FR 2832426 A1 20030523 FR 0214537 A 20021120 ACIER NON MAGNÉTIQUE À HAUTE TENEUR EN Mn POUR UN ÉLÉMENT DE STRUCTURE D'AIMANT SUPRACONDUCTEUR La présente invention concerne un acier non magnétique à haute teneur en Mn se prêtant à une utilisation dans des éléments de structure d'aimants supraconducteurs de grande dimension utilisés dans des réacteurs de fusion ou autres, notamment un acier non magnétique à haute teneur en Mn présentant une résistance élevée et une ténacité élevée dans une gamme de températures cryogéniques et ayant une excellente aptitude à l'usinage par forgeage à chaud et extrusion à chaud et une excellente résistance à la fragilisation après un traitement thermique destiné à produire un matériau supraconducteur. Les réacteurs de fusion utilisant des aimants supraconducteurs de grande dimension fonctionnent pendant que les aimants supraconducteurs sont refroidis à 4 K. De ce fait, des éléments de structure comme les éléments de renforcement de couverture (chemises) et les éléments de structure de support utilisés pour les aimants supraconducteurs (simplement désignés ci-après "éléments de structure d'aimants supraconducteurs"ou "éléments de structure") sont également refroidis dans la gamme des températures cryogéniques et des charges dues à de fortes contraintes s'exercent sur ceux-ci dans un champ magnétique intense. Divers aciers présentant une résistance élevée et une ténacité élevée dans la gamme des températures cryogéniques ont été mis au point de la manière classique en tant que matériaux des éléments de structure utilisés dans de telles conditions. Comme aciers ayant de meilleures propriétés mécaniques, on a par exemple proposé celui dans lequel une forme d'inclusion est modifiée en ajoutant du Ca à un acier Mn-Mi-Cr (voir la publication de demande de brevet japonais non examinée N 51-18913) et celui dans lequel les teneurs en C et en N d'un acier du même type sont régulées et une condition spéciale de laminage à chaud est adoptée (voir la publication de demande de brevet japonais non examinée NO 60-13022). Le premier acier présente une aptitude à l'usinage améliorée ainsi que des propriétés mécaniques améliorées du fait de l'addition de Ca. Cependant, dans le cas de la technique ESR (refusion sous laitier électroconducteur) destinée à produire un acier de pureté élevée, le rendement est médiocre et on se heurte à un problème pour sa mise en oeuvre pratique. Le second acier nécessite une régulation de température et une régulation de refroidissement strictes lors de la production, ce qui pose un problème de rendement de production. Les matériaux supraconducteurs utilisant des composés intermétalliques représentés par Nb3Sn, Nb2Al, peuvent être utilisés d'une manière appropriée dans des aimants supraconducteurs étant donné qu'ils présentent une excellente supraconductivité. Pour obtenir une excellente supraconductivité, il est nécessaire d'effectuer un traitement thermique à une température élevée de 600 C ou plus afin de produire les matériaux supraconducteurs. Pendant le traitement thermique, les éléments de structure précités utilisés pour les aimants supraconducteurs, sont chauffés en association avec les matériaux supraconducteurs. Les aciers non magnétiques à haute teneur en Mn contenant une grande quantité d'azote présentant une résistance élevée et une ténacité élevée dans la gamme des températures cryogéniques ont été mis au point en tant que matériau utilisé dans l'élément de structure mentionné précédemment. Cependant, si le traitement thermique mentionné ci-dessus est appliqué à un acier de ce type afin de produire le matériau supraconducteur, des carbonitrures de Cr précipitent aux frontières des grains, ce qui pose un problème de diminution de la résistance et de la ténacité. Pour résoudre le problème mentionné ci-dessus, il a été proposé d'ajouter du Nb afin de provoquer une précipitation de carbonitrures de Nb, afin de réduire la précipitation des carbonitrures de Cr aux frontières de grains (voir la publication de demande de brevet japonais non examinée No 60-222048). Cependant, ce procédé exige un traitement thermique pour fixer le C sous la forme de NbC, ce qui a non. seulement pour effet d'augmenter