(57)【要約】【課題】工業用純チタン製板材の機械的強度を一定レベル以上に維持した上で、その曲げ性および張り出し性をともにバランスよく向上させること。【解決手段】Ｆｅ：０．８％以上・２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、等軸のα＋β２相組織を有し、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板。【選択図】図１
2008127633.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．８重量％（以下、単に％とする。）以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、等軸のα＋β２相組織を有し、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板。
【請求項２】
Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、この合金を構成するα相およびβ相の相量の総和を１００％とするとき、３％以上２０％以下のβ相量を含む等軸のα+β２相組織であり、かつ、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板。
【請求項３】
Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金のスラブが、この合金のβ変態点以下の温度域にて熱間圧延されたのち、この熱延方向と同じ方向に、1回以上の冷間加工および連続焼鈍処理が行なわれる方法であって、最終冷間加工率が４５％以上であり、そして、この最終冷間加工に後続して７００℃〜（β変態点以下−２０℃）の温度で1分以上の焼鈍処理が行なわれることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板の製造方法。
【請求項４】
Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、等軸のα+β２相組織を有し、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板からなることを特徴とするプレート式熱交換器。
【請求項５】
Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、この合金を構成するα相およびβ相の相量の総和を１００％とするとき、３％以上２０％以下のβ相量を含む等軸のα+β２相組織であり、かつ、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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すぐれたチタン合金板からなることを特徴とするプレート式熱交換器。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレート式熱交換器に代表されるように、より以上の薄肉化が要求されている分野に広く使用される曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
プレート式熱交換器をはじめ、化学プラントの各種部材や沿岸部の構造材等に多用されるチタンは、すぐれた耐食性ならびに比強度を有するため、とりわけ海水熱交換器の構成材としてきわめて有効である。そして、プレート式熱交換器に広く使用されるチタン板材の場合は、伝熱効率を高める目的で、その表面が凹凸形状にプレス成形されるのが常法である。最近は、伝熱効率をさらに向上させるために、板厚の薄肉化や凹凸形状の複雑化が要求されるにおよび、チタン板材の成形性を一段と向上させることの必要性が増大している。しかも、熱交換器における耐圧部への適応性や所要チタン量の低減化等の要求は、チタン板材の薄肉化をさらに加速しているのが当業界の現状である。
【０００３】
以上のことは、結局のところ、チタン板材の張り出し性および機械的強度という相反する二種の材料特性を同時に満足させなければならないことを意味している。しかも、適用製品の高機能化や高級化等から、変形モードも多様化、複雑化しており、例えば張り出し性、曲げ性を同時に満たすような成形に対する要請にも対応することが必要となっている。
【０００４】
通常、プレート式熱交換器に広く使用されるチタン板材は、成形性のよいＪＩＳ１種が最適とされるが、その強度は、350MPa程度であって、高強度化、薄板化の要求に対して必ずしも満足するものではない。これに対して、ＪＩＳ２種および３種のチタン板材は、ＪＩＳ１種よりは高強度であるが、板材の張り出し性および曲げ性が劣化することは、すでによく知られているところである。
【０００５】
下記する非特許文献１は、ＪＩＳ１種に相当するチタン板材の張り出し性を向上する目的で、板材のＬ方向のｎ値を増大させることが有効であると記載している。これは、チタン結晶の粒径粗大化によりｎ値を増大させる方法であるが、この方法はチタン板材の熱処理の所要時間を十分にとることが必要であり、工業的には不経済である。ことに、高強度純チタンは、不純物の含有量が多くてチタン結晶の粒径粗大化が緩慢なために、それだけ余分の熱量を必要とする。
