高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢、铁素体系不锈钢板的制造方法、排气部件、高温滑动部件以及涡轮增压器部件与流程

本发明涉及成为要求耐热性和加工性的耐热部件的原材料的高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢、铁素体系不锈钢板的制造方法、排气部件、高温滑动部件、涡轮增压器部件。

本发明特别适用于汽车的排气歧管、转换器、涡轮增压器部件。另外，其中特别涉及最适合于搭载在汽油汽车和柴油汽车上的涡轮增压器的喷嘴底座(nozzlemount)、喷嘴板、叶片、背板等内部精密部件以及涡轮壳体等外筒部件的材料。

背景技术：

汽车的排气歧管、前段管、中心管、消音器以及用于排放气体净化的环境适应部件为了使高温的排放气体稳定地通过，可以使用耐氧化性、高温强度、热疲劳特性等耐热性优良的材料。另外，由于也处在冷凝水腐蚀环境下，因而还要求耐蚀性优良。从排放气体限制的强化、发动机性能的提高、车体的轻量化等角度考虑，这些部件也大多使用不锈钢。另外，近年来，除了排放气体限制的强化进一步增强以外，基于提高燃油效率、缩小外部尺寸等动向，特别是通过发动机正下方的排气歧管的排放气体温度具有上升的倾向。除此以外，涡轮增压器之类的搭载着增压机的事例也增多，排气歧管和涡轮增压器中使用的不锈钢要求耐热性的进一步提高。关于排放气体温度的上升，以往为900℃左右的排放气体温度也可以预见将上升至1000℃左右。

另一方面，涡轮增压器的内部结构复杂，在提高增压效率的同时，重要的是确保耐热可靠性，主要使用耐热奥氏体系不锈钢。除了具有代表性的耐热奥氏体系不锈钢即sus310s(25％cr-20％ni)和ni基合金等以外，在专利文献1和2中公开了高cr、mo添加钢。另外，专利文献3公开了一种使用添加有2～4％si的奥氏体系不锈钢的喷嘴叶片式涡轮增压器的排气导向部件。专利文献3考虑到热加工性，公开了奥氏体系不锈钢成分。然而，由于都含有昂贵的ni，导致成本升高，因而期待不含ni的铁素体系不锈钢的开发。

在涡轮增压器中，主要适用不锈钢的部件为喷嘴叶片式涡轮增压器内部的精密部件以及壳体。在内部的精密部件中，被称之为背板、挡油圈的部件位于涡轮部分以及压缩机部分与中芯(centercore)之间，是一面保持各部的密封性一面使涡轮以及压缩机轮稳定地旋转的部件，因而除了耐氧化性和高温强度以外，重要的还有表面平滑性。另外，为了调整排放气体的流速以及流量，具有喷嘴底座、喷嘴板、喷嘴叶片、驱动环、传动杆等由精密部件构成的喷嘴部件。它们由于与高温的排放气体接触，因而高温强度、蠕变特性、耐氧化性变得重要，除此以外，为了采用喷嘴叶片的开闭来调整排放气体流速以及流量，高温耐磨性也变得重要。另外，涡轮壳体虽然重视高温强度、蠕变以及热疲劳特性，但由于在高温环境下与壳体、背板、压板以及后续的排气部件等接触，因而要求高温下的耐磨性。

铁素体系不锈钢主要使用于排气歧管，作为排放气体的高温化对策，在专利文献4～16中，公开了涉及添加nb、si、cu、w等的铁素体系不锈钢的技术。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2002-332862号公报

专利文献2：国际公开第2014/157655号

专利文献3：日本专利第4937277号公报

专利文献4：日本特开2006-37176号公报

专利文献5：国际公开第2003/004714号

专利文献6：日本专利第3468156号公报

专利文献7：日本专利第3397167号公报

专利文献8：日本特开平9-279312号公报

专利文献9：日本特开2000-169943号公报

专利文献10：日本特开平10-204590号公报

专利文献11：日本特开2009-215648号公报

专利文献12：日本特开2009-235555号公报

专利文献13：日本特开2005-206944号公报

专利文献14：日本特开2008-189974号公报

专利文献15：日本特开2009-120893号公报

专利文献16：日本特开2009-120894号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

然而，这些不锈钢由于从耐氧化性、高温强度以及高温疲劳的角度而设计成分以及组织，因而未必满足作为上述涡轮增压器部件的性能。

本发明的目的在于解决现有技术的问题，提供适于用作高温滑动部件、特别是在汽车排气部件中适于用作涡轮增压器的部件的高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢及其制造方法。

