JP2014029009A - チタン板およびチタン板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】強度が高く、優れた成形性を発揮するチタン板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｆｅの含有量が０．０８質量％以上０．４０質量％以下、Ｏの含有量が、下記式（１）
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン板であって、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相のアスペクト比が２．０以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｆｅの含有量が０．０８質量％以上０．４０質量％以下、Ｏの含有量が、下記式（１）
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン板であって、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相のアスペクト比が２．０以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、チタン板およびその製造方法に関し、より詳細には、たとえばプレート式熱交換器に用いられる工業用純チタン板およびその製造方法に関する。
チタン板は、耐食性に優れているため、化学、電力、食品製造プラント等の熱交換器用部材や、カメラボディ、厨房機器等の民生品、さらには、オートバイ、自動車等の輸送機器部材、家電機器等の外装材といったものにまで広く使用されている。
その中でもプレート式の熱交換器は、熱交換効率を高めるため、チタン板をプレス成形することによって波目状に加工し表面積を増やす必要がある。したがって、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合は、チタン板に優れた成形性が要求される。
その中でもプレート式の熱交換器は、熱交換効率を高めるため、チタン板をプレス成形することによって波目状に加工し表面積を増やす必要がある。したがって、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合は、チタン板に優れた成形性が要求される。
また、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合は、前記した成形性以外にも、プレート式熱交換器として必要とされる耐久性の向上や軽量化を実現するために、チタン板に一定以上の強度も要求される。
ここで、チタン板（工業用純チタン）は、ＪＩＳ Ｈ４６００の規格で規定されており、Ｆｅ、Ｏなどの含有量や強度等によって、ＪＩＳ１種、２種、３種等の等級に分類される。この等級が大きくなる程、Ｆｅ、Ｏなどの含有量が多く、強度が高くなるため、高い強度が要求される用途にチタン板を使用する場合は、大きな等級のものが用いられている。一方、等級が小さいチタン板、例えば、ＪＩＳ１種のチタン板は、Ｆｅ、Ｏなどの含有量が少なく延性が高くなる（成形性が向上する）。そのため、優れた成形性が要求される用途にチタン板を使用する場合は、ＪＩＳ１種のものが用いられている。
しかし、Ｆｅ、Ｏなどの含有量を多くし、チタン板の強度を向上させた場合は、成形性が低下し、Ｆｅ、Ｏなどの含有量を少なくし、チタン板の成形性を向上させた場合は、強度が低下してしまう。
また、チタン板の強度を向上させる方法として、チタン板の結晶粒を微細化する方法も存在するが、結晶粒の微細化に伴いチタン板の成形性は低下してしまう。
また、チタン板の強度を向上させる方法として、チタン板の結晶粒を微細化する方法も存在するが、結晶粒の微細化に伴いチタン板の成形性は低下してしまう。
前記したとおり、チタン板をプレート式熱交換器に適用する場合、チタン板には一定以上の強度（ＪＩＳ２種、３種の強度）、および優れた成形性が要求されているという実情がある。しかしながら、強度の低下を回避しつつ、成形性を向上させるのは、非常に困難であった。
そこで従来、チタン板について、強度および成形性の向上に着目した以下のような様々な技術が開示されている。
例えば、特許文献１には、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を特定し、平均結晶粒径を２０〜８０μｍに規制するとともに、酸洗処理の条件を特定したチタン板の製造方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｆｅ含有量をＯ含有量よりも多く特定するとともに、平均結晶粒径を１０μｍ以下に特定したチタン板が開示されている。
例えば、特許文献１には、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を特定し、平均結晶粒径を２０〜８０μｍに規制するとともに、酸洗処理の条件を特定したチタン板の製造方法が開示されている。また、特許文献２には、Ｆｅ含有量をＯ含有量よりも多く特定するとともに、平均結晶粒径を１０μｍ以下に特定したチタン板が開示されている。
また、特許文献３には、化学組成を特定するとともに、β相の平均結晶粒径を３μｍ以下に特定したチタン板が開示されている。また、特許文献４には、Ｆｅ、Ｏの含有量を規制し、結晶粒のずれ角を特定したチタン板が開示されている。
しかしながら、特許文献１〜３に係る技術は、製造工程が従来のものとほとんど変わりがないため、得られたチタン板は、通常の均一な粒度分布を有する結晶粒の組織で構成されていると判断できる。その結果、特許文献１〜３に係る技術では、十分な成形性が得られない。
特許文献４に係る技術は、ＦｅとＯの含有量の上限値が低く規定されており、十分な強度が得られない。また、ＦｅとＯを、規定された上限値以上含有させてしまうと、冷延中に耳割れが発生してしまい、歩留まりが低下してしまうことから生産性の点で好ましくない。
特許文献４に係る技術は、ＦｅとＯの含有量の上限値が低く規定されており、十分な強度が得られない。また、ＦｅとＯを、規定された上限値以上含有させてしまうと、冷延中に耳割れが発生してしまい、歩留まりが低下してしまうことから生産性の点で好ましくない。
