WO2023084746A1 - チタン板 - Google Patents

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WO2023084746A1
WO2023084746A1 PCT/JP2021/041769 JP2021041769W WO2023084746A1 WO 2023084746 A1 WO2023084746 A1 WO 2023084746A1 JP 2021041769 W JP2021041769 W JP 2021041769W WO 2023084746 A1 WO2023084746 A1 WO 2023084746A1
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WO
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phase
crystal
titanium
titanium plate
grain size
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/041769
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English (en)
French (fr)
Inventor
元気 塚本
遼太郎 三好
知徳 國枝
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/16—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of other metals or alloys based thereon
    • C22F1/18—High-melting or refractory metals or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to titanium plates.
  • the titanium that makes up the titanium plate is classified into pure titanium and titanium alloy according to its chemical composition.
  • Pure titanium has a smaller alloy component content than titanium alloys, and has a crystal structure called a hexagonal close-packed structure (hcp) at room temperature.
  • the close-packed hexagonal structure is also called hexagonal crystal, ⁇ -phase.
  • the hcp crystals that make up pure titanium have poor symmetry as a crystal structure. Therefore, the properties of pure titanium vary greatly depending on the orientation of the crystal orientation, that is, the texture.
  • the c-axis ([0001] axis) of hcp is A texture mainly composed of a crystal orientation (split-TD) tilted by about 35° from ND (plate surface normal direction) toward TD (plate width direction) is formed.
  • the texture mainly having the split-TD orientation is excellent in plane strain stretch formability with TD as the main strain. For this reason, when severely forming a pure titanium thin sheet, it is sometimes designed so that the deformation mode of the portion where the strain is most concentrated is the plane strain in the sheet width direction.
  • Patent Document 1 it is pure titanium containing a predetermined component, and the ratio of crystal grains in which the angle formed by the RD (rolling direction) and the c-axis is 0 to 50 ° or 70 to 90 ° is 90.0. % or more and 95% or less.
  • An object of the present invention is to provide a titanium sheet that has superior plane strain stretch formability with TD as the main strain compared to conventional ones.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the area ratio of the ⁇ phase having a crystal orientation whose absolute value of the misorientation with respect to (0°, 35°, 0°) is within 15° is defined as X3.
  • the area ratio of the ⁇ phase having a crystal orientation whose absolute value of the misorientation is within 15 °, and (0 °, 35 °, 0 °) and (0 ° , 35°, 30°) is defined as X3&4
  • the area ratio of the ⁇ phase having a crystal orientation whose absolute value of the misorientation is within 15°, (X3 + X4 - X3 & 4) / (X1 + X2 - X1 & 2) is 5 .0 or more.
  • the ⁇ -phase may have an average crystal grain size of 70.0 ⁇ m or less.
  • the ⁇ -phase may have an average crystal grain size of 20.0 ⁇ m or less.
  • the value obtained by dividing the standard deviation of the crystal grain size of the ⁇ phase by the average crystal grain size of the ⁇ phase , the coefficient of variation of the crystal grain size of the ⁇ -phase may be 0.75 or less.
  • FIG. 4 is a diagram showing the crystal orientation distribution function ODF of the titanium plate according to the present embodiment by contour lines within the space of Euler angles.
  • FIG. 10 is a diagram showing contour lines of the crystal orientation distribution function ODF in the space of Euler angles for a titanium plate of a conventional example.
  • the inventors of the present invention found that pure titanium produced by a conventional production method has a slight crystal orientation (T-texture) in which the c-axis is oriented parallel to the plate width direction (TD) in addition to the above-mentioned Split-TD.
  • T-texture a slight crystal orientation
  • TD plate width direction
  • the inventors of the present invention conducted further studies on a method for suppressing the generation of T-texture. It has been found that the cooling suppresses the generation of T-texture and dramatically improves the plane strain stretch formability of the titanium sheet with the TD as the main strain.
  • the titanium plate according to this embodiment will be described in detail below.
  • the titanium plate according to the present invention is, for example, grades 1 to 2 specified by JIS H4600 (2012), Grades 1 to 2 specified by ASTM B265 corresponding thereto, and 3.7025 specified by DIN 17850. , 3.7035 and 3.7055 (also called industrially pure titanium).
  • the chemical composition of the titanium plate according to this embodiment is specifically described below.
  • the unit "%" of content of an element means the mass %.
  • O 0.02% or more and 0.15% or less
  • O is an element that is always contained in titanium, and improves the 0.2% yield strength.
  • the lower limit of the O content is 0.02%, preferably 0.03%.
  • the upper limit of the O content is 0.15%, preferably 0.10%, and more preferably 0.08%.
  • Fe 0.02% or more and 0.20% or less Fe is an element that is always contained in titanium, and has the effect of improving the 0.2% proof stress. However, if the amount of Fe is too large, the ⁇ phase precipitates during the final annealing, which adversely affects formability.
  • the lower limit of the Fe content is 0.02%, preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Fe content is 0.20%, preferably 0.10%, and more preferably 0.08%.
  • N 0-0.0800% N may not be included in the titanium plate. Also, N lowers the workability of the titanium plate. Therefore, the lower limit of the N content is 0%. Also, the upper limit of the N content is 0.080%. However, considering the cost for reducing the N content, the N content may be 0.0001% or more, 0.0003% or more, or 0.0005% or more. Also, the N content may be 0.0700% or less, 0.0600% or less, or 0.0500% or less.
  • C 0 to 0.1000% C does not have to be included in the titanium plate. Therefore, the lower limit of the C content is 0%. Also, the upper limit of the C content is 0.1000%. However, considering the cost for reducing the C content, the C content may be 0.0001% or more, 0.0003% or more, or 0.0005% or more. Also, the C content may be 0.0800% or less, 0.0500% or less, or 0.0300% or less.
  • H 0-0.0130% H may not be included in the titanium plate. Also, H causes embrittlement of the titanium plate. Therefore, the lower limit of the H content is 0%. Also, the upper limit of the H content is 0.0130%. However, considering the cost for reducing the H content, the H content may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0003% or more. Also, the H content may be 0.0100% or less, 0.0080% or less, 0.0060% or less, 0.0040% or less, or 0.0030% or less.
  • the remainder of the chemical composition of the titanium plate according to this embodiment may be Ti and impurities.
  • Impurities include, for example, Cl, Na, Mg, Si, and Ca that are mixed in during the refining process, and Al, Zr, Sn, Mo, Nb, Ta, and V that are mixed in from scrap.
  • the content is, for example, 0.1% or less for each, and a total amount of 0.5% or less is a level that causes no problem.
  • the titanium plate according to the present embodiment is industrially called pure titanium because it has the above-described composition.
  • Pure titanium has an ⁇ -phase (hcp) as a main crystal structure due to its chemical composition.
  • the crystal structure mainly composed of ⁇ -phase means that the ⁇ -phase fraction in the entire evaluation surface is 95% or more in terms of area ratio. This fraction is preferably 97% or more, more preferably 99% or more.
  • the crystal structure other than the ⁇ phase is the ⁇ phase.
  • the notation method using Euler angles is used in order to express the crystal orientation in the texture in three dimensions.
  • the notation method (Bunge notation method) using Euler angles will be described below.
  • RD is the rolling direction of the titanium plate
  • TD is the width direction of the titanium plate
  • ND is the plate surface normal direction of the titanium plate.
  • RD and TD can be specified based on, for example, the stretching direction of roll traces formed on the surface of the titanium plate, the dimensions of the titanium plate, or the stretching direction of crystals on the titanium plate.
  • a crystal coordinate system in the case of titanium ⁇ -phase, a coordinate system based on the direction of the hcp structure
  • the Z-axis in the crystal coordinate system is the [0001] direction in terms of Miller indices.
  • the X-axis in the crystal coordinate system may be taken in the [10-10] direction (normal direction of the cylindrical surface) or in the [1-210] direction.
  • the X axis is the [1-210] direction.
  • the Y-axis is the [10-10] direction (the normal direction of the cylindrical surface).
  • these three angles of ⁇ 1 °, ⁇ °, and ⁇ 2 ° are used to express the crystal orientation of an arbitrary crystal grain (such as the c-axis direction). That is, when the crystal orientation of the crystal shown in FIG. 1A is expressed in Euler angles, it is (0,0,0), and when the crystal orientation of the crystal shown in FIG. 1B is expressed in Euler angles, it is ( ⁇ 1 ,0,0).
  • the crystal orientation of the crystal shown in FIG. 1C is represented by Euler angles as ( ⁇ 1 , ⁇ ,0), and the crystal orientation of the crystal shown in FIG. ⁇ 2 ).
  • the crystal structure of the ⁇ phase which is the structure of the main phase of the titanium plate, is hexagonal. can be written.
