钎料和热交换器用钎焊板的制作方法

本发明涉及用于汽车用热交换器等的钎接结构体的4000系铝合金钎料和含有该钎料的铝合金钎焊板。

背景技术：

一直以来，作为汽车等的热交换器的原材，使用的是在芯材一面或两面配有钎料的铝合金(以下，有仅称为“al合金”的情况)所构成的钎焊板(以下，有仅称为“钎焊板”的情况)。例如，在用于汽车的中间冷却器、散热器、油冷器、电容器、暖气芯、蒸发器等的热交换器的管、集管箱板、侧撑等的各构件中，会使用至少在芯材的一侧包覆有由al－si系合金构成的钎料的钎焊板。这些钎焊板分别被成型加工为规定的形状后，各构件在钎焊工序中被接合。

在此，以前以防止铸造时的裂纹，即晶粒微细化为目的，一般是在铝合金中添加al－ti－b系合金。但是，若添加ti和b，则粗大的si晶粒容易生成。另外，4000系铝合金钎料的凝固组织，主要由al－si共晶和α固溶体构成，但存在共晶组织中有最大直径超过20μm的粗大的si晶粒结晶出来的情况。粗大的si晶粒的si浓度和尺寸，不会因之后的加工、热处理而发生重大变化。因此可知，若粗大的si晶粒生成，则钎焊加热时，在粗大的si晶粒的周围会发生显著熔融，从而发生熔洞。相对于此，以前是通过添加na、sr等的共晶si的微细化处理等来抑制粗大si晶粒的生成(参照专利文献1)。但是，在此技术中，抑制粗大si晶粒的生成并不充分。

因此，在专利文献1中，公开的是通过防止粗大si晶粒的晶化，或抑制粗大si晶粒的生长，可以在钎焊加热时不使熔洞发生或抑制熔洞发生的热交换器用铝钎焊板的钎料及其制造方法。

【现有技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】日本特开2003－39194号公报

如此，过去为了抑制粗大的si晶粒的生成而使用了各种技术。但是，仍希望开发出在铝合金的熔化和铸造时，实现粗大的si晶粒的生成进一步得到抑制的技术。

技术实现要素：

本发明正是解决所述课题的技术，其课题在于，提供一种可抑制粗大的si晶粒生成的钎料和使用了它的热交换器用钎焊板。

本发明者们发现，在含有si：3.5质量％以上并在13.0质量％以下的4000系钎料中，通过达到ti：0.001质量％以上并在0.05质量％以下、v：高于0.0005质量％并在0.05质量％以下和b：0.001质量％以下(不含0质量％)，并使所述v含量(质量％)除以所述ti含量(质量％)的值，即v/ti值为0.05以上并在5以下，可抑制粗大的si晶粒的生成。

即，本发明的钎料，其特征在于，含有si：3.5质量％以上并在13.0质量％以下、ti：0.001质量％以上并在0.05质量％以下、v：高于0.0005质量％并在0.05质量％以下和b：0.001质量％以下(不含0质量％)，余量由al和不可避免的杂质构成，所述v含量(质量％)除以所述ti含量(质量％)的值，即v/ti值为0.05以上并在5以下。

根据这样的构成，在铝合金的熔化和铸造时，可抑制粗大的si晶粒的生成，成为粗大的si晶粒的生成得到抑制的钎料。

另外，本发明的钎料，优选还含有na：0.0001质量％以上并在0.01质量％以下和sr：0.001质量％以上并在0.05质量％以下之中一种以上。

根据这样的构成，会成为使共晶si微细化的钎料。

另外，本发明的钎料，优选还含有zn：0.01质量％以上并在6.0质量％以下。

根据这样的构成，会成为钎料面侧的耐腐蚀性提高了的钎料。

另外，本发明的钎料，优选还含有mn：0.01质量％以上并在1.2质量％以下和fe：0.3质量％以上并在1.2质量％以下之中一种以上。根据这样的构成，会成为钎料面侧的耐腐蚀性提高的钎料。

