2.2　變形鋁合金及分類

變形鋁合金是指采用鑄錠冶金法熔鑄成鑄錠后，通過鍛造、軋制、擠壓等塑性變形工藝方法生產的鋁合金。變形鋁合金具有優良的加工和成型性能，耐久性、可靠性和可維修性高，制造成本低，在航空、航天、船舶、建筑等領域都有廣泛的應用。

變形鋁合金的分類方法很多，目前，世界上絕大部分國家通常按以下三種方法進行分類：

① 按合金狀態圖及熱處理特點分為可熱處理強化鋁合金和不可熱處理強化鋁合金兩大類。

② 按合金性能和用途可分為：工業純鋁、防銹鋁合金、切削鋁合金、耐熱鋁合金、耐腐蝕鋁合金、低強鋁合金、中強鋁合金、高強鋁合金（硬鋁）、超高強鋁合金（超硬鋁）、鍛造鋁合金及特殊鋁合金等。

③ 按合金中所含主要元素成分可分為（四位數字體牌號）：工業純鋁（1×××系），Al-Cu合金（2×××系），Al-Mn合金（3×××系），Al-Si合金（4×××系），Al-Mg合金（5×××系），Al-Mg-Si合金（6×××系），Al-Zn-Mg-Cu合金（7×××系），Al-其他合金元素（8×××系）及備用合金組（9×××系）。

這三種方法各有特點，有時互相交叉、相互補充。在工業生產中，國際上慣用第三種分類方法，該方法能較本質地反映合金的基本性能，也便于編碼、記憶和管理。此處，我們主要按第三種分類方法來系統介紹變形鋁合金。

2.2.1　1×××系鋁合金

1×××系鋁合金屬于工業純鋁，具有密度小、導電性好、導熱性高、光反射系數大、熱中子吸收界面積較小及外表色澤美觀等特性。在空氣中鋁表面能生成致密而堅固的氧化膜，阻止氧的侵入，因而具有較好的耐蝕性。1×××系鋁合金用熱處理方法不能達到強化效果，只能采用冷作硬化方法來提高強度，因此強度較低。

2.2.1.1　微量元素對1×××系鋁合金的影響

1×××系鋁合金中的主要雜質是Fe和Si，其次是Cu、Mg、Mn、Cr、Ti等，這些微量元素在部分1×××系鋁合金中還起合金化的作用，且對合金的組織和性能均有一定的影響。

Fe和Si：Fe和Si是鋁中最常見的共存元素。Fe與Al可以生產FeAl3，Fe和Si與Al可以生成三元化合物α（Al、Fe、Si）和β（Al、Fe、Si），它們是1×××系鋁合金中的主要相，性硬而脆，對力學性能影響較大，一般是使強度略有提高，而塑性降低。另外，當Si過剩時，以游離硅狀態存在會對高純鋁的二次再結晶晶粒度有明顯影響。

2.2.1.2　1×××系鋁合金的主要成分

1×××系鋁合金的主要化學成分見表2-2。

2.2.1.3　1×××系鋁合金的主要用途

1×××系鋁合金的主要用途見表2-3。

2.2.2　2×××系鋁合金

2×××系鋁合金是以銅為主要合金元素的鋁合金，它包括Al-Cu-Mg合金、Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金、Al-Cu-Mn合金和Al-Cu-Mg-Si合金四系，這些合金均屬可熱處理強化鋁合金。合金的特點是強度高，通常稱為硬鋁合金，其耐熱性能和加工性能良好，但耐蝕性不如大多數其他鋁合金好，在一定條件下會產生晶間腐蝕，因此，板材往往需要裹覆一層純鋁，以大大提高其耐腐蝕性能。該系列鋁合金的強度一般較高，某些牌號的合金強度可與鋼抗衡。但因含銅量的差異，此系合金的強度、耐蝕性等在較寬范圍內變化，以滿足不同的需求。其中，銅含量較低的合金，耐蝕性接近防銹鋁；銅含量較高的合金，強度接近硬鋁，實際上相當于在硬鋁的基礎上提高了硅含量。該系合金廣泛應用于航空和航天領域。

2.2.2.1　合金元素及雜質元素對2×××系鋁合金的影響

（1）Al-Cu-Mg合金　 Al-Cu-Mg系合金中主要添加元素有Cu、Mg和Mn，還可能有微量的Ti、Cr；合金中的主要雜質是Fe、Si、Zn；其對合金的影響如下。

① Cu、Mg含量對合金力學性能的影響：當Mg含量為1%～2%，Cu含量從1%增加到4%時，淬火狀態的合金抗拉強度從200MPa提高到380MPa；淬火自然時效狀態的合金的抗拉強度從300MPa增加到480MPa。Cu含量在1%～4%范圍內，Mg從0.5%增加到2%時，合金的抗拉強度增加；繼續增加Mg含量時，合金的強度降低。研究表明，含4%～6%Cu和1%～2%Mg的Al-Cu-Mg合金，在淬火自然時效狀態下，合金的抗拉強度可達490～510MPa。

② Cu、Mg含量對合金耐熱性能的影響：由含有0.6%Mn的Al-Cu-Mg合金在200℃和160MPa應力下的持久強度試驗值可知，含3.5%～6% Cu和1.2%～2.0% Mg的合金，持久強度最大。此時合金位于Al-S（Al2CuMg）偽二元截面上或該區域附近。遠離偽二元截面的合金，即當Mg含量小于1.2%或大于2.0%時，其持久強度降低。若Mg含量提高到3.0%或更多時，合金持久強度將迅速降低。

③ Cu、Mg含量對合金耐蝕性的影響：Cu含量為3%～5%的Al-Cu二元合金，在淬火自然時效狀態下耐蝕性能很低。加入0.5%Mg，降低α固溶體的電位，可部分改善合金的耐蝕性。Mg含量大于1.0%時，合金的局部腐蝕增加，腐蝕后伸長率急劇降低。Cu含量大于4.0%，Mg含量大于1.0%的合金，Mg降低了Cu在鋁中的溶解度，合金在淬火狀態下，有不溶解的CuAl2和S相，這些相的存在會加速腐蝕。此外，晶間腐蝕是Al-Cu-Mg系合金的主要腐蝕傾向。

