CN101910432A - 钛板和钛板的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种高强度且加工性优异的钛板。为了解决上述课题，本发明的钛板的特征在于，该钛板由以下的钛材料形成为板状，该钛材料的组分为，以质量％计，铁的含量大于0.10％且小于0.60％、氧的含量大于0.005％且小于0.20％、碳的含量小于0.015％、氮的含量小于0.015％、氢的含量小于0.015％，而且，上述铁的含量大于上述氧的含量，剩余部分为钛和不可避免的杂质构成，该钛板形成α相和β相的二相组织，上述α相的当量圆平均粒径形成为10μm以下。
Description
技术领域
本发明涉及钛板和钛板的制造方法，更加详细而言，涉及成形性优异的钛板及其制造方法。
背景技术
以往，通常钛合金、纯钛等钛材料与铁、铁合金等铁系金属材料相比，分量轻且强度高，所以广泛地应用于运动-休闲器械、医疗器械、各种设备用构件、宇航相关机器等。
此外，因为耐蚀性等方面也优异，所以也能够应用于例如板式热交换器的板构件、自动二轮车的消声器的构件等。
在制造这样的产品的情况下，例如，对由钛材料形成的板(钛板)实施弯曲加工、拉深加工等这样的伴随有塑性变形的各种加工。
因此，为了供给这样的各种用途，要求拉深加工等成形加工的加工性优异的钛板。
另外，所谓“工业用纯钛”公知有JIS(日本工业标准)第1种、JIS第2种、JIS第3种、JIS第4种等，作为材料特性，第1种强度最低，并按照第2种、第3种(即种类号增大)的顺序强度增高。
但是，另一方面，越是JIS第2种、JIS第3种(即种类号越大)成形性越低，例如，难以用JIS第2种、JIS第3种的“工业用纯钛”实施拉深加工等。
对此，在专利文献1、2中记载有通过将“工业用纯钛”中的钛以外的成分的含量控制在规定的范围内来提高成形性的方法。
但是，难以对这些专利文献中记载的钛材料要求足够的强度。
此外，在专利文献3中记载有使用了含有规定量Fe的钛合金的构件研磨性优异的技术，在专利文献4、5中记载有使用了含有规定量Zr等的钛合金的构件研磨性优异的技术。
一般认为，由上述专利文献3～5中记载那样的钛合金所形成的成形品晶粒细小且具有高硬度，由此显示出优异的研磨性，且发现具有高强度。
但是，使用了上述专利文献3～5中记载那样的钛合金的钛板，例如不易实施拉深加工等，因此不能说加工性优异。
即，以往，存在难以得到兼备有高强度和加工性的钛板的问题。
专利文献1：日本国特开昭63-60247号公报
专利文献2：日本国特开平9-3573号公报
专利文献3：日本国特开平7-62466号公报
专利文献4：日本国特开昭62-87932号公报
专利文献5：日本国特开昭63-186843号公报
发明内容
本发明的课题在于，提供一种高强度且加工性优异的钛板。
本发明人对钛板的成分等进行了深入地研究，其结果发现，通过使铁和氧为规定的含量，能够形成高强度且加工性优异的钛板，从而完成了本发明。
即，用于解决上述课题的本发明的钛板的特征在于，该钛板由以下的钛材料形成为板状，该钛材料的组分为，以质量％计，铁的含量大于0.10％且小于0.60％、氧的含量大于0.005％且小于0.20％、碳的含量小于0.015％、氮的含量小于0.015％、氢的含量小于0.015％，而且，上述铁的含量大于上述氧的含量，剩余部分为钛和不可避免的杂质构成，该钛板形成α相和β相的二相组织，上述α相的当量圆平均粒径形成为10μm以下。
此外，为了解决上述课题的本发明的钛板的制造方法的特征在于，在冷轧精轧压下率为20％以上、最终退火温度为600～880℃、最终退火时间为0.5～60分钟且下述式(1)中的“G”的值为14以下的条件下，加工以下的钛材料而制造钛板，该钛材料的组分为，以质量％计，铁的含量大于0.10％且小于0.60％、氧的含量大于0.005％且小于0.20％、碳的含量小于0.015％、氮的含量小于0.015％、氢的含量小于0.015％，而且，上述铁的含量大于上述氧的含量，剩余部分为钛和不可避免的杂质构成。
数学式1
G＝11.5×XFe -0.72×{-ln(1-r/100)}-0.35×exp{(-1500)/(273+T)}×t0.058···(1)
