CN115505802B - 一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及有色金属复合材料技术领域，具体来说涉及一种高强高亮的Al‑Mg‑Si系铝合金及其制备方法。高强高亮的Al‑Mg‑Si系铝合金，由如下重量百分比的组分组成：Si:0.5‑1.0wt.%；Mg:0.5‑1.5wt.%；Cu:0.1‑0.9wt.%；Fe:0.01‑0.5wt.%；Gr:0‑0.01wt.%；Ti：0‑0.01wt.%；V：0.01‑0.1wt.%；余量为Al和不可避免的杂质。本申请通过上述元素配比对应及工艺，在弃去细化剂的前提下，保障了成品合金的力学性能和光泽度。

Description

一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法
技术领域
本申请涉及有色金属复合材料技术领域，更具体地说，它涉及一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法。
背景技术
铝合金，是指以铝元素为基体复配一定其他合金元素而成的轻金属材料，由于其密度低、比强度高的特点，被广泛的应用于电子器械领域，如移动电子设备-电脑/手机外壳的加工原料。
相关技术中电脑/手机外壳的加工原料主要为JIS 1000系列铝材，如1050、1070、1080、1085和1100，但所得产品的强度普遍较低，屈服强度仅为50-165MPa，不适用于现阶段的使用需求和质量要求；
故此亦有部分企业采用JIS 2000型铝材(含2-5％Cu)进行替代，其虽具备高强度的优点，但由于细化剂铝钛硼丝的加入，会导致最终制品的表面会出现料纹等缺陷，从而影响成品质量和光泽度。
综上，迫切需要提供一种适用于电脑/手机外壳的加工原料，即可兼具高强度和高光泽度的新型铝材及其制备方法。
发明内容
为使得铝材可以在不使用细化剂的前提下兼具高强度和和高光泽的优点，本申请提供一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金及其制备方法，该铝合金可有效满足人们对手机/电脑外壳的质量和外观要求。
第一方面，本申请提供一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，采用如下的技术方案：
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于，由如下重量百分比的组分组成：Si:0.5-1.0wt.％；
Mg:0.5-1.5wt.％；
Cu:0.1-0.9wt.％；
Fe:0.01-0.5wt.％；
Gr:0-0.01wt.％；
Ti：0-0.01wt.％；
V：0.01-0.1wt.％；
余量为Al和不可避免的杂质。
通过采用上述技术方案，由上述合金元素配比制得的铝合金，其力学性能得到显著提升，屈服强度可达350-400MPa、延伸率为8-12％、屈强比0.9-0.97、维氏硬度137-147HV；
且所得铝合金经NaOH溶液碱蚀处理和/或阳极氧化后均无粗晶、裂纹或黑线现象，具有极高的表面质量和光泽度，还需特别说明的是该合金可由无细化剂的铸造工艺制得，可有效克服铸棒在省去细化剂、高Cu含量时易发生热裂现象的问题。
优选的，其Cu:Si:Mg的重量比为1:1:(1-1.5)。
通过采用上述技术方案，掺入有上述比例Cu:Si:Mg的铝合金，其在三者的复配作用下，可在省去细化剂的工艺中，有效减少铸棒的开裂现象，继而使得所得合金可以有效兼容表面质量和力学性能。
第二方面，本申请提供一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，采用如下的技术方案：
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，包括以下步骤：
S1、合金熔炼及熔体净化处理：先将铝材熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中补充合金元素进行熔炼，待熔炼完成后，进行精炼扒渣处理，后经静置、除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化；
S2、半连续铸造：对S1中净化后的熔体进行半连续铸造，采用热顶结晶器深井式半连续铸造方式将铸锭制成铸造长棒；
S3、多级控温均质：采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在470-500℃、第二级温度控制在550-575℃，均质完成后先开风雾冷却至室温，然后再锯切为短棒坯料；
S4、热挤压成型：对短棒坯料表面进行剥皮后，先加热并压制成挤压板，挤压速度3-10m/min，挤压完成后水冷至室温；
S5、双级时效处理：挤压完成后对挤压板进行双级时效热处理，一级时效温度为150-170℃，升温时间控制在2-3.5h，保温时间6-8h，二级时效温度为190-200℃，升温时间控制在0.5-1h，保温时间4-5h。
通过采用上述技术方案，本工艺可复配特定比例的合金元素实现无细化剂的高质量生产，即减少了因细化剂掺入对最终成品表面质量的影响，又通过多级控温均质和多级时效处理保障了成品的力学性能，且有效改善了铸棒在铸造过程中易出现热裂现象的问题。
优选的，所述S1的具体步骤如下：
