铝合金散热部件及热交换器的制作方法

本发明涉及一种铝合金散热部件及热交换器。

背景技术：

热交换器从改善燃料消耗和节省空间化的观点出发具有轻量化的趋势，因此对于使用部件要求薄壁高强度化。尤其是，作为热交换器的构成部件的散热部件由于使用量多所以薄壁高强度化的要求高。具体而言，以往，散热部件的板厚为60μm～100μm的散热部件是主流，但是近年来要求薄壁化直至50μm以下。

然而，即使单纯增加成分添加量能够实现高强度化，由于熔点(固相线温度)的降低，在钎焊时发生由钎焊侵蚀引起的散热片弯曲。另外，与钎焊后的强度的增加成比例地，钎焊前的原材料的强度也增加，从而成形性降低，导致难以将散热片成形为期望的形状。

针对上述的技术问题，至今为止提出了多个发明。

例如，在专利文献1中，提出了以下的散热部件：钎焊前的结晶粒组织为粗大的重结晶组织，并且，通过提高最终轧制率，使其成为成形性和钎焊时的耐腐蚀性优异的结晶粒组织，进一步，通过使钎焊前的金属组织中的、圆等效直径0.1μm以上的第二相粒子的密度为5×10⁴个/mm²以上，成形性和钎焊后的强度优异。

另外，在专利文献2中记载了以下的铝合金部件的制造方法：将铝合金熔融金属通过连续铸造轧制法铸造成板厚2～12mm的板材之后，立即卷绕成盘状，将卷绕成所述盘状的铝合金部件以15℃/小时以上的平均冷却速度进行冷却之后，拆解卷绕状态，进行至少两次以上的冷轧以及至少两次以上的退火，由此铝合金部件形成为0.1mm以下的最终板厚。由此，能够抑制铝合金部件组织中的结晶物的生长，并且还能够抑制析出的进行，因此能够提高强度特性和耐腐蚀性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2015/141698号公报

专利文献2：日本特开2008-308761号公报

然而，专利文献1、2的技术具有基于以下所述的理由的问题点。

在专利文献1中，尤其是厚度小于60μm的薄壁的散热部件的情况下，如果具有粗大的重结晶组织，则材料的各向异性增大，具有容易发生散热片的峰高不均等成形性降低的问题。另外，含有0.1μm以上的mn的al-mn类第二相粒子如专利文献1中所记载，尽管钎焊热处理时难以固熔，但是由于钎焊时的粒生长，粒子径进一步变大。而且，0.1μm以上的粒子难以有助于分散强化，因此具有难以实现高强度这样的问题。

进一步，在专利文献1中，尽管规定了mn和si的添加量，但是mn和si是形成化合物并相互产生影响的元素，仅规定了各自的添加量，不足以使特性提高。具体而言，在添加有cu的材料中，在钎焊热处理后在晶界上析出al-mn化合物或者al-mn-fe化合物，进一步，以这些析出物为起点，含有cu的析出物在晶界上粗大地析出。cu在固熔状态下有助于强度，因此，发生这种现象时，强度降低。另外，在晶界析出的cu助长晶界腐蚀性，因此具有耐腐蚀性降低这样的问题。

另外，在专利文献2中，考虑到钎焊前的结晶粒组织未规定，并且在中间退火温度为高温下进行，可以认为在钎焊前具有粗大的重结晶组织，并且成形性低。进一步，铸造后，在没有应变负荷的情况下进行第一次的退火且温度很高或者时间很短，因此分散粒子的分散容易变得不均匀，钎焊前的分散粒子的缜密控制是困难的，并且分散粒子粗犷地分布，因而钎焊后的强度降低。为了对此进行弥补，添加了非常昂贵的sc，成为成本提高的原因。

技术实现要素：

本发明是鉴于上述技术问题而做出的，其目的是提供成形性、强度、钎焊侵蚀性、以及耐久性等优异的铝合金散热部件。

在本发明中，作为使散热部件的成分适当并改善钎焊时的耐钎焊侵蚀性的对策，通过具有规定以上的熔点(固相线温度)并且使钎焊时的结晶粒径粗大，从而确保了耐钎焊侵蚀性。另外，通过将钎焊前的强度调整到适当范围内，进一步，使钎焊前的结晶粒组织为非重结晶组织，从而得到了钎焊后高强度的同时成形性也优异的散热片。