(其中，式中的XFe是上述铁的含量(％)，r是上述冷轧精轧压下率(％)，此外，T是上述最终退火温度(℃)，t是上述最终退火时间(分钟))。
根据本发明，能够提供高强度且加工性优异的钛板。
附图说明
图1是以表1中的Fe和O的比率(Fe含量/O含量)的值为横轴，以埃里克森值为纵轴的曲线图。
具体实施方式
以下，通过本发明优选的实施方式，首先说明本实施方式的钛板。
本实施方式的钛板由以下的钛材料形成为板状，该钛材料的组分为，以质量％计，铁(Fe)的含量大于0.10％且小于0.60％、氧(O)的含量大于0.005％且小于0.20％、碳(C)的含量小于0.015％、氮(N)的含量小于0.015％、氢(H)的含量小于0.015％，而且，上述铁(Fe)的含量大于上述氧(O)的含量，剩余部分由钛(Ti)和不可避免的杂质构成，该钛板形成α相和β相二相组织，上述α相的当量圆平均粒径形成为10μm以下。
如上所述，在钛材料中，以质量％计，上述铁(Fe)的含量为大于0.10％且小于0.60％。
在钛材料中，公知Fe是用于稳定β相的元素，一部分固溶，但大多形成β相，而且，由于热处理等作为TiFe存在，妨碍晶粒的成长。因此，以往，一般认为，通过增加钛材料中的Fe含量使钛板中所形成的晶粒直径减小，能够提高钛材料的强度、研磨加工的加工性，但是埃里克森值等的表示延展性(成形加工性)的指标降低。
但是，如后所述，通过一边使钛材料中的O含量形成为规定的值，一边增加钛材料中的Fe含量，能够抑制所得到的钛板的延展性的降低，同时能谋求强度的提高。
因此，上述钛材料中的Fe含量以质量％计大于0.10％且小于0.60％的理由是，Fe含量为0.1％以下时，无法对所形成的钛板赋予足够的强度，并且，研磨加工的加工性降低。
另一方面，若含量为0.60％以上，则即使钛材料中的O含量为规定的值，也会产生延展性的降低，从而导致钛板的成形加工性降低。
从这一点出发，Fe含量优选为0.40％以下。
在钛材料中，以质量％计，上述氧(O)的含量为大于0.005％且小于0.20％，而且，上述Fe的含量为XFe(质量％)、O的含量为XO(质量％)时，在钛材料中的含量满足(XFe＞XO)的关系。
形成本实施方式的钛板的钛材料中的O含量以质量％计大于0.005％且小于0.20％的理由是，若O含量为0.20％以上，则即使钛材料中的Fe的含量在上述范围内且满足(XFe＞XO)的关系，埃里克森值也较低，即，形成为成形加工性较低的钛板。
从这一点出发，O含量优选为0.10％以下。
此外，在钛材料中Fe的含量(XFe)和O含量(XO)满足(XFe＞XO)的关系的理由是，若O含量为Fe的含量以上(XFe≤XO)，则即使钛材料中的Fe的含量在上述范围内且O的含量在上述范围内，埃里克森值也较低，即，形成成形加工性较低的钛板。
此外，从确保成形加工中良好的加工性的目的出发，需要使碳(C)、氮(N)、氢(H)为相当于JIS第2种的含量以下。
更加具体而言，C、N、H的含量以质量％计需要分别小于0.015％。
而且，优选C的含量为0.01％以下、N的含量为0.01％以下、H的含量为0.01％以下。
从钛板的加工性的观点出发，对上述C、N、H的含量不规定下限，但是若使上述C、N、H的含量非常低，则有可能大幅度地增加钛板的制造成本。
从抑制该成本提高的观点出发，优选C含量为0.0005％以上，N的含量为0.0005％以上，H的含量0.0005％为以上。
作为在成形加工中要求良好加工性的钛板，一般认为，晶粒直径越大越好，然而，在由具有如上述那样的组成的钛材料所形成的钛板中，晶粒直径越小越能提高成形性。并且，这是由本发明人所发现的。
更加具体而言，通过以α相的当量圆平均粒径为10μm以下的方式形成钛板，能够提高埃里克森值等表示加工性的指标。
相反地，若α相的当量圆平均粒径大于10μm，则例如有可能埃里克森值降低到小于10mm，从而使加工性降低。
另外，该“α相的当量圆平均粒径”能够利用JIS G 0551的截点法(切断法)实施晶粒度级别数(grain-size number)的测量，将所得到的结果换算为晶粒直径而求出。
该α相的当量圆平均粒径(从晶粒度级别数换算的晶粒直径)主要可以利用钛板的成分中的Fe含量来调整。
