JPH01168848A

JPH01168848A - 自動車部品用広域快削鋼

Info

Publication number: JPH01168848A
Application number: JP32783487A
Authority: JP
Inventors: Toru Karasutani; 烏谷　徹; Kazuichi Tsubota; 坪田　一一; Kaneaki Hamada; 濱田　兼彰
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 1987-12-23
Filing date: 1987-12-23
Publication date: 1989-07-04
Also published as: JPH0445574B2

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は自動車部品のクランクシャフト、ギヤー、ビン
類などに使用する広範囲の切削速度域で快削性を有し、
しかも、機械的性質などの特性が良好なことを特徴とす
る広域快削鋼およびその製造方法に間する。

（従来技術とその問題点）わが国では、自動車部品にＳもしくはＰｂを添加した快
削鋼を大量に使用している。これらの鋼はハイス工具を
用いる低速切削では優れた被削性を示すが、超硬合金工
具による高速切削では十分な快削性が得られない。

それゆえ、業界では、ハイスと超硬合金工具とを用いる
広い範囲の切削条件でも十分な被削性が得られる広域快
削鋼の開発を進め、Ｓ添加とＣａ脱酸とを組み合わせる
提案がなされている。　（例えば、特公昭５１−６０８
８．昭５１−３０８４５．昭５４−３１２６゜昭５４−
１６４４５参照）　しかしながら、これらの広域快削鋼
は基本鋼に比し、機械的性質の劣化、特に靭性、冷間加
工性、打力の異方性などの低下が大きく、使用が制限さ
れてきた。そこで、不純物量を規制し、例えば、Ｓ量を
０．０１０％以下とし、Ｏ量を１００ｐｐｍ以下とした
り（特公昭６ｌ−１００２７）　Ｏ量をさらに低値の２
５〜４０ｐｐｍに規制することも行われているが、　（
特公昭６ｌ−１６３３７）需要家から要求される広域で
の被削性と打力とを同時に満足させることが極めて困難
な状況にある。一方、基本鋼の側からみると、真空脱ガ
ス、取鍋精錬技術が普及し、高純度鋼（低Ｐ、Ｓ、０．
Ｃｕ、Ｓｎ、Ｐｂ材料をさす）の製造が可能となったが
、これらの鋼において切削加工が困難となる問題が発生
し、切削加工条件の高速化のニーズとあいまって、機械
的性質の良好な新しい広域快削鋼の出現が望まれている
。

（発明の目的）本発明は前述の従来技術の問題点を解決するためになさ
れたものであって、機械的性質は一般の真空脱ガスした
基本鋼とほぼ同等であり、特に靭性の良い、新規な広域
快削鋼を提供することを目的とするものである。

（発明の構成）かかる目的達成のため、本発明者らはＣａ−５２元系快
削鋼について高純度化（低Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎ化）と低酸素
化による介在物の形態、量のコントロールの組み合わせ
を検討し、６０　ｔｏｎ塩基性電気炉での溶製実験によ
り改良研究を重ねた結果、鋼中の不純物元素であるＰを
０．０２０％以下、Ｃｕを０．１５％以下、Ｓｎを０．
０２０％以下に規制し、さらにＡｌｏ、００５〜０．０
１５％、Ｃａ　１５〜６０　ｐｐｍとした鋼においてＯ
量を一般脱ガス鋼と同等、もしくはそれ以下の５〜１５
ｐｐａ＋とすれば高純度化により靭性が改善され、また
、鋼質に有害な影響をおよぼす酸化物系介在物は著しく
少なくなり、微細化して、後から大量に析出する硫化物
系介在物中に核としてとりこまれるため、酸化物系介在
物の９０％以上が硫化物系介在物中に完全にくるみこま
れた形で存在するようにコントロールできることがわか
った。また硫化物系介在物を形成しているＭｎＳの一部
もＣａＳに置換されることにより熱間加工で変形し難く
なるため、機械的性質の向上、打力の異方性の改善が行
われることを見い出した。また、被削性そのものはＳを
０．０３０〜０．０６０％、Ｃａ１ｉ：１５〜６０ｐｐ
ｍ、　　Ａｌを０．００５〜０．０１５％とすれば、基
本鋼より著しく向上することを見い出し、この効果はと
くに炭素鋼、合金鋼において顕著であることから本発明
をなしたものである。

