JP7380655B2

JP7380655B2 - Steel materials and their manufacturing methods

Info

Publication number: JP7380655B2
Application number: JP2021122036A
Authority: JP
Inventors: 祐介寺澤
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-08-07
Filing date: 2021-07-26
Publication date: 2023-11-15
Anticipated expiration: 2041-07-26
Also published as: JP2022031163A

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 with excellent wear resistance and a method for manufacturing the same, and particularly relates to a technique for improving the wear resistance of 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 crushing equipment, suffer from sliding wear, impact wear, etc. due to rocks, sand, ore, etc. exposed to wear and tear. Therefore, members of industrial machinery, transportation equipment, etc. are required to have excellent wear resistance from the viewpoint of extending the life of the machines, equipment, etc.

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 steel improves as the hardness of the steel increases. In the steel structure, the austenite phase has a large amount of hardening when strain is applied, that is, the amount of work hardening. Therefore, austenitic steel materials undergo hardening near the wear surface during use under an impact wear environment where impact force is applied, such as when a rock collides with the steel, and exhibits extremely excellent wear resistance. Furthermore, the austenite phase has better ductility and toughness than structures such as the ferrite phase and martensite phase. Therefore, for example, austenitic steel materials such as Hadfield steel, which have an austenitic structure by increasing the manganese content, 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 "a wear-resistant austenitic steel material and its manufacturing method". Patent Document 1 describes that manganese (Mn): 15 to 25%, carbon (C): 0.8 to 1.8%, copper (Cu) satisfying 0.7C-0.56 (%)≦Cu≦5%, and the balance in terms of mass %. It describes a wear-resistant austenitic steel material that is composed of Fe and other unavoidable impurities, has a Charpy impact value of 100 J or more at -40°C, and has excellent toughness in the weld heat affected zone. According to the technology described in Patent Document 1, an austenitic structure can be stably obtained due to the high manganese content, and furthermore, the generation of carbides in the heat affected zone after welding can be suppressed, and a decrease in the toughness of the welded heat affected zone can be prevented. 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。 Moreover, Patent Document 2 describes "a wear-resistant austenitic steel material and its manufacturing method". That is, Patent Document 2 states that, in terms of mass %, manganese (Mn) is 8 to 15%, carbon (C) satisfies the relationship of 23%<33.5C-Mn≦37%, and 1.6C-1.4(%)≦Cu. It describes a wear-resistant austenitic steel material with excellent ductility, containing copper (Cu) satisfying ≦5%, the balance consisting of Fe and other unavoidable impurities, and having an area fraction of carbides of 10% or less. According to the technology described in Patent Document 2, it is possible to stably obtain an austenitic structure due to the high manganese content, and also to suppress the formation of carbides inside the steel material, thereby preventing a decrease in the toughness of the steel material.

特許第5879448号公報Patent No. 5879448 特許第6014682号公報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 no impact force is applied to the steel material, for example, in a wear form such as sand rubbing the steel material surface, that is, a wear form such as sliding wear, the steel material surface Since a large hardened layer is not formed in the hardened layer, 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。 Moreover, since the above-mentioned industrial machines and transportation equipment are constructed by combining various mechanical elements, a process of assembling the mechanical elements is essential for manufacturing these machines. In the process of assembling various mechanical elements, the steel plates forming each mechanical element are subjected to cold bending. Therefore, cold bending workability of a steel plate is a very important characteristic in order to manufacture the above-mentioned devices with high precision. That is, if the cold bending property is inferior, a problem arises in that it is impossible to form the product according to the design drawings. In that case, an alternative means such as joining steel plates by welding is required, which again poses a problem in terms of manufacturing efficiency of equipment.

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, steel materials used in the above-mentioned industrial machinery and transportation equipment are sometimes required to have excellent cold bending properties, mainly from the viewpoint of manufacturing costs of the above-mentioned equipment. However, Patent Documents 1 and 2 do not discuss 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。 In view of the problems of the prior art, an object of the present invention is to provide an austenitic steel material with excellent wear resistance and a method for manufacturing the same. "Excellent wear resistance" here refers to having both excellent sliding wear resistance and excellent impact wear resistance. This includes steel bars (rods), wire rods, and steel sections with various cross-sectional shapes.

