及手機等消費者所使用的最終製品的結構部件。作為最適合的結構部件，具體而言，可例示出用於汽車發動機的墊片、無級變速器用環、計算機或手機的殼體、安裝在它們的按鍵之下的碟形彈簧等。
【背景技術】
[0003]用於最終製品的結構部件如上所述是多種多樣的。近年來，作為隨著製品進一步小型化或輕量化(薄板化、小截面積化等)的推進而導致的剛性降低的對策，要求結構部件的原材料進一步高強度化。製品、結構部件的小型化、輕量化除了有效利用了貴重的資源，而且對環境問題的改善也有貢獻。另一方面，對於結構部件的形狀，繼續謀求複雜化、高精度化，還要求原材料有優異的成形性。
[0004]針對這些要求，一般的金屬材料不可避免由於高強度化而成形性降低，高強度化與良好的成形性為二律背反的關係。此外，彈簧反覆經受變形，由於應力集中在局部部位，大多提前發生疲勞破壞。因此，具有高強度、同時具有優異的成形性和疲勞特性的彈簧部件用的材料的必要性進一步增高。
[0005]一般，不鏽鋼最大的特徵為優異的耐蝕性，迄今常用作彈簧部件用的原材料。具體而言，以SUS301、SUS304為代表的亞穩態奧氏體系不鏽鋼主要作為彈簧部件原材料使用。這是因為，亞穩態奧氏體系不鏽鋼通過冷加工而引發由奧氏體母相相變為硬質的馬氏體相(加工誘發馬氏體相變)，比較容易獲得高強度，同時可以在寬範圍內調整強度。
[0006]亞穩態奧氏體系不鏽鋼由於奧氏體母相顯示了高伸長率，因此成形性優異，並且如上所述，變形部相變為馬氏體相而硬化，軟質的未變形部優先地變形，由此材料整體均一變形(TRIP效果)，也顯示了優異的成形性。亞穩態奧氏體系不鏽鋼由於這種特徵而在JIS標準(JIS-G-4313)中被分類為彈簧用不鏽鋼帶，其機械性質也被規定。
[0007]然而，關於亞穩態奧氏體系不鏽鋼所顯示的大的加工硬化，其變動因素多，常常無法穩定獲得目標的製品板厚及期望的特性。另外，由於與最近的彈簧部件的小型化、輕量化對應的薄板化、高強度化，尤其還具有軋制時負荷增加的問題。此外，亞穩態奧氏體系不鏽鋼大量含有昂貴且稀有的合金元素Ni，因此是昂貴的。
[0008]另一方面，彈簧部件用原材料還應用通過熱處理(淬火)而相變為作為中間相的硬質的馬氏體相，從而獲得高強度的SUS403、SUS410、SUS420等馬氏體系不鏽鋼。另外，以馬氏體系不鏽鋼為原材料，利用其和鐵素體相的復相組織的情況也很多。由於它們基本不含Ni，因此比上述亞穩態奧氏體系不鏽鋼更便宜。
[0009]作為這種馬氏體系不鏽鋼，例如分別地，專利文獻I中公開了高強度復相組織不鏽鋼，專利文獻2中公開了高強度復相組織不鏽鋼帶或鋼板，專利文獻3中公開了鋼帶用復相不鏽鋼帶，專利文獻4中公開了墊片用復相不鏽鋼，專利文獻5中公開了具有高彈性的高強度復相不鏽鋼板，以及專利文獻6中公開了延性優異的高強度不鏽鋼板。
[0010]現有技術文獻
[0011]專利文獻
[0012]專利文獻1:日本特許第3363590號說明書
[0013]專利文獻2:日本特許第3602201號說明書
[0014]專利文獻3:日本特許第4252893號說明書
[0015]專利文獻4:日本特許第4353060號說明書
[0016]專利文獻5:日本特開2003-89851號公報
[0017]專利文獻6:日本特開2004-323960號公報
【發明內容】
