JPH10251807A - 熱間加工性および極低温靱性の優れた高Ｍｎステンレス鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 板厚中央部で、４Ｋの極低温での 0.2％耐力
が 1200N/mm²以上の高強度と、Ｋ_IC値で評価される破壊
靱性値が 200MPam^1/2 以上の高靱性を有し、同時に、熱
間加工割れを防止した高Ｍｎステンレス鋼材を提供す
る。 【構成】 高窒素型高Ｍｎステンレス鋼材の組成のう
ち、特に、かつ35％≦Ｎｉ _eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq≦40％を満
足するとともに、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以
下、Ｐ％＋Ｓ％≦0.011 ％、Ｏ：0.0050％以下、Ｐｂ：
5 ×10^-4％以下、清浄度ｄ：0.1 ％以下、に各々規制
し、更に、平均オーステナイト粒径が0.05〜0.17mmで、
かつオーステナイト粒の展伸度ＡＩ_l が1.2 以下である
極低温用高Ｍｎステンレス鋼材である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、熱間加工性に優れ、か
つ、絶対温度４Ｋ（-269℃）の極低温で高強度、高靱性
を有する高Ｍｎステンレス鋼材に関するものである。

【０００２】

【従来技術】近年、大型超電導マグネットを利用したＭ
ＨＤ発電や核融合炉などに関する技術が急速に進展して
いる。これらの装置で用いられる超電導マグネットコイ
ルは、液体ヘリウムにより絶対温度４Ｋまで冷却された
状態で運転されるため、これらの支持体や構造物等の構
造体も同様の温度まで冷却される。したがって、これら
の構造体に使用される鋼板などの鋼材には、通常の鋼材
とは違う特性を兼備することが要求されるとともに、こ
れらの要求が益々厳しくなってきている。

【０００３】まず、超電導マグネットコイルが、超電導
状態で高磁界を形成すると、前記支持体や構造物には強
大な電磁力が作用し、強磁場の中で繰り返し高応力が働
く。したがって、このような用途に使用される鋼材とし
ては、その溶接部を含めて、極低温で高い耐力と優れた
破壊靱性を有する非磁性鋼が必要とされる。

【０００４】次に、超電導マグネットコイルの温度を４
Ｋに到達させるために、前記支持体や構造物の雰囲気を
真空にして断熱する必要から、支持体や構造物の表面に
錆があってはならない。したがって、このような用途に
使用される鋼には更に、その溶接部を含めて、優れた耐
錆性を有する非磁性鋼が必要とされる。

【０００５】また、この超電導マグネットコイルは、出
力の増大に伴い、近年次第に大型化しており、その支持
体や構造物の製作には、例えば 110ｍｍ厚×2500ｍｍ幅
×10000 ｍｍ長さ以上の、より厚肉でかつ大面積の鋼材
が必要とされる。

【０００６】そして、更に重要なことは、これらの特性
に加えて、大型超電導マグネットの支持体や構造物用の
鋼材に対しては、４Ｋにおいて、1200N/mm² 以上の 0.2
％耐力（YS）と、200MPam ^1/2 以上の破壊靱性値Ｋ_ICが
要求されるようになっている点である。しかも、この高
強度、高靱性は、従来のような鋼材のｔ／４（ｔ：板
厚）位置での材質保障ではなく、板厚中央部での保障に
変わってきている。この特性要求は、板厚中央部の材質
がより制御しにくい厚肉でかつ大面積の鋼材にとって
は、非常に厳しい要求であり、このような要求を安定し
て満足することは容易ではなかった。

【０００７】これまでに、本用途における厚肉鋼材の従
来技術としては、まず、高窒素型オーステナイトステン
レス鋼である18％Ｃｒ− 8％ＮｉのＳＵＳ３０４ＬＮが
あるが、この材料は、前記４Ｋにおける0.2 ％耐力が80
0N/mm²程度しかなく、要求される1200N/mm² 以上の 0.2
％耐力を満足できず、前記近年の厳しい特性要求を満足
できない。

【０００８】これに対し、高窒素型で高Ｍｎ系の非磁性
鋼材を適用することが提案されているが、この鋼材は、
特公昭55−51423 号公報の従来技術の欄に記載されてい
るように、圧延や鍛造などの熱間加工性が極めて悪いと
いう大きな問題がある。具体的には、この高Ｍｎ系非磁
性鋼材を熱間加工する場合、例えば、連鋳後のスラブの
熱間圧延や、造塊後の鋼塊の分塊圧延や厚板への熱間圧
延において、スラブや鋼塊の全表面に大きな割れが発生
したり、鋼板の全表面や幅方向端部に割れが生じてしま
う。

【０００９】とりわけ、大質量の鋼塊、スラブあるいは
鋼板を用いて熱間加工する場合、前記割れの発生のため
に、前記超電導マグネットコイルの大型化に対応した、
厚肉で広幅、長尺の鋼材を、加工後の圧延材から採取で
きないという問題がある。そして、この問題は、超電導
マグネットコイルおよびその構造体の大型化、ひいては
核融合発電設備の実用化に対する障害となっている。

【００１０】したがって、従来より、この種高Ｍｎ系非
磁性鋼材の熱間加工性を改善するために種々の技術が提
案されている。まず、その技術の代表的なものは、鋼材
の熱間加工性を阻害する不純物の低減なり無害化であ
る。

【００１１】例えば、前記特公昭55−51423 号公報に
は、ＬＮＧのタンクやタンカー等の低温用鋼として、低
温靱性の優れたオーステナイト鋼を用いる技術が開示さ
れている。そして、この従来技術では、オーステナイト
鋼の熱間加工性を改善すべく、ＡｌとＣａを複合添加し
て、熱間加工性を阻害する、鋼中のＳ、Ｏの固定および
介在物の形態変化により、鋼材の熱間加工割れを防止し
ている。

【００１２】特開昭59−229471号や特公平3 −59136 号
公報では、高窒素型オーステナイトステンレス鋼の分塊
圧延時の割れを防止するために、鋼中のＳ、Ｏの低減に
加えて、鋼中のＰを、通常の0.020 〜0.035 ％の含有量
から、0.020 ％以下に低減する技術が開示されている。

【００１３】特公平2 −45695 号、特開昭61−170545号
公報には、耐錆性極低温用高Ｍｎ鋼について、４Ｋでの
５０Ｊ以上のシャルピ衝撃吸収エネルギーを得るため
に、前者はＳ量を0.003 ％以下とし、後者はＣａを0.00
1 〜0.020 ％添加した技術が開示され、両者とも、熱間
加工性を改善すべく、Ａｌを添加している。

