7050-T7651 鋁合金厚板顯微組織及力學性能不均勻性

王經濤 ,孫 寧 ,黃同瑊 ,程志遠 ,郭富安 ,郭豐佳

（1.山東南山鋁業股份有限公司 國家鋁合金壓力加工工程技術研究中心，山東 龍口 265713；2.山東南山科學技術研究院有限公司，山東 龍口 265713）

現階段國內外飛機的生產均向著大型多載客、安全長壽命等方向發展，對飛機部件結構材料的強度、耐腐蝕、斷裂韌度等性能提出了更加嚴格的要求。Al-Zn-Mg-Cu 系合金因擁有高比強度、高比剛度、低密度以及優良的耐腐蝕性能和斷裂韌度，被廣泛應用于航空航天工業等領域。7050 鋁合金為Al-Zn-Mg-Cu 系合金中使用范圍比較廣的典型合金，以高強度、高耐蝕、低淬火敏感性等優異綜合性能廣泛應用于制造飛機蒙皮、框架、螺旋槳、油箱和起落架支柱等重要結構件，目前美國F22 和F35 第四代戰斗機以及 Boeing 777 客機已大批量使用7050-T7451 預拉伸厚板[1-2]。

目前航空工業中，鋁合金厚板逐漸替代鋁合金鍛件的使用，因為相對于鋁合金鍛件，鋁合金厚板可以制造形狀、尺寸較為復雜的航空結構件，利用厚板生產結構件，可以減少制造工序，比如焊接、鉚接等工藝，并且能夠規避由于二次加工對結構件造成的組織及性能不均勻，影響鋁合金結構件的正常使用。國內使用的7050 鋁合金厚板最大厚度達200 mm，為T7451 熱處理狀態，主要用于大型結構件的制造[3]。但是，對于7050 鋁合金軋制厚板來說，板材厚度越大，板材在厚度方向的整體性能越不均勻，嚴重影響了其后續的性能。Gong 等[4]基于7050 鋁合金厚板建立軋制模型，研究了軋制溫度和變形對7050 鋁合金厚板厚度方向晶粒尺寸的影響，探討了晶粒尺寸在厚度方向分布不均勻的原因，結果表明，7050 鋁合金板的不同厚度層在軋制過程中經歷了不同的溫度和應變，導致了重結晶分數沿厚度方向的不同，影響了晶粒尺寸的分布。尹德都等[5]采用Deform 3D 有限元軟件對厚度為80 mm 的7050 鋁合金厚板進行淬火過程模擬研究，對厚板在淬火過程中的溫度和殘余應力分布情況進行探討，并對比分析了淬火介質對厚板淬火過程的影響，結果表明，7050 鋁合金厚板在淬火過程中，表層與內部的冷卻速率分別為131、33.2 ℃/s，并且厚板表層與內部的殘余應力也表現不同，淬火初期厚板表層呈現拉應力，內部為壓應力，淬火完成后心部變為拉應力，表層為壓應力。昌江郁等[6]采用實驗及數值模擬等手段對20 mm 厚7056 鋁合金厚板的厚向進行組織分析及軋制變形模擬，重點探究了厚度方向1/4 層處軋制變形與織構和性能的關系，結果表明7056 合金板材再結晶程度由表層向心部逐漸增大，剪切織構主要分布在厚板的表層與1/4 層處，認為厚板1/4 層處具有高的剪切應力、應變速率和金屬流動速率，從而引起了厚板在厚度方向的不均勻性。另外，其他學者也對7050鋁合金厚板在厚度方向的不均勻性進行探究[7-10]，但對于合金厚板在不同厚度位置的基體組織、晶粒形態、織構、納米析出相以及相應力學性能等系統性研究較少，且所研究板材厚度基本低于100 mm。基于以上所述，本工作通過研究160 mm 厚7050-T7651 鋁合金特厚板不同厚度位置的金相組織、晶粒取向、織構類型、時效納米析出相分布以及力學性能的差異，分析和探討導致板材厚度方向顯微組織與力學性能不均勻性的原因，以期為企業生產綜合性能均勻性優異的7050 鋁合金特厚板提供理論依據。

