JP6577707B2 - チタン板、熱交換器用プレート、燃料電池用セパレータおよびチタン板の製造方法 - Google Patents
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Description
例えば、特許文献1には、純チタン熱延板の製造方法において、熱間圧延の最終圧延方向を分塊圧延の圧延方向と直角となるように圧延して、耐力の異方性の少ない純チタン板を得るための製造方法が考案されている。
特許文献1の技術は、圧延方向に対して垂直方向にも圧延を施すクロス圧延であり、一般的に圧延ロール幅よりも長い板にクロス圧延を施すことができない。そのため、特許文献1の技術は、圧延加工できる板形状に大きな制約を伴う。更に、六方晶のC軸は板面法線近傍に配向するため、強度異方性は低減するものの、局部変形能に劣り、曲げや張出成形には適さないと考えられる。
具体的には以下のとおりである。
また、前記構成によれば、Al:1.000質量%以下を含有することによって、チタン板の強度をより向上させることが可能となる。さらにAlの添加により耐熱性を向上させることが可能となる。
また、前記構成によれば、α相の結晶粒における円相当直径の標準偏差を規定することで、強度異方性がより低減する。
前記構成によれば、チタン板の強度をより向上させることが可能となる。
本発明に係る熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータは、伝熱効率もしくは軽量化効果に優れたものとなる。
〔チタン板〕
そして、チタン板は、前記α相の結晶粒における円相当直径を規定したものである。また、チタン板は、図1に示すように、板表面(すなわち、チタン板1の表面)に平行な方向のうち、0.2%耐力が最小の方向を最小耐力方向2とし、前記最小耐力方向2と直交する方向を直交耐力方向3とした場合、前記最小耐力方向2の0.2%耐力をYSRとし、前記直交耐力方向3の0.2%耐力をYSTとしたときの比であるYST/YSRを規定したものである。なお、一般的に、最小耐力方向2は圧延方向と一致することが多い。さらに、チタン板は、板厚を規定したものである。
以下、各構成について説明する。
チタン板は、Feの含有量が少ないと強度が低下する。また、Fe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%以下とする。Fe含有量は、生産性をより向上させる観点から、好ましくは0.250質量%以下、より好ましくは0.120質量%以下である。
チタン板は、Oの含有量が少ないと強度が低下する。また、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、O含有量は0.020質量%以上とする。O含有量は、強度および生産性をより向上させる観点から、好ましくは0.030質量%以上である。
一方、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%以下とする。O含有量は、生産性および成形性をより向上させる観点から、好ましくは0.200質量%以下、より好ましくは0.130質量%以下、さらに好ましくは0.100質量%以下である。
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の含有量は、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を含有する場合は、C含有量は0.100質量%以下とする。C含有量は、前記不具合をより抑制する観点から、好ましくは0.050質量%以下である。また、Nを含有する場合は、N含有量は0.050質量%以下とする。Nを含有する場合は、前記不具合をより抑制する観点から、好ましくは0.014質量%以下である。また、Alを含有する場合は、Al含有量は1.000質量%以下とする。Al含有量は、前記不具合をより抑制する観点から、好ましくは0.400質量%以下、より好ましくは0.200質量%以下である。
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含有され、前記H,N,C,Al,Si,Cr,Ni等である。N,C,Alの含有量については前記のとおりであるが、その他の元素については、H:0.005質量%以下、その他の元素:各0.1質量%以下であれば、本発明の効果を阻害するものではなく許容される。
0.2%耐力の比が1.17を超えると優れた成形性を得られない。したがって、0.2%耐力の比は1.17以下と規定する。0.2%耐力の比は、成形性をより向上させる観点から、好ましくは1.15以下、より好ましくは1.10以下である。なお、0.2%耐力の比は、その原理から1.0が下限値であり、最も良好な特性を発現する。
板成形において、板厚方向の断面減少を伴う変形で破断に至るが、相対的に板厚が薄くなる程、板厚方向の変形量が減る。そのため、高成形性を達成するための耐力の比の制御が特に重要となる。本願発明のチタン板は、その後成形加工されることを想定しているが、板厚が厚いと曲げ変形性に劣り、細かなパターンで成形することは出来ない。よって、板厚上限を1.0mm以下とする。なお、一般的に、板厚が薄くなるほど、冷延圧下率が高くなるので、従来技術では、板厚が薄くなるほど、強度異方性を低減することが難しくなる。
0.2%耐力の比は、後記するように、チタン板の製造における最終冷間圧延率および最終焼鈍の保持温度により制御することができる。
本発明に係るチタン板は、α相結晶粒径が粗大化しすぎると、たとえ強度異方性を低減しても、成形性の劣化を引き起こす。特に板厚が薄くなるに従い、板厚方向に占める結晶粒の数が減り、劣化傾向が顕著になる。
したがって、α相結晶粒の円相当直径(すなわち、結晶粒の断面と同じ面積の円の直径)は、平均値で100μm以下、最大値で300μm以下とする。α相結晶粒の円相当直径は、成形性をより向上させる観点から、好ましくは平均値で60μm以下である。また、α相結晶粒の円相当直径は、成形性をより向上させる観点から、好ましくは最大値で250μm以下、より好ましくは最大値で200μm以下である。
