变形铝合金分类
1×××表示为99%以上的纯铝系列； 2×××表示是铝-铜合金系列； 3×××表示是铝-锰合金系列； 4×××表示是铝-硅合金系列； 5×××表示是铝-镁合金系列； 6×××表示是铝-镁-硅合金系列； 7×××表示是铝-锌合金系列； 8×××表示是上述以外的合金体系。 2 概述 1×××系 1×××系铝合金属于工业纯铝，具有密度小导电性好、导热性高、熔解潜热大，光反射系数大、热中子吸收界面积较小及外表色泽美观等特性。铝在空气中其表面能生成致密坚固的氧化膜，阻止氧的侵入，因而具有较好的抗蚀性。1×××系铝合金用热处理方法不能强化，只能采用冷作硬化方法来提高强度，因此强度较低。 2×××系 2×××系铝合金是以铜为主要合金元素的铝合金，它包括了Al-Cu-Mg合金，Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金和Al-Cu-Mn合金等，这些合金均属热处理可强化铝合金。2×××系铝合金合金的特点是强度高，通常称为硬铝合金，其耐热性能和加工性能良好，但耐蚀性不好，在一定条件下会产生晶间腐蚀，因此，板材往往需要包覆一层纯铝，或一层对芯板有电化学保护的6×××系铝合金，以大大提高其耐腐蚀性能。其中，Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金具有极为复杂的化学组成和相组成，它在高温下有高的强度，并具有良好的工艺性能，主要用于锻压在150~250℃以下工作的耐热零件；Al-Cu-Mn合金的室温强度虽然低于Al-Cu-Mg合金2A12和2A14的，但在225~250℃或更高温度下强度却比二者的高，并且合金的工艺性能良好，易于焊接，主要应用于耐热可焊的结构件及锻件。该系合金广泛应用于航空和航天领域。 3×××系 3×××系铝合金是以锰为主要合金元素的铝合金，属于热处理不可强化铝合金。它的塑性高，焊接性能好，强度比1×××系铝合金高，而耐蚀性能与1×××系铝合金相近，是一种耐腐蚀性能良好的中等强度铝合金，它用途广，用量大。 4×××系 4×××系铝合金是以硅为主要合金元素的铝合金，其大多数合金属于热处理不可强化铝合金，只有含铜、镁和镍的合金，以及与热处理强化合金焊接后吸取了某些元素时，才可以通过热处理强化。该系合金由于含硅量高、熔点低、熔体流动性好、容易补缩，并且不会使最终产品产生脆性，因此主要用于制造铝合金焊接的添加材料，如钎焊板、焊条和焊丝等。另外，由于该系一些合金的耐磨性能和高温性能好，也被用来制造活塞及耐热零件。含w(Si)=5%左右的合金，经阳极氧化上色后呈黑灰色，因此适宜作建筑材料以及制造装饰件。 5×××系 5×××系铝合金是以镁为主要合金元素的铝合金，属于不可热处理强化铝合金。该系合金密度小，强度比1×××系和3×××系铝合金的高，属于中高强度铝合金，疲劳性能和焊接性能良好，耐海洋大气腐蚀性好。为了避免高镁合金产生应力腐蚀，对最终冷加工产品要进行稳定化处理，或控制最终冷加工量，并且限制使用温度 (不超过65℃)该系合金主要用于制作焊接结构件和应用在船舶领域。 6×××系 6×××系铝合金是以镁和硅为主要合金元素并以Mg2Si相为强化相的铝合金，属于热处理可强化铝合金。该系合金具有中等强度，耐蚀性高，无应力腐蚀破裂倾向，焊接性能良好，焊接区腐蚀性能不变，成型性和工艺性能良好等优点。当合金中含铜时，合金的强度可接近2×××系铝合金的，工艺性能优于2×××系铝合金，但耐蚀性变差，合金有良好的锻造性能。该系合金中用得最广的是6061和6063合金，它们具有最佳的综合性能和经济性，主要产品为挤压型材，是最佳挤压合金，该合金应用量最大的为建筑型材。 