JP3666440B2

JP3666440B2 - Low density iron-base alloy material for golf club heads

Info

Publication number: JP3666440B2
Application number: JP2001319110A
Authority: JP
Inventors: 志▲華▼ 趙
Original assignee: 大田精密工業股▲分▼有限公司
Priority date: 2001-10-17
Filing date: 2001-10-17
Publication date: 2005-06-29
Anticipated expiration: 2021-10-17
Also published as: JP2003129189A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、特に鋳造或いは鍛造によるクラブヘッドに適用できると共に、6.1〜6.6g/cm³の範囲の密度を有し、高い防錆効果を持ち、更に、優れた鍛造表面を提供することができるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
一般にゴルフクラブセットは、ウッドクラブ、アイアンクラブ、ピッチングウエッジ、サウンドウエッジ及びパター等を有し、それらはクラブヘッド、シャフト（金属系或いは炭素樹脂系）、ホーゼル及びゴム材質のグリップなどから成る。
【０００３】
前記ウッド（木製）クラブヘッドの後部は一般に略円形であり、シャフトは比較的に長いので、主に第一打目や長距離用に使用されると共に、そのウッドクラブには夫々ヘッドのロフト角やシャフトの長さが異なる、ドライバー（１番）、ブラッシー（２番）、スプーン（３番）、バフィー（４番）及びクリーク（５番）などがあり、近年には個人のテクニックや体力、好みにより７番や９番も使用されるようになった。また、前記ドライバーにおけるシャフトの長さは43.5〜46.5インチの範囲であると共に、ロフト角は7.0〜11.5度の間であり、ドライバー以下のクラブは段階的にシャフトの長さが0.5インチずつ短縮されると共に、ロフト角が３度ずつ大きくなり、一般にシャフトが長いほど打球の飛距離が増し、ロフト角が大きいほど打球が高く飛ぶ。
【０００４】
木製のクラブヘッドの材料は主にパーシモン（柿木）が使用されていたが、近年、徐々に耐食性、靱性及び強度などの面から金属材料に変わりつつある。現在よく使用されているのは純チタン、チタン合金６-４、SP-700、15-３-３-２、2041や、両相ステンレス2205、ステンレス17-４PH、AISI431、AISI455、AISI456や、航空用Al-Li合金及びBe-Cu合金などであり、その中でも純チタンや、チタン合金６-４、SP-700、15-３-３-２、2041は非常に高価な材料であるが、材質の特性に優れているため、木製よりも使用比率が高い。
【０００５】
上述したように鉄製クラブにはアイアンクラブやピッチングウエッジ、サウンドウエッジなどの種類があり、それらの主な目的は打球を目標地点まで正確に到達させることであると共に、特徴はウッドクラブ（ドライバーやブラッシー、スプーン、バフィー、クリークなど）に比べて飛距離は短いが、打球が高く、目標方向に打撃し易いという点である。また、１番アイアンのシャフトの長さは約39.5インチで、ロフト角は14度であり、１番アイアン以下はシャフトの長さが0.5インチずつ短縮され、ロフト角は４度ずつ大きくなる。それにより、使用者は目標までの距離を計算して適当なアイアンクラブを選択し使用する。
【０００６】
前記アイアンクラブやピッチングウエッジ、サウンドウエッジのヘッド部を製造する時はステンレス基の、例えば、AISI455、ステンレス17-４PH、AISI431、両相ステンレス2205、AISI455、AISI456や、Be-Cu合金或いは鍛造軟質鉄などを用いるが、他にはチタン合金６-４、SP-700、15-３-３-２、2041に鍛造或いはローラー圧延を施した薄板によりヘッド部を形成した後、そのヘッド部にステンレス17-４PH、AISI431、両相ステンレス2205、AISI455或いはAISI456などを嵌合する方法を採用してもよい。
【０００７】
また、近年、アイアンクラブ及び従来のウッドクラブ特性である長距離や正確性性能を有する中空のアイアンクラブヘッドが開発された。
【０００８】
前記グリーン付近などの近距離用のピッチングウエッジやバンカー用のサウンドウエッジはアイアンクラブに含まれ、これらは共にヘッド部の重量が重いと共に、ロフト角か大きい。従って、飛球を高くすることが容易で、且つボールをコントロールし易い。
【０００９】
更に、パターは打撃面が地面と垂直であり、その目的はボールの浮き上がりを防止することであり、また、パターは優れた打撃感覚を提供するために、通常は軟質材料である、軟鉄や銅合金、アルミニウム合金などから製造されるが、場合によってはチタン合金やAISI304なども用いられる。
【００１０】
前記パターのヘッド部は主にマレットタイプ（半円形）、PINタイプ、Ｔ字タイプ及びＬ字タイプの４形態を有し、その内、マレットタイプのヘッド部は底部が厚いので、安定感はあるが、打撃感覚に優れない。PINタイプのヘッド部は背面に凹部を有し、その凹部がネック部と連結されると共に、広い打撃面を有しているので、ボールの中心を確実に捕らえることができ、ミスショットの発生を減少させることができる。Ｔ字タイプのヘッド部はその中央にシャフトが接合されるので、ボールの中心を確実に捕らえることができる。Ｌ字タイプのヘッド部は他のクラブと同じく、ヘッド部の根元にシャフトが接合されるので、スイングをスムーズに行うことはできるが、打撃時にボールの中心を外し易いという欠点がある。
【００１１】
次に、鉄基合金ゴルフクラブヘッドの製造方法を説明する。
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ロストワックス法などの精密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り、全体的にみると、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。図２において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を示す。
【００１２】
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、その効果の幾つかを以下に説明する。
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、400cm³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、フェース面（スイートスポット）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、フェース面を正確に打撃させると共に、捩じれ慣性を増加させるので、飛距離を延ばすことができる。
３．空気抵抗が低く、フェース面が強化される：安定的にスイングさせ、フェース面を正確に打撃させると共に、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フェースを形成させ、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フェース面を製造する。
【００１３】
更に、現在量産されているクラブヘッドは次に示すような要求がされている。
１．耐食性の要求：通常は析出硬化処理が施された17-４PHのステンレスで塩水噴霧試験を行うのが一般的であり、その場合は温度：35℃、NaCl：５％、時間：48Hourの環境で行われる。
２．ウッドクラブヘッドに使用される材料性能の要求：一般に、引張強さは1100〜1500Mpaの範囲に、伸び率は基本的に10％に要求されるが、当然引張強さ及び伸び率の数値が高いほど好ましく、それらの向上により、ヘッド部の体積が増大されると共に、スイートスポットの空間も拡大される。
３．アイアンクラブヘッドに使用される材料性能の要求：一般に、引張強さは700〜1000Mpaの範囲に、伸び率は基本的に10％に要求されるが、当然引張強さ及び伸び率の数値が高いほど好ましく、それらの向上により、ヘッド部の体積が増大し、且つボールとヘッド部との接触時間が長くなり、最終的にはボールのコントロール性の向上に繋がる。
【００１４】
また、ゴルフクラブには規格があり、その規格はクラブヘッドの重量により設定されるので、クラブヘッド製造時には材料密度或いは材料強度を適当に選択する必要がある。従来の金属製クラブヘッドには鉄基素材である、例えば、ステンレスや工具鋼の耐食性材料が使用され、その密度は7.8〜8.1(/cm³の範囲内であると共に、アルミニウム基の素材である、例えば、析出硬化処理を施したアルミニウム合金が使用される場合はその密度は2.7〜2.8(/cm³の範囲内であり、該両者の比強度（強度／密度）は共に1.8×10⁴mより小さく、その比強度及び素材における一部の機械的性質を図３に示す。
【００１５】
近年、密度が4.5〜4.8(/cm³の範囲であり、比強度が2.3×10⁴m以上であるチタン合金が開発量産されたことにより、ゴルフクラブの設計に大きな変化をもたらしたが、このチタン合金は非常に高価であり、言い換えれば、低密度で、伸び率及び靱性に優れると共に、一定の強度を有し、且つ低価格の新素材が開発されれば、適当な強度で打球を安定させ、フェースの厚さを薄肉化できると共に、優れた伸び率及び靱性でボールのコントロール性を向上させることができる。
【００１６】
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、耐冷性、耐熱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。
１．1988年 C.H.Kao 氏等による“Effect of Manganese on the Oxidation of Fe-Mn-Al-C Alloys”(Journal of Materials Science 第23巻 744ページ)。
２．1990年 J.B.Duh 氏等による“Effect of Potential on the Corrosion Fatigue Crack Growth Rate of Fe-Al-Mn Alloy in 3.5％ NaCl Solution (Corrosion 第46巻 983ページ)。