另外，通过规定各元素的添加量并且规定mn和si的添加量比(mn/si比)，使各添加元素的效果有效地发挥，得到了强度和耐蚀性优异的散热部件。具体而言，能够含有更多的cu，能够得到优异的强度。

即，本发明的铝合金散热部件中，第一方式的特征在于，具有以下组成：以质量％计，含有zr：0.05～0.3％、mn：1.8～2.5％、si：0.7～1.3％、fe：0.05～0.5％、cu：0.25～0.7％、zn：2.0～5.0％，mn/si的比率在1.5～2.9的范围，剩余部分由al和不可避免杂质组成，钎焊前的拉伸强度为210～280mpa，钎焊后的拉伸强度为175mpa以上，钎焊后的电导率为37％iacs以上，固相线温度为605℃以上，进一步，钎焊前的结晶粒组织为非重结晶粒组织，钎焊后的轧制面的平均结晶粒径为300μm～2000μm。

第二方式的本发明的铝合金散热部件的特征在于，在上述方式的本发明中，在钎焊前分布于基质中的第二相粒子中的、含有圆等效直径400nm以下的mn的al-mn系粒子的平均直径在40～90nm的范围，其个数的密度在6～13个/μm²的范围内。

第三方式的本发明的铝合金散热部件的特征在于，在上述方式的本发明中，在钎焊后分布于基质中的第二相粒子中的、含有圆等效直径400nm以下的mn的al-mn系粒子的平均直径在50～100nm的范围，其个数的密度为5个/μm²以上。

本发明的热交换器是将上述方式的任一个中记载的铝合金散热部件以及铝部件钎焊得到的。

以下，对本发明中的组成等的限定的理由进行说明。此外，以下的成分使用质量％表示。

(1)组成

·zr：0.05～0.3％

zr通过生成al和al3zr、或者al3(zr，si)的微细的金属间化合物，具有提高钎焊后的散热片的强度的效果。

尤其是，该化合物与含有mn的al-mn系粒子相比在钎焊处理过程中难以固熔于基质中，因此具有使钎焊后的强度有效地提高的效果。当zr的含量小于0.05％时，其效果不能充分发挥，当zr含量超过0.3％时，在铸造时形成大量的金属间化合物从而铝合金散热片的制造性大幅降低。因此，将zr的含量设为上述范围。

此外，基于同样的理由，zr的下限优选设为0.08％，上限优选设为0.25％。

·mn：1.8～2.5％

mn通过生成si和fe等以及al-mn-si类或者al-(mn、fe)-si类的金属间化合物(分散粒子)，具有提高钎焊后的散热片的强度的效果。当mn的含量小于1.8％时，其效果不能充分发挥，当mn的含量超过2.5％时，在铸造时生成大量的金属间化合物从而铝合金散热片的制造性大幅降低。因此，将mn的含量设为上述范围。

此外，基于同样的理由，mn的下限优选设为1.9％，上限优选设为2.4％。

·si：0.7～1.3％

为了使al-mn-si类或者al-(mn、fe)-si类金属间化合物(分散粒子)析出，并得到基于分散强化的钎焊后的强度而含有si。然而，当si含量小于0.7％时，基于al-mn-si类或者al-(mn、fe)-si类金属间化合物的分散强化的效果变小，不能得到期望的钎焊后强度。当si含量超过1.3％时，固相线温度(熔点)降低，钎焊时容易发生显著的钎焊侵蚀。因此，将si的含量设为上述范围。

此外，基于同样的理由，si的下限优选设为0.85％，上限优选设为1.2％。

·fe：0.05～0.5％

对于fe，通过含有fe，得到基于al-(mn、fe)-si类化合物的分散强化，钎焊后强度提高。当fe的含量小于0.05％时，不能充分地得到强度提高效果。另外，需要使用高纯度金属，材料制造成本增加。

