CN104114734A - 热锻用轧制棒钢、热锻成形材料以及共轨及其制造方法 - Google Patents

热锻用轧制棒钢、热锻成形材料以及共轨及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种热锻用轧制棒钢，以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及剩余部分Fe和杂质构成，杂质中的P：0.035％以下以及O：0.0030％以下，并且，Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7所表示的值Fn1为0.90～1.20，将轧制棒钢的纵截面R/2部中的、非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，在该纵截面的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度为500个/mm2以上。

Description

热锻用轧制棒钢、热锻成形材料以及共轨及其制造方法
技术领域
本发明涉及热锻用轧制棒钢、热锻成形材料以及共轨及共轨的制造方法，详细而言，涉及作为柴油发动机燃料喷射***所使用的共轨的原材料所优选的热锻用轧制棒钢、对该热锻用轧制棒钢进行成形而成的热锻成形材料以及共轨及其制造方法。
背景技术
以环境问题为背景，提高了对于降低油耗的需求。在汽车、工业机械等所使用的机械构造用部件中，在以小型化为目的的前提下期望部件的高强度化。
近年来，对于汽车的排气限制具有越来越严格的倾向。由于柴油发动机燃料喷射***能够通过提高燃料的喷射压力来提高发动机的燃烧效率，因此使在柴油发动机中喷射的燃料的喷射压力增高。共轨是在柴油发动机燃料喷射***中使用的中空形状的部件，其用于事先在将高压化的燃料向发动机喷射之前暂时储存高压化的燃料。
在共轨的内部反复施加有较高的内压。因此，作为共轨所使用的钢材要求：具有针对内压的较高的疲劳强度；具有较高的断裂韧性值，以使得即使因反复施加的内压而产生疲劳裂纹，也不会产生脆性断裂；以及具有较高的切削性，以使得易于加工要在部件上加工的多个交叉孔等。伴随着燃料喷射***的喷射压力的高压化，也进一步期望共轨所使用的钢材的高性能化。
另一方面，从部件的制造成本的观点出发，共轨期望使用以热锻对通过热轧制造成的棒钢(以下，将通过热轧制造成的保持热轧状态的棒钢称作“轧制棒钢”。)进行成形(以下，将保持通过热锻成形成的轧制棒钢的状态的棒钢称作“热锻成形材料”。)而不实施淬火及回火的热处理、即“调质处理”就能够获得所期望的强度的非调质的钢材。
这样，在共轨所使用的钢材中，期望应用如下轧制棒钢：能够在利用热锻制造了热锻成形材料之后，在不实施调质处理的情况下对该热锻成形材料进行切削加工而使其成形为部件形状来使用。
对于改善燃料喷射***所使用的部件的疲劳强度等的技术，迄今为止提出了各种方案。
在专利文献1中，公开有含有作为夹杂物生成元素的Bi和S的、兼具高疲劳强度和良好的切削性的、易切削钢和使用了该易切削钢的燃料喷射***部件。
在专利文献2中，公开有含有REM并控制了硫化物系夹杂物、氮化物系夹杂物以及氧化物系夹杂物的分散形态的、疲劳特性优异的共轨用钢和共轨。
在专利文献3中，公开有使用适量地含有从由Nb、Ti以及V构成的组中选择的1种以上和Al的钢材、且通过控制热锻后的冷却而将钢材的金属组织形成为由铁素体、残留奥氏体以及贝氏体和/或马氏体构成的、耐冲击特性和强度‐延展性平衡优异的钢制高强度加工制品。
在专利文献4中，公开有将Mn硫化物系夹杂物的长度与宽度之比设为恒定值以下的、疲劳特性优异的钢和由该钢制作成的钢部件。
在专利文献5中，公开有特别调整了C、S以及V的含有量的、疲劳强度优异并且基于超硬钻头等的切削加工性优异的铁素体·珠光体型热锻用非调质钢及使用了该钢的共轨。
专利文献1：日本特开2005-154886号公报
专利文献2：日本特开2009-287108号公报
专利文献3：日本特开2007-231353号公报
专利文献4：日本特开2004-83986号公报
专利文献5：日本特开2010-265506号公报
非专利文献
非专利文献1：铃木章、铃木武、长岗丰、岩田至弘：关于碳含有量不同的碳钢的二次枝晶臂间距，日本金属学会志，32(1968)，第1301-1305页
发明内容
发明要解决的问题
对于专利文献1和专利文献2所记载的技术，由于为了提高切削性而需要使钢含有Bi、REM等高价的合金元素，因此成本增加。对于专利文献2，由于进行调质处理，因此成本进一步增加。
另外，对于专利文献3所记载的技术，用于将部件的金属组织形成为由铁素体、残留奥氏体以及贝氏体和/或马氏体构成的组织的制造工序复杂，且部件的制造成本变高。进而，由于是提高了钢材所含有的Al量且含有马氏体或贝氏体的金属组织，因此作为该部件的原材料的钢的切削性未必优异。
对于专利文献4所记载的技术，由于控制了Mn硫化物系夹杂物的长度与宽度之比，因此在钢中含有Mg、Ca、Zr、Te、REM中的、1种或2种以上。因此，原材料所含有的合金元素的成本变高。另外，也存在在钢中存在粗大的氧化物的情况，从而未必能够获得优异的疲劳强度。
对于专利文献5所记载的技术，为了提高切削性而使钢含有S，且使硫化物在钢中分散，但是由于粗大的硫化物或氧化物，未必能够获得优异的疲劳强度。另外，在未对铁素体和珠光体的混合组织(以下，称作“铁素体·珠光体组织”。)进行优化的情况下无法获得更高的喷射压力的燃料喷射***用所使用的共轨所需的优异的断裂韧性值。
因此，本发明的目的在于提供即使不进行调质处理、疲劳强度、断裂韧性值以及切削性也优异、且适合作为在较高的喷射压力下所使用的燃料喷射***用的共轨的原材料的、能够以低成本进行制造的热锻用轧制棒钢和对轧制棒钢进行热锻而制造的热锻成形材料、以及使用了成形材料的共轨的制造方法。
用于解决问题的方案
在较高的喷射压力下所使用的燃料喷射***用的共轨利用如下方法进行制造。首先，在对作为原材料的轧制棒钢进行了加热后，利用热锻向与轧制棒钢的轧制方向垂直的方向进行压下，从而成形为热锻成形材料。然后，使用钻头并通过切削加工沿热锻成形材料的横截面中心部的中心轴方向(作为原材料的轧制棒钢的轧制方向)设有贯通孔，以与该贯通孔交叉的方式通过切削加工还设有微小孔。在于中心部设有贯通孔的共轨的内部，在较高的压力下反复进行燃料的蓄压(加压)以及排压(減压)。因此，在共轨的贯通孔内表面的圆周方向上反复作用有拉伸应力。因而，对于共轨而言，针对其中心轴的垂直方向上的应力，要求较高的疲劳强度(以下，将针对中心轴的垂直方向上的应力的疲劳强度称作“横向疲劳强度”。)。
如上所述，热锻成形材料是通过向与作为原材料的轧制棒钢的轧制方法垂直的方向压下来进行成形加工而制造的，因此通过热轧而沿轧制方向延伸的非金属夹杂物的在轧制棒钢中的大小以及分布状态也基本上直接交接到热锻成形材料中。因此，在于热锻成形材料的中心部设有贯通孔的共轨中分布有沿与中心轴平行的方向(作为原材料的轧制棒钢的轧制方向)延伸的非金属夹杂物，从而存在横向疲劳强度降低的倾向。
为了获得较高的横向疲劳强度的共轨，需要在设置贯通孔、微小孔之前的热锻成形材料的状态下提高横向疲劳强度。因此，必须提高热锻成形材料的抗拉强度。然而，若提高非调质的热锻成形材料的抗拉强度，则会在非调质的状态下对热锻成形材料实施的切削工序中导致热锻成形材料的切削性降低。因此，其结果，切削成本上升，并且切削时间变长。
进而，为了横向疲劳强度而提高了抗拉强度的非调质的热锻成形材料具有断裂韧性值降低的倾向。若断裂韧性值较低，则由于在共轨的内部反复施加的内压使疲劳裂纹产生的情况下有可能引发脆性断裂。由此，热锻成形材料在提高抗拉强度的同时，还必须提高断裂韧性值。
另外，近年来，由于为了轻量化而推进共轨的小型化，因此存在热锻后的冷却速度也自然变快的倾向。若热锻后的冷却速度变快，则易于生成有贝氏体。如生成有贝氏体，则对于热锻成形材料的切削性以及断裂韧性值而言并不优选。
因此，本发明人们详细地调查了钢材的化学组成、组织、非金属夹杂物的大小以及分布与横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性之间的关系。其结果，获得了以下见解。
(a)为了在进行了热锻后成为横向疲劳强度以及断裂韧性值优异的非调质的热锻成形材料，需要将除了生成于热锻成形材料的表面的脱碳层之外的内部组织形成为铁素体·珠光体组织。
(b)为了在进行了热锻后避免生成贝氏体，并且使其具有较高的抗拉强度(特别是900MPa以上的抗拉强度)，需要严格管理提高淬硬性的合金元素的含有量。
(c)为了提高非调质的热锻成形材料的断裂韧性值，增大热锻后的奥氏体晶界的面积、即抑制热锻时的奥氏体粒的成长的做法是有效的。通过抑制奥氏体粒的成长，能够获得微细的金属组织的热锻成形材料。
(d)为了抑制热锻时的奥氏体粒的成长，在作为原材料的轧制棒钢的状态下使许多0.3μm～1.0μm的微细的硫化物分散的做法是有效的。0.3μm～1.0μm的微细的硫化物的个数密度是由凝固条件、之后的初轧以及棒钢轧制时的加热条件所决定的。以相同的温度加热凝固时的冷却速度不同的铸坯和铸锭并进行轧制，比较了轧制棒钢中的微细的硫化物的个数密度与热锻后的热锻成形材料的微观组织。其结果，得知：即使是相同化学组成的钢，在从凝固开始至凝固完成的冷却速度较快的情况下，轧制棒钢的微细的硫化物的个数密度增加，热锻后的成形材料的组织形成为微细的铁素体·珠光体组织。