３．1985年 J.C.Benz,氏等による“An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steels”(Journal of Metals 36ページ)。
４．1988年 Kzunori Sato氏等による“Age Hardening of an Fe-30Mn-9Al-0.9C Alloy by Spinodal Decomposition”(Scripta Metallurgica 第22冊第６巻 899ページ)。
５．1998年 K.H.Han 氏等による“A Further Contribution to the Phase Constitution in (Fe_0.65Mn_0.35)_0.83Al_0.17-xC Pseudo-Binary System”(Scripta Metallurgica 第22巻 1873ページ)。
６．1990年 K.H.Han 氏による“The Microstructures and Mechanical Prorerties of an Austenitic Nb-bearing Fe-Mn-Al-C Alloy Processed by Controlled Rolling”(Materials Science and Engineering １ページ)。
７．1990年 T.F.Liu氏によるアメリカ特許第4968357号 “Hot-Rolled Alloy Steel Plate”。
８．1986年 S.C.Tjong 氏等による“The Microstructure and Stress Corrosion Creaking Behaviour of Precipitation-Hardened Fe-8.7Al-29Mn-1.04C Alloy in 20％ NaCl Solution”(Materials Sciene and Engineering 203ページ)。
９．1996年 X.J.Liu 氏等による“Experimental Study of the Phase Equilibria in the Fe-Al-Mn System”(Metallurgical Transactions A 第27巻 2429ページ)。
10. 1960年 Schmatz,D.J.氏による“Structure and Properties of Austentic Alloys Containing Aluminum and Silicon”（Trans.ASM 第52巻 898ページ）。
11. 1975年 Krivonogov,G.S.氏等による“Phase Trasformation Kinetics in Steel 9G28Yu9MVB”(Phys.Met.＆Metallog 第４巻 29 ページ)。
12． 1978年４月 Banerji,S.K.氏による“An Anstenitic Stainless Steel Without Nickel or Chromium ”(Met.Prog.59ページ)。
13． 1981年 Charles,J.氏等による“Phase Decomposition of Rapidly Solidified Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloys”(Met. Prog. 71ページ)。
14． 1982年 Grcia,J.氏等による“Development of Oxidation Resistant Fe-Mn-Al Alloys”(Met. Prog. 47ページ)。
15． 1983年 Wang,R.氏等による“New Stainless Steel Without Nickel or Chromium for Alloys Applications”(Met. Prog. 72ページ)。
【００１７】
次に、過去における学者や専門家のFe-Al-Mn合金の研究成果などについて説明する。
１．耐食性：国内外の学者や専門家により既にFe-Al-Mn合金の均一腐食、応力腐食、気泡腐食、高温腐食、孔食及び水素拡散について研究され、Charles氏等による研究結果では、Fe-Al-Mn合金中におけるアルミニウム元素の含有量が6.5w.t.％以上の時、その表面には単層の保護層（Al₂O₃）が形成され、常温下においては通常の炭素鋼及び低合金鋼より耐食性に優れると共に、中性環境下においてはAISI4xxステンレスに近い性質を有する。更に、1987年 S.C.Chang 氏等によりオーステナイト系、フェライト系及び両相系のFe-Al-Mn合金をpH値５〜８の範囲の人工海水中に浸漬した場合のFe-Al-Mn合金における線蝕速率を得た。その研究結果によれば、アルミニウム（Al）、クロム（Cr）、珪素（Si）、モリブデン（Mo）等の元素を添加した場合、Fe-Al-Mn合金の海水中での耐均一腐食が向上され、両相Fe-Al-Mn合金の場合はフェライト相において容易に孔食が発生し、更に、モリブデン（Mo）の元素を添加した場合は合金の均一腐食及び孔食が低減されることがわかった。また、1988年 J.B.Duh 氏等によるFe-Al-Mn合金のNaCl溶液中においての腐食疲れ現象に関する研究によれば、Fe-Al-Mn合金の積層欠陥エネルギー（Stacking Fault Energy）はAISI316ステンレスよりも低いことが確認された。それにより、Fe-Al-Mn合金には優れた耐疲労性を有することがわかった。
２．耐熱性：1988年 S.C.Chang 氏等のFe-Al-Mn合金の耐熱酸化特性に関する研究によると、Fe-Al-Mn合金中にSi：１％及びCr：３％を添加すれば合金の耐熱酸化性が向上されると共に、C含有量を増加させると耐熱酸化性が低下することが確認された。また、1989年 W.S.Yang 氏等の研究によると、Fe-Al-Mn合金を高温の大気雰囲気又は窒素雰囲気に置くと窒素が滲入して、AIN構造を形成し易いことがわかった。
３．鋳造性及び流動性：Fe-Al-Mn合金は常温環境では面心立方構造（FCC）であり、その延展性は体心立方構造（BCC）の商業用鋳造鋼及び鋳鉄より優れている。また、過去における学者や専門家による研究結果からも分かるように、Fe-Al-Mn合金には優れた鋳造性及び流動性を有するが、鋳造されたFe-Al-Mn系合金はより機械的性質が向上されることが分かった。例えば、高含有量や通常含有量のアルミニウム合金における脆性、通常含有量のアルミニウムと低含有量のマンガンとの合金における靱性、低含有量のアルミニウムの靱性は共に優れている。更に、キャスティングにより鋳造部材を形成した後、熱処理による析出硬化を行うことにより、より優れた強度及び伸び率が得られることも確認された。
【００１８】
1999年には本発明者が指導した中華民国屏東科学技術大学の修士である劉興樺の論文において、Al：10％−Mn：５〜40％−C:1.0％の鉄基合金薄板の研究中に以下のことを発見した。
（１）薄板は典型的なα＋γ両相鋼のミクロ組織を成し、それを電子顕微鏡で観察すると、γ相はγ＋κ＋κ'の混合区であり、α相はDO₃＋κ¹¹の混合区であり、その中のκ相は非序化Ll₂構造の（Fe,Mn）₃AlC_X炭化物であり、κ'は序化（Order）L'l₂構造の（Fe,Mn）₃AlC_X炭化物である。更に、それらはMn含有量が増加することにより、両相組織中におけるα相の区域が縮小する。
（２）合金中のMn含有量を５〜40w.t．％に調整すると、その硬度値がHR_c31〜44の範囲内になると共に、引張強さの値が65〜91Kg/mm²の範囲内になり、伸び率が16〜30％の範囲内になる。更に、Mn含有量を15w.t．％に調整した場合はFe-Al-Mn合金の硬度値がHR_c43.3になると共に、引張強さの値が90.5Kg/mm²になり、共に最大値を得ることができる。
４．高強度且つ高靱性の合金：高強度且つ高靱性のFe-Al-Mn合金鋼はオーステナイトベースのステンレスの延展性及び一般的な合金鋼の焼入れ、焼き戻し処理後の強度を兼ね備えるが、長年に亙る研究により該高強度且つ高靱性のFe-Al-Mn合金鋼を得るためには以下のような処理工程を行う必要が有ることが分かった。
（１）Fe-Al-Mnの元素の含有量の成分範囲をAl：8.0〜10.0w.t．％、Mn：25.0〜30.0w.t．％、C：1.0w.t．％にする。
（２）950〜1200℃の温度で固溶化熱処理を行うことにより、面心立方（FCC）構造の完全なオーステナイト相を得る。
（３）次に、450〜750℃の温度、所定時間で時効処理を行うことにより、オーステナイトベース中に微細の（Fe,Mn）₃AlC_X相炭化物を析出させる。
【００１９】
更に、中華民国交通大学材料研究所の劉増豊教授が新しい合金設計により開発した“Hot-Rolled Alloy Steel Plate”を特許出願した。それによれば、Fe-Al-Mn合金鋼は熱間圧延を行えば、その処理後に更に熱処理を行う必要がなく、機械的性質においてはオーステナイト化、焼入れ及び焼き戻し処理を行った商業用或いは軍事用Q.T.合金鋼板より優れていることが確認された。また、Fe-Al-Mn−C合金の成分の含有量を調整し、固溶化熱処理、焼入れ処理及び時効処理を行うことにより、引張強さが80〜200ksiの範囲内で、降伏強さが70〜160ksiの範囲内で、伸び率が50〜25％の範囲内である機械的性質を得た。更に、アルミニウム、マンガン、炭素等の元素の含有量を適当に調整すると共に、少量のチタン、ニオブ、バナジウムの元素（Ti+Nb+V≦0.5w.t．）を添加し、巧妙な合金設計と熱間圧延を行うと（その処理後に更に熱処理を行う必要はない）、引張強さが120〜200ksiの範囲内に、降伏強さが80〜160ksiの範囲内になると同時に、伸び率が60〜30％の範囲内に、衝撃強さが180〜40ft-lbの範囲内に保持され、この機械的性質は例えば米国特許第4968357号に記載されるように、オーステナイト化、焼入れ及び焼き戻し処理を行った商業用或いは軍事用Q.T.合金鋼板よりも優れていることが分かった。
【００２０】
図４において学者によるFe-Al-Mn合金の典型的な成分及び機械的性質の研究結果を示す。
【００２１】
