(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て製造される純チタン板の製造方法において、前記熱間圧延後に中間焼鈍を行うことなく純チタン板表面のスケール除去処理を行った後、圧下率が２０％以上である冷間圧延を行い、その後、下記式（２）で定めるＨが正の値となる条件で最終焼鈍を行うことにより、
Ｆｅ：０．０２〜０．０７％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｏ：０．０４〜０．２０％を含有し、残部がチタン及び不可避的不純物からなり、前記Ｆｅと前記Ｏの含有量が下記式（１）を満足すると共に、板厚１／４位置の圧延方向を軸とした｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系のシュミット因子が０．４５以上である領域の面積率が４３％以上であり、更にβ相の体積率が０．３％以下を満足する純チタン板を製造することを特徴とするプレス成形性と強度のバランス、及び耐食性に優れた純チタン板の製造方法。
［Ｏ含有量（質量％）]＋０．１２×［Ｆｅ含有量（質量％）]≧０．０５０・・・（１）
【数１】
0005937865.tif 000006
但し、
Ｔ：最終焼鈍時の加熱温度（℃）、ｔ：焼鈍時間（秒）
Ｘ0：チタン中のＦｅ濃度（質量％）
Ａ＝８９１、Ｂ＝０．４２８、ｎ＝０．１３５
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、室温でのプレス成形性と強度のバランス、及び耐食性に優れた純チタン板、並びにその製造方法に関し、詳細には、室温下でも３４３ＭＰａ以上の強度（引張強度）を有すると共に、優れたプレス成形性と耐隙間腐食性を兼備している純チタン板、並びにその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタンは、その優れた耐食性、プレス成形性、比強度、軽量性などを利用して、例えば、航空機部品、化学プラント部材、沿岸部の構造材（特に、海水が接触し腐食が促進するような湾岸構造材）、自動車、建材など幅広い分野、用途で汎用されている。
【０００３】
近年、様々な分野において環境負荷低減や省エネルギー化が要求されており、軽くて強いとされるチタンにおいてもさらなる軽量・薄肉化のニーズに応えるため、高強度化が望まれている。またカメラの筐体や家電製品の外装品、輸送用機器向け部材等でも使用されており、成形性の向上が一層求められている。
【０００４】
これらに多用される純チタン板はＪＩＳ  Ｈ４６００の規格で規定されており、Ｆｅ、Ｏなどの不純物量や強度などによってＪＩＳ１種、２種、３種などの等級がある。その等級が増す程、最低強度が高くなり、用途に応じてそれらの使い分けがなされている。
【０００５】
ＪＩＳ１種のようにＦｅやＯの濃度が低い場合は強度が低いものの延性が高いことから、従来は高い成形性が求められる部材には、ＪＩＳ１種の純チタン板が用いられていた。
【０００６】
例えば純チタン板の中で最も多く使用されている用途の一つにプレート式熱交換器（ＰＨＥ：Ｐｌａｔｅ  ｔｙｐｅ  Ｈｅａｔ  Ｅｘｃｈａｎｇｅｒ）が挙げられるが、本用途に適用する純チタン板には、熱交換率を向上させる観点から、一般的に熱交換有効面積を拡大すべく、冷間で複雑な波板形状にプレス成形（非等方的な張出成形）を行っており、素材にとって極限的な厳しいプレス環境にさらされている。このような厳しいプレス成形条件に対して利用されている純チタン板には、規格上、最も成形しやすい軟質なＪＩＳ１種の純チタンが用いられている。
【０００７】
しかしながら熱交換器の熱交換率向上は、上記のような熱交換器そのものの形状に依拠したものに限られず、例えば熱媒（又は冷媒）の流量増加などによっても図られ、これらには高い耐圧性が必要とされるため、純チタン板にはより高い強度と優れた成形性が求められている。
【０００８】
強度の高い純チタン板としては、Ｆｅ、Ｏ濃度が高いＪＩＳ２種や３種が用いられている。しかしながらＦｅ、Ｏ濃度が高くなるほど高強度となるが、成形性が悪くなり、従来の技術では高強度と高成形性の両立ができなかった。また、その製造履歴によっては、使用環境が腐食しやすい高温多湿環境下などにおいて、チタン製品の隙間腐食が問題となることがあった。
【０００９】
純チタン板のプレス成形性を向上させる手段としては、例えば、チタンの組織を制御したり（特許文献１）、或いはチタンを合金化することが提案されている（特許文献２）。しかし、これら技術が対象としているチタンはＪＩＳ１種相当の強度（降伏強度）レベルを有する純チタン板の成形性向上を目的としたものであるが、強度レベルを高めると成形性の向上が見られない。
