JP2018141182A - Stainless steel sheet for processing golf club face and method for manufacturing the same - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a stainless steel sheet stock that can be molded into a predetermined shape of a golf club face by cold forging or cold pressing and can produce a club face exhibiting strength and a repulsive force equal to those of an aging material of HT1770 without being subjected to any special heat treatment after molding.SOLUTION: The stainless steel sheet has a chemical composition containing, by mass%, C: 0.010 to 0.200%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 1.40 to 5.00%, Ni: 1.00 to 5.50%, Cr: 10.00 to 18.00%, N: 0.010 to 0.200%, Mo: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 3.50%, and the balance Fe with inevitable impurities, has a metal structure in which a matrix is composed of an austenite phase and a martensite phase and the austenite content is 15 to 35 vol%, and has a tensile strength of 1,200 to 1,400 N/mmand a breaking elongation of 20.0% or more.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、ゴルフクラブフェイスに加工するための素材として好適なマルテンサイト＋オーステナイト複相組織ステンレス鋼板、およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a martensite + austenite multiphase stainless steel plate suitable as a material for processing into a golf club face, and a method for producing the same.

従来、ゴルフクラブフェイス用の金属材料としては、チタン合金、マルエージング鋼、ステンレス鋼などが主として使用されている。このうちステンレス鋼では、キャビティーバックタイプの鋳造アイアン用素材として析出硬化系のＳＵＳ６３０が、また、より軟らかい打感を求めるニーズに対してはＳＵＳ３０４が用いられてきた。   Conventionally, titanium alloys, maraging steel, stainless steel, and the like are mainly used as metal materials for golf club faces. Among these, for stainless steel, precipitation hardening SUS630 has been used as a material for a cavity back type cast iron, and SUS304 has been used for a need for a softer feel.

特許文献１には防錆性能を高めた鋳造アイアンヘッドとして、マルテンサイト相＋１０〜３０％のオーステナイト相からなる複相組織を呈する鋳造製品が記載されている。
特許文献２には、鋳造ではなく、鋼板製造段階での熱処理によって、オーステナイト＋マルテンサイト複相組織を得たのち、マルテンサイト相中に存在する炭素の一部をオーステナイト相へと分配することにより強度・延性バランスに優れたステンレス鋼材を得る技術が開示されている。 Patent Document 1 describes a cast product exhibiting a multiphase structure composed of a martensite phase + 10-30% austenite phase as a cast iron head with improved rust prevention performance.
In Patent Document 2, after obtaining an austenite + martensite multiphase structure by heat treatment in the steel plate manufacturing stage instead of casting, a part of carbon existing in the martensite phase is distributed to the austenite phase. A technique for obtaining a stainless steel material having an excellent balance between strength and ductility is disclosed.

一方、鍛造アイアン（フォージドアイアン）としては、以前は加工性を考慮して軟質な鋼材を使用することが多かった。しかし近年は、飛距離アップ等のニーズから、鍛造アイアンやウッドのフェイス用材料としてＳＵＳ６３２Ｊ１などの析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼が採用される場合がある。その具体例としてＨＴ１７７０（１５Ｃｒ−７Ｎｉ−１.５Ｓｉ−Ｃｕ−Ｔｉ系鋼）が挙げられる。   On the other hand, as a forged iron (forged iron), in the past, a soft steel material was often used in consideration of workability. However, in recent years, precipitation hardened martensitic stainless steel such as SUS632J1 may be employed as a forging iron or wood face material due to needs such as increased flight distance. Specific examples thereof include HT1770 (15Cr-7Ni-1.5Si-Cu-Ti steel).

特開２０１１−５８０４０号公報JP 2011-58040 A 特開２０１１−１８４７８０号公報JP 2011-184780 A

上述のＨＴ１７７０をはじめとする析出硬化系高強度ステンレス鋼の鋼板素材から、ゴルフクラブフェイスを製造するためには、熱間（あるいは温間）での鍛造やプレスによって所定形状に成形したのち、焼入れ処理と、時効処理を施す必要があり、部品メーカーでの工程が煩雑である。   In order to manufacture a golf club face from a steel plate material of precipitation hardening type high strength stainless steel such as HT1770 described above, it is molded into a predetermined shape by hot forging or pressing and then quenched. It is necessary to perform processing and aging treatment, and the process at the component manufacturer is complicated.

本発明は、冷間鍛造あるいは冷間プレスで所定のゴルフクラブフェイス形状に成形が可能であり、その後に特段の熱処理を施すことなく、ＨＴ１７７０の時効材と同等の強度および反発力を呈するクラブフェイスを得ることができるステンレス鋼板素材を提供しようというものである。   The present invention can be formed into a predetermined golf club face shape by cold forging or cold pressing, and thereafter exhibits a strength and a repulsive force equivalent to that of an aging material of HT1770 without any special heat treatment. It is intended to provide a stainless steel plate material that can be obtained.

発明者らは詳細な検討の結果、オーステナイト＋マルテンサイト複相組織を有する鋼板において、オーステナイト相とマルテンサイト相の量比、引張強さ、および伸びが特定の狭い範囲に調整されているとき、その鋼板は、冷間での鍛造またはプレスに供することにより、ＨＴ１７７０時効材と同等の反発力を有するクラブフェイスを実現する上で極めて有用な素材となることを見いだした。オーステナイト＋マルテンサイト複相組織鋼板が、このようなゴルフクラブ加工用の用途に適用できることは知られていなかった。   As a result of detailed studies, the steel sheet having an austenite + martensite multiphase structure, the amount ratio of austenite phase and martensite phase, tensile strength, and elongation are adjusted to a specific narrow range, The steel sheet was found to be an extremely useful material for realizing a club face having a repulsive force equivalent to that of the HT1770 aging material by being subjected to cold forging or pressing. It has not been known that an austenite + martensite multiphase steel sheet can be applied to such a use for processing a golf club.

