JP6623950B2 - 耐力と延性のバランスに優れるチタン板とその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐力と延性のバランスに優れるチタン板であって、特に圧延方向の均一伸びに優れ、より高耐力が要求されている分野に広く使用される延性に優れたプレート式熱交換器のプレートに適用されるチタン板とその製造方法に関する。

純チタンやチタン合金は、鉄やその合金などの鉄系金属材料に比べて、軽量で強度が高いことからスポーツ・レジャー用具、医療器具、各種プラント用部材、航空・宇宙関係機器などに広く用いられている。また、優れた耐食性を有するため、例えばプレート式熱交換器のプレート材や、自動二輪車用マフラー部材などにも用いられている。

このような製品を製造する場合には、曲げ加工、絞り加工、プレス加工などといった塑性変形を伴う種々の加工が施される。したがって、このような各種の用途に供すべく、チタン板には、プレス加工などの加工時における成形性に強く影響する延性（均一伸び）に優れたものが求められる。

一方、最近では、チタン材の所要量を低減するため薄肉化が要求され、現状より高強度化が求められている。つまり結局のところ、延性と強度というトレードオフの関係にある材料特性を同時に満足させるチタン板の開発が必要となる。

純チタンに関してＪＩＳにおいては、チタン以外の鉄（Ｆｅ）や酸素（Ｏ）の含有量により、ＪＩＳ１種、ＪＩＳ２種、ＪＩＳ３種、ＪＩＳ４種などが規定されている。この純チタンの材料特性としては、Ｆｅなどの含有量が少ないＪＩＳ１種が最も低強度で成形性に優れ、ＪＩＳ２種、ＪＩＳ３種となるにしたがって高強度となることが知られている。しかし一方で、ＪＩＳ２種、ＪＩＳ３種、となるほどに延性が低下し、これらを用いてプレス加工などを実施させることは容易ではない。これは、酸素による固溶強化やβ相安定化元素であるＦｅによるα相結晶粒界での粒成長抑制によって細粒化され、双晶変形が困難になるため、強度の増加とともに延性が損なわれ、それに伴い成形性が劣化するからである。

プレート式熱交換器のプレート材（以下単に「プレート材」ともいう。）として、チタン板が広く用いられている。プレート式熱交換器では、伝熱効率を向上させるため、プレート材のチタン板にＶ字状のプレスパターンを形成している。金型でプレス成形を行ってＶ字状のプレスパターンを形成するとき、Ｖ字の頂点に割れが発生しやすい。Ｆｅ、酸素の含有量が少ないＪＩＳ１種は最も低強度で成形性に優れるため、複雑形状にプレス加工されるプレート式熱交換器のプレート材には、従来ＪＩＳ１種が使用されている。

特許文献１にはα相のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向とし、Ａ方向の全伸びが２０％以上であるチタン板が記載されている。圧延方向と直角の方向（圧延幅方向）がＡ方向となる。そして、プレート材にＶ字状のプレスパターンを形成するに際し、Ｖ字の頂点の方向をＡ方向、即ち圧延方向と直角の方向に向けることにより、成形性が向上するとしている。しかし、プレート式熱交換器において、Ｖ字状の頂点の方向がプレート材の長手方向である。従って、一方向圧延された工業用純チタン冷延コイルにおいては、Ｖ字状の頂点の方向（プレート材の長手方向）を圧延直角方向としたのでは、長尺のプレート材を製造することができない。また、実施例においては結晶粒径が３０μｍに満たない場合があり、圧延方向における良好な均一伸びが得られない。なお、Ｃ軸とは図１に示したα相の六方晶構造の（０００２）面に垂直な縦の軸である。

特許文献２に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が規定されているが結晶粒径は規定されていない。チタン板の引張特性や成形性は結晶粒径の影響を強く受け、Ｏ（酸素）含有量が多くなるにつれて結晶粒径が大きくならないと双晶変形が困難となり、良好な均一伸びおよび成形性が得られない。また、冷延率が８５％以下と低く、後述の本発明における組織が得られない。

特許文献３にはシュミット因子と結晶粒径の関係が規定されており、製造方法は焼鈍での昇温速度が「好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましく２５℃／ｓ以上」と記載されている。焼鈍時の昇温速度が速すぎると、双晶変形しやすい結晶方位に配向しすぎてしまう。さらに、最終焼鈍後の冷間加工が施されていない。結晶配向の緩和がなされていないため、材料が降伏しやすくなり、高耐力が得られない。