另外，本发明的热交换器用钎焊板(以下，适宜称为钎焊板)，其特征在于，在芯材的至少一面包覆有前面所述的钎料。

根据这样的构成，钎焊板可在钎焊加热时抑制熔洞的发生。

本发明的钎料，因为粗大的si晶粒的生成得到抑制，所以在钎焊加热时可抑制熔洞的发生。

本发明的热交换器用钎焊板，在钎焊加热时可抑制熔洞的发生。

附图说明

图1是用于说明铸块的截面的示意图。

图2是用于说明截面的中央部的示意图。

具体实施方式

以下，对于本发明的钎料和热交换器用钎焊板具体地加以说明。

《钎料》

本发明的钎料中，按规定量含有si、ti、v、b，余量由al和不可避免的杂质构成，另外，规定了v/ti值。

另外，钎料中除了所述成分以外，作为任意成分，也可以按规定量含有na、sr之中一种以上。此外，作为任意成分，也可以按规定量含有zn，进而，作为任意成分，也可以按规定量含有mn、fe之中一种以上。

以下，对于各成分的限定理由进行说明。还有，各成分的含量，是在钎料整体中的含量。

(si：3.5质量％以上并在13.0质量％以下)

如果si含量低于3.5质量％，则钎接所需要的钎料的量不足，钎焊不良发生。另一方面，若si含量高于13.0质量％，则初晶si生成，并生长得粗大。因此，si含量为3.5质量％以上并在13.0质量％以下。

从使钎焊更良好的观点出发，si含量优选为4.0质量％以上，更优选为6.0质量％以上。另外，从进一步抑制初晶si的生成的观点出发，si含量优选为12.5质量％以下，更优选为12.0质量％以下。

(ti：0.001质量％以上并在0.05质量％以下)

为了防止铸造裂纹，ti含量为0.001质量％以上。另一方面，若ti含量高于0.05质量％，则粗大si晶粒容易生成。其机理尚不明确，但可认为若ti含量高于0.05质量％，则tib2的生成量过剩，tib2作为si晶粒的成核点起作用，因此粗大si晶粒容易生成。因此，ti含量为0.001质量％以上并在0.05质量％以下。从进一步提高防止铸造裂纹的效果的观点出发，ti含量优选为0.005质量％以上，更优选为0.01质量％以上。另外，从进一步抑制粗大si晶粒生成的观点出发，ti含量优选为0.04质量％以下，更优选为0.02质量％以下。

(v：高于0.0005质量％并在0.05质量％以下)

虽然机理不明，但通过在tib2中包含v，tib2便不会作为si晶粒的成核点起作用，因此粗大si晶粒的生成得到抑制。如果v含量在0.0005质量％以下，则包含在tib2中的v量太少，tib2作为粗大si晶粒的成核点起作用，因此粗大si晶粒容易生成。另一方面，若v含量高于0.05质量％，则生成al－v系化合物、al－ti-v(-b)系化合物等，其作为si晶粒的成核点起作用，所以粗大si晶粒容易生成。因此，v含量高于0.0005质量％并在0.05质量％以下。从进一步抑制粗大si晶粒的生成的观点出发，v含量优选为0.005质量％以上，更优选为高于0.01质量％。另外，从进一步抑制粗大si晶粒的生成的观点出发，v含量优选为0.04质量％以下，更优选为0.03质量％以下。

(b：0.001质量％以下(不含0质量％))

b若其含量高于0.001质量％，则粗大si晶粒容易生成。其机理尚不明确，但可认为若b含量高于0.001质量％，则tib2的生成量过剩，tib2作为si晶粒的成核点起作用，因此粗大si晶粒容易生成。因此，b含量为0.001质量％以下。从进一步抑制粗大si晶粒的生成的观点出发，b含量优选为0.0008质量％以下，更优选为0.0005质量％以下。另一方面，从进一步提高防止铸造裂纹的效果的观点出发，b含量的下限值优选为0.00001质量％。

(na：0.0001质量％以上并在0.01质量％以下)

