(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．４００質量％を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなり、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒組織を含むチタン板であって、
α相結晶粒の（０００１）正極点図において、（０００１）面の軸方位と、圧延面の法線であるＮＤ方向とがなす第１方位角（θ）が０〜５０°の第１範囲（Ｘ１）に含まれるα相結晶粒の総面積は、全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｐ）で０．４０以上であり、かつ、
前記第１範囲（Ｘ１）において、前記軸方位と前記ＮＤ方向とを含む面と、前記ＮＤ方向と圧延方向であるＲＤ方向とを含む面とがなす第２方位角（φ）が０〜４５°の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ａ）と、前記第２方位角φが４５°超え９０°以下の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｂ）とで（Ａ）／（Ｂ）で示される面積比（Ｑ）が０．２０〜５．００であり、
前記第１方位角（θ）が８０〜９０°の第２範囲（Ｘ２）に含まれるα相結晶粒の総面積は、全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｒ）で０．１５以上であり、かつ、
前記第２範囲（Ｘ２）において、前記第２方位角（φ）が０〜４５°の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｃ）と、前記第２方位角（φ）が４５°超え９０°以下の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｄ）とで（Ｃ）／（Ｄ）で示される面積比（Ｓ）が０．２０〜５．００であり、
前記α相結晶粒における円相当直径の平均値が５〜１００μｍであり、かつ、最大値が２００μｍ以下であることを特徴とするチタン板。
【請求項２】
前記チタン板は、Ｎ：０．０５０質量％以下、Ｃ：０．１００質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載のチタン板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、チタン板に関し、より詳細には、たとえばプレート式熱交換器に用いられるチタン板に関する。
【背景技術】
【０００２】
チタン板は、耐食性に優れているため、化学、電力、食品製造プラント等の熱交換器用部材や、カメラボディ、厨房機器等の民生品、さらには、オートバイ、自動車等の輸送機器部材、家電機器等の外装材といったものにまで広く使用されている。
その中でもプレート式の熱交換器は、熱交換効率を高めるため、チタン板をプレス成形することによって波目状に加工し表面積を増やす必要がある。したがって、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合は、チタン板に優れた成形性が要求される。
【０００３】
また、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合は、前記した成形性以外にも、プレート式熱交換器として必要とされる耐久性の向上や軽量化を実現するために、チタン板に一定以上の強度も要求される。
【０００４】
ここで、チタン板（工業用純チタン）は、ＪＩＳ  Ｈ４６００の規格で規定されており、Ｆｅ、Ｏなどの含有量や強度等によって、ＪＩＳ１種、２種、３種等の等級に分類される。この等級が大きくなる程、Ｆｅ、Ｏなどの含有量が多く、強度が高くなるため、高い強度が要求される用途にチタン板を使用する場合は、大きな等級のものが用いられている。一方、等級が小さいチタン板、例えば、ＪＩＳ１種のチタン板は、Ｆｅ、Ｏなどの含有量が少なく延性が高くなる（成形性が向上する）。そのため、優れた成形性が要求される用途にチタン板を使用する場合は、ＪＩＳ１種のものが用いられている。
【０００５】
しかし、Ｆｅ、Ｏなどの含有量を多くし、チタン板の強度を向上させた場合は、成形性が低下し、Ｆｅ、Ｏなどの含有量を少なくし、チタン板の成形性を向上させた場合は、強度が低下してしまう。
また、チタン板の強度を向上させる方法として、チタン板の結晶粒を微細化する方法も存在するが、結晶粒の微細化に伴いチタン板の成形性は低下してしまう。
【０００６】