[0018]然而，這些復相馬氏體系不鏽鋼均難以調整為規定的強度，隨著高強度化，強度的調整變得更難。
[0019]此外，由於最近的彈簧部件的小型化、輕量化，要求這些馬氏體系不鏽鋼具有更高的強度和優異的伸長率、以及具有優異的疲勞特性。
[0020]本發明的目的在於提供實現高強度的同時成形性也得到改善，且疲勞特性優異，可調整為規定強度的比較廉價的不鏽鋼及其製造方法。
[0021]本發明的另一個目的在於提供工業上可穩定供給、具有復相組織的馬氏體系不鏽鋼及其製造方法，該不鏽鋼具有超出以往的優異性能和可靠性，能夠適用於上述最終製品的結構部件，具體而言是用於汽車發動機的墊片、無級變速器用環、計算機或手機的殼體、安裝在它們的按鍵之下的碟形彈簧等。由此，提供了通過製品的小型化、輕量化而促進了資源的有效利用且還可有助於環境問題的改善的技術。
[0022]在一個方面，本發明是不鏽鋼，其特徵在於，該不鏽鋼具有:化學組成，含有C:
0.1~0.4% (在本說明書中，關於化學組成的％是指質量％ )、S1:2.0%以下、Mn:0.1~6.0%,Cr:10.0~28.0%、N:0.17%以下，餘量由Fe和雜質組成；以及金相組織，由包括鐵素體相、馬氏體相和根據情況的按體積％計為5%以下的殘留奧氏體相的復相組織構成，將鐵素體相中存在的C量的平均值表示為Cf、將馬氏體相中存在的C量的平均值表示為Cm時，滿足CM/CF≥5.0的關係。
[0023]上述復相組織的平均晶體粒徑優選為10 μ m以下。
[0024]上述化學組成可以進一步含有選自N1:2%以下和Cu:2%以下中的一種或兩種和/或選自Nb:0.5%以下、V:0.5%以下和T1:0.5%以下中的一種或兩種以上來代替一部分Fe。
[0025] 根據另一方面，本發明是不鏽鋼的製造方法，其特徵在於，該製造方法包括對具有上述化學組成的不鏽鋼實施至少各一次的熱加工和冷加工以及此後的熱處理，然後進行加工成製品形狀的最終冷加工和此後的用於調整性能的最終熱處理，在上述最終冷加工之前，實施在奧氏體單相域加熱保持10分鐘以上、然後在鐵素體單相域加熱保持I分鐘以上的熱處理；以及如下地進行上述最終冷加工之後的上述最終熱處理,在800~1000°C的範圍內的鐵素體相和奧氏體相的二相域的溫度下加熱保持10秒鐘以上，然後以1°C /秒以上的冷卻速度冷卻到至少600°C。
[0026]本發明的不鏽鋼雖然是不大量含有Ni的廉價的不鏽鋼，但實現了高強度並且成形性優異(強度和成形性的平衡優異)，疲勞特性也優異。該不鏽鋼可以適宜地作為上述各種最終製品的結構部件的原材料使用。本發明的製造方法在工業上可以穩定地供給這種具有比以往更優異的性能和可靠性的、由馬氏體相和鐵素體相構成的復相不鏽鋼。由此，通過製品的小型化、輕量化而促進了資源的有效利用，還可有助於環境問題的改善。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0027]圖1為12.5Cr-0.5Mn_C鋼的計算相圖。
[0028]圖2的(a)所示為實施例中採用的比較方法的製造工序的說明圖，圖2的(b)所示為實施例中採用的本發明方法的製造工序的說明圖。
【具體實施方式】
