JP2022031163A

JP2022031163A - Steel material and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP2022031163A
Application number: JP2021122036A
Authority: JP
Inventors: 祐介寺澤; Yusuke Terasawa
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-08-07
Filing date: 2021-07-26
Publication date: 2022-02-18
Anticipated expiration: 2041-07-26
Also published as: JP7380655B2

Abstract

To provide an austenitic steel material having excellent wear resistance and a manufacturing method thereof.SOLUTION: The austenitic steel material has a component composition containing by mass%, C: 0.10% or more and 2.50% or less, Mn: 8.0% or more and 45.0% or less, P: 0.300% or less, S: 0.1000% or less, V: 0.05% or more and 2.50% or less, Al: 0.001% or more and 0.500% or less, N: 0.5000% or less, O (oxygen): 0.1000% or less, containing C, V and Mn in a range satisfying a formula of 25([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≥25, and containing a balance consisting of Fe and unavoidable impurities, and has a structure containing 90% or more of an austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、耐摩耗性に優れた鋼材およびその製造方法に係り、特にオーステナイト系鋼材の耐摩耗性を向上する技術に関する。 The present invention relates to a steel material having excellent wear resistance and a method for producing the same, and more particularly to a technique for improving the wear resistance of an austenitic steel material.

建設、土木、鉱業などの分野で使用される、例えば、パワーショベル、ブルドーザー、ホッパー、バケットコンベヤー、岩石破砕装置などの産業機械、運搬機器は、岩石、砂、鉱石などによるすべり摩耗、衝撃摩耗などの摩耗に晒される。そのため、産業機械、運搬機器等の部材には、機械、機器等の寿命向上という観点から、耐摩耗性に優れることが求められる。 Industrial machinery and transportation equipment used in fields such as construction, civil engineering, and mining, such as power shovels, bulldozers, hoppers, bucket conveyors, and rock crushers, are used for sliding wear, impact wear, etc. due to rock, sand, ore, etc. Exposed to wear. Therefore, members such as industrial machines and transport equipment are required to have excellent wear resistance from the viewpoint of improving the life of the machines and equipment.

鋼材の耐摩耗性は、鋼材硬さの増加に伴い、向上することが知られている。鋼組織のなかで、オーステナイト相は、歪が加わった際の硬化量、即ち、加工硬化量が大きい。従って、オーステナイト系鋼材は、例えば岩石が衝突するような衝撃力が加わる衝撃摩耗環境下において、使用中に摩耗面近傍で硬化が進行し、非常に優れた耐摩耗性を示す。さらにオーステナイト相は、フェライト相やマルテンサイト相等の組織に比べて延性や靱性が良好である。そこで、例えば、ハッドフィールド（Hadfield）鋼のように、マンガン含有率を高めることによりオーステナイト組織としたオーステナイト系鋼材が、安価な耐摩耗鋼材として、幅広く用いられてきた。 It is known that the wear resistance of a steel material improves as the hardness of the steel material increases. In the steel structure, the austenite phase has a large amount of hardening when strain is applied, that is, a large amount of work hardening. Therefore, the austenitic steel material exhibits extremely excellent wear resistance as it hardens in the vicinity of the wear surface during use in an impact wear environment where an impact force such as a collision of rocks is applied. Further, the austenite phase has better ductility and toughness than the structures such as the ferrite phase and the martensite phase. Therefore, for example, austenitic steel materials having an austenitic structure by increasing the manganese content, such as Hadfield steel, have been widely used as inexpensive wear-resistant steel materials.

例えば、特許文献１には、「耐摩耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法」が記載されている。特許文献１には、質量％で、マンガン（Mn）：15～25％、炭素（Ｃ）：0.8～1.8％、0.7Ｃ－0.56（％）≦Cu≦５％を満たす銅（Cu）、残部Feおよびその他の不可避的不純物からなり、－40℃でのシャルピー衝撃値が100Ｊ以上である溶接熱影響部の靭性に優れた耐摩耗オーステナイト系鋼材について記載されている。特許文献１に記載された技術によれば、高マンガン含有により安定してオーステナイト組織が得られ、さらに溶接後の熱影響部の炭化物の生成を抑制でき、溶接熱影響部の靭性低下を防止することができる、としている。 For example, Patent Document 1 describes "wear-resistant austenitic steel materials and methods for producing them". Patent Document 1 describes copper (Cu), which satisfies manganese (Mn): 15 to 25%, carbon (C): 0.8 to 1.8%, 0.7C-0.56 (%) ≤ Cu ≤ 5% by mass%, and the balance. A wear-resistant austenitic stainless steel having excellent toughness in a weld heat-affected zone, which is composed of Fe and other unavoidable impurities and has a Charpy impact value of 100 J or more at −40 ° C., is described. According to the technique described in Patent Document 1, austenite structure can be stably obtained due to the high manganese content, the formation of carbides in the heat-affected zone after welding can be suppressed, and the toughness of the heat-affected zone in the weld is prevented from decreasing. It is said that it can be done.

また、特許文献２には、「耐摩耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法」が記載されている。すなわち、特許文献２には、質量％で、８～15％のマンガン（Mn）、23％＜33.5Ｃ－Mn≦37％の関係を満たす炭素（Ｃ）、1.6Ｃ－1.4（％）≦Cu≦５％を満たす銅（Cu）を含み残部Feおよびその他の不可避的不純物からなり、炭化物の面積分率が10％以下である、延性に優れた耐摩耗オーステナイト系鋼材について記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、高マンガン含有により安定してオーステナイト組織が得られ、しかも鋼材内部の炭化物の形成も抑制でき、鋼材の靭性低下を防止することができる、としている。 Further, Patent Document 2 describes "wear-resistant austenitic steel materials and methods for producing them". That is, Patent Document 2 describes manganese (Mn) of 8 to 15% by mass, carbon (C) satisfying the relationship of 23% <33.5C-Mn ≤ 37%, and 1.6C-1.4 (%) ≤ Cu. A wear-resistant austenitic steel with excellent ductility, which contains copper (Cu) satisfying ≤5%, is composed of the balance Fe and other unavoidable impurities, and has an area fraction of carbide of 10% or less, is described. According to the technique described in Patent Document 2, the austenite structure can be stably obtained due to the high manganese content, the formation of carbides inside the steel material can be suppressed, and the toughness of the steel material can be prevented from decreasing.

特許第5879448号公報Japanese Patent No. 5879448 特許第6014682号公報Japanese Patent No. 6014682

しかしながら、特許文献１，２に記載されたオーステナイト系鋼材では、鋼材に衝撃力が加わらない状況、例えば、砂が鋼材表面を擦るような摩耗形態、すなわちすべり摩耗のような摩耗形態では、鋼材表面に大きな硬化層が形成されないため、耐摩耗性の顕著な向上は得られない。 However, in the austenitic steel materials described in Patent Documents 1 and 2, in a situation where an impact force is not applied to the steel material, for example, in a wear form in which sand rubs against the steel material surface, that is, in a wear form such as slip wear, the steel material surface. Since a large hardened layer is not formed on the surface, no significant improvement in wear resistance can be obtained.

また、上記した産業機械や運搬機器は、種々の機械要素を組み合わせて構成されていることから、これら機器等の製作には機械要素を組み立てる工程が必須である。この各種機械要素の組立工程において、各機械要素を形作る鋼板には冷間での曲げ加工が施される。従って、上記の機器等を精度良く製作するには、鋼板の冷間曲げ加工性は非常に重要な特性である。すなわち、冷間曲げ加工性が劣位であると、設計図面通りの成型が不可能となる、という問題が生じる。その場合、溶接によって鋼板を接合する等の代替手段が必要となり、機器等の製造効率上やはり問題となる。 Further, since the above-mentioned industrial machines and transport equipments are configured by combining various machine elements, a process of assembling the machine elements is indispensable for manufacturing these equipments and the like. In the assembly process of these various machine elements, the steel plates forming each machine element are cold-bent. Therefore, the cold bending workability of the steel sheet is a very important characteristic in order to accurately manufacture the above-mentioned equipment and the like. That is, if the cold bending workability is inferior, there arises a problem that molding according to the design drawing becomes impossible. In that case, an alternative means such as joining steel plates by welding is required, which also poses a problem in terms of manufacturing efficiency of equipment and the like.

かように、上記した産業機械や運搬機器に供する鋼材としては、冷間曲げ加工性に優れていることも、上記機器等の主に製造コストの観点から要求されることがある。しかしながら、特許文献１、２には、冷間曲げ加工性については検討されていない。 As described above, the steel material used for the above-mentioned industrial machinery and transportation equipment may be required to have excellent cold bending workability mainly from the viewpoint of manufacturing cost of the above-mentioned equipment and the like. However, Patent Documents 1 and 2 do not study cold bending workability.

本発明は、かかる従来技術の問題に鑑み、耐摩耗性に優れたオーステナイト系鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。ここでいう「耐摩耗性に優れた」とは、優れた耐すべり摩耗性と優れた耐衝撃摩耗性とを兼備することをいい、「鋼材」とは、板状の鋼板（板材）、棒状の棒鋼（棒材）、線状の線材、種々の断面形状の形鋼を含むものとする。 It is an object of the present invention to provide an austenitic steel material having excellent wear resistance and a method for producing the same, in view of the problems of the prior art. Here, "excellent in wear resistance" means having both excellent slip wear resistance and excellent impact wear resistance, and "steel material" means a plate-shaped steel plate (plate material) or a rod-shaped material. Steel bars (bars), linear wires, and shaped steels of various cross-sectional shapes shall be included.

さらに、本発明は、耐摩耗性に優れることに加えて、冷間曲げ加工性にも優れたオーステナイト系鋼材及びその製造方法を提供することを目的とする。 Further, an object of the present invention is to provide an austenitic steel material having excellent cold bending workability as well as excellent wear resistance and a method for producing the same.

本発明者らは、上記した目的を達成するため、まず、オーステナイト系鋼材の耐すべり摩耗性に影響する各種要因について、鋭意検討を行った。その結果、オーステナイト系鋼材の耐すべり摩耗性を向上させるには、基地相（オーステナイト相）中に硬質粒子を分散させることが有効であることを見出した。すべり摩耗では、鋼材の最表層部分が連続的に削られることで摩耗が進行していくため、基地相（オーステナイト相）中に硬質粒子を分散させておくことにより、摩耗が進行し鋼材最表層に硬質粒子が現れたときに、摩耗の進行に対して抵抗となり、耐摩耗性が向上し、摩耗寿命が長期化する。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors first diligently studied various factors affecting the slip wear resistance of austenitic steel materials. As a result, it was found that it is effective to disperse hard particles in the matrix phase (austenitic phase) in order to improve the slip wear resistance of the austenitic steel material. In slip wear, the outermost layer of the steel material is continuously scraped and the wear progresses. Therefore, by dispersing the hard particles in the matrix phase (austenite phase), the wear progresses and the outermost surface layer of the steel material progresses. When hard particles appear on the surface, it becomes a resistance to the progress of wear, the wear resistance is improved, and the wear life is extended.

