チタン板のプレス成形方法
【課題】プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板のプレス成形方法を提供することを課題とする。
【解決手段】質量％で、Ｆｅを０．１５％以下（０％を含まない）、Ｏを０．１５％以下（０％を含まない）含有するチタン板をプレス成形して、前記チタン板にＶ字状のプレスパターンを形成するチタン板のプレス成形方法であって、前記チタン板のα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向、その直交方向をＢ方向としたとき、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向をＡ方向として前記チタン板に前記プレスパターンを形成する。
【解決手段】質量％で、Ｆｅを０．１５％以下（０％を含まない）、Ｏを０．１５％以下（０％を含まない）含有するチタン板をプレス成形して、前記チタン板にＶ字状のプレスパターンを形成するチタン板のプレス成形方法であって、前記チタン板のα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向、その直交方向をＢ方向としたとき、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向をＡ方向として前記チタン板に前記プレスパターンを形成する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレート式熱交換器の構成材用等として用いられるチタン板に、Ｖ字状のプレスパターン（凹凸）を形成するチタン板のプレス成形方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタンは、軽量、高強度、高耐食性に加え、溶接性、超塑性、拡散接合性などの利用加工諸特性を有することから、従来から航空機産業を中心に多用されてきた。これらの特性を更に活用すべく、近年、チタンは、熱交換器や化学プラント部材の構成材等にも使用されるようになっており、特に海水に対して、耐腐食性に優れるという特性があることから、海水熱交換器に多く用いられている。
【０００３】
特に純チタンの板材、すなわちチタン板は、プレート式熱交換器の構成材として広く採用されているが、伝熱効率を向上させる必要があるため、図２に示すように、チタン板１には、Ｖ字状のプレスパターン２（図２は説明のための概略図であり、詳細なプレスパターンは図３を参照。）がプレス成形で形成されていた。
【０００４】
Ｖ字状のプレスパターン２は、圧延、焼鈍を終えたチタン板１を、Ｖ字状のプレスパターンを形成した金型（図示せず）でプレス成形することにより形成されているが、従来からのプレス成形では、チタン板１の圧延時の圧延方向ＸとＶ字状のプレスパターン２の頂点３方向が一致する方向になるようにチタン板１を板置きしてプレス成形していた。
【０００５】
その理由は、チタン板１の板幅が圧延工程での圧延ロールの長さの影響を受けるため、広幅のチタン板１を作製することには限界があり、大型の成型品を作製（プレス成形）する際には、チタン板１の圧延時の圧延方向ＸとＶ字状のプレスパターン２の頂点３の方向が一致する方向になるようにしてチタン板１を板置きせざるをえなかったことと、純チタンでなるチタン板１は、圧延方向Ｘの方が圧延垂直方向よりも延性が高く、圧延方向Ｘが、Ｖ字状のプレスパターン２の頂点方向と一致する方向になるようにして板置きしてプレス成形した方が割れを抑制することができると考えたためである。
【０００６】
具体的に、従来からのプレート式熱交換器の構成材用等として用いられるチタン板に、Ｖ字状のプレスパターンを形成する際のチタン板の板置き方向を示した先行技術文献は特にないが、本出願人が先に特許出願した特許文献１には、プレート式熱交換器では、伝熱性向上のためチタン板の表面をプレス成形により凹凸形状とするということが記載されており、実際にプレス成形は、圧延方向が、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向と一致する方向になるようにしてチタン板を板置きして実施されている。
【０００７】
このように、プレート式熱交換器の構成材を作製する際には、圧延方向Ｘが、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向と一致する方向になるようにしてチタン板を板置きしてプレス成形されていたが、チタン板をプレス成形した際に、Ｖ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがあった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００６−２９１３６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記従来の実情に鑑みてなされたもので、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板のプレス成形方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｆｅを０．１５％以下（０％を含まない）、Ｏを０．１５％以下（０％を含まない）含有するチタン板をプレス成形して、前記チタン板にＶ字状のプレスパターンを形成するチタン板のプレス成形方法であって、前記チタン板のα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向、その直交方向をＢ方向としたとき、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向をＡ方向として前記チタン板に前記プレスパターンを形成することを特徴とするチタン板のプレス成形方法である。
【００１１】
請求項２記載の発明は、前記チタン板のＡ方向の全伸びが、２０％以上であることを特徴とする請求項１記載のチタン板のプレス成形方法である。
【００１２】
