(57)【要約】【課題】自動車排気部品、特にターボチャージャー用部品として適合する耐熱性および高温摺動性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板ならびに排気部品および前記鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】化学組成が質量%で、Ｃ：0.005〜0.3%、Si：0.1〜5.0%、Mn：0.1〜12.0%、Ｐ：0.01〜0.05%、Ｓ：0.0001〜0.01%、Ni：5.0〜15.0%、Cr：15.0〜25.0%、Ｎ：0.005〜0.4%、Al：0.001〜0.5%、Cu：0.05〜4.0%、Mo：0.01〜2.0%、Ｖ：0.01〜1.0%、Ti：0〜0.3%、Ｎｂ：0〜0.3%、Ｂ：0〜0.0050%、Ca：0〜0.01%、Ｗ：0〜3.0%、Zr：0〜0.3%、Sn：0〜0.5%、Co：0〜0.3%、Mg：0〜0.01%、Sb：0〜0.5%、REM：0〜0.20%、Ga：0〜0.3%、Ta：0〜1.0%、残部：Feおよび不可避的不純物であり、表面粗さRzが0.1μｍ以下である排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．３％、
Ｓｉ：０．１〜５．０％、
Ｍｎ：０．１〜１２．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎｉ：５．０〜１５．０％、
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
Ｎ：０．００５〜０．４％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｃｕ：０．０５〜４．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
Ｎｂ：０〜０．３％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｚｒ：０〜０．３％、
Ｓｎ：０〜０．５％、
Ｃｏ：０〜０．３％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｓｂ：０〜０．５％、
ＲＥＭ：０〜０．２０％、
Ｇａ：０〜０．３％、
Ｔａ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
表面粗さＲｚが０．１μｍ以下である、排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、および
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｗ：０．１〜３．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５％、
Ｃｏ：０．０３〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｓｂ：０．００５〜０．５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、
Ｇａ：０．０００２〜０．３％、および
Ｔａ：０．００１〜１．０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または２に記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項４】
８５０℃大気中、荷重５．０Ｎ、距離２０ｍのピンオンディスク法摩擦摩耗試験後の摩耗痕深さが７．０μｍ以下である、
請求項１〜３のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項５】
大気雰囲気において８５０℃の温度で６０分保持した後の前記鋼板の表面に形成したスケールの表面粗さＲｚが０．５μｍ以上である、
請求項１〜４のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項６】
大気雰囲気において８５０℃の温度で６０分保持した後の前記鋼板の表面硬さがビッカース硬さで１６０以上である、
請求項１〜５のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項７】
下記式（ｉ）を満足する、請求項１〜６のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
ＨＶａａ／ＨＶｂａ≧１．０１・・・（ｉ）
ただし、上記（ｉ）式中の各記号は以下を意味する。
ＨＶａａ：大気雰囲気において８５０℃、６０分時効後における表面のビッカース硬さ
ＨＶｂａ：時効前における表面のビッカース硬さ
【請求項８】
ターボチャージャー用途である、請求項１〜７のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【請求項９】
請求項１〜７のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いた排気部品。
【請求項１０】
請求項１〜７のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、
（ａ）請求項１〜３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を溶製し、その後鋳造によりスラブを作製し、作製した前記スラブに熱間圧延を行ない、熱延板とする工程と、
（ｂ）前記熱延板に冷間圧延を行ない、冷延板とする工程と
を有し、
前記（ｂ）の工程において、冷間圧延の最終パスに使用する圧延ロールの粗さを＃６０以上とする、排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項１１】
（ｃ）前記（ｂ）の冷延板に焼鈍および酸洗処理を施す工程と
（ｄ）前記（ｃ）の工程の後に、調質圧延工程または＃６０以上での研磨工程を実施する工程とを、さらに有する、
請求項１０に記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板および排気部品ならびに前記鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車部品の中でも、排気部品は高温の排気ガスを安定的に通気させる必要がある。加えて、排気部品は、排気ガスが冷却されて生じる凝縮水により激しく腐食が進む環境で使用される。このため、排気部品には耐酸化性、高温強度、熱疲労特性等の耐熱性、耐食性に優れた材料が使用されている。
【０００３】
また、近年では環境負荷低減の観点から、自動車において環境に配慮された製品設計が進められている。例えば、上記製品設計では、排気ガスの浄化、車体軽量化による燃費性能の向上、およびダウンサイジングといったエンジン性能の向上等が要求されている。
【０００４】
ところで、排気部品には多様な種類がある。具体的には、排気マニホールド、フロントパイプ、センターパイプ、マフラー、排気ガス浄化部品が一例として挙げられる。また、近年では上述のダウンサイジングの観点から、ターボチャージャーのような過給機が自動車に搭載されるケースが増えており、このようなターボチャージャーも排気部品に含まれる。
