JP4088183B2 - Titanium plate excellent in formability and method for producing the same - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はチタン板の成形技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
チタンは耐食性に優れ、かつ軽量であることから、発電プラントにおける海水冷却復水器、海水淡水化用プラント用熱交換器のほか、化学プラントの反応器、冷却器などに利用されており、近年ではカメラボディー、時計部品、眼鏡フレーム、レジャー用品等の民生品にまで用途が広がっている。これらの製品は板（チタン板）から塑性加工して製造されるため、チタン板は強度、延性、及び成形性等の機械的特性に優れていることが要求される。特にチタン板の成形性を向上させることは長年の課題であり、種々の検討がなされている。
【０００３】
成形性の向上に関しては、特に結晶粒度の観点からの研究例が多く、例えば、結晶粒径を２０μｍ以上にすること（特許文献１参照）、張り出し成形性を担保するためには結晶粒度番号を４〜５にすること（特許文献２参照）などが提案されている。また前記特許文献１は、チタン板がＦｅやＯを含むとチタン板の硬度が高くなりすぎ、プレス加工時の成形性が低下することに着目し、Ｆｅを７００ｐｐｍ以下、Ｏを９００ｐｐｍ以下に制御することも提案している。
【０００４】
また成形性のうち、特に深絞り性に関しては、ランクフォード値（ｒ値）を高くすることも研究されているが、チタンは六方晶であって圧延面内の異方性が強いため、ｒ値を高めるだけでは深絞り性の向上に限界があり、ますます厳しくなる成形性向上の要求のなかでさらなる改善が求められている。
【０００５】
【特許文献１】
特開平１０−３０１６０号公報（請求項１、段落０００５、段落００２１、段落００２３、段落００２８）
【特許文献２】
特開平１０−３１７１１８号公報（段落０００１）
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、新規なチタンの成形性向上策を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねる過程において、種々のチタン板を新規に製造し、これらチタン板の集合組織と成形性との関係を調べた。そして六方晶系のチタン板において、前記六方晶の（０００１）面の法線が板面に対して略直交する方向に揃っているとき、成形性が著しく向上することを見出した。なおこのチタンの結晶方位の状態は、原子力炉の被覆管に使用されるジルカロイの集合組織を表すのに使用されているｆ値［（財）原子力安全研究協会編、実務テキストシリーズ Ｎｏ．３ 軽水炉燃料のふるまい（１９９８）、第１２３頁；藤田和己、神戸製鋼技報、ｖｏｌ．３７、Ｎｏ．１（１９８７）、第２７〜３０頁］を使用すれば適切に表現できる。すなわち本発明者らは、ｆ値を所定値以上にすればチタン板の成形性を著しく向上できることを見出し、本発明を完成した。なお前記ｆ値は、ジルカロイ管の分野において、機械的特性、音速等の物理的特性、水素化物の析出方位等の化学的特性などを集合組織の点から整理するのに使用されているが、成形性との関係は知られていない。
【０００８】
すなわち本発明に係る成形性に優れたチタン板は六方晶系のチタン板であり、下記式（１）、式（２）、又は式（３）で定義されるキーンズ（Ｋｅａｒｎｓ）因子ｆ値が０．６０以上である点に要旨を有する。
【０００９】
【数５】

【００１０】
［式中βは、圧延面の法線（ＮＤ方向）に対するＴｉ六方晶の（０００１）面の法線の方位角（ただしＮＤ方向を０度、圧延面方向を９０度（π／２）とする）を示す。Ｖβは、全てのＴｉ六方晶の体積（この全体積を１とする）に対する、角度βを満足する結晶粒の体積比を示す］
【００１１】
【数６】

【００１２】
［式中、ＩはＴｉ六方晶の（０００１）面の法線方向に対応するＸ線強度を示す。αは、前記Ｉを圧延面に投影した成分の、ＮＤ方向に対する方位角（−圧延方向を０度、板幅方向を９０度（π／２）、＋圧延方向を１８０度（π）とする）を示し、βは前記式（１）と同じである］
【００１３】
【数７】

【００１４】
［式中、角度（ψ₁，φ，ψ₂）は、圧延（ＲＤ）方向−板幅（ＴＤ）方向−圧延面法線（ＮＤ）方向からなる試料座標系を、Ｔｉ六方晶の［１０−１０］方向−［−１２−１０］方向−［０００１］方向からなる結晶座標系に変換するときのオイラー角（Bunge表示）を示している。すなわちψ₁は、（１）試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面と結晶座標系の［１０−１０］−［−１２−１０］平面との交線と、（２）試料座標系のＲＤ方向とがなす角度を示し；ψ₂は、前記交線と、結晶座標系の［１０−１０］方向とがなす角度を示し；φは試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の［０００１］方向とがなす角度を示す。Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）は、全Ｔｉ六方晶に対する、前記オイラー角を示すＴｉ六方晶の割合（分布密度）を示しており、結晶方位分布関数と称されるものである］
前記ｆ値は、例えば、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）−後方電子散乱パターン（ＥＢＳＰ）法によって求められた結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）に基づいて算出することができ、具体的には、上記式（３）の積分計算を下記式（４）の加算計算で代行することによって求めることができる。
【００１５】
【数８】

【００１６】
［式中のφ_kは、測定点ｋにおけるＴｉ六方晶の傾きを示している。
すなわちＴｉ六方晶の［１０−１０］方向−［−１２−１０］方向−［０００１］方向からなる結晶座標系と、圧延方向（ＲＤ）−板幅方向（ＴＤ）−圧延面法線方向（ＮＤ）からなる試料座標系とを仮定し、
（１）試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面と結晶座標系の［１０−１０］−［−１２−１０］平面との交線と、（２）試料座標系のＲＤ方向とがなす角度をψ₁、
前記交線と、結晶座標系の［１０−１０］とがなす角度をψ₂、
試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の［０００１］方向とがなす角度をφとするオイラー角ψ₁、φ、ψ₂（Bunge表示）に従って測定点ｋにおけるＴｉ六方晶の角度φを測定したとき、
該測定点ｋにおける角度φをφ_kとする。
ｎは、測定点の数を示す］
本発明のチタン板は、平均結晶粒径が３０μｍ以上であるのが望ましい。また水素０．０１３％以下（質量％の意。以下、同じ）、酸素０．２％以下、窒素０．０５％以下、鉄０．２５％以下の純チタン板であるのが望ましい。
【００１７】
本発明にはｆ値を向上させることができるチタン板の製造方法も含まれる。チタン板は、例えば、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の順に処理することによって製造されるが、最終焼鈍の方式（連続式、バッチ式）に応じて中間焼鈍と最終焼鈍を適切に制御すればｆ値を向上できる。例えば最終焼鈍をバッチ式で行う場合、中間焼鈍は、得られる中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）が、該中間焼鈍に代えて温度８００℃×３０分間の条件で中間焼鈍を行ったときの中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）に比べて、１０以上高くなるように制御することが推奨され、最終のバッチ式焼鈍は下記式（５）で規定されるＹ値が０．１３０％以上となるように設定することが推奨される。なお最終焼鈍をバッチ式で行う場合、中間焼鈍の温度は５００℃以下にするのが望ましい。
【００１８】
Ｙ値＝７．４０７×１０^-3×Ａ＋１．６９×１０^-4×Ｂ＋２．３３×１０^-6×Ｃ …（５）
［式中、Ａは平均昇温速度（℃／分）、Ｂは保持温度（℃）、Ｃは保持時間（分）を示す］
一方、最終焼鈍を連続式で行う場合、中間焼鈍は、温度６３０〜８５０℃の範囲で０．５〜１５分行うことが推奨され、最終の連続式焼鈍は昇温速度：５０〜５００℃／分、焼鈍温度：６５０〜８８０℃、焼鈍時間：０．５〜１５分の条件で行うことが推奨される。なお最終焼鈍を連続式で行う場合、中間焼鈍板の平均結晶粒径を２０μｍ以下にしておくことが望ましい。
【００１９】
最終焼鈍の方式によらず、熱間圧延の終了温度は６００℃以下にするのが望ましく、冷間圧延の圧下率は６０％以上にするのが望ましい。
【００２０】
上述したような製造方法を適切に利用すれば、ｆ値が０．６０以上であるチタン板を製造できる。例えば最終焼鈍をバッチ式で行う場合、各工程を以下のように制御すればよい。
（１）熱間圧延の終了温度を４００℃以下に制御する。
（２）中間焼鈍は、得られる中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）が、該中間焼鈍に代えて温度８００℃×３０分間の条件で中間焼鈍を行ったときの中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）に比べて、１０以上高くなるように制御する。
（３）冷間圧延を圧下率が８０％以上となるように行う。
（４）最終のバッチ式焼鈍の条件を上記式（５）で規定されるＹ値が０．１３５％以上となるように設定する。
【００２１】
また最終焼鈍を連続式で行う場合には、各工程を以下のように制御すればよい。
（１）熱間圧延の終了温度を６００℃以下に制御する。
（２）中間焼鈍は、温度６５０〜８５０℃の範囲で０．５〜１０分行う。
（３）冷間圧延を圧下率が８５％以上となるように行う。
（４）最終の連続式焼鈍は昇温速度：８０℃／分以上、焼鈍温度：７００〜８５０℃、焼鈍時間：０．５〜１０分の条件で行う。
【００２２】
【発明の実施の形態】
[チタン板］
純チタンは、温度８８２℃にα相（六方晶）とβ相（対心立方晶）の変態点を有しており、常温ではα相（六方晶）となっている。本発明のチタン板は、実質的に前記α相（六方晶）単相である六方晶系のチタン板である。本発明のチタン板は、純チタン板で形成されることが多いものの、実質的にα相（六方晶）単相で形成されている限り、チタン合金板を排除するものではなく、α相安定型平衡状態図を示す元素（Ａｌ，Ｓｎ，Ｚｒ，Ｃ，Ｂ，Ｏ，Ｎ，Ｂｅなど）を含有していてもよく、β相又はα＋β相とならない範囲でβ相安定共析型平衡状態図を示す元素（Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｈなど）やβ相安定固溶体型平衡状態図を示す元素（Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａなど）を含有していてもよい。
【００２３】
α相単相を示すチタン合金板としては、例えば、Ｔｉ−５Ａｌ−２．５Ｓｎ系合金板、Ｔｉ−６Ａｌ−４Ｚｒ−１Ｖ系合金板、Ｔｉ−８Ａｌ−１Ｍｏ−１Ｖ系合金板、Ｔｉ−８Ａｌ−２Ｎｂ−１Ｔａ系合金板、Ｔｉ−８Ａｌ−１２Ｚｒ系合金板などが挙げられる。
【００２４】
好ましいチタン板は純チタン板である。純チタン板は、チタン合金板よりも柔らかく、成形性に優れている。純チタン板であるか否かは、例えば、水素、酸素、窒素、及び鉄の含有量の観点から定められる（なお、他の元素は実質的に含有しない）。
【００２５】
水素含有量は、例えば、０．０１３％以下（質量％の意、以下、同じ）、好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお水素を０％とすることは困難であるため、通常、水素は０％超である。
【００２６】
酸素含有量は、例えば、０．２％以下（質量％の意、以下、同じ）、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。酸素が過剰であると強度が高くなり、成形性が低下する傾向がある。なおを酸素を０％とすることは困難であり、また強度を高める点では有効であるため、酸素は、通常、０％超、好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上とする。
【００２７】
窒素含有量は、例えば、０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお窒素を０％とすることも困難であるため、通常、窒素は０％超である。
【００２８】
鉄含有量は、例えば、０．２５％以下、好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。鉄が過剰であると強度が高くなり、成形性が低下する傾向がある。なおＦｅは強度を高める点では有効であるため、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上とする。
【００２９】
上記純チタン板としては、例えば、日本工業規格（ＪＩＳ） Ｈ４６００に規定する第１種、第２種などが使用できる。
【００３０】
[ｆ値］
そして本発明のチタン板は、前記六方晶の（０００１）面の法線が板面に対して略直交する方向（ＮＤ方向）に比較的揃っている。図１は、本発明のチタン板の一例において、板面に対して垂直な方向からみたときの（０００１）面の法線方向の分布を示す正極点図であり、図２はこの正極点図のイメージを示す概略斜視図である。これら図１及び図２から明らかなように、（０００１）面の法線は圧延方向（ＲＤ方向）に対して垂直な方向に配向している。また横軸方向（ＴＤ方向）に対しても、正極点図の右半球側（＋ＴＤ側）に傾く第１の方向と、左半球側（−ＴＤ側）に傾く第２の方向とに分布しているものの、その傾きは大きくなく、しかも合わせれば略垂直である。このように本発明のチタン板は、（０００１）面が板面の法線方向（ＮＤ方向）に配向しているのである。このようなチタン板を使用すると、チタン板の成形性（例えば、張り出し成形性）を高めることができる。
【００３１】
（０００１）面のＮＤ方向への配向具合（集合組織）は、原子力炉の被覆管に使用されるジルカロイの集合組織を表すのに使用されているキーンズ（Ｋｅａｒｎｓ）因子であるｆ値を利用することによって定量的に評価できる。
【００３２】
前記ｆ値は、下記式（１）によって定義される。
【００３３】
【数９】