すなわち本発明では、質量％で、Ｃ：０.０１０〜０.２００％、Ｓｉ：０.０５〜１.００％、Ｍｎ：１.４０〜５.００％、Ｎｉ：１.００〜５.５０％、Ｃｒ：１０.００〜１８.００％、Ｎ：０.０１０〜０.２００％、Ｍｏ：０〜２.００％、Ｃｕ：０〜３.５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物である化学組成を有し、マトリックス（金属素地）がオーステナイト相とマルテンサイト相からなり、オーステナイト相の存在量が１５〜３５体積％である金属組織を有し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１２００〜１４００Ｎ／ｍｍ²、破断伸びが２０.０％以上である、ゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板が提供される。Ｍｏ、Ｃｕは任意添加元素である。この鋼板の板厚は例えば１.０〜６.０ｍｍの範囲で調整することができる。 That is, in the present invention, by mass%, C: 0.010 to 0.200%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 1.40 to 5.00%, Ni: 1.00 to 5. 50%, Cr: 10.0 to 18.00%, N: 0.010 to 0.200%, Mo: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 3.50%, the balance being Fe and inevitable impurities The matrix (metal substrate) has an austenite phase and a martensite phase, and has a metal structure with an austenite phase content of 15 to 35% by volume, according to a tensile test of JIS Z2241: 2011. A stainless steel plate for golf club face processing is provided that has a tensile strength in the rolling direction of 1200 to 1400 N / mm ² and an elongation at break of 20.0% or more. Mo and Cu are arbitrarily added elements. The plate thickness of the steel plate can be adjusted in the range of 1.0 to 6.0 mm, for example.

また、上記ゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板の製造方法として、各元素の含有量が上述の範囲にあり、かつ下記（１）式で定義されるＭｓ値が６０〜１１０である化学組成を有する鋼を溶製し、熱間圧延または熱間圧延と冷間圧延を含む工程にて中間素材鋼板とし、その中間素材鋼板に、連続焼鈍設備にて９００〜１１００℃の温度域に加熱したのち前記Ｍｓ値で表される温度（℃）より低温まで冷却する熱処理（複相化処理）を施すことにより、マトリックス（金属素地）がオーステナイト相とマルテンサイト相からなり、オーステナイト相の存在量が１５〜３５体積％である金属組織を有する鋼板とし、その後、４５０〜５５０℃の温度域に１〜１２０分保持する熱処理（炭素分配処理）を施すことにより、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１２００〜１４００Ｎ／ｍｍ²、破断伸びが２０.０％以上である特性に調整する、ステンレス鋼板の製造方法が提供される。
Ｍｓ値＝｛３０００［０.０６８−（Ｃ＋Ｎ）］＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０［８.９−（Ｎｉ＋Ｃｕ）］＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入され、含有しない元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。 Moreover, as a manufacturing method of the stainless steel plate for golf club face processing, a steel having a chemical composition in which the content of each element is in the above range and the Ms value defined by the following formula (1) is 60 to 110. Ms is made into an intermediate material steel plate in a process including hot rolling or hot rolling and cold rolling, and the intermediate material steel plate is heated to a temperature range of 900 to 1100 ° C. with a continuous annealing facility, and then the Ms. The matrix (metal substrate) is composed of an austenite phase and a martensite phase, and the austenite phase is present in an amount of 15 to 35. JIS Z2241 is obtained by forming a steel sheet having a metal structure of volume% and then performing a heat treatment (carbon distribution treatment) in a temperature range of 450 to 550 ° C. for 1 to 120 minutes. : A method for producing a stainless steel sheet, in which the tensile strength in the rolling direction according to the 2011 tensile test is 1200 to 1400 N / mm ² and the elongation at break is 20.0% or more is provided.
Ms value = {3000 [0.068− (C + N)] + 50 (0.47−Si) +60 (1.33−Mn) +110 [8.9− (Ni + Cu)] + 75 (14.6−Cr) −32 } × 5/9 (1)
Here, the value of the content of the element expressed by mass% is substituted for the element symbol in the formula (1), and 0 (zero) is substituted for the element not contained.

本発明によれば、熱間ではなく、冷間での鍛造あるいはプレスで所定のフェイス形状に成形可能な、高強度ステンレス鋼板素材が提供可能となった。この鋼板素材を用いると、ゴルフクラブフェイス部材への成形加工の後に、特段の熱処理を施すことなく、ＨＴ１７７０に匹敵する反発力を有するクラブフェイスを得ることができる。したがって本発明は、鍛造やプレスによりクラブフェイスを製造するメーカーでの製造負荷軽減に寄与するものである。   According to the present invention, it is possible to provide a high-strength stainless steel sheet material that can be formed into a predetermined face shape by cold forging or pressing instead of hot. When this steel plate material is used, a club face having a repulsive force comparable to HT1770 can be obtained without performing a special heat treatment after forming the golf club face member. Therefore, the present invention contributes to a reduction in manufacturing load at a manufacturer that manufactures a club face by forging or pressing.

〔化学組成〕
本発明では、高温のオーステナイト安定温度域からの冷却でオーステナイト相の一部がマルテンサイトに変態し、残留オーステナイト相が存在するように組成調整された鋼種を適用する。以下、化学組成に関する「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。 [Chemical composition]
In the present invention, a steel type whose composition is adjusted so that a part of the austenite phase is transformed into martensite by cooling from a high temperature austenite stable temperature region and a residual austenite phase exists is applied. Hereinafter, “%” relating to chemical composition means “% by mass” unless otherwise specified.

