JPH0699775B2 - 鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法 - Google Patents
鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法Info
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- JPH0699775B2 JPH0699775B2 JP3347543A JP34754391A JPH0699775B2 JP H0699775 B2 JPH0699775 B2 JP H0699775B2 JP 3347543 A JP3347543 A JP 3347543A JP 34754391 A JP34754391 A JP 34754391A JP H0699775 B2 JPH0699775 B2 JP H0699775B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ゴルフクラブの金属ヘ
ッドなどの複雑形状で肉厚不均一で薄肉鋳物である精密
鋳物を鉄−マンガン−アルミニウム合金にて精密鋳造す
る方法に関するものである。
ッドなどの複雑形状で肉厚不均一で薄肉鋳物である精密
鋳物を鉄−マンガン−アルミニウム合金にて精密鋳造す
る方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来のゴルフクラブの金属ヘッドなどの
精密鋳物にはニッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステン
レス鋼などが多用されている。また、高靭性で機械的強
度が強く耐食性に優れ、耐摩耗性を有する鉄−マンガン
−アルミニウム合金を用いる試みもなされている。
精密鋳物にはニッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステン
レス鋼などが多用されている。また、高靭性で機械的強
度が強く耐食性に優れ、耐摩耗性を有する鉄−マンガン
−アルミニウム合金を用いる試みもなされている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来のニッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼で
製造された、例えばゴルフクラブの金属ヘッドではゴル
フボールを打撃する打撃面の強度が不足し、前記金属ヘ
ッドを損傷する可能性があり、打撃時の振動吸収性が低
く、打撃音も大きくなり、比重も大きいなどの問題点が
ある。また、鉄−マンガン−アルミニウム合金について
は、各種研究によって前記の優れた特質が知られている
反面、熱膨張率が大きく、熱伝導率が低く、また、この
合金を溶融した際、酸化し易く結晶粒界に脆性組織が偏
析するなどの鋳造製造上の阻害因子も有しており、この
合金の鋳造技術における材料の配合、鋳造工程の管理お
よび鋳物の熱処理などが製品の特性に及ぼす影響につい
て未だ明確になっておらず、鋳造技術が確立されていな
い問題点がある。
来のニッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼で
製造された、例えばゴルフクラブの金属ヘッドではゴル
フボールを打撃する打撃面の強度が不足し、前記金属ヘ
ッドを損傷する可能性があり、打撃時の振動吸収性が低
く、打撃音も大きくなり、比重も大きいなどの問題点が
ある。また、鉄−マンガン−アルミニウム合金について
は、各種研究によって前記の優れた特質が知られている
反面、熱膨張率が大きく、熱伝導率が低く、また、この
合金を溶融した際、酸化し易く結晶粒界に脆性組織が偏
析するなどの鋳造製造上の阻害因子も有しており、この
合金の鋳造技術における材料の配合、鋳造工程の管理お
よび鋳物の熱処理などが製品の特性に及ぼす影響につい
て未だ明確になっておらず、鋳造技術が確立されていな
い問題点がある。
【０００４】本発明の目的は、上記の問題点に鑑み、ニ
ッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼鋳物より
も原料価格が安価な鉄−マンガン−アルミニウム合金の
優れた特質を損なうことなく複雑形状で鋳物の断面厚さ
が不均一である薄肉鋳物の精密鋳造方法を提供すること
にある。
ッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼鋳物より
も原料価格が安価な鉄−マンガン−アルミニウム合金の
優れた特質を損なうことなく複雑形状で鋳物の断面厚さ
が不均一である薄肉鋳物の精密鋳造方法を提供すること
にある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の鉄−マンガン−
アルミニウム合金の精密鋳造方法は、組成が、炭素
（Ｃ）０．５〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）２５〜
