CN118202075A

CN118202075A - 钛板

Info

Publication number: CN118202075A
Application number: CN202180103812.7A
Authority: CN
Inventors: 塚本元气; 三好辽太郎; 国枝知德
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-11-12
Filing date: 2021-11-12
Publication date: 2024-06-14
Also published as: KR20240070623A; WO2023084746A1; JPWO2023084746A1

Abstract

本发明的一形态的钛板具有如下化学组成：以质量％计含有O：0.02％～0.15％、Fe：0.02％～0.20％、N：0～0.08％、C：0～0.100％、以及H：0～0.013％，余量包含Ti和杂质，在以欧拉角g＝(φ₁，Φ，φ₂)表示α相的晶体取向，并将晶体取向相对于(0°，90°，0°)的取向差的绝对值为30°以内的所述α相的面积率定义为X1、将晶体取向相对于(0°，90°，30°)的取向差的绝对值为30°以内的所述α相的面积率定义为X2、将晶体取向相对于(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)这两者的取向差的绝对值均为30°以内的所述α相的面积率定义为X1&2时，X1+X2‑X1&2是0.075以下。

Description

钛板

技术领域

本发明涉及一种钛板。

背景技术

将构成钛板的钛根据其成分组成而分类成纯钛和钛合金。纯钛与钛合金相比较，合金成分含量较少，在晶体组织中，在常温下具有被称为密排六方结构(hcp)的晶体结构。密排六方结构也被称为六方晶、α相。

构成纯钛的hcp晶体作为晶体结构其对称性较差。因此，纯钛由于晶体取向的分布、即织构而特性大幅度变化。若经由作为钛板的一般的制造方法的、热轧、(任意的热轧板退火)、冷轧、以及最终退火而制造钛薄板，则形成以hcp的c轴([0001]轴)从ND(板面法线方向)朝向TD(板宽方向)倾斜了约35°的晶体取向(Split-TD)为主的织构。以Split-TD取向为主的织构的以TD为主应变的平面应变胀形性优异。由此，有时设计成，在对纯钛薄板实施严格的成形之际，应变最集中的部分的变形模式成为板宽方向的平面应变。

在专利文献1中公开了一种钛板，该钛板是含有预定的成分的纯钛，RD(轧制方向)与c轴所成的角度成为0～50°或70°～90°的晶粒的比例设为90.0％以上且95％以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2017-226858号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，近年来，对钛板的加工性的要求越来越高。具体而言，要求进一步改善了以TD为主应变的平面应变胀形性的钛板。

本发明以提供一种以TD为主应变的平面应变胀形性比以往优异的钛板为目的。

用于解决问题的方案

本发明的主旨如以下这样。

(1)本发明的一形态的钛板具有如下化学组成：以质量％计含有O：0.02％～0.15％、Fe：0.02％～0.20％、N：0～0.0800％、C：0～0.1000％、以及H：0～0.0130％，余量包含Ti和杂质，在以欧拉角g＝(φ₁，Φ，φ₂)表示α相的晶体取向，并将晶体取向相对于(0°，90°，0°)的取向差的绝对值为30°以内的所述α相的面积率定义为X1、将晶体取向相对于(0°，90°，30°)的取向差的绝对值为30°以内的所述α相的面积率定义为X2、将晶体取向相对于(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)这两者的取向差的绝对值均为30°以内的所述α相的面积率定义为X1&2时，X1+X2-X1&2是0.075以下。

(2)根据上述(1)所述的钛板，其中，也可以是，在将晶体取向相对于(0°，35°，0°)的取向差的绝对值为15°以内的所述α相的面积率定义为X3、将晶体取向相对于(0°，35°，30°)的取向差的绝对值为15°以内的所述α相的面积率定义为X4、将晶体取向相对于(0°，35°，0°)和(0°，35°，30°)这两者的取向差的绝对值为15°以内的所述α相的面积率定义为X3&4时，(X3+X4-X3&4)/(X1+X2-X1&2)是5.0以上。

(3)根据上述(1)或上述(2)所述的钛板，其中，也可以是，所述α相的平均晶粒直径是70.0μm以下。

(4)根据上述(1)或上述(2)所述的钛板，其中，也可以是，所述α相的平均晶粒直径是20.0μm以下。

(5)根据上述(1)～上述(4)中任一项所述的钛板，其中，也可以是，作为所述α相的晶粒直径的标准偏差除以所述α相的平均晶粒直径而得到的值的、所述α相的晶粒直径的变异系数是0.75以下。

