JP2014205904A

JP2014205904A - チタン板

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Publication number: JP2014205904A
Application number: JP2014020503A
Authority: JP
Inventors: 松本　克史; Katsushi Matsumoto; 克史松本; 良規伊藤; Yoshinori Ito
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2013-03-19
Filing date: 2014-02-05
Publication date: 2014-10-30
Anticipated expiration: 2034-02-05
Also published as: KR101743380B1; US20150376738A1; CN105308199B; JP6263040B2; CN105308199A; KR20150119301A; WO2014148211A1

Abstract

【課題】強度と成形性を兼ね備えたチタン板、及び、これを使用したプレート式熱交換器用プレートを提供する【解決手段】α相である結晶粒組織を有するチタン板であって、Ｆｅ：０．０２０〜０．１５０質量％、Ｏ：０．０２０〜０．１５０質量％、Ｃ：０．００２〜０．１００質量％を含有し、残部がチタン及び不可避不純物からなり、前記Ｆｅと前記Ｃの含有量（質量％）の和が前記Ｏの含有量（質量％）の０．８０倍以上であり、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上であることを特徴とする。【選択図】なし

Description

本発明は、高強度と高成形性を兼ね備えたチタン板に関する。

一般的に、チタン材は比強度、及び、耐食性に優れている。この特性を生かして、チタン材は、カメラボディ等の光学機器及び家電機器等の外装材、眼鏡、時計等の装身具の材料、厨房機器等の民生品の部材、オートバイ、自動車等の輸送機器の部材、及び、化学、電力、食品製造等プラントの熱交換器の部材に使用されてきている。
この中の近年適用が広がりつつある熱交換器、特にプレート式熱交換器のプレートは、要求特性として必要な熱交換効率を高めるために、プレス成形によって波目状に加工して表面積を増やすことを求められている。そのため、熱交換器、特にプレート式熱交換器のプレートに適用されるチタン板は、より深い波目を付けるために優れた成形性が必要とされている。

これらに多用されるチタン板は、ＪＩＳ規格のＪＩＳＨ４６００（１９６４年７月１日制定）で規定されている。ここで規定されるチタン板は、Ｆｅ、Ｏ等の不純物量、強度等によって１種、２種、３種等の等級に更に分類されており、その等級が増す程、チタン板の最低強度が高くなっている。又、チタン板はＪＩＳ規格の等級により使い分けが用途に応じてなされている。
ＪＩＳ１種の様に、Ｆｅ、Ｏの濃度が低いチタン板は、強度が低いものの延性が高い。このため、従来は高い成形性が求められる部材には、ＪＩＳ１種の純チタン板が用いられていた。

近年の熱交換器の分野においては、熱交換効率の向上に加えて、高強度化・軽量化の要求もますます増大してきている。これらの要求に応えるためには、より強度の高いＪＩＳ２種、３種等のチタン板の熱交換器への適用が必要になる。しかし、これら強度を有するチタン板は成形性が劣る。このため、これらの高強度のチタン板は、更なる成形性向上が求められている。

ところで、ＪＩＳ規格にて規定される工業用純チタン板は、六方晶結晶（ＨＣＰ）構造からなるα相の結晶粒組織を主体に構成された金属材料である。
一般的にチタン等の金属材料が成形されるためには、塑性変形、転位のすべり変形、又は、双晶変形が必要となることが知られている。

チタンのα相で容易に活動するすべり系は、柱面すべり｛１０−１０｝＜１１−２０＞であり、その他、底面すべり｛０００１｝＜１１−２０＞、錘面すべりがある。又、プレス成形時の変形では、｛１１−２２｝＜１１−２３＞の双晶が活動できる。しかしながら、ＢＣＣ構造の鉄鋼材料やＦＣＣ構造のアルミニウムに比べて、チタンは活動すべり系の数が少なく、又、複数のすべり系が容易に活動し難い。このため、チタンの塑性変形は難しいことが知られている。

一方、チタン材の強度を向上させる手段として、主に、チタン材のＯ、Ｆｅ等の不純物元素濃度を高くして強度を向上させる、又は、チタン材の結晶粒微細化によって強度を向上させる２つの手段が知られている。
しかし、これらの従来法によるチタン材の高強度化では、チタン材の成形性が大きく低下するという問題点があった。