(e)对于热锻成形材料的横向疲劳强度而言，即使是相同化学组成的钢，若存在宽度较大的非金属夹杂物，热锻成形材料的横向疲劳强度也降低。因此，为了获得较高的横向疲劳强度的热锻成形材料，在相当于以平行于轧制方向的方式截断轧制棒钢的面的R1/2部(“R1”是轧制棒钢的半径)的位置处，利用极值统计处理预测的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度必须是100μm以下。
(f)在热轧中，通过施加恒定以上的压下而使粗大的非金属夹杂物延伸、断裂，能够缩小非金属夹杂物的宽度。
(g)进而，通过优化化学组成和热锻成形材料的中心部的珠光体的面积率，使在热锻成形材料的中心部设置贯通孔时的切削性提高。
(h)其结果，能够获得抗拉强度为900MPa以上、横向疲劳强度为430MPa以上、断裂韧性值KQ为40MPa·m1/2以上以及切削性优异的非调质的热锻成形材料。
(i)对于如此获得的非调质的热锻成形材料而言，抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性优异，适于柴油发动机的燃料喷射***用的共轨。
本发明就是基于上述见解而完成的，其主旨在于下述热锻用轧制棒钢、热锻成形材料、共轨以及共轨的制造方法。
(1)一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，
以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P以及O的含有量为P：0.035％以下、O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将轧制棒钢的纵截面的R1/2部(R1为轧制棒钢的半径)的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，
在轧制棒钢的横截面的R1/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度为500个/mm2以上。
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
(2)一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，
以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及
从下述(a)和(b)中选择的1种以上的元素、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P和O的含有量为P：0.035％以下、O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将轧制棒钢的纵截面的R1/2部(R1为轧制棒钢的半径)的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，
在轧制棒钢的横截面的R1/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度为500个/mm2以上。
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
(a)Ti：0.030％以下
(b)Cu：0.30％以下、Ni：0.20％以下、Cr：0.50％以下以及Mo：0.10％以下。
(3)一种热锻成形材料，其特征在于，
以质量％计，该热锻成形材料由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P和O的含有量为P：0.035％以下、O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将成形材料的纵截面的、R2/2部(R2为成形材料的半径)或T/4部(T为成形材料的厚度)的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，
内部组织为铁素体·珠光体组织，
成形材料的横截面的、R2/2部或T/4部的平均珠光体粒径为150μm以下，
珠光体在成形材料中心部的微观组织中所占的面积率为75％以下。
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
(4)一种热锻成形材料，其特征在于，
以质量％计，该热锻成形材料由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及
从下述(a)和(b)中选择的1种以上的元素、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P和O的含有量为P：0.035％以下和O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将成形材料的纵截面的、R2/2部(R2为成形材料的半径)或T/4部(T为成形材料的厚度)的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，
内部组织为铁素体·珠光体组织，
成形材料的横截面的、R2/2部或T/4部的平均珠光体粒径为150μm以下，
珠光体在成形材料中心部的微观组织中所占的面积率为75％以下。
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
但是，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
(a)Ti：0.030％以下
(b)Cu：0.30％以下、Ni：0.20％以下、Cr：0.50％以下以及Mo：0.10％以下。
(5)一种共轨，其特征在于，将上述(3)或(4)所记载的热锻成形材料作为原材料使用。
(6)一种共轨的制造方法，其特征在于，对上述(3)或(4)所记载的热锻成形材料进行切削加工而形成交叉孔。
此外，“杂质”指的是在工业性地制造钢时，从矿石、废料等原料或制造环境等中混入的物质。
在本发明中，依据以下的(イ)～(チ)所列举的定义。
(イ)非金属夹杂物指的是以存在于钢中的MnS为主要成分的硫化物、以Al2O3为主要成分的氧化物、以TiN为主要成分的氮化物。
(ロ)R1/2部指的是在利用光学显微镜观察纵截面和横截面时，在其视场内含有R1/2的位置的部分。另外，R2/2部指的是在利用光学显微镜等观察纵截面或横截面时，在其视场内含有R2/2的位置的部分，T/4部指的是在利用光学显微镜等观察纵截面或横截面时，在其视场含有T/4的位置的部分。
(ハ)纵截面指的是以通过热锻用轧制棒钢的中心轴并平行于轧制方向的方式截断热锻用轧制棒钢而获得的面，或以通过中心轴并平行于中心轴(作为原材料的轧制棒钢的轧制方向)的方式截断热锻成形材料而获得的面。同样地，横截面指的是以垂直于轧制方向的方式截断热锻用轧制棒钢而获得的面，或以垂直于中心轴方向(作为原材料的轧制棒钢的轧制方向)的方式截断热锻成形材料而获得的面。
(ニ)交叉孔指的是设于热锻成形材料的中心部的中心轴方向上的贯通孔和以与该贯通孔交叉的方式设置的微小孔。
(ホ)内部组织指的是除了热锻时生成于热锻成形材料的表面的情况下的某脱碳层之外的部分的组织。
(ヘ)将热锻用轧制棒钢的纵截面的R1/2部(R1为轧制棒钢的半径)的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，以下，有时将利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度省略为“轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度”。
(ト)将热锻成形材料的纵截面的R2/2部(R2为成形材料的半径)或T/4部(T为成形材料的厚度)的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，以下，有时将利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度省略为“成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度”。
(チ)以下，有时将在热锻用轧制棒钢的横截面的R1/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度省略为“轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度”。
发明的效果
通过将本发明的热锻用轧制棒钢作为原材料使用，能够获得横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性优异的非调质的热锻成形材料。另外，通过在本发明的热锻成形材料设置交叉孔，能够以低价制造在较高的喷射压力下所使用的燃料喷射***用的共轨。
附图说明
图1是表示利用极值统计处理所获得的、累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为41.7μm的情况下的例子的图。