④ Mn的影響：Al-Cu-Mg合金中加入Mn，主要是為了消除鐵的有害影響和提高耐蝕性。錳能稍許提高合金的室溫強度，但使塑性有所降低。錳還能延遲和減弱Al-Cu-Mg合金的人工時效過程，提高合金的耐熱強度。錳也是使Al-Cu-Mg合金具有擠壓效應的主要因素之一。錳的添加量一般低于1.0%，含量過高，能形成粗大的（FeMn）Al6脆性化合物，降低合金的塑性。

⑤ Ti的影響：合金中加入Ti能細化鑄態晶粒，減少鑄造時形成裂紋的傾向性。

⑥ Zr的影響：少量的Zr和Ti有相似的作用，細化鑄態晶粒，減少鑄造和焊接裂紋的傾向性，提高鑄錠和焊接接頭的塑性。加鋯不影響含Mn合金冷變形制品的強度，但對無Mn鋁合金的強度稍有提高。

⑦ Si的影響：鎂含量低于1.0%的Al-Cu-Mg合金，硅含量超過0.5%，能提高人工時效的速度和強度，而不影響自然時效能力。因為硅和鎂形成了Mg2Si相，有利于人工時效效果。但鎂含量提高到1.5%時，經淬火自然時效或人工時效處理后，合金的強度和耐熱性能隨Si含量的增加而下降。因而，硅含量應盡可能地降低。除此以外，硅含量增加將使2A12、2A06等合金鑄造形成裂紋傾向增加，鉚接時塑性下降。因此，合金中的硅含量一般限制在0.5%以下。要求塑性高的合金，硅含量應更低些。

⑧ Fe的影響：Fe和Al形成FeAl3化合物；Fe并溶入Cu、Mn、Si等元素所形成的化合物中，這些不溶于固溶體中的粗大化合物，降低了合金的塑性，變形時合金易于開裂，并使強化效果明顯降低。而少量的Fe（小于0.25%）對合金力學性能影響很小，可改善鑄造、焊接時裂紋的形成傾向，但使自然時效速度降低。為獲得高塑性的材料，合金中的Fe、Si含量應盡量低些。

⑨ Zn的影響：少量的Zn（0.1%～0.5%）對Al-Cu-Mg合金的室溫力學性能影響很小，但使合金耐熱性降低。合金中Zn含量應限制在0.3%以下。

（2）Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金　Al-Cu-Mg-Fe-Ni系合金的主要牌號有2A70、2A80、2A90等，各合金元素及雜質元素的主要影響如下。

① Cu和Mg的影響：Cu、Mg含量對該系合金室溫強度和耐熱性能的影響與Al-Cu-Mg合金的相似；由于該系合金中Cu、Mg含量比Al-Cu-Mg合金低，合金位于α+S（Al2CuMg）兩相區中，因而合金具有較高的室溫強度和良好的耐熱性；另外，Cu含量較低時，低濃度的固溶體分解傾向小，這對合金的耐熱性是有利的。

② Ni的影響：Ni與合金中的Cu可以形成不溶解的二元化合物，Ni含量低時形成AlCuNi，含Ni高時形成Al3（CuNi）2，因此，Ni的存在能降低固溶體中Cu的濃度，對淬火狀態晶格常數的測定結果也證明了合金固溶體中Cu溶質原子的貧化。當Fe含量很低時，Ni含量增加能降低合金的硬度，減小合金的強化效果。

③ Fe的影響：Fe和Ni一樣，也能降低固溶體中Cu的濃度。當Ni含量很低時，合金的硬度隨Fe含量的增加先明顯降低，當達到某一數值后又開始提高。

在AlCu2.2Mg1.65合金中同時添加Fe和Ni時，淬火自然時效、淬火人工時效、淬火和退火狀態下的硬度變化特點相似，均在Ni、Fe含量相近的部位出現一個最大值，相應在此處其淬火狀態下的晶格常數出現一極小值。當合金中Fe含量大于Ni含量時，會出現Al7Cu2Fe相。相反，當合金中Ni含量大于Fe含量時，則會出現AlCuNi相，上述含Cu三元相的出現，降低了固溶體中Cu的濃度，只有當Fe、Ni含量相等時，才全部生成Al9FeNi相。在這種情況下，由于沒有過剩的Fe或Ni去形成不溶解的含Cu相，因此合金中的Cu除形成S（Al2CuMg）相外，同時也增加了Cu在固溶體中的濃度，這有利于提高合金強度及其耐熱性。

④ Si的影響：在2A80合金中加入0.5%～1.2% Si可提高合金的室溫強度，但會使合金的耐熱性降低。

⑤ Ti的影響：2A70合金中加入0.02%～0.1% Ti，能細化鑄錠晶粒，提高鍛造工藝性能，對耐熱性有利，但對室溫性能影響不大。

（3）Al-Cu-Mn合金　Al-Cu-Mn系合金的主要牌號有2A16、2A17等，合金中含有Cu、Mn和微量Mg、Ti、Zr等合金元素，而主要雜質元素有Fe、Si、Zn等，其對合金的影響如下。

① Cu的影響：在室溫和高溫下，隨著Cu含量提高，合金強度增加。Cu含量達到5.0%時，合金強度接近最大值。另外，Cu能改善合金的焊接性能。

② Mn的影響：Mn是提高合金耐熱性的主要元素，它可提高固溶體中原子的激活能，降低溶質原子的擴散系數和固溶體的分解速度。當固溶體分解時，析出T相（A120Cu2Mn3）的形成和長大過程也非常緩慢，所以合金在一定高溫下長時間受熱時性能也很穩定。添加適當的Mn（0.5%～0.8%）能提高合金淬火和自然時效狀態的室溫強度和持久強度。但Mn含量過高，T相增多，使界面增加，會加速擴散作用，降低合金的耐熱性。另外，Mn也能降低合金焊接時的裂紋傾向。

③ Mg的影響：在2A16合金中Cu、Mn含量不變的情況下，添加0.25%～0.45%Mg可成為2A17合金。Mg可以提高合金的室溫強度，并改善150～225℃的耐熱強度，而溫度再升高時，合金的強度明顯降低。但加入Mg能使合金的焊接性能變壞，故在用于耐熱可焊的2A16合金中時，Mg含量應不大于0.05%。

