JP7196549B2 - Steel pipe manufacturing method - Google Patents

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Description

本発明は、鋼管、軸受用鋼管、および鋼管の製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel pipe, a steel pipe for bearings, and a method for manufacturing a steel pipe.

溶接鋼管は、一般的に、鋼板または鋼帯などを溶接することで製造される。例えば、特許文献１には、炭素量が０．１５質量％以上０．４質量％以下である低炭素鋼板を高周波溶接した後、電縫溶接部のボンド幅が２５μｍ以下となるよう縮径圧延により機械的に狭くした、溶接鋼管の一種である電縫溶接鋼管が開示されている。 Welded steel pipes are generally manufactured by welding steel plates or steel strips. For example, in Patent Document 1, after high-frequency welding of a low-carbon steel plate having a carbon content of 0.15% by mass or more and 0.4% by mass or less, diameter reduction rolling is performed so that the bond width of the electric resistance welded portion is 25 μm or less. Disclosed is an electric resistance welded steel pipe, which is a type of welded steel pipe that is mechanically narrowed by

特開２０１３－１４７７５１号公報JP 2013-147751 A

高炭素鋼管において、溶接部の加工性を向上させるために焼鈍処理が施される。特許文献１には、低炭素鋼管における溶接部のボンド幅を狭くすることで、溶接部の強度低下を防ぐことが開示されている。しかしながら、高炭素鋼管における溶接部のボンド幅が、当該溶接部の加工性を向上するための焼鈍時間に与える影響については開示されていない。 Annealing treatment is applied to high-carbon steel pipes to improve the workability of welds. Patent Literature 1 discloses that reduction in strength of the welded portion is prevented by narrowing the bond width of the welded portion in the low-carbon steel pipe. However, there is no disclosure about the influence of the bond width of the weld zone in the high-carbon steel pipe on the annealing time for improving the workability of the weld zone.

本発明の一態様は、溶接部の焼鈍時間を短縮することができる高炭素鋼管を実現することを目的とする。 An object of one aspect of the present invention is to realize a high-carbon steel pipe capable of shortening the annealing time of a welded portion.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、Ｃ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、およびＣｕ：０．３質量％以下を含む鋼板または鋼帯の端部を溶接することにより形成され、上記端部同士は、１２００℃以上１７００℃以下の溶接温度で溶接されており、加熱によって上記端部が溶融することで形成されるボンド部の幅は、上記鋼板または鋼帯の板厚に対し０．２％以上１．２％以下であることを特徴とする。 In order to solve the above problems, a steel pipe according to an aspect of the present invention has C: 0.4% by mass or more and 1.5% by mass or less, P: 0.03% by mass or less, and Cu: 0.3% by mass. % or less, the ends are welded at a welding temperature of 1200 ° C or higher and 1700 ° C or lower, and the ends are melted by heating The width of the bond portion to be formed is characterized by being 0.2% or more and 1.2% or less of the plate thickness of the steel plate or steel strip.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、上記鋼管における上記Ｃの含有量は、０．６質量％以上１．２質量％以下であってもよい。 In order to solve the above problems, a steel pipe according to an aspect of the present invention may have a C content of 0.6% by mass or more and 1.2% by mass or less.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、Ｓｉ：２．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、およびＡｌ：０．２質量％以下のうちの少なくとも１つの条件をさらに満たしていてもよい。 In order to solve the above problems, a steel pipe according to an aspect of the present invention has Si: 2.0% by mass or less, Mn: 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less, and S: 0.02% by mass. or less, and Al: 0.2% by mass or less.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、Ｃｒ：５．０質量％以下およびＭｏ：０．５質量％以下のうち少なくとも１つの条件をさらに満たしていてもよい。 In order to solve the above problems, the steel pipe according to one aspect of the present invention may further satisfy at least one of Cr: 5.0 mass % or less and Mo: 0.5 mass % or less.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｖ：１．５質量％以下、およびＢ：０．０１質量％以下のうち少なくとも１つの条件をさらに満たしていてもよい。 In order to solve the above problems, a steel pipe according to an aspect of the present invention has Ti: 0.3 mass% or less, Nb: 0.5 mass% or less, V: 1.5 mass% or less, and B: 0 At least one of the conditions of .01% by mass or less may be further satisfied.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、上記溶接は、高周波溶接であってもよい。 In order to solve the above problems, in the steel pipe according to one aspect of the present invention, the welding may be high frequency welding.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、上記端部同士が加熱され、上記板厚に対し２０％以上３０％以下の押し潰し量となるように互いに押圧されることで形成されてもよい。 In order to solve the above problems, the steel pipe according to an aspect of the present invention is heated at the ends and pressed against each other so that the crushing amount is 20% or more and 30% or less with respect to the plate thickness. may be formed by

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、上記端部は、角が押し潰されており、上記鋼板または鋼帯の板幅方向における、押し潰された部分に対応する長さは、上記板厚に対し５％以上４０％以下であり、上記鋼板または鋼帯の上面または下面を含む平面と、上記押し潰しによって形成された面とがなす角度のうちの小さい方の角度は、２０度以上６０度以下であってもよい。 In order to solve the above problems, in the steel pipe according to one aspect of the present invention, the corners of the ends are crushed, and correspond to the crushed portions in the width direction of the steel plate or steel strip. The length is 5% or more and 40% or less of the plate thickness, and the smaller of the angles formed by the plane including the upper surface or the lower surface of the steel plate or steel strip and the surface formed by the crushing may be 20 degrees or more and 60 degrees or less.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管は、丸管、角管、または異形管であってもよい。 In order to solve the above problems, the steel pipe according to one aspect of the present invention may be a round pipe, a square pipe, or a deformed pipe.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る軸受用鋼管は、上記の何れかに記載の鋼管を含むことを特徴とする。 In order to solve the above problems, a steel pipe for bearings according to one aspect of the present invention includes any one of the steel pipes described above.

上記の課題を解決するために、本発明の一態様に係る鋼管の製造方法は、Ｃ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、およびＣｕ：０．３質量％以下を含む、鋼板または鋼帯の端部同士が溶接された鋼管の製造方法であって、上記鋼板または鋼帯を曲げて上記端部同士を接触させる工程と、加熱によって上記端部が溶融することで形成されるボンド部の幅が、上記鋼板または鋼帯の板厚に対し０．２％以上１．２％以下となるように、上記端部同士を互いに押圧した状態で、１２００℃以上１７００℃以下の温度で溶接する工程と、を含むことを特徴とする。 In order to solve the above problems, a steel pipe manufacturing method according to an aspect of the present invention comprises C: 0.4% by mass or more and 1.5% by mass or less, P: 0.03% by mass or less, and A method for manufacturing a steel pipe in which the ends of a steel plate or steel strip are welded together, comprising: bending the steel plate or steel strip to bring the ends into contact; The ends are pressed against each other so that the width of the bond formed by melting the ends is 0.2% or more and 1.2% or less with respect to the thickness of the steel plate or steel strip. , welding at a temperature of 1200° C. or higher and 1700° C. or lower.

本発明の一態様によれば、溶接部の焼鈍時間を短縮することができる高炭素鋼管を実現することができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to one aspect of the present invention, it is possible to realize a high-carbon steel pipe capable of shortening the annealing time of the welded portion.

本発明の一実施形態に係る鋼管の溶接部を示す模式図である。1 is a schematic diagram showing a welded portion of a steel pipe according to one embodiment of the present invention; FIG. 本発明の一実施形態に係る鋼管の溶接部を示す写真を表す図である。FIG. 3 is a photograph showing a welded portion of a steel pipe according to one embodiment of the present invention; （ａ）～（ｄ）はそれぞれ、鋼管１の断面形状を示す断面図である。(a) to (d) are cross-sectional views each showing a cross-sectional shape of the steel pipe 1. FIG. 本発明の一実施形態に係る鋼管のクラッシング幅およびクラッシング角度を示す模式図である。FIG. 2 is a schematic diagram showing the crushing width and crushing angle of a steel pipe according to one embodiment of the present invention; （ａ）および（ｂ）は、本発明の一実施形態に係る鋼管のアプセット量を示す模式図である。(a) and (b) are schematic diagrams showing the amount of upset of a steel pipe according to one embodiment of the present invention.

以下、本発明の一実施形態について、図１および図２を参照して詳細に説明する。以下では、本発明における溶接方法の一例として電縫溶接を挙げて説明するが、本発明における溶接方法は、電縫溶接に限定されず、鋼管のシーム部を加熱することにより溶接接合する方法であればよい。 An embodiment of the present invention will be described in detail below with reference to FIGS. 1 and 2. FIG. Although electric resistance welding will be described below as an example of the welding method of the present invention, the welding method of the present invention is not limited to electric resistance welding, and is a method of welding and joining by heating the seam portions of steel pipes. I wish I had.