【００１４】特開平2 −15151 号公報には、超電導マグ
ネット構造用の高Ｍｎ系のオーステナイト鋼であって、
Ｎｂ₃ Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性（４Ｋでの高い破
壊靱性）を得るために、Ｃｒ炭化物の粒界析出抑制を目
的としてＮｂ、ＴｉをＭｏとともに共存含有するととも
に、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓの総量を0.020 ％以下に規制した
技術が開示されている。この技術においても、熱間加工
性を改善すべく、鋼中のＰやＳ量を制限している。

【００１５】また、熱間加工自体の制御により、表面割
れを防止する技術も種々提案されている。例えば、特開
平7 −90366 号公報には、高Ｍｎステンレス系非磁性鋼
について、δフェライト生成による熱間加工性と靱性の
劣化を防止すべく、Ｍｎ量やＣｒ量の増加に応じて、Ｎ
ｉを増量するとともに、熱間加工による表面割れを防止
するために、1150〜1250℃の狭い領域で鋼塊を加熱する
こと、および分塊圧延も表面温度が1000℃で終了させる
ことなど、圧延の条件も特定した技術が開示されてい
る。そして、この技術においても、熱間加工性を改善す
べく、鋼中のＰやＳを制限している。

【００１６】特公平5 −36482 号公報では、液体Ｈｅ温
度（４Ｋ）において、1200MPam(N/mm²) 以上の 0.2％耐
力（YS）と、150MPam ^1/2 以上の破壊靱性値Ｋ_ICを有す
る、核融合炉超電導マグネット構造用の高Ｍｎ系のオー
ステナイト鋼の熱間加工性を改善すべく、前記特開平7
−90366 号公報と同様に、1150〜1250℃の狭い領域で鋼
塊を加熱後、950 ℃以上で分塊圧延を終了させ、ついで
やはり1150〜1250℃の狭い領域で加熱後、950 〜1010℃
で厚板圧延を終了させる技術が開示されている。また、
この技術でも、鋼材の熱間加工性を改善すべく、鋼中の
ＰやＳを制限している。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、これら
従来技術に記載された熱間加工性改善技術のうち、ま
ず、熱間加工性を阻害する鋼中の不純物の低減技術、即
ち、ＡｌやＣａなどを添加して、鋼中のＰ、Ｓ、Ｏを固
定ないし低減する、あるいは、介在物の形態制御を行う
だけでは、後述する通り、前記超電導マグネットコイル
の大型化に対応した、厚肉で広幅、長尺の鋼材の熱間加
工割れを完全に防止することはできない。

【００１８】また、加熱温度や圧延終了温度を特定の範
囲で制御する熱間加工性改善技術では、加熱温度や圧延
終了温度の設定範囲が、前記した通り、必然的に100 ℃
以下の狭い領域となる。このため、超電導マグネットコ
イルなどの大型化に対応した、特に大質量の鋼塊または
スラブを用いて、広幅、長尺の鋼材を製造する場合、加
工中の温度低下が大きく、設定条件内に、加工中の鋼塊
またはスラブ全域を入れることは極めて困難である。し
たがって、適正加工温度を下回り、設定条件外になる鋼
塊部分が必然的に生じるため、この部分において割れが
生じ、熱間加工割れを完全に防止することはできない。

【００１９】更に重要な点は、これら従来技術では、熱
間加工割れを完全に防止した上で、オーステナイト単相
の高Ｍｎ系ステンレス鋼材の、４Ｋにおいて、1200N/mm
² 以上の 0.2％耐力や、200MPam ^1/2 以上の破壊靱性値
を、両方とも、しかも鋼材の板厚中央部で安定的に保障
ないし確保することは考慮されておらず、また、この両
特性を達成してもいない点である。即ち、熱間加工割れ
防止と、４Ｋでの高強度、高靱性の材質とは、言わば相
矛盾する技術的課題であり、特に大質量ないし大面積の
鋼材にとっては、非常に厳しい要求特性であり、このよ
うな要求を安定して満足する鋼材は従来無かった。

【００２０】現に、例えば、前記特開平2 −15151 号公
報は、この種鋼の特性として、４Ｋにおける 0.2％耐力
と、破壊靱性値Ｋ_ICとを両者とも開示しているが、実施
例において、 0.2％耐力はぎりぎり1200N/mm² を確保し
ているものの、一方、破壊靱性値の方は、最高でも172M
Pam ^1/2 程度に過ぎず、200MPam ^1/2 以上の破壊靱性値
を得られていない。しかもこの鋼材自体の厚みは30ｍｍ
程度でしかなく、また鋼材特性の試験片採取位置は、明
記されていないが、通常の鋼材のｔ／４（ｔ：板厚）位
置であり、本発明で対象とする板厚中央部ではないと推
察される。

【００２１】また、前記特公平5 −36482 号公報でも、
実施例において、鋼材厚みが70ｍｍの厚板の特性とし
て、４Ｋにおける1200N/mm² 以上の 0.2％耐力（YS）
と、最高で210MPam ^1/2 程度の破壊靱性値（Ｋ_IC）を有
することが開示されている。しかし、この鋼材も板厚は
厚いが、幅や長さに関する記載が無く、本発明が対象と
する、50ｍｍ厚×2000ｍｍ幅×10000 ｍｍ長さ以上の、
より好ましくは110 ｍｍ厚×2000ｍｍ幅×10000 ｍｍ長
さ以上の、より厚肉でかつ大面積の鋼材よりも小さい鋼
材を対象としているものと推察され、また鋼材特性の試
験片採取位置は、通常の鋼材のｔ／４（ｔ：板厚）位置
であることが明記されており、本発明で対象とする板厚
中央部ではない。

【００２２】即ち、鋼材の板厚中央部は、より表層側の
部分に比して、熱処理や加工の影響が及びにくく、最も
材質が制御しにくく、材質が劣化し易い部分であり、厚
肉でかつ大面積の鋼材になるほど、通常の鋼材の試験片
採取位置であるｔ／４位置に比して、特性が劣る。した
がって、厚肉でかつ大面積の鋼材になるほど、鋼材のｔ
／４位置での特性が優れていても、板厚中央部が同等に
優れている保障は何もなく、板厚中央部の特性を保障し
ようとすれば、ｔ／４位置ではなく、板厚中央部におい
て直接保障する必要がある。