Ｃは、鋼の強度を確保する上で重要な元素である。また、Ｍｓ点に及ぼす影響力が大きい元素である。Ｃ含有量は、特に低Ｃ化していない一般的なステンレス鋼種と同等以上とすればよい。具体的には０.０１０％以上のＣ含有量を確保することが望ましく、０.０３０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｃ含有量が多くなりすぎるとマルテンサイト相が硬質化し靭性を損なう要因となる。また、耐食性が低下して問題となる場合がある。Ｃ含有量は０.２００％以下とする。   C is an important element in securing the strength of steel. Further, it is an element having a large influence on the Ms point. The C content may be equal to or greater than that of a general stainless steel type that is not particularly low C. Specifically, it is desirable to ensure a C content of 0.010% or more, and more preferably 0.030% or more. On the other hand, if the C content is too large, the martensite phase becomes hard and becomes a factor that impairs toughness. Moreover, corrosion resistance may fall and it may become a problem. The C content is 0.200% or less.

Ｓｉは、脱酸作用や、炭化物形成の抑制作用を有する。Ｓｉ含有量は０.０５％以上とすることが望ましい。ただし、過剰のＳｉはＳｉ酸化物を主体とする硬質な介在物の生成を促し、強度低下の要因となる。種々検討の結果、Ｓｉ含有量は１.００％以下とする。   Si has a deoxidizing action and a carbide forming suppressing action. The Si content is desirably 0.05% or more. However, excess Si promotes the formation of hard inclusions mainly composed of Si oxide, and causes a decrease in strength. As a result of various studies, the Si content is 1.00% or less.

Ｍｎは、Ｍｓ点の制御や、適正溶体化温度の範囲拡大に有効な元素である。ただし、過剰のＭｎ含有はＭｎ系介在物による加工割れを招く要因となる。Ｍｎ含有量は１.４０〜５.００％の範囲で調整することが望ましく、１.５０〜３.００％の範囲に管理してもよい。   Mn is an element effective for controlling the Ms point and expanding the range of the appropriate solution temperature. However, excessive Mn content becomes a factor that causes work cracking due to Mn inclusions. The Mn content is preferably adjusted in the range of 1.40 to 5.00%, and may be controlled in the range of 1.50 to 3.00%.

Ｎｉは、靭性向上に有効である。また、Ｍｓ点の制御にも有効である。ただし、Ｎｉは高価な元素であるため、添加効果と経済性を考慮してＮｉ含有量は１.００〜５.５０％の範囲で調整することが望ましく、３.００〜５.００％の範囲に管理してもよい。   Ni is effective for improving toughness. It is also effective for controlling the Ms point. However, since Ni is an expensive element, it is desirable to adjust the Ni content in the range of 1.00 to 5.50% in consideration of the effect of addition and economy, and 3.00 to 5.00%. You may manage to the range.

Ｃｒは、耐食性の観点から１０.０％以上の含有量を確保する必要がある。ただし、Ｃｒ含有量が増大すると鋳造時にδフェライトが生成しやすくなり、過剰のδフェライトの存在は強度低下を招く要因となる。検討の結果、Ｃｒ含有量は１８.０％以下に制限することが好ましい。   It is necessary to secure a content of 10.0% or more from the viewpoint of corrosion resistance. However, if the Cr content increases, δ ferrite is likely to be generated during casting, and the presence of excess δ ferrite becomes a factor that causes a decrease in strength. As a result of examination, it is preferable to limit the Cr content to 18.0% or less.

Ｎは、鋼の強度を高め、かつＭｓ点に対しＣと同等の影響力を有する。Ｎ含有量は０.０１０％以上とすることが望ましく、０.０３０％以上とすることがより好ましい。だだし、過剰にＮを含有させると、熱間圧延時に表面欠陥の増大を招く場合があり、また、鋼が過度に硬質化することによって冷間での鍛造性やプレス性が低下する要因となる。Ｎ含有量は０.２００％以下とする必要があり、冷間での鍛造性やプレス性を特に重視する場合は０.１００％未満の範囲とすることがより好ましい。   N increases the strength of the steel and has the same influence as C on the Ms point. The N content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.030% or more. However, if N is excessively contained, surface defects may be increased during hot rolling, and cold forging and pressability may decrease due to excessive hardening of the steel. Become. The N content needs to be 0.200% or less, and when the cold forging property and pressability are particularly important, the N content is more preferably less than 0.100%.

Ｍｏは、耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。Ｍｏを添加する場合、０.０１％以上の含有量を確保することがより効果的である。だだし、Ｍｏは高価な元素であるため、２.００％以下の含有量とすることが望ましい。   Mo is an element effective for improving the corrosion resistance, and can be added as necessary. When adding Mo, it is more effective to secure a content of 0.01% or more. However, since Mo is an expensive element, the content is preferably 2.00% or less.

Ｃｕは、Ｍｓ点の制御や、適正溶体化温度の範囲拡大に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。Ｃｕを添加する場合、０.０１％以上の含有量を確保することがより効果的である。だだし、過剰のＣｕ含有は耐食性低下や熱間加工性低下の要因となる。Ｃｕを添加する場合は３.５０％以下の範囲とすることが望ましい。   Cu is an element effective for controlling the Ms point and expanding the range of the appropriate solution temperature, and can be added as necessary. When adding Cu, it is more effective to secure a content of 0.01% or more. However, excessive Cu content causes a decrease in corrosion resistance and a decrease in hot workability. When adding Cu, it is desirable to make it the range of 3.50% or less.

上記のＭｏとＣｕは任意添加元素である。コスト低減等の観点から、ＭｏとＣｕを添加しないシンプルな鋼組成を採用することができる。
その他、不可避的不純物であるＰは０.０５０％まで、Ｓは０.０３０％まで混入が許容されるが、通常のステンレス鋼溶製方法に従えばこの許容範囲を十分に満たす鋼が得られる。 Mo and Cu are optional addition elements. From the viewpoint of cost reduction or the like, a simple steel composition in which Mo and Cu are not added can be employed.
In addition, P, which is an inevitable impurity, can be mixed up to 0.050%, and S can be mixed up to 0.030%, but steel that sufficiently satisfies this allowable range can be obtained according to the usual stainless steel melting method. .