les coûts de production, mais également de provoquer une variation des propriétés lorsque les conditions du traitement thermique varient. En outre, comme les conditions du traitement thermique mentionné ci-dessus et celles du traitement thermique destiné à la production du matériau supraconducteur sont différentes, il est difficile d'appliquer ce procédé dans la pratique du fait des coûts de production plus élevés. De plus, si des carbonitrures de Nb grossiers se cristallisent lors de la ségrégation du Nb ajouté, l'aptitude au façonnage à chaud diminue. De ce fait, ce procédé ne convient pas particulièrement pour la production d'éléments de structure de grandes dimensions. Compte tenu des problèmes posés par l'art antérieur, un objectif de la présente invention est d'améliorer sensiblement l'aptitude au façonnage par forgeage à chaud, par extrusion à chaud, etc., et de fournir un acier non magnétique à haute teneur en Mn pour un élément de structure supraconducteur, lequel acier présente une excellente résistance à la fragilisation après un traitement thermique destiné à la production d'un matériau supraconducteur. Un acier non magnétique à haute teneur en Mn pour élément de structure d'aimant non magnétique conforme à la présente invention ayant permis de résoudre les problèmes mentionnés ci-dessus contient 0, 10% (pourcentage en masse, cela étant également le cas ciaprès) ou moins de C, 0,5% ou moins de Si, 10 à 30% de Mn, 2 à 15% de Ni, 5 à 25% de Cr, 2% ou moins de Mo, 0,001 à 0,01% de B, 0, 1 à 0,3% de N, le reste étant constitué de Fe et d'impuretés inévitables. La figure 1 est un graphique représentant l'influence de la teneur en B sur l'aptitude au façonnage à chaud d'un acier non magnétique à haute teneur en Mn, la figure 2 est un graphique représentant l'influence de l'addition de B sur la relation entre un facteur d'intensité de contrainte (AK) et un taux de propagation de fissuration (da/dN) à-269 C après un traitement thermique destiné à l'acier non magnétique à haute teneur en Mn, la figure 3 est un graphique représentant l'influence de la présence et de l'absence de Ca et de B sur l'aptitude au façonnage à chaud de l'acier non magnétique à haute teneur en Mn, la figure 4 est un graphique représentant l'influence de la teneur en Mn sur l'aptitude au façonnage à chaud de l'acier non magnétique à haute teneur en Mn, la figure 5 est un graphique représentant l'influence de la teneur en Ni sur l'aptitude au façonnage à chaud de l'acier non magnétique à haute teneur en Mn, la figure 6 est un graphique représentant l'influence de la teneur en Ni sur l'indice de résilience Charpy de l'acier non magnétique à haute teneur en Mn à-196 C, et la figure 7 est un graphique représentant l'influence de la teneur en Cr sur l'aptitude au façonnage à chaud de l'acier non magnétique à haute teneur en Mn. Par suite des expériences et des études approfondies et répétées visant à atteindre l'objectif de la présente invention, la Demanderesse a découvert que l'aptitude au façonnage à chaud pouvait être améliorée sans dégrader les propriétés dans une gamme de températures cryogéniques, en fixant les teneurs en Mn, Ni et Cr, qui sont les principaux constituants, dans des gammes appropriées, et que la fragilisation provoquée lors d'un traitement thermique destiné à la production d'un matériau supraconducteur par addition de Cr ou autre, pouvait être efficacement réduite et l'aptitude au façonnage à chaud pouvait être améliorée de façon notable par ajout d'une teneur appropriée en B. L'action du B permettant de réduire la fragilisation par chauffage n'a pas encore pu être entièrement élucidée, mais on pense qu'elle est provoquée par les facteurs suivants. En premier lieu, le B est dissout à l'état solide dans des quantités à l'état de traces de carbonitrures de Cr en cours de précipitation, ce qui permet d'améliorer la stabilité des carbonitrures et évite le grossissement des carbonitrures pendant le traitement thermique, avec pour résultat que l'on peut éviter la diminution de la résistance et de la ténacité. En second lieu, le B précipite sur les frontières de grains, ce qui évite une ségrégation à la frontière des grains du P, du S et d'autres éléments