TWI388677B

TWI388677B - 低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金

Info

Publication number: TWI388677B
Application number: TW97139015A
Authority: TW
Inventors: Chih Yeh Zhao; Chun Kuo Wang
Original assignee: Univ Nat Pingtung Sci & Tech
Priority date: 2008-10-09
Filing date: 2008-10-09
Publication date: 2013-03-11
Also published as: TW201014918A

Description

低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金

本發明係關於一種低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，特別是關於一種適用於鍛造高爾夫木桿頭並可提升其機械強度及延展性之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金。

目前在高爾夫球頭產業技術方面，高爾夫球頭大致可以分為三類，金屬木桿頭、鐵桿頭及推桿。在金屬木頭桿方面，使用之材料有不鏽鋼、鋁合金、鈦合金及複合材料等。而在鐵桿頭方面，仍以不鏽鋼材質為主，至於推桿基本亦與木桿頭、鐵桿頭之使用材質相似，即不鏽鋼、鋅合金等合金。現今，在金屬木桿頭方面，其材料之發展亦仍以不鏽鋼為主流，以利使球頭具有更廣的設計空間。在造形上，金屬木桿頭的設計是朝向大型化(oversize)發展，其主要原因是如此之設計可擴大球頭在打擊面的甜蜜區。現今產業的目標，在不鏽鋼材料期望金屬木桿頭有200至230cc.之體積的目標；鈦合金、鋁合金則希望有230至280cc.之體積的設計；長纖維複合材料則以300cc.之體積為目標。一般運用於木桿頭之材質需同時兼具高強度與高韌性之特性，高強度將使擊球距離穩定，高韌性則可使控球性能增加，必然可使高爾夫球桿頭之擊球效果發揮至最理想的狀態，故強度與延伸率組合越高越好，以利於提高球頭之體積或甜蜜區設計空間，其機械性質來講，木桿頭之性能需求：一般以抗拉強度為要求之標準，以160至220Ksi為要求範圍，而延伸率則為6至8%為基本訴需求。相對的鐵桿頭之要求：一般則以90至100Ksi為要求範圍，而延伸率以約25至30%為需求，其強度和延伸率組合越高越好，以增加球頭體積或增加擊球時間與操控性等設計之空間。

高爾夫球頭之素材設計與選用，必需具備相當耐蝕性與高強度，以及能夠在球頭加工組配成形後，施予強化處理。目前主要以鐵系與鈦系為主，而鐵系由早期之431不鏽鋼發展至目前17-4不鏽鋼，鈦系則是以6-4Ti的鈦合金(6%鋁Al+4%釩V，其餘為鈦Ti)為主。至於高爾夫球頭之高強度素材上，亦不斷被研究及開發，早期在開發與運用此系列材料，最典型為17-4PH材料。為了使球頭增大，增大甜蜜區，在球頭重量固定的限定下，陸續運用更高強度的材料，如：15-5PH，Custom455，Custom465。近年來，更進一步運用更高合金含量之Custom475材料等析出硬化型不鏽鋼，做為金屬木桿頭之發展趨勢與應用。請參照表1所示，其揭示目前用以製作高爾夫球頭製造業常用鐵基素材之機械性質比較表，於此列出，以供做為參考。

再者，所謂的析出硬化型不鏽鋼，是指在鎳鉻系不鏽鋼中添加一種或多種合金元素如鈷、鉬、鋁、銅、鈮、鈦、釩等，依序經固溶熱處理、淬火處理及時效處理，使其具有高強度、高硬度和高耐蝕性。一般析出硬化型不鏽鋼之類別與性質分析如下所示：