前記チタンの特徴を踏まえて、以下に示すようなチタン材の成形性を向上させる技術が開示されている。
特許文献１では、重量割合で、Ｆｅ、ＮｉおよびＣｒの含有率が所定の関係式を満足し、かつＯ（酸素）の含有率が９００ｐｐｍ以下で、残部がＴｉおよび不可避不純物からなる純チタン材に、冷間圧延を施し、ついで６００〜８５０℃の温度で焼鈍処理を施して純チタン板の平均結晶粒径を２０〜８０μｍとし、その後所定の関係式を満足する硝弗酸水溶液で酸洗処理を施すことを特徴とする純チタン板の製造方法が提案されている。
特許文献２では、Ｈ、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ量がＪＩＳＨ４６００の１種または２種に規定される量であり、Ｃ：５０〜８００ｐｐｍを含有し、残部がチタン及び不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする延性に優れたチタン板が提案されている。

特許第３２２８１３４号公報特開２００２−３１７２３４号公報

しかしながら、特許文献１、２に提案されているチタン板では、Ｏ、Ｆｅなどの不純物元素濃度を高くすることや、結晶粒を微細化することにより強度をより高くするとチタン板の延性が低くなって、チタン板の成形性が大きく低下するという問題がある。

本発明は、前記問題に鑑みてなされたものであり、強度と成形性を兼ね備えたチタン板を提供することを課題とする。

即ち、従来のＣとＡｌの複合含有では限界があったチタン板の延性の向上に関して、Ｆｅ、Ｏ、Ｃ添加量を精緻に制御することで、チタン板の延性が更に向上することを見出した。又、Ｃの結晶粒界への分布状態が、延性向上効果に影響を及ぼしていることも見出した。そして、結晶粒界へのＣの濃化度合いを精緻に制御することで、チタン板の延性が更に向上することを見出した。

チタン板のＣ含有量が多いほど、チタン板の強度が増大する。しかし、チタン板の延性は、チタン板のＣ含有量がある最適な範囲において、Ｃ含有量の効果が得られる。更に、精緻に検討を行った結果、その最適な範囲はＦｅ、Ｏ添加量にも依存することを見出した。特に、Ｏはチタン板の強度を増大させる効果が大きいが、チタン板の延性も劣化させる。このため、Ｃ含有の効果をより効率的に発現させるためには、Ｏ添加量は少ないほうが良い。一方、Ｆｅに関しては、添加量が多いほうがＣ含有の際のチタン板の強度と成形性のバランスの向上に有効であることを見出した。

更に、チタン板の結晶粒組織内において、Ｃの存在位置として、結晶粒界への濃化度合いが高いほど、同じ添加量でも強度と延性のバランスが増大することを見出した。

前記した知見により、本発明者らは、鋭意研究した結果、Ｆｅ、Ｏ、Ｃの含有量、及び、互いの比を制御することで、チタン板の強度と成形性のバランスが向上すること、Ｃの結晶粒界への濃化度合いを高くすることで、チタン板の成形性が更に向上することを見出し、本発明に至った。

本発明に係るチタン板は、α相である結晶粒組織を有するチタン板であって、Ｆｅ：０．０２０〜０．１５０質量％、Ｏ：０．０２０〜０．１５０質量％、Ｃ：０．００２〜０．１００質量％を含有し、残部がチタン及び不可避不純物からなり、前記Ｆｅと前記Ｃの含有量（質量％）の和が前記Ｏの含有量（質量％）の０．８０倍以上であり、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上であることを特徴とする。

この様な構成によれば、チタン板は、Ｆｅ、Ｏ、Ｃの含有量、及び、互いの比を制御し複数のすべり系／双晶系を活動させることで、チタン板の強度と成形性のバランスが向上する。又、結晶粒界におけるＣの濃度を１．０質量％以上とすることで、チタン板の成形性が更に向上する。

更に、本発明に係るチタン板は、平均結晶粒径が５〜８０μｍであることが好ましい。

この様な構成によれば、チタン板は、成形の際にチタン板の強度を確保しつつ転位のすべり変形や双晶変形がより起こりやすくなる。このため、チタン板の成形性が更に向上する。

又、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用いることで、高い強度と高い成形性を有するプレート式熱交換器とすることができる。