发明的效果

根据本发明，能够提供一种以TD为主应变的平面应变胀形性比以往优异的钛板。

附图说明

图1A是说明以三维表现晶体取向的、由欧拉角进行表述的表述方法的图。

图1B是说明以三维表现晶体取向的、由欧拉角进行表述的表述方法的图。

图1C是说明以三维表现晶体取向的、由欧拉角进行表述的表述方法的图。

图1D是说明以三维表现晶体取向的、由欧拉角进行表述的表述方法的图。

图2是对本实施方式的钛板在欧拉角的空间内以等高线表示晶体取向分布函数ODF的图。

图3是对以往例的钛板在欧拉角的空间内以等高线表示晶体取向分布函数ODF的图。

具体实施方式

本发明人等获得了如下见解：在利用以往的制造方法制造成的纯钛中，除了上述Split-TD之外，也稍微地存在有c轴与板宽方向(TD)平行地取向的晶体取向(T-texture)。本发明人等进行研究，结果弄清楚了该T-texture的存在使钛板的以TD为主应变的平面应变胀形性恶化。因此，本发明人等对抑制T-texture的产生的方法反复进行了进一步的研究，结果获得了如下见解：在对纯钛进行热轧之际导入应变，以维持该应变的方式进行钛板的卷取和冷却，从而抑制T-texture的产生，使钛板的以TD为主应变的平面应变胀形性飞跃性地提高。以下，详细地说明本实施方式的钛板。

《钛板的化学组成》

本发明的钛板例如可列举出由JIS H4600(2012)规定的第1种～第2种、和由与之相对应的ASTM B265规定的Grade1～Grade2、由以DIN 17850标准化的3·7025、3·7035、3·7055规定的钛(也称为工业用纯钛)。若具体地说明本实施方式的钛板的化学组成，则如以下这样。此外，元素的含量的单位“％”表示质量％。

O：0.02％以上且0.15％以下

O是在钛中必须含有的元素，使0.2％屈服强度提高。不过，若O量变得过多，则延展性降低，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。为了获得由O添加带来的0.2％屈服强度提高效果，O含量的下限是0.02％，优选是0.03％。另外，出于成形性的观点考虑，O含量的上限是0.15％，优选是0.10％，更优选是0.08％。

Fe：0.02％以上且0.20％以下

Fe是在钛中必须含有的元素，具有使0.2％屈服强度提高的效果。不过，若Fe量变得过多，则在最终退火时β相析出，给成形性带来不良影响。为了可获得0.2％屈服强度提高效果，Fe含量的下限是0.02％，优选是0.03％。另一方面，出于成形性的观点考虑，Fe含量的上限是0.20％，优选是0.10％，更优选是0.08％。

N：0～0.0800％

也可以在钛板中不含有N。另外，N使钛板的加工性降低。因而，N含量的下限值是0％。另外，N含量的上限值设为0.080％。不过，考虑用于使N含量减少的成本，也可以将N含量设为0.0001％以上、0.0003％以上、或0.0005％以上。另外，也可以将N含量设为0.0700％以下、0.0600％以下、或0.0500％以下。

C：0～0.1000％

也可以在钛板中不含有C。因而，C含量的下限值是0％。另外，C含量的上限值设为0.1000％。不过，考虑用于使C含量减少的成本，也可以将C含量设为0.0001％以上、0.0003％以上、或0.0005％以上。另外，也可以将C含量设为0.0800％以下、0.0500％以下、或0.0300％以下。

H：0～0.0130％

也可以在钛板中不含有H。另外，H引起钛板的脆化。因而，H含量的下限值是0％。另外，H含量的上限值设为0.0130％。不过，考虑用于使H含量减少的成本，也可以将H含量设为0.0001％以上、0.0002％以上、或0.0003％以上。另外，也可以将H含量设为0.0100％以下、0.0080％以下、0.0060％以下、0.0040％以下、或0.0030％以下。

本实施方式的钛板的化学组成的余量是Ti和杂质为佳。若具体地例示，则杂质是在精炼工序中混入的Cl、Na、Mg、Si、Ca和从废料混入的Al、Zr、Sn、Mo、Nb、Ta、V等。在含有这些杂质的情况下，其含量例如分别是0.1％以下，只要以总量计是0.5％以下，就是没有问题的程度。

《钛板的晶体组织》

本实施方式的钛板具有上述的成分组成，因此，在工业上被称为纯钛。在纯钛中，起因于其成分组成，成为α相(hcp)为主的晶体组织。α相为主的晶体组织是指占评价面整体的α相分率以面积率计是95％以上。该分率优选是97％以上，更优选是99％以上。另外，除了α相以外的晶体组织是β相。

《由欧拉角进行的织构的叙述》

在本实施方式的钛板中，为了以三维表现织构中的晶体取向，使用由欧拉角进行表述的表述方法。以下，对由欧拉角进行表述的表述方法(Bunge的表述方法)进行说明。

作为利用欧拉角表现晶体取向之际的前提，首先，作为试样坐标系(板材的坐标系)，设想处于相互正交的关系的RD、TD以及ND这3根坐标轴。RD是钛板的轧制方向，TD是钛板的板宽方向，ND是钛板的板面法线方向。RD和TD能够基于例如在钛板的表面形成了的辊印的延伸方向、钛板的尺寸、或钛板中的晶体的延伸方向等确定。