【００３４】
［式中βは、図３に示すように、Ｔｉ六方晶の（０００１）面の法線Ｉの、ＮＤ方向に対する方位角（ただしＮＤ方向を０度、ＲＤ−ＴＤ平面方向を９０度（π／２）とする）を示す。Ｖβは、全てのＴｉ六方晶の体積（この全体積を１とする）に対する、角度βを満足する結晶粒の体積比を示す］
前記式（１）は、軽水炉燃料のふるまい編集委員会編、平成１０年７月 財団法人原子力安全研究協会発行、「実務テキストシリーズＮｏ．３ 軽水炉燃料のふるまい」の第１２５頁；藤田和己、１９８７年 株式会社神戸製鋼所発行、「神戸製鋼技報」第３７巻第１号の第２９頁などに紹介されている。より詳細には前記式（１）の項ｃｏｓβは、（０００１）面の法線方向ＩをＮＤ方向とＲＤ−ＴＤ平面方向とに分解したときのＮＤ方向成分の割合を示しており、ｃｏｓ²βは該ｃｏｓβの寄与を２乗で表したものである。従って上記式（１）は、全てのＴｉ六方晶の（０００１）面の法線方向ＩをＮＤ方向とＲＤ−ＴＤ平面方向とに分解したときのＮＤ方向成分の合計量と相関するようになっている。
【００３５】
なお前記ｆ値は、測定方法に応じて種々の適した式に変形して使用される。例えばＸ線回折によってＴｉ六方晶の（０００１）面の法線方向Ｉの分布を示す正極点図を求める場合、下記式（２）が利用できる。
【００３６】
【数１０】

【００３７】
［式中、ＩはＴｉ六方晶の（０００１）面の法線方向に対応するＸ線強度を示す。αは、図３に示すように、前記ＩをＲＤ−ＴＤ面（圧延面）に投影した成分の、ＮＤ方向に対する方位角（ただし−ＲＤ方向を０度、ＴＤ方向を９０度（π／２）、＋ＲＤ方向を１８０度（π）とする）を示し、βは前記式（１）と同じである］
前記式（２）も、上記「実務テキストシリーズＮｏ．３ 軽水炉燃料のふるまい」の第１２３頁に紹介されている。より詳細には前記式（２）は、前記式（１）のＶβに変えてＩ（α，β）を使用し、このＩ（α，β）を規格化するために分子分母の両方にｓｉｎαを乗している（規格化の点については、井上博史、１９９２年社団法人軽金属学会発行、「軽金属」第４２巻第６号の第３５９頁参照）。従ってその意味するところは上記式（１）と同じである。すなわちＩ（α，β）ｃｏｓβは、Ｘ線強度Ｉ（α，β）のＮＤ方向成分を示しており、式（２）ではこれをα＝０〜２πの範囲（すなわちＮＤ−ＴＤ平面全体）で積分し、次いでβ＝０〜π／２の範囲（すなわち半球部分全体）で積分している。従ってｆ値は、Ｔｉ六方晶の（０００１）面の法線方向ＩのＮＤ方向成分の合計量と相関するようになっている。
【００３８】
またＳＥＭ−ＥＢＳＰ（Scanning Electron Microscope - Electron Backscattered Pattern）法によって、結晶方位の分布密度を示す結晶方位分布関数（Orientation Distribution Function）を求め、この結晶方位分布関数に基づいてｆ値を算出する場合には、下記式（３）を利用する。
【００３９】
【数１１】

【００４０】
［式中、角度（ψ₁，φ，ψ₂）は、ＲＤ方向−ＴＤ方向−ＮＤ方向からなる試料座標系を、Ｔｉ六方晶の［１０−１０］方向−［−１２−１０］方向−［０００１］方向からなる結晶座標系に変換するときのオイラー角（Bunge表示）を示している。すなわちψ₁は、（１）試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面と結晶座標系の［１０−１０］−［−１２−１０］平面との交線と、（２）試料座標系のＲＤ方向とがなす角度を示し；ψ2は、前記交線と、結晶座標系の［１０−１０］とがなす角度を示し；φは試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の［０００１］方向とがなす角度を示す。Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）は、全Ｔｉ六方晶に対する、前記オイラー角を示すＴｉ六方晶の割合（分布密度）を示す］
このＳＥＭ−ＥＢＳＰ法ルートに関し、まず結晶方位分布関数について説明する。結晶方位分布関数については、井上博史、１９９２年社団法人軽金属学会発行、「軽金属」第４２巻第６号の第３５８〜３６７頁に詳しいが、その概略は以下の通りである。すなわち結晶方位分布関数は、前記Ｘ線解析法で得られる正極点図を元に、各方位分布を定量的に評価する際に使用される関数であり、オイラー角（ψ₁，φ，ψ₂）を変数としたときに、該オイラー角で示される方向に配向している結晶の分布密度Ｉを示す関数である。従って結晶方位分布関数は、下記式によって与えられる。
【００４１】
Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）
ここでオイラー角（ψ₁，φ，ψ₂）は、試料座標系［Ｘ，Ｙ，Ｚの直交三次元座標系であり、圧延方向（ＲＤ方向）をＸ軸とし、板幅方向（ＴＤ方向）をＹ軸とし、圧延面法線方向（ＮＤ方向）をＺ軸とする座標系］と、結晶座標系［Ｘ''，Ｙ'''，Ｚ'の直交三次元座標系であり、Ｔｉ六方晶の［１０−１０］方向をＸ''軸とし、［−１２−１０］方向をＹ'''軸とし、［０００１］方向をＺ'軸とする座標系］との間の角度関係を示している。すなわち図４に示すように、試料座標軸ＸＹＺをＺ軸の周りに反時計方向に角度ψ₁回転し（従ってＸ’，Ｙ’，Ｚ軸となる）、次にＸ’軸の周りに反時計方向に角度φ回転し（従ってＸ’，Ｙ''，Ｚ’軸となる）、最後にＺ’軸の周りに反時計方向に角度ψ₂回転することによって結晶座標系Ｘ''，Ｙ'''，Ｚ'が与えられるときの角度ψ₁，φ，ψ₂がオイラー角である。なおより直接的には、ψ₁は、（１）試料座標系のＸＹ平面（ＲＤ−ＴＤ平面）と結晶座標系のＸ''Ｙ'''平面（［１０−１０］−［−１２−１０］平面）との交線（Ｘ')と、（２）試料座標系のＸ軸（ＲＤ方向）とがなす角度であり；ψ₂は、前記交線（Ｘ'）と、結晶座標系のＸ''軸（［１０−１０］方向）とがなす角度であり；φは、試料座標系のＺ軸（ＮＤ方向）と、結晶座標系のＺ'軸（［０００１］方向）とがなす角度であるといえる。
【００４２】
この図４より明らかなように、φは、Ｔｉ六方晶の［０００１］方向（（０００１）面の法線方向）とＮＤ方向との間の角度を示しているため、式（３）のｃｏｓ²φの項は、上記式（１）及び式（２）のｃｏｓ²βの項と同様の意味を有しており、従って式（１）、式（２）及び式（３）は互いに等価である。
【００４３】
ところでＸ線結晶回折によって求まる極点図Ｉ（α，β）から、結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）を求めるには、一般的にはBungeが提唱する球面調和関数による級数展開法（H.J.Bunge, Z.Metallk., 56(1965),872; H.J.Bunge, Texture Analysis in Materials Science, Butterworths, (1982)）が利用されているが、六方晶の場合は計算が複雑となるため、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法を用いて直接、結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）を求めるのが簡便である。
【００４４】
ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法とは、走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope）鏡体中での反射電子菊池線回折を用いる結晶方位解析法のことであり、菊池図形と呼ばれる回折図形（ＥＢＳＰ）は、結晶のわずかな傾きによって大きく変化するため、得られる菊池図形を解析することにより結晶方位の情報が得られる。従って、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法によれば正極点図を測定することなく、直接結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）を求めることができるのであり、その詳細は、梅澤修、平成１３年社団法人日本熱処理技術協会発行、「熱処理」第４１巻第５号第２４８〜２５７頁に紹介されている。本明細書においてその概略を説明すると以下の通りである。すなわちＳＥＭ−ＥＢＳＰ法では、斜め方向から試料表面に電子ビームを照射することによって生じる非弾性の後方散乱波の回折現象を、後方散乱波の進行方向に設けたスクリーンに描かせている。前記電子ビーム（入射ビーム）は、試料内（表面近傍）で一度非弾性散乱してわずかに運動エネルギーを失って球面波となったのち、この球面波が互いに平行する２つの格子面に対して再びブラッグ反射を起こすため、前記スクリーンには平行な１対の回折線（菊池線）が描かれる。このブラッグ回折現象は種々の格子面で生じるため、前記スクリーンには、全体として多数の菊池線による回折パターンが描かれ、このパターンを菊池図形（ＥＢＳＰ）と称している。得られるＥＢＳＰは結晶方位に固有であることから、照射した場所の結晶方位を知ることができる。
【００４５】
すなわち得られたＥＢＳＰはディジタイズされ、コンピューターで画像解析する。画像解析に関しては、菊池線を自動認識させる手法が開発されており、Ｔｉ六方晶の結晶方位に対応する複数の菊池線を識別することによって、自動的に結晶方位を求めることができる。
【００４６】
上記のようなＳＥＭ−ＥＢＳＰ法では、バルク試料表面を直接的に測定するため、任意の視野を比較的広範囲から選択でき、自動マッピング（オンライン結晶方位解析プログラム）による測定が可能である。すなわち全自動解析では、設定された領域を自動的に走査し、各測定点で得られるＥＢＳＰを検出し、オイラー角（ψ₁，φ，ψ₂）で表される結晶の方位を記録できる。そして上記マッピングを通じて得られる全測定点での方位データ（集合組織データ）から、結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）を表示することができる。
【００４７】
上記のようにして求めた結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）の一例を図５に示す。図５は、ψ₂＝０°としたときのψ₁−φ平面における結晶方位の分布を示しており、その結果を半球体の斜視図として表したものを図６に示す。図５より明らかなように、本発明のＴｉ板の結晶方位分布関数Ｉ（ψ₁，φ，ψ₂）を測定すると、例えばψ₂＝０°となるＴｉ六方晶については、ψ₁＝０°程度、φ＝３５°程度となる結晶の割合が多くなっており、これは図６より明らかなように図１及び図２に示す正極点図の結果と符号している。
【００４８】
前記全自動ＥＢＳＰ測定システムは各社から市販されており、例えば、ＯＸＦＯＲＤ社の“ＯＰＡＬ^TM”、ＴＳＬ社の“ＯＩＭ^TM”、ＮＯＲＡＮ社の“ＯＲＫＩＤ^TM”、“ＰｈａｓｅＩＤ^TM”、“ＨＫＬ^TM”、Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ社の“ＣＨＡＮＮＥＬ４^TM”などが利用できる。
【００４９】
本発明で使用するｆ値は、上述したように、原理的には式（１）の積分計算を行うことによって求まるが、具体的にはＸ線解析結果に基づいて式（２）の積分計算を行ったり、ＳＥＭ−ＥＢＳＰの結果に基づいて式（３）の積分計算を行うことが多い。なお他の測定手段を採用する場合でも、式（１）を適当に変形すればｆ値を算出できる。
【００５０】
ところで積分計算は計算機を用いて行うことが多く、計算機上は、積分計算は加算計算によって代行される。例えばＳＥＭ−ＥＢＳＰ法の結果に基づいて行う式（３）の積分計算を、加算計算によって代行する場合を例にとって説明する。この場合、ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法において各測定点における結晶のオイラー角（ψ₁，φ，ψ₂）を測定し、この測定結果を利用して下記式（４）に基づいてｆ値を算出する。
【００５１】
【数１２】