本発明に係るチタン板は、所定の組成と結晶粒界におけるＣの濃度を規定することで、強度と成形性を兼ね備える。

（ａ）本発明に係るチタン板の成形性評価に使用した成形金型の平面図であり、（ｂ）成形金型のＥ‐Ｅ線における断面図である。

次に、本発明に係るチタン板の組成について詳細に説明する。

［組成］
本発明に係るチタン板は、α相（ＨＣＰ構造）の結晶粒組織を有し、Ｆｅ：０．０２０〜０．１５０質量％、Ｏ：０．０２０〜０．１５０質量％、Ｃ：０．００２〜０．１００質量％を含有し、残部がチタン及び不可避不純物からなり、更にＦｅとＣの含有量（質量％）の和がＯの含有量（質量％）の０．８０倍以上とする。又、本発明に係るチタン板は、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上である。

（Ｆｅ：０．０２０〜０．１５０質量％）
Ｆｅはチタン板の強度と成形性を向上させる重要な元素である。
Ｆｅの含有量が０．０２０質量％未満であると、チタン板の強度が不足する。そのため、チタン板の強度を増大させるために導入すべきひずみ量が大きくなり、結果としてチタン板の成形性が低下する。従って、Ｆｅの含有量は０．０２０質量％以上とする。
一方、Ｆｅの含有量が０．１５０質量％を超えると、インゴット中におけるＦｅの偏析が大きくなり生産性が悪くなる。又、β相の析出量が増加することにより、Ｔｉの結晶粒が微細化する。このため、チタン板の成形性が低下する。
従って、Ｆｅの含有量は、０．１５０質量％以下とする。
Ｆｅの含有量は、０．１００質量％以下であることが好ましい。
Ｆｅの含有量は、０．０８０質量％以下であることがより好ましい。

（Ｏ：０．０２０〜０．１５０質量％）
Ｏはチタン板の強度を増大させる一方、成形性を劣化させる元素である。
Ｏの含有量が０．０２０質量％未満であると、チタン板の強度が低くなる。そのため、チタン板の強度を増大させるために導入すべきひずみ量が大きくなり、結果としてチタン板の成形性が低下する。従って、Ｏの含有量は０．０２０質量％以上とする。
一方、Ｏの含有量が０．１５０質量％を超えると、チタン板が脆くなって、成形性が低下する。又、チタン板が冷間圧延時に割れやすくなり、チタン板の生産性が低下する。
従って、Ｏの含有量は、０．１５０質量％以下とする。
Ｏの含有量は、０．１２５質量％以下であることが好ましい。
Ｏの含有量は、０．１００質量％以下であることがより好ましい。

（Ｃ：０．００２〜０．１００質量％）
Ｃはチタン板の強度と成形性を向上させる元素である。
Ｃの含有量が０．００２質量％未満であると、結晶粒界におけるＣの濃度を所定の濃度とすることが難しくなり、チタン板の強度と成形性のバランスの向上効果が得られない。又、チタン板の強度が低くなる。従って、Ｃの含有量は０．００２質量％以上とする。
一方、Ｃの含有量が０．１００質量％を超えると、必要以上にチタン板の強度が増大し、チタン板の成形性が劣化する。
従って、Ｃの含有量は０．１００質量％以下とする。
Ｃの含有量は、０．０９０質量％以下であることが好ましい。
Ｃの含有量は、０．０８０質量％以下であることがより好ましい。

（残部）
本発明に係るチタン板における不可避不純物は、工業用純チタン板に不可避的に含まれる不純物元素を指す。不純物元素は、代表的には、窒素、水素、クロム、ニッケル等がある。又、製造工程において製品中に取り込まれる可能性のある元素、例えば、水素等も不可避不純物に含まれる。不純物含有量が多いと、チタン板は強度と成形性を兼ね備えることが難しくなる。このため、チタン板は不可避不純物を適宜低減させたものであることが望ましい。なお、不純物が少ない合金原料を使用することで、チタン板の不可避不純物を低減することができる。

