JP5654934B2

JP5654934B2 - プレス成形性に優れたチタン板

Info

Publication number: JP5654934B2
Application number: JP2011082068A
Authority: JP
Inventors: 健工藤; 昌吾村上
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-04-01
Filing date: 2011-04-01
Publication date: 2015-01-14
Anticipated expiration: 2031-04-01
Also published as: JP2012214863A

Description

本発明は、プレス加工等の成形性に優れたチタン板に関するものである。

チタンは優れた耐食性並びに比強度を有することから、熱交換器、化学プラント部材、或いは海岸部の構造材等に広く採用されており、特に海水に対しては全く腐食しないことから海水熱交換器に採用されることが多い。中でも、プレート式熱交換器には板状に加工したチタン板が採用されており、伝熱効率向上のために表面を凹凸形状にプレス成形したチタン板が用いられている。また、近年は伝熱効率を更に向上させるため、チタン板を薄肉化させる、凹凸形状を複雑化させるといったニーズがあり、プレス成形等の成形性が更に優れたチタン板が開発されることが待望されているという背景もあり、プレス成形性に優れたチタン板に関しては、そのチタン板の材質等の構成並びにその成形加工技術に関する様々な提案がある。

チタンの材質面では、チタンの結晶構造が六方晶であるために異方性があることから、特許文献１として、通常の圧延方向と直角に圧延して、異方性を低減する方法が提案されている。しかしながら、この方法では、製造工程の途中で圧延方向を変更しなければならないため、生産性を落とさざるを得ないという実情があった。

成形加工技術の観点からは、表面潤滑の適正化等が検討されており、例えば、特許文献２として、板材の表面に潤滑剤キャリアの鉄、亜鉛合金層を形成させ、その後、リン酸亜鉛処理を行い、潤滑剤を塗布するという方法が提案されている。しかしながら、この方法では、潤滑剤処理に多数の工程が必要となり、その面で不効率な方法であった。

また、板材の表面潤滑性に着目した提案も多くあり、特許文献３および特許文献４として、板材の表面に酸化被膜を形成させたチタン板とその製造方法が、特許文献５として、板材の表面に窒素富化層を形成させたチタン板とその製造方法が、特許文献６として、板材の表面にＴｉＣ含有層を形成させたチタン板が、夫々提案されている。しかしながら、これらのチタン板やその製造方法では、板材の表面に被覆層を形成する必要があり、その製造工程が複雑であるという実情があった。

特開昭６０−８２２２７号公報特開昭６３−１７４７４９号公報特開平６−１７３０８３号公報特開平６−２４８４０４号公報特開平１０−２０４６０９号公報特開２００６−２９１３６２号公報

本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、プレス成形性に優れたうえに、外観にも優れたチタン板を提供することを課題とするものである。

請求項１記載の発明は、質量％で、Ｆｅを０．０４〜０．０６％、Ｏを０．０７〜０．２０％含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であって、（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）が、１．３５〜２．００であると共に、１／４ｔ部の１ｍｍ×１ｍｍの平面内に存在する結晶粒（α相）の平均結晶粒径が、２０〜８０μｍであることを特徴とするプレス成形性に優れたチタン板である。但し、ｔはチタン板の板厚であり、以下、本明細書中では同様に板厚をｔと表示する。

本発明によると、プレス成形性に優れたうえに、外観にも優れたチタン板を得ることができる。また、チタン本来の優れた耐久性はもとより、高い機械的強度に加えて、優れたプレス成形性を有しているので、プレート式熱交換器の構成材のほか、燃料電池のセパレーター、携帯電話機、モバイルパソコン、カメラのボディ、眼鏡フレーム等、高耐力で高度な成形性が要求される用途に広く適用することができる。

実施例でプレス成形性並びに外観の評価を行うために用いたプレス成形金型を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は（ａ）のＦ−Ｆ線断面図である。