本発明者はAl：9.2％、Mn:30％、C:1.0％を含む鉄基合金及びAl:7.8％、Mn:30％、C:0.8％を含む鉄基合金などに対し研究分析を行った結果、Al:10％、Mn:30％、C:1.0％の鉄基合金に対して1050℃で１時間の熱処理をした場合、その硬度値はHR_b94.7〜88.4であり、引張強さの値は922〜805Mpaであり、降伏強さの値は640〜560Mpaであり、伸び率は48〜57％であり、密度は6.68〜6.84g/cm³であった。更に、５％の塩水で48時間塩水噴霧試験を行った結果、その耐食性は優れなく、且つ1080℃で熱間鍛造加工を行った後の材料の表面粗さはRa=3.2〜6.1μmであった。また、Mn:25〜31％、Al:6.3〜7.8％、C:0.65〜0.85％、Cr:5.5〜9.0％を含む鉄基合金に対し適当な鍛造加工及び熱処理を行った場合、塩水噴霧試験においてよい結果が得られると共に、伸び率も60〜80％の範囲内に保持されることが分かった。
【００２２】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、Fe-Al-Mn合金は優れた機械的性質及び低密度特性を有するので、あらゆるゴルフクラブヘッドに応用できる。故に、例えば中華民国特許第58525号に示すように、近年国内においてFe-Al-Mn合金鋼を応用したゴルフクラブヘッドが次々と開発された。しかし、該合金鋼の密度は約6.65〜6.95g/cm³の範囲であり、耐食性に優れないものである。
【００２３】
【課題を解決するための手段】
本発明は、
Mn：28.0〜31.5w.t.％、Al：7.8〜10.0w.t.％、C：0.90〜1.10w.t.％、Ti：0.35〜2.5w.t.％及びFe残部から成り、密度が6.1〜6.6g/cm³である鉄基合金材料であって、
鉄基合金材料を900〜1100℃の温度で熱間鍛造することにより、その表面粗さを３μm以下にすることを特徴とするゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料、を提供する。
【００２４】
【作用】
本発明は上記の課題を解決するものであり、Mn:28.0〜31.50w.t．％、Al:7.8〜10.0w.t．％、C:0.90〜1.10w.t．％及びTi:0.35〜2.5w.t．％を主な組成成分とし、更にその中に大気耐食性に優れたSi:0.8〜1.50w.t．％或いはCr:5.0〜7.0w.t．％を添加してもよく、それ以外の成分はFeである。また、鋳造部材の冷却過程或いは塑性加工後に、950〜1270℃の温度で１〜24時間熱処理することにより、オーステナイトベース及び異なる比例の（Ti,Fe）C_Xの析出相を得ることができ、この材料密度は6.1〜6.6g/cm³の範囲内であるので、低密度であり且つ防錆性に優れたゴルフクラブヘッド用材料を提供することができる。
【００２５】
【発明の好適な実施の形態】
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。
【００２６】
図５は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の成分を示す比較図であり、図６は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の機械的性質を示す比較表であり、図７は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料における熱間鍛造温度と表面粗さとの関係を示す線図であり、図８は本発明に係わるゴルフクラブヘッドの低密度鉄基合金材料の材料に1100℃の温度で２時間熱処理を行った後の（a）金相図及び（b）走査型電子顕微鏡SEMの図であり、図９（a）、（b）、（c）は夫々本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料からなる合金の（Ti,Fe）C_X析出相含有量を示す図であり、図１０は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料からなる合金における（Ti,Fe）C_X析出相のエネルギー分散形Ｘ線分光器（EDS）による成分組成図であり、図１１の（a）、（b）、（c）は夫々本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料からなる合金の（Ti,Fe）C_X析出相における〔001〕、〔-1,1,2〕及び〔001〕方向の回折図であり、図１２（a）、（b）は夫々本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の走査形電子顕微鏡（SEM）による顕微写真及び〔100〕方向の回折図であり、図１３は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料により製造したゴルフクラブ用鋳造ヘッド及び鍛造フェース板の写真である。
【００２７】
本発明のゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料はFe、Mn、Al、C、Tiの元素を主な組成成分とし、更にその中にSi及びCrの元素を添加してもよい。
更に詳しく説明すると、Mnの含量は28.0〜31.5w.t．％であり、Alの含量は7.8〜10.0w.t．％であり、Cの含量は0.90〜1.10w.t．％であり、Tiの含量は0.35〜2.5w.t．％であり、Crの含量は5.0〜7.0w.t．％であり、Siの含量は0.8〜1.5w.t．％であり、その他の成分はFeにより占められる。それらの成分範囲を図５において示すが、その中のNo.１〜10は本発明の成分範囲であり、No.11〜20は比較実施例である。
【００２８】
また、図６に示すように、No.２の合金は1100℃の温度で２時間熱処理を行った場合の数値であり、それによると引張強さは986Mpaであり、降伏強さは763.4Mpaであり、伸び率は38.5％であり、密度は6.518g/cm³であると共に、５％の塩水で48時間塩水噴霧試験を行った結果、及び打撃試験を3000発行った結果は共に合格であった。
No.６の合金は1100℃の温度で２時間熱処理を行った場合の数値であり、それによると引張強さは1247.4Mpaであり、降伏強さは895.6Mpaであり、伸び率は10.1％であり、それらの数値は全て通常のクラブヘッド製造の標準値を満たしている。更に密度は6.273g/cm³であり、５％の塩水で48時間塩水噴霧試験を行った結果、及び打撃試験を3000発行った結果は共に合格であった。
No.11の合金は米国特許第4968357号に示されるものであり、その引張強さは1321.4Mpaであり、降伏強さは1242.8Mpaであり、伸び率は36.9％であり、密度は6.871g/cm³であった。
No.12の合金も米国特許第4968357号に示されるものであり、その引張強さは878.5Mpaであり、降伏強さは635.7Mpaであり、伸び率は27.8％であり、密度は6.695g/cm³であった。
上記No.11及び12の材料は５％の塩水で48時間の塩水噴霧試験、及び打撃試験3000発の結果において共に不合格で、理想の標準値に達していなく、密度は予め設定しておいた目標値を超えていた。
【００２９】
No.19の合金は1100℃の温度で２時間熱処理を行った場合の数値であり、その引張強さは834.5Mpaであり、降伏強さは632.9Mpaであり、伸び率は37.5％であり、密度は6.738g/cm³であると共に、５％の塩水で48時間塩水噴霧試験を行った結果、及び打撃試験を3000発行った結果は共に合格であったが、密度は予め設定しておいた目標値を超えていた。
No.20の合金は1100℃の温度で２時間熱処理を行った場合の数値であり、その引張強さは821.5Mpaであり、降伏強さは618.9Mpaであり、伸び率は43.5％であり、密度は6.649g/cm³であると共に、打撃試験を3000発行った結果、及び５％の塩水で48時間塩水噴霧試験を行った結果は合格であり、密度も予め設定しておいた目標値を超えていなかった。
【００３０】
更に、図７に示すように、前記No.2の合金は900〜1200℃の温度によりゴルフクラブヘッドに鍛造加工されるが、その時の表面粗さは温度の上昇に従って2.4μmから5.8μmに変化することが分かった。故に、表面粗さを高品質である３μm以下にするために、熱間鍛造加工を1100℃以下で行う必要がある。
【００３１】
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による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Mn₃C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。故に、Mn含有量が23.5w.t.％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含有量が32w.t.％以上の時はβ−Mn相が結晶粒界において析出してしまい脆くなるので、本発明の合金におけるMn含有量を28.0w.t.％〜31.5w.t.％の間に制限する必要がある。
【００３２】
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、合金の耐食性、伸び性、加工性及び靱性などを高めることができる。故に、Al含有量が7.3w.t.％より多い場合は優れた耐食性を得ることができ、また、Al含有量が10.5w.t.％より多くなると、B2或いはDO₃が析出され脆性が大きくなるので、合金におけるAl含有量の範囲を7.8w.t.％〜10.0w.t.％の間に制限する必要がある。
【００３３】
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、C含有量を増加してフェライト相を減少させることによって、オーステナイト相を安定させることもできる。故に、C含有量が0.5w.t.％より多い時は、材料にオーステナイト相を安定的に形成させることができるが、合金にTiを添加した場合は該合金におけるC含有量を0.9w.t.％以上に調整する必要がある。例えば、図５及び図６におけるNo.17の合金はC含有量が0.81w.t.％であり、それに1100℃の温度で２時間熱処理を行った場合、その密度は6.517g/cm³になり設定目標より低くなるが、塩水噴霧試験の結果は不合格であった。また、C含有量が1.3w.t.％の時は結晶粒界での炭化物析出量が増加し延展性が優れなかった。故に、本発明の材料におけるC含有量を0.90〜1.10w.t.％の範囲に制限する必要がある。
【００３４】
