本发明涉及成形性优异的Al-Mg-Si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板是热轧板和冷轧板等的轧制板，是指在实施过固溶化处理和淬火处理等的调质之后，并在弯曲加工成所使用的构件或经涂装烘烤硬化处理之前的铝合金板。另外，以下的记述中也将铝称为Al。
背景技术：
近年来，出于地球环境等方面的考虑，使汽车等车辆轻量化的社会性的要求愈发高涨。为了顺应这一要求，作为汽车的材料，取代钢板等的钢铁材料，成形性和涂装烘烤硬化性(Bake Hard性，以下也称为BH性)优异，并更为轻量的铝合金材料的应用正在增加。
作为汽车的外面板、内面板等的大型汽车面板材用的铝合金板，代表性地可列举Al-Mg-Si系的AA至JIS 6000系(以下，仅称为6000系)铝合金板。该6000系铝合金板具有必须含有Si、Mg的组成，成形时以低屈服强度(低强度)确保成形性，由于成形后的面板的涂装烘烤处理等的人工时效(硬化)处理时的加热，屈服强度(强度)提高，能够确保需要的强度的涂装烘烤硬化性优异。
汽车的外面板中，在设计性这一点上，即使角部和特征线等的形状突出化或复杂化，也需要实现没有歪斜和褶皱的漂亮的曲面结构和特征线。另外，汽车的内面板由于与所述外面板的关系，即使所设计的凹凸形状变深(高)、复杂化，也需要实现没有歪斜和褶皱的漂亮的曲面结构。
于是，这样的高成形性化的要求，伴随着作为原材的铝合金板的采用扩大，逐年变得严格。
但是，不大幅改变比钢板原材更难加工的材料的6000系铝合金板的通常的(现有的)合金组成范围和通常的制造工序条件，而达成这样的汽车面板材用途所要求的高成形性化，是相当困难的课题。
相对于此，如众所周知的，一直以来，用于使作为所述面板材的原材6000系铝合金板的成形性和强度特性提高的组成和组织控制的手段，从晶粒直径的控制，到包括集合组织的控制在内的原子的集合体(团簇)的控制，提出了很多方案。
在这些组织控制的手段之中，控制固溶Mg量和固溶Si量或控制固溶Cu量、控制位错密度也提出了各种方案。
例如，在专利文献1中提出，作为所述面板材，以得到常温稳定性优异、基于室温时效的烘烤硬化性(BH性)等的材质的降低难以发生的6000系铝合金板为目的，使固溶Si量为0.55～0.80质量％，固溶Mg量为0.35～0.60质量％，并且，使固溶Si量/固溶Mg量为1.1～2。
另外，在专利文献2中，提出有一种BH性优异的温成形用6000系铝合金板，其使经由残渣萃取法测量的Cu固溶量为0.01～0.7％，平均晶粒直径电为10～50μm。
此外，在非专利文献1中提出，为了实现6000系铝合金板的进一步高强度化，预测使位错强化或晶粒微细化强化、与析出强化最佳组合的微观的组织参数(位错密度、晶粒直径)。
于是，在对于6000系铝合金板，实施了冷轧或作为巨大应变加工法之一的HPT加工的试料中，调查位错密度，记述无加工材的位错密度为1011m-2左右，实施了轧制率30％(等效应变0.36)的冷轧材的位错密度为1014m-2左右。
而后，该位错密度的测量，根据等厚干涉条件法，通过使用倍率10万倍的TEM照片5个视野的交叉分析法进行。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2008-174797号公报
专利文献2：日本特开2008-266684号公报
非专利文献
非专利文献1：日本金属学会志第75卷，第5号(2011)283～290页，“在具有高位错密度和超微细晶粒组织的Al-Mg-Si合金中观察到的竞合析出现象的实验及计算科学的研究“增田哲也，广泽涉一，堀田善治，松田健二
发明要解决的课题
但是，在这些现有技术中，固溶元素量的控制和位错密度的控制，以提高6000系铝合金板的特别是强度特性为目的而进行。因此，虽然当然也考虑成形性的兼备，但是其水平，不会超出通常的卷边加工性和冲压成形性的范围，并没有达成所述近年的汽车的面板材所要求的这么严格的高成形性的目的。
因此，为了达成这样的汽车面板材用途所要求的严格的高成形性，至今为止的实际情况是，只能采取过去众所周知的对策，即进行面板设计的变更和变更成形条件，以缓和成形时的负荷，或降低6000系铝合金板的成形时的强度等。
技术实现要素：
