本发明涉及成形性优良的al－mg－si系铝合金板。本发明中所说的铝合金板是热轧板、冷轧板等轧制板，是指在实施了固溶处理及淬火处理等调质后成形为作为其用途的汽车构件等、进行涂装烘烤硬化处理前的铝合金板。此外，以下记载中也将铝称为alumi或al。
背景技术：
近年来，从考虑地球环境等角度出发，汽车等车辆的轻量化的社会需求愈发高涨。为了响应这一要求，作为汽车的材料，代替钢板等钢铁材料的、成形性和涂装烘烤硬化性(bakehard性、以下也称为bh性)优良且更轻量的铝合金材料的应用正在增加。
作为汽车的外面板、内面板等大型汽车面板材料用的铝合金板，代表性的可以例示出al－mg－si系的aa或jis6000系(以下也简称为6000系)铝合金板。该6000系铝合金板具有含有si、mg作为必须成分的组成，成形时，以低屈服强度(低强度)来确保成形性，通过成形后的面板的涂装烘烤处理等人工时效(硬化)处理时的加热而屈服强度(强度)提高，可以确保必要的强度，涂装烘烤硬化性优良。
从设计性角度出发，汽车的外面板即使在角部、车身特征线(キャラクターライン)等的形状突出化或复杂化时，也需要以无变形、无褶皱的漂亮的曲面结构来实现鲜明的车身特征线。此外，就汽车的内面板而言，即使由于与上述外面板的关系而使所设计的凹凸形状变深(高)、复杂化，也需要实现无变形、无褶皱的曲面结构。
并且，这样的高成形性化的要求随着作为原材的铝合金板的应用拓宽而逐年严格起来。
但是，在不对通常的(现有的)合金组成范围、通常的制造工序和条件进行大幅变更的条件下，用作为比钢板原材更难加工的材料的6000系铝合金板来实现这样的汽车面板材料用途所要求的高成形性化，这成为一个相当难的课题。
相对与此，众所周知，一直以来，在上述汽车面板材料用的原材6000系铝合金板中，对于用于提高上述成形性、bh特性的组成、组织控制的手段，已知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)的控制已提出了多种方案。
在这些组织控制手段中，此前也已经提出了对通过sem/ebsd(或ebsp)法测定的小角晶界的比例进行控制的方案。
例如，专利文献1提出：作为上述面板材料用的、冲压成形时的皱痕性优良的6000系铝合金板，作为该板的宽度方向剖面中的集合组织的、位于板厚中心部的集合组织在goss取向的面积率为4％以下，并且倾角为5～15°的小角晶界的比例为5％以下。
该专利文献1中，上述板厚中心部(板厚中央位置)中上述小角晶界的比例高时，结晶晶界的全长变长，在对板进行冲压成形的情况下，板的某些部位、特别是板的宽度方向的部位的拉伸变形能力变得不均匀，板的整个宽度方向的拉伸变形能力降低。
因此，专利文献1中，在成形条件更严格的情况下，成形性会降低，防止容易产生皱痕，为了提高皱痕性而抑制上述小角晶界的比例。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009－173972号公报
技术实现要素：
发明要解决的课题
但是，该专利文献1的提高成形性的目的并不是为了实现如下这样的汽车面板材料所要求的严格的高成形性：即在不脱离冲压成形中的提高上述皱痕性的范围内，由上述的漂亮的曲面结构实现鲜明的车身特征线的高成形性。
并且，根据本发明人们的见地，如该专利文献1那样仅抑制上述集合组织的goss取向的面积率、上述小角晶界的比例的情况下，不能实现上述的用以实现车身特征线的高成形性。
因此，实际情况是，为了实现这样的高成形性，目前仅存在变更面板设计、变更成形条件以缓和成形时的负荷或大幅降低6000系铝合金板成形时的强度等现有公知的对策。
本发明是为了解决这样的课题而作出的，目的在于，提供一种作为汽车面板材料用的、可以在不大幅改变现有的6000系铝合金板的组成和制造条件的条件下制造的高成形性6000系铝合金板。
用于解决课题的手段
为了实现该目的，本发明的高成形性铝合金板的主旨为一种al－mg－si系铝合金板，其以质量％计分别含有si：0.30～2.0％、mg：0.20～1.5％、cu：0.05～1.0％、mn：超过0％且为1.0％以下、fe：超过0％且为1.0％以下，余量由al及不可避免的杂质构成，
作为通过sem/ebsd法测定的板厚中央位置处的组织，平均晶粒直径为40μm以下，并且在上述板的轧制方向赋予5％的应变的拉伸变形时，倾角2.0～15.0°的小角晶界的平均比例为12～30％的范围，在上述板的轧制方向赋予15％的应变的拉伸变形时，倾角2.0～15.0°的小角晶界的平均比例为50～70％的范围。
发明效果