Cr：材料にCrを添加した場合、材料の耐食性及び酸化抵抗性を高められるだけでなく、材料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が、Cr含有量が5.5w.t.％より少ない場合は材料により製造されたクラブヘッドは塩水噴霧試験をパスできない。例えば、図５及び図６に示すように、No.20の合金におけるCr含有量が3.82w.t.％の場合、塩水噴霧試験の結果は不合格であり、Cr含有量が8.0w.t.％の時は合金にオーステナイト及びフェライトから成る両相組織が形成されて合金の耐食性が低下するため、それにより製造されたクラブヘッドは塩水噴霧試験をパスすることができなく、No.19の合金もCr含有量が8.77w.t.％であるため、塩水噴霧試験をパスできない。故に、本発明の材料におけるCr含有量を5.0〜7.0w.t.％の範囲に制限する必要がある。
【００３５】
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が、Si含有量が1.5w.t.％より多い時は合金が脆化され易くなる。例えば、No.15の合金はSi含有量が2.01w.t.％であるため、伸び率に優れない。故に、合金に0.8w.t.％〜1.5w.t.％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。
【００３６】
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含有量が0.35w.t.％以下の時はそれらの効果が現れ難いと共に、2.5w.t.％以上の時は合金の伸び率が低下してしまい、所要の伸び率より10％以下になる。更に、Ti含有量を0.35〜2.5w.t.％の範囲内で添加すると、材料にオーステナイトベース及び異なる比率の（Ti,Fe）C_X析出相のミクロ組織を形成することができ、この（Ti,Fe）C_X析出相は図８（a）、（b）及び図９（a）、（b）、（c）に示すように材料の結晶粒化が確認されたと共に、エネルギー分散形Ｘ線分光器（EDS）の分析によりTi,Fe,Cの元素から構成される炭化物であることも図１０により確認され、更に、図１１に示すように、透過電子顕微鏡（TEM）により（Ti,Fe）C_X析出相が面心立方構造（FCC）であることも確認された。故に、低密度のTi元素をベース中に固溶するか、或いは（Ti,Fe）C_Xを析出させることにより、材料の密度を6.6〜6.1g/cm³の範囲内に保持させることができるので、該材料により規格制限を満たした重量で、より大きい体積を有するゴルフクラブヘッドを製造することができる。故に、本発明の材料におけるTi元素の含有量を0.35〜2.5w.t.％の範囲内に制限する必要がある。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900℃〜1100℃の温度で熱間鍛造加工を施せば、Ra＝３μm以下の優れた表面粗さを得ることができ、若し1100℃〜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なく、部材の表面粗さRaが３μm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。
【００３７】
【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の含有量を制御すると共に、材料中にTiを添加して材料を結晶粒化することによって、図８に示すように、その引張強さは921.5〜1247.4Mpaの範囲内になり、降伏強さは756〜895.6Mpaの範囲内になるので、該材料でクラブヘッドを製造した場合、ゴルフクラブの特性を十分に発揮することができ、更に適当な時効処理を施せば材料強度をより向上させることができる。例えば、図１２に示すNo.３及び４における合金はそのベース中に（Fe,Mn）₃AlC_X炭化物を析出させたものである。
２．低密度：Cr、Mn、Cの含有量を制御すると共に、材料中に0.35〜2.5w.t.％の範囲内のTi元素を添加することにより、該材料にオーステナイト相ベースを形成させると共に、該ベースに一部の低密度Ti元素及び異なる比率の低密度（Ti,Fe）C_X析出相を固溶する。故に、該材料の密度を6.6〜6.1g/cm³の範囲内に保持できるので、規格制限を満たした重量で、より大きい体積を有するゴルフクラブヘッドを製造することができる。
３．耐食性：材料中に、共に大気に対して優れた耐食性を有する５〜７w.t.％の範囲内のCr及び0.35〜2.5w.t.％の範囲内のTiを添加することにより、クラブヘッドの耐食性を向上できると共に、製造コストも下げることができる。
【００３８】
上述したように、適当な成分の調整及び鍛造温度で本発明のゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料を使用することにより、低密度、高強度、耐食性及び鍛造表面品質などを向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ロストワックス鋳造法及び鍛造加工法により製造したゴルフクラブヘッドの特性比較表である。
【図２】従来のゴルフクラブヘッド用材料における機械的性質の比較図である。
【図３】従来のゴルフクラブヘッド用材料における機械的性質及び比強度の比較図である。
【図４】従来のFe-Al-Mn合金の典型的な組成成分及び機械的性質の比較表である。
【図５】本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の成分を示す比較図である。
【図６】本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の機械的性質を示す比較表である。
【図７】本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料における熱間鍛造温度と表面粗さとの関係を示す線図である。
【図８】本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の材料に1100℃の温度で２時間熱処理を行った後の（a）金相図及び（b）走査型電子顕微鏡SEMの図である。
【図９】（a）-（c）は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料からなる合金の（Ti,Fe）C_X析出相含有量を示す図である。
【図１０】本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料からなる合金における（Ti,Fe）C_X析出相のエネルギー分散形Ｘ線分光器（EDS）による成分組成図である。
【図１１】（a）-（c）は本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料からなる合金の（Ti,Fe）C_X析出相における〔001〕、〔-1,1,2〕及び〔001〕方向の回折図である。
【図１２】（a）、（b）は夫々本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料の走査形電子顕微鏡（SEM）による顕微写真及び〔100〕方向の回折図である。
【図１３】本発明に係わるゴルフクラブヘッド用低密度鉄基合金材料により製造したゴルフクラブ用鋳造ヘッド及び鍛造フェース板の写真である。[0001]
[Industrial application fields]
The present invention is particularly applicable to club heads produced by casting or forging, and 6.1 to 6.6 g / cm. ^Three The present invention relates to a low-density iron-base alloy material for golf club heads that has a density in the range described above, has a high antirust effect, and can provide an excellent forged surface.
[0002]
[Prior art]
In general, a golf club set includes a wood club, an iron club, a pitching wedge, a sound wedge, a putter, and the like, which include a club head, a shaft (metal or carbon resin), a hosel, a rubber grip, and the like.
[0003]
The rear part of the wood club head is generally circular and the shaft is relatively long, so it is mainly used for first shots and long distances, and each wood club has a loft angle of the head. And shaft lengths are different, including driver (No. 1), brushy (No. 2), spoon (No. 3), buffy (No. 4) and creek (No. 5). In recent years, individual techniques and physical strength, Numbers 7 and 9 are now used depending on preference. The shaft length of the driver is in the range of 43.5 to 46.5 inches, and the loft angle is between 7.0 to 11.5 degrees, and the club length below the driver is gradually reduced by 0.5 inches. In addition, the loft angle increases by 3 degrees. Generally, the longer the shaft, the longer the hitting distance of the hit ball, and the higher the loft angle, the higher the hit ball.