(一)、17-4PH：

17-4 PH不鏽鋼是麻田散鐵系不鏽鋼，含有約3%之銅(Cu)，其強化原理係由銅微粒之分散析出在麻田散鐵基地。17-4PH不鏽鋼於1030℃固溶處理後，其結構為M(麻田散鐵)及少量的α(肥粒鐵)，經480℃時效處理1和3小時，於穿透式電子顯微鏡(TEM)下並未發現析出物。時效處理16、24、48及100小時後，皆可發現體心立方(B.C.C.)晶體結構之富鉻固溶體(α’)析出，僅在100小時後發現有M₆ C碳化物的析出。將時效溫度提高至590℃後，於1至48小時皆可發現α’的析出，並且可發現少量之ε-Cu析出。其主要合金成分範圍為鐵 Fe-(16至18%)鉻Cr-(3至5%)鎳Ni-(3至4.5%)銅Cu-(0.15至0.45%)鈮Nb。

(二)、15-5PH：

雖然上述17-4PH不鏽鋼具有良好的綜合性能，但17-4PH不鏽鋼之缺點是在組織中存有δ-肥粒鐵。反觀，15-5不鏽鋼之設計原則是淬火後獲得全麻田散鐵，以克服17-4PH不鏽鋼之缺點，因此採用降鉻(Cr)增加鎳(Ni)調整組織，以消除δ-肥粒鐵。在不同條件熱處理後，觀察15-5 PH不鏽鋼的顯微組織，有碳化鈮(NbC)和M₇ C₃ 兩種碳化物被發現。時效硬化是析出一種極細銅微粒的結構，不鏽鋼在500℃時效後，用傳統型穿透式電子顯微鏡(TEM)和高解析電子顯微鏡(HREM)所觀察到的是9R結構的銅析出物組織。在500℃時效128小時後，發現M₂₃ C₆ 碳化物，大部分的M₂₃ C₆ 碳化物產生於麻田散鐵基地和殘留沃斯田鐵的分界處。15-5 PH不鏽鋼時效硬化時，強化原因是在時效期間析出一種極細銅的微粒。其主要合金成分範圍為鐵Fe-(14至15%)鉻Cr-(3.5至5.5%)鎳Ni-(2.4至4.5%)銅Cu-(0.15至0.45%)鈮Nb。

(三)、13-8PH：

13-8PH不鏽鋼是低碳麻田散鐵析出硬化型不鏽鋼，其具有高強度和高硬度，並有優良的抗腐蝕和抗應力腐蝕破裂能力(SCC)。另外，此合金亦有好的延展性及韌性，在某些環境條件下，其的機械性質優於17-4PH和15-5PH不鏽鋼。13-8PH不鏽鋼從固溶熱處理的溫度淬火後，變態成體心立方(B.C.C.)晶體結構的板條狀麻田散鐵。在450~575℃下進行時效處理，將導致β-NiAl(β-鋁鎳)球狀顆粒析出物，微細的均佈於基地內。在高於525℃作時效時，可以發現有顯著數量的沃斯田鐵回復，且沃斯田鐵顆粒快速變粗大。時效後合金的拉伸強度遠高於只做固溶熱處理的合金，主要是因為有β-NiAl顆粒從基地析出。13-8PH不鏽鋼強化原因是析出一種B2有序的NiAl相超晶格結構。此合金被發現在析出物與基地的交接處無鉬之偏析現象，其主要合金成分範圍為鐵Fe-(12.25至13.25%)鉻Cr-(7.5至8.5%)鎳Ni-(2至2.5%)鉬Mo-(0.9至1.35%)鋁Al。

(四)、Custom465：

Custom465合金經980℃固溶處理與深冷處理後，其顯微結構為板條狀麻田散鐵組織。在時效處理溫度550℃以下，可觀察到α’相析出，本合金的析出硬化主要是由於α’相的析出。在時效處理溫度550℃以上，可觀察到針狀Ni₃ Ti相與沃斯田鐵相的形成，沃斯田鐵回復，使強度降低，延伸率提升。主要合金為鐵Fe-(11至12.5%)鉻Cr-(10.75至11.25%)鎳Ni-(1.5至1.8%)鈦Ti-(0.75至1.25%)鉬Mo-0.25%矽Si。