請求項３記載の発明は、前記チタン板のα相の平均結晶粒径が、１０〜２００μｍであることを特徴とする請求項１または２記載のチタン板のプレス成形方法である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によると、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することはなく、プレス成形性に優れたチタン板をプレス成形により得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の一実施形態のプレス成形方法を示すチタン板の平面概略図である。
【図２】従来のプレス成形方法を示すチタン板の平面概略図である。
【図３】実施例でプレス成形性の評価を行うために用いたプレス成形金型を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は（ａ）のＦ−Ｆ線断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
前記したように、チタン板の圧延方向とＶ字状のプレスパターンの頂点方向が一致する方向になるようにしてチタン板を板置きしてプレス成形した場合、その頂点に割れが発生することがあったため、その問題を解消するために、本発明者らは、鋭意、実験、研究を進めた。
【００１６】
その結果、Ｆｅの含有量とＯの含有量を規定した上で、チタン板の六方晶の集積度が高い方向と、プレス成形で得られるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を一致させてプレス成形を実施することで、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することはなく、プレス成形性に優れたチタン板を得ることが可能になることを見出し、本発明の完成に至った。
【００１７】
また、チタン板の六方晶の集積度が高い方向の全伸びが２０％以上であれば、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板を得ることが、より確実にできることも確認した。
【００１８】
更には、チタン板のα相の平均結晶粒径が１０〜２００μｍであれば、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板を得ることが、より確実にできることも確認した。
【００１９】
以下、本発明を添付図面に示す実施形態に基づいて更に詳細に説明する。
【００２０】
通常のチタン板１は、分塊圧延→熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍といった各工程間に、随時ブラスト、酸洗処理を入れて製造されるが、本発明は、これらの圧延、焼鈍を終えたチタン板１に対し、プレス成形で、Ｖ字状のプレスパターン２を形成する方法を発明の対象とする。
【００２１】
（プレスパターンの形成方向）
図１は、本発明の一実施形態を示す略図であり、チタン板１にＶ字状のプレスパターン２（図１は説明のための概略図であり、詳細なプレスパターンは図３を参照。）を形成する方法を例示する。図面中、両方向矢印で示すＡ方向は、チタン板１の板面上でのα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向を示し、Ｂ方向は、板面上でのその直交方向を示す。また、Ｘで示す矢印は、チタン板１の圧延時の圧延方向を示し、圧延方向とＢ方向は一致する。すなわち、チタン板１を圧延したときに、六方晶のＣ軸は、圧延方向（Ｂ方向）と直交する方向（Ａ方向）に集積する。尚、図１は略図であり、実際のＶ字状のプレスパターン２は、３本のＶ字状の線ではなく、Ｖ字状の凹凸の繰返しである。
【００２２】
本発明のチタン板のプレス成形方法では、チタン板１に形成されるＶ字状のプレスパターン２の頂点３の方向を、チタン板１の板面上でのα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高いＡ方向に向けてプレス成形する。プレス成形したチタン板１は、Ｂ方向の方がＡ方向より耐力が低くなるので、Ｂ方向の板の流れ込みが増加し、成形性が向上する。
【００２３】
（成分組成）
本発明では、チタン板の成分組成も発明の要点とするが、次にその成分組成を規定した理由を説明する。
【００２４】
純チタンは、不可避的不純物としてＣ、Ｈ、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ等を微量に含有し、残部がＴｉであるが、本発明では、その不可避的不純物の中でも含有量が比較的多く、機械的性質に影響を及ぼすＦｅとＯの含有量の上限を規定した。
【００２５】
Ｆｅの含有量が０．１５質量％を超えて多くなりすぎると、強度が大きくなりすぎてチタン板のＡ方向の伸びが低下してしまい、プレス成形性が劣化する。従って、Ｆｅの含有量の上限は０．１５質量％とする。尚、Ｆｅの含有量の好ましい上限は０．１０質量％であり、より好ましい上限は０．０７質量％である。
【００２６】
Ｏの含有量が０．１５質量％を超えて多くなりすぎると、強度が大きくなりすぎてチタン板のＡ方向の伸びが低下してしまい、プレス成形性が劣化する。従って、Ｏの含有量の上限は０．１５質量％とする。尚、Ｏの含有量の好ましい上限は０．１０質量％であり、より好ましい上限は０．０７質量％である。
【００２７】
（Ａ方向の全伸び）
また、本発明では、チタン板のＡ方向（六方晶のＣ軸の集積度が高い方向）の全伸びを２０％以上とすることが好ましい。チタン板のＡ方向の全伸びが２０％未満であると、プレス成形性が劣化する。このチタン板のＡ方向の全伸びは、２５％以上とすることがより好ましく、３０％以上とすることが更に好ましい。
【００２８】
（α相の平均結晶粒径）
本発明では、更に、チタン板のα相の平均結晶粒径が１０〜２００μｍであることが好ましい。α相の平均結晶粒径は、大きいほどプレス成形時の変形双晶の頻度を増加させ、チタン板の全伸びが増加し、成形性が向上する。しかしながら、その平均結晶粒径が大きくなりすぎると、成形品の成形後の肌荒れ発生の原因となる。
