CN105308199B

CN105308199B - 钛板

Info

Publication number: CN105308199B
Application number: CN201480015891.6A
Authority: CN
Inventors: 松本克史; 伊藤良规
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-03-19
Filing date: 2014-02-25
Publication date: 2017-11-24
Anticipated expiration: 2034-02-25
Also published as: US20150376738A1; KR20150119301A; WO2014148211A1; KR101743380B1; JP6263040B2; CN105308199A; JP2014205904A

Abstract

提供一种兼备强度和成形性的钛板，和使用了它的板式热交换器用板。一种具有作为α相的结晶粒组织的钛板，其特征在于，含有Fe：0.020～0.150质量％、O：0.020～0.150质量％、C：0.002～0.100质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成，所述Fe与所述C的含量(质量％)之和是所述O的含量(质量％)的0.80倍以上，结晶晶界的C的浓度为1.0质量％以上。

Description

钛板

技术领域

本发明涉及兼备高强度和高成形性的钛板。

背景技术

一般来说，钛材在比强度和耐腐蚀性方面优异。有效利用这一特性，钛材被用于照相机体等的光学设备和家电设备等的外装材；眼镜、钟表等的配件的材料；厨房设备等的民生用品的构件；摩托车、汽车等的运输机械的构件；以及化学、电力，食品制造等工厂设备的热交换器的构件。

其中，近年用途正在扩展的热交换器，特别是板式热交换器的板，为了提高作为要求特性所需要的热交换效率，要求通过冲压成形加工成波浪状而增加表面积。因此，热交换器，特加是适用于板式热交换器的板的钛板，为了留下更深的波浪而需要有优异的成形性。

多用于此的钛板，由JIS规格的JIS H4600(1964年7月1日制定)规定。这里所规定的钛板，根据Fe、O等的杂质量、强度等进一步分类成1类、2类、3类等的等级，其等级越增加，钛板的最低强度越高。另外，钛板根据JIS规格的等级，接照用途分开使用。

像JIS 1类这样Fe、O的浓度低的钛板，虽然强度低，但延展性高。因此，在历来要求高成形性的构件中，使用JIS 1类的纯钛板。

在近年的热交换器的领域中，除了热交换效率的提高以外，高强度化·轻量化的要求也越发增大。为了顺应这些要求，需要将强度更高的JIS2类、3类等的钛板应用到热交换器中。但是，这些具有强度的钛板成形性差。因此，这些高强度的钛板要求进一步提高成形性。

可是，由JIS规格规定的工业用纯钛板，是以六方晶结晶(HCP)结构形成的α相的晶粒组织为主体构成的金属材料。

一般来说，为了成形钛等的金属材料，已知需要基于位错的移动带来的滑移变形，和由孪晶变形构成的塑性变形。

在钛的α相中容易活动的滑移系，是柱面滑移{10-10}＜11-20＞，此外，还有底面滑移{0001}＜11-20＞，锥面滑移(錘面すベり)。另外，在冲压成形时的变形中，{11-22}＜11-23＞的孪晶能够活动。但是，与BCC结构的钢铁材料和FCC结构的铝相比，钛的活动滑移系的数量少，另外，许多的滑移系都容易难以活动。因此，可知钛的塑性变形困难。

另一方面，作为使钛材的强度提高的手段，主要已知有，提高钛材的O、Fe等的杂质元素浓度而使强度提高，或者，通过钛材的晶粒微细化来使强度提高这两个手段。

但是，利用这些现有方法进行的钛材的高强度化中，存在钛材的成形性大幅降低这样的问题点。

根据所述钛的特征，公开有以下所示这样的使钛材的成形性提高的技术。

在专利文献1中，提出有一种纯钛板的制造方法，其特征在于，对于以重量比例计，Fe、Ni和Cr的含有率满足既定的关系式，并且O(氧)的含有率在900ppm以下，余量由Ti和不可避免的杂质构成的纯钛材，实施冷轧，接着以600～850℃的温度实施退火处理，使纯钛板的平均晶粒直径为20～80μm，之后用满足既定的关系式的硝酸-氢氟酸水溶液实施酸洗处理。

