"時効硬化したAl-Mg-Si系アルミニウム合金から成り、ダイとホルダーで周囲を挟み、相対的にパンチをダイに押し込むことによって所定の形状に成形されるプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法であって、パンチ成形面のうち、プレス方向に対してほぼ垂直な面であるパンチ頭部と、この面の外側周囲を取り囲むように連なった面であるパンチ縦壁部との間に屈曲部として存在するパンチ肩部より内側の領域を、プレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Aのうち任意の領域Xを、部分的な復元処理部とし、当該部分的な復元処理部が到達温度200°C以上300°C以下の加熱工程とその後の100°C以下までの冷却工程によって形成され、加熱工程では100°Cから加熱到達温度までの昇温速度を5°C/秒以上、当該到達温度においての保持時間を20秒間以下とし、冷却工程においては、100°C以下までの冷却速度を5°C/秒以上とすることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法。前記Al-Mg-Si系アルミニウム合金が溶体化処理されており、この溶体化処理後のAl-Mg-Si系アルミニウム合金に対して、部分的復元されるまでに常温時効又は100°C以下の人工時効、或いは、これらの組み合わせによる時効処理が行われることによって、時効硬化したAl-Mg-Si系アルミニウム合金とする、請求項1に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法。前記ブランクの領域Aの面積SAに対する前記領域Xの面積SXの面積比が、25以上100以下である、請求項1又は2に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法。前記ブランクにおいて、ダイとホルダーで挟まれるシワ押さえ部から最も近いパンチ肩部より外側の領域をプレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Cのうち、縮みフランジ変形部である領域Yが部分的な復元処理部である、請求項1~3のいずれか一項に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法。プレス成形後にヘム曲げ加工を受ける領域であるヘム曲げ部が、部分的な復元処理部である、請求項1~4のいずれか一項に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法。前記Al-Mg-Si系アルミニウム合金が、Mg:0.2~1.5mass、Si:0.3~2.0massを含有し、Fe:0.03~1.0mass、Zn:0.03~2.5mass、Cu:0.01~1.5mass、Mn:0.03~0.6mass、Zr:0.01~0.4mass、Cr:0.01~0.4mass、Ti:0.005~0.3mass及びV:0.01~0.4massから選択される1種又は2種以上を更に含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である、請求項1~5のいずれか一項に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法。請求項1~6のいずれか一項に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法によって製造されたプレス成形用アルミニウム合金製ブランクにプレス成形を施すことによって、シワ押さえ部より内側の製品となる部分に2以上のひずみが導入されていることを特徴とするアルミニウム合金製プレス成形体の製造方法。170~185°Cで20~30分間の条件で人工時効硬化処理を施すことによって前記部分的な復元処理部の耐力値を190MPa以上とする、請求項7に記載のアルミニウム合金製プレス成形体の製造方法。以上のように、従来提案されている技術では、Al-Mg-Si系アルミニウム合金の優れた特徴である塗装焼付硬化性を具備しつつ、プレス成形性と表面品質を改善するための手段であるプレス成形後の成形品のひずみ分布の均一化、ならびに、プレス成形後に成形品の周辺部を180°に曲げる加工であるヘム曲げ加工性の回復を達成することは困難であった。