的控制通过后述的制造方法进行。具体来说，通过控制最终退火工 序前的冷乳率、最终退火工序的退火温度和退火时间来进行。
[0092] 若降低最终退火工序前的冷乳率，则平均晶粒直径变大。另外，若最终退火工序的 退火温度高，则平均晶粒直径变大。
[0093] 但是，若退火温度过高而过于接近β相变温度（Τβ)，则由于重新析出的β相导 致晶粒的生长受到阻碍。另外，若最终退火工序的退火时间长，则平均晶粒直径变大。
[0094]关于平均晶粒直径，例如，能够利用EBSD(ElectronBackScatteredDiffraction Pattern)，对于扫描电子显微镜（SEM:scanningelectronmicroscopy)的观察组织进行取 向分析而进行测量。EBSD是对于试样照射电子射线，利用这时产生的反射电子菊池线衍射 确定结晶取向。
[0095] 平均晶粒直径，在此SEM/EBSD测量数据中，取向差为5°以上的边界定义为结晶 晶界，被该结晶晶界包围的各晶粒的面积与圆近似时的直径作为晶粒的当量圆直径。对用 于计算的1〇〇个以上的晶粒计算当量圆直径的平均值，再在多处（5处以上）进行同样的测 量，取计算出的各平均当量圆直径的平均值，以其定义为平均晶粒直径。
[0096][板式热交换器用板]
[0097] 本发明的板式热交换器用板，是通过冲压加工等公知的方法，将本发明的钛板加 工成大波浪状等既定的形状。
[0098] 本发明的钛板，借助已说明的化学组成，以及C向结晶晶界的分布状态，从而兼备 强度和成形性。因此，加工成板式热交换器用板之时，即使进行赋予大波浪的加工，本发明 的钛板也不会发生裂纹等，成形性优异。另外，因为本发明的板式热交换器用板具有强度， 所以可长期耐受热交换机的严酷的使用环境。
[0099][钛板的制造方法]
[0100] 接下来，对于本发明的钛板的制造方法进行说明。
[0101] 本发明的钛板，能够通过现有的制造方法（基于消耗电极式电弧熔炼法（VAR法） 的熔炼工序、再熔炼工序、铸造工序、热锻工序、热乳工序、中间退火工序、冷乳工序、最终退 火工序）而制造。
[0102] 本发明的钛板的制造工序中的结晶晶界的C的浓度的控制方法（C的稠化方法） 如下。
[0103](熔炼工序）
[0104] 在熔炼工序中，在熔液中添加0、Fe、C。
[0105] 使C均匀地分散在钛板内的方法，不是单独添加C，而是优选以Ti碳化物（TiC)的 形式将C添加到熔液中。由此，即使利用作为通常的量产方法的VAR法进行熔炼，C的含有 也很容易。
[0106](冷乳工序）
[0107] 冷乳工序中，根据原材的冷乳性（边缘裂纹发生的容易度，变形载荷等）选择适当 的压下率和退火条件，反复冷乳和退火。在紧接最终退火工序之前实施的冷乳的压下率，为 了在最终退火工序中原材进行再结晶而确保充分的加工量，例如30%以上的压下率。
[0108] 最终退火前的冷乳工序中的冷乳率，优选为85%以下。据此条件，可抑制最终退火 后的再结晶集合组织的发展，C的稠化困难的小倾角晶界的比例减小，C容易稠化的大倾角 晶界的比例增大。
[0109] 冷乳率低的方法为宜，更优选为70%以下。
[0110] 冷乳率进一步优选为60%以下。
[0111] (最终退火工序）
[0112] 在最终退火工序中，通过促进退火中的C的扩散，C在结晶晶界积极地稠化。最终 退火条件优选高温且长时间。
[0113] 以下，分成连续退火炉的情况，和间歇式退火炉（真空炉）的情况进行说明。
[0114] (连续退火炉）
[0115] 连续退火炉进行的最终退火的退火温度，优选为600~890°C。
[0116] 若退火温度低于600°C，则C向结晶晶界的稠化无法充分发生，因此结晶晶界的C 的浓度达不到1. 0质量％以上。若退火温度高于890°C，则继退火中发生的再结晶之后，晶 粒生长显著发生，特定的取向的集成度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大， C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1. 0质量％以上。