在专利文献2中，提出有一种延展性优异的钛板，其特征在于，具有如下组成：H、O、N、Fe量是JIS H 4600的1类或2类所规定的量，含有C：50～800ppm，余量由钛和不可避免的杂质构成。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】专利第3228134号公报

【专利文献2】特开2002-317234号公报

但是，专利文献1、2所提出的钛板中，存在这样的问题，即，若通过提高O、Fe等的杂质元素浓度，以及使晶粒微细化来进一步提高强度，则钛板的延展性变低，钛板的成形性大幅降低。

发明内容

本发明鉴于所述问题而形成，其课题在于，提供一种兼备强度和成形性的钛板。

即，在现有的复合含有C和Al时存在局限的钛板的延展性的提高中，发现通过精确地控制Fe、O、C添加量，钛板的延展性进一步提高。另外还发现，C在结晶晶界的分布状态，会对延展性提高效果造成影响。于是发现，通过精确地控制C向结晶晶界的稠化程度，钛板的延展性进一步提高。

钛板的C含量越多，钛板的强度越增大。但是，钛板的延展性，要在钛板的C含量处于某种最佳的范围内，才能够得到C含量的效果。此外，进行精确地进行了研究的结果发现，其最佳的范围也依存于Fe、O添加量。特别是，O使钛板的强度增大的效果大，但也会使钛板的延展性劣化。因此，为了使C含有的效果更有效率地显现，以O添加量少的方法为宜。另一方面，关于Fe，发现其添加量多的方法，对于含有C时的钛板的强度与成形性的平衡的提高有效。

此外还发现，在钛板的晶粒组织内，作为C的存在位置，向结晶晶界的稠化程度越高，即使在相同的添加量下，强度与延展性的平衡也会越增大。

根据前述认知，本发明者们锐意研究的结果发现，通过控制Fe、O、C的含量及其相互的比值，钛板的强度与成形性的平衡提高，通过提高C向结晶晶界的稠化程度，钛板的成形性进一步提高，从而达成了本发明。

本发明的钛板，是具有作为α相的晶粒组织的钛板，其特征在于，含有Fe：0.020～0.150质量％、O：0.020～0.150质量％、C：0.002～0.100质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成，所述Fe与所述C的含量(质量％)之和是所述O的含量(质量％)的0.80倍以上，结晶晶界的C的浓度为1.0质量％以上。

根据这样的构成，钛板通过控制Fe、O、C的含量，及其相互的比值，使很多的滑移系/孪晶系活动，钛板的强度与成形性的平衡提高。另外，通过使结晶晶界的C的浓度为1.0质量％以上，钛板的成形性进一步提高。

此外，本发明的钛板，优选平均晶粒直径为5～80μm。

根据这样的构成，钛板既可在成形时确保钛板的强度，位错的滑移变形和孪晶变形又更容易发生。因此，钛板的成形性进一步提高。

另外，本发明的钛板，能够用于板式的热交换器。

通过使用本发明的钛板，能够成为具有高强度和高成形性的板式热交换器。

本发明的钛板，通过规定为既定的组成和结晶晶界的C的浓度，从而兼备强度和成形性。

附图说明

图1(a)是本发明的钛板的成形性评价所使用的成形模具的平面图。(b)是成形模具的沿E-E线的剖面图。

具体实施方式

接下来，对于本发明的钛板的组成详细地进行说明。

[组成]

本发明的钛板，具有α相(HCP结构)的晶粒组织，含有Fe：0.020～0.150质量％、O：0.020～0.150质量％、C：0.002～0.100质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成，此外Fe与C的含量(质量％)的和是O的含量(质量％)的0.80倍以上。另外，本发明的钛板，结晶晶界的C的浓度为1.0质量％以上。

(Fe：0.020～0.150质量％)

