(57)【要約】【課題】優れた強度と成形性とを兼ね備えたチタン板と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。【解決手段】ＦｅとＯを含有し、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＝５０°、φ２＝０°を方位３、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位４、φ１＝５０°、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全α相結晶粒の総面積に対する面積率をそれぞれＸ１、Ｘ２、Ｘ３、Ｘ４、Ｘ５としたときに、０．０５≦（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）／（Ｘ１＋Ｘ２）≦３．０を満足し、α相結晶粒の円相当直径の平均値が３μｍ以上２５μｍ以下であり、かつ最大値が１４０μｍ以下であるチタン板である。【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：０．０２０〜０．４００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＝５０°、φ２＝０°を方位３、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位４、φ１＝５０°、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全α相結晶粒の総面積に対する面積率をそれぞれＸ１、Ｘ２、Ｘ３、Ｘ４、Ｘ５としたときに、下記式（１）を満足し、
０．０５≦（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）／（Ｘ１＋Ｘ２）≦３．０    ・・・（１）
前記α相結晶粒の円相当直径の平均値が３μｍ以上２５μｍ以下であり、かつ最大値が１４０μｍ以下であることを特徴とするチタン板。
【請求項２】
前記Ｘ５が、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。
０．５≦Ｘ５≦２０    ・・・（２）
【請求項３】
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または請求項２に記載のチタン板。
【請求項４】
板厚が１．０ｍｍ以下であ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】
請求項１〜４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６】
請求項１〜４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、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。この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）が挙げられるが、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、所定式で定義されるキーンズ因子ｆ値が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。特に、α相とβ相の二相共存領域で熱処理を行うことによって、α相の結晶粒組織を特定の微細なものとすることに成功したものである。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％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る。そして、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＝５０°、φ２＝０°を方位３、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位４、φ１＝５０°、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全α相結晶粒の総面積に対する面積率をそれぞれＸ１、Ｘ２、Ｘ３、Ｘ４、Ｘ５としたときに、下記式（１）を満足する。
０．０５≦（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）／（Ｘ１＋Ｘ２）≦３．０    ・・・（１）
さらに、前記α相結晶粒の円相当直径の平均値が３μｍ以上２５μｍ以下であり、かつ最大値が１４０μｍ以下である。
【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、前記Ｘ５が、下記式（２）を満足することが好ましい。
０．５≦Ｘ５≦２０    ・・・（２）
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さらに少なく、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。
【００１４】
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。
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。
【００１５】
また、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、熱交換器用プレート等、溝形状を設ける成形を施すのに適している。
【００１６】
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本以上有している。
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。
【００１７】
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本以上有している。
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】
【００１８】
