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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-05-28
(45)【発行日】2024-06-05
(54)【発明の名称】チタン板
(51)【国際特許分類】
C22C 14/00 20060101AFI20240529BHJP
C22F 1/18 20060101ALN20240529BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20240529BHJP
【ＦＩ】
C22C14/00 Z
C22F1/18 H
C22F1/00 604
C22F1/00 606
C22F1/00 623
C22F1/00 630K
C22F1/00 651A
C22F1/00 681
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 684C
C22F1/00 685Z
C22F1/00 686A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 694A
【請求項の数】
9
(21)【出願番号】P 2022576262
(86)(22)【出願日】2021-01-20
(86)【国際出願番号】 JP2021001764
(87)【国際公開番号】W WO2022157842
(87)【国際公開日】2022-07-28
【審査請求日】2023-03-22
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(74)【代理人】
【識別番号】100217249
【弁理士】
【氏名又は名称】堀田 耕一郎
(74)【代理人】
【識別番号】100221279
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 健吾
(74)【代理人】
【識別番号】100207686
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 恭宏
(74)【代理人】
【識別番号】100224812
【弁理士】
【氏名又は名称】井口 翔太
(72)【発明者】
【氏名】塚本 元気
(72)【発明者】
【氏名】國枝 知徳
(72)【発明者】
【氏名】▲高▼橋 一浩
【審査官】山本 佳
(56)【参考文献】
【文献】特開昭６３－２７０４４９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１７－１９０４８０（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１７／１７５５６９（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０２１－２８４０８（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ １４／００
Ｃ２２Ｆ １／１８
Ｃ２２Ｆ １／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｆｅ：０～０．５００％、
Ｏ：０～０．４００％、
Ｎ：０～０．０５０％、
Ｃ：０～０．０８０％、
Ｈ：０～０．０１３％、
Ａｌ：０～２．３０％、
Ｃｕ：０～１．８０％、
Ｎｂ：０～１．００％、
Ｓｉ：０～０．５０％、
Ｚｒ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．５０％、及び
Ｓｎ：０～１．５０％、
を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる化学組成を有し、
金属組織が、α相を含み、
前記α相の平均結晶粒径が１００．０μｍ以下であり、
前記α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で示した場合の、展開指数を１６、ガウス半値幅を５°として電子線後方散乱回折法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析によって算出する結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０以下であり、
前記オイラー角で、φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ａにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であり、
前記オイラー角で、φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｂにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であり、
前記オイラー角で、φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｃにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上である、
ことを特徴とするチタン板。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｏ：０．０３０～０．２００％、Ｆｅ：０．０２０～０．２００％、の１種または２種を含む
ことを特徴とする請求項１に記載のチタン板。
【請求項3】
前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．１０～２．３０％、及びＣｕ：０．１０～１．８０％の１種または２種を含む、
ことを特徴とする、請求項２に記載のチタン板。
【請求項4】
前記化学組成が、質量％で、Ｆｅ：０．１００％以下、並びに
Ｎｂ：０．１０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、及びＺｒ：０．１０～０．５０％から選択される１種以上を含む
ことを特徴とする請求項３に記載のチタン板。
【請求項5】
前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、及びＳｎ：０．０５～１．５０％から選択される１種以上を含む
ことを特徴とする請求項３または４に記載のチタン板。
【請求項6】
前記α相の大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下である、ことを特徴とする請求項１～５のいずれか一項に記載のチタン板。
【請求項7】
前記α相の平均結晶粒径が、２．０～１００．０μｍである、ことを特徴とする請求項１～６のいずれか一項に記載のチタン板。
【請求項8】
前記α相の平均結晶粒径が、８．０～１００．０μｍである、ことを特徴とする請求項１～６のいずれか一項に記載のチタン板。
【請求項9】
圧延方向の全伸びと、板幅方向の全伸びとの比であるＥｌＲＤ／ＥｌＴＤが、０．７０～１．３０である、ことを特徴とする請求項１～８のいずれか一項に記載のチタン板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本開示はチタン板、特に加工異方性が少なく、成形性に優れたチタン板に関する。
【背景技術】
【0002】
チタン板は板式熱交換器などに使われる。板式熱交換器では高い熱交換率が求められるので、チタン板は、板式熱交換器に適用される場合、表面積を増やすべくプレス成形によって波状に加工される。そのため、熱交換器用のチタン板はプレス成形における優れた成形性が必要とされている。
【0003】
プレス成形時には、チタン板は、どの方向にも破断せずに十分かつ均一に伸びることが求められる。しかしながら、チタン板は通常、圧延方向である板長方向（ＲＤ）の機械的特性（強度、伸び）と、板面内でＲＤに直角方向である板幅方向（ＴＤ）の機械的特性（強度、伸び）とは異なっている（機械的異方性を有する）。これは、チタン板が通常、一方向のみに冷間圧延して製造されることで、冷間圧延により特定の方向に配向した集合組織が形成されるためである。板厚方向（板面に垂直な方向）については、以下、ＮＤという。
この冷間圧延によって形成される集合組織は、その後焼鈍し、再結晶させても、特定の方位に配向した再結晶集合組織となるにとどまるので、組織的な異方性は解消しない。そのため、通常のチタン板では、焼鈍前、焼鈍後のいずれにおいても、組織的な異方性に由来する機械的な特性の異方性が存在する。
この冷間圧延によって形成される集合組織は、その後焼鈍し、再結晶させても、特定の方位に配向した再結晶集合組織となるにとどまるので、組織的な異方性は解消しない。そのため、通常のチタン板では、焼鈍前、焼鈍後のいずれにおいても、組織的な異方性に由来する機械的な特性の異方性が存在する。
【0004】
チタン板の製造過程において、冷間圧延によって形成される集合組織についてさらに詳細に説明する。
通常の条件で一方向に冷間圧延し、α域温度で焼鈍して製造したチタン板については、ｈｃｐ構造（六方晶）であるα粒のｃ軸（［０００１］方向に平行な軸）が、ＮＤ（板面に垂直な方向）からＴＤ（板幅方向）に約３５°程度傾斜した方位が、多く配向した集合組織を形成している。このような集合組織に起因し、通常のチタン板は加工異方性を有しており、これがチタン板の成形性を損なう原因となっている。
通常の条件で一方向に冷間圧延し、α域温度で焼鈍して製造したチタン板については、ｈｃｐ構造（六方晶）であるα粒のｃ軸（［０００１］方向に平行な軸）が、ＮＤ（板面に垂直な方向）からＴＤ（板幅方向）に約３５°程度傾斜した方位が、多く配向した集合組織を形成している。このような集合組織に起因し、通常のチタン板は加工異方性を有しており、これがチタン板の成形性を損なう原因となっている。
【0005】
特許文献１～７に開示されるように、チタン板の成形性を向上させる様々な取り組みがなされている。
【0006】
特許文献１、２には、強度と成形性とを向上させるために、チタン板のα相の結晶粒の粒径と、α相の結晶粒の結晶方位を結晶方位分布関数で表した三つの方位を有する結晶粒の面積の関係と、を特定の範囲とすることが記載されている。
特許文献１では、集合組織について、中間焼鈍条件（再結晶温度域で実施）、最終冷間圧延条件（最終冷間圧延の圧下率を２０～８７％とする）、冷間圧延後の最終焼鈍条件（焼鈍温度をβ変態点以上９５０℃未満とする）を制御している。最終焼鈍条件によってα粒の結晶粒径をも制御している。
特許文献２では、集合組織について、中間焼鈍条件（再結晶温度域で実施）、最終冷間圧延条件（最終冷間圧延の圧下率を２０～８７％とする）、冷間圧延後の最終焼鈍条件（焼鈍温度をβ相含有率が２０％以上となる温度以上でβ変態点未満とする）を制御している。最終焼鈍条件と最終冷間圧延圧下率によってα粒の結晶粒径をも制御している。
特許文献１では、集合組織について、中間焼鈍条件（再結晶温度域で実施）、最終冷間圧延条件（最終冷間圧延の圧下率を２０～８７％とする）、冷間圧延後の最終焼鈍条件（焼鈍温度をβ変態点以上９５０℃未満とする）を制御している。最終焼鈍条件によってα粒の結晶粒径をも制御している。
特許文献２では、集合組織について、中間焼鈍条件（再結晶温度域で実施）、最終冷間圧延条件（最終冷間圧延の圧下率を２０～８７％とする）、冷間圧延後の最終焼鈍条件（焼鈍温度をβ相含有率が２０％以上となる温度以上でβ変態点未満とする）を制御している。最終焼鈍条件と最終冷間圧延圧下率によってα粒の結晶粒径をも制御している。
【0007】
特許文献３には、強度と成形性とを向上させるために、チタン板のα相の結晶粒の粒径を特定の範囲とし、（０００１）面の軸方位と特定の関係をなすα相の結晶粒の面積割合を、特定のものとすることが記載されている。特許文献３においては、チタン板の結晶方位、α相結晶粒の円相当直径を所定範囲とするために、最終焼鈍の昇温速度（１０℃／ｓ以上）、保持温度（β相のα相に対する面積率が５０％となる温度以上で９５０℃未満）、保持時間（３００秒以下）および冷却速度（１０℃／ｓ以上）を制御している。
【0008】
特許文献４には、強度の異方性を小さくするために、チタン板のα相の結晶粒の粒径を特定の範囲とし、耐力が最小となる方向の０．２％耐力をＹＳＲとし、前記耐力が最小となる方向と直交する方向の０．２％耐力をＹＳＴとしたときの比ＹＳＴ／ＹＳＲを１．１７以下とすることが記載されている。特許文献４においては、最終の中間焼鈍後の最終冷間圧延率を２０～８７％とし、最終焼鈍の焼鈍温度をβ変態点（Ｔβ）以上９５０℃未満とすることにより、チタン板の結晶方位、α相結晶粒の円相当直径を制御している。
【0009】
特許文献５には、強度の異方性を小さくするために、チタン板のα相の結晶粒のアスペクト比を、平均値２．０以上、標準偏差０．７０以上とし、円相当径を、平均値５μｍ以上１００μｍ以下、最大値３００μｍ以下とすることが記載されている。
【0010】
特許文献６には、熱間で異周速圧延することにより、エリクセン値が１２．９以上で、圧延方向に対して９０°と０°で引張り試験を行った際に得られるランクフォード値（ｒ値）の差を平均ｒで割った値が０．７２以下である面内異方性を有する、プレス成形用のチタン板材が記載されている。
