JP2018178246A - アルミニウム−亜鉛−銅（Ａｌ−Ｚｎ−Ｃｕ）合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】鋳造性が改善され、強度及び延伸率がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅合金及びその製造方法を提供する。【解決手段】合金全体重量に対して、１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、鋳造状態において引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａ、好ましくは３１０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％、好ましくは４〜１０％であるアルミニウム−亜鉛−銅合金。Ｘ回析像において、格子定数のＺｎ（０００２）面の２θが３６．３〜３６．９であり、格子定数のＺｎ（１０００）面２θが３８．７〜３８．９である、アルミニウム−亜鉛−銅合金。伝導度が３７％ＩＡＣＳ以上であり、Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さが、内の少なくとも一つが１０〜１００ｎｍである、アルミニウム−亜鉛−銅合金。【選択図】図２

Description

本発明は、アルミニウム−亜鉛−銅（Ａｌ−Ｚｎ−Ｃｕ）合金及びその製造方法に関し、より詳細には、鋳造性が改善され、強度及び延伸率がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅鋳造合金、熱処理合金、加工用合金及びその製造方法に関する。

鋳造法は、大量生産が可能であるとの利点等から多くの分野で使用されているが、特に自動車部品において多く使用されており、その他にも電気機器、光学機器、車、紡績機、建築、計測器等の部品製作等に多く使用されている。

一般的に鋳造用アルミニウム合金としては、鋳造性に優れたＡｌ−Ｓｉ系合金及びＡｌ−Ｍｇ系合金等が使用されてきたが、引張強度が低い。このため、相対的に高い引張強度を有するアルミニウム合金としては、押出、圧延、鍛造等の塑性加工用アルミニウム合金が使用されている。このような塑性加工用アルミニウム合金は、塑性加工性に優れるが、鋳造時にクラックが発生する等鋳造性が劣る問題点があった。

一方、アルミニウム合金は軽量合金であって、耐腐食性及び熱伝導性に優れ、構造材として使用されている。アルミニウムは機械的性質が低いので、亜鉛、銅、シリコン、マグネシウム、ニッケル、コバルト、ジルコニウム、セリウム等の金属中の１種または２種以上を含むアルミニウム合金にし、様々な産業分野、特に自動車、船舶、航空機等の内／外装材の構造材として広く使用されている。アルミニウム−亜鉛合金は、アルミニウムの硬度を高めるために使用されているアルミニウム合金であって、通常合金全体重量に対して１０〜１４重量％の亜鉛を含む。

自動車、船舶、航空機等の構造材に使用するためには、引張強度、延伸率、衝撃吸収エネルギー等が重要な機械的特性として考慮される。一般的に引張強度及び延伸率は、いずれか一方の特性が向上すると、他方の特性が減殺されるトレード−オフ（ｔｒａｄｅ−ｏｆｆ）の関係にあるので、引張強度と延伸率をともに向上させることは困難であるという問題点があった（図１参照）。

韓国登録特許第１０−１３８７６４７号公報

本発明の目的は、クラックの発生等が最少化され、鋳造性が改善されたアルミニウム−亜鉛−銅合金を提供することにある。

本発明の他の目的は、強度及び延伸率がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅鋳造合金及び熱処理合金を提供することにある。

本発明の更に他の目的は、鋳造性が改善され、強度及び延伸率がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅鋳造合金、熱処理合金及び加工用合金を効率的に製造できる製造方法を提供することにある。

本発明の更に他の目的及び利点は、下記の発明の詳細な説明、特許請求の範囲及び図面により、より明確になる。

本発明の一側面によれば、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、鋳造状態において引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％である、アルミニウム−亜鉛−銅合金が提供される。

本発明の一実施例によれば、鋳造状態において引張強度は、３１０〜４５０Ｍｐａであることができる。

本発明の一実施例によれば、鋳造状態において延伸率は、４〜１０％であることができる。

本発明の他の側面によれば、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、Ｘ線（Ｘ−ｒａｙ）回折像においての格子定数のＺｎ（０００２）面の２θが、３６．３〜３６．９である、アルミニウム−亜鉛−銅合金が提供される。

本発明の更に他の側面によれば、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、Ｘ線回折像においての格子定数のＺｎ（１０００）面の２θが、３８．７〜３８．９である、アルミニウム−亜鉛−銅合金が提供される。

本発明の更に他の側面によれば、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、伝導度が３７％ＩＡＣＳ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）以上である、アルミニウム−亜鉛−銅合金が提供される。

本発明の更に他の側面によれば、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが１０〜１００ｎｍである、アルミニウム−亜鉛−銅合金が提供される。

本発明の一実施例によれば、合金全体重量に対して０重量部超過１重量部未満のマグネシウム及び０重量部超過０．５重量部未満のケイ素のうちの少なくとも１種をさらに含むことができる。

