CN117660739A - 一种用于5182铝合金板材的制造方法及铝合金板材 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种用于5182铝合金板材的制造方法，其包括步骤：(1)制得5182铝合金铸锭；(2)不进行均匀化处理，直接对5182铝合金铸锭进行高温短时加热：将5182铝合金铸锭加热至480～530℃，保温1～3h；(3)热轧；(4)热轧板高温短时加热：控制加热温度为525～560℃，保温时间为1～4h，然后空冷至室温或温轧温度；(5)冷轧或温轧以制得冷轧板或温轧板。该制造方法能够显著缩短5182铝合金中厚板和薄板的生产流线，其可以节约能源，提高生产效率，大幅度降低铝合金板材的生产成本，并同时保证其所制备的铝合金板材具有良好的深冲性能、塑性、韧性和耐蚀性能，其具有十分优异的推广应用价值。
Description
技术领域
本发明涉及一种合金板材的制造方法，尤其涉及一种铝合金板材的制造方法。
背景技术
众所周知，5182铝合金由于自身所具备的优异的比强度、焊接性和耐蚀性，其在罐车罐体、汽车车身、舰船及武器装备领域应用广泛，具有十分优异的应用前景。
在当前现有技术中，5182铝合金板材所采用的传统加工工艺通常是：通过半连续铸造(Direct Chill Casting，DC铸造)方法制备合金铸锭，然后进行均匀化处理以消除铸锭枝晶偏析促进元素扩散均匀并改善热加工性能。
在这种加工工艺中，5182铝合金铸锭均匀化温度一般超过550℃，且保温时间超过12h，其不仅费时耗能，而且严重降低生产效率显著提高生产成本。此外，高温长时均匀化处理还会使合金中主要含AlFeMn的过剩结晶相球化、粗化并沿着枝晶边界分布，其在后续加工变形对碎化程度有限，且难以使其均匀弥散分布，因而会严重恶化最终板材的成形性、塑性、韧性和耐蚀性。
因此，为了解决上述现有加工工艺所存在的技术问题，本发明期望设计并开发出一种新的用于5182铝合金板材的制造方法，该制造方法能够显著缩短5182铝合金中厚板和薄板的生产流线，其可以节约能源，提高生产效率，大幅度降低铝合金板材的生产成本，并同时保证其所制备的铝合金板材具有良好的深冲性能、塑性和韧性，其具有十分优异的推广应用价值。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种新的用于5182铝合金板材的制造方法，该制造方法能够显著缩短5182铝合金中厚板和薄板的生产流线，其可以节约能源，提高生产效率，大幅度降低铝合金板材的生产成本，并同时保证其所制备的铝合金板材具有良好的深冲性能、塑性和韧性，其具有十分优异的推广应用价值。
为了实现上述目的，本发明提供了一种用于5182铝合金板材的制造方法，其包括步骤：
(1)制得5182铝合金铸锭；
(2)不进行均匀化处理，直接对5182铝合金铸锭进行高温短时加热：将5182铝合金铸锭加热至480～530℃，保温1～3h；
(3)热轧；
(4)热轧板高温短时加热：控制加热温度为525～560℃，保温时间为1～4h，然后空冷至室温或温轧温度；
(5)冷轧或温轧以制得冷轧板或温轧板。
在本发明中，发明人开发出了一种过剩结晶相粒子组态可控的5182铝合金板材的短流线生产工艺，其可以对应制备罐车罐体用的5182铝合金中厚板和汽车车身用5182的铝合金薄板。
采用本发明所设计的这种用于5182铝合金板材的制造方法能够使过剩结晶相粒子组态可控、可溶合金相粒子快速回溶，从而短流程地制备高性能的5182铝合金中厚板和薄板。该制造方法可以调控合金板材基体中过剩结晶相粒子细小均匀弥散分布，提高5182铝合金板材中Fe、Si杂质元素容限，并借助大变形引入高密度位错和高浓度空位以促进可溶合金相粒子回溶，从而显著缩短5182铝合金中厚板和5182铝合金薄板的生产流程，节约能源，提高生产效率，大幅度降低铝合金板材的生产成本，并同时保证其板材具有良好的深冲性能、塑性和韧性，其具有很强的创新性和实际工程应用价值。
该制造方法不经高温均匀化处理直接热轧，随后热轧板经高温短时加热后水冷或空冷再进行冷轧，最后经退火处理，即可满足汽车车身用薄板的深冲性能，以及罐车罐体用的5182铝合金中厚板的强度、塑性、韧性和焊接性的要求。
在本发明上述步骤(2)中，在进行加热前，还可以对制造获得的5182铝合金铸锭进行切头铣面处理。