【００２９】
α相の平均結晶粒径のより好ましい下限は２０μｍ、更に好ましい下限は３０μｍである。一方、より好ましい上限は１７５μｍ、更に好ましい上限は１５０μｍである。
【実施例】
【００３０】
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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００３１】
本実施例では、まず、ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により表１に示す含有量でＦｅ並びにＯを含有するチタン鋳塊を鋳造した。残部はＴｉおよびＣ、Ｈ、Ｎ、等の不可避的不純物である。鋳塊の大きさはφ１００ｍｍの円柱形で、１０Ｋｇである。この鋳塊を用いて分塊圧延を行い、その後は放冷して厚み４５ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。更に、熱間圧延を実施し、スケール除去を行い厚み約５ｍｍの熱延板を得た。
【００３２】
次いで、大気炉にて、７００℃で５分間加熱してから空冷する焼鈍処理（中間焼鈍）を行った後、スケール除去を行った。次に、冷間圧延率８９％の冷間圧延を行った後、大気炉にて、８００℃で３分間加熱してから空冷する焼鈍処理（最終焼鈍）を行い、スキンパスを実施し、スケール除去を行って厚み０．３ｍｍのチタン板を製造した。
【００３３】
これらの圧延、焼鈍を終えたチタン板に対し、Ｎｏ．１〜３では、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向、すなわち圧延方向とは直交する圧延垂直方向（Ａ方向）に向けてプレス成形した。一方、Ｎｏ．４，５では、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向とは直交する方向、すなわち圧延方向（Ｂ方向）に向けてプレス成形した。
【００３４】
プレス成形を終えた各チタン板の金属組織の観察・測定と、プレス成形性の評価を夫々下記の要領で行った。また、Ａ方向（六方晶のＣ軸の集積度が高い方向）の全伸びと強度についても併せて測定した。
【００３５】
本実施例では、電界放出型走査顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ） Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって金属組織の観察・測定を実施した。この測定方法を用いたのは、ＥＢＳＰ法は他の測定方法と比較して高分解能であり、高精度な測定ができるためである。まず、測定原理について説明する。
【００３６】
ＥＢＳＰ法は、ＦＥＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。算出された結晶の方位は３次元オイラー角として、位置座標（ｘ、ｙ）などと共に記録される。このプロセスが全測定点に対して自動的に行われるので、測定終了時には数万〜数十万点のデータを得ることができる。
【００３７】
このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回析法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回析法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する各種情報を、数時間以内で得ることができる利点がある。また、結晶粒毎の測定ではなく、指定した領域を一定間隔で走査して測定するために、測定領域全体を網羅した上記多数の測定ポイントに関する、上記各情報を得ることができる利点もある。尚、これらＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２ Ｎｏ．２（Ｓｅｐ．２００２）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。
【００３８】
＜α相の平均結晶粒径＞
α相（結晶粒）の平均結晶粒径については、チタン板の１ｍｍ×１ｍｍの平面内に存在する結晶粒のうち、そのサイズが上位１００個のα相の平均結晶粒径について、前記した測定により得た。この測定は、前記したように、ＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法を用いて、チタン板の表面に平行な平面であって、且つ、板厚方向の１／４ｔ部の集合組織を測定することで実施した。具体的には、チタン板の圧延面表面を機械研磨し、更にバフ研磨に次いで電解研磨を行って表面を調整した試料を準備した。その後、日本電子社製ＦＥＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ ５４１０）を用いて、ＥＢＳＰによる測定を行った。ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた。
【００３９】
チタン板の測定範囲は、その平面のうち１ｍｍ×１ｍｍの範囲とし、測定ピッチは縦横１μｍピッチとした。チタン板のα相のサイズは平均５０μｍであると想定され、この測定で１ｍｍ×１ｍｍの範囲に存在する全てのα相を、観察・測定することができる。この範囲で測定することができたα相のうち、サイズが上位１００個の結晶粒を抽出して観察を行い、（Σｘ）／１００という式からα相の平均結晶粒径を求め出した。尚、この式でｘは、夫々の測定した各α相の結晶粒径を示す。
【００４０】
＜Ａ方向の全伸びと、引張強度の測定＞
チタン板のＡ方向の全伸びを測定し、参考試験としてチタン板のＡ方向の引張強度についても測定した。
【００４１】
チタン板のＡ方向の全伸びについては、製造した各チタン板からＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片を作製し、この試験片について、ＪＩＳＺ２２４１に準拠する引張試験を行うことで求めた。この全伸びは、標点距離を５０ｍｍとし、引張試験での引張破断後に試験片を突き合わせて標点距離を測定することで求めた。