下記（１）式のＭｓ値は、鋼のＭｓ点（℃）を推定する指標である。
Ｍｓ値＝｛３０００［０.０６８−（Ｃ＋Ｎ）］＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０［８.９−（Ｎｉ＋Ｃｕ）］＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入され、含有しない元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。
このＭｓ値が６０〜１１０の範囲になるように化学組成を調整しておくと、一般的なステンレス鋼板製造ラインにおける連続焼鈍設備を用いて、残留オーステナイト相の存在量が１５〜３５体積％であるマルテンサイト相主体の組織状態へ調整する際の通板条件設定がしやすくなる。また、Ｍｓ値はオーステナイト安定度に関連する指標であり、上記範囲にＭｓ値が調整されていることは、クラブフェイスへの冷間鍛造性やプレス性を改善する上でも有利であることがわかった。 The Ms value in the following equation (1) is an index for estimating the Ms point (° C.) of steel.
Ms value = {3000 [0.068− (C + N)] + 50 (0.47−Si) +60 (1.33−Mn) +110 [8.9− (Ni + Cu)] + 75 (14.6−Cr) −32 } × 5/9 (1)
Here, the value of the content of the element expressed by mass% is substituted for the element symbol in the formula (1), and 0 (zero) is substituted for the element not contained.
If the chemical composition is adjusted so that the Ms value is in the range of 60 to 110, the amount of residual austenite phase is 15 to 35% by volume using continuous annealing equipment in a general stainless steel plate production line. It is easy to set the plate passing conditions when adjusting to the structure of a certain martensite phase. Further, the Ms value is an index related to the austenite stability, and adjusting the Ms value within the above range is advantageous for improving the cold forgeability and pressability of the club face. It was.

〔金属組織〕
本発明に従うゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板は、マトリックス（金属素地）がオーステナイト相とマルテンサイト相からなる。そのオーステナイト相は、高温のオーステナイト単相領域からの冷却時にマルテンサイト変態せずに残った、いわゆる残留オーステナイト相である。オーステナイト量は以下の磁気測定によって求めることができる。 [Metal structure]
In the stainless steel plate for processing a golf club face according to the present invention, the matrix (metal substrate) is composed of an austenite phase and a martensite phase. The austenite phase is a so-called retained austenite phase that remains without martensitic transformation during cooling from the high-temperature austenite single-phase region. The amount of austenite can be determined by the following magnetic measurement.

（オーステナイト量の測定）
振動試料型磁力計（ＶＳＭ）に被測定材料から採取した試験片をセットし、磁気モーメントＭ（Ａ・ｍ²）を求める。この実測Ｍの値と、試料の質量Ｗ（ｋｇ）から下記（２）式により試料の飽和磁化Ｉ（Ａ・ｍ²／ｋｇ）を求める。
Ｉ＝Ｍ／Ｗ …（２）
一方、上記組成範囲のステンレス鋼における磁性相の理論的な飽和磁化の値として、成分組成の回帰式である下記（３）式により定まるＩ_S（Ａ・ｍ²／ｋｇ）を採用する。
Ｉ_S＝２１４.５−３.１２（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０.５Ｎｉ）−１２Ｃ−１.９Ｍｎ−６Ｎ−３Ｐ−７Ｓ−２.６Ｓｉ−２.３Ｃｕ …（３）
ここで、（３）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入される。
上記飽和磁化ＩおよびＩ_Sを下記（４）式に代入することにより、磁性相の量Ｖ_M（体積）を定める。
磁性相の量Ｖ_M（体積％）＝（Ｉ／Ｉ_S）×１００ …（４）
オーステナイト相の量Ｖ_A（体積％）は下記（５）式により定まる。
オーステナイト相の量Ｖ_A（体積％）＝１００−Ｖ_M …（５） (Measurement of austenite content)
A specimen taken from the material to be measured is set on a vibrating sample magnetometer (VSM), and the magnetic moment M (A · m ² ) is obtained. The saturation magnetization I (A · m ² / kg) of the sample is obtained from the value of the actual measurement M and the mass W (kg) of the sample by the following equation (2).
I = M / W (2)
On the other hand, I _S (A · m ² / kg) determined by the following equation (3) which is a regression equation of the component composition is adopted as the theoretical saturation magnetization value of the magnetic phase in the stainless steel having the above composition range.
I _S = 214.5-3.12 (Cr + Mo + 0.5Ni) -12C-1.9Mn-6N-3P-7S-2.6Si-2.3Cu (3)
Here, the value of the content of the element expressed in mass% is substituted for the element symbol in the formula (3).
By substituting the saturation magnetization I and I _S into the following equation (4), the amount V _M (volume) of the magnetic phase is determined.
Amount of magnetic phase V _M (volume%) = (I / I _S ) × 100 (4)
The amount _{A A} (volume%) of the austenite phase is determined by the following equation (5).
Austenite phase amount V _A (% by volume) = 100−V _M (5)

オーステナイト量は１５〜３５体積％に調整されている必要がある。１５体積％を下回ると、冷間鍛造を施したままの組織状態で使用するクラブフェイスとして、靭性が不足する場合があり、また鍛造アイアンに求められるソフトな打感を得る上でも不利となる。オーステナイト量は２０体積％以上であることがより好ましく、２３体積％以上であることが一層好ましい。一方、オーステナイト量が３５体積％を超えると、残部のマルテンサイト量が少なくなることによって、ＨＴ１７７０並の強度レベルと反発性能を安定して実現することが難しくなる。残留オーステナイト量は、化学組成と、それに応じた複相化処理条件によって制御することができる。   The amount of austenite needs to be adjusted to 15 to 35% by volume. If it is less than 15% by volume, the toughness may be insufficient as a club face to be used in the state of being subjected to cold forging, and it is disadvantageous in obtaining the soft feel required for a forged iron. The austenite amount is more preferably 20% by volume or more, and further preferably 23% by volume or more. On the other hand, when the amount of austenite exceeds 35% by volume, the remaining martensite amount decreases, making it difficult to stably achieve the same strength level and resilience performance as HT1770. The amount of retained austenite can be controlled by the chemical composition and the multiphase treatment conditions corresponding thereto.