本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、強度が高く、優れた成形性を発揮するチタン板およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、チタン板の成分等について鋭意検討した結果、ＦｅおよびＯを所定の含有量とし、工業用純チタンの主相であるα相の結晶粒界に存在する所定のアスペクト比のβ相の面積率を規定することにより、高強度、且つ成形性に優れたチタン板が得られることを見出し、本発明に至った。
具体的には以下のとおりである。
具体的には以下のとおりである。
一般的に延性が低下すると成形性が劣化すると考えられてきた。しかし、平面ひずみを主成分とする成形加工を施す場合には、必ずしもその限りではなく、圧延方向（Ｌ方向）と幅方向（Ｔ方向）の耐力（ＹＳ）の異方性を小さくすることが有効であることを見出した。
また、高強度を得るためにはＯ含有量の増加が最も効果的であるが、同時に急激に延性が低下することが問題であった。しかし、Ｆｅ含有量を従来よりも高くし、所望の組織形態とすることで、Ｌ方向とＴ方向のＹＳの異方性を小さくし、強度特性と成形性のバランスを向上できることを見出した。
また、工業用純チタンの主相はα相で、ＨＣＰ結晶構造は機械的特性の異方性が強いことが知られている。チタン板は、チタン板を冷間圧延した後、焼鈍を施した際に再結晶し集合組織が形成される。そして、その際に形成される集合組織は、圧延条件によって多少は異なるが、Splitタイプの集合組織であり、チタン板の機械的特性に異方性が認められ、圧延方向（Ｌ方向）のＹＳよりも幅方向（Ｔ方向）のＹＳの方が大きくなることが良く知られている。
本発明者らは、鋭意研究した結果、α粒の粒界に存在するβ相の面積率を規定することで、異方性が軽減されることを見出し、本発明に至った。
すなわち、本発明のチタン板は、Ｆｅの含有量が０．０８質量％以上０．４０質量％以下、Ｏの含有量が、下記式（１）
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン板であって、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相のアスペクト比が２．０以上であることを特徴とする。
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン板であって、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相のアスペクト比が２．０以上であることを特徴とする。
このような構成によれば、チタン板がＦｅを所定量含有することで、β相が形成され、Ｏを所定量含有し、且つ式（１）を満たすことで、強度および成形性が向上するとともに、これらのバランスが向上する。また、α相の結晶粒界（α粒界）に存在するβ相の面積率が０．５０％以上であることで、Ｌ方向のＹＳとＴ方向のＹＳの異方性が低減する。また、チタン板において、α相の結晶粒界に存在するβ相のアスペクト比を規定することで、β相がα粒界をより占有しやすくなる。
また、本発明のチタン板は、さらに、Ｃを０．０８０質量％以下（０質量％を含まない）含有することが好ましい。また、Ｃは０．０１５質量％以上であることが好ましい。このような構成によれば、強度がさらに向上する。
本発明のチタン板は、プレート式の熱交換器に用いることができる。本発明のチタン板をプレート式の熱交換器に用いることで、高強度で成形性に優れたプレート式の熱交換器とすることができる。
本発明のチタン板の製造方法は、前記記載のチタン板の製造方法であって、純チタン材料に対して熱間圧延を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の後、焼鈍と冷間圧延とを１回以上繰り返す焼鈍・冷間圧延工程と、前記焼鈍・冷間圧延工程の後、最終焼鈍を施す最終焼鈍工程と、を含み、前記最終焼鈍工程の直前の冷間圧延を圧下率４０％以上で行い、前記最終焼鈍工程において、それまでの焼鈍における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行うことを特徴とする。
このような手順によれば、最終焼鈍工程の直前の冷間圧延を所定の圧下率で行うことで、最終焼鈍工程における最終焼鈍時に、α相の再結晶が起きる。最終焼鈍工程において、それまでの焼鈍における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行うことで、再結晶したα粒の粒界に所定のアスペクト比のβ相が多く析出する。
本発明に係るチタン板は、高強度であるにも係わらず、優れた成形性を発揮することができる。本発明に係るチタン板の製造方法は、高強度、かつ成形性に優れたチタン板を製造することができる。
以下、本発明の実施の形態について、詳細に説明する。
≪チタン板≫
本発明のチタン板は、Ｆｅの含有量が０．０８質量％以上０．４０質量％以下、Ｏの含有量が、下記式（１）
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、残部がチタンおよび不可避的不純物からなる。
さらに、このチタン板は、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、このβ相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、α相の結晶粒界に存在するβ相のアスペクト比が２．０以上である。
以下、各構成について説明する。
≪チタン板≫
本発明のチタン板は、Ｆｅの含有量が０．０８質量％以上０．４０質量％以下、Ｏの含有量が、下記式（１）
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、残部がチタンおよび不可避的不純物からなる。
さらに、このチタン板は、ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、このβ相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、α相の結晶粒界に存在するβ相のアスペクト比が２．０以上である。
