低密度铁基的高尔夫球杆头材料 【技术领域】
本发明是关于一种低密度铁基的高尔夫球杆头材料，特指一种密度介于6.1～6.6g/cm3范围之间，且具有高防锈特性，适合用于制作高尔夫球杆的铸造或锻造杆头，以达到良好的设计变化空间、高防锈性及优良锻造表面等要求的实用性材料。
背景技术
合金是指「在一种金属里面，加入一种或一种以上的其他种金属或非金属元素，所形成具有金属特性的物质」。
在学术上，金属是指纯金属元素，所谓「纯」金属乃一种相对的说法而已，其中多少会存在微量元素或化合物，称其为杂质，反之，若是为了某些特殊目的而加入或保留的元素则称为「合金元素」，所以一般所称的纯金属是指非故意加入合金元素的精炼元素。
当纯金属添加其他种金属或非金属合金元素而配制成合金后，其本身的性质也会发生变化，例如熔点降低、强度升高、延展性降低、电阻增大、导热度降低、热处理性能增进、耐蚀性变化及磁性变化等，也因为纯金属配制成合金后，其机械、物理及化学性质均获得改善，因此可随着机械、器具的设计需要，选用适当的合金元素并控制其含量，以配制成合用的合金材料。
例如：工业上经常利用的高强度低合金钢(HSLA)及合金工具钢即是，其中，高强度低合金钢是以添加2％以内的少量合金元素，如钛、钒、铌元素，而获得高强度为其特色，且广为运用于公路及铁路桥梁、铁路货客车厢、大客车车体、农业机械或挖土工具等。
此外，合金工具钢则是通过添加铬、钨、钼、钒、镍等合金元素，使该些合金元素在钢内形成碳化物，使其具有硬化深度较深、耐磨耗及耐高温软化的特性，一般可作为切削工具或热加工模具，或是耐受冲击、耐磨的场合。
一套完整的高尔夫球具有包含木杆杆头(wood Head)、铁杆杆头(IronHead)、劈起杆杆头(Pitching Wedge)、沙坑杆杆头(Sand Wedge)、推杆杆头(putter)、杆身(分为金属杆与碳纤维杆)、胶套(为吸收球头与球杆接触面地摩擦力与美观)以及橡胶材质的握把。
一般而言，木杆头的后部一般呈圆形，杆身长度较长，主要使用在开球或长距离打击，且依杆头斜度及杆身长度不同，区分为1号(driver)、2号(brassie)、3号(spoon)、4号(braffy)及5号(cleek)，近来亦有7号及9号木杆推出，一般可依个人技巧、体能及喜好选择；1号木杆的杆身长度介于43.5～46.5英寸之间，杆头斜度介于7.0～11.5度之间，2号以后的木杆，其杆身长度以0.5英寸递减，杆头斜度以3度递增，杆身长度越长，越能将球打得远，杆头斜度越大，越能将球打得高。
以往木杆杆头是由木头制成，主要材料为柿木，但近年来因考虑其抗腐蚀性、韧性及高强度重量比，渐渐改以金属材料来制成杆头。
目前常见的材质如纯钛、6-4钛合金、SP700钛合金、15-3-3-2钛合金、2041钛合金、2205双相不锈钢、17-4PH不锈钢、AISI431、AISI455、AISI456、航空用铝锂合金以及铍铜合金等，其中又以纯钛、6-4钛合金、SP700钛合金、15-3-3-2钛合金、2041钛合金是大众所熟悉的高价位材料。目前该些金属材料不仅已广泛流行，甚至已凌驾于木制木杆头之上。
至于，高尔夫球铁杆主要是泛指铁杆、劈起杆以及沙坑杆而言，铁杆主要用以将球打击至目标点，其特征为球飞行距离比木杆稍短，但可将球打得较高，且方向容易掌握，1号铁杆的杆身长度约39.5英寸，杆头斜度14度，2号杆以后的杆身长度以0.5英寸递减，杆头斜度以4度递增，使用者可依目标距离来选择适合的球杆击球。
常用来制作铁杆头的金属材料，主要为不锈钢系列，如AISI304、17-4PH不锈钢、AISI431、2205双相不锈钢、AISI455、AISI456、铍铜合金或锻造软铁等。亦有使用6-4钛合金、SP700钛合金、15-3-3-2钛合金或2041钛合金锻造或滚轧成薄板并制成打击面板后，再镶入17-4PH不锈钢、AISI431、2205双相不锈钢、AISI455或AISI456等素材制成的本体上。
此外，近年来为使铁杆兼具有传统木杆及铁杆优点，并兼具有长距离与准确性打击功能，亦有将铁杆头制成空心的设计出现。
另，铁杆尚包含有在果岭周围作近距离切球用的劈起杆以及用于沙坑击球的沙坑杆，此两者皆属于挖起杆，这类球杆因其杆头较重，斜度较大，所以容易将球击高，且短距离的控球性极佳。
推杆的打击面板与地面垂直，其目的为使球顺畅滚动而不会将球击高，推杆最重视「触击感觉」，因此通常使用软质材料，如软铁、铜合金或铝合金等，有时亦采用钛合金或AISI304等。
此外，依推杆的头形不同，又可分为D、Pin、T和L等四种型式，D型推杆因其杆头底部较厚，较有安全感，但却难以抓住唯妙的触击感觉；Pin型推杆因其杆头背面有凹沟(凹背式)，并衔接于鹅颈上，且击球点中心处较宽，所以稍微偏离中心点击球，球路也不会过于弯曲；T型推杆因其杆身附于杆头中央，容易以中心点击球；而L型推杆则与其它球杆一样，杆身连接于杆头根部，因此击球时可与挥杆相同感觉，其缺点是击球时易偏离中心点。
