(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｏを０．０７〜０．２０％、Ｆｅを０．０４〜０．１０％、Ｎを０．００１％以上０．０２％未満、Ｃを０．０１５％未満（０％を含む）含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、
且つ、ＯとＦｅの含有量（質量％）から求めた［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］が０．０８０以上であって、
１／４ｔ（ｔは板厚）部の圧延面における、圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率が、１０％以下であることを特徴とする高強度で成形性に優れたチタン板。
但し、上式で［％Ｏ］はＯの含有量（質量％）、［％Ｆｅ］はＦｅの含有量（質量％）である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度で成形性に優れたチタン板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタンは優れた耐食性並びに比強度を有することから、熱交換器、化学プラント部材、或いは海岸部の構造材等に広く採用されており、特に海水に対しては全く腐食しないことから海水熱交換器に採用されることが多い。中でも、プレート式熱交換器（ＰＨＥ）には板状に加工したチタン板が採用されており、伝熱効率（熱交換効率）向上のために表面をヘリボーン形状にプレス成形したチタン板が用いられている。また、近年は伝熱効率を更に向上させるため、チタン板を薄肉化させる、ヘリボーン形状を複雑化させるといったニーズがあり、ＰＨＥ板として用いるチタン板には、強度と成形性バランスの向上がより必要になってきている。
【０００３】
即ち、従来はＰＨＥ板には、成形性に優れたＪＩＳ１種のチタン板を用いることで対応することができていたが、それに加えて、近年ＰＨＥ板には、より強度レベルの高いＪＩＳ２種のチタン板、更にはＪＩＳ３種のチタン板が用いられるようになってきており、これらＪＩＳ２種やＪＩＳ３種のチタン板においても、ＰＨＥ板として用いる場合には、成形性を向上させたチタン板が必要になってきている。
【０００４】
一方、プレート式熱交換器（ＰＨＥ）に用いるチタン板には、一枚のチタン板の中に、非等方的な張出成形を受ける領域と等方的な張出成形を受ける領域が混在する。それにも関わらず、ＰＨＥ板として用いるチタン板の成形性に関する評価は、従来からの等方的な張出成形のみを受けるその他一般のチタン板と同様に、エリクセン試験や深絞り試験といった等方的な成形試験のみが実施されているのが現状である。
【０００５】
確かに、このような等方的な成形試験の結果と実際のＰＨＥ板における成形性にはある程度の相関関係があるというものの、ＰＨＥ板においては、等方的な張出成形を評価するよりも非等方的な張出成形を評価する方がより重要である。従って、ＰＨＥ板に用いるチタン板の成形性を評価しようとした場合、等方的な成形試験を行う評価方法だけで成形性を評価する従来からの評価方法は不適切な方法であるといえる。即ち、従来からの評価方法は必ずしも適切な評価方法とはいえず、そのため、実際にＰＨＥ板として使用するのに適した高強度で成形性に優れたチタンの開発がなされていないのが現状であるといえる。
【０００６】
このように、近年、高強度で且つ成形性に優れたチタン板が開発されることが待望されているという背景もあり、高強度でプレス成形性に優れたチタン板に関しては、様々な提案がなされている。また、ＪＩＳ２種やＪＩＳ３種のチタン板に関する様々な提案もなされている。以下に、それらチタン板に関する提案のうち代表的な提案について説明する。
【０００７】
特許文献１には、最終冷間圧延を５０％以上の圧延率で圧延することで成形性に優れたチタン板を製造する技術が記載されている。また、その実施例には、ＪＩＳ２種に相当するＫＳ５０板（Ｏ：０．１０４％、Ｆｅ：０．０３７％、Ｓｉ：０．００６％、Ｈ：０．００１３）を用いて、７８％の圧延率で最終冷間圧延を実施することで、ｒ値が高く、コニカルカップ試験による成形性に優れるチタン板が得られることが記載されている。
【０００８】
尚、このコニカルカップ試験は、引張試験だけでは評価できない特性である材料の成形形態への適用性を判断する成形性試験の一つであり、主として薄板を対象として実施されており、ＪＩＳＺ２２４９に規格されているものの、従来からチタン板の成形性に関する評価に広く採用されているエリクセン試験や深絞り試験と同様に等方的な成形試験に過ぎない。
