CN103484805A - 钛板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供兼备充分的强度和可以挤压加工成热交换器用的板的高成形性的钛板。一种含有α相的晶粒组织，由工业用纯钛构成的钛板，其特征在于，在α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差60°～70°的范围的最大峰值为0.010以上、0.040以下的比例。由于作为取向差60°～70°的孪晶界大量存在，既具有强度，成形性又有所提高。

Description

钛板及其制造方法

技术领域

本发明涉及由工业用纯钛构成的钛板，特别是实施成形加工而作为板式热交换器用板使用的钛板及其制造方法。

背景技术

一般来说，钛板因为比强度和耐腐蚀性优异，所以被用于化学、电力、食品制造厂等的热交换器用构件、照相机体、厨房设备等的民用品、摩托车、汽车等的运输机械构件和家电设备等的外装材料。钛板在所述用途之中，在近年来应用正在推进的板式热交换器上使用时，因为要求高热交换效率，所以为了增加表面积而通过挤压成形加工成波状应用。因此，热交换器用的钛板为了带有深的波纹而需要有优异的成形性。

多用于所述的各种用途的纯钛板，由JIS H4600的规格规定，根据Fe、O等的杂质浓度和强度等，有JIS 1类、2类、3类等的等级，等级越增加，最低强度越高，根据用途对其使用进行区分。历来，在要求高成形性构件中，虽然强度差，但延展性高，所以使用的是Fe和O的浓度低的JIS1类的纯钛板。但是，近年来，除了热交换器效率的提高，高强度化、轻量化的要求也日益增大。为了应对这一要求，需要适用强度水平更高的JIS2类(屈服强度215MPa以上)，或JIS3类，但若是达到这些纯钛板的强度水平，则成形性差，因此面向热交换器的应用困难。另外，一般钛材料是通过提高Fe、O等的杂质浓度或晶粒微细化来实现高强度化，但这些方法引起成形性大幅降低。

为了成形金属材料而需要进行塑性变形，为此需要位错的滑移变形或孪晶变形。纯钛主体上构成为由密排六方晶(hcp构造)形成的α相的晶粒组织。钛的α相中容易活动的滑移系是柱面滑移{10-10}<11-20>，其他则有底面滑移{0001}<11-20>、锥面滑移(錘面すベり)。另外，在挤压成形时的变形中，{11-22}<11-23>的孪晶能够活动。但是，纯钛与bcc构造的铁钢材料和fcc构造的铝相比，活动滑移系的数量少，另外，多个滑移系不容易活动，难以发生塑性变形。由此认为，为了使成形性提高，重要的是使多个滑移系/孪晶系活动。

因此，提出以下这样的使成形性提高的钛板的技术。例如在专利文献1中提出有一种钛板，其规定最终退火后的集合组织(C轴的角度)和晶粒直径(30μm以上)，使强度和成形性的平衡提高。另外，在专利文献2中提出有一种钛板，其在冷轧后通过大气退火使晶粒直径达到规定范围的大小，并实施酸洗和压下率0.2～1.0％的轻压下(表皮光轧)轧制，由此使挤压成形性提高。此外，在专利文献3提出有一种钛板，其在最终退火后实施压下率0.7～5％的表皮光轧，调整集合组织(C轴的偏移角度)，达到规定的蓄积应变量，从而使挤压成形性提高。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】专利第4088183号公报

【专利文献2】专利第4584341号公报

【专利文献3】特开2011-026649号公报

但是，在前述的现有技术中，为了适用于热交换器，还有改善的余地。专利文献1没有记述进行表皮光轧，因此通过轧制进行调质时特性发生变化。另一方面，在专利文献2中，表皮光轧的压下率低，强度不充分。另外，专利文献3若Fe、O达到比较高的浓度，则在冷轧时容易发生边缘裂纹，生产率有可能降低。

发明内容

本发明鉴于所述问题点而形成，其课题在于，提供一种钛板及其制造方法，该钛板具备相当于JIS2类以上的屈服强度的高强度和可以适用于热交换器的高成形性。

本发明者们进行锐意研究的结果发现，满足钛材的晶粒组织中特定的取向关系，存在于取向差60°～70°之间的孪晶界的存在比例有助于强度和成形性的平衡的增大。此外，本发明者们经实验发现，存在于取向差为82°～87°之间的孪晶界使所述强度和成形性的平衡提高的效果降低。

