"Si:0.8~1.4wt、Fe:0.15~0.7wt、Mn:1.5~3.0wt、Zn:0.5~2.5wtを含み、さらに不純物としてのMgを0.05wt以下に限定し、残部が通常の不純物とAlからなる化学組成を有し、ろう付け前の金属組織が圧延組織であり、ろう付前の抗張力が240MPa以下、加熱温度600~605°Cで3.5分保持し、冷却した後の抗張力が150MPa以上であり、且つ加熱温度600~605°Cで3.5分保持し、冷却した後の圧延方向に平行な平均再結晶粒径が500μm以上であることを特徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材。Si:0.8~1.4wt、Fe:0.15~0.7wt、Mn:1.5~3.0wt、Zn:0.5~2.5wtを含み、さらに不純物としてのMgを0.05wt以下に限定し、残部が通常の不純物とAlからなる化学組成を有し、ろう付け前の金属組織が未再結晶組織であり、ろう付前の抗張力が240MPa以下、加熱温度600~605°Cで3.5分保持し、冷却した後の抗張力が150MPa以上であり、且つ加熱温度600~605°Cで3.5分保持し、冷却した後の圧延方向に平行な平均再結晶粒径が500μm以上であることを特徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材。本発明の目的は、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、しかもろう付け後には高い強度を有し、且つ耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を提供することである。上記の目的を達成するために、本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材は、Si:0.8~1.4wt、Fe:0.15~0.7wt、Mn:1.5~3.0wt、Zn:0.5~2.5wtを含み、さらに不純物としてのMgを0.05wt以下に限定し、残部が通常の不純物とAlからなる化学組成を有し、ろう付け前の金属組織がファイバーな結晶粒組織であり、ろう付前の抗張力が240MPa以下、ろう付後の抗張力が150MPa以上であり、且つろう付け後の再結晶粒径が500μm以上であることを特徴とする。上記本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材を製造する第1の方法は、上記フィン材の化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ5~10mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚1.0~6.0mmに冷間圧延し、200~350°Cで第1次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚0.05~0.4mmに冷間圧延し、360~450°Cでの第2次中間焼鈍を施し、最終冷延率10~50未満の冷間圧延を行って最終板厚40~200μmとすることを特徴とする。上記本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材を製造する第2の方法は、上記フィン材の化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ5~10mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚1.0~6.0mmに冷間圧延し、200~450°Cで第1次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚0.08~2.0mmに冷間圧延し、360~450°Cでの第2次中間焼鈍を施し、冷延率50~96の冷間圧延を行って最終板厚40~200μmとして200~400°Cで最終焼鈍を施すことを特徴とする。上記第1および第2の方法において、前記第1次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度100°C/min以上、且つ保持温度400~500°Cで保持時間5分以内で行うことが望ましい。上記第1および第2の方法において、前記第1次中間焼鈍後、第2次中間焼鈍後、最終焼鈍後ろう付け前の何れの段階においても、金属組織がファイバーな結晶粒組織であることが望ましい。本発明によれば、上記のように化学組成と、ろう付け前後の結晶粒組織および抗張力を限定したことにより、高強度で且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材が得られる。このアルミニウム合金フィン材は上記第1および第2の方法により製造できる。本発明者は、熱交換器用フィン材に対する薄肉化の要求を満足するアルミニウム合金フィン材を開発するために、強度特性、伝熱性能、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性および犠牲陽極効果について、従来のDCスラブ鋳造からの圧延材と双ベルト式連続鋳造からの圧延材の比較を行いつつ、その組成、中間焼鈍条件、圧下率、最終焼鈍との関係について種々の検討を行った結果、本発明を完成した。本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材における合金成分の意義および限定理由を以下に説明する。Si:0.8~1.4wtSiは、Fe、Mnと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si系の化合物を生成し、強度を向上させ、同時にMnの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Siの含有量が0.8wt未満ではその効果が十分でなく、1.4wtを超えると、ろう付け時にフィン材の溶融を生じるおそれがある。従って、好ましい含有範囲は0.8~1.4wtである。Siのさらに好ましい含有量は0.9~1.4wtの範囲である。Fe:0.15~0.7wtFeは、Mn、Siと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si系の化合物を生成し、強度を向上させるとともに、Mnの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Feの含有量が0.15wt未満では高純度の地金を必要とするため製造コストが高くなり好ましくない。0.7wtを超えると合金の鋳造時に粗大なAl-FeMn-Si系晶出物が生成して板材の製造が困難となる。従って、好ましい含有範囲は0.15~0.7wtである。Feのさらに好ましい含有量は0.17~0.6wtの範囲である。