【００１０】
強度レベルの高い純チタン板のプレス成形性を向上させる手段として、Ｆｅ、Ｏの含有量を調整すると共に、チタンの結晶粒径を制御する技術が提案されている（特許文献３）。しかしＦｅやＯ含有量やチタンの結晶粒径を制御するだけでは、プレス成形性と強度のバランスを図ることは困難である。
【００１１】
また上記したように近年、純チタン板の適用分野は広範囲に及んでいるが、腐食環境下で使用する場合、耐隙間腐食性の一層の向上が求められていた。
【００１２】
耐隙間腐食性を向上させたチタン板として特許文献４では、純チタン板表面に白金族元素を付着させることが開示されている。しかしながら白金族元素は高価であり、製造コストが高くなるという問題があり、汎用することは難しい。
【００１３】
また強度とプレス成形性のバランスを向上させる技術として特許文献５には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏを添加したチタン合金板が開示されている。しかしながら合金成分を添加すると、生産性が低下して工業的規模の生産に不向きである。また耐食性について具体的な開示もない。
【００１４】
このように、室温下でのプレス成形性と強度のバランスに優れており、しかも優れた耐隙間腐食性も兼備している純チタン板は未だ提供されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開２００４−２８５４５７号公報
【特許文献２】特開２００２−３１７２３４号公報
【特許文献３】特開２００９−２２８０９２号公報
【特許文献４】特公昭４９−３１６１０号公報
【特許文献５】特開２０１０−２３６０６７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、上記従来の問題に鑑みてなされたものであって、その目的はプレス成形性と強度のバランス、及び耐食性（耐隙間腐食性）に優れた特性を有する純チタン板、並びにその製造方法を提供することである。詳細には室温下において３４３ＭＰａ以上の引張強度を有すること、またプレス成形性（非等方的な張出成形、及び等方的な張出成形の延性）に優れていること、更に耐隙間腐食性にも優れた特性を有する純チタン板、並びにその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
上記課題を解決し得た本発明は、Ｆｅ：０．０２〜０．１０％（「質量％」の意味、化学成分については以下同じ）、Ｏ：０．０４〜０．２０％を含有し、残部がチタン及び不可避的不純物からなり、前記Ｆｅと前記Ｏの含有量が下記式（１）を満足すると共に、板厚１／４位置の圧延方向を軸とした｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系のシュミット因子が０．４５以上である領域の面積率が４３％以上であり、更にβ相の体積率が０．３％以下であることに要旨を有するプレス成形性と強度のバランス、及び耐食性に優れた純チタン板である。
［Ｏ含有量（質量％）]＋０．１２×［Ｆｅ含有量（質量％）]≧０．０５０・・・（１）
【００１８】
上記プレス成形性と強度のバランス、及び耐食性に優れた純チタン板の製造方法としては、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て製造される純チタン板の製造方法において、前記中間焼鈍後に、純チタン板表面のスケール除去処理を行った後、圧下率が７０％以上である冷間圧延を行い、その後、下記式（２）で定めるＨが正の値となる条件で最終焼鈍を行うことが推奨される。
【００１９】
【数１】
0005937865.tif 000002
但し、
Ｔ：最終焼鈍時の加熱温度（℃）、ｔ：焼鈍時間（秒）
Ｘ0：チタン中のＦｅ濃度（質量％）
Ａ＝８９１、Ｂ＝０．４２８、ｎ＝０．１３５
【００２０】
また上記純チタン板は、熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍の工程を経て製造される純チタン板の製造方法において、前記熱間圧延後に中間焼鈍を行うことなく純チタン板表面のスケール除去処理を行った後、圧下率が２０％以上である冷間圧延を行い、その後、下記式（２）で定めるＨが正の値となる条件で最終焼鈍を行うことに要旨を有する製造方法によっても得ることができる。
【００２１】
【数２】
0005937865.tif 000003