Fe是使钛板的强度和成形性提高的重要的元素。

若Fe的含量低于0.020质量％，则钛板的强度不足。因此，为了使钛板的强度增大而应该导入的应变量变大，结果是钛板的成形性降低。因此，Fe的含量为0.020质量％以上。

另一方面，若Fe的含量高于0.150质量％，则铸锭中的Fe的偏析变大，生产率变差。另外，由于β相的析出量增加，致使Ti的晶粒微细化。因此，钛板的成形性降低。

因此，Fe的含量为0.150质量％以下。

Fe的含量优选为0.100质量％以下。

Fe的含量更优选为0.080质量％以下。

(O：0.020～0.150质量％)

O使钛板的强度增大，另一方面，是使成形性劣化的元素。

若O的含量低于0.020质量％，则钛板的强度变低。因此，为了使钛板的强度增大而应该导入的应变量变大，结果是钛板的成形性降低。因此，O的含量为0.020质量％以上。

另一方面，若O的含量高于0.150质量％，则钛板变脆，成形性降低。另外，钛板在冷轧时容易发生裂纹，钛板的生产率降低。

因此，O的含量为0.150质量％以下。

O的含量优选为0.125质量％以下。

O的含量更优选为0.100质量％以下。

(C：0.002～0.100质量％)

C是使钛板的强度和成形性提高的元素。

若C的含量低于0.002质量％，则难以使结晶晶界中的C的浓度达到既定的浓度，得不到钛板的强度与成形性的平衡的提高效果。另外，钛板的强度变低。因此，C的含量为0.002质量％以上。

另一方面，若C的含量高于0.100质量％，则钛板的强度过度增大，钛板的成形性劣化。

因此，C的含量为0.100质量％以下。

C的含量优选为0.090质量％以下。

C的含量更优选为0.080质量％以下。

(余量)

本发明的钛板的不可避免的杂质，指工业用纯钛板中不可避免被包含的杂质元素。杂质元素，代表性的有，氮、氢、铬、镍等。另外，在制造工序中可能被摄取到制品中的元素，例如，氢等也包含在不可避免的杂质中。若杂质含量多，则钛板难以兼备强度和成形性。因此，期望钛板适宜减少不可避免的杂质。还有，通过使用杂质少的合金原料，能够减少钛板的不可避免的杂质。

(组成指标R：0.80以上)

不仅分别控制Fe、O、C的含量，通过还控制其相互的关系，钛板的强度与成形性的平衡提高。

Fe与C的含量(质量％)的和为O的含量(质量％)的0.80倍以上。

Fe、O、C的含量，在将钛板中的含量(质量％)表示为[Fe]、[C]、[O]时，由下式(1)表示的组成指标R的值也可以表现为0.80以上。

R＝([Fe]+[C])/[O] (1)

组成指标R的控制，其进行针对于作为钛板的原料而使用的钛废料所含的Fe、O、C浓度，Fe例如以铁粉的形式，O例如以氧化钛的形式，C例如以TiC的形式适宜添加，控制钛板中的Fe、O、C含量。

如前述，C的含量越多，钛板的强度越增大。另一方面，钛板的延展性在C的含量处于某一最佳的范围内才能够得到该效果。C的含量的最佳的范围也依存于Fe、O含量。特别是，O使钛板的强度增大的效果大。另一方面，O也使钛板的延展性劣化。因此，为了使C含有的效果更高效率地显现，O含量越少越好。另外，为了借助C提高钛板的强度与成形性的平衡更高效率地显现，Fe含量越多越有效。

因此，组成指标R的下限值为0.80以上。

若组成指标R的值为0.80以上，则能够使很多滑移系/孪晶系活动，钛板的强度与成形性的平衡提高。

组成指标R的值优选为0.85以上。

组成指标R的值更优选为0.90以上。

若组成指标R的值低于0.80，则无法使很多的滑移系/孪晶系活动，钛板的成形性差。

组成指标R的上限值，在Fe、O、C的所述含量的范围内，优选为12.5以下。

若组成指标R的值高于12.5，则Fe、O、C的任意一种元素的含量脱离所述优选的范围，因此钛板的强度与成形性的平衡，会比组成指标R的值为12.5以下的情况要差。

组成指标R的值更优选为10.0以下。

组成指标R的值进一步优选为6.0以下。

虽然其详细的机理不清楚，但推测如下。在钛板中，O、Fe在Ti基质中固溶。O是侵入型元素，Fe是置换型元素，即使在相同的固溶状态下，存在形态也不相同。另外，在钛板中，由于Fe的固溶极限比O小，所以达到某种程度以上(约0.05质量％以上)的Fe含量析出β相。因此推测，在钛板中，O和Fe对于C的影响不同。

