本发明涉及波纹成型性和钎焊加热后的强度优异的热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法以及使用了上述翅片材料的热交换器，该翅片材料特别适合用作散热器、加热器芯、电容器、中冷器等的热交换器用翅片材料。
背景技术：
铝合金由于重量轻且具备高热传导性而被用于汽车用热交换器、例如散热器、电容器、蒸发器、加热器芯、中冷器等。
对于这样的热交换器，一直以来是将通过例如波纹成型而成型为波形的铝合金翅片钎焊接合来使用。作为铝合金翅片材料，一般使用热传导性优异的JIS1050合金等纯铝系合金、强度和耐压曲性优异的JIS3003合金等Al-Mn系合金。
但是，近年来，对热交换器的轻量化、小型化和高性能化的要求逐步提高。与此相伴，对于进行钎焊接合的铝合金翅片材料，也特别期望厚度薄、且钎焊加热后的强度、热传导性和耐腐蚀性等特性优异。
但是，随着翅片材料的薄壁化的推进，同时还要求高强度化，与此相伴，产生了如下问题：钎焊加热前的强度升高，在通过波纹成型加工成翅片时难以达到规定的尺寸。
在专利文献1中提出了一种板厚为40μm～200μm的高强度铝合金翅片材料，其通过双带式连续铸造轧制法铸造，钎焊加热前的金属组织为纤维组织。但是，由于在中间退火时未发生再结晶，钎焊加热前的金属组织为纤维组织，因而原材料状态下的应变量增多。其结果，原材料强度提高，在对厚度薄的翅片材料进行波纹加工时，得不到规定的尺寸精度，热交换器的性能有可能降低。
在专利文献2中提出了一种板厚小于0.2mm的耐垂下性翅片材料，其通过双辊式连续铸造轧制法铸造后，使最终的冷轧率为60％以上，对最终板厚的翅片材料进行最终退火。但是，为了抑制钎焊加热时的垂下，以60％以上的轧制率进行最终冷轧，进一步利用最终退火调整钎焊加热前的原材料强度，并进行退火，由此使得卷材宽度方向的平整度变得非常差，使最终的狭缝工序(スリット工程)中的品质和生产率大幅降低。
在专利文献3中提出了一种最终板厚为0.1mm以下且成型性和耐腐蚀性优异的汽车热交换器用高强度铝合金材料，其通过连续铸造轧制法铸造，纤维状组织在钎焊加热前的组织中所占的比例为90％以上或者10％以下，并限定了钎焊加热前的铝合金材料表面中的等效圆直径为0.1μm～5μm的分散颗粒的密度。但是，钎焊加热前的组织中纤维状组织的比例被限定，若如上所述有纤维状组织残存，则原材料强度变高，波纹成型性有可能降低。另外，假设形成纤维状组织完全无残存的再结晶组织，为此需要使中间退火的温度呈高温，因此，退火时第2相颗粒粗大化而呈稀疏分布，使钎焊加热后的强度降低。
在专利文献4中提出了一种最终板厚为0.1mm以下的耐腐蚀性优异的汽车热交换器用高强度铝合金材料的制造方法，其通过连续铸造轧制法铸造，将第1次退火在450℃～600℃的温度进行1小时～10小时。但是，由于中间退火在高温下进行，因而如上所述在退火时第2相颗粒粗大化并呈稀疏分布，使钎焊加热后的强度降低。
在专利文献5中提出了一种最终板厚为40μm～200μm的热交换器用铝合金翅片材料，其通过双带式连续铸造法铸造，在250℃～550℃进行第1次中间退火，在360℃～550℃的温度进行第2次中间退火。但是，未规定钎焊加热前的金属组织，有可能原材料强度增高而使波纹成型性降低。
另外，在专利文献1、5中，铸造方法采用了双带式连续铸造轧制法，对于双带方式而言，从其铸造方式的差异上来看，具有铸造时的冷却速度比双辊方式慢的特征。因此，若铸造例如含有Fe的合金，则由于Fe在铝中的固溶度非常低，因此，铸造时其几乎全部晶析，在铝中形成Al-Fe系的第2相颗粒(例如Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn、Al-Fe-Mn-Si系化合物)。因此，在铸造含有这样的元素的合金时，第2相颗粒粗大地结晶析出，在波纹成型时加速模具磨损的可能性高，在工业上不优选。
【现有技术文献】
【专利文献】
专利文献1：日本特开2007-31778号公报