défavorables du même type, qui conduisent à une fragilisation par chauffage. Pour mettre en oeuvre efficacement l'action mentionnée ci-dessus du B qui permet d'éviter la fragilisation par chauffage et d'assurer une bonne aptitude au façonnage à chaud, on peut utiliser une teneur en B de 0, 001% ou plus. Par ailleurs, une teneur en B dépassant 0,01% n'est pas souhaitable car des borures ayant un faible point de fusion se forment et fragilisent l'acier dans une gamme de températures élevées et en réduisent l'aptitude au façonnage à chaud. Il est préférable que la teneur en B soit de 0,002 à 0,008%, et mieux encore, de 0,003 à 0,006%. Les raisons pour lesquelles on fixe la gamme de chacun des autres constituants sont indiquées ci-après. C : 0, 10% ou moins Comme le C est un élément efficace dans la stabilisation de phases austénitiques et dans le fait d'assurer une résistance élevée, il est préférable que la teneur en C soit de 0, 01% ou plus. Une limite supérieure à la teneur en C peut être fixée à 0,10% ou moins étant donné qu'une teneur excessive de celui-ci réduit la ténacité et la résistance à la corrosion. La teneur en C est de préférence 0,05% ou moins Si : 0, 5% ou moins Il est préférable d'avoir une teneur en Si de 0,1% ou plus, car le Si est un élément utilisé en tant qu'agent désoxydant dans la fabrication de l'acier et a également pour effet d'augmenter la résistance de l'acier. Cependant, la teneur en Si est limitée à 0,5% ou moins étant donné qu'une teneur excessive réduit l'aptitude au façonnage à chaud et la ténacité. Mn : 10 à 30% Le Mn est un élément efficace dans la stabilisation des phases austénitiques et, pour qu'il présente cet effet de façon suffisante, la teneur en Mn peut être de 10% ou plus. Cependant, la teneur en Mn peut être limitée à 30% ou moins étant donné qu'une quantité excessive de Mn réduit l'aptitude au façonnage à chaud, notamment l'aptitude au façonnage à chaud dans un état dans lequel la température de l'acier décroît progressivement (état de refroidissement). La teneur en Mn est de préférence de 18 à 23%. Ni : 2 à 15% Le Ni est un élément nécessaire à la stabilisation des phases austénitiques et à l'obtention d'une bonne ténacité dans la gamme des températures cryogéniques. La teneur en Ni peut être de 2% ou plus afin d'obtenir cet effet du Ni. En revanche, la teneur en Ni peut être limitée à 15% ou moins car la quantité excessive de Ni dégrade l'aptitude au façonnage. La teneur en Ni est de . préférence de 5 à 10%. Cr : 5 à 25% Le Cr est un élément très efficace dans l'amélioration de la résistance à la corrosion et l'augmentation de la quantité de solution solide d'azote permettant d'améliorer la résistance. Une teneur en Cr de 5% ou plus permet d'obtenir de façon efficace cet effet du Cr. En revanche, la teneur en Cr peut être limitée à 25% ou moins étant donné qu'une addition excessive. favorise la stabilisation de phases ferritiques, conduisant à une diminution de la ténacité. En particulier, une teneur en Cr dépassant 25% n'est pas souhaitable car des carbures et des phases de ferrite sont susceptibles de précipiter aux frontières des grains des phases austénitiques, ce qui réduit la ténacité à basse température. Il est préférable que la teneur en Cr soit de 10 à 15%. Mo : 2% ou moins Le Mo est un élément efficace dans la régulation de la forme précipitée des carbonitrures de Cr afin d'assurer une bonne ténacité à basse température. Cependant, il est nécessaire que la teneur en Mo soit de 2% ou moins étant donné qu'une teneur excessive dégrade l'aptitude au façonnage à chaud : Il est notamment préférable. d'ajouter le Mo dans un intervalle de 0,05 à 1% afin d'obtenir une excellente ténacité à basse température et une excellente aptitude au façonnage à chaud. Ca : 0,001 à 0,01% Le Ca est un élément utile lors de la modification de la forme des inclusions afin d'améliorer l'aptitude au façonnage à chaud et la ténacité. Il est préférable que la teneur en Ca soit de 0, 001% ou plus afin que celui-ci présente cet effet. Cependant, il est préférable que la teneur en Ca soit de 0,01% ou moins, et mieux encore, de 0, 005% ou moins, car une teneur excessive réduit la propreté de l'acier. N : 0,1 à 0,3% Le