本発明の更に他の側面によれば、上記アルミニウム−亜鉛−銅合金を熱処理したアルミニウム−亜鉛−銅合金であって、引張強度が３３０〜６００Ｍｐａである、アルミニウム−亜鉛−銅合金が提供される。

本発明の一実施例によれば、アルミニウム−亜鉛−銅合金の延伸率が４〜１２％であることができる。

本発明の一実施例によれば、上記熱処理温度は、１５０℃〜５００℃であることができる。

本発明の更に他の側面によれば、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含む合金溶湯を製造する第１段階と、第１段階で製造された合金溶湯を金型または砂型に注入して鋳造する第２段階とを含む、アルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法が提供される。

本発明の一実施例によれば、第１段階は、６５０℃〜７５０℃で行われ、合金が完全溶融された後に脱ガス作業を行うことができる。

本発明の一実施例によれば、鋳造状態においてアルミニウム−亜鉛−銅合金の引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％であることができる。

本発明の一実施例によれば、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像においての格子定数のＺｎ（０００２）面の２θは、３６．３〜３６．９であることができる。

本発明の一実施例によれば、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像においての格子定数のＺｎ（１０００）面の２θは、３８．７〜３８．９であることができる。

本発明の一実施例によれば、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが１０〜１００ｎｍであることができる。

本発明の一実施例によれば、上記アルミニウム−亜鉛−銅合金を１５０℃〜５００℃の温度で熱処理して固溶体を形成する段階をさらに含むことができる。

本発明の一実施例によれば、上記熱処理は、３０分以上加熱して行われることができる。

本発明の更に他の側面によれば、上記合金から製造される鋳造品が提供される。

本発明の更に他の側面によれば、上記合金から製造される加工アルミニウム合金製品が提供される。

本発明の一実施例によれば、クラックの発生等が最少化され、鋳造性が改善されたアルミニウム−亜鉛−銅合金を提供することができる。

本発明の一実施例によれば、強度及び延伸率がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅鋳造合金及び熱処理合金を提供することができる。

本発明の一実施例によれば、鋳造性が改善され、強度及び延伸率がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅鋳造合金、熱処理合金及び加工用合金を効率的に製造することができる。

本発明の一実施例によれば、成形性が改善され、強度、延伸率及び伝導度がともに向上されたアルミニウム−亜鉛−銅合金を効率的に製造することができる。

従来の加工用アルミニウム合金及び鋳造用アルミニウム合金の強度と軟性とのトレードオフ（ｔｒａｄｅ−ｏｆｆ）関係を示すグラフである。 本発明の一実施例に係る鋳造合金の成形性に優れることを示す写真である。 本発明の実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金が従来の合金に比べて引張強度及び延伸率がともに向上されたことを示すグラフである。 本発明の一実施例に係る亜鉛相の大きさの減少及び粒子間の間隔の減少による鋳造合金の機械的特性の向上を示す写真である。 本発明の一実施例に係る銅添加時に、銅が亜鉛粒子内部に固溶されることを示す写真である。 本発明の一実施例に係る銅添加による亜鉛相とアルミニウム相との界面エネルギー変化を計算するためのＡｌ／Ｚｎ−Ｃｕ合金の界面を概略的に示す図である。 本発明の一実施例に係る銅添加による亜鉛相の界面エネルギー変化を示すグラフである。 本発明の一実施例に係る銅添加による亜鉛の格子定数の変化を示すグラフである。 銅添加による亜鉛（０００２）面の格子定数の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＺｎ（０００２）面のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＺｎ（１０００）面のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＡｌ（１１１）面のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＡｌ（２００）のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。 本発明の一実施例において銅添加による合金の熱処理後の冷却時の亜鉛相の大きさの変化を示す写真である。 図１３ａに表示された測定部位の亜鉛相の大きさを示すグラフである。 本発明の一実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金を製造する方法を概略的に示す順序図である。 本発明の一実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金を製造する工程及び工程ごとの合金の特性を概略的に示す図である。 本発明の実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金の真変形率（ｔｒｕｅ ｓｔａｉｎ）による伝導度の変化を示すグラフである。

本出願で用いた用語は、単に特定の実施例を説明するために用いたものであって、本発明を限定するものではない。単数の表現は、文の中で明白に表現しない限り、複数の意味を含む。

本願において、「含む」または「有する」等の用語は明細書に記載された特徴、数字、段階、動作、構成要素、部品またはこれらを組み合わせたものの存在を指定するものであって、一つまたはそれ以上の他の特徴や数字、段階、動作、構成要素、部品またはこれらを組み合わせたもの等の存在または付加可能性を予め排除するものではないと理解しなくてはならない。