专利文献2：日本特开2008-190027号公报
专利文献3：日本特开2008-308760号公报
专利文献4：日本特开2008-308761号公报
专利文献5：日本特开2008-38166号公报
技术实现要素：
【发明所要解决的课题】
本发明是鉴于这样的问题而进行的，其目的在于提供一种厚度薄的铝合金翅片材料及其制造方法，该翅片材料的波纹成型性良好，并且在钎焊加热后具有优异的强度。另外，本发明的目的在于提供能够适合用作汽车用热交换器等各种热交换器用翅片的厚度薄的铝合金翅片材料及其制造方法以及使用该铝合金翅片材料制造的热交换器。
【解决课题的手段】
本发明人为了解决上述课题进行了深入研究，结果发现，对于具有特定合金组成的铝合金材料，通过在温度不同的特定条件下以至少2段不同的保持温度进行中间退火工序、并进行规定的冷加工处理，能够控制翅片材料的金属组织、并且能够将翅片材料的板厚和钎焊加热前的强度的比例保持在规定范围内，得到适于该目的的厚度薄的翅片材料，基于该技术思想而完成了本发明。
即，上述课题通过下述手段得到解决。
(1)一种波纹成型性和钎焊加热后的强度优异的热交换器用铝合金翅片材料，其特征在于，
该铝合金翅片材料含有0.5％～1.5％(质量％、以下相同)的Si、0.1％～1.0％的Fe、0.8％～2.2％的Mn、0.4％～2.5％的Zn，进一步含有0.02％～0.3％的Cu、0.02％～0.3％的Ti、0.02％～0.3％的Zr、0.02％～0.3％的Cr、0.02％～0.3％的V中的1种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，
关于该铝合金翅片材料，在钎焊加热前的金属组织中，等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2、且等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为5×104个/mm2以上，
同时，钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)满足0.4≦(TSB-TSA)/t≦2.1的关系，
该铝合金翅片的板厚为150μm以下。
(2)一种波纹成型性和钎焊加热后的强度优异的热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，在所制造的铝合金翅片材料的钎焊加热前的金属组织中，等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2、且等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为5×104个/mm2以上，同时钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)满足0.4≦(TSB-TSA)/t≦2.1的关系，该铝合金翅片材料的板厚为150μm以下，
所述制造方法的特征在于，
在利用双辊式连续铸造轧制法对于下述铝合金材料进行铸造后，包括至少1次中间退火工序，其第1次退火以2段不同的保持温度进行，第2段的保持温度高于第1段的保持温度，第1段的保持温度为300℃～450℃、第2段的保持温度为430℃～580℃，进行上述中间退火后，使最终的冷轧中的轧制率为20％～60％，所述铝合金材料含有0.5％～1.5％的Si、0.1％～1.0％的Fe、0.8％～2.2％的Mn、0.4％～2.5％的Zn，进一步含有0.02％～0.3％的Cu、0.02％～0.3％的Ti、0.02％～0.3％的Zr、0.02％～0.3％的Cr、0.02％～0.3％的V中的1种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成。