【００４２】
また、引張強度は、引張試験後Ａ方向の引張強度（ＴＳ）を測定して求めた。尚、試験速度（引張試験での歪み速度）は、０．３ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００４３】
＜プレス成形性＞
プレス成形性については、図３に示すような、Ｖ字形の溝を設けたプレート式熱交換器の熱交換部分をプレス成形することを模擬したプレス成形金型を用いてチタン板（試験体）のプレス成形を実施し、その評価を行った。プレス成形金型は、図３に示すように、成形部の大きさが１００ｍｍ×１００ｍｍで、その表面には、ピッチ１０ｍｍ、最大高さ４ｍｍの平面Ｖ字形の平行する稜線部が６本形成されている。その各稜線部のＲ形状は、図３（ａ）の上から下に向かって順に、Ｒ＝０．４、１．８、０．８、１．０、１．４、０．６の計６種類である。
【００４４】
この成形金型を用いて８ｔｏｎ油圧プレス機によってプレス成形を実施した。具体的には、各試験体の表裏面に動粘度３４ｍｍ２／ｓ（４０℃）のプレス油を塗布し、各試験体を下金型の上面に配置し、そのフランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／ｓ、押し込み深さ３．８ｍｍの条件でプレス成形を実施した。プレス成形性の評価は、プレス成形後に認められる割れの数で評価した。具体的な評価方法を以下に説明する。
【００４５】
プレス成形後の各試験体の図３（ａ）に示す稜線部と、測定位置Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｃ´、Ｄ、Ｅの一点鎖線との交点計３６箇所について、割れの有無を目視で観察した。尚、測定位置Ｃ´は、図３（ｂ）に示すように、隣接する稜線部の間に位置する谷部である。
【００４６】
この目視において、割れの起点となる測定位置Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅについては、割れもくびれも認められなければ２点、くびれが認められれば１点、割れが認められれば０点とし、他の測定位置Ｂ、Ｄについては、割れもくびれも認められなければ１点、くびれが認められれば０．５点、割れが認められれば０点とし、更にその各点数に加工Ｒの逆数を掛けて割れの状態を数値化し、その合計値を求めた。その合計値を、完全に割れ、くびれが認められない場合を１００として規格化した後、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）に依存する関数Ｆ（Ｔ，μ，ｔ）、並びに、プレス金型の稜線の角度（α）、ピッチ（ｐ）に依存する関数Ｇ（α，ｐ）を掛け合わせて、成形性スコアとして算出した。尚、Ｆ並びにＧは０〜１の値である。
【００４７】
以上の成形性スコアの算出方法は、下記式によって表すことができる。
成形性スコア＝Ｆ×Ｇ×ΣＥ（ｉｊ）／Ｒ（ｊ）／（ΣＡ，Ｃ，Ｃ´，Ｅ ２／Ｒ（ｊ）＋ΣＢ，Ｄ １／Ｒ（ｊ））×１００
この式において、Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝１．０×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として、また、Ｂ、Ｄの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝０．５×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として算出した。また、本実施例では、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）、プレス金型の稜線の角度（α）、およびプレス金型の稜線のピッチ（ｐ）を一定としたため、Ｆ×Ｇを便宜的に１として成形性スコアを算出した。
【００４８】
この算出した成形性スコアが、７５点以上を◎、５０点以上７５点未満を○、５０点未満を×とし、◎と○の試料をプレス成形性に優れていると評価した。
【００４９】
以上の試験結果を表１に示す。
【００５０】
【表１】
【００５１】
Ｎｏ．１およびＮｏ．２は、ＦｅおよびＯの含有量を共に０．１５質量％以下とし、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向、すなわち圧延方向とは直交する方向（Ａ方向）に向けてプレス成形した発明例である。
【００５２】
これに対し、Ｎｏ．３は、ＦｅおよびＯの含有量が上限を超える比較例、また、Ｎｏ．４，５は、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向とは直交する方向、すなわち圧延方向（Ｂ方向）に向けてプレス成形した比較例である。
【００５３】
Ｎｏ．１，２の発明例では、プレス成形性試験で割れが発生しなかったのに対し、Ｎｏ．３〜５の本発明の要件のうち何らかの要件を満足しない比較例では、プレス成形性試験でＶ字状のプレスパターンの頂点等に割れが発生した。すなわち、本発明の要件を満足するプレス成形方法で、プレス成形したＮｏ．１，２のチタン板は、プレス成形性に優れたチタン板であるということができる。
【００５４】
尚、Ｎｏ．１，２は、Ａ方向の全伸びが２０％以上、α相の平均結晶粒径が１０〜２００μｍであり、これらの要件を満足することでも、プレス成形性に優れたチタン板とすることができる。
【符号の説明】
【００５５】
１…チタン板
２…プレスパターン
３…頂点
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレート式熱交換器の構成材用等として用いられるチタン板に、Ｖ字状のプレスパターン（凹凸）を形成するチタン板のプレス成形方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
