オーステナイト-フェライトステンレス鋼であって、この組成は、重量で以下を含み:0.01≦C≦0.10、20.0≦Cr≦24.0、1.0≦Ni≦3.0、0.12≦N≦0.20、0.5≦Mn≦2.0、1.6≦Cu≦3.0、0.05≦Mo≦1.0、W≦0.15、0.05≦MoW/2≦1.0、0.2≦Si≦1.5、Al≦0.05、V≦0.5、Nb≦0.5、Ti≦0.5、B≦0.003、Co≦0.5、REM≦0.1、Ca≦0.03、Mg≦0.1、Se≦0.005、O≦0.01、S≦0.030、P≦0.040、残部は、鉄および製造に起因する不純物、ならびにオーステナイトおよび35から65体積のフェライトから構成される微構造であり、組成は、さらに以下の関係に従う、オーステナイト-フェライトステンレス鋼:40≦IF≦65ここで、IF=10Cr5.1Mo1.4Mn24.3Si35Nb71.5Ti-595.4C-245.1N-9.3Ni-3.3Cu-99.8およびIRCGCU≧32.0ここで、IRCGCU=Cr3.3Mo2Cu16N2.6Ni-0.7Mnおよび0≦IU≦6.0ここで、IU=3NiCuMn-100C-25N-2CrSi-6Mo45。IRCGU≧34であることをさらに特徴とする、請求項1に記載の鋼。フェライトの割合は、35から55体積であることをさらに特徴とする、請求項1または2のいずれか一項に記載の鋼。45≦IF≦55であることをさらに特徴とする、請求項1から3のいずれか一項に記載の鋼。窒素含有量は、0.12から0.18重量であることをさらに特徴とする、請求項1から4のいずれか一項に記載の鋼。銅含有量は、2.0から2.8重量であることをさらに特徴とする、請求項1から5のいずれか一項に記載の鋼。モリブデン含有量は、0.5重量未満であることをさらに特徴とする、請求項1から6のいずれか一項に記載の鋼。炭素含有量は、0.05重量未満であることをさらに特徴とする、請求項1から7のいずれか一項に記載の鋼。請求項1から8のいずれか一項に記載の熱延鋼板、帯またはコイルを製造する方法であって、-鋼のインゴットまたはスラブに請求項1から8のいずれか一項に記載の組成を備え、-1150から1280°Cの温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、板、帯またはコイルを得る、方法。請求項9に記載の鋼の熱間圧延板を製造する方法であって、-1150から1280°Cの温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、いわゆる四つ折判の板を得、-900から1100°Cの温度で熱処理を行い、-空気中で急冷することによって前記板を冷却する、方法。請求項1から8のいずれか一項に記載の鋼の熱間圧延棒またはワイヤを製造する方法であって、-鋼の連続鋳造されたインゴットまたはブルームに請求項1から8のいずれか一項に記載の組成を備え、-1150から1280°Cの温度から前記インゴットまたは前記ブルームを熱間圧延して、空気中で冷却された棒または水中で冷却されたワイヤコイルを得、次いで場合により、-900から1100°Cの温度で熱処理を行い、-急冷によって前記棒または前記コイルを冷却する、方法。冷却の終わりに、前記棒の冷間延伸または前記ワイヤの伸線加工を行う、請求項11に記載の方法。鋼プロフィルを製造する方法であって、請求項11の方法によって得られた熱間圧延棒の冷間プロフィルを行う、方法。鍛造鋼片を製造する方法であって、請求項11の方法によって得られた熱間圧延棒をビレットに切断し、次いで、1100°Cから1280°Cで前記ビレットの鍛造を行う、方法。本発明の目的は、ニッケルおよびモリブデンなどの高価な合金元素を過剰に添加することなく、以下を有するステンレス鋼を利用可能にすることによって、先行技術の鋼および製造方法の欠点を改善することである:-良好な鍛造性、-良好な機械的特性、特に、アニールされた状態で、または溶解状態で設置された400または450MPaより大きい降伏強度限界および大きな厚みの板および棒上の良好な、好ましくは、20°Cで100Jより大きく、-46°Cで20Jより大きい衝撃強度、-高い一般的耐食性、-良好な機械加工性。