本願における第一の発明はＣ０．１０〜０．７０％、Ｓ
ｉ０．３５％以下、Ｍｎ　０．３０〜１．７０％、Ｐ　
０．０２０％以下、Ｓ　０．０３０〜０．０６０％、Ｃ
ｕ　０．１５％以下、Ｓｎ　０．０２０％以下、Ａｌ　
０．００５〜０．０１５％、Ｃａ　１５〜６０ｐｐｍ、
　　０５〜１５ρ四残部は鉄および不可避不純物からな
り、酸化物系介在物の９０％以上が硫化物系介在物にく
るみこまれたＭｌｌｌを有する、広範囲の切削速度域で
被削性が改善され、機械的性質が良好なことを特徴とす
る広域快削炭素鋼である。　この鋼はＳを〜０．０６０
％まで添加し、Ｐ、Ｃｕ、Ｓｎの不純物元素量を規制し
、０量を極低値としたため、酸化物系介在物量は著しく
少なくなり、しかもその大きさが細かくなるので、後か
ら大量に析出してくる硫化物系介在物の核として働く、
それゆえ、酸化物系介在物の９０％以上を硫化物系介在
物中に完全にくるみこむようにコントロールできる。ま
た、硫化物系介在物を形成しているＭｎＳの一部はＣａ
の効率的な添加によってＣａＳに置換されて、熱間加工
で変形し難くなるため、機械的性質は一般の真空脱ガス
した基本鋼と同等以上の水準となる。また、Ａｌ量を規
制してアルミナの生成を阻止し、ＣａとＳとの複合添°
加栢テっているため、ハイス、超硬合金工具、いずれの
切削でも基本鋼に比し、優れた被削性が得られる。それ
ゆえ、自動車部品のクランクシャフト、ギヤー、ピン類
などの加工材料として最適である。

本願における第二の発明は第一の発明の鋼にＮｉ５％以
下、Ｃｒ　１．５０％以下、Ｍｏ　０．５％以下の合金
元素を添加し、さらに、Ｔｉ　０．５０％以下、Ｎｂ　
　０．１％以下、Ｖｏ、１％以下、Ｚｒ　　０．１％以
下の１種もしくは２種以上の結晶粒微細化元素を含有さ
せ、機械的性質、浸炭・焼入れ焼もどしなどの熱処理特
性の一層の孕善、向上を計った広域快削合金鋼であり、
基本鋼と同等以上の打力特性と基本鋼より優れたハイス
、超硬合金工具寿命を有するため、自動車部品のギヤー
用材料として最適である。

本願における第三の発明は、塩基性電気炉により溶製し
、Ｃ，Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、
Ａｌなどの合金元素を本発明の第一の発明鋼、または第
二の発明鋼の成分範囲にほぼ調整してＲＨ脱ガスした溶
鋼にＣａ−５量合金ワイヤーを添加し、ついで不活性ガ
スを導入して溶鋼を強制的に撹拌することを特徴とする
前記第一、または第二の発明鋼の製造方法である。

本発明の製造方法を塩基性電気炉による溶製とＲ）（脱
ガスとの組み合せに限定したのは、溶鋼温度、スラ・ン
グ量、組成を精密にコントロールしながら高純度（低Ｐ
、Ｃｕ、Ｓｎ）の溶鋼を脱ガス容器内で環流させて、十
分な脱酸が行えるからである。

他の溶製炉と脱ガス方法の組み合わせ（例えば、転炉→
ＬＦ炉・酸性電気炉ととりべ脱ガス・ＤＨ脱ガスの組み
合わせなど）を採用すると、Ａｌ量０．００５〜０．０
１５％の範囲で０量を５〜１５ｐｐ＋ａの極低値とし、
しかも酸化物系介在物を微細に析出させることはきわめ
てむつかしい。

また、ＲＨ脱ガス後にＣａ−５量合金ワイヤーを添加し
、ついで不活性ガスを導入して溶鋼を強制的に撹拌する
のは、他の添加方法（例えば、とりべ内えのＣａ−５量
合金塊の投入添加、押し込み添加など）ではＣａの添加
効率（歩留り）が悪く、しかも添加時の湯面の吹き上が
りによる溶鋼の再酸化（酸素量の上昇）が避けられない
からである。

