JP2008240026A - 強度および成形性に優れたチタン合金材およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】強度及び成形性に優れたチタン合金材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】(1) Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTi及び不可避的不純物からなり、等軸のα＋β２相組織を有し、α相の結晶粒径：４〜20μｍ、引張り強度（TS）と0.2 ％耐力（YS）の比（TS／YS）：1.9 以上であり、降伏点が出現しないことを特徴とする強度及び成形性に優れたチタン合金材、(2) 上記と同様の成分組成のチタン合金を熱間加工した後、冷間加工し焼鈍する工程を１回以上行い、しかる後、最終の冷間加工をし最終の焼鈍をするチタン合金材の製造方法であって、前記最終の冷間加工での加工率を10〜30％にすると共に、前記最終の焼鈍での焼鈍温度をＴ₁ （前記チタン合金の共析温度＋20℃）〜Ｔ₂ （前記チタン合金のβ変態点−20℃）とすることを特徴とする強度および成形性に優れたチタン合金材の製造方法。
【選択図】図１

Description

本発明は、強度および成形性に優れたチタン合金材およびその製造方法ならびに前記チタン合金材を構成材として用いたプレート式熱交換器に関する技術分野に属するものであり、特には、プレート式熱交換器に代表されるように、より薄肉化が要求されている分野において好適に用いることができる強度および成形性に優れたチタン合金板およびその製造方法に関する技術分野に属するものである。なお、本発明、本明細書において、成形性とは、塑性加工性のことである。例えば板の成形性（即ち、塑性加工性）には、張り出し成形性（以下、張り出し性ともいう）、曲げ加工性（以下、曲げ性ともいう）、深絞り性、伸びフランジ性等がある。

プレート式熱交換器をはじめ、化学プラントの各種部材や沿岸部の構造材等に多用されるチタンは、優れた耐食性および比強度を有するため、とりわけ海水を利用した熱交換器の構成材としてきわめて有効である。そして、プレート式熱交換器に広く使用されるチタン板材の場合は、伝熱効率を高める目的で、その表面が凹凸形状にプレス成形されるのが常法である。最近は、伝熱効率をさらに向上させるために、板厚の薄肉化や凹凸形状の複雑化が要求され、チタン板材の成形性を一段と向上させることの必要性が増大している。しかも、熱交換器における耐圧部への適応性や所要チタン量の低減化等の要求は、チタン板材の薄肉化の要求をさらに加速しているのが当業界の現状である。

以上のことは、結局のところ、チタン板材の成形性および機械的強度という相反する２種の材料特性を同時に満足させなければならないことを意味している。しかも、適用製品の高機能化や高級化などから変形モードも多様化、複雑化しており、例えば、張り出し性と曲げ性を同時に満たすような成形に対する要求への対応も必要となっている。

通常、プレート式熱交換器に広く使用されるチタン板材は、成形性のよいＪＩＳ１種が最適とされるが、その強度は340MPa程度であって、薄肉・高強度化の要求に対して必ずしも満足するものではない。これに対して、ＪＩＳ２種材は430MPaと高強度であるものの、板材の張り出し性および曲げ性が劣っていることは、すでによく知られているところである。

従来、チタン材の成形性をより高める報告例として、特開2004−285437号公報（特許文献１）記載のものがある。この公報では、六方晶系のチタン板においてキーンズ（Ｋｅａｒｎｓ）因子ｆ値が0.60以上であることを特徴とする成形性に優れたチタン板を開示している。このチタン板は張り出し成形性に優れているものの、強度レベルはＪＩＳ１種相当であり、強度が低くて不充分であり、高強度化の要求を満たすものではない。

一方、高強度・高延性に対する過去の知見としては、特許第34266055号公報（特許文献２）記載のものがある。この公報では、Fe：0.9 〜2.3 ％、Ｎ：0.05％以下、酸素等価量値Ｑ（Ｑ＝［Ｏ］＋2.77［Ｎ］＋ 0.1［Fe］）：0.34〜1.00で、引張強さ：700MPa以上、伸び：15％以上である高強度、高延性のチタン合金を開示しているが、プレス成形性の観点については言及していない。また、この実施例における酸素含有量は最低でも0.19％とＪＩＳ２種〜３種相当であり、通念上ＪＩＳ１種に近い張り出し性や曲げ性を得るのは難しいと考えられる。

