. 2~1. 8%。
[0037] Μη通过与Si、Fe-同形成Al-Mn-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物而带来的分散强化、 或固溶于母材中而带来的固溶强化，从而有助于强度提高。其还具有使Si固溶量降低的效 果，因此能够提高材料的固相线温度（熔点）而使硬钎焊时的熔融受到抑制。本发明中的 Μη的含量为0. 40~1. 0%。Μη的含量若过少，则上述效果不充分。此外，Μη的含量若过多， 则铸造时生成巨大的金属间化合物，使塑性加工性降低，并且在母材中的固溶量增多，因此 热导率降低。更优选的Μη的含量为0. 5~0. 9%。
[0038] Ζη使翅片的自然电位降低，具有使牺牲性防腐蚀效果提高的效果。本发明中的Ζη 的含量为〇. 40~1. 0%。Ζη的含量若过少，则上述效果不充分。此外，Ζη的含量若过多， 则腐蚀速度加快，翅片的自耐腐蚀性降低。另外，含量过多会导致在母材中的Ζη的固溶量 增多，因而导热性降低。更优选的Ζη的含量为0. 40~0. 80%。
[0039] 此外，本发明的翅片材料中含有的不可避免的杂质优选各自的含量为0. 05%以 下、总量为0. 15%以下。
[0040] (硬钎焊加热前的金属组织）
[0041 ] 对本发明的铝合金翅片材料的硬钎焊加热前的金属组织进行说明。
[0042] 等效圆直径小于0. 1μπι的微细的第2相颗粒（例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe-Si、 Al-Fe-Mn-Si系化合物）在硬钎焊加热时的翅片的再结晶中具有抑制再结晶的成核的作 用。因此，在这些第2相颗粒的密度高的情况下难以发生再结晶。并且，在钎料熔融前没有 完成再结晶而钎料渗透至翅片中，从而发生腐蚀。为了抑制这样的腐蚀，提高硬钎焊加热时 的翅片的再结晶的驱动力是有效的。为此，作为应对策略，可以举出：提高翅片材料制造时 的最终冷乳率。但是，若提高最终冷乳率，则导入材料中的应变量变多，硬钎焊加热前的强 度增高，波纹成型性降低。因此，本发明中的等效圆直径小于〇. 1μπι的第2相颗粒的密度 小于IX107个/mm2。更优选的密度为小于5Χ106个/mm2。需要说明的是，本发明中，"第2 相"是指不为母相的相，第2相颗粒是指不为母相的上述的金属间化合物的颗粒。
[0043] 等效圆直径为Ο.?μπι以上的第2相颗粒（例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe-Si、 Al-Fe-Mn-Si系化合物）的尺寸较大，因此在硬钎焊加热时难以固溶消失。因此，硬钎焊加 热后在翅片中也残存第2相颗粒，因此，通过分散强化而具有提高硬钎焊加热后的翅片强 度的作用。因此，本发明中的等效圆直径为〇. 1μm以上的第2相颗粒的密度为1X105个/ mm2以上。更优选的密度为3X105个/mm2以上。该密度的上限没有特别限制，通常为5X106 个/mm2以下。
[0044] 硬钎焊前后的翅片材料截面中的分散颗粒的尺寸（等效圆直径）与数目（密度） 通过翅片材料的透射型电子显微镜（TEM)和扫描型电子显微镜（SEM)进行了观察。
[0045] 等效圆直径小于0. 1μπι的第2相颗粒的密度通过TEM观察而进行了研究。由等 厚干涉条纹测定了观察部的膜厚，仅在膜厚为〇. 1~〇. 3μπι的部位进行了ΤΕΜ观察。ΤΕΜ 观察以10万倍对3个视野进行了照片拍摄。另外，等效圆直径为0. 1μπι以上的第2相颗 粒的密度通过翅片材料截面的SEM观察而进行了研究。SEM观察以5000倍对3个视野进行 了照片拍摄。通过对TEM、SEM照片进行图像解析（旭化成工程社制造的Α像君），求出了 硬钎焊加热前的第2相颗粒的尺寸（等效圆直径）与密度。
[0046] 等效圆直径小于0. 1μm的第2相颗粒的密度通过翅片材料的TEM观察而进行了 研究。由等厚干涉条纹测定观察部的膜厚，仅在膜厚为〇. 1~〇. 3μm的部位进行了TEM观 察。另外，等效圆直径为0. 1μπι以上的第2相颗粒的密度通过翅片材料截面的SEM观察而 进行了研究。通过对TEM、SEM照片进行图像解析，求出了硬钎焊加热前的第2相颗粒的密 度。
[0047] 本发明中的硬钎焊加热前的组织优选由再结晶组织构成，且其晶粒直径为 ΙΟΟΟμπι以下。在中间退火中没有再结晶而纤维组织（纤维状组织）残存的情况下，加热前 的翅片材料的强度变高、波纹成型性降低。此外，中间退火中形成的再结晶粒的晶粒直径优 选为1000μπι以下。晶粒直径超过1000μπι时，波纹成型时的翅片波峰部的顶点附近存在 晶界的情况下，晶界处翅片弯折，最终得到的翅片的波峰高度的偏差增大。此外，在制造翅 片材料后，材料的平整度变差，因而乳制性受到阻碍，翅片材料的品质和生产率降低。更优 选的晶粒直径为500μm以下。
[0048] (拉伸强度与板厚）