但し、
Ｔ：最終焼鈍時の加熱温度（℃）、ｔ：焼鈍時間（秒）
Ｘ0：チタン中のＦｅ濃度（質量％）
Ａ＝８９１、Ｂ＝０．４２８、ｎ＝０．１３５
【発明の効果】
【００２２】
本発明によれば、化学成分組成を各元素のバランスを考慮した上で厳密に規定すると共に、純チタン板の結晶粒の特定双晶系のシュミット因子とβ相を特定の割合に規定することによって、室温下でも引張強度が高いだけでなく、プレス成形性と耐隙間腐食性にも優れた純チタン板を得ることができる。こうした純チタン板は、携帯電話機、モバイルパソコン、カメラなどのボディ、眼鏡フレーム、プレート式熱交換器の構成材、燃料電池のセパレーター等の幅広い分野で室温下での高い強度が要求される場合において、良好な成形加工性を発揮することが可能であると共に、耐腐食性も一層優れている。
【００２３】
また本発明は上記純チタン板を安価に製造するための製造方法を提供するものである。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】プレート式熱交換器（ＰＨＥ）に用いるチタン板の斜視図である。
【図２】図２（ａ）はプレス成形性を評価する方法を説明するためのプレス成形金型の平面図であり、図２（ｂ）は図２（ａ）のＦ−Ｆ間の概略断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
純チタン板のプレス成形性については、すべり変形に加えて双晶変形も素材の変形に大きく寄与することから、双晶変形が生じやすい程、プレス成形性に優れることが知られている。純チタンは軟質であるほど双晶変形が生じやすく、プレス成形性が良好であるが、強度レベルが高くなると、双晶変形が生じにくく、プレス成形性に劣ることが知られている。
【００２６】
本発明者らは、高い強度レベル（引張強度が３４３ＭＰａ以上）を維持したままプレス成形性を改善し、更に耐隙間腐食性にも優れた純チタン板を提供すべく、金属組織について様々な角度から検討し、次のような知見が得られた。
【００２７】
すなわち、一方向に冷間圧延すると純チタン板には強度異方性が生じ、低延性の幅方向よりも高延性の圧延方向の強度が低くなるため、プレス成形を行うと強度が低い圧延方向での変形が優先的に進行する。したがって、プレス成形性を向上させるためには、主たる変形方向である圧延方向への変形に寄与する双晶変形の活性化を促す組織制御が有効であり、引張強度レベルを３４３ＭＰａ以上とした場合においても双晶変形を発生しやすい結晶配向を形成することが重要である。
【００２８】
そこで本発明では、双晶変形の起こりやすさに影響を与えるシュミット因子について検討した結果、純チタン板の１／４×板厚の圧延面における圧延方向に引張荷重を加えた場合の双晶変形のシュミット因子の値とその分布割合（面積率）とが特定の範囲にあれば、高い強度レベルを維持しつつ、プレス成形性を向上できることを見出し、本発明に至った。
【００２９】
具体的には、純チタン板の主相の結晶粒は、六方晶結晶構造を有しており、張出成形時に主に活動する双晶系は｛１１−２２｝＜１１−２３＞である。したがって、主として圧延方向に変形を伴う場合の成形性を向上させるには、圧延方向に負荷が生じた際に｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系の活動を活発化させることが効果的である。そのためには｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系のシュミット因子を高めることが有効である。
【００３０】
そして本発明者らが研究を重ねた結果、双晶変形の活動を容易にするためには上述の双晶系のシュミット因子の値は、少なくとも０．４５以上である必要がある。
【００３１】
もっとも、このような特定の値以上のシュミット因子を有する結晶粒の割合が少なすぎると、たとえ双晶変形の活動が容易に起こり得るとしても、素材全体、すなわち、プレス成形性の向上には大きく寄与しない。そのため上記シュミット因子が０．４５以上である領域の面積率は全体の４３％以上、好ましくは４５％以上必要である。面積率で４３％以上存在していれば、３４３ＭＰａ以上の強度レベルを維持しつつ、格段に優れたプレス成形性を有する純チタン板が得られる。この面積率の上限は特に限定されない。
【００３２】
なお、結晶面を示すミラー指数では、指数がマイナスになる場合に、数字の上にバーを付す表記法が一般的である。しかし、指数がマイナスになる場合、本明細書では、便宜的にマイナス数で表記する。したがって、上記｛１１−２２｝における−２は指数がマイナスであることを示している。