因此，钛板中的Fe、O、C的含量通过满足式(1)，钛板的强度与成形性的平衡提高。

(结晶晶界的C的浓度：1.0质量％以上)

结晶晶界中C的浓度状态(C向结晶晶界的稠化状态)对钛板的延展性提高效果造成影响。因此，通过精确地控制结晶晶界的C的浓度(C向结晶晶界的稠化)，钛板的延展性提高。另外，通过精确地控制结晶晶界的C的浓度，相比其他的强度增大方法(O增量，晶粒微细化，赋予预应变)的情况，钛板的强度与成形性的平衡提高。

结晶晶界的C的浓度低于1.0质量％时，即使钛板中总体上含有既定量的C，仍得不到钛板的强度与成形性的平衡提高效果。

因此，结晶晶界的C的浓度为1.0质量％以上。

结晶晶界中C的浓度优选为2.0质量％以上。

结晶晶界中C的浓度更优选为5.0质量％以上。

结晶晶界中C的浓度的控制通过后述的制造方法进行。具体来说，通过控制最终退火前的冷轧工序中的冷轧率来进行。另外，通过控制最终退火工序中的退火温度与退火时间来进行。

若降低最终退火前的冷轧工序中的冷轧率，则C容易向结晶晶界积极地稠化(分布)。若最终退火工序中的退火温度高，则C向结晶晶界积极地稠化。若最终退火工序中的退火时间长，则C向结晶晶界积极地稠化。

在钛板的晶粒组织内，因为C是侵入型元素，所以在本发明的含有范围中以固溶状态存在。作为C的存在位置，向Ti结晶晶界的稠化程度(分布浓度)越高，即使钛板总体的含量相同，钛板的强度与成形性的平衡也越提高。

其机理虽不清楚，但推测如下。钛板由于塑性变形的进行而形成的孪晶和变形组织导致应变集中在Ti结晶晶界产生，直至断裂。而后，钛板由于C在结晶晶界偏析，所以Ti结晶晶界的强度增大，向特定的结晶晶界的应变集中难以发生。其结果推测，钛板的强度与成形性的平衡提高。

(平均晶粒直径：5～80μm)

关于平均晶粒直径，对于钛板的成形性造成影响，但在本发明的钛板中，如果是通常的平均晶粒直径的范围(2～150μm)，则可发挥本发明的效果。

在通常的平均晶粒直径的范围内，平均晶粒直径低于5μm时，应变向钛板的导入时难以发生孪晶变形，另一方面，若平均晶粒直径高于80μm，则发生粗糙等，因此无论哪种情况，钛板的成形性都会处于稍有降低状况。因此，平均晶粒直径优选为5～80μm。如果平均晶粒直径是5～80μm，则与此范围外相比，成形性更优异，因此后述的成形性指标F成为更高的值。

平均晶粒直径更优选为10～60μm。

平均晶粒直径的控制通过后述的制造方法进行。具体来说，通过控制最终退火工序前的冷轧率、最终退火工序的退火温度和退火时间来进行。

若降低最终退火工序前的冷轧率，则平均晶粒直径变大。另外，若最终退火工序的退火温度高，则平均晶粒直径变大。

但是，若退火温度过高而过于接近β相变温度(Tβ)，则由于重新析出的β相导致晶粒的生长受到阻碍。另外，若最终退火工序的退火时间长，则平均晶粒直径变大。

关于平均晶粒直径，例如，能够利用EBSD(Electron Back ScatteredDiffraction Pattern)，对于扫描电子显微镜(SEM：scanning electron microscopy)的观察组织进行取向分析而进行测量。EBSD是对于试样照射电子射线，利用这时产生的反射电子菊池线衍射确定结晶取向。