【００５２】
［式中のφ_kは、測定点ｋにおけるＴｉ六方晶の傾きを示している。
すなわちＴｉ六方晶の［１０−１０］方向−［−１２−１０］方向−［０００１］方向からなる結晶座標系と、圧延方向（ＲＤ）−板幅方向（ＴＤ）−圧延面法線方向（ＮＤ）からなる試料座標系とを仮定し、
（１）試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面と結晶座標系の［１０−１０］−［−１２−１０］平面との交線と、（２）試料座標系のＲＤ方向とがなす角度をψ₁、
前記交線と、結晶座標系の［１０−１０］とがなす角度をψ₂、
試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の［０００１］方向とがなす角度をφとするオイラー角ψ₁、φ、ψ₂（Bunge表示）に従って測定点ｋにおけるＴｉ六方晶の角度φを測定したとき、
該測定点ｋにおける角度φをφ_kとする。
ｎは、測定点の数を示す］
なお測定はチタン板の板面方向及び板厚方向の全体に亘って均等に行うのが望ましく、例えば板面方向には、１ｍ²当たり５箇所以上（通常６〜１０箇所程度）を均等に測定するのが望ましい。また１箇所当たり、２回以上（例えば、２〜５回程度）測定することとし、測定箇所間の間隔は１００００〜２００００μｍ程度は離すこととする。板厚方向には、表面部、１／４ｔ（厚さ）部、及び中央部を測定するのが望ましい。
【００５３】
各測定箇所における測定視野は、通常、２００×２００μｍ以上（例えば、３００×３００μｍ〜２，０００×２，０００μｍ程度）である。式（４）に示すｎ数は、通常、１０，０００以上（例えば、１０，０００〜２００，０００程度）であり、式（４）に示す各測定点の間隔（測定点ｋと測定点ｋ＋１との間隔）は、通常、０．５〜２０μｍ程度の範囲内である。
【００５４】
なおＸ線解析（又は他の測定手段）による場合も、上記ＳＥＭ−ＥＢＳＰ法の場合と同様に、式（２）［又は式（１）］を加算計算可能に適当に変更すればよい。
【００５５】
本発明のチタン板は、前記ｆ値が０．６０以上、好ましくは０．６３以上、さらに好ましくは０．６５以上である。ｆ値が大きいほどチタン板の成形性を高めることができる。ｆ値の上限は算術的には１であるが、通常は０．８程度（特に０．７５程度）である。
【００５６】
なおチタン板の全体に亘ってｆ値が上記所定値を満足するのが望ましいものの、少なくとも成形加工する部分において上記所定値を満足していればよい。
【００５７】
なお本発明のチタン板は平均結晶粒径が大きい程望ましい。平均結晶粒径はチタン板の成形性を高めるのに有用であるとされているからである。平均結晶粒径は、例えば、１０μｍ以上、好ましくは２０μｍ以上、さらに好ましくは３０μｍ以上（例えば３５μｍ以上）である。なお前記平均結晶粒径は、通常、６０μｍ以下程度、例えば５０μｍ以下程度である。なお成形性に対する寄与度は、平均結晶粒径に比べると、上述のｆ値の方が遙かに大きい。
【００５８】
チタン板の板厚は、上記ｆ値を達成できる限り特に限定されるものではないが、例えば、２ｍｍ以下、好ましくは１．５ｍｍ以下、さらに好ましくは１ｍｍ以下程度である。チタン板が厚くなると、後述する冷延率を高めることが困難となり、ｆ値を大きくすることが難しくなる。板厚の下限も特に限定されないが、例えば、０．０５ｍｍ以上、好ましくは０．１ｍｍ以上、さらに好ましくは０．２ｍｍ以上である。
【００５９】
本発明のチタン板の引張強さは、例えば、２５０ＭＰａ以上（好ましくは３００ＭＰａ以上、さらに好ましくは３５０ＭＰａ以上）、９００ＭＰａ以下（好ましくは７００ＭＰａ以下、さらに好ましくは５５０Ｍｐａ以下）程度である。
【００６０】
[ｆ値を向上可能なチタン板の製造方法］
上述したようにチタン板のｆ値を高くすると、チタン板の成形性を高めることができる。従ってｆ値が高くできるようなチタン板の製造方法もまた有用である。
【００６１】
チタン板は、例えば、スポンジチタンを溶解して得られる鋳塊を鍛造した後、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の順に処理することによって製造できる。そしてチタン板（最終焼鈍板）のｆ値を高くするには、最終焼鈍工程における再結晶時に、［０００１］方向が略ＮＤ方向となるような適切な結晶を増大させることが重要である。また最終焼鈍工程において適切な結晶を増大させるためには、中間焼鈍工程を適切に制御することも重要である。ところで最終焼鈍工程は、バッチ式（オフラインにおけるバッチ式の焼鈍）と連続式（オンラインにおける連続式の焼鈍）とに大別できる。従ってこれら最終焼鈍工程の方式に合わせて中間焼鈍工程を制御することが推奨される。
【００６２】
具体的には、以下のようにすれば、チタン板（最終焼鈍板）のｆ値を高めることができる。
【００６３】
（１）最終焼鈍工程がバッチ式の場合
最終焼鈍工程がバッチ式の場合、本発明者らは、中間焼鈍後のチタン板の硬度が大きい程、最終焼鈍後のチタン板のｆ値が大きくなることを見出した。従って中間焼鈍工程では、完全に歪みを取る一般の中間焼鈍（例えば、温度８００℃程度、焼鈍時間３０分程度の焼鈍）に比べれば、中間焼鈍後のチタン板が硬くなるように（歪みを残すように）焼鈍条件を設定する。
【００６４】
すなわち（１）の場合には、得られる中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）が、（１）の場合の中間焼鈍に代えて完全な焼鈍（温度８００℃程度、焼鈍時間３０分程度）を行ったときの中間焼鈍板のビッカース硬さに比べて、１０以上、好ましくは２０以上、さらに好ましくは３０以上高くなるように中間焼鈍条件を設定するのが推奨される。
【００６５】
中間焼鈍板の硬さを制御するためには、中間焼鈍の温度を、５００℃以下、好ましくは４００℃以下、さらに好ましくは３５０℃以下、特に３００℃以下とするのが推奨される。中間焼鈍の保持時間は、上記焼鈍温度に応じて適宜設定できるが、例えば、１０〜３０００分程度、好ましくは２０〜３０００分程度である。
【００６６】
なお本発明者らは、中間焼鈍板の硬度が最終焼鈍板のｆ値と密接な関連があるのは、前記硬度がチタン板の組織状態と密接な関連があるためであると推察している。すなわち中間焼鈍後のチタン板の硬度が大きい程、ｆ値を向上させるのに有効な方位を有する亜結晶粒を多く含むような組織にでき、冷間圧延に続く最終焼鈍工程においてこの望ましい方位成分を核とする再結晶が起こることにより、結晶粒の［０００１］方向が板面の法線方向に配向するのではないかと推測している。
【００６７】
そして中間焼鈍の温度を低くする程、望ましい方位成分を多くすることができ、最終焼鈍時の再結晶によってｆ値を向上できるものと推測している。
【００６８】
またバッチ式の最終焼鈍は、上記再結晶によるｆ値の向上が可能となる範囲で条件設定することが重要である。ところでバッチ式焼鈍は、一段で又は複数段に分けて段階的に予備加熱した後、最終温度まで加熱するパターン、予備加熱することなく直接最終温度まで加熱するパターンなどの種々のヒートパターンが存在しており、各ヒートパターンに応じた最適条件を設定することは困難であるが、例えば、以下の式（５）で規定されるＹ値を大きくするようにすればｆ値を大きくできる。
【００６９】
Ｙ値＝７．４０７×１０^-3×Ａ＋１．６９×１０^-4×Ｂ＋２．３３×１０^-6×Ｃ …（５）
［式中、Ａは平均昇温速度（℃／分）、Ｂは保持温度（℃）、Ｃは保持時間（分）を示す］
このＹ値は保持温度Ｂを大きくする程、保持時間Ｃを長くするほど大きくなるようになっており、再結晶が進行するほど大きくなるようになっている。なお平均昇温速度Ａの項は、平均昇温速度が遅いと、ｆ値が小さくなるという実験事実を反映させたものである。
【００７０】
前記Ｙ値は、例えば、０．１３０以上、好ましくは０．１４以上、さらに好ましくは０．１５以上とする。なおＹ値が大きいほど、再結晶が進行して結晶粒径が大きくなるため、この点でもＹ値は有効である。
【００７１】
なお最終のバッチ式焼鈍の平均昇温速度、保持温度、及び保持時間は、上記Ｙ値を達成できる限り特に限定されないが、例えば平均昇温速度は、１〜５０℃／分程度、好ましくは２〜３０℃／分程度の範囲から選択して設定できる。保持温度は、例えば、６３０〜９００℃程度、好ましくは６４０〜８５０℃程度の範囲から選択して設定できる。保持時間は、例えば、５０〜４０００分程度、好ましくは１００〜３０００分程度の範囲から選択して設定できる。
【００７２】
（２）最終焼鈍工程が連続式の場合
最終焼鈍工程が連続式の場合、上記バッチ式に比べて昇温速度が速くなる傾向にある。昇温速度が変わると、最終焼鈍時の再結晶の仕方が変化して再結晶後の結晶方位が変化してくるためか、バッチ式焼鈍を行う場合とは中間焼鈍条件が異なってくる。詳細な理由については不明であるが、いずれにせよ連続式焼鈍を採用する場合には、バッチ式焼鈍を採用する場合と異なり、中間焼鈍工程である程度再結晶を生じさせておいた方が、最終焼鈍時に望ましい方位成分が増大することは明らかである。
【００７３】
すなわち最終焼鈍工程が連続式の場合、本発明者らは、中間焼鈍を過不足なく行うと、最終焼鈍後のチタン板のｆ値を向上できることを見出している。中間焼鈍の温度は、焼鈍時間を０．５〜１５分程度に設定したとき、６３０℃以上（好ましくは６５０℃以上、さらに好ましくは６７０℃以上）、８５０℃以下（好ましくは８４０℃以下、さらに好ましくは８３０℃以下）が推奨される。温度が低すぎると再結晶が起こらず、加工組織のままとなるためか、最終焼鈍板のｆ値を十分に高めることができない。一方、温度が高すぎても望ましい方位成分が減少するためか、最終焼鈍板のｆ値を十分に高めることができない。
【００７４】
なお中間焼鈍の時間は、好ましくは０．７分以上（さらに好ましくは０．８分以上）、１３分以下（さらに好ましくは１０分以下）である。
【００７５】
また中間焼鈍板では、平均結晶粒径を２０μｍ以下程度（特に１８μｍ以下程度）としておくのが望ましい。中間焼鈍板の平均結晶粒径を小さくしておけば、最終焼鈍板の平均結晶粒径を３０μｍ以下に制御するのが容易となる。
【００７６】
最終の連続焼鈍は、必要量の再結晶を進行させることができ、しかも製造ラインを停止しない程度の速やかさで終了できる程度の条件に設定する必要がある。従って最終の連続焼鈍の昇温速度、保持温度、及び保持時間は、以下の範囲から設定できる。
【００７７】
昇温速度：５０℃／分以上（好ましくは８０℃／分以上、さらに好ましくは１００℃／分以上）
保持温度：６５０℃以上（好ましくは６８０℃以上、さらに好ましくは７００℃以上）
保持時間：０．５分以上（好ましくは０．７分以上、さらに好ましくは０．８分以上）、１５分以下（好ましくは１２分以下、さらに好ましくは１０分以下）なお保持温度の上限は再結晶可能な範囲から選択でき、例えば８８０℃以下（好ましくは８６０℃以下、さらに好ましくは８４０℃以下）程度である。
【００７８】
また昇温速度の上限は特に限定されないが、通常、５００℃／分以下（特に４００℃／分以下）程度である。
【００７９】
なお最終焼鈍は、連続式及びバッチ式のいずれの場合でも、真空で行うことが多い。
【００８０】
（３）熱間圧延工程及び冷間圧延工程
上記以外の工程、すなわち熱間圧延工程及び冷間圧延工程は、例えば以下のように設定するのが望ましい。
【００８１】
（３−１）熱間圧延工程
熱間圧延終了後の温度（圧延コイルの巻取温度）は、例えば、６００℃以下、好ましくは５００℃以下、さらに好ましくは４００℃以下、特に３５０℃以下（例えば３００℃以下）とするのが望ましい。終了温度が低い程、ｆ値を向上させ得る核を多くできるためか、最終焼鈍時の再結晶によってｆ値を向上できる。なお終了温度は、通常、２５０℃以上、好ましくは３００℃以上、さらに好ましくは３３０℃以上である。終了温度が低すぎると熱間圧延できなくなる。
【００８２】
なお熱間圧延開始温度は、前記終了温度を達成できる範囲で設定するのが望ましく、例えば、６００〜８７０℃程度である。
【００８３】
（３−２）冷間圧延工程
冷間圧延工程は、チタン板の歪量を増大させるため、その後の最終焼鈍工程において再結晶を促進するのに有効である。特に本発明では、中間焼鈍工程で（及び上記３−１の条件による場合には熱間圧延工程でも）、ｆ値を向上させる方位成分の核が多くなるようにしているため、冷間圧延工程での歪蓄積量が多い程、再結晶によってｆ値が向上し易くなる。
【００８４】
歪量を増大させるためには、圧下率を大きくするのが有効である。圧下率は、例えば、６０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％以上、特に８７％以上の範囲から選択できる。なお圧下率の上限は特に限定されないが、圧延荷重の上限を考慮すると、通常、９５％程度（特に９３％程度）である。
【００８５】
ところで冷間圧延は、例えば、１０〜３０段階（好ましくは１５〜２５段階）で行うことが多い。そして少なくとも１つの段階の圧下率を１０％以下、好ましくは５％以下、さらに好ましくは３％以下とすることが望ましい。
【００８６】
なお本発明では、上述したように、熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の順に処理することによってチタン板を製造することが推奨されるが、熱間圧延後、中間焼鈍と冷間圧延を繰り返し行い、次いで最終焼鈍してもよい。そして中間焼鈍と冷間圧延を繰り返す場合にも、中間焼鈍工程は上述したようにして制御することが推奨される。例えば（１）のバッチ式の場合には、中間焼鈍板は、完全な中間焼鈍を行ったときよりもビッカース硬さが１０Ｈｖ以上高くなるようにすることが推奨され、冷間圧延の圧下率は適宜設定できる。
【００８７】
[所定のｆ値を有するチタン板の製造方法］
上述した製造方法を利用すれば、所望のｆ値のチタン板を製造することができる。例えばｆ値が０．６０以上のチタン板は、以下のようにして製造できる。
【００８８】
（１）最終焼鈍工程がバッチ式の場合
熱間圧延工程では、終了温度を４００℃以下に制御する。
【００８９】
中間焼鈍工程では、得られる中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）が、該中間焼鈍に代えて温度８００℃×３０分間の条件で中間焼鈍を行ったときの中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）に比べて、１０以上高くなるように制御する。
【００９０】
冷間圧延工程では圧下率を８０％以上にする。
【００９１】
最終焼鈍工程（バッチ式）では、上記式（５）で規定されるＹ値が０．１３５％以上となるように設定する。
【００９２】
（２）最終焼鈍工程が連続式の場合
熱間圧延工程では、終了温度を６００℃以下に制御する。
【００９３】
中間焼鈍工程は、温度６５０〜８５０℃の範囲で０．５〜１０分行う。
【００９４】
冷間圧延工程では、圧下率を８５％以上にする。
【００９５】
最終焼鈍工程（連続式）は、昇温速度：８０℃／分以上、焼鈍温度：７００〜８５０℃、焼鈍時間：０．５〜１０分の条件で行う。
【００９６】
なおもしこのようにしてもｆ値が０．６０以上とならない場合（又はさらなる高いｆ値のチタン板を製造する場合）、上述のｆ値向上方法を参照しながら条件をさらに厳しく設定すればよい。
【００９７】
上記のようにして得られる本発明のチタン板は、ｆ値が大きいため成形性（例えば、張り出し成形性）に優れる。そのため従来の種々の用途に使用することができ、特に複雑な形状を要求される用途に有用に使用することができる。
【００９８】
【実施例】
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、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００９９】
実験例１
真空式誘導加熱炉（コールドクルーシブ溶解装置）でチタンを溶解させ、下記表１に示すようにして成分調整した。得られた造塊を下記表２に示す条件で熱間圧延した後、次いで下記表２に示す条件で中間焼鈍、冷間圧延、及び最終焼鈍の順に処理することにより、ＪＩＳ Ｈ４６００の第１種に相当するチタン板（厚さ０．５ｍｍ）を得た。なお前記最終焼鈍は、オフラインのバッチ式で行った。このチタン板（最終焼鈍板）の成形性、平均結晶粒径、及びｆ値を下記のようにして求めた。また中間焼鈍板のビッカース硬さを以下のようにして評価した。
【０１００】
［成形性］
前記最終焼鈍板からＪＩＳ Ｚ２２４７で規定する２号試験片を切り取り、該ＪＩＳ Ｚ２２４７に準拠してエリクセン試験を行った。
【０１０１】
［平均結晶粒径］
前記最終焼鈍板の組織を光学顕微鏡で撮影（倍率１００倍）した。得られた写真に示される結晶粒界をトレースして画像解析することにより、結晶粒を同一の面積を有する円に変換し、この円の直径を計測した。
【０１０２】
なお上記測定は、板表面部、１／４ｔ（厚さ）部、及び板厚中央部について行い、各場所ではそれぞれ１０視野分の写真を撮影した。全ての円換算直径の平均を焼鈍板の平均結晶粒径とした。
【０１０３】
［ｆ値］
前記チタン板（焼鈍板）から１０ｍｍ×１０ｍｍの試験片を切り出し、ＴＳＬ社製のＳＥＭ−ＥＢＳＰ測定装置（装置名：ＯＩＭ^TM）を用いて結晶方位分布関数（ＯＤＦ）を求め、得られたデータに基づいて上記（４）式を利用して計算することによりｆ値を求めた。なお詳細な条件は、下記の通りである。
【０１０４】
測定箇所数：５箇所（一箇所あたりの測定回数３回）
測定視野：８００×８００μｍ
測定１回あたりの測定点数［式（４）に示すｎ数］：１８５０３１
各測定点間の間隔［式（４）に示すｋとｋ＋１の間隔］：２μｍ
なお上記測定は、板表面部、１／４ｔ（厚さ）部、及び板厚中央部についておこない、各深さ部分のｆ値を平均してチタン板のｆ値とした。
【０１０５】
［中間焼鈍板のビッカース硬さ］
荷重１００ｇを負荷することによって中間焼鈍板のビッカース硬さを測定した。測定箇所は、該焼鈍板の板厚断面における表層部、１／４ｔ部、及び板厚中心部とし、１箇所当たり５点づつビッカース硬度測定を行い、それらの平均値を中間焼鈍板のビッカース硬さとした。
【０１０６】
一方、中間焼鈍条件を８００℃×３０分とする以外は、上記実験例と同様にして得られる中間焼鈍板（以下、完全焼鈍板という）の硬さを、前記と同様にして測定した。
【０１０７】
実験例の中間焼鈍板の硬さと完全焼鈍板の硬さとの差（Δ硬さ＝実験例の中間焼鈍板の硬さ−完全焼鈍板の硬さ）を求めた。
【０１０８】
結果を表２並びに図７〜図１０の●印に示す。またＮｏ．５のチタン板を圧延面に対して垂直な方向からみたときの（０００１）面の強度を示す正極点を図１に示すと共に、そのときの結晶方位分布関数を図５に示す。
【０１０９】
【表１】