(五)、Custom475：

Custom475合金經930℃固溶處理與深冷處理，其結構為體心立方(B.C.C.)之麻田散鐵組織，進行450-550℃時效處理後，可發現除了麻田散鐵基地外，尚可觀察到B2(NiAl)及L12(Ni₃ Al)之析出物產生。在650℃時效處理後，除了麻田散鐵結構外，亦可觀察到沃斯田鐵產生，且並未觀察到其他析出物。其主要合金成分分別為鐵Fe-(10.5至11.5%)鉻Cr-(7.5至8.5%)鎳Ni-(8至9%)鈷Co-(1至1.15%)鋁Al-0.5%矽Si-0.5%錳Mn。

由上可知，目前析出硬化型不鏽鋼應用於高爾夫木桿頭的成分，皆在不鏽鋼裡加入了10至18%之鉻Cr、3至12%之鎳Ni，以及其他微量元素如鈦Ti、鈮Nb、鉬Mo、鋁Al等，藉高溫熱加工時產生析出物，進而達到析出硬化及晶粒細化等效果，從而提升機械強度。目前為止，上述商用化之析出硬化型不鏽鋼應用在高爾夫球頭上已經逐漸普遍化，隨著使用之球頭數量增加，其需求量亦逐漸增加。但是，在Custom 465、Custom 475等析出硬化型不鏽鋼材料中，卻發現材料表面本身具有皺褶之現象產生。隨著目前析出硬化不鏽鋼之合金發展，其合金設計所添加之合金成分與微量元素有愈來愈高之趨勢。

綜上所述，本發明者乃利用合金設計與製程處理之理念，設計出本發明之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其具有麻田散鐵相顯微結構之組織，加上具有鉻元素及利用適當加工及熱處理製程，而達到析出強化之目的。因此相較於傳統不鏽鋼合金，本發明之鐵基合金更適合用以鍛造高爾夫木桿頭，並能使該木桿頭具備更高之強度、延伸率及抗腐蝕等多重優點。

本發明之主要目的在於提供一種低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其以重量百分比計包含4.5至5.5 wt%之鉻、3.5至4.5 wt%之鎳、1.5至2.0 wt%之鉬、1.0至1.5 wt%之鈦、0.3至0.4 wt%之鋁及0.15至0.2 wt%之碳，其餘比例以鐵為基材。該合金之鉻含量較低，且具有麻田散鐵相顯微結構之組織，因而有利於降低高爾夫木桿頭之製造成本，並提升高爾夫木桿頭之強度、延伸率及抗腐蝕。

本發明之次要目的在於提供一種低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其利用適當加工及熱處理製程，使其合金成份之微量元素，經由熱處理製程，將被熱處理的合金基地中，析出微細且分佈均勻之析出物，而達到析出強化，另搭配低含量之鉻元素的強化效果，使其抗拉強度可達210至240ksi之間，降伏強度可達195至220ksi之間，及延伸率介於6至8%之間，因而有利於提升高爾夫球木桿頭之強度需求、防鏽性及鍛造加工性。

為達上述之目的，本發明提供一種低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其以重量百分比計包含4.5至5.5 wt%之鉻、3.5至4.5 wt%之鎳、1.5至2.0 wt%之鉬、1.0至1.5 wt%之鈦、0.3 至0.4 wt%之鋁及0.15至0.2 wt%之碳，其餘比例主要以鐵為基材。該合金具有麻田散鐵相顯微結構之組織，加上具有鉻元素及利用適當加工及熱處理製程，而達到析出強化之目的，故使得該合金適用於鍛造高爾夫木桿頭，以供提升高爾夫木桿頭之強度、延伸率及抗腐蝕。