以下、各構成について説明する。
（Ｆｅの含有量：０．０８質量％以上０．４０質量％以下）
Ｆｅは、β相を形成する効果がある。Ｆｅの含有量が０．０８質量％未満では、所望量のβ相を形成できない。よって、Ｆｅの含有量は０．０８質量％以上とする。好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｆｅは偏析し易い元素であるため、Ｆｅ含有量が０．４０質量％を超えると、インゴットの製造が難しくなる。よって、Ｆｅの含有量は０．４０質量％以下とする。好ましくは０．３０質量％以下である。
Ｆｅは、β相を形成する効果がある。Ｆｅの含有量が０．０８質量％未満では、所望量のβ相を形成できない。よって、Ｆｅの含有量は０．０８質量％以上とする。好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｆｅは偏析し易い元素であるため、Ｆｅ含有量が０．４０質量％を超えると、インゴットの製造が難しくなる。よって、Ｆｅの含有量は０．４０質量％以下とする。好ましくは０．３０質量％以下である。
（Ｏの含有量：式（１）を満たし、且つ０．３質量％以下）
Ｏは、強度向上、且つＦｅとの相互作用による強度異方性改善の観点から、下記式（１）を満足する必要がある。なお、より高いレベルで強度と成形性のバランスを向上させる場合は、式（２）を満足することが好ましい。なお、これらの式は、Ｆｅの含有量とＯの含有量との関係に着目し、実験的に導き出したものである。
Ｏは、強度向上、且つＦｅとの相互作用による強度異方性改善の観点から、下記式（１）を満足する必要がある。なお、より高いレベルで強度と成形性のバランスを向上させる場合は、式（２）を満足することが好ましい。なお、これらの式は、Ｆｅの含有量とＯの含有量との関係に着目し、実験的に導き出したものである。
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
０．５［Ｏ］＋０．０８［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（２）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
０．５［Ｏ］＋０．０８［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（２）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
また、前記した通り、Ｏは延性を低下させる。Ｏの含有量が０．３質量％を超えると、Ｆｅ含有量とのバランスをとっても成形性が低下する。よって、Ｏの含有量は０．３質量％以下とする。好ましくは０．２質量％以下である。
また、チタン板においては、さらに、Ｃを０．０８０質量％以下（０質量％を含まない）含有することが好ましい。
（Ｃの含有量：０．０８０質量％以下（０質量％を含まない））
Ｃは、強度向上に有効である。しかしながら、Ｃの含有量が０．０８０質量％を超えると、成形性が低下する。そのため、チタン板にＣを添加する場合は、Ｃの含有量は０．０８０質量％以下とする。好ましくは０．０７０質量％以下である。一方、Ｃの含有量が０．０１５質量％未満ではその効果は十分ではない。よって、その含有量は０．０１５質量％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０２質量％以上である。
（Ｃの含有量：０．０８０質量％以下（０質量％を含まない））
Ｃは、強度向上に有効である。しかしながら、Ｃの含有量が０．０８０質量％を超えると、成形性が低下する。そのため、チタン板にＣを添加する場合は、Ｃの含有量は０．０８０質量％以下とする。好ましくは０．０７０質量％以下である。一方、Ｃの含有量が０．０１５質量％未満ではその効果は十分ではない。よって、その含有量は０．０１５質量％以上とするのが好ましい。より好ましくは０．０２質量％以上である。
（残部：チタンおよび不可避的不純物）
チタン板の成分は前記の通りであり、残部はチタンおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物は、チタン板の諸特性を害さない範囲で許容できる。例えば、Ｎは、０．０２質量％程度まで、Ｈは、０．０２質量％程度までであれば、これらの元素の含有は問題ない。
チタン板の成分は前記の通りであり、残部はチタンおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物は、チタン板の諸特性を害さない範囲で許容できる。例えば、Ｎは、０．０２質量％程度まで、Ｈは、０．０２質量％程度までであれば、これらの元素の含有は問題ない。
（ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界（α粒界）にＢＣＣ構造であるβ相が存在）
ＨＣＰ構造（六方最密充填構造：Hexagonal Close-Packed structure）とは、結晶構造の一種である。ＨＣＰ構造は、一般に正六角柱で表し、この正六角柱の上面および底面の各角および中心と、六角柱の内部で高さ１／２のところに３つの原子が存在する。
ＢＣＣ構造（体心立方格子構造：Body-Centered Cubicstructure）とは、結晶構造の一種である。ＢＣＣ構造は、立方体形の単位格子の各頂点と中心に原子が位置する。
本発明においては、ＨＣＰ構造であるα粒界に、ＢＣＣ構造であるβ相が存在する。そして、その面積率が全組織に対して０．５０％以上である。
ＨＣＰ構造（六方最密充填構造：Hexagonal Close-Packed structure）とは、結晶構造の一種である。ＨＣＰ構造は、一般に正六角柱で表し、この正六角柱の上面および底面の各角および中心と、六角柱の内部で高さ１／２のところに３つの原子が存在する。
ＢＣＣ構造（体心立方格子構造：Body-Centered Cubicstructure）とは、結晶構造の一種である。ＢＣＣ構造は、立方体形の単位格子の各頂点と中心に原子が位置する。
本発明においては、ＨＣＰ構造であるα粒界に、ＢＣＣ構造であるβ相が存在する。そして、その面積率が全組織に対して０．５０％以上である。