7×××系 7×××系铝合金是以锌为主要合金元素的铝合金，属于热处理可强化铝合金。铝合金中加镁，则为Al-Zn-Mg合金，合金具有良好的热变形性能，淬火范围很宽，在适当的热处理条件下能够得到较高的强度，焊接性能良好，一般耐蚀性较好，有一定的应力腐蚀倾向，是高强可焊的铝合金。Al-Zn-Mg-Cu合金是在Al-Zn-Mg合金基础上通过添加铜发展起来的，其强度高于2×××系铝合金，一般称为超高强铝合金，合金的屈服强度接近于抗拉强度，屈强比高，比强度也很高，但塑性和高温强度较低，宜作常温、120℃以下使用的承力结构件，合金易于加工，有较好的耐腐蚀性能和较高的韧性。该系合金广泛应用于航空和航天领域，并成为这个领域中最重要的结构材料之一。 8×××系 8×××系列铝合金较为常用的为8011属于其他系列，大部分应用为铝箔，生产铝棒方面不太常用。 3 合金元素的作用 1×××系铝合金中的主要杂质元素是铁和硅，其次是铜、镁、锌、锰、铬、钛、硼等，以及一些稀土元素，这些微量元素在部分1×××系铝合金中还起合金化的作用，并且对合金的组织和性能均有一定的影响。 添加元素和杂质对1×××系铝合金的电学性能影响较大，一般均使导电性能降低，其中镍、铜、铁、锌、硅降低较少，而钒、铬、锰、钛则降低较多。此外，杂质的存在会破坏铝表面形成氧化膜的连续性，使铝的抗蚀性降低。 铁与铝可以生成FeAl3，铁与硅和铝可以生成三元化合物α(Al,Fe,Si)和β(Al,Fe,Si)，它们是1×××系铝合金中的主要相，硬而脆，对力学性能影响较大，一般是使强度略有提高，而塑性降低，并可以提高再结晶温度。 硅与铁是铝中的共存元素。当硅过剩时，以游离硅状态存在，硬而脆，使合金的强度略有提高，而塑性降低，并对高纯铝的二次再结晶晶粒度有明显影响。 铜在1×××系铝合金中主要以固溶状态存在，对合金的强度有些贡献，对再结晶温度也有影响。 镁在1×××系铝合金中可以是添加元素，并主要以固溶状态存在，其作用是提高强度，对再结晶温度的影响较小。 锰可以明显提高再结晶温度，但对细化晶粒的作用不大。 同Mn的作用。 钛是1×××系铝合金的主要变质元素，既可以细化铸锭晶粒，又可以提高再结晶温度并细化晶粒。但钛对再结晶温度的影响与铁和硅的含量有关，当含有铁时，其影响非常显著；若含有少量的硅时，其作用减小；但当含w(Si)=0.48%时，钛又可以使再结晶温度显著提高。 硼也是1×××系铝合金的主要变质元素，既可以细化铸锭晶粒，又可以提高再结晶温度并细化晶粒。 Al-Cu-Mg合金 Al-Cu-Mg系合金的主要合金牌号有2A01、2A02、2A06、2A11、2A12等，主要添加元素有铜、镁和锰，合金中添加的少量微量元素有钛和锆，杂质元素主要是铁、硅和锌等。它们对合金有如下作用： 当w(Mg)为1%~2%时，w(Cu)从1%增加到4%，淬火状态的合金抗拉强度从200MPa提高到380MPa；淬火自然时效状态下合金的抗拉强度从300MPa 增加到480MPa。w(Cu)在1%~4%内，w(Mg)从0.5%增加到2.0%时，合金的抗拉强度增加；继续增加w(Mg)时，合金的强度降低。 w(Cu)=4.0%和w(Mg)=2.0%的合金抗拉强度值最大，w(Cu)=3%~4%和w(Mg)=0.5%~1.3%的合金，其淬火自然时效效果最好。w(Cu)=4%~6%和w(Mg)=1%~2%的Al-Cu-Mg三元合金，在淬火自然时效状态下，合金的抗拉强度可达490~510MPa。 