热锻用轧制棒钢、热锻成形材料以及共轨及其制造方法

热锻用轧制棒钢、热锻成形材料以及共轨及其制造方法
【专利摘要】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。
【专利说明】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】
[0001] 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系统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】
[0002] 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。
[0003] 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 系统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系统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。
[0004] 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。伴随着燃料喷射系统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。
[0005] 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。
[0006] 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。
[0007] 对于改善燃料喷射系统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。
[0008] 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系统部件。
[0009] 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。
[0010] 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A1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。
[0011] 在专利文献4中，公开有将Μη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。
[0012] 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。
[0013] 专利文献1 :日本特开2005-154886号公报
[0014] 专利文献2 :日本特开2009-287108号公报
[0015] 专利文献3 :日本特开2007-231353号公报
[0016] 专利文献4 :日本特开2004-83986号公报
[0017] 专利文献5 :日本特开2010-265506号公报
[0018] 非专利文献
[0019] 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】

[0020] 发明要解决的问是页
[0021] 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。
[0022] 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A1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。
[0023] 对于专利文献4所记载的技术，由于控制了 Μη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。
[0024] 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系统用所使用的共轨所需的优异的断裂韧性值。
[0025] 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系统用的共轨的原材料 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。
[0026] 用于解决问题的方案
[0027] 在较高的喷射压力下所使用的燃料喷射系统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"。）。
[0028] 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 钢的乳制方向）延伸的非金属夹杂物，从而存在横向疲劳强度降低的倾向。
[0029] 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。
[0030] 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。
[0031] 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。
[0032] 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。
[0033] (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。
[0034] (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。
[0035] (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。
[0036] (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. 3μπι?Ι.Ομπι的微细的硫化物分散的做法是有效的。0. 3μπι?Ι.Ομπι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，乳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。
[0037] (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Ri/2部 ("R/'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100 μ m以下。
[0038] (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。
[0039] (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。
[0040] (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K Q为40MPa · m1/2以上以及切削性优异的非调质的热锻成形材料。
[0041] (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系统用的共轨。
[0042] 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。
[0043] (1) 一种热锻用轧制棒钢，其特征在于，
[0044] 以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C :0.25%?0.50%、Si :0.40%?1.0%、Μη: 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 0. 005 %?0. 030%、以及剩余部分Fe和杂质构成，
[0045] 杂质中的P以及0的含有量为P :0.035%以下、0:0. 0030%以下，并且下式⑴所 表示的Fnl为0.90?1.20，
[0046] 将轧制棒钢的纵截面的R/2部（?为轧制棒钢的半径）的非金属夹杂物的宽度设 为W( μ m)，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1〇〇 U m以下，
[0047] 在轧制棒钢的横截面的Ri/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0. 3μπι? 1. 0 μ m的硫化物的个数密度为500个/W以上。
[0048] Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 65V-5S/7 · · · (i)
[0049] 其中，上式（i)中的各元素符号表示各元素的含有量（质量％ )。
[0050] (2) -种热锻用轧制棒钢，其特征在于，
[0051] 以质量％计，该热锻用轧制棒钢由C :0.25%?0.50%、Si :0.40%?1.0%、Μη: 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 0. 005%?0. 030%、以及