1 實驗及方法

本實驗所用合金材料為160 mm 7050-T7651鋁合金軋制厚板，其合金成分直讀光譜儀檢測結果如表1 所示。合金鑄錠經462 ℃/ 4 h+478 ℃/20 h的雙級均勻化熱處理之后，以445 ℃為熱初軋溫度，將厚度為430 mm 熱軋料經10 道次軋至160 mm厚，且在熱處理爐中進行479 ℃/ 1 h 的固溶淬火處理，淬火轉移時間小于20 s，并于4 h 內進行2%的預拉伸變形量，最后進行121 ℃/ 6 h+170 ℃/ 14 h的雙級時效處理。圖1 為板材實驗樣品取樣位置示意圖，將全厚度7050-T7651 鋁合金板材沿厚度方向平均分為10 層，利用線切割將板材切割成約16 mm 厚的實驗樣品，并且從下表面至上表面進行編號，依次標記為a、b、c ...j。為探究板材不同厚度位置組織及力學性能的變化規律，對每一層樣品均進行金相、SEM、EBSD 和拉伸性能檢測實驗，對編號為a、c、e、g、i 層樣品進行TEM 實驗。拉伸試樣在每層樣品的三個方向進行取樣，即板材的L 方向、LT 方向和45°方向，且每個方向各取三個平行拉伸試樣。

圖1 板材實驗樣品取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of sampling position of plate test sample

表1 實驗合金成分（質量分數/%）Table 1 Component of aluminum alloy（mass fraction/%）

采用金相顯微鏡（OM）對拋光且經Graff Sargent 試劑腐蝕的7050-T7651 鋁合金樣品進行金相組織觀察；在場發射掃描電子顯微鏡（SEM）下觀察厚板不同厚度位置樣品的組織形貌及粗大第二相分布情況，并利用配套的EDS 能譜對第二相的種類進行分析；采用場發射透射電鏡（TEM）觀察厚板不同厚度位置時效析出相在晶界、晶內的形貌及析出情況；采用SEM 電鏡附帶EBSD 檢測功能對厚板不同厚度位置晶粒取向、大小角度晶界占比、極圖分布及織構占比情況進行表征與分析；力學拉伸實驗于INSTRON 型萬能電子材料拉伸機進行，拉伸試樣在板材不同厚度位置樣品的L 方向、LT 方向和45°方向取樣，每個位置、方向分別取3 個平行試樣。

2 實驗結果

2.1 7050-T7651 鋁合金組織分析

采用Graff Sargent 試劑腐蝕的160 mm 7050-T7651 鋁合金板材縱截面金相組織如圖2 所示。從圖2 可以看出，在板材不同厚度位置處的晶粒組織均沿軋制方向被拉長，同時出現了不同程度的再結晶現象，晶粒組織由細小且大量分布的亞晶晶粒和呈扁平狀的粗大再結晶晶粒構成。下表層位置a 與上表層位置j 晶粒組織中，再結晶晶粒所占比例較心部位置e、位置f 大，但再結晶晶粒尺寸方面心部位置e、位置f 要大于表層位置a 與位置j。表明160 mm 7050-T7651 鋁合金板材由表層至心部，再結晶比例逐漸降低，但再結晶晶粒尺寸逐漸增大。圖3 為160 mm 7050-T7651 鋁合金板材不同厚度位置的SEM 圖片及能譜分析，可以看出，組織中的第二相大致沿軋制方向呈鏈條式分布，且表層位置a、位置j 組織內的第二相含量要明顯高于心部位置e、位置f 及位置g，但是第二相尺寸方面心部位置第二相尺寸要大于表層位置。表明160 mm 7050-T7651 鋁合金板材由表層至心部，第二相含量逐漸減小，但是第二相尺寸卻逐漸增大。