特許文献４においてもシュミット因子と結晶粒径の関係が規定されているが、実施例の発明例では最終焼鈍温度が８３０℃以上であり、この場合β相の生成による粒成長の抑制が懸念される。

特許文献５にはα相の結晶粒界の方位差分布、結晶粒径などが規定されているが、１０μｍでは双晶変形が起こりにくく、良好な均一伸びが得られず過酷なプレス成形が困難となる。

特許文献６には、シュミット因子を規定するとともに、全結晶粒（α相）のうち圧延方向に対するｃ軸の角度が７０〜９０°の結晶粒が占める面積率が９０％以下であるチタン板が開示されている。これにより、プレス成形性とともに延びフランジ性に優れるとしている。また特許文献７には、圧延面に存在する結晶粒（α相）のｃ軸の角度の平均値、及び圧延方向に対するｃ軸の角度の平均値がそれぞれ所定の範囲内であるチタン板が開示されている。これにより、プレス成形性に優れるとしている。

特開２０１１−０２５２６９号公報 特開２０１２−０７２４４４号公報 特開２０１２−１５８７７６号公報 特開２０１２−２１４８６０号公報 特開２０１４−０１２８８１号公報 特開２０１２−２１４８６１号公報 特開２０１２−２１４８６２号公報

前述のとおり、プレート式熱交換器のプレート材をはじめとして、薄肉化を図るために高耐力が求められている。一方で、プレート材のプレス成形性を確保するため、高い延性も求められる。特に、プレート材の長手方向を圧延方向と一致させて長尺のプレート材を製造するため、圧延方向の均一伸びを高めることが重要である。本発明は、チタン板の圧延方向の０．２％耐力が２１５ＭＰａ以上、圧延方向の均一伸びが３０％以上を両立する、耐力と延性のバランスに優れるチタン板を提供することを目的とする。特許文献６、７に記載の発明では、本発明が目的とする耐力と延性のバランスを安定して両立することができないことがわかった。

本発明は、耐力を高めるとともに圧延方向に良好な延性を有する、耐力と延性のバランスに優れるチタン板とその製造方法を提供することを目的とする。

一般に、純チタンの耐力を高める手法として、Ｏ（酸素）含有量の増大、結晶粒の微細化の手段が用いられる。ところが、このような手段で高耐力化すると、同時に延性が低下してしまい、本発明のように高耐力と高延性を同時に得ようとする場合には適切ではない。

それに対して本発明は、チタン板の結晶組織に関し、ＲＤ方向（圧延方向）とα相のＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が、０〜５０°、７０〜９０°となる結晶粒の割合（以下「ＳＤ値」ともいう。）を低下させて９０．０〜９５．０％とするとともに、チタン板のＦｅ、Ｏ濃度とα相結晶粒径を適正化することにより、延性を低下させずに耐力を向上できることを見いだした。冷延後の焼鈍における加熱速度、焼鈍温度、及び冷却パターンを適正化するとともに、焼鈍後の調質圧延の伸び率を適正化することにより、ＳＤ値を９０．０〜９５．０％とすることができる。

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量で、Ｆｅ：０．０７％以下、Ｏ：０．０６％以上０．１５％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、等軸α相の円相当平均結晶粒径が３０μｍ以上１５０μｍ以下であり、さらにＯ含有量（質量％）と平均結晶粒径（μｍ）の関係が以下の（１）式を満たし、ＲＤ方向（圧延方向）とα相のＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が０〜５０°または７０〜９０°となる結晶粒の割合（ＳＤ値）が９０．０％以上９５．０％以下、板厚が０．４ｍｍ以上であって、圧延方向を引張軸とした均一伸びが３０％以上を有する耐力と延性のバランスに優れるチタン板。
Ｏ含有量（質量％）≦０．０００９６×平均結晶粒径＋０．０２９ （１）
（２）上記（１）に記載した耐力と延性のバランスに優れるチタン板の製造方法であって、圧延率８５％以上で最終冷間圧延を行い、最終焼鈍において１℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下の加熱速度で７９０〜８３０℃に加熱して２ｍｉｎ以下の保持を行ない、５℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃〜７５０℃に冷却後１〜５ｍｉｎ保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで冷却する最終焼鈍を行ない、調質圧延を伸び率０．７〜１．５％で行なうことを特徴とする耐力と延性のバランスに優れるチタン板の製造方法。

本発明では、結晶方位の制御（ＳＤ値：９０．０〜９５．０％）により、塑性変形時の双晶変形を活発化させて耐力を損なわずに延性を向上させ、あわせて酸素の固溶強化により耐力を高め、結晶粒の粗大化によって延性を向上し、耐力と延性のバランスに優れるチタン板が得られる。

