2.2　变形铝合金及分类

变形铝合金是指采用铸锭冶金法熔铸成铸锭后，通过锻造、轧制、挤压等塑性变形工艺方法生产的铝合金。变形铝合金具有优良的加工和成型性能，耐久性、可靠性和可维修性高，制造成本低，在航空、航天、船舶、建筑等领域都有广泛的应用。

变形铝合金的分类方法很多，目前，世界上绝大部分国家通常按以下三种方法进行分类：

① 按合金状态图及热处理特点分为可热处理强化铝合金和不可热处理强化铝合金两大类。

② 按合金性能和用途可分为：工业纯铝、防锈铝合金、切削铝合金、耐热铝合金、耐腐蚀铝合金、低强铝合金、中强铝合金、高强铝合金（硬铝）、超高强铝合金（超硬铝）、锻造铝合金及特殊铝合金等。

③ 按合金中所含主要元素成分可分为（四位数字体牌号）：工业纯铝（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）及备用合金组（9×××系）。

这三种方法各有特点，有时互相交叉、相互补充。在工业生产中，国际上惯用第三种分类方法，该方法能较本质地反映合金的基本性能，也便于编码、记忆和管理。此处，我们主要按第三种分类方法来系统介绍变形铝合金。

2.2.1　1×××系铝合金

1×××系铝合金属于工业纯铝，具有密度小、导电性好、导热性高、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。在空气中铝表面能生成致密而坚固的氧化膜，阻止氧的侵入，因而具有较好的耐蚀性。1×××系铝合金用热处理方法不能达到强化效果，只能采用冷作硬化方法来提高强度，因此强度较低。

2.2.1.1　微量元素对1×××系铝合金的影响

1×××系铝合金中的主要杂质是Fe和Si，其次是Cu、Mg、Mn、Cr、Ti等，这些微量元素在部分1×××系铝合金中还起合金化的作用，且对合金的组织和性能均有一定的影响。

Fe和Si：Fe和Si是铝中最常见的共存元素。Fe与Al可以生产FeAl3，Fe和Si与Al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，性硬而脆，对力学性能影响较大，一般是使强度略有提高，而塑性降低。另外，当Si过剩时，以游离硅状态存在会对高纯铝的二次再结晶晶粒度有明显影响。

2.2.1.2　1×××系铝合金的主要成分

1×××系铝合金的主要化学成分见表2-2。

2.2.1.3　1×××系铝合金的主要用途

1×××系铝合金的主要用途见表2-3。

2.2.2　2×××系铝合金

2×××系铝合金是以铜为主要合金元素的铝合金，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，这些合金均属可热处理强化铝合金。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，但耐蚀性不如大多数其他铝合金好，在一定条件下会产生晶间腐蚀，因此，板材往往需要裹覆一层纯铝，以大大提高其耐腐蚀性能。该系列铝合金的强度一般较高，某些牌号的合金强度可与钢抗衡。但因含铜量的差异，此系合金的强度、耐蚀性等在较宽范围内变化，以满足不同的需求。其中，铜含量较低的合金，耐蚀性接近防锈铝；铜含量较高的合金，强度接近硬铝，实际上相当于在硬铝的基础上提高了硅含量。该系合金广泛应用于航空和航天领域。

2.2.2.1　合金元素及杂质元素对2×××系铝合金的影响

（1）Al-Cu-Mg合金　 Al-Cu-Mg系合金中主要添加元素有Cu、Mg和Mn，还可能有微量的Ti、Cr；合金中的主要杂质是Fe、Si、Zn；其对合金的影响如下。

① Cu、Mg含量对合金力学性能的影响：当Mg含量为1%～2%，Cu含量从1%增加到4%时，淬火状态的合金抗拉强度从200MPa提高到380MPa；淬火自然时效状态的合金的抗拉强度从300MPa增加到480MPa。Cu含量在1%～4%范围内，Mg从0.5%增加到2%时，合金的抗拉强度增加；继续增加Mg含量时，合金的强度降低。研究表明，含4%～6%Cu和1%～2%Mg的Al-Cu-Mg合金，在淬火自然时效状态下，合金的抗拉强度可达490～510MPa。

② Cu、Mg含量对合金耐热性能的影响：由含有0.6%Mn的Al-Cu-Mg合金在200℃和160MPa应力下的持久强度试验值可知，含3.5%～6% Cu和1.2%～2.0% Mg的合金，持久强度最大。此时合金位于Al-S（Al2CuMg）伪二元截面上或该区域附近。远离伪二元截面的合金，即当Mg含量小于1.2%或大于2.0%时，其持久强度降低。若Mg含量提高到3.0%或更多时，合金持久强度将迅速降低。

③ Cu、Mg含量对合金耐蚀性的影响：Cu含量为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。Mg含量大于1.0%时，合金的局部腐蚀增加，腐蚀后伸长率急剧降低。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，这些相的存在会加速腐蚀。此外，晶间腐蚀是Al-Cu-Mg系合金的主要腐蚀倾向。