④ Ti的影響：Ti能細化鑄錠晶粒，提高合金的再結晶溫度，降低過飽和固溶體的分解傾向，使合金高溫下的組織更穩定。但Ti含量大于0.3%時，生成粗大針狀TiAl3化合物，使合金的耐熱性有所降低。合金中Ti含量規定為0.1%～0.2%。

⑤ Zr的影響：在2219合金中加入0.2%～0.25% Zr時，能細化晶粒，并提高合金的再結晶溫度和固溶體的穩定性，從而提高合金的耐熱性，并改善合金的焊接性和焊縫的塑性。但Zr含量高時，能生成較多的脆性化合物ZrAl3。

⑥ Fe的影響：合金中的Fe含量超過0.45%時，形成不溶解相Al7Cu2Fe，能降低合金淬火時效狀態的力學性能和300℃時的持久強度。所以Fe含量應限制在0.3%以下。

⑦ Si的影響：少量Si（0.4%）對室溫力學性能影響不明顯，但降低300℃時的持久強度。Si含量超過0.4%時，還降低室溫力學性能。故Si含量應限制在0.3%以下。

⑧ Zn的影響：少量Zn（0.3%）對合金室溫性能沒有影響，但能加快Cu在Al中的擴散速度，降低合金300℃時的持久強度，故應限制在0.1%以下。

2.2.2.2　2×××系鋁合金的主要成分

2×××系鋁合金的主要化學成分見表2-4。

2.2.2.3　2×××系鋁合金的主要用途

2×××系鋁合金的主要用途見表2-5。

2.2.3　3×××系鋁合金

3×××系鋁合金是以錳為主要合金元素的鋁合金，屬于熱處理不可強化鋁合金。3×××系鋁合金的塑性高，焊接性能好，加工性能好，強度比1×××系鋁合金高，而耐蝕性接近于純鋁，是一種耐腐蝕性能良好的中等強度鋁合金。該系合金用途較廣、用量大。

2.2.3.1　合金元素及雜質元素對3×××系鋁合金的影響

3×××系鋁合金中主要的合金元素是Mn，其對合金的性能有重要影響；另外，合金也含有少量Fe、Si、Mg、Cu、Zn等。其主要影響如下。

Mn：Mn是3×××系鋁合金中唯一主要的合金元素，其含量一般在1.0%～1.6%范圍內。在合金中Mn與Al可以生成MnAl6相，而MnAl6相的電極電位與純鋁的電極電位實際上相等（均為-0.86V），故Mn的存在使合金的耐腐蝕性能與純鋁類似。另外，隨Mn含量的增加，合金的強度隨之提高，但當Mn含量高于1.6%時，會形成大量脆性化合物MnAl6導致合金變形時容易開裂。3×××系鋁合金由于具有很大的過冷能力，因此在快速冷卻結晶時，產生很大的晶內偏析，Mn的濃度在枝晶的中心部位低，而在邊緣部位高，當冷加工產品存在明顯的Mn偏析時，在退火后易形成粗大晶粒。

Fe：Fe能溶于MnAl6中形成（FeMn）Al6化合物，從而降低Mn在Al中的溶解度。在合金中加入0.4%～0.7%Fe，但要保證Fe+Mn不大于1.85%，可以有效地細化板材退火后的晶粒，否則，形成大量的粗大片狀（FeMn）Al6化合物，會顯著降低合金的力學性能和工藝性能。

Si：Si是合金中的有害雜質。Si與Mn形成復雜三元相T（Al12Mn3Si2），該相也能溶解Fe，形成（Al、Fe、Mn、Si）四元相。若合金中Fe和Si同時存在，則先形成α（Al12Fe3Si2）或β（Al9Fe2Si2）相，破壞Fe的有利影響，故合金中的Si應控制在0.6%以下。Si也能降低Mn在Al中的溶解度，而且比Fe的影響大。Fe和Si可以加速Mn在熱變形時從過飽和固溶體中的分解過程，也可以提高一些力學性能。

Mg：少量的Mg（約為0.3%）能顯著地細化該系合金退火后的晶粒，并稍許提高其抗拉強度；但同時也損害了退火材料的表面光澤。Mg也可以是3×××系鋁合金中的合金化元素，添加0.3%～1.3%Mg，合金強度提高，伸長率（退火狀態）降低，因此可發展為Al-Mg-Mn系合金。

Cu：合金中含有0.05%～0.5%Cu，可以顯著提高其抗拉強度。但含有少量的Cu（0.1%），便能使合金的耐蝕性能降低，故合金中Cu含量應控制在0.2%以下。

Zn：Zn含量低于0.5%時，對合金的力學性能和耐蝕性能無明顯影響，考慮到合金的焊接性能，Zn含量應限制在0.2%以下。

2.2.3.2　3×××系鋁合金的主要成分

3×××系鋁合金的主要化學成分見表2-6。

2.2.3.3　3×××系鋁合金的主要用途

3×××系鋁合金的主要用途見表2-7。

2.2.4　4×××系鋁合金

Al-Si系鋁合金是以硅為主要合金元素的鋁合金，硅含量在較大范圍內變化，可分為兩類：一類硅含量在共晶點附近，為9%～13%；另一類硅含量在亞共晶范圍，一般為3.5%～9.0%，個別的硅含量在1%左右。

4×××系合金大多數屬于不可熱處理強化鋁合金，只有含Cu、Mn和Ni的合金，以及焊接熱處理強化合金后吸取了某些元素時，才可以通過熱處理強化。該系合金由于含硅量高、熔點低、熔體流動性好、容易補縮，并且不會使最終產品產生脆性，因此主要用于制造鋁合金焊接的添加材料，如釬焊板、焊條和焊絲等。另外，由于一些該系合金的耐磨性能和高溫性能好，也被用來制造活塞及耐熱零件。含硅5%左右的合金，經陽極氧化上色后呈黑灰色，因此適宜作建筑材料以及制造裝飾件。

2.2.4.1　合金元素及雜質元素對4×××系鋁合金的影響

Si是該系合金中的主要合金成分，含量最低為4.5%，最高可達13.5%。Si在合金中主要以α+Si共晶體和β（Al5FeSi）形式存在。Si含量增加，其共晶體增加，合金熔體的流動性增強，同時合金的強度和耐磨性也隨之提高。