【００３３】
このように本発明では、プレス成形性を向上させるための指標としてシュミット因子を採用している。一般に特定の結晶面に沿って転位を移動させるのに必要な臨界分解せん断応力（τ）の大きさは結晶面と結晶軸方向によって異なり、［τ＝σｃｏｓφｃｏｓλ］（式中、σは引張軸方向の引張応力、φはすべり面法線と引張軸とのなす角、λはすべり方向と引張軸とのなす角を表す）によって与えられることが知られている。
【００３４】
上記式中の［ｃｏｓφｃｏｓλ］はシュミット因子と呼ばれており、引張軸に掛かる外力のうち、転位を動かすために利用される力の割合を示している。チタン板に外力を加えた場合、シュミット因子の値が高いすべり系／双晶系は、より小さな外力で活動するため、結果的に金属板は塑性変形し易くなる。上記シュミット因子の要件を満足する純チタン板は、圧延方向に引張荷重を加えた場合に双晶変形が促進され、主ひずみ方向が圧延方向であるプレス成形性（特に非等方的な張出成形性）が大幅に向上する。
【００３５】
なお、純チタン板は、通常、不純物元素含有量が多いほど高強度であって、双晶変形が起こり難く、そのためプレス成形性が悪いことが知られている。しかしながら本発明では後記するように化学成分組成を厳密に規定すると共に、双晶変形が生じ易いようにシュミット因子を制御しているため、不純物元素含有量が多くて引張強度が高くても、双晶変形を活性化することができ、その結果、プレス成形性が向上する。
【００３６】
また本発明者らは耐隙間腐食性、特に高温多湿環境下では隙間腐食が発生し易いことから、そのような環境下においても耐隙間腐食性を高めるためには、β相の析出を抑えることが重要であることを見出した。すなわち、本発明のチタンはα相（六方晶）を主体とする金属組織であることが望ましい。β相（体心立方晶）の体積比率が高くなると耐隙間腐食性が悪化するため、β相の体積率の上限は０．３％以下、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０％である。
【００３７】
更に本発明の純チタン板においては、プレス成形性と引張強度に影響を及ぼす元素であるＦｅとＯを適切に調整することが重要である。本発明の純チタン板における、これら各成分の範囲設定理由は次の通りである。
【００３８】
Ｆｅ：０．０２〜０．１０％
Ｆｅは、純チタン板の強度向上に寄与する元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｆｅの含有量は、０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上である。しかしながらＦｅ含有量が多くなりすぎると、焼鈍条件を適正化しても生成するβ相が多くなり、耐隙間腐食性が劣化する。したがって、Ｆｅ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０７％以下とした。
【００３９】
Ｏ：０．０４〜０．２０％
Ｏは、純チタン板の強度を確保するのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させるためには、Ｏの含有量は０．０４％以上、好ましくは０．０４５％以上、より好ましくは０．０５０％以上、更に好ましくは０．０７％以上である。しかしながらＯ含有量が多くなりすぎると、強度が高くなりすぎ、プレス成形性がかえって低下したり、エッジ割れや冷間圧延時に破断することがある。したがってＯ含有量は０．２０％以下、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下とする。
【００４０】
更に本発明ではＦｅとＯの添加によって強度の向上とプレス成形性のバランスを図りながらβ相の析出を抑制して耐隙間腐食性の向上を図る観点から、ＦｅとＯの含有量の関係を規定することが重要である。具体的には［Ｏ含有量（質量％）］＋０．１２×［Ｆｅ含有量（質量％）］≧０．０５０（式（１））となるようにＦｅとＯの含有量を上記範囲内で調整することが必要である。上記式（１）から導き出されるＦｅとＯの含有量が０．０５０未満の場合、強度が不足するおそれがある。上記ＦｅとＯの添加効果をより一層高めるためには式（１）の値が好ましくは０．０５５以上、より好ましくは０．０６０以上、更に好ましくは０．０８０以上となるように調整することが望ましい。
【００４１】