【０００５】
上記ターボチャージャーを搭載する場合、通気する排気ガスの温度が上昇することが指摘されている。具体的には、従来９００℃程度であった排気ガス温度が１０００℃程度まで上昇することも見込まれている。この場合、部品に適用される材料の温度は従来８００℃程度であったものが９００℃程度まで上昇する。このような中、ターボチャージャーおよびエンジン直下に据付けられる排気マニホールド等の排気部品にはより一層の耐熱性の向上が求められている。
【０００６】
上述のターボチャージャーは、内部構造、耐熱信頼性および過給効率の観点から主として耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。例えば、特許文献１にはターボチャージャー部品に適用可能な高強度で耐酸化性に優れた耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。また、特許文献２にはターボチャージャー部品のうち、バックプレートに適した耐熱性と表面平滑性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
【０００７】
ターボチャージャー部品の中でも高温無潤滑下で繰り返し摩擦するような部品は、接触している部品同士で磨耗および凝着が生じる場合がある。この場合、ターボチャージャー内で排気ガスの流量を調整するためのベーンの開閉に不具合が生じる場合がある。この結果、ターボチャージャー内でガス流れ不良が生じ、部品の破損等を生じることが考えられる。このため、上記部品には高温での耐摩擦および耐摩耗特性である高温摺動性についても要求される。
【０００８】
上記の高温摺動性を確保する観点から、ターボチャージャー部品には、表面を硬質化するための表面処理を施すことがある。
【０００９】
特許文献３には、ターボチャージャー用素材として用いられるＳＵＳ３１０Ｓ（２５％Ｃｒ−２０％Ｎｉ）の母材表面に、浸炭処理または浸窒処理を施して摩耗量を低減させた表面改質材料が開示されている。
【００１０】
また、特許文献４には、高Ｃｒ−高Ｎｉ鋼を母材として、主にＡｌ粉およびＳｉ粉からなる混合粉中に母材を埋没させて、熱処理をするアルミナイズ法と呼ばれる表面処理方法が開示されている。
【００１１】
また、特許文献５では、加工性の指標である穴拡げ性が良好で、かつ高温摺動性に優れた、ターボチャージャーノズル部品用の耐熱オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。
【００１２】
特許文献６には、表面処理を必要としないＦｅ−Ｃｒ−Ｃｏ−Ｓｉ系マルテンサイト鋳鋼が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】国際公開第２０１４／１５７６５５号
【特許文献２】特開２０１７−１４５３８号公報
【特許文献３】特開２００８−１５０７０６号公報
【特許文献４】特開２００３−１２９２１７号公報
【特許文献５】特開２０１７−８８９２８号公報
【特許文献６】特表２００５−５３９１３８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上述のようにターボチャージャーに使用される部品には、耐熱性だけでなく高温無潤滑下で繰り返し摩擦することが想定されることから、部品同士の磨耗および凝着を抑制する必要がある。このため、上記部品には、高温摺動性が要求される。
【００１５】
特許文献１および２で開示された鋼では、ターボチャージャー部品に必要とされる高温摺動性の検討がなされていない。また、特許文献３および４で開示された表面処理方法はハロゲンガスを使用するなど特別な設備が必要であるため製造コストが増加するという問題がある。
【００１６】
また、特許文献５では、高温摺動性について検討がなされているが、例えば、高温摺動性に影響を与える、使用環境下で形成するスケールについては十分に検討されているとはいえない。
【００１７】
また、特許文献６で開示された鋳鋼では、排気ガス環境で表面が若干酸化するにより自己潤滑が生じる。このため、特許文献６で開示された鋳鋼は部品同士の凝着またはつまりを抑制することができる。しかしながら、自己潤滑機能を有するスケールが剥離してしまうと再度スケールが形成されるまでに摩耗が進み、高温摺動性が低下する場合がある。特許文献６で開示された鋳鋼は、使用時のスケールについて検討しているものの、２％以上という高い含有量のＣｏを必須元素としているため、製造コストが増加するという問題がある。また、特許文献６に開示されている鋳鋼はマルテンサイト組織であり、硬質である。このため部品加工性が悪いという問題もある。
【００１８】
本発明は、上記の問題を解決し、自動車排気部品、特にターボチャージャー用部品として適合する耐熱性および高温摺動性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板および排気部品ならびに排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
【００１９】
なお、本発明は、ターボチャージャー用部品におけるノズルベーン式ターボチャージャー内部の精密部品を主に対象とする。そして、前述の内部の精密部品として、例えば、排気ガスの流速および流量を調整するための、ノズルマウント、ノズルプレート、ノズルリング、ノズルベーン、ドライブリング、ドライブレバー、シュラウドといった精密部品から構成されるノズル部品が挙げられる。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板および排気部品ならびに排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法を要旨とする。
【００２１】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００５〜０．３％、
Ｓｉ：０．１〜５．０％、
Ｍｎ：０．１〜１２．０％、
Ｐ：０．０１〜０．０５％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎｉ：５．０〜１５．０％、
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％、
Ｎ：０．００５〜０．４％、
Ａｌ：０．００１〜０．５％、
Ｃｕ：０．０５〜４．０％、
Ｍｏ：０．０１〜２．０％、
Ｖ：０．０１〜１．０％、
Ｔｉ：０〜０．３％、
Ｎｂ：０〜０．３％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｗ：０〜３．０％、
Ｚｒ：０〜０．３％、
Ｓｎ：０〜０．５％、
Ｃｏ：０〜０．３％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｓｂ：０〜０．５％、
ＲＥＭ：０〜０．２０％、
Ｇａ：０〜０．３％、
Ｔａ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物であり、