前記したとおり、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合、チタン板には一定以上の強度（ＪＩＳ２種、３種の強度）、および優れた成形性が要求されているという実情がある。しかしながら、強度の低下を回避しつつ、成形性を向上させるのは、非常に困難であった。
【０００７】
そこで従来、チタン板について、強度および成形性の向上に着目した以下のような様々な技術が開示されている。
例えば、特許文献１には、六方晶系の結晶構造で、所定量のＨ、Ｏ、Ｎ、Ｆｅを含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、所定式で定義されるキーンズ（Ｋｅａｒｎｓ）因子ｆ値が０．６０以上である成形性に優れたチタン板の製造方法が開示されている。
【０００８】
特許文献２には、所定量のＦｅ、Ｏを含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、等軸のα＋β２相組織を有し、α相の（０００１）極点図のピークを示す方向と、圧延方向の法線方向との角度が４０°以上である曲げ性および張り出し性に優れたチタン板が開示されている。
【０００９】
特許文献３には、所定量のＦｅ等のβ安定化元素、Ｏを含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす方位角の平均値が６０°以下、方位角が７０°以上であるα相の、全α相に占める面積率が３０％以下である高強度かつ成形性に優れたチタン板が開示されている。
【００１０】
特許文献４には、所定量のＦｅ等のβ安定化元素、Ｏを含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、α相の（０００１）面の法線と圧延面の法線とがなす傾角の平均値が４５°以下、傾角が５０°以上であるα相の、全α相に占める面積率が１０％以下である高強度で深絞り性に優れたチタン板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特許第４０８８１８３号公報
【特許文献２】特開２００８−１２７６３３号公報
【特許文献３】特開２０１０−３１３１４号公報
【特許文献４】特開２０１０−１５０６０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
特許文献１〜４に開示された技術は、チタン板のα相の結晶粒組織を制御することによって、成形性の向上を図っている。しかしながら、特許文献１〜４のチタン板は、十分な成形性が得られているとは言えず、さらなる成形性の向上が要望されている。
【００１３】
本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、強度が高く、優れた成形性を発揮するチタン板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、チタン板の成分等について鋭意検討した結果、ＦｅおよびＯを所定の含有量とし、チタン板の主相であるα相の結晶粒組織の制御において、Ｃ軸の配向の仕方を精緻に制御することで、強度が高く、成形性に優れたチタン板が得られることを見出し、本発明に至った。
具体的には以下のとおりである。
【００１５】
すなわち、本発明に係るチタン板は、Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．４００質量％を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなり、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒組織を含むチタン板であって、
α相結晶粒の（０００１）正極点図において、（０００１）面の軸方位と、圧延面の法線であるＮＤ方向とがなす第１方位角（θ）が０〜５０°の第１範囲（Ｘ１）に含まれるα相結晶粒の総面積は、全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｐ）で０．４０以上であり、かつ、前記第１範囲（Ｘ１）において、前記軸方位と前記ＮＤ方向とを含む面と、前記ＮＤ方向と圧延方向であるＲＤ方向とを含む面とがなす第２方位角（φ）が０〜４５°の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ａ）と、前記第２方位角φが４５°超え９０°以下の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｂ）とで（Ａ）／（Ｂ）で示される面積比（Ｑ）が０．２０〜５．００であり、