通过在钎料中添加na，共晶si得到微细化。如果na含量低于0.0001质量％，则有无法充分得到该效果的情况。另一方面，若na含量高于0.01质量％，则钎料的流动性降低，钎焊加热时焊脚的形成容易不充分。因此，添加na时，na含量为0.0001质量％以上并在0.01质量％以下。从使共晶si微细化的观点出发，na优选为0.0003质量％以上，更优选为0.0005质量％以上。另外，从抑制钎料的流动性降低的观点出发，na优选为0.008质量％以下，更优选为0.005质量％以下。

(sr：0.001质量％以上并在0.05质量％以下)

通过在钎料中添加sr，共晶si得到微细化。如果sr含量低于0.001质量％，则无法充分得到该效果。另一方面，若sr含量高于0.05质量％，则钎料的流动性降低，钎焊加热时焊脚的形成容易不充分。因此，添加sr时，sr含量为0.001质量％以上并在0.05质量％以下。从使共晶si微细化的观点出发，sr优选为0.002质量％以上，更优选为0.003质量％以上。另外，从抑制钎料的流动性降低的观点出发，sr优选为0.047质量％以下，更优选为0.045质量％以下。

(zn：0.01质量％以上并在6.0质量％以下)

为了提高钎料面侧的耐腐蚀性，也可以添加zn。如果zn含量低于0.01质量％，则得不到良好的耐腐蚀性。另一方面，若zn含量高于6.0质量％，则zn在钎料表面过剩地稠化而提高自消耗速度，因此耐腐蚀性降低。因此，添加zn时，zn含量为0.01质量％以上并在6.0质量％以下。从降低自消耗速度的观点出发，zn含量优选为5.5质量％以下，更优选为5.0质量％以下。

(mn：0.01质量％以上并在1.2质量％以下)

为了提高钎料面侧的耐腐蚀性，也可以添加mn。通过添加mn，可形成al－mn－si系化合物等，在其周围腐蚀进行。因此，腐蚀被分散，耐腐蚀性提高。如果mn含量低于0.01质量％，则得不到良好的耐腐蚀性。另一方面，若mn含量高于1.2质量％，则铸造时容易形成粗大的al－mn－si系化合物等，加工性降低。因此，添加mn时，mn含量为0.01质量％以上并在1.2质量％以下。从提高加工性的观点出发，mn含量优选为1.1质量％以下，更优选为1.0质量％以下。

(fe：0.3质量％以上并在1.2质量％以下)

为了提高钎料面侧的耐腐蚀性，也可以添加fe。通过添加fe，可形成al－fe－si系化合物等，在其周围腐蚀进行。因此，腐蚀被分散，耐腐蚀性提高。如果fe含量低于0.3质量％，则得不到良好的耐腐蚀性。另一方面，若fe含量高于1.2质量％，则铸造时容易形成粗大的al－fe－si系化合物等，加工性降低。因此，添加fe时，fe含量为0.3质量％以上、1.2质量％以下。从进一步提高耐腐蚀性的提高效果的观点出发，fe含量优选为0.35质量％以上，更优选为0.4质量％以上。另外，从提高加工性的观点出发，fe含量优选为1.1质量％以下，更优选为1.0质量％以下。

(余量：al和不可避免的杂质)

钎料的余量是al和不可避免的杂质。钎料中，作为不可避免的杂质，也可以含有fe：低于0.3质量％、mn：低于0.01质量％、zn：低于0.01质量％、cu：低于0.05质量％，p：低于0.005质量％等。

(v/ti值：0.05以上并在5以下)

如果v/ti值低于0.05，则容易生成不含v的tib2，其作为si晶粒的成核点起作用，因此粗大si晶粒容易生成。另一方面，若v/ti值高于5，则al－v系化合物等容易生成，其作为si晶粒的成核点起作用，因此粗大si晶粒容易生成。因此，v/ti值为0.05以上并在5以下。从进一步抑制粗大si晶粒的生成的观点出发，v/ti值优选为0.2以上，更优选为0.7以上。另外，从进一步抑制粗大si晶粒的生成的观点出发，v/ti值优选为4以下，更优选为3.5以下。