表面粗さＲｚが０．１μｍ以下である、排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２２】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％、および
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２３】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｗ：０．１〜３．０％、
Ｚｒ：０．０５〜０．３％、
Ｓｎ：０．０１〜０．５％、
Ｃｏ：０．０３〜０．３％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．０１％、
Ｓｂ：０．００５〜０．５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．２０％、
Ｇａ：０．０００２〜０．３％、および
Ｔａ：０．００１〜１．０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２４】
（４）８５０℃大気中、荷重５．０Ｎ、距離２０ｍのピンオンディスク法摩擦摩耗試験後の摩耗痕深さが７．０μｍ以下である、
上記（１）〜（３）のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２５】
（５）大気雰囲気において８５０℃の温度で６０分保持した後の前記鋼板の表面に形成したスケールの表面粗さＲｚが０．５μｍ以上である、
上記（１）〜（４）のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２６】
（６）大気雰囲気において８５０℃の温度で６０分保持した後の前記鋼板の表面硬さがビッカース硬さで１６０以上である、
上記（１）〜（５）のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２７】
（７）下記式（ｉ）を満足する、上記（１）〜（６）のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
ＨＶａａ／ＨＶｂａ≧１．０１・・・（ｉ）
ただし、上記（ｉ）式中の各記号は以下を意味する。
ＨＶａａ：大気雰囲気において８５０℃、６０分時効後における表面のビッカース硬さ
ＨＶｂａ：時効前における表面のビッカース硬さ
【００２８】
（８）ターボチャージャー用途である、上記（１）〜（７）のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板。
【００２９】
（９）上記（１）〜（７）のいずれかに記載のステンレス鋼板を用いた排気部品。
【００３０】
（１０）上記（１）〜（７）のいずれかに記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板を製造する方法であって、
（ａ）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を溶製し、その後鋳造によりスラブを作製し、作製した前記スラブに熱間圧延を行ない、熱延板とする工程と、
（ｂ）前記熱延板に冷間圧延を行ない、冷延板とする工程と
を有し、
前記（ｂ）の工程において、冷間圧延の最終パスに使用する圧延ロールの粗さを＃６０以上とする、排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００３１】
（１１）（ｃ）前記（ｂ）の冷延板に焼鈍および酸洗処理を施す工程と
（ｄ）前記（ｃ）の工程の後に、ひずみ量１〜３％の調質圧延工程または＃６０以上での研磨工程を、さらに有する、
上記（１０）に記載の排気部品用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００３２】
本発明によれば、自動車排気部品、特にターボチャージャー用部品として適合する耐熱性および高温摺動性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を得ることが可能になる。
【発明を実施するための形態】
【００３３】
本発明者らは、ターボチャージャー部品用鋼板に必要とされる高温摺動性について検討を行なったところ、以下（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００３４】
（ａ）ターボチャージャー部品は高温で使用されるため、部品の表面にスケールが形成する。形成するスケールによっては、部品同士が擦れ合う際に相手摺動面に移着し、摩擦係数を下げる、いわゆる自己潤滑作用が働く。この結果、高温摺動性を向上させることができるため、適切に鋼板の組成を制御し、自己潤滑作用を有するスケールを形成させることが好ましい。
【００３５】
（ｂ）自己潤滑作用を有するスケールであっても、使用時間が長時間化するなどの要因から、部品表面の一部で形成していたスケールが剥離する場合がある。その結果、スケールが剥離した部分では、高温摺動性が低下する場合がある。このため、使用開始時、つまりスケール形成初期においては密着性の良好なスケールを形成させ、スケールの剥離が極力生じないようにするのが望ましい。密着性の良好なスケールを形成させるためには、鋼板の表面性状を適切に制御する必要がある。特に、鋼板の二次元表面粗さの指標の一つである最大高さ粗さＲｚ（以下、「表面粗さＲｚ」と記載する。）が０．１μｍ以下であると、密着性の良好なスケールとなる。
【００３６】
（ｃ）また、仮に、形成したスケールが剥離した部分が生じても、再度、短時間でスケールを形成させることができれば、高温摺動性の低下を回避できる。
【００３７】
（ｄ）ＭｎおよびＣｕは、母材からスケールが剥離した部分においてスケールを再度形成させる効果（以下、「自己修復機能」と記載する。）が高い。これは、ＭｎおよびＣｕが母材からスケールへ拡散する（「外方拡散」ともいう。）速度が速いためであると考えられる。
【００３８】
（ｅ）ＭｎおよびＣｕに起因するスケールの自己修復機能を高めるために、製造段階において、鋼板に適切な量のひずみを付与することが効果的である。これは、鋼板内に導入されたひずみが鋼の自己修復機能を発現させるＭｎおよびＣｕの外方拡散を促進するためである。
【００３９】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００４０】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００４１】
Ｃ：０．００５〜０．３％
Ｃは、オーステナイト組織を形成させ、高温強度、および高温摺動性に影響を与える高温硬さを確保するために必要な元素である。また、高温摺動性向上のためにも必要であることから、Ｃ含有量は０．００５％以上とする。しかしながら、Ｃを過度に含有させると、加工硬化が過大となる。加えて、過剰なＣは、Ｃｒ炭化物を形成させ、耐食性と粒界腐食性とを低下させる。この結果、冷延焼鈍板の酸洗時において粒界浸食溝が形成し、表面粗さＲｚが粗くなる。また、溶接部の粒界腐食性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．３％以下とする。