かような、鋼中に分散可能な硬質粒子としては、Ti炭化物やNb炭化物等がある。これらの粒子は高温で生成する析出物である。そのため、TiやNbが多量に添加され、Ti炭化物やNb炭化物が多量に存在する場合、スラブの連続鋳造時や熱間圧延時にひずみが加えられた際に、既に生成していた粒子が起点となり大きな割れを生じさせる可能性がある。 Examples of such hard particles dispersible in steel include Ti carbides and Nb carbides. These particles are precipitates formed at high temperatures. Therefore, when a large amount of Ti or Nb is added and a large amount of Ti carbide or Nb carbide is present, the particles already generated when strain is applied during continuous casting or hot rolling of the slab becomes the starting point. It can cause large cracks.

ところで、マンガン含有率の高いオーステナイト系鋼材は、連続鋳造や熱間圧延において鋼材表面に微細な割れが生じ易いが、もし、硬質粒子の分散によりそうした割れが大きくなってしまうと、割れを除去するための鋼材表面の手入れ負荷が増加してしまう。また、高マンガンのオ－ステナイト鋼は難切削性材料であるため、製造負荷、製造コストが著しく増加してしまう。
そこで、熱間割れ対策についても鋭意検討を行った結果、粒子の硬度が高くかつ粒子の生成温度が低いＶ炭化物は、連続鋳造や熱間圧延における割れの発生には悪影響を与えにくく、従って、すべり摩耗性の向上と良好な熱間延性の両立に有効であることを見出した。 By the way, austenitic steels having a high manganese content tend to have fine cracks on the surface of the steels in continuous casting and hot rolling, but if such cracks become large due to the dispersion of hard particles, the cracks are removed. The maintenance load on the surface of the steel material will increase. Further, since the high manganese austenite steel is a difficult-to-cut material, the manufacturing load and the manufacturing cost are remarkably increased.
Therefore, as a result of diligent studies on measures against hot cracking, V-carbide having high particle hardness and low particle formation temperature is unlikely to adversely affect the occurrence of cracking in continuous casting and hot rolling. Therefore, It was found that it is effective in improving both slip wear resistance and good hot ductility.

一方、オーステナイト系鋼材の耐衝撃摩耗性を向上させるためには、安定なオーステナイト組織を保持することが肝要であり、しかも、常温においても安定なオーステナイト組織を安価に得ることが求められる。そのためには、オーステナイト安定化元素であるＣおよびMnの固溶量を多くする必要がある。しかし、上記したように、耐すべり摩耗性向上のために、基地相中に多量のＶ炭化物を分散させると、安定なオーステナイト組織の保持に有効なＣの固溶量の減少を伴うことになる。そこで、本発明者らは、オーステナイト安定化元素であるＣおよびMnの固溶量と、ＣおよびMnのオーステナイト安定化能の違いとを考慮し、次式（１）
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％）
の関係式を満足するように、ＣおよびMn量を調整することが、優れた耐すべり摩耗性と優れた耐衝撃摩耗性とを兼備させるために、有効であることを新規に見出した。 On the other hand, in order to improve the impact wear resistance of austenitic steel materials, it is important to maintain a stable austenitic structure, and it is also required to inexpensively obtain a stable austenitic structure even at room temperature. For that purpose, it is necessary to increase the solid solution amount of C and Mn, which are austenite stabilizing elements. However, as described above, if a large amount of V carbide is dispersed in the matrix phase in order to improve the slip wear resistance, the solid solution amount of C, which is effective for maintaining a stable austenite structure, is reduced. .. Therefore, the present inventors consider the difference between the solid solution amount of C and Mn, which are austenite stabilizing elements, and the austenite stabilizing ability of C and Mn, and the following equation (1).
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)
It has been newly found that adjusting the amounts of C and Mn so as to satisfy the relational expression of is effective in order to obtain both excellent slip wear resistance and excellent impact wear resistance.

さらに、優れた耐熱間割れ特性および耐摩耗性に加えて、優れた冷間曲げ加工性をも具備させるには、Ｖ含有量の上限を新たに設定することが有効であるとの、新規知見を得た。 Furthermore, it is a new finding that it is effective to set a new upper limit of V content in order to have excellent cold bending workability in addition to excellent heat-resistant cracking characteristics and wear resistance. Got

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであり、その要旨とするところは、次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.10％以上2.50％以下、
Mn：8.0％以上45.0％以下、
Ｐ：0.300％以下、
Ｓ：0.1000％以下、
Ｖ：0.05％以上2.50％以下、
Al：0.001％以上0.500％以下、
Ｎ：0.5000％以下、
Ｏ（酸素）：0.1000％以下
を含み、かつ、Ｃ、ＶおよびMnを、下記（１）式を満足する範囲にて含有し、残部がFe及び不可避不純物である成分組成と、
面積率で、オーステナイト相を90％以上かつＶ炭化物を0.1％以上含む組織と、
を有する鋼材。
記
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％） The present invention has been completed with further studies based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
1. 1. By mass%,
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 2.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
N: 0.5000% or less,
O (oxygen): A component composition containing 0.1000% or less, containing C, V and Mn in a range satisfying the following formula (1), and the balance being Fe and unavoidable impurities.
With an area ratio of 90% or more of the austenite phase and 0.1% or more of V carbide,
Steel material with.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

２．質量％で、
Ｃ：0.10％以上2.50％以下、
Mn：8.0％以上45.0％以下、
Ｐ：0.300％以下、
Ｓ：0.1000％以下、
Ｖ：0.05％以上0.50％以下、
Al：0.001％以上0.500％以下、
Ｎ：0.5000％以下、
Ｏ（酸素）：0.1000％以下
を含み、かつ、Ｃ、ＶおよびMnを、下記（１）式を満足する範囲にて含有し、残部がFe及び不可避不純物である成分組成と、
面積率で、オーステナイト相を90％以上かつＶ炭化物を0.1％以上含む組織と、
を有する鋼材。
記
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％） 2. 2. By mass%,
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 0.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
N: 0.5000% or less,
O (oxygen): A component composition containing 0.1000% or less, containing C, V and Mn in a range satisfying the following formula (1), and the balance being Fe and unavoidable impurities.
With an area ratio of 90% or more of the austenite phase and 0.1% or more of V carbide,
Steel material with.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

３．前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Si：0.01％以上3.00％以下、
Cu：0.1％以上1.0％以下、
Ni：0.1％以上3.0％以下、
Cr：0.1％以上5.0％以下、
Mo：0.1％以上3.0％以下、
Nb：0.001％以上0.100％以下、
Ti：0.001％以上0.100％以下、
Ｗ：0.01％以上0.50％以下、
Ｂ：0.0003％以上0.1000％以下、
Ca：0.0003％以上0.1000％以下、
Mg：0.0001％以上0.1000％以下および
REM：0.0005％以上0.1000％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載の鋼材。 3. 3. In addition to the composition of the above components, by mass%,
Si: 0.01% or more and 3.00% or less,
Cu: 0.1% or more and 1.0% or less,
Ni: 0.1% or more and 3.0% or less,
Cr: 0.1% or more and 5.0% or less,
Mo: 0.1% or more and 3.0% or less,
Nb: 0.001% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.001% or more and 0.100% or less,
W: 0.01% or more and 0.50% or less,
B: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Ca: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Mg: 0.0001% or more and 0.1000% or less and
REM: The steel material according to 1 or 2 above, which contains one or more selected from 0.0005% or more and 0.1000% or less.

４．溶鋼を溶製して鋳片とする鋳造工程と、該鋳片を加熱する加熱工程と、前記加熱した鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱延工程と、前記鋼材に冷却を施す冷却工程と、を順次施す鋼材の製造方法であって、
前記鋳片は、質量％で、
Ｃ：0.10％以上2.50％以下、
Mn：8.0％以上45.0％以下、
Ｐ：0.300％以下、
Ｓ：0.1000％以下、
Ｖ：0.05％以上2.50％以下、
Al：0.001％以上0.500％以下、
Ｎ：0.5000％以下、
Ｏ（酸素）：0.1000％以下
を含み、かつ、Ｃ、ＶおよびMnを、下記（１）式を満足する範囲にて含有し、残部がFe及び不可避不純物である成分組成に調整し、
前記熱延工程は、スラブ加熱温度を1000℃以上とし、圧延終了温度を800℃以上とし、
前記冷却工程は、800～400℃の温度範囲における滞留時間を300ｓ以上とする、鋼材の製造方法。
記
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧ 25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％） 4. A casting process in which molten steel is melted into slabs, a heating process in which the slabs are heated, a hot rolling process in which the heated slabs are hot-rolled into steel materials, and cooling in which the steel materials are cooled. It is a method of manufacturing steel materials in which processes are sequentially applied.
The slab is by mass%
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 2.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
N: 0.5000% or less,
O (oxygen): Contains 0.1000% or less, contains C, V and Mn within the range satisfying the following formula (1), and the balance is adjusted to a component composition of Fe and unavoidable impurities.
In the hot rolling step, the slab heating temperature is set to 1000 ° C or higher, the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher, and the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher.
The cooling step is a method for manufacturing a steel material, wherein the residence time in a temperature range of 800 to 400 ° C. is 300 s or more.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

５．溶鋼を溶製して鋳片とする鋳造工程と、該鋳片を加熱する加熱工程と、前記加熱した鋳片を熱間圧延して鋼材とする熱延工程と、前記鋼材に冷却を施す冷却工程と、を順次施す鋼材の製造方法であって、
前記鋳片は、質量％で、
Ｃ：0.10％以上2.50％以下、
Mn：8.0％以上45.0％以下、
Ｐ：0.300％以下、
Ｓ：0.1000％以下、
Ｖ：0.05％以上0.50％以下、
Al：0.001％以上0.500％以下、
Ｎ：0.5000％以下、
Ｏ（酸素）：0.1000％以下
を含み、かつ、Ｃ、ＶおよびMnを、下記（１）式を満足する範囲にて含有し、残部がFe及び不可避不純物である成分組成に調整し、
前記熱延工程は、スラブ加熱温度を1000℃以上とし、圧延終了温度を800℃以上とし、
前記冷却工程は、800～400℃の温度範囲における滞留時間を300ｓ以上とする、鋼材の製造方法。
記
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧ 25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％） 5. A casting process in which molten steel is melted into slabs, a heating process in which the slabs are heated, a hot rolling process in which the heated slabs are hot-rolled into steel materials, and cooling in which the steel materials are cooled. It is a method of manufacturing steel materials in which processes are sequentially applied.
The slab is by mass%
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 0.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
N: 0.5000% or less,
O (oxygen): Contains 0.1000% or less, contains C, V and Mn within the range satisfying the following formula (1), and the balance is adjusted to a component composition of Fe and unavoidable impurities.
In the hot rolling step, the slab heating temperature is set to 1000 ° C or higher, the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher, and the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher.
The cooling step is a method for manufacturing a steel material, wherein the residence time in a temperature range of 800 to 400 ° C. is 300 s or more.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