【０１１０】
【表２】

【０１１１】
図７より明らかなように、最終焼鈍をバッチ式で行う場合、中間焼鈍板の硬さ（Δ硬さ）が大きいほどｆ値が大きくなる傾向がある。また図８より明らかなように、中間焼鈍温度が低いほど（特に熱間圧延終了温度が６００℃未満の場合には）、ｆ値が大きくなる傾向がある。
【０１１２】
そして表２より明らかなように、熱間圧延条件、中間焼鈍条件、及び最終焼鈍条件のいずれか（又は全て）が不適切なＮｏ．Ａ８〜Ａ１４では、ｆ値が小さくなっており、エリクセン値も小さい。ところが熱間圧延条件、中間焼鈍条件、及び最終焼鈍条件が適切なＮｏ．Ａ１〜Ａ７では、ｆ値が大きくなっており、エリクセン値も大きくなっている。
【０１１３】
さらに図９及び図１０より明らかなように、結晶粒径が大きいほど、またｆ値が大きいほどエリクセン値が大きくなっており、特にｆ値とエリクセン値とは相関関係が強く出ている。
【０１１４】
実験例２
実験例１と同様にして板厚０．５ｍｍのチタン板（最終焼鈍板）を製造した。ただし各チタン板の成分及び製造条件は、下記表３及び表４に示す通りで行い、最終焼鈍工程はオンラインの連続式で行った。
【０１１５】
得られたチタン板（最終焼鈍板）の成形性、平均結晶粒径、及びｆ値を実験例１と同様にして測定した。また中間焼鈍板の平均結晶粒径も、最終焼鈍板と同様にして測定した。
【０１１６】
結果を表４並びに図９〜図１１の○印に示す。
【０１１７】
【表３】

【０１１８】
【表４】

【０１１９】
図１１より明らかなように、最終焼鈍を連続式で行う場合、適切な焼鈍温度を設定すればｆ値が大きくなる。
【０１２０】
そして表４より明らかなように、熱間圧延条件、中間焼鈍条件、及び最終焼鈍条件のいずれか（又は全て）が不適切なＮｏ．Ｂ８〜Ｂ１４では、ｆ値が小さくなっており、エリクセン値も小さい。ところが熱間圧延条件、中間焼鈍条件、及び最終焼鈍条件が適切なＮｏ．Ｂ１〜Ｂ７では、ｆ値が大きくなっており、エリクセン値も大きくなっている。
【０１２１】
さらに図９及び図１０より明らかなように、結晶粒径が大きいほど、またｆ値が大きいほどエリクセン値が大きくなっており、特にｆ値とエリクセン値とは相関関係が強く出ている。
【０１２２】
【発明の効果】
本発明では、六方晶系のチタン板において、Ｔｉ六方晶の（０００１）面の法線を圧延面の法線方向に配向させているため（すなわちｆ値を所定値以上にしているため）、チタン板の成形性を高めることができる。また本発明によれば、最終焼鈍の方式に併せて中間焼鈍条件を適切に設定しているためｆ値を向上させることができる。加えて本発明によれば、最終焼鈍、中間焼鈍に加えて、熱間圧延条件、冷間圧延条件も適切に設定しているため、所定のｆ値を有するチタン板を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は本発明のチタン板の一例におけるＴｉ六方晶の（０００１）の配向度合いを示す正極点図である。
【図２】図２は前記図１を説明するための概念図である。
【図３】図３は式（１）及び式（２）を説明するための概念図である。
【図４】図４は式（３）を説明するための概念図である。
【図５】図５は本発明のチタン板の一例における結晶方位分布関数を示す図である。
【図６】図６は図５を説明するための概念図である。
【図７】図７はバッチ式の最終焼鈍を行うときにおける、中間焼鈍板の硬さ（Δ硬さ）と最終焼鈍板のｆ値との関係を示すグラフである。
【図８】図８はバッチ式の最終焼鈍を行うときにおける、中間焼鈍温度と最終焼鈍板のｆ値との関係を示すグラフである。
【図９】図９は結晶粒径とエリクセン値の関係を示すグラフである。
【図１０】図１０はｆ値とエリクセン値の関係を示すグラフである。
【図１１】図１１は連続式の最終焼鈍を行うときにおける、中間焼鈍温度と最終焼鈍板のｆ値との関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a technology for forming a titanium plate.
[0002]
[Prior art]
Titanium has excellent corrosion resistance and is lightweight, so it has been used for seawater cooling condensers in power plants, heat exchangers for seawater desalination plants, chemical plant reactors, and coolers. Applications are expanding to consumer products such as camera bodies, watch parts, eyeglass frames, and leisure goods. Since these products are produced by plastic working from a plate (titanium plate), the titanium plate is required to have excellent mechanical properties such as strength, ductility, and formability. In particular, improving the formability of the titanium plate has been a problem for many years, and various studies have been made.
[0003]
With regard to improvement of moldability, there are many research examples from the viewpoint of crystal grain size. For example, the crystal grain size should be 20 μm or more (see Patent Document 1). 4-5 (refer patent document 2) etc. are proposed. Patent Document 1 focuses on the fact that if the titanium plate contains Fe or O, the hardness of the titanium plate becomes too high, and the formability during press working decreases, and Fe is controlled to 700 ppm or less and O is controlled to 900 ppm or less. Proposal to do.
[0004]
Further, among the formability, particularly with respect to deep drawability, studies have been made to increase the Rankford value (r value). However, since titanium is hexagonal and has strong in-plane anisotropy, r There is a limit to the improvement of deep drawability only by increasing the value, and further improvement is demanded in the demand for improvement of moldability which becomes increasingly severe.
[0005]
[Patent Document 1]
JP 10-30160 A (Claim 1, paragraph 0005, paragraph 0021, paragraph 0023, paragraph 0028)
[Patent Document 2]
JP 10-317118 A (paragraph 0001)
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a novel measure for improving the formability of titanium.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In the process of intensive research to solve the above-mentioned problems, the present inventors newly manufactured various titanium plates and investigated the relationship between the texture and formability of these titanium plates. And in the hexagonal titanium plate, it has been found that when the normal line of the (0001) plane of the hexagonal crystal is aligned in a direction substantially orthogonal to the plate surface, the formability is remarkably improved. This titanium crystal orientation state is the f value used to represent the texture of Zircaloy used in the cladding of nuclear reactors [edited text series No. edited by Nuclear Safety Research Association. 3 Light Water Reactor Fuel Behavior (1998), p. 123; Kazumi Fujita, Kobe Steel Engineering Reports, vol. 37, no. 1 (1987), pp. 27-30] can be expressed appropriately. That is, the present inventors have found that the formability of a titanium plate can be remarkably improved if the f value is set to a predetermined value or more, and the present invention has been completed. In the field of Zircaloy tubes, the f value is used for organizing mechanical characteristics, physical characteristics such as sound speed, chemical characteristics such as precipitation orientation of hydride in terms of texture. The relationship with formability is not known.
[0008]
That is, the titanium plate excellent in formability according to the present invention is a hexagonal titanium plate, and has a Kearns factor f value defined by the following formula (1), formula (2), or formula (3). The point is that it is 0.60 or more.
[0009]
[Equation 5]

[0010]
[Where β is the azimuth angle of the normal of the (0001) plane of the Ti hexagonal crystal with respect to the normal of the rolled surface (ND direction) (however, the ND direction is 0 degrees and the rolled surface direction is 90 degrees (π / 2)) Show). Vβ represents the volume ratio of crystal grains satisfying the angle β to the volume of all Ti hexagonal crystals (this total volume is 1)]
[0011]
[Formula 6]

[0012]
[Wherein I represents the X-ray intensity corresponding to the normal direction of the (0001) plane of Ti hexagonal crystal. α is an azimuth angle of the component obtained by projecting I on the rolling surface with respect to the ND direction (−the rolling direction is 0 degree, the sheet width direction is 90 degrees (π / 2), and the + rolling direction is 180 degrees (π). ) And β is the same as the formula (1)]
[0013]
[Expression 7]