所述本发明的钎料，可抑制粗大的si晶粒的生成。在此，本申请中所谓粗大的si晶粒，是指当量圆直径在20μm以上的晶粒。例如，由以下的方法测量si晶粒时，如果最粗大的si晶粒以当量圆直径计低于20μm，则可以说组织中包含的粗大的si晶粒的量得到抑制。

[最大si晶粒直径的测量方法]

如图1、2所示，对于铸块1的铸造方向x的中心部(铸造方向x的长度的一半的部位)，在与铸造方向x正交的方向上垂直切割成圆片，通过湿式研磨，将截面s的中央部50mm(厚度方向(垂直方向))×70mm(宽度方向(与铸造方向x正交的方向))的区域a加工成镜面后，利用光学显微镜等，例如以100倍，针对区域a的全域调查si晶粒的分布状态。具体来说，以光学显微镜等对于全域拍摄照片，由经过二值化处理的图像，通过分析软件求得si晶粒的当量圆直径并判别大小。还有，图1、2为了使记述内容易于领会而进行了示意性地图示，各附图表示的构件和区域的大小等有所夸张。

《钎焊板》

本发明的钎焊板，是在芯材的至少一面包覆有前面所述的钎料而成的。

作为钎焊板，例如，能够列举在芯材的一面侧形成有钎料，在另一侧形成有牺牲材的3层的钎焊板，和在芯材的两面侧形成有钎料的3层的钎焊板。另外，也可以为在芯材与钎料之间，和在芯材与牺牲材之间形成有中间材的4层或5层的钎焊板。此外，也可以是增加了牺牲材、钎料、中间材的层数的6层以上的钎焊板。

作为本发明的钎焊板所使用的芯材没有特别规定，使用现有公知的即可。作为用于钎焊板的芯材的铝合金，2000系、3000系、5000系、6000系铝合金都能够使用。如果是这些铝合金，则作为汽车用热交换器等的用途所使用的铝合金钎焊板，在物性方面能够充分使用。

具体来说，例如，能够使用含有si：0.10～1.00质量％、cu：0.50～1.20质量％和mn：0.50～2.00质量％，余量是al和不可避免的杂质的铝合金。另外，能够使用根据需要，还含有从ti：0.05～0.25质量％、cr：0.05～0.25质量％和mg：0.05～0.50质量％中选择和至少一种的铝合金。

作为本发明的钎焊板所使用的牺牲材，没有特别规定，使用现有公知的即可。作为用于钎焊板的牺牲材的铝合金，例如，能够使用含有zn的7000系铝合金。此外，也可以含有si和mn等。例如，能够使用al-mg－si－zn合金、al-si-mn-zn系合金、al－mg－zn系合金等。

具体来说，例如，能够使用含有si：高于0.20质量％并在0.80质量％以下、zn：高于2.00质量％并在5.00质量％以下和mg：1.00～4.50质量％，余量是al和不可避免的杂质的铝合金。

作为本发明的钎焊板所使用的中间材，没有特别规定，使用现有公知的即可。作为用于钎焊板的中间材的铝合金，例如，除了纯al和jis3003以外，为了提高强度和确保与钎料的电位差，能够适合使用的是添加有si、mn、cu、ti等的铝合金。

《钎焊板的制造方法》

接着，对于本发明的钎焊板的制造方法进行说明。本发明的钎焊板，作为代表性的制造方法的例子，能够由以下的制造方法制造。在此，对于在芯材的一面侧形成有钎料，在另一面侧形成有牺牲材的3层的钎焊板的制造方法进行说明。

首先，通过连续铸造法，熔化、铸造芯材用铝合金、牺牲材用铝合金和钎料用铝合金而制造铸块。对于该铸块进行端面车削(表面平滑化处理)和均质化热处理，由此制造芯材用铸块(芯材用构件)、牺牲材用铸块、钎料用铸块。其后，牺牲材用铸块和钎料用铸块，分别热轧至规定厚度，作为牺牲材用构件、钎料用构件。关于钎料用铸块，其铸造时在铸块中央部的冷却速度，优选从577℃至600℃的温度范围为0.01℃/秒以上。