このように従来から知られた技術では、ＪＩＳ１種材の優れた張り出し性と曲げ性を大きく劣化させずに、高強度化を実現させた工業用チタン板の製造は困難であった。即ち、ＪＩＳ２種材の強度を大きく劣化させずに、張り出し性や曲げ性の向上を実現させたチタン板は得られていない。つまり、強度および成形性（張り出し性や曲げ性等）に優れたチタン合金材は得られていない。
特開2004−285437号公報 特許第34266055号公報

本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、強度および成形性に優れたチタン合金材およびその製造方法を提供しようとするものである。

本発明者らは、上記目的を達成するため、鋭意検討した結果、本発明を完成するに至った。本発明によれば上記目的を達成することができる。

このようにして完成され上記目的を達成することができた本発明は、強度および成形性に優れたチタン合金材およびその製造方法ならびにプレート式熱交換器に係わり、請求項１記載のチタン合金材（第１発明に係る強度および成形性に優れたチタン合金材）、請求項２記載のチタン合金材の製造方法（第２発明に係る強度および成形性に優れたチタン合金材の製造方法）、請求項３記載のプレート式熱交換器であり、それは次のような構成としたものである。

即ち、請求項１記載のチタン合金材は、Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなり、等軸のα＋β２相組織を有し、α相の結晶粒径が４〜20μｍであり、引張り強度（TS）と0.2 ％耐力（YS）の比（TS／YS）が1.9 以上であり、降伏点が出現しないことを特徴とする強度および成形性に優れたチタン合金材である〔第１発明〕。

請求項２記載のチタン合金材の製造方法は、Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるチタン合金を熱間加工した後、冷間加工をし該加工後に焼鈍処理をする冷間加工焼鈍処理工程を１回以上行い、しかる後、最終の冷間加工をし該加工後に最終の焼鈍処理をするチタン合金材の製造方法であって、前記最終の冷間加工の際の冷間加工率を10〜30％にすると共に、前記最終の焼鈍処理の際の焼鈍処理温度を下記温度Ｔ₁ 〜下記温度Ｔ₂ とすることを特徴とする強度および成形性に優れたチタン合金材の製造方法である〔第２発明〕。
温度Ｔ₁ ：前記チタン合金の共析温度よりも20℃高い温度（℃）。
温度Ｔ₂ ：前記チタン合金のβ変態点よりも20℃低い温度（℃）。

請求項３記載のプレート式熱交換器は、請求項１記載のチタン合金材であって板状のものを構成材として用いたプレート式熱交換器である〔第３発明〕。

本発明に係るチタン合金材は、強度および成形性に優れており、このためプレート式熱交換器等の構成部材として好適に用いることができ、その強度向上あるいは薄肉化、凹凸形状の複雑化がはかれる。

本発明に係るチタン合金材の製造方法によれば、上記のような強度および成形性に優れた本発明に係るチタン合金材を得ることができる。本発明に係るプレート式熱交換器は、構成材の強度向上あるいは薄肉化、凹凸形状の複雑化がはかれ、このため、伝熱効率を向上することができる。

本発明に係るチタン合金材は、前述のように、Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなり、等軸のα＋β２相組織を有し、α相の結晶粒径が４〜20μｍであり、引張り強度（TS）と0.2 ％耐力（YS）の比（TS／YS）が1.9 以上であり、降伏点が出現しないことを特徴とするものである〔第１発明〕。

本発明に係るチタン合金材は、このような成分組成、組織、α相の結晶粒径、TS／YSに規定すると共に降伏点が出現しないことに特定したことにより、強度および成形性に優れている。即ち、ＪＩＳ１種材と対比すると、本発明に係るチタン合金材は、張り出し性および曲げ性はＪＩＳ１種材とほぼ同等の水準（ＪＩＳ１種材と同等もしくはＪＩＳ１種材より僅か低い程度の水準）にあり、強度はＪＩＳ１種材よりも極めて優れている。ＪＩＳ２種材と対比すると、強度はＪＩＳ２種材とほぼ同等の水準（ＪＩＳ２種材と同等もしくはＪＩＳ１種材より高い水準）にあり、張り出し性および曲げ性はＪＩＳ２種材よりも極めて優れている。

以下、本発明に係るチタン合金材について、数値限定理由等を説明する。

Feはチタン合金中にβ相を析出させてチタン合金材を強化するβ相安定化元素であり、Fe：0.8 質量％（重量％）未満ではβ相の硬さが不足し、集合組織形態が変化して良好な曲げ性が得られない。また、Fe：2.2 質量％超ではチタン合金材の強度が高くなりすぎると共に、張り出し性および曲げ性が十分に確保されない。従って、Fe含有量は0.8 〜2.2 質量％とする。好ましくは1.0 質量％以上、より好ましくは1.2 質量％以上であり、上限も好ましくは2.0 質量％以下、より好ましくは1.8 質量％以下がよい。