N est un élément efficace dans la contribution à la stabilisation des phases austénitiques et dans l'amélioration de la résistance dans une gamme de basses températures. Il est préférable que la teneur en N soit de 0, 1% ou plus pour que celui-ci présente un effet. Une teneur excessive en N dégrade l'aptitude au façonnage à chaud bien qu'elle ne conduise pas à une diminution de la ténacité du fait de la précipitation de précipités (carbures) tels que C. De ce fait, il est préférable que la teneur en N soit de 0, 3% ou moins, et mieux encore, de 0,15 à 0,25%. P : 0,01 ou moins, S : 0,01 ou moins Comme des teneurs excessives en P et/ou en S conduisent à une diminution de la ténacité du fait de la ségrégation de ces éléments sur les frontières de grains, leur teneur est de préférence respectivement réduite à 0,01% ou moins (et de préférence à 0,005% ou moins). Les teneurs en éléments indiquées conformément à la présente invention sont telles qu'indiquées ci-dessus, et l'élément restant est sensiblement constitué de Fe. L'acier peut bien sûr contenir des traces d'impuretés inévitables. En outre, des aciers contenant activement d'autres éléments se situant dans cette gamme tout en n'affectant pas défavorablement l'effet de la présente invention, peuvent également être utilisés. Comme l'acier non magnétique à haute teneur en Mn de l'invention destiné à un élément de structure magnétique supraconducteur présente une excellente aptitude au façonnage à chaud et d'excellentes propriétés après le traitement thermique destiné à produire le matériau supraconducteur, il peut être utilisé dans des éléments de structure tels que des éléments de renforcement pour revêtements protecteurs (chemises) et des éléments de structure porteurs utilisés pour les aimants supraconducteurs. EXEMPLES La présente invention est décrite ci-après en détail en référence à des exemples. Cependant, la présente invention n'est pas limitée aux exemples indiqués ci-après et peut être mise en oeuvre en étant modifiée de la manière appropriée tout en respectant le cadre et l'esprit de l'invention tels qu'ils sont décrits ci-dessus et ci-après. Tous ces modes de réalisation entrent également dans le cadre technique de la présente invention. Exemple 1 Des lingots d'acier, pesant chacun 90 kg, en aciers non magnétiques au Mn-Ni-Cr contenant une quantité élevée de Mn et ayant différentes teneurs en B, comme indiqué dans le tableau 1 ci-après, sont préparés par fusion par induction sous vide. Des éprouvettes pour essais de traction sont découpées dans des parties périphériques extérieures des lingots d'acier cylindriques de manière à ce que la direction de traction soit parallèle à la direction de la hauteur des lingots d'acier cylindriques. L'essai suivant de simulation d'un forgeage à chaud est réalisé en utilisant les éprouvettes afin d'évaluer l'aptitude au façonnage à chaud. Plus particulièrement, les éprouvettes sont chauffées à 1230 C pendant 5 minutes, puis refroidies aux températures d'essai respectives (900 C, 1000 C, 1100 C et 1150 C) à une vitesse de 5 C/s et un essai de traction est réalisé après que les éprouvettes ont été maintenues aux températures d'essai respectives pendant une minute. En d'autres termes, l'aptitude au façonnage à chaud est évaluée par un essai en cours de refroidissement. Le taux d'allongement est de 2/s, ce qui correspond au taux de déformation présent lors d'un forgeage à chaud. L'aptitude au façonnage à chaud est évaluée par réduction de la superficie (fraction de réduction de la superficie de coupe transversale) après fracturation des éprouvettes. La figure 1 représente le résultat de l'essai, c'est-à-dire l'influence de la teneur en B sur l'aptitude au façonnage à chaud. TABLEAU 1 No COMPOSITION CHIMIQUE (% EN MASSE) C Si Mn P S Cr Ni Mo N B 1 0,048 0,34 21,44 0, 007 0, 0016 12, 76 9, 00 1,00 0, 21 2 0,051 0,30 21,99 0,008 0,0021 13, 03 8,94 1,00 0,21 0,0022 3 0,051 0,32 21,67 0, 007 0, 0016 12, 90 9, 08 1,02 0,22 0,0037 4 0,050 0,33 21,68 0, 007 0, 0016 12,93 9,11 1,02 0,22 0,0070 5 0,049 0,35 21,87 0, 006 0, 0012 13,02 8,97 0,9 0,23 0,0132 Il ressort de la figure 1 que si du B est présent, la réduction de la superficie devient plus importante et