用于解决课题的手段

为解决上述课题，本发明人进行了潜心的研究，结果获得了如下的见解：尤其对于高温耐磨性，不仅钢成分、而且表层附近的析出物和硬度都是重要的。当在高温下受到摩擦时，由于在表层附近局部地受到强加工，因而该部位的组织变化以及硬度变化变得重要。关于组织变化，由于产生各种析出物的析出，因而由此产生的高温强化成为重点。本发明人就高温滑动时的析出行为以及耐磨性进行了详细的研究，特别地，就铁素体系不锈钢能否适用于涡轮增压器部件进行了研究。

具体地说，本发明人对于铁素体系不锈钢板的高温耐磨性，从钢成分、金属组织、高温特性的观点进行了详细的研究。其结果是，获得了如下的见解：例如在涡轮增压器之类的曝露于极其苛刻的热环境下的部件中，对于要求耐热性的原材料，通过用钢成分确保耐热性，同时控制表层附近的金属组织，获得了高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢板以及由该铁素体系不锈钢板构成的部件。

为了提高高温下的耐磨性，表层的氧化特性良好且硬质是有效的，但本发明获得了如下的见解：借助于表层部的微细析出物，可以确保高温长时间曝露时的硬度，从而可以大幅度降低磨损量。由此，即便不使用昂贵的奥氏体系不锈钢板而用铁素体系不锈钢板，也可以提供使高温耐磨性得以提高的部件。

解决上述课题的本发明的要旨如下所述。

(1)一种高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：以质量％计，含有c：0.003～0.02％、si：0.05～1.0％、mn：0.05～1.0％、p：0.01～0.05％、s：0.0001～0.01％、cr：15～18％、n：0.002～0.02％、al：0.01～0.20％、cu：1～3％、mo：1.7～3％、nb：0.4～0.7％、以及b：0.0002～0.0030％，剩余部分包括fe和不可避免的杂质；在距表层为20μm的深度中，含nb析出物存在0.06个/μm²以上。

(2)根据上述(1)所述的高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：在850℃以上时效1小时后，距表层为20μm的深度在常温下的断面硬度以1kg载荷的维氏硬度计为hv180以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：所述铁素体系不锈钢以质量％计，进一步含有ti：0.005～0.3％、w：0.1～3.0％、v：0.05～1％、zr：0.05～0.3％、sn：0.01～0.5％、ni：0.1～0.5％、co：0.03～0.3％、mg：0.0002～0.01％、sb：0.005～0.5％、rem：0.001～0.2％、ga：0.0002～0.3％、ta：0.001～1.0％、ca：0.0002～0.01％之中的1种或2种以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢，其特征在于：在850℃的大气气氛中，以0.5n的垂直载荷挤压直径4mm的销，并在旋转半径10mm、速度3.3mm/sec下使其旋转滑动，直至试验长度达到20m，这样进行过高温磨损试验后的磨损量为7μm以下。

(5)一种高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢板的制造方法，其特征在于：在制造由上述(1)～(4)中任一项所述的铁素体系不锈钢构成的钢板时，将冷轧板退火温度设定为超过1050℃且在1120℃以下，将直至900℃的冷却速度设定为低于10℃/sec。

(6)一种排气部件，其特征在于：其包含上述(1)～(4)中任一项所述的铁素体系不锈钢。

(7)一种高温滑动部件，其特征在于：其包含上述(1)～(4)中任一项所述的铁素体系不锈钢。

(8)一种涡轮增压器部件，其特征在于：其包含上述(1)～(4)中任一项所述的铁素体系不锈钢。

根据本发明，可以提供一种适合用作涡轮增压器的部件的具有高温耐磨性的铁素体系不锈钢。同时，还有助于低成本化和部件制造的负荷降低。

附图说明

图1是表示本发明钢和比较钢在时效热处理后的硬度、与高温磨损试验的磨损深度之间的关系的图。

图2是表示发明钢a和比较钢b在表层附近的含nb析出物的状态的图。

具体实施方式

下面就适合于本发明的高温耐磨性优良的铁素体系不锈钢板的实施方式进行详细的说明。

[成分]