３６重量％、アルミニウム（Ａｌ）５〜１０重量％、モ
リブデン（Ｍｏ）０．５〜１．５重量％、残部鉄（Ｆ
ｅ）である鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳物
の製造工程において、迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せ
しめた上記合金を予め1300〜1320℃に余熱されたセラミ
ックス鋳型に鋳込み、このセラミックス鋳型で得られた
複数の鋳物部品をＴＩＧ溶接によって溶接電流が４０〜
６０アンペアで溶接し、溶接した鋳物を1030〜1050℃で
１〜２時間溶体化処理後、４５０〜５５０℃で１〜２時
間時効処理してなり、前記セラミックス鋳型は、厚さ略
５mm、生型強度が３５０ｐｓｉ、焼成体強度が４６０ｐ
ｓｉおよび通気率が６．５×10−３cm３/sec・cm２・aq
であることを特徴とするものである。
アルミニウム合金の精密鋳造方法は、組成が、炭素
（Ｃ）０．５〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）２５〜
３６重量％、アルミニウム（Ａｌ）５〜１０重量％、モ
リブデン（Ｍｏ）０．５〜１．５重量％、残部鉄（Ｆ
ｅ）である鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳物
の製造工程において、迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せ
しめた上記合金を予め1300〜1320℃に余熱されたセラミ
ックス鋳型に鋳込み、このセラミックス鋳型で得られた
複数の鋳物部品をＴＩＧ溶接によって溶接電流が４０〜
６０アンペアで溶接し、溶接した鋳物を1030〜1050℃で
１〜２時間溶体化処理後、４５０〜５５０℃で１〜２時
間時効処理してなり、前記セラミックス鋳型は、厚さ略
５mm、生型強度が３５０ｐｓｉ、焼成体強度が４６０ｐ
ｓｉおよび通気率が６．５×10−３cm３/sec・cm２・aq
であることを特徴とするものである。
【０００６】
【作用】本発明の鉄−マンガン−アルミニウム合金の精
密鋳造方法は、組成が、炭素（Ｃ）０．５〜２．０重量
％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、アルミニウム
（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜
１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）となるように管理されて
配合された合金原料を迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せ
しめ、予め1300〜1320℃に余熱されたセラミックス鋳型
に鋳込むことによって、前記溶融した合金の湯がこの鋳
型に良好に流れ、偏析を防止できる。そして、前記セラ
ミックス鋳型を厚さ略５mm、生型強度が３５０ｐｓｉ、
焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が６．５×10
−３cm３/sec・cm２・aqにすることで、鋳物の凝固中に
亀裂を生じたり、割れたりすることを防止できる。そし
て、鋳込みによって得られた各種鋳物部品を溶接電流が
４０〜６０アンペアでＴＩＧ溶接によって溶接すること
によって、溶接近傍に亀裂やひび割れおよびピンホール
を防止できる。そして、溶接された鋳物を1030〜1050℃
で１〜２時間溶体化処理することによって鋳物表面の酸
化層の生成を抑え、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効
処理することによって高強度の鋳物を得ることができ
る。
密鋳造方法は、組成が、炭素（Ｃ）０．５〜２．０重量
％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、アルミニウム
（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜
１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）となるように管理されて
配合された合金原料を迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せ
しめ、予め1300〜1320℃に余熱されたセラミックス鋳型
に鋳込むことによって、前記溶融した合金の湯がこの鋳
型に良好に流れ、偏析を防止できる。そして、前記セラ
ミックス鋳型を厚さ略５mm、生型強度が３５０ｐｓｉ、
焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が６．５×10
−３cm３/sec・cm２・aqにすることで、鋳物の凝固中に
亀裂を生じたり、割れたりすることを防止できる。そし
て、鋳込みによって得られた各種鋳物部品を溶接電流が
４０〜６０アンペアでＴＩＧ溶接によって溶接すること