[0014]
[Where the angle (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Represents a sample coordinate system composed of a rolling (RD) direction, a sheet width (TD) direction, a rolling surface normal (ND) direction, and a Ti hexagonal [10-10] direction-[-12-10] direction- The Euler angle (Bunge display) when converting to a crystal coordinate system consisting of the [0001] direction is shown. Ie ψ ₁ Is the angle formed by (1) the line of intersection between the RD-TD plane of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system, and (2) the RD direction of the sample coordinate system. Indicates ψ ₂ Indicates the angle formed by the intersecting line and the [10-10] direction of the crystal coordinate system; φ indicates the angle formed by the ND direction of the sample coordinate system and the [0001] direction of the crystal coordinate system. I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Shows the ratio (distribution density) of the Ti hexagonal crystal showing the Euler angle to the total Ti hexagonal crystal, which is called a crystal orientation distribution function]
The f value is calculated by, for example, a crystal orientation distribution function I (ψ obtained by a scanning electron microscope (SEM) -back electron scattering pattern (EBSP) method. ₁ , Φ, ψ ₂ ), Specifically, it can be obtained by substituting the integral calculation of the above formula (3) with the addition calculation of the following formula (4).
[0015]
[Equation 8]

[0016]
[Φ in the formula _k Indicates the inclination of the Ti hexagonal crystal at the measurement point k.
That is, a crystal coordinate system composed of [10-10] direction-[-12-10] direction- [0001] direction of Ti hexagonal crystal, rolling direction (RD) -sheet width direction (TD) -rolling surface normal direction ( ND) is assumed to be a sample coordinate system,
(1) The angle formed by the intersection of the RD-TD plane of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system and (2) the RD direction of the sample coordinate system is ψ ₁ ,
An angle formed by the intersecting line and [10-10] of the crystal coordinate system is represented by ψ ₂ ,
Euler angle ψ where φ is the angle formed by the ND direction of the sample coordinate system and the [0001] direction of the crystal coordinate system ₁ , Φ, ψ ₂ When the Ti hexagonal angle φ at the measurement point k is measured according to (Bunge display),
The angle φ at the measurement point k is φ _k And
n indicates the number of measurement points]
The titanium plate of the present invention preferably has an average crystal grain size of 30 μm or more. Further, it is desirable to be a pure titanium plate of 0.013% or less of hydrogen (meaning of mass%, hereinafter the same), 0.2% or less of oxygen, 0.05% or less of nitrogen and 0.25% or less of iron.
[0017]
The present invention also includes a titanium plate manufacturing method capable of improving the f value. Titanium plates are manufactured by, for example, processing in the order of hot rolling, intermediate annealing, cold rolling, and final annealing. Depending on the final annealing method (continuous type, batch type), intermediate annealing and final annealing are performed. If it is appropriately controlled, the f value can be improved. For example, when the final annealing is performed in a batch system, the intermediate annealing is performed when the Vickers hardness (Hv) of the obtained intermediate annealing plate is intermediate annealing at a temperature of 800 ° C. for 30 minutes instead of the intermediate annealing. It is recommended to control it to be 10 or more higher than the Vickers hardness (Hv) of the intermediate annealing plate, and the final batch type annealing has a Y value specified by the following formula (5) of 0.130% or more. It is recommended to set so that In addition, when performing final annealing by a batch type, it is desirable that the temperature of intermediate annealing shall be 500 degrees C or less.
[0018]
Y value = 7.407 × 10 ^-3 × A + 1.69 × 10 ^-Four × B + 2.33 × 10 ^-6 × C (5)
[In the formula, A represents an average temperature rising rate (° C./min), B represents a holding temperature (° C.), and C represents a holding time (min)]
On the other hand, when the final annealing is performed continuously, it is recommended that the intermediate annealing is performed at a temperature of 630 to 850 ° C. for 0.5 to 15 minutes, and the final continuous annealing is performed at a temperature increase rate of 50 to 500 ° C. / Min, annealing temperature: 650 to 880 ° C., annealing time: 0.5 to 15 minutes is recommended. In addition, when performing final annealing by a continuous type, it is desirable to make the average crystal grain diameter of an intermediate annealing board into 20 micrometers or less.
[0019]
Regardless of the final annealing method, the end temperature of hot rolling is desirably 600 ° C. or less, and the reduction rate of cold rolling is desirably 60% or more.
[0020]
If the manufacturing method as described above is appropriately used, a titanium plate having an f value of 0.60 or more can be manufactured. For example, when the final annealing is performed in a batch manner, each process may be controlled as follows.
(1) The end temperature of hot rolling is controlled to 400 ° C. or lower.
(2) In the intermediate annealing, the Vickers hardness (Hv) of the obtained intermediate annealing plate is Vickers hardness of the intermediate annealing plate when the intermediate annealing is performed under the condition of a temperature of 800 ° C. for 30 minutes instead of the intermediate annealing. Control is performed to be higher by 10 or more than (Hv).
(3) Cold rolling is performed so that the rolling reduction is 80% or more.
(4) The final batch annealing conditions are set so that the Y value defined by the above equation (5) is 0.135% or more.
[0021]
Moreover, what is necessary is just to control each process as follows, when final annealing is performed by a continuous type.
(1) The end temperature of hot rolling is controlled to 600 ° C. or less.
(2) Intermediate annealing is performed at a temperature of 650 to 850 ° C. for 0.5 to 10 minutes.
(3) Cold rolling is performed so that the rolling reduction is 85% or more.
(4) The final continuous annealing is performed under conditions of a temperature rising rate: 80 ° C./min or more, an annealing temperature: 700 to 850 ° C., and an annealing time: 0.5 to 10 minutes.
[0022]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
[Titanium plate]
Pure titanium has an α-phase (hexagonal) and β-phase (anticentered cubic) transformation point at a temperature of 882 ° C., and is in an α-phase (hexagonal) at room temperature. The titanium plate of the present invention is a hexagonal titanium plate that is substantially the α phase (hexagonal) single phase. Although the titanium plate of the present invention is often formed of a pure titanium plate, as long as it is substantially formed of an α phase (hexagonal) single phase, the titanium alloy plate is not excluded, and the α phase is stable. Β-phase stable eutectoid equilibrium state that does not become β phase or α + β phase, which may contain elements (Al, Sn, Zr, C, B, O, N, Be, etc.) showing mold equilibrium phase diagram Elements (Cr, Mn, Fe, Ni, Si, Cu, H, etc.) shown in the figure and elements (Mo, Nb, V, Ta, etc.) showing a β-phase stable solid solution type equilibrium phase diagram may be contained.
[0023]
Examples of the titanium alloy plate showing an α-phase single phase include Ti-5Al-2.5Sn alloy plate, Ti-6Al-4Zr-1V alloy plate, Ti-8Al-1Mo-1V alloy plate, Ti-8Al. -2Nb-1Ta alloy plate, Ti-8Al-12Zr alloy plate and the like.
[0024]
A preferred titanium plate is a pure titanium plate. The pure titanium plate is softer than the titanium alloy plate and has excellent formability. Whether or not it is a pure titanium plate is determined, for example, from the viewpoint of the contents of hydrogen, oxygen, nitrogen, and iron (note that other elements are not substantially contained).
[0025]
The hydrogen content is, for example, 0.013% or less (meaning mass%, hereinafter the same), preferably 0.005% or less, and more preferably 0.002% or less. In addition, since it is difficult to make hydrogen 0%, hydrogen is usually over 0%.
[0026]
The oxygen content is, for example, 0.2% or less (meaning mass%, hereinafter the same), preferably 0.1% or less, and more preferably 0.05% or less. If oxygen is excessive, the strength increases and the moldability tends to decrease. In addition, since it is difficult to make oxygen 0% and it is effective in increasing the strength, oxygen is usually more than 0%, preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. And
[0027]
The nitrogen content is, for example, 0.05% or less, preferably 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less. In addition, since it is difficult to make nitrogen 0%, nitrogen is usually over 0%.
[0028]
The iron content is, for example, 0.25% or less, preferably 0.1% or less, and more preferably 0.05% or less. If iron is excessive, the strength tends to be high and formability tends to be reduced. Since Fe is effective in increasing the strength, it is, for example, 0.01% or more, preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more.
[0029]
As the pure titanium plate, for example, the first type and the second type defined in Japanese Industrial Standard (JIS) H4600 can be used.
[0030]
[f value]
In the titanium plate of the present invention, the normal line of the hexagonal (0001) plane is relatively aligned in the direction (ND direction) substantially orthogonal to the plate surface. FIG. 1 is a positive dot diagram showing a distribution in the normal direction of the (0001) plane when viewed from a direction perpendicular to the plate surface in an example of the titanium plate of the present invention. FIG. It is a schematic perspective view which shows no image. As is clear from FIGS. 1 and 2, the normal line of the (0001) plane is oriented in a direction perpendicular to the rolling direction (RD direction). Also, with respect to the horizontal axis direction (TD direction), it is distributed in a first direction inclined to the right hemisphere side (+ TD side) of the positive pole figure and a second direction inclined to the left hemisphere side (−TD side). However, the inclination is not large, and when combined, it is almost vertical. Thus, in the titanium plate of the present invention, the (0001) plane is oriented in the normal direction (ND direction) of the plate surface. When such a titanium plate is used, the formability (for example, stretch formability) of the titanium plate can be improved.
[0031]
The degree of orientation (texture) in the ND direction of the (0001) plane uses an f value that is a Kearns factor used to represent a zircaloy texture used in a cladding tube of a nuclear reactor. Can be quantitatively evaluated.
[0032]
The f value is defined by the following formula (1).
[0033]
[Equation 9]

[0034]
[Where β is the azimuth of the normal I of the (0001) plane of the Ti hexagonal crystal with respect to the ND direction as shown in FIG. 3 (however, the ND direction is 0 degrees and the RD-TD plane direction is 90 degrees (π / 2)). Vβ represents the volume ratio of crystal grains satisfying the angle β to the volume of all Ti hexagonal crystals (this total volume is 1)]
Formula (1) is edited by the Committee on the Behavior of Light Water Reactor Fuel, July 1998, published by the Nuclear Safety Research Association of Japan, page 125 of “Practical Text Series No. 3 Behavior of Light Water Reactor Fuel”; Kazumi Fujita, 1987 Published by Kobe Steel Co., Ltd., “Kobe Steel Technical Report” Vol. 37, No. 1, page 29, etc. More specifically, the term cosβ in the formula (1) indicates the ratio of the ND direction component when the normal direction I of the (0001) plane is decomposed into the ND direction and the RD-TD plane direction, and cos ² β represents the contribution of cos β in square. Therefore, the above formula (1) correlates with the total amount of ND direction components when the normal direction I of the (0001) plane of all Ti hexagonal crystals is decomposed into the ND direction and the RD-TD plane direction. ing.
[0035]
The f value is used after being transformed into various suitable equations depending on the measurement method. For example, the following formula (2) can be used to obtain a positive dot diagram showing the distribution in the normal direction I of the (0001) plane of Ti hexagonal crystal by X-ray diffraction.
[0036]
[Expression 10]

[0037]
[Wherein I represents the X-ray intensity corresponding to the normal direction of the (0001) plane of Ti hexagonal crystal. As shown in FIG. 3, α is an azimuth angle of the component obtained by projecting I on the RD-TD plane (rolled plane) with respect to the ND direction (however, the −RD direction is 0 degree and the TD direction is 90 degrees (π / 2). ), + RD direction is 180 degrees (π)), and β is the same as the formula (1)]
The formula (2) is also introduced on page 123 of the above “Practical Text Series No. 3 Behavior of Light Water Reactor Fuel”. More specifically, the equation (2) uses I (α, β) instead of Vβ in the equation (1), and sin α is added to both the numerator denominator to normalize this I (α, β). (For standardization, see Hiroshi Inoue, published by the Japan Institute of Light Metals, 1992, “Light Metals” Vol. 42, No. 6, page 359). Therefore, the meaning is the same as the above formula (1). That is, I (α, β) cosβ represents the ND direction component of the X-ray intensity I (α, β), and in the equation (2), this is in the range of α = 0 to 2π (that is, the entire ND-TD plane). And then integrating in the range of β = 0 to π / 2 (that is, the entire hemispherical portion). Therefore, the f value is correlated with the total amount of ND direction components in the normal direction I of the (0001) plane of Ti hexagonal crystal.
[0038]
In addition, when a crystal orientation distribution function (Orientation Distribution Function) indicating the distribution density of crystal orientation is obtained by the SEM-EBSP (Scanning Electron Microscope-Electron Backscattered Pattern) method, and the f value is calculated based on this crystal orientation distribution function. Uses the following equation (3).
[0039]
[Expression 11]