关于该Fe含量，公知若增加纯钛中的铁含量，则晶粒度的值减小(晶粒直径增大)。
例如，有以下的报告，即，氧含量在0.09～0.11质量％的范围内，若铁含量从0.04质量％向0.27质量％变化，则50％冷轧后，实施了800℃×10分钟的退火的情况下的平均晶粒直径从约63μm向约14μm变化(近藤丰、铃木脩二郎：住友金属杂志、Vol.8、No.4、p201的Fig.42)。
一般而言，在将由含有铁0.06质量％以上的钛材料形成的构件保持在595℃以上的温度时，形成α相和β相的二相组织。
在铁小于0.06质量％的情况下，在500～800℃的温度范围的部分中仅有少量β相结晶，但是大部分形成为α相单相。
在以往的高成形用钛材料中，铁含量小于0.06质量％，或者，即使氧含量为0.01～0.03质量％的极低值而含有较多的铁的情况下，铁含量也在0.1质量％以下，因此，在退火中，大部分形成为α相单相。
因此，结晶(α粒)的成长速度大，随着退火的进行，晶粒直径迅速增大(晶粒度级别数减小)。
另一方面，因为本实施方式的钛板是如上述那样的铁含量和氧含量，所以在退火中形成α+β的二相组织。
因此，因为α粒的成长被β粒抑制，所以抑制晶粒直径迅速增大(晶粒度级别数减小)。
此外，关于晶粒直径的大小，如上所述，也能够根据Fe含量以及制造钛板时的冷轧精轧压下率、最终退火(finalannealing)温度、最终退火时间等进行调整。
以下，说明钛板的制造方法的上述条件。
在制造钛板时的冷轧精轧压下率、最终退火温度、最终退火时间的各条件下，能够通过增大冷轧精轧压下率而容易使晶粒再结晶。
此外，能通过提高最终退火温度而使晶粒成长，增大晶粒直径。
而且，能通过延长最终退火时间而使晶粒成长，增大晶粒直径。
基于这样的倾向，以使下述式(1)的“G”的值为14以下的方式调整冷轧精轧压下率、最终退火温度和最终退火时间来制造钛板，从而能够更可靠地使所得到的钛板的α相的当量圆平均粒径为10μm以下。
数学式1
G＝11.5×XFe -0.72×{-ln(1-r/100)}-0.35×exp{(-1500)/(273+T)}×t0.058···(1)
(其中，式中的XFe是上述铁的含量(％)，r是上述冷轧精轧压下率(％)。此外，T是上述最终退火温度(℃)，t是上述最终退火时间(分钟))。
另外，优选上述式(1)中的“G”的值为10以下。
此外，从能够容易制造钛板的方面考虑，优选“G”的值为2以上。
但是，即使“G”的值为如上述那样的范围的情况下，为了更可靠地使α相的当量圆平均粒径为10μm以下，需要使冷轧精轧压下率为20％以上、最终退火温度为600～880℃、最终退火时间为0.5～60分钟。
使冷轧精轧压下率为这样的范围的理由是，当冷轧精轧压下率小于20％时，不产生再结晶。
此外，使最终退火温度为这样的范围的理由是，当最终退火温度小于600℃时，不产生再结晶，若大于880℃的温度，则产生β相变。
而且，使最终退火时间为这样的范围的理由是，当最终退火时间小于0.5分钟时，可能不产生再结晶，若实施最终退火超过60分钟，则TiFe析出较多，有可能使钛板的加工性降低。
根据以上那样的成分和制造条件，能得到强度和加工性优异的钛板。
另外，在这里不详述，但是，能够在不明显有损本发明的效果的范围内，将在以往的钛板和钛板的制造方法中公知的技术用于本实施方式的钛板和钛板的制造方法中。
实施例
接着，举出实施例进一步详细地说明本发明，但是本发明不限定于这些实施例。
(实施例1～7、以往例1～3、比较例1～7)
(测试片的制造)
利用纽扣式电弧熔解(button arc melting，得到的样品通常为纽扣状)，制造表1所示的组成的板坯，在850℃热轧该板坯，以750℃进行退火后，去除表面氧化皮，利用冷轧制造了厚度为0.5mm的板状样品。
另外，按照JIS H 1614测量此时表1所示的Fe含量，按照JISH 1620测量O含量。
对该板状样品实施800℃×15分钟的退火，作为评价用样品。
另外，对于以往例1～3，作为JIS第1种～第3种，采用市场贩卖的普通的组成。
(评价)
(抗拉强度)
按照JIS Z2241对如上述那样制造的评价用样品实施了抗拉强度的测量。结果表示于表1。
(埃里克森值)
按照JIS Z2247对上述那样制造的评价用样品实施了埃里克森值的测量。结果表示于表1和图l。