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。特に、プレス加工において表面粗度の低下を引き起こすことなく優れた成形性を備えたものである。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】
【００１９】
【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】（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。（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】（ａ）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。また（ｂ）は、（ａ）のＥ−Ｅの模式的断面図である。
【図４】プレス成形品の表面粗さの測定部位と測定方向を示す模式的平面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
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：０．０２０〜０．４００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（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  Ｈ  ４６００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。
【００２１】
（Ｆｅ：０．０２０〜１．０００質量％、Ｏ：０．０２０〜０．４００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。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、０．５００質量％以下が好ましく、０．３００質量％以下がより好ましい。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０．４００質量％以下とし、０．２００質量％以下が好ましい。
【００２２】
更に、本発明では、後述の通り、α相とβ相の二相共存領域で熱処理を行うものである。広い二相共存領域を確保するために、Ｆｅ含有量は好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１質量％以上である。Ｏ含有量は好ましくは０．０４質量％、より好ましくは０．０５質量％以上、更に０．０８質量％以上が好ましい。従来から高い成形性を必要とする用途で使用されている工業用純チタン材は、純度が高いものであって、二相共存領域が５℃程度と狭いものとなっている。
【００２３】
（Ｎ：０．０５０質量％以下、Ｃ：０．１００質量％以下、Ａｌ：１．０００質量％以下）
本発明に係るチタン板は、Ｎ、Ｃ、Ａｌについては、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。
【００２４】
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Ｃはチタン板を脆くするため、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、Ｎ含有量は０．０５０質量％以下とし、０．０１４質量％以下が好ましい。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。
【００２５】
（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。
【００２６】
（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、圧延面内での強度異方性が強いことが問題となっている。
【００２７】
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、「集合組織のベクトル解析法」、昭和５６年、社団法人日本鉄鋼協会発行に記載されている。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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＝５０°、φ２＝０°を方位３、φ１＝９０°、Φ＝５０°、φ２＝３０°を方位４、φ１＝５０°、Φ＝９０°、φ２＝０°を方位５とする。
【００３１】
図２（ａ）は、α相結晶粒の結晶方位１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２を示す概念図である。方位１と方位２は、従来材で主に認められる集合組織成分で、Ｃ軸が圧延面法線方向から板幅方向（ＴＤ方向）に傾斜した方位を示す。それに対して、方位３並びに方位４は、それぞれＣ軸を圧延面内に圧延方向から９０°回転させたものに近く、Ｃ軸が圧延面法線方向から圧延方向（ＲＤ方向）に傾斜した方位を示す。方位５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。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。
【００３２】
本発明は、この従来材で認められるα相結晶粒の集積に対して、Ｃ軸を圧延面内に９０°回転させた方位３並びに方位４、更にＣ軸を圧延面内に約４０°回転させた方位５に同様のα相結晶粒の集積を形成することによって、面内の強度異方性を低減できることを見出したものである。
【００３３】
方位１、方位２、方位３、方位４、方位５の各方位を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をそれぞれＸ１、Ｘ２、Ｘ３、Ｘ４、Ｘ５としたときに、下記式（１）を満足することで、強度成形性を向上させることができる。
０．０５≦（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）／（Ｘ１＋Ｘ２）≦３．０    ・・・（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。
【００３４】