即，本发明的钛板，含有α相的晶粒组织，由工业用纯钛构成，在所述α相的结晶晶界的取向差分布中，其特征在于，取向差60°～70°的范围内的最大峰值为0.010以上0.040以下的比例。此外，本发明的钛板，优选在所述α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差82°～87°的范围内的最大峰值为低于0.010的比例。

这一构成的钛板，在α相的结晶晶界大量含有特定的取向差，既具有充分的强度，成形性同时提高，通过进一步限制其他特定的取向差，强度与成形性的平衡不会受到破坏。

此外，本发明的钛板，优选所述α相的平均晶粒直径为10μm以上120μm以下。

通过这一构成，钛板容易得到所述的α相的结晶晶界的取向差分布。

另外，本发明的钛板，优选含有Fe：0.020～0.120质量％、O：0.030～0.160质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成。

通过这一构成，钛板其强度进一步提高。

本发明的钛板，实施成形加工而作为板式热交换器用板使用。

通过这一构成，钛板带有深波纹而表面积增多，能够成为热交换效率优异的热交换器的板。

本发明的钛板的制造方法，其特征在于，在最终冷轧之后，进行最终退火工序，即在600～890℃进行退火，使α相晶粒平均粒径达到10μm以上120μm以下的范围，以40℃/s以上冷却至200℃以下的工序。另外，本发明的钛板的制造方法，优选在所述最终退火工序之后，再进行轻压下轧制工序，即在一道次的压下率0.5％以上且总压下率为5％以下而进行轧制的工序，此外，优选使所述轻压下轧制工序，与所述最终冷轧的轧制方向平行而进行轧制。

根据这样的步骤，通过最终退火使晶粒成为适度的大小，其后的冷却时等容易发生孪晶变形，此外通过急速冷却，将使应变充分导入，能够得到在α相的结晶晶界大量含有特定的取向差的钛板。另外，在规定的轧制方向并以适度的压下率进行轧制，从而赋予预应变，能够得到使强度和成形性进一步提高的钛板。

根据本发明的钛板，既能够具有相当于JIS2类以上的屈服强度的高强度，又具备可以挤压加工成板式热交换器用板的高成形性。另外，根据本发明的钛板的制造方法，能够稳定获得具有所述效果的钛板。

附图说明

图1是用于说明钛板的Ti六方晶的(0001)的取向程度的概念图。

图2是表示本发明的实施例和比较例的晶粒间的取向差分布的曲线图，(a)是试验材No.2、10的取向差60°～70°的分布，(b)是试验材No.2、15的取向差82°～87°的分布。

图3表示实施例中用于进行挤压成形性的评价的挤压成形金属模具，(a)是俯视图，(b)是(a)的E-E线剖面图。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施方式详细地加以说明。

〔钛板〕

本发明的钛板能够用于一般的工业用纯钛所适用的热交换器用构件、运输机械构件、家电机器等的外装材料，特别是适合于要求有强度并且高成形性的板式热交换器用板。

本发明的钛板含有α相的晶粒组织，例如由JISH4600所规定的1种的纯钛这样的工业用纯钛构成，在α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差60°～70°的范围内的最大峰值为0.010以上0.040以下的比例。

(α相的结晶晶界的取向差分布)

在由轧制工艺制造的现有的钛制品中，如图1所示，C轴((0001)轴)在与轧制面垂直的方向(ND)取向，再在从轧制面法线向轧制宽度方向(TD)分别朝两侧倾斜大约30°～40°的位置各自分布，具有在此方向集聚的倾向。因此，钛材是在同样的方向上取向一致的晶粒组织的集合，所以晶粒间的取向差小的(15°以内的)小倾角晶界多，作为其以上的取向差的晶粒间，由成为与C轴在从轧制面法线朝轧制宽度方向分别向两侧倾斜的位置上集聚相对应的取向差的晶粒间的比例突出而比较大量存在的组织构成，作为其他的取向差的晶粒间其存在比例大致均匀，低于0.01(1％)。小倾角晶界在塑性变形时，因为难以成为位错的移动的阻抗，所以难以对屈服强度的增大有所帮助。小倾角晶界的存在比例，不会由于O(氧)含量增大和晶粒微细化而发生很大变化。钛材被认为若O含量增大，则本质上滑移系的活动难以发生，位错的移动本身所对应的阻抗增大，则屈服强度增大，结果是变形能力降低，成形性劣化。另外，钛材若晶粒微细化，则由于小倾角晶界以外的大倾角晶界带来的位错的移动的阻力，导致屈服强度增大。另一方面，这样的钛材，因为粒径小，所以在晶粒内位错移动，至被晶界止住的移动距离小，堆积在晶界的位错量减少，因此相邻晶粒的2次滑移系无法有效率地活化，均匀的2次滑移系难以起作用，因此认为均匀的塑性变形难以发生。此外通常的大倾角晶界，因为晶界能高，晶界强度低，所以认为容易成为应变集中时的裂纹发生、破坏的起点，使钛材的成形性劣化。