另外，当fe的含量超过0.5％时，在铸造时生成大体积的金属间化合物从而铝合金散热片的制造性大幅降低。因此，将fe的含量设为上述范围。

此外，基于同样的理由，fe的含量的下限优选设为0.15％，上限优选设为0.35％。

·cu：0.25～0.70％

为了通过固熔强化来提高钎焊后强度而含有cu。然而，当cu的含量小于0.25％时，不能充分地得到该效果。另外，当cu的含量超过0.70％时，电位变贵，使散热部件的对于管道部件的牺牲阳极效果降低，并且自身耐蚀性变差。因此，将cu的含量设为上述范围。

此外，基于同样的理由，cu的含量的下限优选设为0.40％，上限优选设为0.60％。

·zn：2.0～5.0％

为了使电位低廉并得到牺牲阳极效果而含有zn。当zn含量小于2.0％时，不能充分得到牺牲阳极效果。当zn含量超过5.0％时，电位变得过于低微，散热部件单体的自身耐蚀性有可能降低。因此，将zn的含量设为上述范围。

此外，基于同样的理由，zn的含量的下限优选设为2.2％，上限优选设为4.5％。

·其他不可避免杂质

作为其他在本发明合金散热部件中包含的元素，可以列举出各自为0.05％以下的mg、cr以及ni等，但是这些成分的合计的容许的上限量优选设为0.15％以下。

·mn/si(含量)的比率：1.5～2.9

在cu被添加0.25％以上的材料中，在钎焊热处理后的冷却速度缓慢的情况下，在钎焊热处理后在晶界上al-mn化合物或者al-mn-fe化合物析出，进一步，以这些析出物为起点，含有cu的析出物在晶界上大块地析出。进一步，在cu被添加0.32％以上的情况下，即使冷却速度迅速，也容易发生粗犷的析出。另外，在热交换器在使用过程中被暴露于150℃以上的高温的情况下，有时候在粒内也发生同样的现象。cu在固熔状态下有助于强度，因此，当发生这种现象时，固熔状态的cu量减少，强度降低。另外，在晶界析出的cu将助长晶界腐蚀性，因此耐蚀性降低。另一方面，在al-mn-si化合物或者al-mn-si-fe化合物的情况下，难以成为包含cu的析出物的析出的起点，因此能够避免上述的问题。mn类析出物成为哪种形态，由含量中的mn/si比和材料制造过程中的热处理条件决定，在mn/si比超过2.9的情况下，成为al-mn化合物或者al-mn-fe化合物的形态。因此，在本发明中将mn/si比设为2.9以下。另一方面，在mn/si比小于1.5的情况下，由于过量si导致散热部件的熔点降低，因此将mn/si的下限设为1.5。

此外，基于同样的理由，mn/si(含量)的比率优选为1.7以上，优选为2.6以下。

(2)拉伸强度

·钎焊前的拉伸强度：210～280mpa

在对散热部件进行压制波纹(corrugate)成形时，若钎焊前的强度过高，则形成的散热片的形状变得不稳定。例如，发生散热片间距的不均。另一方面，当强度低时，材料没有支承部(コシ)，因此发生成形不良。因此，将钎焊前的拉伸强度确定为上述范围。此外，基于同样的理由，钎焊前的强度优选设为220mpa以上，优选设为270mpa以下。

·钎焊后的拉伸强度：175mpa以上

作为用作热交换器时的强度保障，钎焊后的拉伸强度需要为175mpa以上，将钎焊后的拉伸强度设为上述范围。

此外，基于同样的理由，优选设为185mpa以上。

(3)电导率

·钎焊后的电导率：37％iacs以上

电导率是导热性的替代特性，作为用作热交换器时的性能保障，钎焊后的电导率需要为37％iacs以上。此外，基于同样的理由，进一步优选设为38％iacs以上。

(4)固相线温度

·固相线温度：605℃以上

在钎焊中，由于将钎焊对象的材料通常加热至600℃附近，因此，若使用固相线温度低的合金部件，则散热片熔融而难以维持形状。因此，散热部件的固相线温度需要设为605℃以上，进一步优选为610℃以上。