(α相的当量圆平均粒径)
通过JIS G 0551的截点法实施晶粒度级别数测量，基于该晶粒度级别数，通过计算求出了α相的当量圆平均粒径(表1中的“粒径”)。结果表示于表1。
(研磨性)
用耐水研磨纸将如上述那样制造的评价用样品研磨到#500后，实施2分钟抛光研磨(金刚石喷雾(DIAMOND SPRAY)9μm、转速150rpm、载荷150N)，分别测量最初的评价用样品和研磨后的评价用样品的表面粗糙度Ra(JIS B 0601：算术平均粗糙度)，求出其变化率。
最初的评价用样品的表面粗糙度为Ra1，研磨后的评价用样品的表面粗糙度为Ra2时，用下述式评价研磨性。
研磨性＝(Ra2/Ra1)
结果表示于表1。
表1
| r(％) | T(℃) | t(分钟) | XFe(质量％) | XO(质量％) | XFe/XO | G值 | XH(质量％) | XN(质量％) | XC(质量％) | 粒径(μm) | 抗拉强度(MPa) | 埃里克森值(mm) | 研磨性 | |
| 以往例1(※1) | 83 | 800 | 15 | 0.031 | 0.051 | 0.61 | 33.19 | 0.0030 | 0.005 | 0.003 | 88.4 | 452 | 11.7 | 0.81 |
| 比较例1 | 83 | 800 | 15 | 0.061 | 0.051 | 1.20 | 20.39 | 0.0026 | 0.007 | 0.003 | 26.3 | 461 | 12.5 | 0.77 |
| 实施例1 | 83 | 800 | 15 | 0.110 | 0.049 | 2.24 | 13.34 | 0.0032 | 0.006 | 0.004 | 10.0 | 472 | 12.7 | 0.71 |
| 实施例2 | 83 | 800 | 15 | 0.305 | 0.061 | 5.00 | 6.40 | 0.0036 | 0.007 | 0.004 | 7.8 | 545 | 12.5 | 0.60 |
| 以往例2(※2) | 83 | 800 | 15 | 0.100 | 0.132 | 0.76 | 14.28 | 0.0028 | 0.008 | 0.003 | 52.6 | 553 | 7.5 | 0.73 |
| 实施例3 | 83 | 800 | 15 | 0.189 | 0.102 | 1.85 | 9.03 | 0.0034 | 0.005 | 0.003 | 9.0 | 560 | 10.5 | 0.62 |
| 实施例4 | 83 | 800 | 15 | 0.479 | 0.100 | 4.79 | 4.62 | 0.0025 | 0.005 | 0.005 | 7.8 | 634 | 11.5 | 0.51 |
| 比较例2 | 83 | 800 | 15 | 0.812 | 0.112 | 7.25 | 3.16 | 0.0024 | 0.007 | 0.005 | 7.8 | 748 | 7.0 | 0.50 |
| 以往例3(※3) | 83 | 800 | 15 | 0.117 | 0.193 | 0.61 | 12.76 | 0.0035 | 0.007 | 0.005 | 21.2 | 618 | 6.9 | 0.70 |
| 比较例3 | 83 | 800 | 15 | 0.107 | 0.177 | 0.60 | 13.60 | 0.0033 | 0.005 | 0.005 | 9.3 | 599 | 6.6 | 0.68 |
| 比较例4 | 83 | 800 | 15 | 0.168 | 0.177 | 0.95 | 9.83 | 0.0029 | 0.007 | 0.005 | 7.0 | 617 | 7.0 | 0.65 |
| 实施例5 | 83 | 800 | 15 | 0.218 | 0.193 | 1.13 | 8.15 | 0.0023 | 0.006 | 0.005 | 7.0 | 648 | 7.9 | 0.55 |
| 实施例6 | 83 | 800 | 15 | 0.344 | 0.178 | 1.93 | 5.87 | 0.0031 | 0.007 | 0.003 | 5.7 | 672 | 9.0 | 0.50 |