＜鋼管１＞
図１は、本実施形態に係る鋼管１の溶接部３を示す模式図である。鋼管１は、Ｃ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、およびＣｕ：０．３質量％以下を含む鋼板または鋼帯の端部を溶接することにより形成されている。上記端部同士は、１２００℃以上１７００℃以下の溶接温度で溶接されており、加熱によって上記端部が溶融することで形成されるボンド部４の幅は、上記鋼板または鋼帯の板厚に対し０．２％以上１．２％以下である。 <Steel pipe 1>
FIG. 1 is a schematic diagram showing a welded portion 3 of a steel pipe 1 according to this embodiment. The steel pipe 1 is made by welding the ends of a steel plate or steel strip containing C: 0.4% by mass or more and 1.5% by mass or less, P: 0.03% by mass or less, and Cu: 0.3% by mass or less. formed by The ends are welded together at a welding temperature of 1200° C. or higher and 1700° C. or lower, and the width of the bond portion 4 formed by melting the ends by heating is the thickness of the steel plate or steel strip. 0.2% or more and 1.2% or less.

図１に示すように、溶接部３は、鋼帯２が溶接されている部分であり、例えば、溶接ビード部である。なお、鋼帯２は鋼板であってもよい。 As shown in FIG. 1, the welded portion 3 is a portion where the steel strip 2 is welded, for example, a weld bead portion. In addition, the steel strip 2 may be a steel plate.

溶接部３には、ボンド部４および熱影響部５が形成される。ボンド部４は、溶接部３において、２つの熱影響部５の間に形成される。電縫溶接時において、電縫溶接部は固液共存域まで加熱される。これにより、電縫溶接部外に含まれるＣは液相では濃化し、固相では減少する。Ｃが濃化された上記液相は、鋼帯２の端部同士の押圧（アプセット）により電縫溶接部の外側に排出され、ビードを形成する。一方、Ｃが減少した上記固相は溶接部３に残存し、当該固相によってボンド部４が形成される。また、熱影響部５は、電縫溶接時の熱によって、上記端部における金属組織が変化した領域であって、ボンド部４以外の領域である。 A bond portion 4 and a heat affected zone 5 are formed in the welded portion 3 . A bond 4 is formed between two heat affected zones 5 at the weld 3 . During electric resistance welding, the electric resistance welded portion is heated to a solid-liquid coexistence zone. As a result, C contained outside the electric resistance welded portion is concentrated in the liquid phase and decreased in the solid phase. The C-enriched liquid phase is discharged to the outside of the electric resistance weld by pressing (upsetting) the ends of the steel strip 2 to form a bead. On the other hand, the solid phase with reduced C remains in the welded portion 3, and the bond portion 4 is formed by the solid phase. The heat-affected zone 5 is a region other than the bond portion 4 where the metallographic structure of the end portion is changed by the heat during electric resistance welding.

溶接部３は、加工性を向上させるために、後述する球状化焼鈍処理が施されることが好ましい。溶接部３において、熱影響部５は、溶接時の加熱によって、未溶解炭化物およびマルテンサイトが混在した組織となる。一方、ボンド部４は、溶接時の加熱によって熱影響部５よりも高温となるため、上記未溶解炭化物が含まれないマルテンサイトのみの組織となる。したがって、溶接部３に球状化焼鈍を施した場合、熱影響部５は上記未溶解炭化物を核として炭化物が成長することから短時間で球状化焼鈍が終了するが、ボンド部４は上記未溶解炭化物が含まれない。そのため、ボンド部４では、まずボンド部４内部に炭化物が析出した後に、当該炭化物が成長する。 The welded portion 3 is preferably subjected to a spheroidizing annealing treatment, which will be described later, in order to improve workability. In the weld zone 3, the heat affected zone 5 becomes a structure in which undissolved carbide and martensite are mixed due to heating during welding. On the other hand, the bonding portion 4 becomes hotter than the heat-affected zone 5 due to heating during welding, and thus has a structure of only martensite that does not contain the undissolved carbide. Therefore, when the weld zone 3 is subjected to spheroidizing annealing, the heat-affected zone 5 grows carbide with the undissolved carbide as a nucleus, so the spheroidizing annealing is completed in a short time, but the bond part 4 is undissolved. Contains no carbides. Therefore, in the bond portion 4, after the carbide precipitates inside the bond portion 4, the carbide grows.

その結果、ボンド部４は熱影響部５よりも長時間の球状化焼鈍が施される必要がある。また、ボンド部４の幅が広いほど、更に長時間の球状化焼鈍が施される必要がある。すなわち、ボンド部４の幅を狭くすることで、溶接部３への球状化焼鈍に必要な時間を短くすることができる。 As a result, the bond 4 needs to undergo a longer spheroidizing anneal than the heat affected zone 5 . Further, the wider the bond portion 4, the longer the spheroidizing annealing is required. That is, by narrowing the width of the bond portion 4, the time required for the spheroidizing annealing of the weld portion 3 can be shortened.

図２は、鋼管１の溶接部３を示す写真を表す図である。図２に示すように、鋼管１は、ボンド部４の幅が、鋼帯２の板厚に対し０．２％以上１．２％以下となるように形成される。このようなボンド部４の幅を実現するには、溶接温度が１２００℃以上１７００℃以下であることが好ましい。このように、ボンド部４の幅が前記板厚に対し１．２％以下であれば、溶接後の球状化焼鈍時間は、比較的短時間にすることができる。また、ボンド部４の幅が０（ゼロ）であった場合、溶接が適切に行われたか判断できなくなるため、ボンド部４の幅は、前記板厚に対し０．２％以上であることが好ましい。 FIG. 2 is a photograph showing the welded portion 3 of the steel pipe 1. As shown in FIG. As shown in FIG. 2 , the steel pipe 1 is formed such that the width of the bond portion 4 is 0.2% or more and 1.2% or less of the plate thickness of the steel strip 2 . In order to achieve such a width of the bond portion 4, the welding temperature is preferably 1200° C. or higher and 1700° C. or lower. Thus, if the width of the bond portion 4 is 1.2% or less of the plate thickness, the spheroidizing annealing time after welding can be made relatively short. In addition, if the width of the bond portion 4 is 0 (zero), it becomes impossible to determine whether the welding was performed properly. preferable.

また、鋼管１は、上述のように特定の成分を特定の量だけ含むことにより、転動疲労寿命にも優れる。ここで、「転動疲労寿命」とは、鋼管１を用いた軸受が転がり運動することによって、鋼管１の母材および溶接部３において表面剥離が発生するまでの期間のことをいう。 In addition, the steel pipe 1 is also excellent in rolling contact fatigue life by containing specific components in specific amounts as described above. Here, the term "rolling fatigue life" refers to the period until surface peeling occurs in the base material of the steel pipe 1 and the welded portion 3 due to the rolling motion of the bearing using the steel pipe 1 .

また、「転動疲労寿命に優れる」とは、上記期間が、従来から高炭素鋼管として多用されるシームレス鋼管と同等に長いことをいう。転動疲労寿命は、例えば、溶接された鋼管を切り開いて板状に加工した後に、スラスト型転動疲労試験により母材および溶接部３において表面剥離が発生するまでの期間を測定することによって求めることができる。 In addition, the term "excellent in rolling contact fatigue life" means that the above period is as long as that of seamless steel pipes, which have been frequently used as high-carbon steel pipes. The rolling contact fatigue life is obtained, for example, by cutting a welded steel pipe open and processing it into a plate, and then measuring the period until surface peeling occurs in the base metal and the weld zone 3 by a thrust-type rolling contact fatigue test. be able to.

また、鋼管１に硫化物および酸素などの非金属介在物が含まれていてもよい。ただし、非金属介在物のうち、硫化物、なかでもＭｎＳが鋼管表面に凝集および析出することで、非金属介在物を起点とする割れおよび表面傷の原因となり、結果的に転動疲労寿命を低減する虞がある。 Moreover, the steel pipe 1 may contain non-metallic inclusions such as sulfides and oxygen. However, among non-metallic inclusions, sulfides, especially MnS, agglomerate and precipitate on the steel pipe surface, causing cracks and surface flaws originating from the non-metallic inclusions, resulting in a reduction in rolling contact fatigue life. There is a risk that it will decrease.