本发明的钛板，在构成位错的移动阻抗的结晶晶界中，具有取向差60°～70°的范围的关系的孪晶界相对于其他的取向差的晶界达到高频率。由此，成为塑性变形时的位错的阻抗，并且使相邻晶粒的2次滑移系有效率地活化，2次滑移系容易均匀地发挥作用，认为钛板容易发生塑性变形。此外，孪晶界因为晶界能低，晶界强度高，所以在这样的晶界难以发生晶界断裂，钛板其强度的增大所对应的延展性的劣化得到抑制，认为强度与成形性的平衡提高。但是，若孪晶界的频率过高，则带来晶粒直径变小，由微细粒辨别的均匀的塑性变形难以发生的现象变得显著，反而使成形性劣化，因此孪晶界的频率为以下的范围。

在α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差60°～70°的范围内的最大峰值低于0.010的比例时，因为孪晶界的频率不足，无法取得强度提高效果，所以为0.010以上，优选为0.012以上。另一方面，若达到所述范围内的最大峰值超过0.040的比例，则强度过大，延展性降低，另外难以使晶粒微细化而发生均匀的塑性变形，强度与成形性的平衡降低，因此为0.040以下，优选为0.025以下。这样的α相组织，如后述，在钛板的制造中，通过控制最终退火时的冷却速度，或在最终退火之后赋予预应变而能够取得。

另一方面，即使是相同的大倾角晶界，具有取向差82°～87°的范围的关系的孪晶界，与具有所述取向差60°～70°的范围的关系的孪晶界也有所不同，使强度降低。其理由虽尚不十分清楚，但根据孪晶的种类，相邻晶粒的取向差发生变化，由此认为2次滑移系的活化的程度变化，或孪晶界的频率的增大带来的微细粒化容易显著发生影响。具体来说，在α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差82～87°的范围内的最大峰值为0.010以上的比例时，因为强度与成形性的平衡的提高效果无法充分取得，所以优选低于0.010，更优选为0.008以下。这样的α相组织，如后述，在钛板的制造中，能够通过控制最终退火之后的预应变的赋予的方向来取得。

α相的结晶晶界的取向差分布，能够通过如下方式取得：对于与钛板的轧制面平行的面，一边用扫描电子显微镜(SEM)扫描电子射线，一边以电子背散射衍射(Electron Back scatter Diffraction：EBSD)法对于EBSD图案进行测量、分析。

本发明的钛板，优选α相的平均晶粒直径为10μm以上120μm以下。另外，本发明的钛板，优选含有Fe：0.020～0.120质量％、O：0.030～0.160质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成。

(α相的平均晶粒直径：10μm以上、120μm以下)

钛板在平均晶粒直径低于10μm时，在应变导入时难以发生孪晶变形，取向差60～70°的范围的最大峰值难以充分获得。因此，本发明的钛板，优选α相的平均晶粒直径为10μm以上，更优选为20μm以上，进一步优选为30μm以上。另一方面，若α相的晶粒直径变大，则钛板容易发生橘皮。因此，本发明的钛板，优选α相的平均晶粒直径为120μm以下，更优选为100μm以下，进一步优选为80μm以下。α相的晶粒直径是当量圆直径，以SEM等的公知的手段测量，计算平均值。α相的晶粒直径，能够通过钛板的Fe含量的调整，以及如后述，在制造中控制最终退火条件等而取得。

(Fe：0.020～0.120质量％，O：0.030～0.160质量％)

钛板若Fe、O的含量少，则强度降低。若弥补因Fe、O不足造成的强度不足，则应该导入的应变量变大，作为结果是成形性降低。因此，优选Fe含量为0.020质量％以上，更优选为0.025质量％以上，进一步优选为0.030质量％以上。另外，优选O含量为0.030质量％以上，更优选为0.050质量％以上，进一步优选为0.070质量％以上。另一方面，若Fe含量变多，则铸锭的偏析变大而生产率降低。另外，由于β相的析出量增大而使晶粒微细化，因此取向差为60°～70°的范围内的最大峰值不足，成形性降低。因此，优选Fe含量为0.120质量％以下，更优选为0.080质量％以下，进一步优选为0.070质量％以下。另外，若O含量变多，钛板变脆而容易发生冷轧时的裂纹，生产率降低，另外成形性降低。因此，优选O含量为0.160质量％以下，更优选为0.140质量％以下，进一步优选为0.125质量％以下。