【００４２】
熱間加工性、高温摺動性、および製造コストの観点から、Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．２％以下であるのが好ましい。Ｃ含有量は０．０５％以上であるのがより好ましく、０．１９％以下であるのがより好ましい。
【００４３】
Ｓｉ：０．１〜５．０％
Ｓｉは、脱酸元素として作用する。また、Ｓｉが内部酸化することで、スケール剥離性および高温摺動性が向上する。加えて、Ｓｉの内部酸化は、高温強度および高温硬さの向上をもたらす。このため、Ｓｉ含有量は０．１％以上とする。高温硬さおよび高温摺動性を、より高めたい場合には、Ｓｉ含有量は１．５％以上であるのが好ましい。
【００４４】
しかしながら、Ｓｉを、５．０％を超えて含有させると鋼板が過度に硬質化し、部品加工性および製造性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は５．０％以下とする。製造コスト、酸洗性、および溶接時の凝固割れ性の観点からは、Ｓｉ含有量は３．８％以下であるのが好ましい。
【００４５】
Ｍｎ：０．１〜１２．０％
Ｍｎは、脱酸元素として利用する。加えて、Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、スケール密着性を向上させる効果を有する。また、Ｍｎを含有させることにより、スケールに自己潤滑作用および自己修復機能が付与されるので、高温摺動性の向上に繋がる。このため、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。
【００４６】
しかしながら、Ｍｎを、１２．０％を超えて含有させると、加工硬化が大きくなるため部品加工性が悪くなる。加えて、介在物清浄性および酸洗性が著しく低下し、製品表面が粗くなる。このため、Ｍｎ含有量は１２．０％以下とする。そして、密着性のよいスケール、スケールの自己潤滑、および自己修復機能を利用して高温摺動性をさらに向上させるという観点から、Ｍｎ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、２．０％以上であるのがより好ましい。一方、酸洗性および製造コストの観点から、Ｍｎ含有量は１０．０％以下であるのが好ましく、４．０％以下であるのがより好ましい。
【００４７】
Ｐ：０．０１〜０．０５％
Ｐは、製造時における熱間加工性および凝固割れを助長する元素である。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は少ない方が好ましいが、Ｐの過度な低減は精錬コストを上昇させる。このため、Ｐ含有量は０．０１％以上とする。さらに、製造コストを低下させる観点から、Ｐ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．０４％以下であるのが好ましい。
【００４８】
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、熱間加工性および耐食性を低下させる元素である。また、粗大な硫化物（ＭｎＳ）が形成されると、鋼板の介在物清浄性が著しく低下する。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。しかしながら、Ｓの過度な低減は、精錬コストの増加に繋がる。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。耐酸化性および製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下であるのがより好ましい。
【００４９】
Ｎｉ：５．０〜１５．０％
Ｎｉはオーステナイト安定化元素である。また、耐食性および耐酸化性を向上させる元素でもある。加えて、Ｎｉは組織を細粒化する効果も有するが、Ｎｉ含有量が５．０％未満では結晶粒の粗大化が顕著に生じてしまう。このため、Ｎｉ含有量は５．０％以上とする。高温強度、耐食性、および製造性の観点から、Ｎｉ含有量は１０．０％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｎｉの過度な含有は、製造コストを増加させ、素材を硬質化させる。このため、Ｎｉ含有量は１５．０％以下とし、１４．０％以下が好ましい。
【００５０】
Ｃｒ：１５．０〜２５．０％
Ｃｒは、耐食性、耐酸化性、および高温摺動性を向上させる元素である。そして、排気部品環境において異常酸化を抑制する観点から、Ｃｒ含有量は１５．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒの過度な含有は、素材を硬質化させる他、製造コストを増加させる。このため、Ｃｒ含有量は２５．０％以下とする。さらに、加工性、製造性、および製造コストの観点から、Ｃｒ含有量は１７．０％以上であるのが好ましく、２４．０％以下であるのが好ましい。
【００５１】
Ｎ：０．００５〜０．４％
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイトを安定化させる。また、高温強度、高温硬さおよび高温摺動性を向上させるために有効な元素である。特に、固溶強化元素として作用することで、Ｎは高温強度を向上させる。このため、Ｎ含有量は０．００５％以上とする。
【００５２】
しかしながら、Ｎを、０．４％を超えて含有させると、常温材質が著しく硬質化する。この結果、鋼板製造時の冷間加工性が劣化し、部品加工性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．４％以下とする。高温摺動性を向上させる上では、Ｎ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％超であるのがより好ましい。一方、溶接時におけるピンホールおよび溶接部の粒界腐食を抑制する観点から、Ｎ含有量は０．３％以下であるのが好ましい。
【００５３】
Ａｌ：０．００１〜０．５％
Ａｌは、脱酸元素として作用し、介在物清浄性を向上させる。加えて、Ａｌは酸化スケールの剥離を抑制し、微量内部酸化により高温摺動性を向上させる。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。しかしながら、Ａｌはフェライト生成元素であり、０．５％を超えて含有させると、オーステナイト組織の安定性を低下させる。さらに、Ａｌの過度の含有は、酸洗性を低下させるばかりか、却って介在物の量が多くなるため、表面粗さを増加させる。このため、Ａｌ含有量は０．５％以下とする。
【００５４】
なお、精錬コストおよび表面性状の観点から、Ａｌ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．３％以下であるのが好ましい。さらに、熱間加工性の観点から、Ａｌ含有量は０．０４％以上であるのが好ましく、０．１％以下であるのが好ましい。
【００５５】
Ｃｕ：０．０５〜４．０％
