CN107406917A - 钛板、热交换器用板和燃料电池用间隔件 - Google Patents

Abstract

提供一种兼备优异的强度和成形性的钛板和使用了它的热交换器用板和燃料电池用间隔件。一种含有Fe和O，并含有作为HCP结构的α相的晶粒组织的钛板，其中，以结晶取向分布函数表示示α相晶粒的结晶取向时，以Φ＝35°，为取向1，以Φ＝35°， 为取向2，以Φ＝50°，为取向3，以Φ＝50°，为取向4，以Φ＝90°，为取向5，以各取向为中心具有15°以内的取向的晶粒对于全部α相晶粒的总面积的面积率分别为X1、X2、X3、X4、X5时，满足0.05≤(X3+X4+X5)/(X1+X2)≤3.0，α相晶粒的当量圆直径的平均值为3μm以上并在25μm以下，且最大值为140μm以下。

Description

钛板、热交换器用板和燃料电池用间隔件

技术领域

本发明涉及钛板和使用该钛板的热交换器用板和燃料电池用间隔件。

背景技术

通常，钛板因为比强度和耐腐蚀性优异，所以在化学、电力、食品制造厂等的热交换器用构件，照相机体，厨房设备等的生活消费品，摩托车、汽车等的运输机械构件，家用电器等的外饰材料中被使用。钛板在所述用途之中，在被使用于近年来应用正在推进的板式热交换器时，因为还要求有高的热交换效率，所以为了增加表面积而通过冲压成形而加工成波浪状来应用。因此，热交换器用的钛板为了留下深的波纹而需要有优异的成形性。此外，热交换器用的钛板，为了实现作为热交换器所需要的耐久性的提高和轻量化，而要求有一定高度的强度。

在所述的各种用途中多用的钛板，由JIS H4600的规格规定，根据Fe、O等的杂质浓度和强度等，有JIS1类、2类、3类等的等级，等级越增加，强度越高，根据用途对其分类使用。历来，在要求高成形性的构件中，虽然强度差，但是延展性高，因此使用的是Fe和O的浓度低的JIS1类的纯钛板(屈服强度165MPa以上)。但是，近年来，除了要求提高热交换器效率以外，高强度化·轻量化的要求也愈发增大。作为应对这一要求的钛板，例如可列举JIS2类的纯钛板(屈服强度215MPa以上)，但是若达到这种纯钛板的强度水平，则成形性差，因此面向热交换器的应用困难。另外，一般钛材料会通过增加Fe、O等的杂质浓度，和使晶粒微细化来追求高强度化，但这些方法会使成形性大幅降低。

关于钛板的成形性提高，一直以来提出有各种技术。

例如，在专利文献1中，公开有一种使热轧的最终轧制方向与开坯轧制的轧制方向形成直角而轧制，用于得到屈服强度的各向异性少的纯钛板的制造方法。在专利文献2中公开有一种方法，其使用Ti－Fe－O－N系合金，通过在与初始轧制方向正交的方向上只轧制一次，从而使面内各向异性减少。在专利文献3中公开有一种钛板，其加大α相的晶粒的晶粒直径，使冲压成形时的变形双晶的频度增加。另外，在最终退火后实施压下率0.7～5％的表皮光轧，调整集合组织(C轴的偏移角度)而达到规定的累积应变量，由此保持屈服强度和冲压成形性。在专利文献4中公开有一种方法，其通过在表面涂布润滑皮膜，将表面的动摩擦系数控制在低于0.15，并使延伸率与r值满足特定的关系式，由此取得冲压成形性与强度的平衡。在专利文献5中公开有一种钛板，其使预定公式所定义的Kearns因子f值为0.60以上，从而使成形性提高。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开63-130753号公报

专利文献2：日本专利第3481428号公报

专利文献3：日本专利第5385038号公报

专利文献4：日本专利第4452753号公报

专利文献5：日本专利第4088183号公报

但是，专利文献1的制造方法，是在相互垂直的两个方向上分别实施轧制的横向轧制方法，一般不能对于比轧辊宽度长的板实施横向轧制，因此能够进行轧制加工的板形状会带有很大的制约。此外，六方晶的C轴在板面法线邻域，因此虽然强度各向异性降低，但局部变形能力差，认为不适合弯曲和挤胀成形。

专利文献2的方法被认为比专利文献1的方法制约小，但总之对能够进行轧制加工的板形状会带有很大制约。此外，因为六方晶的C轴在板面法线邻域定向，所以，尽管强度各向异性降低，但局部变形能力差，认为不适于弯曲和挤胀成形。