此外，該系合金中還含有微量Ni、Fe、Cu、Mg、Cr等元素。Ni和Fe可以形成不溶于鋁的金屬間化合物，能提高合金的高溫強度和硬度，而又不降低其線膨脹系數。Cu和Mg可以生成Mg2Si、CuAl2和S相，提高合金的強度。Cr和Ti可以細化晶粒，改善合金的氣密性。

2.2.4.2　4×××系鋁合金的主要成分

4×××系鋁合金的主要化學成分見表2-8。

2.2.5　5×××系鋁合金

5×××系合金是以Mg為主要添加元素的鋁合金，屬于不可熱處理強化鋁合金。由于其耐蝕性好，又稱防銹鋁合金。該系合金密度小，強度比1×××和3×××系合金高，屬于中高強度鋁合金，疲勞性能和焊接性能良好，抗海水腐蝕，因此，應用比較廣泛。在使用中，為了避免該系合金產生應力腐蝕，對最終冷加工產品要進行穩定化處理，或控制最終冷加工量，并且限制使用溫度。該系合金主要用于制作焊接結構件和應用在船舶領域。

2.2.5.1　合金元素及雜質元素對5×××系鋁合金的影響

5×××系鋁合金的主要成分為Mg，并添加少量的Mn、Cr、Ti、Be等元素，而雜質元素主要有Fe、Si、Cu、Zn等，其主要影響如下。

① Mg的影響：該系合金的強度隨Mg含量的增加而提高，塑性則隨之而降低，其加工工藝性能也隨之變差。Mg含量對合金的再結晶溫度影響較大，當Mg含量小于5%時，再結晶溫度隨Mg含量的增加而降低；當Mg含量超過5%時，再結晶溫度則隨Mg含量的增加而升高。Mg含量對合金的焊接性能也有明顯影響，當Mg含量小于6%時，合金的焊接裂紋傾向隨Mg含量的增加而降低，當Mg含量超過6%時，則相反；當Mg含量小于9%時，焊縫的強度隨Mg含量的增加而顯著提高，此時塑性和焊接系數雖略有降低，但變化不大，當Mg含量大于9%時，其強度、塑性和焊接系數均明顯降低。

② Mn的影響：5×××系鋁合金中通常含有1.0%以下的Mn。合金中的Mn部分固溶于基體，其余以MnAl6相的形式存在于組織中。Mn可以提高合金的再結晶溫度，阻止晶粒粗化，并使合金強度略有提高，尤其對屈服強度更為明顯。在高Mg合金中，添加Mn可以使Mg在基體中的溶解度降低，減少焊縫裂紋傾向，提高焊縫和基體金屬的強度。

③ Cr的影響：Cr和Mn有類似的作用，可以提高基體金屬和焊縫的強度，減少焊縫熱裂傾向，提高耐應力腐蝕性能，但使塑性略有降低。某些合金中可以用Cr代替Mn。就強化效果來說，Cr不如Mn，若二者同時加入，強化效果比單一加入的大。

④ Be的影響：在高Mg合金中加入微量的Be（0.001%～0.005%），能降低鑄錠的裂紋傾向和改善軋制板材的表面質量，同時減少熔煉時Mg的燒損，并且還能減少在加熱過程中材料表面形成的氧化物。

⑤ Fe和Si的影響：Fe與Mn和Cr能形成難溶的化合物，從而降低Mn和Cr在合金中的作用。當鑄錠組織中形成較多硬脆化合物時，容易產生加工裂紋。此外，Fe還降低該系合金的耐腐蝕性能，因此，Fe含量一般應控制在0.4%以下。Si也是合金中的有害雜質，Si與Mg形成Mg2Si相，由于Mg含量過剩，降低了Mg2Si相在基體中的溶解度，所以不但強化作用不大，而且會降低合金的塑性。軋制時，Si比Fe的副作用更大些，因此，Si含量一般應限制在0.5%以下。

⑥ Cu的影響：微量的Cu就能使該系合金的耐蝕性能變差，因此Cu含量應控制在0.2%以下，甚至更低。

⑦ Na的影響：微量雜質Na能強烈損害合金的熱變形性能，出現“鈉脆”，在高Mg合金中更為突出。消除“鈉脆”的辦法是使富集于晶界的游離Na變成化合物，可以采用氯化的方法使之產氯化鈉并隨爐渣排出，也可以用添加微量鉛的方法。

2.2.5.2　5×××系鋁合金的主要成分

5×××系鋁合金的主要化學成分見表2-9。

2.2.5.3　5×××系鋁合金的主要用途

5×××系鋁合金的主要用途見表2-10。

2.2.6　6×××系鋁合金

6×××系鋁合金是以鎂和硅為主要合金元素并以Mg、Si相為強化相的鋁合金，屬于熱處理可強化鋁合金。合金具有中等強度，耐蝕性高，無應力腐蝕破裂傾向，焊接性能良好，焊接區腐蝕性能不變，成型性和工藝性能良好等優點。當合金中含銅時，合金的強度可接近2×××系鋁合金，工藝性能優于2×××系鋁合金，但耐蝕性變差，合金有良好的鍛造性能。6×××系鋁合金中用得最廣的是6061和6063合金，它們具有最佳的綜合性能，主要產品為擠壓型材，是最佳擠壓合金，該合金廣泛用作建筑型材。

2.2.6.1　合金元素和雜質元素對6×××系鋁合金的影響

6×××系鋁合金的主要合金元素有Mg、Si、Cu；此外，還可能有微量添加元素Mn、Cr、Ti及雜質元素Fe、Mn等。其主要影響如下：

（1）Mg和Si的影響　Mg、Si含量的變化對退火狀態的Al-Mg-Si合金抗拉強度和伸長率的影響不明顯。隨著Mg、Si含量的增加，Al-Mg-Si合金淬火自然時效狀態的抗拉強度提高，伸長率降低。當Mg、Si總含量一定時，改變Mg/Si比對性能也有很大影響。固定Mg含量，合金的抗拉強度隨著Si含量的增加而提高；固定Mg2Si相的含量，增加Si含量，合金的強化效果提高，而伸長率稍有提高。固定Si含量，合金的抗拉強度隨著Mg含量的增加而提高；含Si量較小的合金，抗拉強度的最大值位于α（Al）-Mg2Si-Mg2Al3三相區內。