Ｃｕは、オーステナイトを安定化させ、耐酸化性の向上にも有効な元素である。また、Ｃｕはスケールに自己潤滑作用および自己修復機能を与え、高温摺動性を向上させる。このため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とする。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、逆に、耐酸化性を低下させ、加えて、製造性も低下させる。このため、Ｃｕ含有量は４．０％以下とする。耐食性および製造性の観点から、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、３．０％以下であるのが好ましい。Ｃｕ含有量は０．２％以上であるのがより好ましく、２．８％以下であるのがより好ましい。
【００５６】
Ｍｏ：０．０１〜２．０％
Ｍｏは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｍｏは高温強度および高温硬さを向上させる効果を有する。Ｍｏを含有させれば、固溶強化に加え、Ｍｏ炭化物を析出させることによる析出強化が生じる。また、析出物の形成により、耐摩耗性についても向上させることができる。このため、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｍｏは高価な元素であり、過度に含有させると製造コストが増加する。このため、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。上記析出物による強化安定性および介在物清浄度の観点から、Ｍｏ含有量は０．２％以上であるのが好ましく、１．７％以下であるのが好ましい。
【００５７】
Ｖ：０．０１〜１．０％
Ｖは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｖは炭化物を形成し高温強度および高温時における耐摩耗性を向上させる。このため、Ｖ含有量は０．０１％以上とする。しかしながら、Ｖの過度な含有は、製造コストを増加させることに加えて、異常酸化限界温度を低下させる。このため、Ｖ含有量は１．０％以下とする。製造性および介在物清浄度の観点から、Ｖ含有量は０．０５％以上であることが好ましく、０．８％以下であるのが好ましい。
【００５８】
本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼板には、上記成分のほかに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
【００５９】
Ｔｉ：０〜０．３％
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合して耐食性および耐粒界腐食性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを、０．３％を超えて含有させると、鋳造段階でのノズル詰まりが生じ易くなり、製造性を著しく低下させる。また、粗大なＴｉ炭窒化物が形成すると、部品加工性を低下させる。このため、Ｔｉ含有量を０．３％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。なお、高温強度、溶接部の粒界腐食性および製造コストの観点から、Ｔｉ含有量は０．０１％以上であるのがより好ましく、０．２％以下であるのがより好ましい。
【００６０】
Ｎｂ：０〜０．３％
Ｎｂは、Ｔｉと同様にＣ、Ｎと結合して耐食性および耐粒界腐食性を向上させる。加えて、Ｎｂは高温強度を向上させる元素でもある。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを、０．３％を超えて含有させると、熱間加工性が著しく低下する。また、粗大なＮｂ炭窒化物が形成すると、部品加工性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．３％以下とする。一方、上記効果を得るためにはＮｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。高温強度、溶接部の粒界腐食性および製造コストの観点から、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのがより好ましく、０．１５％未満であるのが好ましい。
【００６１】
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂは、熱間加工性を向上させる元素であり、常温での加工硬化を抑制するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過度に含有させると、ホウ炭化物の形成が生じる。これにより、鋼板の介在物清浄度および粒界腐食性が低下する。このため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。精錬コストおよび延性の観点から、Ｂ含有量は０．０００３％以上であるのがより好ましく、０．００２％以下であるのが好ましい。
【００６２】
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｃａは、脱硫のため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、０．０１％を超えて含有させると、水溶性の介在物ＣａＳが形成する。この結果、鋼板の介在物清浄性および耐食性が著しく低下する。このため、Ｃａ含有量は０．０１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。さらに、製造性および表面性状の観点から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上であるのがより好ましく、０．００３０％以下であるのが好ましい。
【００６３】
また、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼には、上記成分のほかに、さらにＷ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｍｇ、Ｓｂ、ＲＥＭ、Ｇａ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｂｉから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
【００６４】
Ｗ：０〜３．０％
Ｗは、高温強度および耐食性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを、３．０％を超えて含有させると、硬質化、製造時の靭性劣化、および製造コスト増加につながる。このため、Ｗ含有量は３．０％以下とする。さらに、製造性および精錬コストの観点から、Ｗ含有量は２．０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
【００６５】
Ｚｒ：０〜０．３％