Ｏ（酸素）はチタン合金中のα相を硬化するα安定化元素であって、本来チタン合金材の強化に重要であるが、本発明に係るチタン合金材ではα相の軟質化によりチタン合金材の延性を確保させている。Ｏを0.1 質量％を超えて含有させると、高成形性の一部を担う双晶変形が入りにくくなり、張り出し性を損なうのでよくない。従って、Ｏ含有量は0.1 質量％以下としている。

α相の結晶粒径（以下、α相粒径ともいう）を粗大化することにより、延性を向上させることができる。α相粒径：４μｍ未満では、双晶変形が入りにくく十分な張り出し成形性を得ることができない。本発明に係るチタン合金材で規定する成分組成の場合、α相粒径を20μｍ超とするには非常に長時間の焼鈍が必要となり、製造上のコストが高くなる。かかる点から、α相の結晶粒径：４〜20μｍとした。

本発明に係るチタン合金材は降伏点が出現しないことに特定している。この理由は下記の点にある。降伏点が出現する（降伏点が存在する）と、成形性、特に張り出し性が低下して不充分となる。従って、降伏点が出現しないことに特定した。なお、降伏点が出現しないこととは、引張り試験でのＳ−Ｓカーブに降伏点が現れない（認められない）ことをいう。図１に、降伏点が現れる場合と降伏点が現れない場合のＳ−Ｓカーブの例を示す。図１の（Ａ）に示すＳ−Ｓカーブには降伏点が現れており、図１の（Ｂ）に示すＳ−Ｓカーブには降伏点が現れていない。

本発明に係るチタン合金材は、引張り強度（TS）と0.2 ％耐力（YS）の比（TS／YS）が1.9 以上である。このようにTS／YSが高いことから、加工硬化性が高く、成形性が向上する。TS／YS：1.9 未満では加工硬化性が十分でなく、優れた張り出し性を得ることはできない。かかる点から、TS／YS：1.9 以上としている。

更に本発明に係るチタン合金材は、等軸のα＋β２相組織を有する組織形態のものとしている。この組織形態により、強度・成形性（張り出し性や曲げ性等）のバランスに優れたものとなる。即ち、強度も成形性も共に優れたものとなる。つまり、強度および成形性に優れたものとなる。針状組織では、曲げ性・成形性が共に劣化する。図２に、等軸のα＋β２相組織と針状組織の例を示す。図２の（Ａ）に示す組織は等軸のα＋β２相組織であり、図２の（Ｂ）に示す組織は針状組織である。なお、図２は、光学顕微鏡写真を複写したものである。このとき、観察倍率は200 倍であり、写真での倍率も200 倍である。

本発明に係るチタン合金材の製造方法は、前述のように、Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるチタン合金を熱間加工した後、冷間加工をし該加工後に焼鈍処理をする冷間加工焼鈍処理工程を１回以上行い、しかる後、最終の冷間加工をし該加工後に最終の焼鈍処理をするチタン合金材の製造方法であって、前記最終の冷間加工の際の冷間加工率を10〜30％にすると共に、前記最終の焼鈍処理の際の焼鈍処理温度を下記温度Ｔ₁ 〜下記温度Ｔ₂ とすることを特徴とするものである〔第２発明〕。
温度Ｔ₁ ：前記チタン合金の共析温度よりも20℃高い温度（℃）。
温度Ｔ₂ ：前記チタン合金のβ変態点よりも20℃低い温度（℃）。

本発明に係るチタン合金材の製造方法において、熱間圧延の素材のチタン合金の成分組成は本発明に係るチタン合金材の成分組成と同様であり、熱間加工後は上記のような冷間加工、焼鈍処理をすることとしている。この製造方法によれば、熱間圧延の素材のチタン合金の成分組成を上記のような成分組成にすると共に、上記のような冷間加工、焼鈍処理をすることに起因して、本発明に係るチタン合金材を製造することができる。

以下、本発明に係るチタン合金材の製造方法について、数値限定理由等を説明する。

最終の焼鈍処理の際の焼鈍処理温度を、温度Ｔ₁ （チタン合金の共析温度よりも20℃高い温度）未満にした場合、十分な粒成長が得られない。温度Ｔ₂ （チタン合金のβ変態点よりも20℃低い温度）超にした場合、針状組織となってしまう。かかる点から、最終の焼鈍処理の際の焼鈍処理温度を温度Ｔ₁ 〜温度Ｔ₂ とすることとしている。

