高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的凝固态显微组织

滕海涛，熊柏青，张永安，刘红伟，贺 昕

(1.北京有色金属研究总院 有研亿金新材料有限公司，北京 102200；2.北京有色金属研究总院 有色金属材料制备加工国家重点实验室，北京 100088)

Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，又称为7XXX系铝合金，是航空航天工业的重要结构材料之一，是目前已成功实现商业化应用的各种变形铝合金中强度最高的一类。由于其具有密度低、强度高、热加工性能好、耐腐蚀性能较好和成本低等优点，已广泛应用于航空航天和交通运输领域，在国防建设和国民经济发展中具有极其重要的战略地位[1-6]。

7XXX系铝合金属于典型的热处理强化型铝合金，其最终产品要依次经过铸锭坯熔铸、均匀化热处理、热变形加工、固溶淬火和时效热处理等制备加工工序。在不同工艺阶段，合金的显微组织都会发生显著变化，并将影响到后续工序合金的显微组织与结构。铸锭坯的熔铸是7XXX系铝合金制备加工工艺的起始与基础，锭坯凝固态组织结构(如晶粒形态与尺寸，凝固析出相的种类、形貌、数量与分布，宏观与微观组织均匀性等)将直接影响到后续所有工艺过程与技术参数设计，并在很大程度上决定着最终合金产品的微观组织与综合性能。目前，国内外对于7XXX系铝合金的研究侧重于其锭坯熔铸工序后的均匀化、热变形加工、时效热处理工艺及各阶段过程中微观组织演化与合金性能等方面[7-15]；已有针对7XXX系铝合金凝固态组织的研究大都是关于微合金化元素添加对铸态组织的影响[16-19]、喷射成形快速凝固后合金铸态组织特点[20-23]等方面，而对于高Zn含量7XXX系铝合金的凝固态组织，特别是主合金元素Zn、Mg和Cu含量对凝固析出相的形貌结构、种类分布的影响及各析出相的形成过程与机理等方面的研究报道较少，且研究缺乏深入的分析与讨论[24-25]。

在此，本文作者通过对法系合金7449、7056及美系合金7136、7095这4种高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的凝固态组织研究，分析讨论合金化学成分的差异对其凝固态显微组织的影响以及不同凝固析出相的形成过程，揭示导致不同化学成分合金的凝固态组织中一次凝固析出相种类、形貌、分布等存在差异的原因，从而最终确定合金组元Zn、Mg和Cu在Al-Zn-Mg-Cu系铝合金凝固过程中的合金化机理与作用。

1 实验

1.1 实验材料

根据实验选用的7449、7056、7136及7095这4种合金的注册化学成分范围[26]，确定了各合金的实际化学组成，如表1所列。合金铸锭坯熔铸选择原料分别为高纯Al、高纯Zn、高纯Mg、高纯电解Cu及Mg-Zr中间合金(Zr含量为30%)、晶粒细化剂AlTi5B1丝。

1.2 实验过程与检测方法

液态金属的凝固组织除了受材料的化学成分影响外，铸造工艺也是决定其最终显微组织的重要因素，因为铸造工艺决定了熔体凝固过程的传热、传质及液体流动等[27]。本研究中用不同牌号的合金熔铸均采用相同的工艺条件，研究样品均选取铸锭的相同位置，因此，可以认为合金成分是导致不同研究用合金凝固态组织存在差别的唯一因素。

金相试样经粗磨、细磨和机械抛光后，用2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF(体积分数)的混合水溶液侵蚀，采用Zeiss Axiovert 200 MAT型光学金相显微镜(OM)观察各合金的显微组织。XRD及SEM分析样品均未经过腐蚀，利用X'Pert Pro MPD型多晶X射线衍射仪进行XRD分析，在HITACHI-S4800型扫描电子显微镜上进行显微组织观察和能谱分析(EDS)。凝固态试样通常不够致密，利用GATAN公司生产的PIPS-691型精密离子减薄仪进行减薄以制取合格的透射电镜分析样品；利用JEM-2000FX分析电镜对不同凝固析出相进行观察，利用附加配置NORAN-VOYAGER型能谱仪对结构不确定的粗大第二相进行成分分析。

表1 实验选用的高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu合金的注册化学成分范围[26]及实际检测成分组成Table 1 Registered chemical composition limits[26]and analyzed composition of selected high zinc-containing Al-Zn-Mg-Cu alloys

