本申请要求根据35u.s.c.铝合金产品(e)于2017年4月13日向韩国知识产权局提交的韩国专利申请序列号10-2017-0048119的权益。
本发明涉及一种al-zn-cu合金及其制备方法，并且更具体地，涉及一种al-zn-cu铸造合金，一种热处理合金和一种同时具有改善的可铸性、拉伸强度和伸长率的锻造合金以及它们的的制备方法。
背景技术
铸造方法广泛应用于各个领域，如电气零件、光学仪器、车辆、纺纱机、建筑、测量仪器等，特别是汽车零部件的生产。
通常使用铝合金，如铝-硅合金和铝-镁合金作为铸造铝合金，其具有优异的铸造性能，但是这些合金的拉伸强度较低。因此，具有较高抗拉强度的铝合金被用于塑性加工(plasticprocessing)，如挤出、轧制和锻造中。这类用于塑性加工的铝合金的塑性加工性能优异，但存在铸造时容易发生开裂的问题。
另一方面，由于铝合金是一种轻质合金，且具有优异的耐腐蚀性和导热性，因而被用作结构材料。由于铝具有较差的机械性能，因而包含锌、铜、硅、镁、镍、钴、锆、铈等金属中至少一种的铝合金，被广泛用作各种工业领域，如汽车、船舶、飞机等中的结构材料，如内部或外部材料。铝锌合金是用来提高铝硬度的，相对于所述合金的总重量，铝锌合金通常包含10-14wt％。
抗拉强度、伸长率和冲击吸收能被认为是重要的机械特性以用作汽车、船舶、飞机等的结构材料。一般来说，存在以下问题，即很难同时提高拉伸强度和伸长率，因为拉伸强度和伸长率存在一种折衷关系，即其中一种性能得到改善时另一种性能会相应的衰减(图1)。
韩国专利(专利号为10-1387647)公开了一种超高拉伸强度的铝铸造合金及其制备方法。
技术实现要素：
本发明内容是用于简要介绍本发明的一些概念，具体的细节会在具体实施方式部分予以说明。本发明内容并不旨在确定所要保护主题的主要技术特征或者必要技术特征，也不是用来确定所要保护主题的保护范围。
本发明的一个目的是提供一种铝-锌-铜合金，通过最大限度的减少合金的开裂问题，所述铝-锌-铜合金具有改善的铸造性能。
本发明的另一个目的是提供一种铝-锌-铜铸造合金和一种热处理过的合金，它们同时具有改善的抗拉强度和伸长率。
本发明还有一个目的是提供一种制造方法，使得能够有效地生茶铝-锌-铜铸造合金、热处理过的合金和加工合金，这类合金同时具有改进过的铸造性能、拉伸强度和伸长率。
根据本发明的一方面，提供了一种al-zn-cu合金，以所述合金的总重量为基准，其包含：18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，以及其余组分为铝，其中铸态下的拉伸强度为230至450mpa，伸长率为2.75％至10％。
根据本发明的一种实施方式，铸态下的拉伸强度可以为310至450mpa。
根据本发明的一种实施方式，铸态下的伸长率可以为4至10％。
根据本发明的另一方面，提供了一种al-zn-cu合金，以所述合金的总重量为基准，其包含：18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，其余组分为铝，其中，在x射线衍射中的晶格常数的zn晶面(0002)的2θ为36.3至36.9。
根据本发明的又一方面，提供了一种al-zn-cu合金，以合金总重量为基准，其包含：18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，其余组分为铝，在x射线衍射中晶格常数的zn晶面(0002)的2θ值为38.7至38.9。
根据本发明的又一方面，提供了一种al-zn-cu合金，以合金总重量为基准，其包含：18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，其余组分为铝，其中，导电率iacs(国际软铜标准)为37％或更高。
根据本发明的又一方面，提供了一种al-zn-cu合金，以合金的总重量为基准，其包含：18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，其余组分为铝，其中，al基体中zn相的直径和长度中至少一个为10至100nm。
