7150铝合金是具有代表性的7xxx系超高强铝合金,其发展特点之一是使用微量Zr代替Mn和Cr作为细化晶粒和阻碍再结晶元素。但该合金铸锭直接在470℃左右常规均匀化处理后,形成的Al₃Zr弥散相尺寸及分布很不均匀,导致材料最终热处理后局部再结晶严重,影响其使用性能。另外,V也有细化晶粒和阻碍再结晶的作用,而且微量添加就能产生大量弥散相,但目前对于微量V在7xxx系超高强铝合金中作用的研究较少。本文作为科技部支撑计划项目“新型强韧化热处理技术研究”中的部分研究内容,目的是研究常规均匀化处理前预处理对7150超高强铝合金中含Zr及含V弥散相析出规律、再结晶抗力、塑性加工过程组织演变与退火过程再结晶规律的影响,利用弥散相经典形核、长大及粗化理论揭示弥散相析出机理,利用再结晶晶粒形核及长大理论揭示预处理提高再结晶抗力机理,为开发新型均匀化热处理工艺,进一步提高7150超高强铝合金的综合性能奠定基础。通过相图计算Zr和V在AI-6.4Zn-2.3Mg-2.2Cu（wt.%）合金中的平衡浓度及通过研究470℃C ×24h常规均匀化处理前预处理（250℃～400℃）对7150型铝合金中Al₃Zr、Al₂₁V₂弥散相析出规律的影响发现:Zr和V在250℃～470℃的平衡浓度分别在0.00062%～0.017%之间和0.000042%～0.041%之间。含微量Zr（0.1 Wt.%左右）及含微量V（0.11wt.%）的7150型铝合金铸锭经470℃×24h常规均匀化处理后,前者析出圆形、细小、与Al基体共格的Al₃Zr弥散相,体积分数在0.28%～0.33%之间;后者析出棒状、三角形和近圆形且与Al基体非共格的Al₂₁V₂弥散相,体积分数在1.82%～2.09%之间;但预处理不改变弥散相形态及其与Al基体共格关系,对体积分数影响也不大。预处理时间在24h以内时,预处理时间对弥散相析出影响较明显。但随预处理时间延长,在250℃预处理和在30℃以上预处理再经常规均匀化处理后Al₃Zr弥散相尺寸及密度的变化趋势相反;在250℃预处理时,Al₃Zr弥散相尺寸随预处理时间延长而减小、密度逐渐增大;而在300℃以上预处理时,Al₃Zr弥散相尺寸随预处理时间延长而变大,密度逐渐降低。其原因是在250℃下Zr在Al中的扩散能力很低,不能进行长距离的扩散及吞并长大,但所形成的能够在470℃长大的Al₃Zr弥散相核心数目随预处理时间延长不断增加;在300℃以上预处理,Zr在Al中的扩散能力明显增加,能进行长距离的扩散及吞并长大,所形成的能在470℃继续吞并长大的Al₃Zr弥散相核心数目随预处理时间延长不断减少;因此随预处理时间延长,较低温度（250℃）和较高温度（300℃以上）预处理条件下弥散相析出变化规律相反。含微量V（0.1 wt.%左右）的7150型铝合金铸锭预处理后再进行470℃ × 24h常规均匀化处理,在250℃预处理时Al₂₁V₂弥散相的尺寸随预处理时间延长而减小、密度逐渐增大;在300℃以上预处理时,Al₂₁V₂弥散相尺寸及密度随预处理时间延长变化不明显。通过研究470℃ × 24h常规均匀化处理前预处理（250℃～40℃）对含微量Zr和含微量V的7150型铝合金再结晶抗力、塑性加工过程组织演变与退火过程再结晶规律的影响发现:预处理能显著提高含微量Zr的7150铝合金再结晶抗力,但提高程度与Zr含量有关;Zr含量约为0.1 wt.%时,预处理合金经变形再固溶处理后主要为回复组织,再结晶几乎被完全抑制,而未经预处理合金为部分再结晶组织。Zr含量为0.13 wt.%的7150铝合金热轧后再经400℃ × 2h中间退火,未经预处理合金发生了明显的再结晶,而经250℃ × 24h预处理合金仍以回复组织为主,预处理使该合金冷轧后退火过程再结晶温度提高约70℃。预处理对含微量V的7150型铝合金再结晶抗力有一定程度的提高作用,但其作用不如添加相同含量Zr的明显;V含量为0.12 wt.%的7150型铝合金热轧后再经400℃ × 2h中间退火,未经预处理合金以再结晶晶粒为主;而经300℃ × 24h预处理合金再结晶比例有所降低,预处理能使该合金冷轧后退火过程的再结晶温度提高约20℃。470℃ × 24h常规均匀化处理前250℃～400℃预处理提高Al₃Zr弥散相及Al₂₁V₂弥散相晶界钉扎力Pz的作用,主要是由于预处理对Al₃Zr弥散相及Al₂₁V₂弥散相的细化。但弥散相对晶界的钉扎作用还强烈地受弥散相与基体界面关系的影响:Al₃Zr弥散相与Al基体共格,产生更大的晶界钉扎力Pz;而Al₂₁V₂弥散相与Al基体非共格,产生的晶界钉扎力Pz要小得多。在7150型铝合金中添加相同含量的Zr或V,虽然V形成的弥散相体积分数大于Zr,但Al₂₁V₂弥散相产生的晶界钉轧力Pz却小于与Al₃Zr弥散相,因此与基体非共格的Al₂₁V₂弥散相对合金再结晶阻碍作用明显小于与基体共格的Al₃Zr弥散相;这进一步证实了弥散相与基体共格时计算晶界钉轧力Pz采用Hallem H所提出的P_z=6γ_GB（V_f/r）更为合理,而不是 P_z=3γ_GB/2（V_f/r）。