本発明は、これらの課題を解決するためのプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法、ならびに、これを用いたプレス成形体の製造方法を提供するものである。本発明者らは、前述の課題を解決するべく種々の実験検討を重ねた結果、時効硬化したAl-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板からなるブランク、すなわち、溶体化処理後に常温時効、或いは、溶体化処理後に人工時効又は常温時効と人工時効を組み合わせた時効処理により亜時効状態にあるAl-Mg-Si系アルミニウム合金製ブランクに着目した。その結果、従来プレス成形によって加わる張力が小さく、ほとんど伸ばされることのなかった部位であるパンチ頭部と、この面の外側周囲を取り囲むように連なった面であるパンチ縦壁部との間に屈曲部として存在するパンチ肩部より内側の領域を、プレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Aに注目した。そして、領域Aのうちの任意の領域Xついて、プレス成形前に加熱と急冷からなる復元処理を部分的に施すこととした。これによって、その領域の耐力値を低下させて、従来よりも小さい張力で塑性変形を可能にすることで、当該部位を積極的に伸ばす一方、ひずみが集中して破断する危険性が高かった部位のひずみの上昇を緩和し、結果的にブランク全体のひずみ分布を均一化させることができることを見出した。また、部分的に施す復元処理の加熱到達温度や昇温速度、保持時間、加熱終了後の冷却速度等の条件を適切に選択することで、選択部分を極めて短時間で効率的に軟化させるとともに、ヘム曲げ性の回復が可能であり、かつ、高い塗装焼付硬化性が得られることを見出した。溶体化処理後に急冷して常温状態で合金元素を過飽和に固溶させた後に、常温又はこれより若干高い温度で保持しておくと、マトリックス中にMgとSiよりなる微細析出物である低温クラスタが徐々に生成することによって強度が増加する、いわゆる時効硬化したアルミ合金圧延板が得られる。復元とは、前述の保持温度より高い温度に短時間加熱することにより、常温で生成した低温クラスタを再固溶させ、更にその直後に急冷することによって過飽和状態とすることで材料の強度を低下させる現象を意味する。そして、このような現象を生起させるための急速加熱とその後の急冷の一連の処理を復元処理と称する。本発明は請求項1において、時効硬化したAl-Mg-Si系アルミニウム合金から成り、ダイとホルダーで周囲を挟み、相対的にパンチをダイに押し込むことによって所定の形状に成形されるプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法であって、パンチ成形面のうち、プレス方向に対してほぼ垂直な面であるパンチ頭部と、この面の外側周囲を取り囲むように連なった面であるパンチ縦壁部との間に屈曲部として存在するパンチ肩部より内側の領域を、プレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Aのうち任意の領域Xを、部分的な復元処理部とし、当該部分的な復元処理部が到達温度200°C以上300°C以下の加熱工程とその後の100°C以下までの冷却工程によって形成され、加熱工程では100°Cから加熱到達温度までの昇温速度を5°C/秒以上、当該到達温度においての保持時間を20秒間以下とし、冷却工程においては、100°C以下までの冷却速度を5°C/秒以上とすることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法とした。本発明の請求項2では請求項1において、前記Al-Mg-Si系アルミニウム合金が溶体化処理されており、この溶体化処理後のAl-Mg-Si系アルミニウム合金に対して、部分的復元されるまでに常温時効又は100°C以下の人工時効、或いは、これらの組み合わせによる時効処理が行われることによって、時効硬化したAl-Mg-Si系アルミニウム合金とするものとした。本発明の請求項3では請求項1又は2において、前記ブランクの領域Aの面積SAに対する前記領域Xの面積SXの面積比を、25以上100以下とした。