６．前記鋳片は、前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Si：0.01％以上3.00％以下、
Cu：0.1％以上1.0％以下、
Ni：0.1％以上3.0％以下、
Cr：0.1％以上5.0％以下、
Mo：0.1％以上3.0％以下、
Nb：0.001％以上0.100％以下、
Ti：0.001％以上0.100％以下、
Ｗ：0.01％以上0.50％以下、
Ｂ：0.0003％以上0.1000％以下、
Ca：0.0003％以上0.1000％以下、
Mg：0.0001％以上0.1000％以下および
REM：0.0005％以上0.1000％以下
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する、前記４または５に記載の鋼材の製造方法。 6. In addition to the composition of the composition, the slab is further added by mass%.
Si: 0.01% or more and 3.00% or less,
Cu: 0.1% or more and 1.0% or less,
Ni: 0.1% or more and 3.0% or less,
Cr: 0.1% or more and 5.0% or less,
Mo: 0.1% or more and 3.0% or less,
Nb: 0.001% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.001% or more and 0.100% or less,
W: 0.01% or more and 0.50% or less,
B: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Ca: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Mg: 0.0001% or more and 0.1000% or less and
REM: The method for producing a steel material according to 4 or 5 above, which contains one or more selected from 0.0005% or more and 0.1000% or less.

本発明によれば、良好な耐熱間割れ特性を有しつつ、優れた耐すべり摩耗性と優れた耐衝撃摩耗性とを兼備する、耐摩耗性に優れたオーステナイト系鋼材を、提供でき、産業上格段の効果を奏する。例えば、種々の摩耗環境下において稼動する産業機械、運搬機械等の寿命を向上できる、という効果を奏する。 According to the present invention, it is possible to provide an austenitic steel material having excellent wear resistance, which has both excellent slip wear resistance and excellent impact wear resistance, while having good heat-resistant cracking characteristics, and is an industry. It has a remarkable effect. For example, it has the effect of improving the life of industrial machines, transport machines, etc. that operate in various wear environments.

また、本発明に従ってＶ含有量を規制して優れた冷間曲げ加工性を付与した場合は、産業機械や運搬機器を設計図通りに精度良く作製することができる、という効果も奏する。 Further, when the V content is regulated according to the present invention and excellent cold bending workability is imparted, there is also an effect that industrial machines and transport equipment can be manufactured with high accuracy according to the design drawing.

実施例で使用した摩耗試験装置の概略を模式的に示す説明図である。It is explanatory drawing which shows schematic outline of the wear test apparatus used in an Example. 実施例で使用した摩耗試験装置の概略を模式的に示す説明図である。It is explanatory drawing which shows schematic outline of the wear test apparatus used in an Example.

本発明のオーステナイト系鋼材は、Ｃ：0.10％以上2.50％以下、Mn：8.0％以上45.0％以下、Ｐ：0.300％以下、Ｓ：0.1000％以下、Ｖ：0.05％以上2.50％以下、Al：0.001％以上0.500％以下、Ｎ：0.5000％以下、Ｏ（酸素）：0.1000％以下を含み、かつ、Ｃ、ＶおよびMnを、次式（１）
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧ 25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％）
の関係式を満足する範囲にて含有し、残部Fe及び不可避不純物である成分組成を有する。
まず、鋼材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、成分組成に関する「質量％」は、特に断らない限り、単に「％」で記す。 The austenitic steel material of the present invention has C: 0.10% or more and 2.50% or less, Mn: 8.0% or more and 45.0% or less, P: 0.300% or less, S: 0.1000% or less, V: 0.05% or more and 2.50% or less, Al: 0.001. % Or more and 0.500% or less, N: 0.5000% or less, O (oxygen): 0.1000% or less, and C, V and Mn are expressed in the following equation (1).
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)
It is contained in a range satisfying the relational expression of the above, and has a component composition which is a balance Fe and an unavoidable impurity.
First, the reason for limiting the composition of steel materials will be described. In the following, "% by mass" relating to the component composition is simply referred to as "%" unless otherwise specified.

Ｃ：0.10％以上2.50％以下
Ｃは、オーステナイト相を安定化する元素であり、常温においてオーステナイト組織を得るために重要な元素である。このような効果を得るためには、0.10％以上のＣ含有を必要とする。すなわち、Ｃが0.10％未満では、オーステナイト相の安定度が不足し、常温において、十分なオーステナイト組織を得ることができない。一方、Ｃ含有量が2.50％を超えると、硬度が高くなり、母材の靱性が低下する。そのため、本発明では、Ｃは0.10％以上2.50％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは0.12％以上2.00％以下である。 C: 0.10% or more and 2.50% or less C is an element that stabilizes the austenite phase and is an important element for obtaining an austenite structure at room temperature. In order to obtain such an effect, a C content of 0.10% or more is required. That is, if C is less than 0.10%, the stability of the austenite phase is insufficient, and a sufficient austenite structure cannot be obtained at room temperature. On the other hand, when the C content exceeds 2.50%, the hardness becomes high and the toughness of the base metal decreases. Therefore, in the present invention, C is limited to the range of 0.10% or more and 2.50% or less. It should be noted that it is preferably 0.12% or more and 2.00% or less.

Mn：8.0％以上45.0％以下
Mnは、オーステナイト相を安定化する元素であり、常温においてオーステナイト組織を得るために重要な元素である。このような効果を得るためには、8.0％以上のMn含有を必要とする。すなわち、Mnが8.0％未満では、オーステナイト相の安定度が不足し、十分なオーステナイト組織が得られない。一方、Mn含有量が45.0％を超えると、オーステナイト相安定化の効果は飽和し、経済的に不利となる。そのため、本発明では、Mnは8.0％以上45.0％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは10.0％以上40.0％以下である。 Mn: 8.0% or more and 45.0% or less
Mn is an element that stabilizes the austenite phase and is an important element for obtaining an austenite structure at room temperature. In order to obtain such an effect, Mn content of 8.0% or more is required. That is, when Mn is less than 8.0%, the stability of the austenite phase is insufficient and a sufficient austenite structure cannot be obtained. On the other hand, when the Mn content exceeds 45.0%, the effect of stabilizing the austenite phase is saturated, which is economically disadvantageous. Therefore, in the present invention, Mn is limited to the range of 8.0% or more and 45.0% or less. It should be noted that it is preferably 10.0% or more and 40.0% or less.

Ｐ：0.300％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界を脆化させ、鋼材の靭性を低下させる作用を有する元素である。本発明では、Ｐはできる限り低減することが望ましいが、0.300％以下であれば許容できる。好ましくは0.250％以下である。なお、Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、少ないほど好ましいが、過度の低Ｐ化は、精錬時間の増加や精錬コストの上昇を招くため、Ｐは0.001％以上とすることが好ましい。 P: 0.300% or less P is an element having an action of segregating at grain boundaries to embrittle the grain boundaries and lowering the toughness of the steel material. In the present invention, it is desirable to reduce P as much as possible, but 0.300% or less is acceptable. It is preferably 0.250% or less. Note that P is an element that is inevitably contained in steel as an impurity, and the smaller the amount, the more preferable. However, excessively low P leads to an increase in refining time and refining cost, so P is 0.001% or more. Is preferable.

Ｓ：0.1000％以下
Ｓは、主として硫化物系介在物として鋼中に分散し、鋼の延性、靭性を低下させる元素である。そのため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.1000％以下であれば許容できる。なお、好ましくは0.0800％以下である。Ｓは少ないほど好ましいが、過度の低Ｓ化は、精錬時間の増加や精錬コストの上昇を招くため、Ｓは0.0001％以上とすることが好ましい。 S: 0.1000% or less S is an element that is mainly dispersed in steel as a sulfide-based inclusion and reduces the ductility and toughness of the steel. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce it as much as possible, but it is acceptable if it is 0.1000% or less. It is preferably 0.0800% or less. The smaller the S, the more preferable, but the excessively low S causes an increase in the refining time and an increase in the refining cost. Therefore, the S is preferably 0.0001% or more.

Ｖ：0.05％以上2.50％以下
Ｖは、本発明において重要な元素であり、硬質な炭化物を形成して、オーステナイト組織の耐すべり摩耗性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るために、0.05％以上の含有を必要とする。一方、2.50％を超える含有は、熱間延性を低下させる。そのため、Ｖは0.05％以上2.50％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.30％以上2.00％以下である。 V: 0.05% or more and 2.50% or less V is an important element in the present invention and is an element having an action of forming a hard carbide and improving the slip wear resistance of the austenite structure. In order to obtain such an effect, a content of 0.05% or more is required. On the other hand, a content of more than 2.50% reduces hot ductility. Therefore, V is limited to the range of 0.05% or more and 2.50% or less. It should be noted that it is preferably 0.30% or more and 2.00% or less.

ここで、優れた耐熱間割れ特性および耐摩耗性に加えて、優れた冷間曲げ加工性をも具備させる場合には、Ｖ含有量の上限を低くする必要がある。すなわち、Ｖ含有量が0.50％を超えると、Ｖ炭化物が過剰に生成し延性が低下する結果、冷間曲げ加工性が低下することが明らかとなった。そこで、優れた冷間曲げ加工性が求められる場合は、Ｖを0.50％以下に制限することとした。好ましくは、0.49％以下であり、より好ましくは0.45％以下である。 Here, in order to provide excellent cold bending workability in addition to excellent heat-resistant cracking characteristics and wear resistance, it is necessary to lower the upper limit of the V content. That is, it was clarified that when the V content exceeds 0.50%, V carbides are excessively generated and the ductility is lowered, and as a result, the cold bending workability is lowered. Therefore, when excellent cold bending workability is required, V is limited to 0.50% or less. It is preferably 0.49% or less, and more preferably 0.45% or less.