本出願において、ある部分がある構成要素を「含む」とするとき、これは特別に反対となるような構成の記載がない限り、他の構成要素を除外する意味ではなく、他の構成要素をさらに含むことができることを意味する。また、明細書の全般にわたって、「上に」とは、対象部分の上または下に位置することを意味し、必ずしも重力方向を基準にして上側に位置することを意味するものではない。

本発明は多様な変換を加えることができ、様々な実施例を有することができるため、特定の実施例を図面に例示し、詳細に説明する。しかし、これは本発明を特定の実施形態に限定するものではなく、本発明の思想及び技術範囲に含まれるあらゆる変換、均等物及び代替物を含むものとして理解されるべきである。

本発明を説明するに当たって、係わりのある公知技術に対する具体的な説明が本発明の要旨を却って不明にすると判断される場合、その詳細な説明を省略する。

第１、第２等の用語は、多様な構成要素を説明するために使用されるが、上記構成要素が上記用語により限定されることはない。

以下に、本発明の実施例を添付図面を参照して詳細に説明する。添付図面を参照して説明するに当たって、同一または対応する構成要素には同一の図面符号を付し、これに対する重複説明を省略する。

本発明においてのアルミニウム−亜鉛−銅合金は、合金全体重量に対して、１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとから構成され、鋳造状態において引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％である。

本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、上記の組成量により、従来の鋳造合金に比べて著しく改善された成形性を有する。すなわち、本発明に係る鋳造合金は、冷間加工時に断面積が７５％減少してもクラック等が発生しない（図２参照）。

また、本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、鋳造状態において引張強度及び延伸率をともに向上させることができる（図３参照）。

本発明において亜鉛（Ｚｎ）は、アルミニウムに合金元素として添加され、引張強度及び硬度を効果的に増加させることができる元素である。本発明に係る鋳造用アルミニウム−亜鉛−銅合金においては、亜鉛が合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部添加される。これに限定されることではないが、亜鉛の含量が１８重量部未満であると、引張強度の増加効果が微々たるものになり、亜鉛の含量が５０重量部を超過すると、鋳造性が低下し、熱間脆性の原因となるおそれがある。

これに限定されないが、亜鉛の含量は、２０重量部〜５０重量部、２０重量部〜４５重量部、２０重量部〜４０重量部、３０重量部〜５０重量部、３０重量部〜４５重量部、または、３０重量部〜４０重量部であることができる。これに限定されないが、亜鉛の含量は、合金全体重量に対して３０重量部〜４５重量部が好ましい。この場合、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、鋳造状態において引張強度が３５０〜４５０Ｍｐａでありながら、延伸率が４〜１０％になることができる（図３参照）。

本発明において銅（Ｃｕ）は、アルミニウムに合金元素として添加され、強度上昇に最も大きく寄与する合金元素である。アルミニウム−亜鉛合金に銅を添加すると、熱処理後の冷却時に亜鉛粒子の大きさを減少させ、粒子間の間隔を著しく減少させる（図４及び図５参照）。

本発明において添加された銅は、亜鉛に固溶され、Ｚｎ析出相／Ａｌ基地相の界面エネルギーを低下させる（図６参照）。析出相と基地相の界面エネルギーが低下すると、析出物の平均の大きさが減少する。よって、銅の添加により、析出相である亜鉛の平均の大きさが減少する。これにより亜鉛粒子間の間隔が大きく減少し、鋳造合金の強度が増加することになる。

図６を参照すると、Ａｌ相とＺｎ相とがエネルギーの少ない面である最稠密面どうしが接合することになる。Ｚｎ（０００２）とＡｌ（１００）面が接合することになり、結晶学的に、Ａｌ−Ｚｎ結合が最も多い面である。銅の含量を６ｗｔ％まで増加させると、Ａｌ（１１１）とＺｎ（０００１）との間の界面エネルギー（Ｅ_{ｉｎｔｅｒ}）は、下記の式１により定義することができる。