によって、溶接近傍に亀裂やひび割れおよびピンホール
を防止できる。そして、溶接された鋳物を1030〜1050℃
で１〜２時間溶体化処理することによって鋳物表面の酸
化層の生成を抑え、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効
処理することによって高強度の鋳物を得ることができ
る。
【０００７】
【実施例】本発明の鉄−マンガン−アルミニウム合金の
精密鋳造方法の一実施例のゴルフクラブの金属ヘッドを
図１ないし図３について説明する。
精密鋳造方法の一実施例のゴルフクラブの金属ヘッドを
図１ないし図３について説明する。
【０００８】１はゴルフクラブの金属ヘッドで、この金
属ヘッド１は図示しないゴルフクラブのシャフトを嵌合
する開口を有する後方に突出した接続部２と、右側面部
は略半球状に突出しその曲面が前方にまで達する本体部
３と、左側面部は例えば図示しないゴルフボールを打撃
する凹弧状の打撃面４と、図示しない地面と接する底部
５とから形成されている。
属ヘッド１は図示しないゴルフクラブのシャフトを嵌合
する開口を有する後方に突出した接続部２と、右側面部
は略半球状に突出しその曲面が前方にまで達する本体部
３と、左側面部は例えば図示しないゴルフボールを打撃
する凹弧状の打撃面４と、図示しない地面と接する底部
５とから形成されている。
【０００９】次ぎに、上記実施例の金属ヘッドの製造方
法を説明する。
法を説明する。
【００１０】厚さ略５mm、生型強度が３５０ｐｓｉ、焼
成体強度（乾態強度）が４６０ｐｓｉおよび通気率が
６．５×10−３cm３/sec・cm２・aqにシェルモールド法
によって焼結して作成されたセラミックス鋳型を1300〜
1320℃に加熱保持しておく。別途組成が、炭素（Ｃ）
０．５〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重
量％、アルミニウム（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデ
ン（Ｍｏ）０．５〜１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）とな
るように管理されて合金原料を配合する。
成体強度（乾態強度）が４６０ｐｓｉおよび通気率が
６．５×10−３cm３/sec・cm２・aqにシェルモールド法
によって焼結して作成されたセラミックス鋳型を1300〜
1320℃に加熱保持しておく。別途組成が、炭素（Ｃ）
０．５〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重
量％、アルミニウム（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデ
ン（Ｍｏ）０．５〜１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）とな
るように管理されて合金原料を配合する。
【００１１】この合金原料を加熱溶解する際、溶融原料
の酸化によるスカムの生成、および、セラミックス鋳型
に鋳込み徐冷している途中で偏析や亀裂などの欠陥を防
止し前記溶融原料の湯が良好に前記鋳型内に流れ込める
ように、1200℃に達した時点で急加熱により略20〜25分
間で1400〜1420℃に加熱溶解して、1400〜1420℃に達し
た時点で直ちに前記セラミックス鋳型に鋳込む。
の酸化によるスカムの生成、および、セラミックス鋳型
に鋳込み徐冷している途中で偏析や亀裂などの欠陥を防
止し前記溶融原料の湯が良好に前記鋳型内に流れ込める
ように、1200℃に達した時点で急加熱により略20〜25分
間で1400〜1420℃に加熱溶解して、1400〜1420℃に達し
た時点で直ちに前記セラミックス鋳型に鋳込む。
【００１２】冷却凝固した本体部３と底部５を合わせて
接する底部の周辺部を溶接する際、ステンレス鋼やマン
ガン鋼などからなる溶接棒による溶接では、溶接を施し
た部分近傍に亀裂やひび割れおよびピンホールを生ずる
ため、溶接電流が４０〜６０アンペアとなるように制御
してＴＩＧ溶接によって溶接する。
接する底部の周辺部を溶接する際、ステンレス鋼やマン
ガン鋼などからなる溶接棒による溶接では、溶接を施し
た部分近傍に亀裂やひび割れおよびピンホールを生ずる
ため、溶接電流が４０〜６０アンペアとなるように制御
してＴＩＧ溶接によって溶接する。
【００１３】溶接後の金属ヘッド１を熱処理する際、図
５および図６に示すように、真空炉熱処理の窒素冷却方
式および例えばトンネル型炉などのような連続炉熱処理
の窒素冷却方式によって熱処理された金属ヘッド１は、
表面の酸化被膜厚は薄く、ロックウェル硬さが真空炉で
はＨＲＣ３２〜３６、連続炉ではＨＲＣ２８〜３２と硬
いが靭性であるねばり強度および機械的強度が弱くなっ
てしまうので、図４に示すように、９００℃以上に保持
された高温連続炉に入れて1030〜1050℃で１〜２時間急
加熱処理し、水冷による水焼入れあるいは油冷方式によ
って急冷して、ロックウェル硬さをＨＲＣ８〜１２とな
るように溶体化処理を行う。