专利文献3的方法，因为实施表皮光轧，所以工序数量变多，因此认为生产率差。专利文献4的方法，需要涂布工序和除膜工序，造成高成本。专利文献5的方法，说不上能够取得充分的强度和成形性，仍希望强度和成形性的进一步提高。

发明内容

本发明鉴于所述问题点而形成，其课题在于，提供一种兼备优异的强度和成形性的钛板和使用该钛板的热交换器用板和燃料电池用间隔件。

本发明者们，对于钛的成分等进行了锐意研究，其结果发现，通过使Fe和O为规定的含量，在钛板作为主相的α相的晶粒组织的控制中，精确控制结晶取向的定向的方法，从而能够得到强度高，成形性优异的钛板，直至使本发明完成。特别是通过在α相和β相的二相共存区域进行热处理，成功地使α相的晶粒组织成为特定的微细的组织。本发明具有以下的构成。

本发明的钛板，是含有Fe：0.020～1.000质量％、O：0.020～0.400质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成，含有作为HCP结构的α相的晶粒组织的钛板。而且，以结晶取向分布函数表示α相晶粒的结晶取向时，设Φ＝35°，为取向1，Φ＝35°，为取向2，Φ＝50°，为取向3，Φ＝50°，为取向4，Φ＝90°，为取向5，以各取向为中心具有15°以内的取向的晶粒对于全部α相晶粒的总面积的面积率分别为X1、X2、X3、X4、X5时，满足下式(1)。

0.05≤(X3+X4+X5)/(X1+X2)≤3.0…(1)

此外，所述α相晶粒的当量圆直径的平均值为3μm以上、25μm以下，并且最大值为140μm以下。

如果是这种构成的钛板，则能够成为面内的强度各向异性少，兼有强度和成形性的钛板。

另外，本发明的钛板，优选所述X5满足下式(2)。

0.5≤X5≤20…(2)

如果是这一构成的钛板，则能够成为面内的强度各向异性更少，兼有强度和成形性的钛板。

另外，本发明的钛板，优选还含有N：0.050质量％以下、C：0.100质量％以下、Al：1.000质量％以下中的任意一种以上。

如果是这一构成的钛板，则可以使钛板的强度进一步提高。此外通过Al的添加，可以使耐热性提高。

另外，本发明的钛板，优选板厚为1.0mm以下。

如果是这种构成的钛板，则适于实施热交换器用板等设有凹槽形状的成形。

另外，本发明的热交换器用板，是使用了所述的钛板的热交换器用板，设板厚为t(mm)时，具有间距为4t～40t，深度为5t～15t的凹槽1条或2条以上。

这样的热交换器用板，传热效率和轻量化效果优异。

另外，本发明的燃料电池用间隔件，是使用了所述钛板的燃料电池用间隔件，设板厚为t(mm)时，具有间距为4t～40t，深度为5t～15t的凹槽1条或2条以上。

这样的燃料电池用间隔件，传热效率和轻量化效果优异。

本发明的钛板，兼备优异的强度和成形性。特别是在冲压加工中不会引起表面粗糙度的降低，具备优异的成形性。另外，通过使用该钛板，能够得到传热效率和轻量化效果优异的热交换器用板和燃料电池用间隔件。

附图说明

图1是表示本发明的钛板的α相晶粒的结晶取向的概念图。

图2是表示本发明的钛板的α相晶粒的结晶取向1的概念图。

图3是表示本发明的钛板的α相晶粒的结晶取向2的概念图。

图4(a)是表示用于进行成形性的评价的成形模具的形状的示意性的俯视图。另外(b)是(a)的E-E的示意性的剖面图。

图5是表示冲压成形品的表面粗糙度的测量部位和测量方向的示意性的俯视图。

具体实施方式

以下，对于本发明的实施的方式详细地进行说明。

〔钛板〕

本发明的钛板，含有Fe：0.020～1.000质量％、O：0.020～0.400质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成，含有作为HCP结构(六方最密堆积结构)的α相的晶粒组织。本发明的钛板，具有依照例如JIS H 4600所规定的1～4类纯钛这样的工业用纯钛的化学组成。

(Fe：0.020～1.000质量％，O：0.020～0.400质量％)

