JP2018141183A - Stainless steel sheet for processing highly repulsive golf club face and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、反発特性に優れる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 having excellent resilience characteristics, 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).
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。また最近では、鍛造で成形されるフェイス部材を使用したゴルフクラブにおいても、飛距離アップに対する要求が強くなっている。 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. In recent years, there has been a strong demand for increasing the flight distance even in a golf club using a face member formed by forging.
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、その後に焼入れ処理や時効処理など、複数回の煩雑な熱処理を施すことなく、ＨＴ１７７０の時効材を上回る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 then the aging material of HT1770 can be formed without performing multiple complicated heat treatments such as quenching treatment and aging treatment. It is an object of the present invention to provide a stainless steel plate material capable of obtaining a club face exhibiting higher strength and repulsive force.
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で所定のフェイス形状に成形したのち炭素分配熱処理に供することによって、ＨＴ１７７０時効材を超える優れた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、このような高反発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 is a very useful material for realizing a club face having an excellent repulsive force exceeding that of HT1770 aging material by forming into a predetermined face shape by cold forging or pressing and then subjecting it to a carbon distribution heat treatment. I found out that It has not been known that an austenite + martensite multiphase steel sheet can be applied to such a high repulsion golf club processing application.
すなわち本発明では、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体積％以上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１４９０Ｎ／ｍｍ2以上、破断伸びが１０.０％以上である、高反発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: 0.000 to 0.200%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: more than 0.12% and 5.00% or less, Ni: 1.000 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 A tensile composition test according to JIS Z2241: 2011, which has a chemical composition that is a chemical impurity, has a metal structure in which the matrix (metal substrate) is composed of an austenite phase and a martensite phase, and the austenite phase content is 15% by volume or more. There is provided a stainless steel sheet for processing a high repulsion golf club face, having a tensile strength in the rolling direction of 1490 N / mm 2 or more and a breaking elongation of 10.0% 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.
このステンレス鋼板は、例えば５００℃に加熱して１０分保持したのち常温まで冷却する熱処理試験に供したとき、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ2以下、破断伸びが２０.０％以上となる性質を有する。 When this stainless steel plate is subjected to a heat treatment test, for example, heated to 500 ° C. and held for 10 minutes and then cooled to room temperature, the tensile strength in the rolling direction according to the tensile test of JIS Z2241: 2011 is 1400 N / mm 2 or less It has the property that the elongation becomes 20.0% or more.
本発明に従う上記のステンレス鋼板は、冷間鍛造および炭素分配熱処理により高反発ゴルフクラブフェイスに加工することができるものである。 The stainless steel plate according to the present invention can be processed into a high repulsion golf club face by cold forging and carbon distribution heat treatment.
また、上記の高反発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、オーステナイト相の存在量が１５体積％以上である金属組織、およびＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１４９０Ｎ／ｍｍ2以上、破断伸びが１０.０％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 said stainless steel plate for high resilience golf club face processing, the 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 In the process including hot rolling or hot rolling and cold rolling, an intermediate material steel plate is heated to a temperature range of 900 to 1100 ° C. with continuous annealing equipment. After that, by performing a heat treatment (duplexing treatment) that cools to a temperature lower than the temperature (° C.) represented by the Ms value, the austenite phase is present in an amount of 15% by volume or more, and JIS Z2241: 2011 There is provided a method for producing a stainless steel sheet, wherein the tensile strength in the rolling direction by a tensile test is adjusted to 1490 N / mm 2 or more and the elongation at break is 10.0% 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.
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、ゴルフクラブ部材への成形加工の後に、焼入れ処理や時効処理といった複数回の煩雑な熱処理を施すことなく、１回の炭素分配熱処理を施すだけで、ＨＴ１７７０を上回る優れた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とともに、鍛造アイアンヘッドの飛距離アップをもたらすものである。 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, it is superior to HT1770 only by performing a single carbon distribution heat treatment without performing a plurality of complicated heat treatments such as quenching treatment and aging treatment after forming the golf club member. A club face having repulsive force can be obtained. Therefore, the present invention contributes to reducing the manufacturing load at a manufacturer that manufactures a club face by forging or pressing, and also increases the flight distance of the forged iron head.