由w(Mn)=0.6%的Al-Cu-Mg合金在200℃和160MPa应力下的持久强度试验值可知，含w(Cu)=3.5%~6%和w(Mg)=1.2%~2.0%的合金，持久强度最高。则合金位于Al-S(Al2CuMg)伪二元截面上或这一区域附近。远离伪二元截面的合金，即当w(Mg)<1.2%和w(Mg)>2.0%时，其持久强度降低。若w(Mg)提高到3.0%或更多时，合金持久强度将迅速降低。在250℃和100MPa应力下试验，也得到了相似的规律。文献指出，在300℃下持久强度最大的合金，位于镁含量较高的Al-S二元截面以右的α+S相区中。 w(Cu)=3%~5%的Al-Cu二元合金，在淬火自然时效状态下耐蚀性能很低。加入0.5%Mg，降低α固溶体的电位，可部分改善合金的耐蚀性。w(Mg)>1.0%时，合金的局部腐蚀增加，腐蚀后伸长率急剧降低。 w(Cu)>4.0%，w(Mg)>1.0%的合金，镁降低了铜在铝中的溶解度，合金在淬火状态下有不溶解的CuAl2和S相，这些相的存在加速了腐蚀。w(Cu)=3%~5%和w(Mg)=1%~4%的合金，它们位于同一相区，在淬火自然时效状态耐蚀性相差不多。α-S相区的合金比α-CuAl2-S区域的耐蚀性能差。晶间腐蚀是Al-Cu-Mg系合金的主要腐蚀倾向。 钛能细化铸态晶粒，减少铸造时形成裂纹的倾向性。 少量的锆和钛有相似的作用，细化铸态晶粒，减少铸造和焊接裂纹的倾向性，提高铸锭和焊接接头的塑性。加锆不影响含锰合金冷变形制品的强度，对无锰合金强度稍有提高。 w(Mg)低于1.0%的Al-Cu-Mg合金，w(Si)超过0.5%，能提高人工时效的速度和强度，而不影响自然时效能力。因为硅和镁形成Mg2Si相，有利于提高人工时效效果。但w(Mg)提高到1.5%时，经淬火自然时效或人工时效处理后，合金的强度和耐热性能随w(Si)的增加而下降。因而，w(Si)应尽可能地降低。除此以外，w(Si)增加将使2A12，2A06等合金铸造形成裂纹倾向增加，铆接时塑性下降。因此，合金中的w(Si)一般限制在0.5%以下。要求塑性高的合金，w(Si)应更低些。 铁和铝形成FeAl3化合物，铁会溶入铜、锰，硅等元素所形成的化合物中，这些不溶入固溶体中的粗大化合物，会降低合金的塑性，使变形时合金易于开裂，并使强化效果明显降低。而少量的铁(低于0.25%)对合金力学性能影响很小，可改善铸造、焊接时裂纹的形成倾向，但使自然时效速度降低。为获得高塑性的材料，合金中的铁和硅含量应尽量低些。 少量的锌(w(Zn)=0.1%~0.5%)对Al-Cu-Mg 合金的室温力学性能影响很小，但使合金耐热性降低。合金中w(Zn)应限制在0.3%以下。 Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金 Al-Cu-Mg-Fe-Ni系合金的主要合金牌号有2A70、2A80、2A90等，各合金元素有如下作用： 镍与合金中的铜可以形成不溶解的三元化合物，镍含量低时形成(AlCuNi)含镍高时形成Al3(CuNi)2，因此镍的存在能降低固溶体中铜的浓度，对淬火状态晶格常数的测定结果也证明了合金固溶体中铜溶质原子的贫化。当铁含量很低时，镍含量增加能降低合金的硬度，减小合金的强化效果。 铁和镍一样，也能降低固溶体中铜的浓度。当镍含量很低时，合金的硬度随铁含量的增加开始时明显降低，但当铁含量达到某一数值后，又开始提高。 在AlCu2.2Mg1.65合金中同时添加铁和镍时，淬火自然时效、淬火人工时效、淬火和退火状态下的硬度变化特点相似，均在镍、铁含量相近的部位出现一个最大值，相应在此处其淬火状态下的晶格常数出现一极小值。 当合金中铁含量大于镍含量时，会出现Al7Cu2Fe相。