"質量で、C:0100~0300、Si:001~400、Mn:050~350、P:0020~0060、S:0005以下、Ni:100~500、Cr:1500~1900、N:0100~0300、Cu:100~350、V:0020~0300、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記1式および2式を満たし、3式で定義されるMd30が5~40となる化学組成を有する熱間加工性および調質圧延後の曲げ加工性に優れる低Niオーステナイト系ステンレス鋼。P15V≧0060...1C05N≧0200...2Md30=551-462CN-92Si-81Mn-29NiCu-137Cr-185Mo...3上記1式に代えて下記1’式を適用する請求項1に記載の低Niオーステナイト系ステンレス鋼。P15V≧0120...1’さらにMo:20以下、B:0010以下、Ca:0010以下、Al:100以下の1種以上を含有する請求項1または2に記載の低Niオーステナイト系ステンレス鋼。請求項1~3のいずれかに記載の鋼からなり、調質圧延仕上げにて硬さが550HV以下に調整された曲げ加工性に優れる高強度低Niオーステナイト系ステンレス鋼板。請求項1~3のいずれかに記載の鋼の溶鋼を、スラブ鋳造用モールドに注入して、スラブ厚さ中央部のスラブエッジにおける凝固開始温度から1250°Cまでの平均冷却速度が25°C/min以上となるように鋳造する工程、得られた鋳造スラブを加熱炉にて1150~1250°Cで15h以上加熱する工程、上記加熱後のスラブを熱間圧延する工程、を有する低Niオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造法。上記特許文献14の技術によれば、鋳造時の平均冷却速度を高める手法や、スラブ加熱を入念に行う手法を採用することによって、熱間圧延の圧下条件に特段の制約を設けることなく、Mn含有量を4より大幅に低減したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼における耳割れの問題を解決することが可能となった。しかし、鋳造時の平均冷却速度を高めることは、連続鋳造においてはライン速度を低下させることに繋がり、生産性の低下を招く要因となる。連続鋳造のライン速度低下を避けたい場合は、熱間圧延前に鋳造スラブの加熱をより入念に行う必要が生じ、この場合も生産性は低下する。すなわち、Mn含有量を4より大幅に低減したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼において、良好な生産性を維持した簡便な手法で熱延耳割れの問題を解消することは難しい。一方、オーステナイト系ステンレス鋼は焼鈍鋼板として種々の用途に供される他、調質圧延仕上げによって硬さを調整したものは、そのばね特性や高強度特性を利用する種々の部品例えば各種ばねや機械部品などに加工されて使用される。調質圧延材からそのような部品に加工する際には、曲げ加工の工程を経ることがある。これまでの調査によれば、Mn含有量を4よりも大幅に低減したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼では、調質圧延材を曲げ加工した際に、しばしば割れが生じ問題となることがあった。すなわち、当該Ni節減型鋼種は従来の汎用鋼種SUS304,SUS301等と比べ、調質圧延材の曲げ加工での割れを安定して防止するための条件設定が難しく、そのために強度レベル調質圧延率を控えめに設定するなど、高強度部品を得る上での制約が大きかった。それにもかかわらず、部品コスト低減手段の一つとして、Ni節減型オーステナイト系ステンレス鋼へのリプレース材料変更には大きな期待が寄せられている。本発明はこのような現状に鑑み、Mn含有量を4より大幅に低減したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼以下低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼ということがあるにおいて、SUS304,SUS301等の汎用鋼種と比べて生産性が大きく低下することのない製造条件を採用しても、耳割れの問題を生じることなく良好な熱延鋼板が製造でき、かつ調質圧延材についての曲げ加工性をも改善することができる技術を提供しようというものである。発明者らは、低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を向上させる手法として、化学組成に関する検討を詳細に行ってきた。その結果、Vを含有させると熱間加工性が顕著に向上することを見出した。