（α粒界に存在するβ相の面積率が全組織に対して０．５０％以上）
α粒界に存在するβ相の面積率を０．５０％以上とすることで、Ｌ方向のＹＳとＴ方向のＹＳの異方性が低減する。
α粒界に存在するβ相の面積率が０．５０％未満では、Ｌ方向のＹＳとＴ方向のＹＳの異方性低減効果が小さい。よって、α粒界に存在するβ相の面積率は０．５０％以上とする。好ましくは０．６０％以上である。
なお、α粒界に存在するβ相の面積率の上限は特に定めないが、５．００％もしくはそれ近くとするためには低温で長時間の焼鈍が必要になる。そのため、生産性を考慮すると４．００％以下が好ましく、より好ましくは３．００％以下である。
α粒界に存在するβ相の面積率を０．５０％以上とすることで、Ｌ方向のＹＳとＴ方向のＹＳの異方性が低減する。
α粒界に存在するβ相の面積率が０．５０％未満では、Ｌ方向のＹＳとＴ方向のＹＳの異方性低減効果が小さい。よって、α粒界に存在するβ相の面積率は０．５０％以上とする。好ましくは０．６０％以上である。
なお、α粒界に存在するβ相の面積率の上限は特に定めないが、５．００％もしくはそれ近くとするためには低温で長時間の焼鈍が必要になる。そのため、生産性を考慮すると４．００％以下が好ましく、より好ましくは３．００％以下である。
α粒界に存在するβ相の面積率は、Ｆｅ含有量や、後記するように、最終焼鈍工程において、それまでの焼鈍における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行うことにより制御する。
（α相の結晶粒界（α粒界）に存在するβ相のアスペクト比が２．０以上）
α粒界に存在するβ相のアスペクト比（平均）を２．０以上とすることで、β相がα粒界をより占有しやすくなる。
α粒界に存在するβ相のアスペクト比が２．０未満では、十分に粒界を占有することが出来ない。よって、β相のアスペクト比は２．０以上とする。好ましくは２．５以上である。なお、β相のアスペクト比の上限は特に定めないが、通常１０以下となる。
α粒界に存在するβ相のアスペクト比（平均）を２．０以上とすることで、β相がα粒界をより占有しやすくなる。
α粒界に存在するβ相のアスペクト比が２．０未満では、十分に粒界を占有することが出来ない。よって、β相のアスペクト比は２．０以上とする。好ましくは２．５以上である。なお、β相のアスペクト比の上限は特に定めないが、通常１０以下となる。
α粒界に存在するβ相のアスペクト比は、後記するように、最終焼鈍工程において、それまでの焼鈍における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行うことにより制御する。つまり、最終焼鈍時にα粒の再結晶粒が形成した後、そのα粒界にβ相を析出させることで所望のアスペクト比が得られる。
α粒界に存在するβ相の面積率およびβ相のアスペクト比の測定方法の一例として、以下の方法が挙げられる。
チタン板の縦断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、板厚中心部を反射電子像（ＢＳＥ）にてβ相の観察を実施する。チタン板に対して任意の２７０μｍ×２３０μｍの領域を倍率５，０００倍で観察し、観察視野全体に対する、α相の結晶粒界に接しているβ相の面積率を画像解析により求める。
また、同様の観察にてα結晶粒界上の個々のβ相の形状を測定し、β相のアスペクト比の平均値を求める。なお、個々のβ相のアスペクト比を求めるにあたっては、まずβ相の最大幅を求め、これを長径とする。次に、長径と直交する方向の長さのうち、最大のものを求め、これを短径とする。そして、長径を短径で除することによってアスペクト比を求める。
チタン板の縦断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、板厚中心部を反射電子像（ＢＳＥ）にてβ相の観察を実施する。チタン板に対して任意の２７０μｍ×２３０μｍの領域を倍率５，０００倍で観察し、観察視野全体に対する、α相の結晶粒界に接しているβ相の面積率を画像解析により求める。
また、同様の観察にてα結晶粒界上の個々のβ相の形状を測定し、β相のアスペクト比の平均値を求める。なお、個々のβ相のアスペクト比を求めるにあたっては、まずβ相の最大幅を求め、これを長径とする。次に、長径と直交する方向の長さのうち、最大のものを求め、これを短径とする。そして、長径を短径で除することによってアスペクト比を求める。
なお、本発明においては、前記した式（１）やα粒界に存在するβ相の面積率およびアスペクト比の規定を用いなければ、本発明のチタン板を適切に特定できないため、これらの規定を用いたものである。
次に、本発明に係るチタン板の製造方法について説明する。
≪チタン板の製造方法≫
本発明のチタン板の製造方法は、前記した本発明のチタン板を製造するものである。
そしてチタン板の製造方法は、図１に示すように、熱間圧延工程Ｓ２と、焼鈍工程Ｓ３（Ｓ５）と冷間圧延工程Ｓ４（Ｓ６）とからなる焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００と、最終焼鈍工程Ｓ７と、を含む。なお、ここでは、熱間圧延工程Ｓ２の前に、純チタン材料を製造する純チタン材料製造工程Ｓ１を含む。
以下、各工程について説明する。
≪チタン板の製造方法≫
本発明のチタン板の製造方法は、前記した本発明のチタン板を製造するものである。
そしてチタン板の製造方法は、図１に示すように、熱間圧延工程Ｓ２と、焼鈍工程Ｓ３（Ｓ５）と冷間圧延工程Ｓ４（Ｓ６）とからなる焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００と、最終焼鈍工程Ｓ７と、を含む。なお、ここでは、熱間圧延工程Ｓ２の前に、純チタン材料を製造する純チタン材料製造工程Ｓ１を含む。
以下、各工程について説明する。
（純チタン材料製造工程）
純チタン材料製造工程Ｓ１は、熱間圧延工程Ｓ２の前に、純チタン材料を製造する工程である。
チタン板を製造する場合、まず、従来のチタン板を製造する場合と同様、鋳塊（インゴット（工業用純チタン））を製造し、この鋳塊を分塊圧延して、その後の工程に供する純チタン材料を得る。鋳塊の製造や分塊圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、まず、所定成分の原料を真空アーク溶解により溶解した後、鋳造してチタン鋳塊を得る。この鋳塊を所定の大きさのブロック形状に分塊圧延して純チタン材料とする。