[0029]參照附圖來說明本發明。需要說明的是，在以下的說明中，以不鏽鋼為不鏽鋼板的情況、即以熱加工和冷加工均為軋制的情況為例。然而，本發明不限於不鏽鋼為鋼板的情況。不鏽鋼例如也可以是棒材、管材、異型材等，因而熱加工和冷加工例如也可以是擠出、帶槽軋輥軋制等。
[0030]1.構成本發明的基礎認識
[0031]如上所述，本發明的目的是在工業上穩定地提供適合用於小型化、輕量化趨向的彈簧部件用途、伸長率和疲勞特性優異的高強度復相馬氏體系不鏽鋼。本發明根據下述認識A~H，經過許多試驗而完成。
[0032](A)馬氏體系不鏽鋼板的強度與侵入型固溶強化元素C、N的含量成比例，通過使馬氏體相中高濃度地含有C、N而升高。
[0033](B)為了在獲得穩定的高強度的同時兼顧優異的伸長率，有效的是，使強度由馬氏體相分擔，且使伸長率由軟質的鐵素體相分擔。作為該兼顧高強度和伸長率的結果，在加工成部件形狀之後，實現了優異的疲勞特性。
[0034](C)目標的優異性能可如下地實現:將馬氏體相中含有的C、N的含量調高，將鐵素體相中含有的C、N的含量調低，增大兩相中的C、N的含量之比。
[0035](D)關於擔負強度的馬氏體相，從在高強度範圍獲得更高的伸長率的觀點來看，C比N更起效。
[0036](E)為了使C大量在馬氏體相中固溶，所需的是，在二相域的最終熱處理中的加熱保持時，增加C在奧氏體相中的供給量。粗大的碳化物不僅降低伸長率，而且由於最終熱處理中的固溶需要長時間，奧氏體相中的C供給減少。因此，有效的是，在最終熱處理之前將碳化物微細化，使得在最終熱處理時碳化物容易固溶。
[0037](F)碳化物的微細化通過使熱軋等中形成的粗大碳化物先固溶、然後調整析出來實現。
[0038](G)另一方面，復相馬氏體系不鏽鋼板通過晶粒微細化使強度和伸長率的平衡、疲勞特性提高。對於晶粒微細化，在更低溫度下的兩相化退火是有效的，含有奧氏體穩定化元素Mn、Ni或Cu時，高溫下的二相域擴大，可以從更低溫度開始淬火，因而有助於晶粒微細化。另外，抑制晶粒生長的析出物的構成元素Nb、V、Ti的含有對於晶粒微細化也是有效的。
[0039](H)根據本發明人等進行的實驗結果可以判明，對於在高強度範圍獲得高的伸長率，奧氏體穩定化元素Mn最起效。
[0040]將以高C、Mn的成分為基本的馬氏體系不鏽鋼作為原材料，研究化學組成、熱處理條件對於穩定獲得規定的高強度的影響，結果判明以下的兩點是重要的。
[0041](I)有效的是，利用在馬氏體相中固溶更大量的固溶強化元素來分擔高強度，以及利用減少固溶強化元素而擔負高伸長率的軟質的鐵素體相來分擔變形。
[0042](J)利用奧氏體穩定化元素Mn擴大通過熱處理(淬火)所進行的性能調整的溫度範圍(緩和強度調整範圍的傾斜度)是有效的。
[0043]通過進行如下的固溶化熱處理使上述(I)項成為可能，在最終冷軋之前在奧氏體單相域加熱保持使碳化物完全固溶，然後在低溫的鐵素體相域保持，由於固溶度的大幅降低，使得過飽和地固溶的C以碳化物形式微細地析出。該熱處理進行至最終冷軋即可，但作為熱軋後進行的固溶化熱處理來實施是簡便的。通過該熱處理，使碳化物微細地析出，固溶碳量變低，冷卻中的馬氏體相變被抑制，材料變得軟質。結果，此後的冷軋變得可能。通過冷軋，將低溫的鐵素體相域中微細析出的碳化物粉碎，還可以進一步微細化。由此，在最終熱處理的二相域保持中，微細的碳化物再固溶和分配，從而實現了上述(I)項。