チタン六方晶のＣ軸方位を示す図である。 圧延と各方位との関係を示す図である。 チタン六方晶の（０００１）の配向度合いを示す正極点図であり、（ａ）は従来例、（ｂ）は本発明例である。

本発明は、チタン板の圧延方向の０．２％耐力が２１５ＭＰａ以上、圧延方向の均一伸びが３０％以上を両立する、耐力と延性のバランスに優れるチタン板を提供することを目的としている。

純チタンにおいて、耐力（降伏強度）に影響を及ぼすのは、「転位の稼働（すべり変形）のしにくさ」および「双晶変形の起こりにくさ」であり、延性に影響を及ぼすのは、「双晶変形に起因した加工硬化のしやすさ」である。双晶変形が加工硬化に寄与する理由は、塑性変形が進むにつれて発生する双晶が粒界の役割を果たし（結晶粒微細化効果）、転位の動きを阻害するためである。双晶変形が起こりやすい場合（ＪＩＳ１種）、変形とともに双晶が発生する＝結晶粒が細かくなっていくので、高ひずみでも加工硬化が進行してくびれにくく延性に優れる。一方、結晶粒が細かい場合、塑性変形初期の加工硬化は進行しやすいが、すぐに硬くなってしまい、高ひずみ域の段階ではくびれが発生してしまう。

以上をまとめると、高耐力かつ高延性な材料を得るには、第１に力を加えたとき降伏するまですべり変形および双晶変形が生じにくく、第２に降伏後は塑性変形の進行とともに双晶変形が生じて高ひずみでも局所変形せず加工硬化することが条件である。

高耐力と高成形性は双晶変形の難易が影響するため一見矛盾しているが、言い換えると、高耐力は「降伏までは双晶変形が起こりにくい（すべり変形も）」こと、高成形性は「降伏後の塑性変形で双晶変形が生じやすい」ことが条件である。

純チタンの耐力を高める手法として、従来はＯ含有量の増大、結晶粒の微細化が用いられていた。結晶粒微細化は先に述べたとおり、降伏前、降伏後ともに双晶変形しにくくなるため、耐力が高まるとともに伸びが劣化するので不可である。また、Ｏ含有量の増大だけでは不十分である。

本発明は、α相の結晶方位に着目し、ＲＤ方向（圧延方向）とＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が、０〜５０°、７０〜９０°となる結晶粒の割合（ＳＤ値）を低下させて９５．０％以下とするとともに、チタン板のＦｅ、Ｏ濃度とα相結晶粒径を適正化することにより、延性と耐力を向上できることを見いだした。以下、詳細に説明する。

（圧延方向を引張軸とした均一伸び）
プレス加工などによって局所的に変形してくびれが発生するとその部分の板厚が薄くなり、剛性が不十分となる。均一に変形させるためには均一伸びが３０％以上必要である。そこで本発明は、圧延方向を引張軸とした均一伸びを３０％以上とする。

まず、チタン板の成分組成について説明する。

（Ｆｅ含有量：質量で０．０７％以下）
下記に説明するように、本発明は等軸α相の平均結晶粒径を３０μｍ以上とする。そのため、Ｆｅ含有量はチタン材料中に質量で０．０７％以下とする。チタン材料において、Ｆｅはβ相安定化元素であり、一部はα相に固溶するものの、多くはβ相に固溶することが知られている。つまり、Ｆｅの量が多くなるとβ相の量が増加し、これに伴ってα相の粒成長が抑制されα相の平均結晶粒径が３０μｍに到達するまでに長時間を要してしまう。後述のとおり、等軸α相の円相当平均結晶粒径が３０μｍ以上にて、チタン材の成形に重要な双晶変形が活発となる。したがって、チタン材料におけるＦｅ含有量が質量で０．０７％以下としているのは、β相の量を抑制しα相の粒成長を容易にするためである。好ましくはＦｅ含有量が０．０６％以下、より好ましくは０．０５％以下である。一方で本発明においてＦｅ含有量の下限は特に定めるものではないが、通常のチタン原料であるスポンジチタンやスクラップを使用するため、質量で０．０１％以上が好ましい下限である。

