JP2002509195A - 快削用マルテンサイト系ステンレス鋼 - Google Patents

快削用マルテンサイト系ステンレス鋼

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JP2002509195A JP2000540284A JP2000540284A JP2002509195A JP 2002509195 A JP2002509195 A JP 2002509195A JP 2000540284 A JP2000540284 A JP 2000540284A JP 2000540284 A JP2000540284 A JP 2000540284A JP 2002509195 A JP2002509195 A JP 2002509195A
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 フォームツール可削性、硬度機能及び耐食性を固有に組み合わせるようにバランスを取った組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼合金を提供する。 【解決手段】 重量％にて以下の組成物を有する耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼合金が開示される；炭素０．０６〜０．１０、マンガン最大０．５０、シリコン最大０．４０、燐最大０．０６０、硫黄０．１５〜０．５５、クロム１２．００〜１２．６０、ニッケル最大０．２５、モリブデン最大０．１０、銅最大０．５０、窒素最大０．０４、および残部は実質的に鉄である。この合金は、特に焼きなましされた状態で（最大１００ＨＲＢ）、フォームツール可削性、耐食性、および硬度機能のユニークな組み合わせを提供する。合金は少なくとも３５ＨＲＣに硬化されることができる。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【技術分野】
本発明はマルテンサイト系ステンレス鋼に関し、より具体的には、フォームツ
ール可削性、硬度機能及び耐食性を固有に組み合わせるようにバランスを取った
組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼合金に関する。
【０００２】
【背景技術】
Ａ．Ｉ．Ｓ．Ｉ．タイプ４１６の合金は、他の周知の等級のマルテンサイト系
ステンレス鋼と比較して高いレベルの可削性を提供する硬化可能マルテンサイト
系ステンレス鋼合金である。タイプ４１６合金のＡＳＴＭ、ＵＮＳ及びＡＭＳの
標準の組成は重要パーセントで次の組成表１の通りである。
【０００３】
【組成表１】
【０００４】 従来、基本のタイプ４１６合金に対して変性を施し、マンガンを正付加したり
テルル、アルミニウム及び銅を連結したりし、これによってその可削性を向上さ
せてきた。これらの元素はタイプ４１６ステンレス鋼の可削性にとってよい効果
を持つことは周知であるが、過度に多量に存在すると耐食性や処理性などの好ま
しい特性を劣化させることもまた知られている。処理性は、高温加工性と合金の
溶融の容易さに関連している。
【０００５】 加えて、このような元素を基本合金組成に包有すると、タイプ４１６合金に対
する業界容認の組成限度から外れた合金となる。タイプ４１６合金の現時点にお
ける顧客や潜在的な顧客はこのような変性された等級の製品を購入したがらない
が、その理由は、可削性以外のタイプ４１６合金の好ましい特性に対する組成的
変性の効果に対して懐疑的であるからである。
【０００６】 米国特許第３，４０１，０３５号は、タイプ４１６合金系の快削ステンレス鋼
に関連している。この特許は、合金中のクロム当量、従って鉄の分量をタイプ４
１６合金のドリル可削性が向上することを開示している。しかしながら、鉄がタ
イプ４１６合金などのマルテンサイト系ステンレス鋼中の過度に存在すると硬度
機能に対して逆効果があって、この鋼に対して一般的に指定される高いレベルの
硬度と強度が達成されなかったりする。
【０００７】 本特許は、本書に記載する「本発明の原理」は「デュプレックス微少構造又は
鉄無し微少構造を持つ鋼にも等しく応用可能である」ことを示している。しかし