[0044]以往的熱軋後的固溶化熱處理在鐵素體相域的上限溫度附近進行。該情況下，固溶變得不完全，因此粗大的碳化物殘留。另一方面，在奧氏體單相溫度範圍進行固溶化熱處理時，可以將粗大的碳化物固溶，但在冷卻時硬質的馬氏體相生成而成為高強度。結果不能實施此後的冷軋，因此以往不進行在奧氏體單相溫度範圍的固溶化熱處理。
[0045]關於上述(J)項，通過添加Mn，使二相域擴大到低溫側，在低溫下實施最終熱處理，由此也可實現晶粒微細化。
[0046]簡而言之，本發明使用以高C、Mn為基本的不鏽鋼，使其金相組織為硬質馬氏體相和軟質鐵素體相的復相，並將鐵素體相中存在的C量的平均值Cf與馬氏體相中存在的C量的平均值Cm之比(CM/CF)設定為5.0以上。由此，可以廉價地提供實現了高強度且成形性優異、疲勞特性也優異的不鏽鋼。
[0047]2.化學組成
[0048]本發明的不鏽鋼的化學組成如下所述。如上所述，％均為質量％。
[0049][C:0.1 ~0.4%]
[0050]C是廉價的，是最強力的侵入型固溶強化元素，並且是析出與Nb、V、Ti的化合物而抑制晶粒生長的有效元素。因此，C對於穩定地獲得本發明的目標性能有很大的影響，所以有必要控制其含量。為了充分發揮上述作用，C含量設定為0.1%以上。優選為0.11%以上，更優選為0.12%以上。然而，過量含有C時，與Cr形成粗大的碳化物，各種特性劣化。因此，C含量設定為0.4%以下。優選為0.38%以下，更優選為0.36%以下。
[0051][S1:2.0% 以下]
[0052]Si是有效的固溶強化合金元素，僅次於侵入型固溶強化元素。Si是鐵素體穩定化元素，考慮到與奧氏體穩定化元素的平衡而使之含有。另一方面，Si還作為熔煉時的脫氧劑使用，過量含有時，形成粗大的夾雜物，各種特性劣化。因此，Si含量設定為2.0%以下。Si含量優選為1.8%以下。另外，為了獲得上述效果，Si含量優選為0.1 %以上。
[0053][Mn:0.1 ~6.0% ]
[0054]Mn是奧氏體穩定化元素，擴大包括高溫下的奧氏體相和鐵素體相的二相域。由此，更低溫度下也能夠淬火，容易調整強度，並且由於淬火溫度的降低使晶粒微細化而還可以獲得高性能化。此外，作為低溫下淬火的效果，Mn通過降低鐵素體相的C、N的固溶度使伸長率提高，同時對於馬氏體相來說反之使C、N的固溶量增加而高強度化。結果，還可以同時提高高強度和伸長率。這樣，Mn在本發明中是實現重要作用的必須元素，Mn含量設定為
0.1%以上。優選為0.3%以上。然而，過量含有Mn時，形成粗大的化合物，各種特性劣化。因此，Mn含量設定為6.0%以下。Mn含量優選為5.6%以下。
[0055][Cr:10.0 ~28.0% ]
[0056]Cr是不鏽鋼的基本元素之一，為了獲得基本的耐蝕性，以10.0 %以上的量含有Cr。優選為10.2%以上。Cr是鐵素體穩定化元素，考慮到與奧氏體穩定化元素(例如Mn)的平衡而使之含有。然而，過量含有Cr時，得不到所需的強度，由於粗大的化合物的形成，伸長率和疲勞強度均降低。因此，Cr含量設定為28.0%以下。優選為26.0%以下。
[0057][N:0.17% 以下]
[0058]N是僅次於C的極強力的侵入型固溶強化元素，同時是通過使其與Nb、V、Ti的化合物析出而抑制晶粒生長的有效元素。然而，過量含有N時，熱加工性顯著劣化。因此，N含量設定為0.17%以下。優選為0.15%以下。另外，為了獲得上述效果，N含量優選為0.01%以上。