Ｃａ−５＋合金ワイヤーをとりべ底部にむけて垂直に押
し込みながら添加すると（添加速度〜５ｍ／ａ＋ｉｎ）
溶鋼表面の動きはほとんどなく、溶鋼の再酸化はほとん
ど起こらない。さらに、とりへ底部のポーラスプラグよ
り窒素ガスを数分間導入することにより空気酸化を防止
しなからＣａ添加成分の均一化をはかるとともに、また
、溶鋼中の大形酸化物系介在物の急速な浮上分離ができ
る。

こうすることで、Ａ１量ｏ、ｏｏｓ〜０．０１５％の範
囲でＣａを量１５〜６０ｐｐｍとし、ｏｉｉを５〜１５
ｐｐｍの極低値にできるため、酸化物系介在物は著しく
減少し、細かくなり、硫化物系介在物の核としてその中
に取り込まれ、硫化物系介在物も、ＭｎＳの一部がＣａ
Ｓに置換される。それゆえ、酸化物系介在物の９０％以
上を硫化物系介在物中に完全にくるみこませることがで
きる。

このような製造方法によると、良好な機械的性質と優れ
た広域快削性を有する自動車部品用鋼が得られる。

（作　用）次に、本発明鋼の成分範囲を前述のごとく限定した理由
を以下に述べる。なお、とくにことわりがない限り、本
明細書において［％］は重量％である。

Ｃ（炭素）自動車部品のクランクシャフト、各種ギヤー、ピン類に
は焼入焼もどし、あるいは焼ならした炭素鋼、および浸
炭、浸炭窒化した合金鋼が用いられている。

浸炭鋼のコアーカタサは最低でもＨＲＣ２５以上必要な
ので、Ｃ量の下限は０．１０％とする。一方、焼入焼も
どし用銅の実用的なＣ量の上限は０．７％であることか
ら、本発明鋼のＣ量については上限を０．７０％とする
。

Ｓｉ（ケイ素）鋼中のＳｉは固溶強化および焼もどし軟化抵抗性の向上
に有効であり、焼入性、打力を向上せしめるが、フェラ
イトを硬化して被削性を阻害するため、上限を０．３５
％とする。

Ｍｎ、（マンガン）鋼中のマンガンは焼入性の調整に大きな役割を有し、と
くに炭素鋼の焼入性の向上には廉価なこともあって好ん
で用いられている。焼入性の調整には２％までで十分で
あり、これ以上必要な場合はＣ「やＮｉなどで調整する
ことが好ましい。よって、Ｍｎの上限を１．７％とする
。一方、０．３０％以下にすると焼入性の確保のため他
の元素を必要とするので０．３％を下限とする。

Ｐ　（リン）鋼中のＰは靭性を減じ、有害な元素である。Ｐｆｆｉは
できる限り低い方が望ましい。Ｐ量低減による靭性改善
効果はｓｔを０．０３０〜０．０６０％とし、Ａｌ、Ｃ
ａ、０量を規制すると帆０２０％から顕著となるため、
経済性をも考慮して上限を０．０２０％とする。

Ｓ　（イオウ）鋼中のＳは主としてＭｎＳ系硫化物の形で存在し、。

鋼の被削性を向上させるが靭性を低下させる。それゆえ
、Ｓ添加による靭性の低下をＰ、Ｃｕ、Ｓｎ量の低減に
よってカバーするとともに、Ｃａを添加してＡ１．０量
を規制することにより、有害な酸化物系介在物を著しく
減少微細化させ、後から大量に析出してくる硫化物系介
在物中に核として取り込ませる。

そうすると、鋼中の酸化物系介在物の９０％以上が硫化
物系介在物中にほぼ完全にくるみこまれる組織となり、
またＣａ添加によってＭｎＳ系硫化物の一部がＣａＳに
置換され、熱間加工で変形し難くなるため機械的性質が
向上し、同時に被削性もさらに改善される。Ｓ量が０．
０６０％を越えると前記した機械的性質の改善効果は小
さくなるので上限を０．０６０％とする。

一方、５ｊ１が０．０３０％以下となると、ハイス工具
寿命改善効果が少なくなり、また、前記した硫化物系介
在物が酸化物系介在物をくるみこむ効果が小さくなるた
め下限を０．０３０％とする。

Ｃｕ　（銅）鋼中のＣｕはＰと同様に靭性を減じ、熱間加工性を　′
低下させる有害な元素であり、Ｃｕ量はできる限り低値
とする必要がある。しかしながら、電気炉精錬では除去
が困難で溶解材料を厳選するしかない。