圖2 鋁合金板材不同厚度位置縱截面金相組織（a）位置a；（b）位置b；（c）位置c；（d）位置d；（e）位置e；（f）位置f；（g）位置g；（h）位置h；（i）位置i；（j）位置jFig.2 Microstructures of longitudinal section of aluminum alloy plate at different thickness positions（a）position a；（b）position b；（c）position c；（d）position d；（e）position e；（f）position f；（g）position g；（h）position h；（i）position i；（j）position j

圖3 鋁合金板材不同厚度位置SEM 圖片及能譜分析（a）位置a；（b）位置b；（c）位置c；（d）位置d；（e）位置e；（f）位置f；（g）位置g；（h）位置h；（i）位置i；（j）位置j；（k）心部位置粗大相元素組成Fig.3 SEM images and EDS analysis of aluminum alloy plates at different thickness positions（a）position a；（b）position b；（c）position c；（d）position d；（e）position e；（f）position f；（g）position g；（h）position h；（i）position i；（j）position j；（k）composition of coarse phase components at the center position

圖4 為160 mm 7050-T7651 鋁合金板材位置a、位置c、位置e、位置g、位置i 的晶界及晶內TEM 明場像圖片。由于板材經過時效熱處理工藝，所以板材不同厚度位置晶界處均分布著尺寸較大的呈斷續分布的MgZn2（η）相，并且晶界兩側形成一定寬度的無沉淀析出帶，相對于位置e，其他位置晶界析出相之間的間距更大，無沉淀析出帶的原子貧瘠區域更明顯。并且由圖3 可以看出，位置a 與位置i 的晶內析出相尺寸小，分布密度高，而位置c 與位置g，晶內析出相尺寸略有長大，并且分布密度減小，這與SEM 圖片數據相一致。表明全厚度160 mm 7050-T7651 鋁合金板材，上、下表層板材組織的晶內析出相尺寸小、分布密度高，并且晶界處析出相相間距大，隨著板材厚度的增加，不同厚度位置晶內析出相尺寸變大，相與相之間的間距減小，相分布密度降低，同時晶界無沉淀析出帶的原子貧瘠區域不明顯。結合圖3 (k)板材厚向心部位置(e 位置)處粗大第二相微觀形貌及EDS 能譜分析結果看出，心部位置仍存在未回溶至基體的高熔點Al2CuMg(S)相，可以推斷出160 mm 7050-T7651 鋁合金板材的均勻化熱處理未能將板材心部位置處的S 相全部溶解，表明均勻化熱處理工藝仍需進行優化。

圖4 鋁合金板材不同厚度位置晶界及晶內TEM 圖片（a），（b）位置a；（c），（d）位置c；（e），（f）位置e；（g），（h）位置g；（i），（j）位置iFig.4 TEM pictures of grain boundaries and intragrains of aluminum alloy plate at different thickness positions（a），（b）position a；（c），（d）position c；（e），（f）position e；（g），（h）position g；（i），（j）position i