チタンは、軽量、高強度、高耐食性に加え、溶接性、超塑性、拡散接合性などの利用加工諸特性を有することから、従来から航空機産業を中心に多用されてきた。これらの特性を更に活用すべく、近年、チタンは、熱交換器や化学プラント部材の構成材等にも使用されるようになっており、特に海水に対して、耐腐食性に優れるという特性があることから、海水熱交換器に多く用いられている。
【０００３】
特に純チタンの板材、すなわちチタン板は、プレート式熱交換器の構成材として広く採用されているが、伝熱効率を向上させる必要があるため、図２に示すように、チタン板１には、Ｖ字状のプレスパターン２（図２は説明のための概略図であり、詳細なプレスパターンは図３を参照。）がプレス成形で形成されていた。
【０００４】
Ｖ字状のプレスパターン２は、圧延、焼鈍を終えたチタン板１を、Ｖ字状のプレスパターンを形成した金型（図示せず）でプレス成形することにより形成されているが、従来からのプレス成形では、チタン板１の圧延時の圧延方向ＸとＶ字状のプレスパターン２の頂点３方向が一致する方向になるようにチタン板１を板置きしてプレス成形していた。
【０００５】
その理由は、チタン板１の板幅が圧延工程での圧延ロールの長さの影響を受けるため、広幅のチタン板１を作製することには限界があり、大型の成型品を作製（プレス成形）する際には、チタン板１の圧延時の圧延方向ＸとＶ字状のプレスパターン２の頂点３の方向が一致する方向になるようにしてチタン板１を板置きせざるをえなかったことと、純チタンでなるチタン板１は、圧延方向Ｘの方が圧延垂直方向よりも延性が高く、圧延方向Ｘが、Ｖ字状のプレスパターン２の頂点方向と一致する方向になるようにして板置きしてプレス成形した方が割れを抑制することができると考えたためである。
【０００６】
具体的に、従来からのプレート式熱交換器の構成材用等として用いられるチタン板に、Ｖ字状のプレスパターンを形成する際のチタン板の板置き方向を示した先行技術文献は特にないが、本出願人が先に特許出願した特許文献１には、プレート式熱交換器では、伝熱性向上のためチタン板の表面をプレス成形により凹凸形状とするということが記載されており、実際にプレス成形は、圧延方向が、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向と一致する方向になるようにしてチタン板を板置きして実施されている。
【０００７】
このように、プレート式熱交換器の構成材を作製する際には、圧延方向Ｘが、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向と一致する方向になるようにしてチタン板を板置きしてプレス成形されていたが、チタン板をプレス成形した際に、Ｖ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがあった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００６−２９１３６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記従来の実情に鑑みてなされたもので、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板のプレス成形方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
請求項１記載の発明は、質量％で、Ｆｅを０．１５％以下（０％を含まない）、Ｏを０．１５％以下（０％を含まない）含有するチタン板をプレス成形して、前記チタン板にＶ字状のプレスパターンを形成するチタン板のプレス成形方法であって、前記チタン板のα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向、その直交方向をＢ方向としたとき、Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向をＡ方向として前記チタン板に前記プレスパターンを形成することを特徴とするチタン板のプレス成形方法である。
【００１１】
請求項２記載の発明は、前記チタン板のＡ方向の全伸びが、２０％以上であることを特徴とする請求項１記載のチタン板のプレス成形方法である。
【００１２】
請求項３記載の発明は、前記チタン板のα相の平均結晶粒径が、１０〜２００μｍであることを特徴とする請求項１または２記載のチタン板のプレス成形方法である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によると、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することはなく、プレス成形性に優れたチタン板をプレス成形により得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の一実施形態のプレス成形方法を示すチタン板の平面概略図である。
【図２】従来のプレス成形方法を示すチタン板の平面概略図である。
【図３】実施例でプレス成形性の評価を行うために用いたプレス成形金型を示し、（ａ）は平面図、（ｂ）は（ａ）のＦ−Ｆ線断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
前記したように、チタン板の圧延方向とＶ字状のプレスパターンの頂点方向が一致する方向になるようにしてチタン板を板置きしてプレス成形した場合、その頂点に割れが発生することがあったため、その問題を解消するために、本発明者らは、鋭意、実験、研究を進めた。
【００１６】
その結果、Ｆｅの含有量とＯの含有量を規定した上で、チタン板の六方晶の集積度が高い方向と、プレス成形で得られるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を一致させてプレス成形を実施することで、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することはなく、プレス成形性に優れたチタン板を得ることが可能になることを見出し、本発明の完成に至った。