このために、本発明の第1の目的は、オーステナイト-フェライトステンレス鋼であって、この組成は、重量で、以下を含む:0.01≦C≦0.10、20.0≦Cr≦24.0、1.0≦Ni≦3.0、0.12≦N≦0.20、0.5≦Mn≦2.0、1.6≦Cu≦3.0、0.05≦Mo≦1.0、W≦0.15、0.05≦MoW/2≦1.0、0.2≦Si≦1.5、Al≦0.05、V≦0.5、Nb≦0.5、Ti≦0.5、B≦0.003、Co≦0.5、REM≦0.1、Ca≦0.03、Mg≦0.1、Se≦0.005、O≦0.01、S≦0.030、P≦0.040、残部は、鉄および製造に起因する不純物であり、微構造は、オーステナイトおよび35から65体積のフェライト、好ましくは35から55体積のフェライトから構成され、組成は、さらに、以下の関係に従うオーステナイト-フェライトステンレス鋼である:40≦IF≦65、好ましくは45≦IF≦55ここで、IF=10Cr5.1Mo1.4Mn24.3Si35Nb71.5Ti-595.4C-245.1N-9.3Ni-3.3Cu-99.8およびIRCGCU≧32.0、好ましくは≧34.0ここで、IRCGCU=Cr3.3Mo2Cu16N2.6Ni-0.7Mnおよび0≦IU≦6.0ここで、IU=3NiCuMn-100C-25N-2CrSi-6Mo45。単独または組み合わせて得られる好ましい実施形態では、本発明による鋼は、以下を有する:-0.12から0.18重量の窒素含有量、-2.0から2.8重量の銅含有量、-0.5重量未満のモリブデン含有量、-0.05重量未満の炭素含有量。本発明の第2の目的は、本発明による鋼の板、帯または熱間圧延コイルを製造する方法であって、以下の方法によって構成される:-鋼のインゴットまたはスラブに本発明による組成を備え、-1150から1280°Cの温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、板、帯またはコイルを得る。ある特定の実施形態では、本発明による鋼の熱間圧延板を製造する方法は、以下からなるステップを含む:-1150から1280°Cの温度で前記インゴットまたは前記スラブを熱間圧延して、いわゆる四つ折判の板を得、次いで、-900から1100°Cの温度で熱処理を行い、-空気中で急冷することによって前記板を冷却する。他の特定の実施形態では、本発明による鋼の熱間圧延棒またはワイヤを製造する方法であって、以下からなるステップを含む:-鋼の連続鋳造されたインゴットまたはブルームに本発明による組成を備え、-1150から1280°Cの温度から前記インゴットまたは前記ブルームを熱間圧延して、空気中で冷却された棒または水中で冷却されたワイヤコイルを得、次いで場合により、-900から1100°Cの温度で熱処理を行い、-急冷によって前記棒または前記コイルを冷却する。特定の実施形態では、本発明による方法は、さらに、単独または組み合わせて得られる次の特性を含む:冷却の終わりに、前記棒の冷間延伸または前記ワイヤの伸線加工を行う、本発明によって得られた熱間圧延棒の冷間プロフィルを行う、本発明によって得られた熱間圧延棒をビレットに切断し、次いで、1100°Cから1280°Cで前記ビレットの鍛造を行う。本発明の他の特性および利点は、次の説明を読むことで現れ、もっぱら実施例として付与される。本発明による二相ステンレス鋼は、以下に定められた含有量を含む。鋼種の炭素含有量は、0.01重量から0.10重量、好ましくは0.05重量未満である。実際、この元素のあまりにも高い含有量は、溶接部の熱影響域における炭化クロムの析出の危険を増大させることによって、局部的耐食性を低減する。鋼種のクロム含有量は、良好な耐食性を得るために、20.0から24.0重量、好ましくは21.5から24重量であり、304または304L鋼種で得られるものと少なくとも同等である。