颁布功夫：2022-01-18点击：4048
1.变形铝合金分类
1×××暗示为99%以上的纯铝系列；
2×××暗示是铝-铜合金系列；
3×××暗示是铝-锰合金系列；
4×××暗示是铝-硅合金系列；
5×××暗示是铝-镁合金系列；
6×××暗示是铝-镁-硅合金系列；
7×××暗示是铝-锌合金系列；
8×××暗示是上述以表的合金系统。
2.概述
1×××系
1×××系铝合金属于工业纯铝 ，拥有密度幼导电性好、导热性高、熔解潜热大 ，光反射系数大、热中子吸收界面积较幼及表表色泽美观等个性。铝在空气中其表表能天生致密牢固的氧化膜 ，阻止氧的侵入 ，因而拥有较好的抗蚀性。1×××系铝合金用热处置步骤不能强化 ，只能选取冷作硬化步骤来提高强度 ，因而强度较低。
2×××系
2×××系铝合金是以铜为重要合金元素的铝合金 ，它蕴含了Al-Cu-Mg合金 ，Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金和Al-Cu-Mn合金等 ，这些合金均属热处置可强化铝合金。2×××系铝合金合金的特点是强度高 ，通常称为硬铝合金 ，其耐热机能和加工机能优良 ，但耐蚀性不好 ，在肯定前提下会产生晶间侵蚀 ，因而 ，板材往往必要包覆一层纯铝 ，或一层对芯板有电化学；さ6×××系铝合金 ，以大大提高其耐侵蚀机能。其中 ，Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金拥有极为复杂的化学组成和相组成 ，它在高温下有高的强度 ，并拥有优良的工艺机能 ，重要用于锻压在150~250℃以下工作的耐热零件；Al-Cu-Mn合金的室温强度固然低于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 ，并且合金的工艺机能优良 ，易于焊接 ，重要利用于耐热可焊的结构件及锻件。该系合金宽泛利用于航空和航天领域。
3×××系
3×××系铝合金是以锰为重要合金元素的铝合金 ，属于热处置不成强化铝合金。它的塑性高 ，焊接机能好 ，强度比1×××系铝合金高 ，而耐蚀机能与1×××系铝合金相近 ，是一种耐侵蚀机能优良的中等强度铝合金 ，它用处广 ，用量大。
4×××系
4×××系铝合金是以硅为重要合金元素的铝合金 ，其大无数合金属于热处置不成强化铝合金 ，只有含铜、镁和镍的合金 ，以及与热处置强化合金焊接后汲取了某些元素时 ，能力够通过热处置强化。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***终产品产生脆性 ，因而重要用于造作铝合金焊接的增长资料 ，如钎焊板、焊条和焊丝等。另表 ，由于该系一些合金的耐磨机能和高温机能好 ，也被用来造作活塞及耐热零件。含w(Si)=5%左右的合金 ，经阳极氧化上色后呈黑灰色 ，因而合适作构筑资料以及造作装璜件。
5×××系
5×××系铝合金是以镁为重要合金元素的铝合金 ，属于不成热处置强化铝合金。该系合金密度幼 ，强度比1×××系和3×××系铝合金的高 ，属于中高强度铝合金 ，委顿机能和焊接机能优良 ，耐海洋大气侵蚀性好。为了预防高镁合金产生应力侵蚀 ，对***终冷加工产品要进行不变动处置 ，或节造***终冷加工量 ，并且***使用温度 (不超过65℃)该系合金重要用于造作焊接结构件和利用在船舶领域。
6×××系
6×××系铝合金是以镁和硅为重要合金元素并以Mg2Si相为强化相的铝合金 ，属于热处置可强化铝合金。该系合金拥有中等强度 ，耐蚀性高 ，无应力侵蚀分裂偏差 ，焊接机能优良 ，焊接区侵蚀机能不变 ，成型性和工艺机能优良蹬着点。当合金中含铜时 ，合金的强度可靠近2×××系铝合金的 ，工艺机能优于2×××系铝合金 ，但耐蚀性变差 ，合金有优良的铸造机能。该系合金中用得***广的是6061和6063合金 ，它们拥有***佳的综合机能和经济性 ，重要产品为挤压型材 ，是***佳挤压合金 ，该合金利用量***大的为构筑型材。
7×××系
