JP2002180205A - 鉄をベースとするアイアンヘッド用合金 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 特に低密度で、伸び性に優れ、高い防錆効果
を有し、更に、鍛造表面の特性に優れた鉄をベースとす
るアイアンヘッド用合金を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｍｎ：２５〜３１％、Ａｌ：
６．３〜７．８％、Ｃ：０．６５〜０．８５％、Ｃｒ：
５．５〜９．０％及び残部はＦｅから成る合金であっ
て、前記合金に８００℃〜１０５０℃の温度で熱間鍛造
を行うことによって、表面特性が向上されると共に、表
面粗さが３μｍ以下になることを特徴とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、特に低密度で、伸
び性に優れ、高い防錆効果を有し、更に、鍛造表面の特
性に優れた鉄をベースとするアイアンヘッド用合金に関
するものである。

【０００２】

【従来技術とその課題】図１に示すように、現在のアイ
アンヘッドの製造方法には、精密ロストワックス鋳造法
及び鍛造加工法の二種類があり、他の方法としては、表
面メッキ加工（例えば、ニッケル、コバルト、ダイアモ
ンドなど）或いは嵌め付け加工などがある。全体的にみ
ると、精密ロストワックス鋳造法はコストが低く、鍛造
加工法は多方面で優れている。そして、精密ロストワッ
クス鋳造法及び鍛造加工法によりアイアンヘッドを製造
するための合金の機械的性質は、図２に示す通りであ
る。

【０００３】現在のアイアンヘッドは、如何にして正確
な打撃を行うかなどを考慮して設計されたものであり、
その幾つかについて説明する。 １．ヘッドの大型化：一般にウッドクラブのヘッドの体
積は２８０cm³〜３１０cm³の間であるが、３５０cm³に
達するものもあり、オーバーサイズのアイアンヘッドも
ある。それらの目的は、打撃面を大きくし、打撃の成功
率を高めると共に、飛距離を延ばすことである。 ２．重心が低い：現在の最新技術では、重心を低くする
ことにより、打撃面を正確に打撃すると共に、捩じれ慣
性を増加させ、飛距離を延ばすことができる。 ３．空気抵抗が低く、打撃面が強圧する：安定的にスイ
ングし、打撃面を正確に打撃すると共に、捩じれのエネ
ルギーの損失を防ぐために、最近ではコンピュータ援用
設計（ＣＡＤ）によってヘッドの形状を変更することに
より、空気抵抗係数を低減させた異なる重心及び打撃面
を形成させ、そして、高圧押込み方式によってアイアン
或いはウッドの打撃面を製造する。

【０００４】上述したように、重心を低くすると共に、
空気抵抗を減少させ、打撃面を強化することにより、優
れた打球点、捩じれ慣性の増加、飛距離の向上などの目
的を達成することができる。しかし、一般的にアイアン
ヘッドの設計において、形状を変更する要求が多いた
め、アイアンヘッドを製造する場合は強度、伸び性及び
耐食性に優れた合金を使用する必要があるが、現在の工
業用合金ではそれらの要求に応えることはできなく、例
えばチタン合金及び析出系ステンレス鋼は耐食性を有す
るが、伸び率及び衝撃値が理想的ではなく、また、ステ
ンレス３０４は伸び率４０％〜６０％であるが、強度が
不足している。従って、現在のところ７５ｋｓｉ〜８５
ｋｓｉの引張強さ及び３０％〜３５％の伸び率を兼備す
る鍛造軟鉄Ｓ２５Ｃの材料が最も優れたものであるが、
それも鍛造後の耐食性が十分ではない。

【０００５】ゴルフクラブの規格はヘッドの重量によっ
て決まるため、若し低密度、優れた伸び率及び靱性、且
つ一定の強度を有する新素材を開発すれば、ヘッドを設
計する際の自由度を増加させることができ、打球を安定
させると共に、打撃面の厚さを抑え、更に優れた伸び率
及び靱性を達成できるので、理想的なアイアンの打撃効
果を提供することができる。また、現在のゴルフクラブ
製造業において最も優れた合金の引張強さは、鍛造軟鉄
の約１．０〜１．５倍の８０ｋｓｉ〜１２０ｋｓｉであ
り、降伏強さは約５５ｋｓｉ〜７０ｋｓｉであり、伸び
率は４０％以上であり、且つその伸び率は４０％以上で
あれば高い程よく、密度は７．９ｇ/ｃｍ³以下であり、
更に耐食性があればより好ましい。その材料を使用する
ことによって打撃性に優れたアイアンヘッド或いは中空
のアイアンヘッドを製造することができる。