图2是表示在实施例中为了求得断裂韧性值所使用的、ASTM E 399-06所限定的SE(B)试验片(长度115mm、宽度25mm、厚度12.5mm)的形状的图。
图3的(a)和(b)分别是试验序号31和试验序号32的热锻成形材料的宽度大致为60mm的1/2的位置的T/4部的微观组织的光学显微镜照片。
图4是表示共轨形状的热锻成形材料的图。
图5是表示通过切削加工在热锻成形材料的中心部的中心轴方向上设置贯通孔并以与该贯通孔交叉的方式设置微小孔的共轨的图。(a)是其主视图，(b)是其侧视图。
具体实施方式
以下，详细说明本发明的各要件。此外，各元素的含有量的“％”指的是“质量％”。
1.热锻用轧制棒钢和热锻成形材料的化学组成
C：0.25％～0.50％
C是用于强化钢的元素，需要含有0.25％以上。另一方面，若C的含有量超过0.50％，则虽然热锻后的抗拉强度变高，但是断裂韧性值和切削性降低。因而，将C的含有量设为0.25％～0.50％。优选将C的含有量设为0.29％～0.45％。
Si：0.40％～1.0％
Si是脱氧元素，并且是利用固溶强化来强化铁素体来提高热锻后的抗拉强度所需的元素。为了确保上述效果，需要含有0.40％以上的Si。另一方面，若Si的含有量超过1.0％，则不仅该效果达到饱和，热锻用轧制棒钢和非调质的热锻成形材料的表面的脱碳也变得显著。因而，将Si的含有量设为0.40％～1.0％。优选将Si的含有量设为0.45％～0.80％。
Mn：1.0％～1.6％
Mn是利用固溶强化来强化铁素体来提高热锻后的抗拉强度所需的元素，需要含有1.0％以上。另一方面，若Mn的含有量超过1.6％，不仅该效果达到饱和，淬硬性也变高，在热锻后生成有贝氏体，有可能导致断裂韧性值的降低。因而，将Mn的含有量设为1.0％～1.6％。优选将Mn的含有量设为1.1％～1.4％。
S：0.005％～0.035％
S在本发明中是重要的元素。S与Mn相结合而形成硫化物。特别是当在轧制棒钢中存在许多当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物时，具有在热锻中抑制奥氏体粒的成长的效果。因此，若增加微细的硫化物的个数密度，则能够使热锻成形材料的组织微细化，能够提高断裂韧性值。进而，利用硫化物改善切削性。为了获得上述效果，需要含有0.005％以上的S。另一方面，若S的含有量超过0.035％，则存在宽度较大的硫化物，从而导致横向疲劳强度的降低。因而，将S的含有量设为0.005％～0.035％。优选将S的含有量设为0.010％以上且小于0.030％，更加优选为0.025％以下。
Al：0.005％～0.050％
Al不仅具有脱氧作用，其与N相结合而形成微细的AlN，利用钉扎效应来抑制热锻时的奥氏体粒的成长，因此具有使热锻成形材料的组织微细化而改善断裂韧性值的效果。因此，需要含有0.005％以上的Al。另一方面，若Al的含有量超过.050％，则该效果达到饱和。因而，将Al的含有量设为0.005％～0.050％。优选将Al的含有量设为0.010％～0.040％。
V：0.10％～0.30％
V与C和N相结合而形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，具有有效地提高非调质的热锻成形材料的横向疲劳强度的作用。因此，需要含有0.10％以上的V。另一方面，若V的含有量超过0.30％，则不仅该效果达到饱和，也导致制造成本的上升以及断裂韧性值的降低。因而，将V的含有量设为0.10％～0.30％。优选将V的含有量设为0.14％～0.29％。
N：0.005％～0.030％
N与V相结合而形成微细的氮化物或碳氮化物，具有提高非调质的热锻成形材料的横向疲劳强度的作用。另外，与Al相结合而形成微细的AlN，利用钉扎效应来抑制热锻时的奥氏体粒的成长，因此具有使热锻成形材料的组织微细化而改善断裂韧性值的效果。因此，需要含有0.005％以上的N。然而，若N的含有量超过0.030％，则存在在钢中形成有针孔的情况。因而，将N的含有量设为0.005％～0.030％。优选将N的含有量设为0.008％～0.020％。
本发明的轧制棒钢和热锻成形材料的化学组成含有从上述C至N的元素，剩余部分由Fe和杂质构成。此外，如上所述，“杂质”指的是在工业性地制造钢铁材料时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质。
但是，在本发明中，需要对杂质中的P和O做出限制，需要将其含有量分别设为P：0.035％以下和O：0.0030％以下。以下，对P和O的含有量进行说明。
P：0.035％以下
P是钢中作为杂质所含有的元素，特别是若其含有量超过0.035％，则偏析变得显著，有可能导致横向疲劳强度的降低。因而，将P的含有量设为0.035％以下。优选将P的含有量设为0.030％以下。另外，期望作为杂质所含有的P的含有量在不会引起制钢工序中的成本上升的范围内尽可能地减小。
O：0.0030％以下
O与Al、Si等脱氧元素相结合而形成氧化物。粗大的氧化物成为疲劳断裂的起点，从而降低非调质的热锻成形材料的横向疲劳强度。特别是若存在宽度较大的氧化物，则成为降低横向疲劳强度的原因。若O的含有量超过0.0030％，则难以使非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，其结果，横向疲劳强度降低。因而，将O的含有量设为0.0030％以下。优选将O的含有量设为0.0015％以下。另外，期望作为杂质所含有的O的含有量在不会引起制钢工序中的成本上升的范围尽可能地减小。
作为本发明的热锻用轧制棒钢和热锻成形材料的其他一例，取代上述Fe的一部分，进而含有从以下所示的量的(a)Ti、(b)Cu、Ni、Cr以及Mo中选择的1种以上。
Ti：0.030％以下
Ti与N相结合而形成TiN，具有抑制奥氏体粒的成长的效果。因此，能够使热锻成形材料的组织微细化，能够提高断裂韧性值。因此，也可以根据需要而含有Ti。然而，若Ti的含有量超过0.030％，则由Ti碳化物所导致的析出强化变得显著，有可能导致断裂韧性值的降低。因而，在含有Ti的情况下，将其设为0.030％以下。更加优选将Ti的含有量设为0.020％以下。为了稳定地获得上述效果，优选含有0.002％以上的Ti。更加优选将Ti的含有量设为0.004％以上。
Cu：0.30％以下
Cu是利用固溶强化来强化钢的元素，因此也可以根据需要含有。然而，若Cu的含有量超过0.30％，则不仅该效果达到饱和，淬硬性也变高，在热锻后就生成有贝氏体，有可能导致断裂韧性值和切削性的降低。因而，在含有Cu的情况下，将其设为0.30％以下。更加优选将Cu的含有量设为0.20％以下。为了稳定获得上述效果，优选含有0.03％以上的Cu。优选将Cu的含有量设为0.05％以上。
Ni：0.20％以下
Ni是利用固溶强化来强化钢的元素，因此也可以根据需要含有。然而，若Ni的含有量超过0.20％，则不仅该效果达到饱和，淬硬性也变高，在热锻后就生成有贝氏体，有可能导致断裂韧性值和切削性的降低。因而，在含有Ni的情况下，将其设为0.20％以下。更加优选将Ni的含有量设为0.10％以下。为了稳定地获得上述效果，优选含有0.03％以上的Ni。更加优选将Ni的含有量设为0.05％以上。
Cr：0.50％以下
Cr是利用固溶强化来强化钢的元素，因此在欲提高抗拉强度的情况下，也可以含有。然而，若Cr的含有量超过0.50％，则不仅该效果达到饱和，淬硬性也变高，在热锻后就生成有贝氏体，有可能导致断裂韧性值和切削性的降低。因而，在含有Cr的情况下，将其设为0.50％以下。优选将Cr的含有量设为0.30％以下。为了稳定地获得上述效果，优选含有0.03％以上的Cr。更加优选将Cr的含有量设为0.05％以上。
Mo：0.10％以下
Mo是利用固溶强化来强化钢的元素，在欲提高抗拉强度的情况下，也可以含有。然而，若Mo的含有量超过0.10％，则不仅该效果达到饱和，淬硬性也变高，在热锻后就生成有贝氏体，有可能导致断裂韧性值和切削性的降低。因而，在含有Mo的情况下，将其设为0.10％以下。优选将Mo的含有量设为0.08％以下。为了稳定地获得上述效果，优选含有0.02％以上的Mo。更加优选将Mo的含有量设为0.04％以上。
对于上述Cu、Ni、Cr以及Mo，能够仅含有其中的1种、或以合成的方式含有两种以上。优选将以合成的方式含有上述元素的情况下的总量设为0.60％以下。
Fn1：0.90～1.20
Fn1是下式(i)所表示的、作为对抗拉强度造成影响的指标的参数。在使用热锻用轧制棒钢进行热锻所获得的热锻成形材料中，即使在铁素体·珠光体组织中的铁素体的比率增多的情况下，为了确保900MPa以上的较高的抗拉强度，也需要以Fn1的值处于限定范围内的方式调整各元素的含有量。若Fn1的值小于0.90，则非调质的热锻成形材料的抗拉强度降低，无法获得所期望的横向疲劳强度。由此，需要将Fn1的值设为0.90以上。优选将Fn1的值设为0.95以上。另一方面，若Fn1的值超过1.20，则存在热锻后在热锻成形材料中生成有贝氏体的可能性。若生成有贝氏体，则热锻成形材料的断裂韧性值和切削性降低。因而，将Fn1的值设为1.20以下。优选将Fn1的值设为1.16以下。
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
2.热锻用轧制棒钢和热锻成形材料中的非金属夹杂物的宽度
