CN109518044A

CN109518044A - 一种薄型罐身用3104铝合金及其板材的制备方法

Info

Publication number: CN109518044A
Application number: CN201811636822.3A
Authority: CN
Inventors: 杨阳; 赵丕植; 邹立颖; 郑晓兵
Original assignee: China Aluminum Material Applied Research Institute Co Ltd
Current assignee: China Aluminum Material Applied Research Institute Co Ltd
Priority date: 2018-12-29
Filing date: 2018-12-29
Publication date: 2019-03-26

Abstract

本发明提供的一种薄型罐身用3104铝合金，组分及其质量百分含量为：Mg 1.0%‑1.3%，Mn 0.8%‑1.1%，Cu 0.1%‑0.25%，Fe 0.25%‑0.5%，Si 0.15%‑0.4%，其余为Al和不可避免的杂质。所述铝合金的板材的制备方法，包括以下步骤：将所述铝合金依次进行熔炼、铸造、铣面，得到铝合金铸锭；将铝合金铸锭进行两级均匀化热处理；将铝合金铸锭进行热轧，得到热轧板；将热轧板进行冷轧得到铝合金板材。本发明提供一种厚度减薄、强度提高、成型能力更高的薄型罐身用3104铝合金及其板材的制备方法。

Description

一种薄型罐身用3104铝合金及其板材的制备方法

技术领域

本发明属于金属加工技术领域，具体涉及一种薄型罐身用3104铝合金及其板材的制备方法。

背景技术

罐身用3104铝合金板材是制造铝合金易拉罐罐身的原料，为厚度0.4mm以下的薄板。经过落料冲杯、多道次变薄拉深、罐底冲压成型、清洗及烘烤后，成为易拉罐白罐身。由于易拉罐是用来密封储存液体的容器，其储存的碳酸饮料、啤酒等液体含有二氧化碳溶解其中形成碳酸，在震动或温度升高的状态下，碳酸会分解成二氧化碳使罐内压力增高，若罐体材料强度不够则会导致罐底反转或罐体破裂。因此，罐身用3104铝合金板材对强度有较高的要求。此外，易拉罐的制罐过程包含深冲、变薄拉深等变形量大、变形速率快的步骤，对板材的成型性能有极高的要求，单纯提高板材强度容易导致板材成型性能降低，无法满足制罐要求。

为了降低单罐用铝量，节约成本，罐身用3104铝合金板材一直在提高其强度，进而进行板材减薄。目前，我国主流的罐身用3104铝合金板材厚度已经减薄至0.265-0.27mm，屈服强度也达到了250MPa。在这一基础上继续减薄，则不但面临着板材强度进一步提高的问题，还面临着板材成型性能提高的问题，因为采用更薄的罐身板材制罐，其罐底需要进行二次成型来达到更好的结构强度，这对板材的成型性能提出了更高的要求。因此，现有的罐身用板材无法满足0.26mm以下罐身料的制罐要求。

发明内容

针对现有技术中板材无法满足0.26mm以下罐身料制罐要求的问题，本发明提供一种厚度减薄、强度提高、成型能力更高的薄型罐身用3104铝合金及其板材的制备方法。

本发明通过以下技术方案来实现：

一种薄型罐身用3104铝合金，其特征在于，所述铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg 1.0％-1.3％，Mn 0.8％-1.1％，Cu 0.1％-0.25％，Fe 0.25％-0.5％，Si 0.15％-0.4％，其余为Al和不可避免的杂质。

根据上述的铝合金板材，其特征在于，所述铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg1.2％-1.3％，Mn 0.8％-0.9％，Cu 0.2％-0.25％，Fe 0.25％-0.4％，Si 0.2％-0.25％，其余为Al和不可避免的杂质。

根据上述铝合金的板材的制备方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

(1)将所述铝合金依次进行熔炼、铸造、铣面，得到铝合金铸锭；

(2)将铝合金铸锭进行两级均匀化热处理，第一级均匀化热处理的处理温度为590℃-610℃、处理时间为6h-12h；第二级均匀化热处理的处理温度为500℃-540℃、处理时间为12h-36h；