（組成指標Ｒ：０．８０以上）
Ｆｅ、Ｏ、Ｃの含有量を個別制御するだけでなく、互いの相関も制御することで、チタン板の強度と成形性のバランスが向上する。
ＦｅとＣの含有量（質量％）の和がＯの含有量（質量％）の０．８０倍以上とする。
Ｆｅ、Ｏ、Ｃの含有量は、チタン板中の含有量（質量％）を［Ｆｅ］、［Ｃ］、［Ｏ］と表したときに、下記式（１）で表される組成指標Ｒの値が０．８０以上と表現することも可能である。
Ｒ＝（［Ｆｅ］＋［Ｃ］）／［Ｏ］（１）
組成指標Ｒの制御は、チタン板の原料として使用するチタンスクラップに含まれるＦｅ、Ｏ、Ｃ濃度に対して、Ｆｅは例えば鉄粉、Ｏは例えば酸化チタン、Ｃは例えばＴｉＣの形で適宜添加し、チタン板中のＦｅ、Ｏ、Ｃ含有量を制御することで行う。

前記したようにチタン板の強度はＣの含有量が多いほど増大する。一方、チタン板の延性はＣの含有量のある最適な範囲でその効果が得られる。Ｃの含有量の最適な範囲はＦｅ、Ｏ含有量にも依存する。特に、Ｏはチタン板の強度を増大させる効果が大きい。一方、Ｏはチタン板の延性も劣化させる。このため、Ｃ含有の効果をより効率的に発現させるためには、Ｏ含有量は少ない程良い。又、Ｃによるチタン板の強度と成形性とのバランスの向上をより効率的に発現させるためには、Ｆｅ含有量は多い程有効である。

従って、組成指標Ｒの下限値が０．８０以上とする。
組成指標Ｒの値が０．８０以上であると、複数のすべり系／双晶系を活動させることができ、チタン板の強度と成形性とのバランスが向上する。
組成指標Ｒの値が０．８５以上であることが好ましい。
組成指標Ｒの値が０．９０以上であることがより好ましい。
組成指標Ｒの値が０．８０未満であると、複数のすべり系／双晶系を活動させることができず、チタン板の成形性が劣る。

組成指標Ｒの上限値は、Ｆｅ、Ｏ、Ｃの前記含有量の範囲において、１２．５以下が好ましい。
組成指標Ｒの値が１２．５を超えると、Ｆｅ、Ｏ、Ｃのいずれかの元素の含有量が前記好ましい範囲から外れるため、チタン板の強度と成形性とのバランスが組成指標Ｒの値が１２．５以下の場合と比較して劣る。
組成指標Ｒの値が１０．０以下であることがより好ましい。
組成指標Ｒの値が６．０以下であることが更に好ましい。

これらの詳しいメカニズムは不明であるが、次のように推察される。チタン板では、Ｏ、ＦｅはＴｉマトリックス中に固溶する。Ｏは侵入型元素であり、Ｆｅは置換型元素であり、同じ固溶状態でも存在形態が異なる。又、チタン板では、Ｆｅの固溶限界がＯよりも小さいことから、ある程度以上（約０．０５質量％以上）のＦｅ含有量ではβ相が析出する。従って、チタン板では、Ｃに対する影響は、ＯとＦｅで異なると推察される。
よって、チタン板中のＦｅ、Ｏ、Ｃの含有量が式（１）を満たすことにより、チタン板の強度と成形性のバランスが向上する。

（結晶粒界におけるＣの濃度：１．０質量％以上）
結晶粒界におけるＣの濃度状態（Ｃの結晶粒界への濃化状態）はチタン板の延性向上効果に影響を及ぼす。このため、結晶粒界におけるＣの濃度（Ｃの結晶粒界への濃化）を精緻に制御することで、チタン板の延性が向上する。又、結晶粒界におけるＣの濃度を精緻に制御することで、他の強度増大策（Ｏ増量、結晶粒微細化、予ひずみ付与）の場合よりも、チタン板の強度と成形性のバランスが向上する。

結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％未満では、チタン板中にＣが所定の量を全体として含有されていても、チタン板の強度と成形性とのバランス向上効果が得られない。
よって、結晶粒界におけるＣの濃度は１．０質量％以上とする。
結晶粒界におけるＣの濃度は２．０質量％以上が好ましい。
結晶粒界におけるＣの濃度は５．０質量％以上がより好ましい。