最終の冷間加工の際の冷間加工率を10〜30％にすると、回復が発生することにより粒成長が促進し、また、強度を維持したまま低耐力化が実現でき、更に、Ｓ−Ｓカーブに降伏点が現れない。これに対し、最終の冷間加工の際の冷間加工率を10％未満にした場合は、十分な低耐力化が得られず、一方、30％超にした場合は、新たな再結晶粒が生成され、粒成長はせず、また、Ｓ−Ｓカーブに降伏点が現れる。かかる点から、最終の冷間加工の際の冷間加工率を10〜30％にしている。

なお、本発明に係るチタン合金材は、Feを比較的多く含有しているため、結晶粒はＪＩＳ１種材等の場合と比べると微細となる傾向があり、更に、本発明に係るチタン合金材はα＋β２相組織を有し、β相がα相の粒成長を抑制する傾向があるため、本発明に係るチタン合金材と同様の成分組成の材料を従来の一般的な製造方法（熱間加工→冷間加工→焼鈍処理）により製造した場合は、結晶粒径は４μｍ未満となり、このような微細な組織であると、それに起因し、本発明に係るチタン合金材と同様の成分組成の材料では通常降伏点が現れるので、本発明に係る要件を満たすことができず、従って、本発明に係るチタン合金材を得ることができない。そこで、従来の一般的な製造方法での焼鈍（大気炉による焼鈍）に代えて真空焼鈍による実用的に可能な範囲の長時間焼鈍をすると、α相粒径を20μｍ程度まで粒成長させることは可能であるが、十分な粗大化とはいえず、降伏点は存在したままとなり、このため、本発明に係るチタン合金材の要件を満たすことができず、従って、本発明に係るチタン合金材を得ることができない。つまり、単に長時間焼鈍するのでは、α相粒径を20μｍ程度まで粗大化できても、降伏点が出現しないものを得ることはできない。これに対し、本発明に係るチタン合金材の製造方法によれば、α相粒径20μｍ以下にもかかわらず降伏点は存在せず、優れた成形性を有するものが得られ、本発明に係るチタン合金材を得ることができる。これは、本発明に係るチタン合金材の製造方法での特有のプロセスとその条件、特に冷間加工焼鈍処理工程の後に最終の冷間加工を行うこと及び該最終の冷間加工の際の冷間加工率を10〜30％にしていることによるものである。

本発明に係るチタン合金材の製造方法においては、熱間加工後、冷間加工をし該加工後に焼鈍処理をする冷間加工焼鈍処理工程を１回以上行い、しかる後、最終の冷間加工をし該加工後に最終の焼鈍処理をするようにしている。上記冷間加工焼鈍処理工程を１回行う場合は、熱間加工後、冷間加工（ｂ）をし、焼鈍処理をし、しかる後、最終の冷間加工（ａ）をし、最終の焼鈍処理をする。上記冷間加工焼鈍処理工程を２回行う場合は、熱間加工後、冷間加工をし、焼鈍処理をし、更に、冷間加工（ｂ）をし、焼鈍処理をし、しかる後、最終の冷間加工（ａ）をし、最終の焼鈍処理をする。上記冷間加工焼鈍処理工程を３回行う場合は、熱間加工後、冷間加工をし、焼鈍処理をし、更に、冷間加工をし、焼鈍処理をし、更に、冷間加工（ｂ）をし、焼鈍処理をし、しかる後、最終の冷間加工（ａ）をし、最終の焼鈍処理をする。

本発明に係るチタン合金材の製造方法において、冷間加工焼鈍処理工程での焼鈍処理の際の焼鈍処理温度については特には限定されず、該焼鈍処理後の冷間加工に必要な程度に焼鈍できる焼鈍処理温度であればよい。しかしながら、特に最終の冷間加工前の冷間加工焼鈍処理工程では、焼鈍処理温度は特には限定されないものの、前記温度Ｔ₂ （：チタン合金のβ変態点よりも20℃低い温度）より低い温度にすることが望ましい。前記温度Ｔ₂ より高い温度で焼鈍処理すると、針状組織となつてしまい、その後の10〜30％の冷間加工とＴ₁ 〜Ｔ₂ 温度域の焼鈍では、等軸組織とならない傾向があり、前記温度Ｔ₂ より低い温度で焼鈍処理すると、再結晶粒が生成せず、その後の工程による粒径粗大化効果が十分に得られにくくなるからである。

