本发明涉及由通常的轧制制造的6000系铝合金板，是成形性和烘烤涂装硬化性优异的6000系铝合金板。
背景技术
近年来，从地球环境等方面考虑，汽车车体的轻量化的社会要求日益高涨。为了应对这样的要求而进行的是，在汽车车体之中，对于大型车体面板(外面板、内面板)应用铝合金材料，以代替传统的钢板等的钢铁材料。
所述大型车体面板之内，在引擎罩、挡泥板、车门、车顶、后备箱盖等的面板结构体的外面板(外板)和内面板(内板)等的面板中，作为薄壁且高强度铝合金板，使用的是al－mg－si系的aa至jis6000系(以下，都仅称为6000系)铝合金板。
该6000系(al－mg－si系)铝合金板，必须含有si、mg，特别是高硅型的6000系铝合金，人工时效处理时具有优异的时效硬化能力。因此，在冲压成形和弯曲加工时，能够利用低屈服点化确保成形性，并且具有烘烤涂装硬化性(以下，bakehard性＝bh性，也称为烘烤硬化性)，即，即使在成形后的面板的涂装烘烤处理等比较低温的人工时效处理中，屈服强度仍提高，能够确保作为面板所需要的强度。
另一方面，如众所周知的，汽车的外面板等是对于铝合金板复合进行冲压成形中的胀形成形和弯曲成形等的成形加工而制作。例如，在引擎罩和车门等的大型的外面板中，通过胀形等的冲压成形，成为作为外面板的成形品形状，接着，通过对该外面板周边部的扁平折边等进行卷边(hemming)加工，进行与内面板的接合，而成为面板结构体。
在所述汽车等的外面板等中，为了轻量化，有更薄壁化的倾向，而在薄壁化的基础上，要求有抗凹性优异这样的高强度化。因此，更需要人工时效硬化能力(烘烤涂装硬化性)，即在冲压成形时，使铝合金板更加低屈服点化，以确保成形性，并通过成形后的面板的涂装烘烤处理等的比较低温的人工时效处理时的加热，进行时效硬化，提高屈服强度，能够在薄壁化之后仍确保需要的强度。
一直以来，对于作为这样的汽车构件的原材的6000系铝合金板的烘烤涂装硬化性，提出有各种控制mg－si系团簇的方案。而且，最近提出了以6000系铝合金板的差示扫描量热分析曲线(以下，也称为dsc)的吸热峰和放热峰测量这些mg－si系团簇，并在此基础上对其加以控制的技术(参照专利文献1～5)。
例如，在专利文献1中规定，在6000系铝合金板的差示扫描量热分析曲线中，100～200℃的温度范围的放热峰高度w1为50μw以上，并且，200～300℃的温度范围的放热峰高度w2与所述放热峰高度w1的比，即w2/w1为20以下。
在专利文献2中分别规定，在6000系铝合金板的差示扫描量热分析曲线中，设差示扫描量热分析曲线中230～270℃的温度范围的放热峰高度为a，280～320℃的温度范围的放热峰高度为b，330～370℃的温度范围的放热峰高度为c时，所述放热峰高度b为20μw/mg以上，并且所述放热峰高度a、c相对于所述放热峰高度b的各比，即a/b为0.45以下，c/b为0.6以下。
在专利文献3中规定，虽然为6000系铝合金板，但mg和si的合计量为1.2％以下的板的差示扫描量热分析曲线中，230～330℃的温度范围内，放热峰只有1个，或双方峰间的温度差为50℃以下的放热峰只存在2个，所述仅1个的放热峰的高度，或所述只有2个的放热峰之中的峰高度大的一方的放热峰的高度为20～50μw/mg的范围。
在专利文献4中规定，虽然为6000系铝合金板，但以添加sn为必须的板的差示扫描量热分析曲线中，作为相当于mg－si团簇熔化的吸热峰，150～230℃的温度范围的吸热峰的峰高为8μw/mg以下(其中，含0μw/mg)，另一方面，作为相当于mg－si团簇的生成的放热峰，240～255℃的温度范围的放热峰的峰高为20μw/mg以上。
在专利文献5中记述，在铝合金材的包括固溶和淬火处理在内的调质处理后的差示扫描量热分析曲线中，相当于si/空位团簇(gpi)熔化的150～250℃的温度范围的负向的吸热峰高度为1000μw以下，相当于mg/si团簇(gpii)的析出的250～300℃的温度范围的正向的放热峰高度为2000μw以下，室温时效抑制和低温时效硬化能力优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国专利第4117243号公报
专利文献2：日本国特开2013－167004号公报
专利文献3：日本国特开2015－196852号公报
专利文献4：日本国特开2015－196853号公报
专利文献5：日本国专利第3819263号公报
但是，这些现有的dsc的吸热峰和放热峰的控制技术，是对应所述汽车构件的低温化短时间化的烘烤涂装硬化处理，试图得到高bh性的技术，其加热温度即便高，也不过175℃，低的例子中，进行150℃的烘烤涂装硬化处理。换言之，并没有打算进行180℃以上等的高温下的烘烤涂装硬化处理中的bh性。