前記第１方位角（θ）が８０〜９０°の第２範囲（Ｘ２）に含まれるα相結晶粒の総面積は、全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｒ）で０．１５以上であり、かつ、前記第２範囲（Ｘ２）において、前記第２方位角（φ）が０〜４５°の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｃ）と、前記第２方位角（φ）が４５°超え９０°以下の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｄ）とで（Ｃ）／（Ｄ）で示される面積比（Ｓ）が０．２０〜５．００であり、前記α相結晶粒における円相当直径の平均値が５〜１００μｍであり、かつ、最大値が２００μｍ以下であることを特徴とする。また、本発明のチタン板は、Ｎ：０．０５０質量％以下、Ｃ：０．１００質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下をさらに含有してもよい。
【００１６】
前記構成によれば、本発明のチタン板は、所定量のＦおよびＯを含有、または、Ｃ、Ｎ、Ａｌをさらに含有することによって、強度が高くなると共に、成形性が向上する。また、チタン板は、α相結晶粒の（０００１）正極点図において、結晶方位が所定範囲、すなわち、第１方位角（θ）で特定される範囲に含まれるα相結晶粒の総面積の全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｐ）または比率（Ｒ）が所定範囲であり、かつ、第２方位角（φ）で特定される２つの範囲に含まれるα相結晶粒の総面積の面積比（Ｑ）または面積比（Ｓ）が所定範囲であることによって、圧延方向と幅方向の耐力や伸び等の異方性が低減し、成形性がさらに向上する。
【発明の効果】
【００１７】
本発明に係るチタン板は、高強度であるにも係わらず、優れた成形性を発揮することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】チタン板のα相結晶粒の結晶方位を示し、圧延面に対して垂直方向から見たときの（０００１）面の法線方向(軸方位)の分布を示す正極点図において、（ａ）、（ｃ）はα相結晶粒の比率（Ｐ、Ｑ）を算出するために第１方位角（θ）で特定される範囲（Ｘ１、Ｘ２）を示す図、（ｂ）、（ｄ）はα相結晶粒の面積比（Ｑ＝Ａ／Ｂ、Ｓ＝Ｃ／Ｄ）を算出するために第２方位角（φ）で特定される範囲を示す図である。
【図２】図１を説明するための概念図である。
【図３】チタン板の製造方法を示す工程フロー図である。
【図４】実施例において、成形性の評価を行なうための成形金型の形状を示す模式図であり、（ａ）は平面図、（ｂ）は、（ａ）のＥ−Ｅ断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
≪チタン板≫
本発明に係るチタン板は、所定量のＦｅ、Ｏを含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなり、ＨＣＰ構造（六方最密充填構造）であるα相の結晶粒組織を含むチタン板であって、α相結晶粒の（０００１）正極点図において、α相結晶粒が所定の結晶方位および円相当直径を有するものである。また、チタン板は、所定量のＮ、Ｃ、Ａｌをさらに含有してもよい。以下、各構成について説明する。
【００２０】
（Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％）
Ｆｅは、チタン板の強度を向上させる重要な元素である。Ｆｅの含有量が０．０２０質量％未満では、チタン板の強度が不足すると共に、最終焼鈍により、α相結晶粒の円相当直径が顕著に粗大化し、成形性が低下する。また、高純度のスポンジチタンを使用することになり、コストが高くなり工業的には成り立たない。一方、Ｆｅ含有量が１．０００質量％を超えると、鋳塊の偏析が大きくなり生産性が悪くなってしまう。また、ＢＣＣ構造（体心立方格子構造）であるβ相が増大し、破壊の起点となって成形性が低下する。したがって、Ｆｅの含有量は０．０２０〜１．０００質量％とする。好ましくは０．２５０質量％以下、より好ましくは０．１２０質量％以下である。
【００２１】
（Ｏ：０．０２０〜０．４００質量％）
Ｏは、チタン板の強度を増大させる一方、成形性低下させる元素である。Ｏの含有量が０．０２０質量％未満であると、チタン板の強度が不足すると共に、高純度のスポンジチタンを使用することになり、コストが高くなり工業的には成り立たない。一方、Ｏの含有量が０．４００質量％を超えると、チタン板が脆くなりすぎ、冷間圧延時に割れが生じ易く、その結果、生産性を低下させてしまう。また、成形性が低下する。したがって、Ｏの含有量は０．０２０〜０．４００質量％とする。好ましくは０．１５０質量％以下、より好ましくは０．１００質量％以下である。
【００２２】
（Ｎ：０．０５０質量％以下）