上記冷間加工焼鈍処理工程での冷間加工の際の冷間加工率については特には限定されないが、上記冷間加工焼鈍処理工程の中の最後の冷間加工、即ち、最終の冷間加工の前に行われる冷間加工であって最終の冷間加工に直近の冷間加工での冷間加工率については、50％以上とすることが望ましい。但し、冷延率が95％を超えると、圧延時に割れが生じる可能性があり、製造すること自体が難しい。この冷間加工での冷間加工率を50％未満にすると、最終の焼鈍処理後に得られるチタン合金材の組織が熱延後の粗く不均一な組織を引きずってしまい、均一かつ等軸な組織を得るのが難しくなる傾向があり、これに対して、冷間加工率を50％以上にすると、確実に最終の焼鈍処理後に得られるチタン合金材の組織は均一な等軸組織に作りこむことができるからである。なお、上記冷間加工焼鈍処理工程の中の最後の冷間加工（即ち、最終の冷間加工の前に行われる冷間加工であって最終の冷間加工に直近の冷間加工）は、冷間加工焼鈍処理工程を１回行う場合は該冷間加工焼鈍処理工程での冷間加工であり、冷間加工焼鈍処理工程を２回行う場合、３回行う場合は、前述の冷間加工（ｂ）である。

本発明に係るプレート式熱交換器は、本発明に係るチタン合金材であって板状のものを構成材として用いたものである。本発明に係るチタン合金材は強度および成形性に優れているので、プレート式熱交換器の伝熱効率の向上のための板厚の薄肉化や凹凸形状の複雑化が可能である。従って、本発明に係るプレート式熱交換器では、構成材の薄肉化や凹凸形状の複雑化がはかれ、このため、伝熱効率を向上することができる。なお、上記構成材とは、プレート式熱交換器のプレートの構成材（プレートを構成する材料）のことである。

本発明に係るチタン合金材であって板状のものは、本来の優れた耐食性はもとより高い機械的強度に加え、優れた曲げ性および張り出し性を有しているので、プレート式熱交換器の構成材の他、燃料電池のセパレーター、携帯電話機、モバイルパソコン、カメラ等のボディ、めがねフレーム等、高度な成形性が要求される用途に広く適用できる。本発明に係るチタン合金材であって線状のものは、本来の優れた耐食性はもとより高い機械的強度に加え、優れた曲げ性を有しているので、バネ等の高度な成形性が要求される用途に適用できる。

本発明の実施例および比較例を以下説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に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含まれる。

〔例１〕
CCIM（コールドクルーシブル誘導加熱法）溶解により、チタン合金を溶製し、φ100mm の円柱形の10kg鋳塊を製造した。この鋳塊を1050℃で鍛造し、厚み45mmの板形状とし、その後、850 ℃で熱間圧延し、スケール除去をし、厚み約５mmの熱延板を得た。この熱延板を冷間圧延率：90％の条件で冷間圧延し、次いで、大気炉にて800 ℃で加熱し、その後空冷する焼鈍処理を行い、この後、スケール除去を行った。その後、再度冷間圧延率：20％の冷間圧延（最終の冷間圧延）を行い、次いで、800 ℃で３分間加熱し、その後空冷する焼鈍処理（最終の焼鈍処理）を行い、この後、スケール除去を行い、厚み0.3mm のチタン合金板を得た。なお、上記のチタン合金板の製造プロセス部分（鋳塊鍛造後の熱間圧延から最終の焼鈍処理に至るまでの工程）は、本発明に係るチタン合金材の製造方法のプロセス部分（熱間加工から最終の焼鈍処理に至るまでの工程）の一例に相当し、その要件を満たすものである。

このようにして得られたチタン合金板から成分分析試料を切り出し、成分分析して成分を確認した。また、このチタン合金板から試験材を切り出し、引張り試験、張り出し性評価試験（エリクセン試験）、曲げ性評価試験（曲げ試験）、並びに、組織観察およびα相粒径の測定を行った。これらの試験、組織観察およびα粒径の測定は、下記方法により行った。

〔引張り試験〕
試験材からJISZ2201で規定される13号試験片を製作し、この試験片についてJISZ2241に準拠する引張り試験を行い、引張り強度および 0.2％耐力を計測し、また、降伏点の有無を調べた。このとき、試験速度（引張り試験での歪み速度）は、 0.2％耐力までを 0.5％／min 、それ以降を10mm／min とした。