首先，就钢的成分范围进行说明。与成分含量有关的％只要没有特别说明，就表示质量％。

c为奥氏体生成元素，如果在高温使用时生成奥氏体相，则产生异常氧化，从而高温耐磨性显著降低。另外，如果在铁素体相中生成碳化物，则高温强度降低，因而将0.02％设定为上限。另一方面，过度的降低导致成本上升，因而将0.003％设定为下限。再者，考虑到制造成本，下限优选为0.005％。进而考虑到韧性，上限优选为0.010％。

si有时作为脱氧元素添加，除此以外，还通过si的内部氧化带来氧化皮剥离性、高温耐磨性的提高，因而添加0.05％以上。另一方面，超过1.0％的添加而明显硬质化，从而使加工性劣化，除此以外，韧性也得以降低，因而将上限设定为1.0％。再者，考虑到制造成本、钢板制造时的酸洗性、焊接时的凝固开裂性，si含量的上限优选为0.5％。下限优选为0.1％。再者，考虑到钢板的加工性，上限优选为0.2％。

mn作为脱氧元素加以利用，除此以外，还改善氧化皮剥离性，因而添加0.05％以上。另一方面，mn为奥氏体生成元素，如果在高温使用时生成奥氏体相，则产生异常氧化，从而高温耐磨性显著降低，因而将上限设定为1.0％。再者，考虑到制造成本、钢板制造时的酸洗性，mn含量的下限设定为0.2％，进而从软质化的角度考虑，mn的上限优选设定为0.3％。

p是助长制造时的热加工性和凝固开裂的元素，除此以外，由于产生硬质化，因而其含量越少越好，但考虑到精炼成本，将上限设定为0.05％，将下限设定为0.01％。再者，考虑到制造成本，p含量的下限优选为0.02％。上限优选设定为0.04％。

s除了使制造时的热加工性降低以外，还是使耐蚀性劣化的元素。另外，如果形成粗大的硫化物(mns)，则纯净度明显变差，从而使扩孔性劣化，因而将上限设定为0.01％。另一方面，过度的降低导致精炼成本的增加，因而将下限设定为0.0001％。再者，考虑到制造成本和耐氧化性，s含量的下限优选为0.0005％。上限优选设定为0.0050％。

cr是提高耐蚀性、耐氧化性、并改善高温耐磨性的元素，考虑到排气部件环境，从抑制异常氧化的角度考虑，需要15％以上。另一方面，过度的添加变得硬质而使成形性劣化，除此以外，还导致成本上升，因而将上限设定为18％。再者，考虑到制造成本、钢板制造性以及加工性，cr含量的下限优选为16％。上限优选设定为17.5％。

n与c同样为奥氏体生成元素，如果在高温使用时生成奥氏体相，则产生异常氧化，从而高温耐磨性显著降低。另外，如果在铁素体相中大量生成氮化物，则高温强度降低，因而将0.02％设定为上限。另一方面，过度的降低导致成本上升，因而将0.002％设定为下限。从成本的角度考虑，下限优选为0.003％。再者，从焊接性和晶界腐蚀性的角度考虑，上限优选设定为0.010％。

al作为脱氧元素添加，使夹杂物纯净度得以提高，除此以外，通过在高温下形成内部氧化物而使高温耐磨性得以提高，因而添加0.01％以上。另一方面，超过0.20％的添加而明显硬质化，除此以外，还使酸洗性降低，因而将上限设定为0.20％。再者，考虑到加工性和焊接性，al含量的下限优选为0.02％。上限优选为0.10％。

cu在高温环境下使析出强化发挥作用，从而提高高温强度、热疲劳特性、高温高周疲劳特性以及高温耐磨性，因而添加1％以上。另一方面，超过3％的添加而生成奥氏体相，使耐氧化性和高温耐磨性明显劣化，因而设定为添加1～3％。再者，考虑到蠕变特性，下限优选为1.1％，更优选为1.2％。进而考虑到制造性，上限优选为2.0％。

mo有助于因固溶强化引起的高温强度的提高，而且与nb或fe反应而促进laves相的析出。该laves相虽然在产品板阶段固溶，但在高温环境下使用部件时析出，有助于高温强度和高温耐磨性的提高。这些效果在1.7％以上时表现出来，因而将下限设定为1.7％。另一方面，过度的添加带来加工性和韧性的劣化，因而将上限设定为3％。再者，考虑到mo为昂贵的元素，上限优选为2.8％。考虑到因上述析出物产生的强化稳定性以及夹杂物纯净度，mo含量的下限优选为2.3％。