  • overlined values are negative values.
  • a minus sign is used instead of an overline to indicate a negative value in the Miller index. Accordingly, the notation of some crystal orientations in the drawings is rewritten as follows in the specification.
  • the crystal orientation distribution of a polycrystal is represented by a function f ( ⁇ 1 , ⁇ , ⁇ 2 ) using the above-mentioned Euler angles ( ⁇ 1 , ⁇ , ⁇ 2 ), and this function is called a crystal orientation distribution function (Orientation Distribution Function (ODF). If the crystal orientation ( ⁇ 1 , ⁇ , ⁇ 2 ) is g, the ODF can be expressed as f(g). It means that the higher the value of f(g), the more crystals are oriented in the crystal orientation g.
  • ODF Orientation Distribution Function
  • the texture which is a general texture of a titanium plate manufactured by a conventional conventional method, and has a preferential orientation in an orientation in which the c-axis is inclined about 35° to TD, is hereinafter referred to as the Euler angle ( ⁇ 1 , ⁇ , ⁇ 2 ).
  • f(g) at a specific ⁇ 2 is plotted on the horizontal axis: ⁇ 1 (0 to 90°) and the vertical axis: ⁇ (0 to 90°). Represented by contour lines in space.
  • FIG. 3 is a diagram of a pure titanium plate manufactured by a conventional manufacturing method.
  • ⁇ 1 0° and the orientation of the crystal orientation is confirmed from ⁇ to 35° to 90°.
  • These crystal orientations (T-texture) indicated by (0°, 90°, 0°) and (0°, 90°, 30°) deteriorate the plane strain stretch formability with TD as the main strain.
  • the absolute values of the misorientation for both (0°, 90°, 0°) and (0°, 90°, 30°) are crystal orientations within 30°, and the area ratio of the ⁇ phase is defined as X1 & 2.
  • X1&2 is the area fraction of the alpha phase that is included in both X1 and X2.
  • X1+X2-X1&2 is defined as the presence ratio of the T-texture.
  • the crystal orientation (T-texture) indicated by (0°, 90°, 0°) and (0°, 90°, 30°) deteriorates plane strain stretch formability with TD as the principal strain. Therefore, the smaller the area ratio of the crystals with these crystal orientations, the better.
  • the upper limit of the sum of both (X1+X2-X1&2) is 0.075, preferably 0.070.
  • FIG. 2 shows the titanium plate according to the present embodiment
  • the existence ratio of Split-TD in the titanium plate is defined as follows. That is, the absolute value of the misorientation with respect to (0 °, 35 °, 0 °) is defined as X3, the area ratio of the ⁇ phase, which is a crystal orientation within 15 °, and the orientation with respect to (0 °, 35 °, 30 °) X4 is defined as the area ratio of the ⁇ phase having a crystal orientation with an absolute difference of 15° or less. Furthermore, the absolute values of the misorientation for both (0°, 35°, 0°) and (0°, 35°, 30°) are crystal orientations within 15°, and the area ratio of the ⁇ phase is defined as X3 & 4. do. X3&4 are the area fractions of the alpha phase that are included in both X3 and X4. Then, X3+X4-X3&4 is defined as the existence ratio of Split-TD.
  • the crystal orientation (Split-TD) indicated by (0°, 35°, 0°) or (0°, 35°, 30°) is extremely excellent in plane strain stretch formability with TD as the main strain , the larger the area ratio of the crystals with these crystal orientations, the better. Therefore, (X3+X4-X3&4)/(X1+X2-X1&2) is Bigger is better.
  • the lower limit of (X3+X4-X3&4)/(X1+X2-X1&2) is preferably 5.0, more preferably 5.5.
  • the crystal area ratios X1 to X4, which are the crystal orientations, can be measured as follows. A surface perpendicular to the plate width direction of the titanium plate (hereinafter also referred to as "L section") is polished and used as a measurement surface, and an electron beam is scanned with a scanning electron microscope (SEM) in a field of view of the total plate thickness x 15 mm of this surface.
  • SEM scanning electron microscope
  • the EBSD pattern was measured by an electron beam backscatter diffraction (EBSD) method with a step size of 10 ⁇ m.
  • each area ratio was calculated using OIM Analysis ver 7.31 software manufactured by TSL Solutions. For example, if a dense hexagonal crystal structure is designated as the crystal structure, the area ratio of the crystal whose absolute value of the misorientation is within 30° centering on (0°, 90°, 0°) and (0°, 90°, 30°), the absolute value of the misorientation is within 30°.
  • X3+X4-X3&4 can also be obtained by a similar procedure. Only analysis data with a CI value (Confidence of Index value) of 0.1 or more was used for the analysis.
  • the average crystal grain size of the ⁇ -phase is preferably 70.0 ⁇ m or less, 50.0 ⁇ m or less, 25.0 ⁇ m or less, more preferably 20.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of the ⁇ -phase is preferably 2.0 ⁇ m or more.
  • ⁇ Changes in grain size of ⁇ -phase>> A value obtained by dividing the standard deviation of the crystal grain size (equivalent circle diameter) of the ⁇ phase by the average value of the crystal grain size of the ⁇ phase is defined as the coefficient of variation of the crystal grain size of the ⁇ phase. If the coefficient of variation of the crystal grain size of the ⁇ -phase is too large, the distribution of the crystal grain size becomes non-uniform, and deformation concentrates on a specific crystal grain, possibly deteriorating the formability. Therefore, the variation coefficient of the crystal grain size of the ⁇ -phase is preferably 0.75 or less, more preferably 0.70 or less.
  • the average crystal grain size of the ⁇ -phase is at any cross section of the titanium plate, and can be measured by observing a plane (L cross section) perpendicular to the width direction of the titanium plate.
  • a surface (L section) perpendicular to the plate width direction of the titanium plate is polished and used as a measurement surface, and electron beam backscattering is performed while scanning an electron beam in a field of view of the total plate thickness x 1000 ⁇ m of this surface with a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the EBSD pattern was measured by a diffraction (EBSD) method with a step size of 0.5 ⁇ m.
  • OIM Analysis ver 7.31 software from TSL Solutions was used to calculate the average crystal grain size of the ⁇ -phase.
  • a boundary with an orientation difference of 15° or more is recognized as a crystal grain boundary, and a region surrounded by the crystal grain boundary is defined as a crystal grain.
  • About 1000 or more crystal grains are present in this field of view.
  • the average crystal grain size was evaluated by arithmetically averaging the average value of equivalent circle diameters.
  • the coefficient of variation was obtained by dividing the standard deviation of the crystal grain size (equivalent circle diameter) of the ⁇ -phase by the average crystal grain size.
  • the measurement conditions for the EBSD pattern other than the measurement field and step size are the same as the conditions for measuring X1 to X4 and the like.
  • the conventional production method has a problem that the T-texture increases when the crystal grain size of the ⁇ -phase becomes fine.
  • the titanium plate according to the present embodiment has almost no T-texture even if the crystal grain size of the ⁇ -phase is relatively fine. Therefore, the present inventors have found that the ⁇ phase is fine-grained and wrinkle-resistant, and that it has excellent plane strain stretch formability with TD as the main strain.
  • the titanium plate according to the present embodiment is characterized by a texture with almost no T-texture, and is excellent in plane strain stretch formability with TD as the main strain.
  • the texture is obtained by controlling hot rolling to leave specific dislocations and suppressing the formation of T-texture by the production method shown below. This is achieved by increasing the degree of accumulation of Split-TD, which is the preferential orientation, and decreasing the degree of accumulation of T-texture by increasing the cold rolling rate.
  • the final hot-rolling temperature of pure titanium and the subsequent cooling rate and by performing cold-rolling at a large rolling reduction, even fine grains after the final annealing are the main causes of anisotropy.
  • a texture with almost no T-texture, which is thought to be thought to be considered to be, develops, and a titanium sheet excellent in plane strain stretch formability with TD as the main strain can be produced without causing wrinkles during forming.
  • VAR method vacuum arc melting method
  • EB method electron beam melting method
  • blooming process It is processed into a slab shape by conventionally known blooming rolling or forging.
  • the titanium slab obtained through the blooming process described above may be subjected, if necessary, to cutting, washing, and the like by known methods. Note that this step may be omitted if necessary.
  • “Hot rolling (heating and rolling process)” For the titanium sheet according to this embodiment, it is important to control the rolling reduction during hot rolling, the final temperature during hot rolling, the coiling temperature after hot rolling, and the average cooling rate from the final temperature to 300°C.
  • a conventionally known method may be used for heating before hot rolling.
  • the slab may be heated to 700 to 1000°C.
  • the heating temperature is preferably equal to or lower than the ⁇ transformation temperature.