(3)将两级均匀化热处理后的铝合金铸锭进行热轧，得到热轧板，热轧终轧温度为340℃-360℃，热轧板厚度为1.8mm-2.2mm；

(4)将热轧板进行冷轧得到铝合金板材，热轧板进行冷轧的道次数为4-6道次，每道次压下量为30％-45％，热轧板总冷轧率为88％-90％，冷轧终轧温度为120℃-180℃。

根据上述的制备方法，其特征在于，步骤(2)中铝合金铸锭进行两级均匀化热处理时，第一级均匀化热处理的处理温度为590℃-600℃、处理时间为7h-10h；第二级均匀化热处理的处理温度为510℃-530℃、处理时间为15h-20h。

根据上述的制备方法，其特征在于，步骤(3)中将两级均匀化热处理后的铝合金铸锭进行热轧的热轧终轧温度为340℃-350℃，热轧板厚度为1.9mm-2.1mm。

根据上述的制备方法，其特征在于，步骤(4)中将热轧板进行冷轧得到铝合金板材的冷轧终轧温度为150℃-170℃。

根据上述的制备方法，其特征在于，所述铝合金板材的厚度为0.20mm-0.26mm，所述铝合金板材的立方织构强度为3-6，所述铝合金板材的S织构强度为10-13，所述铝合金板材中的AlMnSi相占所述铝合金板材中全部物相的面积百分比为2.5％-4％，所述铝合金板材的屈服强度为255MPa-285MPa，所述铝合金板材的伸长率为4％-8％，所述铝合金板材的制耳率为0.5％-3％。

根据上述的制备方法，其特征在于，所述铝合金板材中Al₁₂(FeMn)₃Si相的衍射峰面积占所述铝合金板材中Al₆FeMn相的衍射峰面积和Al₁₂(FeMn)₃Si相的衍射峰面积之和的80％以上；Al₁₂(FeMn)₃Si相的等效圆直径为0.1μm-8μm。

根据上述的制备方法，其特征在于，等效圆直径为2μm-4μm的Al₁₂(FeMn)₃Si相的面积占所述铝合金板材中全部Al₁₂(FeMn)₃Si相的面积的40％-60％。

本发明的有益技术效果：与现有技术相比，本发明通过控制铝合金成分与铝合金板材的加工方法，得到的铝合金板材的屈服强度为255MPa-285MPa，延伸率为4％-8％，制耳率为0.5％-3％，提高了铝合金板材的强度和成型性能，同时铝合金板材厚度减薄、强度提高、成型能力更高，能够满足0.26mm以下薄型罐身的制罐工艺。

附图说明

图1为本发明15#比较例的铝合金板材的金相组织；

图2为本发明1#实施例的铝合金板材的金相组织；

图3为本发明14#比较例的XRD衍射图谱；

图4为本发明1#实施例的XRD衍射图谱；

图5为本发明18#比较例的ODF图；

图6为本发明1#实施例的ODF图；

图7为本发明22#比较例和1#实施例的铝合金铸锭经过第二级均匀化热处理后的扫描电镜观察形貌；

图8为本发明22#比较例和1#实施例的铝合金铸锭经过第二级均匀化热处理后的热轧板晶粒组织照片。

具体实施方式

本发明的一种薄型罐身用3104铝合金，组分及其质量百分含量为：Mg 1.0％-1.3％，Mn 0.8％-1.1％，Cu 0.1％-0.25％，Fe 0.25％-0.5％，Si 0.15％-0.4％，其余为Al和不可避免的杂质。优选的，铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg 1.2％-1.3％，Mn0.8％-0.9％，Cu 0.2％-0.25％，Fe 0.25％-0.4％，Si 0.2％-0.25％，其余为Al和不可避免的杂质。

Mn元素是合金中的强化元素，当Mn元素低于0.8％时，合金板材无法获得要求的强度，也没有足够的AlFeMn化合物；如果Mn元素含量高于1.1％，则合金内会出现大量尺寸较大的AlFeMn化合物，造成板材成型性能下降；同时，过量的Mn元素也会导致合金铸锭中的AlFeMn相数量急剧增多，相比之下Si元素数量偏少，在均匀化过程中不够使AlFeMn相全部转化为α相(Al₁₂(FeMn)₃Si相)，由此导致α相转化比例降低，影响板材的变薄拉深性能，最终导致制罐无法完成。

