JP2016023315A - チタン板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
〔チタン板〕
本発明に係るチタン板は、一般的な工業用純チタンが適用される、熱交換器用部材、輸送機器部材、家電機器等の外装材に用いることができ、特に強度と共に高い成形性が要求されるプレート式熱交換器用プレートに好適である。具体的には、本発明に係るチタン板は、圧延方向(RD)における0.2%耐力が170MPa以上であり、好ましくは200MPa以上であり、一方、好ましくは330MPa以下で、より好ましくは280MPa以下である。
本発明に係るチタン板は、熱交換器用プレートとするために、板厚が0.05〜1.0mmであることが好ましい。チタン板は、板厚が0.05mm未満では、熱交換器用プレートとして実用的な強度が得難く、一方、チタン板は、板厚が1.0mmを超えると、成形時の変形抵抗が高くなって好ましくない上、コストが増大する。
チタン板は、Fe,Oの含有量が少ないと強度が低下する。また、FeやOの含有量が0.020質量%未満のチタン板を製造するためには高純度のスポンジチタンを原材料に適用することになり、コストが高くなる。したがって、Fe,Oの各含有量は0.020質量%以上とする。一方、Feを多く含有すると、インゴットの偏析が大きくなって生産性が低下する。そのため、Fe含有量は1.000質量%以下とし、0.250質量%以下が好ましく、0.120質量%以下がさらに好ましい。また、Oを多く含有すると、チタン板が脆くなって冷間圧延時の割れが生じ易くなり、生産性が低下し、また成形性が低下する。そのため、O含有量は0.400質量%以下とし、0.200質量%以下が好ましく、0.130質量%以下がより好ましく、0.100質量%以下がさらに好ましい。
N,C,Alは、いずれも不可避的不純物としての含有量を超えて添加されるとチタン板の強度を向上させ、さらにAlは耐熱性を向上させる。これらの効果を得るために、N,C,Alは、各0.001質量%以上であることが好ましい。一方、チタン板は、N,C,Alを過剰に含有すると、冷間圧延時の割れが生じ易くなり、生産性が低下する。特にCはチタン板を脆くするため、C含有量は0.100質量%以下とし、0.050質量%以下が好ましい。また、N含有量は0.050質量%以下とし、0.014質量%以下が好ましい。Al含有量は1.000質量%以下とし、0.400質量%以下がより好ましく、0.200質量%以下がさらに好ましい。
チタン板は、通常、耐力等の強度が、圧延方向(RD)よりも圧延幅方向(TD)に大きい傾向がある。また、一般的に、純チタン材においては、α相結晶粒がアスペクト比の低い(1または1に近い)等軸粒状で存在し、また、粒径が微細かつ均一である(例えば特許文献1)。これに対して本発明に係るチタン板は、アスペクト比および粒径が比較的大きなブロック状の結晶粒が、方向性を持たずに複雑に入り組んで、相対的に小さな結晶粒と混在するという結晶粒組織を有し、α相結晶粒のアスペクト比が、平均で2.0以上、標準偏差が0.70以上となる。このような結晶粒組織とすることにより、本発明に係るチタン板は、圧延方向(RD)の強度が向上して圧延幅方向(TD)に近付き、その結果、強度異方性が低減して成形性が向上すると考えられる。α相結晶粒のアスペクト比は、平均で2.0未満、あるいは標準偏差が0.70未満では、アスペクト比の高いブロック状の結晶粒が不足して強度異方性が低減し難い。平均のアスペクト比は、好ましくは2.2以上、より好ましくは2.4以上である。また、α相結晶粒のアスペクト比の標準偏差は、好ましくは0.8以上、より好ましくは1.0以上である。α相結晶粒のアスペクト比の上限は規定されないが、平均値20、標準偏差3.5をそれぞれ超えることは実現困難である。
本発明に係るチタン板は、α相の結晶粒組織におけるブロック状の結晶粒が過剰に大きくなると、延性が低下し易い。したがって、α相結晶粒の円相当径(結晶粒の断面と同じ面積の円の直径)は、平均で100μm以下、最大で300μm以下とする。α相結晶粒の円相当径は、平均で60μm以下が好ましく、一方、平均で5μm未満にすることは実現困難であることから、5μm以上とし、10μm以上が好ましい。また、α相結晶粒の円相当径は、最大で250μm以下が好ましく、200μm以下がより好ましい。
本発明に係るチタン板は、従来のチタン板と同様に、公知の方法にて、インゴットを分塊圧延し、熱間圧延、焼鈍、および冷間圧延を行って所望の板厚とし、さらに以下に説明する所定の最終焼鈍を行って製造される。