結晶粒界におけるＣの濃度の制御は後記する製造方法により行う。具体的には、最終焼鈍前の冷間圧延工程における冷間圧延率を制御することにより行う。又、最終焼鈍工程における焼鈍温度と焼鈍時間を制御することにより行う。
最終焼鈍前の冷間圧延工程における冷間圧延率を低くすると、Ｃが結晶粒界に積極的に濃化（分布）しやすくなる。最終焼鈍工程における焼鈍温度が高いとＣが結晶粒界に積極的に濃化する。最終焼鈍工程における焼鈍時間が長いとＣが結晶粒界に積極的に濃化する。

チタン板の結晶粒組織内において、Ｃは侵入型元素であるため、本発明の含有範囲では固溶状態で存在する。Ｃの存在位置として、Ｔｉ結晶粒界への濃化度合い（分布濃度）が高い程チタン板全体における含有量が同じであっても、チタン板の強度と成形性のバランスが向上する。
このメカニズムは不明であるが次のように推察される。チタン板は、塑性変形の進行によって形成される双晶や変形組織によってひずみ集中がＴｉ結晶粒界に生じ、破壊に至る。そして、チタン板は、Ｃが結晶粒界に偏析することによってＴｉ結晶粒界の強度が増大し、特定の結晶粒界へのひずみ集中が起こりにくくなる。その結果、チタン板の強度と成形性のバランスが向上するものと推察される。

（平均結晶粒径：５〜８０μｍ）
平均結晶粒径は、チタン板の成形性に影響を与えるが、本発明に係るチタン板において通常の平均結晶粒径の範囲（２〜１５０μｍ）であれば、本発明の効果は発揮される。
通常の平均結晶粒径の範囲内であって、平均結晶粒径が５μｍ未満では、チタン板へのひずみ導入時に双晶変形が起こりにくくなり、一方、平均結晶粒径が８０μｍを超えると、肌荒れが発生する等のため、いずれの場合もチタン板の成形性がやや低下する様になる。よって、平均結晶粒径は５〜８０μｍとすることが好ましい。平均結晶粒径が５〜８０μｍであれば、その範囲外と比べて成形性がより優れるため、後記する成形性指標Ｆがより高い値となる。
平均結晶粒径は１０〜６０μｍがより好ましい。

平均結晶粒径の制御は後記する製造方法により行う。具体的には、最終焼鈍工程前の冷間圧延率、最終焼鈍工程における焼鈍温度と焼鈍時間を制御することにより行う。
最終焼鈍工程前の冷間圧延率を低くすると平均結晶粒径が大きくなる。又、最終焼鈍工程における焼鈍温度が高いと平均結晶粒径が大きくなる。
ただし、焼鈍温度が高すぎてβ変態温度（Ｔβ）に近づきすぎると、新たに析出するβ相によって結晶粒の成長が阻害される。又、最終焼鈍工程における焼鈍時間が長いと平均結晶粒径が大きくなる。

平均結晶粒径は、例えば、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）の観察組織を、ＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎ）により方位解析して測定することができる。ＥＢＳＤは、試料に電子線を照射し、その際に生じる反射電子菊池線回折を利用して結晶方位を特定するものである。

平均結晶粒径は、このＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定データにおいて、方位差が５°以上の境界を結晶粒界と定義し、その結晶粒界に囲まれる各結晶粒の面積を円と近似した場合の直径を結晶粒の円相当直径とする。算出に用いた結晶粒１００個以上に対して円相当直径の平均値を算出し、更に、複数の箇所（５箇所以上）で同様な測定を行って算出した各平均円相当直径の平均値を取り、それを平均結晶粒径と定義する。

［プレート式熱交換器用プレート］
本発明に係るプレート式熱交換器用プレートは、本発明に係るチタン板をプレス加工等公知の方法により深い波目状等所定の形状に加工したものである。
本発明に係るチタン板は、既に説明した化学組成、及び、Ｃの結晶粒界への分布状態により強度と成形性を兼ね備える。このため、プレート式熱交換器用プレートに加工の際に深い波目をつける加工が行われても本発明に係るチタン板は、割れ等が発生せず成形性に優れる。又、本発明に係るプレート式熱交換器用プレートは強度を有するので、長期間の熱交換機の過酷な使用環境に耐えうる。