[0052] 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，
[0053] 杂质中的P和0的含有量为P :0.035%以下、0:0. 0030%以下，并且下式⑴所表 示的Fnl为0· 90?1. 20，
[0054] 将轧制棒钢的纵截面的R/2部（?为轧制棒钢的半径）的非金属夹杂物的宽度设 为W( μ m)，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1〇〇 U m以下，
[0055] 在轧制棒钢的横截面的Ri/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0. 3μπι? 1. 0 μ m的硫化物的个数密度为500个/W以上。
[0056] Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 65V-5S/7 · · · (i)
[0057] 其中，上式（i)中的各元素符号表示各元素的含有量（质量％ )。
[0058] (&)11:0.030%以下
[0059] (b)Cu :0· 30% 以下、Ni :0· 20% 以下、Cr :0· 50% 以下以及 Mo :0· 10% 以下。
[0060] (3) -种热锻成形材料，其特征在于，
[0061] 以质量％计，该热锻成形材料由C :0.25 %?0.50 %、Si :0.40 %?1.0 %、Μη : 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 0. 005 %?0. 030%、以及剩余部分Fe和杂质构成，
[0062] 杂质中的P和0的含有量为P :0.035%以下、0:0. 0030%以下，并且下式⑴所表 示的Fnl为0· 90?1. 20，
[0063] 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( μ m)，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100 μ m以下，
[0064] 内部组织为铁素体·珠光体组织，
[0065] 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150 μ m以下，
[0066] 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。
[0067] Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 65V-5S/7 · · · (i)
[0068] 其中，上式（i)中的各元素符号表示各元素的含有量（质量％ )。
[0069] (4) 一种热锻成形材料，其特征在于，
[0070] 以质量％计，该热锻成形材料由C :0.25 %?0.50 %、Si :0.40 %?1.0 %、Μη : 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 0. 005%?0. 030%、以及
[0071] 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，
[0072] 杂质中的P和0的含有量为P :0.035%以下和0 :0.0030%以下，并且下式⑴所 表示的Fnl为0.90?1.20，
[0073] 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( μ m)，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100 μ m以下，
[0074] 内部组织为铁素体·珠光体组织，
[0075] 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150 μ m以下，
[0076] 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。
[0077] Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 65V-5S/7 · · · (i)
[0078] 但是，上式（i)中的各元素符号表示各元素的含有量（质量％ )。
[0079] (&)11:0.030%以下
[0080] (b)Cu :0· 30% 以下、Ni :0· 20% 以下、Cr :0· 50% 以下以及 Mo :0· 10% 以下。
[0081] (5) -种共轨，其特征在于，将上述⑶或⑷所记载的热锻成形材料作为原材料 使用。
[0082] (6) -种共轨的制造方法，其特征在于，对上述⑶或⑷所记载的热锻成形材料 进行切削加工而形成交叉孔。
[0083] 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。
[0084] 在本发明中，依据以下的（4 )?（^ )所列举的定义。
[0085] ( ^ )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A1203为 主要成分的氧化物、以TiN为主要成分的氮化物。
[0086] ( σ )Rl/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 R/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R 2/2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。
[0087](〃）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。
[0088](=)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。
[0089] ( * )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。
[0090] (?）将热锻用轧制棒钢的纵截面的&/2部（?为轧制棒钢的半径）的非金属夹杂 物的宽度设为W( μ m)，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"。
[0091] (卜）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( μ m)，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"。
[0092] ( ^ )以下，有时将在热锻用轧制棒钢的横截面的R/2部的单位面积所观察的 当量圆直径为〇. 3 μ m?1. 0 μ m的硫化物的个数密度省略为"轧制棒钢的当量圆直径为 0. 3 μ m?1. 0 μ m的硫化物的个数密度"。
[0093] 发明的效果
[0094] 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系统用的共轨。

【专利附图】

【附图说明】
[0095] 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. 7 μ m的情况下的例子的图。
[0096] 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115_、宽度25_、厚度12. 5_)的形状的图。
[0097] 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60_的1/2的位置的T/4部的微观组织的光学显微镜照片。
[0098] 图4是表示共轨形状的热锻成形材料的图。
[0099] 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】
[0100] 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％"。
[0101] 1.热锻用轧制棒钢和热锻成形材料的化学组成
[0102] C :0· 25%?0· 50%
[0103] 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 〇. 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 %。
[0104] Si :0· 40%?1. 0%
[0105] 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%。
[0106] Mn :1.0%?1.6%
[0107] Μη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Μη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Μη的含有量设为1.0%? 1.6%。优选将Μη的含有量设为1.1 %?1.4%。
[0108] S :0· 005%?0· 035%
[0109] S在本发明中是重要的元素。S与Μη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〇. 3 μ m?1. 0 μ m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。