在本发明的热锻用轧制棒钢和热锻成形材料中，分别将纵截面R1/2部(R1为轧制棒钢的半径)、以及纵截面的R2/2部(R2为成形材料的半径)或T/4部(T为成形材料的厚度)处的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，将利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度设为100μm以下。
能够利用以下手法求得利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度。以下，仅说明热锻用轧制棒钢的情况，但是在热锻成形材料中也相同。
在以将含有热锻用轧制棒钢的R1/2部的纵截面作为被检面的方式切出10个宽度5mm×长度15mm的试验片后，进行镜面研磨，将其研磨面作为被检面。之后，将1视场的被检面积设为以100倍的光学显微镜的倍率所观察的范围，即2.954mm2，在1个试验片中观察5视场，总计观察50视场，测量在各视场内所观察的非金属夹杂物中的、具有最大宽度的夹杂物的宽度W(μm)。
在50视场中以从小到大的顺序重新排列上述所求得的各视场中的具有最大宽度的夹杂物的宽度W的值，分别设为Wj(j＝1～50)，并针对各个j计算累积分布函数Fj＝100(j/51)(％)。
制作将以下述公式所赋予的基准化变量Yj设为纵轴、将Wj设为横轴的图表，利用最小平方法求得近似直线。
Yj＝-ln(-ln(j/51))
从利用最小平方法求得的直线中读取累积分布函数为99.99％时(即基准化变量Yj＝9.21时)的Wj的值，将该值设为“利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度”。在图1中，示出了利用极值统计处理所获得的、累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为41.7μm的情况下的例子。
在沿设于热锻成形材料的中心部的贯通孔内表面的圆周方向施加有抗拉应力的共轨中，若在贯通孔的内表面附近存在宽度较大的非金属夹杂物，则疲劳强度降低。作为共轨的疲劳强度与非调质的热锻成形材料中的横向疲劳强度紧密相关。
共轨是通过向垂直于热锻用轧制棒钢的轧制方向的方向实施压下而进行成形加工的。在向这样的方向压下而成形的热锻成形材料中，利用热轧而沿轧制方向延伸的非金属夹杂物的在轧制棒钢中的大小以及分布状态基本上被直接交接。因而，热锻成形材料中的横向疲劳强度受到轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度的影响。此外，非金属夹杂物指的是存在于钢中的氧化物、硫化物以及氮化物。轧制棒钢的非金属夹杂物利用热轧而延伸、断裂，从而宽度变小。若宽度较大的非金属夹杂物存在于轧制棒钢内，则热锻成形材料的横向疲劳强度降低。
利用极值统计处理所获得的轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度例如能够利用以下的方法来减小。
以Al2O3为主要成分的粗大的氧化物能够以某一概率存在于钢中。由于氧化物在钢水中聚集，继而簇化并粗大化，因此在精炼阶段充分去除。进而，去除了在精炼阶段聚集的氧化物后使该钢水凝固而形成铸坯或铸锭。该铸坯或铸锭经过棒钢轧制或、初轧和棒钢轧制的工序，最终形成为热锻用轧制棒钢。
具体而言，当将垂直于轧制铸坯或铸锭的方向的横截面的截面积设为S0，将垂直于完成了最终的热轧的时刻的热锻用轧制棒钢的轧制方向的横截面的截面积设为SF时，将两者的比所表示的总压下比S0/SF设为40以上。通过将从铸坯至轧制棒钢的总压下比(S0/SF)设为40以上，氧化物、硫化物以及氮化物被延伸或断裂，能够容易地将轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度形成为小于100μm。
若增大压下比，轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度变小，但是为了增大压下比，必须增大铸坯或铸锭的尺寸。另一方面，若过度地增大铸坯或铸锭的尺寸，则在之后的初轧或棒钢轧制中，轧制道次数变得非常多，导致生产率显著降低。因此，优选将压下比的上限设为600。
3.热锻用轧制棒钢中的微细的硫化物的个数密度
在热锻用轧制棒钢中，若当量圆直径为0.3μm～1.0μm的微细的硫化物以规定的个数密度存在，则具有利用晶界的钉扎效应抑制热锻时的奥氏体粒的成长的效果。由于当量圆直径小于0.3μm的硫化物因热锻时的加热而固溶，因此存在无法充分地获得钉扎效应的可能性。另一方面，当量圆直径为1.0μm以上的硫化物无法期待显著的晶界的钉扎效应。另外，若当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度小于500个/mm2，则晶界的钉扎效应变得不充分，热锻后的组织变得粗大，有可能热锻成形材料的断裂韧性值降低。因而，在本发明的热锻用轧制棒钢中，将在横截面的R1/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度设为500个/mm2以上。优选硫化物的个数密度为800个/mm2以上。
轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度受到铸造钢时的凝固条件、以及之后的棒钢轧制时的加热条件、或初轧和棒钢轧制时的加热条件的较大的影响。关于凝固条件，具体而言，从凝固开始至凝固完成的冷却速度越快，越能够增加轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。关于从凝固开始至凝固完成的冷却速度，通过从铸坯或铸锭的横截面切出试验片并测量枝晶的二次臂间距而能够使用非专利文献1所记载的下述公式来进行推测。为了将轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度形成为500个/mm2以上，优选将如此推测的从凝固开始至凝固完成的冷却速度设为35℃/分以上。
S＝710R-0.39
在此，S为铸坯或铸锭的中心与表面的中间位置的二次枝晶臂间距(μm)，R为从凝固开始至凝固完成的平均冷却速度(℃/分)。
此外，为了将从凝固开始至凝固完成的平均冷却速度设为35℃/分以上，例如，在以连续铸造制造300mm×400mm的铸坯时，将铸造速度设为0.3m/分～1.2m/分即可。
进而，在使用以本条件铸造而成的铸坯或铸锭制造轧制棒钢的过程中，为了将轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度形成为500个/mm2以上，优选在初轧和棒钢轧制的加热阶段避免1300℃以上的加热。轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度受到初轧和棒钢轧制时的加热条件的影响。特别是若进行1300℃以上的加热，则微细的硫化物在该加热时固溶或产生奥斯瓦尔德成长，因此无法将轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度形成为500个/mm2以上。
4.热锻成形材料的金属组织
在热锻成形材料中，为了确保优异的横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性，需要将热锻成形材料的内部组织形成为铁素体·珠光体组织。若在微观组织中确认有贝氏体或马氏体，则会导致断裂韧性值以及切削性显著降低。
另外，为了获得具有优异的断裂韧性值的热锻成形材料，需要使热锻后的组织微细化，具体而言，需要将成形材料的横截面的R2/2部或T/4部的平均珠光体粒径形成为150μm以下。若平均珠光体粒径超过150μm，则导致断裂韧性值显著降低。
进而，由于热锻成形材料的中心部在形成共轨时通过切削加工设有贯通孔，因此成形材料的中心部的切削性必须良好。关于中心部的切削性，除了化学组成以外，微观组织也对其造成较大的影响。特别是若珠光体在中心部的微观组织中所占的面积率超过75％，则硬度显著增高，导致切削性大幅降低。因而，将珠光体在热锻成形材料的中心部的微观组织中所占的面积率设为75％以下。另一方面，若珠光体在中心部的微观组织中所占的面积率小于20％，则存在在切削加工时产生有挤裂等情况。因而，优选将珠光体在热锻成形材料的中心部的微观组织中所占的面积率设为20％以上。
此外，为了将热锻成形材料的内部组织形成为铁素体·珠光体组织，将横截面的R2/2部或T/4部的平均珠光体粒径形成为150μm以下，并且将珠光体在中心部的微观组织中所占的面积率设为75％以下，优选在将轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度形成为500个/mm2以上的基础上，例如，在对本发明所限定的热锻用轧制棒钢进行锻造时，避免1280℃以上的加热、以及将热锻后的至800℃～550℃的平均冷却速度设为70℃/分以下。
通过完全满足以上的要件，能够获得横向疲劳强度优异、断裂韧性值较高的热锻用轧制棒钢和热锻成形材料。
通过对上述热锻成形材料进行切削加工而形成交叉孔，能够制造柴油发动机燃料喷射***所使用的共轨。
以下，利用实施例更加具体地说明本发明，但是本发明并不限定于这些实施例。此外，在以下的说明中，制造热锻用轧制棒钢或热锻成形材料时的加热温度指的是在炉内的环境温度，轧制温度以及锻造温度指的是被加工的钢材的表面温度。