鋼種のニッケル含有量は、1.0から3.0重量であり、好ましくは2.8重量以下である。このオーステナイト形成元素は、耐腐食空洞形成の良好な特性を得るために添加される。ニッケルを添加することは、衝撃強度と延性とによる良好な妥協を達成することにも役立つ。実際、衝撃強度遷移曲線を低温にシフトすることが興味深く、衝撃強度特性が重要な大きな棒または厚い四つ折判の板の製造に特に有利である。ニッケルの高い価格のために含有量は3.0に限定される。ニッケル含有量は、本発明による鋼において限定されるので、900°Cから1100°Cの熱処理後に適切なオーステナイト含有量を得るために、他のオーステナイト形成元素を異常に高い量で添加し、フェライト形成元素の含有量を限定することが望ましいことが分かった。このように、鋼種の窒素含有量は、0.12から0.20、好ましくは0.12から0.18であり、これは、窒素が製造工程中に鋼に添加されることを一般的に意味する。このオーステナイト形成元素は、第一に、応力を受けて良好な耐食性に適切なある割合のオーステナイトを含む二相フェライト/オーステナイト鋼を製造すること、および高い機械的特性を得ることに関与する。オーステナイト形成元素は、溶接域の熱影響域におけるフェライトの形成を限定することも可能にし、これら溶接域の脆化の危険を回避する。窒素が0.16より多いと、欠陥が連続鋳造ブルームで現われ始めるので、窒素の最大含有量は限定される。これらの欠陥は、圧延棒上に表面欠陥を順に生成する長手方向のくぼみからなり、特定の場合には面倒になり得る。0.18を超えると、長手方向のくぼみは非常に著しく、さらに、この鋼種の構造中に溶解状態で残ることができる窒素の最大量を超えることとの関連があるブローホールが観察される。鋼種のマンガン含有量は、0.5重量から2.0重量、好ましくは0.5から1.9重量、さらに好ましくは0.5から1.8重量である。マンガンは、1150°C未満でオーステナイト形成元素である。より高温度で、マンガンは、冷却の際のオーステナイトの形成を遅らせ、溶接部の熱影響域におけるフェライトの過剰形成をもたらし、溶接部の熱影響域の衝撃強度を過剰に低くする。さらに、マンガンは、鋼中に2.0より上の量で存在するなら、取鍋に使用される特定の耐火物を攻撃するので、鋼種の製造および精錬の間に問題を引き起こし、これらの高価な要素のより頻繁な置換、従って工程におけるより頻繁な中断を必要とする。組成にグレードアップをもたらすために通常使用されるマンガン鉄の添加は、さらに、燐およびセレンの顕著な含有量を含み、鋼中の導入には望ましくなく、鋼種の精錬中に取り除くことが困難である。さらに、マンガンは、脱炭の可能性を制限することによってこの精錬を妨害する。マンガンは、硫化マンガンMnSおよび酸化介在物の形成のために鋼種の耐食性を低減するので、工程の下流でさらに問題も引き起こす。マンガンの含有量が減少すると、鍛造性、より一般的には、熱間変形能が向上することが試験で示されたので、1.9重量未満、さらに1.8重量未満、さらに好ましくは1.6重量未満にマンガンが限定されることが好ましい。特に、含有量が2.0より高い場合には鋼種を熱間圧延に適さなくする亀裂の形成が観察される。銅は、オーステナイト形成元素であり、1.6から3.0重量、好ましくは2.0から2.8重量、さらに2.2から2.8重量の含有量で存在する。銅は、所望の二相オーステナイト-フェライト構造を得ることに関与し、鋼種の窒素レベルをあまりに増大させることが強いられることなく、より良好な一般的耐食性を得ることを可能にする。さらに、固溶体中の銅は、制酸環境での耐食性を向上する。1.6未満では、上記のように、所望の二相構造を有することが必要とされる窒素レベルがあまりにも大きくなり始め、連続鋳造ブルームの表面品質の問題を防ぐことができない。3.0より上で、局部的耐食性の減少および200°Cより上での長期使用1年を超える。の間の衝撃強度の減少を引き起こす可能性がある銅の偏析および/または析出を危うくし始める。