なお、強度異方性を低減させつつ、α相結晶粒の円相当直径を20μm未満とするのは困難であるため、α相結晶粒の円相当直径は、平均値で20μm以上とする。好ましくは平均値で25μm以上である。
(α相結晶粒の円相当直径の標準偏差:10〜40)
標準偏差が強度成形性に影響を及ぼすメカニズムについては必ずしも明確では無いが、サイズの異なるα相結晶粒が混在する場合に、強度異方性をより低減させることができる。
円相当直径の標準偏差が10以上であればその効果が得られる。したがって、円相当直径の標準偏差は10以上とすることが好ましい。前記効果をより向上させる観点から、より好ましくは15以上、さらに好ましくは20以上である。一方、円相当直径の標準偏差が40以下であれば、粗大なα相結晶粒が形成されにくく成形性が向上する。円相当直径の標準偏差は、成形性をより向上させる観点から、より好ましくは35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や燃料電池用セパレータ等、溝形状を設ける成形を施すのに適するため板厚を1.0mm以下とする。チタン板は、板厚が1.0mmを超えると、細かな溝形状を成形により設ける場合、シワが発生しやすくなるため、所望の精緻な溝形状が得られない。また、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。したがって、チタン板の板厚は、1.0mm以下とする。板厚は、成形性やコストなどの観点から、好ましくは0.7mm以下である。一方、チタン板の板厚は、熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータとして実用的な強度を得やすくするため、0.05mm以上とすることが好ましい。板厚は、強度をより向上させる観点から、より好ましくは0.07mm以上である。
具体的には、チタン板の板厚t(mm)としたときに、ピッチが4t〜40t、深さが5t〜15tである溝を、1本または2本以上を設けることにより、従来よりも複雑形状に成形することができる(ピッチおよび深さは、例えば図4の成形金型のピッチおよび最大深さに対応する)。すなわち、溝を深くしたり、溝の幅を狭くしてピッチを狭くしたり、任意の模様を形成することなどが可能となる。そのことによって、成形されたチタン板の表面積を増大させることができ、熱媒体(液体、気体)の流れを均質化し、優れた伝熱効率を発現する熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータを得ることができる。さらに、同様の伝熱効率であっても、高強度化に応じて薄肉化でき、軽量の熱交換器用プレート並びに燃料電池用セパレータを得ることができる。
前記チタン板は、例えば、以下のような製造方法で製造される。
図2に示すように、チタン板の製造方法は、ここでは、チタン材料製造工程S1と、熱間圧延工程S2と、焼鈍工程S3と、冷間圧延工程S4と、中間焼鈍工程S5と、冷間圧延工程S6と、最終焼鈍工程S7と、を含み、この順に行う。なお、焼鈍工程S3および中間焼鈍工程S5は行わなくてもよい。あるいは、焼鈍工程S3および中間焼鈍工程S5はいずれか一方のみ行ってもよい。ここでは、冷間圧延前の焼鈍を行い、かつ中間焼鈍を1回行う場合について図示している。また、後述するように、冷間圧延工程S6の後、さらに中間焼鈍工程および冷間圧延工程を複数回行ってもよい。
以下、各工程について説明する。
チタン材料製造工程S1は、熱間圧延工程S2の前に、Fe、Oを含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなるチタン材料、または、N、C、Alをさらに含有する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(すなわち、インゴット(工業用純チタンである))を製造し、この鋳塊を分塊鍛造または分塊圧延して、その後の工程に供するチタン材料を得る。鋳塊の製造、分塊鍛造または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、所定成分の原料を消耗電極式真空アーク溶解法(VAR法)や電子ビーム溶解法(EB法)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鍛造(熱間鍛造である)してチタン材料とする。Fe等の成分については前記の通りである。
熱間圧延工程S2は、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、700〜1050℃に加熱して熱間圧延を行えばよい。
焼鈍工程S3は、前記工程で作製された熱延板に焼鈍を施す工程である。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、熱延板に600〜850℃の保持温度(すなわち、焼鈍温度)で焼鈍を施すことが好ましい。
冷間圧延工程S4、S5は、焼鈍が施された熱延板に冷間圧延を施す工程である。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。
冷間圧延による総圧下率(すなわち、熱間圧延板に対する加工率)は20〜98%とすることが好ましい。なお、冷間圧延の途中で、前記冷間圧延前と同様の焼鈍(すなわち、中間焼鈍)を行っても良い。また、中間焼鈍と冷間圧延を複数回行っても良い。すなわち、冷間圧延工程S4の次に中間焼鈍工程S5を行い、その後、冷間圧延工程S6(最終冷間圧延工程)を行ってもよい。また、中間焼鈍を複数回行う場合には、中間焼鈍工程S5、冷間圧延工程S6の後、さらに中間焼鈍と冷間圧延とをこの順にそれぞれ1回以上行う。
中間焼鈍は、前記焼鈍工程での焼鈍温度と同様に、600〜850℃の保持温度(すなわち、焼鈍温度)で行うことが好ましい。
最終焼鈍工程S7は、最終冷間圧延の後、最終焼鈍を施す工程である。
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強度異方性を制御する。具体的には、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(すなわち、冷延板)の全体(すなわち、100%)がβ相となる最低温度であり、チタンの組成(すなわち、Fe含有量等)によって変化する。