Ｚｒは、ＣまたはＮと結合して溶接部の粒界腐食性および耐酸化性を向上させる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを、０．３％を超えて含有させると、製造性の著しい低下、および製造コストの増加を招く。このため、Ｚｒ含有量は０．３％以下とする。製造性および精錬コストの観点から、Ｚｒ含有量は０．１％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０５％以上であるのが好ましい。
【００６６】
Ｓｎ：０〜０．５％
Ｓｎは、耐食性と高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを、０．５％を超えて含有させると、製造時にスラブ割れが生じる場合がある。このため、Ｓｎ含有量は０．５％以下とする。さらに、製造性および精錬コストの観点から、Ｓｎ含有量は０．３％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましく、０．０５％以上であるのがさらに好ましい。
【００６７】
Ｃｏ：０〜０．３％
Ｃｏは、高温強度の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを、０．３％を超えて含有させると、鋼板の硬質化、製造時における靭性の低下、および製造コストの増加につながる。このため、Ｃｏ含有量は０．３％以下とする。製造性および精錬コストを考慮すると、Ｃｏ含有量は０．１％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０３％以上であるのが好ましい。
【００６８】
Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇは、脱酸元素として添加させる場合がある。また、Ｍｇは酸化物がスラブ組織を微細化または分散化することで、組織を微細化し、介在物清浄性の向上に寄与する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過度に含有させると、溶接性および耐食性が低下する。また、Ｍｇの粗大な介在物が形成することで、部品加工性が低下する。このため、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。精錬コストを考慮すると、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましく、０．００５％以下であるのが好ましい。
【００６９】
Ｓｂ：０〜０．５％
Ｓｂは、粒界に偏析して高温強度を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂを、０．５％を超えて含有させると偏析が生じ、溶接時に割れが発生する。このため、Ｓｂ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｓｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。高温特性、靭性および製造コストを考慮すると、Ｓｂ含有量は０．０３％以上であるのがより好ましく、０．３％以下であるのが好ましい。また、Ｓｂ含有量は０．０５％以上であるのがさらに好ましく、０．２％以下であるのがより好ましい。
【００７０】
ＲＥＭ：０〜０．２０％
ＲＥＭ（希土類元素）は、耐酸化性および高温摺動性の向上に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを、０．２０％を超えて含有させても、その効果は飽和する。また、ＲＥＭを含む硫化物が形成し、耐食性を低下させる。このため、ＲＥＭ含有量は０．２０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。部品加工性および製造コストの観点から、ＲＥＭ含有量は０．００２％以上であるのがより好ましく、０．１０％以下であるのが好ましい。
【００７１】
ＲＥＭ（希土類元素）は、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）の合計１７元素をさす。前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味し、単独で添加してもよいし、混合物で添加してもよい。
【００７２】
Ｇａ：０〜０．３％
Ｇａは、耐食性向上および水素脆化を抑制するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを、０．３％を超えて含有させると粗大硫化物が生成し、部品加工性が低下する。このため、Ｇａ含有量は０．３％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．０００２％以上であるのが好ましい。さらに、製造性および製造コストの観点から、Ｇａ含有量は０．００２％以上であるのがより好ましい。
【００７３】
Ｔａ：０〜１．０％
Ｈｆ：０〜１．０％
Ｂｉ：０〜０．０２％
Ｔａは高温強度を向上させるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａの過度の含有は製造コストを増加させるため、Ｔａ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。また、強度をさらに高めるためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上であるのがより好ましい。同様の理由により、Ｈｆ含有量も１．０％以下とする。また、同様の理由により、Ｈｆ含有量は０．００１％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
【００７４】
Ｂｉも同様の理由により、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの過度の含有は製造コストを増加させるため、Ｂｉ含有量は０．０２％以下とする。一方、上記同様の効果を得るためには、Ｂｉ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。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望ましい。
【００７５】
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ここで「不可避的不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００７６】
２．鋼板の表面性状
２−１．表面粗さ
ターボチャージャーの内部部品であるノズルプレート、ノズルマウント、ノズルベーン、ウエストゲートバルブを構成する部品は高温無潤滑下で摩擦する。上記部品同士が摩擦するとき、摩擦面に凹凸があると凹凸部でひっかかりが生じ、摩擦の不具合または摩耗が生じやすくなる。このため、表面性状が良好で、表面が平滑であることが望ましい。さらに、本発明においては、表面性状を極めて厳格に調整することにより、スケール形成初期に密着性の良好なスケールを鋼板（部品）表面に形成させることとしている。そのため、鋼板表面の表面粗さＲｚを０．１μｍ以下とする。なお、鋼板の表面粗さは小さければ小さい程好ましい。
【００７７】