本发明为了解决这样的课题而形成，其目的在于，提供一种高成形性6000系铝合金板，其作为汽车面板材用，不用大幅改变现有的6000系铝合金板的组成和制造条件就能够制造。
用于解决课题的手段
为了达到这一目的，本发明的高成形性铝合金板的要点是，以质量％计分别含有Si：0.30～2.0％、Mg：0.20～1.5％、Cu：0.05～1.0％、Mn：1.0％以下(但是，不含0％)、Fe：1.0％以下(但是，不含0％)，余量由Al和不可避免的杂质构成的Al-Mg-Si系铝合金板，其中，该板的由热酚残渣萃取法分离的溶液中的固溶Si量为0.30～2.0％，固溶Cu量为0.05～1.0％，在该板的轧制方向上施加5％的应变的拉伸变形时，由X射线衍射测量出的、该板的轧制表面的位错密度平均为6.0×1014～12×1014m-2。
发明效果
在本发明中，有意识地使6000系铝合金板的固溶Si量和固溶Cu量增加，在面向汽车面板材的成形时，抑制由拉伸变形导入到材料中的位错的局部化，从所述拉伸变形的低应变域至高应变域，均匀地(比较高地)使位错增殖。
由此，在冲压成形为汽车面板材的过程中，能够抑制从高应变域至达到断裂的不均匀变形，使高加工硬化特性显现。
但是，为了使这样的固溶Si和固溶Cu的机理确实地发挥，确实地达成作为汽车面板材用的高成形性化，设想为面向实际的汽车面板材的成形时的，在所述拉伸变形的低应变域中的板的位错密度的量成为重要的指标。
换言之，就是发现仅仅是固溶Si和固溶Cu的增加并不充分，而是还要满足所述拉伸变形的低应变域的板的位错密度的量，由此才能够达成作为汽车面板材用的高成形性化。
另外还发现，利用在原材板的轧制方向施加5％的应变的拉伸变形时的位错密度，能够模拟面向实际的汽车面板材的成形时(拉伸变形时)在低应变域的位错密度的量，其彼此相关。
即，使原材板的固溶Si量和固溶Cu量保持平衡地增加是必要条件，在原材板的轧制方向上施加5％的应变的拉伸变形时，具有规定的位错密度是充分条件，通过满足这两者，能够达成作为汽车面板材用的高成形性。
而且，由这些控制带来的高成形性化，具有不用大幅改变现有的铝合金组成和制造条件便能够达成的优点。
具体实施方式
以下，对于本发明的实施的方式，对每个要件具体地加以说明。
(化学成分组成)
首先，以下对于本发明的Al-Mg-Si系(以下，也称为6000系)铝合金板的化学成分组成进行说明。在本发明中，对于作为所述面板材用所需要的高成形性、BH性、强度、焊接性和耐腐蚀性等的诸多特性，从组成的方面也满足这些要求。但是，这种情况下，也是以不大幅改变现有的组成和制造条件为前提。
为了从组成方面也满足这样的课题，6000系铝合金板的组成，以质量％计分别含有Si：0.30～2.0％、Mg：0.20～1.5％、Cu：0.05～1.0％、Mn：1.0％以下(但是，不含0％)、Fe：1.0％以下(但是，不含0％)，余量由Al和不可避免的杂质构成。
另外，除此之外，还允许含有Cr：0.3％以下(但是，不含0％)、Zr：0.3％以下(但是，不含0％)、V：0.3％以下(但是，不含0％)、Ti：0.1％以下(但是，不含0％)、Zn：1.0％以下(但是，不含0％)、Ag：0.2％以下(但是，不含0％)、Sn：0.15％以下(但是，不含0％)中的一种或两种以上。
在上述6000系铝合金板中，以下对于各元素的含有范围和意义或允许量进行说明。还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。
Si：0.30～2.0％
Si与Mg一起，形成在固溶强化和烘烤涂装处理等的人工时效处理时，有助于强度提高的Mg-Si系析出物，是用于发挥人工时效硬化能力(BH性)，得到作为汽车的外面板所需要的强度(屈服强度)的必须的元素。
另外，固溶Si抑制在面向汽车面板材的冲压成形中被导入到材料中的位错的局部化，具有在拉伸变形的低应变域至高应变域使位错均匀增殖的效果。由此，能够抑制冲压成形时的从高应变域至断裂的不均匀变形，使高延伸率和加工硬化特性显现。
若Si含量过少，则固溶Si量减少，冲压成形时的伸延率和加工硬化特性降低，赋予5％的应变的拉伸变形之后的位错增殖量降低。另外，不仅如此，因为Mg-Si系析出物的生成量不足，所以BH性降低，烘烤涂装处理后的强度显著降低。
另一方面，若Si含量过多，则粗大的晶化物和析出物形成，热轧中发生大幅的板裂。
因此，Si为0.30～2.0％的范围。Si的优选的下限值为0.50％，优选的上限值为1.5％。