Mn:1.5~3.0wtMnは、Fe、Siと共存させることによりろう付け時にサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si系化合物として高密度に析出して、ろう付け後の合金材の強度を向上させる。また、サブミクロンレベルのAl-FeMn-Si系析出物は強い再結晶阻止作用を有するため再結晶粒が500μm以上と粗大になり、耐サグ性と耐エロージョン性が向上する。Mnが1.5wt未満ではその効果が十分でなく、3.0wtを超えると合金の鋳造時に粗大なAl-FeMn-Si系晶出物が生成して板材の製造が困難となるとともに、Mnの固溶量が増加して熱伝導率が低下する。従って、好ましい含有範囲は1.5~3.0wtである。Mnのさらに好ましい含有量は1.6-2.8wtである。Zn:0.5~2.5wtZnは、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効果を与える。含有量が0.5wt未満ではその効果が十分でなく、2.5wtを超えると材料の自己耐食性が劣化し、また、Znの固溶によって熱伝導率が低下する。従って、好ましい含有範囲は0.5~2.5wtである。Znのさらに好ましい含有量は1.0~2.0wtの範囲である。Mg:0.05wt以下Mgは、ろう付け性に影響し、含有量が0.05wtを超えるとろう付け性を害するおそれがある。とくにフッ化物系フラックスろう付けの場合、フラックスの成分であるフッ素Fと合金中のMgとが反応し易くなり、MgF2などの化合物が生成することに起因してろう付け時に有効に作用するフラックスの絶対量が不足し、ろう付け不良が生じ易くなる。従って、不純物としてのMgの含有量は0.05wt以下に限定する。Mg以外の不純物成分については、Cuは材料の電位を貴にするため0.2wt以下に制限するのが好ましく、Cr、Zr、Ti、Vは、微量でも材料の熱伝導率を著しく低下させるので、これらの元素の合計含有量は0.20wt以下に限定するのが好ましい。次に、本発明における薄スラブの鋳造条件、中間焼鈍条件、最終冷延率、最終焼鈍条件の意義および限定理由を以下に説明する。薄スラブの鋳造条件双ベルト鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。本発明においては、鋳造するスラブの厚さは5~10mmが好ましい。この厚さであると板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少ない、およびろう付け後において結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが5mm未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが10mmを超えると、ロールによる巻取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲を5~10mmとするのが好ましい。なお、溶湯の凝固時の鋳造速度は5~15m/minであることが好ましく、ベルト内で凝固が完了することが望ましい。鋳造速度が5m/min未満の場合、鋳造に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。鋳造速度が15m/minを超える場合、アルミニウム溶湯の供給が追いつかず、所定の形状の薄スラブを得ることが困難となる。第1次中間焼鈍条件製品の強度を低く抑えるために最終冷延率を10-50未満と低くする場合第2実施形態において、第1次中間焼鈍の保持温度は200~350°Cが好ましい。第1次中間焼鈍の保持温度が200°C未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第1次中間焼鈍の保持温度が350°Cを超えると、マトリックス中の固溶Mnが高温での中間焼鈍時にAl-FeMn-Si系化合物として析出してしまうため、第2次中間焼鈍時に再結晶してしまい,その後の10-50未満と低い最終冷間圧延率では,ろう付時に未再結晶状態のままとなってしまい、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷延率が50~96と高い場合は,最終焼鈍を施すことによって製品の強度を低く抑えることが肝要である。この場合第3実施形態において、第1次中間焼鈍の保持温度は200~450°Cが好ましい。第1次中間焼鈍の保持温度が200°C未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第1次中間焼鈍の保持温度が350°Cを超えると、マトリックス中の固溶Mnが高温での中間焼鈍時にAl-FeMn-Si系化合物として析出してしまうが、最終冷間圧延率が高いということは、第2次中間焼鈍処理前の冷延率が低いため転位密度が低く、第2次中間焼鈍時に再結晶が起こらない。しかし、第1次中間焼鈍の保持温度が450°Cを超えると、マトリックス中の固溶Mnが高温での中間焼鈍時にAl-FeMn-Si系化合物として多量且つ粗大に析出してしまうため、第2次中間焼鈍時に最再結晶するばかりか,ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が500μm未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。第1次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、1~5時間の範囲とすることが好ましい。第1次中間焼鈍の保持時間が1時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第1次中間焼鈍の保持時間が5時間を超えると、固溶Mnの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径500μm以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、30°C/時間以上とすることが好ましい。第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が30°C/時間未満の場合、固溶Mnの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径500μm以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。連続焼鈍炉による第1中間焼鈍の温度は400~500°Cが好ましい。