（Ｘ１＋Ｘ２）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、（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）は、従来材で認められる集合組織を有する結晶粒の面積率に対する方位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比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（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）／（Ｘ１＋Ｘ２）が、０．０５未満では強度異方性の低減が十分ではなく、一方、現実的に３．０を超えることはないため、０．０５以上３．０以下と規定する。好ましくは、０．０５以上０．５以下であり、より好ましくは０．０８以上０．５以下である。
【００３５】
更に、方位５を中心に１５°以内の方位を有する結晶粒の全α相結晶粒の総面積に対する面積率をＸ５としたときに、Ｘ５が下記式（２）を満足することが好ましい。
０．５≦Ｘ５≦２０    ・・・（２）
【００３６】
Ｘ５が、０．５以上であると、面内の強度異方性がさらに低減され、成形性がさらに向上する。一方、０．５未満であると、その効果が十分ではないため、下限値は０．５以上とし、１．０以上であることがより好ましい。一方、現実的に２０を超えることはないため、上限値は２０以下とし、好ましくは８以下である。
【００３７】
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（圧延板の法線方向）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。
【００３８】
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。しかし、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。
【００３９】
前記の式（１）、式（２）を満足する結晶粒の集合組織は、後記するように、前記した組成のチタン板の製造時に、中間焼鈍条件、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（１）、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。
【００４０】
（α相結晶粒の円相当直径：平均値３μｍ以上２５μｍ以下、最大値１４０μｍ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、成形性劣化を引起す。
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２５μｍ以下であり、かつ最大値で１４０μｍ以下とする。α相結晶粒の円相当直径は、平均値で２０μｍ以下が好ましい。また、α相結晶粒の円相当直径は、最大値で１２０μｍ以下が好ましく、１００μｍ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。さらに、α相結晶粒の円相当直径の平均値が３μｍ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ため、円相当直径の平均値は３μｍ以上とし、好ましくは５μｍ以上である。
【００４１】
前記のα相の結晶粒径は、後記するように、製造時に最終焼鈍条件とその直前の最終冷延圧延工程における圧下率を制御することによって得ることができる。また、前記のα相の結晶粒径は、チタン板における任意の断面におけるものであり、板材であることから、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ことができる。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、解析し、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。
【００４２】
（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、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以上とすることが好ましい。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。
【００４３】
〔熱交換器用プレート、燃料電池用セパレータ〕
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。
【００４４】
〔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、さらに以下に説明する所定の条件で焼鈍、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。
【００４５】
（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。
【００４６】
（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、例えば７００〜１０５０℃に加熱して熱間圧延を行って熱延板を得る。
【００４７】
（焼鈍工程）
次に、焼鈍工程において、得られた熱延板を６５０〜８５０℃に保持した後に、冷間圧延に供する。
【００４８】
（冷間圧延工程、中間焼鈍工程）
熱延板は、通常、熱間圧延後の焼鈍工程の後、冷間圧延工程と中間焼鈍工程を繰り返し行って、所望の板厚とされる。素材が相対的に軟質な場合、もしくは所望の板厚が相対的に厚く熱間圧延後焼鈍からの圧下率が小さい場合は、中間焼鈍の必要は無いが、素材が硬質な場合、もしくは熱間圧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るため、途中で中間焼鈍が必要となる。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。
【００４９】