ながら、このような合金の組成をどのようにしてバランスを取って、フォームツ
ールの可削性をかなり改善すべきかは論じられていない。
【０００８】 以上に鑑み、周知の等級と比較してフォームツール可削性が向上し、同時に、
これらの等級と少なくとも同じレベルの硬度機能を持つマルテンサイト系ステン
レス鋼合金に対する需要が存在する。
【０００９】
【発明の開示】
周知の等級のタイプ４１６ステンレス鋼合金に関連する欠点は、本発明による
合金によってかなりの程度まで解決される。本発明による合金は、可削性と硬度
機能を固有に組み合わせたマルテンサイト系ステンレス鋼である。この合金の重
量パーセントに表した広い組成と好ましい組成は実質的にほぼ次の組成表２の通
りである。
【００１０】
【組成表２】
【００１１】 この合金の残余物は実質的に鉄と一般的な不純物である。この合金はさらなる
特徴として、急冷直後の状態と焼きなまし直後の状態では鉄の含有量が非常に少
ない。この目的のために、合金中におけるシリコンとクロムの分量は周知の市販
の等級における場合よりもかなり低い。本発明による合金では、周知の等級のタ
イプ４１６合金と少なくとも同じ程度に良好な硬度機能を持つフォームツール可
削性がかなり改善される。
【００１２】 上の表は便利な要約として与えられたものであり、互いに組み合わせて用いら
れる本発明による合金の個別の元素の上限と下限を制限したり、互いにだけ組み
合わせて用いられる元素同士の範囲を制限する意図はない。したがって、１つ以
上の範囲を残余の元素の他の１つ以上の範囲と共に採用してもよい。加えて、あ
る１つの好ましい実施形態での元素の最小分量又は最大分量を別の好ましい実施
形態におけるその元素の最小分量又は最大分量と共に用いてもよい。
【００１３】 本出願書の全体にわたって、「パーセント」という用語又は「％」という記号
は、特に記載のない限り重量パーセントを意味する。
【００１４】
【発明を実施するための最良の形態】
本発明による合金は、それが約華氏１８２５度で３０分間熱処理されその後空
気冷却されたときに少なくとも約３５ＨＲＣの硬度機能を与えるような連結分量
の炭素及び窒素を含有する。所望の硬度を得るために、合金は少なくとも約０．
１０％の炭素プラス窒素を含有する。しかしながらこの合金中の過剰な炭素及び
窒素の存在は合金の可削性に悪影響を与える。
【００１５】 従って炭素及び窒素の混合量は０．１４％以下に制限される。個別的には、約
０．０６〜０．１０％の炭素、及び０．０４％までの微量の窒素がこの合金には
含まれる。合金中の窒素の量は、この範囲内で、選択される炭素の量によって決
まる。
【００１６】 本発明の合金中には、マンガンが少なくとも残留レベルで必ず存在する。合金
が所望のレベルの耐食性を確実に得るために、特にパッシベーション中の腐食作
用から実質的に免れるために、マンガンは約０．５０以下に抑えられる。
【００１７】 シリコンもまたこの合金中に、溶融・精製プロセス中に合金を還元するために
行われる付加から保持される量が必ず含まれる。しかしながらシリコンは鉄の形
成を促進するので、その使用は、その保持量が約０．４０％以下に、好ましくは
０．３５％以下になるように制限される。
【００１８】 クロムはこの合金の良好な耐食性を促進するので、少なくとも１２．０％のク
ロムがその中に含まれる。クロムはまたこの合金中の鉄の形成も促進する。従っ
てこの合金中に存在する鉄の量を制限するために、クロムは約１２．６０％以下
に、さらに好ましくは約１２．５０％以下に制限される。
【００１９】 硫黄は、用いられるマンガン及びクロムと結合して合金の可削性に寄与する硫
化物を形成するので、この合金中に含まれる。この点から、少なくとも０．１５
％、より好ましくは少なくとも約０．２０％、さらに好ましくは少なくとも約０
．３０％の硫黄がこの合金中に存在する。しかしながら過剰な硫黄は、合金の可
削性、耐食性及び延性等の機械的特性に悪影響を与える。
【００２０】 この理由によって合金中における硫黄は、約０．５５％以下に、さらに好まし
くは約０．５０％以下に制限される。この合金中には約０．３０〜０．４０％の
硫黄が含まれることが好ましい。
【００２１】 特定の目的のための溶融物への付加から保持される、又は合金の溶融中に用い