根据本发明的一种实施方式，以合金的总重量为基准，所述al-zn-cu合金可以进一步包含大于0至小于1重量％的镁和大于0至小于0.5重量％的硅中的至少一种。
根据本发明的又一方面，可以对al-zn-cu合金进行热处理使其具有330-600mpa的拉伸强度。
根据本发明的一种实施方式，al-zn-cu合金可以具有4至12％的伸长率。
根据本发明的一种实施方式，热处理可以在150至500℃的温度下进行。
根据本发明的又一方面，提供了一种用于制造al-zn-cu合金的方法，包括：制备合金熔体，以合金的总重量为基准，所述合金熔体包含：18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，和其余组分为铝；以及通过将熔融的合金熔体填充到金属模具或砂模中进行铸造。
根据本发明的一种实施方式，用于制备合金熔融的步骤可以在650至750℃下进行，并且包括在合金完全熔化之后脱气。
根据本发明的一种实施方式，铸态下的al-zn-cu合金的拉伸强度可以为230至450mpa，并且的伸长率可以为2.75至10％。
根据本发明的一种实施方式，al-zn-cu合金在x射线衍射中的晶格常数的zn(0002)晶面的2θ值为36.3至36.9。
根据本发明的一种实施方式，al-zn-cu合金在x射线衍射中的晶格常数的zn(1000)晶面的2θ值为38.7至38.9。
根据本发明的一种实施方式，其中al-zn-cu合金可以具有al基体中zn相的10-100nm的直径和长度中的至少一个。
根据本发明的一种实施方式，所述方法还可以包括通过在150-500℃的温度下热处理所述al-zn-cu合金而形成固溶体(固熔体，solidsolution)。
根据本发明的一种实施方式，热处理可以进行30分钟或更长时间。
本发明的另一方面，提供了一种由该合金制造的铸造产品。
本发明的另一方面，提供了一种由该合金制造的铝合金产品。
根据本发明，可以通过最小化开裂性等来提供具有改善的铸造性能的al-zn-cu合金。
根据本发明，可以提供同时具有改善的强度和伸长率的al-zn-cu合金和热处理合金。
根据本发明，可以高效地生产同时具有改善的铸造性能、拉伸强度和伸长率的al-zn-cu铸造合金、热处理合金和加工合金。
根据本发明，可以高效地生产同时具有改善的可模制性、拉伸强度、伸长率和导电性的al-zn-cu合金。
其他特征和部分将在以下具体实施方式、附图和权利要求部分中进行说明。
附图说明
图1是示出了加工用铝合金和铸造用铝合金的拉伸强度与伸长率之间的折衷关系的图。
图2是示出了根据本发明的一种实施方式的铸造合金的可模制性是优异的图。
图3是示出了根据本发明的一种实施方式制备的al-zn-cu合金，与常规合金相比，同时改善拉伸强度和伸长率的图。
图4是示出了根据本发明的一种实施方式的铸造合金的机械性能由于锌相尺寸的减小和粒子之间距离的减小而改善机械性能的图。
图5是示出了当添加铜时，铜渗入锌颗粒中的图。
图6是示出了根据本发明的一种实施方式的al/zn-cu合金的界面用于计算锌相和铝相之间通过添加铜而引起的界面能的变化的图。
图7a是示出了通过添加铜而引起的锌相的界面能量变化的图。
图7b是示出了通过添加铜而引起的锌的晶格常数变化的曲线图。
图8a和图8b是示出了通过添加铜来改变锌(0002)晶面的晶格常数的图。
图9a和图9b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式的合金中的cu含量的zn(0002)晶面的峰值角(2θ)和晶格常数变化的曲线图。
图10a和图10b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式的合金中的cu含量的zn(1000)晶面的峰值角(2θ)与晶格常数的变化的图。