其次，使芯材用构件的一面侧重合钎料用构件，另一面侧重合牺牲材用构件，对于该重合材进行热处理(再加热)后，通过热轧压合而作为板材。之后，对这些板材进行冷轧，根据需要进行中间退火，再进行最终冷轧。还有，最终冷轧之后也可以进行最终退火，另外，也可以不进行中间退火和最终冷轧，而在冷轧之后进行最终退火。

另外，对于芯材用铸块也可以不进行均质化处理。对于钎料用铸块和牺牲材用铸块，也可以不进行热轧，而是通过端面车削调整厚度，分别作为钎料用构件、牺牲材用构件。另外，也可以对于重合材不进行热处理。

上述的各材料的铸造、均质化热处理、再加热、热轧、冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火的条件，能够遵循公知的常规方法进行。

还有，芯材用构件、牺牲材用构件和钎料用构件，是成为钎焊板之前的，因此这里作为芯材用构件、牺牲材用构件和钎料用构件。但是，也可以将其称为芯材、牺牲材和钎料，在本发明中，将钎料用构件称为钎料。

本发明的钎料，还有使用了它的钎焊板，例如，能够广泛用于汽车所用的中间冷却器、散热器、油冷器、电容器、暖气芯、蒸发器等的热交换器的管、集管箱板、侧撑等的各种用途。

为了在这样的用途中使用，一般需要使用具有钎料的钎焊板，加工成钎接结构体。

作为钎接结构体的制造方法，以下说明其一例。例如，如果是搭载于汽车的电容器、蒸发器、中间冷却器等的热交换器，则一般使用本发明的钎焊板，将构成流体通路的偏平管状的管和板材与进行了波纹成形的翅片交替反复重叠组合，以使流体通路集结的方式，使管嵌合在板材经冲压成形而成的箱板(集管)上，成为组装的结构体。

在这些零件组装好的状态下，通过钎焊加热，分别接合管与翅片，管与板，制造热交换器。通过钎焊加热，熔融的钎料(熔融钎料)填充到零件间的连接部位而形成钎料池(焊脚)，由此，构成结构体的零件彼此被接合。

这些管、箱板和翅片的至少任意一个，能够适用在由铝合金构成的芯材的至少一侧的面包覆有本发明的钎料的钎焊板。

【实施例】

接下来，使满足本发明的要件的实施例与不满足本发明的要件的比较例加以对比，对于本发明的钎料和钎焊板具体加以说明。

将含有表1所示的元素，设想为钎料(根据情况也赋予耐腐蚀性的钎料)的al－si系合金，通过dc铸造进行熔炼、铸造而制作铸块。对于该铸块，测量最大si晶粒直径。还有，铸块的尺寸为厚度150mm×宽度350mm×长度1000mm。铸造时的该铸块中央部的冷却速度，在从577℃至600℃的温度范围内约为0.5℃/秒。

[最大si晶粒直径的测量方法]

对于铸块的铸造方向的中心部(铸造方向的长度的一半的部位)，在与铸造方向正交的方向垂直切割成圆片，通过湿式研磨，将截面的中央部50mm(厚度方向)×70mm(宽度方向)的区域加工成镜面后，利用光学显微镜，以100倍，针对所述区域的全域调查si晶粒的分布状态。具体来说，用光学显微镜对全域拍摄照片，由经过二值化处理的图像，通过分析软件(image－proplus，mediacybernetics社制，版本.6.0)求得si晶粒的当量圆直径并判别大小。最粗大的si晶粒以当量圆直径计低于10μm评价为◎，10μm以上并低于15μm评价为○，15μm以上并低于20μm评价为△，20μm以上评价为×。而后，◎、○、△为合格。

接着，通过dc铸造将作为al－mn－si系合金的芯材用合金进行铸锭，对两面进行端面车削直至分别达到预期的厚度，得到芯材用铸块。另外，钎料用铸块从与铸造方向正交的方向上的垂直的截面的中央部50mm(厚度方向)×70mm(宽度方向)的区域切下。然后，分别实施均质化处理，使钎料用铸块、芯材用铸块组合而作为重合材，经过热轧、冷轧、退火，作为厚0.2mm的供试材。钎料的包覆率为10％。