400°C未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、保持温度が500°Cを超えると、マトリックス中の固溶Mnが高温での中間焼鈍時にAl-FeMn-Si系化合物として粗大に析出してしまうため、第2次中間焼鈍時或いはろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が500μm未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。連続焼鈍の保持時間は5分以内とすることが好ましい。連続焼鈍の保持時間が5分以内を超えると、固溶Mnの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径500μm以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。連続焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は、昇温速度については100°C/min以上とすることが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が100°C/min未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。第2次中間焼鈍条件第2次中間焼鈍の保持温度は360~450°Cが好ましい。第2次中間焼鈍の保持温度が360°C未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、第2次中間焼鈍の保持温度が450°Cを超えると、マトリックス中の固溶Mnが高温での中間焼鈍時にAl-FeMn-Si系化合物として粗大に析出してしまうため、および再結晶組織となってしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が500μm未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。第2次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、1~5時間の範囲とすることが好ましい。第2次中間焼鈍の保持時間が1時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第2次中間焼鈍の保持時間が5時間を超えると、固溶Mnの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径500μm以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。第2次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、30°C/時間以上とすることが好ましい。第2次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が30°C/時間未満の場合、固溶Mnの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径500μm以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。ファイバーな結晶粒組織前記第1次中間焼鈍後、第2次中間焼鈍後、最終焼鈍後ろう付け前の何れの段階においても、金属組織がファイバーな結晶粒組織であるとは、何れの段階においても、金属組織が200μm以上の結晶粒組織を含まないファイバーな結晶粒組織であることを意味する。最終冷延率最終冷延率は10~96が好ましい。最終冷延率が10未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、ろう付け時の昇温過程で再結晶が完了しないため、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷延率が96を超えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。最終焼鈍を行わない場合,最終冷間圧延率が50を超えると,製品強度が高くなりすぎて,フィン材成形において所定のフィン形状を得る事が困難になる。一方、最終冷延率が50以上の場合、組成によっては製品強度が高くなり過ぎて、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になるが、このときには、最終冷延板に保持温度200~400°Cで1~3時間程度の最終焼鈍軟化処理を行っても諸特性を損なうことはない。特に連続焼鈍炉により第1次中間焼鈍を施した後、最終冷間圧延された板に、更に保持温度200~400°Cで1~3時間程度の最終焼鈍軟化処理を施したフィン材は、フィン成形性に優れており、しかもろう付け後の強度も高く、耐サグ性に優れている。本発明のフィン材は、所定幅にスリッティングした後コルゲート加工して、作動流体通路用材料、例えば、ろう材を被覆した3003合金などからなるクラッド板からなる偏平管と交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとする。本発明の方法によれば、双ベルト式鋳造機による薄スラブ鋳造時、スラブ中にAl-FeMn-Si系化合物が均一かつ微細に晶出するとともに、母相Al中に過飽和に固溶したMnとSiが、ろう付け時の高温加熱によってサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si相として高密度に析出する。これにより熱伝導性を大きく低下させるマトリックス中の固溶Mn量が少なくなるため、ろう付け後の電気伝導率は高くなり、優れた熱伝導性を示す。また、同様の理由により、微細に晶出したAl-FeMn-Si系化合物、および高密度に析出したサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si相が塑性変形時の転位の動きを妨げるため、ろう付け後の最終板の抗張力は高い値を示す。また、ろう付け時に析出するサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si相は強い再結晶阻止作用を有するため、ろう付け後の再結晶粒径が500μm以上となるため耐サグ性が良好となり、同様の理由から、ろう付け後にも優れた耐エロージョン性を示すようになる。また、本発明においてMnの含有量を1.5wt以上に限定したことから、ろう付け後の再結晶粒の平均粒径が3000μmを超えても抗張力が低下することはない。さらに、双ベルト式鋳造機は溶湯の凝固速度が速く、薄スラブ中に晶出するAl-FeMn-Si系化合物は均一で微細なものとなる。そのため最終のフィン材において、粗大な晶出物起因の円相当径で5μm以上の第二相粒子が存在しなくなり、優れた自己耐食性を発現するようになる。