[0049] 对本发明的翅片材料的硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、硬钎焊加热后的拉 伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(ym)的关系进行说明。
[0050] 对翅片材料进行波纹加工成具有规定的R的波形翅片时，成型出的翅片波峰部的 应变量由波形成型时的R和翅片材料板厚决定。翅片板厚方向的应变分布是最表层大、越 接近板厚中心越小。因此，表层附近发生塑性变形、板厚中心部附近发生弹性变形。若该塑 性变形区域的比例小，则成型形状无法固定，成型的翅片波峰发生回弹，不能形成规定的形 状。
[0051] 翅片波峰部的R恒定的情况下，翅片材料的板厚越薄，翅片波峰部的最表层的应 变量越小，因此，若硬钎焊加热前的翅片材料的强度高，则翅片板厚方向的塑性变形区域的 比例变小。因此，为了进行良好的波纹成型，翅片材料板厚较薄时，需要降低硬钎焊加热前 的翅片材料的强度。
[0052] 另一方面，若硬钎焊加热后的强度、即0材状态下的强度与硬钎焊加热前的强度 差（TSB_TSA)太小，则在硬钎焊加热前的翅片材料中导入的应变量变小。若原材料状态下的 应变量小，则硬钎焊加热时的再结晶的驱动力减小，再结晶温度高温化，或者再结晶不会充 分完成，因熔融钎料而导致腐蚀发生。
[0053] 因此，本发明的硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、硬钎焊加热后的拉伸强度 TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(ym)优选满足：
[0054] 0· 4 彡（TSB_TSA)/t彡 2. 1 式 1 〇
[0055] 为了满足上述式1的关系，可以举出：如上所述设定合金原材料的合金组成。进 而如上所述，关于硬钎焊加热前的合金原材料，通过金属组织具有再结晶组织且使其晶粒 直径为1000ym以下、利用规定的冷乳率而使应变存在，可得到成型性、硬钎焊性良好的翅 片材料。为了抑制硬钎焊时的翅片腐蚀，重要的是波纹成型后的翅片中存在的应变量是否 具有必要值以上。波纹成型后的翅片的应变量为合金原材料中的应变量（TSB_TSA)与在波 纹成型时被导入的应变量之和。板厚t越小，波纹成型翅片的表层应变量越小，因此发现 (TSB-TSA)/t的值对于抑制腐蚀而言为重要的指标。
[0056] 在硬钎焊加热后，使中间退火的保持温度（退火温度）至少为2段，以高于前段的 温度进行后段，提高〇. 1μm以上的第2相颗粒的密度，从而能够使其强度不会下降。通过 进行该2段的退火，（TSB-TSA)的值即使小也不会发生翅片的腐蚀，可得到成型性良好的翅 片材料，可制备出硬钎焊加热前和硬钎焊加热后的强度满足上述式1的翅片材料。
[0057] (TSB_TSA) /t小于0. 4时，硬钎焊加热时的再结晶的驱动力小、发生腐蚀。 (TSB_TSA)/t大于2. 1时，波纹成型时，翅片波峰部的板厚方向的塑性变形区域的比例变小 而发生回弹，波纹成型性降低。更优选的（TSB-TSA)/t的范围为0. 5~2. 0。
[0058] 本发明的热交换器用铝合金翅片材料的板厚为150μm以下，优选为40~100μm、 更优选为40~80μm。本发明中的特征在于能够使板厚较薄。
[0059] (制造方法）
[0060] 首先，将具有上述成分组成的铝合金原材料熔化，利用双辊式连续铸造乳制法制 作板状铸锭。双辊式连续铸造乳制法是下述方法：从耐火物制的供熔液喷嘴向一对水冷辊 间供给错金属恪液，连续铸造乳制出薄板；已知亨特（Hunter)法、3C法等。
[0061] 双辊式连续铸造乳制法中，铸造时的冷却速度比DC(直接激冷：DirectChill)铸 造法、双带式连续铸造法大数倍~数百倍。例如，DC铸造法的情况下的冷却速度为0. 5~ 20°C/秒，相对于此，双辊式连续铸造乳制法的情况下的冷却速度为100~1000°C/秒。因 此，铸造时生成的Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物等的晶析物具有比DC 铸造法和双带式连续铸造乳制法更微细且更密分散的特征。该高密度分散的晶析物促进已 固溶在Mn、Si等母材中的元素的析出，有助于强度和导热性的提高。此外，在对翅片材料进 行波纹成型时，还具有下述优点：几乎不产生使模具发生磨损那样的几微米数量级的粗大 的晶析物。
[0062] 利用双辊式连续铸造乳制法铸造时的金属熔液温度优选为680~800°C的范围。 金属熔液温度为位于供熔液喷嘴之前并紧邻供熔液喷嘴的前箱的温度。金属熔液温度过低 时，供熔液喷嘴内生成巨大的金属间化合物，这些化合物混入板状铸锭中，从而导致冷乳时 产生板破裂。金属熔液温度过高时，铸造时铝在辊间没有充分凝固，得不到正常的板状铸 锭。更优选的金属熔液温度为700~750°C。
[0063] 接着，在将所得到的板状铸锭乳制加工成最终板厚的工序中，进行至少1次以上 的中间退火。进行该1次以上的中间退火的第1次中间退火具有不同的