因此，在这样的高温下的烘烤涂装硬化处理中，为了使长时间的室温时效后的al－mg－si系铝合金板，兼备良好的成形性和高bh性，尚有改善的余地。
另外，在使之兼备良好的成形性和所述高温下的烘烤涂装硬化处理中的高bh性之后，在所述低温下的烘烤涂装硬化处理中也得到高bh性方面，还尚有改善的余地。
即，在同时兼备可以说是互相矛盾的延伸率、高温bh性、低温bh性的技术课题中，尚有改善的余地。
技术实现要素：
鉴于这样的状况，本发明的目的在于，提供一种6000系铝合金板及其制造方法，其即使在长时间的室温时效后，也能够兼备良好的成形性和高bh性，所述高bh性是指所述高温下的烘烤涂装硬化处理自不用说，即使在所述现有的低温的烘烤涂装硬化处理中也兼备高bh性。
为了达成这一目的，本发明的成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的要旨为，是以质量％计，分别含有mg：0.3～1.5％、si：0.6～1.5％，并且所述mg含量和si含量的合计高于1.2％，余量由al和不可避免的杂质构成的铝合金板，其中，在该板的差示扫描量热分析曲线中，150～230℃的温度范围内存在高度a为3～10μw/mg的吸热峰，并且在230℃以上且低于330℃的温度范围内存在高度b为20～50μw/mg的放热峰，且所述放热峰之中的最大峰高b，与所述吸热峰之中的最大峰高a的比b/a高于3.5且低于15.0。
另外，为了达成所述目的，本发明的成形性和烘烤涂装硬化性优异的铝合金板的制造方法的要旨，是对于以质量％计，分别含有mg：0.3～1.5％、si：0.6～1.5％，并且所述mg含量和si含量的合计高于1.2％，余量由al和不可避免的杂质构成的铝合金冷轧板，在固溶和淬火处理后1小时以内，实施在30℃～60℃的温度域保持5小时以上且500小时以下的低温长时间的预时效处理，在该板的经人工时效处理之前的差示扫描量热分析曲线中，使150～230℃的温度范围内存在高度a为3～10μw/mg的吸热峰，并且使230℃以上且低于330℃的温度范围内存在高度b为20～50μw/mg的放热峰，且使所述放热峰高度b与所述吸热峰高度a的比b/a高于3.5且低于15.0。
本发明者们，对于即使用于在长时间的室温时效后，仍兼备良好的成形性和高bh性的团簇进行了研究，所述高bh性是指在所述高温下的烘烤涂装硬化处理自不必说，即使在所述现有的低温下的烘烤涂装硬化处理中也兼备高bh性。
其结果发现，为了在长时间的室温时效后仍得到高延伸率，需要150～230℃的温度范围内的相当于差热曲线的吸热峰的团簇达到一定以上。
另外发现，烘烤涂装硬化处理中的烘烤处理温度，即使从高温到低温大不相同，为了在任何烘烤处理温度下都得到高bh量，要减少相当于差热曲线的吸热峰的团簇，或增多相当于230℃～330℃的温度范围的放热峰的团簇。
即，发现通过精确地控制150～230℃的温度范围内的差热曲线的吸热峰和230℃～330℃的温度范围的放热峰，即使在长时间的室温时效后，也能够得到高延伸率，并且，即使烘烤处理温度从高温至低温大不相同，在任何的烘烤处理温度下都能够得到高bh性。
另外还发现，根据烘烤涂装硬化条件(人工时效处理条件)特别是温度的不同，用于得到高bh性的差热曲线不同，在175℃以下的比较低的烘烤涂装温度下，与180℃以上的比较高温的烘烤涂装温度比较，需要更精确地控制差热曲线。
以这些认知为基础，本发明进行更精确控制差热曲线的组织控制，使作为汽车构件的原材的6000系铝合金板，同时兼备可以说互相矛盾的延伸率、高温bh性、低温bh性。
附图说明
图1是表示本发明铝合金板的差示扫描量热分析曲线的说明图。
具体实施方式
本发明中所谓的铝合金板(成形原材板)，是热轧板、冷轧板等的轧制板，是对于该轧制板实施过固溶处理和淬火处理等的调质(t4)的板，是在成形为所使用的汽车构件之前，进行涂装烘烤硬化处理等的人工时效处理(人工时效硬化处理)前的原材铝合金板。以下的记述中也将铝称为铝和al。
以下，对于本发明的实施的方式，就各要件具体加以说明。
铝合金组成：
首先，以下对于本发明铝合金板的化学成分组成，包括各元素的限定理由在内进行说明。还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。
本发明铝合金板的化学成分组成，是为了由6000系铝合金的组成来满足作为所述汽车大型车体面板等的汽车构件的原材所要求的成形性和烘烤涂装硬化性而决定的。
从这一观点出发，本发明铝合金板的化学成分组成中，以质量％计，分别含有mg：0.3～1.5％、si：0.6～1.5％，并且所述mg含量和si含量的合计高于1.2％，余量由al和不可避免的杂质构成。