【０００６】
これは、結晶粒径の粗大化によりｎ値を増大させる方法であるが、本発明合金のようにα+β2相合金では、β相がα相の結晶粒成長を抑制するため、長時間の熱処理を必要し、工業的には不経済である。
【０００７】
なお、チタン板材の張り出し性の向上には、同時にｒ値の増大も有効であることが知られているが、ｒ値の増大は、一方でチタン板の曲げ性を劣化させる問題がある。曲げ性を劣化させないで改善するには、ｒ値を低下させれば良く、下記非特許文献２は、チタンのβ単相温度域に加熱して圧延する集合組織制御により、低ｒ値にすることも記載されている。
【０００８】
しかし、β単相温度域に加熱した集合組織では、チタン板の張り出し性を著しく劣化させる問題をともない、いずれにしてもチタン板の張り出し性および曲げ性を同時にバランスよく改善することは容易でない。
【０００９】
下記特許文献１は、Ｆｅ：０．１５〜０．５％、Ｎ：０．０１５〜０．０４％および酸素を比較的多く含有するチタン板であって、これらの不純物の組成を調整することにより、高延性で板面内材質異方性が小さくできる板材を開示している。すなわち、酸素等量値Ｑ＝[Ｏ]＋２．７７[Ｎ]＋０．１[Ｆｅ]を０．１１〜０．２８となるように制御しているが、これは、あくまでも板面内材質異方性を調整するにすぎないから、張り出し性および曲げ性の観点では、従来の工業用チタンとその強度レベルを揃えると同等程度となる。
【００１０】
このように、従来から知られた技術では、硬質ＪＩＳ２および３種の強度レベルを有する工業用純チタンの張り出し性および曲げ性を同時に向上させることは困難であった。
【非特許文献１】日刊工業新聞社発行，社団法人日本チタン協会編、2002年11月27日「チタンの加工技術」84〜86頁
【非特許文献２】社団法人日本チタン協会発行、平成18年4月28日「チタン」Vol．54  No．1  42〜51頁
【特許文献１】特開２００２−１８０１６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、工業用純チタン製板材の機械的強度を一定レベル以上に維持した上で、その曲げ性および張り出し性をともにバランスよく向上させることを課題とし、またそのために有効な製造方法の提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決するために完成された本発明の特徴とする要旨は、以下のとおりである。
（１）Ｆｅ：０．８重量％（以下、単に％とする。）以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、等軸のα+β２相組織を有し、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板。
（２）Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、この合金を構成するα相およびβ相の相量の総和を１００％とするとき、３％以上２０％以下のβ相量を含む等軸のα+β２相組織であり、かつ、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板。
（３）Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金のスラブが、この合金のβ変態点以下の温度域にて熱間圧延されたのち、この熱延方向と同じ方向に、1回以上の冷間加工および連続焼鈍処理が行なわれる方法であって、最終冷間加工率が４５％以上であり、そして、この最終冷間加工に後続して７００℃〜（β変態点以下−２０℃）の温度で1分以上の焼鈍処理が行なわれることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板の製造方法。
（４）Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、等軸のα+β２相組織を有し、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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°以上であることを特徴とする曲げ性および張り出し性にすぐれたチタン合金板からなることを特徴とするプレート式熱交換器。
（５）Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避の不純物であるチタン合金板であって、この合金を構成するα相およびβ相の相量の総和を１００％とするとき、３％以上・２０％以下のβ相量を含む等軸のα+β２相組織であり、かつ、その圧延板面の集合組織を測定した場合、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試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の〔０００１〕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すぐれたチタン合金板からなることを特徴とするプレート式熱交換器。
【発明の効果】
【００１３】