【００２３】したがって本発明は、これら従来の高Ｍｎ
ステンレス鋼や高Ｍｎオーステナイト鋼の問題に鑑み、
板厚中央部で、４Ｋの極低温での 0.2％耐力が 1200N/m
m²以上の高強度と、Ｋ_IC値で評価される破壊靱性値が 2
00MPam^1/2 以上の高靱性を有し、同時に、熱間加工割れ
を防止し、熱間加工性に優れた高Ｍｎステンレス鋼材を
提供することを目的とする。

【００２４】

【問題を解決するための手段】熱間加工割れ発生を防止
し、かつ、板厚中央部で、４Ｋでの高強度、高靱性を安
定的に確保するということは、厚肉で広幅材の極低温用
鋼材にとって、前記した通り、相反する課題となる。し
かし、本発明者等は、この課題について鋭意検討を行
い、その結果、まず、鋼材の鋼種としては、オーステナ
イト鋼の欠点である低い耐力を克服できる高Ｍｎステン
レス鋼を選択した。

【００２５】次に、熱間加工割れ対策の方向として、デ
ンドライト粒界の強度および延性を向上させることを選
択した。オーステナイト単相とした、高Ｍｎステンレス
鋼からなる鋳造ままの鋼塊、連鋳スラブの熱間圧延や、
ブレークダウンスラブの熱間圧延の過程で発生する割れ
は、共通して、オーステナイト未再結晶域で加工を受け
たデンドライト粒界に生成している。そして、このこと
から、熱間加工割れを防止するためには、前記デンドラ
イト粒界の強度および延性を向上させることが有効であ
る。

【００２６】このデンドライト粒界の強度および延性を
向上させるための手段として、本発明では、鋳造の凝
固過程でデンドライト粒界への不純物元素や偏析を抑制
すべく、固液凝固温度範囲を狭めることを主眼として、
オーステナイト安定化元素の合金量を適正に制御するこ
と、および、凝固時にデンドライト粒界偏析する有害
な不純物元素を見極めて、その量を低位に制御すること
に着目した。また、これらの手段に更に加えて、４Ｋに
おいて、凝固金属ままで、高耐力、高靱性を発揮させる
ために、Ｄｅｌｏｎｇの状態図にあるＮｉ当量（Ｎｉ
_eq）とＣｒ当量（Ｃｒ_eq）とを適正に制御すること、
平均オーステナイト粒径と展伸度を制御することとし
た。

【００２７】そして、これら〜を同時に満足するよ
う、後述するごとく、高Ｍｎステンレス鋼の化学成分を
適正量に制御することにより、熱間加工割れの発生を防
止して、健全な表面および内部品質の鋼材が、高歩留り
で得られるとともに、４Ｋでの耐力および破壊靱性値に
ついても要求値を満足できることを見いだし、本発明に
至ったものである。

【００２８】本発明では、前記技術思想に基づき、高Ｍ
ｎステンレス鋼材の組成を、質量％にて、Ｃ：0.03〜0.
10％、Ｓｉ：0.10〜0.50％、Ｍｎ：18〜30％、Ｎｉ：5
〜8％、Ｃｒ：12〜18％、Ｍｏ：0.50〜 3.00 ％、Ａ
ｌ：0.01〜0.07％、Ｎ：0.10〜0.28％、を含有し、かつ
35％≦Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq≦40％( 但し、Ｎｉ_eq= Ｎ
ｉ％＋30×Ｃ％＋30×Ｎ％＋0.5 ×Ｍｎ％、Ｃｒ_eq= Ｃ
ｒ％＋Ｍｏ％＋1.5 ×Ｓｉ％＋0.5 ×Ｎｂ％）を満足す
るとともに、Ｐ：0.008 ％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Ｐ
％＋Ｓ％≦0.011 ％、Ｏ：0.0050％以下、Ｐｂ：5 ×10
^-4％以下、清浄度d(但しJIS G 0555測定法による) ：0.
1 ％以下、に各々規制し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなりものとし、更に、平均オーステナイト粒径(
但しASTM E112 −1995,13.5,234 頁の測定方法による)
が0.05〜0.17mmで、かつオーステナイト粒の展伸度AI_l
( 但しASTM E112 −1995,16.3.5,237 頁の測定方法によ
る)が1.2 以下とする。

【００２９】また、選択添加元素として更に、Ｎｂ、
Ｖ、Ｔｉの内から１種以上と、Ｂ、Ｃａの内から１種以
上を含有しても良い。

【００３０】

【発明の実施の形態】以下に、本発明における化学成分
の限定理由について説明する。Ｃは、オーステナイトの
安定化を通じて非磁性の確保および４Ｋでの耐力上昇に
有効な元素である。含有量が0.03％未満ではこのような
効果が乏しく、一方、0.10％を超えて含有すると、鋳造
冷却時に、デンドライト粒界へのCr炭化物の析出が顕著
になり、４Ｋでの靱性や耐食性が劣化する。したがっ
て、Ｃ含有量は0.03〜0.10％の範囲とする。

【００３１】Ｓｉは溶鋼の脱酸のために必須の元素であ
り、また耐力上昇に有効であるが、0.10％未満では効果
が不十分であり、 0.50 ％を超えると高温延性が低下
し、溶接時の高温割れが発生しやすくなるとともに、靱
性劣化をもたらす。したがって、Ｓｉ含有量は0.10〜0.
50％の範囲とする。

【００３２】Ｍｎは、耐溶接高温割れ性に悪影響を与え
るＮｉに変わり（代替して）、オーステナイト形成元素
として、４Ｋでの靱性の向上に不可欠な元素である。ま
た、Ｎの固溶限を増大させて、オーステナイト組織の安
定化に寄与する。含有量が18％未満では、４Ｋでの充分
な靱性（破壊靱性値が 200MPam^1/2 以上）を得ることが
できず、またα’マルテンサイトなどが析出し易くなり
非磁性が失なわれる。一方、30％を超えて過多に含有す
ると、熱間加工性が劣化し、歩留りが悪くなり、コスト
上昇を招く。したがって、Ｍｎ含有量は18〜30％の範囲
とする。

【００３３】Ｎｉは、溶接金属の凝固過程でのδフェラ
イトの晶出を抑制するとともに、オーステナイト組織の
安定と、４Ｋでの靱性の向上（破壊靱性値が 200MPam
^1/2 以上）を得るために不可欠な元素である。Ｎｉが5
％未満の含有量ではこのような優れた効果を得ることが
できない。しかし、一方、Ｎｉの過剰な含有は、完全オ
ーステナイト組織における固液凝固温度範囲を広げて、
低融点不純物元素のデンドライト粒界への偏析を助長す
るとともに、Ｓと反応して溶接金属の粒界に、低融点の
ＮｉＳ化合物を析出させ、凝固金属の粒界の延性を劣化
させる。したがって、Ｎｉの過剰な含有は、耐溶接高温
割れ性に悪影響を与えるので、その上限の含有量は8 ％
とすべきであり、Ｎｉ含有量は5 〜8 ％の範囲とする。