Ｅ_{Ａｌ／Ｚｎ（Ｃｕ）}、Ｅ_Ａｌ及びＥ_{Ｚｎ（Ｃｕ）}は、それぞれＡｌ／Ｚｎ（Ｃｕ）の界面構造、バルクＡｌ及びバルクＺｎ（Ｃｕ）の全体エネルギーであり、Ａは、Ａｌ／Ｚｎ（Ｃｕ）界面の全体面積である。
（参考文献：Ｅｑｕａｔｉｏｎ：Ｐｅｒｄｅｗ−Ｂｕｒｋｅ−Ｅｒｎｚｅｒｈｏｆ ａｐｐｒｏｘｉｍａｔｉｏｎ（ＰＢＥ）［１］ｆｏｒ ｔｈｅ ｅｘｃｈａｎｇｅ−ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ ｐｏｔｅｎｔｉａｌ ａｓ ｉｍｐｌａｎｔｅｄ ｉｎ ｔｈｅ Ｖｉｅｎｎａ Ａｂ−ｉｎｉｔｉｏ Ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ Ｐａｃｋａｇｅ ｃｏｄｅ（ＶＡＳＰ）.［２、３］［１］ Ｊ．Ｐ．Ｐｅｒｄｅｗ、Ｋ．Ｂｕｒｋｅ、ａｎｄ Ｍ．Ｅｒｎｚｅｒｈｏｆ、Ｐｈｙｓ． Ｒｅｖ． Ｌｅｔｔ． ７７、３８６５（１９９６）［２］Ｇ．Ｋｒｅｓｓｅ ａｎｄ Ｊ．Ｈａｆｎｅｒ、Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ４７、５５８（１９９３）［３］Ｇ． Ｋｒｅｓｓｅ ａｎｄ Ｊ．Ｆｕｒｔｈｍｕｌｌｅｒ、Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ５４、 １１１６９（１９９６））

本発明に係る鋳造用アルミニウム−亜鉛−銅合金においては、銅が合金全体重量に対して０．０５重量部〜５重量部で添加される。これに限定されないが、銅の含量が０．０５重量部未満であると、引張強度の増加効果が微々たるものになり、銅の含量が５重量部を超過すると、鋳造性が低下し、熱間脆性の原因となるおそれがある。

これに限定されないが、銅の含量は、０．０５重量部〜５重量部、０．０５重量部〜４重量部、０．０５重量部〜３重量部、０．０５重量部〜２重量部、０．１重量部〜５重量部、０．１重量部〜４重量部、０．１重量部〜３重量部、０．１重量部〜２重量部、０．５重量部〜５重量部、０．５重量部〜４重量部、０．５重量部〜３重量部、０．５重量部〜２重量部、１重量部〜５重量部、１重量部〜４重量部、１重量部〜３重量部、１重量部〜２重量部、２重量部〜５重量部、２重量部〜４重量部、２重量部〜３重量部、３重量部〜５重量部、または３重量部〜４重量部であることができる。

これに限定されないが、銅の含量は、合金全体重量に対して１〜４重量部が好ましい。この場合、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、鋳造状態において引張強度が３１０〜４５０Ｍｐａでありながら、延伸率が４〜１０％になることができる。

本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（０００２）面の２θが、３６．３〜３６．９である。

上述したように、本発明に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金は、銅が添加され、Ｚｎ析出相／Ａｌ基地相の界面エネルギーが著しく減少する。したがって、アルミニウム−亜鉛合金に銅を添加すると、一定範囲内で、Ｚｎ（０００２）／Ａ１（１００）面の界面エネルギーを急激に減少させる（図７ａ参照）。また、アルミニウム−亜鉛合金に銅を添加すると、Ｚｎ（０００２）面の格子定数を著しく減少させる一方、Ｚｎ（１０００）面の格子定数は、銅の固溶量が増加するほど緩やかに増加する（図７ｂ参照）。よって、本発明により、アルミニウム−亜鉛合金に銅を添加することによるＺｎ（０００２）／Ａ１（１００）面の界面エネルギーの急激な減少は、Ｚｎ（０００２）面の格子定数の著しい減少が直接的な原因である。

上記のような格子定数は、Ｘ線回折像において最高のピークの角度と一致する。したがって、アルミニウム−亜鉛合金に銅を添加すると、Ｚｎ（０００２）面の格子定数が著しく減少し、Ｘ線測定時にＺｎ（０００２）面の２θを増加させる（図８参照）。

これにより、本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（０００２）面の２θが増加して３６．３〜３６．９である（図９参照）。

上述したように格子定数は、Ｘ線回折像において最高のピークの角度と一致する。また、アルミニウム−亜鉛合金に銅を添加すると、Ｚｎ（１０００）面の格子定数は増加し、Ｘ線測定時にＺｎ（１０００）面の２θを減少させる。

これにより、本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（１０００）面の２θが減少して３８．７〜３８．９である（図１０参照）。

一方、アルミニウム基地には銅が固溶されないため、Ａｌピークの位置は、Ｃｕ添加により直接的な影響を受けることはない（図１１及び図１２参照）。

本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが、１０〜１００ｎｍであることができる。

上述したように、本発明によりアルミニウム−亜鉛合金に銅を添加すると、析出相である亜鉛の平均の大きさが減少する（図１３ａ及び図１３ｂ参照）。これにより亜鉛粒子間の間隔が大きく減少し、鋳造合金の強度が増加する。これに限定されないが、Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが１０ｎｍ未満であるか、１００ｎｍ超過である場合は、銅添加による合金の強度の増加が微々たるものになるおそれがある。