| 实施例7 | 83 | 800 | 15 | 0.354 | 0.169 | 2.09 | 5.75 | 0.0037 | 0.008 | 0.003 | 5.3 | 666 | 8.6 | 0.51 |
| 比较例5 | 83 | 800 | 15 | 0.611 | 0.188 | 3.25 | 3.88 | 0.0027 | 0.007 | 0.003 | 4.8 | 762 | 6.3 | 0.45 |
| 比较例6 | 83 | 800 | 15 | 0.189 | 0.102 | 1.85 | 9.03 | 0.0204 | 0.005 | 0.003 | 9.0 | 570 | 7.2 | 0.62 |
| 比较例7 | 83 | 800 | 15 | 0.209 | 0.102 | 2.05 | 8.90 | 0.0124 | 0.017 | 0.020 | 9.0 | 587 | 5.5 | 0.57 |
※r：冷轧精轧压下率，T：最终退火温度、t：最终退火时间、XFe：铁含量、XO：氧含量、XH：氢含量、XN：氮含量、XC：碳含量
G值＝11.5×XFe -0.71×(-ln(1-r/100)}-0.35×exp{(-1500)/(273+T)}×t0.058
※1作为JIS第1种的市售品
※2作为JIS第2种的市售品
※3作为JIS第3种的市售品
从在该表中的、例如O含量相等且Fe含量不同的以往例1、比较例1和实施例1的比较、以往例3和实施例5的比较、比较例3、4和实施例6的比较等也可知，通过使钛材料中的O含量为规定的值，同时增加钛材料中的Fe含量，能够抑制所得到的钛板的埃里克森值的降低并谋求提高强度。
此外，在图1中，针对各氧含量分别用同一通例表示JIS第1种氧含量水平的以往例1、比较例1、实施例1、2，JIS第2种氧含量水平的以往例2、实施例3、4、比较例2，JIS第3种氧含量水平的以往例3、比较例3～5、实施例5～7，然而可知，在任一曲线中以表示Fe和O的比率的横轴为1的位置为界产生较大的变化。
即可知，通过使XFe＞XO，能获得埃里克森值优异的钛板。
而且，从图1还可知，即使在Fe和O的比率大于1的情况下，含有的Fe大于0.6％时，也无法得到良好的结果。
即可知，根据本发明，能够获得高强度且加工性优异的钛板。
此外可知，比较例6、7中的Fe、O的含量与实施例3相等且H、N、C的含量不同，然而，埃里克森值低从而加工性低。
(制造条件的比较：由于α相的当量圆平均粒径不同而使加工性不同)
接着，利用实验确认由于制造条件不同对钛板的加工性产生怎样的不同。
(实施例8～26、比较例8～13)
(测试片的制造)
用小型真空电弧熔解制造铸锭，以1150℃锻造该铸锭，制造了厚度为50mm的板坯。
以850℃热轧该板坯，之后以750℃退火，去除了表面氧化皮。
切削去除了该表面氧化皮的样品的表面，形成0.6～5.0mm的各种板厚，进一步冷轧，制造了0.5mm厚度的板状样品(钛板)。
对于该钛板，以600～850℃的温度、在真空气氛中实施1～60分钟的退火加工，对晶粒度进行了调整。
此外，按照JIS H 1614测量去除了表面氧化皮的样品的Fe含量，按照JIS H 1620测量O含量。
此外，按照JIS Z 2247测量调整了上述那样的晶粒度的钛板的埃里克森值，利用JIS G 0551的截点法进行晶粒度级别数的测定，以该晶粒度级别数为基础通过计算求出了α相的当量圆平均粒径(表2中的“粒径”)。
结果表示于表2。
表2
| XFe(质量％) | XO(质量％) | r(％) | T(℃) | t(分钟) | XFe/XO | G值 | 埃里克森值(mm) | 粒径(μm) | |
| 实施例8 | 0.121 | 0.035 | 90 | 600 | 1 | 3.46 | 7.05 | 12.6 | 4.60 |
| 实施例9 | 0.121 | 0.035 | 90 | 650 | 1 | 3.46 | 7.74 | 12.4 | 6.60 |
| 实施例10 | 0.121 | 0.035 | 80 | 650 | 1 | 3.46 | 8.77 | 11.9 | 9.00 |