Al：0.001％以上0.500％以下
Alは、脱酸剤として有効に作用する元素であり、その効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.500％を超えて含有すると、熱間延性が低下する。そのため、Alは0.001％以上0.500％以下とする。なお、好ましくは0.003％以上0.300％以下である。 Al: 0.001% or more and 0.500% or less
Al is an element that acts effectively as a deoxidizing agent, and its content needs to be 0.001% or more in order to obtain its effect. On the other hand, if it is contained in excess of 0.500%, the hot ductility is lowered. Therefore, Al should be 0.001% or more and 0.500% or less. It should be noted that it is preferably 0.003% or more and 0.300% or less.

Ｎ：0.5000％以下
Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に含有され、母材の延性、靱性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.5000％以下であれば許容できる。好ましくは0.3000％以下である。Ｎは、少ないほど好ましいが、過度の低Ｎ化は精錬時間の増加や精錬コストの上昇を招く。このため、Ｎは0.0005％以上とすることが好ましい。 N: 0.5000% or less N is an element that is inevitably contained in steel as an impurity and reduces the ductility and toughness of the base metal, and it is desirable to reduce it as much as possible, but 0.5000% or less is acceptable. It is preferably 0.3000% or less. The smaller the amount of N, the more preferable it is, but excessively low N causes an increase in refining time and an increase in refining cost. Therefore, N is preferably 0.0005% or more.

Ｏ（酸素）：0.1000％以下
Ｏは、不純物として鋼中に不可避的に含有され、酸化物等の介在物として鋼中に存在し、延性、靱性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましいが、0.1000％以下であれば許容できる。好ましくは0.0500％以下である。Ｏは、少ないほど好ましいが、過度の低酸素化は、精錬時間の増加や精錬コストの上昇を招くため、Ｏは0.0005％以上とすることが好ましい。 O (oxygen): 0.1000% or less O is an element that is inevitably contained in steel as an impurity and is present in steel as an inclusion such as an oxide to reduce ductility and toughness, and can be reduced as much as possible. It is desirable, but it is acceptable if it is 0.1000% or less. It is preferably 0.0500% or less. The smaller the amount of O, the more preferable it is. However, excessively low oxygenation causes an increase in refining time and an increase in refining cost. Therefore, O is preferably 0.0005% or more.

さらに本発明では、Ｃ、ＶおよびMnを、上記した各範囲内で、かつ、次式（１）
25（[Ｃ]－12.01[Ｖ]／50.94）＋[Mn]≧25 ……（１）
ここで、[Ｃ]、[Ｖ]、[Mn]：各元素の含有量（質量％）
の関係式を満足する範囲にて含有する必要がある。
上記した（１）式の左辺は、オーステナイト相の安定化度を表わし、左辺値が大きいほど、オーステナイト相の安定化度が高いことを意味する。すなわち、（１）式の左辺は、オーステナイト相の安定化に寄与する元素であるＣの含有量とMnの含有量の和であり、各元素のオーステナイト安定化能を考慮して、オーステナイト安定化能に応じた係数を乗じている。なお、Ｃは、Ｖ炭化物として析出し、オーステナイト相の安定化に寄与しなくなった量を差し引いた有効含有量としている。
従って、Ｃ、ＶおよびMn含有量が、（１）式を満足しない場合、オーステナイト安定化度が不足し、常温で所望のオーステナイト組織が得られない。オーステナイト相の安定化度の観点から、（１）式の右辺値は30以上であることが好ましい。 Further, in the present invention, C, V and Mn are set within the above-mentioned ranges and the following equation (1).
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)
It is necessary to contain in a range that satisfies the relational expression of.
The left side of the above equation (1) represents the degree of stabilization of the austenite phase, and the larger the left side value, the higher the degree of stabilization of the austenite phase. That is, the left side of Eq. (1) is the sum of the content of C and the content of Mn, which are elements that contribute to the stabilization of the austenite phase. Multiply the coefficient according to the ability. In addition, C is an effective content obtained by subtracting the amount which is precipitated as a V carbide and does not contribute to the stabilization of the austenite phase.
Therefore, when the C, V and Mn contents do not satisfy the equation (1), the austenite stabilization degree is insufficient and the desired austenite structure cannot be obtained at room temperature. From the viewpoint of the degree of stabilization of the austenite phase, the rvalue in Eq. (1) is preferably 30 or more.

本発明では、上記した成分が、基本の成分であるが、これら基本成分に加えてさらに、必要に応じて、選択元素として、Si：0.01％以上3.00％以下、Cu：0.1％以上1.0％以下、Ni：0.1％以上3.0％以下、Cr：0.1％以上5.0％以下、Mo：0.1％以上3.0％以下、Nb：0.001％以上0.100％以下、Ti：0.001％以上0.100％以下、Ｗ：0.01％以上0.50％以下、Ｂ：0.0003％以上0.1000％以下、Ca：0.0003％以上0.1000％以下、Mg：0.0001％以上0.1000％以下およびREM：0.0005％以上0.1000％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。 In the present invention, the above-mentioned components are basic components, but in addition to these basic components, Si: 0.01% or more and 3.00% or less, Cu: 0.1% or more and 1.0% or less, as necessary, are selected elements. , Ni: 0.1% or more and 3.0% or less, Cr: 0.1% or more and 5.0% or less, Mo: 0.1% or more and 3.0% or less, Nb: 0.001% or more and 0.100% or less, Ti: 0.001% or more and 0.100% or less, W: 0.01% 1 or 2 selected from 0.50% or more, B: 0.0003% or more and 0.1000% or less, Ca: 0.0003% or more and 0.1000% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.1000% or less, and REM: 0.0005% or more and 0.1000% or less. Can contain more than a seed.

Si、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ti、Ｗ、Ｂ、さらにCa、Mg、REMはいずれも、鋼材の強度（母材や溶接部の強度）を向上させる元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。 Si, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, Ti, W, B, as well as Ca, Mg, and REM are all elements that improve the strength of steel materials (strength of base metal and welds), and are required. One type or two or more types can be selected and contained.

Si：0.01％以上3.00％以下
Siは、脱酸剤として有効に作用するとともに、固溶して鋼材の高硬度化にも寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。Siが0.01％未満では、上記した効果を充分に得ることができない。一方、3.00％を超える含有は、延性および靭性を低下させる。このようなことから、含有する場合には、Siは0.01％以上3.00％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.05％以上2.50％以下である。 Si: 0.01% or more and 3.00% or less
Si is an element that acts effectively as a deoxidizing agent and also contributes to increasing the hardness of steel materials by dissolving in solid solution. In order to obtain such an effect, the content of 0.01% or more is required. If Si is less than 0.01%, the above-mentioned effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, a content of more than 3.00% reduces ductility and toughness. Therefore, when it is contained, it is preferable that Si is in the range of 0.01% or more and 3.00% or less. It should be noted that more preferably 0.05% or more and 2.50% or less.

Cu：0.1％以上1.0％以下
Cuは、固溶してあるいは析出して鋼材の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超えて含有しても、その効果は飽和し、経済的に不利となる。そのため、含有する場合には、Cuは0.1％以上1.0％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以上0.8％以下である。 Cu: 0.1% or more and 1.0% or less
Cu is an element that dissolves or precipitates and contributes to improving the strength of steel materials. In order to obtain such an effect, a content of 0.1% or more is required. On the other hand, even if it is contained in excess of 1.0%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, when it is contained, Cu is preferably in the range of 0.1% or more and 1.0% or less. It should be noted that it is more preferably 0.2% or more and 0.8% or less.

Ni：0.1％以上3.0％以下
Niは、鋼材の強度向上に寄与するとともに、靭性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超えて含有しても、その効果が飽和し経済的に不利となる。そのため、含有する場合には、Niは0.1％以上3.0％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以上2.5％以下である。 Ni: 0.1% or more and 3.0% or less
Ni is an element that contributes to improving the strength of steel materials and also has the effect of improving toughness. In order to obtain such an effect, a content of 0.1% or more is required. On the other hand, even if it is contained in excess of 3.0%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, when it is contained, it is preferable that Ni is in the range of 0.1% or more and 3.0% or less. It should be noted that it is more preferably 0.2% or more and 2.5% or less.

Cr：0.1％以上5.0％以下
Crは、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、5.0％を超えて含有すると、その効果が飽和し経済的に不利となる。そのため、含有する場合には、Crは0.1％以上5.0％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは、0.2％以上4.5％以下である。 Cr: 0.1% or more and 5.0% or less
Cr is an element that contributes to improving the strength of steel. In order to obtain such an effect, a content of 0.1% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 5.0%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, when it is contained, it is preferable that Cr is in the range of 0.1% or more and 5.0% or less. More preferably, it is 0.2% or more and 4.5% or less.

Mo：0.1％以上3.0％以下
Moは、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超えて含有すると、その効果が飽和し経済的に不利となる。そのため、含有する場合には、Moは0.1％以上3.0％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以上2.5％以下である。 Mo: 0.1% or more and 3.0% or less
Mo is an element that contributes to improving the strength of steel. In order to obtain such an effect, a content of 0.1% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 3.0%, the effect is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, when it is contained, Mo is preferably in the range of 0.1% or more and 3.0% or less. It should be noted that it is more preferably 0.2% or more and 2.5% or less.

Nb：0.001％以上0.100％以下
Nbは、炭窒化物として析出することで、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.100％を超える含有は、熱間延性を低下させる。そのため、含有する場合には、Nbは0.001％以上0.100％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以上0.080％以下である。 Nb: 0.001% or more and 0.100% or less
Nb is an element that contributes to improving the strength of steel by precipitating as a carbonitride. In order to obtain such an effect, the content of 0.001% or more is required. On the other hand, a content of more than 0.100% reduces hot ductility. Therefore, when it is contained, Nb is preferably in the range of 0.001% or more and 0.100% or less. More preferably, it is 0.005% or more and 0.080% or less.

Ti：0.001％以上0.100％以下
Tiは、炭窒化物として析出し、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.100％を超える含有は、熱間延性を低下させる。そのため、含有する場合には、Tiは0.001％以上0.100％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以上0.080％以下である。 Ti: 0.001% or more and 0.100% or less
Ti is an element that precipitates as carbonitride and contributes to improving the strength of steel. In order to obtain such an effect, the content of 0.001% or more is required. On the other hand, a content of more than 0.100% reduces hot ductility. Therefore, when it is contained, Ti is preferably in the range of 0.001% or more and 0.100% or less. More preferably, it is 0.005% or more and 0.080% or less.