平均晶粒直径，在此SEM/EBSD测量数据中，取向差为5°以上的边界定义为结晶晶界，被该结晶晶界包围的各晶粒的面积与圆近似时的直径作为晶粒的当量圆直径。对用于计算的100个以上的晶粒计算当量圆直径的平均值，再在多处(5处以上)进行同样的测量，取计算出的各平均当量圆直径的平均值，以其定义为平均晶粒直径。

[板式热交换器用板]

本发明的板式热交换器用板，是通过冲压加工等公知的方法，将本发明的钛板加工成大波浪状等既定的形状。

本发明的钛板，借助已说明的化学组成，以及C向结晶晶界的分布状态，从而兼备强度和成形性。因此，加工成板式热交换器用板之时，即使进行赋予大波浪的加工，本发明的钛板也不会发生裂纹等，成形性优异。另外，因为本发明的板式热交换器用板具有强度，所以可长期耐受热交换机的严酷的使用环境。

[钛板的制造方法]

接下来，对于本发明的钛板的制造方法进行说明。

本发明的钛板，能够通过现有的制造方法(基于消耗电极式电弧熔炼法(VAR法)的熔炼工序、再熔炼工序、铸造工序、热锻工序、热轧工序、中间退火工序、冷轧工序、最终退火工序)而制造。

本发明的钛板的制造工序中的结晶晶界的C的浓度的控制方法(C的稠化方法)如下。

(熔炼工序)

在熔炼工序中，在熔液中添加O、Fe、C。

使C均匀地分散在钛板内的方法，不是单独添加C，而是优选以Ti碳化物(TiC)的形式将C添加到熔液中。由此，即使利用作为通常的量产方法的VAR法进行熔炼，C的含有也很容易。

(冷轧工序)

冷轧工序中，根据原材的冷轧性(边缘裂纹发生的容易度，变形载荷等)选择适当的压下率和退火条件，反复冷轧和退火。在紧接最终退火工序之前实施的冷轧的压下率，为了在最终退火工序中原材进行再结晶而确保充分的加工量，例如30％以上的压下率。

最终退火前的冷轧工序中的冷轧率，优选为85％以下。据此条件，可抑制最终退火后的再结晶集合组织的发展，C的稠化困难的小倾角晶界的比例减小，C容易稠化的大倾角晶界的比例增大。

冷轧率低的方法为宜，更优选为70％以下。

冷轧率进一步优选为60％以下。

(最终退火工序)

在最终退火工序中，通过促进退火中的C的扩散，C在结晶晶界积极地稠化。最终退火条件优选高温且长时间。

以下，分成连续退火炉的情况，和间歇式退火炉(真空炉)的情况进行说明。

(连续退火炉)

连续退火炉进行的最终退火的退火温度，优选为600～890℃。

若退火温度低于600℃，则C向结晶晶界的稠化无法充分发生，因此结晶晶界的C的浓度达不到1.0质量％以上。若退火温度高于890℃，则继退火中发生的再结晶之后，晶粒生长显著发生，特定的取向的集成度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大，C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1.0质量％以上。

上连续退火炉进行最终退火的退火温度，更优选为700～890℃。

在由连续退火炉进行的最终退火中未必一定保持(也可以是0分钟)，但如果保持，则优选保持时间为10分钟以下。

若保持时间超过10分钟，则继退火中发生的再结晶之后，晶粒生长显著发生，特定的取向的集成度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大，C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1.0质量％以上。

由连续退火炉进行最终退火的保持时间更优选为1分钟～10分钟。

(间歇式退火炉(真空炉))