该组成中，也可以还含有cu：0.02～0.8％、fe：0.05～0.5％、mn：0.05～0.3％、zr：0.04～0.1％、cr：0.04～0.3％、v：0.02～0.1％、ag：0.01～0.1％、zn：0.01～0.3％之中的一种或两种以上。
si：0.6～1.5％
si与mg一起，在固溶强化和烘烤涂装处理等的人工时效处理时，形成有助于强度提高的mg－si系析出物等的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到所需强度(屈服强度)的必须的元素。
若si含量过少，则烘烤涂装处理前(人工时效热处理前)的固溶si量减少，mg－si系析出物的生成量不足，因此bh性显著降低，强度不足。另一方面，若si含量过多，则粗大的晶化物和析出物形成，延展性降低，成为原材板轧制时开裂的原因。因此，si的含量在0.6～1.5％的范围，优选为0.7～1.5％的范围。
mg：0.3～1.5％
mg与si一起，也是在固溶强化和烘烤涂装处理等的人工时效热处理时，形成有助于强度提高的mg－si系析出物等的时效析出物，发挥时效硬化能力，是用于得到所需强度的必须的元素。若mg含量过少，则烘烤涂装处理前的固溶mg量减少，mg－si系析出物的生成量不足，因此bh性显著降低，强度不足。另一方面，若mg含量过多，则冷轧时容易形成剪切带，成为原材板轧制时开裂的原因。因此，mg的含量为0.3～1.5％的范围，优选为0.4～0.8％的范围。
另外，为了在成形为面板后的涂装烘烤处理中使之发挥优异的人工时效硬化能力，mg含量和si含量的合计高于1.2％。此合计如所述专利文献3那样在1.2％以下时，即使例如板的制造条件在后述的优选范围内，也不能生成本发明中规定的吸热峰和放热峰，人工时效硬化能力不足，得不到需要的强度。不过，mg含量和si含量的合计的上限，基于不发生热轧裂纹而能够制造板的这一限度来决定，优选为2.5％。
cu、fe、mn、zr、cr、v、ag、zn之中的一种或两种以上
这些元素共同具有使板高强度化的效果，因此在本发明中可视为同效元素，根据需要选择性地使之含有，但其具体的机理，有共通的部分，当然也有不同的部分。
cu能够通过固溶强化使强度提高。若cu的含量过少，则该效果小，即使过多，其效果也是饱和，反而使耐腐蚀性等劣化。
fe生成晶化物，成为再结晶晶粒的核，阻止晶粒的粗大化，承担着提高强度的作用。若含量过少，则该效果小，若过多，则形成粗大的化合物，成为破坏的起点，强度、成形性降低。
mn、zr、cr、v使铸块和最终板制品的晶粒微细化而有助于强度提高。另外，这些元素作为弥散粒子存在，有助于晶粒微细化，也使成形性提高。若各自的含量过少，则其使结晶粒微细化带来的强度和成形性的提高效果不足。另一方面，若这些元素过多，则形成粗大的化合物，使延展性劣化。
ag经过成形加工为汽车构件后的人工时效热处理，使有助于强度提高的时效析出物紧密微细地析出，具有促进高强度化的效果。若含量过少，则强度提高效果小，若过多，则反而使轧制性和焊接性等诸特性降低，另外，强度提高效果也饱和，造成高价。
zn对于提高人工时效硬化能力(bh性)有用，经烘烤涂装处理，促进板组织的gp区等的化合物相向晶粒内的析出，具有高强度化的效果。
因此，使这些cu、fe、mn、zr、cr、v、ag、zn含有时，如前述，在cu：0.02～0.8％、fe：0.05～0.5％、mn：0.05～0.3％、zr：0.04～0.1％、cr：0.04～0.3％、v：0.02～0.1％、ag：0.01～0.1％、zn：0.01～0.3％的范围，使之含有一种或两种以上。
其他的元素：
这些记述以外的ti、b等的其他的元素是不可避免的杂质。ti与b一起形成粗大的化合物而使机械的特性劣化。不过，通过微量的含有，也有使铝合金铸块的晶粒微细化的效果，因此作为6000系合金，允许在jis规格等所规定的范围内的分别含有。作为其允许量的例子，ti为0.1％以下，优选为0.05％以下。另外，b为0.03％以下。附带一提，在本发明中，不添加所述专利文献4中作为必须的sn。如果添加sn，在后述优选的板的制造条件下，反而使mg－si团簇减少，不能生成本发明中规定的吸热峰和放热峰，人工时效硬化能力不足，有可能得不到需要的强度。
(原材板组织)
将以上的合金组成作为前提，在本发明中，将铝合金板的组织，作为预示以该板为原材的构件的人工时效析出物的存在状态的指标，根据由差示扫描量热分析得到的dsc(差示扫描量热分析曲线：dscprofile)进行规定。
即，本发明为了在长时间的室温时效后，仍兼备良好的成形性和高bh性，通过由差示扫描量热分析得到的dsc(差示扫描量热分析曲线：dscprofile)进行规定，其中，所述高bh性是指，作为主要对象的比较高温的烘烤涂装硬化处理中的高bh性当然不用说，即使在比较低温下的烘烤涂装硬化处理中也兼备高bh性。