【００３４】Ｃｒは、耐銹性を付与するとともに、オー
ステナイトを安定化し、４Ｋでの耐力の上昇のために必
要であり、また、Ｎの固溶限も増大させる。含有量が12
％未満ではこの効果がなく、18％を超えると溶接金属の
凝固過程で、δフェライトが晶出して完全オーステナイ
ト組織が維持しえなくなり、靱性を低下させ、４Ｋでの
充分な靱性（破壊靱性値が 200MPam^1/2 以上）を得るこ
とができない。したがって、Ｃｒ含有量は12〜18％の範
囲とする。

【００３５】更に、ＮｉとＣｒは、４Ｋにおいての耐
力、靱性および非磁性を確保するために、各元素量の限
定に加えて、Ｄｅｌｏｎｇの状態図にあるＮｉ当量（Ｎ
ｉ_eq）とＣｒ当量（Ｃｒ_eq）とが、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ
_eqを35％以上とする必要がある。これが35％未満である
と、完全オーステナイト組織であっても、４Ｋにおける
必要靱性が得られない。

【００３６】そしてまた、一方で、溶接時の高温割れ感
受性を改善するためには、Ｃｒ_eqに応じて、Ｎｉ_eqに上
限の制約を設ける必要があり、Ｎｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eqを
40％以下とする。40％を越えた場合、溶接高温割れ感受
性が増大してしまう。但し、このＮｉ_eqとＣｒ_eqにおい
て、Ｎｉ_eq= Ｎｉ％＋30×Ｃ％＋30×Ｎ％＋0.5 ×Ｍｎ
％、Ｃｒ_eq= Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋1.5 ×Ｓｉ％＋0.5 ×Ｎ
ｂ％である。

【００３７】ＮはＣと同様にオーステナイトの安定化と
４Ｋでの耐力向上に有効な元素である。また、ＣはＣｒ
炭化物の粒界析出による靱性劣化をもたらすが、Ｎはか
かる悪影響をおよぼさない。上記効果を発揮させるため
には、0.15％以上の含有が必要であるが、0.28％を超え
ると靱性の劣化が著しく、耐溶接高温割れ性に乏しくな
る。よって、Ｎ含有量は0.15〜0.28％の範囲とする。

【００３８】Ａｌは、溶鋼の脱酸元素として、固溶酸素
を捕捉するとともに、ブローホールの発生を防止して、
４Ｋでの靱性の向上のために必要な元素である。0.01％
未満では十分な効果が得られず、いっぽう、0.07％を超
えると、アルミナ系介在物の増加により、逆に４Ｋでの
靱性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は0.01〜0.
07％の範囲とする。

【００３９】Ｍｏは、固溶強化元素であり、４Ｋでの0.
2 ％耐力を向上させる元素である。また、Ｃｒ炭化物の
粒界析出に起因した靱性の劣化を防止するのにも有効で
あるが、このような効果は 0.50 ％未満では得られず、
また3.00％を超えると、耐力向上効果は飽和する反面、
４Ｋでの靱性が劣化する。よって、Ｍｏ含有量は 0.50
〜 3.00 ％の範囲とする。

【００４０】次に、本発明の選択的添加元素の含有の意
義と含有量限定理由について述べる。 Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ
は炭窒化物を析出させて、析出強化により４Ｋでの0.2
％耐力向上に有効な元素であるが、いずれの含有量も0.
01％未満ではその効果は乏しく、一方、いずれの含有量
も0.50％を超えて含有すると、４Ｋでの靱性を劣化させ
る。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの一種または２種以上
の含有量は、総量で0.01〜 0.50 ％の範囲とする。

【００４１】Ｃａは、鋼の溶製時に強脱酸効果を発揮
し、４Ｋでの靱性に有害な固溶酸素を捕捉して減少させ
るとともに、非金属介在物の微細化に有効である。含有
量が0.0010％未満では、このような効果に乏しく、逆に
0.0035％を超えて含有すると鋼の清浄度を悪くする。し
たがって、Ｃａの含有量は0.0010〜0.0035％の範囲とす
る。

【００４２】Ｂは、オーステナイト粒界に偏析すること
により、粒界を強化して４Ｋでの耐力を向上させる効果
があるが、含有量が0.0001％未満では、このような効果
に乏しく、逆に0.0030％を超えて含有すると鋼の靱性を
劣化させる。したがって、Ｂの含有量は0.0001〜0.0030
％の範囲とする。

【００４３】次に、不純物の規制について、本発明にお
いては、熱間加工割れ防止の点からＰ、Ｓ、Ｏ、Ｐｂを
合わせて、各々規制することを特徴としている。これら
の不純物含有量が高いと、前記した通り、凝固過程での
デンドライト粒界に低融点不純物元素が偏析し、耐熱間
加工割れ性を劣化させる。

【００４４】まず、ＰおよびＳは、耐熱間加工割れ性を
劣化させる元素であり、高Ｍｎステンレス鋼塊の耐熱間
加工割れ性を確保するためには、Ｐ：0.008 ％以下、
Ｓ：0.003 ％以下、に各々規制する必要がある。

【００４５】Ｏは、固溶酸素、ブローホール、非金属介
在物として残留して、４Ｋでの靱性を劣化させる。ま
た、高Ｍｎステンレス鋼塊の耐熱間加工割れ性を劣化さ
せるため、歩留りが悪くなり、コスト上昇を招く。した
がって、Ｏの含有量は0.0050％以下にする必要がある。

【００４６】Ｐｂの規制は本発明では重要な規定であ
る。本発明では、前記Ｐ、Ｓ、Ｏ等の不純物の他に、高
Ｍｎステンレス鋼塊の耐熱間加工割れ性を確保するため
に、Ｐｂを規制の対象とすることが特徴である。本発明
者らは、高Ｍｎステンレス鋼塊の耐熱間加工割れ性が、
Ｐｂ含有量と正の相関があることを知見した。Ｐｂは、
溶製原材料のメタリックＣｒに含まれるため、このメタ
リックＣｒ添加とともに鋼中に混入し易い。したがっ
て、高Ｍｎステンレス鋼塊の熱間加工割れ感受性を低減
するためには、原材料や製造過程から必然的に含まれる
低融点のＰｂが固液共存凝固域においてデンドライト粒
界に偏析する量を減らすことが重要である。このため、
Ｐｂは5 ×10^-4％以下に規制することが重要である。