られる荷電物質を通して付随的な付加から保持される量の他の元素がこの合金中
に存在してもよい。しかしそのようの元素の量は、合金の可削性、耐食性及び硬
度機能が悪影響を受けることのないように制御される。
【００２２】 具体的には、この合金中のニッケル及び銅が制限される。なぜならば、これら
の元素が過剰に存在すると、単独であれ連結してであれ、過度に高い焼きなまし
硬度をもたらすからである。
【００２３】 その点で、ニッケルは約０．２５％以下に、好ましくは約０．２０％以下に制
限される。銅は約０．５０％以下に、好ましくは０．２５％以下に制限される。
モリブデンは、クロムと同様に合金中の鉄形成を助長するので、約０．１０％以
下に制限される。
【００２４】 セレニウムは、硫化物のシェイプコントロール元素としての可削性に対する有
益な効果のために、０．１％以下、しかし好ましくは０．０５％以下この合金中
に含まれる。この合金中に０．０１％以下のカルシウムを含むことによって、カ
ルシウム−アルミニウム珪酸の形成を促進し、それはカーバイド切削ツールによ
る合金の可削性を高める。合金の高温加工性に対する有益な効果のために、約０
．０００５〜０．０１％の少量であるが効果的なホウ素が合金中に含まれる。
【００２５】 同じ等級の市販マルテンサイトステンレス鋼に存在する通常の不純物を除けば
、合金のバランスは本質的に鉄である。そのような不純物の量は、可削性、耐食
性及び硬度機能の基本的特性が悪影響を受けないように制御される。
【００２６】 例えば燐は、合金の可削性に悪影響を与え、従って約０．０６０％以下、好ま
しくは約０．０３０％以下に制限される、この合金中の不純物と見なされる。約
０．１０％以下の非常に少量のコバルト及び０．０８％以下のバナジウムが、特
性の所望の連結に悪影響を与えることなく、この合金中に含まれ得る。さらに、
チタン及びジルコニウムのような元素は、約０．０２％、好ましくは約０．０１
％以下に制限されて、合金中のチタン−ジルコニウム浸炭窒化物の量を制御する
。
【００２７】 なぜならばそのような相はこの合金の可削性に悪影響を与えるからである。同
様にアルミニウムは約０．０２％以下に、好ましくは０．０１％以下に制限され
て、この合金の可削性に対してやはり悪影響を与える合金中の酸化アルミニウム
の量を制御する。
【００２８】 上述された重量パーセントの範囲内において、元素は、合金によって与えられ
る硬度機能又は耐食性に悪影響を与えることなく、合金中の鉄の量を制限するよ
うに、注意深くバランスを取られる。この合金によって与えられるフォームツー
ルの可削性は、鉄のパーセント量がタイプ４１６の合金の周知の等級に通常認め
られるレベルよりも著しく低いレベルに制限されている場合に実質的に改善され
るということが発明者によって発見された。
【００２９】 この目的を達するために、合金の組成は、合金中に存在するクロム及びシリコ
ン等の鉄形成元素の量がタイプ４１６合金の周知の市販の等級より極めて低くな
るようにバランスを取られる。合金中の鉄の量は鉄形成元素のパーセント量に直
接関係するので、相対的な鉄のレベルは、クロム当量の要因に基づいて確定する
ことができる。
【００３０】 適切なクロム当量は米国特許第３、４０１、０３５号において ％クロム当量＝％Ｃｒ＋％ＳＩ＋Ｉ，Ｓ＊％Ｍｏ＋１０＊％Ａｌ−％ＮＩ−％
Ｃｕ−３０（％Ｃ＋％Ｎ） として定義されている。本発明による合金中の％クロム当量は、前記の公式によ
って決定されるように、約９．５％以下、好ましくは約９．０％、さらに好まし
くは８．７５％以下である。
【００３１】 本発明の合金の溶融、鋳造、加工に特別な技法は必要としない。アーク溶融及
びそれに引続くアルゴン酸素脱炭（ＡＯＤ）は、合金の溶融及び精製に望ましい
方法である。しかしながら真空誘導溶融（ＶＩＭ）のような他の方法を用いるこ
ともできる。この合金は連続的鋳造プロセス中での使用に適しており、所望の場
合は粉末冶金法によって作ることができる。
【００３２】 本発明による合金は華氏２０００〜２３００度（摂氏１０９３〜１２６０度）
、好ましくは華氏２１００度〜２２５０度（摂氏１１４９〜１２３２度）の炉温
度から、必要に応じ中間還元後の再加熱を伴って、高温加工される。この合金は