このように双ベルト式連続鋳造法により薄スラブを鋳造することにより、スラブ鋳塊におけるAl-FeMn-Si化合物を均一かつ微細とし、ろう付け後のサブミクロンレベルのAl-FeMn-Si相析出物を高密度にするとともに、ろう付け後の結晶粒径を500μm以上と粗くすることで、ろう付け後の強度、熱伝導率、耐サグ性、耐エロージョン性、自己腐食性を高め、同時にZnを含有させることによって材料の電位を卑にして犠牲陽極効果を優れたものとし、耐久性の優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材とすることができる。以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。本発明例および比較例として、表1に示した合金番号1から12の組成の合金溶湯を溶製し、セラミックス製フィルターを通過させて双ベルト鋳造鋳型に注湯し、鋳造速度8m/minで、厚さ7mmのスラブを連続鋳造した。溶湯の凝固時冷却速度は50°C/secであった。該薄スラブを表2~4に示す板厚IA1板厚まで冷間圧延した。その後、試料をアニーラーに挿入し、昇温速度50°C/hrで昇温して、表2~4に示す各温度で2hr保持した後、冷却速度50°C/hrで100°Cまで冷却するか、又は試料を450°Cのソルト浴に15sec保持後、水焼入れをする第1次中間焼鈍処理を施した。次いで試料を表2~4に示す板厚IA2板厚まで冷間圧延した後、アニーラーに挿入し、昇温速度50°C/hrで昇温して、表2~4に示す各温度で2hr保持した後、冷却速度50°C/hrで100°Cまで冷却する第2中間焼鈍処理を施した。次いで表2~4に示す最終冷延率で冷間圧延を施し、厚さ60μmのフィン材とした。これら試料のうち一部については、更に試料をアニーラーに挿入し、昇温速度50°C/hrで昇温して、表4に示す各温度で2hr保持した後、冷却速度50°C/hrで100°Cまで冷却する最終焼鈍処理を施した。比較例として、表1に示した合金番号13、14の組成の合金溶湯を溶製し、常法のDC鋳造厚さ500mm、凝固時冷却速度約1°C/sec、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延厚さ100μm、中間焼鈍400°C×2hr、冷間圧延により厚さ60μmのフィン材を製造した。得られた本発明例および比較例のフィン材について下記1~3の測定を行なった。1得られたフィン材の抗張力MPa2ろう付け温度を想定して600~605°C×3.5min加熱し、冷却後下記項目を測定した。1抗張力MPa2表面を電解研磨してバーカー法で結晶粒組織を現出後、切断法で圧延方向に平行な結晶粒径μm3銀塩化銀電極を照合電極として、5食塩水中で60min浸漬後の自然電位mV4銀塩化銀電極を照合電極として、5食塩水中で電位掃引速度20mV/minで行ったカソード分極より求めた腐食電流密度μA/cm25JIS-H0505記載の導電性試験法で導電率[IACS]3LWST8801記載のサグ試験方法で、突き出し長さ50mmとしたサグ量mm4コルゲート状に加工したフィン材を非腐食性弗化物系フラックスを塗布した厚さ0.25mmのブレージングシートろう材4045合金クラッド率8のろう材面上に載置負荷荷重324gし、昇温速度50°C/minで605°Cまで加熱して5min保持した。冷却後、ろう付け断面を観察し、フィン材結晶粒界のエロージョンが軽微なものを良○印とし、エロージョンが激しくフィン材の溶融が顕著なものを不良×印とした。なおコルゲート形状は下記のとおりとした。コルゲート形状:高さ2.3mm×幅21mm×ピッチ3.4mm、10山結果を表5~7に示す。表5の結果から、本発明によるフィン材フィン材番号1~5は、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号6は、Mn含有量が低く、ろう付け後抗張力が低い。比較例のフィン材番号7は、Mn含有量が多く、鋳造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。比較例のフィン材番号8は、Si含有量が低く、ろう付け後抗張力が低い。比較例のフィン材番号9は、Si含有量が多く、耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号10は、Fe含有量が多く、鋳造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。比較例のフィン材番号11は、Zn含有量が低く、自然電位が貴であり、犠牲陽極効果が劣った。比較例のフィン材番号12は、Zn含有量が多く、自己耐食性が劣っており、耐エロージョン性も劣った。常法のDC鋳造厚さ500mm、凝固時冷却速度約1°C/sec、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延厚さ100μm、中間焼鈍400°C×2hr、冷間圧延により得られたMn含有量の低い比較例のフィン材番号13およびSi、Mn含有量の低い比較例のフィン材番号14は、ろう付け後の抗張力が低く、ろう付け後の結晶粒径が小さく、耐サグ性、耐エロージョン性ともに劣った。表6の結果から、本発明によるフィン材フィン材番号1、15、16は、ろう付け前の抗張力が240MPa以下であり成形性に優れ、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号17は、最終冷延率が60であるため、ろう付け前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号18、19は、第1次中間焼鈍処理の温度が高いため、ろう付け後の組織が再結晶せず、耐サグ性、耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号20は、最終冷延率が60であるため、ろう付け加熱前の抗張力が高く、耐エロージョン性が劣る。比較例のフィン材番号21、22は、第2次中間焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号23、25は、第2次焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号24は、第2中間焼鈍処理の温度が高いため、再結晶が起こってしまい耐エロージョン性が劣った。表7の結果から、本発明によるフィン材フィン材番号26~29は、ろう付け前の抗張力が240MPa以下であり成形性に優れ、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号30は、最終焼鈍処理の温度が高いため、再結晶が起こってしまい耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号31は、最終焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。"