〔機械的特性〕
ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１２００〜１４０Ｎ／ｍｍ²、破断伸びが２０.０％以上に調整されている必要がある。引張試験片はＪＩＳ Ｚ２２４１の１３Ｂ号試験片を採用することができる。引張強さが１２００Ｎ／ｍｍ²を下回る場合は、冷間鍛造後にＨＴ１９７０並の強度レベルを得ることが難しくなる。引張強さは１３００Ｎ／ｍｍ²以上であることがより好ましい。一方、引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ²を超える場合や、破断伸びが２０％を下回る場合は、残留オーステナイト量が少なすぎる場合と同様に、冷間鍛造を施したままの組織状態で使用するクラブフェイスとして、靭性が不足する場合があり、また鍛造アイアンに求められるソフトな打感を得る上でも不利となる。当該鋼板の機械的性質は、化学組成と、それに応じた複相化処理条件、および炭素分配処理条件によって制御することができる。 (Mechanical properties)
It is necessary that the tensile strength in the rolling direction according to the tensile test of JIS Z2241: 2011 is adjusted to 1200 to 140 N / mm ² and the elongation at break to 20.0% or more. As the tensile test piece, a JIS Z2241 No. 13B test piece can be adopted. When the tensile strength is less than 1200 N / mm ² , it becomes difficult to obtain a strength level equivalent to HT 1970 after cold forging. The tensile strength is more preferably 1300 N / mm ² or more. On the other hand, when the tensile strength exceeds 1400 N / mm ² or the elongation at break is less than 20%, the club is used in the state of the cold forged structure as in the case where the amount of retained austenite is too small. As a face, toughness may be insufficient, and it is disadvantageous in obtaining a soft feel required for a forged iron. The mechanical properties of the steel sheet can be controlled by the chemical composition, the corresponding multiphase treatment conditions, and the carbon distribution treatment conditions.

〔製造方法〕
本発明に従うゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板は、常法によって鋼を溶製し、熱間圧延または熱間圧延と冷間圧延を含む工程にて中間素材鋼板（熱延鋼板または冷延鋼板）とし、その中間素材鋼板に複相化処理と、炭素分配処理を施すことによって得ることができる。複相化処理と炭素分配処理の間では必要に応じて調質圧延（例えば圧延率３％以下）を施すことができる。 〔Production method〕
The stainless steel plate for processing a golf club face according to the present invention is obtained by melting steel by a conventional method, and making it an intermediate material steel plate (hot rolled steel plate or cold rolled steel plate) in a process including hot rolling or hot rolling and cold rolling. The intermediate material steel plate can be obtained by subjecting it to a multiphase treatment and a carbon distribution treatment. A temper rolling (for example, a rolling rate of 3% or less) can be performed between the multiphase treatment and the carbon distribution treatment as necessary.

溶製に際しては、上述の化学組成において、特に上記（１）式のＭｓ値が６０〜１１０の範囲となるように成分調整することが好ましい。上述のようにこのＭｓ値は本発明で対象とする組成範囲の鋼のＭｓ点（℃）を推定する指標である。Ｍｓ点を上記範囲に調整しておくことによって、ステンレス鋼板の大量生産現場で使用されている連続焼鈍設備に通板することで上記所定の金属組織に調整することができる。ゴルフクラブのフェイス部材に成形する上で、最終板厚は１.０〜６.０ｍｍとすることが好ましく、１.５〜４.０ｍｍの範囲がより好ましい。   In melting, it is preferable to adjust the components so that the Ms value of the above formula (1) is in the range of 60 to 110 in the above-described chemical composition. As described above, this Ms value is an index for estimating the Ms point (° C.) of the steel having the composition range of interest in the present invention. By adjusting the Ms point within the above range, it can be adjusted to the predetermined metal structure by passing through a continuous annealing facility used in a mass production site for stainless steel plates. In forming the golf club face member, the final plate thickness is preferably 1.0 to 6.0 mm, and more preferably 1.5 to 4.0 mm.