Ｗ：0.01％以上0.50％以下
Ｗは、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、靱性を低下させる。そのため、含有する場合には、Ｗは0.01％以上0.50％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.02％以上0.45％以下である。 W: 0.01% or more and 0.50% or less W is an element that contributes to improving the strength of steel. In order to obtain such an effect, the content of 0.01% or more is required. On the other hand, a content of more than 0.50% reduces toughness. Therefore, when it is contained, W is preferably in the range of 0.01% or more and 0.50% or less. More preferably, it is 0.02% or more and 0.45% or less.

Ｂ：0.0003％以上0.1000％以下
Ｂは、結晶粒界に偏析し、粒界強度の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.1000％を超えて含有すると、炭窒化物の粒界析出により靱性が低下する。そのため、含有する場合には、Ｂは0.0003％以上0.1000％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以上0.0800％以下である。 B: 0.0003% or more and 0.1000% or less B is an element that segregates at the grain boundaries and contributes to the improvement of the grain boundary strength. In order to obtain such an effect, the content of 0.0003% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.1000%, the toughness is lowered due to the grain boundary precipitation of the carbonitride. Therefore, when it is contained, B is preferably in the range of 0.0003% or more and 0.1000% or less. More preferably, it is 0.0005% or more and 0.0800% or less.

Ca：0.0003％以上0.1000％以下
Caは、高温における安定性が高い酸硫化物を形成して、結晶粒界をピンニングし、とくに溶接部の結晶粒の粗大化を抑制し結晶粒を細かく維持して、溶接継手部の強度および靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.1000％を超えて含有すると、清浄度が低下して鋼の靭性が低下する。そのため、含有する場合には、Caは0.0003％以上0.1000％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以上0.0800％以下である。 Ca: 0.0003% or more and 0.1000% or less
Ca forms acid sulfides with high stability at high temperatures, pinning the grain boundaries, especially suppressing the coarsening of crystal grains in the welded part and keeping the crystal grains fine, and the strength of the welded joint part and It is an element that contributes to the improvement of toughness. In order to obtain such an effect, the content of 0.0003% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.1000%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel is lowered. Therefore, when it is contained, Ca is preferably in the range of 0.0003% or more and 0.1000% or less. More preferably, it is 0.0005% or more and 0.0800% or less.

Mg：0.0001％以上0.1000％以下
Mgは、高温における安定性が高い酸硫化物を形成して、結晶粒界をピンニングし、とくに溶接部の結晶粒の粗大化を抑制し結晶粒を細かく維持して、とくに、溶接継手部の強度および靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上の含有を必要とする。一方、0.1000％を超えて含有すると、清浄度が低下して鋼材の靭性が低下する。そのため、含有する場合には、Mgは0.0001％以上0.1000％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以上0.0800％以下である。 Mg: 0.0001% or more and 0.1000% or less
Mg forms acid sulfides with high stability at high temperatures to pinn the grain boundaries, especially to suppress the coarsening of crystal grains in welds and keep the grains fine, especially in welded joints. It is an element that contributes to the improvement of strength and toughness. In order to obtain such an effect, the content of 0.0001% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.1000%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel material is lowered. Therefore, when it is contained, the Mg is preferably in the range of 0.0001% or more and 0.1000% or less. More preferably, it is 0.0005% or more and 0.0800% or less.

REM：0.0005％以上0.1000％以下
REM（希土類金属）は、高温における安定性が高い酸硫化物を形成して、結晶粒界をピンニングし、とくに溶接部の結晶粒の粗大化を抑制し結晶粒を細かく維持して、溶接継手部の強度および靱性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.1000％を超えて含有すると、清浄度が低下して鋼材の靭性が低下する。そのため、含有する場合には、REMは0.0005％以上0.1000％以下の範囲とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.0010％以上0.0800％以下の範囲である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。 REM: 0.0005% or more and 0.1000% or less
REM (rare earth metal) forms acid sulfides with high stability at high temperatures, pinning the grain boundaries, especially suppressing the coarsening of crystal grains in welds and keeping the crystal grains fine, welded joints. It is an element that contributes to the improvement of the strength and toughness of the part. In order to obtain such an effect, the content of 0.0005% or more is required. On the other hand, if it is contained in excess of 0.1000%, the cleanliness is lowered and the toughness of the steel material is lowered. Therefore, when it is contained, the REM is preferably in the range of 0.0005% or more and 0.1000% or less. It should be noted that the range is more preferably 0.0010% or more and 0.0800% or less.
The rest other than the above components are Fe and unavoidable impurities.

本発明のオーステナイト系鋼材は、上記した成分組成を有し、さらに面積率で、90％以上のオーステナイト相と、0.1％以上のＶ炭化物と、を含む組織を有する。 The austenitic steel material of the present invention has the above-mentioned component composition and further has a structure containing 90% or more of an austenitic phase and 0.1% or more of V carbide in an area ratio.

組織中のオーステナイト相：90％以上
本発明鋼材の組織は、耐衝撃摩耗性向上の観点からオーステナイト相を主とする。この耐衝撃摩耗性向上を実現するには、オーステナイト相を面積率で90％以上とする。オーステナイト相が、面積率で90％未満では、耐衝撃摩耗性が低下し、さらには、延性や靱性、加工性、溶接部（溶接熱影部）の靱性も低下する。そのため、組織中のオーステナイト相は、面積率で、90％以上とする。100％であってもよい。ここでいう「組織中のオーステナイト相」の割合は、介在物や析出物を除いた組織全体に対するオーステナイト相の割合（面積率）を示す。なお、オーステナイト相以外の組織は、面積率で合計10％未満の、フェライト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織のうちの１種以上であってよい。 Austenite phase in the structure: 90% or more The structure of the steel material of the present invention mainly contains the austenite phase from the viewpoint of improving impact wear resistance. In order to improve the impact wear resistance, the austenite phase should be 90% or more in area ratio. When the austenite phase is less than 90% in area ratio, the impact wear resistance is lowered, and further, the ductility, toughness, workability, and toughness of the welded portion (welded thermal shadow portion) are also lowered. Therefore, the area ratio of the austenite phase in the tissue is 90% or more. It may be 100%. The ratio of the "austenite phase in the tissue" here indicates the ratio (area ratio) of the austenite phase to the entire tissue excluding inclusions and precipitates. The structure other than the austenite phase may be one or more of a ferrite phase, a bainite structure, a martensite structure, and a pearlite structure having a total area ratio of less than 10%.

なお、組織中のオーステナイト相の面積率は、後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）解析を行い、得られたInverse Pole Figure（逆極点図）マップから、介在物、析出物を除いた組織（フェライト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織、オーステナイト相）全量に対するオーステナイト相の割合を算出することにより、求めるものとする。また、ここでいう「オーステナイト相の割合」は、鋼材の表面下１mm深さの位置で測定した値を用いるものとする。 The area ratio of the austenite phase in the structure was determined by performing backscattered electron diffraction (EBSP) analysis, and the structure (ferrite phase,) excluding inclusions and precipitates from the obtained Inverse Pole Figure map. (Bainite structure, martensite structure, pearlite structure, austenite phase) It shall be obtained by calculating the ratio of the austenite phase to the total amount. Further, as the "ratio of austenite phase" referred to here, a value measured at a position 1 mm below the surface of the steel material shall be used.

Ｖ炭化物：0.1％以上
本発明では、基地中に硬質粒子であるＶ炭化物を分散させる。基地中に分散したＶ炭化物は砂や岩石成分によるすべり摩耗に対して抵抗となり、耐すべり摩耗性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、Ｖ炭化物を、基地中に面積率で0.1％以上分散させる必要がある。このため、Ｖ炭化物の含有量は面積率で0.1％以上に限定した。好ましくは0.5％以上である。一方、Ｖ炭化物の含有量が5.0％を超えると熱間延性が低下するため、面積率で5.0％以下とするのが好ましい。 V-carbide: 0.1% or more In the present invention, V-carbide, which is a hard particle, is dispersed in the matrix. The V-carbide dispersed in the base acts as a resistance to slip wear caused by sand and rock components, and has an effect of improving slip wear resistance. In order to obtain such an effect, it is necessary to disperse the V carbide in the base in an area ratio of 0.1% or more. Therefore, the content of V carbide was limited to 0.1% or more in terms of area ratio. It is preferably 0.5% or more. On the other hand, if the content of V carbide exceeds 5.0%, the hot ductility decreases, so the area ratio is preferably 5.0% or less.

なお、本発明では、走査型電子顕微鏡（SEM）のエネルギー分散型Ｘ線分光法（EDS）を利用して、Ｖ炭化物を同定し、画像解析ソフトを用いて該Ｖ炭化物の総面積を測定し、Ｖ炭化物の面積率を算出した。なお、EDSの測定に際しては、原子分率でＶを10at％以上、Ｃを30at％以上含む析出物をＶ炭化物としてカウントした。また、ここでいう「Ｖ炭化物の含有量」は、鋼材の表面下１mm深さの位置で測定した値を用いるものとする。 In the present invention, V-carbide is identified by using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) of a scanning electron microscope (SEM), and the total area of the V-carbide is measured by using image analysis software. , The area ratio of V carbide was calculated. In the measurement of EDS, precipitates containing 10 at% or more of V and 30 at% or more of C in terms of atomic fraction were counted as V carbides. Further, as the "V-carbide content" referred to here, a value measured at a position 1 mm below the surface of the steel material shall be used.

つぎに、上記した成分組成および組織を有する鋼材の好ましい製造方法について説明する。
本発明鋼材の好ましい製造方法は、まず、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製炉により溶製したのち、鋳造して鋳片とする鋳造工程と、該鋳片を加熱する加熱工程と、前記加熱した鋳片を熱間圧延（熱間加工）して鋼材とする熱延工程と、得られた鋼材に冷却を施す冷却工程と、を実施する。このような工程により得られる鋼材としては、板状の鋼板、棒状の棒鋼、線状の線材、Ｈ形等の種々の断面形状の形鋼等がある。 Next, a preferable method for producing a steel material having the above-mentioned composition and structure will be described.
The preferred method for producing the steel material of the present invention is a casting step of first rolling in a conventional melting furnace such as an electric furnace or a vacuum melting furnace and then casting to make a slab, and a heating step of heating the slab. A hot rolling step of hot rolling (hot working) the heated slab into a steel material and a cooling step of cooling the obtained steel material are carried out. Examples of the steel material obtained by such a process include a plate-shaped steel plate, a bar-shaped steel bar, a linear wire, a shaped steel having various cross-sectional shapes such as an H-shape, and the like.