在本发明上述步骤(4)中，对热轧板进行高温短时加热处理，能够促进细小可溶合金相粒子溶解，同时使细小弥散分布的不可溶结晶相粒子边界圆滑球化。其中，控制高温短时处理的加热温度为525～560℃，控制保温时间为1～4h，冷却方式为空冷至室温或温轧温度。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，当制得冷轧板时，还包括步骤(6)退火：退火的加热温度为260～450℃，保温1～4h，然后空冷。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，所述5182铝合金铸锭含有Al和不可避免的杂质，以及质量百分含量如下的下述各化学元素：
Mg：4.0～5.0％，Mn：0.20％～0.50％，Si≤0.50％，Fe≤0.50％，Cu≤0.02％，Zn≤0.015％，Cr≤0.012％，Ti≤0.02％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，所述5182铝合金铸锭的各化学元素质量百分含量为：
Mg：4.0～5.0％，Mn：0.20％～0.50％，Si≤0.50％，Fe≤0.50％，Cu≤0.02％，Zn≤0.015％，Cr≤0.012％，Ti≤0.02％；余量为Al和其他不可避免的杂质。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，5182铝合金铸锭的厚度为600～1100mm。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，5182铝合金铸锭采用直接水冷半连续铸造(Direct Chill semi-continuous Casting，简称DC铸造)制得。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制终轧温度控制在285℃以上。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制热轧板厚度为5～12mm。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，热轧采用先横轧后纵轧的纵横交替轧制方式，其中横轧指沿着板材宽度方向，纵轧为指沿着板材长度方向。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，若制得冷轧板，其厚度为1～1.2mm；若制得温轧板，其厚度为5～8mm。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种5182铝合金板材，该5182铝合金板材中的过剩结晶相粒子细小均匀弥散分布，其具有良好的深冲性能、塑性和韧性。
为了实现上述目的，本发明提出了一种5182铝合金板材，其采用本发明上述的制造方法制得。
进一步地，在本发明所述的5182铝合金板材中，其中的过剩结晶相粒子在基体中弥散分布，且尺寸为1-4μm。
进一步地，在本发明所述的5182铝合金板材中，其屈服强度为127～145MPa，抗拉强度为287～308MPa，延伸率为24～29％，薄板的杯突值IE为9.25～9.54mm。
相较于现有技术，本发明所述的用于5182铝合金板材的制造方法及铝合金板材具有如下所述的优点以及有益效果：
(1)本发明所述的用于5182铝合金板材的制造方法，适当提高了5182铝合金板材中杂质元素Fe和Si的容限，降低了合金化原料及熔炼工装的成本。
(2)本发明所述的制造方法取消了铸锭常规高温长时均匀化处理，缩短了工艺流程，其能够节约能源，提高生产效率，大幅度降低了5182铝合金车身板的加工成本。
(3)本发明所述的制造工艺可在现有的铝合金板材生产线上实施，其无需改变现有工装，不必增加设备及工艺投资，操作简单方便可行。
(4)本发明方法制备加工的5182铝合金板材中的过剩结晶相粒子尺寸细小、弥散分布，有利于提高5182铝合金薄板的深冲性能，同时也有利于提高5182铝合金中厚板的塑性、韧性、焊接性能和耐蚀性，实现了在降低成本的同时完全满足汽车车身用5182铝合金薄板材冲压生产或罐车车体用5182铝合金中厚板材焊接性和力学性能的要求，由此而带来的社会经济效益非常可观。
附图说明
图1示意性地显示了实施例1的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
图2示意性地显示了对比例1的对比5182铝合金薄板材的金相组织照片。