【0011】
特許文献７には、所定の熱間圧延条件でクロス圧延を施すことにより得られる、０．２％耐力の異方性の小さいチタン材が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0012】
【文献】日本国特開２０１６－１０８６５２号公報
【文献】日本国特開２０１７－１３７５６１号公報
【文献】日本国特開２０１５－６３７２０号公報
【文献】日本国特開２０１６－１０２２３７号公報
【文献】日本国特開２０１６－２３３１５号公報
【文献】日本国特開２０１１－２３０１７１号公報
【文献】日本国特開昭６３－１３０７５３号公報
【非特許文献】
【0013】
【文献】井上博史著「３次元結晶方位分布解析法とその進歩」再結晶・集合組織とその組織制御への応用 日本鉄鋼協会１９９９年３月 第２９７～２９９頁
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0014】
従来の通常方法で製造されたチタン板は、上述のとおり、ｃ軸がＮＤからＴＤに約３５°程度傾斜した方位を優先方位とする集合組織が形成され、機械的異方性を有している。これに対し、成形性を向上させる技術として、前述の特許文献１～７に示す各種方法が提案されてきた。
しかしながら、特許文献１～３に記載されるチタン板は、機械的異方性について検討されていない。また、特許文献４～７に記載されるチタン板は、強度の異方性については検討されているものの、伸びについての異方性は検討されていない。
しかしながら、特許文献１～３に記載されるチタン板は、機械的異方性について検討されていない。また、特許文献４～７に記載されるチタン板は、強度の異方性については検討されているものの、伸びについての異方性は検討されていない。
【0015】
本発明者らが検討した結果、強度の異方性が小さい場合でも、伸びの異方性は必ずしも小さくならないことが分かった。例えば、従来材として、図１１Ａに、冷間圧延により製造されたチタン板をα温度域で最終焼鈍（焼鈍温度８００℃）したα焼鈍材について、Ｓ－Ｓカーブ（応力－歪曲線）を示す。図１１Ａより明らかなように、ＲＤとＴＤとの強度の異方性が小さい場合でも、必ずしも伸びの異方性が小さいものではない。冷間圧延により製造されたチタン板をβ変態点以上の温度で最終焼鈍（焼鈍温度９２０℃）したβ焼鈍材についても同様にＳ－Ｓカーブを確認したところ図１１Ａと同様の結果が得られた。すなわち、ＲＤとＴＤとの強度の異方性が小さい場合でも、必ずしも伸びの異方性が小さいものではないという結果が得られた。
【0016】
また、単純に板の異方性を低減するだけであるならば、特許文献６に記載された異周速圧延や特許文献７に記載されるようなクロス圧延により、ｃ軸がＮＤにほぼ一致した集合組織（Φ≒０、φ１、φ２は任意）を発達させることができる可能性がある。しかしながら、これらの場合、伸びの異方性は改善されるものの、ｃ軸がＮＤに配向するので、いずれの方向から引っ張ってもｃ軸に対して垂直に引っ張ることになり、耐力は最も低くなる。さらに、現実的にチタンの薄板を製造する際には、クロス圧延を施すにはコイルではなく切り板で圧延する必要があり、効率が悪い。また、異周速圧延では両ロールでの摩擦の方向が異なるので圧延板がカールしやすく、すべりも大きいので表面の性状が悪くなりやすい。そのため、特許文献６、７の技術では、実操業上、十分にチタン板の異方性を小さくすることができない。
【0017】
本開示では、上述の課題に鑑み、伸びが大きく、かつ伸びの異方性が小さいチタン板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0018】
即ち、本開示の要旨とするところは以下のとおりである。
［１］本開示の一態様に係るチタン板は、質量％で、Ｆｅ：０～０．５００％、Ｏ：０～０．４００％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｈ：０～０．０１３％、Ａｌ：０～２．３０％、Ｃｕ：０～１．８０％、Ｎｂ：０～１．００％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｚｒ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、及びＳｎ：０～１．５０％、を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる化学組成を有し、金属組織が、α相を含み、前記α相の平均結晶粒径が１００．０μｍ以下であり、前記α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で示した場合の、展開指数を１６、ガウス半値幅を５°として電子線後方散乱回折法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析によって算出する結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０以下であり、前記オイラー角で、φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ａにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であり、前記オイラー角で、φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｂにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であり、前記オイラー角で、φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｃにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上である。
［２］上記［１］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ｏ：０．０３０～０．２００％、Ｆｅ：０．０２０～０．２００％、の１種または２種を含んでもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．１０～２．３０％、及びＣｕ：０．１０～１．８０％の１種または２種を含んでもよい。
［４］上記［３］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ｆｅ：０．１００％以下、並びにＮｂ：０．１０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、及びＺｒ：０．１０～０．５０％から選択される１種以上を含んでもよい。
［５］上記［３］または［４］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、及びＳｎ：０．０５～１．５０％から選択される１種以上を含んでもよい。
［６］上記[１]～[５]のいずれかに記載のチタン板は、前記α相の大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下であってもよい。
［７］上記[１]～[６]のいずれかに記載のチタン板は、前記α相の平均結晶粒径が、２．０～１００．０μｍであってもよい。
［８］上記[１]～[６]のいずれかに記載のチタン板は、前記α相の平均結晶粒径が、８．０～１００．０μｍであってもよい。
［９］上記[１]～[８]のいずれかに記載のチタン板は、圧延方向の全伸びと、板幅方向の全伸びとの比であるＥｌＲＤ／ＥｌＴＤが、０．７０～１．３０であってもよい。
［１］本開示の一態様に係るチタン板は、質量％で、Ｆｅ：０～０．５００％、Ｏ：０～０．４００％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｈ：０～０．０１３％、Ａｌ：０～２．３０％、Ｃｕ：０～１．８０％、Ｎｂ：０～１．００％、Ｓｉ：０～０．５０％、Ｚｒ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、及びＳｎ：０～１．５０％、を含み、残部Ｔｉおよび不純物からなる化学組成を有し、金属組織が、α相を含み、前記α相の平均結晶粒径が１００．０μｍ以下であり、前記α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で示した場合の、展開指数を１６、ガウス半値幅を５°として電子線後方散乱回折法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析によって算出する結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０以下であり、前記オイラー角で、φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ａにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であり、前記オイラー角で、φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｂにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であり、前記オイラー角で、φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｃにおける前記結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上である。
［２］上記［１］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ｏ：０．０３０～０．２００％、Ｆｅ：０．０２０～０．２００％、の１種または２種を含んでもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．１０～２．３０％、及びＣｕ：０．１０～１．８０％の１種または２種を含んでもよい。
［４］上記［３］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ｆｅ：０．１００％以下、並びにＮｂ：０．１０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、及びＺｒ：０．１０～０．５０％から選択される１種以上を含んでもよい。
［５］上記［３］または［４］に記載のチタン板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、及びＳｎ：０．０５～１．５０％から選択される１種以上を含んでもよい。
［６］上記[１]～[５]のいずれかに記載のチタン板は、前記α相の大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下であってもよい。
［７］上記[１]～[６]のいずれかに記載のチタン板は、前記α相の平均結晶粒径が、２．０～１００．０μｍであってもよい。
［８］上記[１]～[６]のいずれかに記載のチタン板は、前記α相の平均結晶粒径が、８．０～１００．０μｍであってもよい。
［９］上記[１]～[８]のいずれかに記載のチタン板は、圧延方向の全伸びと、板幅方向の全伸びとの比であるＥｌＲＤ／ＥｌＴＤが、０．７０～１．３０であってもよい。
【発明の効果】
【0019】
本開示の上記態様によれば、伸び（以下、特に断りがない限り全伸びを示す）が大きく、伸びの異方性が小さいチタン板を提供することができる。このチタン板は、成形性に優れるので、プレス成形による複雑な形状のチタン製品の製造に有用である。
【図面の簡単な説明】
【0020】
【図1】結晶方位を三次元で表現する、オイラー角による表記方法を説明する図である。
【図2】従来材（α焼鈍材）の優先方位を三次元で表現する、オイラー角による表記方法を説明する図である。
【図3】本開示のチタン板について、結晶方位分布関数ＯＤＦをオイラー角の空間内で等高線表示した図である。
【図4】従来例（α焼鈍材）のチタン板について、結晶方位分布関数ＯＤＦをオイラー角の空間内で等高線表示した図である。
【図5】従来例（β焼鈍材）のチタン板について、結晶方位分布関数ＯＤＦをオイラー角の空間内で等高線表示した図である。
【図6】オイラー角の３次元表示において、方位群Ａ～方位群Ｃの領域を説明する図である。
【図7】本実施形態に係るチタン板について、各方位群でＯＤＦが最大値となる位置を含む領域のＯＤＦを等高線表示したものであり、（Ａ）は方位群Ａ、（Ｂ）は方位群Ｂ、（Ｃ）は方位群ＣでのＯＤＦ最大値のポイントを含む。
【図8】従来のチタン板について、各方位群でＯＤＦが最大値となる位置を含む領域のＯＤＦを等高線表示したものであり、（Ａ）は方位群Ａ、（Ｂ）は方位群Ｂ、（Ｃ）は方位群ＣでのＯＤＦ最大値のポイントを含む。
【図9】本実施形態に係るチタン板の品質指標を示す図であり、（Ａ）はＴＤ、ＲＤの強度、（Ｂ）はＴＤ、ＲＤの全伸び、均一伸びを示した図である。