Mg：0.20～1.5％
Mg也与Si一起，形成在固溶强化和烘烤涂装处理等的人工时效处理时，有助于强度提高的Mg-Si系析出物，是用于发挥人工时效硬化能(BH性)，得到作为面板的必要屈服强度的必须的元素。
另外，固溶Mg与固溶Si同样，抑制在面向汽车面板材的冲压成形中导入到材料中的位错的局部化，具有使位错从拉伸变形的低应变域至高应变域均匀地增殖的效果。由此，能够抑制冲压成形时的从高应变域至断裂的不均匀变形，使高延伸率和加工硬化特性显现。
若Mg含量过少，则固溶Mg量减少，加工硬化特性降低，施加5％的应变的拉伸变形之后的位错增殖量降低。此外，因为Mg-Si系析出物的生成量不足，所以BH性降低，烘烤涂装处理后的强度降低。
另一方面，若Mg含量过多，则粗大的晶化物和析出物形成，热轧中发生大幅的板裂。
因此，Mg的含量为0.20～1.5％的范围。Mg的优选的下限值为0.30％，优选的上限值为1.2％。
Cu：0.05～1.0％
Cu有助于强度和成形性的提高。而且，固溶Cu与固溶Si同样，使加工硬化特性提高，提高强度和成形性的平衡。
Cu量低于0.05％时，Cu本身的所述效果变小，同时固溶Cu量也不足，固溶Cu带来的所述效果也不足。
另一方面，若Cu量高于1.0％，则使涂装后的耐丝状锈性和抗应力腐蚀开裂性显著劣化。因此，在重视耐腐蚀性的用途等的情况下优选为0.80％以下。
Mn：1.0％以下(但是，不含0％)
Mn利用固溶强化和晶粒微细化效果，使铝合金的强度提高。但是，若高于1.0％而过度地含有，则Al-Mn系金属间化合物量变多而成为破坏的起点，延伸率容易降低。另外，对板施加5％左右的低应变时，位错在Al-Mn系金属间化合物的周围局部化，加工硬化特性也降低。
因此，Mn的含量为1.0％以下(但是，不含0％)，优选为0.8％以下(但是，不含0％)。
Fe：1.0％以下(但是，不含0％)
Fe在铝合金中形成Al-Fe系金属间化合物，因此若其含量多，则其化合物量多而成为破坏的起点，延伸率容易降低。而且，Al-Fe系金属间化合物中大多也包含Si，Si被该金属间化合物摄取的量，导致固溶Si量减少。
Fe作为基体金属杂质混入铝合金中，作为熔解原料，铝合金废料量(相对于铝金属的比例)越是增加，其含量越多，因此其含量越少越好。但是，将Fe减少至检测极限以下等会导致成本上升，因此需要允许一定程度的含有。
因此，Fe的含量为1.0％以下(但是，不含0％)，优选为0.5％以下(但是，不含0％)。
其他的元素
另外，在本发明中，允许还含有Cr：0.3％以下(但是，不含0％)、Zr：0.3％以下(但是，不含0％)、V：0.3％以下(但是，不含0％)、Ti：0.1％以下(但是，不含0％)、Zn：1.0％以下(但是，不含0％)、Ag：0.2％以下(但是，不含0％)、Sn：0.15％以下(但是，不含0％)中的一种或两种以上。
还有，这些元素共同具有使板高强度化的效果，因此可视为高强度化的同效元素，其具体的机理不仅有共通的部分，当然也有不同的部分。
Cr、Zr、V与Mn同样，在均质化热处理时生成分散粒子(弥散相)，这些分散粒子具有妨碍再结晶后的晶界移动的效果，承担着使晶粒微细化的作用。
Ti与B一起生成晶化物，成为再结晶晶粒的核，阻止晶粒的粗大化，承担着使晶粒微细化的作用。
Zn、Ag在使人工时效硬化能力(BH性)提高上有用，具有在比较低温短时间的人工时效处理的条件下，促进板组织的GP区等的化合物相向晶粒内析出的效果。
Sn捕获原子空位，抑制室温下的Mg和Si的扩散，抑制室温下的强度增加(室温时效)，在人工时效处理时，放出捕获的空位，促进Mg和Si的扩散，具有提高BH性的效果。
但是，若这些元素各自的含量过大，则形成粗大的化合物等，板的制造困难，强度和弯曲加工性等的成形性、耐腐蚀性也降低。因此，使这些元素含有时，为所述各上限值以下的含量。
(组织)
将以上的合金组成作为前提，在本发明中为了成形性的提高，关于板的组织，按照以下这样对于固溶Si量和固溶Cu量、位错密度分别加以规定。
固溶Si量和固溶Cu量
在现有的汽车面板材用途中，6000系铝合金板的固溶Si量和固溶Cu量的控制，如所述专利文献1、2等，目的主要是使强度特性提高。
相对于此，在本发明中，通过使固溶Si量和固溶Cu量保持平衡地增加，以使面向汽车面板材的成形性提高。