而当合金中镍含量大于铁含量时，则会出现AlCuNi相，上述含铜三元相的出现，降低了固溶体中铜的浓度，只有当铁，镍含量相等时全部生成Al9FeNi相。在这种情况下，由于没有过剩的铁或镍去形成不溶解的含铜相，故合金中的铜除形成S(Al2CuMg)相外，同时也增加了铜在固溶体中的浓度，这有利于提高合金强度及其耐热性。 铁、镍含量可以影响合金耐热性。Al9FeNi相是硬脆的化合物，在Al中溶解度极小，经锻造和热处理后，当它们弥散分布于组织中时，能够显著地提高合金的耐热性。 在2A80合金中加入w(Si)=0.5%~1.2%，可提高合金的室温强度，但使合金的耐热性降低。 2A70合金中加入w(Ti)=0.02%~0.1%，可细化铸态晶粒，提高锻造工艺性能，对耐热性有利，但对室温性能影响不大。 Al-Cu-Mn合金 Al-Cu-Mn系合金主要合金牌号有2A16，2A17等，合金中添加的微量元素有镁、钛和锆，而主要杂质元素有铁、硅、锌等，其影响如下: 在室温和高温下，随着铜含量提高合金强度增加。w(Cu)达到5.0%时，合金强度接近最大值。另外铜能改善合金的焊接性能。 锰是提高耐热合金的主要元素，它可提高固溶体中原子的激活能，降低溶质原子的扩散系数和固溶体的分解速度。当固溶体分解时，析出T相 (Al20Cu2Mn3)的形成和长大过程也非常缓慢，所以合金在一定高温下长时间受热时性能也很稳定。添加适当的锰(w(Mn)=0.6%~0.8%)，能提高合金淬火和自然时效状态的室温强度和持久强度。但锰含量过高，T相增多，会使界面增加，加速扩散作用，降低合金的耐热性。另外，锰也能降低合金焊接时的裂纹倾向。 在2A16合金中铜、锰含量不变的情况下，添加w(Mg)=0.25%~0.45%而成为2A17合金。镁可以提高合金的室温强度，并改善150~225℃以下的耐热强度。然而温度再升高时，合金的强度明显降低。但加入镁能使合金的焊接性能变坏，故在用于耐热可焊的2A16合金中，杂质w(Mg)<0.05%. 钛能细化铸态晶粒，提高合金的再结晶温度，降低过饱和固溶体的分解倾向，使合金高温下的组织稳定。但w(Ti)>0.3%时，生成粗大针状晶体TiAl，化合物会使合金的耐热性有所降低。合金的w(Ti)规定为0.1%~0.2%. 在2219合金中加入w(Zr)=0.1%~0.25%时，能细化晶粒，并提高合金的再结晶温度和固溶体的稳定性，从而提高合金的耐热性，改善合金的焊接性和焊缝的塑性。但w(Zr)高时，能生成较多的脆性化合物 ZrAl3。 合金中的w(Fe)>0.45%时，形成不溶解相Al7Cu2Fe，能降低合金淬火时效状态的力学性能和300℃时的持久强度。所以限制w(Fe)<0.3%。 少量硅(w(Si)<0.4%)对室温力学性能影响不明显，但降低300℃时的持久强度；w(Si)>0.4%时还降低室温力学性能。因此限制w(Si)<0.3%。 少量锌(w(Zn)=0.3%)对合金室温性能没有影响，但能加快铜在铝中的扩散速度,降低合金300℃时的持久强度，故限制w(Zn)<0.1%。 合金元素和杂质元素在3×××铝合金中的作用主要有： 锰是3×××系铝合金中唯一的主合金元素，其含量一般在1%~1.6%范围内，合金的强度、塑性和工艺性能良好，锰与铝可以生成MnAl6相。合金的强度随锰含量的增加而提高，当w(Mn)>1.6%时，合金强度随之提高，但由于形成大量脆性化合物 MnAl6，合金变形时容易开裂。随着w(Mn)的增加，合金的再结晶温度相应地提高。该系合金由于具有很大的过冷能力，因此在快速冷却结晶时，产生很大的晶内偏析，锰的浓度在枝晶的中心部位低，而在边缘部位高，当冷加工产品存在明显的锰偏析时，在退火后易形成粗大晶粒。 