【図10】本実施形態に係るチタン板の組織（等軸組織）を示す図である。
【図11A】従来の冷間圧延により製造されたチタン板の焼鈍材のＳ－Ｓカーブを示す図である。
【図11B】本実施形態に係るチタン板のＳ－Ｓカーブの一例を示す図である。
【図12】最終焼鈍をβ変態点温度以上としたチタン板の組織（針状組織）を示す図である。
【図13】本実施形態に係るチタン板の製造工程を示した図である。
【図14】Ｓ－Ｓカーブから、流動応力を求める方法を説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【0021】
以下、本開示の一実施形態に係るチタン板（本実施形態に係るチタン板）について説明する。
【0022】
１．金属組織
＜α相を含み、α相の平均結晶粒径が１００．０μｍ以下である＞
本実施形態に係るチタン板は、結晶組織においてα相が主たる結晶組織となっている。α相が主たる結晶組織とは、評価面全体に占めるα相分率が面積率で９５％以上を意味する。この分率は好ましくは９７％以上、より好ましくは９９％以上である。α相以外の残部組織には、β相、Ｔｉ２Ｃｕ、ＴｉＦｅ、Ｔｉ３Ａｌ、シリサイドが含まれる。
また、α相の平均結晶粒径は、１００．０μｍ以下とする。α相の平均結晶粒径が１００．０μｍを超えると、特定の結晶方位の結晶粒の割合が大きくなって、伸びの異方性の原因となる。また、粗大な結晶粒の存在に起因して、成形時にシワが発生しやすい。α相の平均結晶粒径は、好ましくは９０．０μｍ以下、より好ましくは８０．０μｍ以下である。
一方、α相の平均結晶粒径の下限は限定されないが、平均結晶粒径を微細にする場合、冷間圧延の圧下率を高める必要があり、冷間圧延によって集合組織が発達しやすくなる。そのため、α相の平均結晶粒径を２．０μｍ以上としてもよく、５．０μｍ以上、または８．０μｍ以上としてもよい。
＜α相を含み、α相の平均結晶粒径が１００．０μｍ以下である＞
本実施形態に係るチタン板は、結晶組織においてα相が主たる結晶組織となっている。α相が主たる結晶組織とは、評価面全体に占めるα相分率が面積率で９５％以上を意味する。この分率は好ましくは９７％以上、より好ましくは９９％以上である。α相以外の残部組織には、β相、Ｔｉ２Ｃｕ、ＴｉＦｅ、Ｔｉ３Ａｌ、シリサイドが含まれる。
また、α相の平均結晶粒径は、１００．０μｍ以下とする。α相の平均結晶粒径が１００．０μｍを超えると、特定の結晶方位の結晶粒の割合が大きくなって、伸びの異方性の原因となる。また、粗大な結晶粒の存在に起因して、成形時にシワが発生しやすい。α相の平均結晶粒径は、好ましくは９０．０μｍ以下、より好ましくは８０．０μｍ以下である。
一方、α相の平均結晶粒径の下限は限定されないが、平均結晶粒径を微細にする場合、冷間圧延の圧下率を高める必要があり、冷間圧延によって集合組織が発達しやすくなる。そのため、α相の平均結晶粒径を２．０μｍ以上としてもよく、５．０μｍ以上、または８．０μｍ以上としてもよい。
【0023】
α相の面積率は、以下の方法で求める。
α相は均一に分布するので、チタン板の金属組織を構成する各相の面積率は、チタン板の任意の断面において測定してよい。本開示では、例えばチタン板の板幅１／２位置（幅方向端部から板幅の１／２の位置：幅中央部）の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を観察することにより測定する。具体的には、チタン板の板幅１／２位置のＬ断面を研磨して観察面とし、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）／ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）により、５００μｍ×５００μｍの視野で、１．０μｍピッチ（ステップ：１．０μｍ）でＦｅ及びＣｕの濃度分布を測定する。ＦｅやＣｕはβ相もしくはＴｉ２Ｃｕ部で濃化するため、これら元素の濃度が視野全体の平均の１．７倍以上の領域を、β相もしくはＴｉ２Ｃｕ部とし、この領域の視野全体に対する面積率を、β相もしくはＴｉ２Ｃｕの面積率として算出する。また、これらの面積率を１００％から減じたものをα相の面積率として算出する。
α相は均一に分布するので、チタン板の金属組織を構成する各相の面積率は、チタン板の任意の断面において測定してよい。本開示では、例えばチタン板の板幅１／２位置（幅方向端部から板幅の１／２の位置：幅中央部）の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を観察することにより測定する。具体的には、チタン板の板幅１／２位置のＬ断面を研磨して観察面とし、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）／ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）により、５００μｍ×５００μｍの視野で、１．０μｍピッチ（ステップ：１．０μｍ）でＦｅ及びＣｕの濃度分布を測定する。ＦｅやＣｕはβ相もしくはＴｉ２Ｃｕ部で濃化するため、これら元素の濃度が視野全体の平均の１．７倍以上の領域を、β相もしくはＴｉ２Ｃｕ部とし、この領域の視野全体に対する面積率を、β相もしくはＴｉ２Ｃｕの面積率として算出する。また、これらの面積率を１００％から減じたものをα相の面積率として算出する。
【0024】
α相は均一に分布するので、上記のα相の平均結晶粒径は、チタン板の任意の断面において測定してよい。例えばチタン板の板幅１／２位置の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を観察することにより測定する。
具体的には、チタン板の板幅１／２位置のＬ断面を研磨して観察面とし、この面の全板厚×１０ｍｍの視野を、２．０μｍピッチで、ＳＥＭでＥＢＳＤパターンを測定、解析し、方位差１５°以上の境界を結晶粒界と認識し、この結晶粒界で囲まれた領域を結晶粒とする。平均結晶粒径は、この結晶粒の円相当径（円相当直径）の平均値を算術平均で評価する。この視野は結晶粒が約１０００個以上存在するように設定することが好ましい。ただし、上記方法で得られた平均結晶粒径が５．０μｍ以下の場合は、精度向上のため、全板厚×１ｍｍの視野を、０．５μｍピッチで再度測定し、平均結晶粒径を求める。
具体的には、チタン板の板幅１／２位置のＬ断面を研磨して観察面とし、この面の全板厚×１０ｍｍの視野を、２．０μｍピッチで、ＳＥＭでＥＢＳＤパターンを測定、解析し、方位差１５°以上の境界を結晶粒界と認識し、この結晶粒界で囲まれた領域を結晶粒とする。平均結晶粒径は、この結晶粒の円相当径（円相当直径）の平均値を算術平均で評価する。この視野は結晶粒が約１０００個以上存在するように設定することが好ましい。ただし、上記方法で得られた平均結晶粒径が５．０μｍ以下の場合は、精度向上のため、全板厚×１ｍｍの視野を、０．５μｍピッチで再度測定し、平均結晶粒径を求める。
【0025】
＜α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で示した場合の結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０以下＞
＜方位群Ａ（φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｂ（φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｃ（φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）における結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値がそれぞれ１．０以上＞
上述した特許文献６、７のように、従来、ｃ軸がＮＤにほぼ一致した集合組織（Φ≒０、φ１、φ２は任意）を発達させることで伸びの異方性を改善することは検討されていた。しかしながら、これらの技術は、改善すべき課題があった。
そこで、本発明者らは、検討を行った。その結果、従来とは逆の思想に基づき、一方向に配向した特定の組織の割合が少なく、ランダムに様々な方向に配向した組織を混在させることで、十分な伸びを有しつつ、伸びの異方性が低減されることを想到した。これは、組織をランダムとすることにより、方位依存性が小さくなるとともに、様々な方向に配向した各組織において、多くの双晶系が活動できることで伸び（全伸び）が増加するためであると考えられる。
＜方位群Ａ（φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｂ（φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｃ（φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）における結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値がそれぞれ１．０以上＞
上述した特許文献６、７のように、従来、ｃ軸がＮＤにほぼ一致した集合組織（Φ≒０、φ１、φ２は任意）を発達させることで伸びの異方性を改善することは検討されていた。しかしながら、これらの技術は、改善すべき課題があった。
そこで、本発明者らは、検討を行った。その結果、従来とは逆の思想に基づき、一方向に配向した特定の組織の割合が少なく、ランダムに様々な方向に配向した組織を混在させることで、十分な伸びを有しつつ、伸びの異方性が低減されることを想到した。これは、組織をランダムとすることにより、方位依存性が小さくなるとともに、様々な方向に配向した各組織において、多くの双晶系が活動できることで伸び（全伸び）が増加するためであると考えられる。
【0026】
本実施形態では、集合組織における結晶方位を三次元で表現するため、オイラー角による表記方法を用いる。オイラー角による表記方法（Ｂｕｎｇｅの表記方法）は、試料座標系（板材の座標系）として、互いに直交する関係にある、ＲＤ、ＴＤおよびＮＤの３本の座標軸を考える。そして、結晶座標系（チタンのα相の場合は、ｈｃｐ組織の方向に基づく座標系）として、互いに直交する関係にあるＸ軸、Ｙ軸およびＺ軸の３本の座標軸を考える。Ｚ軸は［０００１］方向である。Ｘ軸を［１０－１０］方向（柱面の法線方向）にとる場合と［１－２１０］方向にとる場合がある。ここでは、Ｘ軸を［１－２１０］方向とする。この場合、Ｙ軸は［１０－１０］方向（柱面の法線方向）となる。Ｘ軸としていずれの方位を採用したとしても、得られる結果は同一である。オイラー角による表記方法では、図１（Ａ）のように、試料座標系と結晶座標系とが一致した状態（Ｘ軸はＲＤと一致し、Ｙ軸はＴＤと一致し、Ｚ軸はＮＤと一致）をまず考える。そこから、図１（Ｂ）に示したように、結晶座標系をＺ軸回りにφ１°回転させ（Ｘ’、Ｙ’、Ｚ）、次いで図１（Ｃ）に示すようにφ１°回転後のＸ（Ｘ’）軸回りにΦ°回転させる（Ｘ’、Ｙ”、Ｚ’）。最後に図１（Ｄ）に示すように、φ１°回転とΦ°回転の後のＺ（Ｚ’）軸回りにφ２°（図示なし）回転させる（Ｘ”、Ｙ'''、Ｚ’）。これらのφ１°、Φ°、φ２°の３つの角度を用いて、結晶粒の結晶方位（ｃ軸の方向など）を規定する。チタン板の主相の組織であるα相の結晶組織については、六方晶であることから、φ１（０～９０°）、Φ（０～９０°）、φ２（０～６０°）により表記できる。
【0027】
従来の通常方法で製造されたチタン板の一般的な集合組織である、ｃ軸がＮＤからＴＤに約３５°程度傾斜した方位を、オイラー角による表記方法に基づいて、さらに概念的に説明する。ｃ軸がＴＤに３５°程度傾斜した方位を、オイラー角による表記方法に基づいて表記すると、Φ＝３５°、φ１＝０°、φ２：任意、となる。さらに、［１０－１０］方向がＲＤを向いた方位に限定すると、φ２＝０°が優先方位となる。図２に、当該従来材の優先方位を三次元で表現したオイラー角による表記図を示す。
【0028】
ｃ軸がＴＤに３５°程度傾斜した組織を、ＴＤに引っ張った場合と、ＲＤに引っ張った場合では、主すべり面である｛１０－１０｝面や双晶面である｛１１－２２｝面や｛１０－１２｝面と、引張方向とのなす角が異なることとなる。すべり面や双晶面と引張方向との角度が異なるということは、同じ力で引っ張ったとしても、当然、すべりや双晶の度合い（変形量）は変化する。そのため、ＴＤとＲＤには、機械的特性に異方性が生じるのである。
【0029】
多結晶体の結晶方位分布は、前述のオイラー角（φ１、Φ、φ２）を用いた関数ｆ（φ１、Φ、φ２）で表され、この関数のことを結晶方位分布関数（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ Ｆｕｎｃｔｉｏｎ、ＯＤＦ）と呼んでいる。
結晶方位（φ１、Φ、φ２）をｇとすると、ＯＤＦはｆ（ｇ）と表現できる。方位ｇおける微小方位空間ｄｇに含まれる結晶粒の体積をｄＶとすると、全結晶粒の体積Ｖに対する体積率はｆ（ｇ）を用いて“ｄＶ／Ｖ＝ｆ（ｇ）ｄｇ”で表されるので、ｆ（ｇ）がわかれば、ある方位をもつ結晶粒の存在量を知ることができる。方位密度を表すｆ（ｇ）の値は、ランダムな方位をもつ場合に１である（非特許文献１参照）。