Fe元素是合金中的强化元素，当Fe元素低于0.25％时，合金板材无法获得要求的强度，也没有足够的AlFeMn化合物。如果Fe元素含量高于0.5％，则合金内会出现大量尺寸较大的AlFeMn化合物，造成板材成型性能下降，制罐无法完成。

Si元素是合金中的强化元素，是合金铸锭在进行均匀化热处理过程中，AlFeMn相转化为α相的必要元素。而α相数量与形貌是提高板材变薄拉深性能的主要调控因素。若Si元素含量低于0.15％，则铸锭在均匀化过程中无法获得足够的α相；若Si元素含量高于0.4％，则获得的α相尺寸偏大，会降低板材的力学性能，并令制罐无法完成。

Mg元素是合金中的强化元素，主要通过固溶强化来提高合金板材的性能。当Mg元素含量低于1.0％时，板材强度无法满足要求；当Mg元素高于1.3％时，板材轧制性能变差，不利于制备。

Cu元素是合金中的强化元素，可利用冷轧收卷后的轧制温度以及罐体成型与烘烤过程中的温度进行时效强化。若Cu元素含量低于0.1％，则板材强度无法达到要求；若Cu元素含量高于0.3％，则板材的成型性能严重下降，制罐过程无法完成。

铝合金的板材的制备方法，包括以下步骤：(1)将铝合金依次进行熔炼、铸造、铣面，得到铝合金铸锭；(2)将铝合金铸锭进行两级均匀化热处理，第一级均匀化热处理的处理温度为590℃-610℃、处理时间为6h-12h；第二级均匀化热处理的处理温度为500℃-540℃、处理时间为12h-36h；优选的，铝合金铸锭进行两级均匀化热处理时，第一级均匀化热处理的处理温度为590℃-600℃、处理时间为7h-10h；第二级均匀化热处理的处理温度为510℃-530℃、处理时间为15h-20h。选择此均匀化热处理工艺的原因主要是为了控制α相的比例与形貌。α相是AlFeMnSi四元相，在高温均匀化过程中由铸态的AlFeMn相与基体中固溶的Si元素一同转变而来。α相的硬度高于AlFeMn相，在易拉罐制罐过程中，2μm-4μm尺寸的α相能够有效刮除变薄拉深模具表面铝灰等杂质沉积物，是易拉罐制罐中最重要的化合物。第一级均匀化温度若低于590℃，则AlFeMn相转变为α相的过程明显变慢，导致生产效率降低，成本升高；若第一级均匀化热处理时间低于6h，则铸锭中心部位仍有一定量的AlFeMn相没有充分转化为α相，导致板材变薄拉深性能降低；若第一级均匀化热处理时间高于12h，则转化获得的α相会发生团聚和球化，不利于后续轧制过程中的破碎，从而降低其对板材的强化效果，也使制罐过程更难完成。通过本发明的实施例和比较例可知，当板材内等效圆直径＞8μm的化合物开始出现时，板材的断罐比例显著提高。

第一级均匀化热处理完成后，将铝合金铸锭转移至保温炉内进行第二级均匀化热处理，炉温500℃-530℃，保温12h-36h。保温的目的是为了在合金内析出AlMnSi相，AlMnSi相为亚微米尺度的针状相，在后续轧制过程中可被破碎成纳米尺度的细小颗粒，AlMnSi本身具有一定的强化效果，同时还能够钉扎再结晶晶界，阻碍再结晶晶粒长大，细化热轧组织，进一步提高板材的强度，通过本专利的实施例和比较例可知，铝合金板材中的AlMnSi相占铝合金板材中全部相的面积百分比大于2.5％才能够起到足够的强化作用，优选的，AlMnSi相占铝合金板材中全部相的面积百分比为2.5％-4％。(3)将两级均匀化热处理后的铝合金铸锭直接进行热轧，得到热轧板，热轧终轧温度为340℃-360℃，热轧板厚度为1.8mm-2.2mm；优选的，将两级均匀化热处理后的铝合金铸锭进行热轧的热轧终轧温度为340℃-350℃，热轧板厚度为1.9mm-2.1mm。选择在500℃-530℃热处理后直接开轧是为了保证在经过热轧后，板材的热终轧温度在340℃-360℃，从而能够保证热轧板材收卷后有足够的温度进行自退火，获得较高的再结晶立方织构，在后续的冷轧过程中，这些立方织构将与冷轧过程中产生的轧制织构保持一定的组成比例，从而保证制耳率为0.5％-3％。