本発明者らは、プレス成形性に優れたうえに、外観にも優れたチタン板を得るために、鋭意、実験、研究を進めた。その結果、Ｆｅの含有量とＯの含有量を規定したうえで、（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）という計算式より求められる値を適切に制御すると共に、１／４ｔ部の平面内に存在する結晶粒の平均結晶粒径を適切に制御することで、プレス成形性に優れたうえに、外観にも優れたチタン板を得ることができることを見出し、本発明の完成に至った。

以下、本発明を実施形態に基づき詳細に説明する。

本発明では、チタン板の成分組成と、（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）という計算式より求められる値と、１／４ｔ部の平面内に存在する結晶粒（α相）の平均結晶粒径を規定するが、まず、成分組成について説明する。

・成分組成
純チタンは、不可避的不純物としてＣ、Ｈ、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ等を微量に含有するが、本発明では、その中でも含有量が比較的多く、機械的性質に影響を及ぼすＦｅとＯの含有量を規定した。

Ｆｅの含有量が０．１０質量％を超えて多くなりすぎると、耐力が大きくなりすぎてプレス成形性が低下する傾向がある。従って、Ｆｅの含有量の上限は０．１０質量％とする。尚、Ｆｅの含有量の好ましい上限は０．０８質量％であり、より好ましい上限は０．０６質量％である。一方、Ｆｅの含有量が０．０４質量％より少なくなると耐力が小さくなりすぎるので、Ｆｅの含有量の下限は０．０４質量％とする。

Ｏの含有量が０．２０質量％を超えて多くなりすぎると、耐力が大きくなりすぎてプレス成形性が低下する傾向がある。従って、Ｏの含有量の上限は０．２０質量％とする。尚、Ｏの含有量の好ましい上限は０．１６質量％であり、より好ましい上限は０．１２質量％である。一方、Ｏの含有量が０．０７質量％より少なくなると耐力が小さくなりすぎるので、Ｏの含有量の下限は０．０７質量％とする。

また、（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）という計算式から求められる値と、１／４ｔ部の平面内に存在する結晶粒（α相）の平均結晶粒径の、規定理由は以下のとおりである。

・（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）
チタン板の１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子（Ｓｃｈｍｉｄｆａｃｔｏｒ）を、そのチタン板の１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子で割った値が、１．３５より小さいと、チタン板の成形時に発生する変形双晶の頻度が少なくなりすぎて、十分な延性を確保できなくなり、本発明で意図する優れたプレス成形性を得られなくなってしまう。本発明で意図する優れたプレス成形性を確保するためには、（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）という計算式から求められる値が１．３５以上でなければならない。好ましくはその計算式から求められる値が１．４０以上、より好ましくは１．４５以上である。一方、１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）という計算式から求められる値の最大値は、おおよそ２．００程度である。

・結晶粒の平均結晶粒径
チタン板の／４ｔ部の平面内に存在する結晶粒の平均結晶粒径が大きくなりすぎると、プレス成形後のチタン板の肌荒れが顕著になり、プレス成形品として外観上好ましくなくなり、より厳しい条件での成形では割れが発生してしまう。従って、結晶粒の平均結晶粒径は、８０μｍ以下とする。結晶粒の平均結晶粒径のより好ましい上限は７５μｍ、更に好ましい下限は７０μｍである。一方、平均結晶粒径が小さくなりすぎると、チタン板の成形時に発生する変形双晶の頻度が少なくなりすぎて、十分な延性を確保できなくなり、本発明で意図する優れたプレス成形性を得られなくなってしまう。従って、結晶粒の平均結晶粒径は、２０μｍ以上とする。結晶粒の平均結晶粒径のより好ましい下限は３５μｍ、更に好ましい下限は５０μｍである。