在本發明之一實施例中，該合金屬於麻田散鐵析出硬化型不鏽鋼。

在本發明之一實施例中，該合金之抗拉強度介於210至240ksi之間，降伏強度介於195至220ksi之間，及延伸率介於6至8%之間。

在本發明之一實施例中，該合金另可選擇包含微量元素。該微量元素較佳選自下列元素組成之族群：0.5至1.0 wt%之矽、0.8至1.0 wt%之錳及其組合。

根據本發明之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其係以鐵基為主，並以重量百分比計加入5%之鉻，以防止生鏽；加入3.5至4.5%之鋁，以改善韌性；以及另包含其他元素，如鎳、鉬、鈦等來增加/析出強度；且摻雜有0.15至0.2%碳，以增加合金之焊接性。本發明之合金成分範圍分別為4.5至5.5%鉻、3.5至4.5%鎳、1.5至2.0鉬、1.0至1.5%鈦、0.3至0.4%鋁、0.15至0.2%碳、0.5至1.0%矽、0.8至1.0%錳。由於適當的設計材料合金元素組合，可控制顯微結構為(麻田散鐵+沃斯田鐵)，合金經由適當之鍛造加工處理，施以1100℃溫度固溶處理，使其材料最終達到完整之麻田散鐵組織。若合金固溶處理後再經450℃溫度之時效熱處理，可以由穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope,TEM)之分析，觀察查出其組織為體心立方(B.C.C.)結構之α相；若合金固溶處理後再經550℃溫度之時效熱處理，透過TEM分析與X-ray分析，則可觀察到合金在α基地上除了有富鉻固溶體(α’相)之存在，亦有一種具有B2有序的NiAl相超晶格與L12(Ni₃ Al)之析出物產生。當時效溫度在550℃以上時，可觀察到在晶界上有(M₂₃ C₆ )之麻田散鐵碳化物產生，且此碳化物會隨著溫度之上升而有明顯的成長。此碳化物之析出會讓晶界附近失去耐蝕性，進而導致粒間腐蝕的發生，使其合金之延性與韌性降低。本發明經由時效處理後，其強化原因是在時效期間析出一種B2有序的NiAl相超晶格與面心立方體(F.C.C.)之L12(Ni₃ Al)析出物，故本發明除了能以時效方式達到析出強化效果，其延伸率亦保持不錯之發展範圍。

整體而言，本發明之合金經過適當的成份調配，以及適當加工製程與熱處理製程，可控制適當之顯微結構組合。故使得所發明之合金材料可達到抗拉強度為210至240ksi之間、降伏強度為195至220 ksi之間、延伸率為6至8%之最佳化強度、高防鏽性之高爾夫球頭木桿頭之設計目標。

為了讓本發明之上述及其他目的、特徵、優點能更明顯易懂，下文將特舉本發明較佳實施例，並配合所附圖式，作詳細說明如下。

一般而言，在不鏽鋼的基礎上發展起來之高強度不鏽鋼，除了具有較高的抗拉強度，亦兼具良好的耐腐蝕性能。然而，根據組織與強化機制的差異，其析出硬化型不鏽鋼大致可以分為麻田散鐵析出硬化不鏽鋼、半沃斯田鐵析出硬化不鏽鋼、麻田散鐵時效不鏽鋼。本發明發展出一種低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其成分主要包含鐵(Fe)、鉻(Cr)、鎳(Ni)、鉬(Mo)、鈦(Ti)、鋁(Al)，其中亦可摻雜或添加碳(C)、矽(Si)及錳(Mn)等微量元素，且該合金基本上屬於麻田散鐵系析出硬化型不鏽鋼合金。在本發明之一實施例中，該材料包含4.5至5.5%鉻、3.5至4.5%鎳、1.5至2.0鉬、1.0至1.5%鈦、0.3至0.4%鋁及0.15至0.2%碳，其餘比例主要為鐵。在本發明之另一實施例中，該材料另包含至少一種微量元素，其中該微量元素較佳選自下列元素組成之族群：0.5至1.0%之矽、0.8至1.0%之錳及其組合。上述比例皆為以重量百分比(wt%)計，合先敘明。