图3示意性地显示了实施例3的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
图4示意性地显示了实施例6的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
图5示意性地显示了实施例8的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
图6示意性地显示了实施例10的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
图7示意性地显示了实施例17的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
图8示意性地显示了对比例2的对比5182铝合金中厚板的金相组织照片。
图9示意性地显示了实施例20的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
图10示意性地显示了实施例21的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
图11示意性地显示了实施例24的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
图12示意性地显示了实施例28的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明所述的5182铝合金板材的制造方法及铝合金板材做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-31和对比例1-2
表1列出了实施例1-31的5182铝合金板材和对比例1-2的对比5182铝合金板材的各化学元素的质量百分配比。
表1-1.(余量为Al和其他不可避免的杂质)
注：表1中的实施例1-13,15-28,30-31，对比例1-2的其他不可避免的杂质中的单个杂质含量均≤0.15wt％，实施例14和29的其他不可避免的杂质中的单个杂质含量均≤0.01wt％。
本发明所述的实施例1-31的5182铝合金板材均采用以下步骤制得：
(1)铸造：按照表1所示的化学成分设计的铝水采用直接水冷半连续铸造制备得到厚度为600～1100mm的5182铝合金铸锭。
(2)不进行均匀化处理，直接对5182铝合金铸锭进行高温短时加热：将5182铝合金铸锭切头铣面处理后，输入到加热炉中加热，并控制加热至480～530℃，保温1～3h。
(3)热轧：对保温后的5182铝合金铸锭进行热轧，以制得热轧板；其中，热轧采用先横轧后纵轧的纵横交替轧制方式，横轧指沿着板材宽度方向，纵轧为指沿着板材长度方向，并具体控制终轧温度在285℃以上，控制所获得的热轧板厚度为5～12mm。
(4)热轧板高温短时加热：对热轧板进行高温短时加热处理，并控制高温短时处理的加热温度为525～560℃，保温时间为1～4h，然后空冷至室温或温轧温度。
(5)冷轧或温轧：将高温短时处理后的热轧板，进行冷轧或温轧，以制得冷轧板或温轧板；其中，若制得冷轧板，则控制其厚度为1～1.2mm；若制得温轧板，则控制其厚度为5～8mm。
(6)退火：对所获得板材进一步进行退火处理，控制退火的加热温度为260～450℃，并保温1～4h，然后空冷，以获得退火后的成品板材。
需要说明的是，采用上述工艺步骤(1)-(5)即可制备所设计的5182铝合金板材。此外基于实际应用需求，在供货前也可以进行退火。因此，本发明进一步地进行了上述步骤(6)的退火工艺，以在退火后获得对应的成品实施例1-31的5182铝合金板材。
在本发明中，实施例1-31的5182铝合金板材的制造工艺均满足本发明设计规范要求。实施例1-31在上述表1中的化学元素成分仅为具体的实例，本发明所设计的这种用于5182铝合金板材的制造方法对于5182铝合金板材的化学成分并无特殊限定，在某些其他的实施方式中，也可以采用其它化学元素成分设计。
需要注意的是，在本发明所设计的这种技术方案中，针对制备的铝合金板材的厚度，进一步地的划分成了：薄板(其厚度区间为0.15mm～2.0mm)和中厚板(其厚度区间为6.0mm～25.0mm)。
表2-1和表2-2列出了实施例1-31的5182铝合金板材在上述工艺步骤(1)-(6)中的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