本発明の請求項4では請求項1~3のいずれかにおいて、前記ブランクにおいて、ダイとホルダーで挟まれるシワ押さえ部から最も近いパンチ肩部より外側の領域をプレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Cのうち、縮みフランジ変形部である領域Yも部分的な復元処理部とした。本発明の請求項5では請求項1~4のいずれかにおいて、プレス成形後にヘム曲げ加工を受ける領域であるヘム曲げ部も、部分的な復元処理部とした。本発明の請求項6では請求項1~5のいずれかにおいて、前記Al-Mg-Si系アルミニウム合金を、Mg:0.2~1.5mass、Si:0.3~2.0massを含有し、Fe:0.03~1.0mass、Zn:0.03~2.5mass、Cu:0.01~1.5mass、Mn:0.03~0.6mass、Zr:0.01~0.4mass、Cr:0.01~0.4mass、Ti:0.005~0.3mass及びV:0.01~0.4massから選択される1種又は2種以上を更に含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金とした。本発明の請求項7では請求項1~6のいずれか一項に記載のプレス成形用アルミニウム合金製ブランクの製造方法によって製造されたプレス成形用アルミニウム合金製ブランクにプレス成形を施すことによって、シワ押さえ部より内側の製品となる部分に2以上のひずみが導入されていることを特徴とするアルミニウム合金製プレス成形体の製造方法とした。本発明の請求項8では請求項7において、170~185°Cで20~30分間の条件で人工時効硬化処理を施すことによって前記部分的な復元処理部の耐力値を190MPa以上とした。本発明の上記手段によって、冷延鋼板に比べて劣っていたAl-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板のプレス成形性が著しく向上する。また、ひずみ集中部の材料表面に生じる肌荒れやリジングマーク等の表面欠陥を抑制することができ、パネルの設計及びデザインの自由度が著しく向上する。更に、部分的に施す復元処理の加熱到達温度や昇温速度、保持時間、加熱終了後の冷却速度等の条件を適切に選択することで、Al-Mg-Si合金の優れた特徴である高い塗装焼付硬化性を達成することができる。その結果、パネルの耐力値で190MPa以上の高強度が得られ、材料の薄板化により軽量化とコストダウンが可能となる。本発明では、プレス成形後にヘム曲げを施すことになるヘム曲げ部にも復元処理を施すことで、時効硬化によって低下したヘム曲げ性を著しく回復することが可能となる。本発明では、従来、プレス成形において加わる張力が小さいためほとんど伸ばされることのなかったパンチ頭部の材料が伸ばされて周囲へ流出する。この流出分により、ブランクのシワ押さえ面からの流入量を削減することができる。その結果、ブランクサイズを小さくすることができ、材料費を低減することが可能となる。また、本発明で用いるアルミニウム合金圧延板は鋼板に比べて縦弾性係数が小さいので、プレス成形後における板内の残留応力の弾性回復スプリングバック量が大きく、形状凍結性の確保が困難であった。しかしながら、復元処理によって材料強度を低下させておくことで残留応力も小さくなるため、副次的に形状凍結性も向上することが期待できる。更に、この復元処理はプレス成形前の前工程又は別工程で実施できるため、プレス成形自体は従来の冷間プレス設備で実施可能であり、従来の生産効率を低下させることがない。本発明で用いるプレス成形用アルミニウム合金製ブランクは、基本的にはAl-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板であって、高温で溶体化処理された後に常温時効により時効析出した状態にあるもの、或いは、高温で溶体化処理された後に人工時効又は常温時効と人工時効とを組み合わせた時効処理を施して亜時効状態にあるものである。以下に、本発明について主要な項目ごとに分けて詳細に説明する。<アルミニウム合金板の成分組成>本発明で用いるアルミニウム合金板は、基本的にはAl-Mg-Si系合金であれば良く、その具体的な成分組成は特に制約されるものではないが、請求項6で規定するような成分組成の合金とするのが好ましい。