2 实验结果

2.1 合金的凝固态组织

实验选用7449、7056、7136及7095合金作为研究对象，图1所示为各合金的凝固态组织形貌。各合金的凝固态组织均为典型的枝晶结构，其中浅色区域为α(Al)基体，在晶界处网状分布的黑色区域为非平衡凝固时形成的共晶组织。

图2所示分别为7449、7095合金晶间粗大凝固析出相组织相貌。可以看出，7449合金晶间凝固析出相为黑白相间的层片状结构，为典型的共晶组织形貌；而7095合金晶界相对较窄，晶间析出相共晶组织特征不明显。同时，在晶粒外缘靠近晶界周围存在大量细小的灰色组织，这部分凝固析出相为MgZn2相，其组织形貌将在后面利用SEM及TEM进行更加详细的观察分析。

图1 不同化学成分的Al-Zn-Mg-Cu合金凝固态光学显微组织Fig.1 Solidification optical micrographs of as-cast Al-Zn-Mg-Cu alloys with different chemical compositions:(a)7449;(b)7056;(c)7136;(d)7095

图2 Al-Zn-Mg-Cu合金凝固态晶界处非平衡共晶组织形貌Fig.2 Non-equilibrium eutectic microstructures of as-cast Al-Zn-Mg-Cu alloys:(a)7449;(b)7095

2.2 凝固态组织SEM观察分析

图3所示为法系7449、7056合金凝固态组织SEM图像。两种合金中凝固析出相在形貌、种类及分布形态上有着相似的特点，其中浅色区域为非平衡凝固形成的粗大共晶组织，且两种合金晶界处的非平衡共晶组织多为网层状结构，如图3(b)和(d)所示。

以7449合金为例对不同形貌凝固析出相进行EDS分析，其结果如图3(e)和(f)所示。结果表明：晶界处粗大网层状结构相(见图3(e)中A)为AlZnMgCu四元相；晶粒边缘靠近晶界处大量针状(实际为片状结构截面)析出相(见图3(e)中B)为η(MgZn2)相，其组成元素n(Zn):n(Mg)≈2:1；少量尺寸只有几微米大小的颗粒状析出相(见图3(f))，能谱分析显示为富Fe相(见图3(f)中C)，该相是7XXX系铝合金中较常见的一个高熔点难溶杂质相，通常是以Al7Cu2Fe的形式存在；在富Fe相周围依附其长大的浅色析出相(见图3(f)中D)依旧是AlZnMgCu四元相。上述各相具体元素含量如表2所示。

图4所示为7136、7095合金凝固态组织的SEM像。可以看出，两种美系合金显微组织同样具有相似的特点，其中浅色区域为非平衡凝固时形成的粗大第二相，与法系的7449、7056合金相比，美系7136、7095合金的晶界处粗大的网层状结构第二相数目大大减少，主要以棒条状结构存在；同时，某些棒条状结构的粗大第二相并不是由单一相构成，而是由两相或多相共同组成，如图4(b)和(d)所示；基体组织中也存在大量弥散析出的细小MgZn2相。

表2 7449合金凝固态组织中第二相的化学成分Table 2 Composition of second phase in as-cast 7449 alloy measured by EDS

图3 7449及7056合金凝固态组织中凝固析出相的SEM像Fig.3 SEM images of solidification precipitates of as-cast 7449 alloy((a),(b),(e),(f))and 7056 alloy((c),(d))

图4 7136及7095合金凝固态组织中凝固析出相的SEM像Fig.4 SEM images of solidification precipitates of as-cast 7136 alloy((a),(b),(e),(f))and 7095 alloy((c),(d))

对图4中标记组织进行EDS分析，结果表明，晶界处粗大第二相中浅色区域为AlZnMgCu四元相，如图4(b)、(d)、(e)中标记A1、C1和E1所示；而与之相伴而生的深灰色区域为富Cu金属间化合物，如图4(b)、(d)、(e)中标记B1、D1和F1所示，其主要组成元素为Al和Cu，根据元素含量配比，判断其为θ(Al2Cu)相；同时，凝固组织中还存在一些尺寸只有几微米大小的富Cu相与AlZnMgCu四元相相伴而生的第二相颗粒，如图4(f)所示；以上所述各相的具体元素含量如表3所列。

表3 7136合金与7095合金凝固态组织中第二相的化学成分Table 3 Chemical composition of second phase in as-cast 7136 alloy and 7095 alloy measured by EDS