钛板中，若Fe、O的含量少，则强度降低。另外，为了制造Fe和O的含量低于0.020质量％的钛板，原材料要适用高纯度的海绵钛，成本升高。因此，Fe、O的各含量为0.020质量％以上。另一方面，若大量含有Fe，则铸锭的偏析变大，生产率降低。因此，Fe含量为1.000质量％以下，优选为0.500质量％以下，更优选为0.300质量％以下。另外，若大量含有O，则钛板变脆，冷轧时容易发生裂纹，生产率降低，另外成形性降低。因此，O含量为0.400质量％以下，优选为0.200质量％以下。

此外，在本发明中，如后述，在α相和β相的二相共存区域进行热处理。为了确保宽阔的二相共存区域，Fe含量优选为0.04％以上，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.1质量％以上。O含量优选为0.04质量％，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.08质量％以上。一直以来在需要高成形性的用途中使用的工业用纯钛材，都是纯度高的，二相共存区域狭窄，为5℃左右。

(N：0.050质量％以下，C：0.100质量％以下，Al：1.000质量％以下)

本发明的钛板中，关于N、C、Al，优选高于后述的不可避免的杂质的含量，再含有N：0.050质量％以下、C：0.100质量％以下、Al：1.000质量％以下的任意一种以上。

N、C、Al均高于作为不可避免的杂质的含量而添加时，使钛板的强度提高，此外Al还使耐热性提高。为了得到这些效果，N、C、Al的含量分别优选为0.001质量％以上。另一方面，若钛板中过剩地含有N、C、Al，则冷轧时容易发生裂纹，生产率降低。特别是C使钛板变脆，因此C含量为0.100质量％以下，优选为0.050质量％以下。另外，N含量为0.050质量％以下，优选为0.014质量％以下。Al含量为1.000质量％以下，更优选为0.400质量％以下，进一步优选为0.200质量％以下。

(余量：钛和不可避免的杂质)

本发明的钛板，余量由钛和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，有N、C、Al、H、Si、Cr、Ni等。关于N、C、Al如前述。关于其他的元素，H：0.005质量％以下，如果其他的元素：各0.1质量％以下，则不会阻碍本发明的效果，可允许。

(晶粒组织)

本发明的钛板，含有作为HCP结构(六方最密堆积结构)的α相的晶粒组织。α相晶粒的结晶是六方晶结构，结晶结构本身的各向异性强。以现来的轧制和退火工艺制造的钛板，在α相晶粒从轧制面的法线方向朝着板宽方向倾斜约35°的角度位置，形成可确认到强堆积的集合组织。另外，在轧制方向上倾斜的角度位置上无堆积(值峰)，在轧制面内的强度各向异性强成为问题。

一般来说，原材(试料)中的晶粒的结晶取向，能够通过结晶取向分布函数，用欧拉角表示。所谓欧拉角，就是表述晶粒相对于试料的坐标系的结晶取向关系的方法。关于结晶取向分布函数，记述在例如，“集合组织的向量分析法”，昭和56年，社团法人日本铁钢协会发行。

图1是表示本发明的钛板的α相晶粒的结晶取向的概念图。作为试料坐标系，表示相互处于正交的关系的RD方向(轧制方向)、TD方向(板宽方向)和ND方向(轧制面的法线方向)的3条坐标轴。另外，作为结晶坐标系，表示相互处于正交的关系的X轴、Y轴和Z轴的3条坐标轴。图1中X轴与[10-10]方向(柱面的法线方向)一致，Y轴与[-12-10]方向一致，Z轴与[0001]方向(C轴方向)一致。在Bunge的表述方法中，首先认为是试料坐标系的RD方向、TD方向、ND方向与结晶坐标系的X轴、Y轴、Z轴一致的状态。由此，使结晶坐标系绕Z轴旋转使之绕旋转后的X轴(图1的状態)旋转Φ。最后绕旋转和旋转Φ之后的Z轴旋转使用此Φ、这3个角度，规定α相晶粒的结晶取向(C轴方向等)。

即，是试料坐标系的RD－TD平面(轧制平面)和结晶坐标系的[10-10]-[-12-10]平面的交线，与试料坐标系的RD方向(轧制方向)形成的角度。Φ是试料坐标系的ND方向(轧制面的法线方向)，与结晶坐标系的[0001]方向((0001)面的法线方向)形成的角度。是试料坐标系的RD－TD平面(轧制平面)和结晶坐标系的[10-10]-[-12-10]平面的交线，与结晶坐标系的[10-10]方向形成的角度。

