JP5702628B2

JP5702628B2 - Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材

Info

Publication number: JP5702628B2
Application number: JP2011044074A
Authority: JP
Inventors: 長尾　護; 護長尾; 難波　茂信; 茂信難波
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2011-03-01
Filing date: 2011-03-01
Publication date: 2015-04-15
Anticipated expiration: 2031-03-01
Also published as: JP2012179632A

Description

本発明は、厚みが８０μｍ未満のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金箔を得るためのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金中間素材、或いはその厚みのままでＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金箔として用いることができるＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材に関するものである。

亜鉛にＡｌやＣｕ等の合金元素を添加した亜鉛合金は、ラジエーターグリルや気化器、或いは燃料ポンプなどの自動車部品、電気機械部品、建築金物、事務器具、玩具などに従来から広く用いられている。

また、この亜鉛合金は、ＳｉＣ（次世代パワーデバイス）とアルミニウム材、或いは、アルミニウム・セラミックス複合体とアルミニウム材のように熱膨張率が異なる部材同士を接合する際に、低温接合が可能で疲労特性に優れるという特長を有する。そのため、それらの接合材は、高温はんだ或いは低温ろう材としての適用が期待されており、特に、整流ダイオード、パワートランジスタ、サイリスタ等のパワーデバイスに用いられるアルミニウム・セラミックス複合体とアルミニウム材を接合する際の接合材として有望視されている。

Ｃｕはろう付け接合後の疲労強度を高める目的で亜鉛にＡｌと共に合金元素として添加されるが、その添加されたＣｕはＡｌ相に固溶することで始めてその特性を発現することができる。しかしながら、Ａｌ相にＣｕが固溶すると圧延変形抵抗を高め、圧延で与えられる塑性変形量に追随することが難しくなり、例えば、８０μｍ未満の厚みになるまで圧延を行うとその圧延材の側面に耳割れと呼ばれる割れが生じる現象が発生することがある。

このような製造工程における圧延、或いは伸線時の割れの発生を抑制するために、マグネシウムを添加した加工性に劣るＺｎ−Ｍｇ−Ａｌ合金の製造方法が特許文献１として提案されている。しかしながら、この製造方法はマグネシウムを添加したＺｎ合金特有の加工性劣化原因を解消しようという提案である。

また、Ａｌ又はＡｌ合金同士の接合、ＡｌとＡｌ合金との接合、及びＡｌ又はＡｌ合金と異種金属材料との接合を好適に行うことができるろう材の製造方法として特許文献２に記載の製造方法が提案されている。しかしながら、このろう材の製造方法は、圧延によるろう材の製造を回避する方法で、確実に均一な８０μｍ未満の厚みの箔に加工することは困難であると考えられる。

特開２００２−１２９３２号公報特開平１０−４３８８６号公報

本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、ＣｕをＡｌと共に合金元素として亜鉛に添加してろう付け接合後の疲労強度を高めても、圧延加工時に素材に割れが発生することがない、ろう付け用の亜鉛合金箔を得るためのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金中間素材、或いはそのままでろう付け用の亜鉛合金箔として用いることができるＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材を提供することを課題とするものである。

請求項１記載の発明は、Ａｌを３．５〜１８質量％、Ｃｕを１〜３．５質量％含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金を、融点以上に加熱した後、融点〜融点＋５０℃の温度で５分以上保持した上で鋳造を開始し、鋳造後の亜鉛合金鋳造塊を２０秒以内に２５０℃以下にまで冷却することで得たＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金鋳造塊に、熱間または冷間で、切断、切削、または圧延加工を施すことでＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材とし、前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材に対して、焼鈍温度：１００〜２２０℃、延べ加熱時間：２００分以内の１回乃至複数回の軟化焼鈍を中間に入れた、２パス以上の圧延加工を施すことで製造したＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材であって、前記成分組成を有すると共に、金属組織中に平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒が、断面積５００μｍ^２あたり４個以上存在し、且つ、厚みが８０〜１５０μｍであることを特徴とするＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材である。

請求項２記載の発明は、更に、Ｓｉを１質量％以下含有することを特徴とする請求項１記載のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材である。

本発明に係るＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材によると、ＣｕをＡｌと共に合金元素として亜鉛に添加してろう付け接合後の疲労強度を高めても、圧延加工時に素材に割れが発生することがなく、厚みが８０μｍ未満のろう付け用の亜鉛合金箔を得るためのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金中間素材、或いはその厚みのままでろう付け用の亜鉛合金箔として用いることができるＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金材を得ることができる。

