(57)【要約】【課題】優れた強度と成形性とを有したチタン板と熱交換器用プレート、燃料電池用セパレータを提供する。【解決手段】チタン板は、Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．２００質量％を含有し、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒組織を含み、（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]≧０．６８を満足し、α相結晶粒の結晶方位を結晶方位分布関数で表した場合に、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°を方位１、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位２、φ１＝９０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位３、φ１＝６５°、Φ＝３０°、φ２＝０°を方位４、φ１＝９０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位５とし、各方位を中心とする結晶粒の面積率をそれぞれＡ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ５としたときに、１．５≦（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）≦３０を満足し、α相結晶粒の円相当直径の平均値が５〜８０μｍ、最大値が３００μｍ以下である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．２００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、
Ｆｅ濃度（質量％）を[Ｆｅ]、Ｏ濃度（質量％）を[Ｏ]で表した場合に、下記式（１）を満足し、
（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]≧０．６８  ・・・（１）
α相結晶粒の結晶方位を結晶方位分布関数で表した場合に、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°を方位１、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位２、φ１＝９０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位３、φ１＝６５°、Φ＝３０°、φ２＝０°を方位４、φ１＝９０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位５とし、各方位を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をそれぞれＡ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ５としたときに、下記式（２）を満足し、
１．５≦（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）≦３０  ・・・（２）
前記α相結晶粒の円相当直径の平均値が５〜８０μｍであり、かつ最大値が３００μｍ以下であることを特徴とするチタン板。
【請求項２】
下記式（３）を満足することを特徴とする請求項１に記載のチタン板。
１．０＜Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）≦１０  ・・・（３）
【請求項３】
φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位６とし、方位６を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をＡ６としたときに、下記式（４）を満足することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のチタン板。
（Ａ５−Ａ６）＞０  ・・・（４）
【請求項４】
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％以下のいずれか１種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のチタン板。
【請求項５】
板厚が１．０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のチタン板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載のチタン板を用いた熱交換器用プレートであって、板厚ｔ（ｍｍ）としたときに、ピッチが４ｔ〜４０ｔ、深さが５ｔ〜１５ｔである溝を、１本または２本以上有することを特徴とする熱交換器用プレート。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれか１項に記載のチタン板を用いた燃料電池用セパレータであって、板厚ｔ（ｍｍ）としたときに、ピッチが４ｔ〜４０ｔ、深さが５ｔ〜１５ｔである溝を、１本または２本以上有することを特徴する燃料電池用セパレータ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、チタン板と当該チタン板を用いた熱交換器用プレートおよび燃料電池用セパレータに関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、チタン板は、比強度および耐食性に優れているので、化学、電力、食品製造プラント等の熱交換器用部材、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に使用されている。チタン板は、前記用途の中でも、近年適用が進みつつあるプレート式熱交換器に使用される場合、高い熱交換効率が要求されるため、表面積を増やすべくプレス成形によって波状に加工されて適用されている。そのため、熱交換器用のチタン板は、深い波目を付けるために、優れた成形性が必要とされている。さらに、熱交換器用のチタン板は、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、一定以上の強度が要求される。