〔張り出し性評価試験〕
試験材からJISZ2247に規定される２号試験片を製作し、この試験片についてJISZ2247の規定に準拠するエリクセン試験を実施した。このとき、試験速度（エリクセン試験でのプレス速度すなわちプレス工具の変位速度）は５mm／min とした。

〔曲げ性評価試験〕
試験材から、厚み：0.3 mm、幅：15mm、長さ：100mm の試験片を製作し、この試験片についてJISZ2248に準拠してＬ（長さ）方向密着曲げを行った。この後、密着曲げ後の試験片を顕微鏡を用いて倍率20倍で観察し、割れの有無を調べた。これにより割れが認められなかった場合は、密着曲げ可と判断した。

〔組織観察およびα相粒径の測定〕
試験材から小片を採取し、この小片の表面から板厚方向に板厚１／４深さの位置まで電解研磨し、この電解研磨された表面を SEM−EBSP（Scanning Electron Microscope−Electron Backscattered Pattern）法により組織観察した。このとき、観察面は圧延面であり、測定範囲（観察面領域）は 100μm × 100μm とし、測定ステップは 0.2μm とした。なお、SEM としては、ショットキー電界放出型走査電子顕微鏡（日本電子製）JSM-6500F を用い、EBSPとしては、EEDAX/TSL 製 OIM （Orientation Imaging Microscopy）システム(ver.4) を用いた。また、上記システムの解析ソフトを用いて解析を実施することにより、α相粒径分布を得、これらの中間値を求め、この中間値をα相粒径とした。
〔組織状態の判定〕
試験材から小片を採取し、この小片の圧延方向に平行な面を光学顕微鏡（オリンパス製GX71）を用いて組織観察した。観察は、板厚１／４深さの位置で実施した。観察倍率は200 〜1000倍とした。この観察により、針状組織か等軸組織かの判別を行った。

上記成分分析、引張り試験、張り出し性評価試験、曲げ性評価試験、組織観察およびα相粒径の測定の結果を、表１に示す。なお、表１において、Er値はエリクセン値を示すものであり、この値が大きいほど張り出し性に優れているといえる（後述の表２においても同様）。表１の密着曲げの欄において、○は密着曲げ可であることを示し、×は密着曲げ不可であることを示すものである。即ち、密着曲げ後の試験片に顕微鏡観察（倍率20倍）で割れが認められなかったものを○で示し、割れが認められたものを×で示している（後述の表２においても同様）。

表１からわかるように、符号１〜３のチタン合金材（板）は本発明例に係るチタン合金材であり、符号４のチタン合金材はプレス成形性の高いとされるＪＩＳ１種材であり、符号５のチタン合金材はより高強度のＪＩＳ２種材である。ＪＩＳ２種材はＪＩＳ１種材と比べると、強度は高いが、エリクセン値（Er値）が小さくて張り出し性に劣っており、また、密着曲げ不可（×）であって曲げ性に劣っている。しかし、本発明例に係るチタン合金材は、ＪＩＳ１種材と比べてエリクセン値が僅か小さい程度であって張り出し性はＪＩＳ１種材とほぼ同等の水準にあり、また、ＪＩＳ１種材と同様に密着曲げ可（○）であって曲げ性に優れており、強度はＪＩＳ１種材よりも極めて高くて優れている。ＪＩＳ２種材と比較すると、本発明例に係るチタン合金材は、エリクセン値が大きくて張り出し性に優れており、また、密着曲げ可（○）であって曲げ性に優れており、更に、強度も少し高くて優れている。なお、上記ＪＩＳ１種材およびＪＩＳ２種材は、従来の一般的な製造方法により製造されたものではなく、本発明に係るチタン合金材の製造方法のプロセス部分（熱間加工から最終の焼鈍処理に至るまでの工程）の一例に相当するプロセスを適用して製造されたものである。このようにして製造されたＪＩＳ１種材およびＪＩＳ２種材についての特性は上記の通りであるが、これに対し、従来の一般的な製造方法（熱間加工→冷間加工→焼鈍処理）により製造されたＪＩＳ１種材およびＪＩＳ２種材についての特性は少し悪くなる。

符号６、７のチタン合金材はFe含有量が本発明で規定するFe含有量の範囲外にある。符号６のチタン合金材は、Fe含有量が本発明で規定するFe含有量よりも多く、ＪＩＳ１種材や本発明例に係るチタン合金材と比べ、張り出し性および曲げ性が劣っている。一方、符号７のチタン合金材は、Fe含有量が本発明で規定するFe含有量よりも少なく、ＪＩＳ２種材や本発明例に係るチタン合金材と比べて強度が極めて低く不充分であり、また、密着曲げ不可（×）であり、ＪＩＳ１種材や本発明例に係るチタン合金材と比べて曲げ性に劣っている。