亜鉛（Ｚｎ）は六方晶金属であるため、鉄やアルミニウムと比較すると、塑性変形による異方性を生じやすい。一般に、厚み方向の変形を伴う金属素材の圧延ではその厚み方向の塑性変形に応じて、素材は長手方向および幅方向に夫々伸張されていくが、Ｚｎの場合、長手方向、幅方向への伸張量が異なることとなる。特に亜鉛単結晶ではその傾向が顕著に現れ、圧延加工時には一定の方向だけに素材が伸張することが知られている。

一方、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｉといった合金元素を添加した亜鉛合金の場合は、多結晶化しており、金属組織がＺｎ相、α相の複相で複雑に構成されているため、圧延加工時の変形挙動は複雑となる。そのため、圧延加工時に耳割れと呼ばれる側面の割れが発生しやすくなる。このように、亜鉛合金は圧延加工時に側面に割れが発生しやすいという欠点を有するが、その理由は十分に解明されていないのが現状である。

また、ＣｕをＡｌと共に合金元素として亜鉛に添加した場合、その添加したＣｕがＡｌ相に固溶することで、ろう付け接合後の疲労強度を高めることができる。しかしながら、一方で、ＣｕがＡｌ相に固溶すると圧延変形抵抗を高め、圧延で与えられる塑性変形量に追随することが難しくなり、例えば、８０μｍ未満の厚みになるまで圧延加工を行って亜鉛合金箔を得ようとすると、圧延材の側面に耳割れが発生するという問題が多発する。

本発明者らは、このような亜鉛合金材の現状に鑑み、ＣｕをＡｌと共に合金元素として亜鉛に添加してろう付け接合後の疲労強度を高める対策を実施しても、圧延加工時に素材の側面に割れが発生することがない、或いは少なくとも抑制された加工性に優れる亜鉛合金圧延材を見出すため、鋭意研究を重ねた。

その結果、発明者らは、亜鉛合金内でのＣｕの存在形態を制御することで、圧延変形抵抗を低減でき、塑性変形能を確保できることを知見した。すなわち、亜鉛に添加する合金元素の種類並びにその含有量を規定した上で、素材となる亜鉛合金板状材鋳造後の、圧延加工時の中間に施す軟化焼鈍の焼鈍温度および加熱時間を適切に制御することで、ＣｕをＡｌ相内に固溶させることなく単体Ｃｕ粒として亜鉛合金内に存在させることが可能となり、ＣｕをＡｌと共に合金元素として亜鉛に添加してろう付け接合後の疲労強度を高めたとしても、圧延加工時に素材に割れが発生することがない、或いは少なくとも抑制された加工性に優れる亜鉛合金圧延材を得ることができることを見出し、本発明の完成に至った。

以下、本発明を実施形態に基づいて更に詳細に説明する。

本発明では、亜鉛に添加する合金元素の種類並びにその含有量と、亜鉛合金圧延材の金属組織中に存在する単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径並びにその存在個数、素材ビッカース硬度、更にはＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金材の厚みを規定するが、まず、亜鉛合金の成分組成について説明する。尚、以下の説明で用いる％は全て質量％を示す。

（成分組成）
亜鉛に添加する合金元素としては、Ａｌ、Ｃｕ、Ｓｉといった元素があるが、その中でも本発明の亜鉛合金圧延材は、ＡｌとＣｕを必須の合金元素とする。

Ａｌ：３．５〜１８％
Ａｌは、本発明の亜鉛合金圧延材の主成分であるＺｎに添加することで、亜鉛合金圧延材を用いて製造するろう材のろう付け温度を引き下げることができる元素である。その添加量が３．５％のときに特に多くの単体Ｃｕ粒が得られ、一方、その添加量が１８％を超えると疲労特性が低下してしまう。従って、Ａｌの添加量は３．５〜１８％の範囲とする。尚、Ａｌの添加量の好ましい下限は５％、好ましい上限は１３％である。

Ｃｕ：１〜３．５％
Ｃｕは、Ａｌと共に添加元素として亜鉛に添加することで疲労特性の向上に寄与する元素である。Ｃｕの添加量が１％以上であれば、疲労特性を向上させる効果を発現することができる。しかしながら、３．５％を超えて添加した場合、疲労特性を向上させる効果が飽和してしまう。従って、Ｃｕの添加量は１〜３．５％とする。

更に、本発明の亜鉛合金圧延材には、Ｓｉを合金元素として積極的に含有させることも有効である。

Ｓｉ：１％以下
ＳｉもＣｕと同様に疲労特性の向上に寄与する元素である。このＳｉはＣｕと同時に添加することで疲労特性を向上させる効果を発現する。Ｓｉを合計で１％以下、好ましくは０．８％以下添加することで更に疲労特性を向上させる効果を発現する。