また、転がり軸受の転動体と接触する表面部に、ＭｎＳなどの硫化物が存在する場合は、その部分の大幅な旋削加工が必要となり、製造コストが増加する虞がある。そのため、硫化物などの非金属介在物の粒径は、２０μｍ以下であることが好ましく、１０μｍ以下であることがより好ましい。鋼管１における非金属介在物の粒径が上述の好ましい範囲のように小さいことで、特に当該非金属介在物が硫化物である場合には、転動疲労寿命の低減および製造コストの増加を防止することができる。 In addition, if sulfides such as MnS are present on the surface portion of the rolling bearing that contacts the rolling elements, extensive turning work is required for that portion, which may increase the manufacturing cost. Therefore, the grain size of non-metallic inclusions such as sulfides is preferably 20 μm or less, more preferably 10 μm or less. Since the grain size of the non-metallic inclusions in the steel pipe 1 is as small as the preferred range described above, it is possible to prevent a reduction in rolling contact fatigue life and an increase in manufacturing costs, especially when the non-metallic inclusions are sulfides. can do.

また、鋼管１が非金属介在物として酸素を含む場合、鋼管１における酸素の含有量は２０ｐｐｍ以下であることが好ましく、１５ｐｐｍ以下であることがより好ましい。鋼管１における酸素の含有量が上述の好ましい範囲であることで、より清浄度の高い鋼管１を得ることができる。その結果、転動疲労寿命により優れた鋼管１を得ることができる。 Moreover, when the steel pipe 1 contains oxygen as non-metallic inclusions, the oxygen content in the steel pipe 1 is preferably 20 ppm or less, more preferably 15 ppm or less. By setting the oxygen content in the steel pipe 1 within the preferred range described above, the steel pipe 1 with a higher degree of cleanliness can be obtained. As a result, it is possible to obtain the steel pipe 1 having a better rolling contact fatigue life.

鋼管１の直径は、直径１５ｍｍ以上３００ｍｍ以下であることが好ましい。また、鋼管１を形成するために用いられる鋼板または鋼帯の厚さは、２ｍｍ以上１０ｍｍ以下であることが好ましい。鋼管１の直径および上記鋼板または鋼帯の厚さが上述の好ましい範囲であることにより、特殊な製造条件を必要とせずに鋼管１を製造することができる。 The steel pipe 1 preferably has a diameter of 15 mm or more and 300 mm or less. Moreover, the thickness of the steel plate or steel strip used to form the steel pipe 1 is preferably 2 mm or more and 10 mm or less. By setting the diameter of the steel pipe 1 and the thickness of the steel plate or steel strip within the preferred ranges described above, the steel pipe 1 can be manufactured without requiring special manufacturing conditions.

図３の（ａ）～（ｄ）はそれぞれ、鋼管１の断面形状を示す断面図である。図３の（ａ）に示すように、鋼管１は、鋼管１の延伸方向に垂直な断面の断面形状が略円形である丸管であってもよい。また、図３の（ｂ）に示すように、鋼管１は、上記断面形状が略矩形である角管であってもよい。また、上記断面形状が略円形・略矩形以外である異形管であってもよい。なお、上記異形管の上記断面形状として、例えば、図３の（ｃ）に示すような半円形、または図３の（ｄ）に示すような鼓形等が挙げられる。 (a) to (d) of FIG. 3 are cross-sectional views showing cross-sectional shapes of the steel pipe 1, respectively. As shown in (a) of FIG. 3, the steel pipe 1 may be a round pipe having a substantially circular cross-sectional shape perpendicular to the extending direction of the steel pipe 1 . Further, as shown in FIG. 3(b), the steel pipe 1 may be a square pipe having a substantially rectangular cross-sectional shape. Moreover, the above-mentioned cross-sectional shape may be a deformed tube having a cross-sectional shape other than substantially circular or substantially rectangular. In addition, examples of the cross-sectional shape of the deformed tube include a semicircular shape as shown in FIG. 3(c) and an hourglass shape as shown in FIG. 3(d).

〔鋼帯２〕
鋼帯２は、鋼管１の素形材として好適に用いられる。鋼帯２は、ロール成形を施されることで管状に形成され、溶接、焼入処理、焼戻処理および球状化焼鈍を施されることで、鋼管１となる。 [Steel strip 2]
The steel strip 2 is suitably used as a material for forming the steel pipe 1 . The steel strip 2 is roll-formed into a tubular shape, and welded, quenched, tempered, and spheroidized to form the steel pipe 1 .

ここで、溶接部３が存在しない鋼管であるシームレス鋼管は、母材である棒鋼の中心偏析の影響により、鋼管外面側と内面側とで非金属介在物の量および大きさに差異が生じる。外面側の非金属介在物は微細かつ微量であるが、内面側では非金属介在物は多量に存在するとともに内表面に露出している。 Here, in the seamless steel pipe, which is a steel pipe without the welded portion 3, the amount and size of nonmetallic inclusions differ between the outer surface side and the inner surface side of the steel pipe due to the influence of the center segregation of the steel bar that is the base material. The non-metallic inclusions on the outer surface side are fine and in a very small amount, but on the inner surface side there are a large amount of non-metallic inclusions and they are exposed on the inner surface.

そのため、シームレス鋼管を軸受に用いた場合、転がり軸受の外輪はシームレス鋼管の内表面を使用することとなるが、内表面に多量に存在する非金属介在物は転動疲労寿命に大きな影響を及ぼす。このことから、転動疲労寿命を長くするには、転動体と接触する部分を大幅に旋削加工する必要があり、加工コストが高くなる。 Therefore, when a seamless steel pipe is used for a bearing, the inner surface of the seamless steel pipe is used for the outer ring of the rolling bearing, and the large amount of non-metallic inclusions present on the inner surface greatly affects the rolling contact fatigue life. . For this reason, in order to lengthen the rolling contact fatigue life, it is necessary to extensively turn the parts that come into contact with the rolling elements, which increases the machining cost.

これに対し、鋼管１、すなわち、鋼帯２が溶接された電縫鋼管などの溶接鋼管は、シームレス鋼管と異なり、非金属介在物の多くが鋼帯の内部に存在し、表裏面にほとんど存在しない。そのため、素形材として鋼帯を用いた溶接鋼管は、シームレス鋼管に比べて、内面側における清浄度が高く、鋼管における内面と外面との清浄度の差を小さくすることができる。 On the other hand, in a welded steel pipe such as an electric resistance welded steel pipe to which steel strip 2 is welded, unlike a seamless steel pipe, most of the non-metallic inclusions are present inside the steel strip, and are mostly present on the front and back surfaces. do not. Therefore, a welded steel pipe using a steel strip as a raw material has a higher degree of cleanliness on the inner surface side than a seamless steel pipe, and the difference in cleanliness between the inner surface and the outer surface of the steel pipe can be reduced.

以上のことから、鋼管１は、内面側の清浄度が高いため、部品形状に加工する際の切削量を低減しながら、シームレス鋼管と同程度の優れた転動疲労寿命を得ることができる。 As described above, since the steel pipe 1 has a high degree of cleanliness on the inner surface side, it is possible to obtain an excellent rolling contact fatigue life comparable to that of a seamless steel pipe while reducing the cutting amount when working into a component shape.

また、鋼管１は、鋼帯２を溶接することで得られるため、棒材を穿孔して鋼管を製造する場合に比べて、鋼管を容易に大量生産することができる。 In addition, since the steel pipe 1 is obtained by welding the steel strips 2, the steel pipe can be mass-produced more easily than when steel pipes are manufactured by piercing bars.

なお、鋼帯２とは、鋼板のなかでも、例えば、厚さ１０ｍｍ以下のコイル状のものをいう。本実施形態では、鋼帯２および鋼板のいずれも本実施形態の素形材として使用できるが、鋼帯２を用いて鋼管１を製造することが好ましい。鋼板よりも薄く、後述するロール成形性に優れる鋼帯２を用いることで、生産性が向上する。これにより、鋼管１をより効率的に製造することができる。なお、鋼帯２は、例えば鋼を熱間圧延することによって得ることができる。 In addition, the steel strip 2 is, for example, a coil-shaped steel sheet having a thickness of 10 mm or less. In the present embodiment, both the steel strip 2 and the steel plate can be used as the forming material of the present embodiment, but it is preferable to manufacture the steel pipe 1 using the steel strip 2 . Productivity is improved by using the steel strip 2 that is thinner than the steel plate and has excellent roll formability, which will be described later. Thereby, the steel pipe 1 can be manufactured more efficiently. The steel strip 2 can be obtained, for example, by hot rolling steel.