Mg、Si對淬火人工時效狀態合金的力學性能的影響規律，與淬火自然時效狀態合金的情況基本相同。但抗拉強度有很大提高，最大值仍位于α（Al）-Mg2Si-Mg2Al3三相區內，同時伸長率相應降低。合金中存在剩余Si和Mg2Si時，隨其數量的增加，耐蝕性能降低。但位于α（Al）-Mg2Si二相區的合金以及Mg2Si相全部固溶于基體的單相區內的合金，耐蝕性最好。所有合金均無應力腐蝕破裂傾向。

（2）Cu的影響　Al-Mg-Si合金中添加Cu后，Cu在組織中的存在形式不僅取決于Cu含量，而且受Mg、Si含量的影響。當Cu含量很少，Mg/Si比為1.73∶1時，形成Mg2Si相，Cu全部固溶于基體中；當Cu含量較多，Mg/Si比小于1.08時，可能形成W（Al4CuMg3Si4）相，剩余的Cu則形成CuAl2；當Cu含量多，Mg/Si比大于1.73時，可能形成S（Al2CuMg）相和CuAl2相。W相、S相、CuAl2相與Mg2Si相不同，固態下只部分溶解參與強化，其強化作用不如Mg2Si相大。

合金中加入Cu，不僅顯著改善了合金在熱加工時的塑性，而且增加熱處理強化效果，還能抑制擠壓效應，降低合金因加Mn后所出現的各向異性。

（3）Mn的影響　合金中加入Mn，可以提高強度，改善耐蝕性、沖擊韌性和彎曲性能。在AlMg0.7Si1.0合金中添加Cu、Mn時，當Mn含量低于0.2%時，隨著Mn含量的增加，合金的強度提高很大；Mn含量繼續增加，Mn與Si形成AlMnSi相，損失了一部分形成Mg2Si相所必需的Si，而AlMnSi相的強化作用比Mg2Si相小，因而，合金強化效果下降。雖然Mn和Cu同時加入時強化效果不如單獨加Mn的好，但可提高合金的伸長率，并改善退火狀態制品的晶粒度。

（4）Cr的影響　Cr的作用和Mn相似。Cr抑制Mg2Si相在晶界的析出，延緩自然時效過程，提高人工時效后的強度。Cr還可細化晶粒，使再結晶后的晶粒呈細長狀，因而可提高合金的耐蝕性。合金中Cr含量一般以0.15%～0.3%為宜。

（5）Ti的影響　6×××系鋁合金中添加0.02%～0.1%Ti和0.01%～0.2%Cr，可以減少鑄錠的柱狀晶組織，改善合金的鍛造性能，并細化制品的晶粒。

（6）雜質Fe、Zn的影響　合金中含少量的Fe（<0.4%時）對力學性能沒有壞影響，并可細化晶粒。Fe含量超過0.7%時，生成不溶的AlMnFeSi相，降低制品的強度、塑性和耐蝕性能。少量的雜質Zn對合金的強度影響不大，其含量允許到0.3%。

2.2.6.2　6×××系鋁合金的主要成分

6×××系鋁合金的主要化學成分見表2-11。

2.2.6.3　6×××系鋁合金的主要用途

6×××系鋁合金的主要用途見表2-12。

2.2.7　7×××系鋁合金

7×××系鋁合金是以Zn為主要合金元素的鋁合金，屬于熱處理可強化鋁合金。根據添加元素主要分為兩類：一類是加Mg不含Cu，則為Al-Zn-Mg合金，其具有良好的熱變形性能，淬火范圍很寬，在適當的熱處理條件下能夠得到較高的強度，焊接性能良好，一般耐蝕性較好，有一定的應力腐蝕傾向，是高強可焊的鋁合金；另一類是在Al-Zn-Mg合金基礎上通過添加Cu發展起來的Al-Zn-Mg-Cu合金，其強度高于2×××系鋁合金，一般稱為超高強鋁合金，合金的屈服強度接近于抗拉強度，屈強比高，比強度也很高，但塑性和高溫強度較低，宜作常溫下使用的承力結構件，合金易于加工，有較好的耐腐蝕性能和較高的韌性。由于7×××系鋁合金綜合性能良好，故被廣泛用于航空和航天領域。

2.2.7.1　合金元素和雜質元素對7×××系鋁合金的影響

（1）Al-Zn-Mg合金　Al-Zn-Mg合金中的Zn、Mg是主要合金元素，其含量一般不大于7.5%。另外，合金中的微量添加元素有Mn、Cr、Zr和Ti，雜質主要有Fe和Si。其主要影響如下：

Zn和Mg：該合金隨著Zn、Mg含量的增加，其抗拉強度和熱處理效果一般隨之而增加。合金的應力腐蝕傾向與Zn、Mg含量之和有關，高Mg低Zn或高Zn低Mg的合金，只要Zn、Mg含量之和不大于7%，合金均具有較好的耐應力腐蝕性能。合金的焊接裂紋傾向隨Mg含量的增加而降低。

Mn和Cr：添加Mn和Cr能提高合金的耐應力腐蝕性能，含Mn量為0.2%～0.4%時，效果顯著。加Cr的效果比加Mn的大，Mn和Cr同時加入時，減少應力腐蝕傾向的效果更好，Cr的添加量以0.1%～0.2%為宜。

Zr：Zr能顯著提高Al-Zn-Mg合金的可焊性；在AlZn5Mg3Cu0.35Cr0.35合金中加入0.2%Zr時，焊接裂紋顯著降低。Zr還能提高合金的再結晶終了溫度，在AlZn4.5Mg1.8Mn0.6合金中，Zr含量高于0.2%時，合金的再結晶終了溫度在500℃以上，因此，材料在淬火后仍保留著變形組織。含Mn的Al-Zn-Mg合金添加0.1%～0.2%Zr，還可提高合金的耐應力腐蝕性能，但Zr的作用不如Cr。

Fe和Si：屬于7×××系鋁合金的有害雜質，在合金中主要以不溶或難溶的Al7Cu2Fe、Mg2Si、AlFeMnSi等脆性相和共晶化合物的形式存在。由于含Fe、Si的雜質顆粒分布在晶粒內部或晶界上，且在高溫下很難溶解，熱加工變形過程中，容易產生沿變形方向斷續排列的帶狀組織；塑性變形過程中，由于脆性相與基體變形不協調，容易在部分顆粒-基體邊界上產生微裂紋，成為宏觀裂紋源，對合金的塑性，尤其是對合金的斷裂韌性有非常不利的影響。目前，超高強7×××系鋁合金的Fe和Si雜質含量一般應限制在0.15%以下。