在汽车面板材用途的6000系铝合金板中，本发明人等并未发现以成形性提高为目的，一起进行固溶Si量和固溶Cu量的控制的例子。
以下，对于此固溶Si量和固溶Cu量的规定范围及其意义分别加以说明。
固溶Si量0.30～2.0％
固溶Si量越多，越会与固溶Cu一起，使铝合金的堆垛层错能降低，在面向汽车面板材的冲压成形时等，抑制拉伸变形时导入材料中的位错的局部化，使位错从拉伸变形的低应变域至高应变域均匀地增殖。其结果是，加工硬化特性提高，屈强比降低，延伸率增加。
固溶Si量低于0.30％时，例如即使满足固溶Cu量，其效果也不充分。
固溶Si量的上限，实质上与所述Si的含量的上限相同。
另外，固溶Mg也与固溶Si同样，使加工硬化特性提高，降低屈强比，使延伸率增加。
但是，Si与Al-Fe系和Al-Mn系的金属间化合物一起析出，因此固溶Si量的控制复杂而重要，相对于此，Mg主要只与Si一起析出，固溶Mg量的控制比较容易。
此外，固溶Mg量的增减，显示出与固溶Si量相同的行为和倾向，因此只要对固溶Si量进行测量和控制，如果满足上述规定，则固溶Mg量也必然处于优选的范围，不需要测量和控制固溶Mg量。
因此，在本发明，虽然期等其作用效果，但是并不一定要规定固溶Mg量。
固溶Cu量0.05～1.0％
固溶Cu量与固溶Si量都很重要。固溶Cu量越多，与固溶Si同样，越会使加工硬化特性提高，降低屈强比，使延伸率增加，能够提高强度和成形性的平衡。
固溶Cu量低于0.05％时，例如即使满足固溶Si，其效果也不充分。
固溶Cu量的上限实质上与添加量的上限相同。
位错密度
为了使上述这样的固溶Si和固溶Cu的机理确实地发挥，确实地达成作为汽车面板材用的高成形性，除了控制固溶Si量和固溶Cu量以外，还需要控制面向实际的汽车面板材的成形时在低应变域的板的位错密度的量。
这样的在低应变域的位错密度的量，能够借助模拟面向实际的汽车面板材的冲压成形中，在板的轧制方向施加5％的应变的拉伸变形时的位错密度，再现性良好地测量。
因此，在本发明中，对于满足上述组成和固溶Si与固溶Cu的量的板，进行模拟面向实际的汽车面板材的冲压成形的拉伸试验。然后，将施加5％的应变的拉伸变形时的(施加之后的)板的位错密度，控制在平均6.0×1014～12×1014m-2的范围。
该位错密度的测量是利用X射线衍射，测量在板的轧制方向施加5％的应变的拉伸变形时，该板的轧制表面(板的轧制面)的组织而进行的。
在进行所述拉伸试验时的应变为5％左右的低应变域，在上述范围均匀地(比较高地)使位错增殖，可抑制其后的高应变域～断裂的不均匀变形，高加工硬化特性(屈强比的降低、延伸率的增加)显现。
该位错密度比6.0×1014m-2低，暗示位错难以增殖，加工硬化特性低，由此将导致在高应变域的早期的断裂，成形性降低。
反之，若应变为5％的低应变域的位错密度比12×1014m-2高，则在此以后的高应变域能够导入、蓄积的位错减少，因此成形性仍然无法提高。
因此，在板的轧制方向施加5％的拉伸变形时的(后的)位错密度平均为6.0×1014～12×1014m-2的范围，优选为7.0×1014～11×1014m-2的范围。
另外，如所述非专利文献1所述，不是像本发明这样施加5％的应变的拉伸变形的通常的6000系铝合金板，虽然测量方法不同(以倍率10万倍的TEM测量)，也有难以比较的方面，但无加工的状态(固溶化处理材)下只有1011m-2左右的位错密度。另外，在对于该板施加轧制率30％(等效应变0.36)的冷轧的状态下，只有1014m-2左右的位错密度。
相对于此，在本发明中，对于进行了固溶化处理的冷延板仅施加5％的低应变的拉伸变形，便能够导入高于所述非专利文献1的冷轧附加的、6.0×1014～12×1014m-2的位错密度。
这就是本发明的固溶Si量和固溶Cu量的增加原因，除非如此，否则意味着不能导入本发明所规定的位错密度。另外，面向汽车面板材的成形时等的拉伸变形，和所述非专利文献1的这样的板的冷轧，也意味着导入材料中应变的机理和位错密度完全不同。
使本发明的固溶Si量和固溶Cu量增加的技术思想，除非认识到面向汽车面板材的成形性与固溶Si量和固溶Cu量的关系，否则便无法产生。
另外，控制板的位错密度的量的技术思想，也是除非着眼于面向汽车面板材的成形时等，由拉伸变形导入材料中的位错密度也就是低应变域的位错密度，否则也不会产生。