請參照第1圖所示，本發明之麻田散鐵析出硬化型合金在鐵鉻鎳不鏽鋼合金系列之基本結構分佈圖中的分佈區域(如虛線方框所示之區域)，此類型合金主要通過麻田散鐵轉變產生強化作用，並經時效處理析出彌散強化相(dispersion strengthening phase)來進一步發揮強化作用。除了具有較佳之耐大氣腐蝕和耐酸腐蝕性能外，對氫脆(hydrogen embrittlement，HE)亦不敏感，且焊接性亦比麻田散鐵不鏽鋼好。

請參照表2所示，其揭示本發明之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金之實施例與比較例之成分比例與機械性質之比較表，其中編號1至8為本發明之成分範疇的實施例，編號9至12為比較例(相關數據為採樣10個試片之平均值)。由表2可得知，鐵-5%鉻-4.5%鎳-1.98%鉬-1.2鈦-0.32鋁-0.2碳-0.6矽-0.91錳所組成之編號1實施例合金成份，經1100℃固溶處理，再經由550℃時效熱處理後，其機械性質為抗拉強度平均值為245.7ksi，降伏強度平均值為240.8ksi，延伸率則為8.1%，且依此合金設計所製成之球頭經鹽霧試驗48小時及高爾夫球砲擊3000次試驗均為合格。請參照第3圖所示，其揭示本發明編號1之實施例合金材料的金相圖，其顯示合金經1100℃固溶處理，再經由550℃時效熱處理後之顯微結構組織。

請參照第4及5圖所示，其揭示本發明編號1之實施例合金材料經1100℃固溶處理後，再經由550℃時效熱處理之明視野圖與暗視野圖。再者，請參照第6圖所示，其揭示本發明編號1之實施例合金材料之擇區繞射圖(selected area diffraction pattern，SADP)，由此可觀察出在α基地上除了有富鉻固溶體(α’相)存在之外，亦有一種B2有序的NiAl相超晶格結構析出。由於析出微細且均勻分佈之析出物，導致阻礙了差排的移動，達到強化不鏽鋼之目的。另外，請參照第2圖所示，其揭示本發明編號1之實施例合金材料經由X光(X-ray)繞射分析，除了有B2有序的NiAl相超晶格析出物出現之外，亦具有面心立方體(F.C.C)之L12(Ni₃ Al)之析出物產生，故本發明之不鏽鋼合金材料除了能以時效方式達到析出強化效果，其延伸率亦保持不錯之發展範圍。

請再參照表2圖所示，編號1至8之實施例合金材料的成份皆在本發明之含量範疇內，合金材料經適當之加工製程與熱處理後，其機械性質抗拉強度值介於210至245ksi之間，降伏強度值則介於195至220ksi之間，延伸率可達6至8%，且經鹽霧試驗48小時及高爾夫球砲擊3000次試驗皆為合格。

請再參照表2所示，當合金材料的鉻含量低於本發明之鉻含量範疇(例如編號9、10之比較例合金材料)時，由第7圖所示之比較例編號9的擇區繞射圖(SADP)則可觀察出，其基地除了有富鉻固溶體(α’相)之存在，並無其他析出物。再者，由表2亦可發現編號9、10之比較例合金材料的延伸率低於本發明的延伸率範疇且亦有發生生鏽之狀態。

另一方面，請再參照表2所示，當合金材料的鉻含量高於本發明之鉻含量範疇(例如編號11、12之比較例合金材料)時，由第8及9圖所示之比較例編號12之明視野與擇區繞射圖則可觀察出，經由TEM分析後在晶界上有(M₂₃ C₆ )之麻田散鐵碳化物產生，此碳化物之析出會讓晶界附近失去耐蝕性，進而導致粒間腐蝕的發生，使其合金之延性與韌性降低，且再由表2發現其機械強度與延伸率皆低於本發明的機械強度與延伸率範疇，故編號11、12之比較例合金材料除了發生鏽蝕之外，其材質亦為脆性材質。