nb与c、n键合而提高耐蚀性、耐晶界腐蚀性，除此以外，还是提高高温强度的元素。高温强度的提高机理可以列举出固溶强化的laves相析出强化。另外，本发明人获得了如下的见解：虽然在产品板的阶段以碳氮化物或者少量的laves相的形式析出，但这些含nb析出物对于提高高温耐磨性是极其有效的。这是因为含nb析出物是硬质的，所以通过增加滑动的表面附近的硬度而有助于母材的磨损量的减少。虽然氧化皮也对高温耐磨性产生较大的影响，但如果适当添加本发明所规定的其它元素(例如cr、si、mn等氧化物形成元素)，则不会产生异常氧化和过度的氧化物量的增加。因此，母材的磨损速度成为速度控制步骤，分散有硬质的含nb析出物者，其高温耐磨性优良。这些效果通过添加0.4％以上而表现出来，因而将下限设定为0.4％。另一方面，添加超过0.7％而使加工性明显劣化，因而将上限设定为0.7％。再者，考虑到高温强度、焊接区的晶界腐蚀性以及合金成本，nb含量的下限优选设定为0.5％，上限优选设定为0.6％。

一般地说，b是偏析于晶界而提高2次加工性的元素。本发明获得了b的晶界偏析提高高温耐磨性的见解，因而添加0.0002％以上。可以认为其原因在于：b偏析于表层附近的晶界而提升晶界强度，从而使高温下的磨损性得以提高。在晶界强度较弱的情况下，在摩擦/磨损时晶界变得容易磨损，但因b的添加产生的晶界强化使该磨损受到抑制。除此以外，b的添加还具有使含nb析出物在晶粒内微细分散析出的效果，对磨损性的提高是有效的。这是因为通过b的晶界偏析而抑制含nb析出物在晶界析出，从而在晶粒内微细析出，由此使高温耐磨性得以提高。根据这些新的见解，在本发明中添加0.0002％以上。另一方面，通过添加超过0.0030％，带来因硼化物析出引起的晶界腐蚀性、韧性以及疲劳特性的劣化，因而将上限设定为0.0030％。再者，考虑到精炼成本和延展性的降低，b含量的下限优选设定为0.0002％，上限优选设定为0.0020％。

本发明的铁素体系不锈钢板也可以进一步含有ti、w、v、zr、sn、ni、co、mg、sb、rem、ga、ta、ca之中的1种或者2种。

ti是与c、n、s键合而提高耐蚀性、耐晶界腐蚀性、常温延展性和深拉深性的元素，可根据需要添加。另外，在本发明中，在通过fetip的析出而提高常温加工性的情况下，其效果从0.005％以上表现出来，因而将下限设定为0.005％。另一方面，通过添加超过0.3％，固溶ti量增加而使常温延展性降低，除此以外，形成粗大的ti系析出物而使高温耐磨性劣化，此外，还成为扩孔加工时开裂的起点，使压力加工性劣化。另外，laves相过度地析出而使固溶nb和固溶mo不足，从而带来高温强度的降低。再者，耐氧化性也发生劣化，因而ti添加量设定为0.3％以下。再者，考虑到表面缺陷的发生和韧性，下限优选为0.05％。上限优选为0.2％。

w也与mo同样，是作为950℃下的固溶强化有效的元素，同时生成laves相(fe2w)而带来析出强化的作用，从而有助于高温耐磨性的提高。特别地，在与nb和mo复合添加的情况下，fe2(nb，mo，w)的laves相析出，但在添加w时，该laves相的粗大化受到抑制而使析出强化能力得以提高。再者，如前所述，通过与fe-p系析出物的共存而具有使这些laves相变得微细的倾向。这因0.1％以上的添加而发挥作用，所以将下限设定为0.1％。另一方面，添加超过3.0％导致成本上升，而且形成粗大的laves相而使高温耐磨性劣化。另外，由于常温延展性得以降低，因而将上限设定为3.0％。再者，考虑到制造性、低温韧性以及耐氧化性，w添加量的下限优选为0.2％，上限优选为1.5％。