能谱分析给出了各合金元素在不同析出相中的分布情况，为更大范围地观察显微组织中各元素在基体与第二相中的分布与偏析情况，对法系7056、美系7136合金分别进行元素面扫描分析，其结果如图5和6所示。可以看出，元素Zn、Mg和Cu在晶界共晶组织处及第二相粒子上均存在着明显的富集现象，但各元素的富集偏析程度也存在差别：基体元素Al在晶粒与晶界处存在着最大程度的成分起伏，而主合金元素中，Cu元素偏析最严重，Zn元素偏析次之，Mg元素偏析状况较轻。

综上所述，比较法系7449、7056及美系7136、7095这4种合金的组织形貌、一次凝固析出相的种类与结构、合金元素的分布，可以看出：1)组织形貌。4种合金的凝固态组织均为典型的枝晶结构，在晶界处存在大量粗大的凝固析出相，基体中存在大量细小的针状(实际为片状结构)相。2)析出相的种类及结构。法系7449和7056合金晶界处的析出相为AlZnMgCu四元相共晶组织，且大部分共晶组织网层状结构发达。美系7136和7095合金晶界处粗大第二相的网层状形态大大减少，主要以棒条状结构存在；棒条状第二相中存在两相(T(AlZnMgCu)四元相与θ(Al2Cu)相)相伴而生的组织结构。4种合金基体组织中均存在大量细小的η(MgZn2)相。3)元素分布趋势。合金元素Zn、Mg和Cu在晶界处偏聚，形成AlZnMgCu四元相；在第二相Al2Cu形成区域，元素Al和Cu富集偏聚，而元素Zn和Mg的含量很少。显微组织面扫描分析表明，基体元素Al在晶内与晶界处存在着最大程度的成分起伏，主合金元素中，Cu元素的偏析最严重，Zn元素的次之，Mg元素的相对最轻。

2.3 凝固态组织的XRD分析

利用XRD分析确定各合金凝固态组织中的相组成，检测结果如图7和8所示。图7所示为快速扫描XRD谱(步长0.0330°，步进时间20 s)。可以看出，各合金XRD谱中均只存在α(Al)和MgZn2两种相的衍射峰。前述SEM分析表明，在铸态组织中存在大量粗大析出相(AlZnMgCu四元相，及7136和7095合金中的Al2Cu相)，而XRD谱中并未发现这些相的衍射峰。文献[28-34]对此现象已有表述：AlZnMgCu四元非平衡共晶相具有MgZn2的结构，Cu和Al原子进入MgZn2相置换了其中Zn的位置而形成了Mg(Zn,Cu,Al)2结构相，XRD谱中MgZn2相对应位置衍射峰，实为同具有MgZn2相结构的Mg(Zn,Cu,Al)2相的衍射峰。在7136及7095合金的XRD谱中未见Al2Cu相衍射峰，表明铸态组织中Al2Cu相的含量不够多。

图5 7056合金的凝固态SEM像及合金元素分布Fig.5 As-cast SEM image and alloying element distribution of as-cast 7056 alloy:(a)Microstructure;(b)Al;(c)Zn;(d)Mg;(e)Cu

图6 7095合金的凝固态组织形貌及合金元素分布Fig.6 As-cast SEM image and alloying element distribution of as-cast 7095 alloy:(a)Microstructure;(b)Al;(c)Zn;(d)Mg;(e)Cu

图7 Al-Zn-Mg-Cu合金凝固态组织的XRD谱Fig.7 XRD patterns of as-cast Al-Zn-Mg-Cu alloys

图8 7095合金凝固态组织的XRD谱Fig.8 XRD patterns of as-cast 7095 alloy

减小XRD扫描步长(步长0.0170°，步进时间30 s)对各合金进行分析，结果表明，7449、7056和7136合金的XRD谱中还是只存在α(Al)和Mg(Zn,Cu,Al)2两种相的衍射峰；而对7095合金的慢扫XRD谱分段放大观察发现了Al2Cu相的衍射峰，如图8所示。另外，各合金的MgZn2相的衍射峰相对于其标准峰的位置存在一定的偏移(见图8)。这是因为Mg(Zn,Cu,Al)2结构的四元相是由Cu和Al原子进入MgZn2相置换了其中Zn的位置而形成的，使得其衍射峰变宽，而且出现少许偏移。