本发明中，为了实现上述高成形性化，将6000系铝合金板组织微细化，在面向汽车面板材料的成形时，抑制通过拉伸变形而导入到材料的晶内应变的局部化，能够使应变在晶内在上述拉伸变形时的低应变域至高应变域中均匀地(较高地)蓄积。
因此，本发明中，作为在6000系铝合金板的板厚中央位置处的组织，减小平均晶粒直径的同时，根据通过上述拉伸变形赋予的应变量水平以两阶段来规定对板赋予拉伸变形时的小角晶界的平均比例。
由此，可以抑制面向汽车面板材料的冲压成形时的、从高应变域开始的直至断裂为止的不均匀变形，使其表现高的加工硬化特性。
并且，通过这些组织控制实现的高成形性化还具有如下优点：可以在不大幅改变现有的铝合金组成和制造条件的条件下实现。
具体实施方式
以下逐个特征地具体说明本发明的实施方式。
(化学成分组成)
首先，对本发明的al－mg－si系(以下也称为6000系)铝合金板的化学成分组成说明如下。本发明中，对于作为上述面板材料用所需要的高成形性和bh性、强度、焊接性、耐蚀性等诸特性而言，从组成方面考虑也要能够满足这些要求。但是，这种情况下也以不大幅改变现有的组成和制造条件为前提。
为了能够从组成方面满足这样的课题，就6000系铝合金板的组成而言，以质量％计分别含有si：0.30～2.0％、mg：0.20～1.5％、cu：0.05～1.0％、mn：超过0％且为1.0％以下、fe：超过0％且为1.0％以下，余量由al及不可避免的杂质构成。
此外，在此基础上，允许含有cr：超过0％且为0.3％以下、zr：超过0％且为0.3％以下、v：超过0％且为0.3％以下、ti：超过0％且为0.1％以下、zn：超过0％且为1.0％以下、ag：超过0％且为0.2％以下、sn：超过0％且为0.15％以下中的1种或2种以上。
对上述6000系铝合金板中的各元素的含有范围和意义、或允许量说明如下。需要说明的是，各元素含量的％表述均为质量％的意思。
si：0.30～2.0％
si是与mg一起在固溶强化和烘烤涂装处理等人工时效处理时形成有助于提高强度的mg－si系析出物，发挥人工时效硬化能力(bh性)、用于得到作为外面板等汽车面板材料所需的强度(屈服强度)的必需元素。
此外，固溶si具有如下效果：抑制在面向汽车面板材料的冲压成形时导入到材料中的、位错的局部化，使位错在拉伸变形的低应变域至高应变域中均匀地增殖。从而，抑制冲压成形时的从高应变域开始的直至断裂为止的不均匀变形，可以显现出高延伸率、加工硬化特性。
si含量过少时，固溶si量减少，冲压成形时的延伸率、加工硬化特性降低，赋予5％的应变的拉伸变形后的位错增殖量减少。此外，不仅如此，mg－si系析出物的生成量不足，因此bh性降低，烘烤涂装处理后的强度显著降低。
另一方面，si含量过多时，形成粗大的结晶物及析出物，热轧中产生大幅的板裂。
因此，si设为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也是与si一起在固溶强化和烘烤涂装处理等人工时效处理时形成有助于提高强度的mg－si系析出物、发挥人工时效硬化能力(bh性)、用于得到作为面板的必要屈服强度的必须元素。
此外，固溶mg也与固溶si同样地具有如下效果：抑制在面向汽车面板材料的冲压成形时导入到材料中的、位错的局部化，使位错在拉伸变形的低应变域至高应变域中均匀地增殖。从而，抑制冲压成形时的从高应变域开始的直至断裂为止的不均匀变形，可以显现出高延伸率、加工硬化特性。
mg含量过少时，固溶mg量减少，加工硬化特性降低，赋予5％的应变的拉伸变形后的位错增殖量减少。进而，mg－si系析出物的生成量不足，因此bh性降低，烘烤涂装处理后的强度降低。
另一方面，mg含量过多时，形成粗大的结晶物及析出物，热轧中产生大幅的板裂。
因此，mg的含量设为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、成形性的提高。并且，固溶cu与固溶si同样地提高加工硬化特性，提高强度和成形性的均衡性。
cu量小于0.05％时，cu本身的上述效果变小，同时固溶cu量也不足，固溶cu所带来的上述效果也不足。
另一方面，cu量超过1.0％时，使涂装后的耐丝状腐蚀(filiformcorrosion)性、耐应力腐蚀裂纹性显著劣化。因此，在重视耐蚀性的用途等情况下，优选设为0.80％以下。
mn：超过0％且为1.0％以下
mn通过固溶强化和晶粒微细化效果而使铝合金的强度提高。但是，超过1.0％而过量含有时，al－mn系金属间化合物量增多，成为破坏的起点，延伸率容易降低。此外，在对板赋予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的含量设为超过0％且为1.0％以下。
fe：超过0％且为1.0％以下