（複相化処理）
上述の化学組成を有する中間素材鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板など）を、オーステナイト安定温度域に加熱して溶体化処理する。溶体化処理条件は例えば９５０〜１１００℃、均熱０秒〜５分の範囲で設定すればよい。ここで均熱０秒とは、材料温度が所定温度に到達した後、直ちに冷却することをいう。その後、Ｍｓ点より低温まで冷却する。溶体化処理後の冷却開始温度からＭｓ点を通過するまでの平均冷却速度は１℃／ｓ以上とすることが好ましい。Ｍｓ点（℃）は上述（１）式で定義されるＭｓ値を採用することができる。本発明に従う化学組成の鋼は、オーステナイト安定温度域からＭｓ点未満の温度へ冷却することによりオーステナイト母相の一部がマルテンサイト相に変態し、残留オーステナイト相＋冷却マルテンサイト相の複相組織が得られる。従ってこの熱処理を複相化処理と呼んでいる。鋼の化学組成および複相化処理条件によって、残留オーステナイト相の存在量を上記所定の範囲に制御することができる。Ｍｓ点が上述の範囲に調整されている場合は、連続焼鈍設備にて常温付近まで冷却する過程で所定の残留オーステナイト量に調整することができる。 (Multi-phase treatment)
An intermediate material steel plate (hot rolled steel plate, cold rolled steel plate, etc.) having the above-described chemical composition is heated to an austenite stable temperature range and subjected to a solution treatment. What is necessary is just to set the solution treatment conditions in the range of 950-1100 degreeC, for example, and soaking | uniform-heating 0 second-5 minutes. Here, soaking 0 seconds means that the material temperature is cooled immediately after reaching a predetermined temperature. Then, it cools to low temperature from Ms point. The average cooling rate from the cooling start temperature after the solution treatment to the passage of the Ms point is preferably 1 ° C./s or more. As the Ms point (° C.), the Ms value defined by the above equation (1) can be adopted. In the steel having the chemical composition according to the present invention, a part of the austenite matrix is transformed into a martensite phase by cooling from the austenite stable temperature range to a temperature lower than the Ms point, and a multiphase structure of residual austenite phase + cooled martensite phase Is obtained. Therefore, this heat treatment is called double phase treatment. The abundance of retained austenite phase can be controlled within the above predetermined range depending on the chemical composition of the steel and the multiphase treatment conditions. When the Ms point is adjusted to the above-described range, it can be adjusted to a predetermined retained austenite amount in the process of cooling to near room temperature with a continuous annealing facility.

（炭素分配処理）
複相化処理後の鋼板は、マルテンサイト相中に過飽和の炭素を含有している。炭素分配処理はマルテンサイト相中に過飽和に存在している炭素をオーステナイト相中に吐き出させるための加熱処理である。これにより、マルテンサイト相主体の金属組織でありながら、延性を大幅に改善させることができる。炭素分配処理のメカニズムは例えば特許文献２に開示されている。 (Carbon distribution process)
The steel sheet after the multiphase treatment contains supersaturated carbon in the martensite phase. The carbon distribution treatment is a heat treatment for exhaling supersaturated carbon in the martensite phase into the austenite phase. As a result, the ductility can be greatly improved while the metal structure is mainly composed of the martensite phase. The mechanism of the carbon distribution treatment is disclosed in Patent Document 2, for example.

本発明では、この炭素分配処理によって、鋼板の強度、延性レベルを上述の機械的特性に調整する。その適正な熱処理条件は、４５０〜５５０℃の温度域に１〜１２０分保持する条件範囲内に設定することができる。上記温度域からの冷却は、空冷とすればよい。この熱処理は、加熱保持時間に応じて、連続焼鈍炉またはバッチ式焼鈍炉にて実施できる。実操業においては、予め予備実験にて、化学組成および複相化処理後のオーステナイト量に応じて、「炭素分配処理の熱処理条件」と「得られる機械的特性」の関係を求めておき、そのデータに基づいて、所定の機械的特性に制御すればよい。   In the present invention, the strength and ductility level of the steel sheet are adjusted to the above-described mechanical characteristics by this carbon distribution treatment. Appropriate heat treatment conditions can be set within a condition range of holding in a temperature range of 450 to 550 ° C for 1 to 120 minutes. Cooling from the above temperature range may be air cooling. This heat treatment can be performed in a continuous annealing furnace or a batch type annealing furnace depending on the heating and holding time. In actual operation, in a preliminary experiment, in accordance with the chemical composition and the amount of austenite after the biphasic treatment, the relationship between the “heat treatment condition of the carbon distribution treatment” and the “mechanical properties to be obtained” is obtained. Based on the data, it may be controlled to a predetermined mechanical characteristic.

以上のようにして、冷間での鍛造またはプレスによってゴルフクラブフェイスへの成形が可能であるという性質、および鍛造またはプレス後の組織状態のままでＨＴ１７７０に匹敵する強度および反発性能を発揮するという性質を内在するステンレス鋼板を得ることができる。   As described above, it is possible to form a golf club face by cold forging or pressing, and to exhibit strength and resilience performance comparable to HT1770 in the textured state after forging or pressing. A stainless steel plate with inherent properties can be obtained.

（フェイス部材への加工）
上記のステンレス鋼板を素材に用いて、冷間鍛造またはプレスにて所定のフェイス形状に成形し、その後、特段の熱処理を付与することなく、必要な表面処理を施し、フェイス部材の完成品を得ることができる。 (Processing to face members)
Using the above stainless steel plate as a raw material, it is formed into a predetermined face shape by cold forging or pressing, and then subjected to necessary surface treatment without giving special heat treatment to obtain a finished product of face member be able to.

表１に示す本発明例１、２の化学組成を有する鋼を溶製し、常法に従って板厚４ｍｍの熱延鋼板とし、熱延板焼鈍を行い、中間冷間圧延により板厚２.０ｍｍとし、中間焼鈍を行い、仕上冷間圧延にて板厚１.２ｍｍとする工程により、中間素材鋼板を得た。この中間素材鋼板に、連続焼鈍酸洗ラインにて１０００℃、均熱０秒の複相化処理を施したのち、５００℃で１０分保持、空冷の炭素分配処理を施し、酸洗を行って、板厚１.２ｍｍの複相組織ステンレス鋼板を得た。
比較例として、市販のＨＴ１７７０調質圧延材、板厚１.２ｍｍを用意した。
参考例として、市販のＳＵＳ３０４ばね材、３／４Ｈ、板厚１.０ｍｍを用意した。
以下、これらを「素材鋼板」と呼ぶ。 The steels having the chemical compositions of Invention Examples 1 and 2 shown in Table 1 are melted to form a hot-rolled steel sheet having a thickness of 4 mm according to a conventional method, subjected to hot-rolled sheet annealing, and a sheet thickness of 2.0 mm by intermediate cold rolling. Then, intermediate annealing was performed, and an intermediate material steel plate was obtained by the process of making the sheet thickness 1.2 mm by finish cold rolling. This intermediate steel sheet was subjected to a double-phase treatment at 1000 ° C. and soaking for 0 seconds in a continuous annealing pickling line, then held at 500 ° C. for 10 minutes, subjected to an air-cooling carbon distribution treatment, and pickled. A stainless steel plate having a double phase structure having a thickness of 1.2 mm was obtained.
As a comparative example, a commercially available HT1770 temper rolled material with a plate thickness of 1.2 mm was prepared.
As a reference example, a commercially available SUS304 spring material, 3 / 4H, and a plate thickness of 1.0 mm were prepared.
Hereinafter, these are referred to as “material steel plates”.