图11a和图11b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式的合金中的cu含量的al(111)晶面的峰值角(2θ)与晶格常数的变化的图。
图12a和图12b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式的合金中的cu含量的al(200)晶面的峰值角(2θ)与晶格常数的变化的图。
图13a和图13b是示出了通过根据本发明的一种实施方式的合金添加cu，热处理后，在冷却时的锌相尺寸变化的图。
图13c和图13d是示出了图13a和图13b所示的测试位点的锌相尺寸的图。
图14是示出了一种用于制造根据本发明的一种实施方式的al-zn-cu合金的方法的流程图。
图15是示出了用于制造根据本发明的一种实施方式的al-zn-cu合金和通过该方法的合金的特征。
图16是示出了根据al-zn-cu合金(根据本发明的一种实施方式的)的真实应变的电导率的变化的图。
具体实施方式
说明书中使用的术语仅用于描述某些实施例，并且绝不局限于目前所公开的内容。除非另外明确地使用，否则单数的表述包含复数含义。
在本说明书中，诸如“包含”或“由......组成”的表述旨在指定特征、数字、步骤、操作、元素、部分或其组合，并且不应被解释为排除其他任何一个或多个特征、数字、步骤、操作、元素、部分或其组合的存在或可能性。
在本说明书中，当一个组分表示“包含”时，这意味着它也可以包含其他组分，除非特别说明，否则不排除其他组分。而且，在整个说明书中，术语“在...上”意味着位于目标部分的上方或下方，并不一定意味着其位于重力方向的上侧。
虽然本发明已经参照特定实施方式进行描述，但是应当理解的是，本领域的技术人员，可以在不脱离本公开的精神和范围的情况下，如所附权利要求所限定及其等价物所限定的，做出各种改变和修改。在整个本公开的描述中，当决定不公开某一技术，将省略相关的详细描述。
尽管可以使用诸如“第一”和“第二”等术语来描述各种组分，但是这些组分不限于以上术语。以上术语仅用于区分一个组件和另一个组件。
本公开将参照附图在以下进行详细描述，其中，不论附图标号，所述组分会被赋予相同的参考标号，它们是相同的或或相应，并且会省略重复的解释。
本发明的al-zn-cu合金包含18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，以及其余的组分为铝，其中，铸态下的拉伸强度为230至450mpa，伸长率为2.75至10％。
本发明的al-zn-cu合金与常规的以上述组成量的铸造合金相比，可模制性显著提高。即根据本发明的铸造合金即使在冷加工中截面积减少75％也不会产生裂纹(图2)。
另外，本发明的al-zn-cu合金能够同时提高铸态下的拉伸强度和伸长率(图3)。
在本发明中，将锌(zn)作为合金元素添加到铝中以有效地增加拉伸强度和硬度。在根据本发明的用于铸造的al-zn-cu合金中，基于合金的总重量，锌的加入量为18至50重量％，但不局限于此。当锌的含量小于18重量％时，提高拉伸强度的效果不显著。当锌的含量大于50重量％时，铸造性降低并可能导致热脆性。
锌含量可以是20至50重量％、20至45重量％、20至40重量％、30至50重量％、30至45重量％或30至40重量％，但不局限于此。以合金的总重量为基准，锌含量可以在30至45重量％的范围内，但不局限于此。在这种情况下，al-zn-cu合金在铸态下可具有350至450mpa的拉伸强度和4至10％的伸长率(图3)。
在本发明中，铜(cu)作为合金元素添加到铝中，对增加拉伸强度起到最大作用。在热处理后，铝锌合金中添加铜降低了锌粒子的尺寸，从而极大降低了粒子之间的距离(图4和图5)。
将本发明中添加的铜掺入锌中以降低zn析出相/al基体相上的界面能(图6)。随着析出相和基体相界面能的减小，沉淀物平均尺寸减小。因此，加入铜会降低析出锌的平均尺寸。结果会导致锌颗粒之间的间距极大减小，铸造合金的拉伸强度增加。