（Ｏ含有量：質量で０．０６％以上０．１５％以下）
Ｏ（酸素）含有量はチタン材料中に質量で０．０６％以上０．１５％以下とする。Ｏ含有量が０．０６％未満の場合においては、チタン材の耐力が低下してしまい、チタン板を用いて製造する製品に十分な耐力を付与させることが困難となる恐れを有する。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｏ含有量が０．１５％を超えると、下記のようにα相の結晶粒径を調整しても、降伏後の双晶変形が活発に活動しにくくなり延性の低いチタン板となってしまうため、上限を０．１５％とした。好ましくはＯ含有量が０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。

次に、等軸α相の平均結晶粒径、及び結晶粒径とＯ含有量の関係について説明する。

（等軸α相の平均結晶粒径：３０〜１５０μｍ）
本発明のチタン材料によって形成されるチタン板は、等軸α相の結晶粒径が３０〜１５０μｍとなるようにチタン板を形成することで、降伏後に塑性変形が進行するにつれて双晶変形の活動が活発になり、延性が向上する。本発明のチタン板は、結晶の全部または大部分が等軸α相で構成される。具体的には、面積率で９８％以上が等軸α晶で構成される。チタン板中の一部にβ相や針状α相が含まれる場合は、等軸α相のみを抽出してその平均結晶粒径を求める。

等軸α相の平均結晶粒径が３０μｍ以上において双晶が発生しやすくなる理由は、結晶粒界の表面積が小さく、塑性変形時に粒界への応力集中が大きくなるためである。発生した双晶は結晶粒界の役割をして転位をピン止めし加工硬化が起こりやすくなる。このため、均一伸びが増加して、成形性が向上する。α相の平均結晶粒径が３０μｍを下回ると、酸素が十分に少なくても降伏後の双晶変形の活動が抑制され、成形性を低下させる恐れを有する。すべり系の少ない六方最密構造であるα相においては、双晶変形の発生有無が塑性変形能を左右する。α相結晶粒径を３０μｍ以上とすることで、結晶粒界に大きな応力集中が生じて双晶変形が起こりやすくなり、延性を向上することができる。逆に言えば、結晶粒径が小さいと粒界への応力集中が分散するため、結晶粒界への応力が小さくなり、双晶変形が起こりにくくなる。好ましくは結晶粒径が４０μｍ以上で、より好ましくは５０μｍ以上である。

一方で、等軸α相の平均結晶粒径が１５０μｍより大きくなると板厚に対する薄板の厚さに対して結晶粒数が極端に少なくなる。すなわち、双晶変形できる結晶粒数そのものが減少してしまうので、１５０μｍを上限とする。

（Ｏ含有量（質量％）≦０．０００９６×平均結晶粒径＋０．０２９ （１））
双晶変形の起こりやすさは、Ｏ含有量と結晶粒径に依存し、Ｏ含有量によって双晶変形が可能となる結晶粒径が異なる。「Ｏ含有量＞０．０００９６×平均結晶粒径＋０．０２９」となると、そのＯ含有量に対して結晶粒径が十分大きくないため双晶変形が生じにくくなり、延性が低下する。そこで、上記（１）式を規定することとした。ここで平均結晶粒径とは、等軸α相の平均結晶粒径を意味する。

（ＲＤ方向（圧延方向）とα相のＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が０〜５０°または７０〜９０°となる結晶粒の割合（ＳＤ値）：９０．０％以上９５．０％以下）
チタンα相は、図１に示すように六方晶構造であり、その（０００２）面に垂直な軸をＣ軸と呼ぶ。また、チタン板の圧延時における各方向について、図２に示すように、圧延方向をＲＤ方向、圧延幅方向をＴＤ方向、板に垂直方向をＮＤ方向と呼ぶ。本発明は、ＲＤ方向（圧延方向）と結晶粒のＣ軸（＜０００２＞方向）との角度に着目した。図３は、チタン六方晶の（０００１）の配向度合いを示す正極点図である。図の右方がＴＤ方向、下方がＲＤ方向、紙面に垂直方向がＮＤ方向である。

ＲＤ方向（圧延方向）とα相の結晶粒のＣ軸（＜０００２＞方向）との角度が０〜５０°または７０〜９０°となる方位関係にあるとき、圧延方向の変形（例えばＬ方向への引張変形）により、それぞれ｛１０−１２｝双晶および｛１１−２２｝双晶が活動する。したがって、この方位関係を有する結晶粒の割合が多いほど、双晶変形が起こりやすい。これは、上記結晶方位にあるとき、これら双晶系のシュミット因子が大きくなるからである。シュミット因子が大きくなると双晶が活動しやすくなる（つまり、双晶変形が起こりやすい）。一方、ＲＤ方向（圧延方向）とＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が５０〜７０°の場合、上記双晶系のシュミット因子は小さくなる。したがって、ＲＤ方向（圧延方向）とＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が０〜５０°または７０〜９０°となる結晶粒の割合（ＳＤ値）が高すぎると、具体的にはＳＤ値が９５．０％を超えると、変形初期に双晶変形が起こりやすく、変形後期では双晶変形が起こりにくくなり、加工硬化が不十分で延性が低下し、均一伸びが低い値となる。