目前，高尔夫球铁杆头的制造方式主要有精密脱蜡铸造法与锻造加工法两种，参阅表一所示，
表一是精密脱蜡铸造法与锻造加工法所制造的高尔夫球杆头的特征比较表特征精密脱蜡铸造法锻造加工法控球性低佳甜蜜区小大打击距离中较远重心可变性小大惯性力矩小可大柔软性小中准确性小大稳定性小大
表二是常用以制造高尔夫球杆头的材料及其机械性质比较表。方式材料编号 降伏强 度Mpa 抗拉强 度Mpa 延伸 率％ 密度 103kg/m3 硬度 备注铸造17-4PH 611.8 964.9 23 7.8 HRc30 1030℃1时+720℃5时431SS 661.0 752.5 22 7.7 HRc20 720℃3时255SS 682.1 773.6 14 7.8 HRc25 1060℃1小时304SS 210.9 527.4 40 8.0 RB88 1030℃1小时纯钛 436.0 492.3 18 4.5 退火处理Ti-6AL-4V 879.0 949.4 12 4.5 固溶处理+时效处理锻造304SS 225.0 506.3 64 7.9 锻造+退火处理S25C 309.4 562.6 31 7.9 RB82Ti-6AL-4V 1075.9 1146.3 14 4.5 HRc36455SS 1635.1 1716.6 13.28 7.8 HRc45465SS 1760.6 1866.3 10.72 7.8 HRc51
另外也有少部份利用表面镀层(如镀镍、钴、钻石)或镶板加工法，整体而言，精密脱蜡铸造法的成本最便宜，但锻造加工法具有较多方面的优点，而工业上现行使用于制作铁杆头的精密脱蜡铸造法与锻造加工法的材料机械性质是如表二所示。
高尔夫球铁杆头的设计趋势，主要是为成功的击球，并有良好的击球点。其主要设计方向如下：
1.球头大型化：包括木杆头体积在280～310cc间，甚至可达到400cc，或有大尺寸(Oversize)的铁头，其特点为增大球杆的击球甜蜜区，以提高成功的击球机率及增加击球距离。
2.低重心：为达到稳定的挥击与击球点，并增加扭转惯性和提高击球距离，降低重心乃为最新趋势。
3.低空气阻力及凹背式强化打击面设计：为达到稳定的挥击与击球点并降低扭转能量损失，最近的发展趋势为计算机设计，改变球杆头形状，以减低风阻系数，并改变不同的重心与甜蜜区，甚至不论是铁杆头或木杆头的打击面，均利用高压挤入方式制作打击面。
另外，就目前工业大量生产的球头特性做如下说明：
1.耐蚀性需求：一般以17-4PH析出硬化型不锈钢的盐雾试验锈蚀状况为标准，其测试条件约为35℃、5％NaCl、48小时。
2.木杆头的材料性能要求：一般以抗拉强度1100～1500Mpa为要求范围，以及延伸率以10％为基本需求，当然强度与延伸率组合越高越好，以增加球头体积或甜蜜区设计空间。
3.铁杆头的材料性能要求：一般以抗拉强度700～1000Mpa为要求范围，以及延伸率以10％为基本需求，当然强度与延伸率组合越高越好，以增加球头体积或增加击球时间与操控性等设计空间。
此外，高尔夫球杆规格是以杆头重量为固定的因素下，整体而言，材料密度或材料强度比为材料选用时的另一重要考虑因素，过去传统的金属杆头是以铁基为素材，如不锈钢或工具钢等高强度的耐蚀材料为主，其密度介于7.8～8.1g/cm3之间，或者以铝基为素材，如析出硬化型铝合金，其密度介于2.7～2.8g/cm3之间，此二种素材的强度比(强度/密度)皆小于1.8×104m，部分素材的机械性质与强度比如表三所示。
表三是常用以制造高尔夫球杆头的材料及其机械性质与强度比值比较表。特性Ti(JIS2) Ti-6Al-4V 304 17-4PH 2041-T4比重(×103kg/m3)4.51 4.42 8.03 7.90 2.80抗拉强度Mpa563.4 1056.3 507.0 1077.5 427.0降伏强度Mpa521.1 985.9 225.4 985.8 290.0比强度1.249 2.390 0.631 1.364 1.525
近来由于钛合金的开发与大量生产，其密度介于4.5～4.8g/cm3之间，故钛合金的强度比可达2.3×104m以上，使得高尔夫球头的设计产生极大的变化，其主要缺陷在于：
由于钛合金价格仍旧偏高，不适合广泛的3应用，换言之，若能开发出低密度、高延伸率或高韧性，且具有一定强度的新素材，且价格合理，则低密度将使球头的设计空间变大，适当的强度将使击球距离稳定并减少打击面板厚度，以增加设计空间，高延伸率或韧性则可使控球性能增加，如此可使高尔夫球铁杆头的打击效果发挥至最理想。