以上が本発明で規定する合金元素であって、残部は亜鉛および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、化合物、介在物を生成するＭｎ、Ｍｇ、Ｆｅ等の元素の混入が許容されるが、それら不純物の含有量は、Ｍｎで１％まで（好ましくは０．５％まで）、Ｍｇで０．５％まで（好ましくは０．２％まで）、Ｆｅで１％まで（好ましくは０．８％まで）とする。

（単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径）
本発明では亜鉛合金の成分組成に加えて、亜鉛合金圧延材の金属組織中に存在する単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径も規定する。亜鉛合金圧延材の金属組織中に適当な大きさの単体Ｃｕ粒を存在させることで、Ａｌ相へのＣｕの固溶強化量を低減することができ、亜鉛合金箔の圧延時に必要な低強度化、延性確保が可能となる。

亜鉛合金圧延材の金属組織中に存在する単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径は、１０〜４０μｍとする。平均結晶粒径が４０μｍを超える単体Ｃｕ粒が亜鉛合金圧延材の金属組織中に存在すると、逆にその粗大な単体Ｃｕ粒が起点となり、圧延加工時に耳割れが発生してしまうので、単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径の上限を４０μｍとする。単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径の下限は特に限定する必要はないが、常法的調査で現認することができる単体Ｃｕ粒の粒径は１０μｍが限界であるので、単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径の下限を１０μｍとする。

（単体Ｃｕ粒の存在個数）
前記したように、亜鉛合金圧延材の金属組織中に平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒が存在することで、Ａｌ相へＣｕが固溶する強化量を低減することができるが、その作用は、単体Ｃｕ粒が少なくとも断面積５００μｍ^２あたり４個以上存在しなければ十分に発現することができない。従って、金属組織中に平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒が断面積５００μｍ^２あたり４個以上存在することを条件とする。尚、平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒は、４個以上であれば何個存在しても問題はないため、特に上限を規定する必要はないが、常識的に金属組織中に存在する平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒の個数は、多くても２０００個が限界であると推定することができる。好ましい上限は２００個、より好ましい上限は１００個である。

（素材ビッカース硬度）
尚、Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金材の厚みを薄くするためには、素材を軟質にしておく必要がある。特に、その後の圧延により厚みを８０μｍ未満に加工するためには、素材ビッカース硬度（ＨＶ）を７０〜９０とする必要がある。ビッカース硬度が７０未満では、圧延時に単体Ｃｕ粒の形態を確保することが容易でなくなる。一方、ビッカース硬度が９０を超えた場合、単体Ｃｕ粒の形態を制御したとしても耳割れの発生を抑制することができなくなる。本発明の要件を満足するＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金材のビッカース硬度は、全て７０〜９０となる。

（Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の厚み）
Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の厚みが１５０μｍを超えると、その後の圧延によりＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材を８０μｍ未満の厚みに加工することが困難となる。尚、Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の厚みを最初から８０μｍ未満に加工しても特に問題ないが、その場合、厚みが８０〜１５０μｍのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金箔を得ることができなくなる。よって、Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の厚みは８０〜１５０μｍの範囲とした。

（製造方法）
次に、本発明のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材の製造方法について説明する。本発明で規定する成分組成を有し、金属組織中に平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒を断面積５００μｍ^２あたり４個以上内在するＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材を確実に製造するには、まず、所要の成分組成の亜鉛合金を融点以上に加熱した後、その亜鉛合金の融点〜融点＋５０℃の温度で５分以上保持した上で鋳造を開始し、鋳造後の亜鉛合金鋳造塊を２０秒以内に２５０℃以下にまで冷却することで得たＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金鋳造塊に、熱間または冷間で、切断、切削、または圧延加工を施すことでＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材を得る必要がある。その理由は以下に説明するとおりである。尚、前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材には、通常の板材のほか、コイル状の板材も含む。

・融点以上に加熱
亜鉛合金鋳造塊を得るためには、まず、亜鉛合金を溶融する必要がある。

・融点〜融点＋５０℃の温度で５分以上保持
鋳造の段階で単体Ｃｕ粒を得るためには、加熱後２５０℃までの冷却を速やかに行う必要がある。そのためには、亜鉛合金を融点〜融点＋５０℃の温度で保持すれば良い。融点＋５０℃を超える温度で亜鉛合金を保持した場合、その後の２５０℃までの冷却を速やかに行うことができなくなる。また、亜鉛合金を融点〜融点＋５０℃の温度で保持する時間が５分未満である場合は、亜鉛合金が十分に溶融しない場合がある。尚、保持時間の上限は特に設定しないが、長時間保持すると工場設備内で蒸気が発生、充満して作業に支障を生じることがあるので３０分以内とすることが好ましい。