図３（ａ）は通常のチタン板製造方法で製造した場合の正極点図である。ＳＤ値は９６％であり、均一伸びは２９％であった。これに対し、ＳＤ値を低減して９５．０％以下とすることにより、降伏後の双晶変形が起こりやすくなり、延性を向上できることがわかった。図３（ｂ）は本発明のチタン板の正極点図であり、ＳＤ値は９２％であり、均一伸びは３２％であった。一方、ＳＤ値が低くなりすぎると、降伏後の塑性変形中において双晶変形が阻害されて延性が低下するため、ＳＤ値はある程度高い割合が必要であり、このためＳＤ値の下限は９０．０％である。チタン板中にβ相が残存してα相比率が下がると、α相のＣ軸方位比率であるＳＤ値も下がることとなる。本発明においてＳＤ値の評価に際し、ＴＤ面において板厚全体で評価を行い、面積率としてＳＤ値を評価した。

（板厚）
板厚が薄くなると、板厚方向の結晶粒が少なくなり、粒界に拘束される結晶粒が少なくなる。双晶変形は粒界への応力集中により生じるため、降伏後の塑性変形で双晶変形が生じる結晶粒も少なくなってしまい、加工硬化しにくくなるので、延性が低下する。板厚が０．４ｍｍ以上であれば、本発明が目標とする耐力と延性のバランスを実現することができる。このため、本発明では板厚を０．４ｍｍ以上とする。一方、板厚が厚くなりすぎるとチタン材の使用量が多くなり本発明の目的に反するため、好ましくは板厚０．８ｍｍを上限とする。

本発明のチタン板の製造方法について説明する。

チタンスラブを熱間圧延した後、冷間圧延を行う。冷間圧延の途中で中間焼鈍を行った場合、最後の中間焼鈍以降の冷間圧延を最終冷間圧延と呼ぶ。最終冷間圧延終了後、最終焼鈍を行う。本発明では、最終焼鈍の後に調質圧延を行う。以下、順次説明する。

（チタン板の最終冷延率：８５％以上９５％以下）
最後の中間焼鈍以降の冷間圧延率を、最終冷延率と呼ぶ。最終冷延率が高いほど、再結晶後の隣接粒間の方位差が大きくなる。前述の通り、双晶変形は粒界への応力集中が大きいほど生じやすい。最終冷延率が高く、隣接粒間の方位差が大きい場合、塑性変形時に粒界への応力集中が生じやすくなるため、双晶変形、特に降伏後の双晶変形が生じやすくなり、延性が向上する。最終冷延率が８５％以上でより顕著となり、ＳＤ値が９０．０％以上となって、降伏後の双晶変形が生じやすくなる。一方、９５％を越える最終冷延率は材料が加工硬化してすべり変形が困難となるため、最終冷延率は９５％以下がよい。ただし、以上の記述は加熱速度の影響も大きいため、下記加熱速度との組み合わせが必須である。

（冷延後の最終焼鈍）
本発明では冷延後の最終焼鈍において、１℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下の加熱速度で７９０〜８３０℃に加熱して２ｍｉｎ以下の保持を行ない、５℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃〜７５０℃に冷却後１〜５ｍｉｎ保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで冷却する。以下、最終焼鈍工程を規定した理由を順次説明する。

（最終焼鈍におけるチタン板の加熱速度：１℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下）
最終焼鈍時の加熱速度は、１℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下がよい。１℃／ｓ未満では、冷延で得られた結晶方位関係が焼鈍後に失われるため、ＳＤ値が低下し、降伏後の双晶変形が生じにくく、延性が低下する。一方、加熱速度が１５℃／ｓ超では双晶変形しやすい結晶方位に配向しすぎてＳＤ値が９５．０％を超え、延性が低下する。バッチ焼鈍では、加熱速度を１℃／ｓ以上とすることは困難である。従って、本発明の最終焼鈍は連続焼鈍で行う必要がある。