通过本发明的比较例和实施例可知，铝合金板材中立方织构强度为3-6，S织构强度为10-13，则制耳率一般能控制在3％以下。但若热轧开轧温度大于530℃，则会导致板材在热轧过程中发生严重的轧辊粘铝，使板材报废。热轧板厚度选择为1.8mm-2.2mm是为了在后续的冷轧过程中，保证总冷轧率控制在88％-90％左右，从而控制冷轧过程中产生的轧制织构数量，使其与再结晶立方织构保持一定的组成比例，从而保证制耳率在3％以下。(4)将热轧板进行冷轧得到铝合金板材，热轧板进行冷轧的道次数为4-6道次，每道次压下量为30％-45％，热轧板总冷轧率为88％-90％，冷轧终轧温度为120℃-180℃；优选的，热轧板进行冷轧得到铝合金板材的冷轧终轧温度为150℃-170℃。选择每道次压下量为30％-45％是因为单道次压下量若＞45％，则板材轧制开裂的风险会提高；若单道次压下量＜30％，则板材无法在4-6道次内轧制到0.20mm-0.26mm，生产效率严重降低，板材的冷轧终轧温度也无法达到120℃以上，导致Cu元素的时效强化效果不足，板材性能无法满足要求。

根据本发明铝合金组分及其板材的制备方法，铝合金板材厚度可减薄至0.20mm-0.26mm，铝合金板材屈服强度则可以提升至255MPa-285MPa，并保持伸长率为4％-8％，制耳率为0.5％-3％，并能够满足工业化制罐的要求。

实施例与比较例

表1为实施例和比较例中所用铝合金除Al和其他不可避免杂质外的组分及其质量百分含量。

表1实施例和比较例中铝合金的组分及其质量百分含量

根据表1提供的铝合金熔铸出3104铝合金铸锭，对铝合金铸锭进行600℃、6h的第一级均匀化热处理，再将铝合金铸锭降温至500℃并且保温12h进行第二级均匀化热处理，铝合金铸锭热处理后进行热轧，热轧终轧温度为340℃，热轧卷收卷后进行鼓风降温，热轧板厚度为2.2mm。对热轧板进行4道次冷轧，每道次冷轧压下量在40％-45％，冷轧终轧温度在160℃，冷轧后得到铝合金板材，铝合金板材厚度为0.20mm-0.26mm。表2是表1中的铝合金经过上述加工工艺制备成的铝合金板材的屈服强度、延伸率与制罐评价结果。

表2铝合金板材的力学性能结果

由表1和表2可以看出，当Mn含量高于本发明要求范围时，板材内化合物粗大导致其变形能力不足，制罐无法成功；当Mn含量低于本发明的要求范围时，板材强度不足导致罐体耐压不足。当Mg含量高于本发明要求范围时，板材轧制能力降低，无法按既定工艺轧制制备；当Mg含量低于本发明的要求范围时，板材强度不足导致罐体耐压不足。当Cu含量高于本发明要求范围时，Cu元素析出形成强化效果不好的弥散相的倾向增加，导致板材强度不足，进而使罐体耐压不足；当Cu含量低于本发明的要求范围时，板材强度不足导致罐体耐压不足。当Fe含量高于本发明要求范围时，板材内化合物粗大导致其变形能力不足，制罐无法成功；当Fe含量低于本发明的要求范围时，板材强度不足导致罐体耐压不足。当Si含量高于本发明要求范围时，板材内α相粗大导致其变形能力不足，罐底无法成型，制罐无法成功；当Si含量低于本发明的要求范围时，板材强度不足导致罐体耐压不足，且板材内α相数量不足，使其无法良好的清洁模具表面，从而导致罐体表面出现较严重拉痕。本发明通过控制合金的化学成分，在罐身用3104铝合金板材减薄至0.20-0.26mm的基础上，在提高了铝合金板材强度的同时保持了材料的延伸率和罐体成型性能，达到了0.20-0.26mm罐身用3104铝合金板材的制造要求。

