Mnを0.6質量~1.8質量以下、質量を単にと記す。、Feを0.05~0.6、Siを0.02~0.7、Znを0.02~3.0、Zrを0.05~0.3、Tiを0.05~0.3含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を芯材とし、この芯材の片面、又は両面にSiを6.0~15.0含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を皮材としたブレージングシートの製造方法であって、前記皮材のクラッド率が片面で5~15となるように皮材をクラッドしてアルミニウム合金合せ材を形成する工程と、前記アルミニウム合金合せ材を420°C~500°Cで加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を行う工程と、前記アルミニウム合金合せ材の圧延率が、20~70となるようにして最終冷間圧延を行い、40μm~80μmの板厚のブレージングシートを製造する工程と、を具えることを特徴とする、ブレージングシートの製造方法。Mnを0.6~1.8、Feを0.05~0.6、Siを0.02~0.7、Cuを0.05~0.8、Znを0.02~3.0、Zrを0.05~0.3、Tiを0.05~0.3含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を芯材とし、芯材の片面、又は両面にSiを6.0~15.0含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を皮材としたブレージングシートの製造方法であって、前記皮材のクラッド率が片面で5~15となるように皮材をクラッドしてアルミニウム合金合せ材を形成する工程と、前記アルミニウム合金合せ材を420°C~500°Cで加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を行う工程と、前記アルミニウム合金合せ材の圧延率が、20~70となるようにして最終冷間圧延を行い、40μm~80μmの板厚のブレージングシートを製造する工程と、を具えることを特徴とする、ブレージングシートの製造方法。最終板厚Tμmと芯材のSi量aと皮材のSi量b、皮材のクラッド率をCとした場合、a{0.001b2C/1000.024}/T/1000<1.40の式を満たすことを特徴とする、請求項1または2に記載の製造方法により製造されたブレージングシート。芯材中に占めるAl-Mn-FeやAl-Mn-Si系の粒径0.1μm以上3.0μm未満の微細な析出物が占める数密度A個/mm2と粒径3.0μm以上の粗大な析出物が占める数密度B個/mm2の比率A/Bが50≦A/B≦500を満たすことを特徴とする、請求項1または2に記載の製造方法により製造されたブレージングシート。本発明の目的は、合金成分、クラッド率、製造条件の組合せを検討することで、これまでのフィン材よりも薄肉化しても耐高温座屈性や強度が高く、優れた犠牲陽極効果を示すフィン材用ブレージングシートの製造方法を提供することである。本発明者らは上記問題点を解決するため、検討を重ねた結果、Mn、Zn、Fe、Siを所定量含有したアルミニウム合金を芯材とし、Al-Si系ろう材を皮材として膜形成した合せ材に対して、所定の熱処理及び加工を施すことによりその目的を達成しうることを見出し、この知見に基づき本発明を完成するに至った。本発明によれば、以下の手段が提供される。1Mnを0.6質量~1.8質量以下、質量を単にと記す。、Feを0.05~0.6、Siを0.02~0.7、Znを0.02~3.0、Zrを0.05~0.3、Tiを0.05~0.3含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を芯材とし、この芯材の片面、又は両面にSiを6.0~15.0含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を皮材としたブレージングシートの製造方法であって、前記皮材のクラッド率が片面で5~15となるように皮材をクラッドしてアルミニウム合金合せ材を形成する工程と、前記アルミニウム合金合せ材を420°C~500°Cで加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を行う工程と、前記アルミニウム合金合せ材の圧延率が、20~70となるようにして最終冷間圧延を行い、40μm~80μmの板厚のブレージングシートを製造する工程と、を具えることを特徴とする、ブレージングシートの製造方法以下、第1の発明という。