【０００９】
特許文献２には、熱間圧延、冷間圧延を通常の鉄鋼ミルラインのような一方向の圧延ではなく、交叉圧延をすることによって、（０００１）面が圧延板面に平行であるような結晶方位成分の多い集合組織を形成することが記載されている。この方法により、ｒ値が高く、コニカルカップ試験による成形性に優れるチタン板が得られることが記載されている。
【００１０】
特許文献３には、結晶粒度番号が８．０〜１１．０（平均結晶粒径：８〜２０μｍ）で、Ｆｅを０．０３５〜０．０５０ｗｔ％、Ｏを０．０８０〜０．０２０ｗｔ％含有するＪＩＳ２種以上の、バッチ焼鈍による粒度制御に適した純チタンが記載されている。即ち、この特許文献３には、純チタンの成分組成については記載されてはいる。しかしながら、成形性については全く検討されていない。
【００１１】
特許文献４には、質量％で、Ｆｅ：０．０８％以下、Ｎｉ：０．０５％以下、Ｃｒ；０．０５％以下を含有するチタンの熱間圧延材を、６５０〜８５０℃で１分以上焼鈍した後、硝フッ酸水溶液による酸洗処理で表面層を除去し、次いで、５０〜９１％の圧下率で冷間圧延を施し、アルゴンガス雰囲気中で６００〜７００℃で仕上げ焼鈍する成形性に優れたチタン板の製造方法が記載されている。しかしながら、チタン板の成形性に関する評価は深絞り試験で行われており、等方的な張出成形が評価されているのにすぎず、非等方的な張出成形は評価されていない。また、熱間圧延後には焼鈍が行われている。
【００１２】
特許文献５には、キーインズ因子が０．６０値以上である、質量％で、Ｈ：０．０１３％以下、Ｏ：０．２％以下、Ｎ：０．０５％以下、Ｆｅ：０．２５％以下を含有する成形性に優れたチタン板が記載されている。しかしながら、チタン板の成形性に関する評価は、エリクセン試験で行われており、また、エリクセン値とキーインズ因子の相関関係が述べられているだけで、等方的な張出成形が評価されているのにすぎず、非等方的な張出成形は評価されていない。
【００１３】
特許文献６には、質量％で、Ｆｅ：１．０％以下、Ｏ：０．１〜０．５％を含有し、α相の平均アスペクト比が５以下、圧延方向の全伸びが２０％以上の高強度で成形性に優れたチタン合金板が記載されている。しかしながら、成形性に関する評価は深絞り試験で行われており、非等方的な張出成形は評価されていない。また、熱間圧延後には焼鈍が行われている。
【００１４】
特許文献７には、質量％で、Ｆｅ：０．１０％超〜０．６０％未満、Ｏ：０．００５〜０．２０％未満、Ｃ：０．０１５％未満、Ｎ：０．０１５％未満、Ｈ；０．０１５％未満であり、しかもＦｅがＯより多く含まれており、α相の円相当平均粒径が１０μｍ以下のα＋β型チタン板が記載されている。しかしながら、チタン板の成形性に関する評価は、エリクセン試験で行われており、等方的な張出成形が評価されているのにすぎず、非等方的な張出成形は評価されていない。また、熱間圧延後には焼鈍が行われている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特公昭４９−２６４０９号公報
【特許文献２】特開昭５０−８７９１３号公報
【特許文献３】特開平１０−３１７１１８号公報
【特許文献４】特許第４３４８８２７号公報
【特許文献５】特許第４０８８１８３号公報
【特許文献６】特開２００９−２１５６０１号公報
【特許文献７】特開２００９−２２８０９２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、高い機械的強度に加えて、等方的な張出成形性、非等方的な張出成形性のいずれにも優れる高強度で成形性に優れたチタン板を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｏを０．０７〜０．２０％、Ｆｅを０．０４〜０．１０％、Ｎを０．００１％以上０．０２％未満、Ｃを０．０１５％未満（０％を含む）含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であり、且つ、ＯとＦｅの含有量（質量％）から求めた［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］が０．０８０以上であって、１／４ｔ（ｔは板厚）部の圧延面における、圧延方向（Ｌ方向）引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率が、１０％以下であることを特徴とする高強度で成形性に優れたチタン板である。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の請求項１記載のチタン板によると、チタン本来の優れた耐久性はもとより、高い機械的強度に加えて、等方的な張出成形性、非等方的な張出成形性のいずれにも優れたチタン板とすることができ、プレート式熱交換器の構成材として有用に用いられるほか、燃料電池のセパレーター、携帯電話機、モバイルパソコン、カメラのボディ、眼鏡フレーム等、高強度で高度な成形性が要求される用途に広く適用することができる。