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。 Furthermore, an object of the present invention is to provide an austenitic steel material that has excellent cold bending workability in addition to excellent wear resistance, and a method for manufacturing 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 object, the present inventors first conducted extensive studies on various factors that affect the sliding wear resistance of austenitic steel materials. As a result, they found that dispersing hard particles in the matrix phase (austenite phase) is effective in improving the sliding wear resistance of austenitic steel materials. In sliding wear, wear progresses as the outermost layer of the steel material is continuously scraped away, so by dispersing hard particles in the base phase (austenite phase), the wear progresses and the outermost layer of the steel material When hard particles appear, they act as resistance to the progression of wear, improving wear resistance and prolonging the wear life.

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 that can be dispersed in steel include Ti carbide and Nb carbide. These particles are precipitates that form at high temperatures. Therefore, if a large amount of Ti or Nb is added and a large amount of Ti carbide or Nb carbide is present, when strain is applied during continuous casting or hot rolling of the slab, the particles that have already been generated will become the starting point. This may 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 steel materials with a high manganese content tend to have minute cracks on the surface of the steel material during continuous casting or hot rolling, but if such cracks become large due to the dispersion of hard particles, it is necessary to remove the cracks. This increases the burden of cleaning the steel surface. Furthermore, since high-manganese austenitic steel is a difficult-to-cut material, the manufacturing load and manufacturing cost increase significantly.
Therefore, as a result of intensive studies on countermeasures against hot cracking, we found that V carbide, which has high particle hardness and low particle formation temperature, does not have a negative impact on the occurrence of cracks in continuous casting and hot rolling. It has been found that this method is effective in improving both sliding 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 austenite structure, and it is also required to obtain an austenite structure that is stable even at room temperature at a low cost. For this purpose, it is necessary to increase the amount of solid solution of C and Mn, which are austenite stabilizing elements. However, as mentioned above, when a large amount of V carbide is dispersed in the base phase to improve sliding wear resistance, the amount of solid solution of C, which is effective in maintaining a stable austenite structure, is reduced. . Therefore, the present inventors considered the solid solution amount of C and Mn, which are austenite stabilizing elements, and the difference in the austenite stabilizing ability of C and Mn, and calculated the following formula (1).
25 ([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≧25...(1)
Here, [C], [V], [Mn]: Content of each element (mass%)
It has been newly discovered that adjusting the amounts of C and Mn so as to satisfy the following relational expression is effective in achieving both excellent sliding 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, new findings have shown that it is effective to set a new upper limit for the V content in order to provide not only excellent hot cracking resistance and wear resistance, but also excellent cold bending workability. I got it.

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 was completed based on the above-mentioned findings and further studies, and the gist thereof is as follows.
1. In 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,
A component composition containing O (oxygen): 0.1000% or less, and containing C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the remainder being Fe and unavoidable impurities;
A structure containing 90% or more of austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio;
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. In 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,
A component composition containing O (oxygen): 0.1000% or less, and containing C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the remainder being Fe and unavoidable impurities;
A structure containing 90% or more of austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio;
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. In addition to the above component composition, in 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, containing one or more selected from 0.0005% to 0.1000%.

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 a slab, a heating process in which the slab is heated, a hot rolling process in which the heated slab is hot rolled into a steel material, and a cooling process in which the steel material is cooled. A method for manufacturing a steel material, which sequentially performs the steps of
The slab is 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,
Contains O (oxygen): 0.1000% or less, and contains C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the balance is adjusted to a composition of Fe and unavoidable impurities,
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1000°C or higher, the rolling end temperature is 800°C or higher,
A method for producing steel materials, in which the cooling step has a residence time of 300 seconds or more in a temperature range of 800 to 400°C.
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 a slab, a heating process in which the slab is heated, a hot rolling process in which the heated slab is hot rolled into a steel material, and a cooling process in which the steel material is cooled. A method for manufacturing a steel material, which sequentially performs the steps of
The slab is 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,
Contains O (oxygen): 0.1000% or less, and contains C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the balance is adjusted to a component composition that is Fe and unavoidable impurities,
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1000°C or higher, the rolling end temperature is 800°C or higher,
A method for producing steel materials, in which the cooling step has a residence time of 300 seconds or more in a temperature range of 800 to 400°C.
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 component composition, the slab further contains, in 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, containing one or more selected from 0.0005% to 0.1000%.