本発明に係るチタン板は、中間焼鈍工程、最終冷間圧延工程および最終焼鈍工程を特定の条件で行うことによって、α相の結晶粒組織を前記にて規定されたものとすることができる。以下、本発明に係るチタン板の特徴的な製造方法について説明する。
【００５０】
（中間焼鈍工程）
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。なお、中間焼鈍が不要なケースでは、熱間圧延後の焼鈍が中間焼鈍に相当する。
中間焼鈍工程は、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８８０℃の範囲）で処理され、高温短時間（８００℃程度で数分間）または低温長時間（６００℃程度で２０時間以上）で処理される。本発明では、最終焼鈍において所望のα相結晶組織を得るために、数分間での処理を想定し、中間焼鈍温度は８００℃未満に管理する。好ましくは６５０℃以上、７６０℃以下である。
【００５１】
８００℃を超える高温の条件で中間焼鈍を行うと、本発明の所定の最終焼鈍を施しても、所望のα相結晶粒組織が形成されない場合がある。中間焼鈍によって、α相の集合組織形態が変化し、その後の冷間圧延と最終焼鈍でのα相結晶粒の集合組織の形成に悪影響を及ぼすためと考えられる。中間焼鈍温度が低いと処理に長時間必要となり、生産性が低下する。
【００５２】
中間焼鈍を２回以上行うときは、最後に行う中間焼鈍（最終中間焼鈍）のときに、前記したように、中間焼鈍温度は８００℃未満に管理するようにする。好ましくは６５０℃以上、７６０℃以下である。
【００５３】
中間焼鈍工程は、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、中間焼鈍工程は、バッチ炉、連続炉のいずれで行うこともできる。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。
【００５４】
（冷間圧延工程、最終冷間圧延工程）
本発明に係るチタン板の冷間圧延（冷間圧延工程、最終冷間圧延工程）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、最終冷間圧延工程における圧下率を２０〜８７％とする。このことによって所望のα相結晶粒の集合組織が形成される。このとき、圧下率が８７％を超えると、以下に記載する最終焼鈍を施しても、所望のα相結晶粒組織を得ることができない。最終冷間圧延工程における圧下率は、２０〜７０％が好ましい。また、圧下率が低すぎても最終焼鈍後に得られるα粒径が粗大になる虞があるため、好ましくは３５〜７０％が更に好ましく、５０〜７０％が更に好ましい。
また、熱間圧延工程から最終冷間圧延工程直前までに施される冷間圧延での圧下率は、最終冷間圧延工程における圧下率を超えないことが好ましい。
【００５５】
（最終焼鈍工程）
本発明に係るチタン板は、最終焼鈍工程において、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、焼鈍温度をβ相含有率が２０％となる温度以上でβ変態点（Ｔβ）未満の温度範囲で実施する。β変態点とは、チタン板（冷延板）のα相の全てが消失してβ相となる最低温度であり、チタンの化学組成（Ｆｅ含有量等）によって変化する。純チタンのβ変態点の温度は、８８２℃である。
【００５６】
先行技術における焼鈍工程および中間焼鈍工程においては、前記した通り、純チタン材の一般的な焼鈍は、再結晶が進行する６００℃以上で、かつβ相分率が数％以下の温度域で実施される。これに対して、本発明に係る最終焼鈍においては、焼鈍温度をβ相含有率が２０％となる温度以上でβ変態点（Ｔβ）未満の温度範囲で実施する。
【００５７】
高温で存在するβ相が室温への冷却時に相変態する際に、成形性向上に好ましい集合組織が形成される。そのため、集合組織形成のみを考慮すると、β変態点を越えた温度で焼鈍して、一旦β相を１００％形成させた方が良い。しかし、β変態点を越えた温度で焼鈍すると、β相の結晶粒が急激に成長し、結晶粒の粗大化を引き起こす。そのため、最終焼鈍工程における製造条件の許容範囲が狭いものとなり、製造管理上問題となる。
【００５８】
そこで、α相とβ相が共存する温度域において焼鈍して、焼鈍温度域で残存するα相（結晶粒）によってβ相（結晶粒）の成長を抑制させることとした。その後、冷却させた際に、β相はα相に変態し、所望の集合組織が形成され、強度異方性を低減することが可能となる。β相含有率が２０％となる温度並びにβ変態点は、熱力学計算ソフト「ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ」等によって計算することができる。
【００５９】
ただし、前記焼鈍温度での保持時間が長くなるに従い、α相の結晶粒が大きくなると共に、板表面に成形性を劣化させる酸化層が厚く形成される。表面酸化層は、酸洗などにより酸化層を除去すれば良いが、厚く形成されていると、歩留まりの悪下を引起すため、好ましくない。したがって、最終焼鈍工程における保持時間は０〜５時間以下とし、１時間以下とすることが好ましく、１０分以下がより好ましく、３分以下が更に好ましい。また、β相からα相へ変態する際、焼鈍温度域で残存するα相と同一方位のα相の形成を極力抑制して、所望の集合組織を発達させるために、冷却速度は、６０℃／秒以上にすることを要する。冷却速度は、好ましくは、１００℃／秒以上である。一方、１５００℃／秒を超えて冷却することは現行設備では難しいため、上限は１５００℃／秒である。ここで、冷却速度とは、冷却時の温度履歴を測定し、８００℃から７００℃までの温度範囲を直線近似して算出できる。
【００６０】
なお、保持時間の下限が０時間とは、冷延板を加熱して所定の温度範囲に到達したら直ちに冷却するということである。最終焼鈍工程は、大気、真空、不活性ガス、還元性ガスのいずれの雰囲気でもよい。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。
【００６１】