  • the " ⁇ transformation point temperature” means the boundary temperature at which the ⁇ phase begins to form when pure titanium or a titanium alloy is cooled from the single ⁇ phase region.
  • the ⁇ transformation point temperature can be obtained from the phase diagram.
  • the phase diagram can be obtained, for example, by the CALPHAD (Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry) method. TI3) can be used.
  • Titanium has five types of slip systems as plastic deformation mechanisms, and the types that are activated differ depending on the temperature. It was found that the formation of T-texture during the final annealing after cold rolling can be suppressed when dislocations generated by slip system activity at 600° C. or higher remain. The hot rolling finish temperature is controlled so that the dislocations remain.
  • the lower limit of the hot rolling end temperature is 600°C, preferably 625°C, more preferably 650°C.
  • the hot rolling end temperature exceeds 750 ° C., recovery and recrystallization occur during working, the above dislocations disappear, a large amount of T-texture is formed during final annealing, and plane strain extension with TD as the main strain Poor moldability. Therefore, the upper limit temperature is 750°C, preferably 730°C, more preferably 720°C.
  • the hot rolling end temperature is measured with a radiation thermometer.
  • the winding temperature and the like described below are also values measured by a radiation thermometer.
  • Winding temperature 450°C or less
  • Average cooling rate from hot rolling end temperature to 300°C 5.0°C/s or more
  • Recovery and recrystallization during cooling can be achieved by increasing the cooling rate after hot rolling. is suppressed, the dislocations are left, and the formation of T-texture is suppressed during the final annealing.
  • the cooling rate of the titanium sheet decreases.
  • the coiling temperature exceeds 450 ° C., recovery and recrystallization occur in the coiled titanium plate, the dislocations disappear, and a large amount of T-texture is formed during final annealing, and TD is the main strain. Plane strain stretch formability deteriorates.
  • the winding temperature is 450° C. or less.
  • the cooling rate is less than 5 ° C./s, recovery and recrystallization occur during cooling, the dislocations disappear, and a large amount of T-texture is formed during final annealing, and a plane with TD as the main strain Strain stretch formability deteriorates. Therefore, the lower limit of the cooling rate is 5.0°C/s, preferably 10.0°C/s, more preferably 20.0°C/s. Although there is no particular upper limit, it may be set to 100° C./s in view of equipment capacity.
  • Hot-rolled sheet annealing and cold-rolled intermediate annealing should not be performed.
  • hot-rolled sheet annealing and cold-rolled intermediate annealing are performed, the above dislocations disappear, and a large amount of T-texture is formed at the final annealing, and TD is mainly formed.
  • hot-rolled sheet annealing refers to annealing performed on a titanium sheet after coiling and before cold rolling is started
  • cold-rolling intermediate annealing refers to annealing performed on a titanium sheet after cold rolling is performed in multiple passes. Annealing performed on a titanium sheet between
  • the resulting hot-rolled sheet may be subjected to pickling or cutting to remove oxide scale or the like by a known method, or may be subjected to cleaning treatment.
  • Total cold rolling rate 78% or more
  • the total cold rolling rate is set to 78% or more. More preferably, the total cold rolling rate is 81% or more.
  • the upper limit of the total cold rolling rate is preferably 95% from the viewpoint of edge cracking.
  • the thickness of the titanium sheet that has undergone hot rolling and cold rolling under the above conditions is, for example, within the range of 0.3 mm to 1.0 mm.
  • Formula (1) P in the above formula (1) is a function called the Larson-Miller parameter, T is the annealing temperature (°C), and t is the annealing time (s).
  • the lower limit of the annealing temperature is 500°C, preferably 550°C.
  • the annealing temperature is higher than 750° C.
  • the crystal grain size may change significantly with a small change in time, and the crystal grain size may become too coarse, causing wrinkles during molding. Therefore, the upper limit of the annealing temperature is 750°C, more preferably 700°C.
  • the Larson-Miller parameter P is less than 18500, the recrystallization may not be completed and the plane strain stretch formability with TD as the main strain may deteriorate. Therefore, the lower limit of P is 18,500, preferably 19,000.
  • the smaller the value of the Larson-Miller parameter P the smaller the average crystal grain size of the titanium plate.
  • the average crystal grain size is 70.0 ⁇ m or less, and the occurrence of wrinkles during molding can be suppressed.
  • the Larson-Miller parameter P is 21500 or less, the average crystal grain size is 25.0 ⁇ m or less, and it is possible to reliably prevent the occurrence of wrinkles during molding. Therefore, it is preferable to set the upper limit of P to 21,500.
  • the cold rolling rate is preferably as high as 80% or more.
  • a titanium ingot as a raw material for the titanium thin plate shown in Table 2 was produced by vacuum arc remelting (VAR). After that, a slab having a thickness of 150 mm, a width of 800 mm, and a length of 5000 mm was produced by blooming or forging. In Table 2, "Bal.” represents the remainder. In addition, in Table 2, description of the content of impurity elements is omitted.
  • the method for measuring the chemical components of the slab was as follows. The Fe content was measured by IPC emission spectrometry using a sequential ICP emission spectrometer. The contents of O and N were measured by a thermal conductivity/infrared absorption method using an oxygen/nitrogen simultaneous analyzer.
  • the content of C was measured by an infrared absorption method using a carbon/sulfur analyzer.
  • H was measured by a thermal conductivity method using a hydrogen analyzer.
  • the chemical composition of each hot-rolled sheet produced was the same as that of the titanium slab shown in Table 2.
  • the state of the titanium alloy was determined by the CALPHAD method using Thermo-Calc, which is an integrated thermodynamic calculation system of Thermo-Calc Software AB, and a predetermined database (TI3). A diagram was acquired and the ⁇ transformation point T ⁇ was calculated.
  • hot-rolled titanium sheet was subjected to hot-rolled sheet annealing, if necessary, and then to shot blasting and pickling.
  • the average rolling reduction per pass was set to 10% or more, and the time between passes was set to 2.0 seconds or less.
  • the term "hot rolling reduction” in Tables 3 and 5 is the total reduction in hot rolling.
  • the "hot-rolled sheet thickness” described in Tables 3 and 5 is the thickness of the hot-rolled sheet after completion of hot rolling.
  • the obtained hot-rolled sheets were cold-rolled and annealed under the conditions shown in Table 4 or Table 6 to produce cold-rolled sheets with a thickness of 0.8 mm.
  • T ⁇ is the ⁇ transformation point
  • T is the annealing temperature (°C)
  • t is the annealing time (s).
  • the evaluation methods for the crystal area ratios X1+X2-X1&2 and X3+X4-X3&4, which are the crystal orientations of the titanium plate, were as follows. First, in order to measure the area ratios X1+X2-X1&2 and X3+X4-X3&4, the surface perpendicular to the plate width direction of the titanium plate (hereinafter also referred to as "L section") was polished and used as a measurement surface. In this measurement plane, an observation field of view of 15 mm width was set along the plate surface including the entire plate thickness direction.
  • the EBSD pattern was measured with a step size of 10 ⁇ m by an electron beam backscatter diffraction (EBSD) method while scanning an electron beam with a scanning electron microscope (SEM).
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • SEM scanning electron microscope
  • each area ratio was calculated using OIM Analysis ver 7.31 software manufactured by TSL Solutions.
  • CI value Consfidence of Index value
  • the calculation was performed by regarding the crystal orientations that are linearly symmetrical with respect to each of the plate thickness direction, rolling direction, and plate width direction as the same orientation.
  • the EBSD pattern measurement conditions were as follows. ⁇ Heating voltage: 15 kV ⁇ Amount of current: about 35nA ⁇ Magnification: 200 times
  • the evaluation method for the average crystal grain size and coefficient of variation of the ⁇ phase was as follows. First, in order to measure the crystal grain size of the ⁇ -phase, the surface (L section) perpendicular to the plate width direction of the titanium plate was polished and used as a measurement surface. In this measurement plane, an observation field of view of 1000 ⁇ m width was set along the plate surface including the entire plate thickness direction. In this observation field, an EBSD pattern was measured with a step size of 0.5 ⁇ m by an electron beam backscatter diffraction (EBSD) method while scanning an electron beam with a scanning electron microscope (SEM).
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the formability of the titanium plate was evaluated by the plane strain overhang height in the plate width direction. Using a die with a hole diameter of ⁇ 44 mm, a shoulder R of 6 mm, a bead of ⁇ 70 mm, and a spherical punch of ⁇ 40 mm, the moldability was evaluated with a wrinkle pressing force of 7 tons and a punch rising speed of 20 mm/min. A blank having a side length of 60 mm parallel to the rolling direction and a side length of 90 mm parallel to the width direction was cut from the cold-rolled sheet. Poly sheet (Nichias Co., Ltd. Naflon tape 9001 (0.05t)) and high-viscosity oil (Nippon Engineering Oil Co., Ltd.