fe在铝合金中形成al－fe系金属间化合物，因此其含量变多时，该化合物量变多，成为破坏的起点，延伸率容易降低。并且，al－fe系金属间化合物中大多还包含si，固溶si量会相应于被摄入该金属间化合物中的si而减少。
fe作为基体杂质而混入铝合金中，作为熔融原料的铝合金废料量(相对于铝基体的比例)越增加则含量越变多，因此其含量越少越好。但是，使fe降低至检测限以下等会使成本增加，因此需要允许含有某种程度的量。
因此，fe的含量设为超过0％且为1.0％以下，优选超过0％且为0.5％以下。
其它的元素
此外，本发明中，还允许含有cr：超过0％且为0.3％以下、zr：超过0％且为0.3％以下、v：超过0％且为0.3％以下、ti：超过0％且为0.1％以下、zn：超过0％且为1.0％以下、ag：超过0％且为0.2％以下、sn：超过0％且为0.15％以下中的1种或2种以上。
需要说明的是，这些元素均具有使板高强度化的效果，因此可以视为高强度化的同效元素，但其具体的机制不仅有相同的部分，当然也有不同的部分。
cr、zr、v与mn同样地在均质化热处理时生成分散粒子(分散相)，这些分散粒子有阻碍再结晶后的晶界移动的效果，发挥使晶粒微细化的作用。
ti生成晶化物而成为再结晶晶粒的晶核，阻止晶粒的粗大化，发挥使晶粒微细化的作用。
zn、ag对于提高人工时效硬化能力(bh性)有用，具有在较低温较短时间的人工时效处理条件下促进gp区域等的化合物相向板组织的晶粒内析出的效果。
sn具有如下效果：通过捕获原子空穴而抑制室温下的mg、si的扩散，抑制室温下的强度增加(室温时效)，在人工时效处理时释放所捕获的空穴，促进mg、si的扩散，提高bh性。
但是，这些元素各自的含量过大时，形成粗大的化合物等，难以进行板的制造，强度、弯曲加工性等成形性、耐蚀性也降低。因此，在含有这些元素时，设为上述各上限值以下的含量。
组织
将以上的合金组成为前提，本发明中为了提高成形性还对6000系铝合金板组织进行控制。
即，进行下述控制：使组织微细化，抑制成形为汽车面板材料时通过拉伸变形导入到材料中的晶内应变的局部化，使应变在晶内在上述拉伸变形的低应变域至高应变域中均匀地(较高地)蓄积。
平均晶粒直径
固溶及淬火处理后等调质后的(赋予应变的拉伸试验、冲压成形前的)6000系铝合金板的再结晶晶粒越微细，则拉伸变形时晶内应变的蓄积也越均匀、高密度地进行，结果是能够实现加工硬化能力的提高。
为了得到该特性，本发明中，微细化到通过sem/ebsd法测定的板厚中央部位置的平均晶粒直径为40μm以下。与此相对地，平均晶粒直径变大到超过40μm时，即使小角晶界比例满足规定的范围，上述加工硬化能力也不会提高，延伸率也降低，成形性降低。
小角晶界的量
进而，为了切实实现作为汽车面板材料用的原材板的高成形性化，在成形为汽车面板材料时，在对原材板施加拉伸变形时需要在晶粒内均匀、高密度地蓄积应变。
从这点考虑，仅上述的板组织的微细化的情况下并不充分，通过还满足上述拉伸变形的低应变域及高应变域中的板组织中的小角晶界的量，从而可以抑制面向汽车面板材料的冲压成形时的、从高应变域开始的直至断裂为止的不均匀变形，可以表现高的加工硬化特性，可以实现作为汽车面板材料用的高成形性化。
即，得到上述板的微细组织(平均晶粒直径)是必要条件，在原材板的轧制方向赋予5％及15％的应变的拉伸变形时分别具有规定的小角晶界的平均比例则是充分条件。
通过满足这两个条件，可以切实实现作为汽车面板材料用的高成形性。并且，基于这些控制的高成形性化具有如下优点：可以在不大幅改变现有的铝合金组成和制造条件的条件下实现。
作为该充分条件，具体而言，作为6000系铝合金板的板厚中央位置处的组织，根据由上述拉伸变形赋予的应变量的水平，以两阶段来规定对板赋予拉伸变形时的小角晶界的平均比例。
本发明规定的、通过拉伸变形赋予的从低应变域到高应变域的应变量的水平，是在模拟面向汽车面板材料的冲压成形等成形中对原材板附加(负荷)的应变。
与此同时，与通常面向汽车面板材料的冲压成形时对原材板附加的应变相比，附加更大的、达到15％的高应变域的应变时的小角晶界的量(比例)成为问题。
原因在于，其为是否能够实现汽车面板材料所要求的严格的高成形性、即以原材板的上述漂亮的曲面结构来实现鲜明的车身特征线的指标。
通常面向汽车面板材料的冲压成形时对原材板附加的应变不过是与本发明规定的低应变域相当的以5％左右为上限的拉伸变形，但在上述漂亮的曲面结构冲压成形鲜明的车身特征线时，有可能对原材板附加(负荷)该5％以上的应变量。
本发明还具有如下优点：即使实际上不尝试以上述漂亮的曲面结构成形鲜明的车身特征线，而是将原材板冲压成形为汽车面板材料，也可以预先(事先)评价该原材板的成形性。