純チタン材料製造工程Ｓ１は、熱間圧延工程Ｓ２の前に、純チタン材料を製造する工程である。
チタン板を製造する場合、まず、従来のチタン板を製造する場合と同様、鋳塊（インゴット（工業用純チタン））を製造し、この鋳塊を分塊圧延して、その後の工程に供する純チタン材料を得る。鋳塊の製造や分塊圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、まず、所定成分の原料を真空アーク溶解により溶解した後、鋳造してチタン鋳塊を得る。この鋳塊を所定の大きさのブロック形状に分塊圧延して純チタン材料とする。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程Ｓ２は、純チタン材料に対して熱間圧延を行う工程である。熱間圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、７００℃から９５０℃に加熱して熱間圧延を行えばよい。
熱間圧延工程Ｓ２は、純チタン材料に対して熱間圧延を行う工程である。熱間圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、７００℃から９５０℃に加熱して熱間圧延を行えばよい。
（焼鈍・冷間圧延工程）
焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００は、熱間圧延工程Ｓ２の後、焼鈍と冷間圧延とを１回以上繰り返す工程である。
すなわち、この焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００は、熱間圧延の後に焼鈍を施す工程と、この焼鈍の後に冷間圧延を施す工程とからなる。ここでは、焼鈍と冷間圧延を２回繰り返す場合として、焼鈍工程Ｓ３、冷間圧延工程Ｓ４、焼鈍工程（中間焼鈍工程）Ｓ５、冷間圧延工程（最終冷間圧延工程）Ｓ６を図示している（図１参照）。
焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００は、熱間圧延工程Ｓ２の後、焼鈍と冷間圧延とを１回以上繰り返す工程である。
すなわち、この焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００は、熱間圧延の後に焼鈍を施す工程と、この焼鈍の後に冷間圧延を施す工程とからなる。ここでは、焼鈍と冷間圧延を２回繰り返す場合として、焼鈍工程Ｓ３、冷間圧延工程Ｓ４、焼鈍工程（中間焼鈍工程）Ｓ５、冷間圧延工程（最終冷間圧延工程）Ｓ６を図示している（図１参照）。
［焼鈍工程］
後記するように、最終焼鈍工程Ｓ７では、それまでの焼鈍（焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５の焼鈍）における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行う必要がある。そのため、焼鈍工程Ｓ３もしくは焼鈍工程Ｓ５での焼鈍温度は、最終焼鈍工程Ｓ７での焼鈍温度よりも低い温度とする。さらに、焼鈍工程Ｓ３もしくは焼鈍工程Ｓ５では、最終焼鈍工程Ｓ７よりも、長時間での焼鈍を実施することが望ましい。
後記するように、最終焼鈍工程Ｓ７では、それまでの焼鈍（焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５の焼鈍）における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行う必要がある。そのため、焼鈍工程Ｓ３もしくは焼鈍工程Ｓ５での焼鈍温度は、最終焼鈍工程Ｓ７での焼鈍温度よりも低い温度とする。さらに、焼鈍工程Ｓ３もしくは焼鈍工程Ｓ５では、最終焼鈍工程Ｓ７よりも、長時間での焼鈍を実施することが望ましい。
このように、焼鈍工程Ｓ３もしくは焼鈍工程Ｓ５にて、最終焼鈍工程Ｓ７での焼鈍温度よりも低い温度で焼鈍し、且つ好ましくは長時間焼鈍するのは、最終焼鈍の段階で、再結晶したα粒の粒界にβ相を効果的に析出させるためである。最終焼鈍工程Ｓ７前にβ相が殆ど析出している場合は、最終焼鈍工程Ｓ７で所望のβ相の析出が望めないため、事前の焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５にてβ相を固溶させる。なお、焼鈍工程Ｓ３もしくは焼鈍工程Ｓ５にて、最終焼鈍工程Ｓ７での焼鈍温度よりも低い温度で焼鈍することで、所定のアスペクト比のβ相となる。
焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５での焼鈍温度は、６００℃以上とすることが好ましい。焼鈍温度を６００℃以上とすることで、その後の冷間圧延での冷間圧延性が落ちず、且つβ相の固溶が進み、最終焼鈍でβ相が効果的に析出しやすくなる。また、焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５での焼鈍温度は８００℃以下が好ましい。８００℃以下の温度域で焼鈍を行うと、最終焼鈍で析出するβ相量が多くなる。
焼鈍工程Ｓ３で低温、且つ長時間の焼鈍を実施する場合は、焼鈍工程Ｓ５での焼鈍温度は、焼鈍工程Ｓ３での焼鈍温度以下であることが好ましい。具体的には、例えば焼鈍工程Ｓ３にて７５０℃で１０ｍｉｎ以上の焼鈍を行い、冷間圧延の後、焼鈍工程Ｓ５にて７５０℃で３ｍｉｎ間の焼鈍を行う。なお、焼鈍と冷間圧延とを３回以上繰り返す場合は、焼鈍工程での焼鈍温度は、直前の焼鈍工程での焼鈍温度以下であることが好ましい。そして、その後、冷間圧延を行い、最終焼鈍工程Ｓ７にて、例えば、８００℃で１ｍｉｎの熱処理を行うことで、所望の組織が得られる。
その他の焼鈍の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、雰囲気は大気、真空、還元性ガス雰囲気のいずれでも良く、バッチ炉、連続炉のいずれで行ってもよい。
［冷間圧延工程］
