一种无粗晶的变形铝合金及其制备方法和制品与流程

本发明属于金属材料技术领域，涉及一种无粗晶的变形铝合金及其制备方法和制品（如棒材、型材或板材）。

背景技术：

al-zn-mg-cu系铝合金是一类可热处理强化超高强铝合金，由于具有良好的延展性、断裂韧性、疲劳性能，已在航空、航天、电子等领域广泛应用，特别是其棒材、型材、板材以及锻件已用作飞机大梁、蒙皮、铆钉、导弹舱体连接部件、雷达框架等。但随着我国武器装备的机动性要求越来越高，对铝合金等轻质材料提出较高要求，特别是al-zn-mg-cu系棒材、型材以及板材，在挤压和热处理过程中，极易产生粗晶，造成材料力学性能明显下降，抗拉强度、延伸率明显降低，疲劳性能下降、耐腐蚀性能下降且材料性能不均匀。同时，在后续的表面处理过程中，常因粗晶的存在带来阳极化处理后的表面不均匀，严重影响了材料使用性能。因此，改善或消除al-zn-mg-cu系铝合金的粗晶缺陷，提升材料的均匀性对进一步扩大材料应用范围，提升装备性能非常必要。

技术实现要素：

为了改善现有技术的不足，本发明提供一种无粗晶的变形铝合金及其制备方法和制品，所述无粗晶的变形铝合金可以解决现有技术中al-zn-mg-cu系铝合金的制品（如棒材、型材或板材）表面存在粗晶而导致其性能降低和表面不均匀的问题，同时解决所述制品的应用受到限制的问题。

为了解决上次技术问题，本发明的技术方案是这样实现的：

一种无粗晶的变形铝合金，所述变形铝合金包括以下重量百分含量的各元素：zn：4.5~6.3%，mg：1.0~1.8%，cu：0.8~1.5%，v：0.4~0.6%，zr：0.06~0.12%，li：0.02~0.08%，ti：0.06~0.10%，mn：0.01~0.03%，hf：0.08~0.12%，b：0.01~0.02%，be：0.006~0.01%，杂质元素：小于或等于0.09%，al：余量。

作为一种优先的实施方案，所述铝合金包括以下重量百分含量的各元素：zn：4.8~6.0%，mg：1.2~1.7%，cu：0.8~1.0%，v：0.4~0.5%，zr：0.08~0.10%，li：0.03~0.06%，ti：0.08~0.10%，mn：0.02~0.03%，hf：0.10~0.12%，b：0.015~0.02%，be：0.008~0.01%，杂质元素：小于或等于0.07%，al：余量。

示例性地，所述铝合金中，

zn的重量百分含量为4.8、5.0、5.2、5.5、5.8、6.0%；

mg的重量百分含量为1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7%；

cu的重量百分含量为0.8、0.85、0.9、0.95、1.0%；

v的重量百分含量为0.4、0.42、0.45、0.48、0.5%；

zr的重量百分含量为0.08、0.085、0.09、0.095、0.10%；

li的重量百分含量为0.03、0.04、0.05、0.06%；

ti的重量百分含量为0.08、0.085、0.09、0.095、0.10%；

mn的重量百分含量为0.02、0.022、0.025、0.028、0.03%；

hf的重量百分含量为0.10、0.105、0.11、0.115、0.12%；

b的重量百分含量为0.015、0.016、0.018、0.02%；

be的重量百分含量为0.008、0.009、0.01%；

杂质元素的重量百分含量小于或等于0.07%；

余量为al。

本发明的变形铝合金在均匀化过程中，v、mn、zr、li、ti、hf元素形成了单元或多元纳米级析出相，有效增强基体并抑制粗晶的形成。具体地，v元素与al元素结合生成al3v相，mn元素与al元素结合生成al6mn相，zr、li、ti、hf元素反应生产al3(zr,li,ti,hf)、al3(ti,li,zr,hf)和al3(hf,zr,li,ti)纳米级析出相，这些析出相均为核壳结构，其中al3(zr,li,ti,hf)相以al3zr相为成核核心，li、ti、hf元素置换出al3zr相中的部分zr元素，在al3zr相外层形成一层复合壳层，该壳层与al原子的晶格常数更接近，晶格错配度小，对基体的强化效果好，且热稳定性较单一的al3zr相、al3li相、al3ti相、al3hf相更好；同时，这些纳米级核壳结构析出相可有效钉扎晶界、亚晶界和位错，在挤压和加热过程中可有效抑制晶粒的粗化长大和抑制受热时的再结晶，遏制粗晶形成。al3(ti,li,zr,hf)相和al3(hf,zr,li,ti)相与al3(zr,li,ti,hf)相类似，均为多层核壳结构析出相，其对基体的强化效果、热稳定性良好，可有效遏制粗晶形成。