在此，使用Bunge的表述方法，以Φ＝35°，为取向1，以Φ＝35°，为取向2，以Φ＝50°，为取向3，以Φ＝50°，为取向4，以Φ＝90°， 为取向5。

图2是表示α相晶粒的结晶取向1的概念图。另外，图3是表示α相晶粒的结晶取向2的概念图。取向1和取向2表示在现有材中主要确认到的集合组织成分中，C轴从轧制面法线方向朝着板宽方向(TD方向)倾斜的取向。相对于此，取向3和取向4，分别接近于使C轴在轧制面内从轧制方向旋转90°，表示C轴从轧制面法线方向朝着轧制方向(RD方向)倾斜的取向。取向5是C轴相对于轧制面的法线垂直，且与从轧制方向朝向板宽方向旋转40°的方向平行的取向。还有，图2和图3中，为了理解上述结晶取向，概念性地表示α相晶粒的取向1和取向2的差别，倾斜度和角度等未必准确表示。

本发明发现，相对于在此现有材中确认到的α相晶粒的堆积，通过使C轴在轧制面内旋转90°的取向3和取向4，再使C轴在轧制面内旋转约40°的取向5形成同样的α相晶粒的堆积，能够降低面内的强度各向异性。

以取向1、取向2、取向3、取向4、取向5的各取向为中心具有15°以内的取向的晶粒相对于全部α相晶粒的总面积的面积率分别为X1、X2、X3、X4、X5时，能够满足下式(1)，能够使强度成形性提高。

0.05≤(X3+X4+X5)/(X1+X2)≤3.0…(1)

在此，所谓以各取向为中心具有15°以内的取向的晶粒，意思是以各取向为中心处于15°以内的范围的全部晶粒。

(X1+X2)表示具有在现有材中确认到的主要集合组织的取向的晶粒的面积率的总和。另一方面，(X3+X4+X5)表示相对于具有在现有材中确认到的集合组织的晶粒的面积率，具有取向3、取向4、取向5所规定的结晶取向的晶粒的面积率的比率的总和，有助于轧制方向的成形性提高。作为它们的比，即(X3+X4+X5)/(X1+X2)低于0.05时，强度各向异性的降低不充分，另一方面，因为现实中不会高于3.0，所以规定为0.05以上、3.0以下。优选为0.05以上、0.5以下，更优选为0.08以上、0.5以下。

此外，以取向5为中心具有15°以内的取向的晶粒相对于全部α相晶粒的总面积的面积率为X5时，优选X5满足下式(2)。

0.5≤X5≤20…(2)

若X5为0.5以上，则面内的强度各向异性进一步降低，成形性进一步提高。另一方面，若低于0.5，则其效果不充分，因此下限值为0.5以上，更优选为1.0以上。另一方面，因为在现实中不会高于20，所以上限值为20以下，优选为8以下。

以结晶取向分布函数表示的欧拉角，能够使用SEM/EBSD测量法(后述)，通过取向分析求得。在此，将使用Bunge的表述方法，α相晶粒的C轴与轧制板的板厚方向(轧制板的法线方向)平行，α相晶粒的[10-10]方向(柱面的法线方向)与轧制板的轧制方向平行的状态，定义为Φ＝0°，

另外，所谓轧制方向，卷状时是指原材的纵长方向。但是，如果原材被切断为板状，在与板面平行的方向上进行拉伸试验，则为了方便而将0.2％屈服强度显示最小值的方向定义为轧制方向。

满足所述的式(1)、式(2)的晶粒的集合组织，如后述，在所述组成的钛板的制造时，能够通过控制中间退火条件、最终冷轧条件、最终退火条件取得。

还有，是否满足式(1)、式(2)的判定，通常如后述，基于板厚中心部的测量结果进行。但是，原则上是不论板厚的位置都满足的式子。

(α相晶粒的当量圆直径：平均值3μm以上、25μm以下，最大值140μm以下)

本发明的钛板，若α相晶粒的粒径过于粗大化，则即使作为预期的集合组织状态而使成形性提高，也会在成形后引起板表面的粗糙。此外随着板厚变薄，板厚方向所占的晶粒的数量减少，引起成形性劣化。

因此，α相晶粒的当量圆直径(与晶粒的截面为相同面积的圆的直径)，平均值为25μm以下，且最大值为140μm以下。α相晶粒的当量圆直径，优选平均值为20μm以下。另外，α相晶粒的当量圆直径，优选最大值为120μm以下，更优选为100μm以下。另外，α相晶粒的当量圆直径的最大值也依存于板厚，优选为板厚的1/4以下左右。此外，若α相晶粒的当量圆直径的平均值低于3μm，则钛板的延展性降低，成形性容易降低，因此当量圆直径的平均值为3μm以上，优选为5μm以上。