v是提高耐蚀性的元素，可根据需要添加。另外，形成vc而使高温耐磨性得以提高。该效果在添加0.05％以上时稳定地表现出来，但添加超过1％时，析出物粗大化而使高温强度降低，除此以外还使耐氧化性劣化，因而将其上限设定为1％。再者，考虑到制造成本和制造性，下限优选为0.08％。上限优选为0.5％。

zr与ti和nb同样，是碳氮化物形成元素，是提高耐蚀性、深拉深性的元素，可根据需要添加。这些效果在0.05％以上时表现出来，但通过添加超过0.3％而使制造性的劣化变得显著，因而设定为0.05～0.3％。再者，考虑到成本和表面品质，下限优选为0.05％。上限优选为0.2％。

sn是提高耐蚀性的元素，为了提高中温区域的高温强度，可根据需要添加。这些效果在0.01％以上时表现出来，但如果添加超过0.5％，则使制造性显著降低，因而设定为0.01～0.5％。再者，考虑到耐氧化性和制造成本，下限优选为0.03％。上限优选为0.3％。

ni是提高耐酸性和韧性的元素，可根据需要添加。这些效果在0.1％以上时表现出来，但如果添加超过0.5％，则导致成本上升，除此以外，在伴随着奥氏体的生成的情况下，高温耐磨性发生劣化，因而设定为0.1～0.5％。再者，考虑到制造性，下限优选为0.15％。上限优选为0.3％。

co由于有助于高温强度的提高，因而根据需要添加0.03％以上。通过添加超过0.3％，带来韧性劣化，因而将上限设定为0.3％。再者，考虑到精炼成本和制造性，上限优选为0.1％。

mg有时作为脱氧元素而添加，除此以外，还是使板坯的组织微细化，从而有助于提高成形性的元素。另外，mg氧化物成为ti(c,n)和nb(c,n)等碳氮化物的析出位点，具有使它们微细分散析出的效果。该作用在0.0002％以上时表现出来，有助于韧性的提高，因而将下限设定为0.0002％。但是，过度的添加带来焊接性和耐蚀性的劣化，因而将上限设定为0.01％。考虑到精炼成本，下限优选为0.0003％。上限优选为0.0010％。

sb由于有助于耐蚀性和高温强度的提高，因而根据需要添加0.005％以上。通过添加超过0.5％，往往过度地产生钢板制造时的板坯开裂和延展性的降低，因而将上限设定为0.5％。再者，考虑到精炼成本和制造性，下限优选为0.005％。上限优选为0.15％。

rem从通过各种析出物的微细化而引起的韧性提高和耐氧化性的提高的角度考虑，有时根据需要添加，该效果在0.001％以上时表现出来，因而将下限设定为0.001％。然而，超过0.2％的添加而使铸造性明显变差，除此以外，还带来延展性的降低，因而将上限设定为0.2％。再者，考虑到精炼成本和制造性，优选为0.001～0.05％。rem(稀土类元素)根据通常的定义，是指钪(sc)、钇(y)这2种元素、和从镧(la)到镥(lu)的15种元素(镧系元素)的总称。既可以单独添加，也可以是混合物。

为了提高耐蚀性和抑制氢脆，也可以添加0.3％以下的ga。从形成硫化物和氢化物的角度考虑，下限设定为0.0002％。再者，从制造性和成本的角度、以及延展性和韧性的角度考虑，优选为0.0020％以下。

ta由于与c或n键合而有助于韧性的提高，因而根据需要添加0.001％以上。但是，超过1.0％的添加而导致成本增加，除此以外，还使制造性明显劣化，因而将上限设定为1.0％。再者，考虑到精炼成本和制造性，下限优选为0.005％。上限优选为0.08％。

ca有时为了脱硫而添加，其效果在0.0002％以上时表现出来，因而将下限设定为0.0002％。然而，超过0.01％的添加而生成粗大的cas，使韧性和耐蚀性劣化，因而将上限设定为0.01％。再者，考虑到精炼成本和制造性，下限优选为0.0003％。上限优选为0.0020％。

关于其它成分，剩余部分包括fe和不可避免的杂质，在本发明中并没有特别规定，但在本发明中，也可以根据需要添加0.001％～0.1％的bi等。此外，as、pb等通常有害的元素和杂质元素优选尽可能地降低。

[时效热处理后的断面硬度]