・２０秒以内に２５０℃以下まで冷却
この冷却工程は、単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径を微細にするために必要不可欠な工程である。２５０℃以下にまで冷却する理由は、２５０℃まで冷却すると本発明で規定する成分組成の亜鉛合金の単体Ｃｕ粒の成長が停止できるからである。また、冷却時間を２０秒以内とした理由は、冷却時間が２０秒を超えた場合、冷却中に粒成長が過剰に進行し、単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径が４０μｍを超えてしまうためである。

次に、以上、説明した方法で得られたＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材に対して、２パス以上の圧延加工を施すことで、厚みが８０〜１５０μｍのＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金材とする。各圧延加工の間には軟化焼鈍（中間焼鈍）を施すが、その軟化焼鈍の焼鈍温度は１００〜２２０℃、延べ加熱時間は２００分以内とする。以上の工程を経ることで、本発明のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材を製造することができる。圧延加工の間に軟化焼鈍を施す理由は以下に説明するとおりである。

・軟化焼鈍の焼鈍温度を１００〜２２０℃
圧延加工の間には軟化焼鈍（中間焼鈍）を施すことで、母相（Ｚｎ相）を再結晶させることができ、軟質化が可能となるが、その際の焼鈍温度を１００〜２２０℃とする。焼鈍温度が１００℃未満であると、焼鈍による素材の軟化効果を得ることができない。一方、焼鈍温度が２２０℃を超えると、単体Ｃｕ粒の固溶が進行してしまう。

・軟化焼鈍の延べ加熱時間を２００分以内
軟化焼鈍は、複数回の圧延加工の間に１回または複数回行うが、その延べ加熱時間は２００分以内とする。延べ加熱時間が２００分を超えると、単体Ｃｕ粒の固溶が進行してしまう。尚、延べ加熱時間の下限は特に設定しないが、焼鈍温度が上限の２２０℃の場合で３０分、焼鈍温度が上限の１００℃の場合で４５分であると想定することができる。加熱時間が短すぎると、焼鈍による軟化効果を得ることができない。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

本実施例では、まず、大気溶融により、表１に示す各成分組成(残部はＺｎおよび不可避的不純物)の亜鉛合金（Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ系合金、Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系合金等）を、幅３５０ｍｍ×厚み２００ｍｍの水冷銅鋳型を用いて夫々溶解鋳造した。

その製造条件は表１に示すとおりである。融点は熱力学的計算により求めたもので、液相の分率が１００％になる温度、すなわち該当の成分組成の亜鉛合金が完全に溶解する温度であり、また、鋳造温度は、鋳造を開始する前に５分間保持した温度である。本実施例では、熱電対を、水冷銅鋳型の内壁面に接する状態で、水冷銅鋳型の底面から５０ｍｍの位置に設置して亜鉛合金鋳造塊の温度変化を記録し、その温度が２５０℃に達するまでの所要時間を測定した。尚、冷却所要時間の調整は、水冷銅鋳型に流す冷却水の量や温度を適宜調整することにより行った。

鋳造した亜鉛合金鋳造塊を水冷銅鋳型から取り出し、その亜鉛合金鋳造塊を切断して長さ３００ｍｍ×幅１５０ｍｍ×厚さ９０ｍｍの圧延用素材とした。その圧延用素材を大気加熱炉で２８０℃に４時間再加熱した後、ロール径５５０ｍｍの圧延ロールを用い、ロール回転速度１５ｍ／ｍｉｎ、１パス圧下量１．０ｍｍの条件で熱間圧延（粗圧延）を行い、厚み４．２ｍｍの圧延用板状材を得た。

その圧延用板状材をスリッターにかけ幅１００ｍｍに加工した後に、ロール径５００ｍｍの圧延ロールを用い、ロール回転速度１５ｍ／ｍｉｎ、１パス圧下量１．０ｍｍの条件で、冷間圧延を実施し、厚み１．０ｍｍの冷延材を得た。その冷間圧延の後に、大気炉内で、表１に示す条件で中間焼鈍（軟化焼鈍）を施した。引き続き、ロール径１５０ｍｍの圧延ロールを用い、ロール回転速度３００ｍ／ｍｉｎ、１パス圧下量０．１ｍｍの条件で、再度冷間圧延を実施して、厚み８０μｍの亜鉛合金圧延材（箔）を得た。