（ロール成形）
本実施形態におけるロール成形では、ローラーの間に鋼帯２を通すことで鋼帯２を管状に成形加工する。ここで、上記鋼板よりも鋼帯２を素形材として用いたほうがロール成形しやすくなるため、ロール成形前に鋼に熱間圧延などを施すことでコイル状の鋼帯２にすることが好ましい。また、鋼帯２をロール成形する前に、酸で洗浄したり、６００℃以上８００℃以下、１時間以上５０時間以下の条件で焼鈍したりしてもよい。これによって、よりロール成形しやすくなる。 (Roll forming)
In the roll forming in this embodiment, the steel strip 2 is formed into a tubular shape by passing the steel strip 2 between rollers. Here, since it is easier to roll-form the steel strip 2 than the steel plate described above, it is preferable to hot-roll the steel before roll-forming to form the coil-shaped steel strip 2. . Moreover, before the steel strip 2 is roll-formed, it may be washed with an acid, or annealed under the conditions of 600° C. or more and 800° C. or less and 1 hour or more and 50 hours or less. This makes roll forming easier.

（クラッシング）
上記ロール成形によって管状に成形加工された鋼帯２の端部同士は、溶接部３の形状および強度を調節するために、上記端部における管の内側に位置する角の部分がクラッシングロールによって押し潰される（以下、「クラッシング」）。クラッシングの幅および角度を適切に設定することにより、後述する突き合わせ溶接において、強度低下の少ない健全な溶接部３を得ることができる。 (crushing)
In order to adjust the shape and strength of the welded portion 3, the ends of the steel strip 2 formed into a tubular shape by the roll forming are crushed by crushing rolls at the corners located inside the pipe. Being crushed (hereinafter, "crushing"). By appropriately setting the width and angle of the crushing, it is possible to obtain a sound welded portion 3 with little decrease in strength in butt welding, which will be described later.

図４は、本実施形態に係る鋼管１のクラッシング幅Ｃおよびクラッシング角度θを示す模式図である。図４に示すように、上記クラッシングの幅（クラッシング幅Ｃ）は、鋼帯２の板厚に対し５％以上４０％以下の幅となることが好ましい。なお、クラッシング幅Ｃとは、鋼管１の長手方向に沿う方向を鋼帯２の長手方向としたときの、鋼帯２の板幅方向における、鋼帯２の角部が押し潰された部分に対応する長さを意味する。 FIG. 4 is a schematic diagram showing the crushing width C and the crushing angle θ of the steel pipe 1 according to this embodiment. As shown in FIG. 4 , the width of the crushing (crushing width C) is preferably 5% or more and 40% or less of the thickness of the steel strip 2 . The crushing width C is the portion where the corner of the steel strip 2 is crushed in the width direction of the steel strip 2 when the direction along the longitudinal direction of the steel pipe 1 is the longitudinal direction of the steel strip 2. means the length corresponding to

クラッシング角度θは、鋼帯２の下面２Ａ（または上面）を含む平面と、クラッシングによって形成された面２Ｂとがなす角度のうちの小さい方の角度を意味する。クラッシング角度θは、２０度以上６０度以内であることが好ましく、４５度が最も好ましい。 The crushing angle θ means the smaller angle between the plane including the lower surface 2A (or the upper surface) of the steel strip 2 and the surface 2B formed by crushing. The crushing angle θ is preferably 20 degrees or more and 60 degrees or less, and most preferably 45 degrees.

クラッシング幅Ｃが小さい場合、またはクラッシング角度θが小さい場合、溶接時に生じる溶融金属が、鋼帯２の溶接される端部同士の境界部分から排出される量（溶融メタル排出量）が少なくなるため、ボンド部４において幅が広い部分が形成されてしまい、当該幅が広い部分において長時間の焼鈍処理が必要となる。また、クラッシング幅Ｃが広い場合、またはクラッシング角度θが大きい場合、鋼帯２の溶接される端部の面積が少なくなるため、溶接部３の強度が低下する。 When the crushing width C is small or the crushing angle θ is small, the amount of molten metal generated during welding discharged from the boundary between the welded ends of the steel strip 2 (molten metal discharge amount) is small. As a result, a wide portion is formed in the bond portion 4, and a long-time annealing process is required for the wide portion. Further, when the crushing width C is large or the crushing angle θ is large, the area of the welded end portion of the steel strip 2 is reduced, so the strength of the welded portion 3 is reduced.

一方、クラッシング幅Ｃが上記板厚に対し５％以上４０％以下の幅である場合、上記溶接部３の温度に斑が生じず、形成されるボンド部４の幅を一定にすることができる。そのため、ボンド部４の一部が広いことによる、長時間の焼鈍処理が必要ない。 On the other hand, when the crushing width C is 5% or more and 40% or less of the plate thickness, the temperature of the welded portion 3 does not vary, and the width of the formed bond portion 4 can be kept constant. can. Therefore, long-time annealing treatment due to the wide part of the bond portion 4 is not required.

（溶接）
本実施形態における溶接では、上記クラッシングが施された鋼帯２の端部同士を突き合わせ溶接する。これにより、鋼管１が得られる。 (welding)
In welding in this embodiment, the ends of the steel strips 2 subjected to the crushing are butt-welded. Thereby, the steel pipe 1 is obtained.

図５の（ａ）および（ｂ）は、本実施形態に係る鋼管１のアプセット量を示す模式図である。上記突き合わせ溶接において、上記端部同士は互いに押圧されて突き合わされる。このとき、図５の（ａ）に示すように、溶接される前の鋼帯２の一方の端部から板幅方向に所定の距離Ｘだけ離れた点をＰ１とし、鋼帯２の他方の端部から板幅方向に所定の距離Ｙだけ離れた点をＰ２とした場合に、図５の（ｂ）に示すように、上記端部が互いに押圧されて突き合わせて溶接されると、溶接後のＰ１とＰ２との間の距離Ｚは、距離Ｘと距離Ｙとを足し合わせた長さよりも短くなる。このように、上記端部が互いに押圧される方向（換言すれば、板幅方向）における、その押圧によって短くなった当該端部の長さ（Ｘ＋Ｙ－Ｚ）のことを、アプセット量という。 (a) and (b) of FIG. 5 are schematic diagrams showing the amount of upset of the steel pipe 1 according to the present embodiment. In the butt welding, the ends are pressed together and butted together. At this time, as shown in (a) of FIG. When the point P2 is a predetermined distance Y in the plate width direction from the end portion, as shown in FIG. The distance Z between P1 and P2 of is shorter than the sum of distance X and distance Y. Thus, the length (X+Y−Z) of the end portion shortened by the pressing in the direction in which the end portions are pressed against each other (in other words, the plate width direction) is called an upset amount.

各端部のアプセット量は、鋼帯２の板厚に対して２０％以上３０％以下であることが好ましい。アプセット量が上記板厚の２０％未満である場合、溶融メタル排出量が低減する。そのため、ボンド部４に残存する上記溶融金属の量が増大し、結果としてボンド部４の幅が広がる。また、アプセット量が上記板厚の３０％より大きい場合、上記端部が過度に押し潰されてしまう。 The amount of upset at each end is preferably 20% or more and 30% or less with respect to the plate thickness of the steel strip 2 . If the upset amount is less than 20% of the plate thickness, the molten metal discharge amount is reduced. Therefore, the amount of the molten metal remaining in the bonding portion 4 increases, and as a result, the width of the bonding portion 4 increases. Also, if the amount of upset is greater than 30% of the plate thickness, the ends are excessively crushed.

上記のように、鋼帯２の板厚に対して２０％以上３０％以下であるアプセット量によれば、ボンド部４の幅を狭くするために十分な溶融メタル排出量が得られる。 As described above, if the amount of upset is 20% or more and 30% or less with respect to the thickness of the steel strip 2, a sufficient molten metal discharge amount for narrowing the width of the bond portion 4 can be obtained.

本実施形態における溶接の方法としては、例えば、抵抗溶接、レーザービーム溶接および電子ビーム溶接などの高密度エネルギー溶接を挙げることができるが、抵抗溶接が好ましく、抵抗溶接のなかでも高周波溶接（高周波抵抗溶接）が好ましい。高周波溶接とは、溶接継手に加圧力を与えながら高周波電流による抵抗熱で接合を行う抵抗溶接である。本実施形態において、高周波接触抵抗溶接を用いてもよいし、高周波誘導抵抗溶接を用いてもよい。鋼帯２を高周波溶接によって溶接することで、効率的かつ低コストで鋼帯２を溶接することができる。 Examples of the welding method in this embodiment include high-density energy welding such as resistance welding, laser beam welding and electron beam welding. Resistance welding is preferable, and among resistance welding, high frequency welding (high frequency resistance welding) is preferred. High-frequency welding is resistance welding in which joining is performed by resistance heat due to high-frequency current while applying pressure to the welded joint. In this embodiment, high frequency contact resistance welding may be used, or high frequency induction resistance welding may be used. By welding the steel strip 2 by high-frequency welding, the steel strip 2 can be welded efficiently and at low cost.