接着，作为晶体坐标系(在钛α相的情况下，基于hcp组织的方向的坐标系)，设想处于相互正交的关系的X轴、Y轴以及Z轴这3根坐标轴。晶体坐标系中的Z轴若以密勒指数表现，则是[0001]方向。晶体坐标系中的X轴存在取[10-10]方向(柱面的法线方向)的情况和取[1-210]方向的情况。在本实施方式的钛板中，将X轴设为[1-210]方向。在该情况下，Y轴成为[10-10]方向(柱面的法线方向)。

(A)在由欧拉角进行表述的表述方法中，如图1A那样，以试样坐标系与晶体坐标系一致的状态(X轴与RD一致，Y轴与TD一致，Z轴与ND一致)为基准。

(B)将该基准晶体设想为如图1B所示那样使晶体坐标系绕Z轴旋转φ₁°的情况。旋转后的晶体的晶体坐标系在图1B中表述为(X’、Y’、Z)。

(C)接下来，如图1C所示，设想使该晶体绕旋转φ₁°后的X(X’)轴旋转Φ°的情况。旋转后的晶体的晶体坐标系的轴在图1C中表述为(X’、Y”、Z’)。

(D)最后，如图1D所示，设想使该晶体绕旋转φ₁°和旋转Φ°之后的Z(Z’)轴旋转φ₂°的情况。旋转后的晶体的晶体坐标系的轴在图1D中表述为(X”、Y”’、Z’)。

在由欧拉角进行表述的表述方法中，使用φ₁°、Φ°、φ₂°这3个角度来表现任意的晶粒的晶体取向(c轴的方向等)。即、若以欧拉角表述图1A所示的晶体的晶体取向，则是(0，0，0)，若以欧拉角表述图1B所示的晶体的晶体取向，则是(φ₁，0，0)，若以欧拉角表述图1C所示的晶体的晶体取向，则是(φ₁，Φ，0)，若以欧拉角表述图1D所示的晶体的晶体取向，则是(φ₁，Φ，φ₂)。对于作为钛板的主相的组织的α相的晶体组织，其是六方晶，因此，能够利用φ₁(0～90°)、Φ(0～90°)、φ₂(0～60°)表述。

此外，在图1A～图1D所记载的密勒指数中，标注了上划线的值是负的值。另一方面，在说明书中，为了表述密勒指数中的负的值，使用了负号来替代上划线。因而，在说明书中如以下这样改写了附图中的一部分晶体取向的表述。

[表1]

多晶体的晶体取向分布以使用了前述的欧拉角(φ₁、Φ、φ₂)的函数f(φ₁、Φ、φ₂)表示，将该函数称为晶体取向分布函数(Orientation Distribution Function、ODF)。若将晶体取向(φ₁、Φ、φ₂)设为g，则ODF能够表现为f(g)。f(g)的值越高，意味着以该晶体取向g进行取向的晶体越多。

以下，使用欧拉角(φ₁、Φ、φ₂)来表现织构(Split-TD)，该织构(Split-TD)是利用以往的通常方法制造成的钛板的一般的织构，以c轴向TD倾斜了约35°左右的取向为优先取向。为了将三维的晶体取向分布函数表述在二维的纸面中，在横轴：φ₁(0～90°)、纵轴：Φ(0～90°)空间中以等高线表现特定的φ₂时的f(g)。在钛中，代表性的取向以φ₂＝0°和30°表示(图2、图3)。如从图2、图3显而易见的那样，在任一φ₂时，均在Φ＝35°、φ₁＝0°的附近存在f(g)的值较高的峰值，这是显而易见的。这些晶体取向均表示hcp结构的c轴从ND朝向TD倾斜了35°的取向，在φ₂＝0°的情况下，[1-210]朝向RD，在φ₂＝30°的情况下，[0-110]朝向RD。在这些取向中，以作为主取向的(0°，35°，0°)、(0°，35°，30°)表示的晶体取向的、以TD为主应变的平面应变胀形性极其优异，因此，实施了发挥该特征的冲压加工。

图3是针对利用以往的制造方法制造成的纯钛板的图。在图3中，以φ₁＝0°且Φ°是35～90°确认晶体取向的分布。其中的Φ＝90°表示hcp的c轴与TD平行的晶体取向。以这些(0°，90°，0°)、(0°，90°，30°)表示的晶体取向(T-texture)使以TD为主应变的平面应变胀形性恶化。在通常的制造方法中，也存在如下情况：难以减少以(0°，90°，0°)、(0°，90°，30°)表示的晶体取向，以TD为主应变的平面应变胀形性不充分。