（単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径の測定）
得られた厚み８０μｍの亜鉛合金圧延箔を金属ばさみで切断し、樹脂に埋め込み表面を研磨した後、その表面の金属組織を観察した。具体的には、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）でＡｌ、Ｃｕピークの面分析を行い、Ｃｕ単独のピークが確認される位置と、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）による画像とを対比させて、単体Ｃｕ粒を同定した。この単体Ｃｕ粒は硬質であるため、圧延後も等軸な結晶粒として残存し、判別が容易にできる。

この単体Ｃｕ粒について画像分析を行った。具体的には、画像解析ソフト（ＩｍａｇｅＰｒｏＰｌｕｓ）を用いて単体Ｃｕ粒の形状、個数を定量数値化した。平均結晶粒径は円相当径を採用することで求めた。また、単体Ｃｕ粒の個数は、ＥＰＭＡに付帯する２５μｍ×２０μｍの反射電子像を用い、２５μｍ×２０μｍの範囲（５００μｍ^２）の任意の３視野で確認される単体Ｃｕ粒の個数を夫々数え、平均個数を算出することで求めた。

（素材ビッカース硬度の測定）
素材の硬さはビッカース硬度を測定することで求めた。素材ビッカース硬度は、超マイクロビッカース硬さ試験機（ＡＫＡＳＨＩＭＶＫ−Ｇ３）を用いて、荷重５ｇｆ、押し込み時間１５秒の条件で、亜鉛合金圧延箔の圧延面に圧痕を作り、５点の硬度を測定し、それらの平均値を算出することで求めた。

（合否判定）
厚み８０μｍの亜鉛合金圧延箔に対し、ロール径１５０ｍｍの圧延ロールを用い、ロール回転速度３００ｍ／ｍｉｎ、１パス圧下量０．０２ｍｍの条件で、更に冷間圧延を施し、最終的に厚み４０μｍの亜鉛合金圧延箔とした。その亜鉛合金圧延箔より長さ３０ｍｍの試料を得て、両側面に形成された圧延割れ（耳割れ）の最大深さを測定した。圧延割れの最大深さが４ｍｍ以下であったものを合格（○）、圧延割れの最大深さが４ｍｍを超えたものを不合格（×）とした。

表２に示す試験結果によると、Ｎｏ．１〜１１は、本発明の要件を満たす成分組成の亜鉛合金から、本発明で規定した製造方法で製造した亜鉛合金鋳造塊であるため、単体Ｃｕ粒の平均結晶粒径は１０〜４０μｍ、その単体Ｃｕ粒は断面積５００μｍ^２あたり４個以上存在し、また、素材ビッカース硬度は７０〜９０であった。その結果、これら発明例では、圧延加工した厚み４０μｍの亜鉛合金圧延箔の両側面には深さが４ｍｍを超える圧延割れは発生せず、合否判定は○で合格であった。

一方、Ｎｏ．１２〜１９は、亜鉛合金の成分組成が本発明で規定する要件を満たしていない。また、Ｎｏ．２０〜２５は、亜鉛合金の成分組成は本発明で規定した要件を満たすものの、製造条件が本発明で規定する要件を満たしていない。よって、単体Ｃｕ粒は存在せず、また、素材ビッカース硬度は９０を超えてしまった。その結果、これら比較例では、圧延加工した厚み４０μｍの亜鉛合金圧延箔の両側面に深さが４ｍｍを超える圧延割れが発生する結果となり、合否判定は×で不合格であった。

Claims

Ａｌを３．５〜１８質量％、Ｃｕを１〜３．５質量％含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる成分組成のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金を、融点以上に加熱した後、融点〜融点＋５０℃の温度で５分以上保持した上で鋳造を開始し、鋳造後の亜鉛合金鋳造塊を２０秒以内に２５０℃以下にまで冷却することで得たＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金鋳造塊に、熱間または冷間で、切断、切削、または圧延加工を施すことでＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材とし、前記Ｚｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金板状材に対して、焼鈍温度：１００〜２２０℃、延べ加熱時間：２００分以内の１回乃至複数回の軟化焼鈍を中間に入れた、２パス以上の圧延加工を施すことで製造したＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材であって、
前記成分組成を有すると共に、金属組織中に平均結晶粒径が１０〜４０μｍの単体Ｃｕ粒が、断面積５００μｍ^２あたり４個以上存在し、
且つ、厚みが８０〜１５０μｍであることを特徴とするＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材。
更に、Ｓｉを１質量％以下含有することを特徴とする請求項１記載のＺｎ−Ａｌ−Ｃｕ合金圧延材。