［チタン板の製造方法］
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。
本発明に係るチタン板は、従来の製造方法（消耗電極式アーク溶解法（ＶＡＲ法）による溶解工程、再溶解工程、鋳造工程、熱間鍛造工程、熱間圧延工程、中間焼鈍工程、冷間圧延工程、最終焼鈍工程）によって製造することができる。
本発明に係るチタン板の製造工程における結晶粒界におけるＣの濃度の制御方法（Ｃの濃化方法）は、以下のとおりである。

（溶解工程）
溶解工程において、溶湯にＯ、Ｆｅ、Ｃを添加する。
Ｃをチタン板内に均一に分散させる方法は、Ｃ単独ではなくＴｉ炭化物（ＴｉＣ）の形でＣを溶湯へ添加することが好ましい。これにより、通常の量産方法であるＶＡＲ法による溶解でもＣの含有が容易となる。

（冷間圧延工程）
冷間圧延工程では、素材の冷間圧延性（耳割れの発生し易さ、変形荷重等）に応じて適切な圧下率と焼鈍条件を選択し、冷間圧延と焼鈍を繰り返す。最終焼鈍工程の直前に実施する冷間圧延の圧下率は、最終焼鈍工程で素材が再結晶するに十分な加工量、例えば３０％以上の圧下率を確保する。

最終焼鈍前の冷間圧延工程における冷間圧延率は、８５％以下とすることが好ましい。この条件により、最終焼鈍後の再結晶集合組織の発達が抑制されて、Ｃの濃化が困難な小傾角粒界の割合が低減して、Ｃが濃化しやすい大傾角粒界の割合が増大する。
冷間圧延率は低い方が良く、７０％以下がより好ましい。
冷間圧延率は、６０％以下が更に好ましい。

（最終焼鈍工程）
最終焼鈍工程においては、焼鈍中のＣの拡散を促進することにより、Ｃが結晶粒界に積極的に濃化する。最終焼鈍条件は高温、かつ、長時間が好ましい。
以下、連続焼鈍炉による場合と、バッチ焼鈍炉（真空炉）による場合とに分けて説明する。

（連続焼鈍炉）
連続焼鈍炉による最終焼鈍の焼鈍温度は、６００〜８９０℃とすることが好ましい。
焼鈍温度が６００℃未満であると、Ｃの結晶粒界への濃化が十分に起こらないため、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上とならない。焼鈍温度が８９０℃を超えると、焼鈍中に起こる再結晶に続いて粒成長が顕著に起こり、特定の方位の集積度が増大する。このため、Ｃの濃化が困難な小傾角粒界の割合が増大して、Ｃの結晶粒界への濃化が却って起こり難くなり、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上となり難い。
連続焼鈍炉による最終焼鈍の焼鈍温度は、７００〜８９０℃がより好ましい。

連続焼鈍炉による最終焼鈍において保持は必須ではない（０分でもよい）が、保持する場合は保持時間を１０分以下とすることが好ましい。
保持時間が１０分を超えると、焼鈍中に起こる再結晶に続いて粒成長が顕著に起こり、特定の方位の集積度が増大する。このため、Ｃの濃化が困難な小傾角粒界の割合が増大して、Ｃの結晶粒界への濃化が却って起こりにくくなり、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上となり難い。
連続焼鈍炉による最終焼鈍の保持時間は、１分〜１０分がより好ましい。

（バッチ焼鈍炉（真空炉））
バッチ焼鈍炉（真空炉）による最終焼鈍の焼鈍温度は、５５０〜７００℃とすることが好ましい。
焼鈍温度が５５０℃未満であると、Ｃの結晶粒界への濃化が十分に起こらないため、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上とならない。焼鈍温度が７００℃を超えると、焼鈍中に起こる再結晶に続いて粒成長が顕著に起こり、特定の方位の集積度が増大する。このため、Ｃの濃化が困難な小傾角粒界の割合が増大して、Ｃの結晶粒界への濃化が却って起こり難くなり、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上となり難い。
バッチ焼鈍炉（真空炉）による最終焼鈍の焼鈍温度は、６００〜７００℃がより好ましい。