本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、合金全体重量に対して、１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含み、伝導度が３７％ＩＡＣＳ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）以上であることができる。本発明に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金は、引張強度及び延伸率だけではなく、伝導度も向上される（図１６参照）。

本発明の一実施例によれば、合金全体重量に対して、０重量部超過、１重量部未満のマグネシウム及び０重量部超過、０．５重量部未満のケイ素のうちの少なくとも１種をさらに含むことができる。

本発明において、マグネシウム（Ｍｇ）は、アルミニウムに合金元素として添加され、引張強度及び硬度を効果的に増加させることができる元素である。本発明に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金においては、マグネシウムが合金全体重量に対して、０重量部超過、１重量部未満に添加されるが、マグネシウムの含量が１重量部以上であると、結晶粒系腐食と応力腐食等が発生し、耐食性低下及び延伸率の急激な低下の原因となるおそれがある。

これに限定されないが、マグネシウムの含量は、０．１重量部〜０．９重量部、０．１重量部〜０．７重量部、０．１重量部〜０．５重量部、０．１重量部〜０．３重量部、０．２重量部〜０．９重量部、０．２重量部〜０．７重量部、０．２重量部〜０．５重量部、または０．２重量部〜０．３重量部であることができる。これに限定されないが、マグネシウムの含量は、合金全体重量に対して０．１重量部〜０．３重量部が好ましい。この場合、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、鋳造状態において引張強度が３８０〜４５０Ｍｐａでありながら、延伸率が４〜１０％となることができる。

本発明においてケイ素（Ｓｉ）は、アルミニウムに合金元素として添加され、鋳造性改善及び機械的性質の改善に寄与できる元素である。本発明に係る鋳造用アルミニウム−亜鉛−銅合金においては、ケイ素が合金全体重量に対して０重量部超過、０．５重量部未満に添加されるが、ケイ素の含量が０．５重量部超過であると、強度が増加せず、延伸率を急激に低下させる原因となるおそれがある。

これに限定されないが、ケイ素の含量は、０．０５重量部〜０．４重量部、０．０５重量部〜０．３重量部、０．０５重量部〜０．２重量部、０．０５重量部〜０．１重量部、０．１重量部〜０．４重量部、０．１重量部〜０．３重量部、または０．１重量部〜０．２重量部であることができる。これに限定されないが、ケイ素の含量は合金全体重量に対して０．０５重量部〜０．２重量部が好ましい。この場合、アルミニウム−亜鉛−銅合金は、鋳造状態において引張強度が３８０〜４５０Ｍｐａでありながら、延伸率が４〜１０％になることができる。

本発明の熱処理アルミニウム−亜鉛−銅合金は、上記アルミニウム−亜鉛−銅合金を熱処理したアルミニウム−亜鉛−銅合金であって、引張強度が３３０〜６００Ｍｐａである。熱処理により合金の引張強度を著しく増加させることができる。

また、本発明の熱処理アルミニウム−亜鉛−銅合金は、延伸率が４〜１２％であることができる。熱処理により合金の引張強度及び延伸率をともに著しく増加させることができる。

本発明において、上記熱処理温度は、１５０℃〜５００℃であることができる。これに限定されないが、上記熱処理温度が１５０℃未満である場合は、延伸率を向上させることはできるものの、引張強度が低下するおそれがあり、５００℃超過である場合は、引張強度は向上できるものの、延伸率が低下するおそれがある。

図１４は、本発明の一実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金を製造する方法を概略的に示す順序図である。図１５は、本発明の一実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金を製造する工程及び工程ごとに合金の特性を概略的に示す図である。

図１４及び図１５を参照すると、先ず、第１段階Ｓ１００で、鋳造用合金材料を準備して合金溶湯を製造する。

より具体的には、合金全体重量に対して１８重量部〜５０重量部の亜鉛と、０．０５〜５重量部の銅と、残部のアルミニウムとを含む合金溶湯を製造する。

このとき、第１段階Ｓ１００は、６５０℃〜７５０℃で行われ、合金が完全溶融された後に脱ガス作業を行うことができる。

次に、第２段階Ｓ２００では、製造された合金溶湯を金型または砂型に注入して鋳造する。上記のように鋳造された合金は、上述したように次のような特徴がある。

鋳造状態において引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％であることができる。また、Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（０００２）面の２θは、３６．３〜３６．９であることができる。Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（１０００）面の２θは、３８．７〜３８．９であることができる。Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが１０〜１００ｎｍであることができる。