５および図６に示すように、真空炉熱処理の窒素冷却方
式および例えばトンネル型炉などのような連続炉熱処理
の窒素冷却方式によって熱処理された金属ヘッド１は、
表面の酸化被膜厚は薄く、ロックウェル硬さが真空炉で
はＨＲＣ３２〜３６、連続炉ではＨＲＣ２８〜３２と硬
いが靭性であるねばり強度および機械的強度が弱くなっ
てしまうので、図４に示すように、９００℃以上に保持
された高温連続炉に入れて1030〜1050℃で１〜２時間急
加熱処理し、水冷による水焼入れあるいは油冷方式によ
って急冷して、ロックウェル硬さをＨＲＣ８〜１２とな
るように溶体化処理を行う。
【００１４】そして、面取りおよび穴あけ作業後、４５
０〜５５０℃で１〜２時間加熱処理してロックウェル硬
さをＨＲＣ２８〜３６となるように時効処理する。
０〜５５０℃で１〜２時間加熱処理してロックウェル硬
さをＨＲＣ２８〜３６となるように時効処理する。
【００１５】この時効処理後の金属ヘッド１は、表面に
残留する酸化物をサンドブラストまたはショットブラス
トにて除去し、乾燥被膜の厚みが３〜５μｍとなるよう
に塗料を塗布して焼き付ける。
残留する酸化物をサンドブラストまたはショットブラス
トにて除去し、乾燥被膜の厚みが３〜５μｍとなるよう
に塗料を塗布して焼き付ける。
【００１６】なお、前記鉄−マンガン−アルミニウム合
金は、炭素（Ｃ）１．５〜２．０重量％、マンガン（Ｍ
ｎ）３２〜３６重量％、アルミニウム（Ａｌ）６〜８重
量％、モリブデン（Ｍｏ）１．０〜１．５重量％、残部
鉄（Ｆｅ）の組成が好ましい。
金は、炭素（Ｃ）１．５〜２．０重量％、マンガン（Ｍ
ｎ）３２〜３６重量％、アルミニウム（Ａｌ）６〜８重
量％、モリブデン（Ｍｏ）１．０〜１．５重量％、残部
鉄（Ｆｅ）の組成が好ましい。
【００１７】次に、前記セラミックス鋳型について説明
する。
する。
【００１８】前記セラミックス鋳型は、前記溶融した合
金原料の湯にスカムを生成させず偏析も防止させるため
に鋳型も高温に保持しなければならず、高温まで耐火性
を有する必要がある。また、熱膨張率が大きく、熱伝導
率が低い鉄−マンガン−アルミニウム合金の徐冷中に生
ずる冷却収縮応力によって金属ヘッド１に亀裂やひび割
れなどを生じる前に、このセラミックス鋳型が破砕され
る性質を有する必要がある。そこで、このセラミックス
鋳型は、第一層が０．０４４mm以下のジルコン粉末３０
〜７０重量％、例えば珪砂などのシリカ粉末略２５重量
％、珪酸ゾル略２５重量％からなり、第二層が０．０７
４mm以下のマルグレイン粉末４５〜５５重量％、例えば
０．０７４mm以下の鱗状黒鉛などの黒鉛略４重量％、前
記シリカ粉末略２５重量％、珪酸ゾル略２５重量％、適
量の０．２５〜０．５mmのシャモットからなり、第三層
が０．０７４mm以下のマルグレイン粉末４５〜８０重量
％、前記黒鉛略４重量％、前記シリカ粉末略２５重量
％、珪酸ゾル略２５重量％、適量の０．２５〜０．５mm
のシャモットからなり、第四層が前記０．０７４mm以下
のマルグレイン粉末４５〜８０重量％、前記黒鉛略６重
量％、前記シリカ粉末略２５重量％、珪酸ゾル略２５重
量％、適量の０．５〜１．０mmのシャモットからなり、
第五層が前記０．０７４mm以下のマルグレイン粉末４５
〜８０重量％、前記黒鉛略６重量％、前記シリカ粉末略
２５重量％、珪酸ゾル略２５重量％からなり、第一層が
溶融合金と接する鋳込面側となるように５層の耐火性ス
ラリから構成されることが特に好ましい。
金原料の湯にスカムを生成させず偏析も防止させるため
に鋳型も高温に保持しなければならず、高温まで耐火性
を有する必要がある。また、熱膨張率が大きく、熱伝導
率が低い鉄−マンガン−アルミニウム合金の徐冷中に生
ずる冷却収縮応力によって金属ヘッド１に亀裂やひび割
れなどを生じる前に、このセラミックス鋳型が破砕され
る性質を有する必要がある。そこで、このセラミックス
鋳型は、第一層が０．０４４mm以下のジルコン粉末３０
〜７０重量％、例えば珪砂などのシリカ粉末略２５重量
％、珪酸ゾル略２５重量％からなり、第二層が０．０７
４mm以下のマルグレイン粉末４５〜５５重量％、例えば
０．０７４mm以下の鱗状黒鉛などの黒鉛略４重量％、前
記シリカ粉末略２５重量％、珪酸ゾル略２５重量％、適
量の０．２５〜０．５mmのシャモットからなり、第三層
が０．０７４mm以下のマルグレイン粉末４５〜８０重量
％、前記黒鉛略４重量％、前記シリカ粉末略２５重量
％、珪酸ゾル略２５重量％、適量の０．２５〜０．５mm
のシャモットからなり、第四層が前記０．０７４mm以下
のマルグレイン粉末４５〜８０重量％、前記黒鉛略６重
量％、前記シリカ粉末略２５重量％、珪酸ゾル略２５重
量％、適量の０．５〜１．０mmのシャモットからなり、
第五層が前記０．０７４mm以下のマルグレイン粉末４５
〜８０重量％、前記黒鉛略６重量％、前記シリカ粉末略
２５重量％、珪酸ゾル略２５重量％からなり、第一層が
溶融合金と接する鋳込面側となるように５層の耐火性ス
ラリから構成されることが特に好ましい。
【００１９】次いで、上記実施例の作用を説明する。
【００２０】組成が、炭素（Ｃ）０．５〜２．０重量