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 with excellent wear resistance, which has good hot cracking resistance, as well as excellent sliding wear resistance and excellent impact wear resistance. It has great effects. For example, it has the effect of improving the lifespan of industrial machines, transportation machines, etc. that operate under 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 to impart excellent cold bending workability, there is also the effect that industrial machinery and transportation equipment can be manufactured with high precision according to the design drawings.

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。FIG. 2 is an explanatory diagram schematically showing the outline of the wear test device used in Examples. 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。FIG. 2 is an explanatory diagram schematically showing the outline of the wear test device used in Examples.

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 the following characteristics: 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 by the following formula (1).
25 ([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≧25...(1)
Here, [C], [V], [Mn]: Content of each element (mass%)
The content is within a range that satisfies the relational expression, and the remainder is Fe and unavoidable impurities.
First, the reason for limiting the composition of steel materials will be explained. In addition, hereinafter, "mass %" regarding the component composition is simply written 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, C content of 0.10% or more is required. That is, when 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 increases and the toughness of the base material decreases. Therefore, in the present invention, C is limited to a range of 0.10% to 2.50%. Note 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 a range of 8.0% to 45.0%. Note 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 that segregates at grain boundaries, embrittles the grain boundaries, and reduces the toughness of the steel material. In the present invention, it is desirable to reduce P as much as possible, but it is acceptable if it is 0.300% or less. Preferably it is 0.250% or less. P is an element that is unavoidably contained in steel as an impurity, and the lower the P content, the better, but excessive reduction in P will increase refining time and refining costs, so P should be 0.001% or more. It is preferable that

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 sulfide inclusions and reduces the ductility and toughness of 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. Note that it is preferably 0.0800% or less. The lower the amount of S, the more preferable it is, but excessively low S results in an increase in refining time and refining cost, so 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 that forms hard carbides and has the effect of improving the sliding wear resistance of the austenite structure. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.05% or more. On the other hand, a content exceeding 2.50% reduces hot ductility. Therefore, V was limited to a range of 0.05% to 2.50%. Note 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, when providing excellent cold bending workability in addition to excellent hot cracking resistance and wear resistance, it is necessary to lower the upper limit of the V content. That is, it has become clear that when the V content exceeds 0.50%, V carbide is excessively produced and ductility decreases, resulting in a decrease in cold bending workability. Therefore, when excellent cold bending workability is required, it was decided to limit V to 0.50% or less. Preferably it is 0.49% or less, 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 effectively acts as a deoxidizing agent, and in order to obtain this effect, it needs to be contained in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.500%, hot ductility decreases. Therefore, Al should be 0.001% or more and 0.500% or less. Note 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 unavoidably 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 it is acceptable if it is 0.5000% or less. Preferably it is 0.3000% or less. The lower the N content, the more preferable it is, but excessively low N content increases refining time and refining cost. For this reason, it is preferable that N be 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 unavoidably contained in steel as an impurity, exists in steel as inclusions such as oxides, and reduces ductility and toughness, and should be reduced as much as possible. Although desirable, it is acceptable if it is below 0.1000%. Preferably it is 0.0500% or less. The smaller the O content, the more preferable it is, but excessively low oxygen content increases the refining time and refining cost, so the O content 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。 Furthermore, in the present invention, C, V, and Mn are within the above-mentioned ranges, and according to the following formula (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 the content within a range that satisfies the relational expression.
The left side of the above equation (1) represents the degree of stabilization of the austenite phase, and the larger the value on the left side, the higher the degree of stabilization of the austenite phase. In other words, the left side of equation (1) is the sum of the content of C and the content of Mn, which are elements that contribute to stabilizing the austenite phase, and considering the austenite stabilizing ability of each element, the austenite stabilization It is multiplied by a coefficient according to its performance. Note that the effective content of C is determined by subtracting the amount that precipitates as V carbide and no longer contributes to stabilizing the austenite phase.
Therefore, if the C, V and Mn contents do not satisfy formula (1), the degree of austenite stabilization 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 right-hand side value of equation (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 the basic components, but in addition to these basic components, optional elements may be selected as Si: 0.01% or more and 3.00% or less, Cu: 0.1% or more and 1.0% or less. , Ni: 0.1% to 3.0%, Cr: 0.1% to 5.0%, Mo: 0.1% to 3.0%, Nb: 0.001% to 0.100%, Ti: 0.001% to 0.100%, W: 0.01% 1 or 2 selected from the following: 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. It can contain more than one species.