【００２０】
尚、本発明のチタン板を製造するに当たり、特に最終焼鈍前の冷間圧延の冷延率をそれほど高くしなくても極めて高い非等方的な張出成形性を得ることができ、冷間圧延機の能力が低い場合、製品板厚が厚く高い冷延率がとれない場合、熱間圧延で極めて薄い板厚としたい場合等にも、高い非等方的な張出成形性を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】プレート式熱交換器に用いるチタン板（ＰＨＥ板）を示す斜視図である。
【図２】実施例でプレス成形性の評価を行うために用いたプレス成形金型を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は（ａ）のＦ−Ｆ線断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者らは、高い機械的強度に加えて、等方的な張出成形性、非等方的な張出成形性のいずれにも優れたチタン板を得るために、鋭意、実験、研究を進めた。
【００２３】
図１に示すように、非等方的な張出成形を受ける領域と等方的な張出成形を受ける領域が混在するＰＨＥ板は、そのうちでも特に非等方的な張出成形性が重要であるといえるが、このＰＨＥ板は、コイル状の板がその圧延方向に伸ばされるようにして成形される。そのような成形方法でＰＨＥ板を成形した場合に、優れた張出成形性（非等方的な張出成形性）を得るためには、引張歪がより大きくなる圧延方向の均一伸びをできるだけ大きくすることが極めて重要であるということを、本発明者らは、実験、研究の結果まず見出した。
【００２４】
この圧延方向の均一伸びを高めるためには、圧延方向に引張成形する際に変形双晶が活発に生じることが必要になる。即ち、変形双晶が活発に生じると、材料中の変形した部分から変形双晶が順次導入され、その変形双晶が生じた部分が微細化強化され、変形が均一に起こる。その結果、局部的な変形が生じ難く、且つくびれが発生しづらくなるために、極めて高い張出成形性（非等方的な張出成形性）を得ることが可能となる。
【００２５】
また、この非等方的な張出成形性に加えて、等方的な張出成形性を兼備させるためには、圧延方向引張時に活動する双晶系のシュミット因子が低い部分をチタン板の中に生じさせないことが重要であることも、本発明者らは併せて見出した。
【００２６】
以上の検討結果から、発明者らは、圧延方向引張時に活動する双晶系のシュミット因子に着目し、添加元素の含有量を適切に規定することに加えて、各結晶粒（α相）の持つシュミット因子の平均値を高めると同時に、そのシュミット因子が小さい結晶粒（α相）を極力低減することによって、所望の目的を達成できることを見出し、本発明の完成に至った。
【００２７】
また、このように各結晶粒（α相）の持つシュミット因子の平均値を高めると同時に、シュミット因子が小さい結晶粒（α相）を極力低減するには、従来のチタン板の製造の際に行っていた熱間圧延後の中間焼鈍を行わずに、チタン板の表面酸化層を酸洗等で除去した後に、適正な冷延率で冷間圧延を行うことで可能になることも併せて見出した。
【００２８】
以下、本発明を実施形態に基づき詳細に説明する。
【００２９】
本発明の高強度で成形性に優れたチタン板においては、チタン板の成分組成と、１／４ｔ（ｔは板厚）部の圧延面における、圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率を規定するが、まず、チタン板の成分限定理由について説明する。以下、各元素の比率については単に％と記載するが、全て質量％を示す。
【００３０】
（成分組成）
Ｏ：０．０７〜０．２０％
Ｏはチタン板の強度を大きく向上させるために必須の元素であるが、その含有量が０．０７％未満では、本発明が狙いとする強度レベルを得られなくなる。一方、０．２０％を超えての添加は、強度を向上できる反面、延性の低下が著しくなり、たとえ、スラブ端面の切削や熱間圧延後の板端部のトリミングを行っても、エッジ割れ、更には冷間圧延時の破断を完全に回避することができなくなる。従って、Ｏの含有量を０．０７〜０．２０％とした。尚、Ｏの含有量の好ましい下限は０．０７５％であり、より好ましい下限は０．０８％である。また、Ｏの含有量の好ましい上限は０．１７％、より好ましい上限は０．１５％である。