④ Mn的影响：Al-Cu-Mg合金中加入Mn，主要是为了消除铁的有害影响和提高耐蚀性。锰能稍许提高合金的室温强度，但使塑性有所降低。锰还能延迟和减弱Al-Cu-Mg合金的人工时效过程，提高合金的耐热强度。锰也是使Al-Cu-Mg合金具有挤压效应的主要因素之一。锰的添加量一般低于1.0%，含量过高，能形成粗大的（FeMn）Al6脆性化合物，降低合金的塑性。

⑤ Ti的影响：合金中加入Ti能细化铸态晶粒，减少铸造时形成裂纹的倾向性。

⑥ Zr的影响：少量的Zr和Ti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Mn合金冷变形制品的强度，但对无Mn铝合金的强度稍有提高。

⑦ Si的影响：镁含量低于1.0%的Al-Cu-Mg合金，硅含量超过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。因为硅和镁形成了Mg2Si相，有利于人工时效效果。但镁含量提高到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Si含量的增加而下降。因而，硅含量应尽可能地降低。除此以外，硅含量增加将使2A12、2A06等合金铸造形成裂纹倾向增加，铆接时塑性下降。因此，合金中的硅含量一般限制在0.5%以下。要求塑性高的合金，硅含量应更低些。

⑧ Fe的影响：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，这些不溶于固溶体中的粗大化合物，降低了合金的塑性，变形时合金易于开裂，并使强化效果明显降低。而少量的Fe（小于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Fe、Si含量应尽量低些。

⑨ Zn的影响：少量的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Zn含量应限制在0.3%以下。

（2）Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金　Al-Cu-Mg-Fe-Ni系合金的主要牌号有2A70、2A80、2A90等，各合金元素及杂质元素的主要影响如下。

① Cu和Mg的影响：Cu、Mg含量对该系合金室温强度和耐热性能的影响与Al-Cu-Mg合金的相似；由于该系合金中Cu、Mg含量比Al-Cu-Mg合金低，合金位于α+S（Al2CuMg）两相区中，因而合金具有较高的室温强度和良好的耐热性；另外，Cu含量较低时，低浓度的固溶体分解倾向小，这对合金的耐热性是有利的。

② Ni的影响：Ni与合金中的Cu可以形成不溶解的二元化合物，Ni含量低时形成AlCuNi，含Ni高时形成Al3（CuNi）2，因此，Ni的存在能降低固溶体中Cu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Cu溶质原子的贫化。当Fe含量很低时，Ni含量增加能降低合金的硬度，减小合金的强化效果。

③ Fe的影响：Fe和Ni一样，也能降低固溶体中Cu的浓度。当Ni含量很低时，合金的硬度随Fe含量的增加先明显降低，当达到某一数值后又开始提高。

在AlCu2.2Mg1.65合金中同时添加Fe和Ni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Ni、Fe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Fe含量大于Ni含量时，会出现Al7Cu2Fe相。相反，当合金中Ni含量大于Fe含量时，则会出现AlCuNi相，上述含Cu三元相的出现，降低了固溶体中Cu的浓度，只有当Fe、Ni含量相等时，才全部生成Al9FeNi相。在这种情况下，由于没有过剩的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，同时也增加了Cu在固溶体中的浓度，这有利于提高合金强度及其耐热性。

④ Si的影响：在2A80合金中加入0.5%～1.2% Si可提高合金的室温强度，但会使合金的耐热性降低。

⑤ Ti的影响：2A70合金中加入0.02%～0.1% Ti，能细化铸锭晶粒，提高锻造工艺性能，对耐热性有利，但对室温性能影响不大。

（3）Al-Cu-Mn合金　Al-Cu-Mn系合金的主要牌号有2A16、2A17等，合金中含有Cu、Mn和微量Mg、Ti、Zr等合金元素，而主要杂质元素有Fe、Si、Zn等，其对合金的影响如下。

① Cu的影响：在室温和高温下，随着Cu含量提高，合金强度增加。Cu含量达到5.0%时，合金强度接近最大值。另外，Cu能改善合金的焊接性能。

② Mn的影响：Mn是提高合金耐热性的主要元素，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（A120Cu2Mn3）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Mn（0.5%～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Mn含量过高，T相增多，使界面增加，会加速扩散作用，降低合金的耐热性。另外，Mn也能降低合金焊接时的裂纹倾向。

③ Mg的影响：在2A16合金中Cu、Mn含量不变的情况下，添加0.25%～0.45%Mg可成为2A17合金。Mg可以提高合金的室温强度，并改善150～225℃的耐热强度，而温度再升高时，合金的强度明显降低。但加入Mg能使合金的焊接性能变坏，故在用于耐热可焊的2A16合金中时，Mg含量应不大于0.05%。

④ Ti的影响：Ti能细化铸锭晶粒，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更稳定。但Ti含量大于0.3%时，生成粗大针状TiAl3化合物，使合金的耐热性有所降低。合金中Ti含量规定为0.1%～0.2%。

⑤ Zr的影响：在2219合金中加入0.2%～0.25% Zr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，并改善合金的焊接性和焊缝的塑性。但Zr含量高时，能生成较多的脆性化合物ZrAl3。