近一、二十年来，铁-铝-锰合金钢系列经过国内外专家学者广泛的研究，显示不同的合金设计能使铁-铝-锰合金钢分别具有高强度、高韧性、耐低温、耐高温及耐磨耗等特性，下列论文或专利对这些性质均有详细的描述：
1.C.H.Kao等人所发表，1988年，Journal of Materials Science，第23册，744页，标题“Effect of Manganese on the Oxidation of Fe-Mn-Al-Calloys”。
2.Charles，J.等人所发表，1981年，Met.Prog.，71页，标题“PhaseDecomposition of Rapidly Solidified Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloys”。
3.J.B.Duh，等人所发表，1990年，Corrosion，第46册，983页，标题“Effect of Potential on the Corrosion Fatigue Crack Growth Rate ofFe-Al-Mn Alloy in 3.5％NaCl Solution”。
4.J.C.Benz，等人所发表，1985年，Journal of Metals，36页，标题“An Assessment of Fe-Mn-Al Alloys as Substitutes for StainlessSteels”。
5.J.C.Garcia，等人所发表，1982年，Metal Progress，47页，标题“Development of Oxidation Resistant Fe-Mn-Al Alloys”。
6.Kazunori Sato，等人所发表，1988年，Scripta Metallurgica，第22册，第六卷899页，标题“Age Hardening of an Fe-30Mn-9Al-0.9C Alloyby Spinodal Decompos9ition”。
7.K.H.Han，等人所发表，1998年，Scripta Metallurgica，第22册，1873页，标题“A Further Contribution to the Phase Constitutionin(Fe0.65Mn0.35)0.83Al0.17-xC Pseudo-Binary System”。
8.K.H.Han发表，1999年，Materials Science and Engineering，1页，标题”The microstructures and mechanical properties of anaustenitic Nb-bearing Fe-Mn-Al-C alloy processed by controlledrolling”。
9.T.F.Liu所发表，1990年，美国专利第4968357号，标题“Hot-RolledAlloy Steel Plate”。
10.S.C.Tjong等人所发表，1986年，Materials Sciene andengineering，203页，标题1986，”The microstructure and stresscorrosion creaking behaviour of precipitation-hardened Fe-8.7Al-29Mn-1.04C alloy in 20 NaCl solution”。
11.X.J.Liu，等人所发表，1996年，Metallurgical TransactionsA，第27册，2429页，标题，1996，“Experimental Study of the PhaseEquilibria in the Fe-Al-Mn System.”。
12.Schmatz，D.J.所发表，1960年，Trans.ASM，第52册，898页，标题“Structure and Properties of Austentic Alloys ContainingAluminum and Silicon”。
13.Krivonogov，G.S.等人所发表，1975年，Phys.Met. & Metallog，第4册，29页，标题“Phase Trasformation Kinetics in Steel9G28Yu9MVB”。
14.Banerji，S.K.所发表，1978年，4月，Met.Prog，，59页，标题“An Austenitic Stainless Steel Without Nickel or Chromium，”。
15.Charles，J.等人所发表，1981年，Met.Prog.，71页，标题PhaseDecomposition of Rapidly Solidified Fe-Mn-Al-C Austenitic Alloys”。
