(57)【要約】【課題】生産性を損なわずに製造することが可能であって、優れた強度と成形性とを有し、成形後の肌荒れの発生が少ないチタン板を提供する。【解決手段】Ｆｅ、ＯおよびＣを所定量含有し、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相結晶粒の円相当直径の平均値が５〜３０μｍ、最大値が１００μｍ以下であり、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ａ、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位ｂ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝０°を方位ｃ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位ｄ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Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄとしたときに、０．０７≦（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）≦１．０を満足する。【選択図】図１
2017190480.tif 000002
【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％、Ｃ：０．０５０〜０．３００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、
前記α相結晶粒の円相当直径の平均値が５〜３０μｍであり、かつ最大値が１００μｍ以下であり、
前記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ａ、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位ｂ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝０°を方位ｃ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位ｄ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Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄとしたときに、下記式（１）を満足することを特徴とするチタン板。
０．０７≦（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）≦１．０  ・・・（１）
【請求項２】
φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位ｅとし、方位ｅ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Ｅとしたときに、下記式（２）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。
０．１０≦（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）≦３．０  ・・・（２）
【請求項３】
ＴｉＣの最大粒径が１５μｍ以下であ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。
【請求項４】
Ｎ：０．０５０質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下の少なくとも１種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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、成形性に優れたチタン板に関する。
【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、例えば、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、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る。また、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。さらに、チタン板成形品の商品性を高めるために、成形後のチタン板表面の肌荒れを低減させることが要望されている。
【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、初期圧延方向と直行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。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、前記の問題点に鑑みてなされたものであり、生産性を損なわずに製造することが可能であって、優れた強度と成形性とを有し、成形後の肌荒れの発生が少ないチタン板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、上記課題の解消を図るため、チタン板の組成や組織について検討を加えた。従来は、チタン板の最終焼鈍温度をα相の再結晶温度域で実施しているところ、β相域まで加熱し、その後の冷却にてβ相からα相へ変態させることによって、α相の結晶粒の集合組織を適切に制御することで、強度異方性を低減させる（圧延方向と板幅方向の耐力の相対比を１に近づける）ことが可能となることを見出した。さらに、成形後のチタン板表面の荒れの原因が、粗大なα相結晶粒によるものであること、α相結晶粒の粗大化を抑制する方法として、チタン合金中へのＣの微量添加が有効であることを見出した。その際、Ｃの微量添加によるα相結晶粒の微細化効果を得るためには、ＴｉＣの粗大化を防ぎ、ＴｉＣを組織中に微細に分散または固溶させることが有効であることを見出し、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：０．０２０〜０．４００質量％、Ｃ：０．０５０〜０．３００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、前記α相結晶粒の円相当直径の平均値が５〜３０μｍであり、かつ最大値が１００μｍ以下であり、前記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ａ、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位ｂ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝０°を方位ｃ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位ｄ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Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄとしたときに、下記式（１）を満足することを特徴としている。