また、溶接温度は１２００℃以上１７００℃以下で行うことが好ましい。溶接温度が高すぎると、溶接時に生じる溶融金属の量が増加するため、ボンド部４の幅が広くなってしまう。また、溶接温度が１２００℃以下の場合、上記溶融金属の量が少なくなり、溶接部３の一部に溶接されていない部分が生じてしまう。上記のような溶接温度であれば、ボンド部４の幅が鋼帯２の板厚に対し０．２％以上１．２％以下となるように溶接することができる。 Also, the welding temperature is preferably 1200° C. or higher and 1700° C. or lower. If the welding temperature is too high, the amount of molten metal generated during welding increases, so the width of the bond portion 4 increases. Also, when the welding temperature is 1200° C. or less, the amount of the molten metal decreases, and a part of the welded portion 3 is not welded. If the welding temperature is as described above, welding can be performed so that the width of the bond portion 4 is 0.2% or more and 1.2% or less of the plate thickness of the steel strip 2 .

また、上記溶接は、１枚の鋼帯２または鋼板の端部同士を溶接して鋼管を形成するものであってもよく、２枚以上の鋼帯２または鋼板の端部同士を継ぎ合わせるものであってもよい。 In addition, the welding may be one in which the ends of one steel strip 2 or steel plate are welded to form a steel pipe, or the ends of two or more steel strips 2 or steel plates are spliced together. may be

（焼入れ・焼戻し）
鋼管１には、溶接の後、焼入処理および焼戻処理が施されている。これにより、溶接部３の溶接割れを防止することができる。 (Quenching/Tempering)
The steel pipe 1 is subjected to quenching treatment and tempering treatment after welding. Thereby, the weld crack of the welded part 3 can be prevented.

（球状化焼鈍処理）
上述したように、ボンド部４の金属組織は硬質なマルテンサイトとなることがある。そのため、溶接部３の加工性が低下する。上記加工性の低下を改善するために行われる焼鈍処理として、例えば、球状化焼鈍処理が行われることが好ましい。球状化焼鈍処理とは、高炭素鋼中に含まれる炭化物が球状化して析出されるように、高炭素鋼をＡ１変態点付近の温度により焼鈍処理することである。球状化焼鈍処理を行うことで、高炭素鋼が柔らかくなり加工性が向上する。 (Spheroidizing annealing treatment)
As described above, the metal structure of the bond portion 4 may be hard martensite. Therefore, workability of the welded portion 3 is deteriorated. As the annealing treatment performed to improve the deterioration of workability, for example, spheroidizing annealing treatment is preferably performed. The spheroidizing annealing treatment is to anneal the high-carbon steel at a temperature near the A1 transformation point so that the carbides contained in the high-carbon steel are spheroidized and precipitated. Spheroidizing annealing softens the high carbon steel and improves workability.

ボンド部４は、球状化焼鈍処理によってマルテンサイト組織を球状炭化物が分散したフェライト組織に変態させることができる。この結果、ボンド部４の加工性が向上する。 The bond portion 4 can transform the martensite structure into a ferrite structure in which globular carbides are dispersed by the spheroidizing annealing treatment. As a result, the workability of the bond portion 4 is improved.

以上のような方法によれば、縮径圧延工程を施す必要なく、ボンド部４の幅が鋼帯２の板厚に対し０．２％以上１．２％以下となる溶接部３を備える鋼管１を製造することができる。 According to the above-described method, the steel pipe having the welded portion 3 in which the width of the bond portion 4 is 0.2% or more and 1.2% or less of the plate thickness of the steel strip 2 without the need for a diameter-reducing rolling process. 1 can be manufactured.

〔鋼管１に含まれる成分〕
鋼管１は、Ｃ（炭素）：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、およびＣｕ：０．３質量％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。鋼管１は、特定の成分を特定の量だけ含み、不純物の含有量が少ないため、硬度および清浄度が高いため、転動疲労寿命に優れる。 [Components contained in Steel Pipe 1]
The steel pipe 1 contains C (carbon): 0.4% by mass or more and 1.5% by mass or less, P: 0.03% by mass or less, and Cu: 0.3% by mass or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities. consists of The steel pipe 1 contains a specific component in a specific amount and has a low content of impurities. Therefore, the steel pipe 1 has high hardness and cleanliness, and is excellent in rolling contact fatigue life.

（Ｃ）
鋼管１は０．４質量％以上１．５質量％以下のＣを含む。すなわち、鋼管１は高炭素溶接鋼管である。Ｃは、炭素鋼において最も基本となる元素であり、含有量によって鋼管の硬さおよび炭化物量が大きく変動する。Ｃの含有量が０．４質量％以上であることにより、軸受などの機械部品として使用するために必要な強度を得ることができる。また、Ｃの含有量が０．６質量％以上であることにより、軸受などの機械部品として使用するために必要な強度を得る効果が顕著になる。 (C)
The steel pipe 1 contains 0.4% by mass or more and 1.5% by mass or less of C. That is, the steel pipe 1 is a high carbon welded steel pipe. C is the most basic element in carbon steel, and the hardness and carbide content of steel pipes vary greatly depending on the content. When the C content is 0.4% by mass or more, the strength required for use as mechanical parts such as bearings can be obtained. Moreover, when the C content is 0.6% by mass or more, the effect of obtaining the strength required for use as a mechanical component such as a bearing becomes remarkable.

また、Ｃの含有量が１．５質量％以下であることにより、球状化焼鈍処理によって球状炭化物を形成しない炭化物の析出が抑制できる。そのため、球状化焼鈍処理によって、溶接部３に十分な加工性を付与することができる。 In addition, when the C content is 1.5% by mass or less, precipitation of carbides that do not form spherical carbides due to the spheroidizing annealing treatment can be suppressed. Therefore, sufficient workability can be imparted to the welded portion 3 by the spheroidizing annealing treatment.

（Ｐ）
Ｐ（リン）は鋼管の延性および靱性を低下させる元素である。鋼管１におけるＰの含有量は、０．０３質量％以下であることが好ましく、０．０２質量％以下であることがより好ましく、０．０１質量％以下であることがさらに好ましい。Ｐの含有量が０．０３質量％以下であることにより、焼入後に鋼管１における旧オーステナイト粒界の靭性が高まり、熱処理後の鋼管１の転動疲労性が低下するのを防ぐことができる。 (P)
P (phosphorus) is an element that reduces the ductility and toughness of steel pipes. The P content in the steel pipe 1 is preferably 0.03% by mass or less, more preferably 0.02% by mass or less, and even more preferably 0.01% by mass or less. When the P content is 0.03% by mass or less, the toughness of the prior austenite grain boundaries in the steel pipe 1 increases after quenching, and it is possible to prevent the rolling contact fatigue resistance of the steel pipe 1 after heat treatment from deteriorating. .

（Ｃｕ）
Ｃｕ（銅）は、熱間圧延中に鋼帯に生成する酸化スケールの剥離性を向上させることで、鋼帯および鋼帯から得られる鋼管の表面性状を改善する元素である。鋼管１におけるＣｕの含有量は、０．３質量％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量が０．３質量％以下であることで、鋼帯２および鋼帯２から得られる鋼管１の表面に微細なクラックが生じにくくなる。 (Cu)
Cu (copper) is an element that improves the surface properties of a steel strip and a steel pipe obtained from the steel strip by improving the releasability of oxide scale formed on the steel strip during hot rolling. The Cu content in the steel pipe 1 is preferably 0.3% by mass or less. When the Cu content is 0.3% by mass or less, fine cracks are less likely to occur on the surface of the steel strip 2 and the steel pipe 1 obtained from the steel strip 2 .

〔鋼管に含まれ得るその他の成分〕
また、鋼管１は、高炭素の溶接鋼管を効率的に製造するという課題を解決できる範囲で、上述の成分以外にＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，およびＢのうちの少なくとも１つをさらに含んでいてもよい。ここで、Ｐ、Ｍｏ、Ｓ、およびＡｌの少なくともいずれかを含む場合、これらの成分の含有量の総量は鋼管１に対して７．２質量％以下とすることが好ましく、６．０質量％以下とすることがより好ましく、４．０質量％以下とすることがさらに好ましい。上述の好ましい範囲にあることにより、鋼管１に含まれる不純物を少なし、鋼管１の清浄度をより高めることができる。その結果、転動疲労寿命により優れた鋼管１を得ることができる。 [Other components that may be contained in the steel pipe]
In addition, the steel pipe 1 contains Si, Mn, Cr, S, Al, Cr, Mo, Ti, Nb, V, and B. Here, when at least one of P, Mo, S, and Al is included, the total content of these components is preferably 7.2% by mass or less with respect to the steel pipe 1, and 6.0% by mass. It is more preferably 4.0% by mass or less, more preferably 4.0% by mass or less. By being within the preferred range described above, impurities contained in the steel pipe 1 can be reduced, and the cleanliness of the steel pipe 1 can be further enhanced. As a result, it is possible to obtain the steel pipe 1 having a better rolling contact fatigue life.