Ｎは、通常は不可避的不純物として含有されるが、不可避的不純物レベルを超えて添加することによって強度向上に有効な元素である。しかしながら、Ｎの含有量が０．０５０質量％を超えると、チタン板が脆くなりすぎ、成形性が低下する。そのため、チタン板にＮを添加する場合は、Ｎの含有量は０．０５０質量％以下とする。好ましくは０．０１４質量％以下である。
【００２３】
（Ｃ：０．１００質量％以下）
Ｃは、通常は不可避的不純物として含有されるが、不可避的不純物レベルを超えて添加することによって強度向上に有効な有効である。しかしながら、Ｃの含有量が０．１００質量％を超えると、チタン板が脆くなりすぎ、成形性が低下する。そのため、チタン板にＣを添加する場合は、Ｃの含有量は０．１００質量％以下とする。好ましくは０．０５０質量％以下である。
【００２４】
（Ａｌ：１．０００質量％以下）
Ａｌは、通常は不可避的不純物として含有されるが、不可避的不純物レベルを超えて添加することによって強度および耐熱性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ａｌの含有量が１．０００質量％を超えると、成形性が低下する。そのため、チタン板にＡｌを添加する場合は、Ａｌの含有量は１．０００質量％以下とする。好ましくは０．４００質量％以下、より好ましくは０．２００質量％以下である。
【００２５】
（残部：チタンおよび不可避的不純物）
チタン板の成分は前記の通りであり、残部はチタンおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物は、チタン板の諸特性を害さない範囲で含有され、前記Ｎ、ＣおよびＡｌ以外に、例えば、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｈ等である。
【００２６】
（結晶方位）
チタン板は、α相結晶粒が所定の結晶方位を有する。本発明において、所定の結晶方位を有するとは、α相結晶粒の（０００１）正極点図において、第１方位角（θ）で特定される範囲に含まれるα相結晶粒の総面積の全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｐ）または比率（Ｒ）が所定範囲であり、かつ、第２方位角（φ）で特定される２つの範囲に含まれるα相結晶粒の総面積の面積比（Ｑ）または面積比（Ｓ）が所定範囲であることを意味する。
【００２７】
ここで、第１方位角（θ）とは、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ（走査電子顕微鏡−反射電子像）等での方位解析において、図２に示すように、（０００１）面の軸方位と、チタン板（圧延面）の法線であるＮＤ方向とがなす角度である。そして、ＳＥＭ−ＥＢＳＤでの正極点図である図１（ａ）、（ｃ）では、第１方位角（θ）は、半径方向の長さで表される。また、第２方位角（φ）とは、ＳＥＭ−ＥＢＳＤ等での方位解析において、図２に示すように、（０００１）面の軸方位と前記ＮＤ方向とを含む面と、前記ＮＤ方向と圧延方向であるＲＤ方向とを含む面とがなす角度である。そして、ＳＥＭ−ＥＢＳＤでの正極点図である図１（ｂ）、（ｄ）では、第２方位角（φ）は、円周角度で表される。なお、図１、図２に示すように、圧延面におけるＲＤ方向と直交する方向を、ＴＤ方向とする。
【００２８】
また、所定範囲のα相結晶粒の比率(Ｐ)、比率(Ｑ)、面積比(Ｒ)および面積比(Ｓ)は、チタン板の製造の際の最終焼鈍工程における昇温速度、保持温度および保持時間を制御することによって、達成される。
【００２９】
（１）比率（Ｐ）：０．４０以上
図１（ａ）、図２に示すように、（０００１）面の軸方位と、圧延面の法線であるＮＤ方向とがなす第１方位角（θ）が０〜５０°の第１範囲（Ｘ１）に含まれるα相結晶粒の総面積は、全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｐ）で０．４０以上である。好ましくは、比率（Ｐ）は０．５０以上である。
なお、本発明において、全α相結晶粒の総面積とは、ＳＥＭ−ＥＢＳＤでの観察領域、具体的には圧延方向に０．５ｍｍ、板幅方向に０．５ｍｍの領域での、α相結晶粒の面積の総合計を意味する。
そして、比率（Ｐ）が０．４０未満であると、α相結晶粒が含まれる総面積が少ないため、チタン板における圧延方向と幅方向の耐力や伸び等の異方性が増加する。その結果、チタン板の成形性が低下する。
【００３０】
（２）面積比（Ｑ）：０．２０〜５．００
図１（ｂ）、図２に示すように、前記第１範囲（Ｘ１）において、前記軸方位と前記ＮＤ方向とを含む面と、前記ＮＤ方向と圧延方向であるＲＤ方向とを含む面とがなす第２方位角（φ）が０〜４５°の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ａ）と、前記第２方位角（φ）が４５°超え９０°以下の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｂ）とで（Ａ）／（Ｂ）で示される面積比（Ｑ）が０．２０〜５．００である。