在比较低温的烘烤涂装条件下，如果150～230℃的温度范围内的吸热峰存在，则难以得到高bh量，但在本发明作为主要对象的比较高温的烘烤涂装条件下，即使所述吸热峰一定程度地存在，也能够得到高bh量。这被推测为，在现有的比较低温的烘烤涂装条件下，烘烤涂装处理中，即使相当于所述吸热峰的团簇熔化，其后的强化相也难以重新生成，因此得不到高bh性。
相对于此，推测为，在本发明作为主要对象的比较高温的烘烤涂装条件下，相当于所述吸热峰的团簇在极短时间内熔化，其后强化相容易重新生成，因此即使所述吸热峰预先存在，也能够得到高bh性。因此，在本发明为对象的比较高温的烘烤涂装硬化条件下，能够提高所述吸热峰，利用相当于该吸热峰的团簇的存在，能够提高加工硬化性。因此，如果使提高bh性的230℃以上且低于330℃的温度范围内的放热峰也一并存在，则可以使高加工硬化性(成形性)与bh性并立。
所谓此比较高温的烘烤涂装硬化处理条件，例如，是指以加热温度180～230℃，加热保持时间10～30分钟的条件进行烘烤涂装硬化处理，与现有的比较低温、短时间的烘烤涂装硬化处理的加热温度的至高不过175℃，特别在加热温度是有所区别。
使此放热峰与吸热峰并存时，各自的峰高很重要，同时彼此的峰高的平衡也很重要。例如，放热峰/吸热峰的比过小时，相当于吸热峰有团簇的存在过大，bh性变得过低，或放热峰过低，而作为强化相的团簇过多，延伸率降低。另一方面，放热峰/吸热峰过大时，相当于吸热峰的团簇的存在过小，加工硬化性差，或放热峰过高，而作为强化相的团簇过少，bh性变得过低。
基于这样的认知，在本发明中，为了使高延伸率与比较高温的bh性并立，在铝合金板的经人工时效处理之前的dsc中，150～230℃的温度范围内存在高度a为3～10μw/mg的吸热峰，230℃以上且低于330℃的温度范围内存在高度b为20～50μw/mg的放热峰，并且，所述放热峰高度b与所述吸热峰高度a的比b/a高于3.5且低于15.0。
另外，不仅是所述比较高温的情况下，在比较低温的bh性中，为了与高延伸率并立，在铝合金板的经人工时效处理之前的dsc中，在150～230℃的温度范围内使高度a优选为3～8μw/mg的吸热峰存在，并且在230℃以上且低于330℃的温度范围内使高度b优选为20～40μw/mg的放热峰存在，且所述放热峰高度b与所述吸热峰高度a的比b/a高于3.5且低于15.0。此外，更优选所述吸热峰的高度a为3～7μw/mg，所述放热峰的高度b为20～35μw/mg。
关于所述吸热峰，所谓吸热峰在负向侧高，意思是在差热分析中团簇熔化，换言之，意思是相当于吸热峰的团簇多。如果该负向侧的峰的高度a低至低于3μw/mg，则加工硬化性变低，成形性降低。另一方面，若该负向侧的峰的高度a变得过高而高于10μw/mg，则比较高温的bh性降低，若过高而高于7μw/mg，则比较低温的bh性降低。
关于所述放热峰，所谓放热峰高，意思是差热分析中强化相或作为强化相的核的团簇大量生成，换言之，意思就是强化相或作为强化相的核的团簇少。若其正向侧的峰的高度b过高而高于50μw/mg，则强化相或作为强化相的核的团簇过少，比较高温下的烘烤涂装硬化的bh性变低，若过高而高于40μw/mg，则比较低温下的烘烤涂装硬化的bh性变低。另一方面，若其正向侧的峰的高度b过低而低于20μw/mg，则强化相或作为强化相的核的团簇过多，延伸率降低。附带一提，这些倾向以板的合金组成满足本发明范围为前提。
如此，在原材板的阶段由dsc规定的组织，与利用该原材板制造的所述汽车面板等的构件的人工时效处理时(bh时)的析出相的发生行为密切相关。其结果是，即使并非特意制造所述构件，如果在该原材板的阶段控制上述dsc，也能够评价该原材板的成形性和bh性。换言之，在该原材板的阶段由所述dsc规定的组织，能够成为以该原材板为成形原材的构件的成形性和bh性的指标。
例如，在所述专利文献1中，150～230℃的温度范围内没有高度为3～10μw/mg的吸热峰，相反在100～200℃的温度范围存在放热峰。在所述专利文献2中，如其图1所示，在150～230℃的温度范围内没有高度为3～10μw/mg的吸热峰。在所述专利文献3中，mg和si的合计量为1.2％以下，不能生成本发明所规定的吸热峰和放热峰，人工时效硬化能力不足，得不到需要的强度。在所述专利文献4中，如其图1所示，在150～230℃的温度范围内没有高度为3～10μw/mg的吸热峰，在高于260℃、并在330℃以下的温度范围内，存在高度高于20μw/mg的放热峰。在所述专利文献5中，如其图1所示，在150～230℃的温度范围内有高度为3～10μw/mg的吸热峰，在260℃的位置存在放热峰，但放热峰/吸热峰的比过小而低于3.5，吸热峰的比例过高。