在图6中，al相和zn相的最接近的表面，即能量较低的表面，彼此成键。zn(0002)和al(100晶面成键，并且具有最多的al-zn键。当铜的含量增加到6重量％时，al(111)和zn(0001)之间的界面能可以由下面的方程式1定义。
eal/zn(cu)，eal和ezn(cu)分别是al/zn(cu)，块状al和块状zn(cu)的界面结构的总能量，以及a是al/zn(cu)界面的总面积。
(参考文献：equation:perdew-burke-ernzerhofapproximation(pbe)[1]fortheexchange-correlationpotentialasimplantedintheviennaab-initiosimulationpackagecode(vasp).[2,3][1]j.p.perdew,k.burke,andm.ernzerhof,phys.rev.lett.77,3865(1996)[2]g.kresseandj.hafner,phys.rev.b47,558(1993)[3]g.kresseandj.furthmuller,phys.rev.b54,11169(1996))
在根据本发明的用于铸造的al-zn-cu合金中，以合金的总重量为基准，铜的加入量为0.05至5重量％，但不局限于此范围。当铜的含量小于0.05重量％时，增加拉伸强度的效果不明显。当铜的含量大于5重量％时，可铸性可能降低并可能导致热脆性。
铜的含量可以为0.05至5重量％，0.05至4重量％，0.05至3重量％，0.05至2重量％，0.1至5重量％，0.1至4重量％，0.1至3重量％，0.1至2重量％，0.5至5重量％，0.5至4重量％，0.5至3重量％，0.5至2重量％，1至5重量％，1至4重量％，1至3重量％，1至2重量％，2至5重量％，2至4重量％，2至3重量％，3至5重量％或3至4重量％，但不局限于这些范围。
基于合金的总重量，铜的含量可以在1至4重量％的范围内，但不局限于此范围。在这种情况下，al-zn-cu合金在铸态下可以具有310至450mpa的拉伸强度和4至10％的伸长率。
本发明的al-zn-cu合金在x射线衍射中晶格常数的zn(0002)晶面的2θ为36.3至36.9。
如上所述，本发明的al-zn-cu合金中的cu显著降低了zn沉淀相/al基体相上的界面能。因此，向铝-锌合金中添加铜会使zn(0002)/al(100)面的界面能量在一定范围内急剧降低(图7a)。此外，向铝-锌合金中加入铜会显著降低zn(0002)晶面的晶格常数，而zn(1000)晶面的晶格常数随着铜溶解度的增加而平稳增加(图7b)。因此，根据本发明，由于向铝-锌合金中加入铜而导致zn(0002)/al(100)面的界面能急剧下降，这是zn(0002)晶面的晶格常数明显减少的直接原因。
如上所述的晶格常数对应于x射线衍射上的最大峰值角。因此，在x射线测量过程中，向铝-锌合金中添加铜显著降低了zn(0002)晶面的晶格常数并增加了zn(0002)晶面的2的(图8a和图8b)。
因此，本发明的al-zn-cu合金在x射线衍射中的晶格常数的zn(0002)晶面的2的增加至36.3至36.9的范围(图9a和9b)。
如上所述，晶格常数对应于x射线衍射上的最大峰值角。另外，通过在铝-锌合金中添加铜，在x射线测定时，zn(1000)晶面的晶格常数增大，zn(1000)晶面的2晶变小。
因此，本发明的al-zn-cu合金表现出x射线衍射中的晶格常数的zn(1000)晶面的2θ减小至38.7至38.9的范围(图10a和10b)。
另一方面，al峰的位置并不直接受cu添加的影响，因为铜没有渗入铝基体中(图11a-图12b)。
本发明的al-zn-cu合金可以具有al基体中的zn相的直径和长度中的至少一个为10-100nm。如上所述，当将铜加入到铝-锌合金中时，作为沉淀相的锌的平均尺寸减小(图13a-图13d)。结果，锌颗粒之间的距离大大减小，铸造合金的拉伸强度增加。当al基体中的zn相的直径和长度中的至少一个小于10nm或超过100nm时，由于添加铜而导致的合金的拉伸强度的增加可能是微乎其微的。
