本论文对实际合金的设计与开发中应用十分广泛的Al基合金系统Al-Zn-Cu三元系低铜侧溶解度间隙及20℃、200℃低Cu侧的相平衡进行了研究。 本文对近年来通过热力学计算和由实测推断相图在Al-Zn-Cu三元系低铜侧溶解度间隙区出现的矛盾结果进行了有针对性的研究。研究中设计了三种方法，并为此熔制了五个成分的合金。0Cu、2Cu和5Cu合金用于扩散偶法和合金法的研究；3Cu17Zn80Al和5Cu15Zn80Al用于XRD法的研究。采用扩散偶法和合金法得到了Cu对α1+α2溶解度间隙形状的影响规律，即α1/(α1+α2)边界的走向的规律。采用XRD结构分析法，是基于在溶解度间隙区范围内，一定条件下合金会首先发生失稳分解，因此可以用来研究溶解度间隙区形状随成分变化的特点，研究结果支持了扩散偶法和合金法的结果。三种研究方法所得到的一致结果是：α1/(α1+α2)边界将随着Cu含量的增加，向低Zn侧偏移，因此溶解度间隙区的形状是从Al-Zn侧向Al-Cu侧过渡的，即为发散状(隧道形)。研究结果否认了由早期实验推断出的溶解度间隙区为收敛状(钟罩形)的结果。 通过对等温平衡处理(300～340℃)后的Al-Zn及Al-Zn加Cu合金和扩散偶的电子探针微区成分分析表明，当α1与α2相平衡时，Cu能显著减少Zn在α1相中的溶解度，Cu将主要分配于α2相中。实验结果还表明，利用纯Al与0Cu或2Cu合金制作的扩散偶，通过Al的扩散可以提高0Cu或2Cu合金中的富Al相(α1相)的质量百分数，有利于平衡相成分的确定。 20℃等温截面的研究主要采用了合金法，研究工作主要针对T(Al4Cu3Zn)相在室温下是否能稳定存在的问题。在相应的相区选取了14个典型的合金成分，经过长达1100小时的阶梯平衡化退火，利用显微组织观察、X射线衍射和电子探针分析等手段，确定了各合金的相组成和各相的成分。结果表明，T相在室温时可以稳定存在，并与其周围的各单相组成六个三相区，即：T+α+β、T+ε+β、T+α+Al2Cu、T+AlCu+Al2Cu、T+Al4Cu9+AlCu、T+(Al4Cu9-Cu5Zn8)+ε。电子探针微区成分分析表明T相的成分不是化学计量的，存在一定的溶解度范围，确定T相成分范围(摩尔分数，下同)是：Al含量为52.8～59.5％，Cu含量为35.2～38.6％，Zn含量为4.91～8.58％。同时，通过实验结果与计算结果的相互验证，明确了ε相中的最高含Al量远远小于原来认知的数值(18％)，应该小于7％。最后以本实验的数据为依据，对20℃等温截面图做出了重要的修正。 本文还针对Al-Zn-Cu三元系相图的200℃等温截面中，铜含量低于20at％的区域中各相的成分范围和平衡关系不明确的问题进行了研究。在200℃等温截面中，若将α+β+T三相区中α+T及β+T两相平衡边界线向Al-Zn侧延伸，则得出的α相的Zn含量(摩尔分数，下同)为20％，β相的Al含量也可达20％，这明显与Al-Zn二元系的相关系相矛盾。针对这些问题选取了13个典型的合金成分，进行了组织均匀化和平衡冷却至200℃的热处理，利用显微组织观察、X射线衍射、电子探针分析等手段，确定了各合金的相组成和相成分。实验结果表明，200℃时，富Al相中的Zn含量不超过11.1％，Cu含量不超过2.9％；ε相中Al的含量不超过6.7％。根据AlCu和Al4Cu9的两相平衡区共轭成分的连线可知，Al2Cu3相中Zn的溶解度很小，应在4.4％以下。确定了Al4Cu9-Cu5Zn8成分带低铜侧的六个三相区，即：T+α+β、ε+T+β、T+α+Al2Cu、T+AlCu+Al2Cu、T+Al4Cu9+AlCu、T+(Al4Cu9-Cu5Zn8)+ε。最后对200℃等温截面图做出了符合实际的修正。 本文还针对通过热处理难以获得室温平衡相组成的合金能否快速转变成室温平衡相组成的问题进行了研究。对于所设计的合金5Cu40Zn55Al和15Cu20Zn65Al经380℃/100h成分均匀化炉冷后组织中分别包含有亚稳相ε和θ。在分别进行室温球磨加工16h和12h后，消除了这两个合金中的亚稳相，并得到了室温的平衡相组成。此外还设计了三个与上述两个合金处于同一个相区的合金，这三个合金在成分均匀化炉冷后，相组成中都包含有亚稳相，对这三个合金进行了手工锤击实验，结果证明不能消除亚稳相。文中对比了两实验的结果，并从理论上对上述结果进行了讨论。