因此，这些现有的dsc的吸热峰、放热峰的控制技术，与本发明所规定的dsc的吸热峰和放热峰不同，在本发明为对象的比较高温的烘烤涂装硬化条件下，不能够使长时间的室温时效后的6000系铝合金板实现高延伸率(成形性)和烘烤涂装硬化性的并立。
(以dsc规定的组织的控制方法)
由所述dsc的放热峰特定的组织的控制，如后述，其进行是对于铝合金冷轧板，在固溶和淬火处理后1小时以内，实施在30℃～60℃的温度域保持5小时以上、500小时以下的低温长时间的预时效处理。
另外，为了提高比较低温下的bh性，如后述，其进行是在所述固溶和淬火处理后1小时以内，实施在100℃～300℃的温度域保持5秒以上、300秒以下的高温短时间的预时效处理，之后一直实施直到所述预时效处理。因此具有的优点是，不会大幅变更轧制板的、作为所述汽车构件已经标准化的6000系铝合金组成，另外，不用大幅变更基于常规方法的轧制工序，便能够加以控制。
(制造方法)
本发明的6000系铝合金板，遵循如下常规方法制造，即，将铸块在均热处理后进行热轧，再冷轧的冷轧板，再实施固溶处理等的调质。即，经过铸造、均质化热处理、热轧的通常的各制造工序制造，成为板厚为2～10mm左右的铝合金热轧板。接着，冷轧而成为板厚3mm以下的冷轧板。
(熔化、铸造)
首先，在熔化、铸造工序中，适宜选择连续铸造法、半连续铸造法(dc铸造法)等的通常的溶解铸造法铸造熔化调制为上述6000系成分组成范围内的铝合金熔融金属。在此，为了在本发明的规定范围内控制团簇，关于铸造时的平均冷却速度，优选尽可能大(快)，即从液相线温度至固相线温度为30℃/分以上。如果不进行这样的在铸造时的高温区域的温度(冷却速度)控制，则高温区域的冷却速度必然慢。于是，在此高温区域的温度范围，粗大生成的晶化物的量变多，铸块的板宽方向、厚度方向的晶化物的尺寸和量的偏差也变大。其结果是，不能在本发明的范围控制所述dsc的可能性变高。
其次，对于所述经铸造的铝合金铸块，在热轧之前，先实施均质化热处理。该均质化热处理(均热处理)，除了出于通常的目的，即组织的均质化(消除铸块组织中的结晶晶内的偏析)以外，重要的是为了使si、mg充分固溶。
均质化热处理温度为500℃以上且580℃以下，均质(保持)时间从1小时以上的范围适宜选择，使si、mg充分固溶。若该均质化温度低，则不能确保si、mg的固溶量，即使通过后述的固溶·淬火处理后的预时效处理(再加热处理)，也不能达成所述dsc的放热峰的规定。另外，不能充分消除结晶晶内的偏析，其作为破坏的起点起作用，因此成形性降低。
进行该均质化热处理后，进行热轧，但优选直到均质化热处理后的热态下的粗轧开始不让铸块的温度下降到450℃以下，以确保si和mg的固溶量。如果至粗轧开始，铸块的温度下降到450℃以下，则si和mg析出，不能确保用于达成所述dsc的规定si和mg的固溶量的可能性变高。
(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，适宜使用可逆式或串联式等的轧机。
在从热粗轧的开始至结束的轧制中，需要不让温度降低至400℃以下，以确保si和mg的固溶量。在热粗轧中，如果粗轧板的温度下降到400℃以下，则si和mg析出，不能确保用于达成所述dsc的规定的si和mg的固溶量的可能性变高。
在这样的热粗轧后，进行结束温度为250～360℃的范围的热终轧。所述均热温度、该终轧的结束温度过低时，均热和热轧中，mg、si系的化合物生成，固溶mg/si的平衡发生变化，难以达成所述dsc的规定。
(热轧板的退火)
该热轧板在冷轧前不需要退火，但也可以实施。
(冷轧)
在冷轧中，轧制上述热轧板，制作成希望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，冷轧率优选为60％以上，另外，出于与所述退火同样的目的，也可以在冷轧道次间进行中间退火。
(固溶和淬火处理)
冷轧后，进行固溶处理，以及继其之后进行至室温为止的淬火处理。关于该固溶淬火处理，为了得到mg、si等的各元素充分的固溶量，优选加热到500℃以上、熔融温度以下的固溶处理温度。
另外，从抑制使成形性降低的粗大的晶界化合物形成的观点出发，从固溶温度至室温的淬火停止温度的平均冷却速度，优选为20℃/s以上。若固溶处理后的至室温的淬火处理的平均冷却速度小，则冷却中生成粗大的mg2si和单体si，弯曲加工性劣化。另外，固溶后的固溶量降低，bh性降低。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、喷水、浸渍等的水冷手段和条件。