（Ｓｉ）
Ｓｉ（ケイ素）は、球状化焼鈍処理における炭化物の析出を遅らせる元素である。鋼管１におけるＳｉの含有量は、２．０質量％以下であることが好ましい。このようにＳｉの含有量が多すぎないことで、球状化焼鈍処理において球状炭化物の析出が妨げられず、効率よく球状化焼鈍処理が進行する。 (Si)
Si (silicon) is an element that retards precipitation of carbides in spheroidizing annealing. The Si content in the steel pipe 1 is preferably 2.0% by mass or less. Since the Si content is not too high, precipitation of spheroidal carbides is not hindered in the spheroidizing annealing treatment, and the spheroidizing annealing treatment proceeds efficiently.

また、Ｓｉの固溶強化作用によるフェライトの硬化を防ぎ、これによって成形加工時に鋼管１に割れが発生するのを防ぐことができる。また、製造工程で鋼帯２の表面にスケール疵が発生するのを防いだり、鋼管１の焼入加熱中に粒界酸化が起こることで転動疲労寿命が低下するのを防いだりすることができる。 Moreover, hardening of ferrite due to the solid-solution strengthening action of Si can be prevented, thereby preventing cracks from occurring in the steel pipe 1 during forming. In addition, it is possible to prevent the occurrence of scale defects on the surface of the steel strip 2 in the manufacturing process, and to prevent the rolling contact fatigue life from decreasing due to intergranular oxidation during the quenching heating of the steel pipe 1. can.

（Ｍｎ）
Ｍｎ（マンガン）は、鋼管を焼入加熱した場合、当該焼入後の冷却過程で鋼管における鋼のフェライト変態を抑制し、比較的遅い冷却速度でもマルテンサイト中心の組織になることにより、鋼管の焼入性を高める元素である。 (Mn)
When a steel pipe is heated for quenching, Mn (manganese) suppresses the ferrite transformation of the steel in the steel pipe during the cooling process after the quenching. It is an element that enhances hardenability.

鋼管１におけるＭｎの含有量は、０．１質量％以上２．０質量％以下であることが好ましく、０．５質量％以上１．５質量％以下であることがより好ましい。このように、Ｍｎの含有量が０．１質量％以上であることで、鋼管１の焼入性の低下を防止し、かつ、冷却中に鋼管１の鋼にパーライトおよび上部ベイナイトなどの高温生成物が形成されるのを防止することができる。これにより、鋼管１を軸受として用いた場合に軸受に必要な硬さを得ることができる。また、Ｍｎの含有量が２．０質量％以下であることで、フェライトが硬化し、造管時のロール成形が阻害されるのを防ぐことができる。 The content of Mn in the steel pipe 1 is preferably 0.1% by mass or more and 2.0% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or more and 1.5% by mass or less. In this way, the Mn content of 0.1% by mass or more prevents the hardenability of the steel pipe 1 from deteriorating, and produces high temperatures such as pearlite and upper bainite in the steel of the steel pipe 1 during cooling. Objects can be prevented from forming. As a result, when the steel pipe 1 is used as a bearing, the hardness required for the bearing can be obtained. In addition, when the Mn content is 2.0% by mass or less, it is possible to prevent ferrite from hardening and hindering roll forming during pipe making.

（Ｓ）
Ｓ（硫黄）は、鋼管の加工性および転動疲労寿命に影響を及ぼす元素である。鋼管１におけるＳの含有量は、０．０２質量％以下であることが好ましい。ＳはＭｎＳ系の非金属介在物を生成する。ＭｎＳ系の非金属介在物が生成されることにより、応力集中による疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命が低減する虞がある。これに対し、Ｓの含有量が０．０２質量％以下であることにより、ＭｎＳ系の非金属介在物の生成を抑え、転動疲労寿命の低減を防ぐことができる。また、Ｓの含有量が０．０２質量％以下であることにより、造管前のスリットコイル端面形状における二次せん断面およびタングの生成を抑え、好適な溶接部を形成することができる。 (S)
S (sulfur) is an element that affects the workability and rolling contact fatigue life of steel pipes. The S content in the steel pipe 1 is preferably 0.02% by mass or less. S generates MnS-based nonmetallic inclusions. The formation of MnS-based non-metallic inclusions may cause fatigue fracture due to stress concentration, and may reduce the rolling contact fatigue life. On the other hand, when the S content is 0.02% by mass or less, it is possible to suppress the formation of MnS-based non-metallic inclusions and prevent the rolling contact fatigue life from being shortened. In addition, since the S content is 0.02% by mass or less, it is possible to suppress the formation of secondary sheared surfaces and tongues in the slit coil end face shape before pipe making, and to form a suitable welded portion.

（Ａｌ）
Ａｌ（アルミニウム）は、溶鋼の脱酸剤として使用され、Ｎ（窒素）を固定する作用も呈する元素である。鋼管１におけるＡｌの含有量は、０．２質量％以下であることが好ましく、０．００５質量％以上０．０５質量％以下であることがより好ましい。Ａｌの含有量が０．００５質量％以上であることにより、Ｎを固定する作用がより顕著になる。Ａｌの含有量が０．２質量％以下であることにより、鋼の清浄度が損なわれるのを防ぎ、その結果、疲労破壊による転動疲労寿命の低減を防ぐことができる。また、鋼帯２の表面品質の低下を防ぐことができる。 (Al)
Al (aluminum) is an element that is used as a deoxidizing agent for molten steel and also exhibits the action of fixing N (nitrogen). The Al content in the steel pipe 1 is preferably 0.2% by mass or less, and more preferably 0.005% by mass or more and 0.05% by mass or less. When the Al content is 0.005% by mass or more, the effect of fixing N becomes more pronounced. When the Al content is 0.2% by mass or less, it is possible to prevent the cleanliness of the steel from being impaired, and as a result, it is possible to prevent the rolling contact fatigue life from being reduced due to fatigue fracture. Moreover, deterioration of the surface quality of the steel strip 2 can be prevented.

（Ｃｒ）
Ｃｒ（クロム）は、焼入性の改善に有効な元素である。鋼管１におけるＣｒの含有量は、５．０質量％以下であることが好ましく、２．０質量％以下であることがより好ましく、０．５質量％以上１．６質量％以下であることがより好ましく、０．８質量％以上１．５質量％以下であることがさらに好ましい。Ｃｒの含有量が０．２質量％以上であることにより、鋼管１の焼入性をより改善することができる。また、Ｃｒの含有量が５．０質量％以下であることにより、Ｃｒの含有量が多すぎないため、加工性が低下するのを防ぐことができる。 (Cr)
Cr (chromium) is an element effective in improving hardenability. The Cr content in the steel pipe 1 is preferably 5.0% by mass or less, more preferably 2.0% by mass or less, and more preferably 0.5% by mass or more and 1.6% by mass or less. More preferably, it is 0.8% by mass or more and 1.5% by mass or less. When the Cr content is 0.2% by mass or more, the hardenability of the steel pipe 1 can be further improved. In addition, when the Cr content is 5.0% by mass or less, the Cr content is not too large, so it is possible to prevent the workability from deteriorating.

（Ｍｏ）
Ｍｏ（モリブテン）は少量の添加でＣｒと同様に鋼管の焼入性および焼戻し軟化抵抗の改善に寄与する元素である。鋼管１におけるＭｏの含有量は、０．５質量％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量が０．５質量％以下と多すぎないことにより、鋼帯２に焼鈍処理を施す際に軟質化しやすく、造管時のロール成形性が低下するのを防ぐことができる。 (Mo)
Mo (molybdenum) is an element that, like Cr, contributes to improving the hardenability and temper softening resistance of steel pipes when added in small amounts. The Mo content in the steel pipe 1 is preferably 0.5% by mass or less. When the Mo content is 0.5% by mass or less, which is not too large, the steel strip 2 is easily softened when it is annealed, and it is possible to prevent the roll formability from deteriorating during pipe making.