2.2 7050-T7651 鋁合金EBSD 分析

鋁合金板材的平面各向異性與厚度方向不均勻性均與板材在軋制過程中和后續熱處理過程中產生的各種類型織構占比密切相關[11-13]。圖5、圖6、圖7 為鋁合金板材不同厚度位置EBSD 晶粒、晶界形貌重構圖及不同厚度位置大、小角度晶界統計占比圖。由圖5 晶粒重構圖可以看出，板材厚度位置從表層到心部晶粒均沿軋制方向拉長，并且均發生不同程度的再結晶。由位置a 至位置j，明顯的看出晶粒尺寸發生變化，位置a 至位置e，晶粒尺寸逐漸變大，亞晶的數量逐漸減少；位置f 至位置j，晶粒尺寸逐漸減小，亞晶的數量逐漸增多。圖6 晶界重構圖中，藍色晶界為2°～5°晶界，黑色晶界為5°～10°晶界，黃色晶界為10°～15°晶界，紫色與綠色晶界為＞15°的大角度晶界。結合圖6、圖7 板材不同厚度位置晶界重構圖及大、小角度晶界統計占比圖可知，板材表層（位置a～c）以小角度晶界（＜15°晶界）亞結構組織為主，小角度晶界比例在79%～85%之間，而板材心部（位置e～f）小角度晶界的比例為58%左右，相比于板材表層小角度晶界比例降低了26.6%～31.8%左右，表明160 mm 7050-T7651 鋁合金板材由表層到心部小角度晶界亞結構組織的數量不斷減少，大角度晶界的數量不斷增多，但結合鋁合金板材不同厚度位置縱截面金相組織腐蝕照片來看，該大角度晶界的數量增多是由于板材心部大尺寸再結晶晶粒所導致，并非為板材心部再結晶分數大，而表層小角度晶界亞結構組織占比高是由于板材表層在軋制塑性變形過程中變形程度大，在后續熱處理過程中再結晶發生不完全所造成。此外，與板材不同厚度位置縱截面金相組織相一致的是由板材表層到心部，再結晶晶粒的尺寸不斷增大。

圖5 鋁合金板材不同厚度位置EBSD 晶粒形貌重構圖（a）位置a；（b）位置b；（c）位置c；（d）位置d；（e）位置e；（f）位置f；（g）位置g；（h）位置h；（i）位置i；（j）位置jFig.5 Reconstructions of EBSD grain morphology at different thickness positions of aluminum alloy plate（a）position a；（b）position b；（c）position c；（d）position d；（e）position e；（f）position f；（g）position g；（h）position h；（i）position i；（j）position j

圖6 鋁合金板材不同厚度位置EBSD 晶界重構圖（a）位置a；（b）位置b；（c）位置c；（d）位置d；（e）位置e；（f）位置f；（g）位置g；（h）位置h；（i）位置i；（j）位置jFig.6 Reconstructions of EBSD grain boundary at different thickness positions of aluminum alloy plate（a）position a；（b）position b；（c）position c；（d）position d；（e）position e；（f）position f；（g）position g；（h）position h；（i）position i；（j）position j

圖7 鋁合金板材不同厚度位置大、小角度晶界統計占比圖Fig.7 Statistical percentage diagrams of large and small angle grain boundaries at different thickness positions of aluminum alloy plate

圖8 和表2 分別為板材不同厚度位置處（111）織構強度分布極圖和織構類型占比統計。由圖8可知，從板材表層到心部其織構強度逐漸增大，從表層的6.008 提升至心部的22.644，但織構類型分布比較分散，從表層到心部未發現明顯的規律。結合圖8 和表2，7050-T7651 鋁合金板材中主要含變形織構、剪切織構和再結晶織構三種類型織構，其中變形織構主要包括{112}＜111＞銅織構、{011}＜211＞黃銅織構、{123}＜634＞S 織構，剪切織構主要包括{001}＜110＞旋轉立方織構，再結晶織構主要包括{001}＜100＞立方織構，除此之外還有一定量的{110}＜001＞高斯織構。從表2 板材不同厚度位置織構類型統計數據可知，板材表層位置織構組分較復雜，在位置a、位置b 及位置j 主要以剪切織構為主，這是由于板材在軋制過程中，板材厚度方向所受變形條件不同，板材表層與軋輥直接接觸，摩擦力作用要高于心部位置，產生剪切變形，軋制后表層出現剪切織構[14-15]。從板材表層到心部剪切織構r-cube{001}＜110＞逐漸減少，變形織構銅織構Copper {112}＜111＞和黃銅織構Brass {011}＜211＞的組分含量逐漸增多。在板材的整個厚度方向再結晶織構Cube{001}＜100＞的含量均較低，這說明板材整體的再結晶程度較低，只有局部位置發生再結晶及晶粒長大。