所述的α相的晶粒直径，如后述，能够通过制造时控制最终退火条件及其之前的最终冷轧工序中的压下率而取得。另外，所述的α相的晶粒直径，是钛板的任意的截面的晶粒直径，由于是板材，所以通过观察与钛板的轧制面平行的面便能够测量。具体来说，研磨钛板的表面(板面)作为观察面，对该面以扫描电子显微镜(SEM)一边扫描电子射线，一边以电子背散射衍射(Electron Backscatter Diffraction：EBSD)法测量分析EBSD图案，取向差为10°以上的边界识别为结晶晶界，将该结晶晶界所包围的区域作为晶粒。

(板厚：1.0mm以下)

本发明的钛板，适于实施热交换器用板等设有凹槽形状的成形，因此板厚优选为1.0mm以下。钛板若板厚高于1.0mm，则通过成形设置细小的凹槽形状时，容易发生褶皱，因此难以得到希望的精致凹槽形状。另外，成形时的变形阻力变高或成本增大。从成形性和成本的观点出发，钛板的板厚更优选为0.7mm以下。另一方面，为了作为热交换器用板和燃料电池用间隔件而容易得到实用的强度，钛板的板厚优选为0.05mm以上。从进一步提高强度的观点出发，钛板的板厚更优选为0.07mm以上。

〔热交换器用板、燃料电池用间隔件〕

使用本发明的钛板，能够形成传热效率和轻量化效果优异的热交换器用板和燃料电池用间隔件。

具体来说，钛板的板厚为t(mm)时，通过将间距为4t～40t，深度为5t～15t的凹槽设置1条或2条以上，能够成形为比以往更复杂的形状。即，可以加深凹槽，或缩小凹槽的宽度，缩小间距，或形成任意的图案等。由此，能够使所成形的钛板的表面积增大，能够使热介质(液体，气体)的流动均质化，得到显现出优异的传热效率的热交换器用板和燃料电池用间隔件。此外，即使是同样的传热效率，也能够对应高强度化而薄壁化，能够得到轻量的热交换器用板和燃料电池用间隔件。

〔钛板的制造方法〕

本发明的钛板，与现有的钛板同样，能够以公知的方法，对铸锭开坯轧制，进行热轧而成为期望的板厚，再按照以下说明的规定的条件进行退火、冷轧和最终退火而制造。

(钛材料制造工序)

首先，在钛材料制造工序中，以现有公知的方法制造铸块(铸锭)，对该铸块进行开坯锻造或开坯轧制。例如，首先，通过真空自耗电极电弧熔炼法(VAR法)、等离子体电弧熔炼法(PAM法)、电子束熔炼法(EB法)使规定成分的原料熔化后，经铸造而得到钛铸块。对于该铸块实施开坯锻造(热锻)或开坯轧制至规定大小的块状。关于Fe等的化学成分如前述，熔炼时调整至规定成分。

(热轧工序)

在下面的热轧工序中，将该成为块状的铸块加热至例如700～1050℃，进行热轧而得到热轧板。

(退火工序)

接着，在退火工序中，将所得到的热轧板保持在650～850℃后，供冷轧。

(冷轧工序，中间退火工序)

热轧板通常在热轧后的退火工序之后，反复进行冷轧工序和中间退火工序，成为希望的板厚。原材相对软质时，或希望的板厚相对厚，来自热轧后退火的压下率小时，不需要进行中间退火，但原材为硬质时，或若是来自热轧后退火的压下率大，则冷轧时发生裂纹，因此在途中需要进行中间退火。是否需要中间退火和所需次数取决于原材和冷轧的压下率。中间退火的次数通常优选为1～4次，更优选为2～4次。

本发明的钛板，通过以特定的条件进行中间退火工序、最终冷轧工序和最终退火工序，能够按前述那样规定α相的晶粒组织。以下，对于本发明的钛板的特征性的制造方法进行说明。

(中间退火工序)

在此，以进行1次中间退火的情况为例进行说明。还有，不需要中间退火的情况下，热轧后的退火相当于中间退火。

中间退火工序，其主要目的是为了使其后的冷轧性提高，而使原材软化。因此，通常在再结晶温度域(通常从500℃至880℃的范围)进行处理，以高温短时间(800℃左右，数分钟)或低温长时间(600℃左右，20小时以上)处理。本发明中，为了在最终退火中得到希望的α相结晶组织，设想为数分钟的处理，中间退火温度管理在低于800℃。优选为650℃以上、760℃以下。