7×××系铝合金是以锌为重要合金元素的铝合金 ，属于热处置可强化铝合金。铝合金中加镁 ，则为Al-Zn-Mg合金 ，合金拥有优良的热变形机能 ，淬火领域很宽 ，在适当的热处置前提下可能得到较高的强度 ，焊接机能优良 ，通常耐蚀性较好 ，有肯定的应力侵蚀偏差 ，是高强可焊的铝合金。Al-Zn-Mg-Cu合金是在Al-Zn-Mg合金基础上通过增长铜发展起来的 ，其强度高于2×××系铝合金 ，通常称为超高强铝合金 ，合金的屈服强度靠近于抗拉强度 ，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 ，有较好的耐侵蚀机能和较高的韧性。该系合金宽泛利用于航空和航天领域 ，并成为这个领域中***重要的结构资料之一。
8×××系
8×××系列铝合金较为常用的为8011属于其他系列 ，大部门利用为铝箔 ，出产铝棒方面不太常用。
3.合金元素的作用
1×××系
1×××系铝合金中的重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 ，这些微量元素在部门1×××系铝合金中还起合金化的作用 ，并且对合金的组织和机能均有肯定的影响。
增长元素和杂质对1×××系铝合金的电学机能影响较大 ，通常均使导电机能降低 ，其中镍、铜、铁、锌、硅降低较少 ，而钒、铬、锰、钛则降低较多。此表 ，杂质的存在会粉碎铝表表形成氧化膜的陆续性 ，使铝的抗蚀性降低。
Fe
铁与铝能够天生FeAl3 ，铁与硅和铝能够天生三元化合物α(Al,Fe,Si)和β(Al,Fe,Si) ，它们是1×××系铝合金中的重要相 ，硬而脆 ，对力学机能影响较大 ，通常是使强度略有提高 ，而塑性降低 ，并能够提高再结晶温度。
Si
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杜仔显著影响。
Cu
铜在1×××系铝合金中重要以固溶状态存在 ，对合金的强杜仔些贡献 ，对再结晶温度也有影响。
Mg
镁在1×××系铝合金中可所以增长元素 ，并重要以固溶状态存在 ，其作用是提高强度 ，对再结晶温度的影响较幼。
Mn
锰能够显著提高再结晶温度 ，但对细化晶粒的作用不大。
Cr
同Mn的作用。
Ti
钛是1×××系铝合金的重要变质元素 ，既能够细化铸锭晶粒 ，又能够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 ，其影响极度显著；若含有少量的硅时 ，其作用减；但当含w(Si)=0.48%时 ，钛又能够使再结晶温度显著提高。
B
硼也是1×××系铝合金的重要变质元素 ，既能够细化铸锭晶粒 ，又能够提高再结晶温度并细化晶粒。
2×××系
Al-Cu-Mg合金
Al-Cu-Mg系合金的重要合金商标有2A01、2A02、2A06、2A11、2A12等 ，重要增长元素有铜、镁和锰 ，合金中增长的少量微量元素有钛和锆 ，杂质元素重要是铁、硅和锌等。它们对合金有如下作用：
Mg
当w(Mg)为1%~2%时 ，w(Cu)从1%增长到4% ，淬火状态的合金抗拉强度从200MPa提高到380MPa；淬火天然时效状态下合金的抗拉强度从300MPa 增长到480MPa。w(Cu)在1%~4%内 ，w(Mg)从0.5%增长到2.0%时 ，合金的抗拉强度增长；持续增长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***大 ，w(Cu)=3%~4%和w(Mg)=0.5%~1.3%的合金 ，其淬火天然时效成效***好。w(Cu)=4%~6%和w(Mg)=1%~2%的Al-Cu-Mg三元合金 ，在淬火天然时效状态下 ，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应力下的悠久强度试验值可知 ，含w(Cu)=3.5%~6%和w(Mg)=1.2%~2.0%的合金 ，悠久强度***高。则合金位于Al-S(Al2CuMg)伪二元截面上或这一区域左近。远离伪二元截面的合金 ，即当w(Mg)<1.2%和w(Mg)>2.0%时 ，其悠久强度降低。若w(Mg)提高到3.0%或更多时 ，合金悠久强度将迅速降低。在250℃和100MPa应力下试验 ，也得到了类似的法规。文件指出 ，在300℃下悠久强度***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。