【００４７】更に、本発明では、耐熱間加工割れ性の確
保とともに、かつ、４Ｋでの高強度、高靱性を安定的に
確保するために、清浄度ｄ( 但しJIS G 0555測定法によ
る)と、平均オーステナイト粒径( 但しASTM E112 −199
5,Lineal Intercept Procedure 13.5, 234 頁の測定法
による) と、展伸度AI_l ( 但しASTM E112 −1995,Speci
mens with Nonequiaxed Grain Shapes 16.3.5, 237頁の
測定方法による) とを特定することを特徴とする。因み
にこれらは、熱間加工後の鋼板における特性値であり、
熱間加工後の鋼板のこれら特性値を特定することによっ
て、鋼板の熱間加工性自体が確保できるとともに、合わ
せて熱間加工後の鋼板の４Ｋでの高強度、高靱性を安定
的に確保できる。

【００４８】まず、鋼材の平均オーステナイト粒径は、
４Ｋでの 0.2％耐力と破壊靱性値とに影響を及ぼし、粒
径が細かくなるほど 0.2％耐力は上昇するが、逆に破壊
靱性値は低下するという関係にある。200MPam ^1/2 以上
の破壊靱性値Ｋ_ICを確保するためには、0.05mm以上の平
均オーステナイト粒径が必要であり、また、1200N/mm ²
以上の 0.2％耐力（YS）を確保するためには、0.17mm以
下の平均オーステナイト粒径が必要である。したがっ
て、４Ｋでの 0.2％耐力と破壊靱性値とを共に満足させ
るためには、平均オーステナイト粒径を0.05〜0.17mmと
する必要がある。この平均オーステナイト粒径は、ASTM
E112 −1995,Lineal Intercept Procedure 13.5, 234
頁の測定法の通り、一辺100mm の方形内のオーステナイ
ト粒の数を測定し、これを顕微鏡の倍率で割った値が、
平均オーステナイト粒径として測定される。

【００４９】次に、４Ｋでの破壊靱性値は、オーステナ
イト粒の展伸度と負の相関がある。４Ｋでの破壊靱性値
200MPam ^1/2 以上を満足させるためには、ASTM E112 −
1995,16.3.5, 237頁の測定方法による展伸度AI_l を1.2
以下にする必要がある。この展伸度AI_l は、ASTM E112
−1995,Specimens with Nonequiaxed Grain Shapes 16.
3.5, 237頁の測定方法で、以下の通り規定される。

【００５０】

【数１】

【００５１】また、鋼材中の非金属介在物の存在は、４
Ｋでの破壊靱性値に悪影響を及ぼす。本発明では、この
鋼材中の非金属介在物を、JIS G 0555測定法による清浄
度ｄで規定し、４Ｋでの破壊靱性値200MPam ^1/2 以上を
満足させるために、清浄度ｄを0.1 ％以下とする。JIS
G 0555測定法による清浄度ｄは、ｄ＝ｎ／（ｐ×ｆ）×
１００％で表される（但し、ｐ；顕微鏡視野内の挿入ガ
ラス板上の総格子点数、ｆ；視野数、ｎ；ｆ個の視野に
おける全介在物によって占められた格子点中心の数）。
つまり、清浄度ｄは、非金属介在物の量の母材生地での
占有面積割合を示している。

【００５２】次に、本発明高Ｍｎステンレス鋼の製造方
法を説明する。本発明高Ｍｎステンレス鋼は、高Ｍｎス
テンレス鋼の通常の製法により製造可能であり、鋼の溶
製後、分塊圧延乃至熱間鍛造や、厚板圧延などの熱間加
工を行い製造される。ただ、本発明高Ｍｎステンレス鋼
は、従来の高Ｍｎステンレス鋼に比して熱間加工性が格
段に向上しているものの、炭素鋼や低合金鋼に比べると
熱間加工性は劣る。したがって、分塊圧延や厚板圧延の
加熱温度や仕上温度が低すぎると、本発明にも係わら
ず、鋼塊、鋼板の表面に割れが生じ、歩留の低下を招く
恐れがある。これを防止するためには、加熱温度や仕上
温度を高めにすることが望ましく、加熱温度を1000〜12
50℃とし、仕上温度を 900℃以上とすることが望まし
い。圧延の後の冷却は空冷あるいは強制冷却のいずれで
もよい。

【００５３】本発明では、後述する通り、最適加工温度
範囲が広がっている（２３０℃以上）ので、前記望まし
い条件でも、その温度範囲は、従来の加熱温度や圧延終
了温度の設定範囲（100 ℃程度）よりは余程広い。した
がって、特に大質量（広幅で長尺）の鋼塊またはスラブ
をこのより好ましい温度条件で加工しても、加工中に鋼
塊またはスラブが温度低下して適正加工温度を下回り、
熱間加工割れを生じることはない。

【００５４】

【実施例】

〔実施例１〕次に、以上説明した本発明高Ｍｎステンレ
ス鋼材の各要件の意義について、実施例を挙げて説明す
る。

【００５５】表１、２、３に示す化学成分、清浄度、平
均オーステナイト粒径、展伸度などを有する偏平鋼塊を
各々溶製し、これら各鋼塊の熱間加工割れ感受性を調査
した。鋼塊の熱間加工割れ感受性は、鋼塊表層部から引
張試験片を採取して、高温高速引張試験（グリーブル試
験）を行い、破断部の断面収縮率（ＲＡ）で評価した。
この場合、ＲＡが４０％以上になると、分塊圧延におい
て割れが発生しないことが経験的に分かっており、この
試験では、ＲＡが４０％以上であることを、割れが発生
しない臨界的な条件乃至基準とした。

【００５６】まず、Ｐｂ量の鋼塊の熱間加工割れ感受性
への影響について、図１〜３を用いて説明する。図１
は、前記表１のＮｏ．１〜４のＰｂ量が異なる供試材
を、各加工温度（例えば、○印のＮｏ．１の供試材では
１１６０〜１２２５℃）に１０℃／ｓの速度で加熱およ
び１０分間保持し、この加熱状態のままで、ひずみ速度
を２として圧縮加工した場合（On heating) の、断面収
縮率（ＲＡ）と加工温度との関係を示している。図１の
断面収縮率（ＲＡ）に対するＰｂ量の影響から明らかな
通り、Ｐｂ量が低い供試材ほど、熱間加工割れを発生し
ない（ＲＡが４０％以上の）加熱温度の上限がより高温
側に広がることが分かる。