[0059]以下的元素是在本發明中能夠根據需要含有的任意元素。
[0060][選自N1:2%以下和Cu:2%以下中的一種或兩種]
[0061]N1、Cu均為奧氏體穩定化元素，擴大包括高溫下的奧氏體相和鐵素體相的二相域，能夠從更低溫度開始淬火。因此，為了補償Mn的效果，可以分別以2.0%以下的含量含有N1、Cu中的一者或兩者。N1、Cu的含量優選分別為1.8%以下。另外，為了獲得上述效果，N1、Cu含量均優選為0.1 %以上。
[0062][選自Nb:0.5%以下、V:0.5%以下和T1:0.5%以下中的一種或兩種以上]
[0063]Nb、V、Ti與C、N形成化合物，通過它們的釘扎效應來抑制晶粒的生長，因此為了晶粒微細化，可以含有它們中的一種或兩種以上。Nb、V、Ti的含量分別設定為0.5%以下，優選分別為0.4%以下。另外，為了獲得上述效果，Nb、V、Ti含量均優選為0.01 %以上。
[0064]上述以外的餘量是Fe和雜質。
[0065]3.金相組織
[0066][包括鐵素體相、馬氏體相和根據情況的按體積％計為5%以下的殘留奧氏體相的復相組織]
[0067]將金相組織設定為鐵素體相和馬氏體相的復相組織的理由是，軟質的鐵素體相分擔伸長率，而硬質的馬氏體相分擔強度，由此可以兼顧優異的伸長率和高強度，而且還可獲得優異的疲勞特性。在高溫二相域中，鐵素體相和奧氏體相相互抑制晶粒生長。此外，在本發明中，由於上述高溫二相域擴大到低溫側，能夠在更低溫度下淬火，通過晶粒的微細化還實現了特性的提聞。
[0068]上述復相組織通過最終熱處理來生成。然而，最終熱處理後也可以有一部分奧氏體相殘留。即，金相組織可以進一步含有殘留奧氏體。奧氏體相在高溫範圍存在，一般通過相變形成作為中間相的馬氏體相，但也有一部分不相變地維持到室溫的情況。一部分是指按體積％計為5%以下的比例，優選按體積％計為4%以下。
[0069]圖1為可包括在本發明中的12.5Cr-0.5Mn_C鋼的計算相圖。參照圖1來說明鐵素體相、奧氏體相、馬氏體相與C量的關係。
[0070]如圖1所示，鐵素體相(F)的固溶強化元素的C的固溶度小、是軟質的。與此相對，奧氏體相(A)的同是奧氏體穩定化元素的C的固溶度雖大，但熱處理後一般是比較軟質的。如圖1中具體所示，例如C量為0.15%、溫度達到一般工業上使用的1200°C的情況下，隨著溫度的降低，至約940°C為止是奧氏體單相(A)，至約830°C為止是奧氏體相和碳化物(A+M23C4)，至約790°C為止是奧氏體相、鐵素體相和碳化物(A+F+M23C4)，低於790°C的溫度下是鐵素體相和碳化物(F+M23C4)。即，高溫範圍下穩定的奧氏體相隨著低溫範圍下固溶的碳量的降低，形成碳化物並變化為鐵素體相。
[0071]其中，圖1所示為最終形成的穩定相。最終熱處理時，從高溫的奧氏體域快速冷卻的情況下，由奧氏體相生成含有超過固溶度的過飽和C量的馬氏體相。馬氏體相的固溶C量接近奧氏體相，所以主要由於C的固溶強化而是硬質的，有助於高強度化。作為高強度化的其他因素，還可舉出冷卻時的熱收縮伴隨的應變導致的強化。