Cu
w(Cu)=3%~5%的Al-Cu二元合金 ，在淬火天然时效状态下耐蚀机能很低。参与0.5%Mg ，降低α固溶体的电位 ，可部门改善合金的耐蚀性。w(Mg)>1.0%时 ，合金的部门侵蚀增长 ，侵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化度 ，合金在淬火状态下有不溶化的CuAl2和S相 ，这些相的存在加快了侵蚀。w(Cu)=3%~5%和w(Mg)=1%~4%的合金 ，它们位于统一相区 ，在淬火天然时效状态耐蚀性相差不多。α-S相区的合金比α-CuAl2-S区域的耐蚀机能差。晶间侵蚀是Al-Cu-Mg系合金的重要侵蚀偏差。
MnAl-Cu-Mg合金中加锰 ，重要是为相识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。锰能延长和减弱 Al-Cu-Mg合金的人为时效过程 ，提高合金的耐热强度。锰是使Al-Cu-Mg合金拥有挤压效应的重要成分之一。w(Mn)通常低于1% ，含量过高能形成粗壮的(FeMn)Al6。脆性化合物 ，降低合金的塑性。Ti
钛能细化铸态晶粒 ，削减铸造时形成裂纹的偏差性。
Zr
少量的锆和钛有类似的作用 ，细化铸态晶粒 ，削减铸造和焊接裂纹的偏差性 ，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。
Si
w(Mg)低于1.0%的Al-Cu-Mg合金 ，w(Si)超过0.5% ，能提高人为时效的速度和强度 ，而不影响天然时效力力。由于硅和镁形成Mg2Si相 ，有利于提高人为时效成效。但w(Mg)提高到1.5%时 ，经淬火天然时效某人为时效处置后 ，合金的强度和耐热机能随w(Si)的增长而降落。因而 ，w(Si)应尽可能地降低。除此以表 ，w(Si)增长将使2A12 ，2A06等合金铸造形成裂纹偏差增长 ，铆接时塑性降落。因而 ，合金中的w(Si)通常***在0.5%以下。要求塑性高的合金 ，w(Si)应更低些。
Fe
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壮化合物 ，会降低合金的塑性 ，使变形时合金易于开裂 ，并使强化成效显著降低。而少量的铁(低于0.25%)对合金力学机能影响很幼 ，可改善铸造、焊接时裂纹的形成偏差 ，但使天然时效速度降低。为获得高塑性的资料 ，合金中的铁和硅含量应尽量低些。
Zn
少量的锌(w(Zn)=0.1%~0.5%)对Al-Cu-Mg 合金的室温力学机能影响很幼 ，但使合金耐热性降低。合金中w(Zn)应***在0.3%以下。
Al-Cu-Mg-Fe-Ni合金
Al-Cu-Mg-Fe-Ni系合金的重要合金商标有2A70、2A80、2A90等 ，各合金元素有如下作用：
Cu铜含量对上述合金室温强度和耐热机能的影响与Al-Cu-Mg合金的类似。由于该系合金中铜含量比Al-Cu-Mg合金低 ，使合金位于α+S(Al2CuMg)两相区中 ，因而合金拥有较高的室温强度和优良的耐热性；另表 ，铜含量较低时 ，低浓度的固溶体分化偏差幼 ，这对合金的耐热性有利。Mg镁含量对上述合金室温强度和耐热机能的影响与 Al-Cu-Mg合金的类似。由于该系合金中镁含量比Al-Cu-Mg合金低 ，使合金位于α+S(Al2CuMg)两相区中 ，因而合金拥有较高的室温强度和优良的耐热性Ni
镍与合金中的铜能够形成不溶化的三元化合物 ，镍含量低时形成(AlCuNi)含镍高时形成Al3(CuNi)2 ，因而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了局也证了然合金固溶体中铜溶质原子的贫化。当铁含量很低时 ，镍含量增长能降低合金的硬度 ，减幼合金的强化成效。
Fe