ただし、そのVの作用はPの含有量を十分に確保することによって発揮されるのである。また、Vの含有は低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材についての曲げ加工性を改善する上でも有効であることが確認された。さらに、Vを含有した当該鋼種においてCおよびNの含有量を一定以上に確保した場合に限って、オーステナイト安定度を表すMd30値が特定範囲にあるときに調質圧延材の曲げ加工性を顕著に改善できることがわかった。本発明はこのような知見に基づいて完成したものである。上記目的は、質量で、C:0100~0300、Si:001~400、Mn:050~350、P:0020~0060、S:0005以下、Ni:100~500、Cr:1500~1900、N:0100~0300、Cu:100~350、V:0020~0300、Mo:0~20、B:0~0010、Ca:0~0010、Al:0~100、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ下記1式好ましくは1’式および2式を満たし、3式で定義されるMd30が5~40となる化学組成を有する熱間加工性および調質圧延後の曲げ加工性に優れる低Niオーステナイト系ステンレス鋼によって達成される。P15V≧0060...1P15V≧0120...1’C05N≧0200...2Md30=551-462CN-92Si-81Mn-29NiCu-137Cr-185Mo...3ここで、Mo,B,Ca,Alは任意添加元素であり、含有量が0通常の製鋼における分析限界未満であっても構わない。Sは通常の製鋼において不可避的に混入する不純物元素である。本明細書において1式等の成分限定式の元素記号の箇所には当該元素の質量で表された含有量の値が代入される。Moを含有しない鋼の場合は、3式のMoの箇所には0ゼロが代入される。また本発明では、上記の化学組成を有する鋼からなり、調質圧延仕上げにて硬さが550HV以下に調整された曲げ加工性に優れた高強度低Niオーステナイト系ステンレス鋼板が提供される。また、上記の化学組成を有する鋼の溶鋼を、スラブ鋳造用モールドに注入して、スラブ厚さ中央部のスラブエッジにおける凝固開始温度から1250°Cまでの平均冷却速度が25°C/min以上となるように鋳造する工程、得られた鋳造スラブを加熱炉にて1150~1250°Cで15h以上加熱する工程、上記加熱後のスラブを熱間圧延する工程、を有する低Niオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造法が提供される。本発明に従えば、熱間圧延での耳割れを防止することが難しいとされる低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼において、SUS304,SUS301等の汎用鋼種と比べて生産性が大きく低下することのない製造条件にて耳割れの問題を生じることなく良好な熱延鋼板を得ることができる。また、当該鋼種で問題となりやすかった調質圧延材の曲げ加工時における割れの発生を抑止することができる。さらに、低Mn化により、従来のMn含有量の高いNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼と比べ、環境保全対策の負荷が軽減し、鋼板品質も改善される。したがって本発明に従うNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼は、従来の汎用鋼種からの代替により、ばね特性や高強度特性が必要な部品のコスト低減に寄与するものである。以下、化学組成に関するは特に断らない限り質量を意味する。熱間加工性発明者らは、Mn含有量を4より大幅に低減したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼について、熱間加工性の改善に有利な化学組成の検討を詳細に行ってきた。その結果、前述のように、Vを含有させること、およびPの含有量を十分に確保することが極めて有効であることを見出した。以下に、Mn含有量を3以下の領域にまで低減したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼について、熱間圧延での耳割れ発生に及ぼすPおよびVの含有量の影響を調査した実験を紹介する。ここでは、P,V以外の元素の含有量を表1のように一定とした鋼についての結果を例示する。《熱間加工性の実験例》表1に示す成分組成をベースとし、PおよびVの含有量を種々変化させた鋼を溶製した。各チャージとも270kgの溶鋼を銅製の鋳型に鋳造し、厚さ120mmのスラブとした。