表3是以表1中的1#实施例的铝合金成分为基础，使用不同加工方法制备的0.20mm-0.26mm罐身用3104铝合金板材的实施例与比较例的工艺参数。其中，表3中的1#实施例仍为表1中的1#实施例，因其不但为合金成分研究设计中的基准实施例，还为加工工艺研究设计中的基准实施例，因此再次出现在了表3中，方便进行加工工艺的比较。为方便辨识全文中不同的实施例与比较例的成分与工艺，表3中为研究不同工艺对铝合金板材组织与性能影响而后续产生的实施例与比较例的编号在表1的基础上继续累加，故而从13#实施例开始，并产生了后续14#-24#比较例。13#-24#实施例及比较例的铝合金成分均为1#实施例的铝合金成分，但加工工艺与表3中1#实施例相比均有不同。

表3不同加工工艺的实施例与比较例

表4是采用了表1中1#实施例的铝合金制备的铝合金铸锭经过表3中不同加工工艺得到的铝合金板材的力学性能、制耳率与制罐评价表。

表4经过表3中不同加工工艺得到的铝合金板材性能及评价表

由表3和表4可以比较出：在第一级均匀化温度为590℃-600℃的条件下，当第一级均匀化时间大于本发明范围时(15#比较例)，铝合金内α相尺寸过于粗大，不但提高了板材制耳率，也降低了板材的力学性能与成型性能，导致制罐失败(如图1和图2所示)；通过对1#实施例和15#比较例的金相照片的化合物进行统计后可以发现：1#实施例的化合物的等效圆直径均在8μm以下，等效圆直径均在2μm-4μm的能够有效清洁模具的α相的面积占所有化合物面积的40％。而15#实施例由于第一级均匀化时间过长，铝合金内的α相出现了团聚和长大，长大后的α相颗粒难以在轧制过程中破碎，因此在铝合金板材中出现了等效圆直径超过8μm的化合物，且等效圆直径2μm-4μm的α相的面积占比仅占所有化合物面积的35％。大尺寸化合物数量的增多以及能够清洁模具的小尺寸化合物数量的减少共同导致其制罐出现了延伸率低和断罐严重的问题。

当第一级均匀化时间小于本发明范围时(14#比较例)，铝合金内α相转化率不足，无法起到清洁模具的作用，导致罐体表面拉痕过多，制罐也判定为不合格。从图3和图4中可以看出，1#实施例的α相的衍射峰明显高于Al₆FeMn相的衍射峰，说明铝合金内α相含量较多。对衍射峰的峰面积进行测算与比较可知，1#实施例中的α相占总化合物的比例达到了80％；而14#比较例中，Al₆FeMn相的衍射峰较强，α相衍射峰较弱，说明在14#比较例的第一级均匀化热处理过程中，α相转化较少，仅有40％左右。因此在制罐时无法完成模具的清洁，导致罐体表面出现拉痕，严重时出现断罐。

当热轧终轧温度低于本发明范围时(16#比较例)，铝合金板材收卷后再结晶织构强度较低，冷轧后无法与轧制织构保持平衡，导致制耳率较高。当热轧终轧温度高于本发明范围时(17#比较例)，板材热轧收卷后的再结晶晶粒尺寸明显大于1#比较例样品，较大的晶粒尺寸带来的细晶强化效果不足，使板材的强度降低，无法满足制罐后的耐压要求。

当热终轧厚度高于本发明范围时(18#比较例)，铝合金板材冷轧率增加，导致轧制织构升高(如图5所示)，代表轧制织构的S织构强度超过了18，而立方织构强度仅为1.7左右，因此18#比较例的制耳率较高；相比之下，从1#实施例的ODF图中(图6)可以看出，板材S织构的强度仅为12.3左右，而立方织构强度则在3.3以上，此时S织构和立方织构形成的制耳能够互相填补空缺，使得板材的总制耳率降低，达到制罐的要求。