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 the base metal and welded part), and can be used as needed. 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 effectively acts as a deoxidizing agent and also contributes to increasing the hardness of steel materials by forming a solid solution. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more. If Si is less than 0.01%, the above effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, a content exceeding 3.00% reduces ductility and toughness. For this reason, when Si is contained, it is preferably in the range of 0.01% or more and 3.00% or less. In addition, it is 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 contributes to improving the strength of steel materials by forming a solid solution or by precipitation. In order to obtain such an effect, a content of 0.1% or more is required. On the other hand, even if the content exceeds 1.0%, the effect will be saturated and it will be economically disadvantageous. Therefore, when Cu is contained, it is preferably in the range of 0.1% or more and 1.0% or less. Note that the content 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, if the content exceeds 3.0%, the effect will be saturated and it will be economically disadvantageous. Therefore, when Ni is contained, it is preferably in the range of 0.1% or more and 3.0% or less. In addition, 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 the content exceeds 5.0%, the effect will be saturated and it will be economically disadvantageous. Therefore, when Cr is contained, it is preferably in the range of 0.1% or more and 5.0% or less. Note that the content is more preferably 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 the content exceeds 3.0%, the effect will be saturated and it will be economically disadvantageous. Therefore, when Mo is contained, it is preferably in the range of 0.1% or more and 3.0% or less. In addition, 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 carbonitride. In order to obtain such an effect, a content of 0.001% or more is required. On the other hand, a content exceeding 0.100% reduces hot ductility. Therefore, when Nb is contained, it is preferably in the range of 0.001% or more and 0.100% or less. In addition, it is more preferably 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, a content of 0.001% or more is required. On the other hand, a content exceeding 0.100% reduces hot ductility. Therefore, when Ti is contained, it is preferably in the range of 0.001% or more and 0.100% or less. In addition, it is more preferably 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, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, a content exceeding 0.50% reduces toughness. Therefore, when W is contained, it is preferable that W is in the range of 0.01% or more and 0.50% or less. In addition, it is more preferably 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 grain boundaries and contributes to improving grain boundary strength. In order to obtain such an effect, a content of 0.0003% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.1000%, toughness decreases due to grain boundary precipitation of carbonitrides. Therefore, when B is contained, it is preferable that B is in the range of 0.0003% or more and 0.1000% or less. In addition, it is more preferably 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 oxysulfides that are highly stable at high temperatures, pinning grain boundaries, suppressing coarsening of grains in welds in particular, maintaining fine grains, and increasing the strength of welded joints. It is an element that contributes to improving toughness. In order to obtain such an effect, a content of 0.0003% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.1000%, the cleanliness will decrease and the toughness of the steel will decrease. Therefore, when Ca is contained, it is preferably in the range of 0.0003% or more and 0.1000% or less. In addition, it is more preferably 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 oxysulfides that are highly stable at high temperatures, pinning grain boundaries, suppressing coarsening of grains in welds, and maintaining fine grains, especially in welded joints. It is an element that contributes to improving strength and toughness. In order to obtain such an effect, a content of 0.0001% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.1000%, the cleanliness decreases and the toughness of the steel material decreases. Therefore, when Mg is contained, it is preferable that Mg is in the range of 0.0001% or more and 0.1000% or less. In addition, it is more preferably 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 oxysulfides that are highly stable at high temperatures, pinning grain boundaries, suppressing coarsening of grains in welds in particular, and maintaining fine grains to improve welded joints. It is an element that contributes to improving the strength and toughness of parts. In order to obtain such an effect, a content of 0.0005% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.1000%, the cleanliness decreases and the toughness of the steel material decreases. Therefore, when it is contained, REM is preferably in the range of 0.0005% or more and 0.1000% or less. In addition, the range is more preferably 0.0010% or more and 0.0800% or less.
The remainder other than the above-mentioned components is 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 composition, and further has a structure containing an austenite phase of 90% or more and V carbide of 0.1% or more in terms of 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 structure: 90% or more The structure of the steel material of the present invention is mainly composed of austenite phase from the viewpoint of improving impact wear resistance. In order to achieve this improvement in impact wear resistance, the area ratio of the austenite phase should be 90% or more. When the area ratio of the austenite phase is less than 90%, the impact wear resistance decreases, and furthermore, the ductility, toughness, workability, and toughness of the weld zone (welding heat shadow area) decrease. Therefore, the area ratio of the austenite phase in the structure is 90% or more. It may be 100%. The ratio of "austenite phase in the structure" here indicates the ratio (area ratio) of the austenite phase to the entire structure excluding inclusions and precipitates. Note that the structures other than the austenite phase may be one or more of a ferrite phase, a bainite structure, a martensite structure, and a pearlite structure, with 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。 In addition, the area ratio of the austenite phase in the structure is determined by backscattered electron diffraction (EBSP) analysis, and from the obtained Inverse Pole Figure map, the area ratio of the austenite phase in the structure (ferrite phase, It is determined by calculating the ratio of the austenite phase to the total amount (bainite structure, martensite structure, pearlite structure, austenite phase). Furthermore, the "austenite phase ratio" used herein is a value measured at a depth of 1 mm below the surface of the steel material.

