[0076] 1-6-1.關(guān)于化
[0077] 化的添加對(duì)于利用犧牲抗蝕作用提高耐蝕性是有效的。化在基質(zhì)中大體均勻地 固溶，若產(chǎn)生液相，則在液相中溶出，因而液相中的化變濃。若液相在表面滲出，則滲出的 部分中的化濃度上升，因此，由于犧牲陽(yáng)極作用，耐蝕性提高。此外，當(dāng)將本發(fā)明的侶合金 材應(yīng)用于熱交換器時(shí)，通過在翅片中使用本發(fā)明的侶合金材，還可W發(fā)揮防止管等的腐蝕 的犧牲抗蝕作用。若化添加量超過6.0%，則腐蝕速度變快，自耐蝕性降低。因此，化添加 量設(shè)為6. 0%W下。優(yōu)選的化添加量為0. 05%~6. 0%。
[0078] 1-6-2.關(guān)于Sru In
[0079]Sn和In實(shí)現(xiàn)發(fā)揮犧牲陽(yáng)極作用的效果。若各自的添加量超過0.3%，則腐蝕速度 變快，自耐蝕性降低。因此，Sn和In的添加量分別設(shè)為0. 3%W下。優(yōu)選的Sn和In的添 加量分別為0.05%~0.3%。
[0080] 1-7.關(guān)于第3選擇添加元素
[0081] 本發(fā)明中，為了進(jìn)一步提高強(qiáng)度、耐蝕性，除了上述必需元素、第1選擇添加元素 和第2選擇添加元素中的至少任一者W外，進(jìn)一步添加規(guī)定量的選自Ti、V、化、Ni和Zr中 的1種或2種W上作為第3選擇添加元素。其中，當(dāng)含有運(yùn)樣的第3選擇添加元素時(shí)，關(guān)于 Al系金屬間化合物的體積密度和Si系金屬間化合物的面密度也如上所述進(jìn)行規(guī)定。
[0082] 1-7-1.關(guān)于Ti、V
[0083]Ti和V除了在基質(zhì)中固溶而提高強(qiáng)度W外，還具有層狀分布而防止板厚方向的腐 蝕的進(jìn)行的效果。若各自的添加量超過0.3%，則產(chǎn)生粗大結(jié)晶物，妨礙成型性、耐蝕性。因 此，Ti和V的添加量分別設(shè)為0. 3 %W下。優(yōu)選的Ti和V的添加量分別為0. 05 %~0. 3 %。
[0084] 1-7-2.關(guān)于Cr
[00化]化通過固溶強(qiáng)化而提高強(qiáng)度，此外通過M-化系的金屬間化合物的析出而在加熱 后的結(jié)晶粒粗大化中發(fā)揮作用。若添加量超過0. 3%，則容易形成粗大的金屬間化合物，塑 性加工性降低。因此，化的添加量設(shè)為0.3%W下。優(yōu)選的化的添加量為0.05%~0.3%。
[0086] 1-7-3.關(guān)于Ni
[0087]NiW金屬間化合物的形式結(jié)晶或析出，通過分散強(qiáng)化發(fā)揮提高接合后的強(qiáng)度的效 果。Ni的添加量設(shè)為2.0%W下的范圍，優(yōu)選在0.05%~2.0%的范圍。若Ni的含量超過 2. 0%，則容易形成粗大的金屬間化合物，使加工性降低，自耐蝕性也降低。
[0088] 1-7-4.關(guān)于Zr
[0089] ZrWA^Zr系的金屬間化合物的形式析出，通過分散強(qiáng)化，發(fā)揮提高接合后的強(qiáng) 度的效果。此外，A^Zr系的金屬間化合物在加熱中的結(jié)晶粒粗大化中發(fā)揮作用。若添加 量超過0.3%，則容易形成粗大的金屬間化合物，塑性加工性降低。因此，Zr的添加量設(shè)為 0.3%W下。優(yōu)選的Zr的添加量為0.05%~0.3%。
[0090] 1-8.關(guān)于第4選擇添加元素
[0091] 本發(fā)明設(shè)及的侶合金材中，為了通過實(shí)現(xiàn)液相特性的改善而使接合性更好，除了 上述必需元素和第1~3選擇添加元素中的至少任一者W外，還可W進(jìn)一步添加規(guī)定量的 選自Be、Sr、Bi、化和化中的1種或2種W上作為第4選擇添加元素。其中，當(dāng)含有運(yùn)樣 的第4選擇添加元素時(shí)，關(guān)于Al系金屬間化合物的體積密度和Si系金屬間化合物的面密 度也如上所述進(jìn)行規(guī)定。
[0092] 作為運(yùn)樣的元素，根據(jù)需要添加1種或2種W上的下述元素：Be:0. 1% W下、Sr : 0. 1% W下、Bi :0. 1% W下、化：0. 1% W下和Ca :0. 05% W下。其中，運(yùn)些元素各自的優(yōu) 選的范圍是，Be:0.0001% ~0.1%，Sr:0.0001% ~0.1%，Bi:0.0001% ~0.1%，化： 0.0 OOl%~0. 1%W下，Ca :0.0 OOl%~0. 05% W下。運(yùn)些微量元素可W通過Si粒子的微 細(xì)分散、液相的流動(dòng)性提高等來改善接合性。若運(yùn)些微量元素低于上述優(yōu)選的規(guī)定范圍，貝U 有時(shí)Si粒子的微細(xì)分散、液相的流動(dòng)性提高等效果不充分。此外，若超過上述優(yōu)選的規(guī)定 范圍，則產(chǎn)生耐蝕性降低等弊端。
[0093] 1-9.Si、Fe、Mn的含量的關(guān)系 W94] 因此，化和Mn均與Si-起形成Al-Fe-Mn-Si系的金屬間化合物。生成Al-Fe-Mn-Si系金屬間化合物的Si對(duì)于液相的生成的作用小，因此，接合性降低。因此，在 本發(fā)明設(shè)及的侶合金材中添加化和Mn時(shí)，優(yōu)選關(guān)注Si、Fe、Mn的含量。具體而言，當(dāng)將Si、 Fe、Mn的含量（mass% )分別設(shè)為S、F、M時(shí)，優(yōu)選滿足1. 2蘭S-0. 3(F+M)蘭3. 5的關(guān)系式。 當(dāng)S-0. 3 (F+M)低于1. 2時(shí)，接合不充分。另一方面，當(dāng)S-0. 3 (F+M)大于3. 5時(shí)，接合前后 形狀容易發(fā)生變化。
[0095] 1-10.關(guān)于材料的固相線和液相線
[0096] 此外，本發(fā)明的生成液相的侶合金材優(yōu)選為固相線溫度與液相線溫度之差為10°C W上的侶合金材。若超過固相線溫度，則液相的生成開始，若固相線溫度與液相線溫度之 差小，則固體和液體共存的溫度范圍變窄，難W對(duì)產(chǎn)生的液相的量進(jìn)行控制。因此，優(yōu)選將 該差設(shè)為IOCW上。例如，作為具有滿足該條件的組成的合金，可W列舉M-Si系合金、 A^Si-Mg系、Al-Si-Cu系、Al-Si-化系和Al-Si-Cu-Mg系等。此外，固相線溫度與液相線 溫度之差越大，則越容易控制至適當(dāng)?shù)囊合嗔?。因此，固相線溫度與液相線溫度之差的上限 沒有特別限定。
[0097] 1-11.通過M0N0BRAZE法進(jìn)行接合前的抗拉強(qiáng)度
[0098]此外，本發(fā)明設(shè)及的侶合金材優(yōu)選為通過M0N0BRAZE法進(jìn)行接合前的抗拉強(qiáng)度為 80~250MPa的侶合金材。若該抗拉強(qiáng)度低于80MPa，則用于成型為制品的形狀所需的強(qiáng)度 不足，無(wú)法成型。若該抗拉強(qiáng)度超過250MPa，則成型后的形狀保持性差，W接合體的形式組 合時(shí)，與其他部件之間產(chǎn)生間隙，接合性惡化。其中，通過M0N0BRAZE法進(jìn)行的接合前的抗 拉強(qiáng)度是指20~30°C的室溫下的測(cè)定值。此外，通過M0N0BRAZE法進(jìn)行的接合前的抗拉 強(qiáng)度（TO)與接合后的抗拉強(qiáng)度（T)之比（T/T0)優(yōu)選在0.6~1. 1的范圍。當(dāng)（T/T0)低 于0.6時(shí)，材料的強(qiáng)度不足，有時(shí)會(huì)損害作為結(jié)構(gòu)體的功能，若超過1.1，則在晶界的析出過 剩，有時(shí)容易發(fā)生晶界腐蝕。
[0099] 2. W單層具有加熱接合功能的侶合金材的制造方法
[0100] 接下來，對(duì)本發(fā)明設(shè)及的W單層具有加熱接合功能的侶合金材的制造方法進(jìn)行說 明。本發(fā)明設(shè)及的侶合金材使用連續(xù)鑄造法來制造。連續(xù)鑄造法中，由于凝固時(shí)的冷卻速 度快，因此難W形成粗大的結(jié)晶物，抑制了當(dāng)量圓直徑5.0ym~10ym的Si系金屬間化合 物的形成。其結(jié)果是，能夠減少再結(jié)晶晶核的數(shù)量，因此僅特定的結(jié)晶粒進(jìn)行生長(zhǎng)，可獲得 粗大的結(jié)晶粒。此外，Mn、Fe等的固溶量變大，因此在之后的加工工序中促進(jìn)了當(dāng)量圓直徑 0.Olym~0. 5ym的Al系金屬間化合物的形成。W運(yùn)種方式，通過形成獲得了適當(dāng)強(qiáng)度的 釘扎效果和使晶粒內(nèi)的固溶Si集中的效果的、當(dāng)量圓直徑0.Olym~0. 5ym的Al系金屬 間化合物，僅有限的結(jié)晶粒進(jìn)行生長(zhǎng)，可獲得粗大的結(jié)晶粒且晶界的液相生成受到抑制，耐 變形性提高。 陽(yáng)101] 此外，連續(xù)鑄造法中，由于當(dāng)量圓直徑0.Olym~0. 5ym的Al系金屬間化合物的 形成，基質(zhì)中的固溶Si量降低。其結(jié)果是，供給至接合加熱中的晶界的固溶Si量進(jìn)一步減 少，晶界的液相生成雙到抑制，耐變形性提局。