したがって、本発明によれば、上記合金から製造される鋳造品が提供される。また、上記合金から製造される加工アルミニウム合金製品が提供される。

一方、上記アルミニウム−亜鉛−銅合金を１５０℃〜５００℃の温度で熱処理し、固溶体を形成する段階Ｓ３００をさらに含むことができる。

上記固溶体は、上記アルミニウム−亜鉛−銅を熱処理して形成することができる。上記熱処理は、均質化処理及び／または溶体化処理であってもよい。上記固溶体の生成により、上記アルミニウム−亜鉛−銅合金は上記固溶体が含まれた状態となる。

上記固溶体を生成する段階の温度範囲は、１５０℃〜５００℃であることができる。上記温度範囲は、アルミニウム−亜鉛−銅合金の液状が生じなく、固溶体を形成できる最高固溶限界温度を考慮して決定することができる。アルミニウム−亜鉛−銅合金の場合、５００℃超過範囲の温度では、単相を形成せず多相を形成するため、不連続析出物が生成されない。上記固溶体を生成する段階は、３０分以上加熱して行われることができる。これに限定されないが、上記熱処理は、４５０℃で１２０分間行われることが固溶体形成に好ましい。

次に、上記固溶体を含むアルミニウム−亜鉛−銅合金を用いて不連続析出物を強制的に生成する（Ｓ４００）。

上記析出物を強制的に生成する段階は、合金内部に不連続析出物またはラメラ析出物を生成する工程であって、上記固溶体を含むアルミニウム合金を時効処理し、単位面積当たり５％以上の不連続析出物またはラメラ析出物を強制的に形成させる。上記時効処理は、１２０℃〜２００℃の温度範囲で上記固溶体を形成する段階よりも低い温度で行われることができる。例えば、上記時効処理は、１６０℃で行われることができる。上記時効処理は、５分〜４００分間行われることができる。一例として、上記合金材料が析出促進金属を含む場合は、上記固溶体を生成した後に水冷（ｗａｔｅｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）または空冷（ａｉｒ ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）を行い、少なくとも２時間以上時効処理することで、不連続析出物を強制的に生成することができる。

上記のように、時効処理前の水冷または空冷は、温度降下速度を非常に速く急冷することで、追って配向型析出物を形成することができる。温度降下速度を遅くして徐々に冷却する場合、不連続析出物またはラメラ析出物を強制的に形成してもこの析出物が配向されないことがある。

上記のように、不連続析出物またはラメラ析出物を強制的に形成した後に、上記析出物を含むアルミニウム−亜鉛合金を塑性加工して配向性の析出物を形成する（Ｓ５００）。

配向性の析出物を形成する配向段階は、強制的に形成された不連続析出物を人為的に配向させる工程であって、圧延、引抜及び／または押出により行われることができる。

断面積減少率である引抜率（ｄｒａｗｉｎｇ ｒａｔｉｏ）は、少なくとも５０％以上であることができる。引抜率が増加するほど配向性の析出物その自体の厚さと配向性の析出物と間の距離が減少し、引張強度特性が向上されることができる。

上記配向段階は、液体窒素雰囲気で行われることができる。液体窒素雰囲気で配向される場合、配向段階で発生する熱を最少化し、不連続析出物の整列を円滑にして引張強度を高めることができる。

上記アルミニウム−亜鉛−銅合金は、下記に記載の１）〜５）のうちの１つ以上の特徴を有することができる。
１）上記アルミニウム−亜鉛−銅合金の単位面積当たり５％以上に強制的に生成された不連続析出物またはラメラ析出物を含む。
２）上記不連続析出物またはラメラ析出物の平均縦横比は、２０以上である。
３）上記不連続析出物またはラメラ析出物の平均長さは、１．４μｍ以上である。
４）上記不連続析出物またはラメラ析出物の平均間隔は、１０５ｎｍ以下である。
５）上記不連続析出物またはラメラ析出物の平均厚さは、５５ｎｍ以下である。

上記で説明したように、本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、製造工程中に強制的に不連続析出物またはラメラ析出物を形成し、これを用いて形成された配向性の析出物を含むことにより、引張強度、延伸率及び伝導度がともに向上された、物理的特性に優れた金属材料として提供することができる。

したがって、本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、鋳造のみで引張強度及び延伸率をともに改善し、加工時に強度及び延伸率をさらに改善できるので、鋳造材及び加工材の製造に有用に活用することができる。