〔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％まで許容できるが、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 is acceptable up to 0.200%, but 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２０体積％以上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。
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 20% by volume or more using a continuous annealing facility in a general stainless steel plate production line. It is easy to set the plate passing condition when adjusting to the martensitic phase.
〔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ＩS（Ａ・ｍ2／ｋｇ）を採用する。
ＩS＝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ＩSを下記（４）式に代入することにより、磁性相の量ＶM（体積）を定める。
磁性相の量ＶM（体積％）＝（Ｉ／ＩS）×１００ …（４）
オーステナイト相の量ＶA（体積％）は下記（５）式により定まる。
オーステナイト相の量ＶA（体積％）＝１００−ＶM …（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体積％に調整されている必要がある。１５体積％を下回ると靭性が低下して、キャビティーフェイス等の厳しい形状に冷間鍛造する際、割れが生じやすくなる。また、冷間あるいは温間での鍛造やプレス後に、後述の炭素分配熱処理を施してもマルテンサイト相の軟質化の程度が小さく、ソフトな打感を得る上で不利となる。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％以上に管理してもよい。一方、オーステナイト量が多過ぎると、その分、マルテンサイト量が少なくなって、炭素分配処理を終えたフェイス部材完成品において十分な高反発特性が得られない恐れがある。ただし、本発明に従う鋼板は、後述のように引張強さ１４９０Ｎ／ｍｍ2以上の強度レベルを必須要件としている。本発明で対象とする化学組成の鋼において、複相化処理後の段階で１４９０Ｎ／ｍｍ2以上の強度レベルに調整されている場合、その段階の鋼板は、冷間あるいは温間での鍛造やプレス後に炭素分配処理を終えたフェイス部材完成品において、ＨＴ１７７０を上回る強度レベルおよび反発性能を発揮させるのに十分なマルテンサイト量を有していると判断される。したがって、オーステナイト量の上限については特に規定する必要はないが、例えば、４０体積％以下、あるいは３５体積％以下のオーステナイト量に管理してもよい。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% by volume. If it is less than 15% by volume, the toughness is lowered, and cracking is likely to occur when cold forging into a severe shape such as a cavity face. Further, even if a carbon distribution heat treatment described later is performed after cold or warm forging or pressing, the degree of softening of the martensite phase is small, which is disadvantageous in obtaining a soft feel. The austenite amount is more preferably 20% by volume or more, and may be controlled to 23% by volume or more. On the other hand, if the amount of austenite is too large, the amount of martensite is reduced correspondingly, and there is a possibility that sufficient high resilience characteristics may not be obtained in the finished face member after the carbon distribution treatment. However, the steel sheet according to the present invention has an essential requirement of a strength level of not less than 1490 N / mm 2 as described later. In the steel having the chemical composition targeted by the present invention, when it is adjusted to a strength level of 1490 N / mm 2 or more at the stage after the multi-phase treatment, the steel sheet at that stage can be forged in cold or warm conditions. It is determined that the finished face member after the carbon distribution treatment after pressing has a martensite amount sufficient to exert a strength level and resilience performance exceeding HT1770. Therefore, the upper limit of the austenite amount does not need to be specified, but may be controlled to, for example, an austenite amount of 40% by volume or less, or 35% by volume or less. 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１４９０Ｎ／ｍｍ2以上、破断伸びが１０.０％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１４９０Ｎ／ｍｍ2を下回る場合は、冷間あるいは温間での鍛造やプレス後に炭素分配処理を終えたフェイス部材完成品において十分な強度レベルに達しない恐れがあり、ＨＴ１９７０を超える高反発特性を安定して付与することが難しくなる。破断伸びが１０.０％を下回ると、冷間あるいは温間での鍛造やプレスで所定のフェイス形状に成形することが難しくなる。引張強さの上限については特に規定していないが、通常、１７００Ｎ／ｍｍ2以下の範囲に調整されていればよい。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 1490 N / mm 2 or more and the elongation at break to 10.0% or more. As the tensile test piece, a JIS Z2241 No. 13B test piece can be adopted. If the tensile strength is less than 1490 N / mm 2 , there is a risk that the sufficient strength level may not be reached in the finished face member that has been subjected to carbon distribution after cold or warm forging or pressing. It becomes difficult to stably provide the rebound characteristics. When the elongation at break is less than 10.0%, it becomes difficult to form into a predetermined face shape by cold or warm forging or pressing. Although the upper limit of the tensile strength is not particularly defined, it is usually sufficient that the tensile strength is adjusted to a range of 1700 N / mm 2 or less. The mechanical properties of the steel sheet can be controlled by the chemical composition and the corresponding multiphase treatment conditions.