本发明的铁素体系不锈钢在850℃以上时效1小时后，距表层为20μm的深度在常温下的断面硬度以1kg载荷的维氏硬度计优选为hv180以上。

通过设定为hv180以上，可以得到在通用的奥氏体系不锈钢sus310s、susxm15j11以上的高温耐磨性，可以将昂贵的奥氏体系不锈钢替代为比较廉价的本发明的铁素体系不锈钢。

从磨损量的进一步降低以及滑动稳定性的角度考虑，时效热处理后的硬度优选为hv210以上。再者，在将本发明的铁素体系不锈钢用于涡轮增压器的情况下，从涡轮部件的加工性的角度考虑，时效热处理后的硬度优选为hv250以下。

[高温耐磨性]

本发明的铁素体系不锈钢作为高温耐磨性的指标，使用高温摩擦试验后的磨损量。这是因为设想本发明的铁素体系不锈钢如涡轮增压器部件那样，在高温环境下且于高速滑动的条件下使用。

具体地说，在850℃的大气气氛中，以0.5n的垂直载荷挤压直径4mm的销，并在旋转半径10mm、速度3.3mm/sec下使其旋转滑动，直至试验长度达到20m，这样进行过高温磨损试验后的磨损量优选为7μm以下。

[表层附近的析出物个数]

本发明的铁素体系不锈钢在距表层为20μm的深度处的含nb析出物限定为存在0.06个/μm²以上。理由如下所述。

作为用作耐热用途的铁素体系不锈钢板的特性，重要的是高温强度，但在特别为涡轮增压器部件的情况下，与其它部件的高温耐磨性也是极其重要的。例如，在用于控制排放气体的流速和流量的被称之为喷嘴叶片的部件中，被称之为喷嘴板或者喷嘴底座的部件与被称之为喷嘴叶片的部件在高温的排放气体环境下高速地滑动。此时，如果因滑动产生的磨损量明显增多或者产生粘附等，则滑动特性变差，从而排放气体的流速或者流量控制变得不可能。

在此，含nb析出物处于高硬度，即使在比较高温的区域也稳定，因而可以认为通过硬质的含nb析出物而可以降低高温滑动时的磨损。因此，在本发明中，规定了含nb析出物的个数密度。

此外，将距表层的深度限定为直至20μm的理由虽然考虑了磨损量，但考虑到与磨损量更为密切的关系，即使直至距表层为10μm的深度，含nb析出物也优选存在0.06个/μm²以上。

[制造方法]

下面就制造方法进行说明。本发明的钢板的制造方法由炼钢-热轧-退火/酸洗工序、或者炼钢-热轧-退火/酸洗-冷轧-退火/酸洗工序构成。在炼钢中，优选的是将含有所述必须成分以及根据需要添加的成分的钢进行电炉熔炼或者转炉熔炼，接着进行2次精炼的方法。熔炼的钢水采用公知的铸造方法(连续铸造等)而成为板坯。板坯加热至规定的温度，用连续轧制热轧成规定的板厚。热轧无论是串联式连续热轧还是斯特克尔(steckel)式可逆式轧制都没关系，只要根据钢组成而决定制造条件即可。热轧后的钢板通常实施热轧板退火和酸洗处理，但也可以省略热轧板退火。然后，冷轧至规定的板厚，并实施冷轧板退火和酸洗处理。通常，使退火温度为1000℃～1120℃而得到再结晶组织。在本发明中，为了确保表层附近的含nb析出物的个数密度，使冷轧板退火温度升高而超过1050℃，从而在加热阶段使nb尽可能固溶，并在之后的冷却过程中析出。此时，将加热后的冷却过程中直至900℃的冷却速度规定为低于10℃/sec。这是为了使在加热阶段固溶的nb于冷却过程中析出，当在10℃/sec以上时，析出变得并不充分。另一方面，如果过度地减慢冷却速度，则含nb析出物过度地析出以及粗大化，从而高温强度不足。另外，生产率也明显劣化，因而设定为1℃/sec以上。再者，考虑到钢板的形状、生产率、韧性以及耐蚀性，优选为3℃/sec～9℃/sec。通过实施满足这样的条件的工序，便可以进行控制，使得在距表层为20μm的深度，含nb析出物存在0.06个/μm²以上。