(预时效处理：再加热处理)
这样的固溶处理后再进行淬火处理而冷却至室温后，优选在1小时以内对冷轧板实施预时效处理(再加热处理)。为了由所述dsc的峰所特定的组织的控制，相比常规方法，优选该预时效处理的进行更为低温、长时间，即实施在30℃～60℃的温度域保持5小时以上、500小时以下的低温长时间的预时效处理。由此，可形成mg与si保持平衡良好的mg－si团簇，成为所述dsc的峰所特定的组织。因此，通过低温长时间的预时效处理，能够兼备高延伸率和比较高温下的bh性。
至室温为止的淬火处理结束后，若至预时效处理开始(加热开始)为止的室温保持时间过长，则由于室温时效，导致吸热峰所对应的团簇过多地生成，bh性容易降低。因此，该室温保持时间越短越好，固溶和淬火处理与再加热处理，也可以几乎无时间差而连续进行，下限的时间没有特别设定。
另外，若所述预时效温度低于30℃，或保持时间低于5小时，则与不进行该预时效处理的情况同样，吸热峰所对应的团簇过多生成，bh性容易降低。另一方面，所述预时效条件高于60℃或超过500小时，相当于放热峰的强化相和作为强化相的核的团簇的生成量过多，烘烤涂装前的冲压成形时的强度变得过高，成形性容易劣化。
在此，为了再提高比较低温下的bh性，优选在所述固溶和淬火处理后1小时以内，首先，实施在100℃～300℃的温度域保持5秒以上、300秒以下的高温短时间的预时效处理之后，立即实施所述低温长时间的预时效处理。由此，能够使所述低温长时间的预时效处理进行的dsc的控制确实，能够将dsc的150～230℃的温度范围内的吸热峰高度a，控制为优选的3～8μw/mg的范围，更优选的3～7μw/mg的范围。另外，同样能够将dsc的230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰的高度b，控制为优选的20～40μw/mg的范围，更优选的20～35μw/mg的范围。不进行该高温短时间的预时效处理，或即使进行也脱离所述条件时，由于合金组成和制造过程不同，无法成为由所述dsc的峰特定的组织，或比较低温下的bh性降低的可能性发生。
如此，作为由所述dsc的峰特定的组织而制造的本发明的铝合金板，作为原材，被冲压成形为汽车等的大型车体面板等之后，涂装后实施烘烤涂装硬化处理(人工时效处理)而高强度化。如前述，为了达成本发明的效果，该烘烤涂装硬化处理，优选高温的方法，可例示加热温度180～230℃，加热保持时间10～30分钟的条件。若脱离该烘烤涂装硬化处理条件，加热温度过低等，则如前述，需要更精确地控制差热曲线所示的组织。
实施例
接下来，说明本发明的实施例。改变组成和制造条件，分别制造本发明的dsc所规定的组织不同的6000系铝合金板。然后，在板制造后室温下保持100天后，分别测量、评价as屈服强度(烘烤涂装硬化处理前的屈服强度)和ab屈服强度(烘烤涂装硬化处理后的屈服强度)，断裂伸长率，bh性(涂装烘烤硬化性)。其结果显示在表1、2中。
具体的所述分别制作的方法，是将表1所示的组成的6000系铝合金板，如表2所示这样，对于固溶和淬火处理后的预时效处理条件加以各种改变而进行。在此，在表1中的各元素的含量的显示中，各元素的数值空白显示，表示其含量在检测极限以下。
(铝合金板的制造条件)
铝合金板的具体的制造条件，除了所述预时效处理条件以外，各例均如以下这样共通(相同)。将表1所示的各组成的铝合金铸块，均通过dc铸造法熔炼。这时，各例也均同样，关于铸造时的平均冷却速度，从液相线温度至固相线温度为50℃/分钟。接着，根据需要实施表面切削，之后对铸块进行550℃×10小时的均热处理，然后在此温度下开始热粗轧，其后，进行结束温度为250～360℃之间的热终轧而成为热轧板。对于该热轧板，进行加工率67％的冷轧，成为厚1.0mm的冷轧板。
再对于该各冷轧板，使用硝石炉以550℃进行1分钟的固溶处理，其后进行水冷，冷却至室温。在该冷却后1小时以内，按表2所示的温度(℃)、保持时间(hr)，进行使用油浴的高温短时间的预时效和使用大气炉的低温长时间的预时效，预时效处理后进行空冷。
这些调质处理后，室温放置100天，之后从各最终制品板上，由制品的纵长端部、宽度中央部，切下供试板(坯料)300mm×300mm，测量、评价各供试板的所述dsc和特性。其结果显示在表2中。
(dsc测量)
在所述供试板的板厚中央部的3处，测量组织的所述dsc，以这3处的平均值，在该板的dsc(差示扫描量热分析曲线)中，分别测量吸热峰的温度(℃)和高度(μw/mg)，放热峰的温度(℃)和高度(μw/mg)。还有，在显示其结果的表2中，为了方便，仅将150～230℃的温度范围内的吸热峰作为“吸热峰”，将230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰作为“放热峰”。