先将回收铝料和/或铝锭投入熔炼炉内并以720-780℃熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中分批补充合金元素进行熔炼；
待熔炼完成后，在730-760℃的条件下进行2-4次精炼扒渣处理，每次精炼15-25分钟，精炼完成后静置15-45分钟，后经除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化。
优选的，所述双极过滤处理中的过滤板经750-800℃、2h的烘烤处理。
优选的，所述铝材由40％以下的回收铝料和余量的铝锭组成。
通过采用上述技术方案，上述熔炼和精炼工艺易于控制各项操作条件的同时，可有效获得化学成分均匀并且符合要求的合金，并且熔体的纯度较高,其他杂质合计≦0.15wt.％，有利于其后期铸造和减少杂质相对最终成品性能的不利影响。
优选的，所述S2中的铸造过程中采用三级冷却方式进行喷水冷却，铸造温度为680-720℃。
优选的，所述S2中的冷却水温度20-50℃，结晶器到冷却水箱距离为1-2m，铸造速度40-80mm/min。
通过采用上述技术方案，上述铸造工艺除能通过热顶结晶器深井式半连续铸造方式在铸造过程中有效赋予铸造长棒优良的力学性能外，还可与Cu:Si:Mg等合金元素复配以此有效避免热裂现象的发生，且各阶段的参数条件易于控制和达到。
优选的，所述S3的具体步骤如下：
在均质炉内采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在470-500℃，铸造长棒从室温升温到第一级保温温度时间控制在3.5-4h之间，保温时间2-6h；
第二级温度控制在550-575℃，铸造长棒从第一级保温温度升至第二级保温温度时间控制在0.75-1.25h之间，保温时间6-12h；均质完成后开风雾冷却至室温，然后锯切为短棒坯料。
通过采用上述技术方案，上述均质工艺除能通过多级控温的热扩散手段有效减少元素和组织的不均匀性，并使得铸态呈均匀和/或平衡状外，铸造过程和质量还不易受冷却速率影响，从而在保障最终成品质量的前提下可缩短工艺时长。
优选的，所述S4的具体步骤如下：
将短棒坯料表面的偏析、冷隔层完全剥离后，先加热至500-560℃并通过模具制成挤压板，模具加热温度450-500℃，挤压速度3-10m/min，挤压完成后通过水箱穿水于1min内冷却至室温，水箱循环水温度20-50℃。
通过采用上述技术方案，上述热挤压成型工艺在结合配套的多级控温均质和双级时效处理后，可有效保障铝合金的力学性能和表面成型质量，且挤压板的精度较高。
综上所述，本申请具有以下有益效果：
1.本申请通过Cu、Si、Mg等合金元素的掺入，在实现省去细化剂的同时，赋予了铝合金优异的力学性能和表面质量，且制备过程中不易因无细化剂、Cu含量较高而发生热裂现象；
2.本申请中Cu:Si:Mg的重量比为1:1:(1-1.5)时，可有效减少铸棒的开裂现象，继而使得所得合金可以有效兼容表面质量和力学性能，其屈服强度可达360-400MPa、屈强比为0.9-0.97；
3.本申请中的制备工艺可复配特定比例的合金元素实现无细化剂的高质量生产，即减少了因细化剂掺入对最终成品表面质量的影响，又通过特定的步骤保障了成品的力学性能。
具体实施方式
以下结合实施例对本申请作进一步详细说明。
性能检测试验
先判别各实施例和对比例中的合金板是否存有热裂现象，如存有热裂现象则直接记为不合格，仅对合格组别进行性能检测，主要检测指标包括力学性能检测和表面质量性能检测；
1)力学性能检测：
选取实施例和对比例中的合金板，在GB-T 6892-2006和本领域常规检测的步骤和标准下，进行试验，并记录其屈服强度MPa、延伸率％、屈强比和维氏硬度HV等性能，每组均平行设置三组，测试结果取平均值记入。
2)表面质量性能检测：
选取实施例和对比例中的合金板作为待检测试验件，每组平行设置三组，于70-75℃、50％的NaOH水溶液浸没5-10min，然后取出并清洗干净，观察并记录有无粗晶、夹杂裂纹等现象。
实施例
实施例1-6
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，各组分及其相应的重量百分比如下表所示，并通过如下步骤制备获得：
S1、合金熔炼及熔体净化处理：
先将铝材投入熔炼炉内并以780℃熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中分批补充合金元素进行熔炼；
待熔炼完成后，在760℃的条件下进行2次精炼扒渣处理，每次精炼15分钟，精炼完成后静置15分钟，后经除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化。
S2、半连续铸造：
对S1中净化后的熔体进行半连续铸造，采用热顶结晶器深井式半连续铸造方式将铸锭制成铸造长棒；
铸造过程中采用三级冷却方式进行喷水冷却，冷却水温度20℃，结晶器到冷却水箱距离为1m，其铸造温度为680℃，铸造速度40mm/min。
S3、多级控温均质：
在均质炉内采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在500℃，铸造长棒于3.5h从室温升温到500℃，保温时间2h；
第二级温度控制在575℃，铸造长棒于0.75h从室温升温到575℃，保温时间6h，均质完成后开风雾冷却至室温，然后锯切为短棒坯料。