結晶方位（φ１、Φ、φ２）をｇとすると、ＯＤＦはｆ（ｇ）と表現できる。方位ｇおける微小方位空間ｄｇに含まれる結晶粒の体積をｄＶとすると、全結晶粒の体積Ｖに対する体積率はｆ（ｇ）を用いて“ｄＶ／Ｖ＝ｆ（ｇ）ｄｇ”で表されるので、ｆ（ｇ）がわかれば、ある方位をもつ結晶粒の存在量を知ることができる。方位密度を表すｆ（ｇ）の値は、ランダムな方位をもつ場合に１である（非特許文献１参照）。
【0030】
結晶方位分布関数（ＯＤＦ）は、電子線後方散乱回折（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ：ＥＢＳＤ）法にて求めることができる。検査面に走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にてＥＢＳＤパターンを測定、解析し、コンピュータ上での計算により、板表面に対する角度に変換することにより、各測定点における結晶方位のオイラー角（φ１、Φ、φ２）を得る。計測した視野内の測定点のデータに基づいて、ＯＤＦ（ｆ（φ１、Φ、φ２））を算出することができる。
【0031】
本実施形態では、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）は以下の方法で求める。
α相は均一に分布するので、チタン板の任意の断面において結晶方位分布関数測定してよい。例えば、チタン板の板幅１／２位置の板幅方向に垂直な面（以下「Ｌ断面」ともいう。）を研磨して測定面とし、この面の全板厚×１０ｍｍの視野に、５．０μｍピッチ（ステップ５．０μｍ）で、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にてＥＢＳＤパターンを測定、解析し、コンピュータ上での計算により、チタンのα相結晶について、図１の板表面に対する角度に変換することにより、各測定点のオイラー角を得る。上記の条件で測定したデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓソフトウェアＴＭ（ｖｅｒｓｉｏｎ ８．１．０）を用いて、α相のＯＤＦを算出する。ＯＤＦの算出には、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析を用いる（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）。その際に、圧延変形の対称性を考慮し、板厚方向、圧延方向、板幅方向それぞれに対して線対称となるように、計算を行う。
α相は均一に分布するので、チタン板の任意の断面において結晶方位分布関数測定してよい。例えば、チタン板の板幅１／２位置の板幅方向に垂直な面（以下「Ｌ断面」ともいう。）を研磨して測定面とし、この面の全板厚×１０ｍｍの視野に、５．０μｍピッチ（ステップ５．０μｍ）で、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で電子線を走査しながら電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法にてＥＢＳＤパターンを測定、解析し、コンピュータ上での計算により、チタンのα相結晶について、図１の板表面に対する角度に変換することにより、各測定点のオイラー角を得る。上記の条件で測定したデータについて、ＴＳＬソリューションズ製のＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓソフトウェアＴＭ（ｖｅｒｓｉｏｎ ８．１．０）を用いて、α相のＯＤＦを算出する。ＯＤＦの算出には、電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法の球面調和関数法を用いたＴｅｘｔｕｒｅ解析を用いる（展開指数＝１６、ガウス半値幅＝５°）。その際に、圧延変形の対称性を考慮し、板厚方向、圧延方向、板幅方向それぞれに対して線対称となるように、計算を行う。
【0032】
α相を主相とするチタン板の変形特性は、ｈｃｐ構造をとるα相を構成する各α結晶粒の配向方向に依存する。また、ｆ（ｇ）の最大値が大きいチタン板は、機械的異方性、特に伸びの異方性が大きい。そのため、本実施形態に係るチタン板においては、チタンのα相の結晶方位をオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ２｝で示した場合の結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０以下とする。主相であるα相のｆ（ｇ）の最大値が１４．０以下であるので、組織がランダムとなり、チタン板の機械的特性の異方性を小さくすることができる。さらに、ｃ軸がいろいろな方向を向いているので、クロス圧延材よりは耐力を高くすることができる。結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値は、好ましくは１２．０以下、１０．０以下、より好ましくは９．０以下である。
【0033】
本実施形態に係るチタン板の集合組織について、φ１（０～９０°）、Φ（０～９０°）、φ２（０～６０°）の３次元の方位分布関数ｆ（φ１、Φ、φ２）を、２次元の紙面に表記したものを図３に示す。
図３では、特定のφ２におけるｆ（ｇ）を横軸：φ１（０～９０°）、縦軸：Φ（０～９０°）空間において等高線で表現し、φ２を０°から５°ピッチで５５°まで選択し、１枚の図面にまとめている。図３中のｆ（ｇ）の等高線の値の表記について、欄外に小数以下３桁の数値で示している。図中に引き出し線とともに記載した数値は、便宜上小数以下１桁に丸めた数値を記載している。これらの点は、以下の図４、５、７、８も同様である。
図３において、ｆ（φ１、Φ、φ２）の最大値は以下のように求めた。即ち、φ２を１°ずつ区切った断面を作成し、それぞれの断面におけるｆ（ｇ）の最大値を調べ、その中で最も大きかった値を採用した。ｆ（φ１、Φ、φ２）が最大になるのは、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°の位置であり、当該位置でのｆ（ｇ）の最大値は７．０であった。
図３では、特定のφ２におけるｆ（ｇ）を横軸：φ１（０～９０°）、縦軸：Φ（０～９０°）空間において等高線で表現し、φ２を０°から５°ピッチで５５°まで選択し、１枚の図面にまとめている。図３中のｆ（ｇ）の等高線の値の表記について、欄外に小数以下３桁の数値で示している。図中に引き出し線とともに記載した数値は、便宜上小数以下１桁に丸めた数値を記載している。これらの点は、以下の図４、５、７、８も同様である。
図３において、ｆ（φ１、Φ、φ２）の最大値は以下のように求めた。即ち、φ２を１°ずつ区切った断面を作成し、それぞれの断面におけるｆ（ｇ）の最大値を調べ、その中で最も大きかった値を採用した。ｆ（φ１、Φ、φ２）が最大になるのは、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°の位置であり、当該位置でのｆ（ｇ）の最大値は７．０であった。
【0034】
一方、従来材として、冷間圧延により製造されたチタン板をα温度域で最終焼鈍（焼鈍温度８００℃）したα焼鈍材（ｃ軸がＴＤに約３５°程度傾斜した方位を優先方位とする集合組織を有する）の集合組織を、図３と同じ要領で、φ２を０°から５°ピッチで５５°まで選択し、１枚の図面にまとめたのが図４である。この従来例において、ｆ（φ１、Φ、φ２）が最大になるのは、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°の位置であり、当該位置でのｆ（ｇ）の最大値は１４．６であった。
また、冷間圧延により製造されたチタン板をβ変態点以上の温度で最終焼鈍（焼鈍温度９２０℃）した従来例（β焼鈍材）の集合組織を、図３、図４と同じ要領で、φ２を０°から５°ピッチで５５°まで選択し、１枚の図面にまとめたのが図５である。この例において、ｆ（φ1、Φ、φ２）が最大になるのは、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°の位置であり、当該位置でのｆ（ｇ）の最大値は５１．０であった。
また、冷間圧延により製造されたチタン板をβ変態点以上の温度で最終焼鈍（焼鈍温度９２０℃）した従来例（β焼鈍材）の集合組織を、図３、図４と同じ要領で、φ２を０°から５°ピッチで５５°まで選択し、１枚の図面にまとめたのが図５である。この例において、ｆ（φ1、Φ、φ２）が最大になるのは、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°の位置であり、当該位置でのｆ（ｇ）の最大値は５１．０であった。
【0035】
前記ｆ（ｇ）が１４．０以下であっても、優先方位に近しい方位範囲に結晶方位が集中している可能性もある。
本実施形態に係るチタン板は、上記規定に加えて、方位群Ａ（φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｂ（φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｃ（φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）における結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値をそれぞれ１．０以上とする。方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃのいずれにおいても、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値がそれぞれ１．０以上である場合、ｃ軸が様々な方向に配向しており、結晶方位がランダムとなり、異方性が低減する。
方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃは、それぞれ、板面内でＴＤから３０°以内、３０°から６０°、６０°から９０°の方向に向かって、ｃ軸がＮＤから３０°以上傾いている方位群を示している。すなわち、これらの方位群におけるｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であれば、それぞれの方向に対してｃ軸が傾いている方位が一定量以上存在することを意味する。
本実施形態に係るチタン板は、上記規定に加えて、方位群Ａ（φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｂ（φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）、方位群Ｃ（φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°）における結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値をそれぞれ１．０以上とする。方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃのいずれにおいても、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値がそれぞれ１．０以上である場合、ｃ軸が様々な方向に配向しており、結晶方位がランダムとなり、異方性が低減する。
方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃは、それぞれ、板面内でＴＤから３０°以内、３０°から６０°、６０°から９０°の方向に向かって、ｃ軸がＮＤから３０°以上傾いている方位群を示している。すなわち、これらの方位群におけるｆ（ｇ）の最大値が１．０以上であれば、それぞれの方向に対してｃ軸が傾いている方位が一定量以上存在することを意味する。
【0036】
図６に、｛φ１，Φ，φ２｝の空間を３次元の立体空間として表現した場合の、その中における方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃの領域を図示している。
【0037】
また、図７、図８に、本実施形態に係るチタン板と、従来例（ｃ軸がＴＤに約３５°程度傾斜した方位を優先方位とする集合組織）のチタン板とについて、方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃのそれぞれにおいてｆ（ｇ）が最大値となった領域のＯＤＦを図示する。（φ１、Φ、φ２）全領域でｆ（ｇ）が最大になるポイントと、方位群Ａでｆ（ｇ）が最大になるポイントは同じであった。
図７（本実施形態に係るチタン板）、図８（従来例のチタン板）、それぞれ、（Ａ）（Ｂ）（Ｃ）の３つの図を図示している。いずれも、φ２を特定の角度に固定し、（φ１：０～９０°,Φ：０～９０°）の範囲内でのｆ（ｇ）の分布を等高線で図示したものである。（Ａ）は方位群Ａ内、（Ｂ）は方位群Ｂ内、（Ｃ）は方位群Ｃ内でｆ（ｇ）が最大になった位置のφ２を選択している。そして、各図中に、方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃそれぞれにおいてｆ（ｇ）が最大値となったポイントを図示している。