améliore notablement l'aptitude au façonnage à chaud. Plus précisément, une augmentation de la réduction de la superficie apparaît clairement pour une teneur en B d'environ 0,001% ou plus, et cette augmentation devient notable pour une teneur en B d'environ 0,002% ou plus. La réduction de la superficie atteint un pic à environ 0,004%. On peut voir que la réduction de la superficie atteint encore des valeurs élevées bien que légèrement inférieures pour une teneur en B d'environ 0,004 à 0,008%. En particulier, on peut noter que la réduction de la surface spécifique atteint des valeurs élevées dans un intervalle de teneurs en B de 0,002 à 0,008%, et plus particulièrement, dans un intervalle d'environ 0,003 à 0,006%. Par ailleurs, on constate que la réduction de surface spécifique tend à décroître considérablement lorsque la teneur en B dépasse environ 0,01%. Lorsque l'influence de la température sur la réduction de la surface spécifique est observée sur la figure 1, on peut voir que l'aptitude au façonnage à chaud à basse température s'améliore notablement étant donné que la réduction de surface spécifique est plus élevée à une température de 10000C ou moins. Dans le cas d'une température de 1150 C, la réduction de la surface spécifique de l'acier contenant 0, 0132% de B (N 5 dans le tableau 1) est très inférieure à celle de l'acier ne contenant pas de B (N l dans le tableau 1). Cela montre qu'une addition excessive de B diminue au contraire l'aptitude au façonnage à chaud. Après que les lingots d'acier ESR (pesant chacun 3 tonnes) ont été produits en utilisant les matériaux d'aciers numéros 1 et 3 indiqués dans le tableau 1, on produit ensuite des billettes ayant un diamètre de 175 mm par forgeage à chaud. On effectue une extrusion à chaud et un étirage à froid (pour le façonnage) en utilisant ces billettes afin de produire des chemises destinées à des bobines d'aimants supraconducteurs, lesquelles chemises sont chacune sous la forme d'un barreau rectangulaire façonné de façon à avoir une cavité présentant un diamètre de 34 mm à une position centrale de sa section transversale (forme extérieure : rectangle de 52 x 49 mm). Des éprouvettes sont découpées dans ces chemises et un traitement thermique à 650 C pendant 240 heures simulant un traitement thermique destiné à la production d'un matériau supraconducteur est effectué. Un essai de résistance à la traction est effectué à la température de l'hélium liquide (-269 C) en utilisant ces éprouvettes avant et après le traitement thermique, et la résistance et l'allongement à la traction comme indices de fragilisation par chauffage sont mesurés. Le tableau 2 indique le résultat de l'essai, c'est-à-dire qu'il montre l'effet du B sur la fragilité provoquée par le traitement thermique. TABLEAU 2 No. ADDITION DE B AVANT TRAITEMENT THERMIQUE APRÈS TRAITEMENT THERMIQUE RÉSIST. TRAC. (MPa) ALLONGEMENT (%) RÉSIST. TRAC. (MPa) ALLONGEMENT (%) NON 1529 38 1357 9 1 1541 43 1257 6 OUI 1571 38 1565 32 3 1585 42 1565 34 Le tableau 2 montre que l'allongement est réduit de 38,43% à 6,9% et que la résistance à la traction est réduite de 200 à 300 MPa du fait du chauffage de l'acier ne contenant pas de B (NO 1), c'est-à-dire que cet acier met en évidence un phénomène notable de fragilisation résultant du traitement thermique. En revanche, il est confirmé que l'acier contenant 0,0037% de B ( ? 3), c'est-à-dire l'acier de l'invention, possède des propriétés pratiquement identiques avant et après le traitement thermique malgré le fait que l'allongement après le traitement thermique soit légèrement inférieur à l'allongement avant le traitement thermique. De plus, pour analyser l'influence du B sur la ténacité après traitement thermique, un taux de propagation des fissures est mesuré à la température de l'hélium liquide (-269 C) après application du traitement thermique à l'acier sans B (nul) et à l'acier avec 0, 0037% de B (N03). La figure 2 montre ce résultat d'essai sous la forme d'une relation entre un facteur d'intensité de contrainte (AK) et un taux de propagation des fissures (da/dN) après le traitement thermique. On peut voir sur la figure 2 que le taux de propagation des fissures est réduit du fait de la présence