《T-texture的存在比率》

在本实施方式的钛板中，如以下这样定义钛板中的T-texture的存在比率。即、在以欧拉角g＝(φ₁，Φ，φ₂)表示α相的晶体取向的情况下，将晶体取向相对于(0°，90°，0°)的取向差的绝对值为30°以内的α相的面积率定义为X1，将晶体取向相对于(0°，90°，30°)的取向差的绝对值为30°以内的α相的面积率定义为X2。而且，将晶体取向相对于(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)这两者的取向差的绝对值均为30°以内的α相的面积率定义为X1&2。X1&2是被X1和X2这两者算入的α相的面积率。并且，以符合X1+X2-X1&2的方式设为T-texture的存在比率。

以(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)表示的晶体取向(T-texture)使以TD为主应变的平面应变胀形性恶化。因此，晶体取向是这些晶体取向的晶体的面积率越小越好。为了获得充分的成形性，在本实施方式的钛板中，两者的总计(X1+X2-X1&2)的上限是0.075，优选是0.070。

图2是对本实施方式的钛板在横轴：φ₁(0～90°)、纵轴：Φ(0～90°)空间中以等高线表现φ₂＝0°和30°时的f(g)的图、图3是对以往的钛板在横轴：φ₁(0～90°)、纵轴：Φ(0～90°)空间中以等高线表现φ₂＝0°和30°时的f(g)的图。对于表示具有以(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)为中心而取向差的绝对值呈现在30°以内的晶体取向(T-texture)的晶体的存在比率(面积率)的(X1+X2-X1&2)，在以往例的图3的情况时是0.082，相对于此，在本实施方式的钛板的图2中减少成0.062。

《Split-TD的存在比率》

另外，如以下这样定义钛板中的Split-TD的存在比率。即、将晶体取向相对于(0°，35°，0°)的取向差的绝对值为15°以内的α相的面积率定义为X3，将晶体取向相对于(0°，35°，30°)的取向差的绝对值为15°以内的α相的面积率定义为X4。而且，将晶体取向相对于(0°，35°，0°)和(0°，35°，30°)这两者的取向差的绝对值均为15°以内的α相的面积率定义为X3&4。X3&4是被X3和X4这两者算入的α相的面积率。并且，以符合X3+X4-X3&4的方式设为Split-TD的存在比率。

以(0°，35°，0°)、(0°，35°，30°)表示的晶体取向(Split-TD)的以TD为主应变的平面应变胀形性极其优异，因此，晶体取向是这些晶体取向的晶体的面积率越大越好。因此，也考虑前述的(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)的面积率(X1+X2-X1&2)，(X3+X4-X3&4)/(X1+X2-X1&2)越大越好。在本实施方式的钛板中，为了获得充分的成形性，(X3+X4-X3&4)/(X1+X2-X1&2)的下限优选是5.0，更优选是5.5。

《具有预定的晶体取向的α相的晶体的面积率X1～X4、X1&2、和X3&4的评价方法》

晶体取向是上述晶体取向的晶体的面积率X1～X4能够如以下这样测定。对钛板的与板宽方向垂直的面(以下也称为“L断面”。)进行研磨而设为测定面，在该面的全板厚×15mm的视场中一边以扫描电子显微镜(SEM)使电子束扫描一边以电子背散射衍射(EBSD)法以步长10μm测定了EBSD图案。对于其数据，使用株式会社TSL Solutions制的OIM Analysisver7.31软件而算出各面积率。例如，指定密排六方晶作为晶体结构，指定为“同时评价晶体取向以(0°，90°，0°)为中心而取向差的绝对值为30°以内的晶体的面积率和晶体取向以(0°，90°，30°)为中心而取向差的绝对值为30°以内的晶体的面积率”，从而能够获得X1+X2-X1&2作为评价结果。也能够以同样的步骤获得X3+X4-X3&4。在分析方面仅使用了CI值(置信度指数：Confidence of Index值)是0.1以上的分析数据。另外，考虑轧制变形的对称性，对于相对于板厚方向、轧制方向、板宽方向分别呈线对称的晶体取向，设为同一取向而进行了计算。此外，测定条件设为如以下这样。

·加热电压：15kV

·电流量：约35nA

·倍率：200倍

《α相的平均晶粒直径》

在α相的平均晶粒直径过大的情况下，存在如下可能性：在冲压成形时产生褶皱。另外，α相的平均晶粒直径越小，强度越增加。因此，α相的平均晶粒直径优选是70.0μm以下、50.0μm以下、25.0μm以下，进一步优选是20.0μm以下。另一方面，在α相的平均晶粒直径小于2μm的情况下，存在如下可能性：未再结晶晶粒残存，给成形性带来不良影响。因此，α相的平均晶粒直径优选是2.0μm以上。