(5)结晶组织

钎焊前的结晶粒组织：非重结晶粒组织

在薄壁散热部件中，若钎焊前的结晶粒组织是粗大的重结晶组织，则材料的各向异性变大，导致容易诸如发生散热片的高度的不均，成形性降低。因此，将钎焊前的结晶粒组织设为非重结晶粒组织。

此外，重结晶组织是在最终轧制前的退火中形成的重结晶粒内由最终轧制导入的位错(転位)缠结在一起的组织，另一方面，非重结晶粒组织可以指具有在最终轧制前的退火中形成的位错单元或者在亚结晶内具有由最终轧制导入的位错的组织。

进一步，为了提高散热部件的特性，优选地，除了个数的密度以外，还精密地控制分散粒子的分布状态(平均粒径和个数的密度)。

钎焊后的轧制面的平均结晶粒径：300μm～2000μm

当钎焊后的轧制面的平均结晶粒径小于300μm时，热交换器在钎焊时容易受到钎焊侵蚀，当超过2000μm时，结晶粒过于粗大化，从而钎焊后的强度降低。因此，将钎焊后的轧制面的平均结晶粒径设为上述范围。此外，基于同样的理由，上述粒径优选为350μm以上，优选为1800μm以下。

(6)第二相粒子的分布状态

在钎焊前分布于基质中的第二相粒子中的、含有圆等效直径400nm以下的mn的al-mn系粒子的平均直径为40～90nm，个数的密度为6～13个/μm²。

若钎焊前的第二相粒子的平均粒子径小于40nm，则钎焊前强度过高，反之，若超过90nm，则不能得到强度提高效果，钎焊前强度不够。另外，若第二相粒子的个数的密度为6个/μm²，则钎焊后强度降低，反之，若超过13个/μm²，则原材料的强度将会过高。因此，优选将第二相粒子的平均直径以及其个数的密度设为上述范围。

此外，在分布状态下，对圆等效直径为15nm以上的粒子进行了计数。

在钎焊后分布于基质中的第二相粒子中的、含有圆等效直径400nm以下的mn的al-mn系粒子的平均直径为50～100nm，个数的密度为5个/μm²以上。

在钎焊后的第二相粒子的平均粒子径小于50nm，并且平均粒子径超过100nm，个数的密度小于5个/μm²时，钎焊后的强度降低。因此，优选将第二相粒子的平均直径以及其个数的密度设为上述范围。基于同样的理由，进一步优选地，平均直径为60～90nm，个数的密度为6个/μm²以上。

根据本发明，能够得到耐钎焊侵蚀性、成形性、强度以及耐蚀性优异的铝合金散热部件及热交换器。

附图说明

图1是示出本发明的一个实施方式中的铝制汽车用热交换器的立体图。

图2是示出本发明的实施例中的钎焊评价模型的图。

(符号说明)

1热交换器

2集管

3管道

4散热片

5侧板

具体实施方式

以下，对本发明的一个实施方式进行说明。

准备具有以下组成的铝合金：以质量％计，含有zr：0.05～0.3％、mn：1.8～2.5％、si：0.7～1.3％、fe：0.05～0.5％、cu：0.25～0.7％、zn：2.0～5.0％％，在含量中mn/si的比率在1.5～2.9的范围内，剩余部分由al和不可避免杂质组成。

铝合金散热部件例如能够使用双辊铸造机等的连续铸造轧制(cc法)铸造上述合金，并对铸造板进行均质化处理、冷轧来制造。铸造时的冷却速度优选调整为处于50～400℃/秒的范围内。

在铸造时的冷却速度低于50℃/秒的情况下，mn、si、fe等元素在基质中的过饱和固熔量减少，在其后的热处理中，难以将400nm以下的第二相粒子的分散状态控制在期望的状态。另一方面，当铸造时的冷却速度超过400℃/秒时，过饱和固熔量过多，仍然难以控制分散状态。