鋼板の表面粗さＲｚが０．１μｍ超であると、密着性の良好なスケールが形成しにくい。鋼板の二次元表面粗さを上記範囲とすることで、高温での使用環境下における高温摺動性を良好なものとすることができる。
【００７８】
なお、本願で規定する表面粗さＲｚとはＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（２０１３）に記載されている最大高さ粗さを示すものとする。
【００７９】
本願では、後述するように冷間圧延の最終パスに使用するロールの粗さを規定すること、および、冷間圧延材に焼鈍および酸洗処理を施した後に、調質圧延または研磨を実施することで、鋼板の良好な表面性状を確保することができる。これにより、従来実施していた摩擦面を平滑にするための研削工程を省略することができるという効果もあり、製造コストの削減に寄与できる。
【００８０】
２−２．高温使用環境下で形成する表面スケール
本発明では、添加元素であるＭｎおよびＣｕが高温使用環境下でスケールに拡散することで、自己潤滑作用が生じ、所望する高温摺動性を得ることができる。このため、鋼板に適切なスケールを形成させるのがよい。具体的には、８５０℃大気中において６０分保持された後の鋼板表面のスケールの粗さＲｚが０．５μｍ以上であるのが好ましく、０．１μｍ以上であるのがより好ましい。
【００８１】
本発明では、形成初期においては密着性の良好なスケールを形成させ、その後、スケールが成長した際には相手摺動面に移着しやすいよう、つまり自己潤滑しやすいようスケールの表面粗さの好ましい範囲を上記範囲とする。なお、本発明においては、スケールの自己潤滑作用に加え、自己修復機能を発揮するため、摺動を繰り返すうちにスケールの表面粗さが大きくなる傾向にある。
【００８２】
３．表面硬さ
より良好な高温摺動性を確保するためには、８５０℃時効後における表面硬さ、または８５０℃時効の前後における表面硬さの比を規定するのが好ましい。
【００８３】
３−１．８５０℃時効後における鋼板の表面硬さ
本発明においては、上述の組成に化学組成を制御することで、高温である使用環境においてＭ２３Ｃ６（ＭはＣｒ，Ｓｉ，Ｍｏ，Ｎｉ等）と呼ばれる析出物が析出する。これにより、鋼板の析出強化がなされ、表面硬さが増加するため、良好な高温摺動性が得られると考えられる。したがって、大気雰囲気において８５０℃、６０分保持（時効）した後の表面硬さはビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）で１６０以上であることが好ましく、１７０以上であることがより好ましく、１８０以上であることがさらに好ましい。また、上記保持後の表面硬さは、析出物量が増加して硬さが過度になると高温摺動中に析出物が脱落して表面粗さが粗くなるという理由により、ＨＶ硬さで３００以下であるのが好ましい。
【００８４】
なお、本発明での表面硬さとは表面から５００μｍ以内における硬さのことであり、表面を＃１０００仕上の湿式研磨し、研磨表面に対して測定した。時効後試料は表面を数百μｍ深さまで研磨してスケールを除去した後に＃１０００仕上げの湿式研磨をして測定した。
【００８５】
なお、本発明では実際に使用されている素材、あるいは前の熱履歴が不明の材料を用いて、８５０℃で６０分の時効処理後の表面硬さがＨＶ硬さで１６０以上であれば、本発明の３−１の要件を満足することとなる。
【００８６】
３−２．８５０℃時効の前後における表面硬さの比
本発明においては常温での加工性と高温使用時での高温摺動性を確保するため、８５０℃、６０分時効後における表面硬さと、時効前における表面硬さとの比である下記（ｉ）式を満足することが好ましい。なお、時効条件は、上記同様、大気雰囲気において８５０℃、６０分保持することとした。
【００８７】
ＨＶａａ／ＨＶｂａ≧１．０１・・・（ｉ）
ただし、上記（ｉ）式中の各記号は以下を意味する。
ＨＶａａ：大気雰囲気において８５０℃、６０分時効後における表面のビッカース硬さ
ＨＶｂａ：時効前における表面のビッカース硬さ
（ｉ）式の左辺値が１．０１未満の場合は、加工性および高温摺動性を十分に確保することができない。なお、（ｉ）式の左辺値は１．０３以上であるのがより好ましく、１．０５以上であるのがさらに好ましい。一方、（ｉ）式の左辺値は２．００以下であるのが好ましい。
【００８８】
本発明では実際に使用されている素材、あるいは前の熱履歴が不明の材料を用いて、８５０℃で６０分の時効処理を行なった場合において式（ｉ）を満足すれば、本発明の３−２の要件を満足することとなる。
【００８９】
４．高温摺動性の評価
本発明においては高温摺動性をピンオンディスク法摩擦摩耗試験において評価を行っている。本発明においては、上記試験方法で測定された磨耗痕深さが７．０μｍ以下である場合を高温摺動性が良好であると判定した。上記試験方法で測定された磨耗痕深さが３．０μｍ以下である場合は、さらに高温摺動性が優れているといえる。なお、本発明の鋼と本発明ではない鋼を比較した場合の各数値の値を表１に示す。
【００９０】
【表１】
2019143186.tif 000002
【００９１】
５．製造方法
本発明の鋼板の製造工程は、または製鋼−熱間圧延−焼鈍・酸洗−冷間圧延−焼鈍・酸洗−調質圧延（研磨）よりなる。
【００９２】
５−１．熱間圧延工程
本発明の鋼板の製造方法を、以下に具体的に説明する。まず、上記の化学組成を有する鋼を電気炉溶製あるいは転炉で溶製し、続いて２次精錬を行う方法が好適である。溶製した鋼は、公知の鋳造方法（連続鋳造など）に従ってスラブとする。通常、スラブは、１２００〜１３００℃で加熱され、所定の板厚に連続圧延で熱間圧延され、熱延板となる。スラブの厚さ、熱間圧延における圧下率は適宜選択すればよい。熱間圧延後の鋼板は、一般的には熱延板焼鈍と酸洗処理が施されるが、熱延板焼鈍を省略しても構わない。熱延板焼鈍を行なう場合は、温度条件は１１００〜１２００℃の範囲とし、焼鈍時間は１０〜６０秒の範囲とする。本発明が対象となる部品には熱間圧延以降の工程において所定の表面硬さ、表面粗さを確保した製造条件が設定される。
【００９３】
５−２．冷間圧延工程
続いて、所定の板厚に冷間圧延する。なお、冷間圧延の圧下率は５０〜９５％の範囲とする。冷間圧延時には鋼板へロール表面が転写されるため、使用するロールの表面粗さは圧延後の鋼板の表面粗さに影響を及ぼす。本願で規定する、０．１μｍ以下の表面粗さＲｚを有する鋼板を得るためには、冷間圧延の最終パスに使用するロールの表面粗さを＃６０以上とすればよい。
【００９４】
冷間圧延後は、まず、冷延板焼鈍と酸洗処理が施される。通常、焼鈍温度は１０００〜１１００℃未満として再結晶組織を得る。また、焼鈍時間は１０〜６０秒の範囲とする。冷延板の焼鈍は、冷間圧延のパスの間に行なってもよく、またバッチ式焼鈍でも連続式焼鈍でもよい。その後の酸洗処理は、焼鈍により鋼表面に形成されたスケールを除去するために行なう。酸洗方法は硫酸、硝弗酸、硝酸電解等の化学的デスケールのどの方法でもよく、その前処理として溶融アルカリ塩浸漬を行なってもよい。溶融アルカリ塩浸漬の温度および時間の条件は、所望する鋼板の特性により適宜変えることができる。
【００９５】
次に、本発明では冷延焼鈍酸洗後に調質圧延工程または研磨工程を有することが好ましい。調質圧延は１〜３％のひずみを与える圧延を指し、鋼板の形状矯正のほか鋼板の表面粗さを低減させ、スケールの自己修復機能を促進させる効果がある。