(3)如(2)中所述的热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其特征在于，将从第2段的退火保持结束之后到250℃为止的冷却速度设定为50℃/小时以下。
(4)一种汽车热交换器，其是如下制造而成的：将(1)中所述的波纹成型性和钎焊加热后的强度优异的热交换器用铝合金翅片材料通过钎焊进行接合。
【发明的效果】
根据本发明，能够提供铝合金翅片材料及其制造方法以及使用该铝合金翅片材料制造的热交换器，该铝合金翅片材料的波纹成型性良好、且在钎焊加热后具有优异的强度，厚度薄，特别适合用作汽车用热交换器的翅片。
本发明的上述和其他特征和优点可以通过下述记载和所附的附图而更为明确。
【附图说明】
图1是示意性示出实施例中制作的波纹成型后的供试材的立体图。
【具体实施方式】
(合金组成)
首先对本发明的铝合金翅片材料的成分元素的添加理由和添加范围进行说明。下文中，关于含量，将质量％简单记载为％。
Si通过由于与Fe、Mn一同形成Al-Fe-Si系、Al-Mn-Si系、Al-Fe-Mn-Si系化合物而带来的分散强化、或者由于Si固溶在母材中而带来的固溶强化，从而有助于强度的提高。
本发明中的Si的含量为0.50％～1.5％。Si的含量为该范围内时，可得到上述的效果。另外，Si的含量若过多，则材料的固相线温度(熔点)降低而使钎焊时发生熔融的可能性提高，同时母材中的固溶量增多，因而热传导率降低。更优选的Si的含量为0.80％～1.4％。
Fe具有提高高温强度、防止钎焊加热时的变形的效果。若使用双辊式铸造轧制法，则与Si、Mn一同形成的Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物发生微细分散，从分散强化的角度来看有助于提高强度。另外，Fe具有下述效果：通过抑制钎焊时的成核的作用，使钎焊后的晶粒粗大化，从而抑制钎料扩散。本发明中的Fe的含量为0.10％～1.0％。Fe的含量若过少，则该效果不充分，必须使用高纯度的铝锭(アルミ地金)，成本增高。另外，Fe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，同时在波纹成型时发生模具的磨损。另外，阴极位点增多，从而腐蚀起点增加，因而自身耐腐蚀性降低。更优选的Fe的含量为0.20％～0.90％。
Mn通过与Si、Fe一同形成Al-Mn-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物而带来的分散强化、或者由于Mn固溶在母材中而带来的固溶强化，从而有助于强度的提高。由于其还具有使Si固溶量降低的效果，因而能够提高材料的固相线温度(熔点)、抑制钎焊时的熔融。本发明中的Mn的含量为0.80％～2.2％。Mn的含量若过少，则上述目标效果不充分。另外，Mn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，同时母材中的固溶量增多，因而热传导率降低。更优选的Mn的含量为1.0％～1.6％。
Zn使翅片的自然电位降低，具有使牺牲防腐效果提高的效果。本发明中的Zn的含量为0.40％～2.5％。Zn的含量若过少，则上述效果减小。另外，Zn的含量若过多，则腐蚀速度变快，翅片的自身耐腐蚀性降低。此外，Zn的含量若过多，则母材中的Zn的固溶量增多，因而热传导性降低。更优选的Zn的含量为0.50％～1.5％。
在本发明的翅片材料中进一步以规定量含有选自Cu、Ti、Zr、Cr和V中的元素的1种以上。
Cu通过固溶在母材中所带来的固溶强化而有助于强度的提高。本发明中的Cu的含量为0.02％～0.30％。Cu的含量若过少，则该效果减小。另外，Cu的含量若过多，则母材中的固溶量增多，因而热传导性降低。另外使翅片的自然电位提高，从而降低牺牲防腐效果。更优选的Cu的含量为0.10％～0.20％。
Ti、Zr、Cr和V均具有提高强度的效果。Ti、Zr、Cr和V的含量均为0.02％～0.30％。Ti、Zr、Cr、V的含量若过少，则上述效果减小。另外，Ti、Zr、Cr、V的含量若过多，则在铸造时生成巨大的金属间化合物，使塑性加工性降低，同时由于母材中的固溶量增多而使热传导率降低。