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长起头时显著降低 ，但当铁含量达到某一数值后 ，釉祓头提高。
在AlCu2.2Mg1.65合金中同时增长铁和镍时 ，淬火天然时效、淬火人为时效、淬火和退火状态下的硬度变动特点类似 ，均在镍、铁含量相近的部位出现一个***大值 ，相应在此处其淬火状态下的晶格常数出现一极幼值。
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 ，镍含量相称时全数天生Al9FeNi相。在这种情况下 ，由于没有过剩的铁或镍去形成不溶化的含铜相 ，故合金中的铜除形成S(Al2CuMg)相表 ，同时也增长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、镍含量能够影响合金耐热性。Al9FeNi相是硬脆的化合物 ，在Al中溶化度极幼 ，经铸造和热处置后 ，当它们弥散散布于组织中时 ，可能显著地提高合金的耐热性。
Si
在2A80合金中参与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。
Ti
2A70合金中参与w(Ti)=0.02%~0.1% ，可细化铸态晶粒 ，提高铸造工艺机能 ，对耐热性有利 ，但对室温机能影响不大。
Al-Cu-Mn合金
Al-Cu-Mn系合金重要合金商标有2A16 ，2A17等 ，合金中增长的微量元素有镁、钛和锆 ，而重要杂质元素有铁、硅、锌等 ，其影响如下:
Cu
在室和善高温下 ，随着铜含量提高合金强度增长。w(Cu)达到5.0%时 ，合金强度靠近***大值。另表铜能改善合金的焊接机能。
Mn
锰是提高耐热合金的重要元素 ，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化速度。当固溶体分化时 ，析出T相 (Al20Cu2Mn3)的形成和长大过程也非；郝 ，所以合金在肯定高温下长功夫受热机遇能也很不变。增长适当的锰(w(Mn)=0.6%~0.8%) ，能提高合金淬火和天然时效状态的室温强度和悠久强度。但锰含量过高 ，T相增多 ，会使界面增长 ，加快扩散作用 ，降低合金的耐热性。另表 ，锰也能降低合金焊接时的裂纹偏差。
Mg
在2A16合金中铜、锰含量不变的情况下 ，增长w(Mg)=0.25%~0.45%而成为2A17合金。镁能够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 ，合金的强度显著降低。但参与镁能使合金的焊接机能变坏 ，故在用于耐热可焊的2A16合金中 ，杂质w(Mg)<0.05%.
Ti
钛能细化铸态晶粒 ，提高合金的再结晶温度 ，降低过鼓和固溶体的分化偏差 ，使合金高温下的组织不变。但w(Ti)>0.3%时 ，天生粗壮针状晶体TiAl ，化合物会使合金的耐热性有所降低。合金的w(Ti)划定为0.1%~0.2%.
Zr
在2219合金中参与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不变性 ，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 ，能天生较多的脆性化合物 ZrAl3。
Fe
合金中的w(Fe)>0.45%时 ，形成不溶化相Al7Cu2Fe ，能降低合金淬火时效状态的力学机能和300℃时的悠久强度。所以***w(Fe)<0.3%。
Si
少量硅(w(Si)<0.4%)对室温力学机能影响不显著 ，但降低300℃时的悠久强度；w(Si)>0.4%时还降低室温力学机能。因而***w(Si)<0.3%。
Zn
少量锌(w(Zn)=0.3%)对合金室温机能没有影响 ，但能加快铜在铝中的扩散速度,降低合金300℃时的悠久强度 ，故***w(Zn)<0.1%。
3×××系
合金元素和杂质元素在3×××铝合金中的作用重要有：
Mn