【００３１】
Ｆｅ：０．０４〜０．１０％
Ｆｅもチタン板の強度向上に寄与する元素であり、本発明が狙いとする強度レベルを得るためには、０．０４％以上の添加が必要である。但し、０．１０％を超えての添加は、その添加に伴って生成するβ相が粗大になって、強度の向上より延性の低下が大きくなり、冷間圧延時の破断の危険性が生じてくる。従って、Ｆｅの含有量を０．０４〜０．１０％とした。尚、Ｆｅの含有量の好ましい下限は０．０４５％であり、好ましい上限は０．０８％である。
【００３２】
［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］≧０．０８０
ＯとＦｅの含有量は、夫々単独では上記した範囲でなければならないが、本発明が狙いとする必要強度を得るためには、更に、ＯとＦｅの含有量（質量％）から求めた［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］が０．０８０以上でなければならない。好ましくは０．０９０以上である。但し、上式で［％Ｏ］はＯの含有量（質量％）、［％Ｆｅ］はＦｅの含有量（質量％）である。
【００３３】
Ｎ：０．００１％以上０．０２％未満
Ｎはチタン板の強度向上に顕著に作用する元素であるが、一方で延性の低下にも著しく作用し、冷延性を大きく阻害する。但し、Ｎをあまり低減させるのはコストアップにつながるので、その含有量は０．００１％以上０．０２％未満の範囲とする。尚、Ｎの含有量の好ましい下限は０．００２％であり、好ましい上限は０．０１％である。
【００３４】
Ｃ：０．０１５％未満（０％を含む）
Ｃはチタン板の冷間加工性をさほど低下させることなく、強度を向上させることができる元素であるが、過度の添加は延性の低下をまねく。従って、Ｃの含有量は０．０１５％以上になってはならない。好ましい上限は０．０１０％である。
【００３５】
（圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率が１０％以下）
チタン板の１／４ｔ（ｔは板厚）部の圧延面における、圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が小さい結晶粒（α相）の面積率が低い方が、圧延方向引張時の双晶を促進させることができる。本発明では、チタン板の１／４ｔ（ｔは板厚）部の圧延面における、圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率が１０％以下であることを要件とした。好ましくはその面積率は８％以下とする。このようにして圧延方向引張時の双晶を促進させることで、主歪方向が圧延方向である非等方的な張出成形性が大幅に向上する。
【００３６】
（製造条件）
次に、本発明の高強度で成形性に優れたチタン板の製造方法について説明する。通常のチタン板は、分塊圧延→熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍といった各工程間に、随時ブラスト、酸洗処理を入れて製造されるが、本発明の高強度で成形性に優れたチタン板の製造条件を、本発明者らが鋭意検討したところ、前記した一連の製造工程から熱間圧延後の中間焼鈍を省略すると共に、冷間圧延を、チタン板の表面酸化層を酸洗等で除去した後に２０〜８５％の冷延率で行うことで、本発明で意図する高強度で成形性に優れたチタン板を確実に製造することができることを確認した。尚、本発明の場合には、分塊圧延の有無は特に関係が無く、矩形形状の鋳塊（スラブ）を直接熱間圧延しても、また上記のように分塊圧延を行っても、いずれでも構わない。
【００３７】
チタン板の製造で一般に実施される熱間圧延後の中間焼鈍を省略することにより、最終焼鈍時にシュミット因子が小さい結晶粒（α相）の成長を抑制することができる。しかしながら、良好な張出成形性（非等方的な張出成形性）を得るには、中間焼鈍を省略するだけでは不十分であるので、熱間圧延後にチタン板の表面酸化層を酸洗等で除去し、その後に、２０％以上の冷延率、好ましくは２５％以上の冷延率で冷間圧延を行う。
【００３８】
一方、冷延率が８５％を超えた場合、その効果は飽和すると共に、板端部にエッジ割れが発生して冷間圧延中に破断する危険性があることから、冷延率の上限を８５％とする。
【実施例】
【００３９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４０】
＜実施例１＞