2.4 凝固析出相的TEM观察分析

以美系7095合金为例，利用TEM观察分析其显微组织中不同凝固析出相的形貌及结构组成。图9所示为7095合金中粗大非平衡凝固析出相的TEM形貌及其选区电子衍射花样。能谱分析显示，图9(a)、(c)中大块析出相均为AlZnMgCu四元相；对其相应的衍射花样进行标定(见图9(b)、(d))，结果表明，衍射花样标定结构完全符合MgZn2结构，考虑到Mg、Zn、Cu和Al原子尺寸关系(其原子半径依次为0.160、0.139、0.128和0.143 nm)，Cu和Al配对替换Zn引起的晶格畸变相对较小，这种替换更容易发生，因此，AlZnMgCu四元相是以具有六方结构的Mg(Zn,Cu,Al)2结构形态存在。另外，图9(a)中虚线圈定处为凝固组织中另一大量存在的析出相MgZn2相，可以看出，其以片状形态分布于基体中。

图10所示为凝固组织中尺寸只有十几微米大小的非平衡共晶组织的TEM像及其选区电子衍射花样。对共晶组织中不同形貌两个选区(标记A2、B2)衍射花样的标定表明，标记A2所指相为α(Al)相，标记B2所指相为Mg(Zn,Cu,Al)2结构四元相。同时，对A2、B2两标记位置进行了EDS分析，成分测试结果如表4所列；可以看出，标记A2为主要含Al元素的α(Al)基体相，标记B2相为含有Al、Zn、Mg、Cu元素的四元相，这与衍射花样对两相的标定结果一致。

图9 凝固组织中粗大析出相的TEM像及其选区电子衍射花样Fig.9 TEM images((a),(c))and SAED patterns((b),(d))of coarse precipitate AlZnMgCu phase in as-cast alloy:(a),(c)BF images;(b),(d)SAED patterns

图10 凝固态组织中共晶组织的TEM像及其选区电子衍射花样Fig.10 TEM images((a),(c))and SAED patterns((b),(d))of eutectic phase in as-cast alloy:(a),(c)BF images;(b),(d)SAED patterns

表4 凝固态组织中共晶相的化学成分Table 4 Chemical composition of eutectic phase in as-cast alloy

图11所示为在7095合金中观察到的另一粗大第二相的TEM像及其选区电子衍射花样。能谱分析显示，此大块析出相的主要组成元素为Al和Cu；对其衍射花样进行标定，如图11(b)所示，斑点标定结构与Al2Cu完全符合，表明7136、7095合金凝固组织中的富Cu相确是以Al2Cu相四方结构形态存在。

图12所示为凝固态组织中η(MgZn2)相的TEM像及其选区电子衍射花样。由图12(a)标记处可以看出，η(MgZn2)相是以片状结构形态在晶内析出的，图12(a)和(c)中大量针状形貌实为片状结构的截面。图12(d)所示为MgZn2相的选区电子衍射花样，可以看出，原本应该消光的位置(消光条件是：h+2k=3n，且l为奇数；(0001)、(0003)等位置应该是不出现衍射斑点的)(0001)、(0 001)和(0003)、(0 003)处也出现了衍射斑点(见图12(d)中黑色圆圈所标)，但是强度较(0002)和(0 002)处斑点弱很多。这是由于Cu和Al原子置换MgZn2结构中的Mg或Zn使得晶体中原本消光的晶面族的结构因子变得不再等于0，于是在满足布拉格条件时出现了一定强度的衍射斑点[4]。

3 分析与讨论

3.1 AlZnMgCu相的形成与合金元素显微分布

结合金属的凝固理论及合金化机理，分析晶界处粗大AlZnMgCu四元相的形成与合金元素显微分布的关系。Al-Zn-Mg-Cu铝合金凝固过程中，当液态金属达到液相线温度时，发生相变L→α(Al)，此时α(Al)固溶体首先从熔体中形核析出；当过冷的液相中存在固相α(Al)结晶核心时，液相原子会不断向固相沉积，导致凝固界面向液相推进，实现液相的持续凝固，随着温度的降低，α(Al)结晶核心以树枝状生长方式不断凝固长大；α(Al)相的析出长大导致周围液相成分发生变化，固液界面前沿的溶质元素Zn、Mg和Cu不断向残留液相扩散富集，并在液相和固相内造成成分梯度，从而引起扩散现象，发生溶质再分配；随着残留液体中溶质浓度的不断升高，当温度降到合金的共晶转变温度(约475℃，由于非平衡凝固及溶质再分配使得残留液相此时的固相线温度低于此温度)时，在枝晶间隙发生共晶转变L→α(Al)+T(AlZnMgCu)，从而在晶间位置析出大量粗大的AlZnMgCu四元非平衡共晶相，同时造成元素Zn、Mg和Cu在此区域的富集偏析。