以合金的总重量计算，本发明的al-zn-cu合金包含18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，以及其余为铝，并且导电率可高于国际退火铜标准(iacs)的37％。根据本发明的al-zn-cu合金提高拉伸强度和伸长率以及导电性(图16)。
根据本发明的一种实施方式，以合金的总重量为基准，所述al-zn-cu合金可以进一步包含大于0至小于1重量％的镁和大于0至小于0.5重量％的硅中的至少一种。
在本发明中，镁(mg)作为合金元素添加到铝中以有效地增加拉伸强度和硬度。在根据本发明的al-zn-cu合金中，基于合金的总重量，以大于0至小于1重量％的量添加镁，但不局限于此范围。当镁含量为1重量％或更多时，发生晶界腐蚀和应力腐蚀，由此引起耐腐蚀性的退化和伸长率的迅速降低。
基于合金的总重量，镁的含量可以为0.1至0.9重量％、0.1至0.7重量％、0.1至0.5重量％、0.1至0.3重量％、0.2至0.9重量％、0.2至0.7重量％、0.2至0.5重量％或0.2至0.3重量％，但不局限于这些范围。镁含量为0.1至0.3重量％时，al-zn-cu合金在铸态下可以具有380至450mpa的拉伸强度和4至10％的伸长率。
在本发明中，硅(si)作为合金元素添加到铝中有助于改善铸造和机械性能。在本发明的用于铸造的al-zn-cu合金中，以合金的总重量为基准，硅的添加量为0至0.5重量％。当硅的含量超过0.5重量％时，可能导致伸长率的急剧下降却不增加拉伸强度。
基于合金的总重量，硅含量可以为0.05至0.4重量％、0.05至0.3重量％、0.05至0.2重量％、0.05至0.1重量％、0.1至0.4重量％、0.1至0.3重量％或0.1至0.2重量％，但不局限于这些范围。硅的含量优选为0.05至0.2重量％。在这种情况下，al-zn-cu合金在铸态下可以具有380至450mpa的拉伸强度和4至10％的伸长率。
本发明的热处理过的al-zn-cu合金的拉伸强度为330至600mpa。合金的拉伸强度可以通过热处理显著提高。
另外，本发明的经热处理的al-zn-cu合金可具有4至12％的伸长率。通过热处理可以同时显著提高合金的拉伸强度和伸长率。
在本发明中，热处理温度可以是150至500℃，但不局限于此范围。如果热处理温度低150℃，则可以提高伸长率，但拉伸强度会降低。如果热处理温度高于500℃，则可以提高拉伸强度，但伸长率会降低。
图14是示出了根据本发明的一种实施方式的用于制造al-zn-cu合金的方法的流程图。图15是示出了根据本发明的一种实施方式的用于制造al-zn-cu合金的方法以及通过该方法的合金的特性。
根据图14和图15中，准备铸造用的合金材料用以提供熔融合金(s100)。
更具体地说，根据制备的合金计算，合金熔体包含18至50重量％的锌，0.05至5重量％的铜，以及其余组分为铝。
用于制备s100的合金熔体的步骤在650至750℃下进行，并且可以在合金完全熔融之后进行脱气操作。
在s200中，通过将所制造的合金熔体填充到金属模具或砂模来铸造。铸造合金具有如上所述的以下性能。
铸态下的拉伸强度可以为230至450mpa，伸长率可以为2.75至10％。此外，x射线衍射中晶格常数的zn(0002)晶面的2θ可以为36.3至36.9。x射线衍射中晶格常数的zn(1000)晶面的2θ可以为38.7至38.9。al基体中zn相的直径和长度中的至少一个可以为10至100nm。
因此，根据本发明，提供了一种由该合金制成的铸件。还提供了由该合金制造的铝合金产品。
该方法可以进一步包括通过将s300在150-500℃的温度下热处理al-zn-cu合金来形成固溶体。
所述固溶体可以通过对al-zn-cu进行热处理而形成。热处理可以是均质化处理和/或增溶(solutiontreatment)处理。由于固溶体的生成，al-zn-cu合金变成含有固溶体的状态。