就通过拉伸变形赋予的由低应变域至高应变域的应变量而言，在满足上述组成、平均晶粒直径的上述调质后的板的轧制方向，进行模拟实际面向汽车面板材料的冲压成形的拉伸试验，分别给予与低应变域相当的5％的拉伸变形和与高应变域相当的15％的应变的拉伸变形。
具体而言，按照拉伸试验要领，由进行了固溶及淬火处理后等调质的冷轧板采集作为供试板的jis13a号试验片(20mm×80mmgl×板厚)，在室温下，将试验片的拉伸方向设为轧制方向而进行拉伸。该试验模拟了实际成形为汽车面板材料时的低应变域中的板的位错密度，分别给予上述与低应变域相当的5％的拉伸变形和与高应变域相当的15％的应变的拉伸变形。
并且，关于将这些各拉伸试验后的试验片的板厚中央位置调整为观察面、通过sem/ebsd法测定的板厚中央位置的结晶取向中的小角晶界的平均比例，在与低应变域相当的5％的拉伸变形时控制在12～30％的范围，此外在与高应变域相当的15％的应变的拉伸变形时控制在50～70％的范围。
在上述应变为5％的低应变域及上述应变为15％的高应变域中，晶内应变在上述规定范围内均匀且高密度地分布，从而此后的直至断裂为止的不均匀变形得到抑制，显现出高的加工硬化能力，结果是成形性提高。
该小角晶界的平均比例在拉伸变形应变为5％的低应变域中小于12％、在拉伸变形应变为15％的高应变域中小于50％则表明：晶内应变难以蓄积，高应变域中的加工硬化能力无法维持，由此导致断裂延伸率降低、即成形性降低。
相反，应变为5％的低应变域中的小角晶界的平均比例高于30％、15％的高应变域中的小角晶界的比例高于70％时，直至此后的断裂前可以导入、蓄积的晶内应变减少，因此成形性依然不会提高。
在未控制晶粒直径、平均晶粒直径大于40μm的试样的情况下，在赋予拉伸变形应变时，低应变域及高应变域中小角晶界的比例均比规定值降低。晶粒直径大则结晶晶界的比例减少，位错容易集中在结晶晶界处，结果是低应变域及高应变域中晶内应变量均减少。
因此，在板的轧制方向赋予5％的应变的拉伸变形时，板的结晶取向中的小角晶界的平均比例设为12～30％的范围、优选15～27％的范围。此外，在板的轧制方向赋予15％的应变的拉伸变形时，设为50～70％的范围、优选53～67％的范围。
除非了解成形为汽车面板材料时的成形性与平均晶粒直径的关系，否则是不会产生本发明的想要将晶粒微细化的技术思想的。此外，除非存在上述汽车面板材料的高成形性的课题、并且了解作为该课题的解决机制(机理)的成形为上述汽车面板材料时通过拉伸变形而蓄积在晶内应变、加工硬化特性与延伸率的相关性，否则也不会产生想要控制板的小角晶界的比例的技术思想的。并且，除非着眼于作为实现该机制的手段的、赋予拉伸变形应变时小角晶界在低应变域和高应变域中的各自的比例，否则是不会产生本发明的。
平均晶粒直径及小角晶界的平均比例的测定方法
这些的本发明规定的平均晶粒直径及小角晶界的平均比例通过sem/ebsd法来测定。并且，将从该板的板宽方向剖面的中央位置(板厚中心位置)采集的测定试验片(任意2个部位的测定部位)的各测定值取平均，将该平均值作为本发明规定的平均晶粒直径及小角晶界的平均比例。
这里，就通过sem/ebsd法观察的上述观察面(解析面)而言，将固溶及淬火处理后等调质后的板、以及对该板赋予应变的上述拉伸试验后的试验片的板厚中心作为观察面。
就板厚中央位置的观察面而言，从测定的再现性考虑，按照在板厚中央处的包含轧制方向和板厚方向的剖面(垂直于板宽方向的剖面)中板厚中央位置成为观察面的方式来调整。对板厚方向的300μm×板宽方向的300μm的区域，以1.0μm的间距(ピッチ)照射电子束。
所述sem/ebsd法作为集合组织的测量方法是通用的，是在场发射型扫描电子显微镜(fieldemissionscanningelectronmicroscope:fesem)上搭载背散射电子衍射像[ebsd：electronbackscattering(scattered)diffractionpattern]系统的结晶取向分析法。该测量方法与其他的集合组织的测量方法相比，分辨能力高，因此有高测量精度。而且，通过该方法，有可以同时高精度地测量板的相同测量部位的平均晶粒直径和结晶晶界的平均比例的优点。铝合金板的平均晶粒直径、结晶晶界的平均比例的测定通过该sem/ebsd法来进行这一点，一直以来通过例如日本特开2009－173972号等公报而公知，在本发明中，也以此公知的方法进行。
这些公开的sem/ebsd法，是对于放置在所述fesem(fe－sem)的镜筒内的al合金板的试样照射电子束而在屏幕上投影ebsd。以高感光度相机对其进行拍摄，作为图像输入计算机。在计算机中对该图像进行分析，通过与使用了已知的结晶系的模拟形成的图案进行比较，确定结晶的取向。计算出的结晶的各取向作为三维欧拉角，与位置坐标(x、y、z)等一起进行记录。这一过程对于全部测量点自动进行，因此测量结束时会得到数万～数十万点的结晶取向数据。