（連続焼鈍における高温での保持）
前述のとおり、本発明は等軸α相の円相当平均結晶粒径を３０〜１５０μｍとする。連続焼鈍の場合、７９０℃〜８３０℃で２ｍｉｎ以下保持し、５℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃〜７５０℃に冷却後、その温度で１〜５ｍｉｎ保持することよる、全体としての高温領域での滞在により、結晶粒径を上記範囲とすることができる。この温度領域では粒成長が容易となるので上記温度履歴で粒径を３０μｍ以上とすることが可能である。しかし、８３０℃を超える高温で焼鈍するとβ相が生成するためα粒の成長が抑制され、α相の平均結晶粒径を３０μｍ以上に増大させることが困難となる。一方、７９０℃より低温になると結晶成長速度が低下し、前記（１）式を満足することが困難となる。バッチ焼鈍のように焼鈍時間を長時間にする方法もあるが７５０℃を超えると焼きつきが生じやすくなる。チタン中へのＦｅの固溶量は７５０〜８００℃で最大となるため、これより低い温度ではβ相が生成し結晶粒径を３０μｍ以上とするのが困難である。上記、７９０℃〜８３０℃での保持時間が長すぎると、β相中にＦｅが濃化してβ相が過度に安定化するため、その後の冷却でもβ相が残存してα相比率が低下するため、ＳＤ値が本発明範囲から外れることとなる。

（最終焼鈍における冷却パターン）
上述のとおり、７９０〜８３０℃にて２ｍｉｎ以下の保持を行なった後、５℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃〜７５０℃に冷却後１〜５ｍｉｎ保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで冷却する。
７９０〜８３０℃の保持においてβ相が存在している。ここから５℃／ｓを超える冷却速度で冷却すると、粒成長に大きな影響を与えずとも結晶方位に影響が生じる。これはβ相が急激に冷却されると周囲とは異なるランダムな方位を有してα相へ変態するためである。これに対して本発明では、５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却を行うことにより、β相を周囲のα相と同じ結晶方位にしつつα相へ変態させるので、ＳＤ値を９５．０％以下とすることができる。
上記冷却速度でα単相域が得られる７００〜７５０℃まで冷却して保持し、保持後に急冷する（最終冷却）。保持温度が７５０℃超ではβ相が残存し、その後の急冷でもβ相が残存するため、ＳＤ値を９０．０％以上とすることができない。また保持温度が７００℃未満では保持中のβ相からα相への変態速度が遅くなり、最終冷却前にβ相が残存するため最終冷却でランダム方位のα相が形成されるので、ＳＤ値を９５．０％以下とすることができない。７００〜７５０℃での保持時間が１ｍｉｎより短いと、場合によって最終冷却前にβ相が残存するために、最終冷却でランダム方位のα相が形成されるので、ＳＤ値を安定して９５．０％以下とすることができない。保持時間は１ｍｉｎ以上でβ相はα相へと変態するが、長いほど変態は進む。ただし、長すぎる場合には製造性を低下させることから最大でも５ｍｉｎで十分であり、保持時間が長すぎるとα粒径が大きくなりすぎる。
また、保持後冷却開始から３００℃までの最終冷却を５℃／ｓ以上の冷却速度で行なうのは、格子欠陥を導入し、調質圧延における変形初期にすべり変形が起こりやすいようにし、結果としてチタン鋼板のＳＤ値を目標以内の数値とするためである。なお、格子欠陥を多く導入するためには高温から冷却する方がよいため、単相域が得られる範囲で高温が望ましい。そのため、７００℃〜７５０℃とする。この時の冷却速度は保持温度から３００℃までの平均値である。

（調質圧延の伸び率：０．７〜１．５％）
本発明は最終焼鈍の後、伸び率０．７〜１．５％で調質圧延（スキンパス）のような軽圧下圧延を行い、結晶を回転させる。調質圧延伸び率を０．７％以上とすることによって、前述の最終焼鈍加熱速度を１５℃／ｓ以下とすることとあいまって、ＳＤ値を９５．０％以下とし、降伏後の双晶変形が起こりやすくなり、延性を向上することができる。即ち、軽圧下圧延により結晶が回転しＳＤ値を若干減らすことができる。逆に調質圧延伸び率が低すぎるとＳＤ値を９５．０％以下にすることができない。このため、調質圧延での伸び率は０．７％以上が必要である。

調質圧延伸び率が１．５％を超えるとＳＤ値がさらに低下して９０．０％未満となる場合があるため、降伏後の塑性変形中において双晶変形が阻害されて延性が低下する。また、調質圧延伸び率が増大すると双晶が多く発生してしまい、結晶粒微細化と同様の結果となり、高ひずみで双晶変形できず加工硬化しにくく均一伸びが低下する。このため、伸び率を大きくしてＳＤ値を制御しても均一伸びを向上させられないばかりかむしろ低下させるため、調質圧延伸び率の上限は１．５％である。