铁能溶于MnAl6中形成 (FeMn)Al6化合物，从而降低锰在铝中的溶解度。在合金中加入w(Fe) =0.4%~0.7%，但要保证w(Fe+Mn)<1.85%，可以有效地细化板材退火后的晶粒，否则形成大量的粗大片状(FeMn)Al6化合物，会显著降低合金的力学性能和工艺性能。 硅是有害杂质。硅与锰形成复杂三元相T(Al12Mn3Si2)，该相也能溶解铁，形成(Al,Fe,Mn,Si) 四元相。若合金中铁和硅同时存在，则先形成α(Al12Fe3Si2)或β(Al9Fe2Si2)相，破坏铁的有利影响。故应控制合金中w(Si)<0.6%。硅也能降低锰在铝中的溶解度，而且比铁的影响大。铁和硅可以加速锰在热变形时从过饱和固溶体中的分解过程，也可以提高一些力学性能。 少量的镁(w(Mg)≈0.3%)能显著地细化该系合金退火后的晶粒，并稍许提高其抗拉强度。但同时也会损害退火材料的表面光泽。镁也可以是Al-Mg合金中的合金化元素，添加w(Mg)=0.3%~1.3%，合金强度提高，伸长率(退火状态)降低，因此发展出Al-Mg-Mn系合金。 合金中w(Cu)=0.05%~0.5%时可以显著提高其抗拉强度。但含有少量的铜(w(Cu)=0.1%)会使合金的耐蚀性能降低，故应控制合金中w(Cu)<0.2%。 w(Zn)<0.5%时对合金的力学性能和耐蚀性能无明显影响，考虑到合金的焊接性能，限制w(Zn)<0.2%。 合金元素和杂质元素在4×××系铝合金中的作用主要有： 硅是该系合金中的主要合金成分，含量w(Si)=4.5%~13.5%，硅在合金中主要以α+Si共晶体和β(Al5FeSi)形式存在，硅含量增加，其共晶体增加，合金熔体的流动性增加，同时合金的强度和耐磨性也随之提高。 铜可生成CuAl2和S相，提高合金的强度。 铬可以细化晶粒，改善合金的气密性。 5×××系铝合金的主要成分是镁，并添加少量的锰、铬、钛等元素，而杂质元素主要有铁、硅、铜、锌等。具体作用介绍如下： 镁主要以固溶状态和β(Mg2Al3或Mg5Al8) 相存在，虽然镁在合金中的溶解度随温度降低而迅速减小，但由于析出形核困难，核心少，析出相粗大，因而合金的时效强化效果低，一般都是在退火或冷加工状态下使用。因此，该系合金也称为不可强化铝合金。该系合金的强度随镁含量的增加而提高，塑性则随之降低，其加工工艺性能也随之变差。 镁含量对合金的再结晶温度影响较大，当w(Mg)<5%时，再结晶温度随镁含量的增加而降低; 当w(Mg)>5%时，再结晶温度则随镁含量的增加而升高。镁含量对合金的焊接性能也有明显影响，当w(Mg)<6%时，合金的焊接裂纹倾向随镁含量的增加而降低，当w(Mg)>6%时，则相反；当w(Mg)<9%时，焊缝的强度随镁含量的增加而显著提高，此时塑性和焊接系数虽逐渐略有降低，但变化不大，当镁含量大于9%时，其强度、塑性和焊接系数均明显降低。 5×××系铝合金中通常w(Mn)<1.0%。合金中的锰部分固溶于基体，其余以MnAl6相的形式存在于组织中。锰可以提高合金的再结晶温度，阻止晶粒粗化，并使合金强度略有提高，尤其对屈服强度更为明显。在高镁合金中，添加锰可以使镁在基体中的溶解度降低，减少焊缝裂纹倾向，提高焊缝和基体金属的强度。 铬和锰有相似的作用，可以提高基体金属和焊缝的强度，减少焊接热裂倾向，提高耐应力腐蚀性能，但使塑性略有降低。某些合金中可以用铬代替锰。就强化效果来说，铬不如锰，若两元素同时加入，其效果比单一加入的大。 