实施例1
利用下述方法熔炼具有表1所示的化学组成的钢A1～A30。
[表1]
关于钢A1～A29，在利用70吨转炉进行了氧化精炼后，进行除渣，继而投入助熔剂。然后，在利用带电弧式加热装置的真空钢水搅拌设备(以下，将带电弧式加热装置的真空钢水搅拌设备称作“VAD”。)搅拌钢水40分钟后，使用RH设备进行20分钟的环流，继而利用连续铸造设备在铸造速度0.7m/分的条件下使进行了化学组成的调整、氧化物的去除的钢水凝固，制作了横截面为300mm×400mm的铸坯。
关于钢A30，在利用70吨转炉进行了氧化精炼后，利用连续铸造设备在铸造速度0.7m/分的条件下进行连续铸造，制作了横截面为300mm×400mm的铸坯。
在以1250℃将利用以上的方法所获得的钢A1～A30的300mm×400mm的铸坯加热120分钟后，利用初轧形成180mm×180mm的钢坯。之后，在以1200℃将钢坯加热90分钟后，在1100℃～1000℃的温度区域内形成直径50mm的轧制棒钢。此外，从钢A1～A30的铸坯至轧制棒钢的总压下比(S0/SF)为61。
关于利用上述方法所获得的热锻用轧制棒钢，利用下述(A)以及(B)的方法调查轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。
(A)轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度
在热锻用轧制棒钢中，切出10个含有轧制棒钢的R1/2部的具有宽度5mm×长度15mm的纵截面的试样，以将纵截面作为被检面的方式进行树脂填埋、镜面研磨，利用以下的方法进行极值统计处理，推断非金属夹杂物的预测最大宽度。
将1视场的被检面积设为以100倍的光学显微镜的倍率所观察的范围，即2.954mm2，在选择了在该视场内所观察的氧化物、硫化物以及氮化物的非金属夹杂物中的、该夹杂物的宽度W最大的夹杂物后，将光学显微镜的倍率设为1000倍并测量其宽度。在1个试验片5视场、总计50视场内实施同样的测量。
以从小到大的顺序重新排列上述所求得的各视场中的最大的非金属夹杂物的宽度W的值，分别设为Wj(j＝1～50)，并针对各个j计算累积分布函数Fj＝100(j/51)(％)。
然后，制作将以下述公式所赋予的基准化变量Yj设为纵轴、将Wj设为横轴的图表，利用最小平方法求得近似直线。
Yj＝-ln(-ln(j/51))
从利用最小平方法求得的直线读取累积分布函数为99.99％时(即基准化变量Yj＝9.21时)的Wj的值，将该值设为“利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度”。
(B)轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度
在热锻用轧制棒钢中，从轧制棒钢的R1/2部切出具有10mm×10mm的横截面的试样，使用以将横截面作为被检面的方式进行了树脂填埋、镜面研磨的试样，利用以下的方法调查当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。
将扫描型电子显微镜(SEM)的倍率设为1000倍，以反射电子图像对总计128视场、总面积1.57mm2的观察区域进行摄影，测量在观察区域内所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数。然后，将测量的硫化物的个数换算为单位面积(mm2)的个数。
在表2中，表示由极值统计处理所获得的轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度的测量结果。表2的“预测最大夹杂物宽度”指的是轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度，“硫化物个数密度”指的是轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。
[表2]
*指的是在本发明所限定的范围外。
将利用上述轧制所获得的直径50mm的轧制棒钢截断为长度180mm，并以1250℃进行再加热，在1200℃～1150℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而加工成厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致30℃/分。
关于利用上述方法所获得的成形材料，利用下述(C)～(H)的方法调查成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度、微观组织、抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性。
(C)成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度
在上述厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料中，从宽度大致60mm的1/2的位置切出10个含有成形材料的T/4部的具有厚度5mm×长度15mm的纵截面的试样，以将纵截面作为被检面的方式进行树脂填埋、镜面研磨，并利用以下的方法进行极值统计处理，推断非金属夹杂物的预测最大宽度。
将1视场的被检面积设为以100倍的光学显微镜的倍率所观察的范围，即2.954mm2，在选择了在各视场内所观察的氧化物、硫化物以及氮化物的非金属夹杂物中的、该夹杂物的宽度W最大的夹杂物后，将光学显微镜的倍率设定为1000倍并测量了其宽度。在1个试验片5视场、总计50视场内实施同样的测量。
以从小到大的顺序重新排列上述所求得的各视场中的最大的非金属夹杂物的宽度W的值，分别设为Wj(j＝1～50)，并针对各个j计算累积分布函数Fj＝100(j/51)(％)。
然后，制作将以下述公式所赋予的基准化变量Yj设为纵轴、将Wj设为横轴的图表，利用最小平方法求得近似直线。
Yj＝-ln(-ln(j/51))
从利用最小平方法求得的直线读取累积分布函数为99.99％时(即基准化变量Yj＝9.21时)的Wj的值，将该值设为“利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度”。
(D)成形材料的微观组织
在上述厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料中，从宽度大致60mm的1/2的位置切出含有成形材料的T/4部的具有10mm×10mm的横截面的试样。然后，在以将上述横截面作为被检面的方式进行树脂填埋、镜面研磨后，以3％硝酸酒精(硝酸酒精腐蚀液)进行腐蚀而呈现微观组织。之后，将光学显微镜的倍率设为200倍，针对5视场对微观组织画像进行了摄影，并识别了T/4部中的“相”。进而，使用该微观组织画像，将被铁素体所包围的珠光体团组设为珠光体粒，且具有与该面积相当的圆的直径、即当量圆直径，并将该直径作为珠光体粒径，通过对5视场的珠光体粒径进行算术平均而算出平均珠光体粒径。
进而，从成形材料的中心部切出具有10mm×10mm的横截面的试样。然后，在以将上述横截面作为被检面的方式进行了树脂填埋、镜面研磨后，以3％硝酸酒精(硝酸酒精腐蚀液)进行腐蚀而呈现微观组织。之后，将光学显微镜的倍率设为200倍，针对5视场对微观组织画像进行了摄影，继而使用摄影画像并利用画像处理软件，求得珠光体在热锻成形材料的中心部的微观组织中所占的面积率，将5视场的算术平均设为中心部的珠光体面积率。
此外，关于在T/4部确认有贝氏体的热锻成形材料，未实施平均珠光体粒径和中心部的珠光体的面积率的测量。
(E)成形材料的抗拉强度
从上述厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料的T/4部以如下方式采集被JIS Z 2241(2011)所限定的14A号试验片(其中，平行部的直径：5mm)：将试验片的长度方向设为成形材料的宽度方向、即垂直于成形材料的中心轴的方向，另外，使试验片的平行部的中心成为成形材料的宽度大致60mm的1/2的位置。然后，将标点距离设为25mm，在室温下进行拉伸试验，求得抗拉强度。此外，将成形材料的抗拉强度为900MPa以上设为目标。
(F)成形材料的横向疲劳强度
对上述厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料的宽度方向上的两端进行铣削加工并去除氧化皮，并且对平面进行精加工。然后，利用电子束焊接对进行了上述铣削加工的成形材料的两端和被JIS G 4051(2009)所限定的市场上销售的S10C进行焊接，制作了厚度大致35mm、宽度130mm的板材。之后，从上述板材的T/4部以如下方式制作被JIS Z 2274(1978)所限定的1号试验片(其中，平行部的直径：8mm、平行部的长度：17mm、夹持部的直径：15mm、平行部与夹持部之间的R：24mm、全长：106mm)的小野式旋转弯曲试验片：将试验片的长度方向设为板材的宽度方向、即垂直于成形材料的中心轴的方向，另外，使试验片的平行部的中心成为板材的宽度130mm的1/2的位置。
然后，将试验片数设为8，以在室温、大气中应力比为-1的条件实施了旋转弯曲疲劳试验。将反复数为1.0×107以上耐久的应力振幅的最低值设为横向疲劳强度。此外，将成形材料的横向疲劳强度为430MPa以上设为目标。