| 实施例11 | 0.121 | 0.035 | 80 | 700 | 10 | 3.46 | 10.90 | 11.5 | 10.00 |
| 比较例8 | 0.121 | 0.035 | 37.5 | 700 | 10 | 3.46 | 16.76 | 10.5 | 14.10 |
| 比较例9 | 0.121 | 0.035 | 37.5 | 850 | 60 | 3.46 | 22.85 | 9.8 | 20.60 |
| 实施例12 | 0.217 | 0.053 | 90 | 600 | 1 | 4.09 | 4.63 | 12.1 | 3.60 |
| 实施例13 | 0.217 | 0.053 | 90 | 650 | 1 | 4.09 | 5.08 | 12.0 | 4.20 |
| 实施例14 | 0.217 | 0.053 | 80 | 650 | 1 | 4.09 | 5.76 | 12.2 | 5.70 |
| 实施例15 | 0.217 | 0.053 | 80 | 850 | 1 | 4.09 | 7.69 | 11.8 | 7.80 |
| 实施例16 | 0.217 | 0.053 | 37.5 | 650 | 1 | 4.09 | 8.86 | 11.4 | 8.10 |
| 实施例17 | 0.217 | 0.053 | 37.5 | 650 | 10 | 4.09 | 10.13 | 10.6 | 9.30 |
| 比较例10 | 0.217 | 0.053 | 37.5 | 850 | 60 | 4.09 | 15.01 | 10.0 | 14.10 |
| 比较例11 | 0.217 | 0.053 | 16.7 | 850 | 60 | 4.09 | 20.89 | 8.7 | 22.10 |
| 实施例18 | 0.355 | 0.095 | 90 | 650 | 1 | 3.74 | 3.56 | 11.6 | 3.40 |
| 实施例19 | 0.355 | 0.095 | 80 | 700 | 10 | 3.74 | 5.02 | 11.4 | 5.20 |
| 实施例20 | 0.355 | 0.095 | 37.5 | 700 | 10 | 3.74 | 7.72 | 11.1 | 7.50 |
| 实施例21 | 0.355 | 0.095 | 37.5 | 850 | 10 | 3.74 | 9.49 | 10.8 | 9.60 |
| 实施例22 | 0.355 | 0.095 | 37.5 | 850 | 60 | 3.74 | 10.53 | 10.5 | 10.00 |
| 比较例12 | 0.355 | 0.095 | 16.7 | 850 | 60 | 3.74 | 14.65 | 9.5 | 14.60 |
| 实施例23 | 0.482 | 0.042 | 90 | 650 | 1 | 11.48 | 2.86 | 12.0 | 3.00 |
| 实施例24 | 0.482 | 0.042 | 80 | 700 | 10 | 11.48 | 4.03 | 11.8 | 4.60 |
| 实施例25 | 0.482 | 0.042 | 37.5 | 700 | 10 | 11.48 | 6.20 | 11.2 | 7.50 |
| 实施例26 | 0.482 | 0.042 | 37.5 | 850 | 60 | 11.48 | 8.45 | 10.6 | 9.30 |
| 比较例13 | 0.482 | 0.042 | 16.7 | 850 | 60 | 11.48 | 11.76 | 9.9 | 13.10 |
r：冷轧精轧压下率，T：最终退火温度、t：最终退火时间、XFe：铁含量、XO：氧含量、XH：氢含量、XN：氮含量、XC：碳含量
G值＝11.5×XFe -0.72×[-ln(1-r/100}-0.35×exp{(-1500)/(273+T)}×t0.058
该表2中的实施例8～11和比较例8、9的Fe含量、O含量相同，但是根据冷轧压下率、退火条件的不同调整了α相的当量圆平均粒径，α相的当量圆平均粒径越小埃里克森值越大。