以上詳述したように、本発明のチタン板により、圧延方向の耐力と均一伸びを同時に高めることができた。その結果、プレート式熱交換器のプレート材であってＶ字状のプレスパターンを形成したものについて、Ｖ字の頂点の方向を圧延方向とすることができるので、プレート材の長手方向を圧延方向とすることにより、長尺のプレート材を製造することが可能となった。

次に実施例を表１に挙げて本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。

（試験片作製）
アーク溶解によりＦｅ量、Ｏ量を調整したチタン鋳塊を作製し、該鋳塊を１０５０℃に加熱した後、鍛造してスラブを作製した。

該スラブを８５０℃で厚さ４ｍｍまで熱延した後、ショットブラスト、硝ふっ酸酸洗にて表面のスケールを除去した。さらに冷延して厚さ０．３〜０．８ｍｍのチタン薄板を作製した。最後の中間焼鈍以降の最終冷延率を表１に示すように７９〜９３％とした。

このチタン薄板に対して、表１の「焼鈍セグメント１」に記載のように、加熱速度０．５〜２０℃／ｓで７５０〜８５０℃まで加熱し、０．２５〜１２ｍｉｎ保持した。その後、表１の「焼鈍セグメント２」に記載のように、１〜１０℃／ｓの冷却速度で７００〜８５０℃の温度に冷却し、その温度で１〜５ｍｉｎの範囲で保持し、そこから３００℃までの最終冷却速度１〜８０℃／ｓで冷却して最終焼鈍を行った。最終焼鈍したチタン板は、表１の「調質圧延伸び率」に記載のように０〜２．７％の伸び率で調質圧延した。

また、熱延後の表面のスケールを除去した試料のＦｅ含有量をＪＩＳ Ｈ １６１４に準じて測定し、Ｏ含有量をＪＩＳ Ｈ １６２０に準じて測定した。表１に、ＦｅおよびＯ含有量を記載する。

（等軸α相の平均結晶粒径）
等軸α相の平均結晶粒径は、ＴＤ面で光学顕微鏡により撮影した板厚方向全体の組織写真において、板厚中心を中心として４００μｍ×４００μｍの面積の中にある等軸α相の結晶粒数Ｍ及び等軸α相が占める全面積を求め、結晶粒の平均面積を算出した。これより、結晶粒を円相当として、その直径をα相の平均結晶粒径として算出した。

（結晶方位）
ＲＤ方向（圧延方向）とα相のＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が０〜５０°、７０〜９０°となる結晶粒の割合（面積率）をＳＤ値（％）とした。ＳＤ値は、試験片ＴＤ面において（板厚全体）×１ｍｍの範囲を３μｍピッチで後方散乱電子回折像ＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）を用いた結晶方位解析方法によって測定して付属の解析ソフトにて求めた。

（引張試験）
平行部６．２５×３２ｍｍ、標点間２５ｍｍ、チャック部１５ｍｍ幅、全長１００ｍｍの引張試験片を作製し、０．２％耐力測定までは標点間０．５％／ｍｉｎで、耐力測定後は２０％／ｍｉｎの引張速度で引張試験を行った。ここでは、圧延方向（Ｌ方向）の０．２％耐力と圧延方向（Ｌ方向）均一伸びを評価した。０．２％耐力は２１５ＭＰａ以上となる場合を合格とした。均一伸びは３０％以上を合格とした。

結果を表１に示す。本発明範囲から外れる数値及び本発明の品質目標から外れる数値にアンダーラインを付している。（１）式の不等式を外れている場合、表１の「（１）式右辺」の数値にアンダーラインを付した。

表１のＮｏ．３〜５、８、１３〜１６、２２、２６が本発明例である。いずれも、圧延方向の０．２％耐力は２１５ＭＰａ以上、圧延方向の均一伸びは３０％以上を実現している。

比較例Ｎｏ．１はＯ含有量が少ないため、耐力が２１５ＭＰａに満たない。比較例Ｎｏ．２はＦｅ含有量が上限を超えるため、α相粒径が下限を外れるとともに（１）式を満足せず、調質圧延伸び率が０．７％未満であるためにＳＤ値が９５．０％を超えており、均一伸びと耐力が目標に満たない。