[0072]在本發明中，為了形成鐵素體相和馬氏體相的復相組織，最終熱處理時，從溫度比奧氏體域低的鐵素體相和奧氏體相的二相域開始冷卻。由此，可以兼顧硬質馬氏體相獲得的高強度化和軟質鐵素體相獲得的伸長率。對鐵素體相和馬氏體相的比例沒有特別限制。任一者可以為主相。
[0073][鐵素體相中存在的C量的平均值Cf與馬氏體中存在的C量的平均值Cm之比(Cm/Cf):5.0 以上]
[0074]鐵素體相中存在的C量的平均值Cf與馬氏體中存在的C量的平均值Cm之比(Cm/Cf)為5.0以上時，伸長率和強度的平衡優異。以達到該比的方式將C分配於鐵素體相和馬氏體相時，能夠發揮軟質鐵素體相分擔的伸長率、硬質馬氏體相分擔的高強度。該CM/CF比優選為7.0以上。需要說明的是，該C量如下所述是指在馬氏體相或鐵素體相中固溶的C的濃度和除了對加工性有不良影響的粗大的碳化物以外的、在微細碳化物中含有的C的濃度之和。其中，能以5體積％以下存在的殘留奧氏體相的C濃度與馬氏體相基本上是同等的，因此在C濃度的論述中，關於殘留奧氏體相，用馬氏體相來代表。
[0075]鐵素體相、馬氏體相各自之中的C量使用EPMA分析。測定條件為:加速電壓:15kV，照射電流:2.5X10_8A，探針直徑:約2μπι左右，各點的測定時間為I秒以上。
[0076]利用EPMA的分析如下地實施:將電子束照射於包埋和研磨後的R.D.(軋制方向)平行截面，以測定點不重疊的方式進行線分析。測定點設為100點以上。此時，觀察到Iym以上的粗大析出物的測定點表示C量是異常的值，因此被排除。
[0077]統計各測定點的C量，按照從高到低的順序排列，排除上下各10個點的測定值，將剩餘的C量的測定值從上往下10個點的平均值設定為Cm、從下往上10個點的平均值設定為CF。這樣測定平均值CM、CF是因為，用光學顯微鏡等簡便的顯微組織觀察難以正確判斷晶粒是哪一個相，因此任意測定100個點以上的多個點並根據測定結果來判斷是可靠的。
[0078]另外，將經過統計的測定值的上下各10個點排除的理由是，雖然在表面觀察不到析出物、但內部存在粗大的析出物的情況下，顯示異常的值並成為測定誤差。即，與在表面進行觀察的情況同樣，內部存在碳化物的情況下，C量異常增高。另外，碳化物以外的析出物例如氮化物、硫化物等存在時，C量反而異常變低。通過排除上下各10個點，可以實質上排除這些異常情況的C量的影響。
[0079][復相組織的平均晶體粒徑:10μ m以下]
[0080]本發明的不鏽鋼的平均晶體粒徑優選為10 μ m以下，因為通過微細化可獲得優異的伸長率和強度的平衡、疲勞特性。復相組織的平均晶體粒徑進一步優選為9.6 μ m以下。
[0081]4.不鏽鋼的製造方法
[0082]該製造方法對具有上述化學組成的不鏽鋼組合實施至少各一次的熱加工和冷加工以及此後的熱處理，然後進行加工成製品形狀的最終冷加工、用於調整性能的最終熱處理。
[0083]在本發明中，在最終冷加工之前，實施在奧氏體單相域加熱保持10分鐘以上、然後在鐵素體單相域加熱保持I分鐘以上的熱處理，進行上述最終冷加工，此後進行如下的最終熱處理，在800~1000°C的範圍內的鐵素體相和奧氏體相的二相域加熱保持10秒鐘以上，然後以l°c /秒以上的冷卻速度冷卻到至少600°C。
[0084]代表性工序如圖2的(b)所示。
[0085]熱軋(組織控制、減厚)一固溶化熱處理(C、N的固溶及析出物的調整)一[冷軋(減厚)一熱處理(軟化、組織控制)]—最終冷軋(減厚至製品板厚)一最終熱處理=淬火(調整性能、組織控制)