冷間圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。また、冷間圧延での圧下率は従来と同程度で良い。例えば、２０〜７０％程度の圧下率とすればよい（ただし、後記するように、最終冷間圧延工程Ｓ６での圧下率は４０％以上とする）。圧下率が４０％以上であれば、最終焼鈍時にα相の再結晶が素材のほぼ全面で起こり均質な組織が得られる。一方、圧下率が７０％以下であれば、冷間圧延中に耳割れが生じにくく、歩留りが落ちることが抑制される。
なお、最終冷間圧延工程Ｓ６の前の冷間圧延工程Ｓ４の場合、その後の中間焼鈍工程Ｓ５にて再結晶を起こす必要は必ずしも無いため、圧下率は４０％未満であっても構わない。ただし、その後の冷間圧延での耳割れを防ぐためには再結晶させることが好ましい。そのため、冷間圧延工程Ｓ４での圧下率は４０％以上が好ましい。
冷間圧延の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。また、冷間圧延での圧下率は従来と同程度で良い。例えば、２０〜７０％程度の圧下率とすればよい（ただし、後記するように、最終冷間圧延工程Ｓ６での圧下率は４０％以上とする）。圧下率が４０％以上であれば、最終焼鈍時にα相の再結晶が素材のほぼ全面で起こり均質な組織が得られる。一方、圧下率が７０％以下であれば、冷間圧延中に耳割れが生じにくく、歩留りが落ちることが抑制される。
なお、最終冷間圧延工程Ｓ６の前の冷間圧延工程Ｓ４の場合、その後の中間焼鈍工程Ｓ５にて再結晶を起こす必要は必ずしも無いため、圧下率は４０％未満であっても構わない。ただし、その後の冷間圧延での耳割れを防ぐためには再結晶させることが好ましい。そのため、冷間圧延工程Ｓ４での圧下率は４０％以上が好ましい。
そして、最終焼鈍工程Ｓ７の直前の冷間圧延、すなわち、最終冷間圧延工程Ｓ６での圧下率を４０％以上で行う。最終焼鈍においては、α相の再結晶を起こす必要がある。最終冷間圧延工程Ｓ６での圧下率が４０％未満では、最終焼鈍時にα相の再結晶が起こらない。よって、最終冷間圧延工程Ｓ６での圧下率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上である。なお、前記したとおり、好ましい上限値は７０％である。
また、焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００における焼鈍と冷間圧延は、それぞれ１回でもよく、２回以上繰り返し行っても良い。焼鈍と冷間圧延を２回以上繰り返すことで、１回の冷延工程での圧下率が減り耳割れなどの発生が抑制され、歩留り抑制の効果が得られる。なお、上限は特に定めないが、経済的な観点から４回以下が好ましい。
（最終焼鈍工程）
最終焼鈍工程Ｓ７は、焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００の後、最終焼鈍を施す工程である。
ここで、所望の組織形態を得るためには、最終焼鈍において、α相の再結晶後にβ相を析出させる必要がある。なお、それ以前の焼鈍工程でもβ相は析出しているが、それらは焼鈍工程にて粒状に近い形状となり、α相結晶粒の粒界の占有の観点では効果的でない。
そのため、最終焼鈍工程Ｓ７では、それまでの焼鈍（焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５の焼鈍）における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行う。理由については、前記した焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００における焼鈍工程で説明したとおりである。
最終焼鈍工程Ｓ７は、焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００の後、最終焼鈍を施す工程である。
ここで、所望の組織形態を得るためには、最終焼鈍において、α相の再結晶後にβ相を析出させる必要がある。なお、それ以前の焼鈍工程でもβ相は析出しているが、それらは焼鈍工程にて粒状に近い形状となり、α相結晶粒の粒界の占有の観点では効果的でない。
そのため、最終焼鈍工程Ｓ７では、それまでの焼鈍（焼鈍工程Ｓ３，Ｓ５の焼鈍）における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行う。理由については、前記した焼鈍・冷間圧延工程Ｓ１００における焼鈍工程で説明したとおりである。
その他の焼鈍の方法は特に限定されず、従来公知の方法で行えばよい。例えば、雰囲気は大気、真空、還元性ガス雰囲気のいずれでも良く、バッチ炉、連続炉のいずれで行ってもよい。
チタン板の製造方法は、以上説明したとおりであるが、チタン板の製造を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、各焼鈍後にチタン板表面にスケールが付着している場合に、スケールを除去する工程を含めてもよい。スケールを除去する工程としては、例えば、ソルト熱処理工程、酸洗処理工程等が挙げられる。その他、例えばチタン板表面の異物を除去する異物除去工程や、各工程で発生した不良品を除去する不良品除去工程等を含めてもよい。
本発明のチタン板は、化学、電力、食品製造プラント等の熱交換器用部材や、カメラボディ、厨房機器等の民生品、さらには、オートバイ、自動車等の輸送機器部材、家電機器等の外装材として用いることができる。特に、優れた成形性が要求されるプレート式の熱交換器に好適に用いることができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１に示す、Ｆｅ、Ｏ、Ｃを含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなる原料をＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により溶解した後、鋳造してチタン鋳塊を得た。この鋳塊を幅１３０ｍｍ×厚み４５ｍｍのブロック形状に分塊圧延し、更に、７５０℃に加熱して熱間圧延を施して厚み約４ｍｍの熱延板を得た。
その後、表１に示す条件にて冷延前焼鈍を行い、圧下率６０％の冷間圧延を行なった後、７５０℃３分の中間焼鈍を行った。その後、再度、圧下率６０％の冷間圧延を行い、表１に示す条件にて最終焼鈍を行った。なお、各焼鈍の後には、ソルト炉に浸漬し、その後フッ硝酸溶液に浸漬する脱スケール処理を施した。このようにして、試験材となる板厚０．５ｍｍの純チタン板を得た。