符号８のチタン合金材はＯ含有量が本発明で規定するＯ含有量よりも多く、強度は高いものの、ＪＩＳ１種材や本発明例に係るチタン合金材と比べ、張り出し性および曲げ性が劣っている。

〔例２〕
チタン合金の鋳塊として、例１での符号１（表１の符号１）のチタン合金材と同一組成のものを用い、下記方法によりチタン合金材を製造した。この製造条件の一部を表２に示す。なお、この組成のチタン合金材におけるβ変態点は860 ℃であり、共析温度は600 ℃である。

上記符号１のチタン合金材と同一組成のチタン合金の鋳塊を1050℃で鍛造し、厚み45mmの板形状とし、その後、850 ℃で熱間圧延し、スケール除去をし、厚み約５mmの熱延板を得た。

この後、符号１３以外のものに係る熱延板については、これを冷間圧延率：90％の条件で冷間圧延した。次いで、大気炉にて800 ℃で３分間加熱し、その後空冷する焼鈍処理を行い、この後、スケール除去を行った。その後、再度表２に示す最終冷間圧延率の冷間圧延（最終の冷間圧延）を行った。次いで、符号１６〜１７に係るものを除き、大気炉にて表２に示す最終焼鈍温度で３分間加熱し、その後空冷する焼鈍処理（最終の焼鈍処理）を行い、この後、スケール除去を行い、厚み0.3mm のチタン合金板を得た。符号１６〜１７に係るものについては、最終の冷間圧延の後、真空炉にて800 ℃で300 分間加熱し、その後炉冷する真空焼鈍を行い、この後、スケール除去を行い、厚み0.3mm のチタン合金板を得た。

符号１３に係る熱延板ついては、これを冷間圧延率：92％の条件にて冷間圧延し、次いで、大気炉にて800 ℃で加熱し、その後空冷する焼鈍処理を行い、この後、スケール除去を行い、厚み0.3mm のチタン合金板を得た。

このようにして得られたチタン合金板から試験材を切り出し、前記例１の場合と同様の方法により、引張り試験、張り出し性評価試験（エリクセン試験）、曲げ性評価試験（曲げ試験）、並びに、組織観察およびα相粒径の測定を行った。

この結果を表２に示す。符号１、９、10、17のチタン合金材（板）の製造方法は、本発明に係るチタン合金材の製造方法の要件を満たしている。従って、符号１、９、10、17のチタン合金材は、本発明に係るチタン合金材の製造方法によって得られたものである。この符号１、９、10、17のチタン合金材は、強度、張り出し性および曲げ性に優れている。即ち、符号１、９、10、17のチタン合金材は、ＪＩＳ１種材に比較して、強度が極めて高く、また、エリクセン値が僅か小さい程度であってＪＩＳ１種材とほぼ同等の水準にあるのでＪＩＳ１種材とほぼ同様に張り出し性に優れており、更に、ＪＩＳ１種材と同様に密着曲げ可（○）であって曲げ性に優れている。ＪＩＳ２種材と比べると、符号１、９、10、17のチタン合金材は、エリクセン値が大きくて張り出し性に優れており、また、密着曲げ可（○）であって曲げ性に優れている。強度については符号１、９、10、17のチタン合金材はＪＩＳ２種材と同等の水準にあり、ＪＩＳ２種材と同様に強度が高い。

符号11のチタン合金材の製造方法は、最終冷延率が10％以下であり、この点において本発明に係るチタン合金材の製造方法の要件を満たしていない。この製造方法によって得られた符号11のチタン合金材は、低耐力化によるTS／YSの向上が得られないため、TS／YSが低く、このため、エリクセン値が低下し、張り出し性が低下して不充分なものとなっている。

符号12、13のチタン合金材の製造方法は、最終冷間圧延率（最終の冷間加工の際の冷間加工率）が30％以上であり、この点において本発明に係るチタン合金材の製造方法の要件を満たしていない。この製造方法によって得られた符号12、13のチタン合金材は、この製造方法での最終冷間圧延率：30％以上であることに起因して、新たな再結晶粒が生成するために粒径粗大化が実現できず、α相粒径が４μｍ未満となり、また、降伏点も現れるため、エリクセン値が低下し、張り出し性が低下して不充分なものとなっている。なお、符号13のチタン合金材は、この製造の際の最終冷間圧延率が92％であって非常に大きいことに起因して、TS／YSも小さい。