若以高于800℃的高温的条件进行中间退火，则即使实施本发明的规定的最终退火，仍有无法形成希望的α相晶粒组织的情况。这被认为是由于通过中间退火，α相的集合组织形态发生变化，会对其后的冷轧和最终退火中的α相晶粒的集合组织的形成造成不利影响。若中间退火温度低，则处理费时，生产率降低。

进行2次以上中间退火时，最后进行的中间退火(最终中间退火)时，如前述，使中间退火温度管理在低于800℃。优选为650℃以上、760℃以下。

中间退火工序在大气、真空、不活泼气氛。还原发生气体的任何气氛下都可以进行。另外，中间退火工序用箱式炉、连续炉均能够进行。另外，特别是在大气气氛下退火(大气退火)时，因为在钛板(热轧板)表面附着氧化皮，所以在下道工序(如果是中间退火，则为后述的冷轧工序)进行前，作为除氧化皮工序，例如优选进行盐浴热处理、酸洗处理等。

(冷轧工序、最终冷轧工序)

本发明的钛板的来自冷轧(冷轧工序、最终冷轧工序)的总压下率(对于热轧板的加工率)为20～98％。还有，在冷轧的途中，也可以进行多次所述中间退火。

另外，最终的中间退火后的冷轧，即，最终冷轧工序的压下率为20～87％。由此，可形成希望的α相晶粒的集合组织。这时，若压下率高于87％，则即使实施以下所述的最终退火，也不能获得希望的α相晶粒组织。最终冷轧工序的压下率优选为20～70％。另外，压下率过低，在最终退火后所得到的α粒径也有可能变得粗大，因此更优选为35～70％，进一步优选为50～70％。

另外，从热轧工序至最终冷轧工序之前实施的冷轧的压下率，优选不超过最终冷轧工序的压下率。

(最终退火工序)

本发明的钛板，在最终退火工序中，优选调整温度和时间，控制α相的晶粒直径和强度各向异性。为此，在使退火温度为β相含有率达到20％的温度以上，并低于β相变点(Tβ)的温度范围实施。所谓β相变点，是钛板(冷轧板)的全部α相消失而成为β相的最低温度，其根据钛的化学组成(Fe含量等)变化。纯钛的β相变点的温度为882℃。

在现有技术中的退火工序和中间退火工序中，如前述，纯钛材的一般的退火，在再结晶进行的600℃以上，且β相分率为几％以下的温度域实施。相对于此，在本发明的最终退火中，在使退火温度为β相含有率达到20％的温度以上，并低于β相变点(Tβ)的温度范围实施。

高温下存在的β相冷却到室温时发生相变，这时可形成对于成形性提高来说优选的集合组织。因此，若只考虑集合组织形成，则以高于β相变点的温度退火，先使β相100％形成的方法为宜。但是，若以高于β相变点的温度退火，则β相的晶粒急剧生长，引起晶粒的粗大化。因此，最终退火工序的制造条件的允许范围缩小，制造管理上造成问题。

因此，在α相和β相共存的温度域进行退火，利用在退火温度域残存的α相(结晶粒)抑制β相(晶粒)的生长。其后，使之冷却时，β相相变为α相，希望的集合组织形成，可以降低强度各向异性。β相含有率为20％的温度和β相变点，能够由热力学计算软件“ThermoCalc”等计算。

但是，随着所述退火温度下的保持时间延长，α相的晶粒变大，并且在板表面厚厚地形成使成形性劣化的氧化层。表面氧化层通过酸洗等除去氧化层即可，但若形成得厚，则引起成品率的降低，所以不为优选。因此，最终退火工序的保持时间为0～5小时以下，优选为1小时以下，更优选为10分钟以下，进一步优选为3分钟以下。另外，从β相相变为α相时，为了极力抑制与在退火温度域残存的α相为同一取向的α相的形成，使希望的集合组织发达，冷却速度需要达到60℃/秒以上。冷却速度优选为100℃/秒以上。另一方面，高于1500℃/秒进行冷却用现行设备达成困难，因此上限为1500℃/秒。在此，所谓冷却速度，能够测量冷却时的温度历程，对于800℃至700℃的温度范围进行线性逼近而计算。

还有，所谓保持时间的下限为0时间，是指加热冷轧板，如果到达规定的温度范围则立即冷却。最终退火工序，在大气、真空、不活泼气体，还原性气体的任意一种气氛下都可。还有，大气退火时，在冷却后，优选如前述那样进行除氧化皮工序。