すなわち、Mg:0.2~1.5mass以下、単にと記す、Si:0.3~2.0を含有し、Fe:0.03~1.0、Zn:0.03~2.5、Cu:0.01~1.5、Mn:0.03~0.6、Zr:0.01~0.4、Cr:0.01~0.4、Ti:0.005~0.3及びV:0.01~0.4から選択される1種又は2種以上を更に含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を素材とするのが好ましい。このような成分組成の限定理由について以下に説明する。Mg:Mgは本発明で対象としている系の合金で基本となる合金元素であって、Siと共同して強度向上に寄与する。Mg含有量が0.2未満では塗装焼付時に析出硬化によって強度向上に寄与するβ相の生成量が少なくなるため、十分な強度向上が得られない。一方、1.5を超えると、粗大なMg-Si系の金属間化合物が生成され、成形性、特に曲げ加工性が低下する。従って、Mg含有量を0.2~1.5の範囲内とした。最終板の成形性、特に曲げ加工性をより良好にするためには、Mg含有量を0.3~0.9の範囲内とするのが好ましい。Si:Siも本発明の系の合金で基本となる合金元素であって、Mgと共同して強度向上に寄与する。また、Siは、鋳造時に金属Siの晶出物として生成され、その金属Si粒子の周囲が加工によって変形されて溶体化処理の際に再結晶核の生成サイトとなるため、再結晶組織の微細化にも寄与する。Si含有量が0.3未満では上記効果が十分に得られない。一方、2.0を超えると粗大なSi粒子や粗大なMg-Si系の金属間化合物が生じて、成形性、特に曲げ加工性の低下を招く。従って、Si含有量を0.3~2.0の範囲内とした。プレス成形性と曲げ加工性とのより良好なバランスを得るためには、Si含有量を0.5~1.4の範囲内とするのが好ましい。Mg及びSiが、Al-Mg-Si系アルミニウム合金として基本となる合金元素であるが、それ以外にFe:0.03~1.0、Zn:0.03~2.5、Cu:0.01~1.5、Mn:0.03~0.6、Zr:0.01~0.4、Cr:0.01~0.4、Ti:0.005~0.3及びV:0.01~0.4から選択される1種又は2種以上を含有させることとする。これらの添加理由と添加量の限定理由は次の通りである。Fe:Feは、一般のアルミニウム合金において、通常0.03未満の不可避的不純物として含有される。一方、Feは強度向上と結晶粒微細化に有効な元素であり、これらの効果を発揮させるために、Feを0.03以上積極的に添加しても良い。但し、その含有量が0.03未満では上記効果が十分に得られず、一方、1.0を超えると、成形性、特に曲げ加工性が低下するおそれがある。したがって、Feを積極的に添加する場合のFe量は0.03~1.0の範囲内とした。Zn:Znは塗装焼付硬化性向上を通じて強度向上に寄与するとともに、表面処理性の向上に有効な元素である。Znの添加量が0.03未満では上記の効果が十分に得られず、一方、2.5を超えると成形性及び耐食性が低下する。従って、Zn含有量を0.03~2.5の範囲内とした。Cu:Cuは成形性向上及び強度向上のために添加される元素であり、このような成形性向上及び強度向上の目的から0.01以上添加される。しかしながら、Cu含有量が1.5を超えると耐食性耐粒界腐食性、耐糸錆性が劣化するので、Cu含有量は1.5以下に規制することとした。なお、強度向上を重視する場合は、Cu含有量を0.4以上とするのが好ましく、また、より耐食性の改善を図る場合は、Cu含有量を1.0以下とするのが好ましい。更に耐食性を重視する場合はCuを積極的に添加せず、Cu含有量を0.01以下に規制することが好ましい。Mn、Zr、Cr:これらの元素は、強度向上や結晶粒微細化、或いは、塗装焼付硬化性の向上に有効である。Mnの含有量が0.03未満、或いは、Zr、Crの含有量がそれぞれ0.01未満では、上記の効果が十分に得られない。一方、Mnの含有量が0.6を超えるか、或いは、Zr、Crの含有量がそれぞれ0.4を超えると、上記効果が飽和するばかりでなく多数の金属間化合物が生成して、成形性、特にヘム曲げ性に悪影響を及ぼすおそれがある。従って、Mn含有量を0.03~0.6の範囲内とし、Cr、Zrの含有量をそれぞれ0.01~0.4の範囲内とした。