相应地，为了体现本发明所制备的实施例1-31铝合金板材的优越性，发明人还设计了两组对比例，即对比例1-2，对比例1-2的对比5182铝合金板材的化学成分设计可以具体参见上述表1。
需要注意的是，与实施例1-31不同是，本发明所述的对比例1-2的对比5182铝合金板材采用了与上述实施例1-31截然不同的工艺方案，对比例1-2具体采用以下制造方法制得：
对比例1：
(1)铸造：按照表1所示的化学成分设计的铝水采用直接水冷半连续铸造制备得到5182铝合金铸锭，其5182铝合金铸锭厚度为800mm。
(2)将5182铝合金铸锭装入加热炉中，2小时随炉升温至550℃保温24h后，出炉空冷至室温。
(3)再加热：将冷却后的5182铝合金铸锭切头铣面处理后，再加热至440℃，而后保温2h。
(4)热轧：对保温后的5182铝合金铸锭进行热轧，先沿着扁铸锭宽度方向轧制(即横轧)4道次，然后沿着扁铸锭长度方向轧制(即纵轧)13道次，以轧制获得热轧板，所得的热轧板厚度为5mm。
(5)中间退火处理：将获得的热轧板切头尾后，在加热炉中加热至420℃，保温2h后，出炉空冷，以获得中间退火板。
(6)冷轧：将中间退火板进行4道次冷轧，以制得冷轧板，该冷轧板厚度为1mm。
(7)退火：对冷轧板进行退火处理，以形成退火后板材；其中，控制退火的加热温度为420℃，保温2h后空冷。
对比例2：
(1)铸造：按照表1所示的化学成分设计的铝水采用直接水冷半连续铸造制备得到5182铝合金铸锭，其5182铝合金铸锭厚度为1000mm。
(2)将5182铝合金铸锭装入加热炉中，2小时随炉升温至550℃保温24h后，出炉空冷至室温。
(3)再加热：将冷却后的5182铝合金铸锭切头铣面处理后，加热至460℃，并保温2h。
(4)热轧：对保温后5182铝合金铸锭进行热轧，先沿着扁铸锭宽度方向轧制(即横轧)4道次，然后沿着扁铸锭长度方向轧制(即纵轧)15道次，以轧制得热轧板，热轧板厚度为5mm。
(5)退火：对热轧板进行退火处理，以形成退火后板材；其中，控制退火的加热温度为350℃，保温2h后空冷。
将通过上述工艺步骤得到的成品实施例1-31的5182铝合金板材和对比例1-2的对比5182铝合金板材分别取样，并对各实施例和对比例的铝合金板材的微观组织进行观察和分析，并测定分析板材中过剩结晶相粒子尺寸和分布，具体观察分析结果列于下述表3之中。
表3列出实施例1-31和对比例1-2的5182铝合金板材的板材基体中过剩结晶相粒子尺寸和分布。
表3.
从上述表3之中可以看出，采用本发明所设计的这种技术方案制备的实施例1-31的5182铝合金板材的微观组织中，过剩结晶相粒子在基体中均弥散分布，且其过剩结晶相粒子尺寸具体在1～4μm之间。
而对比例1-2的对比5182铝合金板材基体中的过剩结晶相粒子沿轧向分布，且其过剩结晶相粒子尺寸较之实施例1-31的尺寸大得多。
相应地，完成上述各实施例和对比例的微观组织观察后，可以再次采集获得的成品实施例1-31的5182铝合金板材和对比例1-2的对比5182铝合金板材的样品，并对成品实施例1-31以及对比例1-2的样品铝合金板材的性能进行检测，以得到各实施例和对比例成品铝合金板材的性能，并将性能测试所获得的结果列于下述表4之中。
相关性能测试手段如下所述：
拉伸试验：利用SHIMAZU AG-X 100型电子万能试验机常温(25℃)下进行拉伸实验，试样标距为50mm，拉伸速率为0.08/min-1。拉伸试验按照GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》执行。以获得各实施例和对比例成品铝合金板材所对应的屈服强度、抗拉强度和延伸率。
除了上述拉伸试验外，针对实施例1-13和对比例1的薄铝板，本发明还进一步地进行了杯突试验，其具体按照GB4156-84标准加工制取试样，采用北航BCS30D通用板材成形性试验机测定杯突IE值，采用塑料薄膜润滑，凸模球头直径为20mm，实验凸模上升速度为20mm/min，控制负荷为0.6kN，压边力为10kN，成形性研究用杯突试样尺寸为70×70mm，以获得实施例1-13和对比例1的薄铝板的杯突值IE。
在本发明中，仅针对实施例1-13和对比例1的薄铝板进行杯突试验是因为，当前针对中厚板材并不要求成型性能，所以只在薄板材中有杯突试验。
表4列出了实施例1-31的5182铝合金板材以及对比例1-2的对比5182铝合金板材的相关性能检测结果。
表4.