(G)成形材料的断裂韧性值KQ
从上述厚度35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料的T/4部以如下方式采集了被ASTM E 399-06所限定的SE(B)试验片(长度115mm、宽度25mm、厚度12.5mm)：将试验片的长度方向设为成形材料的中心轴方向，另外，使试验片的宽度的中心成为成形材料的宽度大致60mm的1/2的位置。在试验片的长度方向上的中央位置，沿宽度方向设置长度10.5mm(在试验片厚度方向上长度恒定)的缺口，进而在其顶端利用疲劳负荷导入长度2.0mm的预置裂纹。在图2中示出试验片的形状。
在该试验片的缺口端部以能够测量缺口的开口位移的方式安装钳式位移计。然后，对试验片施加3点弯曲载荷，即以跨度100mm两点支承试验片缺口侧的端面，并从缺口正上方的与缺口所在侧相反的一侧的端面施加负荷。此时，测量负载和开口位移的变化，从表示两者的关系的图表上依据ASTM E 399-06的限定，求得作为断裂韧性值的计算对象的负载PQ和最大负载Pmax。然后，在确认了满足同标准所限定的条件Pmax/PQ≤1.1的基础上，算出在试验片上作用有PQ时的应力扩大系数，将该系数设为断裂韧性值KQ。此外，将断裂韧性值KQ为40MPa·m1/2以上设为目标。
(H)成形材料中心部的切削性
对上述厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料的整面进行铣削加工并去除氧化皮，并且精加工成平面。然后，在预先在成形材料的中心部开设了10mm深度的直径9.6mm的预钻孔后，使用直径9.5mm的、涂敷有TiAlN的带油孔的超硬钻头，以每1孔的深度至90mm为止的方式进行穿孔。将此时的钻头的转速设为2011rpm(切削速度：大致60m/分)，将每圈的进给量设为0.10mm/rev，将油压设为2MPa，并供给水溶性切削润滑油。切削性是通过使用切削动力计来测量进行穿孔时的钻头的在中心轴方向上所受到的推力阻力来进行评价的。由于在穿孔初期中，切削阻力的偏差较大，因此以穿孔至第10个孔时所测量到的推力阻力的平均值进行评价。切削性将推力阻力的平均值为1800N以下设为目标。此外，作为切削性评价的指标，将推力阻力的平均值为1800N以下的材料设为“○”，将超过1800N的材料设为“×”。
在表3中，总结并示出了上述试验结果。此外，表3的“预测最大夹杂物宽度”指的是成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度。
[表3]
*指的是在本发明所限定的范围外。
对于试验序号1～22而言，所使用的钢A1～A22满足本发明所限定的化学组成的范围，并且满足轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度，因此热锻成形材料的抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性均示出优异的特性。
对于试验序号23而言，虽然所使用的钢A23的化学组成满足了本发明所限定的范围，但是Fn1的值低达0.80，小于本发明所限定的值，因此热锻成形材料的抗拉强度低达842MPa，并且横向疲劳强度低达400MPa。
对于试验序号24而言，虽然所使用的钢A24的化学组成满足了本发明所限定的范围，但是Fn1的值为较高的1.24，大于本发明所限定的值，且在热锻成形材料中确认有贝氏体，因此断裂韧性值低达37MPa·m1/2，推力阻力的值也超过了1800N。
对于试验序号25而言，所使用的钢A25中的Mn的含有量高达1.65，大于本发明所限定的上限值，且在成形材料中确认有贝氏体，因此断裂韧性值低达38MPa·m1/2，推力阻力的值也超过了1800N。
对于试验序号26而言，所使用的钢A26中的S的含有量低达0.004％，小于本发明所限定的值，因此轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度低达255个/mm2。因此，成形材料的平均珠光体粒径变大为258μm，断裂韧性值低达38MPa·m1/2。
对于试验序号27而言，所使用的钢A27中的S的含有量高达0.049％，大于本发明所限定的值，因此轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度大到109μm。因此，成形材料的横向疲劳强度低达420MPa。
对于试验序号28而言，所使用的钢A28中的V的含有量低达0.080％，小于本发明所限定的值。因此，成形材料的横向疲劳强度低达405MPa。
对于试验序号29而言，所使用的钢A29中的Ti的含有量为0.053％，大于本发明所限定的值。因此，成形材料的断裂韧性值低达35MPa·m1/2。
对于试验序号30而言，所使用的钢A30中的O的含有量为0.0045％，大于本发明所限定的值，因此，轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度大到132μm。因此，热锻成形材料的横向疲劳强度低达400MPa。
实施例2
示出如下例：即使热锻用轧制棒钢的化学组成相同，通过使轧制棒钢的制造条件，特别是从凝固开始至凝固完成的冷却速度不同，也能够使热锻成形材料的组织不同，改变机械特性。
利用下述方法熔炼具有表4所示的化学组成的钢B1和B2。
[表4]
钢No. C Si Mn P S Cr Al V N T[O] Fn1
B1 0.32 0.51 1.24 0.014 0.015 0.15 0.033 0.275 0.0100 0.0015 1.10
B2 0.31 0.50 1.23 0.008 0.016 0.15 0.028 0.259 0.0085 0.0016 1.06
关于钢B1，在利用70吨转炉进行了氧化精炼后，进行除渣，继而投入助熔剂。然后，利用VAD搅拌钢水40分钟后，使用RH设备进行20分钟的环流，继而利用连续铸造设备在铸造速度0.7m/分的条件下对进行了化学组成的调整、氧化物的去除的钢水进行连续铸造，制作横截面为300mm×400mm的铸坯。
以推测从凝固开始至凝固完成的冷却速度为目的，从上述铸坯的厚度300mm的1/4、宽度400mm的1/2的位置切出含有厚度15mm×宽度15mm的横截面的小片。将切出的试样的上述横截面作为被检面，在进行了镜面研磨后，利用苦味酸腐蚀液呈现组织，以光学显微镜观察枝晶组织并测量枝晶二次臂间距。关于枝晶的二次臂间距，在枝晶组织的照片上利用游尺测量该照片上的枝晶的二次臂间距，利用照片的摄影倍率按比例还原，求得实际尺寸。
其结果，推测：枝晶二次臂间距为大致142μm，从凝固开始至凝固完成的冷却速度为大致62℃/分。
关于钢B2，在使用了24吨电炉进行了熔化后，通过使用带真空装置的钢包精炼炉(LFV)进行90分钟处理来进行化学组成的调整、氧化物的去除，从而获得钢水，继而在耐火材料制的铸模内对该钢水进行铸造并使其凝固，制作了高度为2000mm、高度2000mm的1/2的位置处的截面为500mm×500mm、重量约3.5吨的铸锭。
与钢B1相同，为了推测从凝固开始至凝固完成的冷却速度，从上述铸锭的高度2000mm的1/2、厚度500mm的1/4、宽度500mm的1/2的位置切出含有15mm×15mm的横截面的小片。将切出的试样的上述横截面作为被检面并进行了镜面研磨后，利用苦味酸腐蚀液呈现组织，利用光学显微镜观察枝晶组织并测量枝晶二次臂间距。关于枝晶的二次臂间距，在枝晶组织的照片上利用游尺测量该照片上的枝晶的二次臂间距，以照片的摄影倍率按比例还原，求得实际尺寸。
其结果，推测：枝晶二次臂间距为大致235μm，从凝固开始至凝固完成的冷却速度为大致17℃/分。
在以1250℃分别将利用上述方法所获得的钢B1的铸坯和钢B2的铸锭加热了120分钟后，利用初轧形成180mm×180mm的钢坯，之后，以1200℃将各钢坯加热90分钟，在1100℃～1000℃的温度区域内进行棒钢轧制，形成直径50mm的热锻用轧制棒钢。此外，从钢B1的铸坯至轧制棒钢的总压下比(S0/SF)为61，从钢B2的铸锭至轧制棒钢的总压下比(S0/SF)为127。
关于利用上述方法所获得的钢B1的试验序号31的轧制棒钢和钢B2的试验序号32的轧制棒钢，利用实施例1的(A)和(B)所示的方法，调查非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。
在表5中示出了调査结果。表5的“预测最大夹杂物宽度”指的是轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度，“硫化物个数密度”指的是轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。
其结果，试验序号31的轧制棒钢中的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度为1063个/mm2和500个/mm2以上，试验序号32的轧制棒钢中的当量圆直径为0.3μm～1.0μm硫化物的个数密度为368个/mm2和小于500个/mm2。
[表5]
*指的是在本发明所限定的范围外。