、約華氏１８００〜１９００度（摂氏９８２〜１０３８度）でオーステナイト化
し、好ましくは焼入れ油中で急冷し、それから約華氏３００〜１４５０度（摂氏
１４９〜７８８度）の炉温度で、約２〜８時間、好ましくは約４時間、焼きもど
し又は焼きなましすることによって、硬化する。合金は、焼きもどし又は焼きな
まし温度から空気冷却されるのが望ましい。
【００３３】 この合金は、タイプ１４６ステンレス鋼のように、加熱処理されて様々な所望
の硬度、例えば１００ＨＲＢ最大、２６〜３２ＨＲＣ、又は３２〜３８ＨＲＣ等
の硬度に作られる。この合金によって与えられる改善された可削性は、焼きなま
し状態（１００ＨＲＢ最大）において、及び合金は中間レベルの硬度（２６〜３
２ＨＲＣ）に硬化したときに、最も良いと断定される。
【００３４】 本発明の合金は各種の使用目的に適合する様々な形状に形成されて、従来の慣
行を用いるビレット、バー、ロッド、ワイヤ、ストリップ、プレート又はシート
に役立つ。好ましい手段は、ビレットをバー、ワイヤ又はストリップに熱間圧延
した後に、引き続き合金をビレットの形態に鋳造する。そしてその形態から有用
な部品に容易に加工することが可能となる。
【００３５】
【加工の例】
本合金によって得られる特性の固有の連結を示すために、表１の重量％を持つ
その例が示されている。比較のために、本発明の範囲外の組成を持ち市販の等級
のタイプ４１６合金に典型的なヒートＡ及びＢが用意されており、その重量％組
成もまた表１に示される。
【００３６】
【表１】
【００３７】 例１、ヒートＡ及びヒートＢは市販サイズのヒートとして用意され、ＡＯＤプ
ロセスを用いて溶融、精製される。例１の最大急冷硬度３８ＨＲＣは、華氏１８
２５度（摂氏９９６．１度）で３０分間加熱されそして空気冷却された鋳造され
たままの材料のサンプルから決定される。ヒートＡ及びＢの最大急冷硬度３８Ｈ
ＲＣ及び３７．５ＨＲＣはそれぞれ合金の組成に基づく数学モデルから決定され
る。
【００３８】 ３つのヒートはそれぞれ連続的な鋳造機に鋳造されて、１０インチ×８インチ
（２５．４ｃｍ×２０．３２ｃｍ）のビレットが形成される。例１及びヒートＡ
のビレットは幾つかの異なる部分に再分割される。各部分は、２つの合金の可削
性が１つ以上のサイズ及び１つ以上の硬度で検査できるように、別々に処理され
る。
【００３９】 さらに具体的には、例１のビレットの部分とヒートＡのビレットの部分は、炉
温度華氏２２５０度（摂氏１２３２．２度）から熱間圧延されて、０．６８７５
インチ（１．７５ｃｍ）の円形バーが作られる。バーは、８時間にわたり７００
℃で一括焼きなましされてそれから空気冷却される。
【００４０】 各ヒートから焼きなましされたバーは、その後真っ直ぐにされて適当な長さに
切断され、それから０．６２５インチ（１．６ｃｍ）の直径に旋削、研磨される
。そのプロセス、すなわちプロセスＡ１は、１００ＨＲＢ（条件Ａ）以下の焼き
なまし硬度を得ることを目的とする。
【００４１】 連続して鋳造されるヒートＢのビレットは、直径０．６５５インチ（１．６７
ｃｍ）に熱間圧延される。熱間圧延された材料は８時間にわたり７８０℃で焼き
なましされ、それから空気冷却される。焼きなましされたバーはそれから適当な
長さに切断され、真っ直ぐにされて、直径０．６２５インチ（１．６ｃｍ）に旋
削、研磨される。
【００４２】 例１のヒートの第２部分は、８時間にわたり７８０℃で焼きなましされた後空
気冷却されることを除けば、前記と同様に処理されて０．６２５インチ（１．６
ｃｍ）の円柱形バーに形成される。７８０℃の焼きなましプロセス、すなわちプ
ロセスＡ２は、１００ＨＲＢ以下の焼きなまし硬度を得ることを目的とする。
【００４３】 例１の連続鋳造ビレットの別の部分及びヒートＡの連続鋳造ビレットは、華氏
２２２５０度（摂氏１２３２．２度）の炉温度から熱間圧延されて、直径０．７
２１２インチ（１．９８ｃｍ）の円柱バーが得られる。バーは８時間にわたり６
８０℃〜７００℃で一括焼きなましされそれから空気冷却される。各ヒートから
の焼きなましバーは、直径０．７５１２インチ（１．９１ｃｍ）にシェービング
され、３０分にわたり１０００℃のオーステナイト化温度で加熱され、それから
焼入れ油の中で急冷される。