・製造条件
次に、本発明のチタン板の製造方法について説明する。通常のチタン板は、分塊圧延→熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍といった各工程間に、随時ブラスト、酸洗処理を入れて製造されるが、製造するチタン板の成分組成や各工程の設定条件によって、得られる物性や組織状態は変わるので、一連の製造工程として総合的に条件を選択して決定すべきであって、個々の工程毎に条件を厳密に設定することは必ずしも適切でない。

しかしながら、本発明のチタン板を製造するための製造条件を、本発明者らが鋭意検討したところ、以下に示す製造条件を採用することで、本発明で意図するプレス成形性に優れたうえに、外観にも優れたチタン板を確実に製造することができることを確認した。

その製造条件は、分塊圧延、熱間圧延、冷間圧延を全て同一方向で行うと共に、分塊圧延の１パスあたりの圧下率を５％以上、最終冷延率を７０％以上とすることである。これらの条件を適切に組み合わせてチタン板を製造することで、本発明で意図するプレス成形性に優れたうえに、外観にも優れたチタン板を製造することができる。

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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

本実施例では、まず、ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により表１に示す含有量でＦｅ並びにＯを含有するチタン鋳塊を鋳造した。残部はＴｉおよびＣ、Ｈ、Ｎ、等の不可避的不純物である。鋳塊の大きさはφ１００ｍｍの円柱形で、１０ｋｇである。この鋳塊を用いて表１に示す１パスあたりの圧下率で分塊圧延を行い、その後は放冷して厚み４５ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。更に、熱間圧延を実施し、スケール除去を行い厚み約５ｍｍの熱延板を得た。

次いで、大気炉にて、７００℃で５分間加熱してから空冷する焼鈍処理（中間焼鈍）を行った後、スケール除去を行った。次に、表１に示す冷延率で冷間圧延を行った後、真空焼鈍炉にて、表１に示す条件で加熱してから空冷する焼鈍処理（最終焼鈍）を行い、次いで、スキンパスを実施し、スケール除去を行って厚み０．５ｍｍのチタン板を製造した。

本実施例では、製造した各チタン板の金属組織等の観察・測定と、耐力およびプレス成形性の評価を夫々下記の要領で行った。

本実施例では、電界放出型走査顕微鏡（ＦｉｅｌｄＥｍｉｓｓｉｏｎＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ）Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって金属組織の観察・測定を実施した。この測定方法を用いたのは、ＥＢＳＰ法は他の測定方法と比較して高分解能であり、高精度な測定ができるためである。まず、測定原理について説明する。

ＥＢＳＰ法は、ＦＥＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。算出された結晶の方位は３次元オイラー角として、位置座標（ｘ、ｙ）などと共に記録される。このプロセスが全測定点に対して自動的に行われるので、測定終了時には数万〜数十万点のデータを得ることができる。

このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回析法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回析法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する各種情報を、数時間以内で得ることができる利点がある。また、結晶粒毎の測定ではなく、指定した領域を一定間隔で走査して測定するために、測定領域全体を網羅した上記多数の測定ポイントに関する、上記各情報を得ることができる利点もある。尚、これらＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２Ｎｏ．２（Ｓｅｐ．２００２）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。

・（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）
チタン板の圧延面表面を機械研磨し、更に、バフ研磨に次いで電解研磨を行い、チタン板の表面から深さｔ／４部の圧延面（チタン板の表面に平行な面であって、その板厚方向の深さｔ／４部の面）の結晶組織が観察できるように調整し、その圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子、並びに、同じ圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子を、前記した測定により得た。測定エリアは１ｍｍ×１ｍｍの平面内とし、測定ピッチは１μｍとした。

より詳しく説明すると、圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子、並びに、圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子は、測定した各測定点のシュミット因子を用いて、シュミット因子が０〜０．１、０．１〜０．２、０．２〜０．３、・・・、４．９〜５．０の区分毎の測定点数を抽出し、以下の式により求めた平均値である。