バッチ焼鈍炉（真空炉）による最終焼鈍の保持時間は、３０分〜４時間とすることが好ましい。
保持時間が３０分未満であると、Ｃの結晶粒界への濃化が十分に起こらないため、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上とならない。保持時間が４時間を超えると、焼鈍中に起こる再結晶に続いて粒成長が顕著に起こり、特定の方位の集積度が増大する。このため、Ｃの濃化が困難な小傾角粒界の割合が増大して、Ｃの結晶粒界への濃化が却って起こり難くなり、結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上となり難い。
バッチ焼鈍炉（真空炉）による最終焼鈍の保持時間は、１〜４時間がより好ましい。
なお、焼鈍後にチタン板表面にスケールが付着する場合は、スケール除去の工程、例えば、ソルト熱処理、酸洗処理等を行うことが好ましい。

以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。
なお、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、前記、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。

（試験材）
表１に示すＦｅ、Ｏ組成の（ＪＩＳＨ４６００の）純チタン鋳塊に、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）の形でＣの原料を添加して、表１に示す様にＦｅとＣの含有量（質量％）の和がＯの含有量（質量％）の０．８０倍以上（組成指標Ｒの値が０．８０以上）となる様にして、ＶＡＲ法により溶解し、鋳造して、直径４００ｍｍ、長さ５０００ｍｍのα相である結晶粒組織を有するチタン材（チタン鋳塊）を得た。

次に、このチタン材を１０００℃で３０分間熱間鍛造した後に、８００℃で熱間圧延を行い、板厚４．０ｍｍの熱延板を得た。そして、熱延板の表面のスケールを除去してから、冷間圧延、中間焼鈍（連続焼鈍炉で７５０℃×５分）を施した。更に、ソルト炉に浸漬し、その後酸洗して脱スケール処理をした。加えて、表１に示す条件で冷間圧延、最終焼鈍を施し、板厚が０．５ｍｍとなる試験材（試験材番号１〜２７）を得た。最終焼鈍は連続焼鈍炉、又は、バッチ焼鈍炉（真空炉）で行った。これにより、結晶粒界におけるＣの濃度を１．０質量％以上とした。
なお、最終焼鈍を連続焼鈍で行った際は、最終焼鈍後にソルト炉に浸漬し、その後酸洗して脱スケール処理を行って板厚が０．５ｍｍとなるように中間焼鈍前後の冷延率を調整した。

（結晶粒界におけるＣの濃度の評価）
結晶粒界におけるＣの濃度の評価は、電界放出型透過電子顕微鏡（ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥ−ＴＥＭ）とエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ：ＥＤＸ）で行った。Ｎｏｒａｎ製Ｖａｎｔａｇｅ（ＥＤＸ）を設置した日本電子製ＪＥＭ−２０１０Ｆ（ＦＥ−ＴＥＭ）を用いて、試験材の結晶粒界が観察方向に垂直になるように傾斜させ、加速電圧２００ｋＶで、１００万倍の倍率にて、電子線のビーム直径を約１ｎｍに絞り、結晶粒界上で点分析を行い、ＥＤＸスペクトルを測定した。
なお、ＥＤＸスペクトル測定のために電子線を照射した時間は３０秒であった。そのスペクトルから、結晶粒界におけるＣ濃度を分析した。各視野毎に、結晶粒界におけるＣ濃度の分析を１０箇所行い、その平均値を算出した。又、各試験材毎に、５視野にて上記測定を行い、それらの平均値を算出し、結晶粒界におけるＣの濃度とした。

（α相粒の平均結晶粒径の測定）
試験材の板厚方向表層部、板厚方向１／４ｔ部、及び、板厚中心部の各部分において、圧延面における圧延方向に０．５ｍｍ、板幅方向に０．５ｍｍの領域を観察対象として、ＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄＤｉｆｆｒａｃｔｉｏｎＰａｔｔｅｒｎ、ＯｘｆｏｒｄＩｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ製、ＮｏｒｄｌｙｓII）による組織観察を行った。
組織観察において、方位差５°以上の境界を結晶粒界と認識した。この認識した結晶粒界に基づいて、各結晶粒の円相当直径を算出した。又、算出した結晶粒１００個に基づいて、平均円相当直径を算出した。この測定を前記各部分について任意の５箇所で行った。更に、任意の５箇所の平均円相当直径の平均値を計算して、平均結晶粒径を算出した。