【０００６】また、以前より国内外においてＦｅ−Ａｌ
−Ｍｎ系合金が専門家の間で広く研究され、合金組成を
調整することによって、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金に優れ
た強度、靱性、耐低温性、耐高温性又は耐磨耗性などの
特性を持たせる知見が得られた。以下、これらの研究に
関する文献を示す。１９６０年 Schmatz,D.J.による
“Structure and Properties of Austentic Alloy
s Containing Aluminum and Silicon”（Trans.ASM
第５２巻８９８ページ）、１９７５年 Krivonogov,
G.S.等による“Phase Trasformation Kinetics in
Steel 9G28Yu9MVB”(Phys.Met.＆Metallog 第４巻
２９ページ)、１９７８年４月 Banerji,S.K.による“A
n Anstenitic Stainless Steel Without Nickel
or Chromium ”(Met.Prog.５９ページ)、１９８１年Ch
arles,J.等による“Phase Decomposition of Rapidl
y Solidified Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloys”(Me
t. Prog. ７１ページ)、１９８２年 Grcia,J.等によ
る“Development of Oxidation Resistant Fe-Mn-A
l Alloys”(Met. Prog. ４７ページ)、１９８３年 W
ang,R.等による“New Stainless SteelWithout Nick
el or Chromium for Alloys Applications”(Met.
Prog.７２ページ)、１９８５年 Benz,J.C.等による
“An Assessment of Fe-Mn-AlAlloys as Substitu
tes for Stainless Steels”(J.Met. ３６ペー
ジ)、１９８１年 J.Charles.等による“New Cryogenic
Materials”(Met. Prog.７１ページ)、１９８６年 H
am,K.H.等による“TEM Evidence of Modulated Str
ucture in Fe-Mn-Al-C Alloys”(Scripta Metall
第２０巻 ３３ページ)、１９９０年 Tjong,S.C.によ
る“Electron Microscope Observationsof Phase D
ecompositions in an Austentic Fe-8.7Al-29.7Mn-
1.04C Alloy”(Mater.Char 第２４巻 ２７５ペー
ジ)、１９９３年 Hwang,C.N.等による“Grain Bounda
ry Precipitation in an Fe-7.8Al-1.7Mn-0.8Si-1.
0C Alloy”(Scripta Metall 第２８巻 １０９ペー
ジ)、１９９０年 Liu,T.F.によるアメリカ特許第４９
６８３５７号 “Hot-Rolled Alloy Steel Plat
e”。

【０００７】上述した文献の研究結果により、Ｆｅ−Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金の主要成分はＦｅ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｃであ
り、その中はオーステナイト相を安定させる目的で添加
され、この時該合金は常温や低温の環境において面心立
方（Ｆｃｃ）構造になり、Ｆｅ−Ａｌ系或いはＦｅ−Ａ
ｌ−Ｃ系から成る合金の脆性を改善できると共に、優れ
た靱性及び加工性を持たせることができる。また、Ａｌ
は抗酸化性及び耐食性の目的で添加され、炭素は強化用
の元素を析出する目的で添加される。即ち、合金を１０
５０℃〜１２００℃の温度で固溶化熱処理した後、急速
的に焼入れ処理を行って、４５０℃〜７５０℃の温度で
焼時効処理を行い、それにより、該焼入れ処理時には合
金が単一オーステナイト相になり、時効処理時には先ず
微細（Ｆｅ，Ｍｎ）₃ＡＩＣ_xκ相の炭化物を均一にベー
ス内で析出する。更に、成分により長時間に亘り時効処
理を行った後、結晶界面においてγ→α＋β−Ｍｎ或い
はγ→α＋β−Ｍｎ＋κ相などの相変化反応が起こり、
この結晶界面における粗大なβ−Ｍｎ析出物が材料の伸
び性を低下させることによって、オーステナイトベース
においてκ相の炭化物を均一に発生させ、粗大なβ−Ｍ
ｎ析出物を結晶界面に存在させないことは、Ｆｅ−Ａｌ
−Ｍｎ−Ｃ系合金に優れた強度及び靱性を持たせるため
の重要な条件である。