锰是3×××系铝合金中***的主合金元素 ，其含量通常在1%~1.6%领域内 ，合金的强度、塑性和工艺机能优良 ，锰与铝能够天生MnAl6相。合金的强度随锰含量的增长而提高 ，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)的增长 ，合金的再结晶温度相应地提高。该系合金由于拥有很大的过冷能力 ，因而在急剧冷却结晶时 ，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 ，当冷加工产品存在显著的锰偏析时 ，在退火后易形成粗壮晶粒。
Fe
铁能溶于MnAl6中形成 (FeMn)Al6化合物 ，从而降低锰在铝中的溶化度。在合金中参与w(Fe) =0.4%~0.7% ，但要保障w(Fe+Mn)<1.85% ，能够有效地细化板材退火后的晶粒 ，不然形成大量的粗***状(FeMn)Al6化合物 ，会显著降低合金的力学机能和工艺机能。
Si
硅是有害杂质。硅与锰形成复杂三元相T(Al12Mn3Si2) ，该相也能溶化铁 ，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 ，粉碎铁的有利影响。故应节造合金中w(Si)<0.6%。硅也能降低锰在铝中的溶化度 ，并且比铁的影响大。铁和硅能够加快锰在热变形时从过鼓和固溶体中的分化过程 ，也能够提高一些力学机能。
Mg
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。但同时也会侵害退火资料的表表光泽。镁也可所以Al-Mg合金中的合金化元素 ，增长w(Mg)=0.3%~1.3% ，合金强度提高 ，伸长率(退火状态)降低 ，因而发展出Al-Mg-Mn系合金。
Cu
合金中w(Cu)=0.05%~0.5%时能够显著提高其抗拉强度。但含有少量的铜(w(Cu)=0.1%)会使合金的耐蚀机能降低 ，故应节造合金中w(Cu)<0.2%。
Zn
w(Zn)<0.5%时对合金的力学机能和耐蚀机能无显著影响 ，思考到合金的焊接机能 ，***w(Zn)<0.2%。
4×××系
合金元素和杂质元素在4×××系铝合金中的作用重要有：
Si
硅是该系合金中的重要合金成分 ，含量w(Si)=4.5%~13.5% ，硅在合金中重要以α+Si共晶体和β(Al5FeSi)大局存在 ，硅含量增长 ，其共晶体增长 ，合金熔体的流动性增长 ，同时合金的强度和耐磨性也随之提高。
Ni镍能够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。Fe同Ni的作用。Cu
铜可天生CuAl2和S相 ，提高合金的强度。
Mg镁可天生Mg2Si和S相 ，提高合金的强度。Cr
铬能够细化晶粒 ，改善合金的气密性。
Ti同Cr的作用。
5×××系
5×××系铝合金的重要成分是镁 ，并增长少量的锰、铬、钛等元素 ，而杂质元素重要有铁、硅、铜、锌等。具体作用介绍如下：
Mg
镁重要以固溶状态和β(Mg2Al3或Mg5Al8) 相存在 ，固然镁在合金中的溶化度随温度降低而迅速减幼 ，但由于析出形核难题 ，主题少 ，析出相粗壮 ，因而合金的时效强化成效低 ，通常都是在退火或冷加工状态下使用。因而 ，该系合金也称为不成强化铝合金。该系合金的强度随镁含量的增长而提高 ，塑性则随之降低 ，其加工工艺机能也随之变差。
镁含量对合金的再结晶温杜装响较大 ，当w(Mg)<5%时 ，再结晶温度随镁含量的增长而降低; 当w(Mg)>5%时 ，再结晶温度则随镁含量的增长而升高。镁含量对合金的焊接机能也有显著影响 ，当w(Mg)<6%时 ，合金的焊接裂纹偏差随镁含量的增长而降低 ，当w(Mg)>6%时 ，则相反；当w(Mg)<9%时 ，焊缝的强度随镁含量的增长而显著提高 ，此时塑性和焊接系数虽逐步略有降低 ，但变动不大 ，当镁含量大于9%时 ，其强度、塑性和焊接系数均显著降低。
Mn
5×××系铝合金中通常w(Mn)<1.0%。合金中的锰部门固溶于基体 ，其余以MnAl6相的大局存在于组织中。锰能够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显著。在高镁合金中 ，增长锰能够使镁在基体中的溶化度降低 ，削减焊缝裂纹偏差 ，提高焊缝和基体金属的强度。
