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Al-6Mg合金以其良好的耐腐蚀性能和焊接性能在航空和舰船等领域取得了广泛的应用，但该合金存在强度和再结晶温度较低的不足。为进一步提高合金的强度和热稳定性，在该合金中添加Sc和Zr元素，通过形成具有Ll2结构的Al3(Sc，Zr)相，发展出了Al-6Mg-Sc-Zr合金。本文主要以Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金为研究对象，采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、三维原子探针(3DAP)等手段，系统地研究了合金中初生和沉淀析出的两种形态的Al3(Sc，Zr)相的形成、演变及其与合金性能之间的关系，并对Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金的焊接性能及焊后热处理工艺进行了研究。
对铸态Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金中初生Al3(Sc，Zr)相的研究发现，初生Al3(Sc，Zr)相开始形成的温度约在653～663℃之间，其数量受合金中Sc含量的影响，Sc含量低于0.12wt.％时，初生相的析出被抑制，铸态合金组织为粗大的树枝晶。此外，初生Al3(Sc，Zr)相的形成还受冷却条件的影响。铝液随炉冷却时，Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金中形成粗大的Ll2结构的Al3(Sc，Zr)和D023结构的Al3(Zr，Sc)相；采用铸铁模具浇铸时，D023结构的Al3(Zr，Sc)相的析出受到抑制，铸态合金中的初生相为尺寸细小的Al3(Sc，Zr)相(Ll2结构)；采用铜模具浇铸时，初生相的析出受到抑制，Sc和Zr固溶在α-Al中。
对铸态Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金在不同温度下退火时的硬化行为进行了研究。退火过程中Mg分布的变化对合金性能影响不大，细小、弥散的二次Al3(Sc，Zr)相的析出产生了显著的沉淀强化作用。较高的退火温度容易引起二次Al3(Sc，Zr)相的粗化。合金经300℃×24 h退火后沉淀相尺寸仍保持在5 nm以下，当退火温度高于400℃时，二次Al3(Sc，Zr)相发生明显的粗化。经过450℃×24 h退火后，沉淀相增大至30 nm左右。Al3(Sc，Zr)相产生的沉淀强化作用随着其尺寸的增大而下降。当Al3(Sc，Zr)相尺寸为5 nm以下时，退火后合金屈服强度增加约90 MPa；Al3(Sc，Zr)相增大至30 nm后，强化作用降低至30 MPa左右。Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金经过300℃退火处理后可获得最大沉淀强化效果。
热轧加工后Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金中形成亚微米级的亚晶粒组织。经过冷轧、350℃×1h退火处理后，二次Al3(Zr，Sc)相钉扎亚晶界产生的强化作用约为85 MPa。对Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金进行热轧和中间退火处理时，温度过高可能引起二次Al3(Sc，Zr)相的粗化，从而导致其沉淀强化作用的减弱。
对Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金焊接接头显微组织和力学性能进行了研究。氩弧焊(TIG)接头焊缝区的组织与相同成分的铸锭合金相似，平均晶粒尺寸约为50μm。采用电子束焊(EBW)可获得质量更好的焊接接头，焊缝区平均晶粒尺寸仅为6μm。氩弧焊和电子束焊接头的断裂强度分别为336 MPa和371 MPa。对Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr合金焊接接头进行焊后退火处理，焊缝区内析出细小、弥散的二次Al3(Sc，Zr)相并引起接头强度的显著提高，300℃×3 h退火处理后，氩弧焊和电子束焊接头的断裂强度分别为402和415 MPa。
Al-0.16Sc-0.05Si(wt.％)合金在退火过程中，Si原子由α-Al向Al3Sc相中扩散，经过300℃×24h退火处理后Si在Al3Sc相中的浓度约为6％。第一原理计算结果表明Si原子占据Al3Sc相中Al的点阵位置时具有最低的能量，证实了沉淀相的结构为(Al，Si)3Sc。Si的富集对二次Al3Sc相析出和粗化速率的影响不大。