在熔炼时，合金中存在的微量be元素可在铝液表面形成一层致密的氧化膜，有效阻碍铝液与空气接触，减轻熔炼时的al、zn、mg、li元素的氧化，进一步提高熔体的纯净度，减少元素烧损。

在铝合金凝固过程中，b元素与ti元素结合形成tib2相，tib2相可作为α-al相的形核核心，有效细化晶粒，提升材料综合力学性能。

作为一种优选的实施方案，所述杂质包括以下重量百分含量的各元素：fe≤0.03%，si≤0.02%，sn≤0.02%，pb≤0.02%。优选地，所述杂质包括以下重量百分含量的元素：fe≤0.02%，si≤0.02%，sn≤0.01%，pb≤0.02%。

本发明的杂质主要来源于制备铝合金的原料，杂质中通常是铁元素、硅元素、锡元素和铅元素，杂质的含量越少越好。在无粗晶的变形铝合金中，当铁元素含量较高时，铁元素易与硅、铝形成粗大难溶的条状化合物，在拉伸过程中割裂基体，导致合金的强度和延伸率的降低；当锡或铅元素含量超过0.05%时，锡原子、铅原子进入到铝原子中间，增加铝原子平均原子间距，在晶体表面层产生应力，也会降低合金的弹性模量和延伸率。本发明进一步控制杂质的含量，提高无粗晶的变形铝合金的纯度，进一步降低杂质元素对无粗晶的变形铝合金性能的影响。

作为一种优选的实施方案，所述无粗晶的变形铝合金中，cu、li、hf和ti元素的重量百分含量满足：wcu/（wli+whf+wti）≤5.38；其中，wcu为cu元素的重量百分含量；wli为li元素的重量百分含量；whf为hf元素的重量百分含量；wti为ti元素的重量百分含量。优选地，所述无粗晶的变形铝合金中，cu、li、hf和ti元素的重量百分含量满足：wcu/（wli+whf+wti）≤4.82；其中，wcu为cu元素的重量百分含量；wli为li元素的重量百分含量；whf为hf元素的重量百分含量；wti为ti元素的重量百分含量。

本发明进一步通过控制cu与li、hf和ti元素的重量百分含量，可以避免基体中形成难溶的al-cu-li-hf-ti相，该析出相尺寸约0.5-2mm，不能通过常规的热处理回溶，作为大尺寸杂质相严重影响材料性能；同时，该析出相的形成会极大的消耗cu、li、hf以及ti元素，减少元素的有效含量，降低对粗晶的抑制效果。因此，本发明需要控制cu、li、hf和ti元素的重量百分含量。

本发明还提供一种无粗晶的变形铝合金制品，所述变形铝合金制品为无粗晶的变形铝合金的棒材、型材和板材中的至少一种。

本发明中，术语“无粗晶”是指变形铝合金中粗晶的含量为0%，“粗晶”是指铝合金低倍组织缺陷。

本发明还提供上述无粗晶的变形铝合金的制备方法，所述方法包括以下步骤：

s1）将纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金、纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭放入熔炉中，加热熔化，得到铝合金熔体；

s2）对步骤s1）的铝合金熔体进行精炼；

s3）对步骤s2）的精炼后的铝合金熔体进行铸造，制备得到铸材；

s4）去除步骤s3）得到的铸材的表皮，然后进行均匀化处理；

s5）对步骤s4）的均匀化处理后的铸材进行挤压处理、水淋处理和人工时效处理，制备得到所述无粗晶的变形铝合金。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s1）中，具体包括如下步骤：

将纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金以及al-hf中间合金放入熔炉中，使熔炉的温度升高至720-730℃，加热熔化，保温1-2h，搅拌20-30min；随后使熔炉的温度降至680-700℃，加入纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭，搅拌10-15min，得到铝合金熔体。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s1）中，纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金、纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭均为本领域已知的产品，其可以通过商业途径购买获得，也可以根据本领域已知的方法制备得到。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s1）中，纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金、纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭的加入量满足制备所述变形铝合金中各元素的含量为下述范围：zn：4.5~6.3%，mg：1.0~1.8%，cu：0.8~1.5%，v：0.4~0.6%，zr：0.06~0.12%，li：0.02~0.08%，ti：0.06~0.10%，mn：0.01~0.03%，hf：0.08~0.12%，b：0.01~0.02%，be：0.006~0.01%，杂质元素：小于或等于0.09%，al：余量。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s2）中，具体包括如下步骤：

将熔炉的温度升至705-715℃，采用惰性气体旋转喷吹铝合金熔体，喷吹时间为10-15min，静置5-8min，实现对铝合金熔体的精炼。

其中，所述惰性气体为氮气、氦气、氩气中的任意一种或几种。本发明的熔炉里所得的铝合金熔体需要采用惰性气体旋转喷吹，惰性气体的气泡中氢分压为0，在气泡上浮过程中铝合金熔体中的氢扩散进入惰性气体的气泡中，并随着气泡上浮至表面，起到有效的除气、除渣效果。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s3）中，具体包括如下步骤：

将精炼后的铝合金熔体的温度控制在705~715℃，在浇铸流槽上方通入惰性气体保护，采用双层陶瓷过滤板过滤净化熔体，然后进行浇铸，得到铸材。

其中，所述浇铸过程是采用半连续工艺对精炼后的铝合金熔体进行铸造。

其中，所述铸造的速率为28~32mm/min，例如为28、29、30、31或32mm/min；所述铸造的水流量为12~13m³/h，例如为12、12.2、12.4、12.5、12.6、12.8或13m³/h。

其中，所述铸材例如可以是铸棒或铸锭。

其中，所述惰性气体为氮气、氦气、氩气中的任意一种或几种。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s4）中，采用车床或铣床去除铸材的表皮，如去除铸材表面的铸瘤、拉痕、皮下裂纹等缺陷，控制单边去除量2-5mm。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s4）中，均匀化处理为阶梯式处理制度，即200~220℃保温2~5h，然后升温至300~320℃保温2~4h，再升温至410~430℃保温1~2h。本发明的均匀化处理经历三级处理阶段，第一级处理阶段即200~220℃，由于处理温度相对较低，溶质原子析出动力强，基体中溶质原子弥散、细小析出，形成大量的形核质点；第二级处理阶段即300~320℃，随着处理温度的提高，基体中溶质原子以形核质点为基础大量析出，此时析出相体积分数大幅增加且分布均匀，尺寸细小；第三级处理阶段即410~430℃，在熔炼过程中形成的粗大al-zn-mg-cu相和第一、二级处理阶段中析出的细小al-zn-mg-cu相开始回溶至基体，促进溶质原子重新分布，有效消除zn、mg、cu化学元素的偏析和组织不均匀性。在第三级处理阶段，v、zr、li、ti、hf、mn元素形成的单元和多元析出相由于其热稳定性较好仍保持纳米尺度，有效钉扎晶界，抑制晶粒长大；同时，第三级处理阶段可有效释放铸材快凝和加工时所产生的残余应力，改善铸材热塑性，有利于后续挤压过程中的均匀变形，进一步减轻或消除粗晶。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s5）中，挤压处理是在挤压筒中完成的，所述挤压筒的预热温度为450~490℃，所述挤压速度为10~20mm/min。挤压处理的对象为经过均匀化处理的铸材，此时铸材的温度不超过第三级处理阶段的温度，即410~430℃，也就是说此时挤压筒的温度高于铸材的温度，这样设置可以促使挤压过程中的不均匀程度减轻，减小粗晶深度。采用较小的挤压速度，可有效降低铸棒因挤压摩擦作用而产生的温升，有利于减轻粗晶的形成。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s5）中，水淋处理是对挤压处理后的铸材进行水淋处理，水温控制在10~30℃。本发明对挤压处理后的铸材进行水淋处理，即直接进行淬火，避免铸材的二次重复固溶加热导致的粗晶形成过程，同时提高生产效率；此外，水淋处理可快速冷却挤压处理后的变形铝合金制品，减少挤压处理后的制品的余温加热效应，有效抑制制品晶粒长大，抑制粗晶的形成。