【０００８】上述したように、Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金
の主要成分範囲は、Ｆｅ、Ａｌ５％〜１２％、Ｍｎ２０
％〜３５％及びＣ０．３％〜１．３％であり、固溶化、
焼入れ及び時効処理を行った後、合金の成分により引張
強さの範囲は８０ｋｓｉ〜２００ｋｓｉになり、降伏強
さの範囲は６０ｋｓｉ〜１８０ｋｓｉになり、伸び率の
範囲は６２％〜２５％になる。その例としては、図３及
び図４に示す比較表であり、それらは過去に研究された
典型的なＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の成分及び機械的性質
を比較したものである。

【０００９】また、本発明者はかつて、Ｆｅ−Ａｌ１０
％−Ｍｎ３０％−Ｃ１％系合金及びＦｅ−Ａｌ１０％−
Ｍｎ３０％−Ｃ０．８％系合金に関する研究分析を行
い、その結果、Ｆｅ−Ａｌ１０％−Ｍｎ３０％−Ｃ１％
系合金を１１００℃の温度で０．５〜２Ｈｒ熱処理すれ
ば、硬度値がＨＲ_b８２．７〜８８．９の範囲になり、
引張強さの値が１１１ｋｓｉ〜１２４ｋｓｉの範囲にな
り、降伏強さの値が７９．７ｋｓｉ〜９７ｋｓｉの範囲
になり、伸び率が５８．９％〜６３．３％の範囲になる
ことが分かった。また、この場合の結晶粒径（ｄ）と引
張強さ（σ）とのＨａｌｌ−Ｐｅｔｃｈの関係式はσ=
６８．７２＋２１．２×ｄ^-0.46によって表すことがで
きる。更に、高濃度の塩水を４８時間噴射する塩水噴霧
試験では耐食性が悪いという結果が出た。また、熱加工
温度を１０５０℃〜１２００℃にして熱間鍛造加工した
後の材料の表面粗さはＲａ=３．１〜５．９μｍであっ
た。

【００１０】図５はＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を熱処理し
た後の金相図であり、図６はＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金を
熱間鍛造加工した後の金相図である。

【００１１】Ｆｅ−Ａｌ８％−Ｍｎ３０％−Ｃ０．８％
系合金を１１００℃の温度で０．５〜２時間熱処理した
場合、引張強さは１１０ｋｓｉ〜１２０ｋｓｉの範囲で
あり、Ｆｅ−Ａｌ１０％−Ｍｎ３０％−Ｃ１％系合金と
はあまり差が無く、伸び率も５８．５％〜６４．７％の
範囲に維持され、単に降伏強さの値のみが７１．１ｋｓ
ｉ〜８３．１ｋｓｉと変化が大きかった。また、この場
合の結晶粒径（ｄ）と引張強さ（σ）とのＨａｌｌ−Ｐ
ｅｔｃｈの関係式は、σ=６９．２５＋２３．６×ｄ
^-0.45であり、高濃度の塩水を４８時間噴射する塩水噴
霧試験では耐食性が悪いという結果が出た。また、熱加
工温度を１０５０℃〜１２００℃にして熱間鍛造加工し
た後の材料の表面粗さはＲａ=３．２〜５．７μｍであ
った。