[0117] 上连续退火炉进行最终退火的退火温度，更优选为700~890°C。
[0118] 在由连续退火炉进行的最终退火中未必一定保持（也可以是0分钟），但如果保 持，则优选保持时间为10分钟以下。
[0119] 若保持时间超过10分钟，则继退火中发生的再结晶之后，晶粒生长显著发生，特 定的取向的集成度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大，C向结晶晶界的稠 化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1. 0质量％以上。
[0120] 由连续退火炉进行最终退火的保持时间更优选为1分钟~10分钟。
[0121] (间歇式退火炉（真空炉））
[0122] 由间歇式退火炉（真空炉）进行的最终退火的退火温度，优选为550~700°C。
[0123] 若退火温度低于550°C，则C向结晶晶界的稠化无法充分发生，因此结晶晶界的C 的浓度达不到1. 0质量％以上。若退火温度高于700°C，则继退火中发生的再结晶之后，晶 粒生长显著发生，特定的取向的集成度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增大， C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1. 0质量％以上。
[0124] 由间歇式退火炉（真空炉）进行的最终退火的退火温度更优选为600~700°C。
[0125] 由间歇式退火炉（真空炉）进行的最终退火的保持时间，优选为30分~4小时。
[0126] 若保持时间低于30分钟，则C向结晶晶界的稠化无法充分发生，因此结晶晶界的 C的浓度达不到1. 0质量％以上。若保持时间超过4小时，则继退火中发生的再结晶之后， 晶粒生长显著发生，特定的取向的集聚度增大。因此，C的稠化困难的小倾角晶界的比例增 大，C向结晶晶界的稠化反而难以发生，结晶晶界的C的浓度难以达到1. 0质量％以上。
[0127] 由间歇式退火炉（真空炉）进行的最终退火的保持时间更优选为1~4小时。
[0128] 还有，退火后在钛板表面附着有氧化皮时，优选进行去氧化皮的工序，例如，进行 盐浴热处理，酸洗处理等。
[0129] 【实施例】
[0130] 以下，将确认到本发明的效果的实施例，与不满足本发明的要件的比较例对比而 具体地加以说明。
[0131] 还有，本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前述、后述的宗旨的范围内当 然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
[0132](试验材）
[0133] 由作为消耗电极的VAR法，熔化表1所示的Fe、0组成的（JISΗ4600的）纯钛铸 块，以Ti碳化物（TiC)的形式将C的原料添加到熔液中，如表1所示，以Fe与C的含量（质 量％ )之和为0的含量（质量％ )的〇· 80倍以上（组成指标R的值为0· 80以上）的方式 进行铸造，得到直径400mm、长度5000mm的具有作为α相的晶粒组织的钛材（钛铸块）。
[0134] 接着，以1000°C对于该钛材进行30分钟热锻后，以800°C进行热乳，得到板厚 4. 0_的热乳板。然后，除去热乳板的表面的氧化皮之后，实施冷乳、中间退火（以连续退火 炉进行750°CX5分钟）。再浸渍在盐釜中，之后酸洗而实施脱氧化皮处理。此外，再以表 1所示的条件进行冷乳，实施最终退火，得到板厚为〇. 5mm的试验材（试验材编号1~27)。 最终退火用连续退火炉或间歇式退火炉（真空炉）进行。由此，使结晶晶界的C的浓度为 1. 0质量％以上。
[0135] 还有，以连续退火进行最终退火时，在最终退火后浸渍在盐釜中，之后酸洗而进行 脱氧化皮处理，以使板厚成为〇. 5_的方式调整中