此外，对于固溶化处理材(无加工材)只施加5％的低应变的拉伸变形，能够导入6.0×1014～12×1014m-2的位错密度这样的认识也是如此，除非取得所述技术思想，实际经试验确认，否则也无法产生。
因此，所述非专利文献1其他的公知例，即使着眼于板的位错密度对强度等的特性造成的影响，另外，即使是使固溶Si量和固溶Cu量增加而提高板的强度的公知例，仍无法容易地获得本发明的构成。
位错密度的测量方法
利用透射型电子显微镜等计测位错密度，如所述非专利文献1等也通用，但在本发明中，是利用X射线衍射，更简便且再现性良好地进行测量。
位错之中，线状、条状的位错密集的区域(胞壁和剪切带)，难以用透射型电子显微镜判别，会造成求得位错密度ρ时的测量误差。相对于此，在X射线衍射中，如后述，因为是根据来自集合组织的各面的衍射峰值的半值宽度计算位错密度ρ，所以即使有这样的林位错，也有误差少的优点。
在施加冷轧和拉伸试验等的塑性变形而导入了位错的板的组织中，以位错为中心发生晶格应变。另外，由于位错的配排列导致小角晶界，胞状结构等发达。若由X射线衍射图案获取这样的位错和与其相伴的晶畴结构，则衍射指数所对应的特征扩大，形状呈现为衍射峰。对于该衍射峰的形状(谱线轮廓)进行分析(谱线轮廓分析)，能够求得位错密度。
具体来说，首先从被调质的冷轧板上，按拉伸试验的要领提取JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，作为供试板，在室温下进行使试验片的拉伸方向为轧制方向的拉伸。这是模拟面向实际的汽车面板材的成形时在低应变域的板的位错密度，作为低应变域，赋予5％的应变的拉伸变形。
对于该施加了5％的应变的拉伸变形的试验片的轧制表面(轧制面)的组织进行X射线衍射，求得来自作为板(试验片)表面部的集合组织的主要的取向的(111)、(200)、(220)、(311)、(400)、(331)、(420)、(422)的各面(各取向面)的衍射峰值的半值宽度。位错密度ρ越高，这些各面的衍射峰值的半值宽度越大。还有，施加了5％的应变的拉伸变形的试验片的、作为X射线衍射的测量对象的轧制表面，可以是试验片的状态这样，也可以实施未伴随蚀刻的清洗。
接着，根据这些各面的衍射峰值的半值宽度，由Williamson-Hall法，在求得晶格应变(结晶应变)ε基础上，能够根据下式计算位错密度ρ。
ρ＝16.1ε2/b2
在此，ρ是位错密度，ε是晶格应变，b是伯格斯矢量的大小。
另外，伯格斯矢量的大小使用2.8635×10-10m。
上述Williamson-Hall法，是用于根据多个衍射的半值宽度和衍射角的关系求得位错密度和晶粒直径所通用的公知的谱线轮廓分析法。另外，这些基于X射线衍射的位错密度的一系列的求得方法也公知，统称这些基于X射线衍射的位错密度的一系列的求法，在本发明中将位错密度称为“由X射线衍射测量的位错密度”。
高加工硬化特性(高成形性)的指标
作为以上的组成和组织的控制带来的板的高加工硬化特性化(高成形性化)达成的指标(目标)，可列举屈强比和延伸率。
如果屈强比低，同时延伸率高，则即使不进行板的小试验片的成形试验，或是不进行面向实际的汽车面板材的成形试验，仍可证明作为汽车面板材用的高成形性化。
具体来说，该高成形性化达成的指标(目标)，如后述实施例所证实的，由铝合金板的0.2％屈服强度与抗拉强度的比率(0.2％屈服强度/抗拉强度)所定义的屈强比为0.56以下，并且总延伸率为26％以上。
如果该屈强比过高而高于0.56，或总延伸率过低而低于26％，则不能达成作为汽车面板材用的高加工硬化特性化和高成形性化。
(制造方法)
接着，以下对于本发明铝合金板的制造方法进行说明。
本发明铝合金板的制造工序本身是常规方法或公知的方法，是将上述6000系成分组成的铝合金铸块在铸造后进行均质化热处理，并实施热轧、冷轧而成为既定的板厚，再实施固溶化淬火等的调质处理而制造。
但是，在这些制造工序中，为了确实地再现性良好地得到本发明的规定的组织(固溶Si量和固溶Cu量，或位错密度)，如后述，使均热条件、热终轧条件、固溶化和淬火处理等的条件处于优选的范围。
熔解、铸造冷却速度