作为一种优选的实施方案，所述步骤s5）中，人工时效处理的温度为120~150℃，人工时效处理的时间为2~10h。

作为一种优选的实施方案，所述方法包括以下步骤：

s1）熔化，放入纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金，加热熔炉，使熔炉温度升高至720-730℃，保温1-2h，搅拌20-30min；熔炉温度降至680-700℃，加入纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭，搅拌10-15min，得铝合金熔体；

s2）精炼，加热熔炉温度为705-715℃，采用惰性气体旋转喷吹10-15min，静置5-8min；

s3）铸造，熔体温度控制在705~715℃，在浇铸流槽上方通入惰性气体保护，采用双层陶瓷过滤板过滤净化熔体，然后进行浇铸，得到铸材；

s4）均匀化，去除铸材的表皮，然后进行均匀化处理；

s5）挤压，将步骤s4）得到的铸材进行挤压处理，挤压制品经过在线水淋处理，然后进行人工时效，得到无粗晶的变形铝合金。

本发明的有益效果：

本发明提供了一种无粗晶的变形铝合金及其制备方法和制品，本发明的无粗晶的变形铝合金中，al、v、mn、zr、li、ti、hf在合金基体中形成了弥散、细小的纳米级析出相，这些析出相热稳定性好，并可有效钉扎晶界和位错，抑制挤压过程中的晶粒粗化与再细晶，同时提升基体强度。b元素可以ti结合有效细化晶粒；be元素可在铝液表面形成致密氧化膜进一步阻止al/mg/zn/li元素的烧损；同时，通过三级均匀化处理制度、在线水淋、较高的挤压筒温度以及较慢的挤压速度，可有效抑制粗晶的形成。本发明的无粗晶的变形铝合金，在低倍下未观察到粗晶组织，挤压棒材中心部位、边部的抗拉强度与延伸率基本一致，可达558-592mpa，延伸率为13.9-15.1%，疲劳寿命均超过10⁷次。

附图说明

图1为实施例1的无粗晶的变形铝合金挤压棒低倍组织照片。

图2为7075合金按现有生产工艺制备的挤压棒低倍组织照片。

图3为实施例1的无粗晶的变形铝合金的金相显微组织。

具体实施方式

下文将结合具体实施例对本发明的制备方法做更进一步的详细说明。应当理解，下列实施例仅为示例性地说明和解释本发明，而不应被解释为对本发明保护范围的限制。凡基于本发明上述内容所实现的技术均涵盖在本发明旨在保护的范围内。

下述实施例中所使用的实验方法如无特殊说明，均为常规方法；下述实施例中所用的试剂、材料等，如无特殊说明，均可从商业途径得到。

下述实施例中所使用的制备原料如下：

纯金属铝为al99.993，元素含量要求满足gb/t8644-2000要求；

纯金属锌为zn99.99，元素含量要求满足gb/t470-2008要求；

纯金属镁为mg9999，元素含量要求满足gb/t3499-2011要求；

纯金属cu为hpcu-2，元素含量要求满足gb/t26017-2010要求；

v以alv10中间合金加入，元素含量要求满足gb/t27677-2011要求；

zr以alzr10中间合金加入，元素含量要求满足gb/t27677-2011要求；

纯金属li为li-1，元素含量要求满足gb/t4369-2015要求；

ti以alti15中间合金加入，元素含量要求满足gb/t27677-2011要求；

b以alb8中间合金形式加入，元素含量要求满足gb/t27677-2011要求，

mn以almn25中间合金形式加入，元素含量要求满足gb/t27677-2011要求；

be采用albe3中间合金，元素含量要求满足hb5371-2014要求。

下述实施例中所使用的al-hf中间合金中hf元素含量为1~1.5%，其制备原材料为纯金属铝、纯金属铪，其中纯金属铝为al99.993，元素含量要求满足gb/t8644-2000；纯金属hf为核工业hf-01，元素含量要求满足gb/t38524-2020要求，使用前，采用icp-aes方法检测hf元素含量，检测方法符合gjb5404.16-2005的要求。