在本发明中，所测得的上述铝材的性能均是在对应经过退火后的供货状态的性能。其中，实施例1-31所制备的成品5182铝合金板材具有良好的综合力学性能，其屈服强度在127.8-144.1MPa之间，其抗拉强度在287.3-307.1MPa之间，其延伸率在24.0-28.9％之间。并且，在实施例1-13所制备的这种5182铝合金薄板材中，其杯突值IE在9.25-9.54mm之间。
相应地，在本发明中，所设计的对比例1-2并没有采用本发明所设计的制造方法，对比例1-2中的合金铸锭先经均匀化处理，后进行热轧变形，其中在高温长时均匀化过程中，过剩结晶相粒子会发生聚集长大现象，在热轧变形过程中过剩结晶相破碎尺寸较大，且在后续拉伸过程中大尺寸过剩结晶相与基体变形不协调，对性能产生不利影响。而实施例1-31中的合金铸锭先进行热轧，将合金相粒子破碎，结合纵横交叉轧制合金相弥散分布在合金基体中，继续加热保温合金相粒子只能略微长大，这种小尺寸且弥散分布的过剩结晶相能够使合金拉伸性能大大提高。
图1示意性地显示了实施例1的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
如图1所示，在实施例1的5182铝合金薄板材中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～3μm。
图2示意性地显示了对比例1的对比5182铝合金薄板材的金相组织照片。
如图2所示，在对比例1的对比5182铝合金薄板材中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，呈碎链状沿轧向分布，且过剩结晶相尺寸较大，为7～13μm。
图3示意性地显示了实施例3的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
如图3所示，在实施例3的5182铝合金薄板材中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约2～4μm。
图4示意性地显示了实施例6的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
如图4所示，在实施例6的5182铝合金薄板材中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～2μm。
图5示意性地显示了实施例8的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
如图5所示，在实施例8的5182铝合金薄板材中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～3μm。
图6示意性地显示了实施例10的5182铝合金薄板材的金相组织照片。
如图6所示，在实施例10的5182铝合金薄板材中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～2μm。
图7示意性地显示了实施例17的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
如图7所示，在实施例17的5182铝合金中厚板中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约2～4μm。
图8示意性地显示了对比例2的对比5182铝合金中厚板的金相组织照片。
如图8所示，在对比例2的对比5182铝合金中厚板中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，呈碎链状沿轧向分布，且过剩结晶相尺寸较大，为10～20μm。
图9示意性地显示了实施例20的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
如图9所示，在实施例20的5182铝合金中厚板中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～2μm。
图10示意性地显示了实施例21的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
如图10所示，在实施例21的5182铝合金中厚板中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约2～4μm。
图11示意性地显示了实施例24的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
如图11所示，在实施例24的5182铝合金中厚板中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～2μm。
图12示意性地显示了实施例28的5182铝合金中厚板的金相组织照片。
如图12所示，在实施例28的5182铝合金中厚板中，大尺寸过剩结晶相经热轧后被破碎，经纵横交叉轧制后过剩结晶相粒子弥散分布在合金基体中，合金相粒子尺寸约1～2μm。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。
Claims (13)
1.一种用于5182铝合金板材的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)制得5182铝合金铸锭；
(2)不进行均匀化处理，直接对5182铝合金铸锭进行高温短时加热：将5182铝合金铸锭加热至480～530℃，保温1～3h；
(3)热轧；
(4)热轧板高温短时加热：控制加热温度为525～560℃，保温时间为1～4h，然后空冷至室温或温轧温度；
(5)冷轧或温轧以制得冷轧板或温轧板。
2.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，当制得冷轧板时，还包括步骤(6)退火：退火的加热温度为260～450℃，保温1～4h，然后空冷。
3.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，所述5182铝合金铸锭含有Al和不可避免的杂质，以及质量百分含量如下的下述各化学元素：
Mg：4.0～5.0％，Mn：0.20％～0.50％，Si≤0.50％，Fe≤0.50％，Cu≤0.02％，Zn≤0.015％，Cr≤0.012％，Ti≤0.02％。
4.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述5182铝合金铸锭的各化学元素质量百分含量为：
Mg：4.0～5.0％，Mn：0.20％～0.50％，Si≤0.50％，Fe≤0.50％，Cu≤0.02％，Zn≤0.015％，Cr≤0.012％，Ti≤0.02％；余量为Al和其他不可避免的杂质。
5.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，5182铝合金铸锭的厚度为600～1100mm。
6.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，5182铝合金铸锭采用直接水冷半连续铸造制得。
7.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制终轧温度控制在285℃以上。
8.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制热轧板厚度为5～12mm。
9.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，热轧采用先横轧后纵轧的纵横交替轧制方式，其中横轧指沿着板材宽度方向，纵轧为指沿着板材长度方向。
10.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，若制得冷轧板，其厚度为1～1.2mm；若制得温轧板，其厚度为5～8mm。
11.一种5182铝合金板材，其特征在于，其采用如权利要求1-10中任意一项所述的制造方法制得。
12.如权利要求11所述的5182铝合金板材，其特征在于，其中的过剩结晶相粒子在基体中弥散分布，且尺寸为1-4μm。
13.如权利要求11所述的5182铝合金板材，其特征在于，其屈服强度为127～145MPa，抗拉强度为287～308MPa，延伸率为24～29％，薄板的杯突值IE为9.25～9.54mm。
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