从而，相比使用了透射电子显微镜的电子束衍射法，sem/ebsd法具有的优点是，观察视野广，能够在数小时内得到对数百个以上的大量的晶粒的平均晶粒直径、或取向分析的信息。另外，还具有的优点是，因为不用测量每个晶粒，而只对指定的区域以任意的一定间隔扫描而进行测量，所以能够得到罗列了全部测量区域的有关上述大量的测量点的上述各信息。这些在fesem上搭载有ebsd系统的结晶取向分析法的详情，详细记述在神户制钢技报/vol.52no.2(sep.2002)p66-70等中。
基于上述事项，本发明中通过以下式子计算平均晶粒直径。
平均晶粒直径＝(σx)/n
(这里，n表示所测定的晶粒数，x作为各个晶粒的直径，表示各晶粒的最大长度的当量圆直径)。
此外，在轧制方向赋予了应变为5％或15％的拉伸变形的板组织中，通过sem/ebsd法由相邻的像素间的取向差异来确定晶界。将倾角2.0～15°的晶界作为小角晶界，将大于15°的晶界作为大角度晶界(结晶晶界)。小角晶界的比例可以视作晶粒内的微小取向差异的量、即晶粒内蓄积的应变的量。
具体而言，首先，按照拉伸试验的要领，由调质后冷轧板采集作为供试材料的jis13a的拉伸试验片(20mm×80mmgl×板厚)，在室温下，将试验片的拉伸方向设为轧制方向而进行拉伸。该试验模拟了实际面向汽车面板材料成形时的板的晶内应变的量，作为低应变域，赋予5％的应变的拉伸变形，此外作为高应变域，赋予15％的应变的拉伸变形。
通过sem/ebsd法对该赋予了5％或15％的拉伸变形的试验片的板厚中央位置的组织进行分析，并定义板表面的集合组织中的上述晶界。从而分别求出大角度晶界(结晶晶界)和小角晶界的长度，因此可以通过(2.0～15°的晶界的长度)/(2.0～180°晶界的长度)×100来计算小角晶界的比例。
需要说明的是，在测定平均晶粒直径时，对未赋予上述拉伸变形但进行了调质的冷轧板的宽度方向剖面进行机械研磨，进而进行抛光研磨，然后进行电解研磨，按照板厚中央位置成为观察面的方式来调整表面，准备好这样的试样后，使用fesem通过ebsd进行晶粒直径测定。
此外，就上述赋予拉伸变形后的试验片而言，上述表面处理也与上述平均晶粒直径的测定时同样，按照板厚中央位置成为观察面的方式制备表面后，通过ebsd进行上述结晶取向测定。
这些ebsd测定·解析系统使用的是tsl公司制的ebsd(oim)。
通过对2个视野进行这些操作，从而可以求出本发明规定的平均晶粒直径及赋予5％或15％的应变的拉伸变形时的小角晶界的平均比例、即低应变域及高应变域中的晶粒内应变的蓄积量。本发明中将其称为“通过sem/ebsd法测定的小角晶界的比例”。
高加工硬化特性(高成形性)的指标
作为通过以上的组成和组织的控制得到的、实现板的高加工硬化特性化(高成形性化)的指标(标准)，可以列举屈服比和延伸率。
如果屈服比低且延伸率高，则即使不进行板的小试验片下的成形试验、或不进行实际成形为汽车面板材料的成形试验，也可以支持作为汽车面板材料用的高成形性化。
具体而言，作为实现该高成形性化的指标(标准)，优选由作为铝合金的0.2％屈服强度和抗拉强度的比率的0.2％屈服强度/抗拉强度定义的屈服比为0.56以下，且总延伸率为26％以上，这已经得到后述实施例的证实。
该屈服比过高而超过0.56或总延伸率过低而低于26％时，可能无法实现作为汽车面板材料用的高加工硬化特性化、高成形性化。
(制造方法)
然后，对本发明的铝合金板的制造方法说明如下。本发明的铝合金板，其制造工序本身为常规方法或公知方法，在铸造上述6000系成分组成的铝合金铸块后对其进行均质化热处理，实施热轧、冷轧而成为规定的板厚，进一步实施固溶淬火等调质处理而制造。
但是，在这些制造工序中，为了切实且再现性良好地得到本发明规定的组织(平均晶粒直径、拉伸变形时的小角晶界的比例)，期望如后述那样使均热条件、热轧条件、冷轧条件、固溶及淬火处理等诸条件均满足优选范围。上述诸条件中即使有一个条件偏离，则很可能得不到本发明规定的上述组织。
熔炼、铸造冷却速度
首先，在熔炼、铸造工序中，适当选择连续铸造法、半连续铸造法(dc铸造法)等常规熔炼铸造法来铸造被熔炼调整到上述6000系成分组成范围内的铝合金熔液。这里，为了将组织(平均晶粒直径、拉伸变形时的小角晶界的比例)控制在本发明的规定范围内，优选将铸造时的平均冷却速度从液相线温度到固相线温度尽可能加快(大)到30℃/分钟以上。
均质化热处理
然后，在对上述铸造后的铝合金铸块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，对于使si、mg充分固溶而言也是重要的。