实施例1

本发明的一种无粗晶的变形铝合金的制备方法，包括以下步骤：

1）按照所得无粗晶的变形铝合金含有以下重量百分含量的元素称取原料（原料如上所述），zn：4.7%，mg：1.1%，cu：1.1%，v：0.6%，zr：0.07%，li：0.07%，ti：0.07%，mn：0.01%，hf：0.09%、b：0.01%，be：0.007%，杂质元素：0.08%（具体为fe：0.03%，si：0.02%，sn：0.01%，pb：0.02%），余量为al；

2）熔化，放入纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金，加热熔炉，使熔炉温度升高至720℃，保温1h，搅拌30min；

3）降温，使熔炉温度降至680℃，加入纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭，搅拌10min，得铝合金熔体；

4）精炼，加热熔炉温度为705℃，采用氦气旋转喷吹10min，静置6min；

5）铸造，熔体温度控制在708℃，在浇铸流槽上方通入氮气保护，采用双层陶瓷过滤板过滤净化熔体，然后进行半连续浇铸，控制铸造速度为30mm/min，水流量为12.3m³/h，得到铸棒；

6）均匀化，将铸棒进行车削加工去除铸棒的表皮，且表面单边去除2mm，然后在200℃保温5h，300℃保温2h，410℃保温1h；

7）挤压，将步骤6）的铸棒进行挤压处理，挤压筒预热温度为450℃，挤压速度为10mm/min；挤压后的制品经过在线水淋处理，控制水温为15℃，然后进行120℃保温7h的人工时效，得到无粗晶的变形铝合金棒材。

实施例2

本发明的一种无粗晶的变形铝合金的制备方法，包括以下步骤：

1）按照所得无粗晶的变形铝合金含有以下重量百分含量的元素称取原料（原料如上所述），zn：5.3%，mg：1.3%，cu：0.9%，v：0.5%，zr：0.10%，li：0.05%，ti：0.09%，mn：0.02%，hf：0.11%、b：0.02%，be:0.01%，杂质元素：0.05%（具体为fe：0.01%，si：0.01%，sn：0.01%，pb：0.02%），余量为al；

2）熔化，放入纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金，加热熔炉，使熔炉温度升高至730℃，保温1.5h，搅拌20min；

3）降温，使熔炉温度降至695℃，加入纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭，搅拌12min，得铝合金熔体；

4）精炼，加热熔炉温度为712℃，采用氩气旋转喷吹15min，静置5min；

5）铸造，熔体温度控制在715℃，在浇铸流槽上方通入氮气保护，采用双层陶瓷过滤板过滤净化熔体，然后进行半连续浇铸，控制铸造速度为29mm/min，水流量为12.5m³/h，得到铸锭；

6）均匀化，将铸锭进行铣削加工去除铸锭的表皮，且表面单边去除4mm，然后在220℃保温2h，320℃保温3h，430℃保温1.5h；

7）挤压，将步骤6）的铸锭进行挤压处理，挤压筒预热温度为480℃，挤压速度为15mm/min；挤压后的制品经过在线水淋处理，控制水温为25℃，然后进行150℃保温2h的人工时效，得到无粗晶的变形铝合金板材。

实施例3

本发明的一种无粗晶的变形铝合金的制备方法，包括以下步骤：

1）按照所得无粗晶的变形铝合金含有以下重量百分含量的元素称取原料（原料如上所述），zn：4.7%，mg：1.1%，cu：1.5%，v：0.6%，zr：0.07%，li：0.07%，ti：0.06%，mn：0.01%，hf：0.10%、b：0.01%，be:0.007%，杂质元素：0.08%（具体为fe：0.02%，si：0.02%，sn：0.02%，pb：0.02%），余量为al；

2）~7）熔化、降温、精炼、铸造、均匀化以及挤压工艺过程与实施例1一致。

显微组织分析表明，合金基体中存在长条状al-cu-li-hf-ti化合物。

实施例4

本发明的一种无粗晶的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

1）按照所得无粗晶的铝合金含有以下重量百分含量的元素称取原料（原料如上所述），zn：5.3%，mg：1.3%，cu：1.3%，v：0.5%，zr：0.10%，li：0.03%，ti：0.07%，mn：0.02%，hf：0.09%、b：0.02%，be:0.01%，杂质元素：0.04%（具体为fe：0.01%，si：0.01%，sn：0.01%，pb：0.01%），余量为al；