《α相的晶粒直径的变异》

将α相的晶粒直径(圆当量直径)的标准偏差除以α相的晶粒直径的平均值而得到的值定义为α相的晶粒直径的变异系数。在α相的晶粒直径的变异系数过大的情况下，存在如下可能性：晶粒直径的分布变得不均匀，变形集中于特定的晶粒，从而成形性恶化。因此，α相的晶粒直径的变异系数优选是0.75以下，更优选是0.70以下。

《α相的平均晶粒直径和变异系数的评价方法》

α相的平均晶粒直径是钛板的任意的断面中的α相的平均晶粒直径，能够通过观察钛板的与板宽方向垂直的面(L断面)来测定。对钛板的与板宽方向垂直的面(L断面)进行研磨而设为测定面，在该面的全板厚×1000μm的视场中一边以扫描电子显微镜(SEM)使电子束扫描一边以电子背散射衍射(EBSD)法以步长0.5μm测定了EBSD图案。对于其数据，使用株式会社TSL Solutions制的OIM Analysis ver7.31软件而算出了α相的平均晶粒直径。将取向差15°以上的边界识别为晶界，将由该晶界围成的区域设为晶粒。此外，在该视场中，晶粒存在约1000个以上。对于平均晶粒直径，以算术平均评价了圆当量直径的平均值。另外，α相的晶粒直径(圆当量直径)的标准偏差除以平均晶粒直径而求出了变异系数。除了测定视场和步长以外的EBSD图案的测定条件与用于测定X1～X4等的条件相同。

在α相的晶粒直径比较粗大的情况下，存在如下倾向：在再结晶完成后的晶粒生长过程中，具有Split-TD的晶粒优先生长，具有T-texture的晶粒的集聚度减少。然而，在α相的晶粒直径粗大的情况下，如上述那样在成形加工时会产生褶皱。另一方面，在以往的制造方法中，若α相的晶粒直径细小，则具有T-texture增大的问题。相对于此，本实施方式的钛板即使α相的晶粒直径比较细小，也几乎不存在T-texture。因此，本发明人等能够首次实现兼备α相的晶粒细小而难以产生褶皱这样的特性和以TD为主应变的平面应变胀形性优异的特性这两者的、在现有技术中并不存在的钛板。对于α相的平均晶粒直径是70.0μm以下的情况，在以往的情况下，存在T-texture，相对于此，本实施方式的钛板几乎不存在T-texture，能够充分地发挥其效果。

《钛板的制造方法》

本实施方式的钛板以几乎没有T-texture的织构为特征，以TD为主应变的平面应变胀形性优异。其制造方法并没有特别限定，例如，在利用以下表示要点的制造方法控制热轧而使特定的位错残留、抑制了T-texture形成的基础上，增大冷轧率，而使处于优先取向的Split-TD的集聚度增加，并且，使T-texture的集聚度减少，从而达成所述织构。

如以上这样，控制纯钛的热轧结束温度和之后的冷却速度且以较大的压下率进行冷轧，从而能够制造如下钛薄板：即使在最终退火后晶粒细小，被认为是各向异性的主因的T-texture几乎不存在的织构发展，在成形时不会产生褶皱，以TD为主应变的平面应变胀形性优异。

以下，对本实施方式的钛板的制造方法的一个例子进行说明。作为工序的流程，依次进行熔炼工序、开坯工序、热轧工序、冷轧工序、最终退火工序。

“熔炼工序”

利用以往公知的方法使制造成预定的纯度的钛原料熔解，设为预定的铸块。具体而言，能够适用真空电弧熔炼法(VAR法)、电子束熔炼法(EB法)。

“开坯工序”

利用以往公知的初轧、锻造而加工成板坯形状。经历上述的开坯工序所获得的钛板坯也可以根据需要实施由公知的方法进行的切削、清洗处理等。此外，根据需要，也可以省略本工序。

“热轧(加热和轧制工序)”

在本实施方式的钛板中，热轧时的压下率、热轧时的结束温度、热轧后的卷取温度、以及从结束温度冷却到300℃的平均冷却速度的控制很重要。

对于热轧前的加热，是以往公知的方法即可，例如将板坯加热成700～1000℃即可。不过，出于准确地调整热轧结束温度的观点考虑，加热温度优选是β相变点温度以下。此外，“β相变点温度”表示在从β相单相域起冷却纯钛、钛合金之际开始生成α相的边界温度。能够从状态图取得β相变点温度。能够利用例如CALPHAD(相图计算：Computer Coupling ofPhase Diagramsand Thermochemistry)法取得状态图，例如，能够为此使用Thermo-CalcSoftware AB公司的作为综合型热力学计算系统的Thermo-Calc和预定的数据库(TI3)。

[热轧]