形成固溶体的温度范围可以是150-500℃。温度范围可以由不形成al-zn-cu合金的液相但形成固溶体时的最大使用极限温度来确定。对于al-zn-cu合金，由于在超过500℃的温度下形成多相而不形成单相，所以不会产生不连续的沉淀物。形成固溶体的步骤可以通过加热30分钟或更长时间来实施。尽管不局限于此，但热处理优选在450℃以下，120分钟以内形成固溶体。
该方法可以进一步使用包括固溶体的al-zn-cu合金(s400)强制形成不连续的沉淀物。
强制形成不连续沉淀物的步骤是在合金中形成不连续沉淀物或层状沉淀物。对含固溶体的铝合金回火后，强制形成每单位面积有5％或以上的不连续的沉淀物或层状沉淀物。回火处理可以在120-200℃下(比形成固溶体低的温度)进行。例如，回火处理可以在160℃下进行。回火处理可以进行5分钟至400分钟。
例如，当合金材料包含促进沉淀的金属时，可以在固溶体形成之后进行水淬火或空气淬火。通过回火2小时以上，可以强制产生不连续的沉淀物。
如上所述，在回火处理之前的水淬火或空气淬火可以通过迅速急剧降低降温速度而形成取向型沉淀(oritentedtypeprecipitate)。当温度缓慢降低时，即使强制形成不连续的沉淀物或层状沉淀物，这些沉淀物也可能不取向。
在如上所述，强制形成不连续的沉淀物或层状沉淀物之后，将含有沉淀物的铝-锌合金煅烧以形成取向沉淀物(s500)。
形成取向的沉淀物的步骤是人为地使强制形成的不连续沉淀物取向的步骤，并且可以通过滚动(rolling)、拉伸和/或挤出来进行。
拉伸比，也就是横截面积的减小率，可以至少是50％。随着拉伸比增加，取向的沉淀物自身的厚度，以及沉淀物之间的距离可能减小，拉伸强度可能提高。
取向的步骤可以在液氮气氛中进行。当在液氮气氛中取向时，在取向步骤中产生的热量可以最小化以促进不连续沉淀物的取向，结果导致拉伸强度增加。
al-zn-cu合金可具有以下特征(1)至(5)中的一个或多个：
(1)al-zn-cu合金包括不连续沉淀物或层状沉淀物，以al/zn-cu合金单位面积为基准，强制产生的沉淀物达到5％或以上。
(2)不连续沉淀物或层状沉淀物的平均长宽比为20以上，
(3)不连续沉淀物或层状沉淀物的平均长度为1.4μ.以上，
(4)不连续沉淀物或层状沉淀物的平均间隔为105nm或以下
(5)不连续沉淀物或层状沉淀物的平均厚度为55nm或以下。
如上所述，本发明的al-zn-cu合金在制备过程中强制性地形成不连续的沉淀物或层状沉淀物，并且包括使用这些沉淀物形成的取向沉淀物，从而可以提供拉伸强度、伸长率和导电率同时提高的优良的金属材料。
因此，本发明的al-zn-cu合金仅通过铸造就能够同时提高拉伸强度和伸长率，并且能够进一步提高加工时的强度和伸长率，因此可以有效地用于生产铸造和加工材料。
实施例
在下文中，将参考本发明的具体生产实施例和比较例更详细地描述本发明。
实施例1-46和比较例1-10
表1示出了实施例和比较例的铝-锌合金的元素含量。
具有表1中各元素含量的al-zn-cu合金通过熔融电炉和高频感应熔融而被熔融。所有的合金都使用99.9％的纯原料铸造而成。使用电炉，分别将5kg的每个样品熔融，温度保持在700℃。完全熔融后，用氩气脱气10分钟。熔融状态保持10分钟后，填充到金属模或砂模中。填充五分钟后，将锭块从模具中取出。
在450℃下均质化处理120分钟以去除在铸造期间产生的杂质。随后，在400℃以每15分钟以20％的降温速率进行退火，以完成型锻，使总冷加工面积减少率达到75％。1小时后，将所得熔液在450℃下进行2小时的增溶处理，接着进行水淬火处理。接着，在160℃下进行360分钟的不连续沉淀物的析出处理。
表1
铸造后的冷加工性评价
图2是示出了根据本发明的一种实施方式的铸造合金的可模制性为优异的图。如图2所示，在不含铜的铝锌合金的情况下，在铸造后的冷加工过程中，截面面积收缩17％时产生裂纹。但是，在本发明的al-zn-cu合金的情况下，即使截面面积收缩75％，也不会产生裂纹，因而可模制性优异。