（引張強度評価）
試験材から、試験材の圧延方向が荷重軸と一致する方向にＪＩＳＺ２２４１（１９５２年７月２２日制定）に規定される１３号試験片を採取した。次に、室温でＪＩＳＨ４６００に基づいて引張試験を実施し、０．２％耐力（ＹＳ）を測定した。
試験片の０．２％耐力（ＹＳ）が２００ＭＰａ以上の試験材を合格とした。

（成形性の評価）
成形性の評価は、プレート式熱交換器のプレート（熱交換部分）を模擬したプレス成形により行った。
使用した金型は、図１に示すように、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。各綾線部は、一方向に屈曲する屈曲部分を１ヶ所中間に有し、屈曲部から両端まで直線状であり、成形部において中間の屈曲部分から両端まで成形部の縁に対して斜めに形成して波目形状に似せている。プレス機は、８０トンプレス機（（株）アミノ製万能塑性加工機）を使用した。

プレス成形は次の手順で行った。まず、各試験体の両面に防錆油（Ｒ３０３Ｐ）を塗布した。次に、各試験材の圧延方向が図１（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、フランジ部を板押さえで拘束した。そして、プレス速度１ｍｍ／秒の条件で金型を押込んだ。
各試験材に金型を０．１ｍｍ間隔で押込み、各試験材に割れが発生しない最大の押し込み深さ量Ｘを求めた。

成形性は、下記式（２）で規定される成形性指標Ｆが正の値となる場合に合格とした。評価結果を表１に示す。
Ｆ＝Ｘ−（５．９７２−０．００８×ＹＳ）（２）
Ｘ：押し込み深さ量
ＹＳ：０．２％耐力

（実施例）
試験材番号１〜１６は本発明で規定する要件（組成、組成指標Ｒ、結晶粒界のＣ濃度）をすべて満たすチタン板であり、強度とプレス成形性のバランスに優れていた。

（比較例）
試験材番号１７〜２７は本発明で規定する要件を満たしていないため、特に、結晶粒界におけるＣの濃度の要件を満たしていないため、強度とプレス成形性のバランスが悪かった。

試験材番号１７〜２０は、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲から外れた結果、いずれもチタン板の強度と成形性とのバランスが劣った。加えて、試験材番号１８〜２０は、以下の特徴を有した。
試験材番号１８は、本発明で規定するＣ成分含有量が本発明の範囲を超えるため、必要以上に強度が増大した。
試験材番号１９は、本発明で規定するＦｅ成分含有量が本発明の範囲を超えるため、β相の析出量が増加することにより、Ｔｉの結晶粒が微細化した。
試験材番号２０は、本発明で規定するＯ成分含有量が本発明の範囲を超えるため、必要以上に強度が増大し、脆くなった。

試験材番号２１は、組成指標Ｒが本発明の範囲に満たないため、又、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、強度は高いが脆く成形性が劣った。
試験材番号２２は、最終冷延圧下率が高いため、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、成形性が劣った。

試験材番号２３は、最終焼鈍の焼鈍温度が低く、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、成形性が劣った。
試験材番号２４は、最終焼鈍の焼鈍温度が高く、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、強度が不足し成形性が劣った。

試験材番号２５は、最終焼鈍時間が短いため焼鈍が不十分となり、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、成形性が劣った。
試験材番号２６は、最終焼鈍時間が長く、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、成形性が劣った。
試験材番号２７は、最終焼鈍時間が長いため焼鈍が過剰となり、Ｃの結晶粒界への濃化が低く結晶粒界におけるＣの濃度が規定範囲に満たない結果、成形性に劣った。

以上、本発明に係るチタン板及びチタン板の製造方法について、実施形態及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や変更等することができることはいうまでもない。

１金型

Claims

α相である結晶粒組織を有するチタン板であって、
Ｆｅ：０．０２０〜０．１５０質量％、
Ｏ：０．０２０〜０．１５０質量％、
Ｃ：０．００２〜０．１００質量％を含有し、
残部がチタン及び不可避不純物からなり、
前記Ｆｅと前記Ｃの含有量（質量％）の和が前記Ｏの含有量（質量％）の０．８０倍以上であり、
結晶粒界におけるＣの濃度が１．０質量％以上であることを特徴とするチタン板。
平均結晶粒径が５〜８０μｍであることを特徴とする請求項１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又は請求項２に記載のチタン板。