由间歇式退火炉(真空炉)进行的最终退火的退火温度，优选为550～700℃。

若退火温度低于550℃，则C向结晶晶界的稠化无法充分发生，因此结晶晶界的C的浓度达不到1.0质量％以上。若退火温度高于700℃，则继退火中发生的再结晶之后，晶粒生长显著发生，特定的取向的集成度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大，C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1.0质量％以上。

由间歇式退火炉(真空炉)进行的最终退火的退火温度更优选为600～700℃。

由间歇式退火炉(真空炉)进行的最终退火的保持时间，优选为30分～4小时。

若保持时间低于30分钟，则C向结晶晶界的稠化无法充分发生，因此结晶晶界的C的浓度达不到1.0质量％以上。若保持时间超过4小时，则继退火中发生的再结晶之后，晶粒生长显著发生，特定的取向的集聚度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大，C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1.0质量％以上。

由间歇式退火炉(真空炉)进行的最终退火的保持时间更优选为1～4小时。

还有，退火后在钛板表面附着有氧化皮时，优选进行去氧化皮的工序，例如，进行盐浴热处理，酸洗处理等。

【实施例】

以下，将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对比而具体地加以说明。

还有，本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

(试验材)

由作为消耗电极的VAR法，熔化表1所示的Fe、O组成的(JIS H 4600的)纯钛铸块，以Ti碳化物(TiC)的形式将C的原料添加到熔液中，如表1所示，以Fe与C的含量(质量％)之和为O的含量(质量％)的0.80倍以上(组成指标R的值为0.80以上)的方式进行铸造，得到直径400mm、长度5000mm的具有作为α相的晶粒组织的钛材(钛铸块)。

接着，以1000℃对于该钛材进行30分钟热锻后，以800℃进行热轧，得到板厚4.0mm的热轧板。然后，除去热轧板的表面的氧化皮之后，实施冷轧、中间退火(以连续退火炉进行750℃×5分钟)。再浸渍在盐釜中，之后酸洗而实施脱氧化皮处理。此外，再以表1所示的条件进行冷轧，实施最终退火，得到板厚为0.5mm的试验材(试验材编号1～27)。最终退火用连续退火炉或间歇式退火炉(真空炉)进行。由此，使结晶晶界的C的浓度为1.0质量％以上。

还有，以连续退火进行最终退火时，在最终退火后浸渍在盐釜中，之后酸洗而进行脱氧化皮处理，以使板厚成为0.5mm的方式调整中间退火前后的冷轧率。

【表1】

[表1]

(结晶晶界的C的浓度的评价)

结晶晶界的C的浓度的评价，以场发射型透射电子显微镜(Field EmissionTransmission Electron Microscope：FE-TEM)和能量色散型X射线分析装置(energydispersive X-ray spectrometer：EDX)进行。使用设置有Noran制Vantage(EDX)的日本电子制JEM-2010F(FE-TEM)，使试验材的结晶晶界以垂直于观察方向的方式倾斜，在加速电压200kV下，以100万倍的倍率，使电子射线的射束直径收缩至大约1nm，在结晶晶界上进行点分析，测量EDX能谱。

还有，用于测量EDX能谱而照射电子射线的时间为30秒。根据该能谱，分析结晶晶界的C浓度。各视野中，进行结晶晶界的C浓度的分析10处，计算其平均值。另外，各试验材，在5个视野中进行上述测量，计算其平均值，作为结晶晶界的C的浓度。

(α相粒的平均晶粒直径的测量)

在试验材的板厚方向表层部、板厚方向1/4t部和板厚中心部的各部分，以轧制面的压延方向0.5mm的区域，板幅方向0.5mm的区域作为观察对象，进行基于EBSD(ElectronBack Scattered Diffraction Pattern,Oxford Instruments制,NordlyslI)的组织观察。

在组织观察中，将取向差5°以上的边界确认为结晶晶界。基于此确认的结晶晶界，计算各晶粒的当量圆直径。另外，基于计算出的100个晶粒，计算平均当量圆直径。该测量对于所述各部分在任意的5处进行。此外，计算任意5处的平均当量圆直径的平均值，计算平均晶粒直径。

(抗拉强度评价)