下文分別針對各種添加合金元素及微量元素之比例範圍及其對於本發明之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金的合金性質之影響逐一說明如下：

鉻(Cr)：主要在增加合金材料之腐蝕氧化抵抗性，又可提昇合金材料之硬化能及高溫強度，尤其是對於高碳鋼之耐磨耗性更有極顯著之效果。而鉻基本上為體心立方(B.C.C.)肥粒鐵穩定相，當鉻含量過低時，將使該合金材料之抗鏽抗腐蝕能力降低，而當鉻含量過多時，則將大大提高該合金發生偏析的可能性。因此，為使合金材料於生產與設計過程中容易控制，以展現最佳化高爾夫球頭性能，本發明之合金材料係將鉻含量控制在4.5至5.5%之間。

鎳(Ni)：主要考量在增加銲接性與韌性，在合金材料中添加鎳時，不僅可增加合金材料的腐蝕及氧化抵抗性，還可提高固溶強化及高淬透性之作用。細化肥粒鐵晶粒，在強度之相同條件下，可提高鋼材的塑性和韌性，特別是低溫韌性。與鉻、鉬等聯合運用，亦可提高鋼材的耐蝕性與熱強性。因此，為使合金材料於生產與設計過程容易控制，以展現最佳化高爾夫球頭性能，本發明之合金材料係將鎳含量控制在3.5至4.5%之間。

鉬(Mo)：主要是控制M₂₃ C₆ 的反應動力學。增加Cr/Ni不鏽鋼中之鉬含量，可以延長材料產生敏化之時間。且亦可調整材料之密度用，並使硬化層深入，防止回火脆性，提昇合金材料之高溫強度、潛變強度、及高溫硬度，當鉬含量在1.5至3%之間時，能增加耐蝕鋼抗有機酸及還原性介質腐蝕的能力，亦即增加合金材料之抗孔蝕性，並形成耐磨耗之碳化鉬粒子，且有助於鋼液之流動性。唯，當鉬含量高於6.0%以上時會造成過多之析出，使材料脆化。因此，本發明之合金材料係將鉬含量控制在1.5至2.0%之間。

鈦(Ti)：添加鈦合金可降低合金密度，提升合金強度及抗蝕性且固溶強化作用極強，但同時降低固溶體之韌性。可提高鋼材的回火穩定性，並有二次硬化作用，亦可提高耐熱鋼的抗氧化性和熱強性。有防止和減輕不鏽鋼耐酸鋼晶和應力腐蝕的作用。因此，本發明之合金材料係將鈦含量控制在1.0至1.5%之間。

鋁(Al)：主要是用來脫氧和細化晶粒以及時效強化。不形成碳化物，與氮及氧之親合力極強，其固溶強化作用大。在耐熱合金中，與鎳形成γ’相(Ni₃ Al)，而提高合金之強度。因此，本發明之合金材料係將鋁含量控制在0.2至0.5%之間。

碳(C)：碳元素基本上為一般鋼鐵材料不可或缺的元素，除了為碳化物外，其亦是沃斯田鐵穩定相之元素，隨著碳含量增加，肥粒鐵減少而沃斯田鐵愈穩定。惟，碳含量過高時，將不利於合金材料的耐蝕性。因此，本合金材料若能控制或添加碳在0.2至0.3%之間，將有助於耐蝕性與沃斯田鐵相穩定。

矽(Si)：在本發明之合金材料內摻雜或添加矽時，有利於防止氣孔形成、增進收縮作用及增加鋼液流動性。但是，在本發明之鐵基合金材料中，當矽含量大於1.0%時，將不利於延伸率。因此，本發明之合金若能添加0.5至1.0%之矽，將有助於提高鑄造性質，以進行鑄件原料之製程。