本发明的钛板，除了Fe、O和Ti(钛)以外，也可以作为不可避免的杂质而含有C、H、N、Si、Cr、Ni等。如果C：0.015质量％以下、N：0.02质量％以下、H：0.005质量％以下、其他的元素：各0.1质量％以下，则不会阻碍本发明的效果，可以允许。

〔钛板的制造方法〕

本发明的钛板，与现有的钛板一样，以公知的方法，对于铸锭进行开坯轧制，并进行热轧、中间退火、冷轧、最终退火而制造。在冷轧工序中，根据原材的冷轧性(边缘裂纹的易发生度、变形载荷等)而选择适当的压下率和退火条件，反复冷轧和中间退火。最终退火工序，是为了使经过冷轧而硬化的原材(钛)再结晶而赋予成形性而进行。因此，在最终退火工序之前实施的冷轧(最终冷轧)，以用于再结晶所需要的加工率，具体来说就是以50％以上的压下率进行。另外，在退火(中间退火，最终退火)后在钛板表面附着氧化皮时，在下道工序(如果是中间退火，则后续是冷轧)之前，作为去氧化皮工序，例如进行盐浴热处理、酸洗处理等。

本发明的钛板，以规定的条件进行最终冷轧工序和最终退火工序，由此能够使α相的晶粒组织成为所述规定的组织。以下，对于本发明的钛板的制造方法中的最终冷轧工序和最终退火工序进行说明。

(最终冷轧)

本发明的钛板，在最终退火工序之前实施的冷轧(最终冷轧)中，优选调整冷轧率，控制α相的平均晶粒直径。最终冷轧的压下率优选为50％以上88％以下。压下率低于50％时，在其后的最终退火中，即使调整条件，如所述也难以再结晶，另外，在最终退火后，再晶粒直径容易粗大化，难以将α相的晶粒直径控制在120μm以下。另一方面，若最终冷轧的压下率超过88％，则冷延时的边缘裂纹容易发生，发生成品率降低等的工业上的问题。另外，在最终退火后，再晶粒直径容易微细化，α相的晶粒直径低于10μm。

(最终退火)

本发明的钛板，在最终退火中，优选调整温度和时间，控制α相的平均晶粒直径。为此，退火温度为600～890℃。温度低于600℃时，再结晶不进行，晶粒直径也小，因此无法充分地导入孪晶。另一方面，若温度超过890℃，则β相的分率增大，α相粒的晶粒生长受到阻碍，晶粒直径微细化。此外，若温度超过β相变点温度，则冷却后α相晶粒成为针状组织，成为明显微细的组织，挤压成形性受到阻碍。关于保持时间，作为一例如果是连续退火炉，则优选为15分钟以内，此外根据退火温度进行设定。即退火温度越高，再结晶的进行越迅速，晶粒直径也越急速变大，因此为短时间。另外，如所述，若钛板的Fe含量多，则有晶粒微细化的倾向，因此优选最终退火为高温，另外为长时间。

此外本发明的钛板，加快最终退火后的冷却速度。由此，钛板在冷却时的应变作用下，孪晶被导入，α相的结晶晶界的取向差分布成为所述的规定范围。经通常的塑性加工(拉伸、轧制等)而导入的应变，因为有各向异性，所以在此应变模式下发生的孪晶也拥有各向异性，在晶粒分布内容易变得不均匀。相对于此，冷却时的应变，容易在面内各向同性地发生，因此各向异性减少，导入的孪晶在晶粒分布内也容易变得均匀。因此，钛板通过在冷却时导入应变，能够显著取得强度与成形性的平衡提高的效果。具体来说，优选在所述条件的最终退火后，以40℃/s以上进行冷却，更优选为60℃/s以上，进一步优选为100℃/s以上。更快冷却的速度没有特规定，直至所述的冷却速度至200℃以下为止。为了进行这样的急速冷却，优选最终退火以连续炉进行。

最终退火的其他的条件未特别规定，能够以公知的方法进行。例如，气氛是大气、真空、Ar等的惰性气体、还原性气体均可。还有，特别是在大气气氛中进行退火(大气退火)时，如所述，进行酸洗处理等的去氧化皮工序。