以下では、本発明の具体的な製造例及び比較例、これらの特性評価結果に基づいて本発明をより詳細に説明する。

（実施例１〜４６及び比較例１〜１０）
表１に、本発明のアルミニウム−亜鉛合金の実施例及び比較例の含量を示した。

表１に示されている含量のアルミニウム−亜鉛−銅合金を電気炉溶解及び高周波誘導溶解により鋳造した。すべての合金は９９．９％純度の原素材を用いて鋳造した。電気炉を用いて各試片当たり５ｋｇずつ溶融させ、７００℃の温度を維持した。完全溶融した後にＡｒガスにより１０分間脱ガス作業を行い、その後に１０分間溶融状態を維持した後、金属鋳型または砂型に注入した。注入後５分後にインゴットをモールドから取り出した。鋳造時に生成した不純物を除去するために、４５０℃で１２０分間均質化処理を行った。引き続き、圧下率２０％ごとに４００℃で１５分ごとにアニーリングを行い、総冷間加工面積減少率７５％に鍛造（ｓｗａｇｉｎｇ）を行った。１時間が経過した後にスエージングされた結果物を４５０℃で２時間の間に溶体化処理し、その後に水冷処理した。その後１６０℃で３６０分間に不連続析出物を生成するための析出処理を行った。

（鋳造後の冷間加工性の評価）
図２は、本発明の一実施例に係る鋳造合金の成形性が優れることを示す写真である。図２に示すように、銅を含まないアルミニウム−亜鉛合金の場合は、鋳造後の冷間加工時に、断面積減少率１７％からクラックが発生するが、本発明のアルミニウム−亜鉛−銅合金は、断面積減少率が７５％の場合にもクラックが発生せず、成形性に優れたことが確認された。

（鋳造状態の機械的特性の評価）
図３は、本発明の実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金が従来の合金に比べて引張強度及び延伸率がともに向上されたことを示すグラフである。

図４は、本発明の一実施例に係る亜鉛相の大きさの減少及び粒子間の間隔の減少による合金の機械的特性の向上を示す写真である。Ａｌ−Ｚｎ合金にＣｕを添加すると、熱処理後の冷却時に、亜鉛粒子の大きさの減少により粒子間の間隔が大きく減少し、合金基地内での粒子による強度の向上を示している。

図５は、本発明の一実施例に係る銅添加時に、銅が亜鉛粒子内部に固溶されることを示す写真である。銅が亜鉛粒子内部に固溶され、亜鉛析出相／アルミニウム基地相の界面エネルギーを減少させることを示している。

（Ｃｕ添加によるＺｎ相の界面エネルギー及び格子定数の評価）
表２及び図７ａは、本発明の一実施例に係る銅添加による亜鉛相の界面エネルギーの変化を示している。ＤＦＴ（Ｄｅｎｓｉｔｙ Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ Ｔｈｅｏｒｙ）によるＺｎの格子定数を計算（０°Ｋ）すると、Ａｌ−Ｚｎ合金にＣｕの添加は、Ｚｎ相とＡｌ相との界面エネルギーを大きく減少させることを示す。Ｃｕの添加により、Ｚｎ（０００２）／Ａｌ（１００）面の界面エネルギーが急激に減少する。

図７ｂは、本発明の一実施例に係る銅添加による亜鉛の格子定数の変化を示すグラフである。Ａｌ−Ｚｎ合金にＣｕを添加すると、Ｚｎ（０００２）面の格子定数を減少させ、一定範囲においてＺｎ相内のＣｕ固溶量の増加がＺｎ（０００２）面の格子定数を減少させることを示している。Ｚｎ（１０００）面の格子定数は、Ｃｕ固溶量が増加するほど増加する。Ｚｎ（０００２）面／Ａｌ（１１１）面の界面エネルギーの減少には、Ｚ（０００２）面の格子定数の減少が直接的な原因であることを示す。

図８は、銅添加による亜鉛（０００２）面の格子定数の変化を示すグラフである。Ａｌ−Ｚｎ合金にＣｕの添加は、Ｚｎ（０００２）面の格子定数を減少、すなわちＸ線測定時にＺｎ（０００２）の２θを増加させることを示す。

（合金のＸ線分析）
図９は、本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＺｎ（０００２）面のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。図１０は、本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＺｎ（１０００）面のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。

本発明の実施例に係る合金をＸ線分析すると、Ｚｎ（０００２）面の２θは減少して３６．３°以上３６．９°以下の範囲であり、Ｚｎ（１０００）面の２θは増加して３８．７°以上３８．９°範囲であることが分かる。

図１１は、本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＡｌ（１１１）面のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。図１２は、本発明の一実施例において合金の銅含量に応ずるＡｌ（２００）のピーク角度（２θ）及び格子定数の変化を示すグラフである。Ａｌ基地にはＣｕが固溶されないので、Ａｌピークの位置はＣｕ添加により直接的な影響を受けないことが分かる。

（合金の微細組職の分析）
図１３ａは、本発明の一実施例において銅添加による合金の熱処理後の冷却時に亜鉛相の大きさの変化を示すＴＥＭ写真である。図１３ｂは、図１３ａに示された測定部位の亜鉛相の大きさを示すグラフである。