2）~7）熔化、降温、精炼、铸造、均匀化以及挤压工艺过程与实施例2一致。

显微组织分析表明，合金基体中存在长条状al-cu-li-hf-ti化合物。

实施例5

本发明的一种无粗晶的铝合金的制备方法，包括以下步骤：

1）按照所得无粗晶的铝合金含有以下重量百分含量的元素称取原料（原料如上所述），zn：4.7%，mg：1.3%，cu：0.9%，v：0.5%，zr：0.09%，li：0.04%，ti：0.09%，mn：0.03%，hf：0.11%、b：0.02%，be:0.009%，杂质元素：0.04%（具体为fe：0.01%，si：0.01%，sn：0.01%，pb：0.01%），余量为al；

2）熔化，放入纯铝锭、纯锌锭、纯铜锭、al-v中间合金、al-zr中间合金、al-ti中间合金、al-b中间合金、al-mn中间合金、al-hf中间合金，加热熔炉，使熔炉温度升高至730℃，保温1.5h，搅拌30min；

3）降温，使熔炉温度降至690℃，加入纯镁锭、al-be中间合金以及纯锂锭，搅拌13min，得铝合金熔体；

4）精炼，加热熔炉温度为710℃，采用氦气旋转喷吹10min，静置7min；

5）铸造，熔体温度控制在710℃，在浇铸流槽上方通入氦气保护，最后采用双层陶瓷过滤板过滤净化熔体，然后进行半连续浇铸，控制铸造速度为32mm/min，水流量为13m³/h，得到铸棒；

6）均匀化，将铸棒进行车削加工去除铸棒表皮，且表面单边去除3mm，然后在208℃保温4h，315℃保温3h，420℃保温1h；

7）挤压，将步骤6）的铸棒进行挤压处理，挤压筒预热温度为485℃，挤压速度为15mm/min；挤压后的制品经过在线水淋处理，控制水温为20℃，然后进行120℃保温10h的人工时效，得到无粗晶的变形铝合金棒材。

对比例1

按gb/t3190-2008标准，从市面上采购的7075铸棒，铸棒的均匀化、挤压工艺与实施例5一致。

对比例2

将实施例5得到的铸棒进行均匀化处理，即420℃保温2h；然后进行挤压处理，挤压筒预热温度为460℃，挤压速度为30mm/min；将挤压后的制品进行热处理，固溶温度468~474℃，水淬，然后在150℃保温3h。

对本发明实施例1和对比例1制备的铝合金挤压棒材分别在尾端700mm处，按gb/t3264-2000的方法进行低倍检测分析。结果表明，本发明实施例1制备的铝合金挤压棒材未发现粗晶（如图1所示）；对比例1的7075合金挤压棒存在明显粗晶（如图2所示）。实施例1制备的铝合金挤压棒材的金相显微组织如图3所示，在晶内也未发现粗晶的存在。

将实施例1~5和对比例1~2铝合金挤压棒材进行本体切取，取样部位位于棒材边部、1/2半径处，取样方向为l向，分别根据gb/t228-2010对合金的抗拉强度和延伸率的测定方法测定棒材的抗拉强度和延伸率；同时，分别对上述部分进行了切取疲劳性能测试实验；疲劳测试条件为：σmax=140mpa，r=-1，频率为120hz。数据如表1所示：

表1实施例以及对比例制备的铝合金挤压棒材的力学性能和疲劳性能

可以看出，实施例1、实施例2和实施例5的拉伸强度、延伸率以及疲劳性能均明显高于对比例1-2；而实施例3、实施例4的拉伸强度、延伸率仅略高于对比例1-2，疲劳性能基本相当，说明条状al-cu-li-hf-ti析出相对合金综合性能有不利影响。此外可以看到，有粗晶的7075试棒其边部力学性能、疲劳性能与中心部位力学性能、疲劳性能存在明显差异，可见外部粗晶对其力学性能、疲劳性能有严重影响，而本发明的实施例1-5的边部力学性能、疲劳性能与中心部位力学性能、疲劳性能几乎不存在差异，说明本申请的方法制备得到的制品无粗晶。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，本发明不限定于上述实施方式。凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。