Cr
铬和锰有类似的作用 ，能够提高基体金属和焊缝的强度 ，削减焊接热裂偏差 ，提高耐应力侵蚀机能 ，但使塑性略有降低。某些合金中能够用铬包办锰。就强化成效来说 ，铬不如锰 ，若两元素同时参与 ，其成效比单一参与的大。
Be
在高镁合金中参与微量迪腚(w(Be)=0.0001%~0.005%) ，能降低铸锭的裂纹偏差和改善轧造板材的表表质量 ，同时削减熔炼时镁的烧损 ，并且还能削减在加热过程中资料表表形成的氧化物。
Ti
高镁合金中参与少量迪胙 ，重要是细化晶粒。
Fe
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。此表铁还会降低该系合金的耐侵蚀机能 ，因而通常应节造w(Fe)<0.4% ，对于焊丝资料***好***w(Fe)<0.2%。
Si
硅是有害杂质(5A03合金之表) ，硅与镁形成Mg2Si相 ，由于镁含量过剩 ，降低了Mg2Si相在基体中的溶化度 ，所以不只强化作用不大 ，并且降低了合金的塑性。轧造时 ，硅比铁的负作用更大些,因而通常应***w(Si)<0.5%。
5A03合金中w(Si)=0.5%~0.8% ，能够减低焊接裂纹偏差 ，改善合金的焊接机能。
Cu
微量的铜就能使合金的耐蚀机能变差 ，因而应***w(Cu)<0.2% ，有的合金***得更严格些。
Zn
w(Zn)<0.2%时 ，对合金的力学机能和耐侵蚀机能没有显著影响。在高镁合金中增长少量的锌 ，抗拉强度能够提高10~20MPa ，应***合金中的杂质w(Zn)<0.2%。
Na
微量杂质钠能强烈侵害合金的热变形机能 ，出现“钠脆性” ，在高镁合金中更为凸起。解除钠脆性的法子是使富集于晶界的游离钠造成化合物 ，能够选取氯化步骤使之产生NaCl并随炉渣排出 ，也能够选取增长微量锑的步骤。
6×××系
6 ×××系铝合金的重要合金元素有镁、硅、铜 ，合金中的微量元素有锰、铬、钛 ，而杂质元素重要有铁、锌等 ，其作用如下：
Mg
镁、硅含量的变动对退火状态的Al-Mg-Si合金抗拉强度和伸长率的影响不显著。随着镁、硅含量的增长 ，Al-Mg-Si合金淬火天然时效状态的抗拉强度提高 ，伸长率降低。当镁、硅总含量一按时 ，镁、硅含量之比对机能也有很大影响。固定镁含量 ，合金的抗拉强度随着硅含量的增长而提高。固定 Mg2Si相的含量 ，增长硅含量 ，合金的强化成效提高 ，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长而提高。含硅量较幼的合金 ，抗拉强度的***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***大值位于α(Al)-Mg2Si-Si三相区内。
镁、硅对淬火人为时效状态合金的力学机能的影响法规 ，与淬火天然时效状态合金的根基一样 ，但抗拉强杜仔很大提高 ，***大值仍位于α(Al)-Mg2Si-Si三相区内 ，同时伸长率相应降低。
合金中存在渣滓Si和Mg2Si时 ，随其数量的增长 ，耐蚀机能降低。当合金位于α(Al)-Mg2Si两相区以及Mg2Si相全数固溶于基体的单相区内的合金 ，耐蚀性***好。所有合金均无应力侵蚀分裂偏差。
合金在焊接时 ，焊接裂纹偏差性较大 ，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 ，其焊接裂纹偏差较幼。
Si见Mg元素作用描述。Cu
Al-Mg-Si合金中增长铜后 ，铜在组织中的存在大局不仅取决于铜含量 ，并且受镁、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相铜全数固溶于基体中；当铜含量较多 ，w(Mg):w(Si)比幼于1.08时 ，可能形成W(Al4CuMg5Si4)相 ，渣滓的铜则形成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相分歧 ，固态下只部门溶化参加强化 ，其强化作用不如Mg2Si相的大。