另外，关于本发明的翅片材料中所含有的余量Al和不可避免的杂质，不可避免的杂质优选分别为0.05％以下，总量优选为0.15％以下。
(钎焊加热前的金属组织)
对本发明的铝合金翅片材料的钎焊加热前的金属组织进行说明。
等效圆直径小于0.1μm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)在钎焊加热时的翅片中具有抑制再结晶的成核的作用。因此，在这些第2相颗粒的密度过高的情况下，在钎焊加热前的金属组织中有时残存有纤维组织，难以发生再结晶。并且，在钎料熔融前未完成再结晶而使钎料渗透至翅片中，发生腐蚀。为了抑制这样的腐蚀，提高钎焊加热时的翅片的再结晶的驱动力是有效的。因此，可以举出提高翅片材料制造时的最终冷轧率作为对应策略。但是，若提高最终冷轧率，则导入到材料中的应变量增多，钎焊加热前的强度提高，波纹成型性降低。
本发明中的等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2。更优选的密度小于5×106个/mm2。对下限没有特别限制，通常为1×105个/mm2。
等效圆直径0.1μm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，因而在钎焊加热时难以固溶而消失。因此，在钎焊加热后在翅片中也残存第2相颗粒，由此通过分散强化而具有提高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0.1μm以上的第2相颗粒的密度为5×104个/mm2以上。更优选的密度为1×105个/mm2以上。该优选的等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×105个/mm2以上且为1×107个/mm2以下。
通过翅片材料的透射型电子显微镜(TEM)观察，考察了等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度。由等厚干涉条纹测定观察部的膜厚，仅在膜厚为0.1μm～0.3μm的部位进行了TEM观察。另外，通过翅片材料截面的SEM观察考察了，等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度。通过对TEM、SEM照片进行图像分析，求出钎焊加热前的第2相颗粒的密度。
本发明中的钎焊加热前的组织优选由再结晶组织构成、且其结晶粒径为1000μm以下。在中间退火中未进行再结晶而像上述那样残存有纤维组织的情况下，加热前的翅片材料的强度增高、波纹成型性降低。另外，中间退火中形成的再结晶粒的结晶粒径优选为1000μm以下。结晶粒径若大于1000μm，则在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。另外，在制造翅片材料后，材料的平整度变差，从而阻碍轧制性，翅片材料的品质和生产率降低。更优选的结晶粒径为500μm以下。
(拉伸强度与板厚)
对本发明的翅片材料的钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)的关系进行说明。
将翅片材料波纹加工成具有规定的R的波形翅片时，成型后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(凍結)，成型后的翅片波峰发生回弹，不能形成规定的形状。
在翅片波峰部的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减小。因此，为了进行良好的波纹成型，在翅片材料板厚较薄的情况下，需要降低钎焊加热前的翅片材料的强度。