对得到的铸造板，优选地，在实施5～30％的冷轧之后，实施第一次热处理。冷轧使得材料中被导入应力，从而促进热处理时的析出，分散状态的控制变得容易。之后，实施第一次热处理。第一次热处理的保持温度设为350～550℃的范围，保持时间设为3～40小时，使第二相粒子微细且均匀地高密度地析出。

此外，当保持温度小于350℃时，析出的分散粒子的尺寸过于微细。另一方面，当超过550℃时，析出的分散粒子的尺寸变得过于粗大。

另外，如果保持时间小于3小时，则析出量不足，如果为40小时以上，则分散粒子会生长，成为不均匀的分布。

之后，在实施70％以上的冷轧之后，进行第2次热处理。在第一次热处理时第二相粒子均匀地微细地分布、以及由于冷轧而导入的应力，从而在第一次热处理时析出的第二相粒子保持均匀性的状态下尺寸变大，由此得到对于提高特性有用的期望的分散状态。如果将第二次热处理省略，则难以得到均匀且适当的第二相粒子的分布，而且直至调质退火为止的冷轧率增大，由此钎焊前的拉伸强度增大，成形性将会降低。

优选地，第二次的保持温度设为370～530℃，保持时间设为1～20小时。

当保持温度小于370℃时，分散粒子不能生长，尺寸过于微细，当超过530℃时，析出的分散粒子的尺寸变得过于粗大。另外，仅特定的粒子变得容易生长，成为不均匀的分布。

如果保持时间小于1小时，则分散粒子不能生长，因此不能得到期望的状态，如果超过20小时，则分散粒子过度生长，成为不均匀的分布。

第二次热处理后，在冷轧、调质退火、最终的冷轧的工序中被制造为h1n部件(jis规格；调质)。优选地，调质退火的温度以第二次热处理温度以下的温度实施，使得直至第二次热处理为止调整了的分散状态不被破坏。该条件不特别地限定，但是作为标准，保持温度在200～500℃的范围，保持时间在2～8小时的范围。

此外，通过在最终轧制后追加低温的热处理，能够进一步降低钎焊前的强度。然而，当温度过高时，随着强度降低，伸展增加，在散热片成形时变得容易产生毛刺。另外，当温度过低时，不能得到期望的效果。因此，温度范围在100～250℃，时间在1～10小时是适当的。

优选地，第二次热处理后，以轧制率40～80％进行冷轧。轧制率过少时，材料中蓄积的应变量减少，钎焊时h1n调质的散热片并未完全地重结晶，因而受到显著的腐蚀。反之，轧制率过高时，钎焊前的强度变得过高。

优选地，调质退火下的保持温度、保持时间设为180～250℃×2～10小时。当保持温度高时，不能得到非重结晶组织，当保持温度低时，钎焊前强度变得过高。

另外，优选地，最终冷轧制率设为5～20％。当最终冷轧率小于5％时，轧制变得困难，当超过20％时，钎焊前强度变得过高。

通过进行最终冷轧，优选将板厚设为0.04～0.06mm。然而，作为本发明，最终板厚不特别限定。

通过上述工序，能够得到热交换器用的散热部件。

所得到的散热部件在强度、导电性、耐蚀性以及钎焊性上优异。

尤其是，散热部件在钎焊前具有非重结晶粒组织，固相线温度为605℃以上。钎焊前的拉伸强度具有210～280mpa，强度、导电性以及耐蚀性优异。

进一步，优选地，在钎焊前，分布于基质的第二相粒子中的、圆等效直径400nm以下的粒子的平均直径在40～90nm的范围，其个数的密度在6～13个/μm²的范围内。

得到的散热部件进行压制波纹加工等而形成为散热片，与集管、管道、侧板等热交换器用的铝部件组合而进行钎焊接合，从而能够制造热交换器。此外，与散热部件钎焊的铝合金部件的组成不特别限定，可以使用适当的组成的铝部件。铝部件除铝合金部件以外还包含纯铝。