本実施例では、まず、ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により表１に示す各成分組成のチタン鋳塊を鋳造した。鋳塊の大きさはφ１００ｍｍの円柱形で、１０ｋｇである。この鋳塊を用いて分塊圧延を行い、その後は放冷して厚み４５ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。更に、熱間圧延を実施して厚み約５ｍｍの熱延板を得た。
【００４１】
次いで、チタン板の表面酸化層を酸洗等で除去した後に、面削および酸洗によって板厚約１．２ｍｍｔとし、５０％の冷延率で冷間圧延を行い、その後、焼鈍処理（最終焼鈍）を行った後、スケール除去を行って厚み０．５ｍｍのチタン板を製造した。
【００４２】
尚、前記焼鈍処理は、大気焼鈍（ＡＰ）とバッチ式真空焼鈍（ＶＡ）の２種の方法で行い、焼鈍条件は、大気焼鈍（ＡＰ）の場合８００℃で３分保持、バッチ式真空焼鈍（ＶＡ）の場合６４０℃で３０分保持とした。
【００４３】
本実施例では、製造した各チタン板の金属組織等の観察・測定と、エッジ割れ、引張強度、伸び、成形性の評価を夫々下記の要領で行った。
【００４４】
本実施例では、電界放出型走査顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ）  Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって金属組織の観察・測定を実施した。この測定方法を用いたのは、ＥＢＳＰ法は他の測定方法と比較して高分解能であり、高精度な測定ができるためである。まず、測定原理について説明する。
【００４５】
ＥＢＳＰ法は、ＦＥＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。算出された結晶の方位は３次元オイラー角として、位置座標（ｘ、ｙ）などと共に記録される。このプロセスが全測定点に対して自動的に行われるので、測定終了時には数万〜数十万点のデータを得ることができる。
【００４６】
このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回析法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回析法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する各種情報を、数時間以内で得ることができる利点がある。また、結晶粒毎の測定ではなく、指定した領域を一定間隔で走査して測定するために、測定領域全体を網羅した上記多数の測定ポイントに関する、上記各情報を得ることができる利点もある。尚、これらＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２  Ｎｏ．２（Ｓｅｐ．２００２）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。
【００４７】
（圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率）
得られたチタン板の圧延面表面を機械研磨し、更に、バフ研磨に次いで電解研磨を行い、チタン板の表面から深さｔ／４（ｔは板厚）部の圧延面（チタン板の表面に平行な面であって、その板厚方向の深さｔ／４部の面）の結晶組織が観察できるように調整し、その圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子が０．３５未満の面積率を、前記した測定により得た。測定エリアは１ｍｍ×１ｍｍの平面内とし、測定ピッチは１μｍとした。
【００４８】
シュミット因子が０．３５未満の面積率は、測定した各測定点のシュミット因子が０．３５未満の測定点の数を全測定点の数で割ることにより算出した。
【００４９】
（エッジ割れ）
得られたチタン板の板幅端部を目視で観察し、板の中央方向へ向かう１ｍｍ以上の長さのエッジ割れが認められたものを×、エッジ割れが認められなかったものを○で合格と評価した。
【００５０】
（引張強度および伸び）
得られたチタン板からＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片を作製し、この試験片を用いて圧延方向の引張試験を実施することで、表１に示す各成分組成の試験片の圧延方向の引張強度（ＴＳ）、並びに、圧延方向の伸び（ＥＬ）を測定した。このときの試験条件は、ＪＩＳＨ４６００に準拠した。
【００５１】
以上の試験結果で得られた、圧延方向の引張強度（ＴＳ）が３５０ＭＰａ以上、圧延方向の伸び（ＥＬ）が２５％以上という条件を、夫々満たすチタン板を合格、満たさないチタン板を不合格と評価した。
【００５２】