モリブデンは、フェライト形成元素であり、0.05から1.0重量、またはさらに0.05から0.5重量の含有量で鋼種中に存在する元素であるが、タングステンは、0.15重量未満の含有量で添加され得る任意の元素である。しかし、コスト上の理由から、タングステンを添加しないことが好ましく、そのとき、タングステンの含有量を残りの0.05重量に限定する。さらに、これらの2つの元素の含有量は、合計MoW/2が1.0重量未満、好ましくは0.5重量未満、さらに0.4重量未満、特に好ましくは0.3重量未満である。実際、本発明者らは、これらの2つの元素、およびその合計を表示値未満に維持することにより、脆化金属間析出が全く観察されず、それによって、熱処理後の板および帯の空気中の冷却または熱間状態での加工が可能となり、鋼板または帯用の製造工程が特に抑制されないことを見出した。さらに、本発明者らは、特許請求の範囲に規定するこれらの元素を制御することによって、鋼種の溶接性が向上されることを観察した。シリコンは、フェライト形成元素であり、0.2から1.5重量、好ましくは1.0重量未満の含有量で存在する。シリコンは、製造工程中に鋼浴の良好な脱酸素を確実にするために添加されるが、この含有量は、熱間圧延後の粗悪な急冷に際してシグマ相形成の危険があるために限定される。アルミニウムは、フェライト形成元素であり、低融点のアルミン酸カルシウム介在物を得るために、0.05重量未満、好ましくは0.005重量から0.040重量の含有量で鋼種に添加され得る任意の元素である。窒化アルミニウムの過剰な形成を防ぐために、アルミニウムの最大含有量は限定される。バナジウムは、フェライト形成元素であり、鋼の孔あき耐食性を向上させるため、鋼種中に0.02重量から0.5重量、好ましくは0.2重量未満の量で存在し得る任意の元素である。バナジウムは、クロムの添加中に与える残留元素として存在することもできる。ニオブは、フェライト形成元素であり、0.001重量から0.5重量の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。ニオブは、NbN型の微細なニオブ窒化物またはNbCrNZ相型のニオブおよびクロム窒化物が形成される結果、より良好なチップ破損により、鋼種の引張強度およびこの機械加工性を向上させることができる。粗いニオブ窒化物が形成されるのを制限するために、ニオブの含有量は限定される。チタンは、フェライト形成元素であり、0.001重量から0.5重量の量で、好ましくは0.001から0.3重量の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。チタンは、微細な窒化チタンが形成される結果、鋼種の機械的強度およびより良好なチップ破損により、この機械加工性を向上させることができる。特に溶鋼中に形成する窒化チタンのクラスタが形成されるのを回避するためにチタンの含有量は限定される。ホウ素は、その熱間変形を向上させるために、0.0001重量から0.003重量の量で本発明による鋼種中に存在し得る任意の元素である。コバルトは、オーステナイト形成元素であり、0.02から0.5重量の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。コバルトは、原料によってもたらされる残留元素である。コバルトが核施設における部品の照射後に引き起こす可能性がある主にメンテナンス上の問題のために、コバルトは限定される。レアアース元素REMと称せられる。は、0.1重量の量で鋼種中に存在し得る任意の元素である。特に、セリウムおよびランタンが挙げられる。これらの元素は、望ましくない金属間化合物を形成しやすいため、これらの元素の含有量は限定される。酸化物介在物の特性を制御し、機械加工性を向上させるために、本発明による鋼種中にカルシウムが0.0001から0.03重量、好ましくは0.0005重量を超える量でもよい。