  • the wrinkles during molding of the titanium plate were evaluated based on the roughness after the tensile test.
  • a JIS13B tensile test piece was taken from the titanium plate such that the rolling direction was the tensile direction.
  • the specimen was subjected to a tensile test at a strain rate of 30%/min up to a nominal strain of 20%.
  • Roughness measurement was performed on the surface of the parallel portion of the test piece after the tensile test using a laser microscope. Using a laser microscope manufactured by Keyence Corporation, a field of view of 213 ⁇ m ⁇ 284 ⁇ m at a magnification of 500 times, measurement mode: surface shape, measurement area: plane, measurement quality: high definition, Z measurement pitch 0.01 ⁇ m, 3 fields of view measurement bottom.
  • the average value of the arithmetic mean roughness Ra in the rolling direction in each field of view was calculated under the condition that 11 lines were drawn in parallel with the rolling direction so as to be equally divided, and the average value of the three fields of view was evaluated. When the average Ra was 0.25 ⁇ m or less, it was judged to be extremely good, and when it was 0.65 ⁇ m or less, it was judged to be good.
  • the example with a good stretch height evaluation result is considered to be a titanium plate with excellent plane strain stretch formability with TD as the main strain than conventional.
  • the same result can be obtained for the surface roughness of the parallel portion of the test piece. In this test, the measurement was performed at the central portion of the parallel portion.
  • Examples 1 to 36 in Tables 3 and 4 are examples of the present invention.
  • Examples 1 to 25 in Tables 5 and 6 are comparative examples that do not satisfy one or more of the requirements of the present invention.
  • Tables 2 to 6 numerical values outside the scope of the present invention or numerical values and items outside the preferred range of the manufacturing method are underlined.
  • invention examples 1 to 36 the chemical components and X1+X2-X1&2 were within the scope of the invention. These invention examples were evaluated to be titanium sheets superior in plane strain stretch formability with TD as the main strain, compared to conventional titanium sheets.
  • Comparative Examples 1 to 18, 24, and 25 in Tables 5 and 6 X1+X2-X1&2 was outside the scope of the invention. It is presumed that this is because the manufacturing methods of Comparative Examples 1 to 18, 24, and 25 were out of the preferred range of the present invention. Comparative Examples 1 to 18 and 25 were inferior to the invention in plane strain stretch formability with TD as the main strain. As for Comparative Example 24, since cold rolling was not performed and the sheet thickness was extremely large, the overhang height was not evaluated. However, since X1+X2-X1&2 of Comparative Example 24 was outside the scope of the invention, it is presumed that Comparative Example 24 was inferior in plane strain formability similarly to the other Comparative Examples.
  • Comparative Examples 19 to 23 in Tables 5 and 6 were outside the scope of the invention. Comparative Examples 19-23 also failed one or both of the wrinkle evaluation results and the overhang height.

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Abstract

本発明の一態様に係るチタン板は、質量％で、Ｏ：０．０２％～０．１５％、Ｆｅ：０．０２％～０．２０％、Ｎ：０～０．０８％、Ｃ：０～０．１００％、及びＨ：０～０．０１３％、を含み、残部がＴｉおよび不純物からなる化学組成を有し、α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝（φ１，Φ，φ２）で示し、（０°，９０°，０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ１と定義し、（０°，９０°，３０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ２と定義し、（０°，９０°，０°）及び（０°，９０°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が共に３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ１＆２と定義した時、Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２が０．０７５以下である。

Description

チタン板
　本発明は、チタン板に関するものである。
　チタン板を構成するチタンは、その成分組成により、純チタンとチタン合金に分類される。純チタンは、チタン合金に比較して合金成分含有量が少なく、結晶組織において、常温では稠密六方構造（ｈｃｐ）と呼ばれる結晶構造を持っている。稠密六方構造は、六方晶、α相とも呼ばれる。
　純チタンを構成するｈｃｐ結晶は結晶構造として対称性が悪い。そのため、純チタンは結晶方位の配向、すなわち集合組織によって特性が大きく変化する。チタン板の一般的な製造方法である、熱間圧延、（任意の熱延板焼鈍）、冷間圧延、及び最終焼鈍を経てチタン薄板を製造すると、ｈｃｐのｃ軸（［０００１］軸）がＮＤ（板面法線方向）からＴＤ（板幅方向）に向かって約３５°傾いた結晶方位（Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ）を主とした集合組織を形成する。Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ方位を主とする集合組織は、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れている。このことから、純チタン薄板に厳しい成形を施す際には、最もひずみが集中する部分の変形モードが板幅方向の平面ひずみとなるように設計することがある。
　特許文献１には、所定の成分を含有する純チタンであって、ＲＤ（圧延方向）とｃ軸とのなす角度が０～５０°または７０～９０°となる結晶粒の割合が９０．０％以上９５％以下とするチタン板が開示されている。
日本国特開２０１７－２２６８５８号公報
　しかしながら、近年はチタン板の加工性に対する要求がますます高まっている。具体的には、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が一層改善されたチタン板が求められている。
　本発明は、従来よりもＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れたチタン板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係るチタン板は、質量％で、Ｏ：０．０２％～０．１５％、Ｆｅ：０．０２％～０．２０％、Ｎ：０～０．０８００％、Ｃ：０～０．１０００％、及びＨ：０～０．０１３０％、を含み、残部がＴｉおよび不純物からなる化学組成を有するチタン板であって、α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝（φ１，Φ，φ２）で示し、（０°，９０°，０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ１と定義し、（０°，９０°，３０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ２と定義し、（０°，９０°，０°）及び（０°，９０°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が共に３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ１＆２と定義した時、Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２が０．０７５以下である。