本発明の純チタン板は、上記成分の他、残部はチタン及び不可避的不純物からなるものである。「不可避的不純物」には、原料のスポンジチタンに不可避的に含まれる不純物元素（代表的には、Ｎ、Ｃ、Ｈ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ等）、或いは製造工程において製品中に取り込まれる可能性のある元素（例えばＨ等）が含まれる。
【００４２】
これら不可避的不純物のうち、例えばＮは、純チタン板の強度向上に寄与する元素でもあるが、含有量が多くなるとかえって冷延性を損なうことから、Ｎ含有量は好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下とする。一方、Ｎ含有量は０％でもよいが、過度な低減はかえってコストアップを招くため、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上である。
【００４３】
Ｃは、強度向上に寄与する元素であるが、含有量が多くなるとかえって冷延性を損なうことから、Ｃ含有量は好ましくは０．０１５％未満、より好ましくは０．０１２％以下とする。一方、Ｃ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよいが、過度な低減はかえってコストアップを招くため、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。
【００４４】
本発明の純チタン板は室温下（２５℃）で３４３ＭＰａ以上の引張強度を有するものである。上述したように純チタン板は様々な分野において用いられており、室温下でも高い強度が要求されるからである。本発明の純チタン板の引張強度は、好ましくは３７０ＭＰａ以上である。もっとも、引張強度が高くなりすぎると延性が低下してプレス成形性が悪くなるため、好ましくは６００ＭＰａ以下とする。
【００４５】
上記したように純チタン板の強度と延性は相反する特性であるが、本発明はこれら両特性を満足し得るような純チタン板として、３４３ＭＰａ以上の引張強度と優れたプレス成形性を有し、且つ優れた耐隙間腐食性を有する純チタン板を提供するものである。
【００４６】
次に、上記純チタン板を例にとり製造条件について説明する。例えば純チタン板の場合は、一般に下記工程で製造される。チタンの物性は、用いるチタン素材の化学成分組成や各工程の設定条件により異なるので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきであり、個々の工程ごとに条件を厳密に設定することは必ずしも適切ではない。
【００４７】
純チタン板は、一般に特定の成分組成に調整したチタンインゴットを鋳造により得る。その後、［Ｉ．分塊鍛造・圧延］→［ＩＩ．熱間圧延］→［ＩＩＩ．中間焼鈍］→［ＩＶ．冷間圧延］→［Ｖ．最終焼鈍］の各工程を経て製造される。各工程間では必要に応じてブラスト、酸洗処理などを行ってスケール除去処理してもよい。
【００４８】
上記［Ｉ．分塊鍛造・圧延］は、必要によって行われる工程であって、粗大な鋳造組織を壊すために実施し、例えば、生産性（加工のしやすさ）などから８００〜１１００℃程度で均熱し鍛造もしくは圧延を開始すればよい。
【００４９】
［ＩＩ．熱間圧延］は、例えば７００〜９５０℃程度で保持した後、所望の板厚となるように熱間圧延すればよい。
【００５０】
［ＩＩＩ．中間焼鈍］は必要に応じて行う工程であって、例えば７００〜８５０℃程度で均熱した後、空冷すればよい。
【００５１】
［中間焼鈍］を行う場合は、中間焼鈍後にスケール除去処理を行ってから、［ＩＶ．冷間圧延］を行う。最終焼鈍前に行う［ＩＶ．冷間圧延］は７０％以上の圧下率、好ましくは８０％以上とする。冷間圧延を７０％以上の圧下率で行うことによって、その後の［Ｖ．最終焼鈍］で純チタン板の引張強度を３４３ＭＰａ以上に維持しつつ、プレス成形性にも優れた特性が得られる。
【００５２】
すなわち、本発明の上記純チタン板を製造する上で、中間焼鈍後の［ＩＶ．冷間圧延］の圧下率を７０％以上とすれば｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系のシュミット因子が０．４５以上の結晶粒の面積率を４３％以上とすることができる。これは中間焼鈍後の［ＩＶ．冷間圧延］での圧下率を７０％以上とし、その後［Ｖ．最終焼鈍］を施すことで上記所望の結晶配向が得られるため、良好なプレス成形性が得られると共に、引張強度も３４３ＭＰａ以上に維持できる。
【００５３】
なお、圧下率が高くなるほど、プレス成形性が向上するが、圧下率を高くしすぎると、純チタン板の端部にエッジ割れが生じたり、冷間圧延時に純チタン板が破断することで生産性を阻害するため、圧下率は９５％以下とすることが好ましく、より好ましくは９０％以下である。