此外，同样，在Fe含量、O含量相同的、由实施例12～17和比较例10、11构成的一组数据、由实施例18～22和比较例12构成的一组数据、由实施例23～26和比较例13构成的一组数据中也看得出相同的倾向。
即，从该表2可知，由“G值”小的制造条件所形成的、α相的当量圆平均粒径小所形成的钛板，埃里克森值高、加工性优异。
Claims (2)
1.一种钛板，其特征在于，
该钛板由以下的钛材料形成为板状，该钛材料的组分为，以质量％计，铁的含量大于0.10％且小于0.60％、氧的含量大于0.005％且小于0.20％、碳的含量小于0.015％、氮的含量小于0.015％、氢的含量小于0.015％，而且，上述铁的含量大于上述氧的含量，剩余部分为钛和不可避免的杂质构成，该钛板形成α相和β相的二相组织，上述α相的当量圆平均粒径形成为10μm以下。
2.一种钛板的制造方法，其特征在于，
在冷轧精轧压下率为20％以上、最终退火温度为600～880℃、最终退火时间为0.5～60分钟且下述式(1)中的“G”的值为14以下的条件下，加工以下的钛材料而制造钛板，该钛材料的组分为，以质量％计，铁的含量大于0.10％且小于0.60％、氧的含量大于0.005％且小于0.20％、碳的含量小于0.015％、氮的含量小于0.015％、氢的含量小于0.015％，而且，上述铁的含量大于上述氧的含量，剩余部分为钛和不可避免的杂质构成，
式1
G＝11.5×XFe -0.72×{-ln(1-r/100)}-0.35×exp{(-1500)/(273+T)}×t0.058···(1)
(其中，式中的XFe是上述铁的含量(％)，r是上述冷轧精轧压下率(％)，此外，T是上述最终退火温度(℃)，t是上述最终退火时间(分钟))。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| ASS | Succession or assignment of patent right |
Owner name: NIPPON STEEL + SUMITOMO METAL CORPORATION Free format text: FORMER OWNER: CHUGAI SEIYAKU KABUSHIKI KAISHA Effective date: 20130426 |
|
| C41 | Transfer of patent application or patent right or utility model | ||
| TR01 | Transfer of patent right |
Effective date of registration: 20130426 Address after: Tokyo, Japan, Japan Patentee after: Nippon Steel Corporation Address before: Osaka Japan Patentee before: Sumitomo Metal Industries Ltd. |
|
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder |
Address after: Tokyo, Japan, Japan Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation Address before: Tokyo, Japan, Japan Patentee before: Nippon Steel Corporation |
|
| CP01 | Change in the name or title of a patent holder | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20130313 Termination date: 20201217 |
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| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |