焊加熱前的TS高，則成型性差，因此核屯、尺寸惡化，結(jié)果，耐久性降低。另一方面，若W超過 550°C的溫度進(jìn)行退火，則制造工序中進(jìn)入材料的熱量變得過多，因此，金屬間化合物粗大 且稀疏地分布。粗大且稀疏地分布的金屬間化合物難W吸取固溶元素，難W降低材料中的 固溶量。此外，若退火溫度低于1小時(shí)，則上述效果不充分，若退火時(shí)間超過10小時(shí)，則由 于上述效果已飽和，經(jīng)濟(jì)上是不利的。
[0108] 此外，調(diào)質(zhì)可W是0材也可W是H材。設(shè)為Hln材或肥n材時(shí)，最終冷社率是重要 的。最終冷社率為50%W下，優(yōu)選的最終冷社率為5%~50%。若最終冷社率超過50%， 則加熱時(shí)再結(jié)晶晶核大量產(chǎn)生，接合加熱后的晶體粒徑變得微細(xì)。其中，若最終冷社率低于 5%，則有時(shí)制造實(shí)質(zhì)上變得困難。
[0109] 2-1.雙漉式連續(xù)鑄造社制法中金屬間化合物密度的控制
[0110] 通過上述雙漉式連續(xù)鑄造社制法和之后的制造工序，能夠使分散粒子比半連續(xù)鑄 造時(shí)更微細(xì)。然而，為了獲得本發(fā)明設(shè)及的侶合金材的金屬組織，更精密地控制凝固時(shí)的冷 卻速度是重要的。本發(fā)明人等發(fā)現(xiàn)，上述冷卻速度的控制能夠通過侶覆層厚度的控制和利 用社制負(fù)荷進(jìn)行的烙融金屬液穴控制（溶湯內(nèi)虧シッ制御）來進(jìn)行。 陽(yáng)111] 2-1-1.侶覆層厚度的控制
[0112] 侶覆層是W侶和氧化侶為主成分的被摸。鑄造中形成于漉表面的侶覆層改善漉表 面與烙融金屬的浸潤(rùn)，提高漉表面與烙融金屬間的熱傳導(dǎo)。為了形成侶覆層，可WW500N/mmW上的社制負(fù)荷對(duì)680~740°C的侶烙融金屬實(shí)施雙漉式連續(xù)鑄造社制，或者，也可W 在雙漉式連續(xù)鑄造社制開始前W壓下率20%W上對(duì)加熱至300°CW上的鍛造材用侶合金 板進(jìn)行2次W上社制。侶覆層形成中使用的侶烙融金屬或侶合金板特別優(yōu)選添加元素少的 1000系合金，但也可W使用其他侶合金系來形成覆層。鑄造中，侶覆層厚度經(jīng)常會(huì)增加，因 此將氮化棚或碳系脫模劑（石墨噴劑或者煤）WIOyg/cm2的量涂布在漉表面上，抑制侶 覆層的進(jìn)一步形成。此外，也可W利用刷漉等W物理方式除去。
[0113] 侶覆層厚度優(yōu)選設(shè)為1~500Jim。由此，烙融金屬的冷卻速度被調(diào)整至最合適，能 夠鑄造具有接合加熱時(shí)的耐變形性優(yōu)異的金屬間化合物密度和Si固溶量的侶合金。若侶 覆層厚度小于1ym，則烙融金屬與漉表面的浸潤(rùn)性差，因此，漉表面與烙融金屬的接觸面積 變小。由此，漉表面與烙融金屬的熱傳導(dǎo)性惡化，烙融金屬的冷卻速度降低。其結(jié)果是，金屬 間化合物粗大化，無法獲得期望的金屬間化合物密度。此外，若漉表面與烙融金屬的浸潤(rùn)性 差，則有時(shí)漉表面與烙融金屬局部性地不相接觸。運(yùn)種情況下，鑄塊再烙解，溶質(zhì)濃度高的 烙融金屬向鑄塊表面滲出，發(fā)生表面偏析，也有可能在鑄塊表面形成粗大的金屬間化合物。 另一方面，若侶覆層厚度超過500ym，則雖然漉表面與烙融金屬的浸潤(rùn)性提高，但由于覆層 過厚，漉表面與烙融金屬間的熱傳導(dǎo)性顯著惡化。其結(jié)果是，運(yùn)種情況下烙融金屬的冷卻速 度也會(huì)降低，因此，金屬間化合物粗大化，無法獲得期望的金屬間化合物密度和Si固溶量。 侶覆層厚度更優(yōu)選為80~410Jim。 陽(yáng)114] 2-1-2.利用社制負(fù)荷進(jìn)行的烙融金屬液穴控制
[0115] 關(guān)于連續(xù)鑄造板的金屬間化合物密度，優(yōu)選通過控制本來凝固時(shí)的冷卻速度來進(jìn) 行操作。其中，鑄造中的冷卻速度測(cè)定非常困難，需要利用能夠在線測(cè)量的參數(shù)對(duì)金屬間化 合物密度進(jìn)行控制。
[0116] 如圖1、2所示，雙漉式連續(xù)鑄造社制法通過在上下相對(duì)配置的金屬制冷卻漉2A、 2B和漉中屯、線3W及噴嘴頭4的出口所圍成的區(qū)域2內(nèi)，介由耐火材料制的噴嘴頭4注入 侶合金的烙融金屬1來實(shí)施。運(yùn)里，連續(xù)鑄造中的區(qū)域2大體分為社制區(qū)域5和非社制區(qū) 域6。社制區(qū)域5中的侶合金凝固完成而形成鑄塊，針對(duì)漉的下壓產(chǎn)生漉分離力。另一方 面，關(guān)于非社制區(qū)域6中的侶合金，雖然漉附近的凝固已完成，但板厚中央部W未凝固的烙 融金屬的形式存在，因此不發(fā)生漉分離力。即使改變鑄造條件，凝固開始點(diǎn)7的位置也幾乎 不會(huì)移動(dòng)。因此，若通過加快鑄造速度或提高烙融金屬溫度來如圖1所示減小社制區(qū)域5， 則烙融金屬液穴變深，結(jié)果，冷卻速度降低。相反，若通過減緩鑄造速度或降低烙融金屬溫 度來如圖2所示增大社制區(qū)域5,則烙融金屬液穴變淺，冷卻速度加快。W運(yùn)種方式，冷卻速 度可W通過社制區(qū)域的增減，即作為漉分離力的垂直成分的社制負(fù)荷8的測(cè)量來控制。其 中，烙融金屬液穴是鑄造時(shí)的凝固部與未凝固部的固液界面，該界面深入社制方向而形成 谷形時(shí)，稱為液穴深，相反，未進(jìn)入社制方向、形成接近平坦的界面時(shí)，稱為液穴淺。
[0117] 上述社制負(fù)荷優(yōu)選設(shè)為500~5000N/mm。若社制負(fù)荷低于500N/mm，則如圖1所 示，為社制區(qū)域4小、烙融金屬液穴深的狀況。由此，冷卻速度變低，容易形成粗大的結(jié)晶 物，難W形成微細(xì)的析出物。其結(jié)果是，接合加熱中W粗大的結(jié)晶物為核的再結(jié)晶晶粒增 加，結(jié)晶粒變得微細(xì)，因此變得容易變形。此外，由于微細(xì)的析出物變得稀疏，無法獲得適當(dāng) 的釘扎效果，Si固溶量也變多，因此在接合加熱中，在晶界生成的液相增加，變得容易變形。 進(jìn)而，溶質(zhì)原子在板厚中央部集中，成為發(fā)生中屯、線偏析的因素。
[011引另一方面，若社制負(fù)荷超過5000N/mm，則如圖2所示，為社制區(qū)域5大、烙融金屬液 穴淺的狀況。由此，冷卻速度變得過高，Al系金屬間化合物分布過密。其結(jié)果是，在接合加 熱中過度發(fā)揮釘扎效果，結(jié)晶粒微細(xì)，變得容易變形。此外，從漉表面的散熱量大，因此，凝 固進(jìn)行至不與漉表面接觸的烙融金屬（半月部9)。因此，鑄造中的烙融金屬供給不充分，波 紋變深，產(chǎn)生鑄塊表面的表面缺陷。該表面缺陷可W成為社制時(shí)斷裂的起點(diǎn)。 陽(yáng)119] 2-2.社制負(fù)荷的測(cè)定方法
[0120] 雙漉式連續(xù)鑄造社制法中，在鑄造中鑄塊產(chǎn)生將漉向上推的力，并且鑄造前至鑄 造中產(chǎn)生施加于上下漉間的一定的力。運(yùn)兩種力之和作為與漉中屯、線平行的成分可W利用 油壓式汽缸來測(cè)量。因此，社制負(fù)荷通過將鑄造開始前與鑄造中的汽缸壓的增加比例轉(zhuǎn)換 為力并除W鑄造板的寬度來求出。例如，汽缸數(shù)為2個(gè)、汽缸徑為600mm、1個(gè)汽缸壓的增加 為4MPa、鑄造中社制板的寬度為1500mm時(shí)，根據(jù)下述算式，板狀鑄塊的每單位寬度的社制 負(fù)荷為1508N/mm。
[0121] 4X30〇2xJT今1500X2 = 1508N/mm
[0122] 3.使用了W單層具有加熱接合功能的侶合金材的侶接合體
[0123] 接下來，對(duì)本發(fā)明設(shè)及的侶接合體進(jìn)行描述。本發(fā)明中，不使用針料，利用利用了 侶合金材本身發(fā)揮的接合能力的M0N0BRAZE法來制造侶接合體。本發(fā)明中，侶接合體是兩 個(gè)W上的部件接合而成的接合體，構(gòu)成該接合體的部件中的至少一個(gè)部件由本發(fā)明設(shè)及的 侶合金材形成。其他部件可W是本發(fā)明設(shè)及的侶合金材，也可W是其他侶合金材或純侶材。 本發(fā)明設(shè)及的侶接合體的制造方法是，W本發(fā)明設(shè)及的侶合金材為兩個(gè)W上的部件中的至 少一個(gè)被接合部件，與其他被接合部件組合后，進(jìn)行加熱處理使運(yùn)些被接合部件接合。例 如，考慮作為熱交換器的翅片材料的應(yīng)用時(shí)，翅片材料本身的變形是個(gè)很大的課題。因此， 對(duì)M0N0BRAZE法的接合條件進(jìn)行管理也是重要的。具體而言，W下述溫度加熱所需的時(shí)間 W至接合：所述溫度在本發(fā)明設(shè)及的侶合金材內(nèi)部生成液相的固相線溫度W上液相線溫度 W下，且是該侶合金材中生成液相而強(qiáng)度降低、無法維持形狀的溫度W下的溫度。
[0124] 作為進(jìn)一步具體的加熱條件，需要W該侶合金材內(nèi)生成的液相相對(duì)于侶合金材的 總質(zhì)量的質(zhì)量之比（W下記為液相率）超過0%且為35%W下的溫度進(jìn)行接合。若未生成 液相則無法接合，因而液相率需要多于0%。然而，若液相少則有時(shí)難W接合，因此優(yōu)選使液 相率為5 %W上。若液相率超過35 %，則生成的液相的量過多，接合加熱時(shí)侶合金材會(huì)大幅 變形，無法保持形狀。更優(yōu)選的液相率為5~30%，進(jìn)一步優(yōu)選的液相率為10~20%。
[0125] 此外，為了使液相充分填充于被接合部件間，優(yōu)選考慮其填充時(shí)間，液相率為5% W上的時(shí)間為30~3600秒是優(yōu)選的。更優(yōu)選液相率為5%W上的時(shí)間為60~1800秒， 由此，進(jìn)行了更充分的填充，形成確實(shí)的接合。若液相率為5%W上的時(shí)間低于30秒，則有 時(shí)液相無法在接合部充分填充。另一方面，若超過3600秒，則有時(shí)會(huì)發(fā)生侶材的變形。此 夕F，本發(fā)明的接合方法中，液相僅在極為接近接合部的位置移動(dòng)，因而該填充所需的時(shí)間并 不依賴于接合部的大小。 陽(yáng)126] 作為優(yōu)選的加熱條件的具體例子，當(dāng)為本發(fā)明設(shè)及的上述侶合金材時(shí)，W58(TC~ 640°C為接合溫度、將接合溫度下的保持時(shí)間設(shè)為0~10分鐘左右即可。運(yùn)里，0分鐘的意 思是，在部件的溫度達(dá)到規(guī)定的接合溫度后立即開始冷卻。上述保持時(shí)間更優(yōu)選為30秒至 5分鐘。關(guān)于接合溫度，例如，在Si量為1~1. 5%左右時(shí)將接合加熱溫度提高至610~ 640°C是優(yōu)選的。而當(dāng)Si量為4~5%左右時(shí)，將接合加熱溫度設(shè)定為低至580~590°C為 好。此外，為了使接合部的金屬組織為后述的優(yōu)選狀態(tài)，可W根據(jù)組成對(duì)加熱條件進(jìn)行調(diào) 整。 陽(yáng)127] 此外，測(cè)定加熱中的實(shí)際液相率是極為困難的。因此，本發(fā)明中規(guī)定的液相率通常 可W利用平衡狀態(tài)圖由合金組成和最高到達(dá)溫度利用杠桿原理（leverrule)求出。狀態(tài) 圖已經(jīng)明確的合金系中，可W使用該狀態(tài)圖利用杠桿原理求出液相率。另一方面，對(duì)于平衡 狀態(tài)圖尚未公開的合金系，可W利用平衡計(jì)算狀態(tài)圖軟件求出液相率。平衡計(jì)算狀態(tài)圖軟 件中整合有使用合金組成和溫度利用杠桿原理求出液相率的方法。平衡計(jì)算狀態(tài)圖軟件有 Thermo-CalcJhermo-CalcSoftwareAB公司制等。平衡狀態(tài)圖明確的合金系中，使用平 衡計(jì)算狀態(tài)圖軟件計(jì)算液相率與由平衡狀態(tài)圖利用杠桿原理求出液相率的結(jié)果為同樣的 結(jié)果，因而為了簡(jiǎn)便化，可W利用平衡計(jì)算狀態(tài)圖軟件。
[0128] 此外，加熱處理中的加熱氣氛優(yōu)選為經(jīng)氮?dú)?、氣氣等置換的非氧化性氣氛等。此 夕F，通過使用非腐蝕性助焊劑，可W獲得更好的接合性。進(jìn)而，還可W在真空中、減壓下進(jìn)行 加熱而接合。
[0129] 涂布上述非腐蝕性助焊劑的方法中，有組裝被接合部件后撒上助焊劑粉末的方 法、將助焊劑粉末懸浮于水中而進(jìn)行噴涂的方法等。提前涂布在素材上的情況下，若在助焊 劑粉末中混合丙締酸樹脂等粘合劑并涂布，則能夠提高涂布的密合性。作為通常為了獲得 助焊劑的功能而使用的非腐蝕性助焊劑，可W列舉KAIF4、KzAlFg、KzAlFg? &0、KsAlFe、AIF3、 KSiFs、KzSiFe等氣化物系助焊劑、CssAlFe、CSAIF4?2&0、CS2AIF5?H2O等飽系助焊劑。
[0130] 本發(fā)明設(shè)及的W單層具有加熱接合功能的侶合金材可W通過上述那樣的加熱處 理和加熱氣氛的控制而良好地接合。其中，尤其