[0110] A1 :0· 005%?0· 050%
[0111] A1不仅具有脱氧作用，其与N相结合而形成微细的A1N，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A1。另一方面，若A1的含有量超过.050%，则该效果达到 饱和。因而，将A1的含有量设为0.005%?0.050%。优选将A1的含有量设为0.010%? 0. 040%。
[0112] V :0· 10%?0· 30%
[0113] 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%。
[0114] N :0. 005%?0. 030%
[0115] 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A1相结合而形成微细的A1N，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，需要含有〇. 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%。
[0116] 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。
[0117] 但是，在本发明中，需要对杂质中的P和0做出限制，需要将其含有量分别设为P : 0.035%以下和0 :0.0030%以下。以下，对P和0的含有量进行说明。
[0118] P :0.035% 以下
[0119] 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 含有量设为〇. 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。
[0120] 0:0.0030% 以下
[0121] 〇与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。若〇的含有量超过〇. 0030%，则难以使非金属夹杂物的预测 最大宽度为1〇〇 μ m以下，其结果，横向疲劳强度降低。因而，将0的含有量设为0.0030%以 下。优选将0的含有量设为0.0015%以下。另外，期望作为杂质所含有的0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。
[0122] 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。
[0123] Ti :0.030% 以下
[0124] 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。
[0125] Cu :0.30 % 以下
[0126] 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 有量超过〇. 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。
[0127] Ni :0.20% 以下
[0128] 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。
[0129] Cr :0.50 % 以下
[0130] 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。
[0131] Mo :0.10% 以下
[0132] 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。
[0133] 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〇. 60%以下。
[0134] Fnl:0.90 ?L20
[0135] Fnl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Fnl的值处于限定范 围内的方式调整各元素的含有量。若Fnl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Fnl的值设为0.90以上。优选 将Fnl的值设为0. 95以上。另一方面，若Fnl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Fnl的值设为1. 20以下。优选将Fnl的值设为1. 16以下。
[0136] Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 65V-5S/7 · · · (i)
[0137] 其中，上式（i)中的各元素符号表示各元素的含有量（质量％ )。
[0138] 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
[0139] 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R/2部（?为轧制 棒钢的半径）、以及纵截面的R 2/2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( μ m)，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100 μ m以下。
[0140] 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。
[0141] 在以将含有热锻用轧制棒钢的R/2部的纵截面作为被检面的方式切出10个宽度 5mmX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. 954_2,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Wym)。
[0142] 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％(j = 1?50)，并针对各个j计算累积分布函数Fj = 100(j/51) (% )〇
[0143] 制作将以下述公式所赋予的基准化变量t设为纵轴、将％设为横轴的图表，利用 最小平方法求得近似直线。
[0144] Yj = -In (-In (j/51))
[0145] 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％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. 7μ m的情况下的例子。
[0146] 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。
[0147] 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。
[0148] 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。
[0149] 以A1203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。
[0150] 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\，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S F时，将 两者的比所表示的总压下比4/Sp设为40以上。通过将从铸坯至轧制棒钢的总压下比（S/ 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100 μ m。
[0151] 若增大压下比，乳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，乳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。
[0152] 3.热锻用轧制棒钢中的微细的硫化物的个数密度
[0153] 在热锻用轧制棒钢中，若当量圆直径为0. 3μπι?Ι.Ομ--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 当量圆直径小于〇. 3 μ m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. 〇 μ m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. 3μπι?Ι.ομπι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，将在横截面的凡/2部的单位面积所观察的当量 圆直径为〇. 3μηι?Ι.Ομηι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/mm 2以上。
[0154] 轧制棒钢的当量圆直径为0. 3μπι?Ι.Ομ--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〇. 3 μ m?1. 0 μ m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〇. 3 μ m? 1. 0 μ m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°C /分以上。