另一方面，若钎焊加热后的强度、即完全完成了再结晶的O材状态下的强度与钎焊加热前的强度差(TSB-TSA)太小，则在钎焊加热前的翅片材料中导入的应变量减小。若原材料状态下的应变量小，则钎焊加热时的再结晶的驱动力减小，再结晶温度呈高温化、或者再结晶未能充分完成，由于熔融钎料的作用而发生腐蚀。
因此，本发明中的钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)优选满足下述式1的关系。
0.4≦(TSB-TSA)/t≦2.1 式1
为了满足上述式1的关系，可以举出按上述设定原材料的合金组成。此外，如上所述，关于钎焊加热前的材料，通过使金属组织具有再结晶组织且使其结晶粒径为1000μm以下、利用规定的冷轧率而使应变存在，能够得到成型性、钎焊性良好的翅片材料。为了抑制钎焊时的翅片腐蚀，重要的是波纹成型后的翅片中存在的应变量是否为必要值以上。波纹成型后的翅片的应变量为原材料中的应变量(TSB-TSA)与在波纹成型时所导入的应变量之和。由于板厚t越小，波纹成型翅片的表层应变量越小，因而发现(TSB-TSA)/t的值对于抑制腐蚀为重要的指标。
在本发明中，设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0.1μm以上的第2相颗粒的密度，从而能够使钎焊加热后的强度不会降低。通过进行该2段退火，(TSB-TSA)的值即使小也不会发生翅片的腐蚀，可得到波纹成型性良好的翅片材料，可制备出钎焊加热前和钎焊加热后的强度满足上述式1的翅片材料。
(TSB-TSA)/t小于0.4时，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，在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减小而发生回弹，波纹成型性降低。更优选的(TSB-TSA)/t的范围为0.5～2.0。
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40μm～100μm、更优选为40μm～80μm。本发明中的特征特别在于能够使厚度薄。
(翅片材料的制造方法)
接着对本发明的铝合金翅片材料的制造方法进行说明。
首先，将具有上述成分组成的铝合金熔化，利用双辊式连续铸造轧制法制作板状铸块。双辊式连续铸造轧制法为从耐火物制造的供熔液喷嘴向一对水冷辊间供给铝金属熔液并连续铸造轧制出薄板的方法，已知有钠热还原法(Hunter法)、3C法等。
在双辊式连续铸造轧制法中，铸造时的冷却速度比DC(直接激冷，Direct Chill)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℃/秒～20℃/秒，与此相对，双辊式连续铸造轧制法的情况下的冷却速度为100℃/秒～1000℃/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、双带式连续铸造轧制法更微细且更致密分散的特征。该高密度分散的晶析物促进固溶在Mn、Si等母材中的元素的析出，有助于强度和热传导性的提高。另外，在对翅片材料进行波纹成型时，还具有几乎不会产生使模具发生磨损那样的几微米数量级的粗大晶析物的优点。
利用双辊式连续铸造轧制法铸造时的金属熔液温度优选为680℃～800℃的范围。金属熔液温度为紧邻地位于供熔液喷嘴之前的前箱(ヘッドボックス)的温度。金属熔液温度若过低，则在供熔液喷嘴内生成巨大的金属间化合物，它们混入到板状铸块中，从而成为冷轧时的板破裂的原因。金属熔液温度若过高，则在铸造时铝在辊间未能充分凝固，得不到正常的板状铸块。更优选的金属熔液温度为700℃～750℃。
接着，在将所得到的板状铸块轧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次中间退火包含不同的2段保持温度，与第1段保持温度相比，第2段的保持温度更高，在这样的条件下进行该第1次中间退火。温度差优选为80℃～150℃。