（2）Al-Zn-Mg-Cu合金　Al-Zn-Mg-Cu合金為熱處理可強化合金，起主要強化作用的元素為Zn和Mg，Cu也有一定的強化效果，但Cu的主要作用是提高材料的耐腐蝕性能。

Zn和Mg：Zn、Mg是主要強化元素，它們共同存在時會形成η（MgZn2）和T（Al2Mg2Zn3）相。η相和T相在Al中溶解度很大，且隨溫度升降劇烈變化，MgZn2在共晶溫度下的溶解度達28%，在室溫下降低到4%～5%，有很強的時效強化效果，Zn和Mg含量的提高可使強度、硬度大大提高，但會使塑性、抗應力腐蝕性能和斷裂韌性降低。

Cu：當Zn/Mg比大于2.2，且Cu含量大于Mg含量時，Cu與其他元素能產生強化相S（CuMgAl2）而提高合金的強度，但在與之相反的情況下S相存在的可能性很小。Cu能降低晶界與晶內電位差，還可以改變沉淀相結構和細化晶界沉淀相，但對PFZ的寬度影響較小，它可抑制合金沿晶界開裂的趨勢，因而可改善合金的抗應力腐蝕性能；然而當Cu含量大于3%時，合金的抗蝕性反而變壞。Cu能提高合金過飽和程度，加速合金在100～200℃時的人工時效過程，擴大GP區的穩定溫度范圍，提高抗拉強度、塑性和疲勞強度。此外，部分學者研究了Cu含量對7×××系鋁合金疲勞強度的影響，發現在不太高的Cu含量范圍內，增加Cu含量，會提高周期應變疲勞抗力和斷裂韌性，并在腐蝕介質中降低裂紋擴展速率，但Cu的加入有產生晶間腐蝕和點腐蝕的傾向。

與Al-Zn-Mg合金類似，合金中也有少量的Mn、Cr、Zr、Ti等微量元素，其在Al-Zn-Mg-Cu合金中的作用也與Al-Zn-Mg合金類似；Fe和Si在Al-Zn-Mg-Cu合金中也是有害雜質，應加以限制。

2.2.7.2　7×××系鋁合金的主要成分

7×××系鋁合金的牌號及主要化學成分見表2-13。

2.2.7.3　7×××系鋁合金的主要用途

7×××系鋁合金的主要用途見表2-14。

2.2.8　新型變形鋁合金

變形鋁合金的發展趨勢，一方面通過改進生產工藝來提高合金性能和降低成本；另一方面是設計開發性能更加優異的新型合金。前者的重點是降低合金中有害雜質，如鐵和硅的含量，開發新的熱處理和變形加工方法。后者則是配合新型材料制備加工方法（如快速凝固、噴射成型、粉末冶金技術等），設計新成分的合金以獲得更加優異的性能。近年來，提出并開發的新型變形鋁合金主要有：

2.2.8.1　Al-Li系鋁合金

鋰是最輕的金屬元素，其密度僅為0.534g/cm3，約為鋁的1/5。因此，在鋁合金中加入鋰，將顯著降低合金的密度；另外，鋁-鋰合金在淬火和時效時可析出大量的亞穩相δ'（Al3Li）相，使合金強度升高。一般認為，鋁中每添加1%的Li，可使密度約下降3%，彈性模量約升高5%。由于鋁-鋰合金的質量輕、彈性模量高，比強度、比剛度均高于傳統鋁合金，因而備受航空、航天、國防工業的青睞。

雖然Al-Li合金在固溶時效時生成的強化相δ'（Al3Li）相能與基體保持完全共格，從而強化基體；但是，δ'（Al3Li）相容易與基體產生共面滑移，在晶界處形成變形集中區，引起沿晶界的脆性斷裂。因此，在Al-Li合金中會加入一些合金元素（Cu、Mg、Zr）來改善合金的延性和屈服強度。Mg有固溶強化作用，還能降低鋰在鋁中的固溶度，增加δ'（Al3Li）相的析出量，使合金進一步強化；當Mg的加入量超過2%時，還會出現與基體半共格的亞穩強化相S'（Al2LiMg）。加入Cu同樣會產生固溶強化和T（Al2CuLi）沉淀硬化相，顯著增大沉淀強化效果。在Al-Li合金中加入Zr后，可以形成金屬間化合物Al3Zr，其在高溫下非常穩定，從而起細化晶粒的作用；Zr也可降低鋰和鎂在鋁基固溶體中的溶解度，增加δ'（Al3Li）相和S'相的析出量，提高合金強度。因此，Al-Li合金按化學成分可分為Al-Li-Mg（如1420、1421、1423、1429等）、Al-Li-Cu（如1450、1451、1460等）、Al-Li-Cu-Mg-Zr（如8090、8091等）、Al-Cu-Li-Mg-Zr（如2090、2091、2095、2096、2197、2297、2397等）等系列。Al-Li-Mg、Al-Li-Cu系合金是俄羅斯獨有的合金，如1420、1460等。我國從20世紀80年代開始先后仿制了8090、2090、1420、2097、2297等第二代、第三代鋁鋰合金板材、型材、鍛件等，自主研發了2A97高強度Al-Li合金。部分典型Al-Li系鋁合金的化學成分見表2-15。從表中可以看出：①當前發展的Al-Li合金主要集中在Al-Cu-Li系；②Li元素含量大多控制在2.0%左右；③廣泛采用微合金化技術，主要的微合金化元素有Zr、Ag、Sc、Mn等。