％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、アルミニウム
（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜
１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）となるように管理されて
配合された合金原料を迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せ
しめ、予め1300〜1320℃に余熱されたセラミックス鋳型
に鋳込むことによって、高温下における金属の酸化によ
るスカムの生成が防止でき、前記溶融した合金の湯がこ
の鋳型に良好に流れ、偏析を防止できる。そして、前記
セラミックス鋳型を厚さ略５mm、生型強度が３５０ｐｓ
ｉ、焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が６．５×
10−３cm３/sec・cm２・aqにすることで、本体部３およ
び底部５の凝固中に亀裂を生じたり、割れたりすること
を防止できる。そして、鋳込みによって得られた本体部
３および底部５を溶接電流が４０〜６０アンペアでＴＩ
Ｇ溶接によって溶接することによって、溶接近傍に亀裂
やひび割れおよびピンホールを防止できる。そして、溶
接された金属ヘッド１を、図４に示すように、９００℃
の温度雰囲気中に入れ1030〜1050℃で１〜２時間加熱処
理後、水焼入れまたは油冷方式によって急令して硬さを
ＨＲＣ８〜１２となるように溶体化処理することによっ
て、加工性のよい硬さの低くく、鋳物表面の酸化層の生
成を抑え、平均圧縮強さが２１００kg／mm２以上のねば
り強度および機械的強度がつよい金属ヘッド１が得ら
れ、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効処理することに
よって硬さも硬い高強度の金属ヘッド１を得ることがで
きる。
％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、アルミニウム
（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜
１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）となるように管理されて
配合された合金原料を迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せ
しめ、予め1300〜1320℃に余熱されたセラミックス鋳型
に鋳込むことによって、高温下における金属の酸化によ
るスカムの生成が防止でき、前記溶融した合金の湯がこ
の鋳型に良好に流れ、偏析を防止できる。そして、前記
セラミックス鋳型を厚さ略５mm、生型強度が３５０ｐｓ
ｉ、焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が６．５×
10−３cm３/sec・cm２・aqにすることで、本体部３およ
び底部５の凝固中に亀裂を生じたり、割れたりすること
を防止できる。そして、鋳込みによって得られた本体部
３および底部５を溶接電流が４０〜６０アンペアでＴＩ
Ｇ溶接によって溶接することによって、溶接近傍に亀裂
やひび割れおよびピンホールを防止できる。そして、溶
接された金属ヘッド１を、図４に示すように、９００℃
の温度雰囲気中に入れ1030〜1050℃で１〜２時間加熱処
理後、水焼入れまたは油冷方式によって急令して硬さを
ＨＲＣ８〜１２となるように溶体化処理することによっ
て、加工性のよい硬さの低くく、鋳物表面の酸化層の生
成を抑え、平均圧縮強さが２１００kg／mm２以上のねば
り強度および機械的強度がつよい金属ヘッド１が得ら
れ、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効処理することに
よって硬さも硬い高強度の金属ヘッド１を得ることがで
きる。
【００２１】表１に従来のニッケル−クロム（Ｎｉ−Ｃ
ｒ）系ステンレス鋼による金属ヘッドと本発明の鉄−マ
ンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法による金属ヘ
ッド１との特性表を示す。
ｒ）系ステンレス鋼による金属ヘッドと本発明の鉄−マ
ンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法による金属ヘ
ッド１との特性表を示す。
【００２２】
【表１】 表１から本発明の鉄−マンガン−アルミニウム合金の精
密鋳造方法による金属ヘッド１と、従来のニッケル−ク
ロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼による金属ヘッドを
比較すると、本発明によって、鉄−マンガン−アルミニ
ウム合金の特質である硬さが硬く、ねばり強度および機
械的強度が強いことが明確であるとともに、軽くて振動
吸収性に優れた衝撃音の小さい金属ヘッド１を製造でき