在进行该均质化热处理后进行热轧，优选均质化热处理后直至加热下的粗轧开始前，使铸块的温度不降至500℃以下、确保mg和si的固溶量。
在粗热轧开始前铸块温度降至500℃以下的情况下，容易析出al－fe系、mg－si系的粗大化合物，有可能得不到均匀的晶粒直径分布、蓄积应变分布。因此，成形性降低的可能性变大。此外，si、mg被包含在化合物中，从而固溶si和mg浓度降低时，上述固溶si和mg的效果发挥得不充分，成形性有可能降低。
热轧
热轧根据所轧制的板厚而由铸块的粗轧工序和终轧工序构成。这些粗轧工序、终轧工序中，可适当使用可逆式或串列式等的轧机。
优选从热粗轧开始到结束为止的轧制中，使温度不降至450℃以下来确保si和mg的固溶量。轧制时间延长等而使道次间的粗轧板的最低温度降至450℃以下时，容易析出mg－si系的化合物，有可能得不到均匀的晶粒直径分布、蓄积应变分布。因此，成形性降低的可能性变大。此外，si、mg被包含在化合物中，从而固溶si和mg的浓度降低时，也存在上述固溶si、mg的效果发挥得不充分的可能性。
这样的热粗轧后，优选进行结束温度设为300～360℃的范围的热终轧。该热终轧的结束温度过低而低于300℃时，轧制载荷变高、生产率降低。另一方面，在为了不会大量残留加工组织、形成再结晶组织而提高热终轧的结束温度时，如果该温度超过360℃，则该时刻的晶粒可能粗大化。
将热终轧结束不久的材料(板)温度冷却至100℃的平均冷却速度优选为5℃/小时以上。该平均冷却速度小于5℃/小时时，该冷却中生成的mg－si系的析出物量变多，可能得不到均匀的晶粒直径分布、蓄积应变分布。因此，成形性降低的可能性变大。此外，si、mg被包含在化合物中，从而固溶si和mg浓度降低时，存在上述固溶si、mg的效果发挥得不充分、成形性降低的可能性。
冷轧
然后，对上述热轧板进行1次冷轧(1次冷轧)、中间退火、2次冷轧(2次冷轧)，制作具有期望的最终板厚的冷轧板(包括卷材)。从谋求最终再结晶(通过冷轧后的固溶处理进行的再结晶)中的组织微细化的角度出发，优选将中间退火前的1次冷轧率a与中间退火后的2次冷轧率b的比率b/a设为0.7以上。这里，b/a小于0.7时，通过固溶处理形成的再结晶组织变得粗大，因此存在得不到微细组织、成形性降低的可能性。
此外，从谋求再结晶时的结晶组织的稳定化的角度出发，还优选将中间退火后的2次冷轧的轧制率(b)设为30％以上。2次冷轧的轧制率小于30％时，存在固溶处理时的再结晶晶粒粗大化或不形成再结晶、成形性降低的可能性。
此时，优选将2次冷轧中每次轧制(1道次)的最低轧制率设为20％以上。每次轧制的最低轧制率小于20％时，应变渗透深度变浅，板厚中心部的应变变小。因此，根据晶粒的不同，所导入的应变量也不同，存在得不到均匀的组织、成形性降低的可能性。
本发明中，在冷轧中，优选在1次冷轧和2次冷轧之间包含在350～450℃保持1～24小时的中间退火工序。其目的在于，减少存在于轧制材料中的不均匀的加工变形。
在使用箱式炉进行中间退火的情况下，低于350℃的温度、或不足1小时的保持时间时不能充分得到上述效果；超过450℃时，组织变得不均匀，存在固溶处理后的晶粒直径的偏差变大的可能性。此外，退火时间为24小时以上时，生产率降低，不经济。
在使用连续退火炉进行中间退火时，在450～550℃范围内的温度下保持5分钟以下是合适的。此时，退火温度低于450℃则得不到充分的退火效果；超过550℃则有再结晶晶粒粗大化、成形性降低之虞。此外，保持超过5分钟时，也有再结晶晶粒粗大化、成形性降低之虞。
固溶及淬火处理
冷轧后，进行固溶处理和接下来的直至室温的淬火处理。关于该固溶淬火处理，可以使用通常的连续热处理线。
但是，为了得到mg、si等各元素的充分的固溶量，优选在500℃以上、熔融温度以下的固溶处理温度下保持10秒以上，并且将由该保持温度冷却至100℃的平均冷却速度设为30℃/秒以上。在低于500℃的温度或比10秒更短的保持时间时，固溶处理前生成的al－fe系化合物、mg－si系化合物的再固溶变得不充分，固溶si量减少，存在未充分发挥上述固溶si和mg的效果、成形性降低的可能性。
平均冷却速度小于30℃/秒时，冷却中再结晶晶粒直径粗大化，同时固溶si、mg量减少，未充分发挥上述的固溶si、mg的效果、成形性降低的可能性可能变大。为了确保该冷却速度，淬火处理分别选择使用风扇等空气冷却、喷雾、喷水或浸渍等水冷手段、条件。
预备时效处理：再加热处理
在这样的固溶处理及淬火处理后，如需要提高bh性等，可选择性进行预备时效处理。