【００１２】本発明の目的は上記の事情に鑑み、低密度
(密度６．７８〜７．０５ｇ/ｃｍ³の間)及び優れた伸び
性（伸び率６５％以上）を具備し、引張強さの値が８０
ｋｓｉ〜１２０ｋｓｉ、降伏強さが５５ｋｓｉ〜７０ｋ
ｓｉの範囲であり、且つ耐食性を有する素材を提供する
ことによって、アイアンヘッドの製造に要求される優れ
た強度、伸び性、防錆性及び鍛造加工性に対応すること
ができる。更に、前記目的を達成するために、本発明の
合金は鉄以外にＭｎ２５％〜３１％、Ａｌ６．３％〜
７．８％、Ｃ０．６５％〜０．８５％及びＣｒ５．５％
〜９．０％から成り、Ｓｉ０．８％〜１．５％及びＴｉ
２．０％〜５．０％又はＭｏ０．５％〜１．０％が添加
されてもよい。該添加されたＣｒ、Ｔｉ、Ｍｏは共に優
れた耐空気侵食性を有すると共に、８００℃〜１０５０
℃で熱間鍛造加工ができるので、優れた表面性質を得る
ことができ、９８０℃〜１０８０℃の温度で１〜２４Ｈ
ｒ熱処理を行えば、優れた伸び性及び引張強さを得るこ
とができる。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で、Ｍ
ｎ：２５〜３１％、Ａｌ：６．３〜７．８％、Ｃ：０．
６５〜０．８５％、Ｃｒ：５．５〜９．０％及び残部は
Ｆｅから成る合金であって、前記合金に８００℃〜１０
５０℃の温度で熱間鍛造を行うことによって、表面特性
が向上されると共に、表面粗さが３μｍ以下になる鉄を
ベースとするアイアン用合金、を提供する。

【００１４】以下、添付図面を参照して本発明の好適な
実施の形態を詳細に説明する。

【００１５】

【発明の実施の形態】図７は本発明の実施例及び比較例
に係わる合金の成分表であり、図８は本発明の実施例及
び比較例に係わる合金特性の比較表（１）であり、図９
は本発明における引張強さ、降伏強さ及び伸び率と熱処
理時間との関係を示す線図（１）であり、図１０は本発
明の合金特性の比較表（２）であり、図１１は本発明に
係わる合金の引張強さ、降伏強さ及び伸び率と熱処理時
間との関係を示す線図（２）であり、図１２は本発明に
係わる合金の熱間鍛造温度と表面粗さとの関係を示す線
図である。

【００１６】本発明は、低密度及び優れた伸び性を具備
するアイアンヘッド用合金に関し、主要な元素の組成成
分はＦｅ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃ、Ｃｒであり、その中にＳ
ｉ、Ｔｉ、Ｍｏも添加される。更に、それらの含有量は
重量％で、Ｍｎ成分が２５％〜３１％、Ａｌ成分が６．
３％〜７．８％、Ｃ成分が０．６５％〜０．８５％、Ｃ
ｒ成分が５．５％〜９．０％、Ｓｉ成分が０．８％〜
１．５％、Ｔｉ成分が２．０％〜５．０％、Ｍｏ成分が
０．５％〜１．０％であり、残部はＦｅ成分より成る。

【００１７】図７に示すように、本発明の鉄をベースと
するアイアンヘッド用合金に係わる実施例はＮｏ．１〜
Ｎｏ．１０であり、Ｎｏ．１１〜Ｎｏ．１５は比較例で
ある。

【００１８】また、図８及び図１０からも分かるよう
に、Ｆｅ−Ｍｎ２６．５０％−Ａｌ６．８５％−Ｃ０．
６９％−Ｃｒ５．６７％から成るＮｏ．１の合金を１０
３０℃の温度で２時間熱処理した場合、その機械的性質
である引張強さの値は１０５ｋｓｉであり、降伏強さの
値は６２．３ｋｓｉであり、伸び率は６８．５％であ
り、室温での衝撃値は１５３．０ｆｔ−ｐｄであり、更
にその合金を９５０℃の温度で熱間鍛造加工した後の表
面粗さは２．６３μｍであった。また、１０３０℃の温
度での熱処理を１２時間まで延長した場合、その機械的
性質である引張強さの値は１０４．８ｋｓｉ、降伏強さ
の値は６２．１ｋｓｉ、伸び率は７５．９％、室温での
衝撃値は１４２．８ｆｔ−ｐｄになり、更にその合金を
８５０℃の温度で熱間鍛造加工した場合、その表面粗さ
は２．１１μｍになった。そして、それらから製造され
たアイアンヘッドに塩水噴霧試験を４８時間及び打撃試
験を３０００発行った結果、共に合格であった。更に、
上記と同様にＮｏ．２〜Ｎｏ．１０の合金に対し、１０
３０℃の温度で２〜１２時間熱処理を行った場合、その
機械的性質は引張強さの値が１０４．８ｋｓｉ〜１１
８．２ｋｓｉの間、降伏強さの値が６２．１ｋｓｉ〜６
８．５ｋｓｉの間、伸び率が６５．８％〜７７．８％の
間、室温での衝撃値が１３５．２〜１５８．５ｆｔ−ｐ
ｄ、表面粗さが２．８μｍ以下であった。更にそれらか
ら製造されたアイアンヘッドにも塩水噴霧試験を４８時
間及び打撃試験を行ったが、その結果は共に合格であっ
た。