鋳造の際、鋳型に取り付けた数本の熱電対を用いて、スラブ厚さ中央部のスラブエッジスラブ側面における凝固開始温度から1250°Cまでの平均冷却速度が27°C/minとなるように、鋳型を冷却する循環水の水量を調整した。得られた鋳造スラブから厚さ60mm×幅80mm×長さ120mmの熱間圧延用鋼片を採取した。その際、元のスラブのスラブエッジが熱間圧延用鋼片の片側の側面幅方向端部の表面に該当するようにした。このスラブエッジに由来する面を評価面と呼ぶ。熱間圧延用鋼片を加熱炉に装入して1200°Cで2h加熱したのち抽出し、リバース式の熱間圧延機による大気中での熱間圧延実験に供し、熱延鋼板を得た。熱間圧延のパススケジュールは表2に示すとおりである。各パスでのディレイは約7sec、圧延速度は約30m/minとした。得られた熱延鋼板トータル圧延率95について評価面に由来するエッジにおける耳割れ深さを測定した。この熱間圧延実験において最大耳割れ深さが1mm以下となれば、良好な熱間加工性を有すると評価される。評価は以下の3段階に分類し、○評価以上を合格と判定した。◎:耳割れの発生が認められない熱間加工性;優秀。○:最大耳割れ深さが1mm以下の耳割れが認められる熱間加工性;良好。×:最大耳割れ深さが1mmを超える耳割れが認められる熱間加工性;不良。これらの結果を図1に示す。図1からわかるように、Vを002質量以上含有させた場合に良好な熱間加工性を実現することができる。ただし、P含有量を002質量以上確保し、かつ下記1式を満たすようにPとVの配合バランスを調整しなければ、Vによる熱間加工性改善効果が発揮されない。下記1’式を満たす場合には特に優れた熱間加工性が実現できる。P15V≧0060...1P15V≧0120...1’図1は、P,V以外の元素の含有量を表1に示すように一定とした場合の結果を整理したものであるが、発明者らは、本発明で規定する成分組成範囲において上記と同様のPおよびVによる熱間加工性改善効果が得られることを確認している。発明者らの調査によれば、低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼の熱間圧延での耳割れは、オーステナイト素地とδフェライト相の界面を起点として発生し、またオーステナイト素地とδフェライトの界面が亀裂の伝播経路となっている。熱間圧延での耳割れ感受性が低くなる条件として、δフェライト量が少ないこと、δフェライト相が微細であること、オーステナイト相とδフェライト相の界面ができるだけ不連続となっていることが挙げられる。PとVの配合バランスを上述のように調整したことにより当該鋼種の熱間加工性が顕著に向上する理由については、現時点で調査中であり十分解明できていないが、以下のことが考えられる。PとVを適正範囲で含有させると、初晶δおよびデンドライトが微細化し、鋳造スラブ中に存在するδフェライト相は従来より微細化したものとなる。そのため熱間圧延前のスラブ加熱によるδフェライト相の減少効果δ→γ変態の促進効果が高まり、それが熱間圧延での耳割れ抑止に効いているものと推察される。このことは、PおよびVの配合バランスを調整していない鋼においては鋳造時の冷却速度を50°C/min以上に大きくするか、あるいは鋳造スラブの加熱を通常よりも入念に行わなければ熱延耳割れのトラブルを回避することが難しかったのに対し特許文献14参照、本発明に従えば鋳造時の冷却速度を25°C/minまで遅くし、鋳造スラブの加熱を一般的条件で行った場合でも熱延耳割れのトラブルは回避される、という事実からから肯定される。調質圧延材の曲げ加工性低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼で問題となりやすい調質圧延材の曲げ加工性を改善すべく、発明者らは種々研究を重ねてきた。その結果、Vを含有させ、かつC,Nの含有量を下記2式のように制限した場合に限って、下記3式で表されるオーステナイト安定度の指標Md30の値が特定範囲にある場合に、調質圧延材の曲げ加工性が顕著に向上することが明らかとなった。C05N≧0200...2Md30=551-462CN-92Si-81Mn-29NiCu-137Cr-185Mo...3以下に、PおよびVの配合バランスを上述のように適正化した低Mn化Ni節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材について、オーステナイト生成元素であるC,Mn,Ni,Nの含有量を調整することによってMd30値を振った場合の、曲げ加工性への影響を調べた実験例を紹介する。