【００４４】 急冷されたままのバーはそれから４時間にわたり５６０℃の温度で焼きもどし
されて、空気冷却される。焼きもどしされたままのバーは直径０．６３２インチ
（１．６１ｃｍ）に冷間引抜きされ、真っ直ぐにされて適当な長さに切断され、
それから直径０．６２５インチ（１．６ｃｍ）に研磨される。Ｔ１とされるこの
プロセスは約２６〜３２ＨＲＣ（条件Ｔ）のロックウェル硬度を得ることを目的
とする。
【００４５】 例１の連続鋳造ビレットの他の部分及びヒートＡの連続鋳造ビレットの他の部
分は、華氏２２５０度（摂氏１２３２．２度）の炉温度から直径１．０６２５イ
ンチ（２．７ｃｍ）の円柱バーに熱間圧延され、それから炉内冷却される。各ヒ
ートからのバーは１時間にわたり１０００℃のオーステナイト化温度で加熱され
それから焼入れ油中で急冷される。急冷されたままのバーはそれから４時間にわ
たり５５０℃で焼きもどしされて空気冷却される。
【００４６】 焼きもどしされたままのバーは真っ直ぐにされ、直径１．０１７インチに旋削
され、再び真っ直ぐにされ、そして直径１．０００インチ（２．５４ｃｍ）に研
磨される。Ｔ２とされるこのプロセスは約２６〜３２ＨＲＣのロックウェル硬度
を得ることを目的とする。
【００４７】 例１のさらに別の部分及びヒートＡのビレットは、華氏２２５０度（摂氏１２
３２．２度）の炉温度から直径０．６８７５インチ（１．７５ｃｍ）に熱間圧延
され、それから炉内冷却される。各ヒートからのバーは１時間にわたり１０００
℃のオーステナイト化温度で加熱され、それから焼入れ油中で急冷される。急冷
されたままのバーはそれから１時間にわたり５１０℃の温度で焼きもどしされて
、空気中で冷却される。
【００４８】 しかしながら焼きもどし硬度は所望の範囲よりも高いので、バーは４時間にわ
たり５２０℃で再焼きもどしされ、それから空気冷却される。焼きもどしされた
ままのバーは直径０．６３７インチ（１．６２ｃｍ）に旋削され、真っ直ぐにさ
れ、そして直径０．６２５インチ（１．６ｃｍ）に研磨される。Ｈ１とされるこ
のプロセスは、約３２〜３８ＨＲＣ（条件Ｈ）のロックウェル硬度を得ることを
目的とする。
【００４９】 処理されたままのバーの硬度は、中央において、中間半径部、及び端部近傍に
おいて、測定される。硬度検査の結果を平均断面硬度として表２に示す。
【００５０】
【表２】
【００５１】 この検査の可削性試験の結果及び自動旋盤上の各組成物からの試料を表３に示
す。この検査は、合金のフォームツール可削性をフォームカッティングツールの
寿命によって測定されたものとして示すことを目的とする。
【００５２】 ３重の可削性検査がＡＳＴＭ標準検査手順Ｅ６１８に基づく手順を用いて、０
．６２５インチ（１．６ｃｍ）及び１．０００インチ（２．５４ｃｍ）のバーか
らの試料に対して行われた。０．００２ｉｐｒ（０．００５１ｍｍ／回転）のラ
フフォームツールの送り、及び濃度５％の水性切削エマルジョンが用いられた。
【００５３】 毎分３４３表面フィート（ＳＦＰＭ）（１０４．５ｍ／分）の加工速度が、条
件Ａに加熱処理された試料に用いられた。条件Ｔに加熱処理された試料について
は、２５７ＳＦＰＭ（７８．３ｍ／分）の加工速度が０．６２５インチ（１．６
ｃｍ）のバーから取られた試料に用いられ、２５６ＳＦＰＭ（７８．０ｍ／分）
の加工速度が１．０００インチ（２．５４ｃｍ）のバーから取られた試料に用い
られた。２０６ＳＦＰＭ（６２．８ｍ／分）の加工速度が、条件Ｈに加熱処理さ
れた試料に用いられた。
【００５４】 その結果は、表中に別な指示が無い限り、加工された部品のラフフォームされ
た直径が０．００３インチ（０．０７ｍｍ）に成長する前に加工された部品（加
工部品）の数として記録される。表３Ａ〜３Ｄに記録されている結果は標準のフ
ォームツールを用いて得られたものである。
【００５５】
【表３Ａ】
【００５６】
【表３Ｂ】
【００５７】
【表３Ｃ】
【００５８】
【表３Ｄ】
【００５９】 表４Ａから４Ｃに記録されている結果は標準のフォームツールの代りにフォー
ムツールインサートを用いて得られた。
【００６０】
【表４Ａ】
【００６１】
【表４Ｂ】
【００６２】
【表４Ｃ】
【００６３】 腐食試験用の円錐形試料が、例１及びヒートＡの直径０．６２５インチ（１．