Ａｌ基地内のＺｎ相の大きさは、１０ｎｍから１００ｎｍ範囲であって銅添加により亜鉛相の大きさが著しく減少することを確認できる。

（引抜加工後の電気伝導度の評価）
図１６は、本発明の実施例に係るアルミニウム−亜鉛−銅合金の真変形率（ｔｒｕｅ ｓｔａｉｎ）による伝導度の変化を示すグラフである。

本発明の実施例１３及び実施例３３による合金を熱処理した後に引抜加工時の伝導度を測定した結果、伝導度が３７％ＩＡＣＳ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）以上であることが分かる。特に、実施例１３による合金の伝導度は５３％ＩＡＣＳまで増加することが分かる。

以上、本発明の一実施例について説明したが、当該技術分野で通常の知識を有する者であれば、特許請求の範囲に記載した本発明の思想から逸脱しない範囲内で、構成要素の付加、変更、削除または追加等により本発明を多様に修正及び変更することができ、これらも本発明の権利範囲内に含まれるものといえよう。

Claims (21)

1. 合金全体重量に対して、
   １８重量部〜５０重量部の亜鉛と、
   ０．０５〜５重量部の銅と、
   残部のアルミニウムと、を含み、
   鋳造状態において引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％である、アルミニウム−亜鉛−銅合金。
2. 鋳造状態において引張強度が３１０〜４５０Ｍｐａである請求項１に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金。
3. 鋳造状態において延伸率が４〜１０％である請求項１または請求項２に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金。
4. 合金全体重量に対して、
   １８重量部〜５０重量部の亜鉛と
   ０．０５〜５重量部の銅と、
   残部のアルミニウムと、を含み、
   Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（０００２）面の２θが３６．３〜３６．９である、アルミニウム−亜鉛−銅合金。
5. 合金全体重量に対して、
   １８重量部〜５０重量部の亜鉛と、
   ０．０５〜５重量部の銅と、
   残部のアルミニウムと、を含み、
   Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（１０００）面の２θが３８．７〜３８．９である、アルミニウム−亜鉛−銅合金。
6. 合金全体重量に対して、
   １８重量部〜５０重量部の亜鉛と、
   ０．０５〜５重量部の銅と、
   残部のアルミニウムと、を含み、
   伝導度が３７％ＩＡＣＳ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）以上である、アルミニウム−亜鉛−銅合金。
7. 合金全体重量に対して、
   １８重量部〜５０重量部の亜鉛と、
   ０．０５〜５重量部の銅と、
   残部のアルミニウムと、を含み、
   Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが１０〜１００ｎｍである、アルミニウム−亜鉛−銅合金。
8. 合金全体重量に対して、
   ０重量部超過１重量部未満のマグネシウム及び０重量部超過０．５重量部未満のケイ素のうちの少なくとも１種をさらに含む請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金。
9. 請求項１から請求項８のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金を熱処理したアルミニウム−亜鉛−銅合金であって、
   引張強度が３３０〜６００Ｍｐａである、アルミニウム−亜鉛−銅合金。
10. アルミニウム−亜鉛−銅合金の延伸率が４〜１２％である請求項１から請求項９のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金。
11. 熱処理温度は、１５０℃〜５００℃である請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金。
12. 合金全体重量に対して、
    １８重量部〜５０重量部の亜鉛と、
    ０．０５〜５重量部の銅と、
    残部のアルミニウムと、を含む合金溶湯を製造する第１段階と、
    第１段階で製造された合金溶湯を金型または砂型に注入して鋳造する第２段階と、を含むアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
13. 第１段階は、６５０℃〜７５０℃で行われ、合金が完全溶融された後に脱ガス作業を行う請求項１２に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
14. 鋳造状態においてアルミニウム−亜鉛−銅合金の引張強度が２３０〜４５０Ｍｐａであり、延伸率が２．７５〜１０％である請求項１２または請求項１３に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
15. アルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（０００２）面の２θが３６．３〜３６．９である請求項１２から請求項１４のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
16. アルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ｘ線回折像において格子定数のＺｎ（１０００）面の２θが３８．７〜３８．９である請求項１２から請求項１５のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
17. アルミニウム−亜鉛−銅合金は、Ａｌ基地内のＺｎ相の直径及び長さのうちの少なくとも１つが１０〜１００ｎｍである請求項１２から請求項１６のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
18. 前記アルミニウム−亜鉛−銅合金を１５０℃〜５００℃の温度で熱処理して固溶体を形成する第３段階をさらに含む請求項１２から請求項１７のいずれか１項に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
19. 前記熱処理は、３０分以上加熱して行われる請求項１８に記載のアルミニウム−亜鉛−銅合金の製造方法。
20. 請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の合金から製造される鋳造品。
21. 請求項１から請求項１１のいずれか１項に記載の合金から製造される加工アルミニウム合金製品。