《曲げ加工性の実験例》低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼として、表3に示す鋼種Bの成分組成をベースとし、C,N,Mn,Niの含有量を変動させることによりC05Nの量およびMd30値を種々変化させた鋼を溶製した。また、鋼種Cの組成を有するV無添加の鋼を溶製した。各溶製チャージとも270kgの溶鋼を銅製の鋳型に鋳造し、厚さ120mmのスラブとした。鋳造の際、鋳型に取り付けた数本の熱電対を用いて、スラブ厚さ中央部のスラブエッジスラブ側面における凝固開始温度から1250°Cまでの平均冷却速度が27°C/minとなるように、鋳型を冷却する循環水の水量を調整した。得られた鋳造スラブを上述の熱間加工性の実験例の条件に従って熱間圧延することにより板厚30mmの熱延鋼板とした。その際、鋼種Bのものはいずれも熱延耳割れを生じなかった。鋼種Cは板厚50mmの段階で耳割れが生じたが、そのまま熱延を続けた。その結果、最終パス終了後の板厚30mmでの耳割れ深さは5mmに達していた。鋼種Cの熱延鋼板については耳割れを含むエッジ部分を切断除去してその後の工程に供することとした。各熱延鋼板を1100°C×均熱1minで焼鈍し熱延板焼鈍、その後、冷間圧延→1080°C×均熱1minの焼鈍→調質圧延の工程にて、板厚が100±001mm、硬さが540±10HV5に調整された調質圧延材を得た。その際、調質圧延後の硬さが540HVとなる調質圧延率を各鋼について予備実験にて調べておき、そのデータに基づいて調質圧延率を設定した。また、その調質圧延率から逆算して、最終板厚が100mmに揃うように冷間圧延率を設定した。各焼鈍工程の後には酸洗を施した。調質圧延は各パス毎に材料を70°Cに加熱して行った。得られた調質圧延材から幅25mm、長さ50mmの短冊状試験片をその幅方向が圧延方向に一致するように採取し、90°V曲げ試験に供した。曲げ稜線が圧延方向となるように試験片をセットし、先端Rが01mmの金型を用いて20kNの荷重を付与することにより90°V曲げ加工を施した。加工後の試験片について曲げ外周部をマイクロスコープにて倍率150倍で観察し、割れによる開口の有無を調べた。割れが観測されないものを○曲げ加工性;良好、それ以外を×曲げ加工性;不良と評価し、○評価を合格とした。結果を図2に示す。図2中、鋼種Cと表示したプロット以外は、鋼種Bに属するものである。図2からわかるように、Vを含有する低Mn化Ni節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材において、C05Nが0200以上である場合すなわち上記2式を満たす場合に、Md30が5~40の組成範囲で良好な曲げ加工性が得られた。ただし、Vを含有しないもの鋼種Cでは前記組成範囲でも割れが発生した。このことから、Vは当該鋼種の調質圧延材における曲げ加工性改善に関しても有効に作用することが確認された。Md30が過剰に大きくなるとオーステナイト相の不安程度が増すために、比較的軽度の調質圧延率でも加工誘起マルテンサイト相が多く生成して目的の硬さに達するが、調質圧延材中には加工誘起マルテンサイト相が多量に存在するため、曲げ変形時にオーステナイト相と加工誘起マルテンサイト相の間の硬さの相違によるミクロ的な変形挙動の不均一さが現れやすく、それが割れ発生の要因となる。Md30が過剰に小さいものでは加工誘起マルテンサイトの生成量が少ないので目的とする硬さを得るためには調質圧延率を大きくして加工硬化による寄与を増大させる必要がある。この場合、曲げ加工に供する前の段階でオーステナイト相は既に高い加工度を有しているので、曲げ加工時に引張変形を受ける曲げ外周部では破断限界に達しやすく、それが割れ発生の要因となる。このため、良好な曲げ加工性を得るためには上記それぞれの割れ発生要因が共に軽減される範囲にMd30を調整することが重要となる。上記2式を満たし、かつ所定のV含有量を確保した低Mn化Ni節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材においては、良好な曲げ加工性を与えるMd30の最適解が5~40の範囲にあると言える。上記2式の左辺であるC05Nが小さい場合には、C,Nによる加工誘起マルテンサイト相の固溶強化が小さいため目標とする硬さを得るためには調質圧延率を大きくする必要があり、それによって曲げ加工に供する段階でオーステナイト相は既に加工硬化が大きくなっており、かつ加工誘起マルテンサイト相の量も増大している。このような組織状態は曲げ加工での割れを招きやすい状況にある。Vを含有する低Mn化Ni節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材においては、2式を満たすようにC05Nの量が確保されていない場合、Md30を広範囲に振っても満足できる曲げ加工性は実現できなかった。