“精轧中的每1道次的平均压下率”10％以上

“精轧中的道次间时间”2.0秒以下

在热轧的精轧中，优选将每1道次的平均压下率设为10％以上，并且，将道次间的时间设为2.0秒以下。由此，能够抑制由恢复导致的位错的消失，能够向钛板导入大量的位错。如随后论述那样，位错具有在热轧后的钛板的冷却之际抑制T-texture的形成的作用。因此，通过以这些条件进行精轧，T-texture更少的织构能够发展。

“热轧结束温度”600℃以上且750℃以下

在钛中，作为塑性变形机制，存在5种滑移系的塑性变形机制，其活跃的种类由于温度而不同。可知：在由于于600℃以上时活跃的滑移系的活跃而产生的位错残留的情况下，能够在冷轧后的最终退火时抑制T-texture的形成。控制热轧结束温度，以使该位错残留。

在热轧结束温度小于600℃的情况下，抑制T-texture的形成的位错的密度较小，在最终退火时形成很多T-texture，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，热轧结束温度的下限是600℃，优选是625℃，更优选是650℃。另一方面，若热轧结束温度超过750℃，则在加工过程中发生恢复、再结晶，上述位错消失，在最终退火时形成很多T-texture，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，上限温度是750℃，优选是730℃，更优选是720℃。此外，利用辐射温度计测定热轧结束温度。以下说明的卷取温度等也是由辐射温度计测定的值。

“卷取温度”450℃以下

“从热轧结束温度冷却到成为300℃的平均冷却速度”5.0℃/s以上

通过加快热轧后的冷却速度，抑制冷却中的恢复、再结晶，使上述位错残留而在最终退火时抑制T-texture的形成。

若卷取热轧后的钛板，则钛板的冷却速度降低。若上述卷取温度超过450℃，则在所卷取的钛板中发生恢复、再结晶，上述位错消失，在最终退火时形成很多T-texture，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，卷取温度是450℃以下。

另外，若上述冷却速度低于5℃/s，则在冷却中发生恢复、再结晶，上述位错消失，在最终退火时形成很多T-texture，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，冷却速度的下限是5.0℃/s，优选是10.0℃/s，更优选是20.0℃/s。对于上限，并没有特别限制，但出于设备能力等考虑，也可以设为100℃/s。

不进行“热轧板退火和冷轧中间退火”

若实施热轧板退火和冷轧中间退火，则上述位错会消失，在最终退火时形成很多T-texture，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，在热轧以后直到最终退火为止不进行热轧板退火和冷轧中间退火。此外，热轧板退火是指对卷取后且冷轧开始前的钛板进行的退火，冷轧中间退火是指，在以多道次进行冷轧的情况下，在道次之间对钛板进行的退火。

所获得的热轧板也可以实施利用由公知的方法进行的酸洗、切削对氧化皮等进行的去除、或清洗处理等。

[冷轧]

“总冷轧率”78％以上

若冷轧的总冷轧率低于78％，则向Split-TD的集聚度变小，向T-texture的集聚变大。因此，总冷轧率设为78％以上。总冷轧率更优选是81％以上。对于总冷轧率的上限，出于边裂等的观点考虑，优选95％。经历了上述的条件的热轧和冷轧的钛板的板厚处于例如0.3mm～1.0mm的范围内。

“最终退火”退火温度是500℃以上且750℃以下，满足式(1)的温度·时间的组合

18500≤P＝(T+273.15)×(Log(t)+20) 式(1)

上述式(1)的P是被称为Larson–Miller参数的函数，T是退火温度(℃)，t是退火时间(s)。

在退火温度小于500℃的情况下，存在如下可能性：再结晶未完成，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，退火温度的下限是500℃，优选是550℃。另一方面，在退火温度比750℃高的情况下，存在如下可能性：由于晶粒直径在微小时间变化下大幅度变化，晶粒直径变得过于粗大，在成形时产生褶皱。因此，退火温度的上限是750℃，更优选是700℃。另外，在Larson–Miller参数P小于18500的情况下，存在如下可能性：再结晶未完成，以TD为主应变的平面应变胀形性变差。因此，P的下限是18500，优选是19000。

另一方面，Larson–Miller参数P的值越小，越能够减小钛板的平均晶粒直径。在Larson–Miller参数P是23000以下时，平均晶粒直径成为70.0μ以下，能够抑制成形时的褶皱的产生。在Larson–Miller参数P是21500以下时，平均晶粒直径成为25.0μm以下，能可靠地防止成形时的褶皱的产生。因此，优选将P的上限设为21500。

(α相的晶粒直径的变异系数设为0.75以下的制造方法)

在冷轧率较小的情况下，存在如下可能性：冷轧板中的各晶粒的应变的累积情况变得不均匀，退火后的晶粒直径的分布变得不均匀。因此，冷轧率较高较好，优选是80％以上。

实施例

首先，以真空电弧熔炼(VAR：Vacuum Arc Remelting)制造了表2所示的成为钛薄板的坯料的钛锭。之后，利用初轧或锻造制造了厚度150mm×宽度800mm×长度5000mm的板坯。此外，在表2中，“Bal.”表示余量。另外，在表2中，省略了杂质元素的含量的记载。