圖8 鋁合金板材不同厚度位置（111）極圖（a）位置a；（b）位置b；（c）位置c；（d）位置d；（e）位置e；（f）位置f；（g）位置g；（h）位置h；（i）位置i；（j）位置jFig.8 Pole figure（111）of aluminum alloy plate at different thickness positions（a）position a；（b）position b；（c）position c；（d）position d；（e）position e；（f）position f；（g）position g；（h）position h；（i）position i；（j）position j

表2 鋁合金板材不同厚度位置織構類型統計占比Table 2 Statistical proportions of texture types at different thickness positions of aluminum alloy plates

2.3 7050-T7651 鋁合金拉伸性能分析

一般來講，鋁合金薄板組織及性能各向異性要優于厚板，隨板材厚度的增加，組織及性能各向異性程度均增大[11，16]。圖9、圖10 和圖11 分別為板材不同厚度位置L 向、LT 向及45°方向的拉伸性能變化曲線，由數據可以看出板材L 向、LT 向及45°三個方向均呈現出沿厚度表層-心部-表層方向抗拉強度及屈服強度先降低后升高的趨勢，斷后伸長率三個方向有所差別。實驗合金不同厚度位置L向的力學性能最優位置為位置a 處，抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率分別為533 MPa、482.5 MPa、19.0%，LT 向的力學性能最優位置為位置a 處，抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率分別為563.5 MPa、468.5 MPa、14.5%，45 °方向的力學性能最優位置同樣為位置a 處，抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率分別為531.5 MPa、466.5 MPa、17.0%。由圖9 L 向拉伸性能數據曲線圖看出，板材抗拉強度表現出較不均勻的現象，但整體仍然表現出強度隨厚度增加先降低后升高趨勢，板材抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率最大差值分別為20 MPa、22.5 MPa 和8.5%。由圖10 LT 向拉伸性能數據曲線圖看出，板材在表層位置仍獲得最大抗拉強度、屈服強度與斷后伸長率值，但與圖9 L 向拉伸性能數據對比不同的是LT 向抗拉強度與屈服強度由表層到心部位置呈單方面下降，在心部位置e、位置f 位置數值降到最低，板材抗拉強度與屈服強度最大差值分別為30 MPa 和26.5 MPa，而斷后伸長率最小處為厚度方向位置d 與位置e 處，與L 向變化趨勢一致。由圖10 45°方向拉伸性能數據曲線圖看出，該方向拉伸性能數據與圖10 LT 向拉伸性能數據變化趨勢相一致，為表層抗拉強度、屈服強度與斷后伸長率值最大，抗拉強度與屈服強度最低處為心部位置，斷后伸長率最低處為位置f、位置g 處，板材抗拉強度與屈服強度最大差值分別為35 MPa 和35.5 MPa。總體來講，7050-T7651 鋁合金在平面與厚度方向內均存在力學性能的各向異性，且45°方向各項異性更明顯，厚度位置強度呈現出沿厚度表層-心部-表層方向先降低后升高的趨勢。

圖9 鋁合金板材不同厚度位置L 向拉伸性能Fig.9 L-direction tensile properties of aluminum alloy plates at different thickness positions

圖10 鋁合金板材不同厚度位置LT 向拉伸性能Fig.10 LT-direction tensile properties of aluminum alloy plates at different thickness positions

圖11 鋁合金板材不同厚度位置45°方向拉伸性能 Fig.11 Tensile properties of aluminum alloy plates in 45° direction at different thickness positions