本発明に従うステンレス鋼板は、冷間あるいは温間での鍛造やプレスでフェイス部材に成形したのち、後述の炭素分配処理を施すことによってマルテンサイト相が軟質化する組織状態、すなわち、マルテンサイト相中に過飽和の炭素が多量に蓄えられている組織状態を有している。そのことは、当該鋼板から採取したサンプルに炭素分配処理と同様の熱処理試験を施すことによって確かめることができる。具体的には、例えば、鋼板からサンプルを採取し、５００℃に加熱して１０分保持したのち常温まで冷却する熱処理試験に供したとき、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の引張試験による圧延方向の引張強さが１３４０Ｎ／ｍｍ2以下、破断伸びが２０.０％以上となる性質を有するものが好適な対象となる。この試験においても、ＪＩＳ Ｚ２２４１の１３Ｂ号試験片を採用することができる。 The stainless steel plate according to the present invention is formed into a face member by cold or warm forging or pressing, and then subjected to a carbon distribution treatment described later, whereby the martensite phase is softened, that is, in the martensite phase. It has an organizational state in which a large amount of supersaturated carbon is stored. This can be confirmed by subjecting a sample collected from the steel sheet to a heat treatment test similar to the carbon distribution treatment. Specifically, for example, when a sample is taken from a steel plate, heated to 500 ° C. and held for 10 minutes, and then subjected to a heat treatment test to cool to room temperature, the tensile strength in the rolling direction by the tensile test of JIS Z2241: 2011 However, those having the properties of 1340 N / mm 2 or less and breaking elongation of 20.0% or more are suitable targets. In this test as well, a JIS Z2241 No. 13B test piece can be adopted.
〔製造方法〕
本発明に従う高反発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を施すことによって得ることができる。
〔Production method〕
The stainless steel plate for high repulsion golf club face processing according to the present invention is manufactured by melting steel by a conventional method, and in the process including hot rolling or hot rolling and cold rolling, an intermediate material steel plate (hot rolled steel plate or cold rolled steel plate) The intermediate material steel plate can be obtained by subjecting it to a multiphase treatment.
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および機械的特性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 and mechanical properties of the retained austenite phase can be controlled within the predetermined range according to 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.
以上のようにして、冷間あるいは温間（例えば５０〜３００℃）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、およびその後に炭素分配処理に相当する１回の熱処理を施すことによりＨＴ１７７０を上回る強度および高反発性能が得られ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, a golf club face can be formed by cold or warm (for example, 50 to 300 ° C.) forging or pressing, and then a single heat treatment corresponding to a carbon distribution treatment. By applying the above, it is possible to obtain a stainless steel plate inherent in the properties that strength higher than HT1770 and high resilience performance can be obtained.
（フェイス部材への成形）
上記のステンレス鋼板を素材に用いて、冷間あるいは温間での鍛造またはプレスにて所定のフェイス形状に成形する。温間での成形加工と、冷間での成形加工を順次施す工程を採用してもよい。その後、炭素分配処理を施す。
(Molding to face member)
Using the above stainless steel plate as a raw material, it is formed into a predetermined face shape by cold or warm forging or pressing. You may employ | adopt the process of performing the shaping | molding process in warm, and the shaping | molding process in cold one by one. Then, a carbon distribution process is performed.