［鋳造工程］
本発明の好ましい製造方法として、まず、電気炉、真空溶解炉等の常用の溶製炉により溶製した溶鋼を鋳造して、上記した所定の成分組成を有する鋳片とする鋳造工程を行う。 [Casting process]
As a preferable manufacturing method of the present invention, first, a molten steel melted by a common melting furnace such as an electric furnace or a vacuum melting furnace is cast, and a casting step of forming a slab having the above-mentioned predetermined composition is performed.

［熱延工程］
ついで、得られた鋳片を加熱し、この加熱された鋳片に、熱間圧延（熱間加工）を施して所定形状の鋼材とする熱延工程を行う。この熱延工程において、スラブ加熱温度を1000℃以上とする。すなわち、スラブ加熱温度が1000℃未満では、スラブの鋳造後の冷却過程で析出していたＶ炭化物の再固溶が十分でないため、Ｖ炭化物が熱間圧延時の割れの原因となる。なお、スラブ加熱温度が1300℃を超えると、スケール生成量増加による歩留まり低下、製造コストの上昇が問題となるため、1300℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、1030℃以上1250℃以下である。 [Hot rolling process]
Then, the obtained slab is heated, and the heated slab is hot-rolled (hot-worked) to perform a hot-rolling process to obtain a steel material having a predetermined shape. In this hot rolling process, the slab heating temperature is set to 1000 ° C. or higher. That is, if the slab heating temperature is less than 1000 ° C., the resolidification of the V-carbide deposited in the cooling process after casting the slab is not sufficient, and the V-carbide causes cracking during hot rolling. If the slab heating temperature exceeds 1300 ° C., the yield will decrease due to the increase in the amount of scale produced, and the manufacturing cost will increase. Therefore, the temperature is preferably 1300 ° C. or lower. More preferably, it is 1030 ° C. or higher and 1250 ° C. or lower.

さらに、熱延工程において、圧延終了温度を800℃以上とする。800℃未満で圧延を行うと、生成したＶ炭化物を起点とした割れが問題となる。なお、好ましくは820℃以上である。 Further, in the hot rolling process, the rolling end temperature is set to 800 ° C. or higher. When rolling at a temperature lower than 800 ° C., cracking starting from the generated V carbide becomes a problem. The temperature is preferably 820 ° C or higher.

［冷却工程］
加熱された鋳片に熱間圧延を施す工程に引続き、冷却工程において、Ｖ炭化物を析出させるために、800℃以下400℃以上の温度範囲の滞留時間が300ｓ以上となる冷却を行う。
なお、冷却方法は前記滞留時間の条件を満足できるなら、自然放冷、ガス冷却、水冷却、炉等を用いた徐冷等、いずれの方法も適用できる。
なお、上記した温度は、いずれも鋼材の表面下１mm位置での温度である。 [Cooling process]
Following the step of hot rolling the heated slab, in the cooling step, cooling is performed so that the residence time in the temperature range of 800 ° C. or lower and 400 ° C. or higher is 300 s or more in order to precipitate V carbides.
As the cooling method, any method such as natural cooling, gas cooling, water cooling, slow cooling using a furnace or the like can be applied as long as the above-mentioned residence time conditions can be satisfied.
The above-mentioned temperatures are all temperatures 1 mm below the surface of the steel material.

以下、実施例に基づき、本発明についてさらに説明する。
まず、真空溶解炉により、溶鋼を溶製し、鋳造して、表１に示す成分組成の鋳片（肉厚：200～350mm）を製造した。ついで、得られた鋳片を、表２に示す加熱温度に加熱する加熱工程と、加熱された鋳片に、表２に示す条件で熱間圧延を施し表２に示す板厚の鋼板（鋼材）とする熱延工程と、引続き、得られた鋼板に、表２に示す、800℃から400℃間の滞留時間となる冷却を施す冷却工程と、を順次行い、鋼材（鋼板）を得た。 Hereinafter, the present invention will be further described based on Examples.
First, molten steel was melted and cast in a vacuum melting furnace to produce slabs (thickness: 200 to 350 mm) having the composition shown in Table 1. Then, a heating step of heating the obtained slab to the heating temperature shown in Table 2 and hot rolling of the heated slab under the conditions shown in Table 2 are performed, and a steel plate (steel material) having a plate thickness shown in Table 2 is subjected to hot rolling. ), Followed by a cooling step of cooling the obtained steel sheet with a residence time of between 800 ° C and 400 ° C, as shown in Table 2, to obtain a steel material (steel sheet). ..

また、熱延工程後の冷却工程は、冷却を、水冷又は空冷、あるいはそれらの組合せにより行った。なお、平均冷却速度は、鋼板の表面下１mmの位置に取り付けた熱電対で測定した温度に基づき算出した。 Further, in the cooling step after the hot rolling step, cooling was performed by water cooling, air cooling, or a combination thereof. The average cooling rate was calculated based on the temperature measured by a thermocouple attached at a position 1 mm below the surface of the steel sheet.

得られた鋼板について、組織観察、および摩耗試験を実施し、表面下１mm部での基地中のオーステナイト相の面積率およびＶ炭化物の面積率を求め、さらに、耐すべり摩耗性および耐衝撃摩耗性を評価した。観察並びに試験方法はつぎのとおりとした。 The obtained steel sheet was subjected to microstructure observation and wear test to determine the area ratio of the austenite phase and the area ratio of V carbide in the substrate 1 mm below the surface, and further, slip wear resistance and impact wear resistance. Was evaluated. The observation and test methods were as follows.

（１）組織観察
得られた各鋼板の所定の位置から、観察面が、表面下１mmの位置となるように、組織観察用試験片を採取し、観察面を研削、研磨（鏡面）した。 (1) Structure observation From a predetermined position of each of the obtained steel plates, a test piece for structure observation was collected so that the observation surface was at a position 1 mm below the surface, and the observation surface was ground and polished (mirror surface).

（１－１）オーステナイト相面積率
採取した組織観察用試験片を用い、鏡面研磨された観察面について、後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ）解析を行った。ＥＢＳＰ解析は、１mm×１mmの範囲を、測定電圧：20kV、ステップサイズ：１μmの条件で行い、得られたInverse Pole Figure（逆極点図）マップから、介在物、析出物を除いた組織（フェライト相、ベイナイト組織、マルテンサイト組織、パーライト組織、オーステナイト相）全体に対するオーステナイト相の割合（面積率）を算出した。 (1-1) Austenite phase area ratio Backscattered electron diffraction (EBSP) analysis was performed on the mirror-polished observation surface using the collected tissue observation test pieces. EBSP analysis was performed in a range of 1 mm × 1 mm under the conditions of measurement voltage: 20 kV, step size: 1 μm, and the structure (ferrite) excluding inclusions and precipitates from the obtained Inverse Pole Figure map. The ratio (area ratio) of the austenite phase to the whole phase, bainite structure, martensite structure, pearlite structure, austenite phase was calculated.

（１－２）Ｖ炭化物面積率
採取した組織観察用試験片を用いて、鏡面研磨された観察面について、走査型電子顕微鏡（SEM）のエネルギー分散型Ｘ線分光法（EDS）を用いて、１mm×１mmの範囲を、加速電圧：15kV、ステップサイズ：１μmの条件で解析し、Ｖ炭化物を同定し、画像解析ソフトを用いて該Ｖ炭化物の総面積を測定し、Ｖ炭化物の面積率を算出した。なお、EDSの測定に際しては、原子分率でＶを10at％以上、Ｃを30at％以上含む析出物をＶ炭化物としてカウントした。 (1-2) V Carbide Area Ratio Using the sampled tissue observation test piece, the mirror-polished observation surface was subjected to energy dispersion X-ray spectroscopy (EDS) of a scanning electron microscope (SEM). The range of 1 mm × 1 mm is analyzed under the conditions of acceleration voltage: 15 kV, step size: 1 μm, V carbon dioxide is identified, the total area of the V carbon dioxide is measured using image analysis software, and the area ratio of V carbon dioxide is calculated. Calculated. In the measurement of EDS, precipitates containing 10 at% or more of V and 30 at% or more of C in terms of atomic fraction were counted as V carbides.

（２）摩耗試験
鋼材の耐摩耗性は、主に表面の特性によって決まる。そこで、得られた鋼板の表面下１mmの位置が試験位置（試験面）となるように、摩耗試験片（厚さ10mm×幅25mm×長さ75mm）を採取した。なお、試験片の厚さは、鋼板厚さが10mmを超える場合には、減厚して厚さ10mmに調整した。鋼板厚さが10mm以下である場合には、試験位置（表面下１mm）の調整以上の減厚は行わなかった。 (2) Wear test The wear resistance of steel is mainly determined by the surface characteristics. Therefore, a wear test piece (thickness 10 mm × width 25 mm × length 75 mm) was sampled so that the position 1 mm below the surface of the obtained steel sheet was the test position (test surface). When the thickness of the steel plate exceeded 10 mm, the thickness of the test piece was reduced to 10 mm. When the thickness of the steel sheet was 10 mm or less, the thickness was not reduced beyond the adjustment of the test position (1 mm below the surface).

（２－１）衝撃摩耗試験
各鋼板から採取した上記摩耗試験片１を各３本ずつ同時に、図１に示す摩耗試験装置のドラム２内に装着して、衝撃摩耗試験を実施した。なお、試験片１は、試験面が摩耗材３と衝突する向きに装着した。また、摩耗試験の条件は、
ドラム回転速度：45rpm
試験片回転速度：600rpm
とした。なお、試験片回転数が10000回ごとに、摩耗材を入れ替えて試験し、試験片回転数が合計で50000回に達した時点で、試験を終了した。なお、摩耗材３としては、SiO₂を90％以上含む石（円相当直径５～35mm）を使用した。なお、比較として、軟鋼板（SS400）から採取した摩耗試験片について、同様の摩耗試験を実施した。 (2-1) Impact Wear Test Three of the above wear test pieces 1 collected from each steel plate were simultaneously mounted in the drum 2 of the wear test apparatus shown in FIG. 1 and subjected to an impact wear test. The test piece 1 was mounted so that the test surface collided with the wear material 3. In addition, the conditions of the wear test are
Drum rotation speed: 45rpm
Specimen rotation speed: 600 rpm
And said. The wear material was replaced every 10,000 rotation speeds of the test piece, and the test was terminated when the total rotation speed of the test piece reached 50,000 times. As the wear material 3, a stone containing 90% or more of SiO ₂ (diameter equivalent to a circle of 5 to 35 mm) was used. For comparison, the same wear test was carried out on the wear test pieces collected from the mild steel plate (SS400).