合金中参与铜 ，不仅显著改善了合金在热加工时的塑性 ，并且增长了热处置强化成效 ，还能抑造挤压效应 ，降低合金因加锰后所出现的各向异性。
Mn
合金中加锰能够提高强度 ，改善耐蚀性、冲击韧性和弯曲机能。在AlMg0.7Si1.0合金中增长铜、锰 ，当w(Mn)<0.2%时 ，随着锰含量的增长合金的强度提高很高.锰含量持续增长 ，锰与硅形成AlMnSi相 ，损失了一部门形成Mg2Si相所必须的硅 ，而AlMnSi相的强化作用比Mg2Si相幼。因而合金强化成效降落。
锰和铜同时参与时 ，其强化成效不如单独加锰的好 ，但可使伸长率提高 ，并改善退火状态制品的晶粒度。
当合金中参与锰后 ，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。为获得细晶粒资料 ，铸锭必须进行高温均匀化(550℃)以解除锰偏析。退火时以急剧升温为好。
Cr
铬和锰有类似的作用。铬可抑造Mg2Si相在晶界的析出 ，延缓天然时效过程 ，提高人为时效后的强度。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 ，合适的w(Cr)=0.15%~0.3%。
Ti
6×××系铝合金中增长w(Ti)=0.02%~0.1%和w(Cr)=0.01%~0.2% ，能够削减铸锭的柱状晶组织 ，改善合金的铸造机能 ，并细化制品的晶粒。
Fe
含少量的铁(w(Fe)<0.4%时)对力学机能没有坏影响 ，并能够细化晶粒。
w(Fe)>0.7%时 ，天生不溶的(AlMnFeSi)相 ，会降低制品的强度、塑性和耐蚀机能。合金中含有铁时 ，能使制品表表阳极氧化处置后的色泽变坏。
Zn
少量杂质锌对合金的强杜装响不大 ，其w(Zn)<0.3%。
7×××系
Al-Zn-Mg合金
Al-Zn-Mg合金中的锌、镁是重要合金元素 ，其质量分数通常不大于7.5%。该合金随着锌、镁含量的增长 ，其抗拉强度和热处置成效通常也随之增长。
合金的应力侵蚀偏差与锌 ，镁含量的总和有关 ，高镁低锌或高锌低镁的合金 ，只有锌、镁质量分数之和不大于7% ，合金就拥有较好的耐应力侵蚀机能。合金的焊接裂纹偏差随镁含量的增长而降低。
Al-Zn-Mg 系合金中的微量元素有锰、铬、铜、锆和钛 ，杂质元素重要有铁和硅 ，具体作用如下：
Mn
增长锰和铬能提高合金的耐应力侵蚀机能 ，w(Mn)=0.2%~0.4%时 ，成效显著。加铬的成效比加锰大 ，若是锰和铬同时参与 ，对削减应力侵蚀偏差的成效就更好 ，w(Cr)=0.1%~0.2%为宜。
Cr见Mn元素的作用描述。Zr
锆能显著地提高Al-Zn-Mg系合金的可焊性。在AlZn5Mg3Cu0.35C0.35合金中参与0.2%Zr时 ，焊接裂纹显著降低。锆还可能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 ，因而资料在淬火以来仍保留着变形组织。含锰的Al-Zn-Mg合金增长w(Zr)=0.1% ~0.2% ，还可提高合金的耐应力侵蚀机能 ，但锆比铬的作用低些。
Ti
合金中增长钛能细化合金在铸态时的晶粒 ，并可改善合金的可焊性 ，但其成效比锆低。若钛和锆同时参与成效更好。
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 ，可获得与单独参与w(Zr)>0.2%时一样的成效。钛也能提高合金的再结晶温度。
Cu
Al-Zn-Mg系合金中加少量的铜 ，能提高耐应力侵蚀机能和抗拉强度 ，但合金的可焊性有所降低。
Fe
铁能降低合金的耐蚀性和力学机能 ，尤其对锰含量较高的合金更为显著。所以 ，铁含量应尽可能低 ，应***w(Fe)<0.3%。
Si
硅能降低合金强度 ，并使弯曲机能稍降 ，焊接裂纹偏差增长 ，应***w(Si)<0.3%。
Al-Zn-Mg-Cu合金