在这些所述供试板的各测量位置的差热分析中，在如下相同条件下分别进行，试验装置：セイコ－インスツルメンツ制tg/dta6300，标准物质：铝，试料容器：铝，升温条件：10℃/min，气氛：氩(50ml/min)，试料重量：39.0～41.0mg，用所得到的差热分析的曲线(μw)除以试料重量(μw/mg)后，在所述示差热分析曲线的0～100℃的区间，以差热分析的曲线处于水平的区域作为0的基准水平，测量从该基准水平起的吸热峰高度和放热峰高度。
涂装烘烤硬化性
作为所述供试板的力学特性，通过拉伸试验，求得0.2％屈服强度(as屈服强度)和断裂伸长率(％)。另外，这些各供试板分别相同，模拟冲压成形为所述汽车构件的2％的拉伸后，作为高温下的涂装烘烤硬化处理，实施185℃×20分钟的人工时效硬化处理，另外，作为低温下的涂装烘烤硬化处理，实施170℃×20分钟的人工时效硬化处理之后(bh后)，通过拉伸试验，求得供试板的0.2％屈服强度(ab屈服强度)。而后，根据这些0.2％屈服强度之间的差(屈服强度的增加量)评价过各供试板的bh性的bh后的0.2％屈服强度，在高温下的涂装烘烤硬化处理(185℃×20分钟)中为190mpa以上，低温下的涂装烘烤硬化处理(170℃×20分钟)最低也在160mpa以上，优选为180mpa以上时为合格，作为冲压成形性的评价的断裂伸长率为25％以上时为合格。还有，作为冲压成形性的评价的断裂伸长率中，24％与25％只稍微相差1％，但是，其却大大影响到是否能够没有变形和褶皱地，以美丽清晰的曲面结构成形使例如汽车的外面板的形状尖锐化或复杂化的角部和个性线。
所述拉伸试验中，从所述各供试板上，分别提取jisz2201的13号a试验片(20mm×80mmgl×板厚)，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直角方向。拉伸速度截至0.2％屈服强度为止为5mm/分钟，屈服强度以后为20mm/分钟。力学特性测量的n数为5，以各个平均值计算。还有，在所述bh后的屈服强度测量用的试验片中，用拉伸试验机对该试验片施加2％的预应变后，进行所述bh处理。
如表1、2分别所示，发明例1～8，在本发明的成分组成范围内，且在优选的条件范围制造，在优选的范围实施低温长时间的预时效处理。因此，这些各发明例如表2所示，dsc如本发明所规定，即使在长期的室温时效后，如表2所示，成形性和bh性仍优异。
具体来说，具有最低也为26％以上的高断裂伸长率，最低也为192mpa以上的高温(185℃×20分钟)的bh性，最低也为162mpa以上的低温(170℃×20分钟)的bh性。
此外，在表2的发明例之间的比较中，实施高温短时间的预时效处理后立即实施所述低温长时间的预时效处理的发明例2，与未实施高温短时间的预时效处理只实施低温长时间的预时效处理的发明例1相比，比较低温下的bh性变高。同样，在实施高温短时间的预时效处理后立即实施所述低温长时间的预时效处理的发明例6、7、8，与未实施高温短时间的预时效处理，只实施了低温长时间的预时效处理的发明例3、4、5相比，虽然也根据合金组成的不同有所差异，但比较低温下的bh性平均都高。
这是由于，发明例2、6、7、8，通过进一步附加高温短时间的预时效处理，将dsc中的150～230℃的温度范围内的吸热峰高度a，更精确地控制在优选的范围(3～8μw/mg)，或更优选的范围(3～7μw/mg)，同样将dsc中的230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰的高度b，更精确地控制在优选的范围(20～40μw/mg)，和更优选的范围(20～35μw/mg)。
相对于此，表2的比较例1～6，使用与发明例相同的合金例1。但是，这些各比较例如表2所示，预时效处理的温度和保持时间等的制造条件脱离优选的条件。其结果是，dsc脱离本发明所规定的范围，与作为相同合金组成的发明例1相比，长期的室温时效后的bh性或成形性的任意一个差，所以不能兼备。具体来说，即便断裂伸长率为26％以上，但高温(185℃×20分钟)下的bh性也低于190mpa，或即便高温(185℃×20分钟)下的bh性为190mpa以上，但断裂伸长率低于25％，不满足所述的合格标准。
其中，比较例1没有进行预时效处理。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a高于10μw/mg而过高，230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b也高于50μw/mg而过高。