S4、热挤压成型：
将短棒坯料表面的偏析、冷隔层完全剥离后，先加热至560℃并通过模具制成挤压板，模具加热温度500℃，挤压速度3m/min，挤压完成后通过水箱穿水于1min内冷却至室温，水箱循环水温度20℃。
S5、双级时效处理：挤压完成后对挤压板进行双级时效热处理，一级时效温度为160℃，升温时间控制在2.5h，保温时间6h，二级时效温度为200℃，升温时间控制在0.5h，保温时间4h。
表：实施例1-6中各组分及其重量百分比
Figure BDA0003865139930000051
Figure BDA0003865139930000061
对比例1-3
一种铝合金，与实施例1的区别之处在于，各组分及其相应的重量百分比如下表所示：表：对比例1-3中各组分及其重量百分比
Figure BDA0003865139930000062
抽取上述实施例1-6和对比例1-3中的铝合金，按上述步骤和标准测试其力学性能和表面质量性能，测试结果取平均值记入下表。
表：实施例1-6、对比例1-3性能检测结果
Figure BDA0003865139930000063
Figure BDA0003865139930000071
从上表中可以看出，实施例1-6中制得复合铝合金均具有优良的力学性能，其屈服强度高达352-396MPa、延伸率为8-12％、屈强比为0.92-0.97、维氏硬度137-147HV，相比于对比例1，即6063显著提升；
且上述复合铝合金的表面质量性能也较为优异，在经NaOH溶液碱蚀处理后均无粗晶、夹杂裂纹等现象发生，故此能有效满足现阶段人们对手机/电脑外壳的质量和外观要求。
此外从实施例和对比例可知，本申请在各合金元素的比例调控下，可在弃去细化剂和高Cu含量的基础上，克服铸造过程易发生热裂现象的缺陷，而对比例2-3显然无法满足上述要求，故铸棒均发生了热裂；
具体来说：由实施例2-4可知，在其他合金元素不变的前提下，其Cu:Si:Mg元素的重量比为1:1:(1-1.5)时，最有利于减少铸棒的开裂现象并保障铝合金的综合性能，其中实施例3为最优例；
而在其他合金元素变化时，参见实施例5-6，可以看出在引入特定微量元素Gr和Ti时，有利于进一步改善铝合金的力学性能，但Fe和V等元素的增加，则并未发生预期内力学性能的变化，具体原因未知，分析可能与金属的熔点改变和具体操作温度有关。
实施例7
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S1的具体步骤如下：先将铝材投入熔炼炉内并以750℃熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中分批补充合金元素进行熔炼；
待熔炼完成后，在745℃的条件下进行3次精炼扒渣处理，每次精炼20分钟，精炼完成后静置30分钟，后经除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化。
实施例8
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S1的具体步骤如下：先将铝材投入熔炼炉内并以720℃熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中分批补充合金元素进行熔炼；
待熔炼完成后，在730℃的条件下进行4次精炼扒渣处理，每次精炼25分钟，精炼完成后静置45分钟，后经除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化。
实施例9
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S1的具体步骤如下：先将铝材投入熔炼炉内并以800℃熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中分批补充合金元素进行熔炼；
待熔炼完成后，在800℃的条件下进行2次精炼扒渣处理，每次精炼10分钟，精炼完成后静置10分钟，后经除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化。
实施例10
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，S1中双极过滤处理中的过滤板经800℃、2h的烘烤处理。
实施例11
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，S1中铝材由40％的回收铝料和余量的铝锭组成。
抽取上述实施例7-11中的铝合金，按上述步骤和标准测试其力学性能和表面质量性能，测试结果取平均值记入下表。
表：实施例7-11性能检测结果
Figure BDA0003865139930000081
从上表中可以看出，实施例1、7-11中制得复合铝合金均具有优良的力学性能，其屈服强度高达348-361MPa、延伸率为10-12％、屈强比为0.91-0.95、维氏硬度135-142HV；且在经NaOH溶液碱蚀处理后均无粗晶、夹杂裂纹等现象发生，仍具有优良的表面性能。
此外从实施例1、7-8可知，本申请中S1步骤的特定范围参数限定有利于生产制得性能稳定均一的铝合金，由实施例9可知，如按预期的通过提高温度来缩短工时，则会导致性能小幅度下降；