[0004]
Persimmon has been mainly used as the material for the wooden club head. However, in recent years, it has been gradually changed to a metal material in terms of corrosion resistance, toughness and strength. Commonly used are pure titanium, titanium alloy 6-4, SP-700, 15-3-3-2, 2041, duplex stainless steel 2205, stainless steel 17-4PH, AISI431, AISI455, AISI456, aviation Al-Li alloys and Be-Cu alloys, etc. Among them, pure titanium, titanium alloys 6-4, SP-700, 15-3-3-2, and 2041 are very expensive materials. Because of its excellent characteristics, the usage ratio is higher than wood.
[0005]
As mentioned above, there are various types of iron clubs such as iron clubs, pitching wedges, and sound wedges. Their main purpose is to make the hit ball reach the target point accurately, and the characteristics are wood clubs (drivers and brassies). , Spoon, buffy, creek, etc.), the flight distance is short, but the hitting ball is high and it is easy to hit in the target direction. The length of the 1 iron shaft is about 39.5 inches and the loft angle is 14 degrees. Below the 1 iron, the shaft length is shortened by 0.5 inches and the loft angle is increased by 4 degrees. Thereby, the user calculates the distance to the target and selects and uses an appropriate iron club.
[0006]
When manufacturing the head of the iron club, pitching wedge, or sound wedge, stainless steel base such as AISI455, stainless steel 17-4PH, AISI431, duplex stainless steel 2205, AISI455, AISI456, Be-Cu alloy or forged soft iron In addition, after forming the head part with a thin plate obtained by forging or roller rolling titanium alloy 6-4, SP-700, 15-3-3-2, 2041, stainless steel 17 is applied to the head part. -4PH, AISI431, duplex stainless steel 2205, AISI455 or AISI456 may be used.
[0007]
In recent years, hollow iron club heads having long distance and accuracy performance, which are characteristics of iron clubs and conventional wood clubs, have been developed.
[0008]
A pitching wedge for a short distance such as near the green and a sound wedge for a bunker are included in the iron club, both of which have a heavy head portion and a large loft angle. Therefore, it is easy to raise the flying ball and to control the ball easily.
[0009]
In addition, the putter has a striking surface that is perpendicular to the ground, its purpose is to prevent the ball from lifting, and the putter is usually a soft material, soft iron or copper, to provide a good hitting feel. Manufactured from alloys, aluminum alloys, etc., but in some cases, titanium alloys and AISI304 are also used.
[0010]
The head part of the putter has mainly 4 forms of mallet type (semi-circular), PIN type, T-shaped and L-shaped. Among them, the mallet-type head has a thick bottom and has a sense of stability. However, it is not excellent in hitting feeling. The PIN-type head has a recess on the back, and the recess is connected to the neck and has a wide striking surface. Can be reduced. Since the shaft is joined to the center of the T-shaped head portion, the center of the ball can be reliably captured. As with other clubs, the L-shaped head part has a shaft joined to the base of the head part, so that the swing can be performed smoothly, but there is a drawback that the center of the ball is easily removed at the time of hitting.
[0011]
Next, a method for manufacturing an iron-based alloy golf club head will be described.
As shown in FIG. 1, there are two types of current iron head manufacturing methods: precision casting methods such as the lost wax method and forging methods. Other methods include surface plating (for example, nickel, cobalt, diamond). Etc.) or a fitting process, etc. As a whole, the lost wax casting method is low in cost, and the forging method is excellent in many fields. FIG. 2 shows the mechanical properties of an alloy for producing an iron head by the lost wax casting method and the forging method.
[0012]
The present iron head is designed in consideration of how to perform an accurate hit, and some of the effects will be described below.
1. Larger head: Generally, wood club head volume is 280cm ^Three ~ 310cm ^Three Between, but 400cm ^Three Some of them reach over, and some oversized iron heads. Their purpose is to increase the face surface (sweet spot), increase the success rate of hitting, and extend the flight distance.
2. Low center of gravity: With the current state-of-the-art technology, lowering the center of gravity makes it possible to hit the face surface accurately and increase the torsional inertia, thereby extending the flight distance.
3. Low air resistance and strengthened face face: recently changed the shape of the head by computer aided design (CAD) to swing stably, hit the face face accurately and prevent loss of torsional energy Thus, different gravity centers and faces with reduced air resistance coefficients are formed, and an iron or wood face surface is manufactured by a high-pressure indentation method.
[0013]
Further, club heads currently mass-produced have the following requirements.
1. Requirement of corrosion resistance: Usually, salt spray test is performed on 17-4PH stainless steel that has been subjected to precipitation hardening. In this case, the temperature is 35 ° C, NaCl is 5%, and the time is 48 hours. Done.
2. Material performance requirements for wood club heads: In general, tensile strength is required to be in the range of 1100-1500 MPa, elongation is basically required to be 10%, but naturally the values of tensile strength and elongation are high. More preferably, the improvement increases the volume of the head part and also enlarges the space of the sweet spot.
3. Material performance requirements for iron club heads: In general, tensile strength is required to be in the range of 700 to 1000 MPa, elongation is basically required to be 10%, but naturally the values of tensile strength and elongation are high. More preferably, these improvements increase the volume of the head part and increase the contact time between the ball and the head part, which ultimately leads to improved controllability of the ball.
[0014]
Further, there are standards for golf clubs, and the standards are set by the weight of the club head. Therefore, it is necessary to appropriately select the material density or material strength when manufacturing the club head. Conventional metal club heads are made of an iron-based material, for example, stainless steel or tool steel, which has a corrosion resistance of 7.8-8.1 (/ cm ^Three In addition, when an aluminum alloy that is an aluminum-based material, for example, subjected to precipitation hardening, is used, the density is 2.7 to 2.8 (/ cm ^Three The specific strength (strength / density) of both is 1.8 × 10 ^Four Fig. 3 shows the specific strength of the material, which is smaller than m and its specific strength.
[0015]
In recent years, the density is 4.5-4.8 (/ cm ^Three The specific strength is 2.3 × 10 ^Four The development and mass production of titanium alloys that are greater than or equal to m brought about a major change in the design of golf clubs, but this titanium alloy is very expensive, in other words, low density, excellent elongation and toughness If a new material with constant strength and low price is developed, the ball can be stabilized with appropriate strength, the thickness of the face can be reduced, and the ball can be controlled with excellent elongation and toughness. Can be improved.
[0016]
In addition, Fe-Al-Mn alloys have been extensively researched by experts in Japan and overseas for a long time, and by adjusting the alloy composition, the Fe-Al-Mn alloys have superior strength, toughness, cold resistance, and heat resistance. The knowledge which gives the characteristics such as property or wear resistance was obtained.
The following are references related to these studies.
1. 1988 "Effect of Manganese on the Oxidation of Fe-Mn-Al-C Alloys" by Mr. CHKao et al. (Journal of Materials Science Vol. 23, p. 744).
2. 1990 "Effect of Potential on the Corrosion Fatigue Crack Growth Rate of Fe-Al-Mn Alloy in 3.5% NaCl Solution" (Corrosion Vol. 46, p. 983).
3. 1985 “An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for Stainless Steels” by JCBenz, et al. (Journal of Metals, page 36).
4. 1988 “Age Hardening of an Fe-30Mn-9Al-0.9C Alloy by Spinodal Decomposition” by Kzunori Sato et al. (Scripta Metallurgica Vol. 22, Vol. 6, p. 899).
5. 1998 “A Further Contribution to the Phase Constitution in (Fe _0.65 Mn _0.35 ) _0.83 Al _0.17 -xC Pseudo-Binary System ”(Scripta Metallurgica Vol. 22, p. 1873).
6. 1990, “The Microstructures and Mechanical Prorerties of an Austenitic Nb-bearing Fe-Mn-Al-C Alloy Processed by Controlled Rolling” by KHHan (Materials Science and Engineering, page 1).
7. 1990 US Patent No. 4968357 by TFLiu “Hot-Rolled Alloy Steel Plate”.
8. 1986 "The Microstructure and Stress Corrosion Creaking Behavior of Precipitation-Hardened Fe-8.7Al-29Mn-1.04C Alloy in 20% NaCl Solution" (Materials Sciene and Engineering, page 203) by SCTjong et al.