る。
密鋳造方法による金属ヘッド１と、従来のニッケル−ク
ロム（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼による金属ヘッドを
比較すると、本発明によって、鉄−マンガン−アルミニ
ウム合金の特質である硬さが硬く、ねばり強度および機
械的強度が強いことが明確であるとともに、軽くて振動
吸収性に優れた衝撃音の小さい金属ヘッド１を製造でき
る。
【００２３】そして、焼き付け塗装後の製品である金属
ヘッド１は、５％食塩水のソルトスプレー試験によって
２４時間以上の耐食性も認められた。
ヘッド１は、５％食塩水のソルトスプレー試験によって
２４時間以上の耐食性も認められた。
【００２４】
【発明の効果】本発明の鉄−マンガン−アルミニウム合
金の精密鋳造方法によれば、組成が、炭素（Ｃ）０．５
〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、
アルミニウム（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍ
ｏ）０．５〜１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）となるよう
に管理されて配合された合金原料を迅速に1400〜1420℃
に加熱溶解せしめ、予め1300〜1320℃に余熱されたセラ
ミックス鋳型に鋳込むことによって、前記溶融した合金
の湯がこの鋳型に良好に流れ、偏析を防止できる。そし
て、前記セラミックス鋳型を厚さ略５mm、生型強度が３
５０ｐｓｉ、焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が
６．５×10−３cm３/sec・cm２・aqにすることで、鋳物
の凝固中に亀裂を生じたり、割れたりすることを防止で
きる。そして得られた各種鋳物部品を溶接電流が４０〜
６０アンペアでＴＩＧ溶接によって溶接することによっ
て、溶接近傍に亀裂やひび割れおよびピンホールを防止
できる。そして、溶接された鋳物を1030〜1050℃で１〜
２時間溶体化処理することによって鋳物表面の酸化層の
生成を抑え、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効処理す
ることによって高強度の鋳物を得ることができる。これ
らのことから、高靭性で機械的強度が強く耐食性に優
れ、耐摩耗性を有する鉄−マンガン−アルミニウム合金
が、これらの特性を損なうことなく、ニッケル−クロム
（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼で製造された鋳物より衝
撃強度が強く、比重も軽く、原料価格が安価な鉄−マン
ガン−アルミニウム合金の複雑形状で鋳物の断面厚さが
不均一である薄肉鋳物を精密鋳造できる。
金の精密鋳造方法によれば、組成が、炭素（Ｃ）０．５
〜２．０重量％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、
アルミニウム（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍ
ｏ）０．５〜１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）となるよう
に管理されて配合された合金原料を迅速に1400〜1420℃
に加熱溶解せしめ、予め1300〜1320℃に余熱されたセラ
ミックス鋳型に鋳込むことによって、前記溶融した合金
の湯がこの鋳型に良好に流れ、偏析を防止できる。そし
て、前記セラミックス鋳型を厚さ略５mm、生型強度が３
５０ｐｓｉ、焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が
６．５×10−３cm３/sec・cm２・aqにすることで、鋳物
の凝固中に亀裂を生じたり、割れたりすることを防止で
きる。そして得られた各種鋳物部品を溶接電流が４０〜
６０アンペアでＴＩＧ溶接によって溶接することによっ
て、溶接近傍に亀裂やひび割れおよびピンホールを防止
できる。そして、溶接された鋳物を1030〜1050℃で１〜
２時間溶体化処理することによって鋳物表面の酸化層の
生成を抑え、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効処理す
ることによって高強度の鋳物を得ることができる。これ
らのことから、高靭性で機械的強度が強く耐食性に優
れ、耐摩耗性を有する鉄−マンガン−アルミニウム合金
が、これらの特性を損なうことなく、ニッケル−クロム
（Ｎｉ−Ｃｒ）系ステンレス鋼で製造された鋳物より衝
撃強度が強く、比重も軽く、原料価格が安価な鉄−マン
ガン−アルミニウム合金の複雑形状で鋳物の断面厚さが
不均一である薄肉鋳物を精密鋳造できる。
【図１】本発明の鉄−マンガン−アルミニウム合金の精
密鋳造方法の一実施例のゴルフクラブの金属ヘッドの正
面図である。
密鋳造方法の一実施例のゴルフクラブの金属ヘッドの正
面図である。
【図２】同上の側面図である。