[0040]
[Where the angle (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Converts the sample coordinate system composed of the RD direction-TD direction-ND direction into a crystal coordinate system composed of the [10-10] direction-[-12-10] direction- [0001] direction of Ti hexagonal crystal. The Euler angle (Bunge display) is shown. Ie ψ ₁ Is the angle formed by (1) the line of intersection between the RD-TD plane of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system, and (2) the RD direction of the sample coordinate system. Ψ2 represents the angle formed by the intersecting line and [10-10] of the crystal coordinate system; φ represents the angle formed by the ND direction of the sample coordinate system and the [0001] direction of the crystal coordinate system Show. I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Shows the ratio (distribution density) of Ti hexagonal crystals showing the Euler angles to all Ti hexagonal crystals]
Regarding the SEM-EBSP route, the crystal orientation distribution function will be described first. The crystal orientation distribution function is described in detail in Hiroshi Inoue, published by the Japan Institute of Light Metals, 1992, “Light Metal” Vol. 42, No. 6, pages 358 to 367. The outline is as follows. That is, the crystal orientation distribution function is a function used when quantitatively evaluating each orientation distribution on the basis of the positive dot diagram obtained by the X-ray analysis method, and the Euler angle (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) As a variable, it is a function showing the distribution density I of crystals oriented in the direction indicated by the Euler angle. Accordingly, the crystal orientation distribution function is given by the following equation.
[0041]
I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ )
Where Euler angle (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Is a sample coordinate system [X, Y, Z orthogonal three-dimensional coordinate system, with the rolling direction (RD direction) as the X axis, the plate width direction (TD direction) as the Y axis, and the rolling surface normal direction ( (ND direction) Z-axis coordinate system] and crystal coordinate system [X '', Y ''',Z' orthogonal three-dimensional coordinate system, and Ti hexagonal [10-10] direction is X ' It shows an angular relationship with a coordinate system having an “axis, a [-12-10] direction as a Y ′ ″ axis, and a [0001] direction as a Z ′ axis”. That is, as shown in FIG. 4, the sample coordinate axis XYZ is rotated counterclockwise by the angle ψ around the Z axis. ₁ Rotate (hence the X ′, Y ′, Z axis), then rotate counterclockwise around the X ′ axis by an angle φ (hence the X ′, Y ″, Z ′ axis) and finally Angle ψ counterclockwise around the Z 'axis ₂ Angle ψ when the crystal coordinate system X ″, Y ′ ″, Z ′ is given by rotation ₁ , Φ, ψ ₂ Is the Euler angle. Even more directly, ψ ₁ (1) An intersection line between the XY plane (RD-TD plane) of the sample coordinate system and the X ″ Y ′ ″ plane ([10-10]-[-12-10] plane) of the crystal coordinate system ( X ′) and (2) the angle formed by the X axis (RD direction) of the sample coordinate system; ψ ₂ Is an angle formed by the intersecting line (X ′) and the X ″ axis ([10-10] direction) of the crystal coordinate system; φ is the Z axis (ND direction) of the sample coordinate system and the crystal It can be said that the angle is formed by the Z ′ axis ([0001] direction) of the coordinate system.
[0042]
As is apparent from FIG. 4, φ indicates the angle between the [0001] direction of Ti hexagonal crystal (the normal direction of the (0001) plane) and the ND direction. ² The term of φ is cos in the above formulas (1) and (2). ² It has the same meaning as the term of β, and therefore the expressions (1), (2) and (3) are equivalent to each other.
[0043]
By the way, from the pole figure I (α, β) obtained by X-ray crystal diffraction, the crystal orientation distribution function I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ In general, the series expansion method using spherical harmonics proposed by Bunge (HJBunge, Z.Metallk., 56 (1965), 872; HJBunge, Texture Analysis in Materials Science, Butterworths, (1982)) However, since the calculation is complicated in the case of hexagonal crystals, the crystal orientation distribution function I (ψ is directly used using the SEM-EBSP method. ₁ , Φ, ψ ₂ ) Is simple.
[0044]
The SEM-EBSP method is a crystal orientation analysis method using reflection electron Kikuchi line diffraction in a scanning electron microscope (scanning electron microscope) body. A diffraction pattern (EBSP) called a Kikuchi pattern is a crystal Since it changes greatly with a slight inclination, the crystal orientation information can be obtained by analyzing the obtained Kikuchi figure. Therefore, according to the SEM-EBSP method, the crystal orientation distribution function I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ The details thereof are introduced in Osamu Umezawa, Japan Heat Treatment Technology Association, 2001, “Heat Treatment”, Vol. 41, No. 5, pp. 248-257. The outline of this specification will be described as follows. That is, in the SEM-EBSP method, a diffraction phenomenon of an inelastic backscattered wave caused by irradiating an electron beam onto the sample surface from an oblique direction is drawn on a screen provided in the traveling direction of the backscattered wave. The electron beam (incident beam) once inelastically scatters within the sample (near the surface) and slightly loses kinetic energy to become a spherical wave. Then, the spherical wave is applied to two lattice planes parallel to each other. In order to cause Bragg reflection again, a pair of parallel diffraction lines (Kikuchi line) is drawn on the screen. Since this Bragg diffraction phenomenon occurs on various grating planes, a large number of diffraction patterns by Kikuchi lines are drawn on the screen as a whole, and this pattern is called a Kikuchi figure (EBSP). Since the obtained EBSP is specific to the crystal orientation, the crystal orientation of the irradiated place can be known.
[0045]
That is, the obtained EBSP is digitized and image analysis is performed by a computer. As for image analysis, a technique for automatically recognizing the Kikuchi line has been developed, and the crystal orientation can be automatically obtained by identifying a plurality of Kikuchi lines corresponding to the crystal orientation of Ti hexagonal crystal.
[0046]
In the SEM-EBSP method as described above, since the surface of the bulk sample is directly measured, an arbitrary visual field can be selected from a relatively wide range, and measurement by automatic mapping (online crystal orientation analysis program) is possible. That is, in the fully automatic analysis, the set area is automatically scanned, the EBSP obtained at each measurement point is detected, and the Euler angle (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Can be recorded. From the orientation data (texture data) at all measurement points obtained through the mapping, the crystal orientation distribution function I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) Can be displayed.
[0047]
Crystal orientation distribution function I (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ An example) is shown in FIG. FIG. 5 shows ψ ₂ Ψ when = 0 ° ₁ FIG. 6 shows the distribution of crystal orientation in the −φ plane, and shows the result as a perspective view of a hemisphere. As is apparent from FIG. 5, the crystal orientation distribution function I (ψ of the Ti plate of the present invention. ₁ , Φ, ψ ₂ ), For example, ψ ₂ For Ti hexagonal crystals with = 0 °, ψ ₁ As shown in FIG. 6, the ratio of the crystals having about = 0 ° and φ = 35 ° is increased, which is signified by the results of the positive electrode dot diagrams shown in FIGS. 1 and 2.
[0048]
The fully automatic EBSP measurement system is commercially available from various companies, for example, “OPAL” of OXFORD ^TM "TSL's" OIM " ^TM "NORAN's" ORKID " ^TM "," PhaseID ^TM "," HKL ^TM "Technology's" CHANNEL4 " ^TM ”Etc. can be used.
[0049]
As described above, the f value used in the present invention is obtained in principle by performing the integral calculation of equation (1). Specifically, the integral value of equation (2) is calculated based on the X-ray analysis result. Or the integral calculation of Equation (3) is often performed based on the SEM-EBSP result. Even when other measurement means are employed, the f-value can be calculated by appropriately modifying equation (1).
[0050]
By the way, the integration calculation is often performed using a computer, and on the computer, the integration calculation is performed by addition calculation. For example, a case will be described as an example where the integration calculation of Expression (3) performed based on the result of the SEM-EBSP method is performed by addition calculation. In this case, in the SEM-EBSP method, the Euler angles (ψ ₁ , Φ, ψ ₂ ) And the f value is calculated based on the following formula (4) using the measurement result.
[0051]
[Expression 12]