9. 1996 "Experimental Study of the Phase Equilibria in the Fe-Al-Mn System" by XJLiu et al. (Metallurgical Transactions A, Vol. 27, p. 2429).
10. 1960 “Structure and Properties of Austentic Alloys Containing Aluminum and Silicon” by Schmatz, DJ (Trans. ASM Vol. 52, p. 898).
11. “Phase Trasformation Kinetics in Steel 9G28Yu9MVB” (Phys.Met. & Metallog Vol. 4, page 29) by Krivonogov, GS et al.
12． April 1978 "An Anstenitic Stainless Steel Without Nickel or Chromium" by Banerji, SK (Met. Prog. 59 pages).
13. 1981 "Phase Decomposition of Rapidly Solidified Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloys" by Charles, J. et al. (Met. Prog. Page 71).
14. 1982 “Development of Oxidation Resistant Fe-Mn-Al Alloys” by Grcia, J. et al. (Met. Prog. 47).
15． 1983 “New Stainless Steel Without Nickel or Chromium for Alloys Applications” by Wang, R. et al. (Met. Prog. 72 pages).
[0017]
Next, the research results of past scholars and experts on Fe-Al-Mn alloys will be explained.
1. Corrosion resistance: Research on uniform corrosion, stress corrosion, bubble corrosion, high temperature corrosion, pitting corrosion and hydrogen diffusion of Fe-Al-Mn alloys has already been conducted by domestic and foreign scholars and experts. When the aluminum element content in the Al-Mn alloy is 6.5 wt% or more, a single protective layer (Al ₂ O _Three ) And is superior in corrosion resistance to normal carbon steel and low alloy steel at room temperature, and has properties close to AISI4xx stainless steel in a neutral environment. Furthermore, in 1987, by SCChang et al., Austenitic, ferritic, and biphasic Fe-Al-Mn alloys were immersed in artificial seawater having a pH value of 5 to 8 to cause pitting in Fe-Al-Mn alloys. Got the rate. According to the research results, the addition of elements such as aluminum (Al), chromium (Cr), silicon (Si), and molybdenum (Mo) improves the uniform corrosion resistance of Fe-Al-Mn alloys in seawater. In the case of a dual-phase Fe-Al-Mn alloy, pitting corrosion easily occurs in the ferrite phase, and when the molybdenum (Mo) element is added, uniform corrosion and pitting corrosion of the alloy can be reduced. all right. According to a study on corrosion fatigue phenomenon of Fe-Al-Mn alloy in NaCl solution by JBDuh et al. In 1988, the stacking fault energy of Fe-Al-Mn alloy is lower than AISI316 stainless steel. It was confirmed. As a result, it was found that the Fe—Al—Mn alloy has excellent fatigue resistance.
2. Heat resistance: 1988 According to SCChang et al.'S research on heat-resistant oxidation characteristics of Fe-Al-Mn alloys, the addition of Si: 1% and Cr: 3% to Fe-Al-Mn alloys results It was confirmed that when the C content was increased, the thermal oxidation resistance was lowered. According to a study by WSYang et al. In 1989, it was found that when an Fe-Al-Mn alloy was placed in a high-temperature air or nitrogen atmosphere, nitrogen infiltrated and it was easy to form an AIN structure.
3. Castability and flowability: Fe-Al-Mn alloy has a face-centered cubic structure (FCC) at room temperature and its extensibility is superior to that of commercial cast steel and cast iron with body-centered cubic structure (BCC). Also, as can be seen from past research results by scholars and experts, Fe-Al-Mn alloys have excellent castability and fluidity, but cast Fe-Al-Mn alloys are more mechanical. It was found that the properties were improved. For example, the brittleness in a high content or normal content aluminum alloy, the toughness in an alloy of normal content aluminum and low content manganese, and the toughness of low content aluminum are both excellent. Furthermore, it was also confirmed that more excellent strength and elongation can be obtained by forming a cast member by casting and then performing precipitation hardening by heat treatment.
[0018]
In 1999, in the paper of Liu Xinghui, the master of the Pingtung University of Science and Technology of the People's Republic of China who was instructed by the present inventor, research on iron-based alloy sheets with Al: 10%-Mn: 5-40%-C: 1.0% I discovered the following.
(1) The thin plate has a microstructure of a typical α + γ dual phase steel. When observed with an electron microscope, the γ phase is a mixed zone of γ + κ + κ ′, and the α phase is DO. _Three + Κ ¹¹ The κ phase in it is unordered Ll ₂ Structural (Fe, Mn) _Three AlC _X Carbide, κ 'is Order L'l ₂ Structural (Fe, Mn) _Three AlC _X It is a carbide. Furthermore, they increase the Mn content, thereby reducing the α phase area in both phase structures.
(2) The Mn content in the alloy is 5 to 40 w.t. % To adjust the hardness value to HR _c It is within the range of 31-44, and the value of tensile strength is 65-91Kg / mm ² The elongation is in the range of 16 to 30%. Furthermore, the Mn content is 15 w.t. %, The hardness value of Fe-Al-Mn alloy is HR _c 43.3 and the tensile strength value is 90.5Kg / mm ² Both can obtain the maximum value.
4). High strength and toughness alloy: Fe-Al-Mn alloy steel with high strength and toughness combines the extensibility of austenite-based stainless steel with the strength after quenching and tempering of general alloy steel, It has been found through research that it is necessary to carry out the following processing steps in order to obtain the high strength and high toughness Fe—Al—Mn alloy steel.
(1) The component range of the Fe-Al-Mn element content is Al: 8.0 to 10.0 wt. %, Mn: 25.0 to 30.0 wt. %, C: 1.0 wt. %.
(2) A solution heat treatment is performed at a temperature of 950 to 1200 ° C. to obtain a complete austenite phase having a face-centered cubic (FCC) structure.
(3) Next, by performing an aging treatment at a temperature of 450 to 750 ° C. for a predetermined time, fine (Fe, Mn) is contained in the austenite base. _Three AlC _X Precipitate phase carbides.
[0019]
In addition, a patent application was filed for “Hot-Rolled Alloy Steel Plate” developed by Prof. Liu Masufeng of the Institute of Materials Research of the Chugoku Jiaotong University. According to it, if the Fe-Al-Mn alloy steel is hot-rolled, there is no need for further heat treatment after the treatment, and in terms of mechanical properties, commercial or military products that have been austenitized, quenched and tempered. It was confirmed that it is superior to the QT alloy steel sheet. In addition, by adjusting the content of the components of the Fe-Al-Mn-C alloy and performing solution heat treatment, quenching treatment and aging treatment, the tensile strength is within the range of 80 to 200 ksi, and the yield strength is 70. Mechanical properties were obtained in the range of ~ 160 ksi and the elongation in the range of 50-25%. In addition, the contents of elements such as aluminum, manganese, and carbon are adjusted appropriately, and a small amount of titanium, niobium, and vanadium elements (Ti + Nb + V ≦ 0.5wt.) Are added to create a sophisticated alloy design and heat. When hot rolling is performed (no further heat treatment is required after the treatment), the tensile strength is in the range of 120 to 200 ksi, the yield strength is in the range of 80 to 160 ksi, and the elongation is 60 to 30 %, The impact strength is kept in the range of 180-40 ft-lb, and this mechanical property is subjected to austenitizing, quenching and tempering treatments as described for example in US Pat. No. 4,968,357. It was found to be superior to commercial or military QT alloy steel plates.
[0020]
Fig. 4 shows the results of research on typical components and mechanical properties of Fe-Al-Mn alloys by scholars.
[0021]
The present inventor conducted research and analysis on iron-base alloys containing Al: 9.2%, Mn: 30%, C: 1.0% and iron-base alloys containing Al: 7.8%, Mn: 30%, C: 0.8%. As a result, when heat treatment was performed at 1050 ° C for 1 hour on an iron-base alloy of Al: 10%, Mn: 30%, C: 1.0%, the hardness value was HR _b 94.7-88.4, tensile strength value is 922-805Mpa, yield strength value is 640-560Mpa, elongation is 48-57%, density is 6.68-6.84g / cm ^Three Met. Furthermore, as a result of a salt spray test for 48 hours with 5% salt water, the corrosion resistance was not excellent, and the surface roughness of the material after hot forging at 1080 ° C. was Ra = 3.2 to 6.1 μm. It was. In addition, when an appropriate forging and heat treatment is performed on an iron-based alloy containing Mn: 25 to 31%, Al: 6.3% to 7.8%, C: 0.65 to 0.85%, Cr: 5.5 to 9.0%, a salt spray test It was found that good results were obtained and the elongation was also kept within the range of 60-80%.