(表皮光轧)

此外，本发明的钛板，与现有的钛板同样，在最终退火后进行拉伸(stretch)和轧制等，不仅可以提高平坦性，也可以赋予应变而使强度和成形性提高。因为冷却时导入的应变量有上限，所以优选在最终退火后进行拉伸和轧制等而赋予应变，由此，钛板能够进一步得到强度和成形性的平衡的提高效果。

在此，通过使最终退火后的拉伸和轧制而赋予应变的方向，与最终退火之前的轧制即最终冷轧的轧制方向平行，只有具有取向差60°～70°的范围的关系的孪晶界的频率增大。另一方面，若赋予该应变的方向与最终冷轧的轧制方向垂直(轧制宽度方向)，则具有取向差82°～87°的范围的关系的孪晶界的频率也增大。因此，在赋予预应变时，优选其赋予方向与最终冷轧的轧制方向相同的方向。

最终退火后赋予的总应变量，为了使强度与成形性提高而优选为0.5％以上。另一方面，若应变量超过5％，则强度过大，成形性降低。在应变赋予中，作为一例可列举轻压下轧制(表皮光轧)，这种情况下，使总压下率为5％以下。另外，若表皮光轧的每一次(一道次)的应变量小，则至轧制板的板厚中心部难以得到本发明所规定的取向差分布的结晶组织。因此，优选表皮光轧的一道次的压下率为0.5％以上，更优选为0.8％以上。

【实施例】

以上，对于用于实施本发明的方式进行了阐述，以下，使确认到本发明的效果的实施例与不满足本发明的要件的比较例进行对比而具体地加以说明。还有，本发明也可以不受此实施例限制，而是在权利要求所示的范围加以变更实施，其均包含在本发明的技术范围内。

〔试验体制作〕

对于表1所示的Fe、O组成的纯钛(JISH4600)热轧板(板厚4.0mm)，进行通常的冷轧和中间退火后，以表1所示的压下率进行最终冷轧，在大气气氛下通过表1所示的条件的最终退火和酸洗工序，得到板厚0.5mm的冷轧板。对于此冷轧板，再通过表1所示的方向(预应变方向)和压下率的轧制赋予轻压下而成为试验材。还有，表1所示的预应变的赋予方向(最终退火后的轧制方向)，以与最终冷轧的轧制方向相对的方向表示，RD：表示轧制方向，TD：表示轧制宽度方向。另外，在表1中预应变的压下率0的试验体，不进行最终退火后的轧制。

(α相的平均晶粒直径的测量)

研磨试验材的表面(板面)，在表层部、板厚1/4部和板厚中心部的各自的轧制面，对于0.5mm边(在轧制方向、板幅方向各0.5mm)的区域利用EBSD进行组织观察。EBSD测量使用FE-SEM(Carl-Zeiss制，ULTRA55)和EBSD检测器(Oxford Instruments制，NordlysII)。关于测量数据，使用EBSD数据分析软件Channel 5的程序：Tango进行分析。以Tango，作为Boundary Component而选择Grain Boundaries，将取向差5°以上的境界设定为结晶晶界，进行Grain Area Determination的操作，计算各晶粒的当量圆直径及其平均。所得到的平均值显示在表1中。

(α相的结晶晶界的取向差分布的测量)

由平均晶粒直径的测量的EBSD测量结果，分析邻接的晶粒间的取向差的分布，求得取向差60°～70°、82°～87°的各范围的最大频率。详细地说，以Tango，作为Boundary Component选择Grain Boundaries，使用Legend功能，从取向差0°至94.5°以每0.5°求得频率。取向差60°～70°、82°～87°的各范围的频率显示在表1中。还有，在此范围观察到峰值时(对应孪晶界的存在)，测量其峰值强度，没有观察到峰值时(不存在孪晶界)，测量所述范围中的最大值。另外，试验材No.2，10的晶粒间的取向差60°～70°的分布显示在图2(a)中，试验材No.2、15的晶粒间的取向差82°～87°的分布显示在图2(b)中。

〔评价〕

(强度)

从试验材上，沿着使试验材的轧制方向与载荷轴一致的方向，提取JISZ2201所规定的13号试验片，在室温下基于JIS H4600而实施拉伸试验，测量0.2％屈服强度(YS)，显示在表1中。合格基准为0.2％屈服强度在215MPa以上。

(成形性)