3 分析與討論

對160 mm 7050-T7651 鋁合金板材不同厚度位置組織及性能的表征與檢測發現，企業生產該厚度板材所采用的熱處理制度有所欠缺。結合圖2、圖3 及EDS 能譜分析，合金基體組織中存在較多的S 相（Al2CuMg）及富鐵相（Al7Cu2Fe），S 相的存在來自于兩個方面，一是鑄錠殘留，二是合金在465 ℃以上均勻化熱處理過程中，由η 相（MgZn2）轉變形成[17]，且S 相屬于高溫相，表明所選用雙級均勻化制度高溫段保溫時間較短，應該繼續加長高溫段保溫時間，以將組織中的S 相盡可能回溶，以免影響后續板材組織與性能。經過對板材組織及性能的表征與檢測，發現該板材在厚度方向及同厚度層不同面內方向均存在有不同程度的各向異性，具體表現為板材表層基體組織內的第二相粒子含量及分布密度要高于心部位置，但心部位置第二相粒子尺寸要大于表層粒子尺寸，同時心部位置處晶界析出相的間距要小于表層位置，PFZ 也相對于表層位置不明顯。結合板材腐蝕后金相組織、晶粒、晶界EBSD 重構圖及大、小角度晶界占比情況、不同厚度位置織構占比情況分析，板材經過高溫固溶熱處理之后，基體組織發生了部分再結晶，并且由上、下表層向板材心部隨厚度的增加，晶粒尺寸逐漸增大，小角度晶界占比降低，但再結晶組織比例降低，組織中再結晶織構轉變為變形織構，{112}＜111＞和{011}＜211＞變形織構的組分含量逐漸增多，隨板材厚度的增加，織構強度也不斷增加，造成此現象的原因主要由厚板表層與心部淬火敏感性存在差異所導致，板材結束高溫固溶后進行淬火，心部淬火敏感性較低，心部組織不能迅速冷卻，故心部晶粒尺寸要大于表層組織[18-20]，同時該位置Zr 元素富集，能夠有效抑制再結晶現象的發生[13]，故心部組織再結晶比例要低于表層組織。

7050-T7651 鋁合金時效工藝采用雙級時效，對于鋁合金厚板，板材表層受溫度影響的敏感性要大于心部。板材在雙級時效過程中，一級低溫時效保溫時間較短而二級高溫保溫時間較長，但板材表層所受低溫與高溫影響有效時間較長，組織中在低溫時效過程中析出的GP 區會在高溫時效初始階段轉化為η′ 相或η 相，而板材心部在低溫時效階段有效保溫時間較短，組織內基本為GP 區或η′ 相含量較少。當高溫時效保溫時間相同時，表層組織有效高溫保溫時間要高于心部組織，因此GP 區或η′ 相的回溶行為也要高于心部，而心部晶內會發生η′ 相向η 相的轉變以及η 相的長大和粗化，并且所占比例相對更大，故板材表層基體組織內的第二相粒子含量及分布密度要高于心部位置，但心部位置第二相粒子尺寸要大于表層粒子尺寸。

板材組織再結晶現象發生及程度大小主要受合金基體組織中形變儲能及第二相粒子兩方面的影響，而兩者又與板材的軋制過程密切相關[21]。首先，400 mm 大尺寸合金鑄錠經均勻化處理后按大壓下量→小壓下量→大壓下量的軋制規則進行軋制，板材在軋制過程中，上、下表層直接與軋輥相接觸，并且在軋制初期和后期，壓下量較大，雖在軋輥之間噴淋潤滑液，但兩者的摩擦力也較大，會在板材組織內產生較大的形變儲能，并且板材表層比心部形變儲能高。后續固溶熱處理過程中，由于表層組織存在較高的形變儲能，會發生比心部組織程度大的再結晶現象，再結晶晶粒更接近等軸狀，這與金相腐蝕組織晶粒形貌相一致。同時，表層位置處會受摩擦力的作用產生剪切變形，軋制后表層出現剪切織構r-cube{001}＜110＞織構，與表2 不同厚度位置處織構占比數據相一致。第二相粒子影響方面，由于合金鑄錠在半連續鑄造過程中表層與心部冷卻速率的不同以及合金板材軋制過程表層與心部塑性變形程度的不同，導致板材從表層位置至心部位置的未溶第二相粒子尺寸越來越大，分布越來越不均勻，大尺寸的第二相粒子會通過粒子激發形核（PSN）機制促進再結晶現象的發生。但通過對160mm 7050-T7651 鋁合金板材不同厚度位置組織數據的分析，該板材基體組織內第二相粒子的尺寸及分布得到較好的控制，板材心部位置沒有因為PSN 機制產生大量的再結晶組織。同時，在板材的整個厚度方向再結晶織構Cube{001}＜100＞的含量均較低，這說明板材整體的再結晶程度較低，只有板材局部位置發生再結晶及晶粒長大現象。