【００５７】図２に、前記表１のＮｏ．１〜４の供試材
を、ＲＡが４０％となる最高加工温度（図１における、
Ｎｏ．１〜４の供試材のＲＡが４０％となる加工温度）
に１０℃／ｓの速度で加熱後１０分間保持し、この加熱
温度から５℃／ｓの冷却速度で特定温度に降温した後に
６０ｓ間保持し、その後ひずみ速度を２として圧縮加工
した場合（On cooling) での、断面収縮率（ＲＡ）と加
工温度との関係を示している。図２の断面収縮率（Ｒ
Ａ）に対するＰｂ量の影響から明らかな通り、Ｐｂ量が
低い供試材ほど、熱間加工割れを発生しない加工温度の
下限がより低温側に広がることが分かる。

【００５８】また、図１、２の結果より、ＲＡが４０％
以上となる加工温度範囲ΔＴと、Ｐｂ量との関係を整理
したものを、図３に示す。図３より、本発明供試材Ｎ
ｏ．３、４のようにＰｂ量を５×１０^-4％以下に低減す
ると、Ｐｂ量がこれより多い従来例ないし比較例の供試
材Ｎｏ．１、２に比して、熱間加工割れを発生しない、
良好な加工温度範囲が広くなる。

【００５９】通常の分塊圧延において、前記した超電導
マグネットコイルの大型化に対応した、大質量の鋼塊ま
たはスラブを用いて、広幅、長尺の鋼材を製造する場
合、設定条件内に、加工中の鋼塊またはスラブ全域を入
れ、設定条件外になる部分が生じないようにするために
は、加工温度範囲（ΔＴ）は少なくとも、２３０℃以上
であることが必要である。

【００６０】この点、本発明供試材Ｎｏ．３、４は、従
来例ないし比較例の供試材Ｎｏ．１、２に比して、ΔＴ
が、２３０℃以上を確保でき、加工温度範囲が広くなる
ため、より高温での加熱と、それに伴う、より高温での
圧延仕上がりが可能となることが分かる。そしてその結
果、広幅、長尺の鋼材を製造する場合、加工中、鋼塊ま
たはスラブの温度が低下しても、設定条件外になる鋼材
部分が生じずに、熱間加工割れを防止できる。

【００６１】つぎに、Ｎｉ量の鋼塊の熱間加工割れ感受
性への影響について、図４〜６を用いて説明する。図４
は、前記表１のＮｏ．５〜９のＮｉ量が異なる供試材
を、各加熱温度（例えば、○印のＮｏ．５の供試材では
１１７５〜１２２０℃）に１０℃／ｓの速度で加熱およ
び１０分間保持し、この加熱状態のままで、ひずみ速度
を２として圧縮加工した場合（On heating) の、断面収
縮率（ＲＡ）と加工温度との関係を示している。図４の
断面収縮率（ＲＡ）に対するＮｉ量の影響から明らかな
通り、Ｎｉ量が低い供試材ほど、熱間加工割れを発生し
ない（ＲＡが４０％以上の）加熱温度の上限がより高温
側に広がることが分かる。

【００６２】図５に、前記表１のＮｏ．５〜９の供試材
を、ＲＡが４０％となる最高加工温度（図４における、
Ｎｏ．５〜９の供試材のＲＡが４０％となる加工温度）
に１０℃／ｓの速度で加熱後１０分間保持し、この加熱
温度から５℃／ｓの冷却速度で特定温度に降温した後に
６０秒間保持し、その後ひずみ速度を２として圧縮加工
した場合（On cooling) での、断面収縮率（ＲＡ）と加
工温度との関係を示している。図５の断面収縮率（Ｒ
Ａ）に及ぼすＮｉ量およびＮｉ当量＋０．８×Ｃｒ当量
からなるパラメータＸ値の影響から明らかな通り、Ｎｉ
量が低い供試材ほど、（Ｎｉ量を低減すると）熱間加工
割れを発生しない加工温度の下限がより低温側に広がる
ことが分かる。

【００６３】また、図４、５の結果より、ＲＡ４０％以
上となる加工温度範囲ΔＴとＮｉ量との関係を整理した
ものを、図６に示す。図６より、Ｎｉ量を５〜８および
Ｎｉ当量＋０．８×Ｃｒ当量からなるパラメータＸ値を
３５〜４０％とした、Ｎｏ．３、７〜９の供試材は、Ｎ
ｉ量およびパラメータＸ値がこの範囲からはずれたＮ
ｏ．５、６の供試材に比して、熱間加工割れを発生しな
い、良好な加工温度範囲が、ΔＴで２３０℃以上確保で
き、より高温での加熱と、それに伴う、より高温での圧
延仕上がりが可能となる。

【００６４】以上図１〜６で説明した通り、Ｐｂ量を５
×１０^-4％以下と、Ｎｉ量８％以下、およびＮｉ当量＋
０．８×Ｃｒ当量からなるパラメータＸ値４０％以下の
条件を具備すれば、ＲＡ４０％以上となる加工温度範囲
ΔＴを２３０℃以上とれることが分かる。したがって、
その結果、通常の熱間加工条件の範囲で熱間加工割れを
防止できる。

【００６５】次に、表１、２、３に示す化学成分、清浄
度、平均オーステナイト粒径、展伸度などを有する偏平
鋼塊を用いて、実際に２２０ｍｍの分塊スラブに分塊圧
延した場合の割れの発生状況を調査した。この結果を分
塊圧延条件とともに表４、５、６に示す。表１〜３のＮ
ｏ．は、各々表４〜６のＮｏ．に対応している。表４、
５、６から明らかな通り、Ｐｂ量と、Ｎｉ量およびＮｉ
当量＋０．８×Ｃｒ当量からなるパラメータＸ値が規定
よりはずれる、従来例ないし比較例のＮｏ．１、２、
５、６、２７では、分塊圧延時に割れが発生している。

【００６６】この分塊圧延時に割れが発生している例を
除き、分塊圧延時の割れの無いものだけについて、引き
続き厚板圧延を行い、１１０ｍｍの厚板の厚さ中央部か
ら試験片を採取して、４Ｋ（−２６９℃）で、引張試験
（形状：ＪＩＳ１４Ａ号）およびＡＳＴＭＥ８１３−１
９８９によるＪ_1C試験を行い、 0.2％耐力（YS）、引っ
張り強さ(TS)、破壊靱性値Ｋ_ICを求めた。この結果を厚
板圧延条件とともに表４、５、６に示す。