2Mnを0.6~1.8、Feを0.05~0.6、Siを0.02~0.7、Cuを0.05~0.8、Znを0.02~3.0、Zrを0.05~0.3、Tiを0.05~0.3含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を芯材とし、芯材の片面、又は両面にSiを6.0~15.0含有し、残部がAlと不可避的不純物からなるアルミニウム合金を皮材としたブレージングシートの製造方法であって、前記皮材のクラッド率が片面で5~15となるように皮材をクラッドしてアルミニウム合金合せ材を形成する工程と、前記アルミニウム合金合せ材を420°C~500°Cで加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を行う工程と、前記アルミニウム合金合せ材の圧延率が、20~70となるようにして最終冷間圧延を行い、40μm~80μmの板厚のブレージングシートを製造する工程と、を具えることを特徴とする、ブレージングシートの製造方法以下、第2の発明という。3最終板厚Tμmと芯材のSi量aと皮材のSi量b、皮材のクラッド率をCとした場合、a{0.001b2C/1000.024}/T/1000<1.40の式を満たすことを特徴とする、1または2に記載の製造方法により製造されたブレージングシート。4芯材中に占めるAl-Mn-FeやAl-Mn-Si系の粒径0.1μm以上3.0μm未満の微細な析出物が占める数密度A個/mm2と粒径3.0μm以上の粗大な析出物が占める数密度B個/mm2の比率A/Bが50≦A/B≦500を満たすことを特徴とする、1または2に記載の製造方法により製造されたブレージングシート。なお、本発明におけるクラッド率とは、全体の板厚に対して皮材が占める厚さの割合で、皮材の厚さ/全体の板厚×100で表される。本発明のブレージングシートは、耐高温座屈性、強度及び耐食性に優れているために薄肉化することができるので、これを用いることにより熱交換器を従来のものに比べ軽量化することが可能である。本発明の製造方法によれば、耐高温座屈性、強度及び耐食性に優れ、薄肉のブレージングシートを提供できる。以下、本発明の詳細、並びにその他の特徴及び利点について、発明の実施の形態に基づいて説明する。最初に、本発明のフィン材の芯材に用いられるアルミニウム合金組成における各成分の作用を説明する。なお、以下、質量を単にと記す。Mnは合金の強度を向上させるとともにAl-Mn-FeあるいはAl-Mn-Si系の化合物が析出し、再結晶粒を粗大化させ、ブレージング時の高温過熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。その量が少なすぎるとその効果が小さい。また、多すぎる場合はAl-Mn-Fe、Al-Mn-Si系の粗大な化合物が密に析出して成形性を悪化させる。また、巨大晶出物が生じ易く、再結晶が阻害され結晶粒が微細化し、結晶粒界の耐食性を悪化させる。従って、Mnの含有量は0.6~1.8で、更に好ましくは0.9~1.4の範囲である。Feは、Al、Mnとの共存によってAl-Mn-Fe系の析出物を生じ、再結晶粒を粗大化させ、ブレージング時の高温過熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。少なすぎると、再結晶粒は十分に粗大化されず、結晶粒が微細になり結晶粒界の腐食が進行し耐食性が悪化する。一方、多すぎるとAl-Mn-Fe系の粗大な化合物が密に析出して成形性を悪化させる。また、晶出物の量が増え、再結晶の核サイトとして働くため、再結晶粒が微細化し、結晶粒界の耐食性及び耐高温座屈性を悪化させる。従って、Feの含有量は0.05~0.6で、更に好ましくは0.1~0.3の範囲である。SiはAl-Mn-Si系の微細な化合物を析出させて強度を向上させる。また、再結晶粒を粗大化させ、ブレージング時の高温加熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎるとAl-Mn-Si系の微細な析出物が密になり、また、晶出物の効果で再結晶粒が微細化し結晶粒界の腐食が進行し耐食性及び耐高温座屈性を悪化させる。また、融点が低下しろう溶融時に芯材が溶融してしまう。従って、Siの含有量は0.02~0.7で、更に好ましくは0.4~0.6の範囲である。Znはフィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効果でチューブなどの作動流体通路の孔食を防ぐ作用がある。少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると自己腐食が高くなるとともにろう付性が低下する。従って、Znの含有量は0.02~3.0で、更に好ましくは0.5~1.5の範囲である。Cuは合金の強度を上げてブレージング時の高温加熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。Cuはフィン材の電位を貴にし、犠牲陽極効果を減じるため、従来添加は好ましくない元素と考えられてきた。本願第1の発明は、Cuを特に添加せず、不可避的不純物程度であっても、耐高温座屈性に必要な強度を有するブレージングシートである。本願第2の発明は、Cuを添加することで耐高温座屈性をさらに向上させたブレージングシートを提案している。