从试验材上，在试验材的轧制方向与载荷轴一致的方向上提取JIS Z2241(1952年7月22日制定)所规定的13号试验片。接着，在室温下基于JIS H4600实施拉伸试验，测量0.2％屈服强度(YS)。

试验片的0.2％屈服强度(YS)在200MPa以上的试验材为合格。

(成形性的评价)

成形性的评价，通过模拟板式热交换器的板(热交换部分)的冲压成形进行。

使用的模具，如图1所示，成形部为100mm×100mm，间距17mm，具有4条最大高度6.5mm的棱线部，各棱线部在顶点，具有R＝2.5的R形状。各棱线部，在1处中间具有向一个方向弯曲的弯曲部分，从弯曲部至两端为直线状，在成形部从中间的弯曲部分至两端相对于成形部的边缘倾斜地形成而近似于波浪形状。压力机使用80吨压力机((株)ァミノ制万能塑性加工机)。

冲压成形按以下的步骤进行。首先，在各试验体的两面涂布防锈油(R303P)。其次，使各试验材的轧制方向与图1(a)的上下方向一致而配置在下侧的模具之上，用压板拘束凸缘部。然后，以冲压速度1mm/秒的条件压入模具。

对于各试验材以0.1mm的间隔压入模具，求得各试验材上没有发生裂纹的最大的押入深度量X。

关于成形性，在由下式(2)规定的成形性指标F为正值时合格。评价结果显示在表1中。

F＝X-(5.972-0.008×YS) (2)

X：压入深度量

YS：0.2％屈服强度

(实施例)

试验材编号1～16是全部满足本发明所规定的要件(组成，组成指标R，结晶晶界的C浓度)的钛板，强度与冲压成形性的平衡优异。

(比较例)

试验材编号17～27因为不满足本发明中规定的要件，特别是因为不满足结晶晶界C的浓度的要件，所以强度与冲压成形性的平衡差。

试验材编号17～20，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度脱离规定范围，其结果是，钛板的强度与成形性的平衡均差。此外，试验材编号18～20具有以下的特征。

试验材编号18，因为本发明所规定的C成分含量高于本发明的范围，所以强度过度增大。

试验材编号19，因为本发明所规定的Fe成分含量高于本发明的范围，所以β相的析出量增加，由此Ti的晶粒微细化。

试验材编号20，因为本发明所规定的O成分含量高于本发明的范围，所以强度过度增大，变脆。

试验材编号21，因为组成指标R不满足于本发明的范围，另外，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，其结果是，强度高但脆，成形性差。

试验材编号22，因为最终冷轧压下率高，所以C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，结果是成形性差。

试验材编号23，最终退火的退火温度低，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，结果是成形性差。

试验材编号24，最终退火的退火温度高，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，结果是强度不足，成形性差。

试验材编号25，因为最终退火时间短，所以退火不充分，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，结果是成形性差。

试验材编号26，最终退火时间长，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，结果是成形性差。

试验材编号27，因为最终退火时间长，所以退火过剩，C向结晶晶界的稠化低，结晶晶界的C的浓度不满足于规定范围，结果是成形性差。

以上，对于本发明的钛板和钛板的制造方法，展示实施方式及实施例详细地进行了说明，但本发明的宗旨不受所述内容限定，其权利要求范围必须基于专利权利要求的范围所述进行解释。还有，本发明的内容，当然也能够基于前述记载进行改变和变更等。

【符号的说明】

1 模具

Claims

1.一种钛板，其特征在于，是具有作为α相的晶粒组织的钛板，其含有

Fe：0.020～0.150质量％、

O：0.020～0.150质量％、

C：0.015～0.100质量％，

余量由钛和不可避免的杂质构成，

以质量％计，所述Fe与所述C的含量之和是所述O的含量的0.80倍以上，

结晶晶界中C的浓度在1.0质量％以上。

2.根据权利要求1所述的钛板，其特征在于，平均晶粒直径为5～80μm。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的钛板，其特征在于，其用于板式的热交换器。