图11 7095合金凝固组织中Al2Cu相的TEM像及其选区衍射花样Fig.11 TEM image and SAED pattern of Al2Cu phase in as-cast 7095 alloy:(a)BF image;(b)SAED pattern

图12 凝固态组织中MgZn2相的TEM像及其选区电子衍射花样Fig.12 TEM images((a),(c))and SAED patterns((b),(d))of MgZn2phase in as-cast alloy:(a),(c)BF images;(b),(d)SAED patterns

刚凝固完全的铸锭组织中，晶粒边缘区域紧邻晶界处粗大析出相，此区域在凝固过程中处于最终的固液界面前沿，因此，溶质元素在已凝固的α(Al)晶粒边缘会有较高的固溶度；在合金熔体凝固完成后的冷却过程中，固溶于晶粒边缘的合金元素的溶解度随着温度的降低而急剧下降，并在此区域沉淀析出大量细小的片状η(MgZn2)相。

3.2 两相伴生结构粗大第二相的形成过程

7136和7095 合金凝固态组织中存在两相(T(AlZnMgCu)四元相与θ(Al2Cu)相)相伴而生的组织结构(见图4)，由于多元系合金的凝固通常可用二元系合金的凝固特征加以分析，根据7136和7095合金的成分特点，结合 Al-Cu二元相图(见图13(a))及Al-Zn-Mg三元合金富铝角相图(见图13(b))，对这种特殊结构形态的晶界粗大第二相的形成过程进行分析。

图13 Al-Cu二元合金相图及Al-Zn-Mg三元合金富铝角相图Fig.13 Phase diagram of Al-Cu binary alloy(a)and Al-Zn-Mg ternary alloy inAl-rich corner(b)

与AlZnMgCu四元相形成过程的初始阶段一样，当液态金属降温至液相线温度时，液态合金首先发生匀晶转变，α(Al)相从熔体中形核析出。随着温度的降低，初生α(Al)相以枝晶状生长方式不断凝固长大，同时溶质元素Zn、Mg和Cu不断向残留液相扩散富集。由合金的元素面扫描结果(见图5和图6)可以看出，相对于元素Zn和Mg，元素Cu具有更严重的偏析程度，说明凝固过程中的溶质再分配，Cu原子更倾向于不断向残留液相中移动，而Zn、Mg则在此过程中相对于Cu有更多部分固溶于基体晶粒中；同时，又由于7136与7095合金均具有较高的Cu含量(见表1)，因此残留液体中溶质Cu的浓度升高将更加明显，其成分含量将由图13(a)中的位置1偏移到位置2。在非平衡凝固过程中，图13(a)中固相线位置沿图中虚线所示，当液态金属温度降低到Al2Cu相的共晶转变温度时，枝晶间隙的残留熔体发生共晶转变L→α(Al)+θ(Al2Cu)，Al2Cu相开始从熔体中形核析出并长大。随着温度的进一步降低，当残留液体温度达到AlZnMgCu四元相的共晶转变温度(约475℃)时，开始发生共晶转变L→α(Al)+T(AlZnMgCu)，开始有AlZnMgCu四元相的形核析出。由于此时液相中存在着大量大小不等的固相晶核α(Al)及θ(Al2Cu)，于是AlZnMgCu四元相将优先选择依附于这些固相颗粒非均匀形核(异质形核)析出；那些依附于θ(Al2Cu)相形核长大的AlZnMgCu四元相，将最终形成如图4所示的两相相伴而生的组织结构。

图14所示为7095合金中观察到的两相相伴而生特殊结构的典型形貌，验证了上述对于两相伴生结构第二相形成过程的分析，即T-θ两相伴生结构的粗大第二相的形成是合金凝固过程中θ(Al2Cu)相首先形核析出，而后残留液将其围绕或依附其形核长大生成AlZnMgCu四元相。

图14 7095合金凝固态组织中两相伴生结构组织的典型形貌Fig.14 SEM micrographs of typical T(AlZnMgCu)-θ(Al2Cu)structure of as-cast 7095 alloy:(a)SEI image;(b)BES image