【００９６】
鋼板の表面粗さを小さくするために、調質圧延に使用するロールの表面粗さは冷間圧延の最終パスに使用するロールと同等、または小さいと良く、＃１００以上が望ましい。研磨工程は鋼板表面を平滑にし、表面ひずみを付与することができる。研磨工程に使用する研磨布または研磨紙は＃６０以上とする。これにより製品の鋼板表面粗さＲｚが０．１μｍ以下を安定して得ることができる。
【００９７】
上述したように、スケールの自己修復機能を促進するためには、スケールを形成する元素の拡散速度を高めるとよい。調質圧延工程または研磨工程を実施した後の鋼板に導入されたひずみは、ＭｎまたはＣｕなどの元素が鋼板中からのスケールへ拡散する、いわゆる外方拡散を促進すると考えられる。これにより、鋼板の表面粗さが小さく、スケールの自己修復機能に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板が製造できる。
【００９８】
上記オーステナイト系ステンレス鋼板からターボチャージャー部品を作製するときは、適当な大きさのオーステナイト系ステンレス鋼板からファインブランキングなどの精密加工によって所定の部品形状とする。部品加工後に窒化処理または浸炭処理等の高温摺動性を向上させるような特殊な表面処理を施してもよい。
【００９９】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【０１００】
表２および表３に示す化学組成を有する鋼を溶製した後、以下の工程を実施し鋼板を得た。具体的には、１２５０℃で熱間圧延し、１１５０℃で６０秒間熱延板焼鈍後酸洗した。その後、圧下率５０％の冷間圧延、１１５０℃で６０秒間の焼鈍後酸洗をした後、ひずみ量１％の調質圧延を施して５．０ｍｍ厚の鋼板とした。
【０１０１】
本発明例では冷間圧延時の最終パスに使用するロールの表面粗さを＃６０とした。一方、試験Ｎｏ．３５および３６では前述のロール表面粗さの影響を調査するために、表面粗さが＃４０のロールを使用した。また、試験Ｎｏ．３５〜３７では、調質圧延によるスケールの自己修復機能の作用による表面粗さＲｚの影響を調査するために、調質圧延を実施しない鋼板も製造した。
【０１０２】
各鋼に対して、鋼板およびスケールの粗さ試験、８５０℃時効の前後における表面硬さ試験、およびピンオンディスク法高温摩擦摩耗試験を行った。
【０１０３】
鋼板の粗さ試験はＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（２０１３）に準拠し、長さ３．０ｍｍ、速度０．３ｍｍ／ｓで行なった。また、スケール粗さ試験は、大気中において、８５０℃、６０分保持後、空冷したサンプルの表面に形成したスケールの粗さを、上記と同様の方法で測定した。
【０１０４】
なお、鋼板粗さはＲｚが０．１μｍ以下である場合、密着性のよいスケールを形成するのに十分な表面性状であると判定した。また、スケールの表面粗さは、表面粗さＲｚが０．６μｍ以上の場合、◎と表記し、表面粗さＲｚが０．５μｍ以上の場合を○と表記し、０．５μｍ未満の場合を×と表記した。なお、測定には(株)東京精密製のサーフコム１４００を用いた。
【０１０５】
８５０℃時効の前後における表面硬さ試験は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）に準拠して試験力９．８０７Ｎで行なった。なお、８５０℃時効後の硬さ試験は、大気雰囲気において、８５０℃、６０分保持後、空冷したサンプルの表面に対して実施した。
【０１０６】
８５０℃時効後における硬さ測定用のサンプルは、高温保持により表面に形成されたスケールを除去するため、湿式研磨を行ない、＃６００仕上げとした。８５０℃時効後硬さは、ＨＶ硬さが１６０以上であれば良好な高温硬さであると判定した。また、式（ｉ）左辺値が１．１以上の場合を◎と表記し、１．０１以上の場合を○と表記し、１．０１未満の場合を×と判定した。上記硬さ試験には、島津製作所製の微小ビッカース硬さ（マイクロビッカース硬さ）試験機を用いた。
【０１０７】
ピンオンディスク法高温摩擦摩耗試験は弾丸形状のピン：根元径φ６ｍｍ、先端径φ４ｍｍ、全長１０ｍｍ、円板形状のディスク：φ２９ｍｍ、高さ５ｍｍの試験片に加工し、ディスクに対してピンの先端が垂直に接触するように設置して、大気中、８５０℃の炉内でピンがディスクを周回することで繰り返し摩擦摩耗するようにした。
【０１０８】
初め、ピンとディスクを接触させずに設置した状態で昇温し、８５０℃で６０分保持後、ピンとディスクとを接触させて試験を開始した。荷重は０．５Ｎ、試験距離は２０ｍとした。試験後のディスクの摩耗痕深さが３．０μｍ以下の場合を◎と表記し、７．０μｍ以下の場合を○と表記し、７．０μｍ超の場合を×と表記した。なお、上記試験にはＣＳＭ  Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製Ｈｉｇｈ−Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ  Ｔｒｉｂｏｍｅｔｅｒを用いた。
【０１０９】
また、供試材をノズルマウント、ノズルプレートと呼ばれる部品に加工し、ノズルベーン式ターボチャージャーに搭載した。そして、ノズルの開閉を繰り返しながら高温（９００℃）の排気ガスを流して、より実際の使用環境に近い状態での高温摺動性を調査した。試験中のガス流速または流量の変化率（ノズルを通る前と後）が９５％以上の鋼を◎と表記し、９０％以上９５％未満の鋼を○と表記し、９０％未満の鋼を×と表記した。
【０１１０】
表４と表５に示す製造条件で製造した結果、本発明例に係る鋼板（本発明例１〜２３の鋼板）は耐熱性、表面性状に優れ、ターボチャージャー部品としての性能を満足した。これらの特性を１つでも満たさないものについて、排気部品の性能は×、全て○または◎である場合は○と表記し、全て◎である場合は◎と表記した。なお、鋼板の化学組成または表面粗さＲｚの内１つ以上が本発明の規定から外れる試験Ｎｏ．２４〜３７の場合、表面平滑性、高温摺動性などの排気部品性能が不良となり不具合が生じた。
【０１１１】
以下、表２〜５に結果をまとめて示す。
【０１１２】
【表２】
2019143186.tif 000003
【０１１３】
【表３】
2019143186.tif 000004
【０１１４】
【表４】
2019143186.tif 000005
【０１１５】
【表５】
2019143186.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【０１１６】
本発明によれば、耐熱性に加え、高温摺動性が要求される排気部品に対して優れた特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼板を提供することが可能である。特に、排気部品の中でもターボチャージャーの部品として使用することによって、自動車の排ガス規制、軽量化、燃費向上に対応した部品を提供できる。さらに、自動車、二輪の排気部品に限らず、各種ボイラー、燃料電池システム等の高温環境に使用される部品に適用することも可能である。