【図３】同上の背面図である。
【図４】同上の溶体化処理の条件を示すグラフである。
【図５】従来の溶体化処理の一実施例の条件を示すグラ
フである。
フである。
【図６】同上の他実施例の条件を示すグラフである。
１ 溶接した鋳物である金属ヘッド ３ 複数の鋳物部品である本体部
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２１Ｄ 9/00 Ｚ 9352−4Ｋ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０２ Ａ 38/12
Claims (1)
- 【請求項１】 組成が、炭素（Ｃ）０．５〜２．０重量
％、マンガン（Ｍｎ）２５〜３６重量％、アルミニウム
（Ａｌ）５〜１０重量％、モリブデン（Ｍｏ）０．５〜
１．５重量％、残部鉄（Ｆｅ）である鉄−マンガン−ア
ルミニウム合金の精密鋳物の製造工程において、 迅速に1400〜1420℃に加熱溶解せしめた上記合金を予め
1300〜1320℃に余熱されたセラミックス鋳型に鋳込み、 このセラミックス鋳型で得られた複数の鋳物部品をＴＩ
Ｇ溶接によって溶接電流が４０〜６０アンペアで溶接
し、 溶接した鋳物を1030〜1050℃で１〜２時間溶体化処理
後、４５０〜５５０℃で１〜２時間時効処理してなり、 前記セラミックス鋳型は、厚さ略５mm、生型強度が３５
０ｐｓｉ、焼成体強度が４６０ｐｓｉおよび通気率が
６．５×10−３cm３/sec・cm２・aqであることを特徴と
する鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3347543A JPH0699775B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法 |
| CN92105854A CN1027382C (zh) | 1991-12-27 | 1992-07-23 | 铁-锰-铝合金精细铸件的制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3347543A JPH0699775B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05212526A JPH05212526A (ja) | 1993-08-24 |
| JPH0699775B2 true JPH0699775B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=18390941
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3347543A Expired - Lifetime JPH0699775B2 (ja) | 1991-12-27 | 1991-12-27 | 鉄−マンガン−アルミニウム合金の精密鋳造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0699775B2 (ja) |
| CN (1) | CN1027382C (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6617050B2 (en) * | 2001-10-19 | 2003-09-09 | O-Ta Precision Casting Co., Ltd. | Low density and high ductility alloy steel for a golf club head |
| US9433835B2 (en) | 2013-04-01 | 2016-09-06 | Acushnet Company | Golf club head with improved striking face |
| TWI715852B (zh) * | 2018-07-11 | 2021-01-11 | 永鼎應用金屬股份有限公司 | 沃斯田體合金鋼 |
| KR102227710B1 (ko) * | 2018-11-26 | 2021-03-16 | 한국재료연구원 | 고인성을 갖는 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법 |
-
1991
- 1991-12-27 JP JP3347543A patent/JPH0699775B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1992
- 1992-07-23 CN CN92105854A patent/CN1027382C/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1069525A (zh) | 1993-03-03 |
| JPH05212526A (ja) | 1993-08-24 |
| CN1027382C (zh) | 1995-01-11 |
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