接着，在将上述直径50mm的各轧制棒钢截断为长度180mm，并以1250℃进行了再加热后，在1200℃～1150℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而加工成厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致30℃/分。
在图3中示出利用实施例1的(D)所示的方法观察的试验序号31和试验序号32的成形材料的宽度大致60mm的1/2的位置的T/4部的微观组织的光学显微镜照片。
另外，关于利用上述方法所获得的成形材料，利用实施例1的(C)～(H)所示的试验方法实施了非金属夹杂物的预测最大宽度、微观组织、抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性的调査。在表6中示出所获得的结果。表6的“预测最大夹杂物宽度”指的是成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度。
钢B1和钢B2的化学组成均在本发明所限定的范围内，且大致相同，但是所使用的轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm硫化物的个数密度不同。由于试验序号32的轧制棒钢中的当量圆直径为0.3μm～1.0μm硫化物的个数密度为368个/mm2，小于500个/mm2，因此得知有成形材料的平均珠光体粒径为215μm，超过了150μm，与试验序号31的43μm相比较大，组织粗大。其结果，试验序号32的热锻成形材料的断裂韧性值较差。
[表6]
*指的是在本发明所限定的范围外。
实施例3
示出如下例：即使热锻用轧制棒钢的化学组成相同，也能够利用轧制棒钢的制造条件来改变热锻成形材料的横向疲劳强度或断裂韧性值。
使用实施例1所示的钢A12的300mm×400mm铸坯，以表7所示的条件制造直径50mm或直径80mm的热锻用轧制棒钢。表7的“初轧加热条件”指的是用于进行初轧的加热温度，“棒钢加热温度”指的是用于进行棒钢轧制的加热温度，“棒钢轧制尺寸”指的是以棒钢轧制进行制造而成的轧制棒钢的直径。
[表7]
关于所获得的轧制棒钢，利用实施例1的(A)和(B)所示的方法进行了非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度的调査。在表8中示出试验结果。表8的“预测最大夹杂物宽度”指的是轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度，“硫化物个数密度”指的是轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度。
[表8]
*指的是在本发明所限定的范围外。
使用上述轧制棒钢制作了热锻成形材料。
关于试验序号33～35，将直径50mm的轧制棒钢截断为长度180mm，并以1250℃进行再加热，在1200℃～1150℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而加工成厚度大致35mm、宽度大致60mm的热锻成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致30℃/分。
关于试验序号36，将直径80mm的轧制棒钢截断为长度180mm，并以1250℃进行再加热，在1200℃～1150℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而加工成厚度大致50mm、宽度大致100mm的热锻成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致15℃/分。
关于利用上述方法所获得的成形材料，利用实施例1的(C)～(H)所示的试验方法实施了非金属夹杂物的预测最大宽度、微观组织、抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性的调査。在表9中示出所获得的结果。表9的“预测最大夹杂物宽度”指的是成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度。
[表9]
*指的是在本发明所限定的范围外。
对于试验序号33而言，钢A12满足本发明所限定的化学组成的范围，也满足轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm硫化物的个数密度，因此成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度、抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性均示出优异的特性。
与此相对地，对于试验序号34和试验序号35而言，所使用的钢A12满足本发明所限定的化学组成的范围，但是轧制棒钢的当量圆直径为0.3μm～1.0μm硫化物的个数密度分别为小于本发明所限定的范围的470个/mm2和359个/mm2。因此，成形材料的平均珠光体粒径分别为235μm和186μm，超过了150μm，且断裂韧性值分别低达38MPa·m1/2和39MPa·m1/2。
对于试验序号36而言，所使用的钢A12满足本发明所限定的化学组成的范围，但是轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度为大于本发明所限定的范围105μm和104μm。因此，成形材料的横向疲劳强度低达395MPa。
实施例4
示出如下例：即使热锻用轧制棒钢的化学组成、非金属夹杂物的预测最大宽度以及当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度完全相同，也能够利用不同的锻造条件来改变热锻成形材料的特性。
使用实施例1所示的钢A13的直径50mm的热锻用轧制棒钢，以下述条件制作了热锻成形材料。
对于试验序号37，将直径50mm的轧制棒钢截断为长度180mm，并以1250℃进行再加热，在1200℃～1150℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而形成厚度大致35mm、宽度大致60mm的成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致30℃/分。
对于试验序号38，将直径50mm的轧制棒钢截断为长度180mm，并以1290℃进行再加热，在1250℃～1200℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而形成厚度大致35mm、宽度大致60mm的成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致30℃/分。
对于试验序号39，将直径50mm的轧制棒钢截断为长度180mm，并以1250℃进行再加热，在1200℃～1150℃的温度区域内进行向垂直于轧制棒钢的轧制方向的方向压下的热锻，从而形成厚度大致35mm、宽度大致60mm的成形材料，继而以风扇冷却冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致90℃/分。
关于所获得的成形材料，利用实施例1的(C)～(H)所示的试验方法实施了非金属夹杂物的预测最大宽度、微观组织、抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性的调査。表10示出试验结果。表10的“预测最大夹杂物宽度”指的是成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度。
[表10]
*指的是在本发明所限定的范围外。
对于试验序号37而言，钢A13满足本发明所限定的化学组成的范围，且满足轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度，并且成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度、微观组织也满足本发明所限定的范围，因此抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性均示出优异的特性。
与此相对地，对于试验序号38而言，满足本发明所限定的化学组成的范围，且满足轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度，但是成形材料的横截面的T/4部的平均珠光体粒径和中心部的珠光体面积率在本发明所限定的范围之外，因此断裂韧性值和切削性较差。
对于试验序号39而言，满足本发明所限定的化学组成的范围，且满足轧制棒钢的非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度，但是成形材料的内部组织为混合有贝氏体的铁素体·珠光体·贝氏体组织，因此断裂韧性值和切削性较差。
实施例5
使用抗拉强度、横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性均优异的热锻成形材料的原材料、即均满足本发明所限定的化学组成、非金属夹杂物的预测最大宽度和当量圆直径为0.3μm～1.0μm硫化物的个数密度的钢A12和钢A14的直径50mm的热锻用轧制棒钢，利用以下的方法制作燃料喷射***用的共轨。