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(すなわち、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。なお、最終焼鈍工程での加熱後の冷却速度は約80℃/秒(700℃までを直線近似して算出。)とした。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。
(α相の結晶粒の測定)
試験材の表面(すなわち、板面)を研磨して、板厚1/2部(すなわち、板厚中心部)の圧延面において、1.6mm角(すなわち、圧延方向、圧延幅方向に各1.6mm)の領域を、EBSDによる組織観察を行った。EBSD測定は、FE−SEM/EBSD法にて実施した。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、各結晶粒の円相当直径を算出した。円相当直径の平均値および最大値を表1に示す。
試験材から、JISZ2201に規定される13号試験片を切り出し、室温でJIS H4600に基づいて引張試験を実施した。この際、圧延方向(RDとする)を荷重軸方向とした場合に、最小耐力方向となることを確認し、ここでは、最小耐力方向を圧延方向、直交耐力方向を圧延幅方向(TDとする)として、室温引張試験を行い、圧延方向と圧延幅方向における0.2%耐力(それぞれ、YSR,YSTとする)を測定し、強度異方性としてYST/YSRを算出し、それぞれ表1に示す。1.17以下の場合を合格とする。
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(すなわち、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3、4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、最大深さ6.5mmの綾線部を4本有し、各綾線部は頂点に、R=2.5mm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に潤滑のために防錆油を塗布し、各試験材の圧延方向が図3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(E:単位mm)を実験で求めた。そして、下式により、成形性指標(F)を算出した。その結果を表1に示す。なお、成形性指標(F)が正の値となる場合に合格とした。
F=E−(G−H×YS)
G=7.00、H=0.0120
YS=RD方向(圧延方向)の0.2%耐力を無次元化した数値
E=最大押込み深さ量を無次元化した数値
試験体No.14、15、17、18、19、20、23は、最終焼鈍での保持温度がTβよりも低いため、強度異方性が低下せず成形性に劣った。
試験体No.16、21は、最終焼鈍での保持時間が長いため、α粒の円相当直径の最大値が上限を超えた。その結果、強度異方性が低下したものの、成形性に劣った。
試験体No.24は、最終冷間圧延の冷延率が高いため、強度異方性の低下が十分ではなく、成形性に劣った。
2 最小耐力方向
3 直交耐力方向
Claims (6)
- Fe:0.020〜1.000質量%、O:0.020〜0.400質量%、Al:1.000質量%以下を含有し、残部がチタンおよび不可避的不純物からなり、HCP構造であるα相の結晶粒組織を含むチタン板であって、
前記α相の結晶粒における円相当直径が、平均値で20〜100μm、最大値で300μm以下であり、
板表面に平行な方向のうち、0.2%耐力が最小の方向を最小耐力方向とし、前記最小耐力方向と直交する方向を直交耐力方向とした場合、前記最小耐力方向の0.2%耐力をYSRとし、前記直交耐力方向の0.2%耐力をYSTとしたときの比であるYST/YSRが1.17以下であり、
板厚が1.0mm以下であり、
前記α相の結晶粒における円相当直径の標準偏差が10〜40であることを特徴とするチタン板。 - 前記チタン板は、N:0.050質量%以下、C:0.100質量%以下のいずれか1種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項1に記載のチタン板。
- 請求項1または請求項2に記載のチタン板を用いた熱交換器用プレートであって、板厚t(mm)としたときに、ピッチが4t〜40t、深さが5t〜15tである溝を、1本または2本以上有することを特徴とする熱交換器用プレート。
- 請求項1または請求項2に記載のチタン板を用いた燃料電池用セパレータであって、板厚t(mm)としたときに、ピッチが4t〜40t、深さが5t〜15tである溝を、1本または2本以上有することを特徴する燃料電池用セパレータ。
- 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、HCP構造であるα相の結晶粒組織を含み、前記α相の結晶粒における円相当直径が、平均値で20〜100μm、最大値で300μm以下であり、板表面に平行な方向のうち、0.2%耐力が最小の方向を最小耐力方向とし、前記最小耐力方向と直交する方向を直交耐力方向とした場合、前記最小耐力方向の0.2%耐力をYSRとし、前記直交耐力方向の0.2%耐力をYSTとしたときの比であるYST/YSRが1.17以下であり、板厚が1.0mm以下であり、前記α相の結晶粒における円相当直径の標準偏差が10〜40であるチタン板の製造方法であって、
熱延板を、圧下率が20〜87%の条件で冷間圧延して冷延板とする工程と、
前記冷延板を、β変態点(Tβ)以上950℃未満の温度で、0〜180秒間保持する条件下で焼鈍する工程と、を含むことを特徴とするチタン板の製造方法。 - 前記チタン板は、N:0.050質量%以下、C:0.100質量%以下、Al:1.000質量%以下のいずれか1種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項5に記載のチタン板の製造方法。
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