【００６７】４Ｋでの 0.2％耐力（YS）および靱性（Ｋ
_IC値）と、Ｎｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8 ×Ｃｒ_eq（＝
Ｘ）のパラメータとの関係について、表４〜６の、特に
Ｎｏ．３、７〜９の供試材のデータを用いて、整理した
結果を各々図７、８に示す。図７、８から明らかな通
り、４Ｋでの 0.2％耐力（YS）および靱性（Ｋ_IC値）は
Ｎｉ含有量およびパラメータＸが増加すると増大する。
このことから、前記した通り、４Ｋでの１２００N/mm²
以上の 0.2％耐力（YS）と２００MPam ^1/2以上の破壊靱
性値Ｋ_ICを得ようとすれば、Ｎｉ含有量を５％以上、パ
ラメータＸを３５％以上とする必要があることが分か
る。

【００６８】ただし、前記した通り、熱間加工割れを防
止する観点からは、Ｎｉ量を８％以下およびパラメータ
Ｘを４０％以下とする必要がある。したがって、本発明
において、熱間加工割れを防止し、同時に４Ｋでの 0.2
％耐力（YS）および靱性（Ｋ _IC値）を確保するために
は、Ｎｉ量を５〜８％、パラメータＸを３５〜４０％の
範囲とする必要があることが分かる。

【００６９】つぎに、４Ｋでの 0.2％耐力（YS）および
靱性（Ｋ_IC値）と、清浄度ｄと、平均オーステナイト粒
径と、オーステナイト粒の展伸度ｅとの関係を説明す
る。

【００７０】図９、１０に、４Ｋでの 0.2％耐力（YS）
および靱性（Ｋ_IC値）と、鋼の清浄度ｄとの関係につい
て、各々示す。図９、１０は、表４、５の、特にNo.
８、１０〜１２の供試材の４Ｋでの 0.2％耐力および靱
性と鋼の清浄度のデータを用いて、整理した結果であ
る。図９から明らかな通り、４Ｋでの 0.2％耐力は、鋼
の清浄度ｄによってもあまり影響を受けない。しかし、
図９から明らかな通り、４Ｋでの靱性（Ｋ_IC値）は、鋼
の清浄度ｄによって大きく影響を受け、鋼の清浄度ｄが
０．１以下と低い（鋼の清浄度が高い）方が、４Ｋでの
靱性（Ｋ_IC値）が高い。したがって、４Ｋでの２００MP
am ^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを得ようとすれば、鋼の清
浄度ｄを０．１以下にする必要があることが分かる。

【００７１】次に、図１１、１２に、４Ｋでの 0.2％耐
力（YS）および靱性（Ｋ_IC値）と、平均オーステナイト
粒径との関係について、各々示す。図１１、１２は、表
４、５の、特にNo. ８、１３〜１９の供試材の４Ｋでの
0.2％耐力および靱性と鋼の平均オーステナイト粒径の
データを用いて、整理した結果である。図１１から明ら
かな通り、４Ｋでの 0.2％耐力は、鋼の平均オーステナ
イト粒径（ｄ）の平方根の逆数と正の相関がある（平均
オーステナイト粒径が小さいほど増加する）。したがっ
て、４Ｋでの１２００N/mm² 以上の 0.2％耐力（YS）を
得るためには、平均オーステナイト粒径を０．１７ｍｍ
以下とする必要がある。

【００７２】また、逆に、４Ｋでの靱性は、図１２から
明らかな通り、鋼の平均オーステナイト粒径（ｄ）の平
方根の逆数と負の相関がある（鋼の平均オーステナイト
粒径が大きいほど増加する）。したがって、４Ｋでの２
００MPam ^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを得ようとすれば、
平均オーステナイト粒径を０．０５ｍｍ以下とする必要
がある。以上、図１１、１２の結果から、４Ｋでの１２
００N/mm² 以上の 0.2％耐力と２００MPam ^1/2以上の破
壊靱性値Ｋ_ICを両方満足しようとすれば、鋼の平均オー
ステナイト粒径を、０．０５〜０．１７ｍｍの範囲とす
る必要があることが分かる。

【００７３】更に、図１３、１４に、４Ｋでの 0.2％耐
力（YS）および靱性（Ｋ_IC値）と、展伸度との関係につ
いて、各々示す。図１３、１４は、表４、５の、特にN
o. ８、２０〜２２の供試材の４Ｋでの 0.2％耐力およ
び靱性と、鋼の展伸度のデータを用いて、整理した結果
である。図１３から明らかな通り、４Ｋでの 0.2％耐力
は、鋼の展伸度と正の相関がある（展伸度が大きいほど
増加する）。しかし、逆に、４Ｋでの靱性は、図１４か
ら明らかな通り、鋼の展伸度と負の大きな相関がある
（展伸度が大きいほど急激に減少する）。したがって、
４Ｋでの２００MPam ^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを得よう
とすれば、展伸度を１．２以下とする必要があることが
分かる。

【００７４】以上、図９〜１４の説明をまとめると、４
Ｋでの１２００N/mm² 以上の 0.2％耐力と２００MPam
^1/2以上の破壊靱性値Ｋ_ICを両方満足しようとすれば、
Ｎｉ含有量を５％以上、パラメータＸを３５％以上と
する、鋼の清浄度ｄを０．１以下にする、平均オー
ステナイト粒径を、０．０５〜０．１７ｍｍの範囲とす
る、展伸度を１．２以下とする必要があることが分か
る。

【００７５】その他、表６のＮｏ．２３、２４の供試材
は、Ｃａ含有量の影響を見るためのものである。Ｎｏ．
２３のＣａ含有量は０．００３５％と本発明のＣａ量の
上限量を含み、板厚中央部において、４Ｋでの破壊靱性
値Ｋ_ICが２２５MPam ^1/2と高いのに対し、Ｎｏ．２４の
Ｃａ含有量は０．０１００％と本発明のＣａ量の上限量
を超えており、板厚中央部の、４Ｋでの破壊靱性値Ｋ_IC
も１９０MPam ^1/2と低い。これは、Ｎｏ．２４のＣａ含
有量が多すぎるため、鋼中の非金属介在物量が大きくな
って、４Ｋでの破壊靱性を劣化させたためである。