この元素は、硫黄と結合して耐食性特性を低下させる硫化カルシウムを形成しやすいため、この元素の含有量は限定される。硫化物および酸化物の性質を変更するために、最終含有量で0.1のマグネシウムを添加することができる。セレンは、耐食性への悪影響があるため、好ましくは、0.005重量未満で維持される。この元素は、一般的にマンガン鉄インゴットの不純物として鋼種にもたらされる。酸素含有量は、溶接部の鍛造性および衝撃強度を向上させるために、好ましくは、0.01重量に限定される。硫黄は、0.030重量未満の含有量で、好ましくは、0.003重量未満の含有量で維持される。上記のように、この元素は、マンガンまたはカルシウムとともに硫化物を形成するため、硫黄の存在は耐食性に対して有害である。硫黄は、不純物と考えられている。燐は、不純物であるとみなされ、0.040重量未満の含有量で維持される。組成の残部は、鉄および不純物で構成されている。既に上記したものに加えて、特に、ジルコニウム、錫、ヒ素、鉛またはビスマスが挙げられる。錫は、0.100重量未満、好ましくは0.030重量未満の含有量で存在することで、溶接の問題を防止することができる。ヒ素は、0.030重量未満、好ましくは0.020重量未満の含有量で存在し得る。鉛は、0.002重量未満、好ましくは0.0010重量未満の含有量で存在し得る。ビスマスは、0.0002重量未満、好ましくは0.00005重量未満の含有量で存在し得る。ジルコニウムは、0.02の量で存在し得る。本発明による鋼の微構造は、アニールされた状態で、オーステナイトおよびフェライトから構成され、好ましくは、1050°Cで1時間の処理後に、フェライト35から65体積で、さらに特に好ましくはフェライト45から55体積の割合である。本発明者らは、下記式が1050°Cで適切にフェライトの含有量を考慮することも見出した:IF=10Cr5.1Mo1.4Mn24.3Si35Nb71.5Ti-595.4C-245.1N-9.3Ni-3.3Cu-99.8。従って、1050°Cで35から65のフェライトの割合を得るためには、指数IFは40から65であるべきである。アニールされた状態で、微構造は、シグマ相および他の金属間化合物相など微構造の機械的特性に有害な他の相を含まない。冷間加工状態では、オーステナイトの一部は、変形の有効温度および適用される冷間変形の量に応じてマルテンサイトに変換されてもよい。さらに、本発明者らは、クロム、モリブデン、銅、窒素、ニッケルおよびマンガンの重量パーセントが、次の関係に従う場合、問題の鋼種が良好な一般的耐食性を有することを見出した。IRCGU≧32.0、好ましくは≧34.0ここで、IRCGU=Cr3.3Mo2Cu16N2.6Ni-0.7Mn最後に、本発明者らは、ニッケル、銅、マンガン、炭素、窒素、クロム、シリコンおよびモリブデンの重量パーセントが、次の関係に従う場合、問題の鋼種が良好な機械加工性を有することを確認した:0≦IU≦6.0ここで、IU=3NiCuMn-100C-25N-2CrSi-6Mo45。一般的に言えば、本発明による鋼は、四つ折判の板としても知られている熱間圧延板の形態だけでなく、スラブまたはインゴットから熱間圧延帯の形態、および熱間圧延帯から冷間圧延帯の形態でも作製、製造され得る。鋼は、棒またはワイヤ棒、またはプロフィルまたは鍛造片に熱間圧延されることもでき、これらの製品は、次いで、鍛造により熱間変形され、または延伸棒またはプロフィル、または延伸ワイヤに冷間変形され得る。本発明による鋼は、成形によって加工されることもでき、この後の熱処理は行われてもよく、または行われなくてもよい。最良の可能な性能を得るために、好ましくは、本発明による組成を有する鋼のインゴット、スラブまたはブルームを最初に得ることを含む本発明による方法が使用される。このインゴット、スラブまたはブルームは、電気炉中で原料の溶融、この後の脱炭を備えたAODまたはVOD型真空再溶融によって一般的に得られる。この後、底なしインゴット型内での連続鋳造によって、インゴットの形態で、またはスラブまたはブルームの形態で鋼種を注ぐことができる。