【００１９】しかし、図７に示すように、Ｎｏ．１１及
び１２のＣｒを含まない合金、Ｎｏ．１３の３．１５％
のＣｒを含んだ金属、及びＮｏ．１４の４．８９％のＣ
ｒを含んだ金属は、若し表面処理を施さなければ塩水噴
霧試験が不合格になる。言いかえれば、塩水噴霧試験を
パスするために、表面電気メッキを施す必要があるとい
うことである。

【００２０】本発明に係わる合金を８００℃〜１０５０
℃の温度で熱間鍛造加工すると共に、９８０℃〜１０８
０℃の温度で１〜４時間熱処理を行えば、図８に示すよ
うに、伸び性は６５％に達し、図９に示すように、熱処
理時間を４〜２４時間に延長すれば、伸び性は７０％以
上まで上昇する。更に、図１０及び図１１に示すよう
に、Ｎｏ．１の合金を１０３０℃の温度で２４時間熱処
理を行った場合、伸び率の変化は極めて少ないにもかか
わらず、降伏強さが５４．８ｋｓｉまで下がってしまう
ため、降伏強さを所望強度である５５ｋｓｉ以上にする
目標を達成できない。従って、合金の熱間鍛造加工の時
間を２４時間以内にする必要がある。

【００２１】ま た、図１２に示すように、Ｎｏ．１の
合金を異なる温度で熱間鍛造加工してアイアンヘッドを
試製したが、その表面粗さは鍛造温度が上昇するに連れ
て１．９μｍから５．７μｍに変化した。故に、表面粗
さを高品質である３μｍ以下にするため、熱間鍛造加工
を１０５０℃以下で行う必要がある。