⑥ Fe的影响：合金中的Fe含量超过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Fe含量应限制在0.3%以下。

⑦ Si的影响：少量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。Si含量超过0.4%时，还降低室温力学性能。故Si含量应限制在0.3%以下。

⑧ Zn的影响：少量Zn（0.3%）对合金室温性能没有影响，但能加快Cu在Al中的扩散速度，降低合金300℃时的持久强度，故应限制在0.1%以下。

2.2.2.2　2×××系铝合金的主要成分

2×××系铝合金的主要化学成分见表2-4。

2.2.2.3　2×××系铝合金的主要用途

2×××系铝合金的主要用途见表2-5。

2.2.3　3×××系铝合金

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。3×××系铝合金的塑性高，焊接性能好，加工性能好，强度比1×××系铝合金高，而耐蚀性接近于纯铝，是一种耐腐蚀性能良好的中等强度铝合金。该系合金用途较广、用量大。

2.2.3.1　合金元素及杂质元素对3×××系铝合金的影响

3×××系铝合金中主要的合金元素是Mn，其对合金的性能有重要影响；另外，合金也含有少量Fe、Si、Mg、Cu、Zn等。其主要影响如下。

Mn：Mn是3×××系铝合金中唯一主要的合金元素，其含量一般在1.0%～1.6%范围内。在合金中Mn与Al可以生成MnAl6相，而MnAl6相的电极电位与纯铝的电极电位实际上相等（均为-0.86V），故Mn的存在使合金的耐腐蚀性能与纯铝类似。另外，随Mn含量的增加，合金的强度随之提高，但当Mn含量高于1.6%时，会形成大量脆性化合物MnAl6导致合金变形时容易开裂。3×××系铝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，Mn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Mn偏析时，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，从而降低Mn在Al中的溶解度。在合金中加入0.4%～0.7%Fe，但要保证Fe+Mn不大于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。

Si：Si是合金中的有害杂质。Si与Mn形成复杂三元相T（Al12Mn3Si2），该相也能溶解Fe，形成（Al、Fe、Mn、Si）四元相。若合金中Fe和Si同时存在，则先形成α（Al12Fe3Si2）或β（Al9Fe2Si2）相，破坏Fe的有利影响，故合金中的Si应控制在0.6%以下。Si也能降低Mn在Al中的溶解度，而且比Fe的影响大。Fe和Si可以加速Mn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。

Mg：少量的Mg（约为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；但同时也损害了退火材料的表面光泽。Mg也可以是3×××系铝合金中的合金化元素，添加0.3%～1.3%Mg，合金强度提高，伸长率（退火状态）降低，因此可发展为Al-Mg-Mn系合金。

Cu：合金中含有0.05%～0.5%Cu，可以显著提高其抗拉强度。但含有少量的Cu（0.1%），便能使合金的耐蚀性能降低，故合金中Cu含量应控制在0.2%以下。

Zn：Zn含量低于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，Zn含量应限制在0.2%以下。

2.2.3.2　3×××系铝合金的主要成分

3×××系铝合金的主要化学成分见表2-6。

2.2.3.3　3×××系铝合金的主要用途

3×××系铝合金的主要用途见表2-7。

2.2.4　4×××系铝合金

Al-Si系铝合金是以硅为主要合金元素的铝合金，硅含量在较大范围内变化，可分为两类：一类硅含量在共晶点附近，为9%～13%；另一类硅含量在亚共晶范围，一般为3.5%～9.0%，个别的硅含量在1%左右。

4×××系合金大多数属于不可热处理强化铝合金，只有含Cu、Mn和Ni的合金，以及焊接热处理强化合金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，由于一些该系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。含硅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。

2.2.4.1　合金元素及杂质元素对4×××系铝合金的影响

Si是该系合金中的主要合金成分，含量最低为4.5%，最高可达13.5%。Si在合金中主要以α+Si共晶体和β（Al5FeSi）形式存在。Si含量增加，其共晶体增加，合金熔体的流动性增强，同时合金的强度和耐磨性也随之提高。

此外，该系合金中还含有微量Ni、Fe、Cu、Mg、Cr等元素。Ni和Fe可以形成不溶于铝的金属间化合物，能提高合金的高温强度和硬度，而又不降低其线膨胀系数。Cu和Mg可以生成Mg2Si、CuAl2和S相，提高合金的强度。Cr和Ti可以细化晶粒，改善合金的气密性。

2.2.4.2　4×××系铝合金的主要成分

4×××系铝合金的主要化学成分见表2-8。

2.2.5　5×××系铝合金

5×××系合金是以Mg为主要添加元素的铝合金，属于不可热处理强化铝合金。由于其耐蚀性好，又称防锈铝合金。该系合金密度小，强度比1×××和3×××系合金高，属于中高强度铝合金，疲劳性能和焊接性能良好，抗海水腐蚀，因此，应用比较广泛。在使用中，为了避免该系合金产生应力腐蚀，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。该系合金主要用于制作焊接结构件和应用在船舶领域。