[0102] 作為連續(xù)鑄造法，只要是雙漉式連續(xù)鑄造社制法、雙帶式連續(xù)鑄造法等連續(xù)鑄造 板狀鑄塊的方法就沒有特別限定。雙漉式連續(xù)鑄造社制法是由耐火材料制的烙融金屬噴嘴 (給湯y義;k)向一對(duì)水冷漉間供給侶烙融金屬?gòu)亩B續(xù)鑄造社制薄板的方法，已知亨特 法、3C法等。此外，雙帶式連續(xù)鑄造法是下述連續(xù)鑄造方法：在上下相對(duì)并進(jìn)行水冷的旋轉(zhuǎn) 帶間注入烙融金屬，從而利用來自帶面的冷卻使烙融金屬凝固，制成板巧，由帶的與注入側(cè) 相反的一側(cè)將該板巧連續(xù)抽出并卷成卷狀。
[0103] 雙漉式連續(xù)鑄造社制法中，鑄造時(shí)的冷卻速度比半連續(xù)鑄造法快數(shù)倍~數(shù)百倍。 例如，半連續(xù)鑄造法時(shí)的冷卻速度為0. 5~20°C/秒，而雙漉式連續(xù)鑄造社制法時(shí)的冷卻速 度為100~IOOCTC/秒。因此，具有鑄造時(shí)生成的分散粒子比半連續(xù)鑄造法更微細(xì)且更高 密度地分布的特征。由此抑制了粗大的結(jié)晶物的產(chǎn)生，因此，接合加熱中的結(jié)晶粒粗大化。 此外，由于冷卻速度快，能夠使添加元素的固溶量增加。由此，由之后的熱處理形成微細(xì)的 析出物，能夠有助于接合加熱中的結(jié)晶粒粗大化。本發(fā)明中，優(yōu)選將雙漉式連續(xù)鑄造社制法 時(shí)的冷卻速度設(shè)為100~l〇〇〇°C/秒。若低于100°C/秒，則難W得到目標(biāo)金屬組織，若超 過1000°C/秒，則難W穩(wěn)定地制造。
[0104] 通過雙漉式連續(xù)鑄造社制法進(jìn)行鑄造時(shí)，社制板的速度優(yōu)選為0. 5~3m/分鐘。鑄 造速度受冷卻速度的影響。當(dāng)鑄造速度低于0. 5m/分鐘時(shí)，無(wú)法獲得上述那樣的充分的冷 卻速度，化合物變得粗大。此外，當(dāng)超過3m/分鐘時(shí)，鑄造時(shí)，侶材無(wú)法在漉間充分凝固，無(wú) 法獲得正常的板狀鑄塊。 陽(yáng)1化]通過雙漉式連續(xù)鑄造社制法進(jìn)行鑄造時(shí)，烙融金屬溫度優(yōu)選為650~800°C的范 圍內(nèi)。烙融金屬溫度是位于烙融金屬噴嘴正前方的流漿箱的溫度。若烙融金屬溫度為低于 65(TC的溫度，則烙融金屬噴嘴內(nèi)生成粗大的金屬間化合物的分散粒子，它們混入鑄塊從而 成為冷社時(shí)板斷裂的原因。若烙融金屬溫度超過800°C，則鑄造時(shí)，濾材無(wú)法在漉間充分凝 固，無(wú)法獲得正常的板狀鑄塊。更優(yōu)選的烙融金屬溫度為680~750°C。
[0106] 通過雙漉式連續(xù)鑄造社制法鑄造的板狀鑄塊的板厚優(yōu)選為2mm~10mm。在該厚度 范圍內(nèi)，板厚中央部的凝固速度也快，容易獲得組織均勻的組織。若板厚低于2mm，則每單位 時(shí)間通過鑄造機(jī)的侶量少，難W在板寬度方向上穩(wěn)定地供給烙融金屬。另一方面，若板厚超 過10mm，則難W用漉卷繞。更優(yōu)選的板狀鑄塊的板厚為4mm~8mm。
[0107] 在將通過雙漉式連續(xù)鑄造社制法鑄造的板狀鑄塊冷社為最終板厚的工序中，W 250~550°C在1~10小時(shí)的范圍內(nèi)進(jìn)行退火。在鑄造后的制造工序中，該退火可W在除 最終冷社W外的任何工序中進(jìn)行，需要進(jìn)行1次W上。其中，退火次數(shù)的上限優(yōu)選為3次， 更優(yōu)選為2次。該退火是為了使材料軟化從而容易在最終社制中獲得期望的材料強(qiáng)度而進(jìn) 行的，通過該退火，可W將材料中的金屬間化合物的尺寸和密度、添加元素的固溶量調(diào)整至 最合適。若退火溫度低于250°C，則材料的軟化不充分，因此硬焊加熱前的TS變高。若硬