それゆえ、経済性を考慮し上限を０゜１５％とする。

Ｓｎ（スズ）鋼中のＳｎはＰと同様に靭性を減じ、有害な元素である
。Ｓｎ量はできる限り低値とすべきである。

溶鋼の真空脱ガス処理と溶解材料の厳選によフて０．０
２０％までの低減は十分可能である。経済性をも考慮し
て上限を０．０２０％とする。

Ａｌ（アルミニウム）鋼中のＡｌは酸素レベルの調節、結晶粒度の調整に効果
的に作用する。しかしながら、鋼中に生成してくるアル
ミナが超硬合金工具による高速切削性を阻害するため、
Ａｌ量はできる限り低値とする必要がある。０量が５〜
１５ｐｐｍ、Ｃａ１５〜６０ｐｐｍにてＡｌ量が０．０
１５％を越えると、前記した高速切削性の改善効果が小
さくなるので、上限を帆０１５％とする。

また、Ａｌｆｆ１が　０．００５％以下になると、０量
を１５ｐｐｍ以下に保持することが困難になるので下限
を０．００５％とする。

Ｃａ（カルシウム）鋼中のＣａは主としてＣａＯもしくはＣａＳの形で存在
し他の酸化物／硫化物と容易に複合化合物を形成する。

これらの複合化合物が高速切削時、超硬合金工具面に保
護層を形成して工具寿命を従来鋼の数倍まで延長するこ
とが知られている。この効果は０量を５〜１５ｐｐｍ、
Ａｌ量を０．００５〜０．０１５％とすると１５ｐｐｍ
から顕著となるので下限を１５ｐｐｍとした。また６０
ｐｐｍを越えると前記した効果は飽和するため上限を６
０ｐｐｏ＋とする。

０（酸素）鋼中のＯは酸化物系介在物の形で存在し、鋼の機械的性
質に有害であり、できる限り低値とする必要がある。Ａ
ｌ　０．０１５％にてＣａを５〜１５ｐｐｍとする時、
低減可能なＯＩｋは５ｐｐｍである。それゆえ、０量の
下限は５ｐｐｍとする。一方、Ｏｊｌが１５ｐｐｍを越
えると機械的性質の改善効果がほとんどなくなるので上
限を１５ｐｐｍとする。

Ｎｉにッケル）鋼にニッケルを添加する目的は必要な焼入性をあたえ、
焼入焼きもどし後に機械的性質を向上させるためである
。本発明鋼で焼入性、機械的性質を必要とする場合にＮ
ｉを大量に添加する。一方、Ｎｉ量が多くなると残留オ
ーステナイトが過剰となって表面カタサが低下し、自動
車部品に必要な規格カタサを満たすことが困難となる。

それゆえ、上限は５％とする。

Ｃｒ（クロム）鋼にＣ「を添加する目的は必要な焼入性をあたえ、浸炭
などの熱処理作業を容易にするためである。

しかし、１．５０％を越えると複炭化物が生成し浸炭が
困難になるので上限を１．５０％とする。

Ｍｏ（モリブデン）鋼にＭｏを添加する目的は必要な焼入性をあたえ、機械
的性質を改善することにある。しかし、添加量が多くな
るとその効果が小さくなる。また、Ｍ。

は高価なため単独添加より複合添加が好ましい。

それゆえ、上限を０．５％とする。

Ｔｉ（チタン）Ｔｉは鋼中の炭素、窒素などと結びつき、細かい析出物
となって結晶粒を微細化し、機械的性質を改善する。添
加効果と経済性の面から上限を０．５％とする。

Ｎｂにオブ）ＮｂはＴｉと同じく結晶粒を微細化し常温、高温におけ
る強さを増加する。添加効果はＴｉより大きいため、経
済性を考慮し、上限を０．１％とする。

■（バナジウム） ■は鋼中に溶けこみフェライトを強化するとともに結晶
粒を微細化し、その成長を抑制して合金元素の特性を高
める。添加効果と経済性の面から上限を０．１％とする
。