【０００３】
前記の各種用途に多用されるチタン板は、ＪＩＳ  Ｈ４６００の規格で規定され、Ｆｅ、Ｏ等の不純物濃度や強度等によってＪＩＳ１種、２種、３種等の等級があり、等級が増す程、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。従来は、高い成形性が求められる部材には、強度で劣るものの延性が高いことから、ＦｅやＯの濃度が低いＪＩＳ１種の純チタン板（耐力１６５ＭＰａ以上）が用いられていた。しかし、近年は、熱交換器の効率の向上に加えて、高強度化・軽量化の要求もますます増大している。こうした要求に応えるチタン板として、例えばＪＩＳ２種の純チタン板（耐力２１５ＭＰａ以上）が挙げられる。しかし、このような純チタン板の強度レベルになると成形性が劣るため、熱交換器への適用が困難である。また、一般にチタン材料は、Ｆｅ、Ｏ等の不純物濃度の増加や、結晶粒の微細化によって高強度化が図られるが、これらの方法では成形性が大きく低下することがある。
【０００４】
チタン板の成形性向上に関して、従来から種々の技術が提案されている。
例えば、特許文献１には、熱間圧延の最終圧延方向を分塊圧延の圧延方向と直角となるように圧延して、耐力の異方性の少ない純チタン板を得るための製造方法が開示されている。特許文献２には、Ｔｉ−Ｆｅ−Ｏ−Ｎ系合金を用いて、初期圧延方向と直交する方向に一度だけ圧延することによって面内異方性を低減させる方法が開示されている。特許文献３には、α相の結晶粒の結晶粒径を大きくしてプレス成形時の変形双晶の頻度を増加させている。また、最終焼鈍後に圧下率０．７〜５％のスキンパス圧延を施して、集合組織（Ｃ軸のずれ角度）を調整して規定の蓄積ひずみ量とすることによって、耐力とプレス成形性を保持したチタン板が開示されている。特許文献４には、表面に潤滑皮膜を塗布して、表面の動摩擦係数を０．１５未満に制御し、伸びとｒ値が特定の関係式を満足することによって、プレス成形性と強度のバランスを取る方法が開示されている。特許文献５には、所定の式で定義されるキーンズ因子ｆ値を０．６０以上として、成形性を向上させたチタン板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開６３-１３０７５３号公報
【特許文献２】特許第３４８１４２８号公報
【特許文献３】特許第５３８５０３８号公報
【特許文献４】特許第４４５２７５３号公報
【特許文献５】特許第４０８８１８３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１の製造方法は、互いに垂直な２方向にそれぞれ圧延を施すクロス圧延方法であり、一般的に圧延ロール幅よりも長い板にクロス圧延を施すことができないため、圧延加工できる板形状に大きな制約を伴う。更に、六方晶のＣ軸は板面法線近傍に配向するため、強度異方性は低減するものの、局部変形能に劣り、曲げや張出成形には適さないと考えられる。
【０００７】
特許文献２の方法は、特許文献１の方法よりも制約は小さいと考えられるが、いずれにしても圧延加工できる板形状に大きな制約を伴う。また板厚が大きいものである。更に、六方晶のＣ軸は板面法線近傍に配向するため、強度異方性は低減するものの、局部変形能に劣り、曲げや張出成形には適さないと考えられる。
【０００８】
特許文献３の方法は、スキンパス圧延を施すために、工程数が多くなるので生産性に劣ると考えられる。特許文献４の方法は、塗布工程ならびに除膜工程が必要であり、高コストとなる。特許文献５の方法は、十分な強度と成形性が得られているとはいえず、更なる強度と成形性の向上が望まれている。
【０００９】
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、優れた強度と成形性とを兼ね備えたチタン板とこのチタン板を用いた熱交換器用プレートおよび燃料電池用セパレータを提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、チタン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、結晶方位の配向の仕方を精緻に制御することによって、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、本発明を完成させるに至ったものである。本発明は以下の構成を有している。
【００１１】
本発明のチタン板は、Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．２００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、Ｆｅ濃度（質量％）を[Ｆｅ]、Ｏ濃度（質量％）を[Ｏ]で表した場合に、下記式（１）を満足し、
（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]≧０．６８  ・・・（１）
α相結晶粒の結晶方位を結晶方位分布関数で表した場合に、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°を方位１、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位２、φ１＝９０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位３、φ１＝６５°、Φ＝３０°、φ２＝０°を方位４、φ１＝９０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位５とし、各方位を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をそれぞれＡ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ５としたときに、下記式（２）を満足し、
１．５≦（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）≦３０  ・・・（２）