首先，在熔解、铸造工序中，适当选择连续铸造法、半连续铸造法(DC铸造法)等的通常的熔解铸造法，铸造熔解调整至上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液。在此，为了在本发明的规定范围内控制组织(固溶Si量和固溶Cu量，或位错密度)，关于铸造时的平均冷却速度，从液相线温度至固相线温度，优选为30℃/分以上，使之尽可能大(快)。
不进行这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)控制时，此高温区域的冷却速度必然缓慢。如果像这样在高温区域的平均冷却速度慢，则在该高温区域的温度范围内，粗大生成的晶化物的量变多，铸块中的固溶Si量和固溶Cu量变少。其结果是，不能在本发明的范围内控制所述组织的可能性变高。
均质化热处理
接着，对于所述铸造的铝合金铸块，在热轧之前实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)除了通常的目的，即组织的均质化(消除铸块组织中的晶粒内的偏析)以外，在用于使Si和Mg充分固溶方面也很重要。只要是达成这一目的的条件，则没有特别限定，通常的一次或一段的处理均可。
均质化热处理温度为500℃以上、560℃以下，均质(保持)时间从1小时以上的范围中适宜选择，以使Si和Cu充分固溶。若该均质化温度低，则不能确保Si和Cu的固溶量，即使通过后述的固溶化·淬火处理后的预时效处理(再加热处理)，也不能成为本发明规定的组织(固溶Si量和固溶Cu量)。另外，不能充分消除晶粒内的偏析，其成为破坏的起点起作用，因此成形性降低。
在进行该均质化热处理之后进行热轧，但至均质化热处理后的热态下的粗轧开始之前，需要使铸块的温度不下降到500℃以下，以确保Si和Cu的固溶量。
至粗轧开始之前，如果铸块的温度下降到500℃以下，则Si和Cu析出，用于成为本发明的所述规定的组织的Si和Cu的固溶量不能确保的可能性变高。
热轧
热轧根据轧制的板厚，由铸块(板坯)的粗轧工序和终轧工序构成。在此粗轧工序和终轧工序中，可适宜使用可逆式或串列式等的轧机。
从热粗轧的开始至结束的轧制中，需要不使温度下降到450℃以下，以确保Si和Mg的固溶量。
若轧制时间变长等，道次间的粗轧板的最低温度下降至450℃以下，则Mg-Si系的化合物容易析出，固溶Si和固溶Cu量降低。因此，用于成为本发明规定的所述组织的Si和Cu的固溶量不能确保的可能性变高。
在这样的热粗轧后，进行使结束温度在300～360℃的范围的热终轧。
如果该热终轧的结束温度过低而低于300℃，则轧制载荷变高而生产率降低。另一方面，如果为了使加工组织不大量残留而成为再结晶组织，而提高热终轧的结束温度的情况下，若该温度高于360℃，则Mg-Si系的化合物容易析出而固溶Si量和固溶Cu量降低。因此，用于成为本发明规定的所述组织的Si和Cu的固溶量不能确保的可能性变高。
另外，从热终轧刚结束之后的材料(板)温度至150℃的材料温度之间的平均冷却速度，最低控制在5℃/小时以上。
若该平均冷却速度比5℃/小时小，则在此冷却中生成的Mg-Si系的析出物量变多，制品板的固溶Si量减少。
因此，优选热终轧刚结束之后的所述平均冷却速度大，最低为5℃/小时以上，优选为8℃/小时以上。
热轧板的退火
该热轧板在冷轧前不需要退火(粗退火)，但也可以实施。
冷轧
冷轧中，轧制上述热轧板，制作预期的最终板厚的冷轧板(也包括卷材)。但是，为了使晶粒更微细化，希望冷轧率为30％以上，另外出于与所述粗退火同样的目的，也可以在冷轧道次间进行中间退火。
固溶化和淬火处理
冷轧后，进行固溶化处理，继而进行至室温的淬火处理。该固溶化淬火处理中，可以使用通常的连续热处理线。
但是，为了得到Mg、Si等的各元素的充分固溶量，优选以550℃以上、溶融温度以下的固溶化处理温度保持10秒以上后，使该保持温度至100℃的平均冷却速度为20℃/秒以上。
在低于550℃的温度或比10秒短的保持时间时，固溶化处理前生成的、含Cu的Al-Mn系和Al-Fe系化合物，以及Mg-Si系化合物的再固溶不充分，固溶Si量和固溶Cu量降低。
另外，平均冷却速度低于20℃/秒时，冷却中主要生成Mg-Si系的析出物，固溶Si量降低，不能确保Si的固溶量的可能性仍然高。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择使用风扇等的空冷、喷雾、喷射、浸渍等的水冷手段和条件。
预时效处理：再加热处理