2.2.5.1　合金元素及杂质元素对5×××系铝合金的影响

5×××系铝合金的主要成分为Mg，并添加少量的Mn、Cr、Ti、Be等元素，而杂质元素主要有Fe、Si、Cu、Zn等，其主要影响如下。

① Mg的影响：该系合金的强度随Mg含量的增加而提高，塑性则随之而降低，其加工工艺性能也随之变差。Mg含量对合金的再结晶温度影响较大，当Mg含量小于5%时，再结晶温度随Mg含量的增加而降低；当Mg含量超过5%时，再结晶温度则随Mg含量的增加而升高。Mg含量对合金的焊接性能也有明显影响，当Mg含量小于6%时，合金的焊接裂纹倾向随Mg含量的增加而降低，当Mg含量超过6%时，则相反；当Mg含量小于9%时，焊缝的强度随Mg含量的增加而显著提高，此时塑性和焊接系数虽略有降低，但变化不大，当Mg含量大于9%时，其强度、塑性和焊接系数均明显降低。

② Mn的影响：5×××系铝合金中通常含有1.0%以下的Mn。合金中的Mn部分固溶于基体，其余以MnAl6相的形式存在于组织中。Mn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Mg合金中，添加Mn可以使Mg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。

③ Cr的影响：Cr和Mn有类似的作用，可以提高基体金属和焊缝的强度，减少焊缝热裂倾向，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Cr代替Mn。就强化效果来说，Cr不如Mn，若二者同时加入，强化效果比单一加入的大。

④ Be的影响：在高Mg合金中加入微量的Be（0.001%～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Mg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。

⑤ Fe和Si的影响：Fe与Mn和Cr能形成难溶的化合物，从而降低Mn和Cr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，Fe还降低该系合金的耐腐蚀性能，因此，Fe含量一般应控制在0.4%以下。Si也是合金中的有害杂质，Si与Mg形成Mg2Si相，由于Mg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，而且会降低合金的塑性。轧制时，Si比Fe的副作用更大些，因此，Si含量一般应限制在0.5%以下。

⑥ Cu的影响：微量的Cu就能使该系合金的耐蚀性能变差，因此Cu含量应控制在0.2%以下，甚至更低。

⑦ Na的影响：微量杂质Na能强烈损害合金的热变形性能，出现“钠脆”，在高Mg合金中更为突出。消除“钠脆”的办法是使富集于晶界的游离Na变成化合物，可以采用氯化的方法使之产氯化钠并随炉渣排出，也可以用添加微量铅的方法。

2.2.5.2　5×××系铝合金的主要成分

5×××系铝合金的主要化学成分见表2-9。

2.2.5.3　5×××系铝合金的主要用途

5×××系铝合金的主要用途见表2-10。

2.2.6　6×××系铝合金

6×××系铝合金是以镁和硅为主要合金元素并以Mg、Si相为强化相的铝合金，属于热处理可强化铝合金。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，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。6×××系铝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，主要产品为挤压型材，是最佳挤压合金，该合金广泛用作建筑型材。

2.2.6.1　合金元素和杂质元素对6×××系铝合金的影响

6×××系铝合金的主要合金元素有Mg、Si、Cu；此外，还可能有微量添加元素Mn、Cr、Ti及杂质元素Fe、Mn等。其主要影响如下：

（1）Mg和Si的影响　Mg、Si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Mg、Si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Mg、Si总含量一定时，改变Mg/Si比对性能也有很大影响。固定Mg含量，合金的抗拉强度随着Si含量的增加而提高；固定Mg2Si相的含量，增加Si含量，合金的强化效果提高，而伸长率稍有提高。固定Si含量，合金的抗拉强度随着Mg含量的增加而提高；含Si量较小的合金，抗拉强度的最大值位于α（Al）-Mg2Si-Mg2Al3三相区内。

Mg、Si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情况基本相同。但抗拉强度有很大提高，最大值仍位于α（Al）-Mg2Si-Mg2Al3三相区内，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。但位于α（Al）-Mg2Si二相区的合金以及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。

（2）Cu的影响　Al-Mg-Si合金中添加Cu后，Cu在组织中的存在形式不仅取决于Cu含量，而且受Mg、Si含量的影响。当Cu含量很少，Mg/Si比为1.73∶1时，形成Mg2Si相，Cu全部固溶于基体中；当Cu含量较多，Mg/Si比小于1.08时，可能形成W（Al4CuMg3Si4）相，剩余的Cu则形成CuAl2；当Cu含量多，Mg/Si比大于1.73时，可能形成S（Al2CuMg）相和CuAl2相。W相、S相、CuAl2相与Mg2Si相不同，固态下只部分溶解参与强化，其强化作用不如Mg2Si相大。

合金中加入Cu，不仅显著改善了合金在热加工时的塑性，而且增加热处理强化效果，还能抑制挤压效应，降低合金因加Mn后所出现的各向异性。

（3）Mn的影响　合金中加入Mn，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Cu、Mn时，当Mn含量低于0.2%时，随着Mn含量的增加，合金的强度提高很大；Mn含量继续增加，Mn与Si形成AlMnSi相，损失了一部分形成Mg2Si相所必需的Si，而AlMnSi相的强化作用比Mg2Si相小，因而，合金强化效果下降。虽然Mn和Cu同时加入时强化效果不如单独加Mn的好，但可提高合金的伸长率，并改善退火状态制品的晶粒度。