＜ヘリンボーン成形スコア＞
プレス成形性（非等方的な張出成形性）を評価するために、図１に示すような、Ｖ字形の溝を設けたプレート式熱交換器の熱交換部分をプレス成形することを模擬したプレス成形金型を用いてチタン板のプレス成形を実施し、その評価を行った。プレス成形金型は、図２に示すように、成形部の大きさが１００ｍｍ×１００ｍｍで、その表面には、ピッチ１０ｍｍ、最大高さ４ｍｍの平面Ｖ字形の平行する稜線部が６本形成されている。その各稜線部のＲ形状は、図１（ａ）の上から下に向かって順に、Ｒ＝０．４、１．８、０．８、１．０、１．４、０．６の計６種類である。
【００５３】
この成形金型を用いて８０ｔｏｎ油圧プレス機によってプレス成形を実施した。具体的には、各試験体の表裏面に動粘度３４ｍｍ２／ｓ（４０℃）のプレス油を塗布し、各試験体を、その圧延方向が図１（ａ）の上下方向と一致するようにして下金型の上面に配置し、そのフランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／ｓ、押し込み深さ３．８ｍｍの条件でプレス成形を実施した。プレス成形性の評価は、プレス成形後に認められる割れの数で評価した。具体的な評価方法を以下に説明する。
【００５４】
プレス成形後の各試験体の図１（ａ）に示す稜線部と、測定位置Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｃ´、Ｄ、Ｅの一点鎖線との交点計３６箇所について、割れの有無を目視で観察した。尚、測定位置Ｃ´は、図１（ｂ）に示すように、隣接する稜線部の間に位置する谷部である。
【００５５】
この目視において、割れの起点となる測定位置Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅについては、割れもくびれも認められなければ２点、くびれが認められれば１点、割れが認められれば０点とし、他の測定位置Ｂ、Ｄについては、割れもくびれも認められなければ１点、くびれが認められれば０．５点、割れが認められれば０点とし、更にその各点数に加工Ｒの逆数を掛けて割れの状態を数値化し、その合計値を求めた。その合計値を、完全に割れ、くびれが認められない場合を１００として規格化した後、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）に依存する関数Ｆ（Ｔ，μ，ｔ）、並びに、プレス金型の稜線の角度（α）、ピッチ（ｐ）に依存する関数Ｇ（α，ｐ）を掛け合わせて、ヘリンボーン成形スコア（成形性スコア）として算出した。尚、Ｆ並びにＧは０〜１の値である。
【００５６】
以上のヘリンボーン成形スコアの算出方法は、下記式によって表すことができる。
ヘリンボーン成形スコア＝Ｆ×Ｇ×ΣＥ（ｉｊ）／Ｒ（ｊ）／（ΣＡ，Ｃ，Ｃ´，Ｅ  ２／Ｒ（ｊ）＋ΣＢ，Ｄ  １／Ｒ（ｊ））×１００
【００５７】
この式において、Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝１．０×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として、また、Ｂ、Ｄの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝０．５×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として算出した。また、本実施例では、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）、プレス金型の稜線の角度（α）、およびプレス金型の稜線のピッチ（ｐ）を一定としたため、Ｆ×Ｇを便宜的に１としてヘリンボーン成形スコアを算出した。
【００５８】
この算出したヘリンボーン成形スコアが、８３点以上のチタン板を成形性（非等方的な張出成形性）に優れていると評価した。
【００５９】
＜エリクセン値＞
プレス成形性（等方的な張出成形性）を評価するために、ＪＩＳＺ２２４７に準拠してエリクセン試験を実施した。具体的には、エリクセン試験機を用い、板厚０．５ｍｍｔに加工したチタン板を  板押さえと下金型の間に置き、チタン板に表から徐々にポンチを押し込んでいくことでプレス成形を実施し、チタン板の表から裏までの貫通した亀裂が生じるまでのポンチが進入した深さをミリメートル単位で表し、エリクセン値とした。この測定で得られたエリクセン値が、９．０以上のチタン板を成形性（等方的な張出成形性）に優れていると評価した。
【００６０】
以上の試験結果を表１に示す。
【００６１】
【表１】
0005427154.tif 000002