【００５４】
一方、［ＩＩＩ．中間焼鈍］を行わない場合、［ＩＩ．熱間圧延］後、スケール除去処理を行ってから［ＩＶ．冷間圧延］を行う。そしてこの場合、最終焼鈍前に行う［ＩＶ．冷間圧延］は２０％以上、好ましくは２５％以上の圧下率とする。中間焼鈍を省略した場合であっても、適切に冷間圧延及び最終焼鈍を行うことによって純チタン板の引張強度を３４３ＭＰａ以上に高めることができ、またプレス成形性にも優れた特性を有する。中間焼鈍を行わずに冷間圧延した場合は、圧下率が低くても上記優れた特性が得られる理由は、熱間圧延時に素材に形成された変形組織が中間焼鈍で打ち消されずに素材に残っているからである。中間焼鈍を行わずに低い圧下率でもプレス成形性に優れた特性が得られるため、例えば純チタン板の板厚が厚くて高い圧下率を取れない場合や、熱間圧延して純チタン板の板厚が十分に薄くなっている場合にも適用できる。
【００５５】
［Ｖ．最終焼鈍］は、後記する式（２）を満足する加熱温度と焼鈍時間の条件で焼鈍した後、室温まで空冷すればよく、このような条件とすることによって、耐隙間腐食性に影響を及ぼすβ相の析出を抑制することができる。本発明の純チタン板には上記したように微量のＦｅを含有させているが、Ｆｅ含有量によってβ相が析出する加熱温度や保持時間が決まってくるため、下記式（２）を満足する条件で最終焼鈍を行う。式（２）とは、すなわち、
【００５６】
【数３】
0005937865.tif 000004
但し、式中、Ｔ：最終焼鈍時の加熱温度（℃）、ｔ：焼鈍時間（秒）、Ｘ0：チタン中のＦｅ濃度（質量％）、Ａ＝８９１、Ｂ＝０．４２８、ｎ＝０．１３５である。
【００５７】
なお、式（２）は以下の実験に基づいて得られたものである。すなわち、上記のとおりβ相の析出速度は、チタン中のＦｅ濃度と熱処理時の保持温度に依存しており、Ｆｅ濃度が高く、温度が高いほど速くなる。そのため、原子の拡散と濃度分配を元に算出された析出速度式を用いて析出速度の基礎となる関係式（式２）を求め、式（２）中の各係数Ａ、Ｂは実験データに基づいて決定した。
【００５８】
式中、Ｔは最終焼鈍時の加熱（焼鈍）温度（℃）であって、５５０℃≦Ｔ（℃）≦８９０℃であることが望ましい。焼鈍温度Ｔが５５０℃を下回ると、再結晶が起こらずに延性が著しく劣化することがある。再結晶に必要な下限の温度は保持時間によって変化し、例えば保持時間が短い程、高い温度が必要である。加熱温度Ｔは好ましくは６００℃以上、より好ましくは７００℃以上である。またβ変態点以上に加熱して焼鈍を行った場合、冷却後に針状組織となりプレス成形性が阻害されるため、β変態温度以下で最終焼鈍を行うことが好ましい。加熱温度Ｔは好ましくは８７０℃以下、より好ましくは８５０℃以下である。
【００５９】
なお、冷間圧延や最終焼鈍におけるその他の条件や、その他の工程の条件は、一般的な条件を採用することができる。
【００６０】
また式中、ｔは焼鈍時間（秒）であって、上記加熱温度Ｔ（℃）での保持時間であるが、上記温度域の範囲内であれば、おおむね、加熱温度Ｔ（℃）±５℃の範囲内で保持されていればよい意味である。焼鈍時間ｔが短すぎると、焼鈍工程を制御することが難しく、また焼鈍時間ｔが長すぎても生産性が悪くなる。そこで焼鈍時間ｔ（秒）は１０秒≦ｔ（秒）≦１２０，０００（秒）の範囲内であることが望ましい。
【００６１】
本発明の純チタン板の厚さについては、必要とされる強度等を考慮して設定すればよく特に限定されない。
【００６２】
本発明に係る純チタン板は、高い強度を有しつつも延性に優れており、しかも高温多湿環境下における耐隙間腐食性にも優れた特性を有しているので、携帯電話機、モバイルパソコン、カメラなどのボディ、眼鏡フレーム、プレート式熱交換器の構成材、燃料電池のセパレーター等の幅広い分野で高度な成形性と機械的強度が要求される用途に広く適用できる。
【実施例】
【００６３】
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、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６４】