比較例Ｎｏ．６は焼鈍セグメント１の焼鈍温度が８３０℃より高く、α相結晶粒径が３０μｍ未満のため、均一伸びと耐力が目標に満たない。比較例Ｎｏ．７は焼鈍セグメント１の加熱速度が１５℃／ｓより速く、ＳＤ値が９５．０％を超えているため、均一伸びが目標に満たない。

比較例Ｎｏ．９は調質圧延伸び率が０．７％未満であり、ＳＤ値が９５．０％を超えているため、均一伸びが目標に満たない。比較例Ｎｏ．１０は調質圧延伸び率が１．５％を越えており、均一伸びが３０％に満たない。
比較例Ｎｏ．１１は焼鈍セグメント２の冷却速度が速すぎるため、ＳＤ値が９５．０％を越え、均一伸びが目標に満たない。比較例Ｎｏ．１２は焼鈍セグメント２の保持温度が低すぎるため、ＳＤ値が９５．０％を超えるとともにα相粒径とＯ含有量の関係が（１）式を満たさず、均一伸びが目標に満たない。

比較例Ｎｏ．１７は板厚が０．４ｍｍ未満のため、均一伸びが３０％以上に満たない。比較例Ｎｏ．１８は最終冷延率が８５％未満であり、ＳＤ値が９０．０％未満のため、均一伸びが３０％以上に満たない。
比較例Ｎｏ．１９は焼鈍セグメント１の加熱速度が１℃／ｓ未満であり、ＳＤ値が９０．０％未満のため、均一伸びが３０％に満たない。比較例Ｎｏ．２０は焼鈍セグメント１の焼鈍温度が低く結晶粒径が小さめであることから、（１）式を満たしていないため、均一伸びが３０％に満たない。比較例Ｎｏ．２１は焼鈍セグメント２の最終冷却速度が遅すぎるため、ＳＤ値が９０．０％未満であり、均一伸びが目標に満たない。

比較例Ｎｏ．２３は最終冷延率が８５％未満であり、ＳＤ値が９０．０％未満のため、均一伸びが３０％に満たない。
比較例Ｎｏ．２４は焼鈍セグメント１の焼鈍時間が長すぎるため、最終焼鈍後にβ相が残存し、ＳＤ値が９０．０％未満であって均一伸びが目標に満たない。焼鈍時間が長すぎたため、焼鈍中にβ相中にＦｅが拡散してβ相が安定化したためと推定される。比較例Ｎｏ．２５は焼鈍セグメント２の保持温度が高すぎ、ＳＤ値が９０．０％に満たず、均一伸びが目標に満たない。

比較例Ｎｏ．２７はＯ含有量が多いため、（１）式を満足せず、均一伸びが３０％に満たない。
比較例Ｎｏ．２８、２９は、焼鈍セグメント２における冷却速度が速すぎるとともに７００〜７５０℃での保持を行っていないため、ＳＤ値が９５．０％を超え、均一伸びが目標に満たない。比較例Ｎｏ．３０は、焼鈍セグメント２における７００〜７５０℃での保持時間が短いため、ＳＤ値が９５．０％を超え、均一伸びが目標に満たない。

Claims (2)

1. 質量で、Ｆｅ：０．０７％以下、Ｏ：０．０６％以上０．１５％以下を含有し、残部がＴｉおよび不可避的不純物からなり、等軸α相の円相当平均結晶粒径が３０μｍ以上１５０μｍ以下であり、さらにＯ含有量（質量％）と平均結晶粒径（μｍ）の関係が以下の（１）式を満たし、ＲＤ方向（圧延方向）とα相のＣ軸（＜０００２＞方向）とのなす角度が０〜５０°または７０〜９０°となる結晶粒の割合が９０．０％以上９５．０％以下、板厚が０．４ｍｍ以上であって、圧延方向を引張軸とした均一伸びが３０％以上を有することを特徴とする耐力と延性のバランスに優れるチタン板。
   Ｏ含有量（質量％）≦０．０００９６×平均結晶粒径＋０．０２９ （１）
2. 請求項１に記載した耐力と延性のバランスに優れるチタン板の製造方法であって、圧延率８５％以上で最終冷間圧延を行い、最終焼鈍において１℃／ｓ以上１５℃／ｓ以下の加熱速度で７９０〜８３０℃に加熱して２ｍｉｎ以下の保持を行ない、５℃／ｓ以下の冷却速度で７００℃〜７５０℃に冷却後１〜５ｍｉｎ保持し、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃まで冷却する最終焼鈍を行ない、調質圧延を伸び率０．７〜１．５％で行なうことを特徴とする耐力と延性のバランスに優れるチタン板の製造方法。