ここで、iは各区分の中央値、ｋ_iは各区分の測定点数、ｎは全測定点数である。

・結晶粒の平均結晶粒径
結晶粒（α相）の平均結晶粒径は、チタン板の圧延面表面を機械研磨し、更に、バフ研磨に次いでエッチングを行い、チタン板の表面から深さｔ／４部の圧延面の結晶組織が観察できるように調整し、光学顕微鏡を用いて×１００にて任意の３箇所を写真撮影し、得られた写真を元にＪＩＳＧ０５５１の切断法により粒度番号測定を実施し、その粒度番号をもとにα相の円相当平均粒径（直径）を計算により求めた。尚、粒度番号測定に用いた光学顕微鏡による観察領域は１ｍｍ×１ｍｍとした。

・耐力の測定
チタン板の耐力については、製造した各チタン板からＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片を作製し、この試験片について、ＪＩＳＺ２２４１に準拠する引張試験を行い、試験片の圧延方向の０．２％耐力（ＹＳ）を測定することで求めた。尚、試験片は、その長手方向（Ｌ方向）が圧延方向と一致するようにして採取した。また、試験速度（引張試験での歪み速度）は、０．３ｍｍ／ｍｉｎで一定とした。

この試験で得られた試験片の圧延方向の０．２％耐力（ＹＳ）が２００ＭＰａ以上のものを、高耐力であると評価した。

・プレス成形性
プレス成形性については、図１に示すような、Ｖ字形の溝を設けたプレート式熱交換器の熱交換部分をプレス成形することを模擬したプレス成形金型を用いてチタン板（試験体）のプレス成形を実施し、その評価を行った。プレス成形金型は、図１に示すように、成形部の大きさが１００ｍｍ×１００ｍｍで、その表面には、ピッチ１０ｍｍ、最大高さ４ｍｍの平面Ｖ字形の平行する稜線部が６本形成されている。その各稜線部のＲ形状は、図１（ａ）の上から下に向かって順に、Ｒ＝０．４、１．８、０．８、１．０、１．４、０．６の計６種類である。

この成形金型を用いて８０ｔｏｎ油圧プレス機によってプレス成形を実施した。具体的には、各試験体の表裏面に動粘度３４ｍｍ^２／ｓ（４０℃）のプレス油を塗布し、各試験体を、その圧延方向（Ｌ方向）が図１（ａ）の上下方向と一致するようにして下金型の上面に配置し、そのフランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／ｓ、押し込み深さ４．０ｍｍの条件でプレス成形を実施した。プレス成形性の評価は、プレス成形後に認められる割れの数で評価した。具体的な評価方法を以下に説明する。

プレス成形後の各試験体の図１（ａ）に示す稜線部と、測定位置Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｃ´、Ｄ、Ｅの一点鎖線との交点計３６箇所について、割れの有無を目視で観察した。尚、測定位置Ｃ´は、図１（ｂ）に示すように、隣接する稜線部の間に位置する谷部である。

この目視において、割れの起点となる測定位置Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅについては、割れもくびれも認められなければ２点、くびれが認められれば１点、割れが認められれば０点とし、他の測定位置Ｂ、Ｄについては、割れもくびれも認められなければ１点、くびれが認められれば０．５点、割れが認められれば０点とし、更にその各点数に加工Ｒの逆数を掛けて割れの状態を数値化し、その合計値を求めた。その合計値を、完全に割れ、くびれが認められない場合を１００として規格化した後、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）に依存する関数Ｆ（Ｔ，μ，ｔ）、並びに、プレス金型の稜線の角度（α）、ピッチ（ｐ）に依存する関数Ｇ（α，ｐ）を掛け合わせて、成形性スコアとして算出した。尚、Ｆ並びにＧは０〜１の値である。