（Ｎｂ）
Ｎｂ（ニオブ）は、鋼の鋳造後の冷却過程において、鋼中に非常に硬質なＮｂ・Ｔｉ系炭化物粒子を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。ただし、Ｎｂを多量に添加するとＮｂ・Ｔｉ系炭化物粒子の生成量が過大となり、靭性を損なう要因となる。そのため、鋼管１におけるＮｂの含有量は、０.５質量％以下であることが好ましい。 (Nb)
Nb (niobium) is an element that contributes to the improvement of wear resistance by forming very hard Nb-Ti-based carbide particles in steel in the cooling process after casting the steel. However, if a large amount of Nb is added, the amount of Nb/Ti-based carbide particles produced becomes excessive, which is a factor in impairing the toughness. Therefore, the content of Nb in the steel pipe 1 is preferably 0.5% by mass or less.

（Ｔｉ）
Ｔｉ（チタン）は、Ｎｂと同様、鋼の鋳造後の冷却過程において、鋼中に非常に硬質なＮｂ・Ｔｉ系炭化物粒子を形成し、耐摩耗性の向上に寄与する元素である。ただし、Ｔｉを多量に添加すると靭性を損なう要因となる。そのため、鋼管１におけるＴｉの含有量は、０.３質量％以下であることが好ましい。 (Ti)
Ti (titanium), like Nb, is an element that forms very hard Nb/Ti-based carbide particles in steel during the cooling process after casting the steel and contributes to the improvement of wear resistance. However, if a large amount of Ti is added, it becomes a factor that impairs the toughness. Therefore, the Ti content in the steel pipe 1 is preferably 0.3% by mass or less.

（Ｖ）
Ｖ（バナジウム）は、鋼の靭性向上に有効な元素である。しかし、Ｖを過剰に添加してもコストに見合った靭性向上効果は期待できない。そのため、鋼管１におけるＶの含有量は、１.５質量％以下であることが好ましい。 (V)
V (vanadium) is an element effective in improving the toughness of steel. However, even if V is added excessively, the effect of improving toughness commensurate with the cost cannot be expected. Therefore, the content of V in the steel pipe 1 is preferably 1.5% by mass or less.

（Ｂ）
Ｂ（ホウ素）は、鋼管の熱間加工性を向上させ、熱延時の割れ防止に有効な元素である。しかし、鋼管は、過剰量のＢを含有すると、却って熱間加工性が低下する。そのため、鋼管１におけるＢの含有量は、０．０１質量％以下であることが好ましい。 (B)
B (boron) is an element that improves the hot workability of steel pipes and is effective in preventing cracks during hot rolling. However, if the steel pipe contains an excessive amount of B, the hot workability rather deteriorates. Therefore, the content of B in the steel pipe 1 is preferably 0.01% by mass or less.

＜鋼管１の製造方法＞
本実施形態における鋼管１の製造方法は、鋼帯２を成形する工程および鋼帯２の端部同士を溶接する工程を含む。これらの工程は、それぞれ上述のロール成形処理および溶接処理と同様である。換言すれば、鋼管１は、上記鋼板または鋼帯２を曲げて、上記鋼板又は鋼帯２の端部同士を接触させる工程と、加熱によって上記端部が溶融することで形成されるボンド部４の幅が、上記板厚に対し０．２％以上１．２％以下となるように、上記端部同士を互いに押圧した状態で、１２００℃以上１７００℃以下の温度で溶接する工程と、を含む製造方法により製造される。 <Manufacturing method of steel pipe 1>
The method of manufacturing the steel pipe 1 in this embodiment includes a step of forming the steel strip 2 and a step of welding the ends of the steel strip 2 together. These steps are similar to the roll forming and welding processes described above, respectively. In other words, the steel pipe 1 is formed by bending the steel plate or steel strip 2 to bring the ends of the steel plate or steel strip 2 into contact with each other, and by heating and melting the ends to form the bond portion 4. Welding at a temperature of 1200 ° C. or higher and 1700 ° C. or lower with the ends pressed against each other so that the width of the plate is 0.2% or more and 1.2% or less with respect to the plate thickness. Manufactured by a manufacturing method including:

＜軸受用鋼管＞
本実施形態に係る軸受用鋼管は、上述の本実施形態に係る鋼管１を含む。換言すれば、鋼管１は、特定の成分を特定の量だけ含み、不純物の含有量が少ないため、硬度および清浄度が高いことから、軸受用鋼管に好適に利用することができる。 <Steel pipes for bearings>
The bearing steel pipe according to the present embodiment includes the steel pipe 1 according to the present embodiment described above. In other words, the steel pipe 1 contains a specific component in a specific amount and has a low content of impurities, so that it has high hardness and cleanliness, and can be suitably used as a steel pipe for bearings.

〔付記事項〕
本発明は上述した各実施形態に限定されるものではなく、請求項に示した範囲で種々の変更が可能であり、異なる実施形態にそれぞれ開示された技術的手段を適宜組み合わせて得られる実施形態についても本発明の技術的範囲に含まれる。 [Additional notes]
The present invention is not limited to the above-described embodiments, but can be modified in various ways within the scope of the claims, and can be obtained by appropriately combining technical means disclosed in different embodiments. is also included in the technical scope of the present invention.

＜実施例および比較例＞
〔鋼の製造〕
まず、表１に示す成分組成の鋼を製造した。なお、備考欄において、本発明の一実施形態に係る鋼管は「本発明例」とし、比較例に係る鋼管は「比較例」とした。 <Examples and Comparative Examples>
[Manufacturing of steel]
First, steels having chemical compositions shown in Table 1 were produced. In the remarks column, steel pipes according to one embodiment of the present invention are referred to as "present invention examples" and steel pipes according to comparative examples are referred to as "comparative examples."

Figure 0007196549000001
Figure 0007196549000001

〔溶接鋼管の製造〕
表１の各種鋼のスラブを１２５０～１３００℃に加熱し熱間圧延することにより、厚さ６．０ｍｍの熱延コイル（鋼帯）を製造した。得られた熱延コイルを酸洗し、すべての鋼種に対して７５０℃の条件下で１０時間の焼鈍を施した。その後、熱延コイルを長手方向にスリットし、ロール成形した。ロール成形後、相対する熱延コイルの端面同士を種々の溶接温度（加熱温度）、クラッシング量、およびアプセット量により高周波溶接して、直径３４ｍｍ、厚さ６．０ｍｍの鋼管を製造した。溶接後の鋼管に、焼鈍処理を施した。焼鈍処理は、７００℃で均熱保持後、空冷した。 [Manufacturing of welded steel pipes]
By heating slabs of various steels shown in Table 1 to 1250 to 1300° C. and hot rolling, hot-rolled coils (steel strips) having a thickness of 6.0 mm were produced. The obtained hot-rolled coils were pickled and annealed at 750° C. for 10 hours for all steel grades. After that, the hot-rolled coil was slit in the longitudinal direction and roll-formed. After roll forming, the end faces of the hot-rolled coils facing each other were high-frequency welded at various welding temperatures (heating temperatures), crushing amounts, and upset amounts to produce steel pipes with a diameter of 34 mm and a thickness of 6.0 mm. Annealing treatment was applied to the welded steel pipe. Annealing was carried out by air cooling after soaking at 700°C.

〔鋼管の評価〕
（焼鈍試験）
鋼の炭素がすべて球状炭化物として析出した場合、鋼の含有炭素量ｃ（ｍａｓｓ％）と球状炭化物の面積率ｆは以下の式で表される。 [Evaluation of steel pipe]
(annealing test)
When all the carbon in the steel is precipitated as globular carbides, the carbon content c (mass%) of the steel and the area ratio f of the globular carbides are expressed by the following equations.

ｆ＝１５．３ｃ （式１）
球状炭化物析出量について、上記溶接後の鋼管を、７００℃で５０時間均熱保持後、空冷した際に球状炭化物面積率（球状炭化物析出率）がｆの９０％以上の場合を○、９０％未満の場合を×と評価した。 f=15.3c (Formula 1)
Regarding the amount of precipitated spheroidal carbide, when the steel pipe after welding is soaked at 700°C for 50 hours and then air-cooled, the area ratio of spheroidal carbide (precipitation rate of spheroidal carbide) is 90% or more of f, ◯, 90%. The case of less than was evaluated as x.

ボンド部の幅であるボンド幅の測定は、ボンド部を１００ｍｍおきに５箇所測定し、最も幅の広い箇所を最大ボンド幅とした。 The bond width, which is the width of the bond portion, was measured by measuring 5 points on the bond portion every 100 mm, and the widest point was taken as the maximum bond width.

球状炭化物面積率を求めるために、最大ボンド幅の位置で２０箇所、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率５０００倍にて写真撮影した。当該写真におけるボンド部の球状炭化物面積を測定し、当該球状炭化物面積の測定値を平均化することにより、球状炭化物面積率を求めた。 In order to determine the area ratio of spherical carbide, 20 positions at the maximum bond width were photographed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 5000 times. The area ratio of the spherical carbide was determined by measuring the area of the spherical carbide in the bond portion in the photograph and averaging the measured values of the area of the spherical carbide.