特に、対向する圧延ロール間での連続鋳造によって、薄スラブの形態で鋼種を直接注ぐことを検討することもできる。インゴットまたはスラブまたはブルームの入手後に、1150から1280°Cの温度に達する再加熱を場合により行うが、スラブは連続鋳造から到着するため、鋳造熱で直接スラブに作用させることも可能である。鋼板の製造の場合には、次いで、スラブまたはインゴットを熱間圧延して、5から100mmの厚みを一般的に有するいわゆる四つ折判の板を得る。この段階で一般的に使用される減少率は、3から30の間で変化する。この鋼板は、次いで、900から1100°Cの温度で再加熱することによってこの段階で形成された析出物を溶解状態に戻す熱処理を受け、次いで冷却される。本発明による方法は、空気中での急冷による冷却を必要とし、この種の鋼種に使用される標準的な水による急速な冷却よりも達成が簡単である。しかし、必要な場合は、水中で冷却を行うこともできる。空気中でのこの遅い冷却は、特に、本発明による組成のニッケルおよびモリブデンの限定された含有量の結果可能となり、この使用特性に対し有害な金属間相の析出は、おこりにくい。この冷却は、特に、0.1から2.7°C/sの速度で行われ得る。この状態で四つ折判の板を供給することを望む場合には、熱間圧延の終わりに、四つ折判の板は、平らにされ、クリッピングされ、酸洗いされ得る。3から10mmの厚みを備えたホットストリップミル上でこの素地鋼を圧延することもできる。インゴットまたはブルームから長い製品を製造する場合には、1150から1280°Cの温度で、溝付きロールで、マルチケージ圧延スタンド上の1つ以上の熱源内で熱間圧延して、棒または圧延ワイヤまたはワイヤ棒コイルを得ることができる。スタートブルームと最終製品との断面比は、圧延製品の内部安定性を確実にするために、好ましくは、3より大きい。棒の作製後、棒は、単に空気中に置くことによって、圧延の終わりに冷却される。圧延ワイヤの作製後、この圧延ワイヤは、圧延装置の出口の水タンクのコイル内で急冷することによって、またはコンベア上に広げて、850°Cから1100°Cの温度の溶体化炉をコンベア上で通過した後に、水中で交互に急冷することによって冷却できる。構造の再結晶を達成し引張強度特性をわずかに低くすることを望む場合には、場合により、900°Cから1100°Cの炉内で、圧延熱源内で既に処理されたこれらの棒またはコイル上でさらなる熱処理を行うことができる。これらの棒またはこれらのワイヤコイルの冷却の終わりに、製品の最終用途に応じて、様々な熱間または冷間成形処理を行うことができる。このように、冷却の終わりに、棒の冷間延伸またはワイヤの延伸を行うことができる。熱間圧延棒を冷間プロフィルすることも、または棒をビレットに切断し、これらを鍛造した後に鋼片を製造することもできる。様々な溶解物が作製され、次いで、異なる直径および特性の棒に変換された。機械的特性引張特性Rp0.2およびRmは、規格NFEN10002-1によって決定された。衝撃強度kVは、規格NFEN10045によって異なる温度で決定された。旋削試験これら旋削試験は、キスラーフォースプレートを装備した、最大5800rpmで作動する28kW旋盤RAMORTN30で行われる。試験はすべて乾燥して行われた。使用された基準の先端は、二相ステンレス鋼に最適であると考えられる先端STELLRAMSP0819CNMG120408E-4Eである。これらの試験は、鋼種の機械加工性のレベルについて2つの特性値を決定することを可能にする:-m/minで表された旋削速度VB15/0.15VB15/0.15がより高いほど、機械加工性がより良好である。-チップ破損域ZFCZFCがより大きいほど、機械加工性がより良好である。1.VB15/0.15の決定試験は、効果的な機械加工の15分間、0.15mmの側面磨耗を発生する旋削速度を見出すことにある。試験は、被覆された炭化物の先端で規則的な旋削通過で行われる。