Al-Li系合金的室溫強度與超硬鋁相近。典型的Al-Li合金8090，在淬火時效狀態，σb達到550MPa，彈性模量值高出5%，密度比超硬鋁合金低6%，所以是生產超音速飛機結構的優良材料。但由于Li在大氣中極易氧化，其含量不易控制，采用傳統的鑄錠法生產時，熔體易吸氫而與爐襯材料反應，使鑄錠形成氣孔和夾雜，造成合金的塑性和韌性降低。要擴大Al-Li合金的使用，必須解決這些問題。近年來，采用快速冷凝和粉末冶金的方法生產Al-Li合金，可細化晶粒，減少和消除偏析，擴大溶質的固溶范圍，使合金性能明顯改善。目前，Al-Li合金已取代部分超高強鋁合金用于航空航天領域，表2-16為國內外常用Al-Li合金在航空領域的應用情況。但目前Al-Li合金仍主要用于非承力構件或次受力結構件上，未來Al-Li合金將逐步應用于飛機結構的主承力構件上，以進一步減輕飛機重量和提高飛機的性能。因此，未來Al-Li合金的發展應先以減重為主，后以性能為主，最后回歸到兼顧力學性能、減重、工藝性能及成本的道路上。未來Al-Li合金應具備低各向異性、高性能（強度、韌性及耐損傷性）及低成本特點。

2.2.8.2　超塑鋁合金

超塑性是指金屬和合金材料在一定條件下，其流動應力的應變速率敏感性指數m≥0.3，顯示出特大伸長率（200%～3000%）的性能。一定條件是指金屬材料的組織結構、晶粒大小與形態等內部條件和變形溫度、變形速度等外部條件。按照獲得超塑性的組織結構條件，主要可以分為細晶粒超塑性和相變超塑性。

（1）超塑鋁合金的制備　大多數鋁合金基本上都屬于細晶粒超塑性；其要求鋁合金在超塑變形前具有細小等軸晶粒組織（晶粒度≤10μm，長短軸比小于1.4），同時要保證等軸細晶粒在高溫變形過程中保持穩定的尺寸和形狀。獲得這種穩定細晶組織的主要措施有：

① 添加少量晶粒細化劑。為了獲得細小的晶粒，可以在鋁合金中加入少量Zr、Ti、Cr等過渡族元素或稀土元素；這些元素能夠顯著細化鑄錠晶粒組織，且在鑄錠加工處理過程中會析出大量彌散粒子，抑制晶粒長大，提高細晶組織的熱穩定性。比如，在鋁合金中添加Zr，能析出大量細小的亞穩Al3Zr質點，它既能穩定組織，又不妨礙晶界滑移，可以保證超塑變形的穩定進行；不過Al3Zr質點必須足夠多，才能增大組織穩定性，所以Zr添加量一般為0.5%左右。

② 采用形變熱處理。對Al-Zn-Mg-Cu系和Al-Zn-Mg系鋁合金，采用形變熱處理，能獲得適合超塑變形的等軸細晶粒。Al-Zn-Mg-Cu系合金的形變熱處理如圖2-1所示。鑄錠在經長時間均勻化退火（450～650℃、45h）和熱軋后，在480℃固溶處理，再經過時效處理，時效溫度應高，以便能沉淀出尺寸較大、不被位錯切割的平衡相T或η質點，即能形成一定量的尺寸達到臨界值（≥0.75μm）的沉淀相。這種大質點在冷變形或溫加工過程中能阻止位錯運動，并在周圍形成位錯高度塞積的高能區，成為再結晶的形核點，促進等軸細晶粒的形成；而未達到臨界尺寸的小質點能阻礙晶粒長大。

③ 采用快速凝固和粉末冶金法。對鋁合金熔體急冷鑄造鑄錠后進行熱加工，可以獲得原始細晶粒組織。將鋁合金熔體噴霧成粉末實現快速凝固，再將粉末經過冷壓—脫氣—加熱—熱壓成坯錠—熱加工（擠壓、軋制或鍛造）成材，也可以獲得原始細晶粒組織。

（2）超塑鋁合金的成分、組織及性能　目前，常見的超塑鋁合金主要有A1-Ca-Zn系、Al-Cu-Zr系、Al-Cu-Mg系、Al-Mg系、Al-Zn-Mg-Zr系、Al-Zn-Mg-Cu系、A1-Mg-Si系、Al-Li系和Al-Sc系超塑合金；其主要成分、組織及性能如下：

① Al-Ca-Zn系超塑鋁合金。Al-Ca系超塑鋁合金的密度小、超塑性好、可焊接、耐腐蝕，可進行表面處理，是綜合性能較好的合金。其主要化學成分和超塑性能見表2-17。

② Al-Cu-Zr系超塑鋁合金。英國在加拿大的鋁業公司開發的A1-Cu-Zr系2004鋁合金又稱為Superal 100，有包鋁層的叫Superal 150，是已大批量生產的、應用較為廣泛的中等強度超塑鋁合金。其化學成分和超塑性能見表2-18。

③ Al-Cu-Mg 系超塑鋁合金。Al-Cu-Mg系的常用工業硬鋁合金2A12，在熱軋、冷軋、退火和自然時效各種狀態下，在430～480℃超塑成型時，都能實現130%以上的伸長率，該合金的超塑性有重要的實用意義，其化學成分和超塑性能列于表2-19。

④ Al-Mg系超塑鋁合金。Al-Mg系合金有優良的耐腐蝕性能，在各工業領域有廣泛應用。在Al-Mg（5%～6%）合金中分別或同時加入少量錳、鉻、鋯、鈦和稀土元素，可得到伸長率大的多種超塑合金，它們已用于超塑成型飛行器零部件、建筑用部件和一些殼罩形部件，其化學成分和超塑性能見表2-20。

⑤ Al-Zn-Mg-Zr系超塑鋁合金。Al-Zn-Mg-Zr系合金屬于高強鋁合金，含Zn（4%～10%）、Mg（0.8%～1.5%）和Zr（0.2%～0.5%）的各種成分鋁合金都有較好的超塑性，有很好的發展前景。鋅含量高，可提高合金中第二相的體積分數，從而提高超塑性能；鋯含量高，不僅能細化鑄錠晶粒，而且會通過ZrAl3彌散粒子的作用提高合金的再結晶溫度，在超塑變形溫度下抑制晶粒長大，提高合金的超塑性。該系超塑合金已得到工業性應用，其化學成分和超塑性能見表2-21。

⑥ Al-Zn-Mg-Cu系超塑鋁合金。Al-Zn-Mg-Cu系的7A04、7A09、7075和7475等超強工業鋁合金，廣泛用于航空航天等工業領域。用形變熱處理方法得到細小等軸的再結晶晶粒組織，在超塑變形溫度下晶粒長大緩慢，呈現很大的超塑性。該系合金力學性能好，強度高，用超塑成型技術制成航空航天器的零部件，有廣泛的應用前景，其化學成分和超塑性能見表2-22。