d'une quantité appropriée de B. En d'autres termes, non seulement la propriété de traction après le traitement thermique, mais également la ténacité après le traitement thermique, sont améliorées par l'effet du B, ce qui permet de réduire suffisamment la fragilisation par chauffage. D'après les résultats de l'exemple mentionné ci-dessus, on peut se convaincre, conformément à la présente invention, du fait que l'aptitude au façonnage à chaud et la résistance à la fragilisation peuvent être considérablement améliorées si 0,001 à 0,01% (et de préférence 0,002 à 0,008%) de B est présent dans un acier non magnétique à haute teneur en Mn contenant du Mn, du Ni et du Cr en tant que constituants principaux. (Exemple 2) Des lingots d'acier, pesant chacun 90 kg, d'aciers non magnétiques au Mn-Ni-Cr ayant une forte teneur en Mn et dont les compositions sont indiquées dans le tableau 3 ci-après, sont préparés par fusion par induction sous vide. Comme dans l'exemple 1, des éprouvettes pour essais de traction sont découpées dans des parties périphériques extérieures des lingots d'acier, dans une direction longitudinale. L'essai suivant simulant un forgeage à chaud, est réalisé en utilisant les éprouvettes afin d'évaluer l'aptitude au façonnage à chaud. Plus particulièrement, les éprouvettes sont chauffées à 1230 C pendant 5 minutes, puis refroidies aux températures d'essai respectives (800 C, 900 C, 1000 C, 1100 C et 1200 C) à une vitesse de 5OC/s et un essai de traction est réalisé après que les éprouvettes ont été maintenues aux températures d'essai respectives pendant 1 minute. En d'autres termes, l'aptitude au façonnage à chaud est évaluée par un essai de refroidissement. Le taux d'allongement utilisé dans l'essai de traction était de 2/s, ce qui correspond au taux de déformation d'un forgeage à chaud. L'aptitude au façonnage à chaud est évaluée à partir de la diminution de la surface spécifique (fraction de réduction de la surface en section transversale) après fracturation des éprouvettes. Les figures 3 à 7 représentent les résultats des essais, c'est-à-dire l'influence des éléments respectifs sur des propriétés telles que l'aptitude au façonnage à chaud. TABLEAU 3 No. COMPOSITION CHIMIQUE (% EN MASSE) C Si Mn P S Cr Ni Mo N B Ca 1 0,048 0, 34 21,44 0, 007 0, 0016 12, 79 9,00 1,00 0,21 2 0,051 0,34 21,85 0, 008 0, 0023 13, 09 6,98 1,00 0,20 3 0,051 0,30 21,99 0,008 0,0021 13,03 6,94 1,00 0,21 0,0027 4 0,050 0,31 21,99 0,008 0,0012 13,10 6,94 1,01 0,21 0,0025 5 0,050 0,31 21,97 0,008 0,0015 13,06 6,97 1,00 0,20 0,0032 0,0026 6 0,049 0,32 15,63 0,007 0,0013 12,75 8,98 1,00 0,22 7 0,049 0,33 18,35 0,007 0,0012 12,66 8,87 0,98 0,22 8 0,051 0,33 21,44 0,007 0,0010 12,82 9,04 1, 00 0,21 9 0,049 0,33 21,52 0,007 0,0010 12,81 5,02 1,02 0,21 10 0,050 0,33 21,53 0,007 0,0009 12,82 11,85 1,02 0, 20 11 0,052 0,33 21,64 0, 007 0, 0016 15, 84 9,07 1,02 0,20 12 0,048 0,34 21,58 0,007 0, 0014 18, 01 8,92 1,01 0,22 13 0,051 0,32 21,49 0, 007 0, 0015 21, 05 9,03 0,97 0,23 En premier lieu, la figure 3 représente l'influence du Ca et du B sur l'aptitude au façonnage à chaud. On peut noter d'après la figure 3 que l'acier contenant du Ca (NO 9) conduit à une diminution légèrement plus élevée de la surface spécifique que l'acier ne contenant ni B ni Ca (No 7), mais présente une diminution notablement inférieure de la surface spécifique par comparaison à l'acier de l'invention qui contient du B (No 8). Cela montre qu'il ne peut pas être confirmé que le Ca seul conduit à une amélioration suffisante de l'aptitude au façonnage à chaud. Par ailleurs, on peut noter que l'acier de l'invention qui contient à la fois du B et du C (No 10) donne lieu à une réduction encore supérieure de la surface spécifique par comparaison aux aciers Nos 7 et 9 et que son aptitude au façonnage à chaud est suffisamment améliorée bien qu'elle soit légèrement inférieure à celle de l'acier NO 8. Il est également confirmé que la teneur en Ca est de préférence fixée entre 0,001 et 0,01% étant donné que la ténacité diminue si du Ca est ajouté en grande quantité dans le cas où l'acier contient du Ca et du B. La figure 4 illustre l'influence de la teneur en Mn sur l'aptitude au façonnage à chaud. On peut