そして、面積率(Ｑ)が０．２０未満であると、チタン板における圧延方向と幅方向の耐力や伸び等の異方性が増加して、チタン板の成形性が低下する。一方、面積率(Ｑ)が５．００を超えても、チタン板における圧延方向と幅方向の耐力や伸び等の異方性が増加して、チタン板の成形性が低下する。
【００３１】
（３）比率（Ｒ）：０．１５以上
図１（ｃ）、図２に示すように、前第１方位角（θ）が８０〜９０°の第２範囲（Ｘ２）に含まれるα相結晶粒の総面積は、全α相結晶粒の総面積に対する比率（Ｒ）で０．１５以上である。なお、全α相結晶粒の総面積は、前記と同様である。
そして、比率（Ｒ）が０．１５未満であると、α相結晶粒が含まれる総面積が少ないため、チタン板における圧延方向と板幅方向の耐力の異方性が増加して、成形性が低下する。
【００３２】
（４）面積比（Ｓ）：０．２０〜５．００
図１（ｄ）、図２に示すように、前記第２範囲（Ｘ２）において、前記第２方位角（φ）が０〜４５°の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｃ）と、前記第２方位角（φ）が４５°超え９０°以下の範囲に含まれるα相結晶粒の総面積（Ｄ）とで（Ｃ）／（Ｄ）で示される面積比（Ｓ）が０．２０〜５．００である。
そして、面積率（Ｓ）が０．２０未満であると、チタン板における圧延方向と幅方向の耐力や伸び等の異方性が増加して、チタン板の成形性が低下する。一方、面積率（Ｓ）が５．００を超えても、チタン板における圧延方向と幅方向の耐力や伸び等の異方性が増加して、チタン板の成形性が低下する。
【００３３】
チタン板は、α相結晶粒が所定の円相当直径を有する。具体的には、円相当直径の平均値および最大値が所定範囲である。そして、所定範囲のα相結晶粒の円相当直径は、チタン板のＦｅ含有量、および、製造の際の最終焼鈍工程における昇温速度、保持温度、保持時間および冷却速度を制御することによって、達成される。
【００３４】
（α相結晶粒における円相当直径の平均値：５〜１００μｍ）
円相当直径の平均値が５μｍ未満であると、チタン板の延性が低下し、成形性が低下し易い。円相当直径の平均値が１００μｍを超えると、肌荒れが発生し易い。したがって、円相当直径の平均値は５〜１００μｍが好ましく、５〜８０μｍがさらに好ましい。
【００３５】
（α相結晶粒における円相当直径の最大値：２００μｍ以下）
円相当直径の最大値が２００μｍを超えると、粗大な結晶粒でのひずみ分布が不均一となり、粒界へのひずみ集中が起こり易くなり、クラックが発生して成形性が低下し易い。したがって、円相当直径の最大値は２００μｍ以下が好ましく、１５０μｍ以下がさらに好ましい。
【００３６】
ここで、円相当直径とは、ＳＥＭ−ＥＢＳＤの観察領域において、方位差が５°以上の境界を結晶粒界と定義し、その結晶粒界で囲まれるα相結晶粒の面積を円で近似し、その円の直径を、α相結晶粒の円相当直径と定義した。
【００３７】
次に、前記チタン板の製造方法について説明する。
≪チタン板の製造方法≫
前記チタン板は、例えば、以下のような製造方法で製造される。
図３に示すように、チタン板の製造方法は、チタン材料製造工程Ｓ１と、熱間圧延工程Ｓ２と、焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００と、最終焼鈍工程Ｓ５と、を含む。
以下、各工程について説明する。
【００３８】
（チタン材料製造工程）
チタン材料製造工程Ｓ１は、熱間圧延工程Ｓ２の前に、Ｆｅ、Ｏを含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン材料、または、Ｎ、Ｃ、Ａｌをさらに含有するチタン材料を製造する工程である。チタン板を製造する場合、まず、従来のチタン板を製造する場合と同様、鋳塊（インゴット（工業用純チタン））を製造し、この鋳塊を分塊鍛造または分塊圧延して、その後の工程に供するチタン材料を得る。鋳塊の製造、分塊鍛造または分塊圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、まず、所定成分の原料を消耗電極式真空アーク溶解法（ＶＡＲ法）により溶解した後、鋳造してチタン鋳塊を得る。この鋳塊を所定の大きさのブロック形状に分塊鍛造（熱間鍛造）してチタン材料とする。なお、Ｆｅ等の成分については前記のとおりである。
【００３９】
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程Ｓ２は、チタン材料に対して熱間圧延を行う工程である。熱間圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、７００℃から１０５０℃に加熱して熱間圧延を行えばよい。