通過對比圖9、圖10 及圖11 板材力學性能變化曲線，160 mm 7050-T7651 鋁合金板材力學性能在L 向、LT 向及45°均呈現出沿厚度表層-心部-表層方向抗拉強度及屈服強度先降低后升高的趨勢。該現象的原因主要與板材組織內時效析出強化相的形態相關。對于可熱處理強化的7 系鋁合金，板材的最終力學性能與板材所采用的時效制度密切相關。但對于鋁合金厚板，表層與心部所受時效工藝會有所差別，具體工藝機理已在前文描述。故在后續板材表層與心部組織中時效強化相的析出有所不同，主要表現為表層強化相含量及分布密度要高于心部位置，所以板材力學性能呈現出沿厚度表層-心部-表層方向抗拉強度及屈服強度先降低后升高的趨勢。同時，板材厚度方向上，不同厚度位置處的基體組織會由于合金不均勻鑄錠組織的遺傳性、淬火敏感性及軋制過程中所受塑性變形程度的不同而產生差異，會對基體組織的織構和晶粒產生影響。結合板材不同厚度位置處的顯微組織分析可知，板材表層的晶粒組織以亞晶為主，含有少量的柱狀晶，晶界以小角度晶界為主，晶粒比較細小，故其強度最高，塑形也最好。從表層到心部粗等軸晶晶粒的含量逐漸增多，小角度晶界也逐漸轉變為大角度晶界，易于裂紋的萌生和擴展，故心部的強度最低，塑形也較差。同時板材心部位置由于較低的淬火敏感性，在后續固溶熱處理過程中，往往形成聚集性的第二相和彌散相粒子，使得強化相元素固溶程度較低，不能在時效過程中正常析出，也會降低板材心部位置的強度[13]。

4 結論

（1）160 mm 7050-T7651 鋁合金板材不同厚度位置均發生不同程度的再結晶。從板材表層到心部，第二相粒子含量及分布密度逐漸降低，但第二相粒子尺寸及晶界析出相的間距逐漸增大；板材表層晶界結構以小角度晶界亞結構組織為主，小角度晶界比例在79%～85%之間，隨板材厚度增加，晶界逐漸由小角度晶界轉變為大角度晶界，相比于板材表層小角度晶界比例降低了26.6%～31.8%。

（2）板材中主要含變形織構、剪切織構和再結晶織構三種類型織構，板材表層到心部其織構強度逐漸增大，但織構類型分布比較分散。從板材表層到心部剪切織構r-cube{001}＜110＞逐漸減少，變形織構銅織構Copper {112}＜111＞和黃銅織構Brass {011}＜211＞的組分含量逐漸增多。

（3）板材在平面與厚度方向內均存在力學性能的各向異性，厚度位置強度呈現出沿厚度表層-心部-表層方向先降低后升高的趨勢。且試驗合金不同厚度位置的力學性能最優位置均為位置a 處，位置a 處L 向抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率分別為533 MPa、482.5 MPa、19.0%，LT 向抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率分別為563.5 MPa、468.5 MPa、14.5%，45°方向抗拉強度、屈服強度及斷后伸長率分別為531.5 MPa、466.5 MPa、17.0%。