Ti、V:Tiは鋳塊組織の微細化による強度向上や防食に有効な元素であり、また、Vは強度向上や防食に有効な元素である。Tiの含有量が0.005未満では上記効果が十分に得られず、一方、0.3を超えるとTi添加による鋳塊組織微細化と防食効果が飽和する。Vの含有量が0.01未満では上記効果が十分に得られず、一方、0.4を超えるとV添加による防食効果が飽和する。これらTiやVの上限を超える場合には、粗大なTi系又はV系の金属間化合物が多くなり、成形性やヘム加工性の低下を招く。従って、Ti含有量を0.005~0.3の範囲内とし、V含有量を0.01~0.4の範囲内とした。また、一般のアルミニウム合金においては、鋳塊組織の微細化のために前述のTiと同時にBを添加することもあり、BをTiとともに添加することによって、鋳塊組織の微細化と安定化の効果が一層顕著となる。本発明においては、Tiとともに500ppm以下のBを添加することが許容される。<Al-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板の製造方法>Al-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板は、通常の方法により製造することができる。具体的には、所定の成分に溶解調整されたアルミニウム合金溶湯を、通常の溶解鋳造法を適宜選択して鋳造する。ここで通常の溶解鋳造法としては、例えば半連続鋳造法DC鋳造法や薄板連続鋳造法ロールキャスト法等などを用いることができる。次いで、アルミニウム合金鋳塊に480°C以上の温度で均質化処理を施す。均質化処理は溶湯凝固時の合金元素のミクロ偏析を緩和し、併せてMn、Crをはじめとする各種の遷移元素を含む場合には、これらを主成分とする金属間化合物の分散粒子をマトリクス中に均一かつ高密度に析出させるために必要な工程である。均質化処理の加熱時間は、通常は1時間以上とし、また経済的な理由から48時間以内に終了させるのが通常である。但し、この均質化処理における加熱温度は、熱延前に熱延開始温度まで加熱する加熱処理温度に近いことから、熱延前加熱処理を兼ねて均質化処理を行なうことも可能である。この均質化処理工程の前又は後に適宜面削を施した後、300~590°Cの温度範囲で熱間圧延を開始し、その後冷間圧延を施すことにより所定の板厚のアルミニウム合金圧延板を製造する。熱間圧延の途中、熱間圧延と冷間圧延の途中、或いは、冷間圧延の途中において、必要に応じて中間焼鈍を行ってもよい。次に、冷間圧延後のアルミニウム合金圧延板について溶体化処理を行う。この溶体化処理は、Mg2Si、単体Si等をマトリックス中に固溶させ、これにより塗装焼付硬化性を付与するものであり、プレス成形後に行われる塗装焼付処理後の強度向上を図るための重要な工程である。またこの工程は、Mg2Si、単体Si粒子等の固溶により第2相粒子の分布密度を低下させて、延性と曲げ性を向上させるためにも寄与し、さらには再結晶により良好な成形性を得るためにも重要な工程である。これらの効果を発揮するためには、480°C以上の処理が必要である。なお、溶体化処理温度が590°Cを超えると共晶融解が生じる虞があるため、590°C以下とする。ここで、溶体化処理はコイル状に巻き取った冷間圧延板を、加熱帯と冷却帯を有する連続焼鈍炉に連続的に通過させることによって、効率的に行うことができる。このような連続焼鈍炉による処理では、アルミニウム合金圧延板は加熱帯を通過する際に480°C以上590°C以下の高温に昇温され、その後冷却帯を通過する際に急冷される。このような一連の処理により、本発明で対象とする合金の主要合金元素であるMgとSiは、高温で一旦マトリックス中に固溶し、続いて急冷することによって室温において過飽和に固溶した状態となる。Al-Mg-Si系アルミ合金圧延板に高い塗装焼付硬化性を付与する場合は、溶体化処理して急冷後に60~100°C程度の温度で1~24時間程度保持する予備時効処理を行う。これによって、前述した常温で生成する低温クラスタとは異なる、常温よりもやや高い温度で生成するMgとSiからなる微細析出物である高温クラスタを生成しこれを成長させることができる。この高温クラスタは、その後の塗装焼付処理例えば、約170°Cで約20分間の条件で行われる加熱によって、析出強化相であるβ’’相に遷移することで時効硬化し、耐力値が190MPa以上に向上する。