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 base. The V carbide dispersed in the matrix resists sliding wear caused by sand and rock components, and has the effect of improving sliding wear resistance. In order to obtain such an effect, it is necessary to disperse V carbide in an area ratio of 0.1% or more in the base. For this reason, the content of V carbide was limited to 0.1% or more in terms of area ratio. Preferably it is 0.5% or more. On the other hand, if the content of V carbide exceeds 5.0%, 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 carbides are identified using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) of a scanning electron microscope (SEM), and the total area of the V carbides is measured using image analysis software. , the area ratio of V carbide was calculated. In addition, when measuring EDS, precipitates containing 10 at% or more of V and 30 at% or more of C in atomic fraction were counted as V carbides. Furthermore, the "V carbide content" used here is a value measured at a depth of 1 mm below the surface of the steel material.

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 preferred method for manufacturing a steel material having the above-described composition and structure will be described.
A preferred method for manufacturing the steel of the present invention includes a casting process in which the steel is first melted in a commonly used melting furnace such as an electric furnace or a vacuum melting furnace, and then cast into a slab, and a heating process in which the slab is heated. , a hot rolling step in which the heated slab is hot rolled (hot worked) into a steel material, and a cooling step in which the obtained steel material is cooled. Steel materials obtained by such a process include plate-shaped steel plates, bar-shaped steel bars, linear wire rods, and steel sections with various cross-sectional shapes such as H-shapes.

［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 preferred manufacturing method of the present invention, first, a casting process is performed in which molten steel produced in a commonly used melting furnace such as an electric furnace or a vacuum melting furnace is cast to form a slab having the above-described predetermined composition.

［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]
Next, the obtained slab is heated, and the heated slab is subjected to hot rolling (hot working) to form a steel material of a predetermined shape. In this hot rolling process, the slab heating temperature is set to 1000°C or higher. That is, when the slab heating temperature is less than 1000° C., the V carbide that has precipitated during the cooling process after the slab is cast is not sufficiently re-dissolved, so the V carbide causes cracks during hot rolling. Note that if the slab heating temperature exceeds 1,300°C, there will be problems such as a decrease in yield due to an increase in the amount of scale produced and an increase in manufacturing costs, so it is preferably set to 1,300°C or less. More preferably, the temperature 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。 Furthermore, in the hot rolling process, the rolling end temperature is set to 800°C or higher. If rolling is carried out at a temperature below 800°C, cracks originating from the generated V carbide become a problem. Note that 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, in order to precipitate V carbide, cooling is performed at a temperature range of 800° C. or lower and 400° C. or higher for a residence time of 300 seconds or more.
Note that any cooling 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 condition can be satisfied.
Note that the above-mentioned temperatures are all temperatures at a position 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。 The present invention will be further described below based on Examples.
First, molten steel was melted in a vacuum melting furnace and cast to produce slabs (thickness: 200 to 350 mm) having the composition shown in Table 1. Next, the obtained slab is heated to the heating temperature shown in Table 2, and the heated slab is hot rolled under the conditions shown in Table 2 to form a steel plate (steel material) with the thickness shown in Table 2. ), and then the obtained steel plate was sequentially subjected to a cooling process in which the obtained steel plate was cooled for a residence time between 800 ° C and 400 ° C, as shown in Table 2, to obtain a steel material (steel plate). .