另外，为了进行比较，使用了具有表11所示的化学组成的钢C1的直径50mm的轧制棒钢。此外，钢C1是相当于JIS G 4053(2008)的机械构造用合金钢钢材所规定的SCM435的钢材。
[表11]
钢No. C Si Mn P S Cr Al Mo N T[O] Fn1
C1 0.36 0.23 0.73 0.014 0.010 1.08 0.033 0.17 0.0120 0.0012 0.77
钢C1在利用70吨转炉进行了氧化精炼后，进行除渣，继而投入助熔剂。然后，在利用VAD搅拌钢水40分钟后，使用RH设备进行15分钟的环流，继而利用连续铸造设备在铸造速度0.7m/分的条件下对进行了化学组成的调整、氧化物的去除的钢水进行连续铸造，制作了横截面为300mm×400mm的铸坯。
钢C1的300mm×400mm的铸坯在以1250℃加热了120分钟后，利用初轧形成180mm×180mm的钢坯，之后，以1200℃将钢坯加热90分钟，在1100℃～1000℃的温度区域内形成直径50mm的轧制棒钢。此外，从钢C1的铸坯至轧制棒钢的总压下比(S0/SF)为61。
接着，在将钢A12、钢A14以及钢C1的直径50mm的热锻用轧制棒钢截断为250mm后，以1250℃进行再加热，以1200℃～1150℃进行向垂直于轧制方向的方向压下的热锻，制作了图4所示的共轨形状的热锻成形材料，继而在大气中进行放冷，直到冷却至室温。此外，800℃～550℃的温度区域中的冷却速度为大致45℃/分。共轨用的热锻成形材料通过一体成形制作而成，如图4所示，由作为共轨的主体的主体部1以及5个分支部2a～2e构成。主体部1的外径为30mm。
关于所获得的钢A12和钢A14的热锻成形材料，利用实施例1的(C)～(H)所示的试验方法实施了关于非金属夹杂物的预测最大宽度、微观组织以及抗拉强度的调査。表12示出试验结果。表12的“预测最大夹杂物宽度”指的是成形材料的非金属夹杂物的预测最大宽度。此外，如图4所示，在共轨形状的成形材料中，将主体部1的纵截面的R2/2部(R2为主体部1的半径)、即距表面7.5mm的位置处的非金属夹杂物的宽度设为W(μm)，求得预测最大宽度。另外，微观组织也相同，在主体部1的中心部算出成形材料的中心部的珠光体面积率，在主体部1的横截面的R2/2部(R2为主体部1的半径)、即距表面7.5mm的位置处测量平均珠光体粒径。
[表12]
然后，在图4所示的共轨形状的热锻成形材料的主体部1，通过切削加工沿其中心部的中心轴方向设置贯通孔11，以与该贯通孔交叉的方式在5个分支部2a～2e设置微小孔12a～12e，从而制作图5所示的形状的共轨。图5的(a)为主视图，图5的(b)为侧视图。在使用枪钻，且将切削速度设为70m/分，将每转的进给量设为0.03mm/rev的情况下进行了切削加工。此外，关于使用了钢C1的试验序号42，在进行了切削加工后，以870℃进行60分钟的加热后油淬火，接着，以600℃进行90分钟的回火。
使用利用上述方法所获得的共轨实施了疲劳试验。将压力发生源连接于形成于5个分支部中的分支部2a的微小孔12a，在其中途设置压力传感器。然后，完全密封除此以外的微小孔12b～12e的端部和形成于主体部1的贯通孔11的两端。之后，以使应力周期性地变化(周波数：15Hz)的方式从连接于压力发生源的微小孔12a压入油。然后，将反复数为1.0×107以上耐久时的最大压力设为疲劳强度，将与试验序号42之比设为疲劳限度比并求得该比，继而进行了评价。压力是利用安装于压力发生源与共轨的端部的微小孔12a之间的压力传感器测量的内压。表13示出试验结果。
[表13]
完全满足本发明所限定的要件的试验序号40和41与非调质状态无关，能够获得与进行了调质处理的试验序号42相同或在其之上的疲劳强度。
产业上的可利用性
通过将本发明的热锻用轧制棒钢作为原材料使用，能够获得横向疲劳强度、断裂韧性值以及切削性优异的非调质的热锻成形材料。另外，通过在本发明的热锻成形材料设置交叉孔，能够低价地制造在较高的喷射压力下所使用的燃料喷射***用的共轨。
附图标记说明
1、主体部；2a-2e、分支部；11、贯通孔；12a-12e、微小孔。

Claims (6)

1.一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，
以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及
剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P以及O的含有量为P：0.035％以下、O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将轧制棒钢的纵截面的R1/2部的非金属夹杂物的宽度设为W，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，其中，R1为轧制棒钢的半径，W的单位为μm，
在轧制棒钢的横截面的R1/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度为500个/mm2以上，
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
2.一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，
以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及
从下述(a)和(b)中选择的1种以上的元素、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P和O的含有量为P：0.035％以下、O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将轧制棒钢的纵截面的R1/2部的非金属夹杂物的宽度设为W，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，其中，R1为轧制棒钢的半径，W的单位为μm，
在轧制棒钢的横截面的R1/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0.3μm～1.0μm的硫化物的个数密度为500个/mm2以上，
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)，
(a)Ti：0.030％以下
(b)Cu：0.30％以下、Ni：0.20％以下、Cr：0.50％以下以及Mo：0.10％以下。
3.一种热锻成形材料，其特征在于，
以质量％计，该热锻成形材料由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P和O的含有量为P：0.035％以下、O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将成形材料的纵截面的、R2/2部或T/4部的非金属夹杂物的宽度设为W，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，其中，R2为成形材料的半径，T为成形材料的厚度，W的单位为μm，
内部组织为铁素体·珠光体组织，
成形材料的横截面的、R2/2部或T/4部的平均珠光体粒径为150μm以下，
珠光体在成形材料中心部的微观组织中所占的面积率为75％以下，
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)。
4.一种热锻成形材料，其特征在于，
以质量％计，该热锻成形材料由C：0.25％～0.50％、Si：0.40％～1.0％、Mn：1.0％～1.6％、S：0.005％～0.035％、Al：0.005％～0.050％、V：0.10％～0.30％以及N：0.005％～0.030％、以及
从下述(a)和(b)中选择的1种以上的元素、以及剩余部分Fe和杂质构成，
杂质中的P和O的含有量为P：0.035％以下和O：0.0030％以下，并且下式(i)所表示的Fn1为0.90～1.20，
将成形材料的纵截面的、R2/2部或T/4部的非金属夹杂物的宽度设为W，利用极值统计处理所获得的累积分布函数为99.99％时的非金属夹杂物的预测最大宽度为100μm以下，其中，R2为成形材料的半径，T为成形材料的厚度，W的单位为μm，
内部组织为铁素体·珠光体组织，
成形材料的横截面的、R2/2部或T/4部的平均珠光体粒径为150μm以下，
珠光体在成形材料中心部的微观组织中所占的面积率为75％以下，
Fn1＝C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+1.65V-5S/7···(i)
其中，上式(i)中的各元素符号表示各元素的含有量(质量％)，
(a)Ti：0.030％以下
(b)Cu：0.30％以下、Ni：0.20％以下、Cr：0.50％以下以及Mo：0.10％以下。
5.一种共轨，其特征在于，
该共轨将权利要求3或权利要求4所述的热锻成形材料作为原材料使用。
6.一种共轨的制造方法，其特征在于，
对权利要求3或权利要求4所述的热锻成形材料进行切削加工而形成交叉孔。
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