2.2.8.3　新型耐熱鋁合金

傳統鋁合金的使用溫度在200℃以下，溫度較高時組織不穩定，導致性能下降。因此難以滿足在汽車發動機、航空飛行器等領域越來越高的使用要求。發展新型耐熱鋁合金的目標是將使用溫度提高到300～350℃甚至更高的溫度。

要避免鋁合金在高溫工作時的組織不穩定，理論上要求添加的合金元素具有很低的平衡固溶度和低的擴散速率。Fe、Ni、Ce、Co、Cr、Ti、V等元素能基本滿足這些要求；這些元素和Al能形成各種金屬間化合物，因此，大部分耐熱鋁合金均屬于這些系統。此外，也可以在合金中加入碳化物和氧化物，這些化合物在高溫下的穩定性高。但是，這些合金元素和化合物的加入往往必須依靠先進的熔鑄技術，例如，采用快速凝固技術（RS）、機械合金化技術（MA）和粉末冶金技術等。采用快速凝固技術和機械合金化技術均可以有效引入上述元素；且用機械合金化技術比用快速凝固技術可以獲得更有效的彌散強化。機械合金化技術的鋁合金基體的晶粒非常細小，彌散物更細小、分布更均勻；引入的氧化物和碳化物在高溫時更穩定。用快速凝固技術得到的粉末再用機械合金化技術，就能更有效地提高鋁合金的耐熱性。

近年來，對Al-Fe-Ce和Al-Fe-V-Si系列耐熱鋁合金的研究有較大進展。Al-Fe-V-Si系列合金綜合性能良好，高體積分數彌散分布的體心立方Al12（Fe，V）3Si相是該系列合金的主要強化相。該相高溫下不易發生相轉變和粗化，能有效阻礙位錯運動，提高合金的高溫性能。FVS0611、FVS0812、FVS1212合金是該系列合金的代表。研究發現，經過SiCp晶須增強的FVS0812合金室溫抗拉強度從470MPa提高到535MPa，高溫抗拉強度（315℃）從200MPa提高到228MPa。經TiC顆粒增強的FVS0812合金的高溫（350 ℃）抗拉強度從204MPa提高到224MPa。O. D. Neikov等采用高壓水霧化法制備了Al-Fe-Ce系列耐熱鋁合金，所得霧化顆粒尺寸在5～100μm范圍內，其室溫、高溫（300℃）抗拉強度分別可達500～550MPa、270～300MPa。

2.2.9　變形鋁合金狀態代號

根據GB/T 16475標準規定，基礎狀態代號用一個英文大寫字母表示。細分狀態代號采用基礎狀態代號后跟一位或多位阿拉伯數字。

2.2.9.1　基礎狀態代號

變形鋁合金的基礎狀態分為5種，見表2-23。

2.2.9.2　細分狀態代號

（1）H（加工硬化）的細分狀態，即在字母H后面添加兩位阿拉伯數字（稱為H××狀態），或三位阿拉伯數字（稱為H×××狀態）表示H的細分狀態。

① H××狀態。H后面的第一位數字表示獲得該狀態的基本處理程序，如下所示：

H1——單純加工硬化狀態。適用于未經附加熱處理，只經加工硬化即可獲得所需強度的狀態。

H2——加工硬化及不完全退火的狀態。適用于加工硬化程度超過成品規定要求后，經不完全退火，使強度降低到規定指標的產品。對于室溫下自然時效軟化的合金，H2與對應的H3具有相同的最小極限抗拉強度；對于其他合金，H2與對應的H1具有相同的最小極限抗拉強度值，但伸長率比H1稍高。

H3——加工硬化及穩定化處理的狀態。適用于加工硬化后經低溫熱處理或由于加工過程中的受熱作用致使其力學性能達到穩定的產品。H3狀態僅適用于在室溫下逐漸時效軟化的合金。

H4——加工硬化及涂漆處理的狀態。適用于加工硬化后，經涂漆處理導致了不完全退火的產品。

H后面的第二位數字表示產品的加工硬化程度。數字8表示硬狀態。通常采用O狀態的最小抗拉強度與表2-24規定的強度差值之和，來規定H×8狀態的最小抗拉強度值。對于O（退火）和H×8狀態之間的狀態，應在H×代號后分別添加從1到7的數字來表示，在H×后添加數字9表示比H×8加工硬化程度更大的超硬狀態。各種H××細分狀態代號及對應的加工硬化程度如表2-25所示。

注：當按上表確定的H×1～ H×9狀態抗拉強度極限不足以0或5結尾時，應修正至以0或5結尾的相鄰較大值。

② H×××狀態。不同狀態代號的意義如下所示：

H111——適用于最終退火后又進行了適量的加工硬化，但加工硬化程度又不及H11狀態的產品。

H112——適用于熱加工成型的產品。該狀態產品的力學性能有規定要求。

H116——適用于鎂含量≥4.0%的5×××系合金制成的產品。這些產品具有規定的力學性能和抗剝落腐蝕性能要求。

（2）T（熱處理）的細分狀態，即在字母T后面添加一位或多位阿拉伯數字表示T的細分狀態。

① T×狀態。在T后面添加0～10的阿拉伯數字，表示的細分狀態稱作T×狀態，如表2-26所示。T后面的數字表示對產品的基本處理程序。

注：某些6×××系的合金，無論是爐內固溶熱處理，還是從高溫成型過程急冷以保留可溶性組分在固溶體中，均能達到相同的固溶熱處理效果，這些合金的T3、T4、T6、T7、T8和T9狀態可采用上述兩種。

② T××狀態及T×××狀態（消除應力狀態除外）。在T×狀態代號后面再添加一位阿拉伯數字稱為T××狀態，或添加兩位阿拉伯數字稱為T×××狀態，表示經過了明顯改變產品特性（如力學性能、抗腐蝕性能等）的特定工藝處理的狀態，如表2-27所示。

③ 消除應力狀態。在上述T×、T××或T×××狀態代號后面添加“51”“510”“511”“52”或“54”，表示經歷了消除應力處理的產品狀態代號，如表2-28所示。

（3）W的消除應力狀態，正如T的消除應力狀態代號表示方法，可在W狀態代號后面添加相同的數字（如51、52、54），以表示不穩定的固溶熱處理及消除應力狀態。