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. Note that the average cooling rate was calculated based on the temperature measured with a thermocouple attached to a position 1 mm below the surface of the steel plate.

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 plate was subjected to microstructure observation and a wear test, and the area ratio of austenite phase and V carbide in the matrix at 1 mm below the surface were determined, and the sliding wear resistance and impact wear resistance were determined. was evaluated. The observation and testing 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 A test piece for structure observation was taken from a predetermined position of each obtained steel plate so that the observation surface was 1 mm below the surface, and the observation surface was ground and polished (mirror-finished).

（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 Using the collected specimen for microstructure observation, backscattered electron diffraction (EBSP) analysis was performed on the mirror-polished observation surface. EBSP analysis was performed on an area of 1 mm x 1 mm under the conditions of measurement voltage: 20 kV and step size: 1 μm. From the obtained Inverse Pole Figure map, the structure (ferrite) with inclusions and precipitates removed The ratio (area ratio) of the austenite phase to the whole (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 collected specimen for microstructure observation, the mirror-polished observation surface was analyzed using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) of a scanning electron microscope (SEM). Analyze an area of 1 mm x 1 mm under the conditions of accelerating voltage: 15 kV and step size: 1 μm, identify V carbide, measure the total area of the V carbide using image analysis software, and calculate the area ratio of V carbide. Calculated. In addition, when measuring EDS, precipitates containing 10 at% or more of V and 30 at% or more of C in 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 materials is mainly determined by the surface characteristics. Therefore, a wear test piece (thickness 10 mm x width 25 mm x length 75 mm) was taken so that the test position (test surface) was 1 mm below the surface of the obtained steel plate. In addition, when the steel plate thickness exceeded 10 mm, the thickness of the test piece was adjusted to 10 mm by reducing the thickness. When the steel plate thickness 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-mentioned wear test pieces 1 taken from each steel plate were simultaneously mounted in the drum 2 of the wear test apparatus shown in FIG. 1, and an impact wear test was conducted. Note that the test piece 1 was mounted in such a direction that the test surface collided with the wear material 3. In addition, the conditions for the wear test are:
Drum rotation speed: 45rpm
Specimen rotation speed: 600rpm
And so. The wear material was replaced every 10,000 times the test piece was rotated, and the test was terminated when the total number of test piece revolutions reached 50,000 times. As the wear material 3, a stone (equivalent circle diameter of 5 to 35 mm) containing 90% or more of SiO ₂ was used. For comparison, a similar wear test was conducted on a wear test piece taken from a 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 (weight change (reduction) amount before and after the test) of each test piece was measured. The average value of the amount of wear of each test piece obtained was taken as the representative value of the amount of wear of each steel plate. Then, from the obtained amount of wear, the ratio of the amount of wear of the mild steel plate to the amount of wear of each steel plate (test steel plate), (amount of wear of mild steel plate)/(amount of wear of each steel plate (test steel plate)), is calculated. Calculated as impact wear ratio. The larger the impact wear resistance ratio, the better the impact wear resistance of each steel plate. Here, steel materials with an impact-wear resistance ratio of 1.7 or more were evaluated as having excellent impact-wear resistance and were evaluated as passing, and others were evaluated as failing.

（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 Wear test piece 1 taken from each steel plate was mounted on the wear test apparatus shown in FIG. 2, and a sliding wear test was conducted in accordance with the provisions of ASTM G-65. Here, the wear test device 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, and measures the sliding wear. Note that reference numeral 8 is a weight for pressing the wear test piece 6 against the rubber wheel 7 side.

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 (equivalent circle diameter 210 to 300 μm) was used. For comparison, a similar wear test was conducted on a wear test piece taken from a mild steel plate (SS400). The test conditions are as follows:
Flow rate of wear material (sand) 5: 300g/min,
Rubber wheel 7 rotation speed: 200±10rpm,
Load (by weight 8): 130±3.9N
And so. The test ended when the number of rotations of the rubber wheel 7 reached 2000 times.