（２）上記（１）に記載のチタン板では、（０°，３５°，０°）に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ３と定義し、（０°，３５°，３０°）に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ４とし、（０°，３５°，０°）及び（０°，３５°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ３＆４と定義したとき、（Ｘ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４）／（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）が５．０以上であってもよい。
（３）上記（１）又は上記（２）に記載のチタン板では、前記α相の平均結晶粒径が、７０．０μｍ以下であってもよい。
（４）上記（１）又は上記（２）に記載のチタン板では、前記α相の平均結晶粒径が、２０．０μｍ以下であってもよい。
（５）上記（１）から上記（４）までのいずれか１項に記載のチタン板では、前記α相の結晶粒径の標準偏差を前記α相の平均結晶粒径で除した値である、前記α相の結晶粒径の変動係数が０．７５以下であってもよい。
　本発明によって、従来よりもＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れたチタン板を提供することができる。
結晶方位を三次元で表現する、オイラー角による表記方法を説明する図である。 結晶方位を三次元で表現する、オイラー角による表記方法を説明する図である。 結晶方位を三次元で表現する、オイラー角による表記方法を説明する図である。 結晶方位を三次元で表現する、オイラー角による表記方法を説明する図である。 本実施形態に係るチタン板について、結晶方位分布関数ＯＤＦをオイラー角の空間内で等高線表示した図である。 従来例のチタン板について、結晶方位分布関数ＯＤＦをオイラー角の空間内で等高線表示した図である。
　本発明者らは、従来の製造方法で製造した純チタンでは、上記Ｓｐｌｉｔ－ＴＤに加えて、ｃ軸が板幅方向（ＴＤ）と平行に配向した結晶方位（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）もわずかに存在していることを知見した。本発明者らの検討の結果、このＴ－ｔｅｘｔｕｒｅの存在が、チタン板のＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性を悪化させていることが判明した。そこで本発明者らは、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅの発生を抑制する方法についてさらなる検討を重ねた結果、純チタンを熱間圧延する際にひずみを導入し、これを維持するようにチタン板の巻取及び冷却をすることにより、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅの発生を抑制し、チタン板のＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性を飛躍的に向上させられる旨を知見した。以下に、本実施形態に係るチタン板について詳細に説明する。
　《チタン板の化学組成》
　本発明に係るチタン板は、例えば、ＪＩＳ　Ｈ４６００（２０１２）で規定される第１種～第２種、およびそれに対応するＡＳＴＭ　Ｂ２６５で規定されるＧｒａｄｅ１～２、ＤＩＮ　１７８５０で規格される３・７０２５、３・７０３５、３・７０５５で規定されるチタン（工業用純チタンとも称す）が挙げられる。本実施形態に係るチタン板の化学組成を具体的に説明すると以下の通りである。なお、元素の含有量の単位「％」は、質量％を意味する。
　Ｏ：０．０２％以上、０．１５％以下
　Ｏはチタン中に必ず含まれる元素であり、０．２％耐力を向上させる。しかし、Ｏ量が多くなりすぎると延性が低下し、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる。Ｏ添加による０．２％耐力向上効果を得るためには、Ｏ含有量の下限は、０．０２％であり、好ましくは０．０３％である。また、成形性の観点から、Ｏ含有量の上限は、０．１５％、好ましくは０．１０％であり、より好ましくは０．０８％である。
　Ｆｅ：０．０２％以上０．２０％以下
　Ｆｅはチタン中に必ず含まれる元素であり、０．２％耐力を向上させる効果を持つ。しかし、Ｆｅ量が多くなりすぎると、最終焼鈍時にβ相が析出し、成形性に悪影響を及ぼす。０．２％耐力向上効果が得られるためには、Ｆｅ含有量の下限は０．０２％であり、好ましくは０．０３％である。一方、成形性の観点から、Ｆｅ含有量の上限は、０．２０％、好ましくは０．１０％であり、より好ましくは０．０８％である。
　Ｎ：０～０．０８００％
　Ｎはチタン板に含まれなくてもよい。また、Ｎはチタン板の加工性を低下させる。従ってＮ含有量の下限値は０％である。また、Ｎ含有量の上限値は０．０８０％とする。ただし、Ｎ含有量を低減させるためのコストを考慮して、Ｎ含有量を０．０００１％以上、０．０００３％以上、又は０．０００５％以上としてもよい。また、Ｎ含有量を０．０７００％以下、０．０６００％以下、又は０．０５００％以下としてもよい。
　Ｃ：０～０．１０００％
　Ｃはチタン板に含まれなくてもよい。従ってＣ含有量の下限値は０％である。また、Ｃ含有量の上限値は０．１０００％とする。ただし、Ｃ含有量を低減させるためのコストを考慮して、Ｃ含有量を０．０００１％以上、０．０００３％以上、又は０．０００５％以上としてもよい。また、Ｃ含有量を０．０８００％以下、０．０５００％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。
　Ｈ：０～０．０１３０％
　Ｈはチタン板に含まれなくてもよい。また、Ｈはチタン板の脆化を引き起こす。従ってＨ含有量の下限値は０％である。また、Ｈ含有量の上限値は０．０１３０％とする。ただし、Ｈ含有量を低減させるためのコストを考慮して、Ｈ含有量を０．０００１％以上、０．０００２％以上、又は０．０００３％以上としてもよい。また、Ｈ含有量を０．０１００％以下、０．００８０％以下、０．００６０％以下、０．００４０％以下、又は０．００３０％以下としてもよい。
　本実施形態に係るチタン板の化学組成の残部は、Ｔｉ及び不純物であってよい。不純物とは、具体的に例示すれば、精錬工程で混入するＣｌ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｃａおよびスクラップから混入するＡｌ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｖなどである。これらの不純物が含有される場合、その含有量は、例えば、それぞれ０．１％以下であり、総量で０．５％以下であれば問題ないレベルである。
　《チタン板の結晶組織》
　本実施形態に係るチタン板は、上述する成分組成を有することから、工業的には純チタンと称される。純チタンでは、その成分組成に起因して、α相（ｈｃｐ）が主たる結晶組織となっている。α相が主たる結晶組織とは、評価面全体に占めるα相分率が面積率で９５％以上を意味する。この分率は好ましくは９７％以上、より好ましくは９９％以上である。また、α相以外の結晶組織はβ相である。
　《オイラー角による集合組織の記述》
　本実施形態に係るチタン板では、集合組織における結晶方位を三次元で表現するため、オイラー角による表記方法を用いる。以下、オイラー角による表記方法（Ｂｕｎｇｅの表記方法）について説明する。
　オイラー角によって結晶方位を表現する際の前提として、まず、試料座標系（板材の座標系）として、互いに直交する関係にある、ＲＤ、ＴＤおよびＮＤの３本の座標軸を想定する。ＲＤはチタン板の圧延方向であり、ＴＤはチタン板の板幅方向であり、ＮＤはチタン板の板面法線方向である。ＲＤ及びＴＤは、例えばチタン板の表面に形成されたロール跡の延伸方向、チタン板の寸法、又はチタン板における結晶の延伸方向等に基づいて特定することができる。
　次に、結晶座標系（チタンα相の場合は、ｈｃｐ組織の方向に基づく座標系）として、互いに直交する関係にあるＸ軸、Ｙ軸およびＺ軸の３本の座標軸を想定する。結晶座標系におけるＺ軸は、ミラー指数で表現すると［０００１］方向である。結晶座標系におけるＸ軸は、［１０－１０］方向（柱面の法線方向）にとる場合と［１－２１０］方向にとる場合がある。本実施形態に係るチタン板では、Ｘ軸を［１－２１０］方向とする。この場合、Ｙ軸は［１０－１０］方向（柱面の法線方向）となる。
（Ａ）オイラー角による表記方法では、図１Ａのように、試料座標系と結晶座標系とが一致した状態（Ｘ軸はＲＤと一致し、Ｙ軸はＴＤと一致し、Ｚ軸はＮＤと一致）を基準とする。
（Ｂ）この基準結晶を、図１Ｂに示したように、結晶座標系をＺ軸回りにφ１°回転させることを想定する。回転後の結晶の結晶座標系は、図１Ｂにおいて（Ｘ’、Ｙ’、Ｚ）と表記される。
（Ｃ）次いで図１Ｃに示すように、この結晶を、φ１°回転後のＸ（Ｘ’）軸回りにΦ°回転させることを想定する。回転後の結晶の結晶座標系の軸は、図１Ｃにおいて（Ｘ’、Ｙ”、Ｚ’）と表記される。
（Ｄ）最後に図１Ｄに示すように、この結晶を、φ１°回転及びΦ°回転の後のＺ（Ｚ’）軸回りにφ２°回転させることを想定する。回転後の結晶の結晶座標系の軸は、図１Ｄにおいて（Ｘ”、Ｙ’’’、Ｚ’）と表記される。
　オイラー角による表記方法では、これらのφ１°、Φ°、φ２°の３つの角度を用いて、任意の結晶粒の結晶方位（ｃ軸の方向など）を表現する。即ち、図１Ａに示される結晶の結晶方位をオイラー角で表記すると（０,０,０）であり、図１Ｂに示される結晶の結晶方位をオイラー角で表記すると（φ１,０,０）であり、図１Ｃに示される結晶の結晶方位をオイラー角で表記すると（φ１,Φ,０）であり、図１Ｄに示される結晶の結晶方位をオイラー角で表記すると（φ１,Φ,φ２）である。チタン板の主相の組織であるα相の結晶組織については、六方晶であることから、φ１（０～９０°）、Φ（０～９０°）、φ２（０～６０°）により表記できる。
　なお、図１Ａ～図１Ｄに記載されたミラー指数において、オーバーラインが付された値は負の値である。一方、明細書中では、ミラー指数における負の値を表記するために、オーバーラインに代えてマイナス符号を用いている。従って、図面における一部の結晶方位の表記は、明細書において以下の通り書き換えられている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　多結晶体の結晶方位分布は、前述のオイラー角（φ１、Φ、φ２）を用いた関数ｆ（φ１、Φ、φ２）で表され、この関数のことを結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦ）と呼んでいる。結晶方位（φ１、Φ、φ２）をｇとすると、ＯＤＦはｆ（ｇ）と表現できる。ｆ（ｇ）の値が高くなるほど、当該結晶方位ｇに配向する結晶が多いことを意味している。