16.Grcia，J.等人所发表，1982年，Met.Prog.，47页，标题Development of Oxidation Resistant Fe-Mn-Al Alloys”。
17.Wang，R.等人所发表，1983年，Met.Prog.，72页，标题“NewStainless Steel Without Nickel or Chromiun for alloysApplications”。
整体而言，过去学者专家在铁铝锰合金的研究范畴可归纳为下列方向：
1.耐蚀性：国内外专家学者已先后针对铁-铝-锰合金的均匀腐蚀、应力腐蚀、气泡腐蚀、高温腐蚀、孔蚀以及氢扩散进行研究。
Charles等人研究结果显示：铁-铝-锰合金中的铝元素含量在6.5％w.t.以上时，表面会形成一层连续保护层(Al2O3)，使铁-铝-锰合金在常温下，抗蚀性优于普通碳钢及低合金钢，在中性环境下，接近AISI 4xx不锈钢。1987年，S.C.Chang等人以完全沃斯田铁型、肥粒铁型以及双相型铁-锰-铝合金在pH值5～8之间的人工海水中，探讨铁-铝-锰合金的线蚀速率，由研究结果可知：铝(Al)、铬(Cr)、硅(Si)、钼(Mo)等元素的添加有助于铁-铝-锰合金在海水中抵抗均匀腐蚀的性质。此外，双相铁-铝-锰合金容易在肥粒铁相产生孔蚀，若添加钼(Mo)元素，能减低合金均匀腐蚀和孔蚀的倾向。
1988年，J.B.Duh等人研究铁-铝-锰合金在NaCl溶液中的腐蚀疲劳现象发现：铁-铝-锰合金的差排叠差能(stacking fault energy)较AISI 316不锈钢低，故具有较佳的抗疲劳性。
2.耐高温性：1988年，S.C.Chang等人研究铁-铝-锰合金的高温抗氧化特性发现：铁-铝-锰合金中添加1％硅(Si)及3％铬(Cr)可以增进合金的高温抗氧化性，其主要缺陷在于：碳(C)含量的增加，则不利于抗高温氧化。
1989年，W.S.Yang等人研究铁-铝-锰合金在高温空气及氮气环境发现：高锰含量的铁-铝-锰合金容易使氮气渗入，且容易形成AlN结构。
3.铸造性及流动性：铁-铝-锰合金钢在室温下，为面心立方结构(FCC)，其延展性较一般材质为体心立方结构(BCC)的商用铸钢及铸铁优异。依过去前人的研究结果显示：铁-铝-锰合金具有良好铸造性及流动性，其主要缺陷在于：铸造状态的铁-铝-锰系统合金的机械性质又具有极大差异，例如：高、中铝合金极脆、中铝低锰合金已具有韧性、低铝合金韧性良好。然而在浇铸成铸件后，经过适当的热处理，会产生析出硬化效果，而得到优异的强度与延伸率。
1999年，本发明人指导硕士学生屏东科技大学刘兴桦的论文指出，在研究含有10％铝、5～40％锰、1.0％碳的铁基合金薄片铸件中发现：
(1)显微结构为典型α+γ双相钢，经电子显微镜观察：γ相为γ+κ+κ′的混合区；α相为DO3+κ″混合区，其中κ相为非序化L12结构的(Fe,Mn)3AlCx碳化物，κ′为序化(order)L′12结构的(Fe，Mn)3AlCx碳化物，且随着锰含量增加，双相组织中α相的区域逐渐变小。
(2)合金中锰含量由5～4 0w.t.％变化，其硬度值范围在HRC31～44间，抗拉强度在65～91kg/mm2范围内，延伸率介于16～30％间，且当锰含量达15w.t.％时，铁-铝-锰合金具有最大硬度值HRC43.3，以及最大抗拉强度值90.5kg/mm2。
4.高强度、高韧性合金的研究：高强度、高韧性的铁-铝-锰合金钢，意义乃是兼具有沃斯田铁基不锈钢的延展性和合金钢淬火、回火后的强度，铁-铝-锰合金钢要得到高强度及高韧性的机械性质可由：
(1)控制铝、锰、碳元素的含量，经过多年的研究，Kayak找到理想的成份范围：铁中含有8.0～10.0w.t.％铝、25.0～30.0w.t.％锰及1.0w.t.％碳。
(2)热处理(固溶处理)：可经由950～1200℃的固溶热处理，得到面心立方(FCC)结构的完全沃斯田铁相。
(3)450～750℃不同时间的时效处理，可在沃斯田铁基地中得到微细的(Fe，Mn)3AlCx相碳化物整合析出，由于(Fe，Mn)3AlCx相在基地内均匀地整合析出，故可以得到高强度及高韧性的铁-铝-锰合金钢。
此外，交通大学材料研究所刘增丰教授利用新的合金设计理念成功的开发出“Hot-Rolled Alloy Steel Plate”专利，此专利中显示：合适的合金设计，可使铁-铝-锰合金钢在热轧的状态下，不须再经过任何后续热处理，则其机械性质便可以达到或优于目前需经过沃斯田铁化、淬火和回火的商业用或军事用的Q.T.合金钢板。依据他们的研究成果发现，铁-铝-锰-碳合金经固溶化、淬火及时效处理后，依合金成份不同，其机械性质：抗拉强度介于80～200ksi之间，降伏强度介于70～160ksi之间，而延伸率则介于50～25％之间。