本発明は、工業用純チタンにおけるＴｉ以外の含有元素であるＦｅおよびＯの量を規制するとともに、この合金材の熱間圧延、冷間加工ならびに焼鈍処理を調整して実施することにより、合金組織の形態を等軸のα+β２相組織としたので、高強度が維持されつつ曲げ性および張り出し性がバランスよく向上されている。したがって、本発明のチタン合金板は、本来具有するすぐれた比強度や耐食性等はそのまま有効に温存されつつ、プレート式熱交換器その他各種高級製品の板成形部材に要求される曲げ性および張り出し性に十分呼応できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明のチタン合金板材は、Ｔｉおよび不可避の不純物を別として、Ｆｅ：０．８％以上２．５％以下およびＯ：０．０６％以下を必須の成分として含有することが特徴である。Ｆｅはチタン合金中にβ相を析出させて合金材を強化するβ相安定化元素であって、０．８％未満ではβ相の硬さが不足し、集合組織形態が変化して良好な曲げ性が得られない。また、Ｆｅは２．５％以上添加されると、合金材の強度が高くなりすぎるとともに、張り出し性および曲げ性が十分に確保されない。したがって、Ｆｅは０．８％以上２．５％以下とするが、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．２％以上で、上限も好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．１％以下がよい。
【００１５】
Ｏはチタン合金中のα相を硬化するα安定化元素であって、本来、材料の強化に重要であるが、本発明では、α相の軟質化により、チタン合金の延性が確保されるとともに高ｎ値が付与されるので、０．０６％以下とした。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下がよい。なお、０．０６％を超えて含有させると高成形性の一部を担う双晶変形が入りにくくなり張り出し性を損なうので好ましくない。
【００１６】
つぎに、本発明のチタン合金板は、その組織形態が等軸のα+β２相組織であることが特徴であって、針状組織では、曲げ性はよいが、延性の低下が著しく、張り出し性が劣化する。また、α単相組織になると、高ｎ値が確保できないために張り出し性および曲げ性がともに劣化する。
【００１７】
さらに、本発明では、上記した等軸のα+β２相組織において、α相の（０００１）極点図のピークを示す方向が、圧延方向の法線方向となす角度（以下、α角という。）が４０°以上であることが特徴である。
【００１８】
図１は、チタン合金板の圧延面における結晶方位を示した模式図であり、ここでＮＤ（Normal Direction）は圧延方向の法線方向、ＲＤ（Rolling   Direction）圧延方向、ＴＤ（Transverse Direction）は板幅方向をそれぞれ表している。また、τ軸はα相(hcp構造)の〔０００１〕極点図のピーク位置（Basal Pole）を示す方向を表している。そして、本発明では、このτ軸と前記ＮＤ軸とのなす角度（α）が  ４０°以上である等軸のα+β２相組織を有するチタン合金版を提供することで、機械的強度を十分に保持した上で、曲げ性と張り出し性をともにバランスよく向上させることができる。
【００１９】
α角が４０°未満では板厚方向に歪みを発生させることが困難となり、板材の曲げ性を低下することになる。α角は４２°以上が好ましく、４４°以上がさらに好ましい。一方、張り出し性のバランスを考慮するとα角は７０°以下が好ましく、６０°以下がさらに好ましい。
【００２０】
４０°以上のα角が確保されるためには、上記組成のチタン合金のスラブは、この合金のβ変態点以下の温度、すなわち硬いβ相が存在する温度域にて熱間圧延される。
【００２１】
さらに、熱間圧延につづいて、この熱延方向と同じ方向に冷間加工および1回以上の連続焼鈍処理がおこなわれる。本発明では、最終冷間加工率を４５％以上とし、この最終冷間加工に後続して７００℃〜（β変態点以下−２０℃）の温度で1分以上の焼鈍処理が行なわれる。これによって、β相の量が３％以上２０％以下を含む等軸のα+β２相の組織が得られ、その結果、張り出し性および曲げ性がバランスよく高度に維持され、しかも高強度のチタン合金板材が経済的に製造される。
【００２２】
本発明のチタン合金板材は、本来の耐食性はもとより機械的強度に加えて、均衡した曲げ性および張り出し性のよい品質を有し、プレート式熱交換器のほか、燃料電池のセパレータ、ボルト、ネジ等のフアスナー材、携帯電話器、モバイルパソコン、カメラ等のボデイ、めがねフレームあるいはゴルフクラブヘッド等、高度な成形性が要求される用途に広く有効に適用できる。
(実施例１群)
表１は、本発明の実施例ならびに対応する比較例に相当する複数の異なった組成のチタン合金板材の諸特性を示す。本発明の実施例および比較例のチタン合金板材は、ＦｅおよびＯ元素の含有量が異なる材料が準備され、後述するように異なる条件のもとで熱間圧延、冷間圧延ならびに連続焼鈍により製造された。そして、下記する方法および条件により、各供試材の組織、引っ張り強度、それと張り出し性とのバランス性および曲げ性が計測され、これらの各特性値によりその良否が比較された。表１には、総合評価も列挙されている。
【００２３】