０．０７≦（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）≦１．０  ・・・（１）
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ち、成形後の肌荒れの少ないチタン板とすることができる。
【００１２】
また、本発明のチタン板は、φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位ｅとし、方位ｅ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Ｅとしたときに、下記式（２）を満足することが好ましい。
０．１０≦（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）≦３．０  ・・・（２）
このような構成のチタン板であれば、更に成形性を向上させた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、ＴｉＣの最大粒径が１５μｍ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、更に強度と延性のバランスに優れ、成形性に優れたチタン板とすることができる。
【００１４】
また、本発明のチタン板は、Ｎ：０．０５０質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下の少なくとも１種をさらに含有することが好ましい。
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。
【００１５】
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。
【発明の効果】
【００１６】
本発明に係るチタン板は、生産性を損なわずに製造することが可能であって、優れた強度と成形性とを有し、成形後の肌荒れの発生が少ない。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【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ａ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ｂを示す概念図である。
【図３】成形品の肌荒れの評価を行なうための測定位置を示す模式的平面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
〔チタン板の化学組成〕
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る。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。以下、チタン板を構成する各元素について説明する。
【００１９】
（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、高純度のスポンジを使用することとなりコストが高くなる。Ｆｅ含有量が１．０００質量％を超えると、鋳塊中の偏析が大きくなり生産性が悪くなってしまう。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％以下であり、より好ましくは０．１２０質量％以下である。
【００２０】
（Ｏ：０．０２０〜０．４００質量％）
Ｏは、チタン板の強度を増大させる一方で、成形性を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、冷間圧延時に割れが生じ易い。したがって、Ｏの含有量は０．０２０〜０．４００質量％とする。Ｏの含有量は、好ましくは０．１５０質量％以下であり、より好ましくは０．１００質量％以下である。
【００２１】
（Ｃ：０．０５〜０．３０質量％以下）
Ｃの微量添加による組織の微細化効果を得るために、Ｃの含有量は、０．０５質量％以上とする。一方、過剰に添加してもＴｉＣによる組織の微細化効果が飽和することに加え、チタン板が脆くなり延性が低下するため、Ｃ含有量は０．３０質量％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．０７〜０．２５質量％、より好ましくは０．０７〜０．２０質量％、更に好ましくは０．１０を超え０.２０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やすい。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。Ｎの含有量は、好ましくは０．０１４質量％以下である。
【００２３】
（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、延性が低下する。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。Ａｌの含有量は、好ましくは０．４００質量％以下であり、より好ましくは０．２００質量％以下である。
【００２４】
（残部：チタンおよび不可避的不純物）
本発明のチタン板は、残部はチタンおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、前記ＮおよびＡｌ以外に、例えば、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｈ等がある。ＮおよびＡｌ以外の他の元素は、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。
【００２５】