如以上说明，在本发明的钛板的制造方法中，在控制钛板的晶粒组织，满足式(1)、式(2)和α相晶粒径的基础上，特别有特征性的制造条件有如下几点。即，(i)使最终退火工序中的退火温度为β相含有率达到20％的温度以上，并低于β相变点(Tβ)的温度范围；(ii)在低于800℃进行中间退火温度；(iii)使最终冷轧工序的压下率为20～87％；(iv)使最终退火工序的冷却速度为60℃/秒以上。通过采用这些条件，可以抑制粗大的α相晶粒和β相晶粒的发生，能够减小α相晶粒，在冲压加工等之中不会引起表面粗度的降低，可以呈现优异的成形性和美观性。

实施例

以上，就用于实施本发明的方式进行了阐述，以下，将确认到本发明的效果的实施例，与不满足本发明的要件的比较例加以对比，具体进进行说明。还有，本发明不受该实施例限制，在权利要求所示的范围也可以加以变更实施，这些都包含在本发明的技术范围内。

〔试验材的制作〕

在纯钛(JIS H4600)铸块和纯钛铸块中添加Fe等，通过VAR法熔炼、铸造，得到表1所示的组成的钛铸块。还有，表1的组成中，“－”所示的元素，表示含量在0.005质量％以下。对于该钛铸块，以公知的条件，进行开坯锻造(热锻)，热轧，实施退火，成为板厚4.0mm的热轧板。除去热轧板的表面的氧化皮，以表1所示的条件实施中间退火、最终冷轧、最终退火，通过盐浴处理和酸洗进行脱氧化皮处理，得到板厚0.45mm的试验材(试验材No.1～18)。还有，最终退火工序的加热后的冷却速度，c线性逼近计算800℃～700℃的温度历程。另外，基于试验材的组成，使用热力学计算软件“ThermoCalc(数据库：TTTi3)”计算β相含有率达到20％的温度和β相变点(Tβ)，一并记述在表1中。另外，为了易于判断最终退火处理是否以低于β相变点Tβ的温度实施，表1中记述了从最终退火的保持温度T减去Tβ的数值(T－Tβ)。

(α相的集合组织和晶粒直径的测量)

研磨试验材的表面(板面)，在板厚1/2部(板厚中心部)的轧制面，对于1.6mm见方(轧制方向、轧制宽度方向各1.6mm)的区域，通过EBSD进行组织观察。EBSD测量使用FE－SEM和EBSD检测器。对于测量数据，使用EBSD数据分析软件进行分析，测量集合组织和晶粒直径。还有，作为EBSD测量的对象的晶粒的最小粒径为1.5μm。

对于集合组织，使用SEM－EBSD的分析软件，进行基于结晶取向分布函数(Orientatio Distribution Function：ODF)的分析，测量由3个欧拉角表述的对于原材的坐标系的特定的晶粒的结晶取向(取向1、取向2、取向3、取向4、取向5)相差15°以内的晶粒，对于全部α相晶粒的总面积的面积率(X1、X2、X3、X4、X5)。据此数值，计算(X3+X4+X5)/(X1+X2)。其结果显示在表2中。

在此，欧拉角表述使用Bunge的表述方法，α相晶粒的C轴与轧制板的板厚方向(轧制板的法线方向)平行，α相晶粒的[10-10]方向(柱面的法线方向)与轧制板的轧制方向平行的状态，定义为Φ＝0°， 另一方面，晶粒直径，同样以SEM－EBSD测量结果为基础，将取向差10°以上的边界设定为结晶晶界，计算各晶粒的当量圆直径。当量圆直径的平均值和最大值显示在表2中。还有，在表2中，引下划线的数值，表示是脱离本发明的规定的数值。

在α相晶粒的当量圆直径的平均值的计算中，以EBSD测量结果为基础，以识别为α相的数据点为根本，将取向差10°以上的边界识别为结晶晶界，由该结晶晶界包围的区域为晶粒，通过图像分析，计算各晶粒的当量圆直径。这时，因为测量结果包含噪音(未准确识别的测量点)，所以为了消除其影响，从大的晶粒按顺序提取，以截止到开始超过被识别为α相的总面积的95％的面积时的大小的晶粒作为平均粒径的计算总体参数。

在α相晶粒的当量圆直径的最大值的算出中，以同数据为基础，将从大的晶粒开始按顺序到第5号为止的晶粒的平均值作为最大值。

〔性能评价〕

(抗拉试验)