素材鋼板である複相組織ステンレス鋼板のオーステナイト量を前述の磁気測定によって求めた。
各素材鋼板から長手方向が圧延方向である引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４１の１３Ｂ号）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に従い圧延方向の引張試験を行って、引張強さおよび破断伸びを求めた。 The amount of austenite of the multiphase stainless steel plate, which is a raw steel plate, was determined by the magnetic measurement described above.
A tensile test piece (JIS Z2241 No. 13B) whose longitudinal direction is the rolling direction was collected from each material steel plate, and a tensile test in the rolling direction was performed according to JIS Z2241: 2011 to obtain tensile strength and elongation at break.

上記素材鋼板を用いて、以下のようにフェイス加工模擬試料を作製した。
本発明例の複相組織ステンレス鋼板について、冷間鍛造でのフェイス部材への加工を模擬して、板厚１.２ｍｍから１.０ｍｍまで冷間圧延を施し、この冷延板（板厚１.０ｍｍ）をフェイス加工模擬試料とした。
比較例のＨＴ１７７０については、熱間鍛造でのフェイス部材への加工を模擬して、板厚１.２ｍｍから１.０ｍｍまで圧延温度８００℃での熱間圧延を施し、１０５０℃に加熱したのち空冷する条件で焼入れ処理を施し、その後４８０℃で１時間保持する時効処理を行い、酸洗を行った時効材（板厚１.０ｍｍ）をフェイス加工模擬試料とした。
参考例のＳＵＳ３０４については、３／４Ｈ材（板厚１.０ｍｍ）をそのまま使用して他のフェイス加工模擬試料と同様の試験に供した。 Using the material steel plate, a face processing simulation sample was prepared as follows.
The dual-phase stainless steel sheet of the present invention was cold rolled from a thickness of 1.2 mm to 1.0 mm, simulating the processing of the face member by cold forging. 0.0 mm) was used as a face processing simulation sample.
About HT1770 of a comparative example, after processing to the face member by hot forging, hot rolling was performed at a rolling temperature of 800 ° C. from a thickness of 1.2 mm to 1.0 mm, and after heating to 1050 ° C. A quenching treatment was performed under air-cooling conditions, and then an aging treatment (plate thickness: 1.0 mm) that was subjected to an aging treatment that was maintained at 480 ° C. for 1 hour and pickled was used as a face processing simulation sample.
For SUS304 as a reference example, a 3 / 4H material (plate thickness: 1.0 mm) was used as it was and subjected to the same test as other face processing simulation samples.

各フェイス加工模擬試料から長手方向が圧延方向である引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２４１の１３Ｂ号）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に従い圧延方向の引張試験を行って、引張強さを測定した。
各フェイス加工模擬試料から１００ｍｍ×１００ｍｍの切り板試料を採取し、板面を番手６００（ＪＩＳ Ｒ６０１０：２０００に規定される粒度Ｐ６００）の研磨紙による研磨仕上げ面とし、その研磨面を上にして水平な盤上に置いた。ゴルフボールを、その表面上端が前記研磨面を基準として３００ｍｍの高さとなる位置で静止させ、その状態から鉛直下方に自然落下させて板の中心位置にぶつけ、跳ね返ったゴルフボールの最高到達高さをボールの上端位置で測定し、下記（６）式により反発率を求めた。
反発率＝跳ね返ったゴルフボール上端の最高到達高さ（ｍｍ）／３００（ｍｍ） …（６）
試験数ｎ＝３で測定を行い、３回中で最も値の大きかった反発率を当該供試材の反発率として採用した。
これらの結果を表２に示す。 A tensile test piece (JIS Z2241 No. 13B) whose longitudinal direction is the rolling direction was taken from each face processing simulation sample, and a tensile test was conducted in the rolling direction in accordance with JIS Z2241: 2011 to measure the tensile strength.
A cut plate sample of 100 mm × 100 mm is taken from each face processing simulation sample, and the plate surface is a polished finish surface with abrasive paper of count 600 (grain size P600 defined in JIS R6010: 2000), with the polished surface facing up. Placed on a horizontal board. The golf ball is rested at a position where the upper end of the surface becomes a height of 300 mm with respect to the polished surface, and the golf ball is naturally dropped vertically from the state and hits the center position of the plate, and the golf ball hit the highest height Was measured at the upper end position of the ball, and the rebound rate was determined by the following equation (6).
Rebound rate = maximum reaching height at the top of the bounced golf ball (mm) / 300 (mm) (6)
Measurement was performed with the number of tests n = 3, and the restitution rate having the largest value among the three times was adopted as the restitution rate of the specimen.
These results are shown in Table 2.

本発明例の複相組織ステンレス鋼板（素材鋼板）は、冷間での加工を施すことによって、熱間での加工および時効処理を施したＨＴ１７７０時効材と同等の強度および反発性能を有するものであることが確認された。   The multi-phase structure stainless steel plate (raw material steel plate) of the present invention example has the same strength and resilience performance as HT1770 aging material subjected to hot working and aging treatment by cold working. It was confirmed that there was.