以上の成形性スコアの算出方法は、下記式によって表すことができる。
成形性スコア＝Ｆ×Ｇ×ΣＥ（ｉｊ）／Ｒ（ｊ）／（ΣＡ，Ｃ，Ｃ´，Ｅ２／Ｒ（ｊ）＋ΣＢ，Ｄ１／Ｒ（ｊ））×１００
この式において、Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝１．０×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として、また、Ｂ、Ｄの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝０．５×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として算出した。また、本実施例では、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）、プレス金型の稜線の角度（α）、およびプレス金型の稜線のピッチ（ｐ）を一定としたため、Ｆ×Ｇを便宜的に１として成形性スコアを算出した。

この算出した成形性スコアが５０点以上のものをプレス成形性に優れていると評価した。尚、表１には、成形性スコアが７５点以上のものを◎、５０点〜７５点未満を○、５０点未満を×として示す。

・肌荒れ
前記したプレス成形性の評価で、各試験体において、プレス成形後に割れが認められなかったＶ字形頂点部について、目視で肌荒れの状態を確認した。この確認により、Ｖ字形頂点部に、肌荒れが全く認められないものを○、明らかな凹凸が認められるものを×とし、○をプレス成形後も優れた外観であるとして評価した。

以上の試験結果を表１に示す。

Ｎｏ．３は、Ｏの含有量が上限に近いものであり、また、Ｎｏ．４は、分塊圧延での１パスあたりの圧下率が下限に近いもの、Ｎｏ．５は、分塊圧延での１パスあたりの圧下率が大きいもの、Ｎｏ．６は、最終焼鈍前の冷間圧延の冷延率が下限の７０％のもの、Ｎｏ．７は、最終焼鈍前の冷間圧延の冷延率が大きいものである。また、Ｎｏ．１は、ＦｅとＯの含有量が本発明で規定する要件の中間値のものであり、これらＮｏ．１，３〜７の成分組成は、全て本発明の要件を満足し、製造条件も好ましい条件である。

これに対し、Ｎｏ．８は、Ｆｅの含有量が上限を超えるもの、Ｎｏ．９は、Ｏの含有量が上限を超えるものであり、Ｎｏ．１０は、分塊圧延での１パスあたりの圧下率が下限を下回るもの、Ｎｏ．１１は、最終焼鈍の焼鈍時間が２４時間と長かったもの、Ｎｏ．１２は、ＦｅとＯの含有量が共に下限未満のもの、Ｎｏ．１３は、最終焼鈍前の冷間圧延の冷延率が下限を下回るものである。

Ｎｏ．１，３〜７は、（圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）、結晶粒の平均結晶粒径という本発明で規定する要件もて満足しており、０．２％耐力（ＹＳ）は全て２００ＭＰａ以上であり、プレス成形性の試験結果も○或いは◎で、肌荒れの状態も○である。すなわち、Ｎｏ．１，３〜７のチタン板は、本発明で意図するプレス成形性に優れたチタン板であるということができる。

一方、Ｎｏ．８〜１１とＮｏ．１３は、（圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）、結晶粒の平均結晶粒径という本発明で規定する要件の何れか一つ以上を満足しておらず、また、Ｎｏ.１２も成分組成が本発明で規定する要件を外れる（Ｎｏ．８とＮｏ．９も同様）ため、０．２％耐力（ＹＳ）、プレス成形性、肌荒れのいずれか一つ以上で前記した判定基準を満足しない結果となった。

Claims

質量％で、Ｆｅを０．０４〜０．０６％、Ｏを０．０７〜０．２０％含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物であって、
（１／４ｔ部の圧延面における圧延方向引張時の｛１１−２２｝＜１１−２３＞双晶変形のシュミット因子）／（１／４ｔ部の圧延面における圧延垂直方向引張時の｛１０−１０｝＜１１−２０＞すべり変形のシュミット因子）が、１．３５〜２．００であると共に、
１／４ｔ部の１ｍｍ×１ｍｍの平面内に存在する結晶粒（α相）の平均結晶粒径が、２０〜８０μｍであることを特徴とするプレス成形性に優れたチタン板。
但し、ｔはチタン板の板厚である。