【００７６】また、表６のＮｏ．２５、２６、２８、２
９、３０の供試材は、本発明例であり、本発明の諸規定
を満足するため、熱間加工性と４Ｋでの 0.2％耐力（Y
S）および靱性（Ｋ_IC値）なども良好である。これに対
し、表６のＮｏ．２７の比較例は、Ｓｉ量およびパラメ
ータＸ等が本発明の規定より上限にはずれるため、分塊
圧延で割れが発生しており、熱間加工性に劣る。また、
表６のＮｏ．３１の比較例は、Ｎｂ、Ｖの総量が、本発
明の規定より上限にはずれるため、４Ｋでの破壊靱性値
Ｋ_ICが１６０MPam ^1/2と低い。

【００７７】

【表１】

【００７８】

【表２】

【００７９】

【表３】

【００８０】

【表４】

【００８１】

【表５】

【００８２】

【表６】

【００８３】

【発明の効果】本発明によれば、板厚中央部で、４Ｋの
極低温での 0.2％耐力が 1200N/mm²以上の高強度と、破
壊靱性値が 200MPam^1/2 以上の高靱性を有し、同時に、
熱間加工割れを防止し、熱間加工性に優れた高Ｍｎステ
ンレス鋼を提供することが出来、その結果、ＭＨＤ発電
や核融合炉などに用いられる超電導マグネットの構造材
料の大型化を可能にする点で工業的な価値は大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明におけるＰｂ量と、断面収縮率（ＲＡ）
および加工温度との関係を示す説明図である。

【図２】本発明におけるＰｂ量と、断面収縮率（ＲＡ）
および加工温度との関係を示す説明図である。

【図３】本発明におけるＰｂ量と、断面収縮率（ＲＡ）
が４０％以上となる加工温度との関係を示す説明図であ
る。

【図４】本発明におけるＮｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8
×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータと、断面収縮率（ＲＡ）
と加工温度の関係を示す説明図である。

【図５】本発明におけるＮｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8
×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータと、断面収縮率（ＲＡ）
と加工温度の関係を示す説明図である。

【図６】本発明におけるＮｉ含有量およびＮｉ_eq＋0.8
×Ｃｒ_eq（＝Ｘ）のパラメータと、断面収縮率（ＲＡ）
が４０％以上となる加工温度との関係を示す説明図であ
る。

【図７】本発明におけるＮｉ含有量と、４Ｋでの 0.2％
耐力との関係を示す説明図である。

【図８】本発明におけるＮｉ含有量と、４Ｋでの破壊靱
性値Ｋ_ICとの関係を示す説明図である。

【図９】本発明における鋼の清浄度と、４Ｋでの 0.2％
耐力との関係を示す説明図である。

【図１０】本発明における鋼の清浄度と、４Ｋでの破壊
靱性値Ｋ_ICとの関係を示す説明図である。

【図１１】本発明における鋼の平均オーステナイト粒径
と、４Ｋでの 0.2％耐力との関係を示す説明図である。

【図１２】本発明における鋼の平均オーステナイト粒径
と、４Ｋでの破壊靱性値Ｋ_ICとの関係を示す説明図であ
る。

【図１３】本発明における鋼の展伸度と、４Ｋでの 0.2
％耐力との関係を示す説明図である。

【図１４】本発明における鋼の展伸度と、４Ｋでの破壊
靱性値Ｋ_ICとの関係を示す説明図である。

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％にて、Ｃ：0.03〜0.10％、Ｓｉ：
   0.10〜0.50％、Ｍｎ：18〜30％、Ｎｉ：5 〜8 ％、Ｃ
   ｒ：12〜18％、Ｍｏ：0.50〜 3.00 ％、Ａｌ：0.01〜0.
   07％、Ｎ：0.15〜0.28％を含有し、かつ35％≦Ｎｉ_eq＋
   0.8 ×Ｃｒ_eq≦40％( 但し、Ｎｉ_eq= Ｎｉ％＋30×Ｃ％
   ＋30×Ｎ％＋0.5 ×Ｍｎ％、Ｃｒ_eq= Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋
   1.5 ×Ｓｉ％＋0.5 ×Ｎｂ％）を満足するとともに、
   Ｐ：0.008％以下、Ｓ：0.003 ％以下、Ｏ：0.0050％以
   下、Ｐｂ：5 ×10^-4％以下、清浄度ｄ (但しJIS G 0555
   測定法による) ：0.1 ％以下に各々規制し、残部Ｆｅお
   よび不可避的不純物からなり、平均オーステナイト粒径
   ( 但しASTM E112 −1995,13.5,234 頁の測定方法によ
   る) が0.05〜0.17mmで、かつオーステナイト粒の展伸度
   AI_l ( 但しASTM E112 −1995,16.3.5,237 頁の測定方法
   による) が1.2 以下であり、板厚中央部において、絶対
   温度４Ｋで、1200N/mm² 以上の 0.2％耐力および200MPa
   m ^1/2 以上の破壊靱性値を有することを特徴とする、熱
   間加工性および極低温靱性の優れた高Ｍｎステンレス鋼
   材。
2. 【請求項２】 選択添加元素として更に、Ｎｂ：0.01〜
   0.20 ％、Ｖ：0.01〜 0.50 ％、Ｔｉ：0.01〜 0.50
   ％、の内から１種又は２種以上を総量で0.01〜0.50 ％
   含有する請求項１に記載の熱間加工性および極低温靱性
   の優れた高Ｍｎステンレス鋼材。
3. 【請求項３】 選択添加元素として更に、Ｂ：0.0001〜
   0.0030 ％を含有する請求項１または２に記載の熱間加
   工性および極低温靱性の優れた高Ｍｎステンレス鋼材。
4. 【請求項４】 選択添加元素として更に、Ｃａ：0.0010
   〜0.0035％を含有する請求項１乃至３のいずれか１項に
   記載の熱間加工性および極低温靱性の優れた高Ｍｎステ
   ンレス鋼材。
5. 【請求項５】 高温高速引張試験（グリーブル試験）に
   よる、破断部の断面収縮率（ＲＡ）が４０％以上となる
   熱間加工温度範囲が２３０℃以上である請求項１乃至４
   のいずれか１項に記載の熱間加工性および極低温靱性の
   優れた高Ｍｎステンレス鋼材。
6. 【請求項６】 鋼材の用途が、超電導マグネットコイル
   の構造体用である請求項１乃至５のいずれか１項に記載
   の熱間加工性および極低温靱性の優れた高Ｍｎステンレ
   ス鋼材。