【００４０】
（焼鈍・冷間圧延工程）
焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００は、熱間圧延工程Ｓ２の後、焼鈍工程Ｓ３と冷間圧延工程Ｓ４とを行う工程である。
【００４１】
焼鈍工程Ｓ３は、前記工程で作製された熱延板に焼鈍を施す工程であって、焼鈍の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、熱延板に保持温度：６００〜８５０℃で焼鈍を施すことが好ましい。また、焼鈍雰囲気についても、大気、真空、還元性ガス雰囲気のいずれでも良く、バッチ炉、連続炉のいずれで行ってもよい。
【００４２】
冷間圧延工程Ｓ４は、焼鈍が施された熱延板に冷間圧延を１回以上施す工程であって、冷間圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。また、冷間圧延と冷間圧延の間に中間焼鈍を施しても良い。また、その場合の最終焼鈍工程の前の段階の最終冷間圧延での圧下率は従来と同程度で良い。例えば、２０〜７０％程度の圧下率とすればよい。ただし、冷間圧延で作製された冷延板のトータル圧延率、すなわち、熱延板に対する圧延率が２０〜９８％となることが好ましい。
【００４３】
（最終焼鈍工程）
最終焼鈍工程Ｓ５は、焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００の後、最終焼鈍を施す工程である。
ここで、所望の組織形態、すなわち、チタン板の結晶方位を所定範囲にするため、さらには、チタン板のα相結晶粒の円相当直径を所定範囲とするために、最終焼鈍の昇温速度、保持温度、保持時間および冷却速度を、以下に示すように所定範囲で制御する必要がある。
しかしながら、前記以外の焼鈍条件については特に限定されず、従来公知の条件で行えばよい。例えば、雰囲気は大気、真空、還元性ガス雰囲気のいずれでも良く、バッチ炉、連続炉のいずれで行ってもよい。
【００４４】
（昇温速度：１０℃／ｓ以上）
最終焼鈍工程Ｓ５における昇温速度が１０℃／ｓ未満であると、焼鈍によってα相がβ相に変態する際にβ相結晶粒が粗大化する。その結果、β相結晶粒成長に伴って集合組織が顕著に変化し、α相結晶粒の結晶方位の比率（Ｐ）、面積比（Ｑ）、比率（Ｒ）、面積比（Ｓ）のいずれかが所定範囲を満たさなくなるため、成形性が低下する。また、チタン板におけるα相結晶粒も粗大化して、α相結晶粒の円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性が低下する。したがって、昇温速度は１０℃／ｓ以上とする。一方、最終焼鈍工程の設備能力の限界から、昇温速度は２００℃/sを超えて大きくはできない。
【００４５】
（保持温度：β相のα相に対する面積分率が５０％となる温度以上で９５０℃未満）
最終焼鈍工程Ｓ５における保持温度が、β相の面積分率が５０％となる温度未満であると、α相結晶粒の結晶方位の比率（Ｐ）、面積比（Ｑ）、比率（Ｒ）、面積比（Ｓ）のいずれかが所定範囲を満たさなくなるため、成形性が低下する。また、チタン板におけるα相結晶粒も粗大化して、α相結晶粒の円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性が低下する。一方、保持温度が９５０℃以上であると、焼鈍によってα相がβ相に変態する際にβ相結晶粒が粗大化する。その結果、チタン板におけるα相結晶粒も粗大化して、α相結晶粒の円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性が低下する。したがって、保持温度は、β相の面積分率が５０％となる温度以上で９５０℃未満とする。
【００４６】
（保持時間：３００秒以下(０秒を含む)）
最終焼鈍工程Ｓ５における保持時間が３００秒を超えると、焼鈍によってα相がβ相に変態する際にβ相結晶粒が粗大化する。その結果、β相結晶粒成長に伴って集合組織が顕著に変化し、α相結晶粒の結晶方位の比率（Ｐ）、面積比（Ｑ）、比率（Ｒ）、面積比（Ｓ）のいずれかが所定範囲を満たさなくなるため、成形性が低下する。また、チタン板におけるα相結晶粒も粗大化して、α相結晶粒の円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性が低下する。したがって、保持時間は３００秒以下とする。なお、保持時間は０秒を含むものである。保持時間が０秒とは、焼鈍温度が前記保持温度の範囲に到達したら、直ちに、後記する冷却を行うことを意味する。
【００４７】
（冷却速度：１０℃／ｓ以上）