（4）Cr的影响　Cr的作用和Mn相似。Cr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。Cr还可细化晶粒，使再结晶后的晶粒呈细长状，因而可提高合金的耐蚀性。合金中Cr含量一般以0.15%～0.3%为宜。

（5）Ti的影响　6×××系铝合金中添加0.02%～0.1%Ti和0.01%～0.2%Cr，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。

（6）杂质Fe、Zn的影响　合金中含少量的Fe（<0.4%时）对力学性能没有坏影响，并可细化晶粒。Fe含量超过0.7%时，生成不溶的AlMnFeSi相，降低制品的强度、塑性和耐蚀性能。少量的杂质Zn对合金的强度影响不大，其含量允许到0.3%。

2.2.6.2　6×××系铝合金的主要成分

6×××系铝合金的主要化学成分见表2-11。

2.2.6.3　6×××系铝合金的主要用途

6×××系铝合金的主要用途见表2-12。

2.2.7　7×××系铝合金

7×××系铝合金是以Zn为主要合金元素的铝合金，属于热处理可强化铝合金。根据添加元素主要分为两类：一类是加Mg不含Cu，则为Al-Zn-Mg合金，其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；另一类是在Al-Zn-Mg合金基础上通过添加Cu发展起来的Al-Zn-Mg-Cu合金，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。由于7×××系铝合金综合性能良好，故被广泛用于航空和航天领域。

2.2.7.1　合金元素和杂质元素对7×××系铝合金的影响

（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，杂质主要有Fe和Si。其主要影响如下：

Zn和Mg：该合金随着Zn、Mg含量的增加，其抗拉强度和热处理效果一般随之而增加。合金的应力腐蚀倾向与Zn、Mg含量之和有关，高Mg低Zn或高Zn低Mg的合金，只要Zn、Mg含量之和不大于7%，合金均具有较好的耐应力腐蚀性能。合金的焊接裂纹倾向随Mg含量的增加而降低。

Mn和Cr：添加Mn和Cr能提高合金的耐应力腐蚀性能，含Mn量为0.2%～0.4%时，效果显著。加Cr的效果比加Mn的大，Mn和Cr同时加入时，减少应力腐蚀倾向的效果更好，Cr的添加量以0.1%～0.2%为宜。

Zr：Zr能显著提高Al-Zn-Mg合金的可焊性；在AlZn5Mg3Cu0.35Cr0.35合金中加入0.2%Zr时，焊接裂纹显著降低。Zr还能提高合金的再结晶终了温度，在AlZn4.5Mg1.8Mn0.6合金中，Zr含量高于0.2%时，合金的再结晶终了温度在500℃以上，因此，材料在淬火后仍保留着变形组织。含Mn的Al-Zn-Mg合金添加0.1%～0.2%Zr，还可提高合金的耐应力腐蚀性能，但Zr的作用不如Cr。

Fe和Si：属于7×××系铝合金的有害杂质，在合金中主要以不溶或难溶的Al7Cu2Fe、Mg2Si、AlFeMnSi等脆性相和共晶化合物的形式存在。由于含Fe、Si的杂质颗粒分布在晶粒内部或晶界上，且在高温下很难溶解，热加工变形过程中，容易产生沿变形方向断续排列的带状组织；塑性变形过程中，由于脆性相与基体变形不协调，容易在部分颗粒-基体边界上产生微裂纹，成为宏观裂纹源，对合金的塑性，尤其是对合金的断裂韧性有非常不利的影响。目前，超高强7×××系铝合金的Fe和Si杂质含量一般应限制在0.15%以下。

（2）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Zn和Mg，Cu也有一定的强化效果，但Cu的主要作用是提高材料的耐腐蚀性能。

Zn和Mg：Zn、Mg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Al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，Zn和Mg含量的提高可使强度、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。

Cu：当Zn/Mg比大于2.2，且Cu含量大于Mg含量时，Cu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。Cu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，它可抑制合金沿晶界开裂的趋势，因而可改善合金的抗应力腐蚀性能；然而当Cu含量大于3%时，合金的抗蚀性反而变坏。Cu能提高合金过饱和程度，加速合金在100～200℃时的人工时效过程，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，部分学者研究了Cu含量对7×××系铝合金疲劳强度的影响，发现在不太高的Cu含量范围内，增加Cu含量，会提高周期应变疲劳抗力和断裂韧性，并在腐蚀介质中降低裂纹扩展速率，但Cu的加入有产生晶间腐蚀和点腐蚀的倾向。

与Al-Zn-Mg合金类似，合金中也有少量的Mn、Cr、Zr、Ti等微量元素，其在Al-Zn-Mg-Cu合金中的作用也与Al-Zn-Mg合金类似；Fe和Si在Al-Zn-Mg-Cu合金中也是有害杂质，应加以限制。