錳(Mn)：錳通常與鐵共存，且能去除鐵基合金材料中的氧化物且有利於鋼之熱加工，能避免熱裂。在本發明之合金材料中，若錳低於0.8%雖有比較好之延伸率，但抗拉強度相對偏低；若錳高於1.0%雖有良好的抗拉強度，但其延伸率相對偏低。因此，在本發明之合金材料中，若能添加0.8至1.0%之錳，將有助於降低熱脆性、提高硬化能及提高機械性質。

綜上所述，本發明之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金藉由適當控制合金成分，亦即適當調配鉻、鎳、鉬、鈦、鋁及碳之含量，及適當摻雜添加矽及/或錳之元素，並可利用適當加工及熱處理製程，使其合金成份之微量元素，經由熱處理製程，將被熱處理的合金基地中，析出微細且分佈均勻之析出物，而達到析出強化，另搭配低含量之鉻元素的強化效果，使本發明設計之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金具備210至 240ksi之間的抗拉強度、195至220ksi之間的降伏強度及6至8%之間的延伸率等極佳之機械性質。本發明之合金材料除了具有低合金與高強度之特性，亦兼具良好之抗蝕性，符合了製作高爾夫球木桿頭之強度需求、防鏽性佳與良好之加工性的要求，實為製作高爾夫球木桿頭之最佳合金材料。在本發明中，具備此機械性質之合金材料特別適用於鍛造製作高爾夫木桿頭，以發揮高爾夫木桿頭的最佳性能。

雖然本發明已以較佳實施例揭露，然其並非用以限制本發明，任何熟習此項技藝之人士，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作各種更動與修飾，因此本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界定者為準。

第1圖：鐵鉻鎳不銹鋼合金系列之基本結構分佈圖，其中利用虛線方框繪示本發明之合金材料範圍。

第2圖：本發明編號1之實施例合金材料(木桿頭鍛件)經1100℃固溶處理，再經時效熱處理550℃後之X光繞射曲線圖。

第3圖：本發明編號1之實施例合金材料經1100℃固溶處理後，再經550℃時效熱處理的(500倍放大)金相圖。

第4圖：本發明編號1之實施例合金材料經1100℃固溶處理後，再經550℃時效熱處理之(72000倍放大)明視野圖。

第5圖：本發明編號1之實施例合金材料經1100℃固溶處理後，再經550℃時效熱處理之(72000倍放大)暗視野圖。

第6圖：本發明編號1之實施例合金材料經1100℃固溶處理後，再經550℃時效熱處理之(610,000,000倍放大)擇區繞射圖(SADP)。

第7圖：本發明編號9之比較例合金材料經固溶處理後，再經550℃時效熱處理之(870,000,000倍放大)擇區繞射圖。

第8圖：本發明編號12之比較例合金材料經固溶處理後，再經550℃時效熱處理之(55,000倍放大)明視野圖。

第9圖：本發明編號12之比較例合金材料經固溶處理後，再經550℃時效熱處理之(870,000,000倍放大)擇區繞射圖。

Claims

一種低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其以重量百分比計包含4.5至5.5 wt%之鉻、3.5至4.5 wt%之鎳、1.5至2.0 wt%之鉬、1.0至1.5 wt%之鈦、0.3至0.4 w%之鋁及0.15至0.2 wt%之碳，其餘比例主要為鐵，該材料具有麻田散鐵相之顯微結構，使該材料之降伏強度介於210至240ksi之間、抗拉強度介於195至220ksi之間及延伸率介於6至8%之間。
如申請專利範圍第1項所述之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，其中該合金屬於麻田散鐵析出硬化型不鏽鋼。
如申請專利範圍第1項所述之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，另包含0.5至1.0 wt%之矽。
如申請專利範圍第1或3項所述之低鉻高強度之鐵基高爾夫球頭合金，另包含0.8至1.0 wt%之錳。