此外，制造工序中的其它条件可以进行适当的选择。例如，板坯厚度、热轧板厚度等只要适当设计即可。在冷轧中，轧辊粗糙度、轧辊直径、轧制用油、轧制道次次数、轧制速度、轧制温度等也可以适当选择。即使在冷轧的途中加入中间退火也没关系，无论是间歇式退火还是连续式退火均可。另外，酸洗工序除了硝酸酸洗、硝酸电解酸洗以外，也可以进行使用硫酸或盐酸的处理。在冷轧板的退火/酸洗后，也可以采用调质轧制、或张力平整等进行形状以及材质调整。再者，只要能够得到满足本发明所规定的要件的表面，则即使省略冷轧以及冷轧板退火也没关系。除此以外，以提高压力成形为目的，也可以赋予产品板以润滑皮膜。在部件加工后，也可以通过实施氮化处理或渗碳处理等特殊的表面处理而进一步提高耐热性。另外，在炼钢-热轧-退火/酸洗工序的情况下，热轧后的退火时使含nb析出物析出。

在本发明中，通过确保不锈钢板产品的表层附近的含nb析出物的个数密度，实现了时效热处理后的高硬化，可得到优良的高温耐磨性。但是，在钢板的状态下，未必需要确保含nb析出物的个数密度。例如，即使在加工成涡轮增压器部件后、或者在加工途中实施热处理而确保含nb析出物的个数密度也没有关系。

(实施例)

下面基于实施例，就本发明进行具体的说明，但本发明并不局限于实施例。

(预备试验)

首先，为了决定本发明所希望的硬度、高温磨损量、nb含量，作为预备试验，在以下的条件下进行高温磨损试验，就硬度、高温磨损量、nb含量进行了测定。

首先，准备表1所示的钢a、b、c、d、e。

表1

※表中的“*”表示在本发明的范围外

钢a为本发明钢。钢b和c为具有代表性的耐热铁素体系不锈钢，钢b为sus444，钢c为sus430lx。另外，钢d以及e为具有代表性的奥氏体系不锈钢sus310s以及susxm15j1。

高温磨损试验在850℃的大气气氛中，在加工成圆盘(直径29mm)形状的钢的试料上以0.5n的垂直载荷挤压相同材料的销(顶端的直径4mm)，并在旋转半径10mm、速度3.3mm/sec下使其旋转滑动。试验前的850℃的保持时间设定为1小时，在试验长度达到20m后使试验结束。高温磨损试验后，在常温下对磨损深度进行测定。磨损深度的测定使用激光显微镜，将3个部位测得的最大深度的平均值设定为磨损深度。

图1示出了3种铁素体系不锈钢(a、b、c)的磨损深度、以及具有代表性的通用奥氏体系不锈钢(d、e)的磨损深度的试验结果。图1是表示磨损深度与对各钢在850℃下进行了1小时时效热处理后的常温硬度之间的关系的图。常温硬度使用以1kg载荷对距表层为20μm的深度的断面的维氏硬度进行测定的5点的平均值。

如图1所示，本发明钢a与其它具有代表性的铁素体系不锈钢相比，其耐磨性更为优良，而且与奥氏体系不锈钢相比，其磨损量更少，显示出优良的高温耐磨性。这表明以前从高温耐磨性的角度考虑而为高成本的奥氏体系不锈钢可以用本发明的铁素体系不锈钢来代替，在经济上可以说是极其有效的特性。

具有优良的高温耐磨性的理由可以认为起因于时效热处理后的硬度较高。此外，在硬度和磨损量之间的关系中，一般地说，铁素体系不锈钢和奥氏体系不锈钢之间的关系具有不同的倾向，这可以认为是晶体结构和氧化皮的影响。在预备试验中，已经清楚了即便是铁素体系不锈钢，硬度较高的本发明钢a与钢b、c相比，其磨损量更少，因而时效热处理后的硬度与高温耐磨性有很大的关系。

由以上的结果可知：本发明的铁素体系不锈钢只要时效热处理后的硬度在hv180以上，就可以得到在通用的奥氏体系不锈钢sus310s、susxm15j11以上的高温耐磨性(磨损量为7μm以下)。因此，可知本发明的铁素体系不锈钢在时效热处理后的硬度优选为hv180以上，高温磨损试验后的磨损量优选为7μm以下。该范围在图1中处于影线所示的范围。

