在工信部提出的宜大力发展的高性能汽车用铝合金薄板中有两种5XXX系合金：5754、5182-RSS。除了这两个合金外，得到应用的还有5022、5023、5454、5154、5083等合金。
Mg在铝中的溶解度仅次于锌而居第二位，在450℃时的极限溶解度为17.4%，室温只有1%。在理论上Al-Mg合金应该有强烈的时效硬化效应，但因β相的沿晶沉淀倾向和弥散度的限制，无法利用这种效应，多以退火O状态或冷作硬化状态H使用。
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Al-Mg合金过饱和固溶体α'的沉淀过程：
α'→GP区→β'→β（Al8Mg5） Mg原子直径(0.320nm)远比Al（0.286nm）的大，淬火后GP区虽在几秒钟内即能形成，但尺寸小（1.0nm~1.5nm），周围有密集的空位云，与母相几乎不发生共格应变，故Mg含量≤（5%~7%）的合金无明显的时效硬化效应。Mg≤8%的合金，室温时效几年后，GP区可以长大到10nm，虽有较大的强化效应，但出现强烈的沿晶断裂特点，塑性急剧降低到只有约1.5%，无实用价值。
向Al-Mg合金加Mn或Cr，主要是为了改善抗蚀性和可焊性，但固溶那部分还有一定的强化作用。Ti和V是晶粒细化剂，也有提高强度和可焊性的作用。Be能防止熔铸和焊接时的氧化倾向，特别是高镁合金尤为需要。微量Sb或Bi主要为了防止高Mg合金的“钠脆”现象。Cu、Zn、Fe、Si是杂质，应严加限制，但Si能改善可焊性，故5A03铝合金板含0.50%Si~0.80%Si。
由于Al-Mg合金只有轻微的时效硬化效果和强烈的沿晶沉淀倾向，只能在退火（300℃~380℃）或冷作硬化状态下工作，但它们铝合金板的优秀抗腐蚀性能只有β相沿晶内晶界均匀分布的情况下才能显示出来，并且分布形态还受Mg含量的强烈影响。一系列的研究结果表明，Mg含量≤3%的合金稳定性极高，无论是退火或冷作硬化状态，在室温或敏化处理温度（67℃~177℃）长时间加热，均不形成沿晶β相网膜，对应力腐蚀开裂（SCC）和剥落腐蚀也不敏感，但Mg含量>3.5%后，特别是经过冷作硬化，随Mg含量的升高（≥5%Mg），对SCC的敏感性也强烈升高，甚至在室温长时间存放（20a~30a），也能沿晶界形成连续的β相网膜。因为高Mg含量（≥6%~7%）合金即使在315℃~330℃充分退火，α固溶体也不能完全分解，仍处于过饱和状态，故组织很不稳定。
解决高镁合金组织性能稳定性的途径有二：一是退火后进行大的冷变形（ε=30%~50%），增加位错密度或β相形核点，并在200℃以上沉淀处理，促进固溶体彻底分解和β相均匀分解；另一办法是降低镁含量≤3%，并添加适量可以提高强度和再结晶温度的Mn和Cr，也能避免β相沿晶沉淀，得到与高镁含量相当的强度，美国的5454合金（2.7%Mg、0.7%Mn、0.12%Cr）即可得到与Al-4Mg合金相同的强度，而无SCC和EFC敏感性，但此法无法使Al-Mg合金的强度有很大提高。