表１に「成分」で示されるＦｅ、Ｏを含有し、残部チタン及び不可避的不純物の原料をＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により、チタン鋳塊を鋳造により得た。この鋳塊を幅１３０ｍｍ×厚み４５ｍｍのブロック形状に分塊圧延し、更に、７５０℃に加熱して熱間圧延を施して厚み約４ｍｍの熱延板を得た（Ｎｏ．３〜１０）。なお、一部試験材は最終板厚（０．５ｍｍ）と表１記載の冷間圧延率を考慮して熱延板の板厚を面削して板厚を適宜調整した。表１記載の一部の熱延板は７００℃で５分間の中間焼鈍を行った後、ソルト炉に浸漬し、その後酸洗して脱スケール処理をした。なお、他の一部は中間焼鈍せずに、脱スケール処理をした。脱スケール処理後、面削および酸洗によって板厚を調整し、表１に示す「圧下率」で冷間圧延を行い、その後、表１に示す「最終焼鈍条件」にて最終焼鈍を行った。最終焼鈍後、フッ硝酸溶液に浸漬して脱スケール処理を施して、試験材となる板厚０．５ｍｍの純チタン板を得た。各純チタン板のＨ値は上記式（２）に基づいて計算し、表１の「式（２）の値  Ｈ」欄に記載した。
【００６５】
得られた各純チタン板に対して次の評価を行った。
【００６６】
（シュミット因子の測定方法）
電界放出型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に後方散乱電子線回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって任意の箇所の純チタン板表面の集合組織を評価した。
【００６７】
具体的には純チタン板の圧延面表面を板厚の１／４まで研磨した後、ＳＥＭ鏡筒内にセットして、電子線を照射してスクリーン上に投影されるＥＢＳＰ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み、この画像を解析して結晶方位を求めた。この際、引張荷重方向を圧延方向と一致させた場合の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系のシュミット因子を測定点ごとに評価し、方位マッピングのデータを収集した。なお、この測定視野範囲は１ｍｍ×１ｍｍ、測定ピッチを１μｍとした。ここで互いに隣接する測定点の方位差が±１５°以内のものは同一の結晶面に属するものとした。
【００６８】
（｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶系のシュミット因子が０．４５以上である結晶粒（α相）の面積率）
上記シュミット因子の測定後、シュミット因子が０．４５以上の測定点の合計を全測定点の数で除して１００を掛けることで、シュミット因子が０．４５以上の結晶粒の面積率を求め、表１の「集合組織（％）」欄に記載した。
【００６９】
（β相の体積率）
純チタン板の圧延面表面を板厚の１／４位置まで機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、反射電子像（ＢＳＥ）観察を実施した。各サンプルに対して任意の２７０μｍ×２３０μｍの領域を倍率１０，０００倍で観察し、β相の体積率の平均を求め、表１の「β相体積率（％）」欄に記載した。本実施例ではβ相の体積率が０．３％以下であれば合格とした。
【００７０】
（引張強度評価）
純チタン板からＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片（圧延方向が荷重軸と一致する方向（Ｌ方向））を採取し、室温でＪＩＳＨ４６００に基づいて引張試験を実施し、引張強度を測定した。結果を表１の「引張強度」欄に記入した。引張強度が３４３ＭＰａ以上の場合を合格と評価した。
【００７１】
（プレス成形性（スコア））
図２（ａ）（ｂ）はプレス成形性（非等方的な張出成形性）の評価方法の説明図である。上記試験材として作製した純チタン板を用いてプレート式熱交換器の熱交換部分を模擬したプレス金型［大きさ：１６０ｍｍ×１６０ｍｍ（評価部分：１００ｍｍ×１００ｍｍ）、ピッチ：１０ｍｍ、最大高さ：４ｍｍ、曲率半径Ｒ：０．４，０．６，０．８，１．０，１．４，１．８（ｍｍ）の６種の稜線を有するヘリンボーン型で稜線によって山の曲率半径Ｒが異なる金型］を用いて、８０ｔｏｎ油圧プレス機でチタン板のプレス成形性を評価した。プレス条件は、試験片である金型の両面にプレス油（動粘度３４ｍｍ２／ｓ（温度４０℃））を塗布し、各試験材の圧延方向が図２（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、フランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／秒、押し込み深さ３．４ｍｍの条件で実施した。
【００７２】
試験材の割れ測定位置は、図２［図２（ａ）は平面図、図２（ｂ）は断面図］、に示すように、稜部と破線（山側５箇所、谷側１箇所）の交点の３６箇所である。