（炭素分配処理）
上記の成形部材は、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り、高強度複相組織ステンレス鋼材の強度−延性バランスを改善する手法として知られている（例えば特許文献２）。ところが、発明者らの詳細な検討によれば、「複相化処理によって得られる特定の組織状態」と、その後に行われる「冷間または温間での加工→炭素分配処理」という工程とを組み合わせたとき、炭素分配処理はゴルフクラブフェイスの反発特性を引き上げる作用を有することがわかった。すなわち、同じ中間素材鋼板を用いた場合、「複相化処理→炭素分配処理→冷間での鍛造・プレス」の工程に比べ、「複相化処理→冷間または温間での鍛造・プレス→炭素分配処理」の工程では、より高い反発特性が得られる。炭素分配処理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。
(Carbon distribution process)
The molded member contains supersaturated carbon in the martensite phase. Carbon partition treatment is a heat treatment for discharging supersaturated carbon in the martensite phase into the austenite phase, and is known as a technique for improving the strength-ductility balance of high-strength dual-phase stainless steel materials. (For example, Patent Document 2). However, according to detailed examinations by the inventors, the “specific structure obtained by the multiphase treatment” and the subsequent process of “cold or warm processing → carbon distribution treatment” are performed. When combined, the carbon distribution treatment has been found to have the effect of raising the rebound characteristics of the golf club face. That is, when using the same intermediate material steel plate, compared to the process of “double phase treatment → carbon distribution treatment → cold forging / press”, “double phase treatment → cold or warm forging / pressing” In the process of “→ carbon distribution treatment”, higher resilience characteristics can be obtained. Appropriate heat treatment conditions for the carbon distribution treatment 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.
炭素分配処理のあと、必要な表面処理を施し、高反発特性を有するフェイス部材の完成品を得ることができる。 After the carbon distribution treatment, the necessary surface treatment is performed to obtain a finished face member having high resilience characteristics.
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、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 material steel sheet was subjected to a double-phase treatment at 1000 ° C. and soaking for 0 seconds in a continuous annealing pickling line, and pickled to obtain a dual-phase stainless steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
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。
各材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、引張強さおよび破断伸びを求めた。
また、複相組織ステンレス鋼板については、複相化処理後の鋼板から採取した切り板を５００℃で１０分保持したのち常温まで空冷する熱処理試験に供した試料を作製し、上記と同様に圧延方向の引張試験を行って、上記熱処理試験後に引張強さが１４００Ｎ／ｍｍ2以下、破断伸びが２０.０％以上となる性質を有するものであることを確認した。その結果を表２中に示してある。
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 (No. 13B of JIS Z2241) whose longitudinal direction is the rolling direction was sampled from each material, and a tensile test in the rolling direction was performed according to JIS Z2241: 2011 to obtain tensile strength and elongation at break.
In addition, for a multiphase stainless steel plate, a cut plate taken from the multiphase steel plate was held at 500 ° C. for 10 minutes, and then subjected to a heat treatment test that was air-cooled to room temperature, and rolled as described above. A tensile test in the direction was performed, and it was confirmed that the tensile strength was 1400 N / mm 2 or less and the elongation at break was 20.0% or more after the heat treatment test. The results are shown in Table 2.
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、その後、５００℃で１０分保持、空冷の炭素分配処理を施し、酸洗行って、この板材（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, and then held at 500 ° C. for 10 minutes. Then, air-cooled carbon distribution treatment was performed, and pickling was performed, and this plate material (plate thickness: 1.0 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.
複相化処理を施して所定の組織状態に調整した本発明例の複相組織ステンレス鋼板（素材鋼板）は、冷間での加工と炭素分配処理を施すことによって、熱間での加工と時効処理を施したＨＴ１７７０時効材を上回る高強度および高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 (material steel plate) of the present invention example that has been subjected to a multi-phase treatment and adjusted to a predetermined structure state is subjected to hot processing and aging by performing cold processing and carbon distribution processing. It was confirmed that it had high strength and high resilience performance that exceeded the treated HT1770 aging material.
Claims (5)
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. An austenitic phase is obtained by subjecting the material steel plate to a temperature range of 900 to 1100 ° C. using a continuous annealing facility and then cooling to a temperature lower than the temperature (° C.) represented by the Ms value (double phase treatment). According to a tensile test according to JIS Z2241: 2011 Tensile strength in the rolling direction is 1490N / mm 2 or more, elongation at break is adjusted to the characteristic is 10.0% or more, the method of producing a high resilience golf club face machining stainless 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.
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