<溶体化処理から復元処理までの間の時効>部分的復元処理によってブランクの加熱部と非加熱部とに強度差を付与するためには、溶体化処理後の常温放置期間中に常温時効自然時効によってある程度の量の低温クラスタが生成されていることが必要である。このような低温クラスタが生成されていなければ、その後の部分的復元処理において加熱部でも復元現象が生じず、部分的復元処理による加熱部の強度低下が実現されない。そこで、溶体化処理後には、部分的復元処理を行なうまでの間に、1日以上の常温放置が必要である。なお、溶体化処理からプレス成形までの間の常温放置期間は、10日以上が一般的である。また、この常温時効は初期において急速に進行するが半年程度経過するとそれ以上は進行し難くなることから、復元加熱処理前の常温放置期間の上限は特に規定しない。ここで、常温とは具体的には0~50°Cの範囲内の温度を意味する。以上の説明では、溶体化処理後の時効として常温時効について述べた。しかしながら、本発明においては、早期に低温クラスタを生成することを目的として、溶体化処理された後に人工時効する場合や、常温時効と人工時効を組み合わせて行なう場合でも、その後の部分的復元処理によりブランクに強度差を付与することができる。但し、人工時効の温度は100°C以下とし、人工時効処理後にAl-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板が亜時効状態となっていなければならない。人工時効の温度が100°Cを超える場合、或いは、100°C以下の条件であっても長時間人工時効を行なってピーク時効又はこれを過ぎた過時効状態となる場合には、MgとSiからなる粗大な析出物が析出するため、MgとSiの固溶量が減少し塗装焼付硬化性が著しく低下してしまう。ここで、Al-Mg-Si系アルミ合金圧延板に高い塗装焼付硬化性を付与する場合は、前述の予備時効処理後に人工時効を施す必要がある。高温クラスタが生成できるのは、溶体化処理によってMgとSiがマトリックス中に固溶することで生成する原子空孔が十分に存在している状態、つまり原子空孔密度が高い状態であり、常温保持によって低温クラスタが生成した後では、高温クラスタは生成できないからである。本発明では、上述のような時効を行って、次の部分的復元処理を行う直前における材料強度として、耐力値が110MPa以上であることが望ましい。耐力値が110MPa未満の場合には、引続いて行われる部分的な復元処理において加熱を受けて復元する部分での強度低下が不充分となるため、充分な強度差を付与することができない。<部分的復元処理>次に、本発明の要点である部分的復元処理について説明する。部分的復元処理とは、時効硬化したAl-Mg-Si系アルミニウム合金圧延板のある任意に選択した領域を、所定の温度まで加熱し、次いで常温まで冷却する処理を言い、復元による強度低下のメカニズムは以下のように説明される。すなわち、溶体化処理後の常温放置中にマトリックス中ではMgとSiよりなる微細析出物である低温クラスタが生成成長し、これにより材料強度が増大している。このような状態の材料を所定の温度に短時間加熱すると、熱的に不安定な低温クラスタは容易に再固溶して消滅する。これにより、常温まで冷却した後の材料強度が、加熱する前に比べて低下するのである。なお、材料のヘム曲げ性は、時効硬化により材料強度が上昇するにつれて低下するため、復元することによってヘム曲げ性も回復される。<部分的復元処理の加熱処理条件及び冷却処理条件>本発明では、部分的復元処理の加熱処理条件を次のように規定した。すなわち、復元処理での加熱到達温度は200°C以上300°C以下の範囲とした。加熱到達温度が200°Cよりも低いと、低温クラスタが短時間で溶解する量が少ないため復元による強度低下が小さく、ヘム曲げ性もほとんど回復しない。一方、加熱到達温度が300°Cを超えると、短時間のうちにマトリックス中のMgとSiが粗大な析出相であるβ’相として析出してしまいMgとSiの固溶量が低下するため、その後の人工時効硬化処理での強度上昇が著しく低下する。つまり、Al-Mg-Si系アルミニウム合金の優れた特徴である塗装焼付硬化性が著しく低下してしまう。