板坯的化学成分的测定方法设为如以下这样。通过使用顺序型ICP发射光谱分析装置并利用IPC发射光谱分析测定了Fe的含量。使用氧·氮同时分析装置并利用热导·红外吸收法测定了O和N的含量。使用碳·硫分析装置并利用红外吸收法测定了C的含量。使用氢分析装置并利用热导法测定了H。所制造的热轧板各自的化学成分与表2所示的钛板坯的化学成分相等。另外，对于表2所示的钛坯料A～K，使用Thermo-Calc Software AB公司的作为综合型热力学计算系统的Thermo-Calc和预定的数据库(TI3)并利用CALPHAD法取得钛合金的状态图，算出了β相变点Tβ。

接着，之后，以表3或表5所示的条件对这些板坯进行了热轧。在根据需要对热轧后的钛板(热轧板)实施了热轧板退火之后，实施了喷丸和酸洗。此外，在全部的发明例和比较例的制造时，在热轧的精轧中，将每1道次的平均压下率设为10％以上，并且，将道次间的时间设为2.0秒以下。此外，表3和表5所记载的用语“热轧压下率”是指热轧中的总压下率。另外，表3和表5所记载的“热轧板厚”是指热轧完成后的热轧板的板厚。

接下来，以表4或表6所示的条件对所获得的热轧板进行冷轧和退火，制造了厚度0.8mm的冷轧板。此外，在表中，“Tβ”是β相变点，“Larson–Miller参数”是P＝(T+273.15)×(Log10(t)+20)的值。T是退火温度(℃)，t是退火时间(s)。

钛板中的作为晶体取向的晶体的面积率X1+X2-X1&2和X3+X4-X3&4的评价方法设为如以下这样。首先，为了测定面积率X1+X2-X1&2和X3+X4-X3&4，对钛板的与板宽方向垂直的面(以下也称为“L断面”。)进行研磨而设为测定面。在该测定面中，设定了包括板厚方向整个区域，且沿着板表面15mm宽的观察视场。在该观察视场中，一边以扫描电子显微镜(SEM)使电子束扫描一边以电子背散射衍射(EBSD)法以步长10μm测定了EBSD图案。对于其数据，使用株式会社TSL Solutions制的OIM Analysis ver7.31软件而算出了各面积率。此时，在分析方面仅使用了CI值(Confidence of Index值)是0.1以上的分析数据。另外，考虑轧制变形的对称性，对于相对于板厚方向、轧制方向、板宽方向分别呈线对称的晶体取向，视作同一取向而进行了计算。EBSD图案的测定条件设为如以下这样。

·加热电压：15kV

·电流量：约35nA

·倍率：200倍

另外，α相的平均晶粒直径和变异系数的评价方法设为如以下这样。首先，为了测定α相的晶粒直径，对钛板的与板宽方向垂直的面(L断面)进行研磨而设为测定面。在该测定面中，设定了包括板厚方向整个区域，且沿着板表面1000μm宽的观察视场。在该观察视场中，一边以扫描电子显微镜(SEM)使电子束扫描一边以电子背散射衍射(EBSD)法以步长0.5μm测定了EBSD图案。对于其数据，使用株式会社TSL Solutions制的OIM Analysis ver7.31软件，将取向差15°以上的边界识别为晶界，将由该晶界围成的区域设为晶粒，而作为圆当量直径算出了α相的晶粒直径。平均晶粒直径设为圆当量直径的算术平均值。另外，使α相的晶粒直径(圆当量直径)的标准偏差除以平均晶粒直径而求出了变异系数。

对于钛板的成形性的评价，利用板宽方向的平面应变伸出高度进行了评价。使用孔径φ44mm、肩部R6mm、带有φ70mm焊道的模具和φ40mm的球头冲头，以防皱力7ton、冲头上升速度20mm/min实施了成形性评价。从冷轧板切出来与轧制方向平行的边的长度是60mm且与板宽方向平行的边的长度是90mm的坯料。为了润滑，使用了Polysheet(NICHIASCorporation NAFLON TAPE 9001(0.05t))和高粘性油(日本工作油株式会社工作油#660)。将从在试验中所获得的载荷-位移曲线读取的、表示最大载荷时的位移视作胀形高度。将胀形高度是24.0mm以上的钛板评价为成形性良好的钛板、即以TD为主应变的平面应变胀形性比以往优异的钛板。