　従来の通常方法で製造されたチタン板の一般的な集合組織である、ｃ軸がＴＤに約３５°程度傾斜した方位を優先方位とする集合組織（Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ）を、以下、オイラー角（φ１、Φ、φ２）を用いて表現する。３次元の結晶方位分布関数を２次元の紙面に表記するため、特定のφ２におけるｆ（ｇ）を、横軸：φ１（０～９０°）、縦軸：Φ（０～９０°）空間において等高線で表現する。チタンでは代表的な方位は、φ２＝０°および３０°で表される（図２、図３）。図２、図３から明らかなように、いずれのφ２においても、Φ＝３５°、φ１＝０°の付近にｆ（ｇ）の値が高いピークが存在するのが明らかである。これらの結晶方位はいずれも、ｈｃｐ構造のｃ軸がＮＤからＴＤに向かって３５°傾いた方位を示しており、φ２＝０°の場合はＲＤに［１－２１０］が、φ２＝３０°の場合は［０－１１０］が向いている。これらの方位において、主方位である（０°，３５°，０°）や、（０°，３５°，３０°）で示される結晶方位は、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に極めて優れているため、この特徴を生かしたプレス加工が実施されている。
　図３は、従来の製造方法で製造した純チタン板についての図である。図３において、φ１＝０°で、Φが３５～９０°にかけて結晶方位の配向が確認される。このうちΦ＝９０°はｈｃｐのｃ軸がＴＤと平行になっている結晶方位を示している。これら、（０°，９０°，０°）や（０°，９０°，３０°）で示される結晶方位（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）はＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性を悪化させる。通常の製造方法では、（０°，９０°，０°）や（０°，９０°，３０°）で示される結晶方位を減らすことが困難であり、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が不十分な場合もあった。
　《Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅの存在比率》
　本実施形態に係るチタン板では、チタン板におけるＴ－ｔｅｘｔｕｒｅの存在比率を以下のように定義する。即ち、α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝（φ１，Φ，φ２）で示した場合、（０°，９０°，０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位であるα相の面積率をＸ１と定義し、（０°，９０°，３０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位であるα相の面積率をＸ２と定義する。さらに、（０°，９０°，０°）及び（０°，９０°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が共に３０°以内の結晶方位であるα相の面積率をＸ１＆２と定義する。Ｘ１＆２は、Ｘ１及びＸ２の両方に算入されるα相の面積率である。そして、Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２をもってＴ－ｔｅｘｔｕｒｅの存在比率とする。
　（０°，９０°，０°）および（０°，９０°，３０°）で示される結晶方位（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）はＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性を悪化させる。そのため、これらの結晶方位である結晶の面積率は小さいほうが良い。十分な成形性を得るため、本実施形態に係るチタン板において、両者の合計（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）の上限は０．０７５であり、好ましくは０．０７０である。
　図２は本実施形態に係るチタン板について、図３は従来のチタン板について、φ２＝０°および３０°におけるｆ（ｇ）を、横軸：φ１（０～９０°）、縦軸：Φ（０～９０°）空間において等高線で表現した図である。（０°，９０°，０°）および（０°，９０°，３０°）を中心に方位差の絶対値が３０°以内で示される結晶方位（Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ）を有する結晶の存在比率（面積率）を示す（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）が、従来例の図３の場合では０．０８２であったのに対し、本実施形態に係るチタン板の図２では０．０６２に低減している。
　《Ｓｐｌｉｔ－ＴＤの存在比率》
　また、チタン板におけるＳｐｌｉｔ－ＴＤの存在比率を以下のように定義する。即ち、（０°，３５°，０°）に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位であるα相の面積率をＸ３と定義し、（０°，３５°，３０°）に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位であるα相の面積率をＸ４と定義する。さらに、（０°，３５°，０°）及び（０°，３５°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が共に１５°以内の結晶方位であるα相の面積率をＸ３＆４と定義する。Ｘ３＆４は、Ｘ３及びＸ４の両方に算入されるα相の面積率である。そして、Ｘ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４をもってＳｐｌｉｔ－ＴＤの存在比率とする。
　（０°，３５°，０°）や（０°，３５°，３０°）で示される結晶方位（Ｓｐｌｉｔ－ＴＤ）はＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に極めて優れているため、これらの結晶方位である結晶の面積率は大きいほうが良い。そのため、前述の（０°，９０°，０°）および（０°，９０°，３０°）の面積率（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）も考慮して、（Ｘ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４）／（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）が大きいほうが良い。本実施形態に係るチタン板において、十分な成形性を得るため、（Ｘ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４）／（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）の下限は好ましくは５．０であり、より好ましくは５．５である。
　《所定の結晶方位を有するα相の結晶の面積率Ｘ１～Ｘ４、Ｘ１＆２、及びＸ３＆４の評価方法》
　上記結晶方位である結晶の面積率Ｘ１～Ｘ４は、以下のように測定することができる。チタン板の板幅方向に垂直な面（以下「Ｌ断面」ともいう。）を研磨して測定面とし、この面の全板厚×１５ｍｍの視野に走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にてＥＢＳＤパターンをステップサイズ１０μｍで測定した。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒ　７．３１ソフトウェアを用いて、それぞれの面積率を算出した。例えば、結晶構造として稠密六方晶を指定し、「（０°，９０°，０°）を中心に方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である結晶の面積率と、（０°，９０°，３０°）を中心に方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である結晶の面積率とを同時に評価」と指定することにより、Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２を評価結果として得ることができる。Ｘ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４も同様の手順で得ることができる。解析にはＣＩ値（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ　ｏｆ　Ｉｎｄｅｘ値）が０．１以上の解析データのみを用いた。また、圧延変形の対称性を考慮し、板厚方向、圧延方向、板幅方向それぞれに対して線対称となる結晶方位については、同一方位として計算を行った。なお、測定条件は以下の通りとした。
・加熱電圧：１５ｋＶ
・電流量：約３５ｎＡ
・倍率：２００倍
　《α相の平均結晶粒径》
　α相の平均結晶粒径が大きすぎる場合、プレス成形時に、シワが生じる可能性がある。また、α相の平均結晶粒径が小さいほど強度は増加する。そのため、α相の平均結晶粒径は好ましくは７０．０μｍ以下、５０．０μｍ以下、２５．０μｍ以下、さらに好ましくは２０．０μｍ以下である。一方、α相の平均結晶粒径が２μｍ未満の場合、未再結晶粒が残存し、成形性に悪影響を及ぼす可能性がある。そのためα相の平均結晶粒径は、好ましくは２．０μｍ以上である。
　《α相の結晶粒径の変動》
　α相の結晶粒径（円相当径）の標準偏差をα相の結晶粒径の平均値で除した値を、α相の結晶粒径の変動係数と定義する。α相の結晶粒径の変動係数が大きすぎる場合、結晶粒径の分布が不均一となり、特定の結晶粒に変形が集中することで成形性が悪化する可能性がある。そのため、α相の結晶粒径の変動係数は０．７５以下であると好ましく、０．７０以下であるとより好ましい。
　《α相の平均結晶粒径および変動係数の評価方法》
　α相の平均結晶粒径は、チタン板の任意の断面におけるものであり、チタン板の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を観察することにより測定することができる。チタン板の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を研磨して測定面とし、この面の全板厚×１０００μｍの視野に走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にてＥＢＳＤパターンをステップサイズ０．５μｍで測定した。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒ　７．３１ソフトウェアを用いて、α相の平均結晶粒径を算出した。方位差１５°以上の境界を結晶粒界と認識し、この結晶粒界で囲まれた領域を結晶粒とする。なお、この視野では結晶粒は約１０００個以上存在する。平均結晶粒径は、円相当径の平均値を算術平均で評価した。また、変動係数はα相の結晶粒径（円相当径）の標準偏差を平均結晶粒径で除して求めた。測定視野及びステップサイズ以外のＥＢＳＤパターンの測定条件は、Ｘ１～Ｘ４等を測定するための条件と同一である。
　α相の結晶粒径が比較的粗粒の場合、再結晶完了後の粒成長過程で、Ｓｐｌｉｔ－ＴＤを有する結晶粒が優先的に成長し、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅを有する結晶粒の集積度は減少する傾向がある。しかしながら、α相の結晶粒径が粗大な場合、上述のように成形加工時にシワが生じてしまう。一方、従来の製造方法では、α相の結晶粒径が細粒となると、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅが増大する問題を有していた。それに対して本実施形態に係るチタン板は、α相の結晶粒径が比較的細粒であっても、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅがほとんど存在しない。そのため本発明者らは、α相が細粒でありシワが生じにくいという特性と、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れた特性との両方を兼備する、従来技術にないチタン板をはじめて実現することができた。α相の平均結晶粒径が７０．０μｍ以下の場合、従来であればＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが存在していたのに対し、本実施形態に係るチタン板はＴ－ｔｅｘｔｕｒｅがほとんど存在せず、その効果を十分に発揮することができる。