在对翅片材料实施退火时，根据其实施温度的不同，翅片材料中析出的第2相颗粒的分散状态发生变化。若在低温下退火，则翅片材料中微细且致密分布的第2相颗粒发生析出；若在高温下退火，则翅片材料中粗大且稀疏分布的第2相颗粒发生析出。因此，在低温下退火时，对钎焊加热时的再结晶抑制的微细第2相颗粒大量析出，容易发生翅片的腐蚀。在高温下退火时，对钎焊加热时的再结晶抑制的微细第2相颗粒几乎不析出，但第2相颗粒的分散密度降低，钎焊加热后的强度降低。
因此，本发明的中间退火中，以2段的温度来保持。首先，在第1段的低温下的保持中，使翅片材料中大量析出微细的第2相颗粒。接着，在第2段的高温下的保持中，使第1段中析出的微细的第2相颗粒粗大化，使抑制再结晶的小于0.1μm的微细的第2相颗粒的密度下降、并且使0.1μm以上的第2相颗粒的密度上升，由此能够得到在钎焊加热后强度不会降低的金属组织。
第1段的保持温度为300℃～450℃的范围。该温度过低时，退火中的第2相颗粒几乎不会发生析出；该温度过高时，在第1段中已经粗大的第2相颗粒会稀疏地析出，钎焊加热后的强度降低。更优选的温度为350℃～430℃的范围。
第2段的保持温度为高于第1段的温度，为430℃～580℃的范围。该温度过低时，在第1段的退火中析出的第2相颗粒不会发生粗大化，抑制再结晶的第2相颗粒大量分散，发生腐蚀。该温度过高时，第1段中析出的第2相颗粒会发生再固溶，最终得到的第2相颗粒的分布粗大且呈稀疏分布，钎焊加热后的强度降低。更优选的温度为450℃～550℃的范围。
第1段、第2段的保持时间均优选为1小时～10小时。保持时间若过短，则得不到所期望的金属组织；若过长，则效果饱和，因而从生产率的方面出发不优选。更优选的保持时间为2小时～5小时。
在进行第2次以后的退火的情况下，尽管条件没有特别限定，但优选在作为翅片材料使用的铝合金的再结晶温度以上的温度进行退火，优选退火温度为300℃～500℃、保持时间为1小时～5小时。更优选的条件是退火温度为350℃～450℃、保持时间为1小时～3小时。
在第1次的中间退火结束后，进行至少1次以上的冷轧，进行适宜退火后，进行冷轧直至最终板厚为150μm以下，在进行最后的中间退火之后直至轧制到最终板厚为止时的总轧制率也即最终冷轧率为20％～60％。最终冷轧率若过低，则钎焊加热时的再结晶的驱动力不足，未能充分发生再结晶而发生腐蚀。最终冷轧率若过高，则轧制所导入的应变量过多，钎焊加热前的翅片材料的强度增高，波纹成型性降低。更优选的最终冷轧率为25％～50％。
为了控制最终冷轧率，需要至少1次以上的中间退火，在仅实施1次中间退火的情况下，从铸造后的板厚到实施中间退火的板厚为止的总冷轧率变得非常高。像这样冷轧率高时，经轧制而使材料变硬，从而有时在卷材边缘部产生裂纹(割れ)，该裂纹的程度大时，在轧制中可能发生板破裂。为了抑制板破裂，在冷轧工序的中途加入修剪工序、或者加入中间退火使材料变软是有效的。为了抑制边缘裂纹而实施中间退火的情况下，例如可以采用下述工序：在板厚较厚的位置实施第1次退火，其后进行冷轧，实施用于控制最终冷轧率的第2次中间退火，进一步利用冷轧轧制至最终板厚。
从第1次退火的第2段的保持终止之后直到250℃为止的冷却速度为50℃/小时以下。在利用双辊式连续铸造轧制法进行铸造的情况下，铸造时的冷却速度与DC铸造法、双带式连续铸造轧制法相比非常大，因此，铸造后的Mn、Si的固溶度高。如此，由于初期固溶度高，因而根据冷却速度的不同，退火后的翅片材料的Mn、Si的固溶度有很大变化。通过使冷却速度为50℃/小时以下，第2段退火中形成的第2相颗粒进一步生长，可降低Mn、Si的固溶度。冷却速度若过高，则退火后的翅片材料的Mn、Si的固溶度增高，固溶后的Mn、Si在其后的工序中微细地析出，从而使抑制再结晶的微细的第2相颗粒析出、发生腐蚀。更优选退火后的冷却速度为40℃/小时以下。对冷却速度的下限没有特别限制，在工业实施上为10℃/小时左右。
(热交换器的制造方法)