以上の試験後に、各試験片の摩耗量（試験前と試験後の重量変化（減少）量）を測定した。得られた各試験片の摩耗量の平均値を各鋼板の摩耗量の代表値とした。そして、得られた摩耗量から、軟鋼板の摩耗量と各鋼板（試験鋼板）の摩耗量との比、（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板（試験鋼板）の摩耗量）を、耐衝撃摩耗比として算出した。この耐衝撃摩耗比が大きいほど、各鋼板の耐衝撃摩耗性が優れていることを意味する。ここで、耐衝撃摩耗比が1.7以上である鋼材を優れた耐衝撃摩耗性を有するとして合格と評価し、それ以外を不合格と評価した。 After the above test, the amount of wear of each test piece (the amount of weight change (decrease) before and after the test) was measured. The average value of the wear amount of each of the obtained test pieces was used as the representative value of the wear amount of each steel sheet. Then, from the obtained wear amount, the ratio of the wear amount of the mild steel plate to the wear amount of each steel plate (test steel plate), (wear amount of the mild steel plate) / (wear amount of each steel plate (test steel plate)) is determined. Calculated as impact wear ratio. The larger the impact wear resistance ratio, the better the impact wear resistance of each steel sheet. Here, steel materials having an impact wear resistance ratio of 1.7 or more were evaluated as acceptable as having excellent impact wear resistance, and others were evaluated as rejected.

（２－２）すべり摩耗試験
各鋼板から採取した摩耗試験片１を、図２に示す摩耗試験装置に装着して、ＡＳＴＭＧ－65の規定に準拠して、すべり摩耗試験を実施した。ここで、図２に示す摩耗試験装置は、ホッパー４内の摩耗材５を摩耗試験片６と回転するラバーホイール７との間に供給し、滑り摩耗を計測するものである。なお、符号８は摩耗試験片６をラバーホイール７側に押し付けるための錘である。 (2-2) Sliding wear test The wear test piece 1 collected from each steel sheet was attached to the wear test apparatus shown in FIG. 2, and the sliding wear test was carried out in accordance with the regulations of ASTMG-65. Here, the wear test apparatus shown in FIG. 2 supplies the wear material 5 in the hopper 4 between the wear test piece 6 and the rotating rubber wheel 7 to measure slip wear. Reference numeral 8 is a weight for pressing the wear test piece 6 against the rubber wheel 7.

摩耗試験は、各鋼板で各３本の摩耗試験片を用意した。摩耗材５は、SiO₂を90％以上含む砂（円相当直径210～300μm）を使用した。なお、比較として、軟鋼板（SS400）から採取した摩耗試験片について、同様の摩耗試験を実施した。試験条件は、下記のとおり、
摩耗材（砂）５の流量：300g/min、
ラバーホイール７の回転数：200±10rpm、
荷重（錘８による）：130±3.9Ｎ
とした。ラバーホイール７の回転数が2000回に達した時点で、試験を終了した。 For the wear test, three wear test pieces were prepared for each steel plate. As the wear material 5, sand containing 90% or more of SiO ₂ (diameter equivalent to a circle 210 to 300 μm) was used. For comparison, the same wear test was carried out on the wear test pieces collected from the mild steel plate (SS400). The test conditions are as follows
Flow rate of wear material (sand) 5: 300 g / min,
Rotation speed of rubber wheel 7: 200 ± 10 rpm,
Load (by weight 8): 130 ± 3.9N
And said. The test was completed when the number of revolutions of the rubber wheel 7 reached 2000.

以上の試験後に、、各試験片の摩耗量（試験前と試験後の重量変化（減少）量）を測定した。得られた各試験片の摩耗量の平均値を各鋼板の摩耗量の代表値とした。
そして、得られた摩耗量から、軟鋼板の摩耗量と各鋼板（試験鋼板）の摩耗量との比、（軟鋼板の摩耗量）／（各鋼板（試験鋼板）の摩耗量）を、耐すべり摩耗比として算出した。この耐すべり摩耗比が大きいほど、各鋼板の耐すべり摩耗性が優れていることを意味する。ここで、耐すべり摩耗比が、3.0以上である鋼材を優れた耐すべり摩耗性を有するとして合格と評価し、それ以外を不合格と評価した。 After the above test, the amount of wear of each test piece (the amount of weight change (decrease) before and after the test) was measured. The average value of the wear amount of each of the obtained test pieces was used as the representative value of the wear amount of each steel sheet.
Then, from the obtained wear amount, the ratio of the wear amount of the mild steel plate to the wear amount of each steel plate (test steel plate), (wear amount of the mild steel plate) / (wear amount of each steel plate (test steel plate)) is determined. Calculated as a slip wear ratio. The larger the slip wear resistance ratio, the better the slip wear resistance of each steel sheet. Here, a steel material having a slip wear resistance ratio of 3.0 or more was evaluated as acceptable as having excellent slip wear resistance, and other materials were evaluated as rejected.

（３）割れ評価
得られた各鋼板の長手端部から500mmの位置から全幅分の組織観察用試験片を採取し、板幅方向×板厚方向面を研削、研磨（鏡面）した。そして、鋼板表層からの板厚方向の最大割れ深さを光学顕微鏡観察にて評価した。ここで、Ｖ炭化物を分散させていない通常の高マンガンオーステナイト鋼の最大割れ深さが５mm以下程度であることから、割れ深さが５mm以下であるものを、熱間割れに対して悪影響を与えていないものとみなして合格と評価し、それ以外を不合格と評価した。
上記した各評価結果を表２に示す。 (3) Crack evaluation A test piece for microstructure observation for the entire width was collected from a position 500 mm from the longitudinal end of each of the obtained steel sheets, and the surface in the plate width direction × plate thickness direction was ground and polished (mirror surface). Then, the maximum crack depth in the plate thickness direction from the surface layer of the steel plate was evaluated by observation with an optical microscope. Here, since the maximum crack depth of ordinary high-manganese austenitic steel in which V carbides are not dispersed is about 5 mm or less, those having a crack depth of 5 mm or less have an adverse effect on hot cracking. It was evaluated as passing, and the others were evaluated as failing.
Table 2 shows the results of each of the above evaluations.

本発明例（鋼材No.1-1～No. 1-30）はいずれも、優れた耐すべり摩耗性と優れた耐衝撃摩耗性と耐熱間割れ性を兼備した鋼材（鋼板）となっている。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例（鋼材No.1-31～No.1-46）では、耐すべり摩耗性、耐衝撃摩耗性、耐熱間割れ性のうち、少なくとも１つが低下している。 All of the examples of the present invention (steel materials No. 1-1 to No. 1-30) are steel materials (steel plates) having excellent slip wear resistance, excellent impact wear resistance, and heat resistant cracking resistance. .. On the other hand, in the comparative examples (steel materials No. 1-31 to No. 1-46) outside the scope of the present invention, at least one of the slip wear resistance, the impact wear resistance, and the heat-resistant cracking resistance is reduced. is doing.

例えば、Ｃ含有量が低い鋼材No. 1-31では、オーステナイト安定度が低下し、オーステナイト相の割合が低いため、耐衝撃摩耗性が低下している。Mn含有量が低い鋼材No. 1-32では、オーステナイト安定度が低く、オーステナイト相の割合が低いため、耐衝撃摩耗性が低下している。上記の（１）式を満足しない鋼材No. 1-33、No. 1-34、No. 1-35では、オーステナイト安定度が低く、オーステナイト相の割合が低いため、耐衝撃摩耗性が低下している。また、Ｖ含有量が低い鋼材No. 1-36、No. 1-37では、Ｖ炭化物の含有量が低いため、耐すべり摩耗性が低下している。Ｖ添加量が多すぎる鋼材No. 1-38では、熱間割れが大きくなっている。Ti添加量が多すぎる鋼材No. 1-39では、熱間割れが大きくなっている。Nb添加量が多すぎる鋼材No. 1-40では、熱間割れが大きくなっている。また、加熱温度が低い鋼材No. 1-41では、熱間圧延中に既に析出していたＶ炭化物が多かったため、熱間割れが大きくなっている。圧延終了温度が低い鋼材No. 1-42、No. 1-44、No. 1-46では、熱間圧延中に既に析出していたＶ炭化物が多かったため、熱間割れが大きくなっている。冷却工程における800℃以下400℃以上での滞留時間の短い鋼材No. 1-43、No. 1-45ではＶ炭化物の量が少ないため、耐すべり摩耗性が低下している。 For example, in the steel material No. 1-31 having a low C content, the austenite stability is lowered and the ratio of the austenite phase is low, so that the impact wear resistance is lowered. In steel materials No. 1-32 having a low Mn content, the austenite stability is low and the proportion of the austenite phase is low, so that the impact wear resistance is lowered. Steel materials No. 1-33, No. 1-34, and No. 1-35 that do not satisfy the above equation (1) have low austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in reduced impact wear resistance. ing. Further, in the steel materials No. 1-36 and No. 1-37 having a low V content, the content of V carbide is low, so that the slip wear resistance is lowered. In steel materials No. 1-38 in which the amount of V added is too large, hot cracking is large. In steel materials No. 1-39 with too much Ti added, hot cracking is large. Hot cracks are large in steel materials No. 1-40 in which the amount of Nb added is too large. Further, in the steel material No. 1-41 having a low heating temperature, since there were many V carbides already deposited during the hot rolling, the hot cracking became large. In steel materials No. 1-42, No. 1-44, and No. 1-46 having a low rolling end temperature, there were many V carbides that had already been deposited during hot rolling, so hot cracking was large. In steel materials No. 1-43 and No. 1-45, which have a short residence time at 800 ° C. or lower and 400 ° C. or higher in the cooling process, the amount of V-carbide is small, so that the slip wear resistance is lowered.

次に、真空溶解炉により、溶鋼を溶製し、鋳造して、表３に示す成分組成の鋳片（肉厚：200～350mm）を製造した。ついで、得られた鋳片を、表４に示す加熱温度に加熱する加熱工程と、加熱された鋳片に、表４に示す条件で熱間圧延を施し表４に示す板厚の鋼板（鋼材）とする熱延工程と、引続き、得られた鋼板に、表４に示す、800℃から400℃間の滞留時間となる冷却を施す冷却工程と、を順次行い、鋼材（鋼板）を得た。 Next, the molten steel was melted and cast in a vacuum melting furnace to produce a slab (thickness: 200 to 350 mm) having the composition shown in Table 3. Then, a heating step of heating the obtained slab to the heating temperature shown in Table 4 and hot rolling of the heated slab under the conditions shown in Table 4 are performed, and a steel plate (steel material) having a plate thickness shown in Table 4 is subjected to hot rolling. ), Followed by a cooling step of cooling the obtained steel sheet with a residence time of between 800 ° C and 400 ° C, as shown in Table 4, to obtain a steel material (steel sheet). ..