此外，将铝、锰、碳等元素含量做适当的调配，并添加少量的钛、铌、钒元素(Ti+Nb+V 0.5wt％)，经过巧妙的合金设计和连续控制热滚轧后，则铁-铝-锰热轧合金钢板在热轧状态下(不须再经过任何后续热处理)，即能拥有介于120～200ksi之间的抗拉强度和介于80～160ksi之间的降伏强度，同时其延伸率与冲击值仍能保持在60～30％以及180～40ft-1b之间，其机械性质可达甚至优于目前需经过沃斯田铁化、淬火和回火的商业用或军事用的Q.T.合金钢板。如美国专利第4968357号所揭示。
过去学者所研究的铁-铝-锰合金的典型成份与机械性质，如表四所示(参阅第18页)。
表四是过去专家学者所研究铁-铝-锰合金的典型组成成份及其机械性质比较表。
此外，本发明人曾经对含有9.2％铝、30％锰及1.0％碳的铁基合金以及含有7.8％铝、30％锰及0.8％碳的铁基合金进行研究分析，结果显示：含有10％铝、30％锰及1.0％碳的铁基合金经过1小时1050℃热处理后，硬度值为HRb94.7～88.4，抗拉强度值为922～805Mpa，降伏强度值为640～560Mpa，延伸率为48～57％，密度为6.68～6.84g/cm3，经盐雾试验以5％盐水喷射48小时后，显示其抗蚀性不佳，且在1080℃热锻加工后的材料表面粗糙度为Ra＝3.2～6.1μm。
另外，本发明人亦曾发展具有包含25～31％锰、6.3～7.8％铝、0.65～0.85％碳及5.5～9.0％铬的铁基合金，经适当的锻造加工及热处理技术控制，可增加该合金通过球头盐雾试验，并使合金延伸率达到60～80％之间。
整体而言，铁-铝-锰合金具有优良的机械性质与低密度特性，非常适合应用于高尔夫球杆头领域，因此，国内这几年开始着手开发铁-铝-锰合金钢以应用于高尔夫球杆头，如台湾专利第58525号，其主要缺陷在于：
其密度约介于6.65～6.95g/cm3之间，仍有耐蚀性不足现象。
有鉴于此，本发明人利用合金设计与制程处理的理念，设计出本发明低密度铁基的高尔夫球杆头材料，以提供一种具有低密度特性介于6.0～6.6g/cm3之间，且具有极佳抗蚀性的素材，有别于过去专家学者所研究设计的范畴，更符合用以制作高尔夫球杆头不同形状或低重心配重等设计要求的材料。
【发明内容】
本发明的主要目的是提供一种低密度铁基的高尔夫球杆头材料，其材料中含有28.0～31.5w.t.％锰、7.8～10.0w.t.％铝、0.90～1.10w.t.％碳以及0.35～2.5w.t.％钛，其中亦可添加0.8～1.5w.t.％硅或5.0～7.0w.t.％铬，其余比例均以铁为基材组合而成，由于其所添加的铬、硅均具有极佳的抗大气蚀腐性，且又可以在铸件冷却过程或塑性加工后，经950～1270℃温度加热1～24小时热处理，即获得沃斯田铁基地与不同比例的(Ti，Fe)Cx析出相，使其材料密度达到6.1～6.6g/cm3范围，达到提供一种低密度且高防锈性的高尔夫球杆头材料的目的。
本发明的目的是这样实现的：一种低密度铁基的高尔夫球杆头材料，其特征是：它以重量百分计包括28.0～31.5％的锰、7.8～10.0％的铝、0.90～1.10％的碳、0.35～2.5％的钛及其余比例以铁为基材所组合而成，材料密度为6.1～6.6g/cm3；该材料在900～1100℃温度热锻加工，使锻材提升表面性质，其表面粗糙度介于2.4～3.0μm之间。
该材料还包括添加5.0～7.0％铬，以增加材料的耐盐雾试验性能。
该材料还包括添加0.8～1.5％硅，以增加铸造时的流动性。
下面结合较佳实施例和附图详细说明
【附图说明】
图1是不同锻造温度对本发明实施例的表面粗糙度影响的示意图。
图2是本发明的实施例的材料经1100℃热处理2小时后的金相图(a)。
图3是本发明的实施例的材料经1100℃热处理2小时后的扫描电子显微镜图(b)。
图4是本发明实施例编号2的合金(Ti，Fe)Cx析出相的含量图(a)。
图5是本发明实施例编号3的合金(Ti，Fe)Cx析出相的含量图(b)。
图6是本发明实施例编号4合金(Ti，Fe)Cx析出相的含量图(c)。
图7是本发明的实施例的合金(Ti，Fe)Cx析出相的X-光能量散布仪分布成分分析图。
图8是本发明的实施例的合金(Ti，Fe)Cx析出相在〔001〕(a)方向的择区绕射图。
图9是本发明的实施例的合金(Ti，Fe)Cx析出相在〔-1，1，2〕(b)方向的择区绕射图。
图10是本发明的实施例的合金(Ti，Fe)Cx析出相在〔011〕(c)方向的择区绕射图。
图11是本发明的实施例的材料的电子显微镜照片，明视野照片(a)示意图。