由实施例10-11可知，无论是对双极过滤处理中的过滤板进行烘烤处理还是在添加合金元素及精炼的过程中开启电磁搅拌辅助熔炼，均有利于其溶体纯度的提升，其他杂质合计≦0.15wt.％，继而保障了后期铸造和最终成品铝合金的质量。
实施例12
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S2的铸造过程中冷却水温度50℃，结晶器到冷却水箱距离为2m。
实施例13
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S2的铸造过程中其铸造温度为680℃，铸造速度60mm/min。
实施例14
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S2的铸造过程中其铸造温度为700℃，铸造速度40mm/min。
实施例15
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S2的铸造过程其铸造温度为720℃，铸造速度80mm/min。
抽取上述实施例12-15中的铝合金，按上述步骤和标准测试其力学性能和表面质量性能，测试结果取平均值记入下表。
表：实施例12-15性能检测结果
Figure BDA0003865139930000091
从上表中可以看出，实施例1、12-15中制得复合铝合金均具有优良的力学性能，其屈服强度高达351-353MPa、延伸率为12％、屈强比为0.92、维氏硬度137-138HV；且在经NaOH溶液碱蚀处理后仍具有优良表面性能。
此外从实施例1、12-15可知，本申请中S2步骤的特定范围参数限定有利于生产制得性能稳定均一的铝合金的同时，还能通过热顶结晶器深井式半连续铸造方式有效赋予铸造长棒优良的力学性能，以及可与Cu:Si:Mg等合金元素复配以此有效避免热裂现象的发生。
实施例16
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S3的具体步骤如下：在均质炉内采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在500℃，铸造长棒于4h从室温升温到500℃，保温时间6h；
第二级温度控制在575℃，铸造长棒于1.25h从室温升温到575℃，保温时间12h，均质完成后开风雾冷却至室温，然后锯切为短棒坯料。
实施例17
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S3的具体步骤如下：在均质炉内采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在480℃，铸造长棒于4h从室温升温到500℃，保温时间2h；
第二级温度控制在550℃，铸造长棒于0.75h从室温升温到550℃，保温时间6h，均质完成后开风雾冷却至室温，然后锯切为短棒坯料。
实施例18
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S3的具体步骤如下：在均质炉内采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在480℃，铸造长棒于4h从室温升温到480℃，保温时间4h；
第二级温度控制在560℃，铸造长棒于1h从室温升温到560℃，保温时间8h，均质完成后开风雾冷却至室温，然后锯切为短棒坯料。
抽取上述实施例16-18中的铝合金，按上述步骤和标准测试其力学性能和表面质量性能，测试结果取平均值记入下表。
表：实施例16-18性能检测结果
Figure BDA0003865139930000101
从上表中可以看出，实施例1、16-18中制得复合铝合金均具有优良的力学性能，其屈服强度高达352-353MPa、延伸率为12％、屈强比为0.92、维氏硬度137-139HV；且在经NaOH溶液碱蚀处理后仍具有优良表面性能。
此外从实施例1、16-18可知，本申请中S3步骤的特定范围参数限定有利于生产制得性能稳定均一的铝合金的同时，还能通过多级控温的热扩散手段有效减少元素和组织的不均匀性，并减少铸态受冷却速率的影响，从而在保障最终成品质量的前提下缩短工艺时长。
实施例19
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S4的具体步骤如下：将短棒坯料表面的偏析、冷隔层完全剥离后，先加热至560℃并通过模具制成挤压板，模具加热温度500℃，挤压速度10m/min，挤压完成后通过水箱穿水于1min内冷却至室温，水箱循环水温度20℃。
实施例20
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S4的具体步骤如下：将短棒坯料表面的偏析、冷隔层完全剥离后，先加热至500℃并通过模具制成挤压板，模具加热温度450℃，挤压速度3m/min，挤压完成后通过水箱穿水于1min内冷却至室温，水箱循环水温度50℃。
实施例21
一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，与实施例1的不同之处在于，所述S4的具体步骤如下：将短棒坯料表面的偏析、冷隔层完全剥离后，先加热至520℃并通过模具制成挤压板，模具加热温度480℃，挤压速度5m/min，挤压完成后通过水箱穿水于1min内冷却至室温，水箱循环水温度40℃。