【００２２】以下、各種添加元素の成分限定理由を詳細
に説明する。 Ｍｎ：通常、ＭｎはＦｅと共存し、また、Ｓと結合し易
いので、Ｓによって合金への熱脆性の悪影響を防ぐこと
ができると共に、合金中の酸化物を除去することができ
る。更に、高炭素鋼状態では、ＭｎはＣと結合してＭｎ
₃Ｃになると同時に、Ｆｅ₃Ｃと固溶して（Ｆｅ，Ｍｎ）
₃Ｃに成るので、合金の強度及び硬度を増強することが
できる。従って、Ｍｎの含有量が２５ｗｔ％より少ない
時は、製造過程或いは完成後にフェライト相が発生し易
く、加工性や伸び性に悪影響を及ぼす虞があり、Ｍｎの
含有量が３１ｗｔ％以上の時は、β−Ｍｎ相が結晶界面
において析出してしまい、脆くなる。従って、本発明の
合金におけるＭｎの含有量を２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％の
間に制限する必要がある。 Ａｌ：Ａｌは優れた脱酸素剤であり、結晶粒の成長を抑
制し、酸化物或いは窒化物を分散的に形成させることが
できると共に、合金の伸び性、加工性及び靱性を高める
ことができる。従って、Ａｌの含有量が６．３ｗｔ％よ
り少ない場合、合金の降伏強さが所望強度である５５ｋ
ｓｉより低くなり、７．８ｗｔ％より多い時は、降伏強
さが所望強度である７０ｋｓｉより大きくなってしま
う。従って、合金におけるＡｌの含有量を６．３ｗｔ％
〜７．８ｗｔ％の間に制限する必要がある。 Ｃ：Ｃ元素には炭化物を析出させる作用があるだけでは
なく、オーステナイト相を安定させることもでき、更
に、Ｃの含有量が増加してフェライト相が減少するに従
って、オーステナイト相は安定する。従って、Ｃの含有
量が０．５ｗｔ％より多い時は、合金でオーステナイト
相を安定的に形成させることができ、また、降伏強さを
所望強度である５５ｋｓｉ〜７０ｋｓｉの間に位置させ
るためには、合金におけるＣの含有量を０．６５ｗｔ％
〜０．８５ｗｔ％に制限する必要がある。 Ｃｒ：合金にＣｒを添加した場合、合金の耐食性及び酸
化抵抗性を高められるだけではなく、合金の硬度及び高
温強度も高めることができ、特に高炭素鋼の耐摩耗性に
は著しい効果がある。Ｃｒの含有量が５．５ｗｔ％より
少ない時は、合金により製造されたアイアンヘッドは塩
水噴霧試験をパスできなく、また、Ｃｒの含有量が９．
０ｗｔ％より多い時は、伸び率が目標である６５％より
低くなる。従って、合金におけるＣｒの含有量を５．５
ｗｔ％〜９．０ｗｔ％の間に制限する必要があり、若し
Ｃｒの含有量が５．５ｗｔ％より少ない場合は、電気め
っき処理により、耐食性を高める必要がある。 Ｓｉ：Ｓｉは合金における気孔の形成を防止すると共
に、収縮作用を増進でき、更に溶融鉄鋼の流動性も高め
られる。しかし、Ｓｉの含有量が１．５ｗｔ％より多い
時は、伸び率が目標である６５％より低くなってしま
う。従って、合金に０．８ｗｔ％〜１．５ｗｔ％のＳｉ
を添加すれば、伸び率の目標を達成することができる。 Ｔｉ：Ｔｉは材料の密度を小さくできると共に、材料の
耐食性を高めることができるが、Ｔｉの含有量が２．０
ｗｔ％以下の時は、それらの効果が現れ難く、５．０ｗ
ｔ％以上の時は、合金の伸び率が低下してしまう。従っ
て、合金に２．０ｗｔ％〜５．０ｗｔ％のＴｉを添加す
れば、合金密度を低下させ、耐食性を増加させることが
できる。 Ｍｏ：Ｍｏはオーステナイト相の温度を上昇させると共
に、硬化層深さを適度にし、焼鈍による脆性を防止し、
更に合金の高温強さ、クリープ強さ及び高温硬度を高め
ると同時に、合金の耐食性を高め、並びに耐磨耗性を有
するＭｏＣ粒子を形成し、溶融鉄鋼の流動性を促進する
が、Ｍｏの含有量が１．５ｗｔ％以上の時に余分な析出
が発生し、材料を脆化させてしまう。従って、合金に添
加されるＭｏが０．５ｗｔ％〜１．０ｗｔ％の場合は、
目標範囲内であるため、合金の流動性、鋳造加工性及び
耐食性を高めることができる。 上述したように、本発明の鉄をベースとする合金によっ
て、アイアンヘッドを鍛造成形する際は、８００℃〜１
０５０℃の温度で熱間鍛造加工を施せば、Ｒａ＝３μｍ
以下の優れた表面精度を得ることができ、若し１０５０
℃〜１２００℃の温度で熱加工を行った場合は、酸化層
が増加するだけではなく、部材の表面粗さがＲａ３μｍ
より大きくなり、アイアンクラブの品質に悪影響を及ぼ
してしまう。