作为本发明，钎焊的热处理条件和方法(钎焊温度、氛围、有无助焊剂、钎焊部件的种类等)不特别限定，能够通过期望的方法进行钎焊即可。

散热部件在钎焊后，其拉伸强度成为175mpa以上，电导率成为37％iacs以上，轧制面的平均结晶粒径成为300μm～2000μm。以这些特性所假定的钎焊条件是从室温约6分钟升温至600℃，之后，不进行保持，以100℃/min冷却至室温的热处理。此外，作为本发明，钎焊条件不特别限定，可以适当地设定。

优选地，钎焊后分布于基质的第二相粒子中的、圆等效直径400nm以下的粒子的平均直径在50～100nm的范围，其个数的密度为5个/μm²以上。

得到的热交换器具备本实施方式的散热部件，因此成为钎焊接合良好并且强度、导电性以及耐蚀性优异的热交换器。

图1示出了在本实施方式的散热片4上组装管道3、集管2、侧板5并通过钎焊制造出的热交换器1。

根据本实施方式，能够得到强度、导电性、耐蚀性以及钎焊性优异的热交换器用铝合金散热部件及热交换器。

在本实施方式中，添加mn达以往材料以上，并且使其他成分适当化，并且高精度地控制钎焊之前和之后的规定尺寸以下的第二相粒子的分布状态。具体而言，关于第二相粒子的尺寸，调查了第二相粒子的尺寸对钎焊之前和之后的强度产生的影响，发现第二相粒子的尺寸越大，钎焊前的强度越降低，另一方面，关于钎焊后的强度，尽管第二相粒子的尺寸越微细，钎焊的强度增加，但是成为规定值以下的尺寸时，钎焊后的强度基本上饱和。因此，通过适当地分散规定尺寸的第二相粒子，兼顾了关系相互矛盾的钎焊前强度的降低和钎焊后强度的提高。

【实施例1】

通过双辊铸造法铸造了具有表1所示的组成(剩余部分为al和不可避免杂质)的铝合金。冷却速度设为200℃/秒。

对得到的铝合金铸造板按顺序进行了冷轧、第一次热处理、冷轧、第二次热处理、最终冷轧。第一次热处理条件以及第二次热处理的条件示于表中。

第二次热处理后，进行冷轧、调质退火以及最终冷轧，得到了期望的板厚的铝合金散热部件。最终冷轧中的最终轧制率示于表中。

此外，第一次热处理后的冷轧98％、第二次热处理后的冷轧50％、调质退火250℃×5时间后以最终轧制率进行了轧制。对若干的材料在最终轧制后进行了低温的热处理。

之后，对得到的铝合金散热部件通过以下所示的方法进行了拉伸强度、结晶粒组织、熔点、第二相粒子的分散状态的测定。

另外，对铝合金散热部件通过以下所示的条件，进行钎焊加热，在钎焊加热后，进行了拉伸强度、电导率、轧制面的结晶粒径、第二相粒子的分散状态的测定。

进一步，通过以下所示的方法，进行耐钎焊侵蚀性、压制波纹成形性、耐蚀性的评价，并基于测定结果以及评价结果进行了综合评价。

测定结果以及评价结果示于表中。

＜钎焊前拉伸强度＞

在钎焊前，与轧制方向平行地切割样本，制作jis13号b形状的试验片，实施拉伸试验，测定了拉伸强度。拉伸速度设为3mm/分钟。

＜钎焊前的结晶粒组织＞

在钎焊前，用横截面抛光机加工轧制方向平行剖面之后，试验sem-ebsd以5000倍的倍率进行oim测定，通过晶界图判断有无亚晶粒。视野面积设为10×20μm、步长设为0.05μm，测定10个视野。将測定视野中的超过50％的范围为亚晶粒组织的结晶粒组织判断为非重结晶组织。此外，在ebsd测定中将方位差2°以上的晶界所包围的区域定义为亚晶粒。

＜熔点(固相线温度)＞

对于制作出的散热部件，利用通常的方法，通过dta测定了固相线温度。测定时的升温速度从室温以20℃/min升温至500℃，500～600℃的范围以2℃/min升温。作为参考使用了氧化铝。结果示于熔点的栏中。