2.2.7.2　7×××系铝合金的主要成分

7×××系铝合金的牌号及主要化学成分见表2-13。

2.2.7.3　7×××系铝合金的主要用途

7×××系铝合金的主要用途见表2-14。

2.2.8　新型变形铝合金

变形铝合金的发展趋势，一方面通过改进生产工艺来提高合金性能和降低成本；另一方面是设计开发性能更加优异的新型合金。前者的重点是降低合金中有害杂质，如铁和硅的含量，开发新的热处理和变形加工方法。后者则是配合新型材料制备加工方法（如快速凝固、喷射成型、粉末冶金技术等），设计新成分的合金以获得更加优异的性能。近年来，提出并开发的新型变形铝合金主要有：

2.2.8.1　Al-Li系铝合金

锂是最轻的金属元素，其密度仅为0.534g/cm3，约为铝的1/5。因此，在铝合金中加入锂，将显著降低合金的密度；另外，铝-锂合金在淬火和时效时可析出大量的亚稳相δ'（Al3Li）相，使合金强度升高。一般认为，铝中每添加1%的Li，可使密度约下降3%，弹性模量约升高5%。由于铝-锂合金的质量轻、弹性模量高，比强度、比刚度均高于传统铝合金，因而备受航空、航天、国防工业的青睐。

虽然Al-Li合金在固溶时效时生成的强化相δ'（Al3Li）相能与基体保持完全共格，从而强化基体；但是，δ'（Al3Li）相容易与基体产生共面滑移，在晶界处形成变形集中区，引起沿晶界的脆性断裂。因此，在Al-Li合金中会加入一些合金元素（Cu、Mg、Zr）来改善合金的延性和屈服强度。Mg有固溶强化作用，还能降低锂在铝中的固溶度，增加δ'（Al3Li）相的析出量，使合金进一步强化；当Mg的加入量超过2%时，还会出现与基体半共格的亚稳强化相S'（Al2LiMg）。加入Cu同样会产生固溶强化和T（Al2CuLi）沉淀硬化相，显著增大沉淀强化效果。在Al-Li合金中加入Zr后，可以形成金属间化合物Al3Zr，其在高温下非常稳定，从而起细化晶粒的作用；Zr也可降低锂和镁在铝基固溶体中的溶解度，增加δ'（Al3Li）相和S'相的析出量，提高合金强度。因此，Al-Li合金按化学成分可分为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系合金是俄罗斯独有的合金，如1420、1460等。我国从20世纪80年代开始先后仿制了8090、2090、1420、2097、2297等第二代、第三代铝锂合金板材、型材、锻件等，自主研发了2A97高强度Al-Li合金。部分典型Al-Li系铝合金的化学成分见表2-15。从表中可以看出：①当前发展的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广泛采用微合金化技术，主要的微合金化元素有Zr、Ag、Sc、Mn等。

Al-Li系合金的室温强度与超硬铝相近。典型的Al-Li合金8090，在淬火时效状态，σb达到550MPa，弹性模量值高出5%，密度比超硬铝合金低6%，所以是生产超音速飞机结构的优良材料。但由于Li在大气中极易氧化，其含量不易控制，采用传统的铸锭法生产时，熔体易吸氢而与炉衬材料反应，使铸锭形成气孔和夹杂，造成合金的塑性和韧性降低。要扩大Al-Li合金的使用，必须解决这些问题。近年来，采用快速冷凝和粉末冶金的方法生产Al-Li合金，可细化晶粒，减少和消除偏析，扩大溶质的固溶范围，使合金性能明显改善。目前，Al-Li合金已取代部分超高强铝合金用于航空航天领域，表2-16为国内外常用Al-Li合金在航空领域的应用情况。但目前Al-Li合金仍主要用于非承力构件或次受力结构件上，未来Al-Li合金将逐步应用于飞机结构的主承力构件上，以进一步减轻飞机重量和提高飞机的性能。因此，未来Al-Li合金的发展应先以减重为主，后以性能为主，最后回归到兼顾力学性能、减重、工艺性能及成本的道路上。未来Al-Li合金应具备低各向异性、高性能（强度、韧性及耐损伤性）及低成本特点。

2.2.8.2　超塑铝合金

超塑性是指金属和合金材料在一定条件下，其流动应力的应变速率敏感性指数m≥0.3，显示出特大伸长率（200%～3000%）的性能。一定条件是指金属材料的组织结构、晶粒大小与形态等内部条件和变形温度、变形速度等外部条件。按照获得超塑性的组织结构条件，主要可以分为细晶粒超塑性和相变超塑性。

（1）超塑铝合金的制备　大多数铝合金基本上都属于细晶粒超塑性；其要求铝合金在超塑变形前具有细小等轴晶粒组织（晶粒度≤10μm，长短轴比小于1.4），同时要保证等轴细晶粒在高温变形过程中保持稳定的尺寸和形状。获得这种稳定细晶组织的主要措施有：