【００１７】
また、チタン板の六方晶の集積度が高い方向の全伸びが２０％以上であれば、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板を得ることが、より確実にできることも確認した。
【００１８】
更には、チタン板のα相の平均結晶粒径が１０〜２００μｍであれば、プレス成形時にＶ字状のプレスパターンの頂点に割れが発生することがなく、プレス成形性に優れたチタン板を得ることが、より確実にできることも確認した。
【００１９】
以下、本発明を添付図面に示す実施形態に基づいて更に詳細に説明する。
【００２０】
通常のチタン板１は、分塊圧延→熱間圧延→中間焼鈍→冷間圧延→最終焼鈍といった各工程間に、随時ブラスト、酸洗処理を入れて製造されるが、本発明は、これらの圧延、焼鈍を終えたチタン板１に対し、プレス成形で、Ｖ字状のプレスパターン２を形成する方法を発明の対象とする。
【００２１】
（プレスパターンの形成方向）
図１は、本発明の一実施形態を示す略図であり、チタン板１にＶ字状のプレスパターン２（図１は説明のための概略図であり、詳細なプレスパターンは図３を参照。）を形成する方法を例示する。図面中、両方向矢印で示すＡ方向は、チタン板１の板面上でのα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向を示し、Ｂ方向は、板面上でのその直交方向を示す。また、Ｘで示す矢印は、チタン板１の圧延時の圧延方向を示し、圧延方向とＢ方向は一致する。すなわち、チタン板１を圧延したときに、六方晶のＣ軸は、圧延方向（Ｂ方向）と直交する方向（Ａ方向）に集積する。尚、図１は略図であり、実際のＶ字状のプレスパターン２は、３本のＶ字状の線ではなく、Ｖ字状の凹凸の繰返しである。
【００２２】
本発明のチタン板のプレス成形方法では、チタン板１に形成されるＶ字状のプレスパターン２の頂点３の方向を、チタン板１の板面上でのα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高いＡ方向に向けてプレス成形する。プレス成形したチタン板１は、Ｂ方向の方がＡ方向より耐力が低くなるので、Ｂ方向の板の流れ込みが増加し、成形性が向上する。
【００２３】
（成分組成）
本発明では、チタン板の成分組成も発明の要点とするが、次にその成分組成を規定した理由を説明する。
【００２４】
純チタンは、不可避的不純物としてＣ、Ｈ、Ｏ、Ｎ、Ｆｅ等を微量に含有し、残部がＴｉであるが、本発明では、その不可避的不純物の中でも含有量が比較的多く、機械的性質に影響を及ぼすＦｅとＯの含有量の上限を規定した。
【００２５】
Ｆｅの含有量が０．１５質量％を超えて多くなりすぎると、強度が大きくなりすぎてチタン板のＡ方向の伸びが低下してしまい、プレス成形性が劣化する。従って、Ｆｅの含有量の上限は０．１５質量％とする。尚、Ｆｅの含有量の好ましい上限は０．１０質量％であり、より好ましい上限は０．０７質量％である。
【００２６】
Ｏの含有量が０．１５質量％を超えて多くなりすぎると、強度が大きくなりすぎてチタン板のＡ方向の伸びが低下してしまい、プレス成形性が劣化する。従って、Ｏの含有量の上限は０．１５質量％とする。尚、Ｏの含有量の好ましい上限は０．１０質量％であり、より好ましい上限は０．０７質量％である。
【００２７】
（Ａ方向の全伸び）
また、本発明では、チタン板のＡ方向（六方晶のＣ軸の集積度が高い方向）の全伸びを２０％以上とすることが好ましい。チタン板のＡ方向の全伸びが２０％未満であると、プレス成形性が劣化する。このチタン板のＡ方向の全伸びは、２５％以上とすることがより好ましく、３０％以上とすることが更に好ましい。
【００２８】
（α相の平均結晶粒径）
本発明では、更に、チタン板のα相の平均結晶粒径が１０〜２００μｍであることが好ましい。α相の平均結晶粒径は、大きいほどプレス成形時の変形双晶の頻度を増加させ、チタン板の全伸びが増加し、成形性が向上する。しかしながら、その平均結晶粒径が大きくなりすぎると、成形品の成形後の肌荒れ発生の原因となる。
【００２９】
α相の平均結晶粒径のより好ましい下限は２０μｍ、更に好ましい下限は３０μｍである。一方、より好ましい上限は１７５μｍ、更に好ましい上限は１５０μｍである。
【実施例】
【００３０】
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、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００３１】
本実施例では、まず、ＣＣＩＭ（コールドクルーシブル誘導溶解法）により表１に示す含有量でＦｅ並びにＯを含有するチタン鋳塊を鋳造した。残部はＴｉおよびＣ、Ｈ、Ｎ、等の不可避的不純物である。鋳塊の大きさはφ１００ｍｍの円柱形で、１０Ｋｇである。この鋳塊を用いて分塊圧延を行い、その後は放冷して厚み４５ｍｍの板形状の分塊圧延材を得た。更に、熱間圧延を実施し、スケール除去を行い厚み約５ｍｍの熱延板を得た。
【００３２】
次いで、大気炉にて、７００℃で５分間加熱してから空冷する焼鈍処理（中間焼鈍）を行った後、スケール除去を行った。次に、冷間圧延率８９％の冷間圧延を行った後、大気炉にて、８００℃で３分間加熱してから空冷する焼鈍処理（最終焼鈍）を行い、スキンパスを実施し、スケール除去を行って厚み０．３ｍｍのチタン板を製造した。
【００３３】
これらの圧延、焼鈍を終えたチタン板に対し、Ｎｏ．１〜３では、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向、すなわち圧延方向とは直交する圧延垂直方向（Ａ方向）に向けてプレス成形した。一方、Ｎｏ．４，５では、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向とは直交する方向、すなわち圧延方向（Ｂ方向）に向けてプレス成形した。
【００３４】
プレス成形を終えた各チタン板の金属組織の観察・測定と、プレス成形性の評価を夫々下記の要領で行った。また、Ａ方向（六方晶のＣ軸の集積度が高い方向）の全伸びと強度についても併せて測定した。