前記α相結晶粒の円相当直径の平均値が５〜８０μｍであり、かつ最大値が３００μｍ以下であることを特徴としている。
【００１２】
このような構成のチタン板であれば、面内の強度異方性が少なく、強度と成形性とを併せ持つチタン板とすることができる。
【００１３】
また、本発明のチタン板は、下記式（３）を満足することが好ましい。
１．０＜Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）≦１０  ・・・（３）
【００１４】
このような構成のチタン板であれば、更に圧延方向の成形性を向上させたチタン板とすることができる。
【００１５】
また、本発明のチタン板は、φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位６とし、方位６を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をＡ６としたときに、下記式（４）を満足することが好ましい。
（Ａ５−Ａ６）＞０  ・・・（４）
【００１６】
このような構成のチタン板であれば、更に圧延方向の成形性に優れたチタン板とすることができる。
【００１７】
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％以下のいずれか１種以上を、さらに含有することが好ましい。
【００１８】
このような構成のチタン板であれば、チタン板の強度をより向上させることが可能となる。さらにＡｌの添加により耐熱性を向上させることが可能となる。
【００１９】
さらに、本発明のチタン板は、板厚が１．０ｍｍ以下であることが好ましい。
このような構成のチタン板であれば、さらなる成形性の向上と軽量化を図ることができる。
【００２０】
また、本発明の熱交換器用プレートは、前記のチタン板を用いた熱交換器用プレートであって、板厚ｔ（ｍｍ）としたときに、ピッチが４ｔ〜４０ｔ、深さが５ｔ〜１５ｔである溝を、１本または２本以上有することが好ましい。
このような熱交換器用プレートは、伝熱効率や軽量化効果に優れたものである。
【００２１】
また、本発明の燃料電池用セパレータは、前記のチタン板を用いた燃料電池用セパレータであって、板厚ｔ（ｍｍ）としたときに、ピッチが４ｔ〜４０ｔ、深さが５ｔ〜１５ｔである溝を、１本または２本以上有することが好ましい。
このような燃料電池用セパレータは、伝熱効率や軽量化効果に優れたものである。
【発明の効果】
【００２２】
本発明に係るチタン板は、優れた強度と成形性とを兼ね備えたものである。また、このチタン板を用いることによって、伝熱効率や軽量化効果に優れた熱交換器用プレートおよび燃料電池用セパレータを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２３】
【図１】本発明のチタン板のα相結晶粒の結晶方位を示す概念図である。
【図２】図２（ａ）は、本発明のチタン板のα相結晶粒の結晶方位１を示す概念図である。図２（ｂ）は、本発明のチタン板のα相結晶粒の結晶方位２を示す概念図である。
【図３】本発明の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的平面図である。
【図５】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図４のＥ−Ｅの模式的断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
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、Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．２００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（六方最密充填構造）であるα相の結晶粒組織を含む。本発明に係るチタン板は、例えばＪＩＳ  Ｈ４６００に規定される１〜４種の純チタンのような工業用純チタンに準じた化学組成を有している。
【００２５】
（Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．２００質量％）
チタン板は、Ｆｅ、Ｏの含有量が少ないと強度が低下する。また、ＦｅやＯの含有量が０．０２０質量％未満のチタン板を製造するためには高純度のスポンジチタンを原材料に適用することになり、コストが高くなる。したがって、Ｆｅ、Ｏの各含有量は０．０２０質量％以上とする。Ｏの含有量は、０．０３０質量％以上が好ましい。一方、Ｆｅを多く含有すると、インゴットの偏析が大きくなって生産性が低下する。そのため、Ｆｅ含有量は１．０００質量％以下とし、０．８００質量％以下が好ましく、０．５００質量％以下がさらに好ましい。また、Ｏを多く含有すると、チタン板が脆くなって冷間圧延時の割れが生じ易くなり、生産性が低下し、また成形性が低下する。そのため、Ｏ含有量は０．２００質量％以下とし、０．１５０質量％未満が好ましく、０．１３０質量％以下がより好ましく、０．１００質量％以下がさらに好ましい。
【００２６】
（（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]≧０．６８）
Ｆｅ濃度（質量％）を［Ｆｅ］、Ｏ濃度（質量％）を［Ｏ］で表した場合に、（［Ｆｅ］−０．０２０）／［Ｏ］が０．６８未満のとき、後述する圧延工程と焼鈍工程を経ても所望の集合組織が形成されない。これは、通常のプロセスにおいて製造した際に、室温でβ相（ＢＣＣ相）が殆ど残存しないためである。一方、室温でのβ相の残存量が多い程、以下に記載する所定プロセスを施した後、所望の集合組織が形成される。したがって、（［Ｆｅ］−０．０２０）／［Ｏ］は０．６８以上とする。（［Ｆｅ］−０．０２０）／［Ｏ］は好ましくは、０．７０以上、より好ましくは０．７５以上である。（［Ｆｅ］−０．０２０）／［Ｏ］の上限は特に定めないが、現実的には５０以下であり、好ましくは２０以下であり、より好ましくは１０以下である。
【００２７】
（Ｎ：０．０５０質量％以下、Ｃ：０．１００質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下のいずれか１種以上）
本発明に係るチタン板は、後記する不可避的不純物としての含有量を超えて、Ｎ：０．０５０質量％以下、Ｃ：０．１００質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下のいずれか１種以上を、さらに含有することが好ましい。
【００２８】
Ｎ、Ｃ、Ａｌはいずれも、不可避的不純物としての含有量を超えて添加させたとき、チタン板の強度を向上させ、さらにＡｌは耐熱性を向上させる。これらの効果を得るために、Ｎ、Ｃ、Ａｌは、それぞれ含有量が０．００１質量％以上であることが好ましい。一方、チタン板は、Ｎ、Ｃ、Ａｌを過剰に含有すると、冷間圧延時の割れが生じ易くなり、生産性が低下する。特にＮはチタン板を脆くし易いため、Ｎ含有量は０．０５０質量％以下とし、０．０１４質量％以下が好ましい。Ｃ含有量は０．１００質量％以下とし、０．０５０質量％以下が好ましい。また、Ａｌ含有量は１．０００質量％以下とし、０．４００質量％以下がより好ましく、０．２００質量％以下がさらに好ましい。
【００２９】
（残部：チタンおよび不可避的不純物）
本発明に係るチタン板は、残部がチタンおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｎ、Ｃ、Ａｌ、Ｈ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｎｉ等がある。Ｎ、Ｃ、Ａｌについては前記のとおりである。その他の元素については、Ｈ：０．００５質量％以下であり、その他の元素：各０．１質量％以下であれば、本発明の効果を阻害するものではなく、許容される。
【００３０】
（結晶粒組織）
本発明のチタン板は、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。α相結晶粒の結晶は六方晶構造で、結晶構造そのものの異方性が強い。従来の圧延と焼鈍プロセスで製造されるチタン板は、α相結晶粒が圧延面の法線方向（圧延面の垂直方向）から板幅方向に約３５°傾斜した角度位置に強い集積が認められる集合組織を形成している。また、圧延方向に傾斜した角度位置に集積（ピーク）が無く、圧延面内で、圧延方向に比べて板幅方向の強度が高いことにより、強い強度異方性を示すことが問題となっている。
【００３１】
一般に、素材（試料）中の結晶粒の結晶方位は、結晶方位分布関数によってオイラー角を用いて表すことができる。オイラー角とは試料の座標系に対する結晶粒の結晶方位関係を表記する方法である。結晶方位分布関数については、例えば、長嶋晋一編著、「集合組織」、丸善、昭和５９年１月２０日発行、ｐ．２９−３９に記載されている。
【００３２】
図１は、本発明のチタン板のα相結晶粒の結晶方位を示す概念図である。試料座標系として、互いに直交する関係にある、ＲＤ方向（圧延方向）、ＴＤ方向（板幅方向）およびＮＤ方向（圧延面の法線方向）の３本の座標軸が示されている。また、結晶座標系として、互いに直交する関係にあるＸ軸、Ｙ軸およびＺ軸の３本の座標軸が示されている。図１ではＸ軸は[10-10]方向（柱面の法線方向）と一致し、Ｙ軸は[-12-10]方向と一致し、Ｚ軸は[0001]方向（Ｃ軸方向）と一致する。Ｂｕｎｇｅの表記方法では、試料座標系のＲＤ方向、ＴＤ方向、ＮＤ方向と結晶座標系のＸ軸、Ｙ軸、Ｚ軸とがそれぞれ一致した状態をまず考える。そこから、結晶座標系をＺ軸回りにφ１回転させ、φ１回転後のＸ軸（図１の状態）回りにΦ回転させる。最後にφ１回転とΦ回転の後のＺ軸回りにφ２回転させる。これらのφ１、Φ、φ２の３つの角度を用いて、α相結晶粒の結晶方位（Ｃ軸方向など）を規定する。
【００３３】
すなわち、φ１は、試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面（圧延平面）と結晶座標系の[10-10]-[-12-10]平面との交線と、試料座標系のＲＤ方向（圧延方向）とがなす角度である。Φは、試料座標系のＮＤ方向（圧延面の法線方向）と、結晶座標系の[0001]方向（(0001)面の法線方向）とがなす角度である。φ２は、試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面（圧延平面）と結晶座標系の[10-10]-[-12-10]平面との交線と、結晶座標系の[10-10]方向とがなす角度である。
【００３４】
ここで、Ｂｕｎｇｅの表記方法を用い、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°を方位１、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位２、φ１＝９０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位３、φ１＝６５°、Φ＝３０°、φ２＝０°を方位４、φ１＝９０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位５とする。
【００３５】
図２（ａ）は、α相結晶粒の結晶方位１を示す概念図である。図２（ｂ）は、α相結晶粒の結晶方位２を示す概念図である。方位１と方位２は、従来材で認められる主なα相結晶粒の集合組織の方位である。これらの方位は、α相結晶粒（六方晶）のＣ軸が圧延面の法線方向から板幅方向（ＴＤ方向）に３５°傾いた方位を示す。これらの方位に集積した集合組織がチタン板の強度異方性を引き起こしている。尚、図２（ａ）および図２（ｂ）は、上記結晶方位の理解のために、α相結晶粒の方位１と方位２との違いを概念的に示したものであり、傾きや角度等において必ずしも正確に示したものではない。
【００３６】
本発明者らは、これらの集積に対して、圧延面の法線方向から板幅方向ではなく、圧延方向（ＲＤ方向）に傾斜した方位にあるα相結晶粒と、圧延面の法線方向から圧延方向と板幅方向の間の方向に傾斜した方位にあるα相結晶粒を新たに特定の量比で形成させることによって、圧延方向に比べて板幅方向の強度が高い従来の面内の強度異方性を効果的に低減させて、チタン板の成形性を向上できることを見出した。
【００３７】
なお、その結晶粒の結晶方位を規定する主相のα相の他、ＢＣＣ構造（体心立方構造）のβ相を面積率で数％程度含んでもよく、その結晶方位は特に規定しない。
【００３８】
以下、本発明についてさらに詳しく説明する。
チタン板は、一方向に圧延しコイル状に生産されることが一般的であり、チタン板にプレス成形を施し、部材を製造する場合、部材の長手方向をチタン板の圧延方向と一致させ、圧延方向（部材の長手方向）を成形時の主ひずみ方向とすることが望まれる。
ところが、従来材は、板幅方向を主ひずみ方向とした場合に成形性に優れ、圧延方向を主ひずみ方向とした場合に成形性が大きく低下するものであった。このような課題に対して、本発明は、圧延方向を主ひずみ方向として、圧延方向の成形性を向上させるものである。
【００３９】
従来材にて認められる結晶粒の集合組織の方位は、主として方位１と方位２である。これらの方位は、α相結晶粒（六方晶）のＣ軸が圧延面の法線方向から板幅方向に３５°傾いた方位を示す。これらの集合組織は板幅方向の成形性を向上させ、逆に圧延方向の成形性の低下を招いていると考え、集合組織の改善を検討し、成形性向上を実現し得る集合組織の状態を見出した。
【００４０】
すなわち、方位１と方位２を有する結晶粒の面積率を相対的に減らし、Ｃ軸が圧延面の法線方向から圧延方向、もしくは圧延方向から板幅方向の間の方向に傾斜した方位を持つ結晶粒の組織を新たに形成させた。そして、方位１、方位２を有する結晶粒よりも、新たに形成した方位を有する結晶粒の面積率を十分に大きくすることによって、圧延方向の成形性を向上させることができることを見出した。新たに形成する結晶粒の方位としては、複数の可能性が存在し、同等の強度異方性の低減効果が得られることが想定された。そこで、検討を重ねた結果、上記の方位３、方位４、方位５を選択して、規定することとしたものである。
【００４１】
すなわち、方位１、方位２とは別に、圧延面の法線方向から圧延方向に傾斜した方位に相当する方位３、圧延面の法線方向から圧延方向と板幅方向の間の方向に傾斜した方位に相当する方位４、更にＣ軸が圧延方向と平行に配向していることに相当する方位５に着目する。これら５つの方位において、それぞれ１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率を算出する。得られた方位１、方位２、方位３、方位４、方位５を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率を、それぞれＡ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ５とする。
【００４２】
このとき、本発明者らは、下記式（２）を満足すると、面内の強度異方性を低減させ、更には、圧延方向の強度向上を可能とし、圧延方向の成形性を向上できることを見出した。
１．５≦（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）≦３０ ・・・（２）
ここで、各方位を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒とは、各方位を中心に１５°以内の範囲にあるすべての結晶粒を意味する。
【００４３】
（Ａ１＋Ａ２）は従来材で認められる主な集合組織の方位を有する結晶粒の面積率の総和を示している。一方、（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）は、方位３、方位４、方位５で規定される結晶方位を有する結晶粒の面積率の総和を示しており、圧延方向の成形性向上に寄与する。それらの比である（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）が１．５よりも小さい場合は、十分な圧延方向の成形性が得られない。（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）は、好ましくは３．０超であり、更に好ましくは６．０超である。一方、（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）は、現実的に３０を超えることはないため、３０以下とする。
【００４４】
また、本発明者らは、下記式（３）を満足すると、更に圧延方向の成形性を向上できることを見出した。
１．０＜Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）≦１０  ・・・（３）
【００４５】
Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）は、従来材で認められる主な集合組織の方位を有する結晶粒の面積率に対する方位３で規定される方位を有する結晶粒の面積率の比率を示している。Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）が１．０以下の場合、十分な圧延方向の成形性が得られない。Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）は好ましくは２．０超である。一方、Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）は、現実的に１０を超えることはないため、１０以下とする。
【００４６】
さらに、φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位６とする。方位６は、Ｃ軸が圧延面の法線に対して垂直で、かつ圧延方向から板幅方向に向かって４０°回転させた方向に平行な方位である。前記の方位５の集積度を、この方位６の集積度よりも高くすることによって、圧延方向の成形性をさらに向上できることを見出した。
すなわち、方位６を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をＡ６としたときに、前記Ａ５とＡ６が下記式（４）を満足することが好ましい
（Ａ５−Ａ６）＞０  ・・・（４）
（Ａ５−Ａ６）は好ましくは１．０以上である。
【００４７】
結晶方位分布関数にて表されるオイラー角は、ＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定法（後記）を用いて、方位解析によって求めることが出来る。ここではＢｕｎｇｅの表記方法を用い、α相結晶粒のＣ軸と圧延板の板厚方向（圧延面の法線方向）が平行であり、α相結晶粒の[10-10]方向（柱面の法線方向）と圧延板の圧延方向が平行である状態を、φ１＝０°、Φ＝０°、φ２＝０°と定義した。
また、圧延方向とは、コイル状の場合は素材の長手方向を指す。素材が板状に切断されている場合は、板面に平行な方向に引張試験を行ったときに、０．２％耐力が最大値を示す方向を圧延方向と便宜上定義する。
【００４８】
前記の式（２）、式（３）および式（４）を満足する結晶粒の集合組織は、後記するように、製造時に、化学組成、最終冷間圧延条件、最終焼鈍条件を制御することによって得ることができる。
なお、式（２）、式（３）および式（４）を満足するかどうかの判定は、通常、後記するように、板厚中心部（板厚中心から、板厚の±１０％の範囲）での測定結果に基づいて行う。しかし、原則的には、板厚の場所に依らずに満足される式である。
【００４９】
（α相結晶粒の円相当直径：平均値５〜８０μｍ、最大値３００μｍ以下）
本発明に係るチタン板は、α相結晶粒の粒径が粗大化しすぎると、たとえ強度異方性を低減しても、成形性の劣化を引き起こす。特に板厚が薄くなるに従い、板厚方向に占める結晶粒の数が減り、成形性の劣化が顕著になる。
したがって、α相結晶粒の円相当直径（結晶粒の断面と同じ面積の円の直径）は、平均値で５〜８０μｍであり、かつ最大値で３００μｍ以下とする。α相結晶粒の円相当直径は、平均値で６０μｍ以下が好ましく、４０μｍ以下が更に好ましい。また、α相結晶粒の円相当直径は、最大値で２５０μｍ以下が好ましく、２００μｍ以下がより好ましい。また、α相結晶粒の円相当直径の最大値は板厚にも依存しており、板厚の１／４以下程度が好ましい。
【００５０】
前記のα相の結晶粒径（α相結晶粒の円相当直径）は、後記するように、製造時の最終焼鈍条件を調整することによって制御することができる。また、α相の結晶粒径は、チタン板の任意の断面において測定できるものであるが、板材の場合には、通常、チタン板の圧延面に平行な面を観察することにより測定する。具体的には、チタン板の表面（板面）を研磨して観察面とし、この面に走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら電子後方散乱回折（Electron Backscatter Diffraction：ＥＢＳＤ）法にてＥＢＳＤパターンを測定して、解析する。方位差１０°以上の境界を結晶粒界と認識して、この結晶粒界で囲まれた領域を結晶粒とする。
【００５１】
（板厚：１．０ｍｍ以下）
本発明に係るチタン板は、熱交換器用プレート等の溝形状を設ける成形を施すのに適するため、板厚は１．０ｍｍ以下が好ましい。チタン板は、板厚が１．０ｍｍを超えると、細かな溝形状を成形により設ける場合、シワが発生しやすくなるため、所望の精緻な溝形状が得られにくくなる。また、成形時の変形抵抗が高くなったり、コストが増大する。チタン板の板厚は、成形性やコストの観点から０．７ｍｍ以下がより好ましい。一方、チタン板の板厚は、熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータとして実用的な強度を得やすくするため、０．０５ｍｍ以上が好ましい。チタン板の板厚は、強度をより向上させる観点から、０．０７ｍｍ以上がより好ましい。
【００５２】
本発明のチタン板を用いて、伝熱効率や軽量化効果に優れた熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータを形成することができる。
具体的には、チタン板の板厚ｔ（ｍｍ）としたときに、ピッチが４ｔ〜４０ｔ、深さが５ｔ〜１５ｔである溝を、１本または２本以上を設けることにより、従来よりも複雑な形状に成形することができる。すなわち、溝を深くしたり、溝の幅を狭くしてピッチを狭くしたり、任意の模様を形成することなどが可能となる。そのことによって、成形されたチタン板の表面積を増大させることができ、熱媒体（液体、気体）の流れを均質化し、優れた伝熱効率を発現する熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータを得ることができる。さらに、同様の伝熱効率であっても、高強度化に応じて薄肉化でき、軽量の熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータを得ることができる。
【００５３】
〔チタン板の製造方法〕
本発明に係るチタン板は、従来のチタン板と同様に、公知の方法にて、インゴットを分塊圧延し、熱間圧延を行って所望の板厚とし、さらに特定の条件で焼鈍、冷間圧延および最終焼鈍を行って製造することができる。
【００５４】
図３は、本発明のチタン板の製造方法を示す工程フロー図である。この工程フロー図に基づいて以下に説明する。なお、以下に特に記載した条件や方法以外は、従来公知の条件や方法を適用することができる。
【００５５】
（チタン材料製造工程Ｓ１）
まず、チタン材料製造工程Ｓ１において、従来公知の方法で、鋳塊（インゴット）を製造し、この鋳塊を分塊鍛造または分塊圧延する。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）、プラズマアーク溶解法（ＰＡＭ法）、電子ビーム溶解法（ＥＢ法）によって溶解させた後、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）または分塊圧延する。Ｆｅ等の化学成分については前記の通りであり、溶解時に所定成分に調整する。
【００５６】
（熱間圧延工程Ｓ２）
次の熱間圧延工程Ｓ２において、このブロック形状にした鋳塊を、例えば７００〜１０５０℃に加熱して熱間圧延を行って熱延板を得る。
【００５７】
（焼鈍工程Ｓ３）
次に、焼鈍工程Ｓ３において、得られた熱延板を６５０℃以上、８００℃未満で保持して焼鈍する。他の条件は公知の条件を適用する。
尚、後記する中間焼鈍工程Ｓ６を行うときは、必要に応じて、焼鈍工程Ｓ３を省略することができる。
【００５８】
（板厚の判定Ｓ４）
ここで、板厚の判定を行う（Ｓ４）。
素材が相対的に軟質な場合、または所望の板厚が相対的に厚く、熱延後焼鈍からの圧下率が小さい場合は、中間焼鈍を行う必要は無い。そのため、焼鈍工程Ｓ３の後、後記する最終冷間圧延工程Ｓ８、最終焼鈍工程Ｓ９へと進む。
しかし、素材が硬質な場合、または熱延後焼鈍からの圧下率が大きくなると、冷間圧延時に割れが生じ易いため、以下に記載するように、途中で中間焼鈍が必要となる。
後記するように、チタン板の結晶粒組織を特定の構造に制御するためには、中間焼鈍を行う方が好ましい。
【００５９】
（冷間圧延工程Ｓ５、中間焼鈍工程Ｓ６、板厚の判定Ｓ７）
熱延板は、通常、熱延後の焼鈍工程Ｓ３の後、冷間圧延工程Ｓ５と中間焼鈍工程Ｓ６を繰り返し行って、所望の板厚とされる。中間焼鈍の要否や必要な回数は素材や冷間圧延の圧下率による。中間焼鈍の回数は、通常は１〜４回が好ましく、２〜４回がより好ましい。
【００６０】
（中間焼鈍工程Ｓ６）
ここでは、中間焼鈍を１回行う場合を例に取って説明する。
中間焼鈍工程Ｓ６は、その後の冷間圧延性を向上させるために、素材を軟化させることが主な目的である。そのため、通常は、再結晶温度域（通常５００℃から８５０℃の範囲）で処理され、高温短時間（８２０℃程度で数分間）または低温長時間（６００℃程度で数十時間以上）で処理される。
【００６１】
中間焼鈍工程Ｓ６は、大気、真空、不活性ガス、還元性ガスのいずれの雰囲気下で行ってもよい。また、中間焼鈍工程Ｓ６は、バッチ炉、連続炉のいずれでも行うこともできる。また、特に大気雰囲気下で焼鈍（大気焼鈍）した場合は、チタン板（熱延板）表面にスケールが付着しているので、次工程（中間焼鈍であれば後続の冷間圧延工程）に進む前に、スケール除去工程として、例えばソルト熱処理、酸洗処理等を行うことが好ましい。
【００６２】
（冷間圧延工程Ｓ５、最終冷間圧延工程Ｓ８）
本発明に係るチタン板の冷間圧延（冷間圧延工程Ｓ５、最終冷間圧延工程Ｓ８）による総圧下率（熱間圧延板に対する加工率）は、２０〜９８％とする。なお、冷間圧延の途中で、前記中間焼鈍を複数回行っても良い。
また、最終の中間焼鈍後の冷間圧延、すなわち、最終冷間圧延工程Ｓ８における圧下率を２０〜８７％とすることが好ましい。
また、熱間圧延工程Ｓ２から最終冷間圧延工程Ｓ８直前までに施される冷間圧延での圧下率は、最終冷間圧延工程Ｓ８における圧下率を超えないことが好ましい。
【００６３】
（最終焼鈍工程Ｓ９）
本発明に係るチタン板は、最終焼鈍工程Ｓ９において、温度および時間を調整して、α相の結晶粒径および強度異方性を制御することが好ましい。そのために、焼鈍温度はβ変態点（Ｔβ）以上９５０℃未満とする。β変態点とは、α相の全てが消失してβ相となる最低温度であり、チタン材の化学組成（Ｆｅ含有量等）によって変化する。
【００６４】
先行技術における焼鈍工程Ｓ３および中間焼鈍工程Ｓ６においては、前記した通り、純チタン材の一般的な焼鈍条件は、再結晶が進行する６００℃以上で、かつβ変態点未満の８５０℃以下である。このように、β相の分率を増大させないことで、α相の結晶粒の成長が阻害されずに等軸粒状に成長する。
【００６５】
これに対して、本発明に係る最終焼鈍においては、β変態点以上すなわちβ単相域に加熱することによって、冷延板全体をβ相に変態させる。その後に、冷却することで、β相からα相に変態させる。このような条件を採用することによって、所望のα相結晶粒の集合組織が形成され、強度異方性を低減させることができる。ただし、β単相域において温度が高いほどβ相の結晶粒の成長が促進され、９５０℃以上になると粗大化し、これに伴い、その後に形成されるα相の結晶粒も粗大化する。また、前記焼鈍温度での保持時間が長くなるにしたがい、β相の結晶粒が大きくなり、１８０秒間を超えると粗大化する。したがって、最終焼鈍工程Ｓ９における焼鈍温度（保持温度）はβ変態点以上９５０℃未満とし、この温度範囲での保持時間は０〜１８０秒間が好ましい。最終焼鈍後の冷却条件は、１０℃／秒以上が好ましい。
【００６６】
なお、保持時間が０秒間とは、冷延板を加熱してβ変態点に到達したら直ちに冷却することを意味している。最終焼鈍工程Ｓ９は、大気、真空、不活性ガス、還元性ガスのいずれの雰囲気下で行ってもよい。なお、大気焼鈍した場合は、冷却後に、前記したようにスケール除去工程を行うことが好ましい。
【００６７】
以上説明してきたように、本発明に係るチタン板の製造方法において、チタン板のα相結晶粒組織を制御する上で、特に特徴的な条件は、（１）チタン材料製造工程Ｓ１において、（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]を０．６８以上とすること、（２）最終焼鈍工程Ｓ９において、焼鈍温度をβ変態点以上９５０℃未満とし、保持時間を０〜１８０秒間とすること、（３）最終冷間圧延工程Ｓ８における圧下率を２０〜８７％とすることの３点である。
【実施例】
【００６８】
以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例によって制限を受けるものではなく、請求項に示した範囲内で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６９】
〔試験材の作製〕
純チタン（ＪＩＳ Ｈ４６００）鋳塊、および純チタン鋳塊にＦｅ、Ｏなどを含有させ、残部がチタンおよび不可避的不純物からなる原料をＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により溶解し、鋳造して、表１に示す組成のチタン鋳塊を得た。このチタン鋳塊を、公知の条件で、分塊鍛造（熱間鍛造）して熱間圧延、焼鈍を施して、板厚４．０ｍｍの熱延板とした。熱延板の表面のスケールを除去し、７５０℃で中間焼鈍し、表１に示す条件で最終冷間圧延、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０．４５ｍｍの試験材（試験材Ｎｏ．１〜１７）を得た。また、試験材の組成に基づき、β変態点（Ｔβ）を熱力学計算ソフト「ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ」を用いて算出し、表１に併記した。
【００７０】
（α相の集合組織と結晶粒径の測定）
試験材の表面（板面）を研磨して、板厚１／２部（板厚中心部）の圧延面において、１．６ｍｍ角（圧延方向、圧延幅方向に各１．６ｍｍ）の領域に対して、ＥＢＳＤによる組織観察を行った。ＥＢＳＤ測定は、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法にて実施した。測定データについて、ＥＢＳＤデータ解析ソフトを用いて解析し、集合組織と結晶粒径を測定した。尚、ＥＢＳＤ測定の対象となる結晶粒の最小粒径は１．５μｍとした。
【００７１】
集合組織について、ＳＥＭ−ＥＢＳＤの解析ソフトを用いて、結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ：ＯＤＦ）による解析を行い、６つのオイラー角で表記する特定の結晶粒の結晶方位（方位１、方位２、方位３、方位４、方位５、方位６）を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の面積の全α相結晶粒の総面積に対する面積率（Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ５、Ａ６）を測定した。その数値から、（Ａ３＋Ａ４＋Ａ５）／（Ａ１＋Ａ２）、Ａ３／（Ａ１＋Ａ２）、（Ａ５−ＡＡ６）を算出した。その結果を表２に示した。
【００７２】
ここで、オイラー角表記にはＢｕｎｇｅの表記方法を用い、α相結晶粒のＣ軸と圧延板の板厚方向（圧延面の法線方向）が平行であり、α相結晶粒の[10-10]方向（柱面の法線方向）と圧延板の圧延方向が平行である状態を、φ１＝０°、Φ＝０°、φ２＝０°と定義した。一方、結晶粒径は、同様にＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定結果を基に、方位差１０°以上の境界を結晶粒界と設定して、結晶粒の円相当直径として算出した。
【００７３】
α相結晶粒の円相当直径の平均値の算出においては、ＥＢＳＤ測定結果を元に、α相と同定されたデータ点を元に、方位差１０°以上の境界を結晶粒界と認識して、この結晶粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、画像解析にて、各結晶粒の円相当直径を算出した。このとき、測定結果にノイズ（正確に同定されなかった測定点）が含まれるため、その影響を除去するために、大きい結晶粒から順に抽出していき、α相と同定された総面積の９５％の面積を初めて超えたときの大きさの結晶粒までを平均粒径の算出母数とした。
α相結晶粒の円相当直径の最大値の算出においては、同データを元に、大きい結晶粒から順に５番目までの結晶粒の平均値を最大値とした。
【００７４】
円相当直径の平均値および最大値を表２に示した。なお、表１、表２において、下線を引いた数値は、本発明（請求項１）の規定から外れている数値であることを示している。
【００７５】
〔性能評価〕
（引張試験）
試験材から、ＪＩＳ  Ｚ２２０１に規定される１３号試験片を切り出した。ＪＩＳ  Ｈ４６００に基づいて、室温で圧延方向（ＲＤ）を荷重軸方向とした室温引張試験を実施して、０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。結果を表２に示した。１７０ＭＰａ以上を合格とした。
【００７６】
（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は、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的平面図である。図５は、成形性の評価を行なうための成形金型の形状を示す図４のＥ−Ｅの模式的断面図である。図４、図５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、最大深さ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。
【００７７】
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、下式によって、成形性指標(Ｆ)を算出した。その結果を表２に示した。成形性指標（Ｆ）が正の値となる場合は、強度と成形性のバランスに優れていることを示しており、合格と判定した。
Ｆ＝Ｅ−（Ｇ−Ｈ×ＹＳ）
Ｇ＝７．７０、Ｈ＝０．０１２０
ＹＳ＝ＲＤ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
【００７８】
【表１】
2017186672.tif 000003
【００７９】
【表２】
2017186672.tif 000004
【００８０】
表１および表２に示すように、本発明の実施例である試験材Ｎｏ．１〜１０は、α相の結晶粒の円相当直径および集合組織状態（式（２）、式（３）、式（４）の数値）が本発明の範囲内であり、優れた強度と成形性をバランスよく保持していた。
【００８１】
これに対して、試験材Ｎｏ．１１は、最終焼鈍温度がβ変態点を下回り、α相結晶粒の円相当直径の平均値が小さく、集合組織の発達が十分ではなく、成形性が低かった。試験材Ｎｏ．１２、１５は、（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]が下限値を下回り、更に、最終焼鈍温度がβ変態点を下回り、集合組織の発達が十分ではなく、成形性が低かった。また、試験材Ｎｏ．１５は、ＯやＦｅの含有量が比較的小さいため、０．２％耐力においても低いものであった。試験材Ｎｏ．１３は、（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]が下限値を下回り、更に、最終焼鈍温度が９５０℃を上回り、α相結晶粒の円相当直径の最大値が上限値を超えており、集合組織の発達が十分ではなく、成形性が低かった。試験材Ｎｏ．１４、１６は、最終焼鈍は適正に行われたものの、（[Ｆｅ]−０．０２０）／[Ｏ]が下限値を下回り、集合組織の発達が十分ではなく、成形性が低かった。試験材Ｎｏ．１７は、最終焼鈍温度がβ変態点を下回り、集合組織の発達が十分でなく、成形性が低かった。
【符号の説明】
【００８２】
Ｓ１  チタン材料製造工程
Ｓ２  熱間圧延工程
Ｓ３  焼鈍工程
Ｓ５  冷間圧延工程
Ｓ６  中間焼鈍工程
Ｓ８  最終冷間圧延工程
Ｓ９  最終焼鈍工程
【図１】
2017186672.tif 000005
【図２】
2017186672.tif 000006
【図３】
2017186672.tif 000007
【図４】
2017186672.tif 000008
【図５】
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