その後、表１に示す条件にて冷延前焼鈍を行い、圧下率６０％の冷間圧延を行なった後、７５０℃３分の中間焼鈍を行った。その後、再度、圧下率６０％の冷間圧延を行い、表１に示す条件にて最終焼鈍を行った。なお、各焼鈍の後には、ソルト炉に浸漬し、その後フッ硝酸溶液に浸漬する脱スケール処理を施した。このようにして、試験材となる板厚０．５ｍｍの純チタン板を得た。
この試験材について、α粒界に存在する（α粒界上の）β相の面積率、および、α粒界に存在するβ相のアスペクト比を以下の方法により求めた。また、強度異方性、および、成形性の評価を以下の方法により行った。
［α粒界上のβ相面積率およびβ相アスペクト比］
試験材である純チタン板の縦断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、板厚中心部を反射電子像（ＢＳＥ）にてβ相の観察を実施した。各試験材に対して任意の２７０μｍ×２３０μｍの領域を倍率５，０００倍で観察し、α相の結晶粒界上に析出するβ相の面積率を画像解析により求めた。なお、０．１％未満は０％とした。
また、同様の観察にてα結晶粒界上のβ相の個々の形状を測定し、アスペクト比の平均値を求めた。
試験材である純チタン板の縦断面を機械研磨し、バフ研磨、化学研磨で鏡面に仕上げた後、板厚中心部を反射電子像（ＢＳＥ）にてβ相の観察を実施した。各試験材に対して任意の２７０μｍ×２３０μｍの領域を倍率５，０００倍で観察し、α相の結晶粒界上に析出するβ相の面積率を画像解析により求めた。なお、０．１％未満は０％とした。
また、同様の観察にてα結晶粒界上のβ相の個々の形状を測定し、アスペクト比の平均値を求めた。
［強度異方性の評価］
試験材から、試験材の圧延方向が荷重軸と一致する方向（Ｌ方向）および幅方向に一致する方向（Ｔ方向）にＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片をそれぞれ採取し、室温でＪＩＳＨ４６００に基づいて引張試験を実施した。そして、Ｌ方向の０．２％耐力（ＹＳ−Ｌ）およびＴ方向の０．２％耐力（ＹＳ−Ｔ）を測定し、その比「（ＹＳ−Ｔ）／（ＹＳ−Ｌ）」を求めた。「（ＹＳ−Ｔ）／（ＹＳ−Ｌ）」が１．０８０以下の場合に合格とした。
試験材から、試験材の圧延方向が荷重軸と一致する方向（Ｌ方向）および幅方向に一致する方向（Ｔ方向）にＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片をそれぞれ採取し、室温でＪＩＳＨ４６００に基づいて引張試験を実施した。そして、Ｌ方向の０．２％耐力（ＹＳ−Ｌ）およびＴ方向の０．２％耐力（ＹＳ−Ｔ）を測定し、その比「（ＹＳ−Ｔ）／（ＹＳ−Ｌ）」を求めた。「（ＹＳ−Ｔ）／（ＹＳ−Ｌ）」が１．０８０以下の場合に合格とした。
［成形性の評価］
成形性の評価は、各試験材に対してプレート式熱交換器の熱交換部分（プレート）を模擬した成形金型を用いたプレス成形を行うことで評価した。
図２（ａ）、（ｂ）に示すように、成形金型の形状は、成形部が１００ｍｍ×１００ｍｍで、ピッチ１７ｍｍ、最大高さ６．５ｍｍの綾線部を４本有し、各綾線部は頂点に、Ｒ＝２．５のＲ形状を有している。
この成形金型を用いて８０ｔｏｎプレス機によってプレス成形を行った。プレス成形は各試験材の両面を潤滑のために厚み０．０３ｍｍのポリエチレンシートで挟んだうえで、各試験材の圧延方向が図２（ａ）の上下方向と一致するように下側の金型の上に配置した。そして、フランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／秒の条件で金型を押込んだ。金型は、０．１ｍｍ間隔で押込み、割れが発生しない最大の押し込み深さ量（Ｙ：単位ｍｍ）を実験で求めた。
なお、Ｌ方向（圧延方向）のＹＳ（単位はＭＰａ）を用い、下記式（３）で規定される成形性指標（Ｆ）が０．５以上の場合に合格とした。
Ｆ＝Ｙ−（Ａ−Ｂ×Ｘ）・・・（３）
Ａ＝８．７５、Ｂ＝０．０１３７
Ｘ＝Ｌ方向のＹＳを無次元化した数値
Ｙ＝最大押込み深さ量を無次元化した数値
成形性の評価は、各試験材に対してプレート式熱交換器の熱交換部分（プレート）を模擬した成形金型を用いたプレス成形を行うことで評価した。
図２（ａ）、（ｂ）に示すように、成形金型の形状は、成形部が１００ｍｍ×１００ｍｍで、ピッチ１７ｍｍ、最大高さ６．５ｍｍの綾線部を４本有し、各綾線部は頂点に、Ｒ＝２．５のＲ形状を有している。
この成形金型を用いて８０ｔｏｎプレス機によってプレス成形を行った。プレス成形は各試験材の両面を潤滑のために厚み０．０３ｍｍのポリエチレンシートで挟んだうえで、各試験材の圧延方向が図２（ａ）の上下方向と一致するように下側の金型の上に配置した。そして、フランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／秒の条件で金型を押込んだ。金型は、０．１ｍｍ間隔で押込み、割れが発生しない最大の押し込み深さ量（Ｙ：単位ｍｍ）を実験で求めた。
なお、Ｌ方向（圧延方向）のＹＳ（単位はＭＰａ）を用い、下記式（３）で規定される成形性指標（Ｆ）が０．５以上の場合に合格とした。
Ｆ＝Ｙ−（Ａ−Ｂ×Ｘ）・・・（３）
Ａ＝８．７５、Ｂ＝０．０１３７
Ｘ＝Ｌ方向のＹＳを無次元化した数値
Ｙ＝最大押込み深さ量を無次元化した数値
これらの結果を表１に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものは数値に下線を引いて示す。また、「−」は、成分を含有しないもの、あるいは、β相のアスペクト比を測定できないものである。
［結果の検討］
試験材Ｎｏ．１〜３及びＮｏ．１１〜１３は、本発明で規定する要件を満たすチタン板であり、強度異方性および成形性のいずれも合格と判断でき、強度と成形性のバランスに優れていることが分かる。
これに対して試験材Ｎｏ．４〜１０は、本発明で規定する要件を満たしていないため、強度異方性や成形性が合格の基準を満たさず、強度と成形性のバランスが悪いことがわかる。
試験材Ｎｏ．１〜３及びＮｏ．１１〜１３は、本発明で規定する要件を満たすチタン板であり、強度異方性および成形性のいずれも合格と判断でき、強度と成形性のバランスに優れていることが分かる。