　《チタン板の製造方法》
　本実施形態に係るチタン板は、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅがほとんどない集合組織を特徴とし、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れる。その製造方法は特に限定されないのであるが、例えば前記集合組織は、以下にポイントを示す製造方法により、熱間圧延を制御して特定の転位を残留させ、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ形成を抑制した上で、冷延率を大きくすることにより優先方位であるＳｐｌｉｔ－ＴＤの集積度を増加するとともに、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅの集積度を減少させることで達成される。
　以上のように、純チタンの熱延終了温度およびその後の冷却速度を制御し、かつ大きな圧下率での冷間圧延を行うことで、最終焼鈍後に細粒であっても、異方性の主因と考えられるＴ－ｔｅｘｔｕｒｅがほとんど存在しない集合組織が発達し、成形時にシワが生じずＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れたチタン薄板を製造できる。
　以下、本実施形態に係るチタン板の製造方法の一例について説明する。工程の流れとしては、溶解工程、分塊工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、最終焼鈍工程を順に行うものである。
　「溶解工程」
　所定の純度に製造したチタン原料を、従来公知の方法で溶解し、所定の鋳塊とする。具体的には、真空アーク溶解法（ＶＡＲ法）や、電子ビーム溶解法（ＥＢ法）が適用できる。
　「分塊工程」
　従来公知の分塊圧延や鍛造でスラブ形状に加工する。上記の分塊工程を経て得られたチタンスラブは、必要に応じて、公知の方法による切削や洗浄処理等が施されてもよい。なお、本工程は必要に応じて省略してもよい。
　「熱間圧延（加熱および圧延工程）」
　本実施形態に係るチタン板では、熱延時の圧下率、熱延時の終了温度、熱延後の巻取温度、および終了温度から３００℃までの平均冷却速度の制御が重要である。
　熱延前の加熱については従来公知の方法でよく、例えばスラブを７００～１０００℃に加熱すればよい。ただし、熱延終了温度を正確に調整する観点から加熱温度はβ変態点温度以下が好ましい。なお、「β変態点温度」は、純チタンやチタン合金をβ相単相域から冷却した際にα相が生成し始める境界温度を意味する。β変態点温度は、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ｃｏｕｐｌｉｎｇ　ｏｆ　Ｐｈａｓｅ　Ｄｉａｇｒａｍｓ　ａｎｄ　Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）法により取得することができ、例えば、そのためにＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｆｔｗａｒｅ　ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いることができる。
　［熱間圧延］
　「仕上げ圧延における１パスあたりの平均圧下率」１０％以上
　「仕上げ圧延におけるパス間時間」２．０秒以下
　熱延の仕上げ圧延においては、１パス当たりの平均圧下率を１０％以上とし、且つ、パス間の時間を２．０秒以下とすることが好ましい。これにより、回復による転位の消滅を抑制でき、チタン板に多量の転位を導入することができる。後述するように、転位は、熱延後のチタン板の冷却の際にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅ形成を抑制する働きを有する。そのため、これらの条件で仕上げ圧延を行うことでよりＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが少ない集合組織が発達できる。
　「熱延終了温度」６００℃以上７５０℃以下
　チタンでは塑性変形機構として５種類ものすべり系が存在し、温度によって活動する種類が異なる。６００℃以上で活動するすべり系の活動により生じた転位が残留している場合、冷延後の最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅの形成を抑制することができることが分かった。この転位が残留するように熱延終了温度を制御する。
　熱延終了温度が６００℃未満の場合、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅ形成を抑制する転位の密度が小さく、最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが多く形成し、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる。そのため、熱延終了温度の下限は６００℃であり、好ましくは６２５℃、より好ましくは６５０℃である。一方、熱延終了温度が７５０℃を超えると、加工中に回復や再結晶が生じ、上記転位が消滅し、最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが多く形成し、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる。そのため、上限温度は７５０℃であり、好ましくは７３０℃、より好ましくは７２０℃である。なお、熱延終了温度は放射温度計で測定される。以下に説明される巻取温度等も、放射温度計で測定される値である。
　「巻取温度」４５０℃以下
　「熱延終了温度から３００℃になるまでの平均冷却速度」５．０℃／ｓ以上
　熱延後の冷却速度を速くすることで、冷却中の回復や再結晶を抑制し、上記転位を残留させて、最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅの形成を抑制する。
　熱延後のチタン板を巻き取ると、チタン板の冷却速度が低下する。上記巻取温度が４５０℃を上回ると、巻き取られたチタン板において回復や再結晶が生じ、上記転位が消滅してしまい、最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが多く形成し、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる。そのため、巻取温度は４５０℃以下である。
　また、上記冷却速度が５℃／ｓを下回ると、冷却中に回復や再結晶が生じ、上記転位が消滅してしまい、最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが多く形成し、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる。そのため、冷却速度の下限は５．０℃／ｓであり、好ましくは１０．０℃／ｓ、より好ましくは２０．０℃／ｓである。上限については特に制限はないが、設備能力などから１００℃／ｓとしてもよい。
　「熱延板焼鈍および冷延中間焼鈍」行ってはいけない
　熱延板焼鈍および冷延中間焼鈍を実施すると、上記転位が消滅してしまい、最終焼鈍時にＴ－ｔｅｘｔｕｒｅが多く形成し、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる。そのため、熱延以降、最終焼鈍まで熱延板焼鈍および冷延中間焼鈍を行ってはいけない。なお、熱延板焼鈍とは巻き取りの後かつ冷間圧延の開始前のチタン板に行われる焼鈍のことであり、冷延中間焼鈍とは、冷間圧延を複数パスで行う場合に、パス間でチタン板に行われる焼鈍のことである。
　得られた熱延板は公知の方法による酸洗や切削による酸化物スケール等の除去、または洗浄処理等が施されてもよい。
　［冷間圧延］
　「総冷延率」７８％以上
　冷間圧延の総冷延率が７８％を下回ると、Ｓｐｌｉｔ－ＴＤへの集積度が小さくなり、Ｔ－ｔｅｘｔｕｒｅへの集積が大きくなる。そのため、総冷延率は７８％以上とする。より好ましくは総冷延率は８１％以上である。総冷延率の上限については、耳割れなどの観点から９５％が好ましい。上述の条件の熱延及び冷延を経たチタン板の板厚は、例えば０．３ｍｍ～１．０ｍｍの範囲内となる。
　「最終焼鈍」焼鈍温度が５００℃以上、７５０℃以下であり、式（１）を満たす温度・時間の組み合わせ
１８５００≦Ｐ＝（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ（ｔ）＋２０）　　　式（１）
　上記式（１）のＰはラーソンミラーパラメータと呼ばれる関数であり、Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔは焼鈍時間（ｓ）である。
　焼鈍温度が５００℃未満の場合、再結晶が完了せず、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる可能性がある。そのため、焼鈍温度の下限は５００℃であり、好ましくは５５０℃である。一方、焼鈍温度が７５０℃より高い場合、少しの時間変化で結晶粒径が大きく変化し、結晶粒径が粗大になりすぎ、成形時にシワが発生する可能性がある。そのため、焼鈍温度の上限は７５０℃であり、より好ましくは７００℃である。また、ラーソンミラーパラメータＰが１８５００未満の場合、再結晶が完了せず、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が悪くなる可能性がある。そのため、Ｐの下限は１８５００であり、好ましくは１９０００である。
　一方、ラーソンミラーパラメータＰの値が小さくなるほど、チタン板の平均結晶粒径を小さくすることができる。ラーソンミラーパラメータＰが２３０００以下であれば、平均結晶粒径が７０．０μ以下となり、成形時におけるシワの発生を抑制できる。ラーソンミラーパラメータＰが２１５００以下であれば、平均結晶粒径が２５．０μｍ以下となり、成形時におけるシワの発生を確実に防止することが可能である。そのため、Ｐの上限を２１５００とすると好ましい。
（α相の結晶粒径の変動係数を０．７５以下とする製造方法）
　冷延率が小さい場合、冷延板中の各結晶粒におけるひずみの蓄積具合が不均一になり、焼鈍後の結晶粒径の分布が不均一になる可能性がある。そのため、冷延率は高い方がよく、好ましくは８０％以上である。
　まず、真空アーク溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）にて表２に示すチタン薄板の素材となるチタンインゴットを製造した。その後、分塊圧延または鍛造により、厚さ１５０ｍｍ×幅８００ｍｍ×長さ５０００ｍｍのスラブを製造した。なお、表２中、「Ｂａｌ．」は残部を表す。また、表２において、不純物元素の含有量の記載は省略した。
　スラブの化学成分の測定方法は以下の通りとした。Ｆｅの含有量は、シーケンシャルＩＣＰ発光分析装置を用い、ＩＰＣ発光分光分析により測定した。ＯとＮの含有量は、酸素・窒素同時分析装置を用い、熱伝導度・赤外線吸収法により測定した。Ｃの含有量は炭素・硫黄分析装置を用い、赤外線吸収法により測定した。Ｈは水素分析装置を用い、熱伝導度法により測定した。製造された熱延板それぞれの化学成分は、表２に示したチタンスラブの化学成分と等しいものであった。また、表２に示したチタン素材Ａ～Ｋについて、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｆｔｗａｒｅ　ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いてＣＡＬＰＨＡＤ法により、チタン合金の状態図を取得し、β変態点Ｔβを算出した。