表１の符号２、３、４および６の試験片は実施例であって、ＦｅおよびＯ元素の含有量がいずれも本発明の規定範囲内にあり、同時にα角も本発明の範囲に属し、すぐれた引っ張り強度と対張り出し性バランスならびに曲げ性を保持している。
これらに対して、比較材の符号１は、Ｆｅ量が過少にして曲げ性が劣っており、同じく符号５は、Ｆｅ量が過大なために、引張り強度と張り出し性とのバランス（Ｔｓ×Ｅｒ）が、本発明の実施例に比較して不良であり、曲げ性もよくない。同じく符号７は、Ｏが過大の例であり、張り出し性が劣り、引張り強度と張り出し性とのバランス（Ｔｓ×Ｅｒ）は、本発明の実施例に比較して低い値となっている。なお、符号８は従来の工業用純チタンＪＩＳ２種相当材であるが、β相の析出が実質的に認められず、曲げ性もよくない。
【００２４】
つぎに、同表１に記載された実施例および比較例８種の試験材の製造方法を説明する。はじめに、アーク溶解法により、所定の成分を含有するチタン合金が溶製され、１００ｍｍ×１００ｍｍの角柱形の１０ｋｇ鋳塊が製造される。各鋳塊はそれぞれ１０００℃に加熱され、３０ｍｍの高さ（厚さ）まで熱間圧延されてから、８５０℃で熱間圧延ならびにスケール除去され、５．５ｍｍの厚さに揃えられる。つぎに、各圧延材は８０％の冷間加工に付されてから、大気炉にて８００℃×３ｍｉｎ．／ＡＣの連続焼鈍が施されたのち、スケール除去され、１．０ｍｍの厚さに揃えられて供試材となる。
【００２５】
各供試材の端部から切り出された成分分析試料により成分分析された結果が表１に記載されたＦｅおよびＯの量（質量％）である。また表１に記載された各供試材の引張り強度、張り出し性、曲げ性ならびにβ相の量およびα角は、つぎのようにして計測された。
【００２６】
〔引張り強度〕
ゲージ長さ２５．０ｍｍ、厚さ１．０ｍｍの試験片が各供試材から採取され、ＪＩＳ
Ｚ２２４１に準拠する引張り試験にて引張り強度が計測された。
【００２７】
〔張り出し性〕
各供試材からＪＩＳ  Ｚ２２４７に規定される２号試験片が切り取られ、各試験片について同規定に準拠するエリクセン試験が実施され、表１に記載のエリクセン値が得られた。
【００２８】
〔曲げ性〕
曲げ性の評価は、各供試材から採取された１．０ｔ×１０Ｗ×１００Ｌのサイズのサンプルについて、ＪＩＳ  Ｚ２２４８に準拠して行なわれたが、各サンプルの支え間の距離は下記の６条件とされた。
【００２９】
・２．５ｍｍ、２．０ｍｍ、１．５ｍｍ、１．０ｍｍ、０．５ｍｍ、０ｍｍ（密着）
そして、評価は、この６種の各条件ごとに、それぞれ２０倍の顕微鏡下で材料の割れの有無が観察され、その中で割れが認められなかったものの内で、支え間距離の小さいものが表１に記載されている。
【００３０】
〔組織およびα角〕
各供試材の組織状態は、板厚１／４Ｄの位置まで電解研磨されたものについて、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｄ  Ｐａｔｔｅｒｎ）により組織観察が行なわれる。この観察により等軸組織および針状組織が判定され、そして、同法システムの解析ソフト「ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ」の使用により、その（０００１）極点図の最大ピーク位置からα角が算出された。この値も表１に記載されている。
（実施例２群）
表２は、表１の組成符号３とされた本発明の一実施例の供試材について、同表に記載のように、異なる条件による冷間圧延および最終焼鈍の組み合わせで処理された場合の各試験片の性能を示す。なお、この供試材のβ変態点は８８０℃で、各特性値は前記実施例１群の場合と同様の方法により計測された。
【００３１】
ｚ本発明の実施例である記号Ｂ、ＣおよびＤは、いずれも本発明の条件とされる４５％以上の最終冷間加工および７００℃〜（β変態点−２０℃）、１分以上の焼鈍処理が適用された事例である。この３種の試験片の引張り強度・張り出し性バランスおよび曲げ性はすべてすぐれた値を示しており、本発明の効果が明らかである。
【００３２】
これらに対して、記号Ａ、Ｅ、Ｆ、ＧおよびＨは、最終冷間加工および焼鈍処理の実施条件がいずれも本発明の条件から外されていることから、各試験片ともに張り出し性に劣り、張り出し性バランスもよくない。すなわち、記号Ａは最終冷間加工が４０％以下であり、記号Ｅは焼鈍時間が１分未満のために、再結晶が終了していない。記号Ｆは焼鈍温度が７００℃未満でしかも短時間であるために、未再結晶組織のままである。記号Ｇは再結晶が完了しているが、焼鈍温度が７００℃未満であるために、組織は実質的にα単相となり、すぐれた張り出し性が得られていない。また、記号Ｈはβ変態点−２０℃以上での焼鈍温度であることから、針状組織となって張り出し性の劣化が著しいことがわかる。
【００３３】
【表１】
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【００３４】
【表２】
2008127633.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００３５】
【図１】チタン合金板の試料座標系における結晶方位を示した模式図。
【図１】
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