本发明的铝合金翅片材料适合作为汽车用热交换器。汽车用热交换器可以利用常规方法制造。下面叙述该实施方式的概要。
热交换器如下制造：将波纹加工后的翅片与通过辊成型或电焊加工(電縫加工)等进行了成型加工的扁平管组合，与盘或罐等部件组装后，利用钎焊方法加热至600℃左右的温度，从而进行一体接合，来制造热交换器。
作为钎焊加工法，有使用非腐蚀性熔剂的熔剂钎焊法和不使用熔剂而在真空中钎焊的真空钎焊法。
在熔剂钎焊方法的情况下，将熔剂涂布至所安装的热交换器之后进行钎焊。
该制造方法的详细内容可以参照日本特开平8-134574的[0002]段、日本特开平7-090443的[0002]段等。
【实施例】
接着基于实施例进一步详细地说明本发明，但本发明并不限定于此。
首先，利用表2所示的制造方法分别制造具有表1所示的合金组成的铝合金。需要说明的是，在表1的合金组成中，“-”表示检测限以下，“余量”包含不可避免的杂质。
关于利用双辊式连续铸造轧制法铸造的试验材，将所得到的板状铸块冷轧，在规定板厚的条件下利用分批式退火炉进行中间退火，冷轧至最终板厚，制作翅片材料(调质：H1n)。
关于利用DC铸造法铸造的试验材，不对所制作的铸块进行均质化处理，加热至500℃后，通过热轧进行轧制直至所期望的厚度为止，制作板材。接着，对所得到的板材进行冷轧，在规定板厚的条件下利用分批式退火炉进行中间退火，进行冷轧直至最终板厚为止，制作翅片材料(调质：H1n)。
【表1】
【表2】
并且，将所制作的各翅片材料作为供试材(试验材No.1～63)，进行钎焊加热。其后，利用下述所示的方法对各供试材进行与强度、电导率、钎焊性和耐腐蚀性相关的评价，将它们的结果列于表3、表4中。此处，电导率的测定是用于对翅片材料的热传导性进行评价的，在铝合金的情况下，可以判断出，电导率越高，热传导性也越好。需要说明的是，在本说明书中，“钎焊加热”是指，将假定翅片材料实际被钎焊时的温度和时间作为加热条件，在没有特别说明的情况下对单个供试材进行加热。
[a]钎焊加热前的第2相颗粒密度(个/mm2)：
通过翅片材料的透射型电子显微镜(TEM)观察，考察等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度。由等厚干涉条纹测定观察部的膜厚，仅在膜厚为0.1μm～0.3μm的位置进行TEM观察。另外，通过翅片材料截面的SEM观察，考察等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度。通过对TEM、SEM照片进行图像分析，求出钎焊加热前的第2相颗粒的密度。
在观察中，以各样品3个视野来进行，对各视野的TEM、SEM照片进行图像分析，从而求出钎焊加热前的第2相颗粒的密度。所记载的密度是由各3个视野求出的值的平均值。上述1个视野为5.5μm×4.0μm，对于该1个视野，在TEM中以50000倍的倍率进行观察，在SEM中以2000倍的倍率进行观察。
[b]波纹成型性：
按照将供试材分切成16mm宽、使翅片波峰高度为5mm、翅片波峰的间隔为2.5mm的方式调整波纹成型机，将各供试材进行波纹成型，制作100波峰的翅片。其后测定翅片波峰高度，根据波峰高度的偏差，翅片高度为5mm±10％以上的翅片波峰有10波峰以上的情况下的波纹成型性为“×”；或者测定翅片波峰的平均间隔，翅片波峰的平均间隔由于回弹而为2.75mm以上的情况下的波纹成型性为“×”；除此以外的波纹成型性为良好“○”。
[c]钎焊加热前的结晶粒径(μm)：
对供试材的表面(L-LT面)进行电解抛光，进行巴克(Barker)蚀刻后，利用光学显微镜观察晶粒组织。在光学显微镜照片画出2条对角线，利用计数交叉的晶粒数的交线法(交線法)测定结晶粒径。
[d]钎焊后的拉伸强度(N/mm2)：
将供试材以600℃×3min进行钎焊加热后，以50℃/分钟的冷却速度进行冷却，其后在室温下放置1周，制成样品。并且，按照JIS Z2241，在拉伸速度10mm/min、标距50mm的条件下，对于各样品在常温下实施拉伸试验。