図７（本実施形態に係るチタン板）、図８（従来例のチタン板）、それぞれ、（Ａ）（Ｂ）（Ｃ）の３つの図を図示している。いずれも、φ２を特定の角度に固定し、（φ１：０～９０°,Φ：０～９０°）の範囲内でのｆ（ｇ）の分布を等高線で図示したものである。（Ａ）は方位群Ａ内、（Ｂ）は方位群Ｂ内、（Ｃ）は方位群Ｃ内でｆ（ｇ）が最大になった位置のφ２を選択している。そして、各図中に、方位群Ａ、方位群Ｂ、方位群Ｃそれぞれにおいてｆ（ｇ）が最大値となったポイントを図示している。
【0038】
図７から明らかなように、本開示のチタン板においては、方位群Ａ（φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°、ｆ（ｇ）の最大値７．０）、方位群Ｂ（φ１＝５２°、Φ＝４４°、φ２＝４０°、ｆ（ｇ）の最大値２．８）、方位群Ｃ（φ１＝７２°、Φ＝６０°、φ２＝１５°、ｆ（ｇ）の最大値２．７）のいずれにおいても、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１．０以上である。
それに対して図８に示すように、比較例のチタン板においては、方位群Ａ（φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°、ｆ（ｇ）の最大値１４．６）、方位群Ｂ（φ１＝３０°、Φ＝３０°、φ２＝３０°、ｆ（ｇ）の最大値３．０）のｆ（ｇ）の最大値は１．０以上であったが、方位群Ｃ（φ１＝６０°、Φ＝９０°、φ２＝３０°、ｆ（ｇ）の最大値０．９）の最大値は１．０未満であった。
それに対して図８に示すように、比較例のチタン板においては、方位群Ａ（φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°、ｆ（ｇ）の最大値１４．６）、方位群Ｂ（φ１＝３０°、Φ＝３０°、φ２＝３０°、ｆ（ｇ）の最大値３．０）のｆ（ｇ）の最大値は１．０以上であったが、方位群Ｃ（φ１＝６０°、Φ＝９０°、φ２＝３０°、ｆ（ｇ）の最大値０．９）の最大値は１．０未満であった。
【0039】
図１１Ｂに、本実施形態に係るチタン板のＳ－Ｓカーブの一例を示す。本実施形態に係るチタン板では、図１１ＢのＳ－Ｓカーブで示されるように、従来チタン板（図１１Ａ）に対し、伸び（全伸び）及び流動応力の異方性は少ない。
【0040】
＜α相の結晶粒径が大きい方から５つの結晶粒の、平均結晶粒径が２５０μｍ以下である＞
本実施形態に係るチタン板では、主相であるα相に含まれる各結晶粒のうち、大きい方から５つの結晶粒の結晶粒径（円相当径）を平均した場合に、２５０μｍ以下であることが好ましい。大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下である場合には、粗大粒の存在によるシワの発生を抑制することができる。
本実施形態に係るチタン板では、主相であるα相に含まれる各結晶粒のうち、大きい方から５つの結晶粒の結晶粒径（円相当径）を平均した場合に、２５０μｍ以下であることが好ましい。大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径が２５０μｍ以下である場合には、粗大粒の存在によるシワの発生を抑制することができる。
【0041】
大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径は、上述したα相の平均結晶粒径の測定と同じ要領で視野中の結晶粒径の測定を実施し、大きい方から５つの結晶粒の円相当径を平均することで得られる。（同一の粒径の結晶粒が複数ある場合、それぞれを１つの結晶粒として個数をカウントする。）
【0042】
２．化学組成
次に、本実施形態に係るチタン板の化学組成について説明する。以下、各元素の含有量に関する％は、質量％である。また、「～」を挟んで示される範囲は、その両端の値を下限及び上限として含む。
本実施形態に係るチタン板は、Ｆｅ：０～０．５００％、Ｏ：０～０．４００％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｈ：０～０．０１３％、を含み、残部がＴｉ及び不純物からなる化学組成を有してもよいし、さらに上記のＴｉの一部に代えて、さらに任意元素であるＡｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎの１種以上を含む化学組成を有していてもよい。
不純物とは、原料や製造工程から混入し得る元素であり、例示すれば、Ｃｌ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔａ、Ｖが挙げられる。これらの元素は、本実施形態に係るチタン板の作用効果を阻害しない限り許容できる。それぞれの不純物を０．１質量％未満に制限し、さらに不純物の総量を０．５質量％以下に制限すれば問題ないレベルである。また、上述した任意元素は、不純物として含まれていてもよい。
次に、本実施形態に係るチタン板の化学組成について説明する。以下、各元素の含有量に関する％は、質量％である。また、「～」を挟んで示される範囲は、その両端の値を下限及び上限として含む。
本実施形態に係るチタン板は、Ｆｅ：０～０．５００％、Ｏ：０～０．４００％、Ｎ：０～０．０５０％、Ｃ：０～０．０８０％、Ｈ：０～０．０１３％、を含み、残部がＴｉ及び不純物からなる化学組成を有してもよいし、さらに上記のＴｉの一部に代えて、さらに任意元素であるＡｌ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｓｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｎの１種以上を含む化学組成を有していてもよい。
不純物とは、原料や製造工程から混入し得る元素であり、例示すれば、Ｃｌ、Ｎａ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔａ、Ｖが挙げられる。これらの元素は、本実施形態に係るチタン板の作用効果を阻害しない限り許容できる。それぞれの不純物を０．１質量％未満に制限し、さらに不純物の総量を０．５質量％以下に制限すれば問題ないレベルである。また、上述した任意元素は、不純物として含まれていてもよい。
【0043】
任意元素を含まない場合の化学組成は、日本工業規格 ＪＩＳ Ｈ４６００（２００７年）「チタン及びチタン合金―板及び条」の工業用純チタン（１種～４種）の規格に相当する。純チタン板は、合金元素が低いので、成形することが容易である。
一方で、強度や耐酸化性を向上させる場合、上述した任意元素を後述する範囲で含有させることが好ましい。任意元素は必ずしも含まなくてよいので、下限は０％である。
一方で、強度や耐酸化性を向上させる場合、上述した任意元素を後述する範囲で含有させることが好ましい。任意元素は必ずしも含まなくてよいので、下限は０％である。
【0044】
Ｆｅ：０～０．５００％
Ｆｅ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなることで、所望の集合組織を得られなくなる。そのため、Ｆｅ含有量を０．５００％以下とする。集合組織の制御の観点から、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．３５０％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、さらに好ましくは０．２００％以下、一層好ましくは０．１５０％以下である。また、Ｆｅ含有量が０．１００％超であると耐酸化性が低下することが懸念される。そのため、耐酸化性を考慮する場合、Ｆｅ含有量は、０．１００％以下であることが好ましい。
Ｆｅ含有量は０％でもよいが、Ｆｅはチタン中に含まれ得る元素であり、Ｆｅ含有量を０．００１％未満にしようとすると精錬コストが大きくなるので、Ｆｅ含有量を０．００１％以上としてもよい。また、Ｆｅは０．２％耐力を向上させる効果を有する元素でもある。この効果を得る場合、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
Ｆｅ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなることで、所望の集合組織を得られなくなる。そのため、Ｆｅ含有量を０．５００％以下とする。集合組織の制御の観点から、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．３５０％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、さらに好ましくは０．２００％以下、一層好ましくは０．１５０％以下である。また、Ｆｅ含有量が０．１００％超であると耐酸化性が低下することが懸念される。そのため、耐酸化性を考慮する場合、Ｆｅ含有量は、０．１００％以下であることが好ましい。
Ｆｅ含有量は０％でもよいが、Ｆｅはチタン中に含まれ得る元素であり、Ｆｅ含有量を０．００１％未満にしようとすると精錬コストが大きくなるので、Ｆｅ含有量を０．００１％以上としてもよい。また、Ｆｅは０．２％耐力を向上させる効果を有する元素でもある。この効果を得る場合、Ｆｅ含有量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
【0045】
Ｏ：０～０．４００％
Ｏ含有量が多くなりすぎると双晶変形が抑制され、上述した集合組織を得ることができない。そのため、Ｏ含有量を０．４００％以下とする。双晶抑制の観点から、Ｏ含有量は、好ましくは０．３５０％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、さらに好ましくは０．２００％以下であり、一層好ましくは０．１５０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、Ｏはチタン中に含まれ得る元素であり、Ｏ含有量を０．００１％未満にしようとすると精錬コストが大きくなるので、Ｏ含有量を０．００１％以上としてもよい。また、Ｏは、０．２％耐力を向上させる元素でもある。上記効果を得るためには、Ｏ含有量を、０．０２０％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。
Ｏ含有量が多くなりすぎると双晶変形が抑制され、上述した集合組織を得ることができない。そのため、Ｏ含有量を０．４００％以下とする。双晶抑制の観点から、Ｏ含有量は、好ましくは０．３５０％以下であり、より好ましくは０．２５０％以下であり、さらに好ましくは０．２００％以下であり、一層好ましくは０．１５０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、Ｏはチタン中に含まれ得る元素であり、Ｏ含有量を０．００１％未満にしようとすると精錬コストが大きくなるので、Ｏ含有量を０．００１％以上としてもよい。また、Ｏは、０．２％耐力を向上させる元素でもある。上記効果を得るためには、Ｏ含有量を、０．０２０％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。
【0046】
Ｎ：０～０．０５０％
Ｃ：０～０．０８０％
Ｈ：０～０．０１３％
Ｎ含有量、Ｃ含有量、Ｈ含有量が過剰になると、伸びが低下する。そのため、Ｎ含有量を０．０５０％以下、Ｃ含有量を０．０８０％以下、Ｈ含有量を０．０１３％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％未満である。
これらの元素の含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００１％未満、Ｃ含有量を０．０００１％未満、Ｈ含有量を０．００００１％未満とするには、著しく製錬コストがかかる。そのため、Ｎ含有量を０．０００１％以上、Ｃ含有量を０．０００１％以上、及び／または、Ｈ含有量を０．００００１％以上としてもよい。Ｎ含有量を０．００１％以上、Ｃ含有量を０．００１％以上、及び／または、Ｈ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｃ：０～０．０８０％
Ｈ：０～０．０１３％
Ｎ含有量、Ｃ含有量、Ｈ含有量が過剰になると、伸びが低下する。そのため、Ｎ含有量を０．０５０％以下、Ｃ含有量を０．０８０％以下、Ｈ含有量を０．０１３％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％未満である。
これらの元素の含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００１％未満、Ｃ含有量を０．０００１％未満、Ｈ含有量を０．００００１％未満とするには、著しく製錬コストがかかる。そのため、Ｎ含有量を０．０００１％以上、Ｃ含有量を０．０００１％以上、及び／または、Ｈ含有量を０．００００１％以上としてもよい。Ｎ含有量を０．００１％以上、Ｃ含有量を０．００１％以上、及び／または、Ｈ含有量を０．００１％以上としてもよい。