本発明に係るチタン板は、最終焼鈍において、温度および時間を調整して、α相の結晶粒径およびアスペクト比を制御することが好ましい。そのために、焼鈍温度はβ変態点(Tβ)以上950℃未満とする。β変態点とは、チタン板(冷延板)の全体(100%)がβ相となる最低温度であり、チタンの組成(Fe含有量等)によって変化する。先行の冷間圧延前および中間の焼鈍においては、前記した通り、純チタン材の一般的な焼鈍条件で、再結晶が進行する600℃以上で、かつβ変態点未満の850℃以下である。このように、β相の分率を増大させないことで、α相の結晶粒の成長が阻害されずに等軸粒状に成長する。これに対して最終焼鈍においては、β変態点以上すなわちβ単相域に加熱することにより、冷延板の全体をβ相に変態させる。その後に、後記条件で冷却することで、β相からα相に変態する際にアスペクト比の高い結晶粒に成長させる。ただし、β単相域において温度が高いほどβ相の結晶粒の成長が促進され、950℃以上になると粗大化し、これに伴い、その後に形成されるα相の結晶粒も粗大化する。また、前記焼鈍温度での保持時間が長くなるにしたがい、β相の結晶粒が大きくなり、180秒間を超えると粗大化する。したがって、最終焼鈍工程における焼鈍温度(保持温度)はβ変態点以上950℃未満とし、この温度範囲での保持時間は0〜180秒間とする。なお、保持時間の下限が0秒間とは、冷延板を加熱してβ変態点に到達したら直ちに冷却してもよいということである。最終焼鈍は、大気、真空、不活性ガス、還元性ガスのいずれの雰囲気でもよい。なお、大気焼鈍した場合は、冷却後に、前記したようにスケール除去工程を行うことが好ましい。
純チタン(JIS H4600)鋳塊、および純チタン鋳塊にN等を添加して、VAR法により溶解し、鋳造して、表1に示す組成のチタン鋳塊を得た。このチタン鋳塊を、分塊鍛造(熱間鍛造)して熱間圧延を施して、板厚4.0mmの熱延板とした。熱延板の表面のスケールを除去し、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を施し、板厚0.50mmの冷延板を得た。冷延板に表1に示す条件で最終焼鈍を施し、ソルトバス処理および酸洗による脱スケール処理を行い、板厚0.45mmの試験材を得た。また、試験材の組成に基づき、β変態点(Tβ)を熱力学計算ソフト「ThermoCalc」を用いて算出し、表1に併記する。
試験材の表面(板面)を研磨して、板厚1/2部(板厚中心部)の圧延面において、0.8mm角(圧延方向、圧延幅方向に各0.8mm)の領域を、EBSDによる組織観察を行った。EBSD測定は、FE−SEMおよびEBSD検出器を使用した。測定データについて、EBSDデータ解析ソフトを用いて解析し、方位差10°以上の境界を結晶粒界と設定して、各結晶粒のアスペクト比および円相当径を算出した。アスペクト比の平均値および標準偏差、ならびに円相当径の平均値および最大値を表1に示す。
(成形性、延性)
試験材から、JISZ2201に規定される13号試験片を、荷重軸と圧延方向(RD)または圧延幅方向(TD)とがそれぞれ一致する方向に採取した。室温でJIS H4600に基づいて引張試験を実施して、圧延方向と圧延幅方向における0.2%耐力(YSR,YST)、および圧延方向における破断伸び(EL)を測定した。圧延方向における0.2%耐力(YSR)および破断伸び(EL)、また、強度異方性としてYST/YSRを算出し、それぞれ表1に示す。また、YSR,ELを無次元化した値(無次元数、[YSR],[EL]で表す)から下式(1)に基づいて強度延性指標Hを算出し、表1に示す。合格基準は、圧延方向における0.2%耐力(YSR)が170MPa以上、YST/YSRが1.15以下、Hが正(>0)とした。
H=[EL]−(65−0.15×[YSR]) ・・・(1)
Claims (4)
- Fe:0.020〜1.000質量%、O:0.020〜0.400質量%を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなり、α相の結晶粒組織を有するチタン板であって、
前記α相の結晶粒は、アスペクト比が、平均値2.0以上、標準偏差0.70以上であり、円相当径が、平均値5μm以上100μm以下、最大値300μm以下であることを特徴とするチタン板。 - さらに、N:0.050質量%以下、C:0.100質量%以下、Al:1.000質量%以下の少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載のチタン板。
- 板厚が0.05〜1.0mmであることを特徴とする請求項1または請求項2に記載のチタン板。
- 請求項1ないし請求項3のいずれか一項に記載のチタン板を製造する方法であって、
最終冷間圧延の後に、β変態点以上950℃未満に加熱して、0〜180秒間保持した後に、60℃/s以上で400℃以下まで冷却する最終焼鈍工程を行うことを特徴とするチタン板製造方法。
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