在进行预备时效处理(再加热处理)时，优选在进行上述淬火处理而冷却到室温后的1小时以内进行。若直至室温的淬火处理结束后至预备时效处理开始(加热开始)的保持时间过长，则存在如下可能性：由于室温时效而生成对bh性没有助益的mg－si团簇，难以使有助于bh性的mg和si的均衡性良好的mg－si团簇增加。因此，该室温保持时间越短越好，固溶及淬火处理与再加热处理可以几乎无时间差地连续进行，对下限的时间没有特别设定。
该预备时效处理优选将60～120℃下的保持时间设为10小时以上、40小时以下。从而，形成上述mg和si的均衡性良好的mg－si团簇。
以下通过实施例更具体地说明本发明，本发明当然不因下述实施例而受到限定，也可以在能够满足上述、后述主旨的范围内适当加以变更而实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
实施例
然后说明本发明的实施例。按照表1所示的组成和表3所示的组织，分别设定制造条件而制造组成、平均晶粒直径、赋予了5％或15％的拉伸变形时的小角晶界的比例所构成的组织不同的6000系铝合金板。
然后，分别测定、评价板制造后在室温保持10天后(室温时效后)的平均晶粒直径、赋予5％或15％的拉伸变形时的小角晶界的比例、0.2％屈服强度、抗拉强度、屈服比(0.2％屈服强度/抗拉强度)、总延伸率。将这些结果示于表3。这里，表2、3为表1的续表，表1的合金编号与表2、3的编号中分别对应、相同。
就具体的上述分别制作的方法而言，将表1所示的化学成分组成的6000系铝合金板按照表2所示那样对热粗轧的道次间中的粗轧板达到的最低温度(表2中记载为最低温度)、热终轧的结束温度、冷轧的轧制率、冷轧中每道次的最低轧制率、中间退火的温度、固溶处理的保持温度、平均冷却速度等制造条件进行改变而进行。
这里，表1中，各元素含量的表述中，各元素中的数值为空白时表示其含量在检测限以下。
铝合金板的具体制造条件如下所述。统一通过dc铸造法熔炼表1所示的各组成的铝合金铸块。此时，各例中，对于铸造时的平均冷却速度，均统一将从液相线温度至固相线温度设为50℃/分钟。然后，各例中，均统一将铸块在550℃下进行6小时的均热处理，然后在该温度下(均质化热处理后至加热下开始粗轧开始为止，不使铸块的温度降至500℃以下)开始热粗轧。将此时的热粗轧的最低温度(最低道次温度)示于表2。然后，各例中，均统一地将接下来的热终轧以表2所示的结束温度热轧至厚度3.5mm，制成热轧板。
将该热轧后的铝合金板实施500℃×1分钟的粗退火后，进行表2所示的1次冷轧、中间退火条件及2次冷轧，各例中均统一地形成厚度1.0mm的冷轧板。需要说明的是，上述中间退火均使用箱式炉进行。
进而，各例中，均统一地将所述各冷轧板利用连续式热处理设备进行退卷，一边进行卷取一边连续进行调质处理(t4)。具体而言，固溶处理通过将加热至500℃的平均加热速度设为50℃/秒、各例中均达到表2所示的各目标温度(保持温度)后，各例均统一地保持20秒来进行，然后各例中均通过以表2所示的各平均冷却速度(℃/秒)进行水冷而冷却到室温。
这些调质处理后，从室温下放置10天后的各最终制品板中切出供试板(空白)，通过各供试板的上述平均晶粒直径、赋予5％及15％的拉伸变形时的小角晶界的比例对规定的组织、机械特性进行测定、评价。将这些结果示于表3。
平均晶粒直径及小角晶界的平均比例的测定
通过上述测定方法，对板的宽度方向剖面的组织进行上述固溶处理后的试验片的平均晶粒直径和结晶晶界的平均比例的测定。然后，使用搭载有tsl公司制ebsd测定·解析系统(oim)的日本电子公司制sem(jeol7100)，进行该组织中的平均晶粒直径(μm)和晶界的平均比例(％)的测定。
各例中，如上所述均对由板的宽度方向剖面的任意部位采集的2个试验片分别进行该测定，将这些测定值分别取平均。各试验片的测定区域统一设为平行于板厚方向和板宽方向的剖面的中央的300×300μm的区域，测定跨度(ステップ)间隔均设为1μm。
拉伸试验
就上述各供试板的拉伸试验而言，从上述各供试板分别采集jis13a的拉伸试验片(20mm×80mmgl×板厚)，在室温下进行拉伸试验。将此时的试验片的拉伸方向设为轧制方向。拉伸速度设为5mm/分钟。机械特性测定的n数设为2，分别以平均值来计算。然后，各例中均分别算出0.2％屈服强度、抗拉强度、屈服比(0.2％屈服强度/抗拉强度)、总延伸率。
如表1、2中分别所示，发明例1～12是在本发明的成分组成范围内、且在满足上述全部优选制造条件的范围内进行制造的。
因此，如表3所示，这些各发明例符合本发明规定的、通过sem/ebsd法测定的平均晶粒直径为40μm以下，在轧制方向赋予5％的应变的拉伸变形时，倾角2.0～15.0°的小角晶界的比例为12～30％，且在轧制方向赋予15％的应变的拉伸变形时，倾角2.0～15.0°的小角晶界的比例为50～70％。