[0155] S = 710R-0·39
[0156] 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（μ m)，R为从 凝固开始至凝固完成的平均冷却速度（°c /分）。
[0157] 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°C /分以上，例如，在 以连续铸造制造300mmX400mm的铸述时，将铸造速度设为0. 3m/分?1. 2m/分即可。
[0158] 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〇. 3 μ m?1. 0 μ m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°C以上的加热。轧制棒钢的当量圆直径为 0. 3μπι?Ι.Ομπι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°C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 无法将乳制棒钢的当量圆直径为〇. 3μηι?Ι.Ομηι的硫化物的个数密度形成为500个/mm2 以上。
[0159] 4.热锻成形材料的金属组织
[0160] 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。
[0161] 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 150 μ m以下。若平均珠光体粒径超过150 μ m，则导致断裂韧性值显著降低。
[0162] 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。
[0163] 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150 μ m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. 3 μ m?1. 0 μ m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°C以上的加热、以及将热锻后的至800°C?550°C的平均冷却速 度设为70°C/分以下。
[0164] 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。
[0165] 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 喷射系统所使用的共轨。
[0166] 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 夕卜，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，乳制温度以及锻造温度指的是被加工的钢材的表面温度。
[0167] 实施例1
[0168] 利用下述方法熔炼具有表1所示的化学组成的钢A1?A30。
[0169] [表 1]
[0170] 熔真而除 助的继去 入置It,的 投装f物 而热5化渣#分整 除梠 205 行带行& !||賊締 T,路鲜 炼以甚七 精 aRHp;化备用行 氧设使进 ΓΤ拌一一PJfΗ#τllr 吨貧水分 70的钢η/ 目置拌7m I装搅0.在一 }度 ,?力"。速29式仙造 Τ議"Μ縦 ~电作在 Α1雅綱财 钢_备设 于_设造 关,*拌铸 后檢续 ο然水连 17。钢用 [0剂空利

【权利要求】
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 %、Μη : 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 0. 005%?0. 030%、以及 剩余部分Fe和杂质构成， 杂质中的P以及〇的含有量为P :〇. 035%以下、0 :0. 0030%以下，并且下式（i)所表示 的 Fnl 为 0· 90 ?1. 20， 将轧制棒钢的纵截面的R/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100 μ m以下，其中，札 为轧制棒钢的半径，W的单位为μ m， 在轧制棒钢的横截面的Ri/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0. 3 μ m?1. 0 μ m的 硫化物的个数密度为500个/mm2以上， Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 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. -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 %、Μη : 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 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和〇的含有量为P :0.035%以下、0:0. 0030%以下，并且下式（i)所表示的 Fnl 为 0· 90 ?1. 20, 将轧制棒钢的纵截面的R/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100 μ m以下，其中，札 为轧制棒钢的半径，W的单位为μ m， 在轧制棒钢的横截面的Ri/2部的单位面积所观察的当量圆直径为0. 3 μ m?1. 0 μ m的 硫化物的个数密度为500个/mm2以上， Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 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. -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 %、Μη : 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 0. 005 %?0. 030%、以及剩余部分Fe和杂质构成， 杂质中的P和〇的含有量为P :0.035%以下、0 :0.0030%以下，并且下式（i)所表示的 Fnl 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100 μ m以下， 其中，馬为成形材料的半径，T为成形材料的厚度，W的单位为μ m， 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150 μ m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， Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 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 %、Μη : 1. 0%?1. 6%、S :0· 005%?0· 035%、Α1 :0· 005%?0· 050%、V :0· 10%?0· 30% 以及 Ν : 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和〇的含有量为P :〇. 035%以下和0 :0. 0030%以下，并且下式（i)所表示 的 Fnl 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100 μ m以下， 其中，馬为成形材料的半径，T为成形材料的厚度，W的单位为μ m， 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150 μ m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， Fnl = C+Si/10+Mn/5+5Cr/22+l. 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％ )， (&)11:0.030%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. -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. -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。
【文档编号】C21D8/06GK104114734SQ201380009502
【公开日】2014年10月22日 申请日期:2013年2月5日 优先权日:2012年2月15日
【发明者】松井直树, 东田真志, 松本齐, 根石丰, 牧野泰三, 森田耕司, 谷村圭宏, 佐岛尚之, 伊藤登史政 申请人:新日铁住金株式会社, 株式会社电装