設定されたパラメーターは次のとおりである:-通過深さap=1.5mm-供給f=0.25mm/回転これらの試験中、側面磨耗は、32倍の倍率で、カメラに結合された光学系によって測定される。この測定は、この区域の見かけの長さの比率として磨耗域の表面である。0.45mmより大きいVBの値の3倍である切欠きが現われる、または0.15mmの側面磨耗を得る前に先端の不具合が発生する場合には、VB15/0.15の値を見出すことができないと考えられる;次いで、0.45mmの側面磨耗も15分での先端の不具合もない最高速度を決定し、VB15/0.15がこの値より大きい結果として示す。本発明の文脈では、上記条件下で測定された220m/分未満のVB15/0.15の値が本発明に従わないと考えられる。2.ZFCの決定ZFCの値を決定する前に、最小切断速度Vcminを定める必要がある。2.1Vcminの評価VCminの決定は、増大した速度で旋削通過によって行われる。非常に低い切断速度Vc40m/分でスタートし、通過の経過中にVb15/0.15より大きな速度に規則的に上昇する。エネルギーKcの記録は、直接曲線Kc=fVcを進ませる。切断条件は次のとおりである:-通過深さap=1.5mm-供給f=0.25mm/回転-VB15/0.15の条件下で旋削通過によって破壊された工具得られた曲線は、大多数の場合の単調減少である。Vcminの値は、曲線の変曲に相当するものである。2.2ZFCの評価Vcminの120に等しい速度で、切断条件を変えて、一定速度で6秒の機械加工の試験を行う。このように、供給0.1mm/回転から0.05mm/回転の1ステップ当たり0.4mm/回転までおよび通過深さ0.5mmから0.5mmの1ステップ当たり4mmまでのテーブルを一掃する。f-apの56の組み合わせの各々について、得られたチップを退避させ、これらをC.O.M.旋削ISO3685の規格であらかじめ定められたチップ形態と比較する。ZFCは、チップが良好に破損されるfおよびapで条件を集めるテーブルの区域であり、満足な組み合わせの数を数えることによって定量化される。本発明の文脈では、上記条件下で測定された15未満のZFCの値は本発明に従わないと考えられる。腐食試験溶解または活性の臨界電流は、23°Cで2モル/Lで、硫酸媒体中でμA/cm2で付与されて決定された。ランダム電位測定が、最初に900秒間行われる;次に、動電位曲線が、-750mV/ECSから1V/ECSまで10mV/分の速度でプロットされる。このように得られた分極曲線上で、臨界電流は、不動態領域に先立って明らかにされたピークの極大電流に相当する。次の表は、試験された組成、および得られた製品についての結果および特性評価をまとめる。第一に、比較鋼種6から8および12は、連続鋳造ブルーム上に長手方向のくぼみの形成を示す一方、本発明による鋼種1から5は、くぼみがなく、このように、本発明による鋼種の良好な可鍛性を示した。さらに、本発明による試験の降伏強度限界は、450MPaよりかなり高く、例えば、比較鋼種9について観察されたものと異なる。20°C、同様に-46°Cでの大きな厚みの板および棒での衝撃強度値は、同様に満足であり、特に、例えば、比較鋼種6および7のものよりも良好である。さらに、本発明による鋼種はすべて、切断速度およびチップ破損域の両方の点で良好な機械加工性を示す。反対に、比較鋼種11と12と同様に比較鋼種6および7は、IU指数が負であり、満足な切断速度を示さず、一方、比較鋼種10は、指数が6.0より大きく、不十分なチップ破損域を有する。本発明による鋼種の一般的耐食性は、非常に満足であり、特に、比較鋼種8より良好である。このように、本発明による鋼種は、求められた特性、即ち、良好な可鍛性、アニールされた状態または溶解状態で400または450MPaより大きい降伏強度限界、大きな厚みの板および棒の良好な、好ましくは20°Cで100Jおよび-46°Cで20Jより大きい衝撃強度、高い一般的耐食性、および良好な機械加工性をすべて網羅する唯一のものであることが分かる。