最終焼鈍工程Ｓ５における冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、冷却によってβ相がα相に変態する際にα相結晶粒が粗大化する。その結果、チタン板のα相結晶粒の円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性が低下する。したがって、冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。一方、最終焼鈍工程の設備能力の限界から、冷却速度は１０００℃/sを超えて大きくはできない。
【００４８】
チタン板の製造方法は、以上説明したとおりであるが、チタン板の製造を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、各焼鈍後にチタン板表面にスケールが付着している場合に、スケールを除去する工程を含めてもよい。スケールを除去する工程としては、例えば、ソルト熱処理工程、酸洗処理工程等が挙げられる。その他、例えばチタン板表面の異物を除去する異物除去工程や、各工程で発生した不良品を除去する不良品除去工程等を含めてもよい。
なお、本発明の製造方法では、焼鈍工程Ｓ３を行わず、冷間圧延を１回以上行う冷間圧延工程Ｓ４のみを行う方法であっても良い。その際、冷間圧延工程Ｓ４では、冷間圧延と冷間圧延の間に中間焼鈍を施しても良い。
【００４９】
本発明のチタン板は、化学、電力、食品製造プラント等の熱交換器用部材や、カメラボディ、厨房機器等の民生品、さらには、オートバイ、自動車等の輸送機器部材、家電機器等の外装材、燃料電池用のセパレータとして用いることができる。特に、優れた成形性が要求されるプレート式の熱交換器に好適に用いることができる。
【実施例】
【００５０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。
Ｆｅ、Ｏ組成（ＪＩＳＨ４６００）の純チタン鋳塊、または、純チタン鋳塊にＮ等の添加元素を添加したチタン鋳塊からなる表１に示す成分組成の原料をＶＡＲ法により溶解し、鋳造してチタン鋳塊を得た。次に、この鋳塊を分塊鍛造（熱間鍛造）してチタン材料とした。このチタン材料に熱間圧延を施して、板厚が４．０ｍｍの熱延板を得た。さらに、熱延板の表面のスケールを除去してから、冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を施し、板厚が０．５５ｍｍとなる冷延板を得た。さらに、冷延板に表１に示すような条件で最終焼鈍を施し、ソルトバス処理および酸洗による脱スケール処理を行い、板厚が０．５ｍｍとなる
試験材を得た。なお、中間焼鈍、最終焼鈍は連続焼鈍炉で実施した。また、表１におけるβ相の面積分率が５０％となる温度の値は、最終焼鈍工程での保持温度の下限値であって、熱力学計算ソフト「ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ」を用いて計算した値である。
【００５１】
この試験材について、α相結晶粒の結晶方位、円相当直径を以下の方法により求めた。また、強度、成形性の評価を以下の方法により行った。
【００５２】
（α相結晶粒の結晶方位、円相当直径）
試験材の板厚方向表層部、１／４ｔ部および板厚中心部の圧延面において、圧延方向に０．５ｍｍ、板幅方向に０．５ｍｍの領域をＳＥＭ−ＥＢＳＤで組織観察した。その結果から、方位差５°以上の境界を結晶粒界と認識し、各結晶粒の方位を基に方位成分の解析を行った。また、各結晶粒の円相当直径（平均値、最大値）を算出した。なお、これらの測定を１０箇所で行い、その平均を取った。その結果を表１に示す。
【００５３】
（強度の評価）
試験材から、試験材の圧延方向が荷重軸と一致する方向（Ｌ方向）にＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片を採取し、室温でＪＩＳＨ４６００に基づいて引張試験を実施し、０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。その結果を表１に示す。なお、（ＹＳ）が１３８〜６２０（ＭＰａ）の場合に合格とした。
【００５４】
（成形性の評価）
成形性の評価は、各試験材に対してプレート式熱交換器の熱交換部分（プレート）を模擬した成形金型を用いたプレス成形を行うことで評価した。
図４（ａ）、（ｂ）に示すように、成形金型の形状は、成形部が１００ｍｍ×１００ｍｍで、ピッチ１７ｍｍ、最大高さ６．５ｍｍの綾線部を４本有し、各綾線部は頂点に、Ｒ＝２．５ｍｍのＲ形状を有している。