【0047】
Ａｌ：０～２．３０％
Ａｌは０．２％耐力を向上させる元素であり、Ａｌ含有量が多いほど０．２％耐力は大きくなる。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得るためには、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が多くなりすぎると特定の双晶系の活動が抑制され、伸びが低下する。双晶抑制の観点から、Ａｌ含有量は、２．３０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．９５％、さらに好ましくは１．６０％である。
Ａｌは０．２％耐力を向上させる元素であり、Ａｌ含有量が多いほど０．２％耐力は大きくなる。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得るためには、Ａｌ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ａｌ含有量が多くなりすぎると特定の双晶系の活動が抑制され、伸びが低下する。双晶抑制の観点から、Ａｌ含有量は、２．３０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは２．００％以下であり、より好ましくは１．９５％、さらに好ましくは１．６０％である。
【0048】
Ｃｕ：０～１．８０％
Ｃｕは双晶変形を抑制することなく、０．２％耐力を向上させる元素であり、Ｃｕ含有量が多いほど０．２％耐力は大きくなる。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が多くなりすぎるとＴｉ２Ｃｕが析出し、伸びが低下する。Ｔｉ２Ｃｕ析出の観点から、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下であり、さらに好ましくは１．５０％以下、より一層好ましくは１．２０％以下である。
Ｃｕは双晶変形を抑制することなく、０．２％耐力を向上させる元素であり、Ｃｕ含有量が多いほど０．２％耐力は大きくなる。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得るためには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が多くなりすぎるとＴｉ２Ｃｕが析出し、伸びが低下する。Ｔｉ２Ｃｕ析出の観点から、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．８０％以下であり、より好ましくは１．６０％以下であり、さらに好ましくは１．５０％以下、より一層好ましくは１．２０％以下である。
【0049】
０．２％耐力を向上させる場合、Ａｌ：０．１０％以上、２．３０％以下、及びＣｕ：０．１０％以上、１．８０％以下の１種または２種を含むことが好ましい。
【0050】
Ｎｂ：０～１．００％
Ｎｂは耐酸化性を向上させる元素であり、高温での使用が見込まれる場合等には、含有させてもよい。耐酸化性向上効果を得る場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなる。この場合、求める集合組織にならない可能性がある。そのため、集合組織の制御の観点から、Ｎｂ含有量は、１．００％以下とする。Ｎｂ含有は、好ましくは０．８５％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
Ｎｂは耐酸化性を向上させる元素であり、高温での使用が見込まれる場合等には、含有させてもよい。耐酸化性向上効果を得る場合、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。
一方、Ｎｂ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなる。この場合、求める集合組織にならない可能性がある。そのため、集合組織の制御の観点から、Ｎｂ含有量は、１．００％以下とする。Ｎｂ含有は、好ましくは０．８５％以下、より好ましくは０．８０％以下である。
【0051】
Ｓｉ：０～０．５０％
Ｓｉは耐酸化性を向上させる元素であり、高温での使用が見込まれる場合等には、含有させてもよい。耐酸化性向上効果を得る場合、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、シリサイドが析出し、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは耐酸化性を向上させる元素であり、高温での使用が見込まれる場合等には、含有させてもよい。耐酸化性向上効果を得る場合、Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、シリサイドが析出し、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｓｉ含有量は、０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【0052】
Ｚｒ：０～０．５０％
Ｚｒは耐酸化性を向上させる元素であり、高温での使用が見込まれる場合等には、含有させてもよい。耐酸化性向上効果を得る場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。
一方、Ｚｒ含有量が多くなりすぎると、粒成長が大きく抑制され、結晶粒が微細化し、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｚｒは耐酸化性を向上させる元素であり、高温での使用が見込まれる場合等には、含有させてもよい。耐酸化性向上効果を得る場合、Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。
一方、Ｚｒ含有量が多くなりすぎると、粒成長が大きく抑制され、結晶粒が微細化し、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｚｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【0053】
耐酸化性を向上させる場合、Ｎｂ：０．１０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、及びＺｒ：０．１０～０．５０％から選択される１種以上を含むことが好ましい。
【0054】
Ｃｒ：０～０．５０％
Ｃｒは０．２％耐力を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得る場合、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなる。この場合、求める集合組織にならない可能性がある。そのため、集合組織の制御の観点から、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｃｒは０．２％耐力を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得る場合、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなる。この場合、求める集合組織にならない可能性がある。そのため、集合組織の制御の観点から、Ｃｒ含有量は、０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【0055】
Ｍｏ：０～０．５０％
Ｍｏは０．２％耐力を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得る場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％である。
一方、Ｍｏ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなる。この場合、求める集合組織にならない可能性がある。そのため、集合組織の制御の観点から、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｏは０．２％耐力を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得る場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％である。
一方、Ｍｏ含有量が多くなりすぎると、β域での中間焼鈍後にβ相が残留し、その後の冷延で双晶が形成しにくくなる。この場合、求める集合組織にならない可能性がある。そのため、集合組織の制御の観点から、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
【0056】
Ｓｎ：０～１．５０％
Ｓｎは０．２％耐力を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得る場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が多くなりすぎると、粒成長が大きく抑制され、結晶粒が微細化し、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｓｎ含有量は、１．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは１．３０％以下、より好ましくは１．１０％以下、さらに好ましくは１．００％以下である。
Ｓｎは０．２％耐力を向上させる元素である。そのため、含有させてもよい。０．２％耐力向上効果を得る場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が多くなりすぎると、粒成長が大きく抑制され、結晶粒が微細化し、伸びが低下する可能性がある。そのため、Ｓｎ含有量は、１．５０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは１．３０％以下、より好ましくは１．１０％以下、さらに好ましくは１．００％以下である。
【0057】
０．２％耐力を向上させる場合、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、及びＳｎ：０．０５～１．５０％から選択される１種以上を含むことが好ましい。
【0058】
本実施形態に係るチタン板は、冷間圧延板を最終焼鈍した冷延焼鈍板であることが好ましい。また、最終焼鈍後に、テンションレベラーやスキンパスなどにより調質された板であってもかまわない。また、薄板であることが好ましく、板厚は１．５ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは、板厚が１．２ｍｍ以下、さらに好ましくは、１．０ｍｍ以下、一層好ましくは、板厚が０．８ｍｍ以下の薄板である。
【0059】
３．特性
本実施形態に係るチタン板は、十分な伸びを有し、伸びの異方性が小さい。
例えば、ＲＤ（圧延方向）およびＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の伸び（全伸び）がいずれも２０％以上であることが好ましい。
また、ＲＤ（圧延方向）に引っ張った際の伸びＥｌＲＤと、ＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の伸びＥｌＴＤの比（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）が１．０に近いほど異方性が小さいことになる。本実施形態に係るチタン板は、ＲＤ（圧延方向）に引っ張った際の伸びＥｌＲＤと、ＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の伸びＥｌＴＤの比（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）が、０．７０～１．３０であることが好ましい。（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）は、より好ましくは０．７５以上であり、さらに好ましくは、０．８０以上、一層好ましくは０．８５以上である。また、（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）は、より好ましくは１．２５以下であり、さらに好ましくは、１．２０以下である。
本実施形態に係るチタン板は、十分な伸びを有し、伸びの異方性が小さい。
例えば、ＲＤ（圧延方向）およびＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の伸び（全伸び）がいずれも２０％以上であることが好ましい。