在这样的固溶化处理和淬火处理后，根据需要进行预时效处理。另外，该预时效处理对固溶Si量和Cu量的影响小，如果有提高BH性等的必要性则选择性地进行。
进行预时效处理(再加热处理)时，优选作为所述淬火处理而冷却至室温后，在1小时以内进行。
至室温的淬火处理结束后，若至预时效处理开始(加热开始)之前的室温保持时间过长，则由于室温时效，会导致无助于BH性的Mg-Si团簇生成，难以使有助于BH性的Mg和Si的平衡良好的Mg-Si团簇增加。因此，该室温保持时间越短越好，固溶化以及淬火处理和再加热处理也可以几乎没有时间差地连续进行，下限的时间没有特别设定。
该预时效处理中，60～120℃的保持时间为保持10小时以上、40小时以下。由此，可形成所述Mg和Si的平衡良好的Mg-Si团簇。
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，在能够符合前、后述的主旨的范围也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
接着说明本发明的实施例。如表1所示的组成和表2所示的组织这样，变更制造条件而分别制作组成、固溶Si量、固溶Cu量，施加了5％的拉伸变形时的位错密度所构成的组织不同的6000系铝合金板。
而后，分别测量、评价板制造后在室温下保持10天后(室温时效后)的固溶Si量、固溶Cu量、施加了5％的拉伸变形时的位错密度、0.2％屈服强度、抗拉强度、屈强比(0.2％屈服强度/抗拉强度)、总延伸率。这些结果也显示在表2中。在此，表2接续表1，表1的合金编号和表2的编号分别对应相同。
具体的所述分别制作的方法中，对于表1所示的化学成分组成的6000系铝合金板，如表2所示，使均热温度、热粗轧的道次间的粗轧板最低的温度(表2中记述为最低温度)、热终轧的结束温度、紧接热终轧结束之后的材料(板)温度至150℃的材料温度之间的平均冷却速度、固溶化处理的保持温度、平均冷却速度等的制造条件进行各种改变而进行。
这里，在表1中的各元素的含量的表示中，使各元素的数值为空白的显示，表示其含量在检测极限以下。
铝合金板的具体的制造条件如下。共通地通过DC铸造法熔解表1所示的各组成的铝合金铸块。这时，各例均共通地，关于铸造时的平均冷却速度，液相线温度至固相线温度为50℃/分。接着，各例均以表2所示的温度条件，对铸块共通地进行6小时的均热处理后，以此温度开始热粗轧。这时的热粗轧的最低(轧道)温度也显示在表2中。
然后，各例均共通地，接着使热终轧依据表2所示的结束温度和结束后的所述平均冷却速度(℃/小时)，热轧至厚度2.5mm，成为热轧板。
对于该热轧后的铝合金板，各例均共通地，实施500℃×1分的粗退火后，无冷轧道次途中的中间退火，进行加工率50％的冷轧，成为厚度1.0mm的冷轧板。
此外，各例均共通地，对该各冷轧板一边由连续式的热处理设备开卷、卷取，一边连续地进行调质处理(T4)。具体来说，至500℃的平均加热速度为50℃/秒，各例均到达表2所示的各目标温度(保持温度)后，各例均共通保持20秒而进行固溶化处理，其后，各例均以表2所示的各平均冷却速度(℃/秒)进行水冷而冷却至室温。
从这些调质处理后，室温放置10天之后的各最终制品板上切下供试板(坯体)，测量、评价各供试板的所述固溶Si量和固溶Cu量、位错密度所规定的组织和机械特性。这些结果显示在表2中。
固溶Si量和固溶Cu量的测量
所述各供试板的固溶Si量和固溶Cu量的测量，是通过利用热酚的残渣萃取法，溶解作为测量对象的试料，由筛孔为0.1μm的过滤器对于固液进行过滤分离，测量分离的溶液中的Si和Cu的含量，作为各固溶Si量和固溶Cu量。
利用热酚的残渣萃取法，具体以如下方式进行。首先，分解烧瓶中加入酚并加热后，将作为测量对象的各供试板试料移入到该分解烧瓶中进行加热分解。其次，添加苯甲醇后，用所述过滤器进行吸滤，对固液进行过滤分离，分别定量分析分离出的溶液中的Si和Cu的含量。
在此定量分析中，适宜使用原子吸收光谱分析法(AAS)和电感耦合等离子体光谱分析法(ICP-OES)等。
在所述吸滤中，如前所述，使用筛孔(捕集粒子直径)为0.1μm，φ47mm的薄膜滤器。
该测量和计算中，对于从所述供试板的板宽方向的中央部1处和自该中央部的板宽方向的两端部2处的共计3处提取的各3个试料进行，使这些各试料的Si、Cu的固溶量(质量％)平均化，作为板的固溶Si量和固溶Cu量。