Cuを添加した場合には、その添加量に応じてZnの添加量を0.02~3.0に調整することでフィン材の犠牲陽極効果を損なわずに、強度及び耐高温座屈性を向上させられることを見出した。多すぎると強度が急増してフィン材としての成形性が悪くなると共にフィンの電位が貴となり犠牲陽極効果が無くなる。従って、Cuの含有量は0.05~0.8で、更に好ましくは0.1~0.5の範囲である。Zrは微細な金属間化合物を形成し合金の強度と耐高温座屈性を向上させる。Zrが少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると、成形性が低下し、組付けなどの加工時に割れが生じてしまう。従って、Zrの含有量は0.05~0.3で、更に好ましくは0.1~0.2の範囲である。Tiは微細な金属間化合物を形成し合金の強度と耐高温座屈性を向上させる。Tiが少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると、鋳塊に粗大な化合物が生じて熱間圧延時に割れが生じてしまう。従って、Tiの含有量は0.05~0.3で、更に好ましくは0.1~0.2の範囲である。なお、本発明において、その他の不可避的不純物元素Mg、Cr、Ca等は各々0.05以下、合計で0.15以下であれば本発明の効果に影響を与えない。次に本発明のフィン材の皮材に添加されたSiの作用を説明する。皮材中のSiは皮材の融点を低下させ、溶融ろうの流動性及び、チューブやサイドプレートの接合性を向上させる効果を有する。Siの含有量は、少なすぎると上記効果が十分に得られない。多すぎると皮材の融点が高くなり、ろうが溶融され難くなりチューブやサイドプレートの接合性が低下する。従って、皮材のSiの含有量は6.0~15.0が好ましく、更に好ましくは8.0~12.0の範囲である。なお、皮材の残部はAlと不可避的不純物からなる。不可避的不純物元素Cu、Znは0.01以下であれば本発明の効果に影響を与えない。Feは多いと材料の腐食を促進させるが0.8以内であれば、本発明の効果に影響を与えない。また、NaやSrは皮材のSi粒子を微細化させて芯材へのSi粒子の侵食を抑える働きがあるので、皮材にNaもしくはSrを添加しても良い。皮材のクラッド率は5~15とする。クラッド率が低すぎるとクラッドフィンのろうが不足して、チューブ材との接合性が低下する恐れがある。また、クラッド率が高すぎると溶融ろうが多くなり芯材が溶解されやすくなる。従って、皮材のクラッド率は片面で5~15が好ましく、更に好ましくは8~12の範囲である。ブレージングシートの板厚Tμmと芯材のSi量aと皮材のSi量b、皮材のクラッド率をCとした場合、a{0.001b2C/1000.024}/T/1000<1.401を満たしていなければならない。この1式はろう付け加熱時600°Cの芯材のSi量を表している。通常、熱交換器用ブレージングシートのろう溶融加熱は600°C前後で行われるが、加熱中は皮材のSiが芯材へ拡散して芯材のSi量が増加する。ブレージングシートの板厚が薄いほど、皮材や芯材の板厚が薄くなるため、ろう材中のSiが芯材へ拡散しやすくなる。本発明のブレージングシートの芯材のSi量が1.40を超えると芯材の溶融が始まる。芯材のSi量が0.02~0.7、皮材のSi量が6.0~15.0、皮材のクラッド率が5~15、フィン材の板厚は40μm~80μmであれば、上記1式を満たし、ブレージングシートの特性を向上することができる。更に好ましくは、芯材のSi量が0.4~0.6、皮材のSi量が7.0~10.0、皮材のクラッド率が8~12、フィン材の板厚は40μm~80μmの範囲である。ブレージングシートの板厚は40μm~80μmである。40μm未満だと溶融ろうによって芯材が溶融されやすい。また、強度が不足して耐高温座屈性が著しく低下する。80μmを超えると本発明の目的である薄肉化にならない。従来の熱交換器用チューブ材やフィン材は鋳造後に芯材に組成の均質化処理を施すが、本発明方法においては均質化処理をすることなく、芯材に皮材をクラッドして合わせ加熱だけでも組成の均質化を図ることができて十分要求特性を満足することができる。芯材の均質化処理を施さずに芯材と皮材を420°C~500°Cの温度で加熱した後、熱間圧延を行なう。加熱温度を420°C~500°Cとすることにより、Al-Mn-FeやAl-Mn-Si系の金属間化合物を析出させて強度か向上し、薄肉化したフィン材の耐高温座屈性を向上することができる。420°C未満では熱間圧延の変形抵抗が大きくなり、圧延が困難になる。また、500°Cを超えると金属間化合物が過剰に析出するため、耐高温座屈性が低下する。また、晶出物の効果で再結晶粒が微細化し結晶粒界の腐食が進行し耐食性を悪化させる。尚、加熱保持時間は1時間~5時間が望ましい。熱間圧延終了後、冷間圧延を行なった後に中間焼鈍を行う。中間焼鈍の際に固溶元素の析出を促進するために冷間圧延は必要であり、その圧下率は10~90が望ましい。中間焼鈍は、固溶しているMn、Cu、Siなどの元素が析出し易い300°C以上で0.5時間~4時間加熱するのが望ましい。