６ｃｍ）のバーから用意された。円錐形試料は角度６０°の頂点を持ち、６００
グリットでポリッシュ仕上げされた。いくつかの円錐形試料からの３重のセット
は、華氏１６０〜１８０度（摂氏７１〜８２度）で３０分間、５重量％の水酸化
ナトリウム溶液に浸漬することによりパッシベートされて、それから水ですすぎ
洗いされる。
【００６４】 それから円錐形試料は、華氏１２０〜１４０度（摂氏４９〜６０度）で３０分
間、二クロム酸ナトリウムを含む２０体積％の硝酸（ＨＮＯ３）溶液に浸漬され
、それから再び水ですすぎ洗いされた。最後に円錐形試料は、華氏１６０〜１８
０度（摂氏７１〜８２度）で３０分間、５重量％の水酸化ナトリウム溶液に再び
浸漬され、それから水ですすぎ洗いされた。残りの円錐形試料はパッシベートさ
れなかった。
【００６５】 全ての試料は、華氏９５度（摂氏３５度）で２００時間にわたり、９５％の相
対湿度を有する管理された環境下に置かれ、そして腐食の有無について検査され
た。
【００６６】 下の表５Ａには、用いられた熱処理プロセス（プロセス）と各セットからの試
料が受けた腐食の程度の定性的な評価（検査結果）とを含む、各ヒートのパッシ
ベートされた円錐試料の腐食検査の結果を示す。表５Ｂにはパッシベートされな
かった試料の結果を示す。
【００６７】
【表５Ａ】
【００６８】
【表５Ｂ】
【００６９】 表３Ａから４Ｃに提示されたデータは、本合金の例１が、焼きなまし状態での
ヒートＡ及びＢについて、及び中間硬化状態（２６〜３２ＨＲＣ）でのヒートＡ
について、優れたフォームツール可削性を与えるということを示している。
【００７０】 上記のように例１は周知の硬化熱処理及び急冷を用いて急冷したままの硬度３
８ＨＲＣを与えるので、可削性におけるこの著しい向上は硬度機能を犠牲にする
ことなしに達成される。さらに表５Ａ及び５Ｂのデータは、例１がヒートＡと基
本的に同じ耐食性を持つことを示している。従って本合金によって与えられるフ
ォームツール可削性における向上は、耐食性を犠牲にすることなしに達成される
。
【００７１】 用いられた用語及び表現は説明のための用語として用いられたのであって限定
的な用語として用いられたものではない。そのような用語及び表現を用いること
によって、図示され説明された特徴又はその部分のいかなる同等物をも排除する
意図は無い。しかしながら，クレームによって主張される本発明の態様の範囲内
で、様々な変更例が可能であることが理解されよう。

Claims (5)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 フォームツール可削性、硬度機能及び耐食性を固有に組み合
    わせたマルテンサイト系ステンレス鋼合金において、前記合金が重量パーセント
    で実質的にほぼ 重量％ 炭素 0.06-0.10 マンガン 最大0.50 シリコン 最大0.40 燐 最大0.060 硫黄 0.15-0.55 クロム 12.00-12.60 ニッケル 最大0.25 モリブデン 最大0.10 銅 最大0.50 窒素 最大0.04 という組成を有し、バランスが実質的に鉄である、マルテンサイト系ステンレス
    鋼合金。
  2. 【請求項２】 約０．３５％以下のシリコンを含有する、請求項１に記載の
    合金。
  3. 【請求項３】 約０．２０％以下のニッケルを含有する、請求項１に記載の
    合金。
  4. 【請求項４】 約１２．５０％以下のクロムを含有する、請求項１に記載の
    合金。
  5. 【請求項５】 フォームツール可削性、硬度機能及び耐食性を固有に組み合
    わせたマルテンサイト系ステンレス鋼合金において、前記合金が重量パーセント
    で実質的にほぼ 重量％ 炭素 0.06-0.10 マンガン 最大0.50 シリコン 最大0.35 燐 最大0.060 硫黄 0.15-0.50 クロム 12.00-12.50 ニッケル 最大0.20 モリブデン 最大0.10 銅 最大0.50 窒素 最大0.04 という組成を有し、バランスが実質的に鉄であるマルテンサイト系ステンレス合
    金。
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