该结果表明，各发明例即使在室温时效后也如表3所示那样、以0.2％屈服强度与抗拉强度的比率、即0.2％屈服强度/抗拉强度定义的屈服比为0.56以下，总延伸率为26％以上，对于作为汽车面板材料用来说，具有合格的高成形性。
与此相对地，如表2所示，比较例13～17虽然是在优选的条件范围进行制造的，但使用表1的合金编号13～17，si、mg、cu、mn、fe的含量分别偏离了本发明范围。
因此，如表3所示，这些比较例中平均晶粒直径或赋予拉伸变形应变时的小角晶界的比例中的任一项偏离了本发明规定的范围，屈服比超过0.56或总延伸率小于26％，与发明例相比，成形性差。因此，作为汽车面板材料用是不合格的。
比较例13为表1的合金13，mg过少。
比较例14为表1的合金14，si过少。
比较例15为表1的合金15，cu过少。
比较例16为表1的合金16，mn过多。
比较例17为表1的合金17，fe过多。
此外，如表1所示，比较例18～26使用了本发明范围内的合金例。但是，如表2所示，这些各比较例的热粗轧的最低温度、热终轧的结束温度、1次冷轧及2次冷轧的轧制率、2次冷轧时每次轧制的最低轧制率、中间退火的保持温度及时间、固溶处理的保持温度、平均冷却速度(℃/秒)等制造条件中的任意者偏离了优选条件。
其结果是，如表3所示，这些比较例的平均晶粒直径、低应变域或高应变域中的小角晶界的平均比例等偏离了本发明规定的范围，与发明例相比，屈服比超过0.56或总延伸率小于26％，较差。因此，作为汽车面板材料用是不合格的。
其中，比较例18中，热粗轧的最低温度过低。因此，虽然平均晶粒直径在规定范围内，但由于组织的不均匀化以及固溶mg、si量的减少，低应变及高应变区域中的小角晶界的平均比例过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例19中，热粗轧的最低温度过低，热终轧的结束温度过高。因此，平均晶粒直径超过规定值，低应变及高应变区域中的小角晶界的平均比例也过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例20中，1次冷轧后的中间退火温度过高。因此，虽然平均晶粒直径满足规定值，但低应变区域中的小角晶界的平均比例过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例21中，1次冷轧后的中间退火的时间过短。因此，加工应变未彻底除去，虽然平均晶粒直径满足规定值，但高应变区域中的小角晶界的平均比例过高。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例22中，2次冷轧的轧制率过低。因此，平均晶粒直径超过规定值，低应变及高应变区域中的小角晶界的比例也过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例23中，2次冷轧的每次轧制的最低轧制率过低。因此，虽然平均晶粒直径满足规定，但低应变及高应变区域中的小角晶界的平均比例过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例24中，1次冷轧率(a)和2次冷轧率(b)之比(b/a)过小。因此，平均晶粒直径超过规定值，低应变及高应变区域中的小角晶界的平均比例也过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例25中，虽然满足上述其它优选制造条件，仅固溶处理温度过低。因此，虽然平均晶粒直径满足规定，但由于固溶si及mg的减少，低应变及高应变区域中的小角晶界的平均比例过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
比较例26中，虽然满足上述其它优选制造条件，仅固溶处理后的冷却速度过慢。因此，平均晶粒直径超过规定值，低应变及高应变区域中的小角晶界的平均比例也过低。因此，屈服比超过0.56，总延伸率小于26％，成形性差。
因此，作为汽车面板材料用，为了在不大幅改变现有的组成、制造条件的条件下得到高成形性6000系铝合金板，需要满足本发明规定的全部的组成、组织的要件，这一点可由以上实施例的结果得以证实。
【表1】
表1
【表2】
表2
(表1续)
【表3】
(表2续)
产业上的可利用性
根据本发明，可以得到作为汽车面板材料用，可以在不大幅改变现有的组成、制造条件的条件下制造的高成形性6000系铝合金板。其结果是，可以扩展作为汽车面板材料用6000系铝合金板的用途。