【００６２】
Ｎｏ．１は、Ｏの含有量が下限未満の０．０６５質量％で、且つ［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］≧０．０８０という要件を満たさないもの、Ｎｏ．６は、Ｆｅの含有量が下限未満の０．００３質量％で、且つ［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］≧０．０８０という要件を満たさないもの、Ｎｏ．９は、Ｏの含有量が上限を超える０．２０３質量％のもの、Ｎｏ．１１は、Ｆｅの含有量が上限を超える０．１０５質量％のもの、Ｎｏ．１２は、個々の添加元素の含有量は要件を満たすものの［％Ｏ］＋０．１２×［％Ｆｅ］≧０．０８０という本発明で規定するチタン合金板の要件を満たさないものである。これらは、全て比較例である。
【００６３】
これに対し、Ｎｏ．２〜５、７、８、１０は、全て本発明で規定するチタン合金板の要件を満たす発明例である。
【００６４】
Ｎｏ．２〜５、７、８、１０の発明例では、シュミット因子が０．３５未満である結晶粒（α相）の面積率は全て１０％以下であり、エッジ割れ、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、ヘリンボーン成形スコア、エリクセン値は全て合格判定条件を満たすことができた。従って、Ｎｏ．２〜５、７、８、１０の発明例は全て高強度で成形性に優れたチタン板であるということができる。
【００６５】
一方、Ｎｏ．１、６、９、１１、１２の比較例は、エッジ割れ、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、ヘリンボーン成形スコア、エリクセン値のうち、少なくとも一項目で合格判定条件を満たすことができなかった。
【００６６】
＜実施例２＞
本実施例では、まず、ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により表２に示す成分組成（前記実施例１のＮｏ．３およびＮｏ．５に該当し、成分組成は本発明の要件を満足する。）のチタン鋳塊を鋳造した。鋳塊の大きさはφ１００ｍｍの円柱形で、１０ｋｇである。この鋳塊を用いて分塊圧延を行い、その後は放冷して厚み４５ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。更に、熱間圧延を実施して厚み約５ｍｍの熱延板を得た。
【００６７】
実験Ｎｏ．１〜９、１２〜２０では中間焼鈍を省いてチタン板の表面酸化層を酸洗等で除去した後に、実験Ｎｏ．１０、１１、２１、２２では中間焼鈍を施した後に、面削および酸洗によって板厚を調整して、夫々表２に示す各冷延率で冷間圧延を行い、その後、焼鈍処理（最終焼鈍）を行った後、スケール除去を行って厚み０．５ｍｍのチタン板を製造した。尚、以下の説明では、表２に示す実験Ｎｏ．は単にＮｏ．として説明する。
【００６８】
また、前記焼鈍処理は、大気焼鈍（ＡＰ）とバッチ式真空焼鈍（ＶＡ）の２種の方法で行い、焼鈍条件は、大気焼鈍（ＡＰ）の場合８００℃で３分間保持、バッチ式真空焼鈍（ＶＡ）の場合６４０℃で３０分間保持とした
【００６９】
本実施例では、製造した各チタン板の金属組織等の観察・測定と、エッジ割れ、成形性の評価を前記実施例１と同一の要領で行った。試験結果を表２に示す。
【００７０】
Ｎｏ．１とＮｏ．１２は、冷延率が１０％と低すぎるもの、Ｎｏ．９とＮｏ．２０は、冷延率が９０％と高すぎるもの、Ｎｏ．１０とＮｏ．２１は、熱間圧延に続いて中間焼鈍を施したもの、Ｎｏ．１１とＮｏ．２２は、熱間圧延に続いて中間焼鈍を施すと共に、冷延率が９０％と高すぎるものである。これらは、全て本発明で規定するチタン板の製造要件を満足しない比較例である。
【００７１】
これに対し、Ｎｏ．２〜８、１３〜１９は、全て本発明で規定するチタン板の製造要件を満たす発明例である。
【００７２】
Ｎｏ．２〜８、１３〜１９の発明例では、エッジ割れ、ヘリンボーン成形スコア、エリクセン値は全て合格判定条件を満たすことができた。従って、Ｎｏ．２〜８、１３〜１９の本発明の製造要件を満たす製造方法で作製した発明例は、全て高強度で成形性に優れたチタン板であるということができる。
【００７３】
一方、Ｎｏ．９とＮｏ．２０の比較例では、エッジ割れが認められ、Ｎｏ．１、１０〜１２、２１、２２の比較例では、ヘリンボーン成形スコアとエリクセン値で合格判定条件を満たすことができなかった。
【００７４】
【表２】
0005427154.tif 000003
【図１】
0005427154.tif 000004
【図２】
0005427154.tif 000005