对于试验材，模拟板式热交换器的热交换(板)部分，使用图3所示的形状的成形金属模具，通过80t挤压机进行挤压成形，评价成形性。成形金属模具，在100mm×100mm的成形部，以17mm间距具有4条最大高度6.5mm的脊线部，所述脊线部形在项点形成为R＝2.5mm的R形状。挤压成形是在试验材的两面铺设厚度0.05mm的聚碳酸酯板(ポリシ一ト)，使轧制方向与图3(a)的上下方向一致而在下侧的金属模具之上配置试验材，用压板拘束凸缘部，以挤压速度1mm/秒按压金属模具。每隔0.1mm进行按压，求得在试验材没有发生裂纹的最大的按压深度量(mm)Y。

基于以所述拉伸试验测量的轧制方向的0.2％屈服强度(MPa)YS，和压入深度量Y，由式(1)表示的成形性指标(mm)F为正值(F＞0)合格。压入深度量和成形性指标F显示在表1中。

F＝Y-(9.844-0.016YS)…(1)

表1

(注)余量是Ti和不可避免的杂质。^*是本发明范围外。

如表1所示，试验材No.1～9、15、16，α相的结晶晶界的取向差分布在本发明的范围内，如图2(a)所示，在取向差60°～70°中存在比例突出的晶粒间即孪晶界存在，因此具有充分的强度与成形性。特别是试验体No.1～9，取向差82°～87°的分布受到抑制，因此由于取向差60°～70°的孪晶界能够充分取得强度与成形性的平衡。此外，试验体No.1～3、5～9，在最终退火后，在与最终冷轧的轧制方向相同的方向进行轧制而赋予预应变，因此强度与成形性进一步提高。还有，试验材No.9因为最终退火时间长，晶粒大，所以表面发生橘皮。

另一方面，试验体No.15、16，使最终退火后的轧制进行的预应变的赋予的方向，相对于试验体No.2、8与最终冷轧的轧制方向相同的方向，成为正交的方向(轧制宽度方向)。其结果是，虽然取向差60°～70°的分布与试验体No.2、8同程度地增大，但同时，如图2(b)所示，取向差82°～87°的分布也增大，因此与试验体No.2、8比较，成形性降低。

相对于此，试验体No.10～13，因为取向差60°～70°的分布少，孪晶界不足，所以强度不足而与成形性的平衡不充分。试验体No.10、11，最终退火后的冷却为一般的冷却速度，因为缓慢，所以冷却时无法充分导入应变，此外试验体No.10，因为也没有进行其后的轧制，所以如图2所示，取向差60°～70°的分布比试验材No.2少。另外，试验体No.12因为最终退火温度低，试验体No.13因为最终退火的温度所对应的保持时间不充分，所以各自再结晶无法充分进行，晶粒小，通过其后的急速冷却和轻压下也无法充分地导入孪晶。此外试验体No.12其强度特别不足。另一方面，试验体No.14，最终退火后的压下过剩，取向差60°～70°的分布过大，由于过剩的孪晶界导致强度过大，延展性降低，成形性降低。

Claims (8)

1.一种钛板，其特征在于，是含有α相的晶粒组织且由工业用纯钛构成的钛板，其中，在所述α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差为60°～70°的范围中的最大峰值为0.010以上0.040以下的比例。

2.根据权利要求1所述的钛板，其特征在于，在所述α相的结晶晶界的取向差分布中，取向差为82°～87°的范围中的最大峰值为低于0.010的比例。

3.根据权利要求1所述的钛板，其特征在于，所述α相的平均晶粒直径为10μm以上120μm以下。

4.根据权利要求1所述的钛板，其特征在于，含有Fe：0.020～0.120质量％、O：0.030～0.160质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成。

5.一种板式热交换器，其具备通过对权利要求1～4中任一项所述的钛板进行成形加工而得到的板。

6.一种钛板制造方法，其特征在于，是制造权利要求1～4中任一项所述的钛板的方法，其中，在最终冷轧之后进行最终退火工序，即以使α相晶粒的平均粒径成为10μm以上120μm以下的范围的方式，在600～890℃进行退火，以40℃/s以上冷却至200℃以下。

7.根据权利要求6所述的钛板制造方法，其特征在于，在所述最终退火工序之后，再进行以一道次的压下率为0.5％以上且总压下率为5％以下进行轧制的轻压下轧制工序。

8.根据权利要求7所述的钛板制造方法，其特征在于，在所述轻压下轧制工序中，与所述最终冷轧的轧制方向平行地进行轧制。

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