〔チタン板の結晶組織〕
（α相結晶粒の粒径）
本発明のチタン板は、α相結晶粒の粒径が粗大化しすぎると、たとえ所望の集合組織状態として成形性を向上させても、成形後の板表面の肌荒れを引き起こす。更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、成形性の劣化を引き起こす。
【００２６】
そこで、本発明者らは、チタン板の成形性および肌荒れとの関係において、許容されるα相結晶粒の大きさについて検討を加えた。その結果、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）を、平均値で３０μｍ以下とし、最大値で１００μｍ以下とすることが有効であることを見出した。一方、α相結晶粒を微細化し過ぎると素材の延性が低下するため、α相結晶粒の円相当直径の平均値は５μｍ以上に制御する。α相結晶粒の円相当直径の平均値は、好ましくは２５μｍ以下であり、より好ましくは１５μｍ以下である。また、α相結晶粒の円相当直径の最大値は、好ましくは８０μｍ以下であり、より好ましくは７０μｍ以下である。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。α相結晶粒の円相当直径は、後記するように、微細なＴｉＣを共存させることおよび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。
【００２７】
α相結晶粒の円相当直径は、通常、チタン板の圧延面に平行な面で、板厚中央部で測定する。具体的には、チタン板の表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。
【００２８】
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から、α相結晶粒の粒界マップを求め、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、ＥＢＳＤ測定で得た粒界マップを元に、画像解析にて、各結晶粒の円相当直径を算出し、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。
【００２９】
（ＴｉＣ）
本発明のチタン板は、Ｃを含有しているため、適切な製造方法を取らないと粗大なＴｉＣ相が析出する。粗大なＴｉＣが存在すると焼鈍後のα相結晶粒の微細化の効果が得られにくい上、延性が低下しやすい。そのため、ＴｉＣの最大粒径は１５μｍ以下に制御することが好ましく、１２μｍ以下に制御することがより好ましい。ＴｉＣの粒径は、後記するように、熱間圧延温度を低温にすること、および中間焼鈍温度を特定範囲に調整することによって制御することができる。
【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、圧延面の法線方向から圧延方向へ傾斜した角度位置に集積（ピーク）が無い。そのため、圧延面内での強度異方性が強い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ａ、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝３０°を方位ｂ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝０°を方位ｃ、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位ｄとする。
【００３５】
図２（ａ）は、α相結晶粒の結晶方位ａを示す概念図である。また、図２（ｂ）は、α相結晶粒の結晶方位ｂを示す概念図である。方位ａと方位ｂは、従来材で主に認められる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圧延方向（ＲＤ方向）に傾斜した方位にあるα相結晶粒を新たに形成させることによって、チタン板の強度異方性を低減できることを見出した。すなわち、圧延面の法線方向から圧延方向に傾斜した方位にＣ軸が配向した結晶粒を特定の量比で形成させることによって、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。
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。
【００３７】
圧延面の法線方向から圧延方向に傾斜した方位としては、複数の可能性が存在する。そこで、上記の方位ｃと方位ｄに結晶粒を集積させた場合に、優れた成形性の改善効果が得られることを見出した。
【００３８】
これら４つの方位において、方位ａ、方位ｂ、方位ｃ、方位ｄ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Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄとする。
このとき、本発明者らは、下記式（１）を満足すると、チタン板の面内の強度異方性を低減させ、成形性を向上できることを見出した。
０．０７≦（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）≦１．０  ・・・（１）
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。
【００３９】
（Ａ＋Ｂ）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、（Ｃ＋Ｄ）は、方位ｃと方位ｄ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、強度異方性を低減させ、成形性の向上に寄与する。それらの比である（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）が０．０７よりも小さい場合は、面内の強度異方性が大きい。（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）は、好ましくは０．０８以上であり、更に好ましくは０．１０以上である。一方、（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）は、現実的に１．０を超えることはないため、１．０以下とする。
【００４０】
さらに、φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位ｅとする。方位ｅは、Ｃ軸が圧延面の法線方向に対して垂直で、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。
【００４１】
本発明者らは、この方位ｅにおいても、特定の量比で結晶粒の集積を形成させることによって、面内の強度異方性をさらに低減できることを見出した。
方位ｅ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Ｅとする。
このとき、下記式（２）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。
０．１０≦（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）≦３．０  ・・・（２）
【００４２】
（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）が０．１０よりも小さい場合は、面内の強度異方性が大きい。（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）は好ましくは０．１５以上である。一方、（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）は、現実的に３．０を超えることはないため、３．０以下とする。
【００４３】
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できる。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％耐力が最小値を示す方向を圧延方向と便宜上定義する。
【００４４】
前記の式（１）および式（２）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、冷間圧延条件、最終焼鈍条件等を制御することによって得ることができる。
なお、式（１）および式（２）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×（±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。
【００４５】
（板厚：１．０ｍｍ以下）
本発明に係るチタン板は、溝形状を有した成形にも適合できるように、板厚が１．０ｍｍ以下であることが好ましい。チタン板は、板厚が厚いと、一般に曲げ変形性が低下し、細かなパターンを成形することが困難となる。また、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、実用的な強度を有するものとするために、０．０５ｍｍ以上が好ましい。
【００４６】
本発明のチタン板は、強度、成形性、強度異方性に優れているのみならず、薄肉とすることができ、伝熱効率や軽量化効果にも優れていることから、熱交換器用プレート、燃料電池用セパレータ等の用途に広く使用することができる。
【００４７】
〔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、インゴットを分塊圧延し、熱間圧延、中間焼鈍および冷間圧延を行って所望の板厚とし、さらに最終焼鈍を行って製造される。下記の工程の説明に記載しなかった条件は、公知の条件に準じて行うことができる。
【００４８】
（チタン材料製造工程）
まず、チタン材料製造工程において、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等の化学組成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。
【００４９】
（熱間圧延工程）
次の熱間圧延工程において、このブロック形状にした鋳塊を加熱して熱間圧延を行って熱延板を得る。本発明の成分組成では、高温でＴｉＣが安定な領域が存在するため、高温で長時間保持するとＴｉＣが粗大化する恐れがある。そのため、９００℃以下に加熱して熱間圧延することが好ましい。一方、熱間圧延を可能とするために、熱間圧延の加熱温度は７００℃以上とすることが好ましい。
【００５０】
（中間焼鈍工程）
中間焼鈍工程は、熱間圧延工程のときと同様に、高温ではＴｉＣが粗大化するため、９００℃以下で熱処理することが好ましい。一方、ＴｉＣを部分的に溶体化（もしくは再固溶）させて、粗大なＴｉＣの発生を低減する目的で８５０℃を超える温度に加熱することが好ましい。
【００５１】
（冷間圧延工程）
冷間圧延工程は、従来のチタン板と同様の条件で行う。例えば、総圧下率（熱間圧延板に対する板厚減少率）は５０〜９８％で行う。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。この際、最終の中間焼鈍後の冷延率は、２０〜８８％とすることが好ましい。
【００５２】
（最終焼鈍工程）
最終焼鈍工程において、強度異方性を低減させるために、一旦α相→β相へ変態させた上で、その後冷却によってβ相→α相へ変態させることが有効である。（α相→β相へ変態する温度）については、熱力学計算ソフト「ThermoCalc」により求めることができ、適切な温度域は計算結果を元に決定すれば良い。安定して一旦α相→β相へ変態させるためには、（α相→β相へ変態する温度）＋１０℃以上、更に好ましくは（α相→β相へ変態する温度）＋３０℃以上に保持すれば良い。ここで（α相→β相へ変態する温度）とは、α相が全て消失してβ相となる最低温度を指す。一方、焼鈍温度の上限については、生産性向上や最終組織微細化の観点から、（α相→β相へ変態する温度）＋１００℃以下とする。なお、焼鈍の保持時間は、生産性向上の観点から、上記温度にて３００秒以下とする。
【００５３】
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は、前記課題の解消を図るために、（１）Ｃを微量添加したチタン合金を、（α相→β相へ変態する温度）よりも高温で最終焼鈍を行うこと、（２）ＴｉＣが粗大になることを防ぐため、熱間圧延温度を９００℃以下の低温で行うこと、（３）中間焼鈍温度を８５０℃を超え９００℃以下で行うこと、に特に特徴を有している。
【実施例】
【００５４】
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。
【００５５】
（試験材の作製）