この成形金型を用いて８０ｔｏｎプレス機によってプレス成形を行った。プレス成形は各試験材の両面に潤滑のために防錆油を塗布し、各試験材の圧延方向が図４（ａ）の上下方向と一致するように下側の金型の上に配置した。そして、フランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／秒の条件で金型を押込んだ。金型は、０．１ｍｍ間隔で押込み、割れが発生しない最大の押し込み深さ量（Ｅ：単位ｍｍ）を実験で求めた。そして、下式により、成形性指標(Ｆ)を算出した。その結果を表１に示す。なお、成形性指標（Ｆ）が正の値となる場合に合格とした。
Ｆ＝Ｅ−（Ｇ−Ｈ×ＹＳ）
Ｇ＝６．０８５７、Ｈ＝０．００９４
ＹＳ＝Ｌ方向（圧延方向）の０．２％耐力を無次元化した数値
Ｅ＝最大押込み深さ量を無次元化した数値
【００５５】
【表１】
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【００５６】
試験材Ｎｏ．１〜９（実施例）は、本発明で規定する要件を満たすチタン板であり、強度および成形性のいずれも合格と判断でき、強度と成形性のバランスに優れていることがわかる。
これに対して試験材Ｎｏ．１０〜２１（比較例）は、本発明で規定する要件を満たしていないため、強度、成形性が合格の基準を満たさず、強度と成形性のバランスが悪いことがわかる。
【００５７】
試験材Ｎｏ．１０（比較例）は、Ｆｅ濃度が下限値未満であり、円相当直径の平均値および最大値が上限値を超えるため、強度、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．１１（比較例）は、Ｆｅ濃度が上限値を超え、円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．１２（比較例）は、Ｏ濃度が上限値を超えるため、成形性に劣っていた。
【００５８】
試験材Ｎｏ．１３（比較例）は、Ｎ濃度が上限値を超えるため、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．１４（比較例）は、Ｃ濃度が上限値を超えるため、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．１５（比較例）は、Ａｌ濃度が上限値を超えるため、成形性に劣っていた。
【００５９】
試験材Ｎｏ．１６（比較例）は、最終焼鈍の昇温速度が下限値未満であり、円相当直径の最大値が上限値を超えるため、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．１７（比較例）は、最終焼鈍の保持温度が下限値未満であるため、結晶方位の面積比（Ｑ）および比率（Ｒ）が下限値未満となり、円相当直径の最大値も上限値を超えた。その結果、成形性に劣っていた。また、試験材Ｎｏ．１７（比較例）は、特許文献１に相当するチタン板である。
試験材Ｎｏ．１８（比較例）は、最終焼鈍の昇温速度が下限値未満であり、さらに保持温度が下限値未満であるため、結晶方位の面積比（Ｑ）、比率（Ｒ）および面積比（Ｓ）が下限値未満となった。その結果、成形性に劣っていた。
【００６０】
試験材Ｎｏ．１９（比較例）は、最終焼鈍の保持温度が上限値を超えるため、円相当直径の最大値が上限値を超えた。その結果、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．２０（比較例）は、最終焼鈍の保持時間が上限値を超えるため、結晶方位の比率（Ｒ）が下限値未満となった。また、円相当直径の最大値が上限値を超えた。その結果、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．２１（比較例）は、最終焼鈍の冷却速度が下限値未満であるため、円相当直径の最大値が上限値を超えた。その結果、成形性に劣っていた。
【００６１】
以上、本発明に係るチタン板について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて改変・変更等することができることはいうまでもない。
【符号の説明】
【００６２】
Ｘ１            第１範囲
Ｘ２            第２範囲
θ              第１方位角
φ              第２方位角
Ｐ、Ｒ          比率
Ｑ、Ｓ          面積比
Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ  総面積
Ｓ１            チタン材料製造工程
Ｓ２            熱間圧延工程
Ｓ３            焼鈍工程
Ｓ４            冷間圧延工程
Ｓ５            最終焼鈍工程
Ｓ１００  焼鈍・冷間圧延工程
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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