铸件的机械性能的评价
图3是示出了根据本发明的一种实施方式的al-zn-cu合金与常规合金相比同时改善拉伸强度和伸长率的图。
图4是示出了根据本发明的一种实施方式的铸造合金的机械性能由于锌相的尺寸减小，以及颗粒之间距离的减小而提高的图像。在al-zn合金中添加cu表明，由于在热处理后的冷却过程中锌颗粒尺寸的减小，使得颗粒间距极大减小，从而提高了合金的颗粒间的拉伸强度。
图5是示出了当添加铜时铜掺入锌颗粒中的图像，铜掺入锌颗粒内会降低锌沉淀相/铝相基体上的界面能。
通过添加cu来评价zn相界面能和晶格常数
表2和图7a示出了通过添加铜导致的锌相的界面能的变化。当用dft(密度泛函理论)计算zn的晶格常数(0°k)时，在al-zn合金中添加cu显著降低了zn和al相的界面能。zn(0002)/al(100)晶面的界面能量由于cu的添加而显著降低。
表2
图7b是示出了由于添加铜而引起的锌的晶格常数的变化的图。在al-zn合金中添加cu会降低zn(0002)晶面的晶格常数，在一定的范围内，zn相中cu浓度的增加会使zn(0002)晶面的晶格常数降低。zn(1000)晶面的晶格常数随着cu含量的增加而增加。zn(0002)晶面/al(111)晶面的界面能的减小是zn(0002)晶面的晶格常数降低的直接原因。
图8a和图8b是示出了由于添加铜导致锌(0002)晶面的晶格常数变化的图。在al-zn合金中添加cu时，zn(0002)晶面的晶格常数降低，即x射线测定中的zn(0002)的2θ值增加。
合金的x射线分析
图9a和图9b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式中合金中cu含量的zn(0002)晶面的峰角(2θ)和晶格常数的变化的图。图10a和图10b是示出了取决于根据发明的一种实施中的合金中cu含量的zn(1000)晶面的峰角(2θ)和晶格常数的变化的曲线图。
当通过x射线分析本发明的合金时，zn(0002)晶面的2θ减小到36.3°-36.9°，并且zn(1000)晶面的2θ增加到38.7°-38.9°。
图11a和图11b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式的合金中的cu含量的al(111)晶面的峰角(2峰)和晶格常数的变化的图。图12a和图12b是示出了取决于根据本发明的一种实施方式的合金中的cu含量的al(200)的峰角(2的)和晶格常数的变化的图。值得注意的是，al峰的位置不直接受cu添加的影响，因为cu不会渗入到al基体中。
合金的显微结构分析
图13a和图13b是示出了通过对根据本发明的一种实施方式中的合金添加cu进行热处理后，在冷却时的锌相的尺寸变化的tem。图13c和图13d是示出了13a和13b中所示的测量点的锌相尺寸的图。
al基体中zn相的尺寸在10nm至100nm的范围内，并且通过添加铜，zn相的尺寸显著减小。
拉伸后电导率的评估
图16是示出了根据al-zn-cu合金(根据本发明一种实施方式)真实应变的导电率变化的图。
根据本发明的实施例13和实施例33的合金在热处理之后测量的导电率(以iacs国际退火铜为标准)为37％或更高。特别地，根据实施例13的合金的电导率(iacs)增加到53％。
尽管本发明包括具体实施例，但是对于本领域普通技术人员来说显而易见的是，在不脱离权利要求及其等价物的精神和范围的情况下，可以对这些实施例进行各种形式和细节上的改变。这里描述的实施例仅被认为是描述性的，而不是起到限制保护范围的目的。每个实施例中关于主题特征或部分的描述同样适用于其他实施例中的类似特征或方面。如果所描述的技术以不同的顺序执行，和/或如果在所描述的系统、结构、设备或线路中的组件以不同的方式连接，和/或被其他组件或它们的等同物替换或补充，则可以实现合适的结果。因此，本公开的范围不是由具体实施方式来限定，而是由权利要求及其等同物限定，并且在权利要求及其等同物的范围内的所有变化都应该被认为包含在公开内容里。