位错密度的测量
对于所述各供试板(提取试验片)，按所述要领在轧制方向上施加5％的应变的拉伸变形时，通过X射线衍射，以所述具体的条件测量这时轧制表面的位错密度(×1014m-2)。测量在所述各供试板的任意的5处进行，使这5处的位错密度平均化，将其作为平均位错密度(×1014m-2)。
拉伸试验
在所述各供试板的拉伸试验中，从所述各供试板上，分别提取JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，在室温下进行拉伸试验。使这时的试验片的拉伸方向为轧制方向的平行方向。拉伸速度截至0.2％屈服强度为止为5mm/分，屈服强度以后为20mm/分。机械特性测量的N数为3，分别以平均值计算。
然后，各例均分别计算0.2％屈服强度、抗拉强度、屈强比(0.2％屈服强度/抗拉强度)、总延伸率。
如表1、2分别所示，发明例1～11是在本发明的成分组成范围内，且在优选的条件范围内制造。
因此，这些各发明例如表2所示，如本发明所规定的，由热酚残渣萃取法分离出的溶液中的固溶Si量为0.30～2.0％，固溶Cu量为0.05～1.0％，在该板的轧制方向上施加5％的应变的拉伸变形时，所述板的轧制表面的由X射线衍射测量的位错密度平均为6.0×1014～12×1014m-2。
其结果是，如表2所示，各发明例即使在室温时效后，0.2％屈服强度与抗拉强度的比率(0.2％屈服强度/抗拉强度)所定义的屈强比也在0.56以下，总延伸率为26％以上，具有作为汽车面板材用来说合格的高成形性。
相对于此，表2的比较例12～16，虽然在优选的条件范围内制造，但是使用的是表1的合金编号12～16，Si、Mg、Cu、Mn、Fe的含量分别脱离本发明范围。
因此，这些比较例如表2所示，固溶Si量和固溶Cu量、或低应变区域的平均位错密度中的任意一个脱离本发明所规定的范围，屈强比高于0.56或总延伸率低于26％，与发明例相比，成形性差。因此，作为汽车面板材用不合格。
比较例12是表1的合金12，Mg过少。
比较例13是表1的合金13，Si过少。
比较例14是表1的合金14，Cu过少。
比较例15是表1的合金15，Mn过多。
比较例16是表1的合金16，Fe过多。
另外，表2的比较例17～21，如表1，使用的是本发明范围内的合金例。但是，这些各比较例如表2所示，均热温度、热粗轧的最低温度、热终轧的结束温度、该结束后的平均冷却速度(℃/小时)、固溶化处理的保持温度、平均冷却速度(℃/秒)等的制造条件脱离优选的条件。
其结果是，固溶Si量、固溶Cu量、低应变区域的平均位错密度等脱离本发明所规定的范围，与发明例相比，屈强比高于0.56或总延伸率低于26％而较差。因此，作为汽车面板材用不合格。
其中，比较例17的均热温度和热粗轧的最低温度过低。因此，固溶Si量和固溶Cu量均脱离下限而过少，低应变区域中的平均位错密度也过低。因此，屈强比高于0.56，总延伸率低于26％，成形性差。
比较例18的热粗轧的最低温度和热终轧的结束温度过低。因此，固溶Si量和固溶Cu量均脱离下限而过少，低应变区域中的平均位错密度也过低。因此，屈强比高于0.56，总延伸率低于26％，成形性差。
比较例19的热终轧后的平均冷却速度(℃/小时)过慢。因此，固溶Si量均脱离下限而过少，低应变区域中的平均位错密度也过低。因此，屈强比高于0.56，总延伸率低于26％，成形性差。
比较例20的固溶化处理的保持温度过低。因此，固溶Si量和固溶Cu量均脱离下限而过少，低应变区域中的平均位错密度也过低。因此，屈强比高于0.56，总延伸率低于26％，成形性差。
比较例21的固溶化处理后的平均冷却速度(℃/秒)过慢。因此，固溶Si量均脱离下限而过少，低应变区域中的平均位错密度也过低。因此，虽然固溶Cu量满足规定，但屈强比高于0.56，总延伸率低于26％，成形性差。
因此，根据以上的实施例的结果可证实，作为汽车面板材用，不大幅改变现有的组成和制造条件而用于得到高成形性6000系铝合金板的本发明所规定的组成和组织的要件被全部满足的意义。
【表1】
【表2】
产业上的可利用性
根据本发明，作为汽车面板材用，能够得到不用大幅改变现有的组成和制造条件而就能够制造的、高成形性6000系铝合金板。其结果是，作为汽车面板材用，能够扩大6000系铝合金板的应用。