Al-Zn-Mg-Cu 合金为热处置可强化合金 ，起重要强化作用的元素为锌和镁 ，铜也有肯定强化成效 ，但其重要作用是为了提高资料的抗侵蚀机能。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：
Mg
锌、镁是重要强化元素 ，它们共同存在时会形成η(MgZn2)和T(Al2Mg2Zn3)相。η相和T相在铝中溶化度很大 ，且随温度起落剧烈变动 ，MgZn2在共晶温度下的溶化度达28% ，在室温降落低到4%~5% ，有很强的时效强化成效 ，锌和镁会量的提高可使强度、硬度大大提高 ，但会使塑性、抗应力侵蚀机能和断裂韧性降低。
Zn见Mg元素作用描述。Cu
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相存在的可能性很幼。铜能降低晶界与晶内电位差 ，还能够扭转沉淀相结构和细化晶界沉淀相 ，但对PFZ的宽杜装响较；它可抑造沿晶开裂的趋向 ，因而改善合金的抗应力侵蚀机能。然而当w(Cu)约3%时 ，合金的抗蚀性反而变坏。铜能提高合金过鼓和水平 ，加快合金在100~200℃人为时效时效过程 ，扩大GP区的不变温度领域 ，提高抗拉强度塑性和委顿强度。
此表 ，美国E.S.Lin等入钻研了铜的含量对7×××系铝合金委顿强度的影响 ，发现铜含量在不大的领域内随着铜含量的增长提高了周期应变委顿抗力和断裂韧性 ，并在侵蚀介质中降低刻纹扩大速度 ，但铜的参与有产生晶间侵蚀和点侵蚀的偏差。还有资料介绍 ，铜对断裂韧性的影响与w(Zn)：w(Mg)值有关 ，当比值较幼时 ，铜含量越高韧性越差；当比值大时 ，即便铜含量较高 ，韧性依然很好。
Mn
增长少量的过渡族元素锰、铬等对合金的组织和机能有显著的影响。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徙 ，从而提高再结晶温度 ，有效地阻止晶粒的长大;可细化晶粒 ，并保障组织在热加工及热处置后维持未再结晶或部门再结晶状态 ，使强度提高的同时拥有较好的抗应力侵蚀机能。在提高抗应力侵蚀机能方面 ，加铬比加锰成效好 ，参与w(Cr)=0.45%的抗应力侵蚀开裂寿命比加同量锰的长几十***百倍。
Cr见Mn元素作用描述。Zr
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 ，在热处置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 ，抗应力侵蚀机能等 ，是A1-Zn-Mg-Cu 系合金中很有发展前途的微量增长元素。
Ti
钛能细化合金在铸态时的晶粒 ，并提高合金的再结晶温度。
B同Ti元素。Fe
铁和硅在7×××系铝合金中是不成预防存在的有害杂质 ，其重要来自原资料以及熔炼、铸造中使用的工具和设备。这些杂质重要以硬而脆的 FeAl3和游离的硅大局存在 ，这些杂质还与锰、铬形成(FeMn)Al6、(FeMn)Si2Al5、Al(FeMnCr)等粗壮化合物 ，FeAl3有细化晶粒的作用 ，但匹敌蚀性影响较大 ，随着不溶相含量的增长 ，不溶相的体积分数也在增长 ，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分列 ，由短的互不相连的条状组成。由于杂质颗粒散布在晶粒内部或者晶界上 ，在塑性变形时 ，在部门颗粒-基体天堑上发生孔隙 ，产生渺小裂纹 ，成为宏观裂纹的发源地 ，同时它也会促使裂纹的过早发展。此表 ，它对委顿裂纹的成长速杜仔较大的影响 ，在粉碎时它拥有肯定的削减部门塑性的作用 ，这可能和由于杂质数量增长使颗粒之间距离缩短 ，从而削减裂纹尖端周围塑性变形的流动性有关。由于含铁、硅的相在室温下很难溶化 ，起到缺口作用 ，容易成为裂纹源而使资料发生断裂 ，对伸长率 ，出格对合金断裂韧性有极度不利的影响。因而 ，新型合金在设计及出产时 ，对铁、硅的含量节造较严 ，除选取高纯金属原料表 ，在熔铸过程中也采取一些措施 ，预防这两种元素混入合金中。
Si见Fe元素作用描述。
起源：材易通
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