【００７３】
割れの基点となる、Ａライン（山側）、Ｃライン（山側）、Ｃ’ライン（谷側）、及びＥライン（山側）に関しては、目視にて判断したときに、割れなし（健全）なら２点、ネッキング（一部が細くなり、くびれる現象）傾向があれば１点、ネッキングが生じていれば１点、割れが生じていれば０点とし、Ｂライン（山側）、Ｄライン（山側）については、割れなし（健全）なら２点、ネッキングが生じていれば０．５点、割れが生じていれば０点とした。
【００７４】
成形性のスコアは下記式（３）によって算出し、本発明におけるプレス成形性評価の指標とした。具体的には夫々の点数に曲率半径Ｒの逆数を掛けて割れの状態を数値化し、その合計を求めた。この合計値を、割れ、ネッキングが認められない場合を１００として規格化した後、温度（Ｔ）、潤滑油粘度（μ）、試験片板厚（ｔ）に依存する関数Ｆ（Ｔ、μ、ｔ）、ならびに金型の綾線の角度（α）、ピッチ（ｐ）に依存する関数Ｇ（α、ｐ）を掛け合わせ、成形性スコアとして算出した。なお、本実施例では温度（Ｔ）、潤滑油粘度（μ）、試験片板厚（ｔ）、金型の綾線の角度（α）、およびピッチ（ｐ）を一定としたため、Ｆ×Ｇを便宜的に１としてスコアを算出し、表１の「成形性スコア」欄に記載した。
成形性スコア＝（Ｆ×Ｇ）×［ΣＥ（ｉｊ）／Ｒ（ｊ）］／［（ΣＡ，Ｃ，Ｃ’，Ｅ２／Ｒ（ｊ））＋（ΣＢ，Ｄ１／Ｒ（ｊ））］×１００  ・・・（３）
式中、
Ａ、Ｃ、Ｃ’、Ｅについては、Ｅ（ｉｊ）＝１．０×（割れなし：２、くびれ：１、割れあり：０）とし、
Ｂ、Ｄについては、Ｅ（ｉｊ）＝０．５×（割れなし：２、くびれ：１、割れあり：０）として算出した。
成形性スコアは、７０点以上を成形性に優れると評価した。
【００７５】
（隙間腐食性試験）
作製した純チタン板から３０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切出し、その中央にφ７ｍｍの穴を開け、その穴を通してテフロン（登録商標）製マルチクレビス（ＡＳＴＭ  Ｇ１６−７１）を両面に取り付けたものを隙間腐食性評価用試験片とした。このマルチクレビスは１２箇所の隙間部を形成するが、本試験では試験片の両面にマルチクレビスを取り付けたので、隙間部は合計２４箇所である。この試験片を沸騰した１０％ＮaＣｌ水溶液中に３６０時間浸漬し、その後、隙間腐食の発生有無を目視で確認し、隙間腐食の発生箇所数を測定した。隙間腐食の発生箇所数が５箇所以下の場合に、耐隙間腐食性を良好と評価した。結果を表１の「耐食性腐食率」欄に記載した。
【００７６】
（総合評価）
室温での機械的特性として室温での引張強度が３４３ＭＰａ以上、プレス成形性のスコアが７０点以上、隙間腐食発生個数が５箇所以下の場合を夫々合格とし、全てを満足する例を強度とプレス成形性のバランスに優れており、また耐隙間腐食性にも優れていると評価した。結果を表１に示す。
【００７７】
【表１】
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【００７８】
表１から次のように考察することができる。即ち、Ｎｏ．２〜６、９、１０、１２〜１６は本発明で規定する要件を満たす純チタン板であり、室温での強度とプレス成形性のバランスに優れるだけでなく、耐隙間腐食性にも優れていることがわかる。
【００７９】
これに対し、Ｎｏ．１、７、８、１１は本発明で規定する要件を満たしていないため、室温での強度を確保できなかったり、室温でのプレス成形性や耐隙間腐食性に劣るといった不具合が生じた。
【００８０】
Ｎｏ．１とＮｏ．１１は、最終焼鈍前の冷間圧延での圧下率が低い例である。この例ではシュミット因子が０．４５以上の値を有する結晶粒の面積率（表中、「集合組織（％）」）が４３％を下回ったため、プレス成形性が悪かった。
【００８１】
Ｎｏ．７は、純チタン板に含まれるＯ量が少なく、式（１）の値が本発明の規定を下回る例であり、引張強度が３４３ＭＰａを下回っていた。
【００８２】
Ｎｏ．８は、式（２）の値が本発明の規定を下回る例（表中、「Ｈ」の値が負）である。この例ではシュミット因子が０．４５以上の値を有する結晶粒の面積率（表中、「集合組織（％）」）が４３％を下回ると共に、β相の体積率が規定を上回ったため、プレス成形性と耐隙間腐食性が悪かった。
【図１】
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【図２】
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