① 添加少量晶粒细化剂。为了获得细小的晶粒，可以在铝合金中加入少量Zr、Ti、Cr等过渡族元素或稀土元素；这些元素能够显著细化铸锭晶粒组织，且在铸锭加工处理过程中会析出大量弥散粒子，抑制晶粒长大，提高细晶组织的热稳定性。比如，在铝合金中添加Zr，能析出大量细小的亚稳Al3Zr质点，它既能稳定组织，又不妨碍晶界滑移，可以保证超塑变形的稳定进行；不过Al3Zr质点必须足够多，才能增大组织稳定性，所以Zr添加量一般为0.5%左右。

② 采用形变热处理。对Al-Zn-Mg-Cu系和Al-Zn-Mg系铝合金，采用形变热处理，能获得适合超塑变形的等轴细晶粒。Al-Zn-Mg-Cu系合金的形变热处理如图2-1所示。铸锭在经长时间均匀化退火（450～650℃、45h）和热轧后，在480℃固溶处理，再经过时效处理，时效温度应高，以便能沉淀出尺寸较大、不被位错切割的平衡相T或η质点，即能形成一定量的尺寸达到临界值（≥0.75μm）的沉淀相。这种大质点在冷变形或温加工过程中能阻止位错运动，并在周围形成位错高度塞积的高能区，成为再结晶的形核点，促进等轴细晶粒的形成；而未达到临界尺寸的小质点能阻碍晶粒长大。

③ 采用快速凝固和粉末冶金法。对铝合金熔体急冷铸造铸锭后进行热加工，可以获得原始细晶粒组织。将铝合金熔体喷雾成粉末实现快速凝固，再将粉末经过冷压—脱气—加热—热压成坯锭—热加工（挤压、轧制或锻造）成材，也可以获得原始细晶粒组织。

（2）超塑铝合金的成分、组织及性能　目前，常见的超塑铝合金主要有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、组织及性能如下：

① Al-Ca-Zn系超塑铝合金。Al-Ca系超塑铝合金的密度小、超塑性好、可焊接、耐腐蚀，可进行表面处理，是综合性能较好的合金。其主要化学成分和超塑性能见表2-17。

② Al-Cu-Zr系超塑铝合金。英国在加拿大的铝业公司开发的A1-Cu-Zr系2004铝合金又称为Superal 100，有包铝层的叫Superal 150，是已大批量生产的、应用较为广泛的中等强度超塑铝合金。其化学成分和超塑性能见表2-18。

③ Al-Cu-Mg 系超塑铝合金。Al-Cu-Mg系的常用工业硬铝合金2A12，在热轧、冷轧、退火和自然时效各种状态下，在430～480℃超塑成型时，都能实现130%以上的伸长率，该合金的超塑性有重要的实用意义，其化学成分和超塑性能列于表2-19。

④ Al-Mg系超塑铝合金。Al-Mg系合金有优良的耐腐蚀性能，在各工业领域有广泛应用。在Al-Mg（5%～6%）合金中分别或同时加入少量锰、铬、锆、钛和稀土元素，可得到伸长率大的多种超塑合金，它们已用于超塑成型飞行器零部件、建筑用部件和一些壳罩形部件，其化学成分和超塑性能见表2-20。

⑤ Al-Zn-Mg-Zr系超塑铝合金。Al-Zn-Mg-Zr系合金属于高强铝合金，含Zn（4%～10%）、Mg（0.8%～1.5%）和Zr（0.2%～0.5%）的各种成分铝合金都有较好的超塑性，有很好的发展前景。锌含量高，可提高合金中第二相的体积分数，从而提高超塑性能；锆含量高，不仅能细化铸锭晶粒，而且会通过ZrAl3弥散粒子的作用提高合金的再结晶温度，在超塑变形温度下抑制晶粒长大，提高合金的超塑性。该系超塑合金已得到工业性应用，其化学成分和超塑性能见表2-21。

⑥ Al-Zn-Mg-Cu系超塑铝合金。Al-Zn-Mg-Cu系的7A04、7A09、7075和7475等超强工业铝合金，广泛用于航空航天等工业领域。用形变热处理方法得到细小等轴的再结晶晶粒组织，在超塑变形温度下晶粒长大缓慢，呈现很大的超塑性。该系合金力学性能好，强度高，用超塑成型技术制成航空航天器的零部件，有广泛的应用前景，其化学成分和超塑性能见表2-22。

2.2.8.3　新型耐热铝合金

传统铝合金的使用温度在200℃以下，温度较高时组织不稳定，导致性能下降。因此难以满足在汽车发动机、航空飞行器等领域越来越高的使用要求。发展新型耐热铝合金的目标是将使用温度提高到300～350℃甚至更高的温度。

要避免铝合金在高温工作时的组织不稳定，理论上要求添加的合金元素具有很低的平衡固溶度和低的扩散速率。Fe、Ni、Ce、Co、Cr、Ti、V等元素能基本满足这些要求；这些元素和Al能形成各种金属间化合物，因此，大部分耐热铝合金均属于这些系统。此外，也可以在合金中加入碳化物和氧化物，这些化合物在高温下的稳定性高。但是，这些合金元素和化合物的加入往往必须依靠先进的熔铸技术，例如，采用快速凝固技术（RS）、机械合金化技术（MA）和粉末冶金技术等。采用快速凝固技术和机械合金化技术均可以有效引入上述元素；且用机械合金化技术比用快速凝固技术可以获得更有效的弥散强化。机械合金化技术的铝合金基体的晶粒非常细小，弥散物更细小、分布更均匀；引入的氧化物和碳化物在高温时更稳定。用快速凝固技术得到的粉末再用机械合金化技术，就能更有效地提高铝合金的耐热性。