接着，对图1所示的高温滑动试验中使用的钢a和钢b在试验前的直至距表层为20μm的深度的范围的nb析出状态进行了观察。具体地说，埋入与钢板的轧制方向平行的断面而进行研磨后，用王水进行侵蚀，采用扫描型电子显微镜观察含nb析出物，从而算出个数密度。含nb析出物的判定采用扫描型电子显微镜所附带的分析装置进行析出物的元素分析，以nb浓化的有无加以判断。在此，含nb析出物除含有nb的碳氮化物、laves相、磷化物以外，还包括偏析和复合析出于cu析出物和ti系析出物等界面的含nb析出物。

观察结果如图2所示。在图2中，粒状的白色部位为含nb析出物。

如图2所示，比较钢b的含nb析出物的个数密度为0.03个/μm²，与此相对照，高温耐磨性优良的钢a的个数密度高于比较钢b，为0.06个/μm²。因此，可知通过将距表层20μm深的含nb析出物的个数密度设定为0.06个/μm²以上，便可以确保时效热处理后的硬度，从而使高温耐磨性得以提高。可以推测这是因为含nb析出物处于高硬度，即使在比较高温的区域也很稳定，因而通过含nb析出物而可以使磨损降低。

(涡轮增压器试验)

接着，制作出各种成分组成、制造条件的钢，对与含nb析出物的密度、硬度、屈服强度、磨损量之间的关系进行了调查。再者，用制作的钢制造涡轮增压器，以供给试验。具体的步骤如下所述。

首先，对准备的钢进行熔炼而铸造成板坯，实施热轧、热轧板退火/酸洗、冷轧、最终退火/酸洗而得到4.3mm厚以及2.0mm厚的产品板。得到的产品板的成分组成如表2、表3所示。最终退火条件如后述的表4、表5所示。

表2

表3

※表中的″*″表示在本发明的范围外

接着，对于4.3mm厚的产品板，进行了在850℃下实施1小时的时效热处理后的硬度测定、高温滑动试验、含nb析出物的个数密度测定。另外，对于2.0mm厚的产品板，进行了高温拉伸试验。关于高温拉伸试验，以轧制方向和拉伸方向平行的方式准备拉伸试验片，在以100℃/min的加热速度加热至850℃后，设定10min的保持时间，然后以1mm/min的十字头速度进行等速拉伸试验，从而得到轧制方向的0.2％屈服强度。

高温滑动试验在与预备试验相同的条件下实施，试验后在与预备试验相同的条件下对磨损量进行了测定。将磨损量在7μm以下设定为合格，超过7μm则设定为不合格。另外，在与预备试验相同的条件下对断面硬度进行了测定，将时效后的硬度在180以上设定为合格，低于180则设定为不合格。再者，在与预备试验相同的条件下对含nb析出物的个数密度进行了测定，将0.06个/μm²以上设定为合格，低于0.06个/μm²则设定为不合格。关于高温拉伸试验的0.2％屈服强度，在850℃下为40mpa以上设定为合格，低于40mpa则设定为不合格。

另外，将试验材料加工成喷嘴底座、喷嘴板以及壳体部件，搭载于公知的喷嘴叶片式涡轮增压器上，一面反复进行喷嘴的开闭一面使高温(850℃)的排放气体流动，从而对气体流动性进行了研究。此时，将气体流动不会产生问题的钢设定为合格，将气体流动不良(压力损失在10％以上)或喷嘴开闭产生不良情况的钢设定为不合格。

表4

表5

※表中的“*”表示在本发明的范围外

在表4和表5所示的制造条件下进行制造的结果，确认本发明例的钢在加工性、耐热性、表面性状方面优良，满足作为涡轮增压器部件的性能。钢组成、含nb析出物密度、断面硬度在本发明范围外时，加工精度或涡轮增压器性能变得不良，从而产生不良情况。另外，在高温强度不良的情况下，涡轮增压器性能也因蠕变变形而产生不良。

产业上的可利用性

根据本发明，对于要求高温耐磨性的排气部件，可以提供一种在成本方面比奥氏体系不锈钢处于优势的铁素体系不锈钢板。特别地，通过作为汽车的涡轮增压器的部件使用，可以带来排放气体的限制、轻量化、提高燃料效率的优点。另外，部件的切削以及磨削加工的省略、表面加工处理的省略也成为可能，从而也大大有助于低成本化。再者，并不局限于汽车、二轮的排气部件，也可以适用于各种锅炉、燃料电池系统等的在高温环境中使用的排气部件和高温滑动部件，本发明在产业上是极其有益的。