【００２３】

【発明の効果】本発明は上記の構成を有するので、次の
ような効果がある。 １．機械強度：Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃの含有量を制御して、引
張強さの値を８０ｋｓｉ〜１２０ｋｓｉの間に、降伏強
さの値を５５ｋｓｉ〜７０ｋｓｉの間に位置させるの
で、合金によってアイアンヘッドを製造する場合、アイ
アンヘッドや空心アイアンヘッドの要求に応えることが
できる。 ２．低密度：合金には６．３ｗｔ％〜７．８ｗｔ％のＡ
ｌ元素、或いは２．０ｗｔ％〜５．０ｗｔ％のＴｉ元素
が添加されると共に、合金は面心立方構造（ＦＣＣ）で
あるため、合金の密度を６．７８〜７．０５ｇ/ｃｍ³に
抑えることができる。従って、合金によってアイアンヘ
ッドを製造する場合、同一重量で体積の大きいアイアン
ヘッドを製造できる。 ３．優れた伸び性：合金はＡｌの添加により伸び性が増
すと共に、更に合金を９８０℃〜１０８０℃の温度で熱
処理することによって、より優れた伸び性を具備させ
る。また、その熱処理時間を１〜４時間行った場合の合
金の伸び性は６５％であり、４〜２４時間行った場合の
伸び性は７０％以上である。 ４．耐食性：合金にはＣｒ、Ｔｉ及びＭｏが添加され、
それらの元素は大気に対する耐食性に優れると同時に、
アイアンヘッド或いは空心アイアンヘッドの製造コスト
を大幅に下げることもできる。

【図面の簡単な説明】

【図１】精密ロストワックス鋳造法及び鍛造加工法によ
り製造したアイアンヘッドの特性比較表である。

【図２】従来のアイアンヘッド用材料における機械的性
質の比較図である。

【図３】従来の典型的なＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金の成分
表である。

【図４】従来の典型的なＦｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金におけ
る機械的性質の比較表である。

【図５】Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金に熱処理を行った後の
金相図である。

【図６】Ｆｅ−Ａｌ−Ｍｎ系合金に熱間鍛造加工を行っ
た後の金相図である。

【図７】本発明の実施例及び比較例に係わる合金の成分
表である。

【図８】本発明の実施例及び比較例に係わる合金特性の
比較表（１）である。

【図９】本発明における引張強さ、降伏強さ及び伸び率
と熱処理時間との関係を示す線図（１）である。

【図１０】本発明の合金特性の比較表（２）であり、図
１１は本発明における引張強さ、降伏強さ及び伸び率と
熱処理時間との関係を示す線図（２）である。

【図１１】本発明に係わる合金の引張強さ、降伏強さ及
び伸び率と熱処理時間との関係を示す線図（２）であ
る。

【図１２】本発明に係わる合金の熱間鍛造温度と表面粗
さとの関係を示す線図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） // Ｃ２１Ｄ 8/00 Ｃ２１Ｄ 8/00 Ｄ

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｍｎ：２５〜３１％、Ａｌ：
   ６．３〜７．８％、Ｃ：０．６５〜０．８５％、Ｃｒ：
   ５．５〜９．０％及び残部はＦｅから成る合金であっ
   て、 前記合金に８００℃〜１０５０℃の温度で熱間鍛造を行
   うことによって、表面特性が向上されると共に、表面粗
   さが３μｍ以下になる鉄をベースとするアイアンヘッド
   用合金。
2. 【請求項２】 前記合金には、重量％で、Ｓｉ：０．８
   〜１．５％及びＴｉ：２．０〜５％が含まれることを特
   徴とする請求項１に記載の鉄をベースとするアイアンヘ
   ッド用合金。
3. 【請求項３】 前記合金には、重量％で、Ｍｏ：０．５
   〜１％が含まれることを特徴とする請求項１又は２に記
   載の鉄をベースとするアイアンヘッド用合金。
4. 【請求項４】 前記８００℃〜１０５０℃の温度で熱間
   鍛造を行った合金に、９８０℃〜１０８０℃の温度で１
   〜２４Ｈｒの熱処理を施すことによって、合金の伸び率
   が６５％以上になることを特徴とする請求項１〜３のい
   ずれかに記載の鉄をベースとするアイアンヘッド用合
   金。
5. 【請求項５】 前記８００℃〜１０５０℃の温度で鍛造
   された合金に、９８０℃〜１０８０℃の温度で４〜２４
   Ｈｒの熱処理を施すことによって、合金の伸び率が７０
   ％以上になることを特徴とする請求項４に記載の鉄をベ
   ースとするアイアンヘッド用合金。