近年来，对Al-Fe-Ce和Al-Fe-V-Si系列耐热铝合金的研究有较大进展。Al-Fe-V-Si系列合金综合性能良好，高体积分数弥散分布的体心立方Al12（Fe，V）3Si相是该系列合金的主要强化相。该相高温下不易发生相转变和粗化，能有效阻碍位错运动，提高合金的高温性能。FVS0611、FVS0812、FVS1212合金是该系列合金的代表。研究发现，经过SiCp晶须增强的FVS0812合金室温抗拉强度从470MPa提高到535MPa，高温抗拉强度（315℃）从200MPa提高到228MPa。经TiC颗粒增强的FVS0812合金的高温（350 ℃）抗拉强度从204MPa提高到224MPa。O. D. Neikov等采用高压水雾化法制备了Al-Fe-Ce系列耐热铝合金，所得雾化颗粒尺寸在5～100μm范围内，其室温、高温（300℃）抗拉强度分别可达500～550MPa、270～300MPa。

2.2.9　变形铝合金状态代号

根据GB/T 16475标准规定，基础状态代号用一个英文大写字母表示。细分状态代号采用基础状态代号后跟一位或多位阿拉伯数字。

2.2.9.1　基础状态代号

变形铝合金的基础状态分为5种，见表2-23。

2.2.9.2　细分状态代号

（1）H（加工硬化）的细分状态，即在字母H后面添加两位阿拉伯数字（称为H××状态），或三位阿拉伯数字（称为H×××状态）表示H的细分状态。

① H××状态。H后面的第一位数字表示获得该状态的基本处理程序，如下所示：

H1——单纯加工硬化状态。适用于未经附加热处理，只经加工硬化即可获得所需强度的状态。

H2——加工硬化及不完全退火的状态。适用于加工硬化程度超过成品规定要求后，经不完全退火，使强度降低到规定指标的产品。对于室温下自然时效软化的合金，H2与对应的H3具有相同的最小极限抗拉强度；对于其他合金，H2与对应的H1具有相同的最小极限抗拉强度值，但伸长率比H1稍高。

H3——加工硬化及稳定化处理的状态。适用于加工硬化后经低温热处理或由于加工过程中的受热作用致使其力学性能达到稳定的产品。H3状态仅适用于在室温下逐渐时效软化的合金。

H4——加工硬化及涂漆处理的状态。适用于加工硬化后，经涂漆处理导致了不完全退火的产品。

H后面的第二位数字表示产品的加工硬化程度。数字8表示硬状态。通常采用O状态的最小抗拉强度与表2-24规定的强度差值之和，来规定H×8状态的最小抗拉强度值。对于O（退火）和H×8状态之间的状态，应在H×代号后分别添加从1到7的数字来表示，在H×后添加数字9表示比H×8加工硬化程度更大的超硬状态。各种H××细分状态代号及对应的加工硬化程度如表2-25所示。

注：当按上表确定的H×1～ H×9状态抗拉强度极限不足以0或5结尾时，应修正至以0或5结尾的相邻较大值。

② H×××状态。不同状态代号的意义如下所示：

H111——适用于最终退火后又进行了适量的加工硬化，但加工硬化程度又不及H11状态的产品。

H112——适用于热加工成型的产品。该状态产品的力学性能有规定要求。

H116——适用于镁含量≥4.0%的5×××系合金制成的产品。这些产品具有规定的力学性能和抗剥落腐蚀性能要求。

（2）T（热处理）的细分状态，即在字母T后面添加一位或多位阿拉伯数字表示T的细分状态。

① T×状态。在T后面添加0～10的阿拉伯数字，表示的细分状态称作T×状态，如表2-26所示。T后面的数字表示对产品的基本处理程序。

注：某些6×××系的合金，无论是炉内固溶热处理，还是从高温成型过程急冷以保留可溶性组分在固溶体中，均能达到相同的固溶热处理效果，这些合金的T3、T4、T6、T7、T8和T9状态可采用上述两种。

② T××状态及T×××状态（消除应力状态除外）。在T×状态代号后面再添加一位阿拉伯数字称为T××状态，或添加两位阿拉伯数字称为T×××状态，表示经过了明显改变产品特性（如力学性能、抗腐蚀性能等）的特定工艺处理的状态，如表2-27所示。

③ 消除应力状态。在上述T×、T××或T×××状态代号后面添加“51”“510”“511”“52”或“54”，表示经历了消除应力处理的产品状态代号，如表2-28所示。

（3）W的消除应力状态，正如T的消除应力状态代号表示方法，可在W状态代号后面添加相同的数字（如51、52、54），以表示不稳定的固溶热处理及消除应力状态。