[0052]
[Φ in the formula _k Indicates the inclination of the Ti hexagonal crystal at the measurement point k.
That is, a crystal coordinate system composed of [10-10] direction-[-12-10] direction- [0001] direction of Ti hexagonal crystal, rolling direction (RD) -sheet width direction (TD) -rolling surface normal direction ( ND) is assumed to be a sample coordinate system,
(1) The angle formed by the intersection of the RD-TD plane of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system and (2) the RD direction of the sample coordinate system is ψ ₁ ,
An angle formed by the intersecting line and [10-10] of the crystal coordinate system is represented by ψ ₂ ,
Euler angle ψ where φ is the angle formed by the ND direction of the sample coordinate system and the [0001] direction of the crystal coordinate system ₁ , Φ, ψ ₂ When the Ti hexagonal angle φ at the measurement point k is measured according to (Bunge display),
The angle φ at the measurement point k is φ _k And
n indicates the number of measurement points]
In addition, it is desirable to perform the measurement evenly over the entire plate surface direction and plate thickness direction of the titanium plate, for example, 1 m in the plate surface direction. ² It is desirable to uniformly measure 5 or more locations (usually about 6 to 10 locations). In addition, the measurement is performed twice or more (for example, about 2 to 5 times) per location, and the interval between the measurement locations is about 10000 to 20000 μm. In the plate thickness direction, it is desirable to measure the surface portion, the 1 / 4t (thickness) portion, and the central portion.
[0053]
The measurement visual field at each measurement location is usually 200 × 200 μm or more (for example, about 300 × 300 μm to 2,000 × 2,000 μm). The n number shown in Expression (4) is usually 10,000 or more (for example, about 10,000 to 200,000), and the interval between the measurement points shown in Expression (4) (measurement point k and measurement point k + 1). Is usually in the range of about 0.5 to 20 μm.
[0054]
Even in the case of X-ray analysis (or other measurement means), as in the case of the SEM-EBSP method, the equation (2) [or equation (1)] may be appropriately changed so that addition calculation is possible.
[0055]
The titanium plate of the present invention has the f value of 0.60 or more, preferably 0.63 or more, more preferably 0.65 or more. The larger the f value, the higher the formability of the titanium plate. The upper limit of the f value is arithmetically 1, but is usually about 0.8 (particularly about 0.75).
[0056]
Although it is desirable that the f value satisfies the predetermined value over the entire titanium plate, it is sufficient that the predetermined value is satisfied at least in the portion to be molded.
[0057]
The titanium plate of the present invention is more desirable as the average crystal grain size is larger. This is because the average grain size is said to be useful for improving the formability of the titanium plate. The average crystal grain size is, for example, 10 μm or more, preferably 20 μm or more, more preferably 30 μm or more (for example, 35 μm or more). The average crystal grain size is usually about 60 μm or less, for example, about 50 μm or less. The degree of contribution to the formability is much larger in the above-described f value than the average crystal grain size.
[0058]
The thickness of the titanium plate is not particularly limited as long as the f value can be achieved, but is, for example, 2 mm or less, preferably 1.5 mm or less, and more preferably about 1 mm or less. When the titanium plate is thick, it is difficult to increase the cold rolling rate described later, and it is difficult to increase the f value. The lower limit of the plate thickness is not particularly limited, but is, for example, 0.05 mm or more, preferably 0.1 mm or more, and more preferably 0.2 mm or more.
[0059]
The tensile strength of the titanium plate of the present invention is, for example, about 250 MPa or more (preferably 300 MPa or more, more preferably 350 MPa or more), 900 MPa or less (preferably 700 MPa or less, more preferably 550 Mpa or less).
[0060]
[Method for producing titanium plate capable of improving f value]
As described above, when the f value of the titanium plate is increased, the formability of the titanium plate can be improved. Therefore, a method for producing a titanium plate that can increase the f value is also useful.
[0061]
The titanium plate can be produced, for example, by forging an ingot obtained by dissolving sponge titanium and then processing in the order of hot rolling, intermediate annealing, cold rolling, and final annealing. In order to increase the f value of the titanium plate (final annealing plate), it is important to increase appropriate crystals such that the [0001] direction is substantially the ND direction during recrystallization in the final annealing step. In addition, in order to increase appropriate crystals in the final annealing process, it is also important to appropriately control the intermediate annealing process. By the way, the final annealing process can be roughly classified into a batch type (batch type annealing in off-line) and a continuous type (on-line continuous annealing). Therefore, it is recommended to control the intermediate annealing process in accordance with the method of these final annealing processes.
[0062]
Specifically, the f value of the titanium plate (final annealed plate) can be increased as follows.
[0063]
(1) When the final annealing process is a batch type
When the final annealing step is a batch type, the present inventors have found that the f value of the titanium plate after the final annealing increases as the hardness of the titanium plate after the intermediate annealing increases. Therefore, in the intermediate annealing process, the titanium plate after the intermediate annealing is hardened (strain is left behind) as compared with general intermediate annealing (for example, annealing at a temperature of about 800 ° C. and an annealing time of about 30 minutes) that completely takes strain. Like) Set the annealing conditions.
[0064]
That is, in the case of (1), the Vickers hardness (Hv) of the obtained intermediate annealed plate is completely annealed (temperature is about 800 ° C., annealing time is about 30 minutes) instead of the intermediate anneal in the case of (1). It is recommended to set the intermediate annealing conditions so as to be higher by 10 or more, preferably 20 or more, and more preferably 30 or more, compared to the Vickers hardness of the intermediate annealing plate when it is performed.
[0065]
In order to control the hardness of the intermediate annealing plate, the temperature of the intermediate annealing is recommended to be 500 ° C. or lower, preferably 400 ° C. or lower, more preferably 350 ° C. or lower, particularly 300 ° C. or lower. The holding time of the intermediate annealing can be appropriately set according to the annealing temperature, and is, for example, about 10 to 3000 minutes, preferably about 20 to 3000 minutes.
[0066]
In addition, the present inventors speculate that the hardness of the intermediate annealing plate is closely related to the f value of the final annealing plate because the hardness is closely related to the structural state of the titanium plate. . That is, the greater the hardness of the titanium plate after the intermediate annealing, the more the sub-grains having an effective orientation for improving the f value can be obtained, and this desirable orientation component can be obtained in the final annealing step following the cold rolling. It is presumed that the [0001] direction of the crystal grain is oriented in the normal direction of the plate surface by the recrystallization with nuclei.
[0067]
It is estimated that the lower the temperature of intermediate annealing, the more desirable orientation components can be increased and the f value can be improved by recrystallization during the final annealing.
[0068]
In addition, it is important to set conditions for batch-type final annealing within a range in which the f value can be improved by the recrystallization. By the way, in batch annealing, there are various heat patterns such as a pattern that heats up to the final temperature after being preheated in stages or divided into multiple stages, and a pattern that heats up directly to the final temperature without preheating. However, although it is difficult to set an optimum condition according to each heat pattern, for example, if the Y value defined by the following equation (5) is increased, the f value can be increased.
[0069]
Y value = 7.407 × 10 ^-3 × A + 1.69 × 10 ^-Four × B + 2.33 × 10 ^-6 × C (5)
[In the formula, A represents an average temperature rising rate (° C./min), B represents a holding temperature (° C.), and C represents a holding time (min)]
The Y value increases as the holding temperature B increases and the holding time C increases, and increases as recrystallization proceeds. Note that the term of the average temperature increase rate A reflects the experimental fact that the f value decreases when the average temperature increase rate is slow.
[0070]
The Y value is, for example, 0.130 or more, preferably 0.14 or more, and more preferably 0.15 or more. As the Y value increases, recrystallization proceeds and the crystal grain size increases, so the Y value is also effective in this respect.
[0071]
The average heating rate, holding temperature, and holding time of the final batch annealing are not particularly limited as long as the above Y value can be achieved. For example, the average heating rate is about 1 to 50 ° C./min, preferably 2 It can select and set from the range of about -30 degreeC / min. The holding temperature can be selected and set, for example, from a range of about 630 to 900 ° C., preferably about 640 to 850 ° C. The holding time can be selected and set, for example, in the range of about 50 to 4000 minutes, preferably about 100 to 3000 minutes.
[0072]
(2) When the final annealing process is continuous
When the final annealing process is a continuous type, the temperature rising rate tends to be faster than that of the batch type. If the heating rate changes, the method of recrystallization at the time of final annealing changes and the crystal orientation after recrystallization changes, so the intermediate annealing conditions differ from those in the case of batch annealing. Although the detailed reason is unknown, in any case, when continuous annealing is adopted, unlike the case where batch annealing is adopted, it is more likely that recrystallization has occurred to some extent in the intermediate annealing process. It is clear that the desired orientation component increases during annealing.
[0073]
That is, when the final annealing process is continuous, the present inventors have found that the f value of the titanium plate after the final annealing can be improved if the intermediate annealing is performed without excess or deficiency. When the annealing time is set to about 0.5 to 15 minutes, the intermediate annealing temperature is 630 ° C. or higher (preferably 650 ° C. or higher, more preferably 670 ° C. or higher), 850 ° C. or lower (preferably 840 ° C. or lower, further 830 ° C. or less) is recommended. If the temperature is too low, recrystallization does not occur and the processed structure remains, or the f value of the final annealed plate cannot be sufficiently increased. On the other hand, even if the temperature is too high, the f value of the final annealed plate cannot be sufficiently increased because the desired orientation component decreases.
[0074]
The intermediate annealing time is preferably 0.7 minutes or more (more preferably 0.8 minutes or more) and 13 minutes or less (more preferably 10 minutes or less).
[0075]
In the intermediate annealing plate, the average crystal grain size is desirably about 20 μm or less (particularly about 18 μm or less). If the average crystal grain size of the intermediate annealing plate is made small, it becomes easy to control the average crystal grain size of the final annealing plate to 30 μm or less.
[0076]
In the final continuous annealing, it is necessary to set the conditions so that a necessary amount of recrystallization can proceed and the production line can be completed with such a rapidness that the production line is not stopped. Therefore, the temperature increase rate, holding temperature, and holding time of the final continuous annealing can be set from the following ranges.
[0077]
Temperature rising rate: 50 ° C./min or more (preferably 80 ° C./min or more, more preferably 100 ° C./min or more)
Holding temperature: 650 ° C. or higher (preferably 680 ° C. or higher, more preferably 700 ° C. or higher)
Holding time: 0.5 minutes or more (preferably 0.7 minutes or more, more preferably 0.8 minutes or more), 15 minutes or less (preferably 12 minutes or less, more preferably 10 minutes or less) The upper limit of the holding temperature is It can be selected from a recrystallizable range, and is, for example, about 880 ° C. or less (preferably 860 ° C. or less, more preferably 840 ° C. or less).
[0078]
The upper limit of the rate of temperature rise is not particularly limited, but is usually about 500 ° C./min or less (particularly 400 ° C./min or less).
[0079]
In addition, final annealing is often performed in a vacuum in both cases of a continuous type and a batch type.
[0080]
(3) Hot rolling process and cold rolling process
It is desirable to set the processes other than the above, that is, the hot rolling process and the cold rolling process, for example, as follows.
[0081]
(3-1) Hot rolling process
The temperature after the hot rolling (rolling coil winding temperature) is, for example, 600 ° C. or less, preferably 500 ° C. or less, more preferably 400 ° C. or less, particularly 350 ° C. or less (eg 300 ° C. or less). desirable. The lower the end temperature, the more nuclei that can improve the f value, or the f value can be improved by recrystallization during the final annealing. The end temperature is usually 250 ° C. or higher, preferably 300 ° C. or higher, more preferably 330 ° C. or higher. If the end temperature is too low, hot rolling cannot be performed.
[0082]
The hot rolling start temperature is desirably set within a range where the end temperature can be achieved, and is, for example, about 600 to 870 ° C.
[0083]
(3-2) Cold rolling process
The cold rolling process increases the amount of strain of the titanium plate, and is therefore effective in promoting recrystallization in the subsequent final annealing process. In particular, in the present invention, in the intermediate annealing process (and in the case of the hot rolling process in the case of the above-mentioned 3-1 conditions), since the nucleus of the orientation component that improves the f value is increased, the cold rolling process The larger the strain accumulation amount at, the easier it is to improve the f-value by recrystallization.
[0084]
In order to increase the amount of strain, it is effective to increase the rolling reduction. The rolling reduction can be selected from the range of, for example, 60% or more, preferably 80% or more, more preferably 85% or more, and particularly 87% or more. The upper limit of the rolling reduction is not particularly limited, but is usually about 95% (particularly about 93%) in consideration of the upper limit of the rolling load.
[0085]
By the way, cold rolling is often performed in, for example, 10 to 30 stages (preferably 15 to 25 stages). And it is desirable that the rolling reduction in at least one stage is 10% or less, preferably 5% or less, more preferably 3% or less.
[0086]
In the present invention, as described above, it is recommended to produce a titanium plate by processing in the order of hot rolling, intermediate annealing, cold rolling, and final annealing. However, after hot rolling, intermediate annealing and cooling are performed. Hot rolling may be repeated and then final annealing may be performed. Even when intermediate annealing and cold rolling are repeated, it is recommended that the intermediate annealing process be controlled as described above. For example, in the case of the batch type of (1), it is recommended that the intermediate annealing plate has a Vickers hardness of 10 Hv or more higher than that in the case of complete intermediate annealing. It can be set appropriately.
[0087]
[Method for producing titanium plate having predetermined f value]
If the manufacturing method described above is used, a titanium plate having a desired f value can be manufactured. For example, a titanium plate having an f value of 0.60 or more can be manufactured as follows.
[0088]
(1) When the final annealing process is a batch type
In the hot rolling step, the end temperature is controlled to 400 ° C. or lower.
[0089]
In the intermediate annealing step, the Vickers hardness (Hv) of the obtained intermediate annealed plate is the Vickers hardness (Hv) of the intermediate annealed plate when the intermediate anneal is performed at a temperature of 800 ° C. for 30 minutes instead of the intermediate anneal. ) Is controlled to be higher by 10 or more.
[0090]
In the cold rolling process, the rolling reduction is 80% or more.
[0091]
In the final annealing step (batch type), the Y value defined by the above formula (5) is set to be 0.135% or more.
[0092]
(2) When the final annealing process is continuous
In the hot rolling process, the end temperature is controlled to 600 ° C. or lower.
[0093]
The intermediate annealing step is performed at a temperature in the range of 650 to 850 ° C. for 0.5 to 10 minutes.
[0094]
In the cold rolling process, the rolling reduction is set to 85% or more.
[0095]
The final annealing step (continuous type) is performed under conditions of a temperature increase rate of 80 ° C./min or more, an annealing temperature of 700 to 850 ° C., and an annealing time of 0.5 to 10 minutes.
[0096]
If the f value does not become 0.60 or more even in this way (or if a titanium plate having a higher f value is manufactured), the conditions may be set more strictly with reference to the above-described method for improving the f value. .
[0097]
Since the titanium plate of the present invention obtained as described above has a large f value, it is excellent in formability (for example, stretch formability). Therefore, it can be used for various conventional applications, and can be usefully used for applications requiring a complicated shape.
[0098]
【Example】
EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.
[0099]
Experimental example 1
Titanium was dissolved in a vacuum induction heating furnace (cold exclusive melting apparatus), and the components were adjusted as shown in Table 1 below. The obtained ingot is hot-rolled under the conditions shown in Table 2 below, and then processed in the order of intermediate annealing, cold rolling, and final annealing under the conditions shown in Table 2 below, so that the first type of JIS H4600. A titanium plate (thickness 0.5 mm) corresponding to 1 was obtained. The final annealing was performed by an off-line batch method. The formability, average crystal grain size, and f value of this titanium plate (final annealing plate) were determined as follows. Moreover, the Vickers hardness of the intermediate annealing plate was evaluated as follows.
[0100]
[Formability]
A No. 2 test piece defined in JIS Z2247 was cut out from the final annealed plate, and an Eriksen test was performed in accordance with JIS Z2247.
[0101]
[Average crystal grain size]
The structure of the final annealed plate was photographed with an optical microscope (magnification 100 times). The crystal grain boundary shown in the obtained photograph was traced and subjected to image analysis to convert the crystal grain into a circle having the same area, and the diameter of this circle was measured.
[0102]
In addition, the said measurement was performed about the board surface part, 1 / 4t (thickness) part, and plate | board thickness center part, and the photograph for 10 visual fields was each taken at each place. The average of all circle-equivalent diameters was taken as the average crystal grain size of the annealed plate.
[0103]
[F value]
A 10 mm × 10 mm test piece was cut out from the titanium plate (annealed plate), and an SEM-EBSP measuring device (device name: OIM) manufactured by TSL Co., Ltd. ^TM ) Was used to determine the crystal orientation distribution function (ODF), and the f value was determined by calculation using the above equation (4) based on the obtained data. Detailed conditions are as follows.
[0104]
Number of measurement points: 5 (3 times of measurement per location)
Measurement field: 800 × 800μm
Number of measurement points per measurement [n number shown in equation (4)]: 185031
Spacing between measurement points [spacing between k and k + 1 shown in formula (4)]: 2 μm
In addition, the said measurement was performed about the plate surface part, 1 / 4t (thickness) part, and plate | board thickness center part, and f value of each depth part was averaged and it was set as f value of the titanium plate.
[0105]
[Vickers hardness of intermediate annealing plate]
The Vickers hardness of the intermediate annealed plate was measured by applying a load of 100 g. The measurement location is the surface layer portion, 1 / 4t portion, and plate thickness center portion in the thickness cross section of the annealed plate, Vickers hardness measurement is performed at 5 points per location, and the average value thereof is Vickers hardness of the intermediate annealed plate. Say it.
[0106]
On the other hand, the hardness of an intermediate annealed plate (hereinafter referred to as a complete annealed plate) obtained in the same manner as in the above experimental example was measured in the same manner as described above except that the intermediate annealing condition was 800 ° C. × 30 minutes.
[0107]
The difference between the hardness of the intermediate annealed plate in the experimental example and the hardness of the fully annealed plate (Δ hardness = hardness of the intermediate annealed plate in the experimental example−hardness of the fully annealed plate) was determined.
[0108]
The results are shown in Table 2 and in the circles in FIGS. No. A positive electrode point indicating the strength of the (0001) plane when the titanium plate of No. 5 is viewed from a direction perpendicular to the rolling surface is shown in FIG. 1, and the crystal orientation distribution function at that time is shown in FIG.
[0109]
[Table 1]

[0110]
[Table 2]

[0111]
As is apparent from FIG. 7, when the final annealing is performed in a batch system, the f value tends to increase as the hardness (Δ hardness) of the intermediate annealing plate increases. As is clear from FIG. 8, the f-value tends to increase as the intermediate annealing temperature is lower (particularly when the hot rolling end temperature is lower than 600 ° C.).
[0112]
As is apparent from Table 2, No. in which any (or all) hot rolling conditions, intermediate annealing conditions, and final annealing conditions are inappropriate. In A8 to A14, the f value is small and the Erichsen value is also small. However, No. 1 in which the hot rolling conditions, the intermediate annealing conditions, and the final annealing conditions are appropriate. In A1 to A7, the f value is large and the Erichsen value is also large.
[0113]
Further, as is apparent from FIGS. 9 and 10, the Erichsen value increases as the crystal grain size increases and the f value increases. In particular, the f value and the Erichsen value have a strong correlation.
[0114]
Experimental example 2
In the same manner as in Experimental Example 1, a titanium plate (final annealed plate) having a thickness of 0.5 mm was manufactured. However, the components and production conditions of each titanium plate were as shown in Tables 3 and 4 below, and the final annealing process was performed in an online continuous manner.
[0115]
The formability, average crystal grain size, and f value of the obtained titanium plate (final annealing plate) were measured in the same manner as in Experimental Example 1. The average crystal grain size of the intermediate annealed plate was also measured in the same manner as the final annealed plate.
[0116]
The results are shown in Table 4 and in the circles in FIGS.
[0117]
[Table 3]