【００３５】
本実施例では、電界放出型走査顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＦＥＳＥＭ）（日本電子社製、ＪＳＭ５４１０）に、後方錯乱電子回析像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ（Ｓｃａｔｔｅｒｅｄ） Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＰ）システムを搭載した結晶方位解析法によって金属組織の観察・測定を実施した。この測定方法を用いたのは、ＥＢＳＰ法は他の測定方法と比較して高分解能であり、高精度な測定ができるためである。まず、測定原理について説明する。
【００３６】
ＥＢＳＰ法は、ＦＥＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射してスクリーン上にＥＢＳＰを投影する。これを高感度カメラで撮影して、コンピュータに画像として取り込む。この画像を解析して、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって、結晶の方位が決定される。算出された結晶の方位は３次元オイラー角として、位置座標（ｘ、ｙ）などと共に記録される。このプロセスが全測定点に対して自動的に行われるので、測定終了時には数万〜数十万点のデータを得ることができる。
【００３７】
このように、ＥＢＳＰ法には、Ｘ線回析法や透過電子顕微鏡を用いた電子線回析法よりも、観察視野が広く、数百個以上の多数の結晶粒に対する各種情報を、数時間以内で得ることができる利点がある。また、結晶粒毎の測定ではなく、指定した領域を一定間隔で走査して測定するために、測定領域全体を網羅した上記多数の測定ポイントに関する、上記各情報を得ることができる利点もある。尚、これらＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法の詳細は、神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５２ Ｎｏ．２（Ｓｅｐ．２００２）Ｐ６６−７０などに詳細に記載されている。
【００３８】
＜α相の平均結晶粒径＞
α相（結晶粒）の平均結晶粒径については、チタン板の１ｍｍ×１ｍｍの平面内に存在する結晶粒のうち、そのサイズが上位１００個のα相の平均結晶粒径について、前記した測定により得た。この測定は、前記したように、ＦＥＳＥＭにＥＢＳＰシステムを搭載した結晶方位解析法を用いて、チタン板の表面に平行な平面であって、且つ、板厚方向の１／４ｔ部の集合組織を測定することで実施した。具体的には、チタン板の圧延面表面を機械研磨し、更にバフ研磨に次いで電解研磨を行って表面を調整した試料を準備した。その後、日本電子社製ＦＥＳＥＭ（ＪＥＯＬ ＪＳＭ ５４１０）を用いて、ＥＢＳＰによる測定を行った。ＥＢＳＰ測定・解析システムは、ＥＢＳＰ：ＴＳＬ社製のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）を用いた。
【００３９】
チタン板の測定範囲は、その平面のうち１ｍｍ×１ｍｍの範囲とし、測定ピッチは縦横１μｍピッチとした。チタン板のα相のサイズは平均５０μｍであると想定され、この測定で１ｍｍ×１ｍｍの範囲に存在する全てのα相を、観察・測定することができる。この範囲で測定することができたα相のうち、サイズが上位１００個の結晶粒を抽出して観察を行い、（Σｘ）／１００という式からα相の平均結晶粒径を求め出した。尚、この式でｘは、夫々の測定した各α相の結晶粒径を示す。
【００４０】
＜Ａ方向の全伸びと、引張強度の測定＞
チタン板のＡ方向の全伸びを測定し、参考試験としてチタン板のＡ方向の引張強度についても測定した。
【００４１】
チタン板のＡ方向の全伸びについては、製造した各チタン板からＪＩＳＺ２２０１に規定される１３号試験片を作製し、この試験片について、ＪＩＳＺ２２４１に準拠する引張試験を行うことで求めた。この全伸びは、標点距離を５０ｍｍとし、引張試験での引張破断後に試験片を突き合わせて標点距離を測定することで求めた。
【００４２】
また、引張強度は、引張試験後Ａ方向の引張強度（ＴＳ）を測定して求めた。尚、試験速度（引張試験での歪み速度）は、０．３ｍｍ／ｍｉｎとした。
【００４３】
＜プレス成形性＞
プレス成形性については、図３に示すような、Ｖ字形の溝を設けたプレート式熱交換器の熱交換部分をプレス成形することを模擬したプレス成形金型を用いてチタン板（試験体）のプレス成形を実施し、その評価を行った。プレス成形金型は、図３に示すように、成形部の大きさが１００ｍｍ×１００ｍｍで、その表面には、ピッチ１０ｍｍ、最大高さ４ｍｍの平面Ｖ字形の平行する稜線部が６本形成されている。その各稜線部のＲ形状は、図３（ａ）の上から下に向かって順に、Ｒ＝０．４、１．８、０．８、１．０、１．４、０．６の計６種類である。
【００４４】
この成形金型を用いて８ｔｏｎ油圧プレス機によってプレス成形を実施した。具体的には、各試験体の表裏面に動粘度３４ｍｍ２／ｓ（４０℃）のプレス油を塗布し、各試験体を下金型の上面に配置し、そのフランジ部を板押さえで拘束した後、プレス速度１ｍｍ／ｓ、押し込み深さ３．８ｍｍの条件でプレス成形を実施した。プレス成形性の評価は、プレス成形後に認められる割れの数で評価した。具体的な評価方法を以下に説明する。
【００４５】
プレス成形後の各試験体の図３（ａ）に示す稜線部と、測定位置Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｃ´、Ｄ、Ｅの一点鎖線との交点計３６箇所について、割れの有無を目視で観察した。尚、測定位置Ｃ´は、図３（ｂ）に示すように、隣接する稜線部の間に位置する谷部である。
【００４６】