したがって本発明では2式を満たす化学組成に規定している。Vが、低Mn化Ni節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材の曲げ加工性改善に有効である理由については現時点で未解明のところが多いが、Vによるδフェライト相を微細化させる作用が曲げ加工性の改善にも関与しているのではないかと推察される。具体的には、Vを含有しない場合には最終焼鈍後にもミクロ的にδフェライト相が残存しやすいことや、粗大なδフェライト相の生成に起因した成分偏析が残存しやすいことが調質圧延材の曲げ加工性の劣化を助長するものと考えられる。V含有によるδフェライト微細化作用によってそれらの要因が解消あるいは軽減されるのではないかと推測される。化学組成CおよびNは、オーステナイト生成元素であり、これらの元素の含有量が少なすぎるとδフェライト相の生成量が増大し、熱間加工性が低下する。また、これらの元素は加工誘起マルテンサイト相α’相を固溶強化する元素であり、適度な調質圧延率で目標の強度レベルを得るうえでC,Nの含有は重要となる。これらの作用を十分に発揮させるためにはC,Nともそれぞれ0100以上の含有量とし、そのうえで前記2式を満たすようにC,Nの総量を確保する必要がある。2式のNの係数05は、α’相の固溶強化に対するNの寄与がCの概ね半分であることによる。一方、C,Nの含有量が多くなりすぎると鋼が過度に硬質化して加工性を阻害する要因となる。種々検討の結果、Cは0300以下の範囲とすることが望ましく、0200以下の範囲に管理してもよい。Nも0300以下の範囲とすることが望ましく、0200以下の範囲に管理してもよい。Siは、製鋼での脱酸に有効であるとともに、固溶強化に寄与する元素である。通常は001以上含有され、030以上とすることがより効果的である。しかし、多量にSiを含有させるとδフェライト相の多量生成を招く要因となる。また、鋼を硬質化させ加工性を損なう要因ともなる。検討の結果、Si含有量は400以下に制限される。特に優れた熱間加工性を必要とする場合は200以下のSi含有量に管理することが望ましい。Mnは、Niより安価なオーステナイト生成元素であり、Ni節減型のオーステナイト系ステンレス鋼においてNiの代替元素として添加される。その機能を発揮させるためには050以上のMn含有が必要である。100以上のMn含有量を確保することがより効果的である。ただし、Mn含有量が多くなると、製鋼工程での環境保全対策の負荷が増大する。また、得られる鋼板の表面性状が低下しやすくなるので、それを解決するための対策をとると生産性の低下を招くことがある。MnSなどの介在物が増大して加工性低下や耐食性低下を引き起こす要因ともなる。Mnの多量含有によるそれらの欠点を克服するため、本発明ではMn含有量を350以下に制限する。300以下とすることがより効果的であり、300未満に管理してもよい。Sは、不純物として混入するが、その含有量が多くなると加工性その他の材料特性や製造性に悪影響を及ぼすようになる。検討の結果、S含有量は0005以下に制限される。S含有量は低いほど好ましいが、過剰な低S化は製鋼の負荷を増大させる。Sは00005以上の範囲で残存させることが製造コスト的には望ましい。Niは、オーステナイト系ステンレス鋼に必須の元素であるが、本発明ではコスト低減の観点からNi含有量を極力抑える成分設計を行っており、Ni含有量の上限は500に制限される。500未満、あるいは400以下、あるいはさらに300以下のNi含有量に管理してもよい。ただし、C,N,Mnを上述の範囲に規定する場合、スラブ加熱温度域例えば1150~1250°Cでオーステナイト単相となるように成分調整する必要から、Ni含有量は100以上を確保する必要がある。100を超える量に管理してもよい。Cuは、オーステナイト生成元素であることから、Cu含有量の増加に伴って他のオーステナイト生成元素含有量の設定自由度が拡大し、Niを抑制した成分設計が容易になる。その効果を十分に得るため、本発明ではCuを100以上含有させる。200以上とすることがより好ましく、250以上に管理してもよい。ただし、多量のCu含有は低融点合金相の生成を招き、熱間加工性を阻害する要因となる。このためCu含有量は350以下に制限される。300以下に管理してもよい。Crは、ステンレス鋼の耐食性を確保する上で必須の元素である。本発明では、SUS304,SUS301などの汎用オーステナイト系ステンレス鋼の代替用途に適用できる耐食性を確保すべく、Cr含有量が1500以上の鋼を対象とする。