　次に、その後、これらのスラブに対して表３又は表５に示す条件で熱間圧延を行った。熱間圧延後のチタン板（熱延板）に、必要に応じて熱延板焼鈍を施したのち、ショットブラストおよび酸洗を施した。なお、全ての発明例及び比較例の製造にあたり、熱延の仕上げ圧延においては、１パス当たりの平均圧下率を１０％以上とし、且つ、パス間の時間を２．０秒以下とした。なお、表３及び表５に記載された用語「熱延圧下率」とは、熱間圧延における総圧下率である。また、表３及び表５に記載された「熱延板厚」とは、熱間圧延の完了後の熱延板の板厚である。
　続いて、得られた熱延板に表４又は表６に示す条件で冷間圧延および焼鈍を行い、厚さ０．８ｍｍの冷延板を製造した。なお、表中、「Ｔβ」は、β変態点であり、「ラーソンミラーパラメータ」は、Ｐ＝（Ｔ＋２７３．１５）×（Ｌｏｇ１０（ｔ）＋２０）の値である。Ｔは焼鈍温度（℃）、ｔは焼鈍時間（ｓ）である。
　チタン板における結晶方位である結晶の面積率Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２とＸ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４の評価方法は、以下のとおりとした。まず、面積率Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２とＸ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４を測定するために、チタン板の板幅方向に垂直な面（以下「Ｌ断面」ともいう。）を研磨して測定面とした。この測定面において、板厚方向全域を含み、且つ板表面に沿って１５ｍｍ幅の観察視野を設定した。この観察視野において、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にて、ステップサイズ１０μｍでＥＢＳＤパターンを測定した。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒ　７．３１ソフトウェアを用いて、それぞれの面積率を算出した。このとき、解析にはＣＩ値（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ　ｏｆ　Ｉｎｄｅｘ値）が０．１以上の解析データのみを用いた。また、圧延変形の対称性を考慮し、板厚方向、圧延方向、板幅方向それぞれに対して線対称となる結晶方位については同一方位とみなして、計算を行った。ＥＢＳＤパターンの測定条件は以下の通りとした。
・加熱電圧：１５ｋＶ
・電流量：約３５ｎＡ
・倍率：２００倍
　また、α相の平均結晶粒径および変動係数の評価方法は、以下のとおりとした。まず、α相の結晶粒径を測定するために、チタン板の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を研磨して測定面とした。この測定面において、板厚方向全域を含み、且つ板表面に沿って１０００μｍ幅の観察視野を設定した。この観察視野において、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にて、ステップサイズ０．５μｍでＥＢＳＤパターンを測定した。そのデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒ　７．３１ソフトウェアを用いて、方位差１５°以上の境界を結晶粒界と認識し、この結晶粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、α相の結晶粒径を円相当径として算出した。平均結晶粒径は、円相当径の算術平均値とした。また、変動係数は、α相の結晶粒径（円相当径）の標準偏差を平均結晶粒径で除して求めた。
　チタン板の成形性の評価は、板幅方向の平面ひずみ張出高さによって評価した。孔径φ４４ｍｍ、肩部Ｒ６ｍｍ、φ７０ｍｍビード付のダイスと、φ４０ｍｍの球頭ポンチとを用いて、しわ押さえ力７ｔｏｎ、ポンチ上昇速度２０ｍｍ／ｍｉｎで、成形性評価を実施した。冷延板から、圧延方向に平行な辺の長さが６０ｍｍであり、且つ板幅方向に平行な辺の長さが９０ｍｍのブランクを切り出した。潤滑のために、ポリシート（ニチアス（株）　ナフロンテープ９００１（０．０５ｔ））及び高粘性油（日本工作油（株）　工作油＃６６０）を用いた。試験で得られた荷重－変位曲線から読み取れる、最大荷重を示したときの変位を、張出高さとみなした。張出高さが２４．０ｍｍ以上であるチタン板を、成形性が良好なチタン板、即ち従来よりもＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れたチタン板と評価した。
　チタン板の成形時のシワの評価は、引張試験後の粗さに基づいて評価した。チタン板から、圧延方向が引張方向となるようにＪＩＳ１３Ｂ引張試験片を採取した。この試験片に対して、ひずみ速度３０％／ｍｉｎで、公称ひずみ２０％まで引張試験をした。引張試験後の試験片の平行部表面に対して、レーザー顕微鏡を用いて粗さ測定を行った。株式会社キーエンス製のレーザー顕微鏡を用いて、倍率５００倍で、２１３μｍ×２８４μｍの視野を、測定モード：表面形状、測定エリア：面、測定品質：高精細、Ｚ測定ピッチ０．０１μｍで３視野測定した。そのデータをＶＫ　Ａｎａｌｙｚｅｒソフトウェアｖｅｒ．２．５．０．１を用いて、試料の面傾き補正（自動）後、ＪＩＳＢ０６０１：２００１に準拠し、カットオフ値：λｃ＝０．８ｍｍ、λｓ＝２．５μｍで、板幅方向を１２等分するように圧延方向と平行に１１本の線を引く条件で各視野における圧延方向の算術平均粗さＲａの平均値を算出し、３視野の平均値で評価した。平均Ｒａが０．２５μｍ以下で極めて良好、０．６５μｍ以下で良好とした。ただし、しわが０．６５μｍ超であっても、張出高さ評価結果が良好な例は、従来よりもＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れたチタン板であるとみなした。なお、表面粗さは試験片の平行部であれば同じ結果が得られる。本試験は平行部の中央部で測定を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３及び表４の例１～３６が本発明例である。また、表５及び表６の例１～２５が、本発明の要件のうち１以上を満たさない比較例である。なお、表２～表６において、本発明範囲から外れる数値、または製造方法の好適範囲から外れる数値・項目に下線を付している。
　発明例１～３６では、化学成分及びＸ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２が発明範囲内であった。これら発明例は、従来よりもＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性に優れたチタン板であると評価された。
　表５及び表６の比較例１～１８、２４、及び２５は、Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２が発明範囲外であった。これは、比較例１～１８、２４、及び２５の製造方法が本発明の好適範囲を外れていたからであると推定される。比較例１～１８、及び２５は、ＴＤを主ひずみとする平面ひずみ張出成形性が発明と比較して劣位であった。なお比較例２４に関しては、冷間圧延がされておらず板厚が極めて大きかったので、張り出し高さの評価は実施しなかった。しかし、比較例２４のＸ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２が発明範囲外であったので、他の比較例と同様に、比較例２４は平面ひずみ成形性が劣位であったと推定される。
　具体的には、比較例１、比較例９、比較例１４の製造においては、熱延終了温度が過剰であった。
　比較例２、比較例１０、比較例１５の製造においては、熱延終了温度が不足していた。
　比較例３、比較例１１、比較例１６の製造においては、熱延終了温度から３００℃になるまでの平均冷却速度が不足していた。
　比較例４、比較例１２、比較例１４、比較例１８の製造においては、熱延板焼鈍がなされた。
　比較例５、比較例１３、比較例１７の製造においては、最終冷延率が不足した。
　比較例６の製造においては、中間焼鈍がなされた。
　比較例７の製造においては、最終焼鈍における焼鈍温度が不足していた。
　比較例８の製造においては、ラーソンミラーパラメータＰが不足していた。
　比較例２４の製造においては、冷間圧延が省略された。
　比較例２５の製造においては、巻取温度が過剰であった。
　表５及び表６の比較例１９～２３は、化学成分が発明範囲外であった。比較例１９～２３もまた、しわ評価結果、及び張り出し高さの一方又は両方が不合格であった。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｏ：０．０２％～０．１５％、
    　Ｆｅ：０．０２％～０．２０％、
    　Ｎ：０～０．０８００％、
    　Ｃ：０～０．１０００％、及び
    　Ｈ：０～０．０１３０％、
    を含み、残部がＴｉおよび不純物からなる化学組成を有するチタン板であって、
    　α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝（φ１，Φ，φ２）で示し、（０°，９０°，０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ１と定義し、（０°，９０°，３０°）に対する方位差の絶対値が３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ２と定義し、（０°，９０°，０°）及び（０°，９０°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が共に３０°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ１＆２と定義した時、
    　Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２が０．０７５以下であるチタン板。
  2. 　（０°，３５°，０°）に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ３と定義し、
    　（０°，３５°，３０°）に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ４とし、
    　（０°，３５°，０°）及び（０°，３５°，３０°）の両方に対する方位差の絶対値が１５°以内の結晶方位である前記α相の面積率をＸ３＆４と定義したとき、
    　（Ｘ３＋Ｘ４－Ｘ３＆４）／（Ｘ１＋Ｘ２－Ｘ１＆２）が５．０以上である請求項１に記載のチタン板。
  3. 　前記α相の平均結晶粒径が、７０．０μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載のチタン板。
  4. 　前記α相の平均結晶粒径が、２０．０μｍ以下である請求項１又は請求項２に記載のチタン板。
  5. 　前記α相の結晶粒径の標準偏差を前記α相の平均結晶粒径で除した値である、前記α相の結晶粒径の変動係数が０．７５以下である請求項１から請求項４までのいずれか１項に記載のチタン板。
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