在所述制作好的钎料用铸块中，通过目视观察，在铸块表面确认到条纹时，在此位置进行铸块的截面观察，测量裂纹的深度。最大长度为20mm以上的裂纹判断为铸造裂纹。

对于所述制作好的供试材，切割成厚0.2mm×宽50mm×长200mm的尺寸，以600℃进行3分钟的相当于钎焊的加热。其后，切割成20mm宽的尺寸，准备厚0.2mm×宽20mm的板25张，使之重合。然后，对于供试材的轧制方向的中心部(轧制方向的长度的一半的部位)，与轧制方向正交的方向上的垂直的截面的截面积为100mm²(厚0.2mm×宽20mm×25张)的区域进行研磨，用keller试剂实施蚀刻后，利用光学显微镜，以100倍，对于所述区域的全域进行截面观察。在熔融钎料对芯材的侵蚀最显著的地方，测量芯材的未熔融部的厚度(厚度方向的长度)。芯材的未熔融部的厚度在100μm以上的为合格。

元素量和评价结果显示在表1、2中。还有，在表1中，“－”是不含有该元素。另外，不满足本发明的规定的对数值引下划线表示。

【表1】

如表1、2所示，作为实施例的no.1～40，因为满足本发明的构成，所以最大si晶粒直径的评价和芯材的未熔融部的厚度的评价合格。

另一方面，作为比较例的no.41～56，因为不满足本发明的构成，所以为以下的结果。

供试材no.41因为ti含量多，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.42因为b含量多，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.43因为v含量少，另外，因为v/ti值低，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.44因为v含量多，另外，因为v/ti值高，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.45因为ti含量多，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.46因为b含量多，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.47因为v含量少，另外，因为v/ti值低，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.48因为v含量多，另外，因为v/ti值高，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.49因为ti含量多，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.50因为b含量多，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.51因为v含量少，另外，因为v/ti值低，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.52因为v含量多，另外，因为v/ti值高，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.53因为si含量多，所以si晶粒粗大化。另外，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.54因为ti含量少，所以铸造裂纹发生。

供试材no.55因为v/ti值低，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

供试材no.56因为v/ti值高，所以si晶粒粗大化。因此，芯材的未熔融部的厚度的评价不合格。

以上，展示实施方式和实施例对于本发明详细地进行了说明，但本发明的宗旨不受所述内容限定，其权利范围必须基于专利权利要求的范围的记述进行解释。还有，本发明的内容，当然也能够基于前面所述进行改变·变更等。

还有，本发明包括以下的方式。

方式1

一种钎料，其特征在于，含有si：3.5质量％以上并在13.0质量％以下、ti：0.001质量％以上并在0.05质量％以下、v：高于0.0005质量％并在0.05质量％以下和b：0.001质量％以下(不含0质量％)，余量由al和不可避免的杂质构成，所述v含量(质量％)除以所述ti含量(质量％)的值，即v/ti值为0.05以上并在5以下。

方式2

根据方式1所述的钎料，其特征在于，所述钎料中，还含有na：0.0001质量％以上并在0.01质量％以下和sr：0.001质量％以上并在0.05质量％以下之中一种以上。

方式3

根据方式1或方式2所述的钎料，其特征在于，所述钎料中，还含有zn：0.01质量％以上并在6.0质量％以下。

方式4

根据方式1至方式3中任一项所述的钎料，其特征在于，所述钎料中，还含有mn：0.01质量％以上并在1.2质量％以下和fe：0.3质量％以上并在1.2质量％以下之中一种以上。

方式5

一种热交换器用钎焊板，其特征在于，是在芯材的至少一面包覆有方式1至方式4中任一项所述的钎料而成的。

本申请依随以申请日为2015年3月20日的日本国专利申请、专利申请第2015－057121号和申请日为2015年11月6日的日本国专利申请，专利申请第2015－218752号为基础申请的优先权主张，专利申请第2015－057121号和专利申请第2015－218752号通过参照而编入本说明书。

【符号的说明】

1：铸块

a：铸块的中央部的区域

s：截面

x：铸造方向