＜第二相粒子的分散状态(平均粒子径、个数的密度)＞

在钎焊前，用横截面抛光机加工轧制方向平行剖面后，使用fe-sem以3万倍的倍率观察了10个视野。之后，使用图像分析软件将分散状态定量化，对于粒子直径400nm以下的粒子计算出平均粒子径(μm)和个数的密度(个/μm²)。

＜等效钎焊热处理＞

在等效钎焊热处理中，从室温6分钟升温至600℃，之后，不进行保持，以100℃/min冷却至室温。

＜钎焊后拉伸强度＞

钎焊后，与轧制方向平行地切割样本而制作jis13号b形状的试验片，实施拉伸试验，测定了拉伸强度。拉伸速度设为3mm/分钟。

＜第二相粒子的分散状态(平均粒子径、个数的密度)＞

在钎焊后，用横截面抛光机加工轧制方向平行剖面之后，使用fe-sem以3万倍的倍率观察了10个视野。之后，使用图像分析软件将分散状态定量化，对于粒子直径400nm以下的粒子计算出平均粒子径(μm)和个数的密度(个/μm²)。

＜钎焊后的轧制面的结晶粒径＞

在钎焊后，通过实体显微镜测定了轧制面的结晶粒径。

测定方法是对制作出的散热部件实施等效钎焊热处理之后，浸渍在das液中规定时间，进行蚀刻直至轧制面的结晶粒组织被清楚地看到为止，之后，通过实体显微镜观察轧制面的结晶粒组织。观察倍率以20倍为基本，在结晶粒显著地粗大或微细的情况下，根据结晶粒的大小，适当变更观察倍率。对于5个视野，拍摄结晶粒组织，沿与轧制方向平行的方向通过切割法测量结晶粒的大小。

＜电导率＞

在钎焊后，通过jish-0505记载的导电率测定方法，在室温下使用双桥式导电率计测定电导率。

＜耐钎焊侵蚀性＞

如图2所示，将散热片11设为板厚0.20mm的jisa4045/a3003的单面钎焊部件(钎焊部件包覆率为10％)，组装为散热片11/管道12的接头形状之后，实施钎焊。观察钎焊后的微型芯10的剖面，判断有无弯曲和腐蚀。

将贯穿板厚的腐蚀的发生、以及弯曲的发生在接合部位的15％以内的情况判定为○，将超过15％的情况判定为×。

＜成形性＞

对于散热片以成为宽度20mm、散热片高度5mm、散热片间距(峰间距)3mm的方式调整压制波纹成形机之后，将各散热片峰形成50峰量，计测各峰高，对峰高的不均进行评价。将峰高为5mm±12％以上的散热片峰具有10个峰以上的情况判定为×，将在5～9个峰的范围内的情况判定为△，将小于5个峰的情况判定为○。

＜耐蚀性＞

如图2所示，将压制波纹加工得到的散热片11组装成板厚0.20mm的jisa4045/a3003的单面钎焊部件(钎焊部件包覆率为10％)以及散热片11/管道12接头形状之后，实施钎焊，制作出微型芯10。将该微型芯暴露于swaat20天，将管道发生了0.10mm以上的深度的腐蚀的情况判定为×，将小于0.10mm的情况判定为○。

＜综合判断＞

将电导率37％iacs以上、熔点605℃以上、仅成形性△、并且钎焊后强度175mpa以上的情况判定为○。

将电导率37％iacs以上、熔点605℃以上、全部○、并且钎焊后强度175mpa以上的情况判定为○○。

将电导率37％iacs以上、熔点605℃以上、全部○、并且钎焊后强度185mpa以上的情况判定为○○○。

另外，将任一者为×或者钎焊后强度小于175mpa的情况判定为×。

表1

表2

表3

如表所示，在满足本发明的规定的本发明例中，任一者的综合判断均成为○以上，在强度、耐钎焊侵蚀性、成形性、耐蚀性等上得到了良好的结果，但是在不满足本发明的规定的任一者以上的比较例中没有得到良好的结果。