图12是本发明的实施例的材料的电子显微镜照片〔100〕择区绕射图形(b)。
图13是本发明材料用以制造高尔夫球杆铸造杆头与锻造打击面板的示意图。
【具体实施方式】
本发明是关于一种低密度铁基的高尔夫球杆头材料，其主要的元素组成成份为铁、锰、铝、碳、钛，其中亦可添加硅、铬元素；
其中，锰的成份为28.0～31.5w.t.％，铝的成份为7.8～10.0w.t.％，碳的成份为0.90～1.10w.t.％，钛的成份为0.35～2.5w.t.％，铬的成份为5.0～7.0w.t.％，硅的成份为0.8～1.5w.t.％，其余的比例均以铁为基材所组合而成材料，如表五所示(参阅第19页)，表五是本发明的实施例与比较例成分附表。
其中编号1～10为本发明的成分范畴，编号11～20为比较实施例。
其性质如表六所示(参阅第20页)，表六是本发明的实施例与比较例的性质附表。
其中编号1～10为本发明的成分范畴，编号11～20为比较实施例。其中编号2合金，为在1100℃的温度进行热处理2小时发现，其密度6.596g/cm3，抗拉强度可达986Mpa，降伏强度763.4Mpa，延伸率38.5％，密度为6.518g/cm3，且在盐雾试验以5％盐水喷射48小时及炮击试验3000发时可达合格标准。
编号6合金，在1100℃的温度进行热处理2小时发现，其抗拉强度可达1247.4Mpa，降伏强度895.6Mpa，延伸率为10.1％，符合球头制作标准，密度为6.273g/cm3，且在盐雾试验以5％盐水喷射48小时及炮击试验3000发时可达合格标准。
比较实施例编号11合金，为美国专利第4968357号所开发的合金，其抗拉强度为1321.4Mpa，降伏强度1242.8Mpa，延伸率36.9％，密度为6.871g/cm3。
比较实施例编号12合金，为美国专利第4968357号所开发的合金，其抗拉强度为878.5Mpa，降伏强度635.7Mpa，延伸率27.8％，密度为6.695g/cm3。
上述材料，经炮击试验3000发，均可达合格标准，其盐雾试验以5％盐水喷射48小时，则未达理想标准，此外，其密度超过本发明预期设计目标。
比较实施例编号19合金，在1100℃的温度进行热处理2小时发现，其抗拉强度为834.5Mpa，降伏强度632.9Mpa，延伸率37.5％，密度为6.738g/cm3，经炮击试验3000发及盐雾试验以5％盐水喷射48小时可达合格标准，且其密度超过本发明预期目标。
比较实施例编号20合金，在1100℃的温度进行热处理2小时发现，其抗拉强度为821.5Mpa，降伏强度618.9Mpa，延伸率43.5％，密度为6.649g/cm3，经炮击试验3000发及盐雾试验以5％盐水喷射48小时可达合格标准，且其密度超过本发明预期目标。
另外，如图1所示，编号2合金，如曲线1所示，材料经900～1200℃锻造温度施以高尔夫球铁杆头试制，发现其表面粗糙度会随着锻造温度的上升而由2.4μm变化至5.8μm，因此，若要满足高品质的锻造表面在Ra小于3μm以下，则本发明合金范围材料的热锻温度应在1100℃以下。
以下再分别针对各种添加元素的设计比例、限制范围及其对于材料性质的影响一一说明如下：
锰：锰通常是与铁共存，由于锰容易与硫结合，可消除硫对于材料造成热脆性的有害影响，而且锰能去除材料中的氧化物，在高碳钢中，锰会与碳结合成Mn3C，且与Fe3C兼容合成(Fe，Mn)3C，可增强材料的强度及硬化能。
整体而言，当锰含量低于23.5w.t.％时，制造过程或成品中易产生部分肥粒铁相，不利于加工性或延伸性，若锰含量大于32w.t.％时，则将促使β-Mn相在晶界析出，造成脆性，因此，本发明的材料其锰含量设计范围，应严格限制在28.0～31.5w.t.％之间。
铝：铝是一种极佳的脱氧剂，其不仅可仰制结晶粒成长，形成分散氧化物或氮化物，增加合金的抗蚀性，并可有效提升材料的延展性、加工性及韧性。
整体而言，当铝含量大于7.3w.t.％时，则合金可具有良好的抗蚀性，若铝含量大10.5w.t.％时，则将促使B2或DO3相析出，造成脆性，因此，本发明的材料其铝含量设计范围，应严格限制在7.8～10.0w.t.％之间。
碳：碳元素除了为碳化物析出作用外，其亦是沃斯田铁稳定相的元素，随着碳含量增加，肥粒铁减少而沃斯田铁愈稳定。
整体而言，当碳含量大于0.5w.t.％时，材料即可稳定形成沃斯田铁相，但是，在本发明中，由于调整钛元素的添加，因此合金碳含量必须超过0.9w.t.％，如比较实施例编号17合金，碳含量0.81w.t.％，在1100℃的温度进行热处理2小时发现，虽其密度为6.517g/cm3，低于设计目标，其盐雾试验并不理想。
此外，碳含量大于1.3w.t.％时，将增加晶界碳化物析出量，对延展性有不利影响。因此，本发明的材料其碳含量设计范围，应严格限制在0.90～1.10w.t.％之间。