从试验材切取JISZ2201所规定的13号试验片。在室温基于JISH4600实施以轧制方向(RD)为荷重轴方向的室温抗拉试验，测定0.2％屈服强度(YS)。其结果在表2中显示。170MPa以上为合格。

(成形性的评价)

成形性的评价，通过进行使用对各试验材模拟板式热交换器的热交换部分(プレート：板)的成形模具的冲压成形进行了评价。图4(a)是显示用于进行成形性的评价的成形模具的形状的模式的俯视图。图4(b)是图4(a)的E－E的模式的剖面图。如图4(a)、图4(b)所示，成形模具的形状为，成形部100mm×100mm，间距17mm，具有四根最大深度6.5mm的棱线部，各棱线部在顶点具有R＝2.5mm的R形状。

使用该成形模具通过80ton挤压机进行冲压成形。冲压成形是在各试验材的两面为了润滑涂布防锈油，以各试验材的轧制方向与图4(a)的上下方向一致的方式配置在下侧的模具之上。而且，用压板拘束凸缘部之后，以冲压速度1mm/秒的条件将模具压入。模具以0.1mm间隔压入，通过实验求得未发生裂纹的最大的压入深度量(E：单位mm)。然后，通过下式计算成形性指标(F)。其结果显示在表2中。成形性指标(F)为正值时，表示强度与成形性的平衡优异，判定为合格。

F＝E－(G－H×YS)

G＝7.00，H＝0.0120

YS＝使RD方向(轧制方向)的0.2％屈服强度无因次化的数值

E＝使最大压入深度量无因次化的数值

(表面粗糙度的测量)

表面粗糙度的测量，使用表面粗糙度形状测量仪(东京精密社制サーフコム130A)，以依据JIS B 0601：2001的方法进行测量。这时，使测量距离为4mm，测量速度为0.6mm/秒。沿着施加了不会发生裂纹的最大的压入深度量的冲压成形的试验材的棱线部，测量各5处的算术平均粗糙度(Ra)，将其平均值作为表面粗糙度。1.5以下为合格。图5是表示冲压成形品的表面粗糙度的测量部位和测量方向的示意性的俯视图。

[表1]

[表2]

如表2所示，作为本发明的实施例的试验材No.1～12，α相的晶粒的当量圆直径和集合组织状态(式(1)、式(2)的数值)在本发明的范围内，无损成形后的板表面粗度，并能平衡地保持优异的强度和成形性。

对此，试验材No.13、16，最终退火温度低于规定范围，集合组织的成长不充分，成形性差。试验材No.14、17，最终退火温度高于规定范围，虽然显示优异的强度和成形性，但α相晶粒过大，成形后的表面粗度***。试验材No.15、18，中间退火温度高，集合组织的成长不充分，成形性差。

Claims (6)

1.一种钛板，其特征在于，是含有Fe：0.020～1.000质量％、O：0.020～0.400质量％，余量由钛和不可避免的杂质构成，并含有作为HCP结构的α相的晶粒组织的钛板，

以结晶取向分布函数表示α相晶粒的结晶取向时，以Φ＝35°，为取向1，以Φ＝35°，为取向2，以Φ＝50°，为取向3，以Φ＝50°，为取向4，以 Φ＝90°，为取向5，以各取向为中心具有15°以内的取向的晶粒对于全部α相晶粒的总面积的面积率分别为X1、X2、X3、X4、X5时，满足下式(1)，

0.05≤(X3+X4+X5)/(X1+X2)≤3.0…(1)

所述α相晶粒的当量圆直径的平均值为3μm以上并在25μm以下，且最大值为140μm以下。

2.根据权利要求1所述的钛板，其特征在于，所述X5满足下式(2)，

0.5≤X5≤20…(2)。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的钛板，其特征在于，所述钛板中，还含有N：0.050质量％以下、C：0.100质量％以下、Al：1.000质量％以下中的任意一种以上。

4.根据权利要求1或权利要求2所述的钛板，其特征在于，板厚为1.0mm以下。

5.一种热交换器用板，其特征在于，是使用了权利要求1或权利要求2所述的钛板的热交换器用板，板厚为t时，具有间距为4t～40t，深度为5t～15t的凹槽1条或2条以上，其中，t的单位为mm。

6.一种燃料电池用间隔件，其特征在于，是使用了权利要求1或权利要求2所述的钛板的燃料电池用间隔件，板厚为t时，具备间距为4t～40t，深度为5t～15t的凹槽1条或2条以上，其中，t的单位为mm。