表１に示す組成のチタン鋳塊をＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により溶解、鋳造して得た。このチタン鋳塊を、表１に記載の条件で、分塊鍛造（熱間鍛造）して熱間圧延を施して、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、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を施し、板厚０．５０ｍｍの冷延板を得た。このとき、最終冷間圧延の圧延率を７５％とした。その後、表１に記載の条件で、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０．４５ｍｍの試験材を得た。
【００５６】
（α相の集合組織と結晶粒径の測定）
試験材の表面（板面）を鏡面研磨して、板厚１／２部（板厚中心部）の圧延面において、０．８ｍｍ角（圧延方向、圧延幅方向に各０．８ｍｍ）の領域について、ＥＢＳＤによる組織観察を行った。ＥＢＳＤ測定は、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤ法にて測定した。尚、ＥＢＳＤ測定の対象となる結晶粒の最小粒径は１．５μｍとした。
【００５７】
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、５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ａ、方位ｂ、方位ｃ、方位ｄ、方位ｅ）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（Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ）を測定した。その数値から、（Ｃ＋Ｄ）／（Ａ＋Ｂ）、（Ｃ＋Ｄ＋Ｅ）／（Ａ＋Ｂ）を算出した。その結果を表２に示した。なお、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。
【００５８】
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、α相結晶粒の円相当直径として算出した。α相結晶粒の円相当直径の平均値および最大値を表２に示した。
【００５９】
（ＴｉＣの最大粒径の算出）
前記の鏡面研磨を行ったままで、腐食をしていない試験材を用いて、ＳＥＭ観察を実施した。観察では、倍率５００倍にて、各条件、視野を変えて１０枚写真を撮影した。観察時の加速電圧は１５ｋＶとし、観察される析出物について、ＥＤＸによる点分析によって、ＴｉＣ相であることを確認した。ここで、ＴｉＣは、ＴｉとＣがａｔ％でおおよそ１：１に検出されるが、コンタミネーションの影響を考慮して３：７〜７：３の割合で存在する析出物をＴｉＣと判断した。その後１０枚の写真に含まれるＴｉＣの円相当直径（観察された全析出物の円相当直径）を画像解析により求めた。その中から、円相当直径が大きい方から５番目までのＴｉＣの平均値を最大粒径とした。析出物は円相当直径が０．５μｍ以上のものを解析対象とした。測定結果を表２に示した。
【００６０】
（強度、延性）
試験材から、ＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片を、荷重軸と圧延方向（ＲＤ）または圧延幅方向（ＴＤ）とがそれぞれ一致する方向に採取した。室温でＪＩＳ  Ｈ４６００に基づいて引張試験を実施して、圧延方向と圧延幅方向における０．２％耐力（ＹＳＲ，ＹＳＴ）、および圧延方向における破断伸び（ＥＬ）を測定した。測定結果を表２に示した。
破断伸び（ＥＬ）と圧延方向の０．２％耐力（ＹＳＲ）が下記式（３）を満足するとき、強度と延性のバランスが優れていると判断した。式（３）は０．２％耐力と破断伸びの特性バランスに係る従来の知見に基づいて規定された式である。
ＥＬ＞−０．１３３×ＹＳＲ＋７０  ・・・（３）
【００６１】
その他の合格基準は以下のとおりである。
強度異方性ＹＳＴ／ＹＳＲ：１．２以下、
α相結晶粒の円相当直径：平均値５〜３０μｍ、最大値１００μｍ以下、
ＴｉＣの最大粒径：１５μｍ以下
【００６２】
（成形品の肌荒れ）
図３は、成形品の肌荒れの評価を行なうための測定位置を示す模式的平面図である。成形品の肌荒れの評価として、前記引張り試験の試験終了後の試験片（圧延方向）の破断材を使用する。図３にあるように、試験片の破断部から１ｍｍ、２ｍｍ、３ｍｍ離れた３箇所（(i)、(ii)、(iii)）の表面粗さ（Ｒａ）を測定した。表面粗さの測定はＪＩＳ  Ｂ０６０１：２００１に準拠して行った。
【００６３】
【表１】
2017190480.tif 000003
【００６４】
【表２】
2017190480.tif 000004
【００６５】
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、５〜７は、α相の結晶粒の円相当直径、α相集合組織に関する式（１）および式（２）、ＴｉＣの最大粒径が本発明の範囲内であり、優れた強度と成形性を保持していた。また、試験材Ｎｏ．１、５〜７は、式(３)を満足し、強度と延性のバランスに優れたものであった。また、試験材Ｎｏ．１は、成形品の表面粗さ（Ｒａ）が、(i)２．８μｍ、(ii)２．５μｍ、(iii)１．８μｍと小さく、成形品の肌荒れが少ないものであった。
【００６６】
これに対して、試験材Ｎｏ．２は、チタン材がＣを含有しないものであり、ＴｉＣが存在しないことから、α相の結晶粒の円相当直径が大きいものであり、式(３)を満足せず、強度と延性のバランスに劣るものであった。また、試験材Ｎｏ．２は、成形品の表面粗さ（Ｒａ）が、(i)４．６μｍ、(ii)４．６μｍ、(iii)４．０μｍと大きく、成形品の肌荒れが大きいものであった。
【００６７】
試験材Ｎｏ．３は、最終焼鈍工程の保持温度が（α相→β相に変態する温度）未満であり、α相集合組織に関する式（１）を満足しなかった。また、熱間圧延工程の加熱温度が９００℃を超えており、中間焼鈍工程の加熱温度が８５０℃以下であったため、ＴｉＣの最大粒径が１５μｍを超えていた。そのため、強度異方性に劣り、また式(３)を満足せず、強度と延性のバランスにも劣るものであった。
【００６８】
試験材Ｎｏ．４は、熱間圧延工程の加熱温度が９００℃を超えており、中間焼鈍工程の加熱温度が８５０℃以下であった。そのため、ＴｉＣの最大粒径が１５μｍを超え、α相の結晶粒の円相当直径の最大値が大きいものであり、式(３)を満足せず、強度と延性のバランスに劣るものであった。
【図１】
2017190480.tif 000005
【図２】
2017190480.tif 000006
【図３】
2017190480.tif 000007