比较例2其低温侧的预时效处理的时间过短。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a高于10μw/mg而过高，230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b也高于50μw/mg而过高。
比较例3其低温侧的预时效处理的温度过高。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在高度a为3～10μw/mg的吸热峰，但是230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b低于20μw/mg而过低。
比较例4其低温侧的预时效处理的时间过长。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a低于3μw/mg而过低，230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b也低于20μw/mg而过低。
比较例5其高温侧的预时效处理的时间过长。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a低于3μw/mg而过低，230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b也低于20μw/mg而过低。
比较例6其低温侧的预时效处理的温度过高。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a低于3μw/mg而过低，与230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b的比b/a高于15.0而过大。
表2的比较例7、8，虽然包括所述预时效处理条件而在优选的范围制造，但是分别使用表1的合金编号7、8，合金组成分别脱离本发明范围。因此，这些比较例如表2所示，其结果是，dsc等脱离本发明所规定的范围，与发明例相比，长期的室温时效后的bh性或成形性的任意一方差，所以不能兼备。具体来说，即便断裂伸长率为25％以上，高温(185℃×20分钟)下的bh性只有138～146mpa左右，和低温(170℃×20分钟)下的bh性只有133～139mpa左右。
比较例7是表1的合金7，mg过少，mg和si的合计含量的量也过少。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a低于3μw/mg而过低，230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b也低于20μw/mg而过低。
比较例8是表1的合金8，si过少，mg和si的合计含量也过少。因此，虽然在150～230℃的温度范围内存在吸热峰，但其高度a低于3μw/mg而过低，230℃以上、低于330℃的温度范围内的放热峰高度b也低于20μw/mg而过低。
从这些发明例、比较例中选择的dsc显示在图1中。在图1中记述为“heatflow”的纵轴的单位为μw/m，粗实线表示表2的发明例1，粗点线(虚线)表示发明例2，细点线表示比较例3。如图1所示，可知这些发明例中，在150～230℃的温度范围内存在高度a为3～10μw/mg的吸热峰，并且高度b为20～50μw/mg的放热峰存在于230℃以上、低于260℃的温度范围内，并且，在260℃以上、低于330℃的温度范围，不存在高度为20μw/mg以上的放热峰。
根据以上的实施例的结果，可证明本发明所规定的组成和dsc的各条件的临界性的意义，其用于即使是长时间的室温时效后和高温下的烘烤涂装硬化处理，仍使所述材料兼备良好的成形性和高bh性。
[表1]
＊各元素的数值为空白栏意思是在检测极限以下
详细并参照特定的实施方式说明了本发明，但不脱离本发明的精神和范围能够加以以各种变更和修改，这对本领域技术人员来说很清楚。
本申请基于2016年3月30日申请的日本专利申请(特愿2016－067007)，2016年10月31日申请的日本专利申请(特愿2016－213789)，其内容在此作为参照编入。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供即使是长时间的室温时效后和高温下的烘烤涂装硬化处理，也能够兼备良好的成形性和高bh性的6000系铝合金板。即，即使是长时间的室温时效后，仍能够兼备良好的成形性和高bh性，所述高温下的烘烤涂装硬化处理当然不用说，即使是所述现有的低温下的烘烤涂装硬化处理中，也能够兼备高bh性。其结果是，作为包括面板材在内的汽车构件，能够扩大6000系铝合金板的应用。