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、チタン板の結晶粒組織を制御して、式（１）、式（２）やα相結晶粒径を満足するようにする上で、特に特徴的な製造条件は、以下のような点である。すなわち、（i）最終焼鈍工程における焼鈍温度をβ相含有率が２０％となる温度以上でβ変態点（Ｔβ）未満の温度範囲とすること、（ii）中間焼鈍温度を８００℃未満で行うこと、（iii）最終冷間圧延工程における圧下率を２０〜８７％とすること、（iv）最終焼鈍工程における冷却速度を６０℃／秒以上にすること、である。これらの条件を採用することによって、粗大なα相結晶粒やβ相結晶粒の発生を抑制することが可能となり、α相結晶粒を小さなものとすることができ、プレス加工等において表面粗度の低下を引き起こすことなく、優れた成形性と美観を発現させることが可能となる。
【実施例】
【００６２】
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。
【００６３】
〔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等を添加して、ＶＡＲ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。尚、表１の組成において、「−」で示した元素は、含有量が０．００５質量％以下であることを示している。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、表１に示す条件で中間焼鈍、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．１〜１８）を得た。なお、最終焼鈍工程での加熱後の冷却速度は、８００℃〜７００℃までの温度履歴を直線近似にて算出した。また、試験材の組成に基づき、β相含有率が２０％となる温度とβ変態点（Ｔβ）を熱力学計算ソフト「ＴｈｅｒｍｏＣａｌｃ（データベース：TTTi3）」を用いて算出し、表１に併記した。また、表１には、最終焼鈍処理がβ変態点Ｔβ未満の温度で実施されているかを判断し易くするために、最終焼鈍の保持温度ＴからＴβを差し引いた数値（Ｔ−Ｔβ）を記載した。
【００６４】
（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およびＥＢＳＤ検出器を使用した。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。
【００６５】
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、３つのオイラー角で表記する素材の座標系に対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）から１５°以内の結晶粒の全α相結晶粒の総面積に対する面積率（Ｘ１、Ｘ２、Ｘ３、Ｘ４、Ｘ５）を測定した。その数値から、（Ｘ３＋Ｘ４＋Ｘ５）／（Ｘ１＋Ｘ２）を算出した。その結果を表２に示した。
【００６６】
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（圧延板の法線方向）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、各結晶粒の円相当直径を算出した。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２において、下線を引いた数値は、本発明の規定から外れている数値であることを示している。
【００６７】
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。
【００６８】
〔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。室温でＪＩＳ  Ｈ４６００に基づいて圧延方向（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。
【００６９】
（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３（ａ）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３（ｂ）は、図３（ａ）のＥ−Ｅの模式的断面図である。図３（ａ）、図３（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。
【００７０】
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３（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＝７．００、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
【００７１】
（表面粗さの測定）
表面粗さの測定は、表面粗さ形状測定機（東京精密社製サーフコム１３０Ａ）を使用し、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１：２００１に準拠した方法で測定した。この際、測定距離を４ｍｍ、測定速度を０．６ｍｍ／秒とした。割れが発生しない最大の押し込み深さ量のプレス成形を加えた試験材の綾線部に沿って、各５箇所の算術平均粗さ（Ra）を測定し、その平均値を表面粗さとした。１．５以下を合格とする。図４は、プレス成形品の表面粗さの測定部位と測定方向を示す模式的平面図である。
【００７２】
【表１】
2017137561.tif 000003
【００７３】
【表２】
2017137561.tif 000004
【００７４】
表２に示すように、本発明の実施例である試験材Ｎｏ．１〜１２は、α相の結晶粒の円相当直径および集合組織状態（式（１）、式（２）の数値）が本発明の範囲内であり、成形後の板表面粗度を損なわず、優れた強度と成形性をバランスよく保持していた。
【００７５】
これに対して、試験材Ｎｏ．１３、１６は、最終焼鈍温度が規定範囲より低く、集合組織の発達が十分ではなく、成形性に劣っていた。試験材Ｎｏ．１４、１７は、最終焼鈍温度が規定範囲より高く、優れた強度と成形性を示したものの、α相結晶粒が過大となり、成形後の表面粗度が粗くなった。試験材Ｎｏ．１５、１８は、中間焼鈍温度が高く、集合組織の発達が十分ではなく、成形性に劣っていた。
【図１】
2017137561.tif 000005
【図２】
2017137561.tif 000006
【図３】
2017137561.tif 000007
【図４】
2017137561.tif 000008