铬：在材料中添加铬时，不仅可增加材料的腐蚀及氧化抵抗性，又可提升材料的硬化能及高温强度，尤其是对于高碳钢的耐磨耗性更有极显著的效果。
整体而言，当铬含量低于5.5w.t.％时，将使该材料所作的杆头不符合盐雾试验标准，如编号20合金，铬含量3.82w.t.％时，其盐雾试验并不理想，而当铬含量大于8.0w.t.％时，则合金形成沃斯田铁及肥粒铁所组成的双相组织，降低合金抗蚀性，使合金所作的杆头不符合盐雾试验标准。如编号19合金，铬含量8.77w.t.％，其盐雾试验亦不理想。因此，本发明的材料其铬含量设计添加范围，应严格限制在5.0～7.0w.t.％之间。
硅：硅在材料内具有防止气孔形成、增进收缩作用以及增加钢液流动性特点，但是当硅含量大于1.5w.t.％时，将使合金脆化。如编号15合金，硅含量2.01w.t.％，其延伸率并不理想。因此，本发明的材料若能添加0.8～1.5w.t.％的硅，将有助于铸件原料的制程。
钛：钛可以降低材料的密度并增加材料的抗蚀性，整体而言，钛含量在0.35w.t.％以下时，其降低材料密度与增加材料抗蚀性效果不明显，而当含量在2.5w.t.％以上，又会降低材料的延伸率，使延伸率低于杆头制造的期望值10％以下。此外添加0.35～2.5w.t.％钛，将有助于材料形成沃斯田铁基地与不同比例的(Ti，Fe)Cx析出相的显微结构，如图2-图6所示，其中(Ti，Fe)Cx析出相将有助于材料晶粒细化，此析出相是经X-光能量散布仪分布仪(EDS)分析为钛、铁、碳元素所构成的碳化物，如图7所示，且经穿透式电子显微镜观察为面心立方结构(FCC)，如图8-图10所示。
因此，由于低密度的Ti元素固溶于基地中或(Ti，Fe)Cx的析出，将可以有效降低材料密度至6.6～6.1g/cm3，若以该材料制作杆头，在同样重量规格限制的下可得到较大的杆头体积，使杆头具有较大的形状设计变化空间。因此，本发明的材料其钛元素设计添加范围，应严格限制在0.35～2.5w.t.％之间。
整体而言，以本发明的材料制作高尔夫球头时，若是以锻造成型，则可以900～1100℃温度热锻造，可得到Ra＝3μm以下的最佳表面精度，若在1100～1200℃温度热加工，除了会增加氧化层外，将使工件的表面粗度Ra大于3μm，不利于高尔夫球头品质。
通过上述设计，使本发明低密度铁基的高尔夫球杆头材料具有以下优点：
1.机械强度：由于铝、锰、碳含量适当控制，且材料中添加钛，使材料晶粒细化，如图2-图3所示，其抗拉强度值介于921.5～1247.4Mpa之间，降伏强度值介于756～895.6Mpa之间，若以该材料制作杆头，将可发挥高尔夫球头的最佳要求，此外，若经过适当的时效处理，又可提高材料强度，如编号3、4合金，是因为(Fe，Mn)3AlCx碳化物整合析出于基地中所致，如图11-图12所示。
2.低密度：由于铝、锰、碳含量适当控制，且添加0.35～2.5w.t.％钛元素，使材料为具有沃斯田铁相基地、基地固溶部份低密度Ti元素以及不同比例的低密度(Ti，Fe)Cx析出相的组成，故可有效降低材料密度至6.6～6.1g/cm3，若以该材料制作杆头，在同样重量规格限制下可得较大的杆头体积，使杆头具有较大的形状设计变化空间。
3.耐蚀性：因为其材料中添加有5～7w.t.％铬以及0.35～2.5w.t.％钛，该些元素对于抗大气蚀腐性均有极佳的效果，同时将可减少高尔夫球头的制造成本。
综上所述，在适当的成分控制及锻造温度条件下，本发明所设计的低密度铁基的高尔夫球杆头材料，具有低密度、高强度、耐盐雾试验以及锻造表面品质佳等特性，本发明材料用以制成高尔夫球杆头的实例，如图13所示，实为制作高尔夫球杆头的最佳材料，具有新颖性、创造性和实用性。
表四是过去专家学者所研究铁-铝-锰合金的典型组成成份及其机械性质比较表 钢种编号 Fe Al Mn C 其他 机械性质 备注 U.T.S.(Mpa) Y.S.(Mpa) El(％) FeAlMn-1 bal. 5 30 0.3 0.1Nb 682.1 370.0 43 J.K.Han etc.，Material scienee & Engineering，91，1987， pp73～79 FeAlMn-2 bal. 8 30 1.0 921.4 512.1 54 R.Wang etc.，Metal Progress， March 1983，pp72～76 FeAlMn-3 Bal. 10 20 1.0 1020.0 777.1 44 FeAlMn-4 bal. 5 20 1.0 842.8 419.3 59 FeAlMn-5 bal. 8.5 30.1 0.88 874.2 455.7 58 H.J.Lai etc.