得られた鋼板について、組織観察、および摩耗試験を実施し、表面下１mm部での基地中のオーステナイト相の面積率およびＶ炭化物の面積率を求め、さらに、耐すべり摩耗性および耐衝撃摩耗性を評価した。観察並びに各試験方法は、実施例１における上記（１）～（３）に示した手法と同様である。 The obtained steel sheet was subjected to microstructure observation and wear test to determine the area ratio of the austenite phase and the area ratio of V carbide in the substrate 1 mm below the surface, and further, slip wear resistance and impact wear resistance. Was evaluated. The observation and each test method are the same as the methods shown in (1) to (3) above in Example 1.

さらに、冷間曲げ加工性についての評価を行った。
（４）冷間曲げ加工性評価
得られた各鋼板から、全厚分の７５０×１５０ｍｍサンプルを採取し、ＪＩＳＺ２４４８（１９９６）に準拠して３点曲げ試験を実施した。なお、曲げ半径は１．５ｔ（ｔ：鋼板の板厚[ｍｍ]）とし、３点曲げの外面側に鋼板の裏面側が来る向きで室温にて１８０°曲げを行った後、試験片表面の割れ発生の有無を目視で評価し、冷間曲げ加工性を評価した。
上記した各評価結果を表４に示す。 Furthermore, the cold bending workability was evaluated.
(4) Evaluation of cold bending workability A 750 × 150 mm sample having a total thickness was collected from each of the obtained steel sheets, and a three-point bending test was carried out in accordance with JIS Z2448 (1996). The bending radius is 1.5t (t: plate thickness of the steel plate [mm]), and after bending 180 ° at room temperature with the back surface side of the steel plate coming to the outer surface side of the three-point bending, the surface of the test piece is bent. The presence or absence of cracks was visually evaluated, and the cold bending workability was evaluated.
Table 4 shows the results of each of the above evaluations.

本発明例はいずれも、優れた耐すべり摩耗性および耐衝撃摩耗性と優れた耐熱間割れ性とを有することは勿論、さらには、優れた冷間曲げ加工性を備える鋼材（鋼板）となっている。これに対して、本発明の範囲を外れる比較例では、耐すべり摩耗性、耐衝撃摩耗性、耐熱間割れ性、冷間曲げ加工性のうち、少なくとも１つが低下している。 All of the examples of the present invention are steel materials (steel plates) having excellent slip wear resistance, impact wear resistance, and excellent heat-resistant cracking resistance, as well as excellent cold bending workability. ing. On the other hand, in the comparative example outside the scope of the present invention, at least one of the slip wear resistance, the impact wear resistance, the heat-resistant cracking property, and the cold bending workability is lowered.

例えば、Ｃ含有量が低い鋼材No.2-31では、オーステナイト安定度が低下し、オーステナイト相の割合が低いため、耐衝撃摩耗性が低下している。Mn含有量が低い鋼材No. 2-32では、オーステナイト安定度が低く、オーステナイト相の割合が低いため、耐衝撃摩耗性が低下している。上記の（１）式を満足しない鋼材No. 2-33、No. 2-34、No. 2-35では、オーステナイト安定度が低く、オーステナイト相の割合が低いため、耐衝撃摩耗性が低下している。また、Ｖ含有量が低い鋼材No. 2-36、No. 2-37では、Ｖ炭化物の含有量が低いため、耐すべり摩耗性が低下している。Ｖ添加量が多すぎる鋼材No. 2-38では、熱間割れが大きくなっている。Ti添加量が多すぎる鋼材No. 2-39では、熱間割れが大きくなっている。Nb添加量が多すぎる鋼材No. 2-40では、熱間割れが大きくなっている。また、加熱温度が低い鋼材No. 2-41では、熱間圧延中に既に析出していたＶ炭化物が多かったため、熱間割れが大きくなっている。圧延終了温度が低い鋼材No. 2-42、No. 2-44、No. 2-46では、熱間圧延中に既に析出していたＶ炭化物が多かったため、熱間割れが大きくなっている。冷却工程における800℃以下400℃以上での滞留時間の短い鋼材No. 2-43、No. 2-45ではＶ炭化物の量が少ないため、耐すべり摩耗性が低下している。 For example, in the steel material No. 2-31 having a low C content, the austenite stability is lowered and the ratio of the austenite phase is low, so that the impact wear resistance is lowered. In steel material No. 2-32 having a low Mn content, the austenite stability is low and the proportion of the austenite phase is low, so that the impact wear resistance is lowered. Steel materials No. 2-33, No. 2-34, and No. 2-35 that do not satisfy the above equation (1) have low austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in reduced impact wear resistance. ing. Further, in the steel materials No. 2-36 and No. 2-37 having a low V content, the slip wear resistance is lowered because the content of the V carbide is low. In steel material No. 2-38 in which the amount of V added is too large, hot cracking is large. In steel material No. 2-39 with too much Ti added, hot cracking is large. Hot cracking is large in steel material No. 2-40 in which the amount of Nb added is too large. Further, in the steel material No. 2-41 having a low heating temperature, since there were many V carbides already deposited during the hot rolling, the hot cracking became large. In steel materials No. 2-42, No. 2-44, and No. 2-46, which have low rolling end temperatures, there were many V carbides that had already deposited during hot rolling, so hot cracking was large. In steel materials No. 2-43 and No. 2-45, which have a short residence time at 800 ° C or lower and 400 ° C or higher in the cooling process, the amount of V carbide is small, so that the slip wear resistance is reduced.

Ｖ添加量が上限値を超える、No. 2-2、No. 2-3、No. 2-4、No. 2-8、No. 2-9、No. 2-10、No. 2-11、No. 2-12、No. 2-13、No. 2-15、No. 2-16、No. 2-17、No. 2-20、No. 2-21、No. 2-22、No. 2-23、No. 2-24、No. 2-25、No. 2-26、No. 2-27、No. 2-28およびNo. 2-29は、冷間曲げ加工性が低下している。 No. 2-2, No. 2-3, No. 2-4, No. 2-8, No. 2-9, No. 2-10, No. 2-11, where the amount of V added exceeds the upper limit. , No. 2-12, No. 2-13, No. 2-15, No. 2-16, No. 2-17, No. 2-20, No. 2-21, No. 2-22, No . 2-23, No. 2-24, No. 2-25, No. 2-26, No. 2-27, No. 2-28 and No. 2-29 have reduced cold bending workability. ing.

１摩耗試験片
２ドラム
３摩耗材（石）
４ホッパー
５摩耗材（砂）
６摩耗試験片
７ラバーホイール
８錘 1 Wear test piece 2 Drum 3 Wear material (stone)
4 Hopper 5 Abrasion material (sand)
6 Wear test piece 7 Rubber wheel 8 Weight

Claims

By mass%,
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 2.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
Component composition containing N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, containing C, V and Mn within the range satisfying the following formula (1), and the balance being Fe and unavoidable impurities. When,
With an area ratio of 90% or more of the austenite phase and 0.1% or more of V carbide,
Steel material with.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

By mass%,
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 0.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
Component composition containing N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, containing C, V and Mn within the range satisfying the following formula (1), and the balance being Fe and unavoidable impurities. When,
With an area ratio of 90% or more of the austenite phase and 0.1% or more of V carbide,
Steel material with.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

In addition to the composition of the above components, by mass%,
Si: 0.01% or more and 3.00% or less,
Cu: 0.1% or more and 1.0% or less,
Ni: 0.1% or more and 3.0% or less,
Cr: 0.1% or more and 5.0% or less,
Mo: 0.1% or more and 3.0% or less,
Nb: 0.001% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.001% or more and 0.100% or less,
W: 0.01% or more and 0.50% or less,
B: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Ca: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Mg: 0.0001% or more and 0.1000% or less and
REM: The steel material according to claim 1 or 2, which contains one or more selected from 0.0005% or more and 0.1000% or less.

A casting process in which molten steel is melted into slabs, a heating process in which the slabs are heated, a hot rolling process in which the heated slabs are hot-rolled into steel materials, and cooling in which the steel materials are cooled. It is a method of manufacturing steel materials in which processes are sequentially applied.
The slab is by mass%
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 2.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
Component composition containing N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, containing C, V and Mn within the range satisfying the following formula (1), and the balance being Fe and unavoidable impurities. Adjust to
In the hot rolling step, the slab heating temperature is set to 1000 ° C or higher, the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher, and the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher.
The cooling step is a method for manufacturing a steel material, wherein the residence time in a temperature range of 800 to 400 ° C. is 300 s or more.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

A casting process in which molten steel is melted into slabs, a heating process in which the slabs are heated, a hot rolling process in which the heated slabs are hot-rolled into steel materials, and cooling in which the steel materials are cooled. It is a method of manufacturing steel materials in which processes are sequentially applied.
The slab is by mass%
C: 0.10% or more and 2.50% or less,
Mn: 8.0% or more and 45.0% or less,
P: 0.300% or less,
S: 0.1000% or less,
V: 0.05% or more and 0.50% or less,
Al: 0.001% or more and 0.500% or less,
Component composition containing N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, containing C, V and Mn within the range satisfying the following formula (1), and the balance being Fe and unavoidable impurities. Adjust to
In the hot rolling step, the slab heating temperature is set to 1000 ° C or higher, the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher, and the rolling end temperature is set to 800 ° C or higher.
The cooling step is a method for manufacturing a steel material, wherein the residence time in a temperature range of 800 to 400 ° C. is 300 s or more.
Record
25 ([C] -12.01 [V] /50.94) + [Mn] ≧ 25 …… (1)
Here, [C], [V], [Mn]: content of each element (mass%)

In addition to the composition of the composition, the slab is further added by mass%.
Si: 0.01% or more and 3.00% or less,
Cu: 0.1% or more and 1.0% or less,
Ni: 0.1% or more and 3.0% or less,
Cr: 0.1% or more and 5.0% or less,
Mo: 0.1% or more and 3.0% or less,
Nb: 0.001% or more and 0.100% or less,
Ti: 0.001% or more and 0.100% or less,
W: 0.01% or more and 0.50% or less,
B: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Ca: 0.0003% or more and 0.1000% or less,
Mg: 0.0001% or more and 0.1000% or less and
REM: The method for producing a steel material according to claim 4 or 5, which contains one or more selected from 0.0005% or more and 0.1000% or less.