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 (weight change (reduction) amount before and after the test) of each test piece was measured. The average value of the amount of wear of each test piece obtained was taken as the representative value of the amount of wear of each steel plate.
Then, from the obtained amount of wear, the ratio of the amount of wear of the mild steel plate to the amount of wear of each steel plate (test steel plate), (amount of wear of mild steel plate)/(amount of wear of each steel plate (test steel plate)), is calculated. Calculated as sliding wear ratio. The larger the sliding wear resistance ratio, the better the sliding wear resistance of each steel plate. Here, steel materials with a sliding wear resistance ratio of 3.0 or more were evaluated as having excellent sliding wear resistance and were evaluated as passing, and others were evaluated as failing.

（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 specimen for microstructure observation over the entire width was taken from a position 500 mm from the longitudinal end of each obtained steel plate, and was ground and polished (mirror-finished) in the width direction x thickness direction. Then, the maximum crack depth in the thickness direction from the surface layer of the steel sheet was evaluated by optical microscopic observation. Here, since the maximum crack depth of ordinary high manganese austenitic steel in which V carbide is not dispersed is about 5 mm or less, it is important to note that the maximum crack depth of ordinary high manganese austenitic steel without dispersed V carbide is approximately 5 mm or less. Those who did not meet the criteria were evaluated as passing, and the others were evaluated as failing.
The above evaluation results are shown in Table 2.

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) that have excellent sliding wear resistance, excellent impact wear resistance, and hot cracking resistance. . On the other hand, in comparative examples (steel materials No. 1-31 to No. 1-46) outside the scope of the present invention, at least one of sliding wear resistance, impact wear resistance, and hot cracking resistance decreased. are 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, steel material No. 1-31 with a low C content has a decreased austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in a decreased impact wear resistance. Steel material No. 1-32, which has a low Mn content, has low austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in a decrease in impact wear resistance. Steel materials No. 1-33, No. 1-34, and No. 1-35 that do not satisfy formula (1) above have low austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in a decrease in impact wear resistance. ing. In addition, steel materials No. 1-36 and No. 1-37 with low V content have low V carbide content, so the sliding wear resistance is reduced. Steel No. 1-38, which had too much V added, had large hot cracks. Steel material No. 1-39 with too much Ti added had large hot cracks. Steel material No. 1-40, which had too much Nb added, had large hot cracks. In addition, in steel material No. 1-41, which was heated at a low temperature, there were many V carbides that had already precipitated during hot rolling, resulting in large hot cracks. Steel materials No. 1-42, No. 1-44, and No. 1-46, which had a low rolling finish temperature, had large amounts of V carbide that had already precipitated during hot rolling, resulting in large hot cracks. Steel materials No. 1-43 and No. 1-45, which have a short residence time at temperatures below 800°C and above 400°C in the cooling process, have a low amount of V carbide, and therefore have low sliding wear resistance.

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, molten steel was melted in a vacuum melting furnace and cast to produce slabs (thickness: 200 to 350 mm) having the composition shown in Table 3. Next, the obtained slab is heated to the heating temperature shown in Table 4, and the heated slab is hot rolled under the conditions shown in Table 4 to form a steel plate (steel material) with the thickness shown in Table 4. ), followed by a cooling process in which the obtained steel plate was cooled for a residence time between 800°C and 400°C as shown in Table 4, to obtain a steel material (steel plate). .

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 plate was subjected to microstructure observation and a wear test, and the area ratio of austenite phase and V carbide in the matrix at 1 mm below the surface were determined, and the sliding wear resistance and impact wear resistance were determined. was evaluated. The observation and each test method were the same as those 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, cold bending workability was evaluated.
(4) Evaluation of cold bending workability A sample of 750 x 150 mm in total thickness was taken from each of the obtained steel plates, and a three-point bending test was conducted in accordance with JIS Z2448 (1996). The bending radius was 1.5t (t: thickness of the steel plate [mm]), and after bending 180° at room temperature with the back side of the steel plate facing the outer side of the three-point bend, The presence or absence of cracking was visually evaluated, and cold bending workability was evaluated.
Table 4 shows the results of each evaluation described above.