[0118]
[Table 4]

[0119]
As is clear from FIG. 11, when the final annealing is performed continuously, the f value increases if an appropriate annealing temperature is set.
[0120]
As is clear from Table 4, No. in which any (or all) hot rolling conditions, intermediate annealing conditions, and final annealing conditions are inappropriate. In B8 to B14, the f value is small and the Erichsen value is also small. However, No. 1 in which the hot rolling conditions, the intermediate annealing conditions, and the final annealing conditions are appropriate. In B1 to B7, the f value is large and the Erichsen value is also large.
[0121]
Further, as is apparent from FIGS. 9 and 10, the Erichsen value increases as the crystal grain size increases and the f value increases. In particular, the f value and the Erichsen value have a strong correlation.
[0122]
【The invention's effect】
In the present invention, in the hexagonal titanium plate, the normal line of the (0001) plane of Ti hexagonal crystal is oriented in the normal direction of the rolled surface (that is, the f value is set to a predetermined value or more). The formability of the titanium plate can be improved. Further, according to the present invention, since the intermediate annealing conditions are appropriately set in accordance with the final annealing method, the f value can be improved. In addition, according to the present invention, in addition to the final annealing and the intermediate annealing, the hot rolling conditions and the cold rolling conditions are also set appropriately, so that a titanium plate having a predetermined f value can be manufactured.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a positive electrode dot diagram showing the degree of orientation of (0001) of Ti hexagonal crystal in an example of the titanium plate of the present invention.
FIG. 2 is a conceptual diagram for explaining FIG. 1;
FIG. 3 is a conceptual diagram for explaining equations (1) and (2).
FIG. 4 is a conceptual diagram for explaining Equation (3).
FIG. 5 is a diagram showing a crystal orientation distribution function in an example of the titanium plate of the present invention.
FIG. 6 is a conceptual diagram for explaining FIG. 5;
FIG. 7 is a graph showing the relationship between the hardness (Δ hardness) of the intermediate annealing plate and the f value of the final annealing plate when batch-type final annealing is performed.
FIG. 8 is a graph showing the relationship between the intermediate annealing temperature and the f value of the final annealing plate when batch-type final annealing is performed.
FIG. 9 is a graph showing the relationship between the crystal grain size and the Erichsen value.
FIG. 10 is a graph showing a relationship between an f value and an Erichsen value.
FIG. 11 is a graph showing the relationship between the intermediate annealing temperature and the f value of the final annealing plate when continuous final annealing is performed.

Claims (5)

六方晶系のチタン板において、下記式（１）、式（２）、又は式（３）で定義されるキーンズ（Ｋｅａｒｎｓ）因子ｆ値が０．６０以上であり、前記チタン板は水素０．０１３％以下（質量％の意。以下、同じ）、酸素０．２％以下、窒素０．０５％以下、鉄０．２５％以下の純チタン板であることを特徴とする成形性に優れたチタン板。

［式中βは、圧延面の法線（ＮＤ方向）に対するＴｉ六方晶の（０００１）面の法線の方位角（ただしＮＤ方向を０度、圧延面方向を９０度（π／２）とする）を示す。Ｖ_βは、全てのＴｉ六方晶の体積（この全体積を１とする）に対する、角度βを満足する結晶粒の体積比を示す］

［式中、ＩはＴｉ六方晶の（０００１）面の法線方向に対応するＸ線強度を示す。αは、前記Ｉを圧延面に投影した成分の、ＮＤ方向に対する方位角（ただし−圧延方向を０度、板幅方向を９０度（π／２）、＋圧延方向を１８０度（π）とする）を示し、βは前記式（１）と同じである］

［式中、角度（ψ_１，φ，ψ_２）は、圧延（ＲＤ）方向−板幅（ＴＤ）方向−圧延面法線（ＮＤ）方向からなる試料座標系を、Ｔｉ六方晶の［１０−１０］方向−［−１２−１０］方向−［０００１］方向からなる結晶座標系に変換するときのオイラー角（Ｂｕｎｇｅ表示）を示している。すなわちψ_１は、（１）試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面と結晶座標系の［１０−１０］−［−１２−１０］平面との交線と、（２）試料座標系のＲＤ方向とがなす角度を示し；ψ_２は、前記交線と、結晶座標系の［１０−１０］方向とがなす角度を示し；φは試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の［０００１］方向とがなす角度を示す。Ｉ（ψ_１，φ，ψ_２）は、全Ｔｉ六方晶に対する、前記オイラー角を示すＴｉ六方晶の割合（分布密度）を示しており、結晶方位分布関数と称されるものである］In the titanium plate hexagonal, the following formula (1), equation (2), or Formula (3) der Keynes (Kearns) Factor f value of 0.60 or more as defined is, the titanium plate is hydrogen 0 .013% or less (mass% will. hereinafter, the same), oxygen 0.2% or less, 0.05% nitrogen or less, the formability characterized by pure titanium plate der Rukoto below 0.25% iron Excellent titanium plate.

[Where β is the azimuth angle of the normal of the (0001) plane of the Ti hexagonal crystal with respect to the normal of the rolled surface (ND direction) (however, the ND direction is 0 degrees and the rolled surface direction is 90 degrees (π / 2)) Show). V _β represents the volume ratio of grains satisfying the angle β to the volume of all Ti hexagonal crystals (this total volume is 1)]

[Wherein I represents the X-ray intensity corresponding to the normal direction of the (0001) plane of Ti hexagonal crystal. α is an azimuth angle of the component I projected onto the rolling surface with respect to the ND direction (where the rolling direction is 0 degree, the sheet width direction is 90 degrees (π / 2), and the rolling direction is 180 degrees (π). And β is the same as in the above formula (1)]

[In the formula, angles (ψ ₁ , φ, ψ ₂ ) are expressed in terms of a sample coordinate system composed of a rolling (RD) direction, a sheet width (TD) direction, a rolling surface normal (ND) direction, and a Ti hexagonal [10 The Euler angle (Bunge display) when converted into a crystal coordinate system consisting of −10] direction − [-12-10] direction− [0001] direction is shown. That is, ψ ₁ is (1) the line of intersection between the RD-TD plane of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system, and (2) the RD direction of the sample coordinate system. Ψ ₂ indicates the angle formed by the intersecting line and the [10-10] direction of the crystal coordinate system; φ indicates the ND direction of the sample coordinate system and the [0001] direction of the crystal coordinate system Indicates the angle between I (ψ ₁ , φ, ψ ₂ ) represents the ratio (distribution density) of the Ti hexagonal crystal showing the Euler angle to the total Ti hexagonal crystal, and is called a crystal orientation distribution function] 前記ｆ値は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）−後方電子散乱パターン（ＥＢＳＰ）法によって求められた結晶方位分布関数Ｉ（ψ_１，φ，ψ_２）に基づいて算出されるものであり、上記式（３）の積分計算を下記式（４）の加算計算で代行することによって求まるものである請求項１に記載のチタン板。

［式中のφ_ｋは、測定点ｋにおけるＴｉ六方晶の傾きを示している。
すなわちＴｉ六方晶の［１０−１０］方向−［−１２−１０］方向−［０００１］方向からなる結晶座標系と、圧延方向（ＲＤ）−板幅方向（ＴＤ）−圧延面法線方向（ＮＤ）からなる試料座標系とを仮定し、
（１）試料座標系のＲＤ−ＴＤ平面と結晶座標系の［１０−１０］−［−１２−１０］平面との交線と、（２）試料座標系のＲＤ方向とがなす角度をψ_１、
前記交線と、結晶座標系の［１０−１０］とがなす角度をψ_２、
試料座標系のＮＤ方向と、結晶座標系の［０００１］方向とがなす角度をφとするオイラー角ψ_１、φ、ψ_２（Ｂｕｎｇｅ表示）に従って測定点ｋにおけるＴｉ六方晶の角度φを測定したとき、
該測定点ｋにおける角度φをφ_ｋとする。
ｎは、測定点の数を示す］The f value is calculated based on a crystal orientation distribution function I (ψ ₁ , φ, ψ ₂ ) obtained by a scanning electron microscope (SEM) -back electron scattering pattern (EBSP) method, The titanium plate according to claim 1, which is obtained by substituting the integral calculation of the formula (3) by the addition calculation of the following formula (4).

[Φ _k in the equation indicates the inclination of Ti hexagonal crystal at the measurement point k.
That is, a crystal coordinate system composed of [10-10] direction-[-12-10] direction- [0001] direction of Ti hexagonal crystal, rolling direction (RD) -sheet width direction (TD) -rolling surface normal direction ( ND) is assumed to be a sample coordinate system,
(1) The angle formed by the intersection of the RD-TD plane of the sample coordinate system and the [10-10]-[-12-10] plane of the crystal coordinate system and (2) the RD direction of the sample coordinate system is ψ ₁ ,
An angle formed by the intersecting line and [10-10] of the crystal coordinate system is ψ ₂ ,
Measure the Ti hexagonal angle φ at the measurement point k according to Euler angles ψ ₁ , φ, ψ ₂ (Bunge display) where the angle between the ND direction of the sample coordinate system and the [0001] direction of the crystal coordinate system is φ When
The angle φ and φ _k in the surveying fixed point k.
n indicates the number of measurement points] 平均結晶粒径が３０μｍ以上である請求項１又は２に記載のチタン板。  The titanium plate according to claim 1 or 2, wherein the average crystal grain size is 30 µm or more. 水素０．０１３％以下、酸素０．２％以下、窒素０．０５％以下、鉄０．２５％以下の純チタンを熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の順に処理することによってチタン板を製造する方法であって、
前記熱間圧延の終了温度を４００℃以下に制御し、
前記中間焼鈍は、得られる中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）が、該中間焼鈍に代えて温度８００℃×３０分間の条件で中間焼鈍を行ったときの中間焼鈍板のビッカース硬さ（Ｈｖ）に比べて、１０以上高くなるように制御し、
前記冷間圧延を圧下率が８０％以上となるように行い、
前記最終焼鈍はバッチ式で行うこととし、この最終のバッチ式焼鈍の条件を下記式（５）で規定されるＹ値が０．１３５％以上となるように設定する請求項１に記載のチタン板の製造方法。
Ｙ値＝７．４０７×１０ ^−３ ×Ａ＋１．６９×１０ ^−４ ×Ｂ＋２．３３×１０ ^−６ ×Ｃ …（５）
［式中、Ａは平均昇温速度（℃／分）、Ｂは保持温度（℃）、Ｃは保持時間（分）を示す］ By treating pure titanium of hydrogen 0.013% or less, oxygen 0.2% or less, nitrogen 0.05% or less, iron 0.25% or less in the order of hot rolling, intermediate annealing, cold rolling, and final annealing. A method of manufacturing a titanium plate,
Controlling the end temperature of the hot rolling to 400 ° C. or less,
In the intermediate annealing, the Vickers hardness (Hv) of the obtained intermediate annealing plate is changed to Vickers hardness (Hv) of the intermediate annealing plate when the intermediate annealing is performed under the conditions of a temperature of 800 ° C. for 30 minutes instead of the intermediate annealing. ) To be higher by 10 or more than
The cold rolling is performed so that the rolling reduction is 80% or more,
2. The titanium according to claim 1, wherein the final annealing is performed by a batch method, and the conditions of the final batch annealing are set so that a Y value defined by the following formula (5) is 0.135% or more. A manufacturing method of a board.
Y value = 7.407 × 10 ⁻³ × A + 1.69 × 10 ⁻⁴ × B + 2.33 × 10 ⁻⁶ × C (5)
[In the formula, A represents an average temperature rising rate (° C./min), B represents a holding temperature (° C.), and C represents a holding time (min)] 水素０．０１３％以下、酸素０．２％以下、窒素０．０５％以下、鉄０．２５％以下の純チタンを熱間圧延、中間焼鈍、冷間圧延、最終焼鈍の順に処理することによってチタン板を製造する方法であって、
前記熱間圧延の終了温度を６００℃以下に制御し、
前記中間焼鈍は、温度６５０〜８５０℃の範囲で０．５〜１０分行うものであり、
前記冷間圧延を圧下率が８５％以上となるように行い、
前記最終焼鈍は連続式で行うこととし、この最終の連続式焼鈍は昇温速度：８０℃／分以上、焼鈍温度：７００〜８５０℃、焼鈍時間：０．５〜１０分の条件で行うものである請求項１に記載のチタン板の製造方法。 By treating pure titanium of hydrogen 0.013% or less, oxygen 0.2% or less, nitrogen 0.05% or less, iron 0.25% or less in the order of hot rolling, intermediate annealing, cold rolling, and final annealing. A method of manufacturing a titanium plate,
Controlling the end temperature of the hot rolling to 600 ° C. or less,
The intermediate annealing is performed at a temperature of 650 to 850 ° C. for 0.5 to 10 minutes,
The cold rolling is performed so that the rolling reduction is 85% or more,
The final annealing is performed continuously, and the final continuous annealing is performed under conditions of a temperature increase rate of 80 ° C./min or more, an annealing temperature of 700 to 850 ° C., and an annealing time of 0.5 to 10 minutes. The method for producing a titanium plate according to claim 1.

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