ただし、Crはフェライト生成元素であり、過度のCr含有はδフェライト相の多量生成を招くので好ましくない。オーステナイト生成元素であるC,N,Mn,Ni,Cuの前述した含有量範囲とのバランスについて種々検討した結果、Cr含有量は1900以下の範囲とする。PおよびVは、本発明において極めて重要な元素である。前述したように、PとVの配合バランスを適性化した場合に、熱間加工性を顕著に向上させることができる。これらの元素の作用を発揮させるためには、P,Vともそれぞれ0020以上の含有量とする必要がある。それに加えて、前記1式を満たすようにPおよびVの含有量を調整する必要がある。1式に代えて前記1’式を採用することがより効果的である。また、Vは、低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材における曲げ加工性を改善するうえでも重要な元素である前述。その作用を得るためにもV含有量は0020以上を確保することが望ましい。一方、Pの過剰含有は鋼板の靱性低下を招く。特に溶接を行う場合は母材および溶接部の靱性を低下させる要因となる。また、Vの過剰含有は製造コストの上昇および鋼の硬質化を招く。種々検討の結果、P含有量は0060以下に制限され、V含有量は0300以下に制限される。なお、特許文献13にはVを添加したオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。ただし、そのVの役割はTiやNbと同様に炭窒化物を形成することにあり、低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性を向上させるためにPとVの配合バランス適性化が有効であることについては示唆がない。事実、この文献にはPの含有量が示されておらず、またオーステナイト生成元素であるMn,NiおよびCuを上記のように制限したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼においてVを含有させた具体例も示されていない。Moは、耐食性向上作用などを呈するので、必要に応じて添加することができる。02以上のMo含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のMo含有は熱間加工性低下を招く要因となるので、Moを添加する場合は20以下の範囲で行う。BおよびCaは、少量の添加で熱間加工性の向上に有利に作用するので、必要に応じてこれらの1種または2種を添加することができる。その作用を十分に得るためには、Bの場合は0001以上、Caの場合も0001以上の含有量を確保することがより効果的である。ただし、これらの元素を過剰に添加すると逆に熱間加工性を阻害する要因となる。検討の結果、B,Caの1種以上を添加する場合は、いずれもそれぞれ0010以下の範囲で添加する必要がある。Alは、脱酸剤として必要に応じて添加することができる。その場合、001以上のAl含有量を確保することがより効果的である。ただし、過剰のAl添加は熱間加工性を阻害する要因となるので、Alを添加する場合は100以下の含有量範囲で行う。低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼において調質圧延材の曲げ加工性を改善するためには、調質圧延によって、オーステナイト相の過度な加工硬化を抑制しながら加工誘起マルテンサイト相を適度に生成させて高強度化を図る必要がある。そのために本発明では、加工誘起マルテンサイト相の生成しやすさを成分組成によって調整しておくことが重要であり、上述したように、上記3式で定義されるMd30が5~40となる化学組成を採用する。熱延鋼板の製造法本発明に従えば、SUS304,SUS301などの汎用オーステナイト系ステンレス鋼と同様の工程にて熱延鋼板を製造することができる。具体的には、成分調整された溶鋼を連続鋳造またはバッチ式で鋳造し、得られた鋳造スラブを加熱したのち抽出して、連続熱間圧延機またはリバース式熱間圧延機にて熱間圧延する手法が採用できる。ただし、熱延に供するスラブにおいてδフェライト相ができるだけ少量かつ微細な状態となっていることが重要であるため、鋳造時にδフェライト相が過剰に成長しないように配慮する必要がある。具体的には、上述のとおりに成分調整された溶鋼をスラブ鋳造用モールドに注入して、スラブ厚さ中央部のスラブエッジにおける凝固開始温度から1250°Cまでの平均冷却速度が25°C/min以上となるように鋳造すればよい。本発明で対象とする鋼はPとVの配合バランスが上述のように適性化されているので、鋳造スラブ中のδフェライト相は、従来の当該鋼種より微細化されたものとなる。