抽取上述实施例19-21中的铝合金，按上述步骤和标准测试其力学性能和表面质量性能，测试结果取平均值记入下表。
表：实施例19-21性能检测结果
Figure BDA0003865139930000111
Figure BDA0003865139930000121
从上表中可以看出，实施例1、19-21中制得复合铝合金均具有优良的力学性能，其屈服强度高达351-355MPa、延伸率为12％、屈强比为0.92、维氏硬度137-139HV；且在经NaOH溶液碱蚀处理后仍具有优良表面性能。
此外从实施例1、19-21可知，本申请中S4步骤的特定范围参数限定有利于生产制得性能稳定均一的铝合金的同时，还能通过复配多级控温均质和双级时效处理等工艺，有效保障铝合金的力学性能和表面成型质量。
本具体实施例仅仅是对本申请的解释，其并不是对本申请的限制，本领域技术人员在阅读完本说明书后可以根据需要对本实施例做出没有创造性贡献的修改，但只要在本申请的权利要求范围内都受到专利法的保护。

Claims (9)

1.一种高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金，其特征在于，由如下重量百分比的组分组成：
Si: 0.5-1.0wt.%；
Mg: 0.5-1.5wt.%；
Cu: 0.1-0.9wt.%；
Fe: 0.01-0.5wt.%；
Ti：0-0.01wt.%；
V：0.01-0.1wt.%；
余量为Al和不可避免的杂质；
其Cu:Si:Mg的重量比为1:1:(1-1.5)。
2.权利要求1所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、合金熔炼及熔体净化处理：先将铝材熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中补充合金元素进行熔炼，待熔炼完成后，进行精炼扒渣处理，后经静置、除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化；
S2、半连续铸造：对S1中净化后的熔体进行半连续铸造，采用热顶结晶器深井式半连续铸造方式将铸锭制成铸造长棒；
S3、多级控温均质：采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在470-500℃、第二级温度控制在550-575℃，均质完成后先开风雾冷却至室温，然后再锯切为短棒坯料；
S4、热挤压成型：对短棒坯料表面进行剥皮后，先加热并压制成挤压板，挤压速度3-10m/min，挤压完成后水冷至室温；
S5、双级时效处理：挤压完成后对挤压板进行双级时效热处理，一级时效温度为150-170℃，升温时间控制在2-3.5h，保温时间6-8h，二级时效温度为190-200℃，升温时间控制在0.5-1h，保温时间4-5h。
3.根据权利要求2所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述S1的具体步骤如下：
先将回收铝料和/或铝锭投入熔炼炉内并以720-780℃熔化成铝液，再依照铝液取样成分向铝液中分批补充合金元素进行熔炼；
待熔炼完成后，在730-760℃的条件下进行2-4次精炼扒渣处理，每次精炼15-25分钟，精炼完成后静置15-45分钟，后经除气、双级过滤处理，即可完成对熔体的净化。
4.根据权利要求3所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述双级过滤处理中的过滤板经750-800℃、2h的烘烤处理。
5.根据权利要求3所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述铝材由40%以下的回收铝料和余量的铝锭组成。
6.根据权利要求5所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述S2中的铸造过程中采用三级冷却方式进行喷水冷却，铸造温度为680-720℃。
7.根据权利要求6所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述S2中的冷却水温度20-50℃，结晶器到冷却水箱距离为1-2m，铸造速度40-80mm/min。
8.根据权利要求5所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述S3的具体步骤如下：
在均质炉内采用双级控温均质处理铸造长棒，第一级温度控制在470-500℃，铸造长棒从室温升温到第一级保温温度时间控制在3.5-4h之间，保温时间2-6h；
第二级温度控制在550-575℃，铸造长棒从第一级保温温度升至第二级保温温度时间控制在0.75-1.25h之间，保温时间6-12h；均质完成后开风雾冷却至室温，然后锯切为短棒坯料。
9.根据权利要求2所述的高强高亮的Al-Mg-Si系铝合金的制备方法，其特征在于，所述S4的具体步骤如下：
将短棒坯料表面的偏析、冷隔层完全剥离后，先加热至500-560℃并通过模具制成挤压板，模具加热温度450-500℃，挤压速度3-10m/min，挤压完成后通过水箱穿水于1min内冷却至室温，水箱循环水温度20-50℃。
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