Ｚｒ（ジルコニウム）ＺｒはＴｉ、Ｎｂと同様に結晶粒を微細化し、機械的性
質を改善する。添加効果と経済性の面から上限を０．１
％とする。

（実施例）つぎに、実施例によって本発明をさらに説明する。基本
鋼種には５５３Ｃ，５３５Ｃ，ＳＭｎ４４３，５ＡＥ２
３３０，５Ｃｒ４２０．５Ｃｒ４４０，５ＡＥ４０６３
，５ＮＣ６３１，５ＡＥ４６２０．ＳＣＭ４２０゜ＳＮ
ＣＭ４２０．ＳＮＣＭ８１５の１２鋼種を採用した。試
験した本発明１１（Ｎｏ、Ａ］〜Ａ２０，８ｌ−８２）
および比較鋼（ＮＯ０旧〜Ｈ１４）合計３６ヒートの化
学成分を表１に示す。

Ｎｏ、Ａｌ−Ａ２０の本発明鋼は６０ｔｏｎ塩基性電気
炉で溶製し、　Ｃ，Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｌなどの合金元素を調整し、はぼ完全に
スラップを取り除いた溶鋼を高アルミナ質レンガをライ
ニングしたとりべに出鋼し、ついで１２〜１５分間、Ｒ
Ｈ方式による真空脱ガス処理を行い、（到達真空度０．
１ｔｏｒｒ）、ついでとりべ上部を耐火物でライニング
した蓋でシールし、蓋にとりつけたガイドを介して直径
約９１１ＩＩＴｌのＣａ−５ｌ合金ワイヤーをとりべ底
部に垂直に押し込んでＣａ添加を行った。（添加速度〜
５ｍ／５ｅｃ）ワイヤー添加後、直ちにとりべ底部にと
りつけたポーラスプラグより〜４ｋｇ／ｍｍ２の圧力で
窒素ガスを溶鋼中に２分間導入して溶鋼を強制的に撹拌
した後、さらに窒素ガス保護雰囲気下で２．６ｔｏｎ鋼
塊に下注ぎした。

前記したＣａ−５ｌ合金ワイヤー添加と窒素ガスによる
溶鋼撹拌によフてＣａの添加歩留２０〜５０％かえられ
る。

Ｎｏ、８１〜Ｂ２の本発明鋼は９０ｔｏｎ塩基性電気炉
て溶解し、とりへ精錬炉（ＬＦ炉）に出鋼後、前記とり
べ精錬炉でＣ，Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ　、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ
ｕ、Ｓｎ、Ａｌなどの合金元素を調整した後、約１２分
間ＲＨ方式による真空脱ガス処理を行い（到達真空度０
．１ｔｏｒｒ）、ついで、とりべ上部を耐火物でライニ
ングした蓋でシールし、蓋に取り付けたガイドを介して
直径約１０ｍｍのＣａ−Ｓｉ合金ワイヤーをとりべ底部
に垂直に押し込んでＣａ添加を行った。

ワイヤー添加終了時、直ちにとりべ底部のポーラスプラ
グより窒素ガスを〜６ｋｇ／關２の圧力で約２分間導入
し溶鋼を強制的に撹拌した後、ブルーム（断面寸法３７
０Ｘ　４７０ｍｍ）に連続鋳造した。

Ｎｏ、Ｈｌ−８１４の比較鋼は６０ｔｏｎ塩基性電気炉
で溶解し、Ｃ，Ｓｉ　、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、旧、Ｃｒ、Ｍｏ
、Ｃｕ、などの合金元素を調整した溶鋼をとりへに出鋼
し、ついで、約１５分間ＲＨ方式による真空脱ガス処理
を行い、２．６ｔｏｎ鋼塊に下注ぎした。

得られた本発明の鋼塊、ブルームおよび比較鋼の鋼塊は
丸７０ｍｍに圧延し、焼ならし処理後各種の調査に供し
た。

まず、丸７０ｍｎ＋圧延材の非金属介在物の清浄度をＪ
ＩＳ　ＧＯ５５５に定められている点算法により測定し
た。また、ミクロ被検面について酸化物系介在物の存在
形態を調査し、２０個の酸化物系介在物が硫化物系介在
物と複合する比率（くるみこまれる比率）を百分率で比
較した。得られた結果を表１の右端ランに示す。