[e]电导率(％IACS)：
将供试材以600℃×3min进行钎焊加热后，以50℃/分钟的冷却速度进行冷却，制成样品。并且，按照JIS H0505，在20℃的恒温槽内对各样品进行电阻测定，从而求出电导率。需要说明的是，单位％IACS在本说明书中表示JIS H0505中规定的电导率。
[f]翅片的钎料扩散与熔融的有无：
分别准备图1所示的波纹成型后的供试材(翅片11)、以及将JIS3003作为芯材13并在其单面包覆10％的JIS4045焊料14而成的板厚为0.3mm的钎焊片12。其后，将供试材11与钎焊片12的焊料14侧的面贴合，形成图1所示的评价用芯10，对于该评价用芯10进行600℃×3min的钎焊加热。对于评价用芯10进行截面的微观察，确认有无发生翅片的钎料扩散和熔融。作为评价，钎料扩散和熔融均没有的情况为良好“○”，具有钎料扩散和熔融中的任一者或两者的情况为“×”。
[g]自身耐腐蚀性评价(腐蚀减少量(％)测定)：
将供试材以600℃×3min进行钎焊加热后，以50℃/min的冷却速度进行冷却，制成样品。并且，对于各样品，按照JIS Z2371进行200小时的盐水喷雾试验后，测定其腐蚀减少量。
[h]自然电位(mV)：
将供试材以600℃×3min进行钎焊加热后，以50℃/min的冷却速度进行冷却，制成样品。并且，对于各样品，测定翅片在25℃的5％NaCl水溶液中的自然电位(vs Ag/AgCl)并进行评价。作为评价，自然电位低于-720mV时为良好“○”，高于-720mV时为“×”。
由上述结果可知以下内容。
在试验材No.28、36、55、57、59、61、63中，钎焊加热前的拉伸强度高，从而在波纹成型时翅片未缩小到规定的间隔、或者由于钎焊加热前的晶粒大于规定尺寸而使翅片的波峰高度产生偏差、或者不满足式1的关系，因而与本发明例相比，呈波纹成型性较差的结果。
在试验材No.26、30、52、53、54、56、58、62中，钎焊加热后的拉伸强度低、不充分。
在试验材No.27中，Si添加量多，从而翅片材料熔点降低、发生熔融。在试验材No.28中，Fe添加量少，从而再结晶温度上升、在钎焊时未完成再结晶而发生钎料扩散。在试验材No.30中，Mn添加量少，从而Si的固溶量增加、翅片材料熔点降低而发生熔融。在试验材No.60、63中，翅片材料制造时的最终冷轧率过低，从而再结晶温度上升、在钎焊时未完成再结晶而发生钎料扩散。在试验材No.61中，翅片材料制造时的最终冷轧率过高，从而钎焊时的再结晶粒微细、钎料侵蚀晶界而发生钎料扩散。在试验材No.62中，翅片材料制造时的铸造是利用DC法进行的，因而钎焊时的再结晶粒微细、钎料侵蚀晶界而发生钎料扩散。因此，上述任一试验材中，均呈钎焊性劣于本发明的结果。
在试验材No.33、34中，Zn、Cu添加量多，从而腐蚀速度加快，呈腐蚀减少量增加的结果。
在试验材No.32中，Zn量少，从而翅片的自然电位无法充分降低。
在试验材No.29、31、35～38中，Fe、Mn、Ti、Zr、Cr、V的添加量多，从而在铸造时产生巨大的金属间化合物。
与此相对，在本发明例的试验材No.1～25、39～51中，钎焊加热前的结晶粒径为1000μm以下、波纹成型性良好，钎焊加热后的强度高、为120N/mm2以上。另外，也没有发生钎料扩散、翅片熔融，钎焊性良好，腐蚀减少量也小于4.0％。此外，自然电位也低于-720mV，结果确保了牺牲防腐效果。
将本发明与其实施方式一同进行了说明，但是，申请人认为，只要没有特别指定，本发明就并非限于说明的任何细节中，应该在不违背所附权利要求所示的发明精神和范围的情况下对本发明进行宽泛的解释。
本申请要求基于2014年3月19日在日本提交的日本特愿2014-57223的优先权，在本发明中参考上述作为优先权的专利申请并将其内容作为本说明书记载的一部分并入到本申请中。
【符号的说明】
10 评价用芯
11 翅片材料
12 钎焊片
13 芯材
14 焊料