在高镁合金中加入微量的铍(w(Be)=0.0001%~0.005%)，能降低铸锭的裂纹倾向和改善轧制板材的表面质量，同时减少熔炼时镁的烧损，并且还能减少在加热过程中材料表面形成的氧化物。 高镁合金中加入少量的钛，主要是细化晶粒。 铁与锰和铬能形成难溶的化合物，从而降低锰和铬在合金中的作用，当铸锭组织中形成较多硬脆化合物时，容易产生加工裂纹。此外铁还会降低该系合金的耐腐蚀性能，因此一般应控制w(Fe)<0.4%，对于焊丝材料最好限制w(Fe)<0.2%。 硅是有害杂质(5A03合金除外)，硅与镁形成Mg2Si相，由于镁含量过剩，降低了Mg2Si相在基体中的溶解度，所以不但强化作用不大，而且降低了合金的塑性。轧制时，硅比铁的负作用更大些,因此一般应限制w(Si)<0.5%。 5A03合金中w(Si)=0.5%~0.8%，可以减低焊接裂纹倾向，改善合金的焊接性能。 微量的铜就能使合金的耐蚀性能变差，因此应限制w(Cu)<0.2%，有的合金限制得更严格些。 w(Zn)<0.2%时，对合金的力学性能和耐腐蚀性能没有明显影响。在高镁合金中添加少量的锌，抗拉强度可以提高10~20MPa，应限制合金中的杂质w(Zn)<0.2%。 微量杂质钠能强烈损害合金的热变形性能，出现“钠脆性”，在高镁合金中更为突出。消除钠脆性的办法是使富集于晶界的游离钠变成化合物，可以采用氯化方法使之产生NaCl并随炉渣排出，也可以采用添加微量锑的方法。 6 ×××系铝合金的主要合金元素有镁、硅、铜，合金中的微量元素有锰、铬、钛，而杂质元素主要有铁、锌等，其作用如下： 镁、硅含量的变化对退火状态的Al-Mg-Si合金抗拉强度和伸长率的影响不明显。随着镁、硅含量的增加，Al-Mg-Si合金淬火自然时效状态的抗拉强度提高，伸长率降低。当镁、硅总含量一定时，镁、硅含量之比对性能也有很大影响。固定镁含量，合金的抗拉强度随着硅含量的增加而提高。固定 Mg2Si相的含量，增加硅含量，合金的强化效果提高，而伸长率稍有提高。固定硅含量，合金的抗拉强度随着镁含量的增加而提高。含硅量较小的合金，抗拉强度的最大值位于α(Al)-Mg2Si-Mg2Al3三相区内。Al-Mg-Si合金三元合金抗拉强度的最大值位于α(Al)-Mg2Si-Si三相区内。 镁、硅对淬火人工时效状态合金的力学性能的影响规律，与淬火自然时效状态合金的基本相同，但抗拉强度有很大提高，最大值仍位于α(Al)-Mg2Si-Si三相区内，同时伸长率相应降低。 合金中存在剩余Si和Mg2Si时，随其数量的增加，耐蚀性能降低。当合金位于α(Al)-Mg2Si两相区以及Mg2Si相全部固溶于基体的单相区内的合金，耐蚀性最好。所有合金均无应力腐蚀破裂倾向。 合金在焊接时，焊接裂纹倾向性较大，但在α(Al)-Mg2Si两相区中，w(Si)=0.2%~0.4%，w(Mg)=1.2%~1.4%的合金和在α(Al)-Mg2Si-Si三相区中，w(Si)=1.2%~2.0%，w(Mg)=0.8%~2.0%的合金，其焊接裂纹倾向较小。 Al-Mg-Si合金中添加铜后，铜在组织中的存在形式不仅取决于铜含量，而且受镁、硅含量的影响。 当铜含量很少，w(Mg):w(Si)比为1.73：1时，则形成Mg2Si相铜全部固溶于基体中；当铜含量较多，w(Mg):w(Si)比小于1.08时，可能形成W(Al4CuMg5Si4)相，剩余的铜则形成CuAl2；当铜含量多，w(Mg):w(Si)比大于1.73时，可能形成S(Al2CuMg)和CuAl2相。W相与S相，CuAl2相和Mg2Si相不同，固态下只部分溶解参与强化，其强化作用不如Mg2Si相的大。 合金中加入铜，不仅显著改善了合金在热加工时的塑性，而且增加了热处理强化效果，还能抑制挤压效应，降低合金因加锰后所出现的各向异性。 