[0022]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, since the Fe—Al—Mn alloy has excellent mechanical properties and low density characteristics, it can be applied to any golf club head. Therefore, as shown in, for example, ROC Patent No. 58525, golf club heads using Fe-Al-Mn alloy steel have been developed one after another in recent years. However, the density of the alloy steel is about 6.65-6.95 g / cm ^Three The corrosion resistance is not excellent.
[0023]
[Means for Solving the Problems]
The present invention
Mn: 28.0 to 31.5 wt%, Al: 7.8 to 10.0 wt%, C: 0.90 to 1.10 wt%, Ti: 0.35 to 2.5 wt% and Fe balance, density is 6.1 to 6.6 g / cm ^Three An iron-based alloy material,
Provided is a low-density iron-base alloy material for a golf club head, characterized in that the surface roughness is 3 μm or less by hot forging the iron-base alloy material at a temperature of 900 to 1100 ° C.
[0024]
[Action]
The present invention solves the above problems, and Mn: 28.0 to 31.50 wt. %, Al: 7.8 to 10.0 wt. %, C: 0.90 to 1.10 wt. % And Ti: 0.35 to 2.5 wt. % Of Si: 0.8 to 1.50 wt.%, Which has excellent atmospheric corrosion resistance. % Or Cr: 5.0 to 7.0 wt. % May be added, and the other component is Fe. In addition, after the cooling process or plastic working of the cast member, heat treatment is performed at a temperature of 950 to 1270 ° C for 1 to 24 hours, so that an austenite base and a different proportional (Ti, Fe) C _X This material density is 6.1-6.6 g / cm ^Three Therefore, it is possible to provide a golf club head material having a low density and an excellent rust prevention property.
[0025]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Preferred embodiments of the present invention will be described below in detail with reference to the accompanying drawings.
[0026]
FIG. 5 is a comparative view showing components of a low density iron-base alloy material for golf club heads according to the present invention, and FIG. 6 is a comparison showing mechanical properties of the low-density iron base alloy material for golf club heads according to the present invention. FIG. 7 is a diagram showing the relationship between hot forging temperature and surface roughness in the low density iron-base alloy material for golf club heads according to the present invention, and FIG. 8 is a diagram of the golf club head according to the present invention. FIGS. 9A and 9B are diagrams of (a) a gold phase diagram and (b) a scanning electron microscope SEM after heat-treating a low-density iron-base alloy material at a temperature of 1100 ° C. for 2 hours. ) And (c) are (Ti, Fe) C alloys of the low-density iron-base alloy material for golf club heads according to the present invention. _X FIG. 10 is a diagram showing the content of precipitated phase, and FIG. 10 shows (Ti, Fe) C in an alloy made of a low-density iron-base alloy material for golf club heads according to the present invention. _X FIG. 12 is a component composition diagram of the precipitated phase by an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS), and FIGS. 11 (a), (b), and (c) are low-density iron-base alloy materials for golf club heads according to the present invention, respectively. (Ti, Fe) C of alloy consisting of _X FIGS. 12A and 12B are diffractograms in the [001], [-1,1,2] and [001] directions in the precipitated phase, and FIGS. 12 (a) and 12 (b) respectively show the low density iron-based alloy for golf club heads according to the present invention. FIG. 13 is a micrograph of a material by a scanning electron microscope (SEM) and a diffraction pattern in the [100] direction. FIG. 13 shows a golf club casting head manufactured by a low density iron-base alloy material for a golf club head according to the present invention and forging. It is a photograph of a face board.
[0027]
The low-density iron-base alloy material for golf club heads of the present invention may contain Fe, Mn, Al, C, and Ti elements as main composition components, and may further contain Si and Cr elements.
More specifically, the Mn content is 28.0-31.5 wt. %, And the Al content is 7.8 to 10.0 wt. %, And the content of C is 0.90 to 1.10 wt. %, And the Ti content is 0.35 to 2.5 wt. %, And the Cr content is 5.0 to 7.0 wt. %, And the Si content is 0.8 to 1.5 wt. %, And other components are occupied by Fe. These component ranges are shown in FIG. 5, wherein No. 1 to 10 are the component ranges of the present invention, and No. 11 to 20 are comparative examples.
[0028]
In addition, as shown in FIG. 6, the alloy No. 2 is a value when heat-treated for 2 hours at a temperature of 1100 ° C. According to it, the tensile strength is 986 MPa and the yield strength is 763.4 MPa. Yes, elongation is 38.5%, density is 6.518 g / cm ^Three In addition, the results of the salt spray test for 48 hours with 5% salt water and the results of issuing the impact test 3000 were both passed.
The alloy of No. 6 is the value when heat-treated for 2 hours at a temperature of 1100 ° C. According to it, the tensile strength is 1247.4 MPa, the yield strength is 895.6 MPa, and the elongation is 10.1%. Yes, all of these values meet standard club head manufacturing standards. The density is 6.273 g / cm ^Three The results of the salt spray test for 48 hours with 5% salt water and the results of issuing the impact test 3000 were both passed.
No. 11 alloy is shown in U.S. Pat. No. 4,968,357, its tensile strength is 1321.4 MPa, yield strength is 1242.8 MPa, elongation is 36.9%, density is 6871 g / cm ^Three Met.
No. 12 alloy is also shown in US Pat. No. 4,968,357, its tensile strength is 878.5 Mpa, yield strength is 635.7 Mpa, elongation is 27.8%, density is 6.695 g / cm ^Three Met.
The materials of No. 11 and No. 12 failed both in the results of the salt spray test for 48 hours with 5% salt water and the results of 3000 shots of the impact test, did not reach the ideal standard value, and the density was set in advance. The target value was exceeded.
[0029]
The alloy of No. 19 is a value when heat-treated for 2 hours at a temperature of 1100 ° C, its tensile strength is 834.5Mpa, yield strength is 632.9Mpa, elongation is 37.5%, Density is 6.338g / cm ^Three In addition, the results of the salt spray test for 48 hours with 5% salt water and the result of issuing the impact test 3000 were both passed, but the density exceeded the preset target value. .
The alloy of No. 20 is a value when heat-treated for 2 hours at a temperature of 1100 ° C, its tensile strength is 821.5Mpa, yield strength is 618.9Mpa, elongation is 43.5%, Density is 6.649g / cm ^Three In addition, the result of issuing 3000 impact tests and the result of performing a salt spray test for 48 hours with 5% salt water were acceptable, and the density did not exceed the preset target value.
[0030]
Further, as shown in FIG. 7, the No. 2 alloy is forged into a golf club head at a temperature of 900 to 1200 ° C. The surface roughness at that time changes from 2.4 μm to 5.8 μm as the temperature increases. I found out that Therefore, it is necessary to perform hot forging at 1100 ° C. or less in order to make the surface roughness 3 μm or less, which is a high quality.
[0031]
Hereinafter, the reasons for limiting the components of various additive elements will be described in detail.
Mn: Usually, Mn coexists with Fe and easily binds to S, so that it is possible to prevent the adverse effect of thermal brittleness on the alloy due to S and to remove oxides in the alloy. Furthermore, in the high carbon steel state, Mn combines with C to form Mn. _Three At the same time as C, Fe _Three Solid solution with C (Fe, Mn) _Three Since it becomes C, the strength and hardness of the alloy can be enhanced. Therefore, when the Mn content is less than 23.5 wt%, the ferrite phase tends to occur after the manufacturing process or after completion, which may adversely affect workability and elongation. When the Mn content is 32 w.t.% or more Since the β-Mn phase precipitates at the grain boundaries and becomes brittle, it is necessary to limit the Mn content in the alloy of the present invention to between 28.0 wt% and 31.5 wt%.