中間焼鈍の後に最終の冷間圧延を行い製品とするのであるがこの冷間圧延率最終冷延率は20~70とする。この冷延率が低すぎると薄肉化という要求を満足する強度のフィン材が得られない。一方、冷延率が高すぎると加工量が多いため、変形帯からも再結晶の核発生が起こり、再結晶粒が微細となり、皮材からSiが粒界拡散し、粒界の耐食性が低下する。従って、中間焼鈍のあとの冷間圧延率は20~70であることが好ましく、更に好ましくは35~55の範囲である。前述の工程で製造されたブレージングシートにおいて、芯材中に占めるAl-Mn-FeやAl-Mn-Si系の粒径0.1μm以上3.0μm未満の微細な析出物が占める数密度A個/mm2と粒径3.0μm以上の粗大な析出物が占める数密度B個/mm2の比率A/Bが50≦A/B≦500を満たしていなければならない。前述の比率50≦A/B≦500は芯材の均質化処理を施さずに熱間圧延前に芯材と皮材を420°C~500°Cの温度で加熱することで得られ、ブレージング時の高温過熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。A/Bが小さすぎると粒径0.1μm以上3.0μm未満の微細な析出物と粒径3.0μm以上の粗大な析出物が少なく、十分な強度が得られず耐高温座屈性を低下させる。もしくは、粒径3.0μm以上の粗大な析出物が占める数密度Bが高く成形性を悪化させる。A/Bが大きすぎると再結晶粒が微細化し結晶粒界の腐食が進行し耐食性及び耐高温座屈性を悪化させる。したがって50≦A/B≦500で、さらに好ましくは200≦A/B≦350である。次に本発明を実施例に基づき更に詳細に説明する。表1には、本実施例で用いた芯材の合金組成を示す。A1~A15の組成を持つ合金を用いて258mm×790mm×1600mmサイズの鋳塊を作製し、面削した。次に、表2に示すB1~B5の合金組成を有する皮材をクラッド率3.5~25で該芯材合金の両面にクラッドし、表3に示す試作材No.1~54の合せ材を準備した。次に320°C~560°Cの3時間の合せ加熱を行なった後、3.5mmまで熱間圧延を行い、所定の板厚まで冷間圧延した後、390°Cで2時間の中間焼鈍を行い、更に冷間圧延を行って板厚60μm、40μm、比較例として30μmのブレージングシートを作製した。上記のように得られたフィン材の引張強度、耐高温座屈性及び耐食試験を行い、結果を表4に示した。1引張強度引張試験はJIS5号のサイズに加工した試験片で実施した。結果より引張強度が高いほど耐高温座屈性の垂下量が低い傾向になった。比較例の板厚30μmの試作材No.51、No.53は板厚が薄いため、強度に関係なく加熱後の垂下量が高くなった。2耐高温座屈性垂下量試作材No.1~54から幅16mm、長さ60mmの試料片1を作製し、これを図1aのように台2上に固定具3を用いて、片持ちで0.06t×16w×50lmmの張り出し部を保持し、600°C、3分間窒素雰囲気中で加熱した。図1aは加熱前の模式的な正面図、図1bは図1aの状態での模式的な平面図である。図1cは加熱後の垂下した状態を模式的に示す正面図である。図1cに示す加熱後の垂下量が15mm以下を合格とした。3フィン接合性図2に示すようにフィン材4をコルゲート加工した後、両側に0.5t×16w×70lmmA3003板5を非腐食性フラックスブレージング法でろう付けした。フィンと板5の接合部にろう溜まりフィレットが形成されているかを判断基準とした。4フィン材の耐孔食性試験耐食性図2に示すようにフィン材4をコルゲート加工した後、両側に0.5t×16w×70lmmA3003板5を非腐食性フラックスブレージング法でろう付けした。この試験片を用いて塩水噴霧JIS2371に準じる4000時間を行い、A3003板に生じた孔食を調べた5Al-Mn-Fe、Al-Mn-Si系金属化合物の数密度ろう付け加熱前素板の芯材の断面を日本電子株社製、走査型電子顕微鏡JSM-6460LAで×1000倍率にて撮影し、円相当径0.1μm以上のAl-Mn-Fe、Al-Mn-Si系金属化合物個数を旭化成エンジニアリング株社製画像解析ソフトA像くんにてカウントし、数密度を測定した。表4に粒径0.1μm以上3.0μm未満の微細な析出物が占める数密度A個/mm2と粒径3.0μm以上の粗大な析出物が占める数密度B個/mm2の比率A/Bとして示した。本発明の結果従来の厚い材料に対して、本発明の薄肉化した材料でも、十分な強度と耐高温座屈性が得られ、よりフィンの薄肉化が可能となる。一方で、耐高温座屈性試験において垂下量が15mmを超えた試作材は、図2のような形状にフィンを加工してろう付加熱した際、フィンの座屈が確認された。また、板厚が40μmの試作材は本発明の特性を得ることができたが、板厚が30μmの試作材になると、強度に関係なくろう付加熱後の垂下量が高くなり、フィンの溶解が起こり易く、本発明の特性を得ることが困難であることが確認された。したがって本発明方法によれば非腐食性フラックスブレージング及びキャリアーガスブレージングに適するフィン用アルミニウム薄板を製造することができる。