合金中加锰可以提高强度，改善耐蚀性、冲击韧性和弯曲性能。在AlMg0.7Si1.0合金中添加铜、锰，当w(Mn)<0.2%时，随着锰含量的增加合金的强度提高很高.锰含量继续增加，锰与硅形成AlMnSi相，损失了一部分形成Mg2Si相所必须的硅，而AlMnSi相的强化作用比Mg2Si相小。因而合金强化效果下降。 锰和铜同时加入时，其强化效果不如单独加锰的好，但可使伸长率提高，并改善退火状态制品的晶粒度。 当合金中加入锰后，由于锰在α相中产生严重的晶内偏析，影响了合金的再结晶过程，会造成退火制品的晶粒粗化。为获得细晶粒材料，铸锭必须进行高温均匀化(550℃)以消除锰偏析。退火时以快速升温为好。 铬和锰有相似的作用。铬可抑制Mg2Si相在晶界的析出，延缓自然时效过程，提高人工时效后的强度。铬可细化晶粒，使再结晶后的晶粒呈细长状，因而可提高合金的耐蚀性，适宜的w(Cr)=0.15%~0.3%。 6×××系铝合金中添加w(Ti)=0.02%~0.1%和w(Cr)=0.01%~0.2%，可以减少铸锭的柱状晶组织，改善合金的锻造性能，并细化制品的晶粒。 含少量的铁(w(Fe)<0.4%时)对力学性能没有坏影响，并可以细化晶粒。 w(Fe)>0.7%时，生成不溶的(AlMnFeSi)相，会降低制品的强度、塑性和耐蚀性能。合金中含有铁时，能使制品表面阳极氧化处理后的色泽变坏。 少量杂质锌对合金的强度影响不大，其w(Zn)<0.3%。 Al-Zn-Mg合金 Al-Zn-Mg合金中的锌、镁是主要合金元素，其质量分数一般不大于7.5%。该合金随着锌、镁含量的增加，其抗拉强度和热处理效果一般也随之增加。 合金的应力腐蚀倾向与锌，镁含量的总和有关，高镁低锌或高锌低镁的合金，只要锌、镁质量分数之和不大于7%，合金就具有较好的耐应力腐蚀性能。合金的焊接裂纹倾向随镁含量的增加而降低。 Al-Zn-Mg 系合金中的微量元素有锰、铬、铜、锆和钛，杂质元素主要有铁和硅，具体作用如下： 添加锰和铬能提高合金的耐应力腐蚀性能，w(Mn)=0.2%~0.4%时，效果显著。加铬的效果比加锰大，如果锰和铬同时加入，对减少应力腐蚀倾向的效果就更好，w(Cr)=0.1%~0.2%为宜。 锆能显著地提高Al-Zn-Mg系合金的可焊性。在AlZn5Mg3Cu0.35C0.35合金中加入0.2%Zr时，焊接裂纹显著降低。锆还能够提高合金的再结晶终了温度。 在AlZn4.5Mg1.8Mn0.6合金中，w(Zr)>0.2%时，合金的再结晶终了温度在500℃以上，因此材料在淬火以后仍保留着变形组织。含锰的Al-Zn-Mg合金添加w(Zr)=0.1% ~0.2%，还可提高合金的耐应力腐蚀性能，但锆比铬的作用低些。 合金中添加钛能细化合金在铸态时的晶粒，并可改善合金的可焊性，但其效果比锆低。若钛和锆同时加入效果更好。 在w(Ti)=0.12%的AlZn5Mg3Cr0.3Cu0.3合金中，w(Zr)>0.15%时，合金即有较好的可焊性和伸长率，可获得与单独加入w(Zr)>0.2%时相同的效果。钛也能提高合金的再结晶温度。 Al-Zn-Mg系合金中加少量的铜，能提高耐应力腐蚀性能和抗拉强度，但合金的可焊性有所降低。 铁能降低合金的耐蚀性和力学性能，尤其对锰含量较高的合金更为明显。所以，铁含量应尽可能低，应限制w(Fe)<0.3%。 硅能降低合金强度，并使弯曲性能稍降，焊接裂纹倾向增加，应限制w(Si)<0.3%。 Al-Zn-Mg-Cu合金 Al-Zn-Mg-Cu 合金为热处理可强化合金，起主要强化作用的元素为锌和镁，铜也有一定强化效果，但其主要作用是为了提高材料的抗腐蚀性能。