当热终轧厚度低于本发明范围时(19#比较例)，板材冷轧率降低，加工硬化程度不足，使板材强度降低，进而导致罐体耐压能力无法满足要求。当冷轧终轧温度低于本发明范围时(20#比较例)，Cu元素析出强化效果不足，板材强度降低，进而导致罐体耐压能力无法满足要求。当提高冷轧率，减少冷轧道次时(21#比较例)，单道次变形量过大，导致板材中心和边部区域出现严重的褶皱，板材无法轧制成功。当铝合金铸锭在第二级均匀化热处理的保温时间少于12h时(22#比较例)，铸锭内析出的AlMnSi相数量较少(如图7所示)，提供的钉扎再结晶晶界效果与第二相强化效果较弱，导致板材晶粒尺寸粗大(如图8所示)，使板材的性能无法达标。经过化合物统计可知，1#实施例中的AlMnSi相的面积百分比超过2.5％，而22#实施例中的AlMnSi相的面积百分比仅为1.9％。当铸锭在热轧前的保温温度低于500℃时(23#比较例)，由于温度较低，铸锭内析出的AlMnSi相数量仍然不足，使板材性能无法达标。

第二级均匀化热处理温度较高(24#比较例)，虽然能够带来足够多的AlMnSi相析出，但由于铸锭在开轧时温度较高，极易造成轧辊表面粘铝，严重影响轧制过程的顺利进行，容易导致铸锭表面缺陷甚至报废。

以上实施例与对照例结果说明，在本发明控制合金成分的基础上，进一步控制合金的制备加工工艺，才能够制备出符合制罐要求的0.20-0.26mm罐身用3104铝合金板材。

Claims

1.一种薄型罐身用3104铝合金，其特征在于，所述铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg 1.0%-1.3%，Mn 0.8%-1.1%，Cu 0.1%-0.25%，Fe 0.25%-0.5%，Si 0.15%-0.4%，其余为Al和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的铝合金板材，其特征在于，所述铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg 1.2%-1.3%，Mn 0.8%-0.9%，Cu 0.2%-0.25%，Fe 0.25%-0.4%，Si 0.2%-0.25%，其余为Al和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1或2所述铝合金的板材的制备方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

（1）将所述铝合金依次进行熔炼、铸造、铣面，得到铝合金铸锭；

（2）将铝合金铸锭进行两级均匀化热处理，第一级均匀化热处理的处理温度为590℃-610℃、处理时间为6h-12h；第二级均匀化热处理的处理温度为500℃-540℃、处理时间为12h-36h；

（3）将两级均匀化热处理后的铝合金铸锭进行热轧，得到热轧板，热轧终轧温度为340℃-360℃，热轧板厚度为1.8 mm-2.2mm；

（4）将热轧板进行冷轧得到铝合金板材，热轧板进行冷轧的道次数为4-6道次，每道次压下量为30%-45%，热轧板总冷轧率为88%-90%，冷轧终轧温度为120℃-180℃。

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤（2）中铝合金铸锭进行两级均匀化热处理时，第一级均匀化热处理的处理温度为590℃-600℃、处理时间为7h-10h；第二级均匀化热处理的处理温度为510℃-530℃、处理时间为15h-20h。

5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤（3）中将两级均匀化热处理后的铝合金铸锭进行热轧的热轧终轧温度为340℃-350℃，热轧板厚度为1.9 mm-2.1mm。

6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤（4）中将热轧板进行冷轧得到铝合金板材的冷轧终轧温度为150℃-170℃。

7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述铝合金板材的厚度为0.20mm-0.26mm，所述铝合金板材的立方织构强度为3-6，所述铝合金板材的S织构强度为10-13，所述铝合金板材中的AlMnSi相占所述铝合金板材中全部物相的面积百分比为2.5%-4%，所述铝合金板材的屈服强度为255MPa-285MPa，所述铝合金板材的伸长率为4%-8%，所述铝合金板材的制耳率为0.5%-3%。

8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述铝合金板材中Al₁₂(FeMn)₃Si相的衍射峰面积占所述铝合金板材中Al₆FeMn相的衍射峰面积和Al₁₂(FeMn)₃Si相的衍射峰面积之和的80%以上；Al₁₂(FeMn)₃Si相的等效圆直径为0.1μm-8μm。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，等效圆直径为2μm-4μm的Al₁₂(FeMn)₃Si相的面积占所述铝合金板材中全部Al₁₂(FeMn)₃Si相的面积的40%-60%。