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 not only have excellent sliding wear resistance, impact wear resistance, and hot cracking resistance, but also have excellent cold bending workability. ing. On the other hand, in comparative examples outside the scope of the present invention, at least one of sliding wear resistance, impact wear resistance, hot cracking resistance, and cold bending workability is decreased.

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, steel material No. 2-31 with a low C content has a decreased austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in a decreased impact wear resistance. Steel material No. 2-32, which has a low Mn content, has low austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in a decrease in impact wear resistance. Steel materials No. 2-33, No. 2-34, and No. 2-35 that do not satisfy formula (1) above have low austenite stability and a low proportion of austenite phase, resulting in decreased impact wear resistance. ing. Furthermore, steel materials No. 2-36 and No. 2-37, which have a low V content, have a low sliding wear resistance because of the low V carbide content. Steel No. 2-38, which had too much V added, had large hot cracks. Steel material No. 2-39 with too much Ti added had large hot cracks. Steel material No. 2-40, which had too much Nb added, had large hot cracks. In addition, in Steel No. 2-41, which was heated at a low temperature, there were many V carbides that had already precipitated during hot rolling, resulting in large hot cracks. Steel materials No. 2-42, No. 2-44, and No. 2-46, which had a low rolling finish temperature, had large amounts of V carbide that had already precipitated during hot rolling, so hot cracks were large. Steel materials No. 2-43 and No. 2-45, which have a short residence time at temperatures below 800°C and above 400°C in the cooling process, have a low amount of V carbide, resulting in a decrease in sliding wear resistance.

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。 The amount of V added exceeds the upper limit, 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 and No. 2-29 have poor 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 Wear material (sand)
6 Abrasion test piece 7 Rubber wheel 8 Weight

Claims

In 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,
A component composition that contains N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, and contains C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the remainder is Fe and inevitable impurities. and,
A structure containing 90% or more of austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio;
steel material with
Record
25([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≧ 25(1.22-12.01×0.94/50.94)+16.3
...(1)
Here, [C], [V], [Mn]: Content of each element (mass%)

In 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,
A component composition that contains N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, and contains C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the remainder is Fe and inevitable impurities. and,
A structure containing 90% or more of austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio;
steel material with
Record
25([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≧ 25(0.35-12.01×0.09/50.94)+28.3 ...(1)
Here, [C], [V], [Mn]: Content of each element (mass%)

In addition to the above component composition, in 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, containing one or more selected from 0.0005% to 0.1000%.

A casting process in which molten steel is melted into a slab, a heating process in which the slab is heated, a hot rolling process in which the heated slab is hot rolled into a steel material, and a cooling process in which the steel material is cooled. A method for manufacturing a steel material, which sequentially performs the steps of
The slab is 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,
A component composition that contains N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, and contains C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the remainder is Fe and inevitable impurities. Adjust to
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1000°C or higher, the rolling end temperature is 800°C or higher,
In the cooling step, the residence time in the temperature range of 800 to 400°C is 300 seconds or more, and the method for manufacturing a steel material having a structure containing 90% or more of austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio.
Record
25 ([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≧30...(1)
Here, [C], [V], [Mn]: Content of each element (mass%)

A casting process in which molten steel is melted into a slab, a heating process in which the slab is heated, a hot rolling process in which the heated slab is hot rolled into a steel material, and a cooling process in which the steel material is cooled. A method for manufacturing a steel material, which sequentially performs the steps of
The slab is 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,
A component composition that contains N: 0.5000% or less and O (oxygen): 0.1000% or less, and contains C, V, and Mn in a range that satisfies the following formula (1), and the remainder is Fe and inevitable impurities. Adjust to
In the hot rolling process, the slab heating temperature is 1000°C or higher, the rolling end temperature is 800°C or higher,
In the cooling step, the residence time in the temperature range of 800 to 400°C is 300 seconds or more, and the method for manufacturing a steel material having a structure containing 90% or more of austenite phase and 0.1% or more of V carbide in terms of area ratio.
Record
25 ([C]-12.01[V]/50.94)+[Mn]≧30...(1)
Here, [C], [V], [Mn]: Content of each element (mass%)

In addition to the component composition, the slab further contains, in 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, containing one or more selected from 0.0005% to 0.1000%.