これに対して試験材Ｎｏ．４〜１０は、本発明で規定する要件を満たしていないため、強度異方性や成形性が合格の基準を満たさず、強度と成形性のバランスが悪いことがわかる。
試験材Ｎｏ．４は、Ｆｅ濃度が下限値未満であり、式（１）（０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５）を満たさず、且つ最終焼鈍の温度が冷延前焼鈍の温度以下である。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．５は、式（１）を満たさず、且つ最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度と同じである。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．５は、式（１）を満たさず、且つ最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度と同じである。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．６は、Ｆｅ濃度が下限値未満であり、式（１）を満たさない。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．７は、Ｆｅ濃度が下限値未満であり、式（１）を満たさず、且つ最終焼鈍の温度が冷延前焼鈍の温度以下である。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．８は、Ｆｅ濃度が下限値未満である。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．７は、Ｆｅ濃度が下限値未満であり、式（１）を満たさず、且つ最終焼鈍の温度が冷延前焼鈍の温度以下である。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．８は、Ｆｅ濃度が下限値未満である。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、ＹＳの異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．９は、最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度以下である。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳ異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
試験材Ｎｏ．１０は、最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度と同じである。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳ異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
なお、Ｎｏ．５、１０は、最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度と同じであるため、Ｎｏ．９に比べて、α粒界上のβ相の面積率が高くなっている。
試験材Ｎｏ．１０は、最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度と同じである。そのため、α粒界上のβ相の面積率が低く、またアスペクト比が小さく、ＹＳ異方性が大きかった。また、成形性に劣っていた。
なお、Ｎｏ．５、１０は、最終焼鈍温度が冷延前焼鈍の温度と同じであるため、Ｎｏ．９に比べて、α粒界上のβ相の面積率が高くなっている。
以上、本発明に係るチタン板およびチタン板の製造方法について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて改変・変更等することができることはいうまでもない。
Ｓ１ 純チタン材料製造工程
Ｓ２ 熱間圧延工程
Ｓ３ 焼鈍工程
Ｓ４ 冷間圧延工程
Ｓ５ 焼鈍工程
Ｓ６ 冷間圧延工程
Ｓ７ 最終焼鈍工程
Ｓ１００ 焼鈍・冷間圧延工程
Ｓ２ 熱間圧延工程
Ｓ３ 焼鈍工程
Ｓ４ 冷間圧延工程
Ｓ５ 焼鈍工程
Ｓ６ 冷間圧延工程
Ｓ７ 最終焼鈍工程
Ｓ１００ 焼鈍・冷間圧延工程
Claims (5)
- Ｆｅの含有量が０．０８質量％以上０．４０質量％以下、
Ｏの含有量が、下記式（１）
０．５［Ｏ］＋０．１１［Ｆｅ］≧０．０７５・・・・・・（１）
ここで、［Ｏ］：Ｏの質量％、［Ｆｅ］：Ｆｅの質量％
を満たし、且つ０．３質量％以下であり、
残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン板であって、
ＨＣＰ構造であるα相の結晶粒界にＢＣＣ構造であるβ相が存在し、前記α相の結晶粒界に存在する前記β相の面積率が全組織に対して０．５０％以上であり、
前記α相の結晶粒界に存在する前記β相のアスペクト比が２．０以上であることを特徴とするチタン板。 - さらに、Ｃを０．０８０質量％以下（０質量％を含まない）含有することを特徴とする請求項１に記載のチタン板。
- Ｃが０．０１５質量％以上であることを特徴とする請求項２に記載のチタン板。
- プレート式の熱交換器に用いることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のチタン板。
- 請求項１から請求項４のいずれか一項に記載のチタン板の製造方法であって、
純チタン材料に対して熱間圧延を行う熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程の後、焼鈍と冷間圧延とを１回以上繰り返す焼鈍・冷間圧延工程と、
前記焼鈍・冷間圧延工程の後、最終焼鈍を施す最終焼鈍工程と、を含み、
前記最終焼鈍工程の直前の冷間圧延を圧下率４０％以上で行い、
前記最終焼鈍工程において、それまでの焼鈍における焼鈍温度よりも高い温度で焼鈍を行うことを特徴とするチタン板の製造方法。
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