合金中还有少量的锰、铬、锆、钒、钛、硼等微量元素，铁和硅在合金中是有害杂质，其相互作用如下： 锌、镁是主要强化元素，它们共同存在时会形成η(MgZn2)和T(Al2Mg2Zn3)相。η相和T相在铝中溶解度很大，且随温度升降剧烈变化，MgZn2在共晶温度下的溶解度达28%，在室温下降低到4%~5%，有很强的时效强化效果，锌和镁会量的提高可使强度、硬度大大提高，但会使塑性、抗应力腐蚀性能和断裂韧性降低。 当w(Zn)：w(Mg)>2.2，且铜含量大于铁合量时，铜与其他元素能产生强化相S(CuMgAl2) 而提高合金的强度，但在与之相反的情况下S相存在的可能性很小。铜能降低晶界与晶内电位差，还可以改变沉淀相结构和细化晶界沉淀相，但对PFZ的宽度影响较小；它可抑制沿晶开裂的趋势，因而改善合金的抗应力腐蚀性能。然而当w(Cu)约3%时，合金的抗蚀性反而变坏。铜能提高合金过饱和程度，加速合金在100~200℃人工时效时效过程，扩大GP区的稳定温度范围，提高抗拉强度塑性和疲劳强度。 此外，美国E.S.Lin等入研究了铜的含量对7×××系铝合金疲劳强度的影响，发现铜含量在不大的范围内随着铜含量的增加提高了周期应变疲劳抗力和断裂韧性，并在腐蚀介质中降低刻纹扩展速率，但铜的加入有产生晶间腐蚀和点腐蚀的倾向。另有资料介绍，铜对断裂韧性的影响与w(Zn)：w(Mg)值有关，当比值较小时，铜含量越高韧性越差；当比值大时，即使铜含量较高，韧性仍然很好。 添加少量的过渡族元素锰、铬等对合金的组织和性能有明显的影响。这些元素可在铸锭均匀化退火时产生弥散的质点，阻止位错及晶界的迁移，从而提高再结晶温度，有效地阻止晶粒的长大;可细化晶粒，并保证组织在热加工及热处理后保持未再结晶或部分再结晶状态，使强度提高的同时具有较好的抗应力腐蚀性能。在提高抗应力腐蚀性能方面，加铬比加锰效果好，加入w(Cr)=0.45%的抗应力腐蚀开裂寿命比加同量锰的长几十至上百倍。 锆可大大提高合金的再结晶温度，无论是热变形还是冷变形，在热处理后均可得到未再结晶组织，锆还可提高合金的淬透性，可焊性，断裂韧性，抗应力腐蚀性能等，是A1-Zn-Mg-Cu 系合金中很有发展前途的微量添加元素。 钛能细化合金在铸态时的晶粒，并提高合金的再结晶温度。 铁和硅在7×××系铝合金中是不可避免存在的有害杂质，其主要来自原材料以及熔炼、铸造中使用的工具和设备。这些杂质主要以硬而脆的 FeAl3和游离的硅形式存在，这些杂质还与锰、铬形成(FeMn)Al6、(FeMn)Si2Al5、Al(FeMnCr)等粗大化合物，FeAl3有细化晶粒的作用，但对抗蚀性影响较大，随着不溶相含量的增加，不溶相的体积分数也在增加，这些难溶的第二相在变形时会破碎并拉长，出现带状组织，粒子沿变形方向呈直线状排列，由短的互不相连的条状组成。由于杂质颗粒分布在晶粒内部或者晶界上，在塑性变形时，在部分颗粒-基体边界上发生孔隙，产生微细裂纹，成为宏观裂纹的发源地，同时它也会促使裂纹的过早发展。此外，它对疲劳裂纹的成长速度有较大的影响，在破坏时它具有一定的减少局部塑性的作用，这可能和由于杂质数量增加使颗粒之间距离缩短，从而减少裂纹尖端周围塑性变形的流动性有关。因为含铁、硅的相在室温下很难溶解，起到缺口作用，容易成为裂纹源而使材料发生断裂，对伸长率，特别对合金断裂韧性有非常不利的影响。因此，新型合金在设计及生产时，对铁、硅的含量控制较严，除采用高纯金属原料外，在熔铸过程中也采取一些措施，避免这两种元素混入合金中。
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