また、ＲＤ（圧延方向）に引っ張った際の伸びＥｌＲＤと、ＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の伸びＥｌＴＤの比（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）が１．０に近いほど異方性が小さいことになる。本実施形態に係るチタン板は、ＲＤ（圧延方向）に引っ張った際の伸びＥｌＲＤと、ＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の伸びＥｌＴＤの比（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）が、０．７０～１．３０であることが好ましい。（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）は、より好ましくは０．７５以上であり、さらに好ましくは、０．８０以上、一層好ましくは０．８５以上である。また、（ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤ）は、より好ましくは１．２５以下であり、さらに好ましくは、１．２０以下である。
【0060】
また、本実施形態に係るチタン板は、異方性の観点で、ＲＤ（圧延方向）およびＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の、Ｓ－Ｓカーブにおける全伸び（破断時）のうち小さい方の歪の１／４の位置、１／２の位置、３／４の位置のそれぞれにおいて、流動応力の比がそれぞれ０．９０～１．１０であることが好ましい。
【0061】
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８年）「金属材料引張試験方法」に準じて、ＪＩＳ Ｚ２２０１（１９９８年）「金属材料引張試験片」に規定された１３Ｂ号試験片を用い、ＲＤ、ＴＤの伸びを測定する。具体的には、標点間距離を５０ｍｍとし、ひずみ速度は２％ひずみまでは０．５％／ｍｉｎ、それ以降は３０％／ｍｉｎとし、破断まで引っ張る。
また、Ｓ－Ｓカーブにおける全伸び（破断時）までの歪の小さい方の１／４の位置、１／２の位置、３／４の位置のそれぞれにおいて、流動応力の比は、以下の方法で求める。例えば、引張試験において、ＲＤ、ＴＤに対して図１４に示すようなＳ－Ｓカーブが得られた場合、ＲＤ、ＴＤの全伸びのうち、小さい方の歪を求める（図１４ではＴＤのひずみであり０．４２０）。この歪の１／４の位置（０．１０５）、１／２の位置（０．２１０）、３／４の位置（０．３１５）において、ＲＤ、ＴＤのそれぞれの流動応力を求める。各位置において、ＲＤの流動応力をＴＤの流動応力で除して、流動応力比を求める。
また、Ｓ－Ｓカーブにおける全伸び（破断時）までの歪の小さい方の１／４の位置、１／２の位置、３／４の位置のそれぞれにおいて、流動応力の比は、以下の方法で求める。例えば、引張試験において、ＲＤ、ＴＤに対して図１４に示すようなＳ－Ｓカーブが得られた場合、ＲＤ、ＴＤの全伸びのうち、小さい方の歪を求める（図１４ではＴＤのひずみであり０．４２０）。この歪の１／４の位置（０．１０５）、１／２の位置（０．２１０）、３／４の位置（０．３１５）において、ＲＤ、ＴＤのそれぞれの流動応力を求める。各位置において、ＲＤの流動応力をＴＤの流動応力で除して、流動応力比を求める。
【0062】
４．製造方法
次に、本実施形態に係るチタン板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係るチタン板は、製造方法に依らず、上述した特徴を有していれば、その効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法によれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）溶解工程、（ＩＩ）分塊工程、（ＩＩＩ）熱間圧延工程、（ＩＶ）冷間圧延工程、（Ｖ）最終焼鈍工程。
以下、各工程について説明する。
次に、本実施形態に係るチタン板の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係るチタン板は、製造方法に依らず、上述した特徴を有していれば、その効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法によれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）溶解工程、（ＩＩ）分塊工程、（ＩＩＩ）熱間圧延工程、（ＩＶ）冷間圧延工程、（Ｖ）最終焼鈍工程。
以下、各工程について説明する。
【0063】
［溶解工程］
所定の純度に製造したチタン原料を、公知の方法で溶解し、所定の鋳塊とする。具体的には、真空アーク溶解法（ＶＡＲ法）や、電子ビーム溶解法（ＥＢ法）が適用できる。
所定の純度に製造したチタン原料を、公知の方法で溶解し、所定の鋳塊とする。具体的には、真空アーク溶解法（ＶＡＲ法）や、電子ビーム溶解法（ＥＢ法）が適用できる。
【0064】
［分塊工程］
公知の分塊圧延や、鍛造でスラブ形状に加工する。
公知の分塊圧延や、鍛造でスラブ形状に加工する。
【0065】
［熱間圧延工程］
公知の方法で行う。
たとえば、スラブを７００～１０００℃に加熱し、圧延率６０～９８％で圧延し、熱間圧延板を得る。この際、β変態点温度超に加熱すると、スケール形成が激しくなるので、加熱温度はβ変態点温度以下とすることが好ましい。
公知の方法で行う。
たとえば、スラブを７００～１０００℃に加熱し、圧延率６０～９８％で圧延し、熱間圧延板を得る。この際、β変態点温度超に加熱すると、スケール形成が激しくなるので、加熱温度はβ変態点温度以下とすることが好ましい。
【0066】
［熱延板焼鈍工程］
熱間圧延工程後、冷間圧延前には、必要に応じて焼鈍（熱延板焼鈍）を施してもよい。この場合、６００℃以上、β変態点温度以下に保持し、一定時間焼鈍を行う。
β変態点温度は、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ｃｏｕｐｌｉｎｇ ｏｆ Ｐｈａｓｅ Ｄｉａｇｒａｍｓ ａｎｄ Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）法により取得することができ、例えば、そのためにＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ Ｓｏｔｗａｒｅ ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いることができる。
熱間圧延工程後、冷間圧延前には、必要に応じて焼鈍（熱延板焼鈍）を施してもよい。この場合、６００℃以上、β変態点温度以下に保持し、一定時間焼鈍を行う。
β変態点温度は、状態図から取得することができる。状態図は、例えばＣＡＬＰＨＡＤ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ｃｏｕｐｌｉｎｇ ｏｆ Ｐｈａｓｅ Ｄｉａｇｒａｍｓ ａｎｄ Ｔｈｅｒｍｏｃｈｅｍｉｓｔｒｙ）法により取得することができ、例えば、そのためにＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ Ｓｏｔｗａｒｅ ＡＢ社の統合型熱力学計算システムであるＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃおよび所定のデータベース（ＴＩ３）を用いることができる。
【0067】
本実施形態に係るチタン板を製造する際に、最も特徴的であるのは、冷間圧延工程と冷間圧延工程中の中間焼鈍と、最終焼鈍工程との条件の組み合わせである。そのため、冷間圧延工程の中でも、最終冷間圧延の条件と、最終冷間圧延の直前の中間焼鈍（以下、「最終中間焼鈍」という。）の条件とは所定の条件とする。本実施形態に係るチタン板の製造工程の、冷間圧延、最終中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍の工程を、図１３に模式的に示す。
【0068】
［冷間圧延工程］
最終中間焼鈍までの冷間圧延は、公知の条件で行えばよい。冷間圧延の各パスの間に中間焼鈍を施してもよい。
最終中間焼鈍までの冷間圧延は、公知の条件で行えばよい。冷間圧延の各パスの間に中間焼鈍を施してもよい。
【0069】
・最終中間焼鈍の加熱温度：β変態点温度以上
最終中間焼鈍（中間焼鈍のうち、最終の焼鈍）において、β変態点温度以上に加熱すると、α相が一度β相に変態し、冷却時にα相に変態するので、集合組織がランダム化する。その結果、チタン板の異方性を小さくすることができる。加熱温度がβ変態点温度未満であると、最終製品において、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。その結果、チタン板の異方性が大きくなる。そのため、最終中間焼鈍の加熱温度をβ変態点温度以上とする。
一方、酸化防止の観点からは、最終中間焼鈍の温度は、１０００℃以下であることが好ましい。
また、酸化防止の観点から焼鈍時間は、０～１０ｍｉｎが好ましい。ここで焼鈍時間０ｍｉｎとは焼鈍温度に到達直後に冷却を開始する場合である。
最終中間焼鈍（中間焼鈍のうち、最終の焼鈍）において、β変態点温度以上に加熱すると、α相が一度β相に変態し、冷却時にα相に変態するので、集合組織がランダム化する。その結果、チタン板の異方性を小さくすることができる。加熱温度がβ変態点温度未満であると、最終製品において、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。その結果、チタン板の異方性が大きくなる。そのため、最終中間焼鈍の加熱温度をβ変態点温度以上とする。
一方、酸化防止の観点からは、最終中間焼鈍の温度は、１０００℃以下であることが好ましい。
また、酸化防止の観点から焼鈍時間は、０～１０ｍｉｎが好ましい。ここで焼鈍時間０ｍｉｎとは焼鈍温度に到達直後に冷却を開始する場合である。
【0070】
・最終冷間圧延：圧延率が５～５０％
最終冷間圧延の圧延率（最終中間焼鈍後、最終焼鈍までに行う冷間圧延の圧下率）が５～５０％であると、すべり変形に加えて双晶変形が活発に活動し、集合組織がランダム化する。最終冷間圧延の圧延率が５％を下回ると、その後の焼鈍で粗大な針状の未再結晶粒が残存し、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。また、平均結晶粒径も１００．０μｍを超えてしまう。一方、最終冷間圧延の圧延率が５０％を超えると双晶があまり発生せず、すべり変形による特定の方位への配向が強まり、最終焼鈍後にも、特定の方位への配向がみられ、最終製品において、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。その結果、チタン板の異方性が大きくなる。そのため、最終冷間圧延において、圧延率は５％以上、５０％以下とする。最終冷間圧延において、圧延率は、好ましくは１０％以上、４０％以下である。
この圧延率の冷間圧延は１パスで行ってもよいし、複数パスで行ってもよい。すなわち、最終中間焼鈍と、最終焼鈍との間で行われる冷間圧延（パス間の焼鈍なし）の総圧延率が所定の圧延率となっていればよい。
最終冷間圧延前の時点で結晶方位をランダムにすると、最終的によりランダム化するので、中間焼鈍をβ域（β変態点以上の温度）で行い、方位をばらつかせることが好ましい。
最終冷間圧延の圧延率（最終中間焼鈍後、最終焼鈍までに行う冷間圧延の圧下率）が５～５０％であると、すべり変形に加えて双晶変形が活発に活動し、集合組織がランダム化する。最終冷間圧延の圧延率が５％を下回ると、その後の焼鈍で粗大な針状の未再結晶粒が残存し、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。また、平均結晶粒径も１００．０μｍを超えてしまう。一方、最終冷間圧延の圧延率が５０％を超えると双晶があまり発生せず、すべり変形による特定の方位への配向が強まり、最終焼鈍後にも、特定の方位への配向がみられ、最終製品において、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。その結果、チタン板の異方性が大きくなる。そのため、最終冷間圧延において、圧延率は５％以上、５０％以下とする。最終冷間圧延において、圧延率は、好ましくは１０％以上、４０％以下である。
この圧延率の冷間圧延は１パスで行ってもよいし、複数パスで行ってもよい。すなわち、最終中間焼鈍と、最終焼鈍との間で行われる冷間圧延（パス間の焼鈍なし）の総圧延率が所定の圧延率となっていればよい。
最終冷間圧延前の時点で結晶方位をランダムにすると、最終的によりランダム化するので、中間焼鈍をβ域（β変態点以上の温度）で行い、方位をばらつかせることが好ましい。
【0071】
［最終焼鈍工程］
・加熱温度：４７５℃以上、β変態点温度以下
最終焼鈍において、加熱温度が４７５℃を下回ると、再結晶が完了せず異方性が大きくなる。そして、伸びが低下する可能性がある。そのため、最終焼鈍の加熱温度は４７５℃以上とする。
一方、加熱温度がβ変態点温度を超えると、組織が針状組織となり、粗大な結晶粒が形成され、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。また、成形時にシワが発生しやすくなる。そのため、加熱温度をβ変態点温度以下とする。