3.3 晶间粗大析出相的形貌差异

对4种不同合金凝固态组织的晶间粗大凝固析出相的研究表明，这些相不但种类上不尽相同，其析出形貌结构上也存在差别：法系7449和7056合金晶间凝固析出相为非平衡凝固AlZnMgCu四元共晶相，其大部分呈网层状结构，为典型的共晶组织形貌；而美系7136和7095合金的晶间析出相除了AlZnMgCu四元共晶相外，还有相当数量的θ(Al2Cu)相存在，这些析出相只有少部分呈网层状共晶组织结构，且网层状结构不发达，大部分析出相呈棒条状结构形态。

对于7449和7056合金，从液态熔体到固态铸锭的整个凝固过程中需经历两个主要的相转变：在液相线温度(约635℃)处发生匀晶转变L→α(Al)；在共晶温度(约 475℃)发生共晶转变L→α(Al)+T(AlZnMgCu)。可以看出，两相转变之间温度区间很大，在非平衡凝固条件下，有利于先形核的α(Al)相以枝晶状生长方式充分长大，于是造成残留液相中溶质元素的充分偏析富集，从而到达共晶转变温度时能够发生共晶转变的残留液相数量多。L→α(Al)+T(AlZnMgCu)共晶转变时，数量较多的残留液相会发生共晶转变，易形成α(Al)相与T(AlZnMgCu)四元相共生的网层状结构共晶组织，且共晶组织的共晶特征明显。

对于7136和7095合金凝固过程，在匀晶转变L→α(Al)与共晶转变L→α(Al)+T(AlZnMgCu)温度之间，发生共晶转变L→α(Al)+θ(Al2Cu)。但由于在此温度时，初生α(Al)相长大还不够充分，残留液相中溶质元素的偏析富集程度还不够，只有少部分熔体达到L→α(Al)+θ(Al2Cu)共晶反应成分，于是发生共晶转变形成的α(Al)与Al2Cu共晶组织很少。由文献[27,35-38]可知，当合金中共晶组织所占体积分数很少，先共晶相所占体积分数很大时，共晶组织中与先共晶相相同的组成相就会依附先共晶相长大，将另一组成相孤立起来；共晶组织数量较少时，它们常位于先共晶相的晶界，结果就形成了以先共晶相为基体，另一组成相呈现单独分布的组织。另外，在两相均为非小平面相的共晶系中，当某一相的体积分数远小于另一相的时，则该相以棒状方式生长。因此，α(Al)相与Al2Cu相形成的少量共晶组织难以以两相共生的网层状结构形态存在，Al2Cu相以棒条状形态单独分布于初生相α(Al)相周围。同理，随着残留液相的温度进一步降低，在共晶反应L→α(Al)+T(AlZnMgCu)后形成的α(Al)相与AlZnMgCu相共晶组织，一部分依附α(Al)相形核以棒条状长大，一部分依附Al2Cu相形核长大为两相伴生的棒条状结构相，只有少部分形成层网状结构(但层网状结构不发达)形态的共晶组织。

4 结论

1)Al-Zn-Mg-Cu系铝合金的凝固态组织均为典型的枝晶结构，晶界处存在大量粗大的凝固析出相，基体晶粒边缘区域存在大量细小的片状结构的η(MgZn2)相，组织中还有极少量的Al7Cu2Fe相存在。

2)Al-Zn-Mg-Cu系铝合金中Cu元素含量对凝固态组织中一次凝固析出相种类及结构形貌有较大影响。法系7449、7056合金中Cu元素含量较少，其晶间粗大凝固析出相为Mg(Zn,Cu,Al)2，且多呈共晶组织特征明显的网层状结构；美系7136、7095合金中含有较多的Cu元素，晶界处粗大凝固析出相大部分呈棒条状结构形态，并出现T(Mg(Zn,Cu,Al)2)与θ(Al2Cu))相伴而生的组织结构。

3)合金元素Zn、Mg和Cu在晶界处偏聚，形成Mg(Zn,Cu,Al)2四元相；在第二相Al2Cu形成区域，主要是元素Al和Cu在此处富集偏聚。基体元素Al在晶粒与晶界处存在着最大程度的成分起伏；而主合金元素中，Cu元素的偏析最严重，Zn元素的次之，Mg元素的状况相对较轻。

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