，J.of Material science，24，1989， pp2449～2453 FeAlMn-6 bal. 8 30 1.0 921.4 514.2 54 D.J.Schmatz，Transactions of The ASM，52，1960，pp899 FeAlMn-7 bal. 6.72 31.28 0.55 870.0 433.5 62 S.J.Chang etc.，Wear science & Engineering，91，1987， pp73～79 FeAlMn-8 bal. 8.38 29.78 1.14 890.7 716.4 30 FeAlMn-9 bal. 7.38 27.1 0.86 0.16Ti+0. 10Nb 1321.4 1242.8 36.9 T.F Liu，U.S.Patent 4968357 FeAlMn-10 bal. 9.03 28.3 0.85 878.5 635.7 27.8
表五是本发明的实施例与比较例成分附表 编号 成分 Fe Mn Al C Ti Cr Si 其他 1 Bal. 29.50 7.85 0.97 0.38 0.90 2 Bal. 28.42 7.93 0.93 0.75 3 Bal. 30.15 7.95 1.04 0.96 1.29 4 Bal. 29.51 7.82 1.06 1.51 6.04 5 Bal. 30.25 7.95 0.96 2.05 6.15 1.01 6 Bal. 29.20 7.89 0.92 2.50 7 Bal. 29.45 8.96 1.09 0.51 1.11 8 Bal. 28.52 9.02 1.05 1.72 6.98 9 Bal. 29.53 8.87 0.98 2.09 5.52 1.23 10 Bal. 29.13 9.98 0.94 2.01 6.06 11 Bal. 27.10 7.38 0.86 0.16 0.10Nb 12 Bal. 28.30 9.03 0.85 13 Bal. 28.46 4.11 0.74 14 Bal. 28.65 8.02 0.98 15 Bal. 29.98 9.28 1.01 2.01 16 Bal. 29.05 9.34 0.82 17 Bal. 28.97 8.23 0.81 0.52 18 Bal. 30.19 9.53 1.32 19 Bal. 29.39 8.25 1.09 8.77 20 Bal. 29.45 9.77 1.08 3.82*编号11、12、13、14、15、16、17、18、19、20为比较例
表六是本发明的实施例与比较例的性质附表 编号 机械性质备注 抗拉強度(Mpa) 降伏強度(Mpa) 延伸率(％) 密度(g/cm3) 盐雾试验 (48小時) 表面粗糙度μm) 炮击试验 (3000发) 1 921.5 756.0 42.5 6.596 不合格 2.6 合格1.950℃锻造加工2.1100℃热处理2小时3编号3，4后续进行550℃时效1小时 2 986.0 763.4 38.5 6.518 合格 2.6 合格 3 1137.4 855.6 28.1 6.453 合格 2.9 合格 4 1197.4 935.6 21.1 6.437 合格 2.8 合格 5 1147.4 855.6 14.1 6.206 合格 2.6 合格 6 1247.4 895.6 10.1 6.273 合格 2.8 合格 7 951.1 789.1 36.8 6.513 不合格 2.7 合格 8 1116.4 846.8 15.3 6.314 合格 2.7 合格 9 1174.3 865.1 12.8 6.189 合格 2.6 合格 10 1192.2 876.2 11.3 6.126 合格 2.5 合格 11 1321.4 1242.8 36.9 6.771 不合格 2.4 合格 12 878.5 635.7 27.8 6.695 不合格 2.6 合格 13 621.6 459.0 47.0 7.217 不合格 2.5 合格 14 789.0 592.1 53.2 6.769 不合格 2.3 合格 15 810.6 618.1 9.80 6.647 不合格 2.5 合格 16 801.7 619.4 51.0 6.694 不合格 2.7 合格 17 793.0 593.1 51.2 6.517 不合格 2.5 合格 18 918.4 661.9 38.5 6.614 不合格 2.2 合格 19 834.5 632.9 37.5 6.738 合格 2.7 合格 20 821.5 618.9 43.5 6.649 不合格 2.8 合格*编号11、12、13、14、15、16、17、18、19、20为比较例