Claims (5)

質量％で、Ｃ：０.０１０〜０.２００％、Ｓｉ：０.０５〜１.００％、Ｍｎ：１.４０〜５.００％、Ｎｉ：１.００〜５.５０％、Ｃｒ：１０.００〜１８.００％、Ｎ：０.０１０〜０.２００％、Ｍｏ：０〜２.００％、Ｃｕ：０〜３.５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物である化学組成を有し、マトリックス（金属素地）がオーステナイト相とマルテンサイト相からなり、オーステナイト相の存在量が１５〜３５体積％である金属組織を有し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１２００〜１４００Ｎ／ｍｍ²、破断伸びが２０.０％以上である、ゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板。 In mass%, C: 0.010 to 0.200%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 1.40 to 5.00%, Ni: 1.00 to 5.50%, Cr: A chemical composition in which 10.0 to 18.00%, N: 0.010 to 0.200%, Mo: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 3.50%, the balance being Fe and inevitable impurities. The matrix (metal substrate) is composed of an austenite phase and a martensite phase, has an austenite phase abundance of 15 to 35% by volume, and has a tensile strength in the rolling direction according to a tensile test of JIS Z2241: 2011. A stainless steel plate for processing a golf club face, having a length of 1200 to 1400 N / mm ² and an elongation at break of 20.0% or more. 下記（１）式で定義されるＭｓ値が６０〜１１０である化学組成を有する請求項１に記載のゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板。
Ｍｓ値＝｛３０００［０.０６８−（Ｃ＋Ｎ）］＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０［８.９−（Ｎｉ＋Ｃｕ）］＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入され、含有しない元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。 The stainless steel plate for golf club face processing according to claim 1, having a chemical composition having an Ms value defined by the following formula (1) of 60 to 110.
Ms value = {3000 [0.068− (C + N)] + 50 (0.47−Si) +60 (1.33−Mn) +110 [8.9− (Ni + Cu)] + 75 (14.6−Cr) −32 } × 5/9 (1)
Here, the value of the content of the element expressed by mass% is substituted for the element symbol in the formula (1), and 0 (zero) is substituted for the element not contained. 板厚が１.０〜６.０ｍｍである請求項１または２に記載のゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板。   The stainless steel plate for golf club face processing according to claim 1 or 2, wherein the plate thickness is 1.0 to 6.0 mm. 前記ステンレス鋼板は、冷間鍛造によりゴルフクラブフェイスに加工するためのものである請求項１〜３のいずれか１項に記載のゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板。   The stainless steel plate for processing a golf club face according to any one of claims 1 to 3, wherein the stainless steel plate is for processing into a golf club face by cold forging. 質量％で、Ｃ：０.０１０〜０.２００％、Ｓｉ：０.０５〜１.００％、Ｍｎ：０.１２％超え５.００％以下、Ｎｉ：１.００〜５.５０％、Ｃｒ：１０.００〜１８.００％、Ｎ：０.０１０〜０.２００％、Ｍｏ：０〜２.００％、Ｃｕ：０〜３.５０％、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、下記（１）式で定義されるＭｓ値が６０〜１１０である化学組成を有する鋼を溶製し、熱間圧延または熱間圧延と冷間圧延を含む工程にて中間素材鋼板とし、その中間素材鋼板に、連続焼鈍設備にて９００〜１１００℃の温度域に加熱したのち前記Ｍｓ値で表される温度（℃）より低温まで冷却する熱処理（複相化処理）を施すことにより、マトリックス（金属素地）がオーステナイト相とマルテンサイト相からなり、オーステナイト相の存在量が１５〜３５体積％である金属組織を有する鋼板とし、その後、４５０〜５５０℃の温度域に１〜１２０分保持する熱処理（炭素分配処理）を施すことにより、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１２００〜１４００Ｎ／ｍｍ²、破断伸びが２０.０％以上である特性に調整する、ゴルフクラブフェイス加工用ステンレス鋼板の製造方法。
Ｍｓ値＝｛３０００［０.０６８−（Ｃ＋Ｎ）］＋５０（０.４７−Ｓｉ）＋６０（１.３３−Ｍｎ）＋１１０［８.９−（Ｎｉ＋Ｃｕ）］＋７５（１４.６−Ｃｒ）−３２｝×５／９ …（１）
ここで、（１）式の元素記号の箇所には質量％で表される当該元素の含有量の値が代入され、含有しない元素の箇所には０（ゼロ）が代入される。 In mass%, C: 0.000 to 0.200%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: more than 0.12% to 5.00%, Ni: 1.00 to 5.50%, Cr: 10.00 to 18.00%, N: 0.000 to 0.200%, Mo: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 3.50%, the balance being Fe and inevitable impurities, A steel having a chemical composition having an Ms value defined by the following formula (1) of 60 to 110 is melted and made into an intermediate material steel plate in a process including hot rolling or hot rolling and cold rolling. By subjecting the material steel plate to a temperature range of 900 to 1100 ° C. in a continuous annealing facility and then subjecting it to a temperature (° C.) lower than the temperature (° C.) represented by the Ms value, (Metal substrate) consists of an austenite phase and a martensite phase, and the austenite phase abundance is 15 to A steel sheet having a metal structure of 5% by volume, and then subjected to a heat treatment (carbon distribution treatment) held at a temperature range of 450 to 550 ° C. for 1 to 120 minutes, whereby the rolling direction of the tensile test of JIS Z2241: 2011 A method for producing a stainless steel plate for processing a golf club face, wherein the tensile strength is 1200 to 1400 N / mm ² and the elongation at break is adjusted to 20.0% or more.
Ms value = {3000 [0.068− (C + N)] + 50 (0.47−Si) +60 (1.33−Mn) +110 [8.9− (Ni + Cu)] + 75 (14.6−Cr) −32 } × 5/9 (1)
Here, the value of the content of the element expressed by mass% is substituted for the element symbol in the formula (1), and 0 (zero) is substituted for the element not contained.