最終焼鈍の加熱時間は、特に制限されるものではないが、確実に再結晶させるという組織の安定性の観点からは、０．５ｍｉｎ以上とすることが好ましい。一方、結晶粒の粗粒化を防止するという観点からは４８０ｍｉｎ以下とすることが好ましい。
・加熱温度：４７５℃以上、β変態点温度以下
最終焼鈍において、加熱温度が４７５℃を下回ると、再結晶が完了せず異方性が大きくなる。そして、伸びが低下する可能性がある。そのため、最終焼鈍の加熱温度は４７５℃以上とする。
一方、加熱温度がβ変態点温度を超えると、組織が針状組織となり、粗大な結晶粒が形成され、結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えてしまう。また、成形時にシワが発生しやすくなる。そのため、加熱温度をβ変態点温度以下とする。
最終焼鈍の加熱時間は、特に制限されるものではないが、確実に再結晶させるという組織の安定性の観点からは、０．５ｍｉｎ以上とすることが好ましい。一方、結晶粒の粗粒化を防止するという観点からは４８０ｍｉｎ以下とすることが好ましい。
【0072】
上記製造方法によれば、製品の結晶方位がばらつき、集合組織がランダム化し、強度や伸びの異方性が小さくなる。
【実施例】
【0073】
真空アーク溶解（ＶＡＲ：Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ）にて表１、表２に示す化学組成を有するチタン合金インゴットを製造した後、分塊圧延または鍛造により厚さ１５０ｍｍ×幅８００ｍｍ×長さ５０００ｍｍのスラブを製造した。次に、その後、これらのスラブを８５０℃に加熱し、熱間圧延を行い、表１、表２に示す成分組成を有する厚さ４．０ｍｍのチタン板素材を準備した。一部のチタン板素材には、７８０℃、２ｍｉｎの条件で熱延板焼鈍を行った。このチタン板素材に、表１、表２に示す条件で、冷間圧延、最終中間焼鈍、最終冷間圧延、最終焼鈍を行って、板厚０．５ｍｍのチタン板（冷延焼鈍板）を製造した。
【0074】
【表1】
【0075】
【表2】
【0076】
得られたチタン板に対し、チタン板の板幅の１／２位置の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を観察面とし、上述した方法で、α相の面積率、α相の平均結晶粒径、α相の大きい方から５つの結晶粒の平均結晶粒径を測定した。
【0077】
また、α相の結晶方位をオイラー角ｇ＝｛φ１，Φ，φ2｝で示した場合の結晶方位分布関数ｆ（ｇ）とその最大値とを、チタン板の板幅の１／２位置の板幅方向に垂直な面（Ｌ断面）を観察面とし、前述の方法で求めた。
また、前記オイラー角で、φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ａ、φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｂ、φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｃにおける結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値を前述の方法で求めた。
また、前記オイラー角で、φ１：０～３０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ａ、φ１：３０～６０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｂ、φ１：６０～９０°,Φ：３０～９０°，φ２：０～６０°で表現される方位群Ｃにおける結晶方位分布関数ｆ（ｇ）の最大値を前述の方法で求めた。
【0078】
また、得られたチタン板から、ＪＩＳ Ｚ２２０１（１９９８年）「金属材料引張試験片」に規定された１３Ｂ号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８年）「金属材料引張試験方法」に準じて、引張試験を行い、ＲＤ、ＴＤの伸び（ＥｌＲＤ、ＥｌＴＤ）を測定した。具体的には、標点間距離を５０ｍｍとし、ひずみ速度は２％ひずみまでは０．５％／ｍｉｎ、それ以降は３０％／ｍｉｎとし、破断まで引っ張り、破断後に破面を突き合わせて、標点間距離（引張前は５０ｍｍ）の変化量を測定し、全伸びを求めた。また、異方性は、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値で評価した。
【0079】
また、得られたチタン板から、さらに、ＪＩＳ Ｚ２２０１（１９９８年）「金属材料引張試験片」に規定された１３Ｂ号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８年）「金属材料引張試験方法」に準じて、引張試験を圧延方向にひずみ速度３０％／ｍｉｎでひずみ量２０％まで行い、その後、外観を確認し、目視にて、シワの発生を評価した。ここでいうシワとは、塑性変形に伴い生じる凹凸に起因した肌荒れである。具体的には、表面を観察し、目視で顕著なシワが確認されたものをシワありと判定した。
【0080】
また、一部の例について、伸びを測定するためにＲＤ（圧延方向）およびＴＤ（板幅方向）に引っ張った際の、Ｓ－Ｓカーブにおける全伸び（破断時）までの歪の１／４の位置、１／２の位置、３／４の位置のそれぞれにおいて、流動応力の比を求めた。
【0081】
結果を表３、表４に示す。
【0082】
【表3】
【0083】
【表4】
【0084】
本開示例である１～３６については、ＲＤ、ＴＤのいずれにおいても全伸びが２０％以上であり、かつＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も十分に１．００に近く、異方性が小さくなった。例えば発明例６のチタン板のオイラー角の３次元での結晶方位分布関数ｆ（ｇ）は、図３、図７で示されるものとなった。図３から、オイラー角の３次元での空間内で、ｆ（ｇ）が局所的に高くなる傾向を示さず、分散していることが分かる。その結果としてｆ（ｇ）の最大値は、φ１＝０°、Φ＝３５°、φ２＝０°に出現し、当該位置でのｆ（ｇ）の最大値は７．０であった。この発明例６の組織を分析したところ、図１０に示したような、平均結晶粒径６５μｍの等軸組織となった。その結果、ＲＤ、ＴＤのどちらの方向の伸びも高く、強度も含めて機械的異方性が解消されていることが確認された（図９）。
【0085】
それに対し、比較例１０１では、最終中間焼鈍の温度が低いためｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０２では、最終冷間圧延の圧延率が低いため未再結晶粒が残存した組織となり、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となった。その結果、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、平均結晶粒径が１００．０μｍを超えており、変形時にシワが発生した。
比較例１０３では、最終冷間圧延の圧延率が高いためｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０４では、最終焼鈍の温度が低いため未再結晶粒が残存したとの組織となり、その結果、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０５、１０９では、最終焼鈍の温度が高いため、粗大な組織を含む円形度が小さな針状組織となった。その結果、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きくなった。また、シワが発生した。
比較例１０６では、最終中間焼鈍を施しておらず、最終冷間圧延にあたる冷間圧延率が高いため、方位群Ｃのｆ（ｇ）の最大値が１．０を下回った。その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０７では、最終中間焼鈍を施しておらず、最終冷間圧延にあたる冷間圧延率が高いため、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、最終焼鈍温度が高く、α相が平均円形度の小さな針状組織となり、その結果、シワが発生した。
比較例１０８では、最終中間焼鈍の温度が低いためｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、最終焼鈍温度が高く、α相が平均円形度の小さな針状組織となり、その結果、シワが発生した。
比較例１１０では、最終冷間圧延を行わなかったことで、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となった。また、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、α相が平均円形度の小さな針状組織であり、その結果、シワが発生した。
比較例１１１では、最終焼鈍を行わなかった。その結果、伸びが低下するとともに、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きくなった。
比較例１１２はＦｅの含有量が上限を超えており、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１１３はＯの含有量か上限を超えており、方位群Ｃのｆ（ｇ）の最大値が１．０未満となり、伸びも低下した。
比較例１０２では、最終冷間圧延の圧延率が低いため未再結晶粒が残存した組織となり、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となった。その結果、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、平均結晶粒径が１００．０μｍを超えており、変形時にシワが発生した。
比較例１０３では、最終冷間圧延の圧延率が高いためｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０４では、最終焼鈍の温度が低いため未再結晶粒が残存したとの組織となり、その結果、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０５、１０９では、最終焼鈍の温度が高いため、粗大な組織を含む円形度が小さな針状組織となった。その結果、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きくなった。また、シワが発生した。
比較例１０６では、最終中間焼鈍を施しておらず、最終冷間圧延にあたる冷間圧延率が高いため、方位群Ｃのｆ（ｇ）の最大値が１．０を下回った。その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１０７では、最終中間焼鈍を施しておらず、最終冷間圧延にあたる冷間圧延率が高いため、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、最終焼鈍温度が高く、α相が平均円形度の小さな針状組織となり、その結果、シワが発生した。
比較例１０８では、最終中間焼鈍の温度が低いためｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、最終焼鈍温度が高く、α相が平均円形度の小さな針状組織となり、その結果、シワが発生した。
比較例１１０では、最終冷間圧延を行わなかったことで、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となった。また、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。また、α相が平均円形度の小さな針状組織であり、その結果、シワが発生した。
比較例１１１では、最終焼鈍を行わなかった。その結果、伸びが低下するとともに、ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きくなった。
比較例１１２はＦｅの含有量が上限を超えており、ｆ（ｇ）の最大値が１４．０を超えた配向の強い組織となり、その結果ＥｌＲＤ／ＥｌＴＤの値も大きく、チタン板の異方性が大きかった。
比較例１１３はＯの含有量か上限を超えており、方位群Ｃのｆ（ｇ）の最大値が１．０未満となり、伸びも低下した。
【0086】
比較例１１４は、Ａｌ含有量が上限を超えており、伸びが低下した。
比較例１１５は、Ｃｕ含有量が上限を超えており、伸びが低下した。
比較例１１５は、Ｃｕ含有量が上限を超えており、伸びが低下した。
【産業上の利用可能性】
【0087】
本開示によれば、伸びが大きく、伸びの異方性が小さいチタン板を提供することができる。このチタン板は、成形性に優れるので、プレス成形による複雑な形状のチタン製品の製造に有用である。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
【図6】
【図7】
【図8】
【図9】
【図10】
【図11A】
【図11B】
【図12】
【図13】
【図14】