[0032]
Al: Al is an excellent oxygen scavenger, suppresses the growth of crystal grains, can form oxides or nitrides in a dispersed manner, and improves the corrosion resistance, elongation, workability and toughness of the alloy. be able to. Therefore, when the Al content is more than 7.3 wt%, excellent corrosion resistance can be obtained, and when the Al content is more than 10.5 wt%, B2 or DO _Three Is precipitated and becomes brittle, so the range of Al content in the alloy must be limited to between 7.8 wt% and 10.0 wt%.
[0033]
C: C element not only has the effect of precipitating carbides, but can also stabilize the austenite phase by increasing the C content and decreasing the ferrite phase. Therefore, when the C content is more than 0.5 wt%, the austenite phase can be stably formed in the material. However, when Ti is added to the alloy, the C content in the alloy is adjusted to 0.9 wt% or more. There is a need to. For example, the alloy No. 17 in FIGS. 5 and 6 has a C content of 0.81 wt%, and when it is heat-treated at a temperature of 1100 ° C. for 2 hours, its density is 6.517 g / cm 3. ^Three However, the result of the salt spray test was rejected. Further, when the C content was 1.3 wt%, the amount of carbide precipitated at the grain boundaries increased and the ductility was not excellent. Therefore, it is necessary to limit the C content in the material of the present invention to a range of 0.90 to 1.10 wt%.
[0034]
Cr: When Cr is added to the material, not only the corrosion resistance and oxidation resistance of the material can be increased, but also the hardness and high temperature strength of the material can be increased, and especially the wear resistance of high carbon steel has a significant effect However, if the Cr content is less than 5.5 wt%, the club head made of the material cannot pass the salt spray test. For example, as shown in FIGS. 5 and 6, when the Cr content in the No. 20 alloy is 3.82 wt%, the result of the salt spray test is rejected, and when the Cr content is 8.0 wt%, the alloy As a result, a two-phase structure composed of austenite and ferrite is formed and the corrosion resistance of the alloy is reduced, so that the club head manufactured thereby cannot pass the salt spray test, and the No. 19 alloy also has a Cr content. Since it is 8.77 wt%, the salt spray test cannot be passed. Therefore, it is necessary to limit the Cr content in the material of the present invention to a range of 5.0 to 7.0 wt%.
[0035]
Si: Si prevents the formation of pores in the alloy and enhances the shrinking action, and further improves the fluidity of the molten steel. However, when the Si content is more than 1.5 wt%, the alloy is easily embrittled. For example, the alloy No. 15 has an Si content of 2.01 wt%, and therefore has an excellent elongation rate. Therefore, if 0.8 wt% to 1.5 wt% Si is added to the alloy, the elongation target can be achieved.
[0036]
Ti: Ti can reduce the density of the material and increase the corrosion resistance of the material. However, when the Ti content is 0.35 wt% or less, those effects hardly appear, and when the Ti content is 2.5 wt% or more, the alloy Elongation rate will drop and will be 10% or less than the required elongation rate. Furthermore, when the Ti content is added within the range of 0.35 to 2.5 wt%, the austenite base and different proportions of (Ti, Fe) C are added to the material. _X This (Ti, Fe) C can form the microstructure of the precipitated phase _X As shown in FIGS. 8 (a), 8 (b) and 9 (a), 9 (b), and 9 (c), the precipitated phase was confirmed to be crystallized and an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS). 10), it is confirmed from FIG. 10 that the carbide is composed of Ti, Fe, and C elements. Further, as shown in FIG. 11, the transmission electron microscope (TEM) shows (Ti, Fe) C. _X It was also confirmed that the precipitated phase had a face-centered cubic structure (FCC). Therefore, low density Ti element is dissolved in the base or (Ti, Fe) C _X By precipitating the material density from 6.6 to 6.1 g / cm ^Three Therefore, a golf club head having a larger volume can be manufactured with a weight satisfying the standard limit by the material. Therefore, it is necessary to limit the content of Ti element in the material of the present invention within the range of 0.35 to 2.5 wt%. As described above, when the iron head is forged by the iron-based alloy of the present invention, if hot forging is performed at a temperature of 900 ° C. to 1100 ° C., an excellent surface roughness of Ra = 3 μm or less is obtained. If thermal processing is performed at a temperature of 1100 ° C to 1200 ° C, not only the oxide layer increases, but the surface roughness Ra of the member becomes larger than 3 µm, which adversely affects the quality of the iron club. Will affect.
[0037]
【The invention's effect】
Since the present invention has the above configuration, the following effects are obtained.
1. Mechanical strength: By controlling the content of Cr, Mn and C and adding Ti to the material to crystallize the material, the tensile strength is 921.5 to 1247.4 MPa as shown in FIG. Since the yield strength is within the range of 756 to 895.6 MPa, when the club head is manufactured with the material, the characteristics of the golf club can be fully exhibited, and an appropriate aging treatment should be applied. Thus, the material strength can be further improved. For example, the alloys in Nos. 3 and 4 shown in FIG. 12 have (Fe, Mn) in their bases. _Three AlC _X A carbide is precipitated.
2. Low density: Controlling the content of Cr, Mn, C and adding Ti element in the range of 0.35 to 2.5 wt% in the material allows the material to form an austenite phase base and Some low density Ti elements and different proportions of low density (Ti, Fe) C _X The precipitated phase is dissolved. Therefore, the density of the material is 6.6-6.1 g / cm ^Three Therefore, it is possible to manufacture a golf club head having a larger volume with a weight satisfying the standard limit.
3. Corrosion resistance: By adding Cr in the range of 5 to 7 wt.% And Ti in the range of 0.35 to 2.5 wt%, both of which have excellent corrosion resistance to the atmosphere, the corrosion resistance of the club head is improved. It can be improved and the manufacturing cost can be reduced.
[0038]
As described above, the low density, high strength, corrosion resistance, forged surface quality, and the like can be improved by using the low density iron-based alloy material for golf club heads of the present invention at an appropriate component adjustment and forging temperature. it can.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a characteristic comparison table of golf club heads manufactured by a lost wax casting method and a forging method.
FIG. 2 is a comparative view of mechanical properties of a conventional golf club head material.
FIG. 3 is a comparative view of mechanical properties and specific strength of a conventional golf club head material.
FIG. 4 is a comparison table of typical composition components and mechanical properties of a conventional Fe—Al—Mn alloy.
FIG. 5 is a comparative view showing components of a low density iron-base alloy material for a golf club head according to the present invention.
FIG. 6 is a comparative table showing mechanical properties of low density iron-base alloy materials for golf club heads according to the present invention.
FIG. 7 is a diagram showing the relationship between hot forging temperature and surface roughness in a low density iron-base alloy material for a golf club head according to the present invention.
FIG. 8 shows (a) a gold phase diagram and (b) a scanning electron microscope SEM after heat treating the low density iron-base alloy material for a golf club head according to the present invention at a temperature of 1100 ° C. for 2 hours. FIG.
FIGS. 9 (a)-(c) show (Ti, Fe) C of an alloy made of a low-density iron-base alloy material for golf club heads according to the present invention. _X It is a figure which shows precipitation phase content.
FIG. 10 shows (Ti, Fe) C in an alloy made of a low-density iron-base alloy material for a golf club head according to the present invention. _X It is a component composition figure by the energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) of a precipitation phase.
FIGS. 11 (a)-(c) show (Ti, Fe) C of an alloy made of a low-density iron-base alloy material for golf club heads according to the present invention. _X FIG. 4 is a diffraction diagram of [001], [-1,1,2] and [001] directions in a precipitated phase.
FIGS. 12A and 12B are a scanning electron microscope (SEM) micrograph and a [100] direction diffractogram of a low-density iron-base alloy material for a golf club head according to the present invention, respectively.
FIG. 13 is a photograph of a golf club casting head and a forged face plate manufactured from a low density iron-based alloy material for a golf club head according to the present invention.

Claims

Mn: 28.0 to 31.5 w. t. %, Al: 7.8 to 10.0 w. t. %, C: 0.90 to 1.10 w. t. %, Ti: 0.35 to 2.5 w. t. % And Fe balance, and the density is 6.1-6.6 g / cm ³ ,
Low-density iron-based alloy material for a golf club head, characterized in that the front surface roughness 3μm or less.

Cr: 5.0 to 7.0 w. t. Low-density iron-based alloy material for a golf club head according to claim 1, characterized in that the addition of%.

Si: 0.8 to 1.5 w. t. Low-density iron-based alloy material for a golf club head according to claim 1, characterized in that the addition of%.