[0086]熱軋和冷軋根據常法實施即可。以下，將在奧氏體單相域加熱保持10分鐘以上、然後在鐵素體單相域加熱保持I分鐘以上的工序稱為固溶化熱處理，將最終的冷加工工序和熱處理工序稱為最終冷加工、最終熱處理，其他的冷加工和熱處理工序簡稱為冷加工、熱處理。在本發明中，如上所述地規定固溶化熱處理、最終熱處理的條件。
[0087][固溶化熱處理]
[0088]以往的固溶化熱處理一般在鐵素體單相域實施，有時也在鐵素體和奧氏體二相域實施。在本發明中，如下地實施固溶化熱處理，在奧氏體單相域加熱保持10分鐘以上，然後在鐵素體單相域加熱保持I分鐘以上。
[0089]首先，在奧氏體單相域加熱保持是因為，奧氏體相中的侵入型強化元素(C、N)的固溶度一般顯著大於鐵素體相。如果保持時間為10分鐘以上，這些元素大致完全固溶，因此在該溫度範圍加熱保持10分鐘以上。然而，熱軋後存在粗大的碳化物和氮化物時，優選進一步提高加熱溫度和/或進一步延長保持時間。保持時間優選為30分鐘以上。
[0090]接著，在鐵素體單相域加熱保持是為了使碳化物微細地析出，以便在最終熱處理時促進碳化物的溶解而使更多的碳在奧氏體相中固溶。由此，可以使材料軟化，減低此後的以減厚為目的的加工的負荷。如上所述，始於奧氏體單相域的冷卻使材料相變為馬氏體相而硬化，所以此後的冷軋變得不可能。與此相對，在鐵素體單相域的加熱保持，由於固溶度的大幅降低，使過飽和固溶的C、N在鐵素體相中以化合物形式析出，抑制硬質馬氏體相的生成，所以此後的冷軋變得可能。在鐵素體單相域的保持時間設定為I分鐘以上。然而，高濃度地含有侵入型元素的情況下，在鐵素體單相域長時間保持時，招致粗大化合物的析出，因此保持時間優選為60分鐘以下。鐵素體單相域的加熱保持可以在奧氏體單相域的加熱後直接連續實施，或者可以先冷卻到室溫之後實施。另外，連續實施的情況下，也可以先使溫度降低到低於鐵素體單相域的加熱溫度的溫度，提高C的過飽和度，形成碳化物的析出位點，然後升溫而保持為目標加熱溫度。
[0091]上述奧氏體單相域加熱一鐵素體單相域加熱的固溶化熱處理可以在最終冷軋前的任何熱處理時進行。通常作為熱軋後的固溶化熱處理進行是有效的。
[0092]另一方面，原理上也可以在最終冷加工後的最終熱處理時進行上述熱處理。即進行如下的最終熱處理的方法，先在奧氏體單相域加熱將碳化物等完全固溶之後，在鐵素體相和奧氏體相的二相域溫度下保持。然而，加熱至高溫的奧氏體單相域的情況下，無法避免晶粒的粗大化。另外，冷卻至鐵素體相和奧氏體相的二相域溫度時，形成鐵素體相的相變溫度降低，存在實際操作中需要高度的溫度控制的問題。
[0093][最終熱處理]
[0094]在最終冷軋之後進行的最終熱處理為了淬火而進行。該最終熱處理如下地進行，在800~1000°C的溫度範圍、且在鐵素體相和奧氏體相的二相域內的溫度下加熱保持10秒鐘以上，然後以l°c /秒以上的冷卻速度冷卻到至少600°C。
[0095]最終冷軋後在800°C以上且1000°C以下的鐵素體相和奧氏體相的二相域加熱保持10秒鐘以上、然後以1°C /秒以上的冷卻速度冷卻到至少600°C的理由是，通過始於高溫的二相域的熱處理(淬火)，如上所述地獲得了優異的特性。最終熱處理溫度高於1000°c或者處於奧氏體單相域時，伸長率降低而加工性劣化，疲勞特性也劣化。為了通過加熱保持將材料的組織復相化、使微細的碳化物溶解以使碳在奧氏體相中固溶，最終熱處理的保持時間設定為10秒鐘以上。保持時間優選為30秒鐘以上。