符号16のチタン合金材の製造方法においては、最終の冷間圧延の後、真空炉にて800 ℃で300 分間加熱し、その後炉冷する真空焼鈍を行っているが、最終冷間圧延率：30％以上であり、この最終冷間圧延率の点において本発明に係るチタン合金材の製造方法の要件を満たしていない。上記のような真空焼鈍により長時間の焼鈍を行えば、α相粒径の粗大化は可能であるが、降伏点が出現しないものは得られない。従って、この製造方法によって得られた符号16のチタン合金材は、降伏点が出現し、これに起因してエリクセン値が低下し、張り出し性が低下して不充分なものとなっている。

符号14のチタン合金材の製造方法においては、最終焼鈍処理温度（最終の焼鈍処理の際の焼鈍処理温度）が前述の温度Ｔ₁ （チタン合金の共析温度よりも20℃高い温度）よりも低く、この点において本発明に係るチタン合金材の製造方法の要件を満たしていない。この製造方法によって得られた符号14のチタン合金材は、粒成長が十分でなく、α相粒径が４μｍ未満であり、このため、エリクセン値が小さくて張り出し性が低く、また、密着曲げ不可（×）であって曲げ性に劣っている。

符号15のチタン合金材の製造方法においては、最終焼鈍処理温度が前述の温度Ｔ₂ （チタン合金のβ変態点よりも20℃低い温度）よりも高く、この点において本発明に係るチタン合金材の製造方法の要件を満たしていない。この製造方法によって得られた符号15のチタン合金材は、針状組織となってしまい、このため、エリクセン値が小さくて張り出し性が低く、また、密着曲げ不可（×）であって曲げ性に劣っている。

以上の本発明の実施例（本発明例）および比較例においてはチタン合金材が板形状であるが、本発明の構成およびその作用効果からして、チタン合金材が線や棒等の形状である場合においても以上の本発明例および比較例の場合と同様の傾向の結果（本発明例に係るものは比較例のものに比べて強度および／または成形性が優れているという結果）が得られるといえる。なお、チタン合金材が線や棒の形状である場合、その成形性は張り出し性以外の成形性（曲げ加工性やバネ加工性等）が対象となり、それによって評価することになる。以上のように、本発明は、チタン合金材が板形状である場合だけでなく、線や棒等の形状である場合にも好適に用いることができ、優れた効果を発揮するものである。

本発明に係るチタン合金材は、強度および成形性に優れているので、プレート式熱交換器等の構成部材として好適に用いることができ、その強度向上（あるいは薄肉化）や凹凸形状の複雑化がはかれ、ひいてはプレート式熱交換器の伝熱効率の向上がはかれて有用である。本発明に係るチタン合金材の製造方法は、上記のようなチタン合金材を製造することができて有用である。

引張り試験でのＳ−Ｓカーブ（歪みの変化に伴う応力の変化）の例を示す図であって、図１の（Ａ）は降伏点が現れる場合の図であり、、図１の（Ｂ）は降伏点が現れない場合の図である。 チタン合金材の組織を示す図であって、図２の（Ａ）は等軸組織を示す図であり、図２の（Ｂ）は針状組織を示す図である。

Claims (3)

1. Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなり、等軸のα＋β２相組織を有し、α相の結晶粒径が４〜20μｍであり、引張り強度（TS）と0.2 ％耐力（YS）の比（TS／YS）が1.9 以上であり、降伏点が出現しないことを特徴とする強度および成形性に優れたチタン合金材。
2. Fe：0.8 〜2.2 質量％、Ｏ：0.1 質量％以下を含有し、残部がTiおよび不可避的不純物からなるチタン合金を熱間加工した後、冷間加工をし該加工後に焼鈍処理をする冷間加工焼鈍処理工程を１回以上行い、しかる後、最終の冷間加工をし該加工後に最終の焼鈍処理をするチタン合金材の製造方法であって、前記最終の冷間加工の際の冷間加工率を10〜30％にすると共に、前記最終の焼鈍処理の際の焼鈍処理温度を下記温度Ｔ₁ 〜下記温度Ｔ₂ とすることを特徴とする強度および成形性に優れたチタン合金材の製造方法。
   温度Ｔ₁ ：前記チタン合金の共析温度よりも20℃高い温度（℃）。
   温度Ｔ₂ ：前記チタン合金のβ変態点よりも20℃低い温度（℃）。
3. 請求項１記載のチタン合金材であって板状のものを構成材として用いたプレート式熱交換器。

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