对于钛板的成形时的褶皱的评价，基于拉伸试验后的粗糙度进行了评价。以轧制方向成为拉伸方向的方式从钛板采集了JIS13B拉伸试验片。对该试验片以应变速度30％/min进行了拉伸试验直到公称应变20％为止。使用激光显微镜对拉伸试验后的试验片的平行部表面进行了粗糙度测定。使用KEYENCE CORPORATION制的激光显微镜以倍率500倍、以测定模式：表面形状、测定区域：面、测定品质：高精细、Z测定间距0.01μm对213μm×284μm的视场测定了3个视场。使用VK Analyzer软件ver.2.5.0.1，在如下条件下算出各视场中的轧制方向的算术平均粗糙度Ra的平均值，以3个视场的平均值评价了该粗糙度的数据：在试样的面倾斜校正(自动)后，依据JISB0601：2001，以临界值：λc＝0.8mm、λs＝2.5μm以在板宽方向上进行12等分的方式与轧制方向平行地划11根线。平均Ra是0.25μm以下设为极其良好，平均Ra是0.65μm以下设为良好。不过，即使褶皱超过0.65μm但胀形高度评价结果也为良好的例子视作以TD为主应变的平面应变胀形性比以往优异的钛板。此外，若是试验片的平行部，则表面粗糙度会获得相同的结果。本试验在平行部的中央部处进行了测定。

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

表3和表4的例1～例36是本发明例。另外，表5和表6的例1～例25是不满足本发明的特征中的1个以上特征的比较例。此外，在表2～表6中，对脱离本发明范围的数值、或脱离制造方法的优选范围的数值·项目标注了下划线。

在发明例1～发明例36中，化学成分和X1+X2-X1&2处于发明范围内。评价为这些发明例是以TD为主应变的平面应变胀形性比以往优异的钛板。

表5和表6的比较例1～比较例18、比较例24、以及比较例25的X1+X2-X1&2处于发明范围外。推定为这是比较例1～比较例18、比较例24、以及比较例25的制造方法脱离了本发明的优选范围的缘故。比较例1～比较例18和比较例25的以TD为主应变的平面应变胀形性较发明的以TD为主应变的平面应变胀形性差。此外，对于比较例24，未进行冷轧，板厚极大，因此，未实施胀形高度的评价。不过，比较例24的X1+X2-X1&2处于发明范围外，因此，与其他比较例同样地推定为比较例24的平面应变成形性较差。

具体而言，在比较例1、比较例9、比较例14的制造中，热轧结束温度过高。

在比较例2、比较例10、比较例15的制造中，热轧结束温度不足。

在比较例3、比较例11、比较例16的制造中，从热轧结束温度冷却到成为300℃的平均冷却速度不足。

在比较例4、比较例12、比较例14、比较例18的制造中，进行了热轧板退火。

在比较例5、比较例13、比较例17的制造中，最终冷轧率不足。

在比较例6的制造中，进行了中间退火。

在比较例7的制造中，最终退火时的退火温度不足。

在比较例8的制造中，Larson–Miller参数P不足。

在比较例24的制造中，省略了冷轧。

在比较例25的制造中，卷取温度过高。

表5和表6的比较例19～比较例23的化学成分处于发明范围外。比较例19～比较例23的褶皱评价结果和胀形高度中的一者或两者也不合格。

Claims

1.一种钛板，其具有如下化学组成：

以质量％计含有

O：0.02％～0.15％、

Fe：0.02％～0.20％、

N：0～0.0800％、

C：0～0.1000％、以及

H：0～0.0130％，

余量包含Ti和杂质，

在以欧拉角g＝(φ₁，Φ，φ₂)表示α相的晶体取向，并将晶体取向相对于(0°，90°，0°)的取向差的绝对值为30°以内的所述α相的面积率定义为X1、将晶体取向相对于(0°，90°，30°)的取向差的绝对值为30°以内的所述α相的面积率定义为X2、将晶体取向相对于(0°，90°，0°)和(0°，90°，30°)这两者的取向差的绝对值均为30°以内的所述α相的面积率定义为X1&2时，

X1+X2-X1&2是0.075以下。

2.根据权利要求1所述的钛板，其中，

在将晶体取向相对于(0°，35°，0°)的取向差的绝对值为15°以内的所述α相的面积率定义为X3、

将晶体取向相对于(0°，35°，30°)的取向差的绝对值为15°以内的所述α相的面积率定义为X4、

将晶体取向相对于(0°，35°，0°)和(0°，35°，30°)这两者的取向差的绝对值为15°以内的所述α相的面积率定义为X3&4时，

(X3+X4-X3&4)/(X1+X2-X1&2)是5.0以上。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的钛板，其中，

所述α相的平均晶粒直径是70.0μm以下。

4.根据权利要求1或权利要求2所述的钛板，其中，

所述α相的平均晶粒直径是20.0μm以下。

5.根据权利要求1～权利要求4中任一项所述的钛板，其中，

作为所述α相的晶粒直径的标准偏差除以所述α相的平均晶粒直径而得到的值的、所述α相的晶粒直径的变异系数是0.75以下。