このため、従来は後工程でのスラブ加熱処理における負荷増大を避けたい場合には鋳造時の上記平均冷却速度を50°C/min以上としなければならなかったが特許文献14、本発明に従えば25°C/minまで小さくすることができる。連続鋳造においては、鋳造時の冷却速度を小さくすることができるということは、モールド内を通過する時間をより短くすることができることを意味し、鋳造速度ラインスピードの向上に繋がる。すなわち生産性が向上する。上記の手法で得られた鋳造スラブは、鋳造ままの状態においてδフェライト相が微細化されているので、熱間圧延前に行うスラブ加熱を特段に入念に行う必要はない。具体的には、1150~1250°Cのオーステナイト単相温度域で15h以上加熱する条件を採用すればよい。その後、一般的なオーステナイト系ステンレス鋼熱延鋼板の製造手法に準じて熱間圧延を行えば、耳割れによるトラブルを生じることなく、健全な熱延鋼板を得ることができる。調質圧延材得られた熱延鋼板は、一般的なステンレス鋼冷延焼鈍鋼板の製造工程により焼鈍鋼板とされ、その後、調質圧延によって所定の硬さに調整され、ばね特性や高強度特性に優れた調質圧延材とされる。その板厚は例えば01~3mmである。用途に応じて種々の硬さに調整されるが、従来の汎用オーステナイト系ステンレス鋼種SUS304,SUS301などの代替として各種ばねや機械部品、ガスケットなどに適用する場合には550HV以下の硬さに調整されているものが利用しやすい。例えば380~550HVの範囲に管理してもよい。調質圧延率は例えば70以下の範囲で設定することが望ましい。本発明に従う低Mn化されたNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼の調質圧延材は、曲げ加工性が良好であるため、従来の汎用鋼種と同様に各種部品への加工が容易である。表4に示す鋼を溶製し、前述の熱間加工性の実験例と同様の手法にてスラブエッジを評価面とする熱延実験を行った。ただし、ここでは鋳造時における凝固開始温度から1250°Cまでの平均冷却速度、熱間圧延前のスラブ加熱温度および加熱時間を表5中に示すように変動させた。得られた熱延鋼板トータル圧延率95について評価面に由来するエッジにおける耳割れ深さを測定し、前述の3段階の評価方法にて熱間加工性を評価し、最大耳割れ深さが0~1mmのもの◎および○評価を合格と判定した。次に、耳割れの発生が大きかった一部の例を除き、上記熱延鋼板から前述の曲げ加工性の実験例と同様の手法にて板厚が100±001mm、硬さが540±10HV5に調整された調質圧延材を作製し、90°V曲げ試験を行った。曲げ試験方法および曲げ加工性の評価方法も前述の曲げ加工性の実験例と同様とした。そして、曲げ外周部に割れが観測されなかったもの○評価を合格と判定した。これらの結果を表5に示す。表5からわかるように、本発明に従って各合金成分の含有量およびPとVの配合バランスを適性化し、鋳造時の冷却およびスラブ加熱を適正条件で行った場合には、低Mn化したNi節減型オーステナイト系ステンレス鋼において耳割れトラブルの生じない良好な熱間加工性が実現された。特に、本発明例のうち前記1’式を満たすようにPとVの配合バランスが調整された鋼D2~D4,D6~D13を採用したものは、一層優れた熱間加工性を呈した。また、本発明に従うことにより曲げ加工性の良好な調質圧延材が得られた。ただし、本発明で規定する化学組成を有する鋼であっても、製造条件が不適切であると良好な熱間加工性が得られない場合がある。例えば、比較例であるNo2はスラブ加熱温度が低すぎ、またNo4はスラブ加熱時間が短すぎたため、これらはいずれも鋳造スラブ中に存在するδフェライト相の減少が不十分となり、熱間加工性は十分に改善されなかった。No3はスラブ加熱温度がオーステナイトγ単相域を超えて高すぎたことによりδフェライト相が析出し、熱間加工性が低下した。No5,8は鋳造時の冷却速度が小さすぎたことにより鋳造スラブ中に存在するδフェライト相の微細化が不十分となり、熱間加工性は十分に改善されなかった。比較例であるNo20~27は本発明の規定を満たさない化学組成を有する鋼を採用したものである。このうちNo20~22はPとVの配合バランスが適性化されていないため1mmを超える熱延耳割れが発生した。No23はCとNの総量が上記2式を外れて少なかったことにより調質圧延材の曲げ加工性に劣った。No24および25はそれぞれオーステナイト生成元素であるはMnおよびCuの含有量が不足したことによりδフェライト相の生成量が多くなりすぎ、熱間加工性は改善されなかった。No26,27はMd30が本発明の規定を外れる化学組成を有することにより調質圧延材の曲げ加工性が悪かった。"