[0096]將加熱後的冷卻速度設定為TC /秒以上是為了抑制冷卻中的粗大化合物的析出，獲得硬質的馬氏體相。該冷卻速度優選為3°C/秒以上。為了獲得穩定的特性，優選維持上述冷卻速度直到原理上馬氏體相變結束的200°C左右。然而，工業設備的情況下，直至該溫度範圍的控制很難，為了抑制粗大的碳化物析出，保持至達到600°C。即，從加熱溫度到600°C的平均冷卻速度為1°C /秒以上即可，優選為3°C /秒以上。
[0097][其他的工序]
[0098]在最終冷軋之前，可以根據需要實施冷軋和鐵素體單相域的熱處理(退火)。這些冷軋和熱處理可以省略，或者可以實施2次以上。後者的情況下，優選在各冷軋之後每次都進行熱處理。
[0099]在鐵素體單相域進行熱處理是為了避免由於相變為硬質馬氏體相而使此後的冷軋變得困難。
[0100]進行鐵素體單相域的熱處理之後，實施最終冷軋，減厚至製品板厚。該冷軋也使析出物微細化。因此，最終冷軋的壓下率適宜為30%以上，更優選為50%以上。
[0101]實施例
[0102]參照實施例來更具體說明本發明。
[0103]準備具有表1所示的化學組成的本發明鋼A~K和比較鋼L~P的小型鑄錠。
[0104][表 I]
[0105]
【權利要求】
1.一種不鏽鋼，其特徵在於，該不鏽鋼具有: 化學組成，按質量％計含有C:0.1~0.4 %、S1:2.0%以下、Mn:0.1~6.0 %、Cr:10.0~28.0%、N:0.17%以下，餘量由Fe和雜質組成；以及 金相組織，由包括鐵素體相和馬氏體相的復相組織構成或者由包括鐵素體相、馬氏體相和按體積％計為5%以下的殘留奧氏體相的復相組織構成，且將鐵素體相中存在的C量的平均值表示為Cf、將馬氏體相中存在的C量的平均值表示為Cm時，滿足CM/CF ^ 5.0的關係O
2.根據權利要求1所述的不鏽鋼，其中，所述復相組織的平均晶體粒徑為1ym以下。
3.根據權利要求1或2所述的不鏽鋼，其中，所述化學組成按質量％計進一步含有選自N1:2%以下、Cu:2%以下、Nb:0.5%以下、V:0.5%以下和T1:0.5%以下中的一種或兩種以上。
4.一種不鏽鋼的製造方法，其特徵在於，該製造方法包括對具有權利要求1或3所述的化學組成的不鏽鋼實施至少各一次的熱加工和冷加工以及此後的熱處理，然後進行加工成製品形狀的最終冷加工和此後的用於調整性能的最終熱處理， 在所述最終冷加工之前，實施在奧氏體單相域加熱保持10分鐘以上、然後在鐵素體單相域加熱保持I分鐘以上的熱處理；以及 如下地進行所述最終冷加工之後的所述最終熱處理，在800~100CTC的範圍內的鐵素體相和奧氏體相的二相域的溫度下加熱保持10秒鐘以上，然後以1°C /秒以上的冷卻速度冷卻到至少600°C。
【文檔編號】C22C38/38GK104080936SQ201280068286
【公開日】2014年10月1日 申請日期:2012年10月22日 優先權日:2011年11月28日
【發明者】安達和彥, 前田尚志, 澀谷將行, 藤澤一芳, 福村雄一 申請人:新日鐵住金株式會社