本発明鋼（Ｎｏ、Ａ１〜Ａ２０，８１．Ｂ２）は比較鋼
（Ｎｏ。

Ｈｌ−８１４）に比し、酸化物系介在物の量が少なく、
しかも、酸化物系介在物の９０％以上が硫化物系介在物
にくるみこまれていることがわかる。

ついで、表２に本発明鋼と比較鋼の引張強さ、伸び、紋
り値、衝撃値、および小野式回転曲げ疲労試験結果を示
した。

本発明鋼では、伸び、紋り値、衝撃値、疲労強度、疲労
比共に比較鋼より向上することがわかる。

とくに、中炭素鋼（５５３ＣＵＳ１）において疲労強度
の改善度が大きい。

本発明鋼が比較鋼より良好な機械的性質を示す理由は十
分に明らかではないが、鋼中の不純物元素（Ｐ、Ｃｕ、
Ｓｎ）を極低値とし、さらに、Ａｌ、Ｃａ、０量をコン
トロールすることにより有害な酸化物系介在物のほとん
どを硫化物系介在物にくるみこんだためと考えられる。

表３にはドリル穿孔試験、ハイス工具による切削試験、
および超硬合金工具による切削試験結果を示す。

本発明鋼のドリル穿孔時間、ハイス工具寿命はいずれも
比較鋼より良好で、改善率は比較鋼の〜１４４％にまで
達する。また、ハイス工具による切屑の処理性も改善さ
れる。さらに、超硬合金工具による高速切削特性も向上
し、例えば、切削速度７０ｍ／ｗｉｎでの工具寿命時間
は比較鋼の〜５倍にまで達する。　酸素量が５〜１５ｐ
ｐｍの低値でも広範囲の切削速度域で被削性が改善され
る理由は、十分に明らかではないが、Ｓ、Ａｌ、Ｃａｆ
ｅの規制により鋼中の酸化物系介在物を硫化物系介在物
中にくるみこまれるようにコントロールしたためと考え
られる。

（発明の効果）以上、詳述したように、本発明鋼では引張強さ、伸び、
絞り、衝撃値、回転曲げ疲労強度などの機械的性質が従
来鋼と同等以上に良好となり、しかも広範囲の切削速度
域で従来鋼より優れた被削性が得られる。

本発明の広域快削鋼を自動車部品のクランクシャフト、
ギヤー、ピン類などに使用すると、需要家から要求され
る広範囲の切削速度域での優れた被削性と良好な機械的
性質とを同時に満足させ、加工コストを大幅に低減でき
る。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）Ｃ０．１０〜０．７０％Ｓｉ０．３５％以下Ｍｎ０．３０〜１．７０％Ｐ０．０２０％以下Ｓ０．０３０〜０．０６０％Ｃｕ０．１５％以下Ｓｎ０．０２０％以下Ａｌ０．００５〜０．０１５％Ｃａ１５〜６０ｐｐｍＯ５〜１５ｐｐｍ残部は鉄および不可避不純物からなり、酸化物系介在物
の９０％以上が硫化物系介在物にくるみこまれた組織を
有する、広範囲の切削速度域で被削性が改善され、機械
的性質が良好なことを特徴とする広域快削炭素鋼。
（２）Ｃ０．１０〜０．７０％Ｓｉ０．３５％以下Ｍｎ０．３０〜１．７０％Ｐ０．０２０％以下Ｓ０．０３０〜０．０６０％Ｃｕ０．１５％以下Ｓｎ０．０２０％以下Ａｌ０．００５〜０．０１５％Ｃａ１５〜６０ｐｐｍＯ５〜１５ｐｐｍＮｉ５％以下Ｃｒ１．５０％以下Ｍｏ０．５％以下さらに、Ｔｉ０．５％以下、Ｎｂ０．１％以下、Ｖ０．
１％以下、Ｚｒ０．１％以下の１種、もしくは２種以上
を含有し、残部は鉄および不可避不純物からなり、酸化
物系介在物の９０％以上が硫化物系介在物にくるみこま
れた組織を有する、広範囲の切削速度域で被削性が改善
され、機械的性質が良好なことを特徴とする広域快削合
金鋼。
（３）塩基性電気炉により溶製し、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、
Ｎｉ、ＣｒＭｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ａｌなどの合金元素を本
発明の第一の発明鋼、または第二の発明鋼の成分範囲に
ほぼ調整してＲＨ脱ガスした溶鋼にＣａ−Ｓｉ合金ワイ
ヤーを添加し、ついで不活性ガスを導入して溶鋼を強制
的に撹拌することを特徴とする特許請求の範囲、第一項
、または第二項に記載する広域快削鋼の製造方法。