（結果）
各鋼種において、種々の溶接条件にて製造された鋼管における球状炭化物析出量を評価した結果を表２に示す。 (result)
Table 2 shows the results of evaluating the amount of spheroidal carbide precipitates in steel pipes manufactured under various welding conditions for each steel type.

Figure 0007196549000002
Figure 0007196549000002

このように、本発明例はいずれの条件においても、球状炭化物の面積率がｆの９０％以上となり、良好な球状炭化物の析出量が得られた。一方、比較例においては、本発明例のような良好な球状炭化物の析出量が得られなかった。以下にその理由について考察した。 Thus, in the present invention examples, the area ratio of spherical carbide was 90% or more of f under any conditions, and a good amount of precipitated spherical carbide was obtained. On the other hand, in the comparative examples, the amount of precipitated spherical carbides as good as in the examples of the present invention was not obtained. The reason for this is considered below.

溶接温度が１７００℃よりも高い条件では（Ｎｏ．２，７，９，１７，１９，２３，２７，３１，３５）、溶接部に生じる溶融金属の量が増加し、ボンド幅は広くなった。なお、「ボンド幅が広い」とは、ボンド幅が、鋼帯の板厚６ｍｍの１．２％である７２μｍよりも広い場合を指す。 When the welding temperature is higher than 1700°C (No. 2, 7, 9, 17, 19, 23, 27, 31, 35), the amount of molten metal generated in the weld increases and the bond width becomes wider. . In addition, "the bond width is wide" refers to the case where the bond width is wider than 72 μm, which is 1.2% of the steel strip thickness of 6 mm.

クラッシング量が０．３ｍｍ未満、すなわち鋼帯の板厚に対して５％未満である場合（Ｎｏ．４，７，１０，１２，２３，２９，３５）、または２．４ｍｍ超、すなわち上記板厚に対して４０％より大きい場合（Ｎｏ．２１）、加熱時における溶接部の温度に斑が発生し、ボンド部においてボンド幅が広い個所が形成された。 If the amount of crushing is less than 0.3 mm, that is, less than 5 % of the thickness of the steel strip (No. 4, 7, 10, 12, 23, 29, 35), or more than 2.4 mm, that is, In the case of more than 40% of the plate thickness (No. 21), unevenness occurred in the temperature of the welded portion during heating, and a portion with a wide bond width was formed in the bonded portion.

アプセット量が１．２ｍｍ未満、すなわち上記板厚に対して２０％未満である場合（Ｎｏ．１２，１５，１７，２３，２５，３１，３３，３５）、溶接部において溶融メタル排出量が少なくなり、ボンド幅が広くなった。 When the upset amount is less than 1.2 mm, that is, less than 20 % of the plate thickness (Nos. 12, 15, 17, 23, 25, 31, 33, and 35), the amount of molten metal discharged from the weld is small. and the bond width became wider.

上述した種々の理由からボンド幅が広くなった場合、球状炭化物析出率が９０％未満となった。そのため、球状炭化物の析出量は×と評価された。 For the various reasons described above, when the bond width was widened, the spherical carbide precipitation rate was less than 90%. Therefore, the precipitation amount of spherical carbide was evaluated as x.

（まとめ）
以上のように、本発明例においては、いずれも球状炭化物の面積率がｆの９０％以上となり、良好な球状炭化物の析出量が得られた。すなわち、５０時間の焼鈍処理により、良好な加工性を備えるボンド部が得られた。一方、比較例においては、いずれも球状炭化物の面積率がｆの９０％未満となり、５０時間の焼鈍処理では十分な球状炭化物の析出が得られなかった。すなわち、比較例に係る鋼管において、良好な加工性を備えるボンド部を得るためには、より長時間の焼鈍処理が必要であることが示唆された。 (summary)
As described above, in all the examples of the present invention, the area ratio of spherical carbide was 90% or more of f, and a good amount of precipitation of spherical carbide was obtained. That is, the bond part with good workability was obtained by the annealing treatment for 50 hours. On the other hand, in all of the comparative examples, the area ratio of globular carbide was less than 90% of f, and sufficient precipitation of globular carbide could not be obtained by the annealing treatment for 50 hours. In other words, it was suggested that the steel pipe according to the comparative example requires a longer annealing treatment in order to obtain a bond portion with good workability.

１ 鋼管
２ 鋼帯
２Ａ 下面
２Ｂ クラッシングによって形成された面
３ 溶接部
４ ボンド部
５ 熱影響部 REFERENCE SIGNS LIST 1 steel pipe 2 steel strip 2A lower surface 2B surface formed by crushing 3 weld zone 4 bond zone 5 heat affected zone

Claims (7)

Ｃ：０．４質量％以上１．５質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｃｕ：０．３質量％以下、Ｓｉ：２．０質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上２．０質量％以下、Ｓ：０．０２質量％以下、Ａｌ：０．２質量％以下、およびＣｒ：５．０質量％以下を含む、鋼板または鋼帯の端部同士が溶接された鋼管の製造方法であって、
上記鋼板または鋼帯を曲げて、上記端部の角を押し潰し、上記鋼板または鋼帯の板幅方向における、押し潰された部分に対応する長さを、上記鋼板または鋼帯の板厚に対し５％以上４０％以下とした上記端部同士を接触させる工程と、
加熱によって上記端部が溶融することで形成されるボンド部の幅が、上記鋼板または鋼帯の板厚に対し０．２％以上１．２％以下となるように、上記端部同士を加熱し、上記板厚に対し２０％以上３０％以下の押し潰し量となるように互いに押圧した状態で、１２００℃以上１７００℃以下の温度で溶接する工程と、を含むことを特徴とする鋼管の製造方法。 C: 0.4% by mass or more and 1.5% by mass or less , P: 0.03% by mass or less, Cu: 0.3% by mass or less , Si: 2.0% by mass or less, Mn: 0.1% by mass The ends of steel plates or steel strips containing 2.0% by mass or less, S: 0.02% by mass or less, Al: 0.2% by mass or less, and Cr: 5.0% by mass or less are welded together A method for manufacturing a steel pipe,
The steel plate or steel strip is bent , the corners of the ends are crushed, and the length corresponding to the crushed portion in the plate width direction of the steel plate or steel strip is set to the thickness of the steel plate or steel strip. A step of contacting the ends of 5% or more and 40% or less with respect to each other;
The ends are heated so that the width of the bond formed by melting the ends by heating is 0.2% or more and 1.2% or less of the thickness of the steel plate or steel strip. and welding at a temperature of 1200° C. or more and 1700° C. or less in a state of being pressed against each other so that the amount of crushing is 20% or more and 30% or less of the thickness of the steel pipe. Production method. 上記鋼管における上記Ｃの含有量は、０．６質量％以上１．２質量％以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼管の製造方法。 2. The method for manufacturing a steel pipe according to claim 1, wherein the content of C in the steel pipe is 0.6% by mass or more and 1.2% by mass or less. Ｍｏ：０．５質量％以下の条件をさらに満たすことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼管の製造方法。 3. The method for manufacturing a steel pipe according to claim 1, further satisfying the condition that Mo : 0.5% by mass or less . Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｖ：１．５質量％以下、およびＢ：０．０１質量％以下のうち少なくとも１つの条件をさらに満たすことを特徴とする請求項３に記載の鋼管の製造方法。 It further satisfies at least one of Ti: 0.3% by mass or less, Nb: 0.5% by mass or less, V: 1.5% by mass or less, and B: 0.01% by mass or less. The method for manufacturing the steel pipe according to claim 3 . 上記溶接は、高周波溶接であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼管の製造方法。 The method for manufacturing a steel pipe according to any one of claims 1 to 4 , wherein the welding is high frequency welding. 上記鋼板または鋼帯の上面または下面を含む平面と、上記押し潰しによって形成された面とがなす角度のうち小さい方の角度が２０度以上６０度以下となるように、上記端部の角を押し潰すことを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の鋼管の製造方法。 The end portion is such that the smaller angle between the plane including the upper surface or the lower surface of the steel plate or steel strip and the surface formed by the crushing is 20 degrees or more and 60 degrees or less. 6. The method for manufacturing a steel pipe according to any one of claims 1 to 5 , wherein the corners of the steel pipe are crushed . 上記鋼管が、丸管、角管、または異形管であることを特徴とする請求項１～６のいずれか１項に記載の鋼管の製造方法。 The method for manufacturing a steel pipe according to any one of claims 1 to 6 , wherein the steel pipe is a round pipe, a square pipe, or a deformed pipe.
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