この目視において、割れの起点となる測定位置Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅについては、割れもくびれも認められなければ２点、くびれが認められれば１点、割れが認められれば０点とし、他の測定位置Ｂ、Ｄについては、割れもくびれも認められなければ１点、くびれが認められれば０．５点、割れが認められれば０点とし、更にその各点数に加工Ｒの逆数を掛けて割れの状態を数値化し、その合計値を求めた。その合計値を、完全に割れ、くびれが認められない場合を１００として規格化した後、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）に依存する関数Ｆ（Ｔ，μ，ｔ）、並びに、プレス金型の稜線の角度（α）、ピッチ（ｐ）に依存する関数Ｇ（α，ｐ）を掛け合わせて、成形性スコアとして算出した。尚、Ｆ並びにＧは０〜１の値である。
【００４７】
以上の成形性スコアの算出方法は、下記式によって表すことができる。
成形性スコア＝Ｆ×Ｇ×ΣＥ（ｉｊ）／Ｒ（ｊ）／（ΣＡ，Ｃ，Ｃ´，Ｅ ２／Ｒ（ｊ）＋ΣＢ，Ｄ １／Ｒ（ｊ））×１００
この式において、Ａ、Ｃ、Ｃ´、Ｅの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝１．０×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として、また、Ｂ、Ｄの場合は、Ｅ（ｉｊ）＝０．５×（割れくびれなし：２、くびれ：１、割れ０）として算出した。また、本実施例では、温度（Ｔ）、潤滑油の粘度（μ）、試験体の板厚（ｔ）、プレス金型の稜線の角度（α）、およびプレス金型の稜線のピッチ（ｐ）を一定としたため、Ｆ×Ｇを便宜的に１として成形性スコアを算出した。
【００４８】
この算出した成形性スコアが、７５点以上を◎、５０点以上７５点未満を○、５０点未満を×とし、◎と○の試料をプレス成形性に優れていると評価した。
【００４９】
以上の試験結果を表１に示す。
【００５０】
【表１】
【００５１】
Ｎｏ．１およびＮｏ．２は、ＦｅおよびＯの含有量を共に０．１５質量％以下とし、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向、すなわち圧延方向とは直交する方向（Ａ方向）に向けてプレス成形した発明例である。
【００５２】
これに対し、Ｎｏ．３は、ＦｅおよびＯの含有量が上限を超える比較例、また、Ｎｏ．４，５は、チタン板に形成されるＶ字状のプレスパターンの頂点方向を、六方晶のＣ軸の集積度が高い方向とは直交する方向、すなわち圧延方向（Ｂ方向）に向けてプレス成形した比較例である。
【００５３】
Ｎｏ．１，２の発明例では、プレス成形性試験で割れが発生しなかったのに対し、Ｎｏ．３〜５の本発明の要件のうち何らかの要件を満足しない比較例では、プレス成形性試験でＶ字状のプレスパターンの頂点等に割れが発生した。すなわち、本発明の要件を満足するプレス成形方法で、プレス成形したＮｏ．１，２のチタン板は、プレス成形性に優れたチタン板であるということができる。
【００５４】
尚、Ｎｏ．１，２は、Ａ方向の全伸びが２０％以上、α相の平均結晶粒径が１０〜２００μｍであり、これらの要件を満足することでも、プレス成形性に優れたチタン板とすることができる。
【符号の説明】
【００５５】
１…チタン板
２…プレスパターン
３…頂点
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｆｅを０．１５％以下（０％を含まない）、Ｏを０．１５％以下（０％を含まない）含有するチタン板をプレス成形して、前記チタン板にＶ字状のプレスパターンを形成するチタン板のプレス成形方法であって、
前記チタン板のα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向、その直交方向をＢ方向としたとき、
Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向をＡ方向として前記チタン板に前記プレスパターンを形成することを特徴とするチタン板のプレス成形方法。
【請求項２】
前記チタン板のＡ方向の全伸びが、２０％以上であることを特徴とする請求項１記載のチタン板のプレス成形方法。
【請求項３】
前記チタン板のα相の平均結晶粒径が、１０〜２００μｍであることを特徴とする請求項１または２記載のチタン板のプレス成形方法。
【請求項１】
質量％で、Ｆｅを０．１５％以下（０％を含まない）、Ｏを０．１５％以下（０％を含まない）含有するチタン板をプレス成形して、前記チタン板にＶ字状のプレスパターンを形成するチタン板のプレス成形方法であって、
前記チタン板のα相（六方晶）のＣ軸の集積度が高い方向をＡ方向、その直交方向をＢ方向としたとき、
Ｖ字状のプレスパターンの頂点方向をＡ方向として前記チタン板に前記プレスパターンを形成することを特徴とするチタン板のプレス成形方法。
【請求項２】
前記チタン板のＡ方向の全伸びが、２０％以上であることを特徴とする請求項１記載のチタン板のプレス成形方法。
【請求項３】
前記チタン板のα相の平均結晶粒径が、１０〜２００μｍであることを特徴とする請求項１または２記載のチタン板のプレス成形方法。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１１−２５２６９（Ｐ２０１１−２５２６９Ａ）
【公開日】平成２３年２月１０日（２０１１．２．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−１７２３５４（Ｐ２００９−１７２３５４）
【出願日】平成２１年７月２３日（２００９．７．２３）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【公開日】平成２３年２月１０日（２０１１．２．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年７月２３日（２００９．７．２３）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
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