noter d'après la figure 4 que l'acier contenant 24% de Mn (No 13) conduit à une plus faible diminution de la surface spécifique aux environs de 900 C que les aciers en contenant moins, par exemple 16%, 18% et 21% de Mn (NOS 11,12 et 1). De ce fait, si l'on considère l'aptitude à l'usinage au moment d'un refroidissement dans lequel cette gamme des températures est atteinte, il est préférable de fixer la limite supérieure à la teneur en Mn à 23%. La figure 5 illustre l'influence de la teneur en Ni sur l'aptitude au façonnage à chaud. On peut noter d'après la figure 5 que plus la teneur en Ni est faible, meilleure est l'aptitude au façonnage à chaud. En revanche, la figure 6 illustre l'influence de la teneur en Ni sur l'indice de résilience Charpy à-196 C. On peut noter d'après la figure 6 que, contrairement à la relation existant entre l'aptitude au façonnage à chaud et la teneur en Ni illustrée sur la figure 5, l'indice de résilience Charpy, qui indique la ténacité, décroît lorsque la teneur en Ni croît. Sur la base de ces résultats, la teneur en Ni est fixée entre 2 et 15%, de préférence, entre 5 et 10%, afin d'obtenir une aptitude à l'usinage et une ténacité suffisantes. La figure 7 illustre l'influence de la teneur en Cr sur l'aptitude au façonnage à chaud. On peut noter sur la figure 7 que plus la teneur en Cr est élevée, plus l'aptitude au façonnage à chaud tend à s'améliorer. On peut noter que cet effet du Cr est relativement faible. Conformément à la présente invention, la teneur en Cr est fixée entre 5 et 25% et de préférence, entre 10 et 15% lorsqu'on tient compte de la stabilisation des phases austénitiques, de la résistance à la corrosion et de la ténacité à basse température. Lors de la fabrication de l'acier de l'invention, un traitement de fabrication d'acier non magnétique à haute teneur en Mn connu et qui est généralement adopté peut être utilisé de la façon indiquée dans les exemples mentionnés ci-dessus, et la présente invention ne nécessite pas de commande spéciale de température ni de refroidissement, ni d'étapes de traitement complexes. APPLICATIONS À L'INDUSTRIE La présente invention permet de produire facilement l'acier non magnétique à haute teneur en Mn pour un élément de structure d'aimant supraconducteur, lequel acier présente une excellente aptitude au façonnage à chaud et d'excellentes propriétés après le traitement thermique destiné à produire le matériau supraconducteur. En réalisant un acier non magnétique à haute teneur en Mn de ce type pour un élément de structure d'aimant supraconducteur, les éléments de structure d'aimants supraconductions utilisés dans des réacteurs à fusion ou autres peuvent présenter une durabilité et une sécurité améliorées et peuvent constituer une contribution technique utile dans ce domaine technique. REVENDICATIONS 1. Acier non magnétique à haute teneur en Mn pour un élément de structure d'aimant supraconducteur, lequel acier présente une excellente aptitude au façonnage à chaud et une excellente résistance à la fragilisation par un traitement thermique destiné à produire un matériau supraconducteur contenant 0,10% (pourcentage en masse, ceci étant également le cas ci-après) ou moins de C, 0,5% ou moins de Si, 10 à 30% de Mn, 2 à 15% de Ni, 5 à 25% de Cr, 2% ou moins de Mo, 0,001 à 0,01% de B, 0,1 à 0,3% de N, le reste contenant du Fe et d'inévitables impuretés. 2. Acier non magnétique à haute teneur en Mn selon la revendication 1, dans lequel la teneur en Mn est de 18 à 23%, la teneur en Ni est de 5 à 10% et la teneur en Cr est de 10 à 15%. 3. Acier non magnétique à haute teneur en Mn selon la revendication 1 ou 2, dans lequel la teneur en B est de 0,002 à 0,008%. 4. Acier non magnétique à haute teneur en Mn selon l'une quelconque des revendications précédentes, contenant en outre de 0,001 à 0,01% de Ca. 5. Acier non magnétique à haute teneur en Mn selon l'une quelconque des revendications précédentes, réduisant en outre à 0,01% ou moins la teneur en P et/ou à 0,01% ou moins la teneur en S. 6. Acier non magnétique à haute teneur en Mn selon l'une quelconque des revendications précédentes, dans lequel l'élément de structure d'aimant supraconducteur est utilisé dans un réacteur à fusion.