また、板に部分的な加熱を施すと、加熱部と非加熱部の温度差によって生じる熱ひずみによって板が変形するという不具合が生じるが、加熱温度が高温になるほどこれが顕著になるため、できるだけ低温が望ましい。また、加熱到達温度200°C以上300°C以下の範囲においては、加熱到達温度が高いほど低温クラスタが効率的に再固溶するため強度低下量も大きくなる。しかしながら、材料の延性も低下するため、強度差付与と延性低下のバランスを考慮し、パネル形状ごとに加熱到達温度を最適に選択する必要がある。ここで、部分的復元処理における加熱到達温度は、さらにその加熱部における強度の経時変化の速度に応じて、二つの温度範囲に分けることが出来る。加熱到達温度が250°C以上300°C以下の場合は、数秒の短時間のうちにMgとSiからなる低温クラスタが十分に固溶して復元が完了し、所定の冷却速度で常温まで冷却した直後においては、加熱部と非加熱部との間に大きな強度差を付与することができる。しかしながら、この温度域で復元加熱を行った場合は、冷却後に多くの原子空孔が常温で残存する。この原子空孔は部分的復元処理を行った部分における常温保持中のMgとSiの拡散を助長し、常温における低温クラスタの生成を早め、この部分で一旦低下した耐力値は、常温にて数日間の放置で急速に復元処理前の状態に戻ってしまう。この原子空孔密度は加熱到達温度の増大につれて増加し、原子空孔密度の増大とともに常温での耐力値の増加が早まる。このような急速な耐力値の回復は、事前に最適化されたプレス成形条件との不適合の要因となり、成形不良を生じる可能性が高くなるため、安定して良好な成形品を製造するためには、部分的復元処理後できるだけ短期間でプレス成形及びヘム曲げ加工することが好ましい。具体的には3日以内が望ましい。これに対して、200°C以上250°C未満の温度範囲において復元加熱処理を行った場合には、耐力値の低下量が少なくなるが、冷却後常温における原子空孔密度が充分に低く、部分的復元処理後の常温保持期間での経時的な耐力値の増加が充分に小さくなる。そのため、このような温度範囲内で部分的復元処理を行った場合には、数日間常温で保持した場合でも安定して良好な成形品を製造することが可能となる。したがって、生産工程のスケジュールの融通性を重視する場合には、部分的復元処理後にブランクを常温で数日間保持してもプレス成形を行うことが可能となるように、部分的復元処理の加熱到達温度を200°C以上250°C未満とすることが好ましい。なお、部分的復元処理からプレス成形までの常温保持期間は10日以内が望ましい。100°Cから加熱到達温度までの昇温速度、及び加熱到達温度から100°Cまでの冷却速度はできるだけ速い方が好ましく、それぞれ5°C/秒以上と規定した。5°C/秒未満になると、高温クラスタの生成、成長を経て、これが析出強化相であるβ’’相に遷移してしまうことで、本来の目的とは逆に強度が上昇してしまう。また、延性が低下し、ヘム曲げ性も劣化してしまう。また、生産性の観点からもできるだけ速い方が好ましく、10°C/秒以上が好ましい。また、同じ理由で、加熱到達温度に到達後の保持時間はできるだけ短い方が好ましく、20秒間以下と規定した。加熱領域を均一に加熱できれば、保持時間を0秒滞留させずに所定温度に到達後、直ちに冷却するとしてもよい。加熱処理においては、アルミニウム合金圧延板自体の熱伝導によって非加熱部も加熱されるが、保持時間が20秒間以下であれば問題ない。なお、昇温速度と冷却速度をそれぞれ100°Cからと100°Cまでのものとして規定した理由は、100°C以下では上記のβ’’相への遷移は生じず、時効硬化の進行も極めて遅いため、その後は徐冷しても機械的性質に影響はないためである。<部分的復元処理のブランク加熱方法>ブランクの一部を部分的に加熱する方法としては、加熱したい部分の形状に合わせて加工された金属板アルミ合金や銅合金などをヒーター等で加熱して、ブランクに接触させて加圧し、伝熱させる方法が最も簡便である。これは、板の状態で1枚1枚処理してもよく、ブランキングプレスでコイル状のアルミ合金板素材を連続的に復元処理及び切断してもよい。また、その他、誘導加熱、レーザー加熱、赤外線加熱、通電加熱など公知の加熱手段を適宜利用してもよい。<部分的復元処理のブランク冷却方法>ブランクの一部を部分的に所定の温度まで加熱した後に冷却する方法としては、ブランクよりも熱容量が大きく、更に水冷配管を内蔵した金属ブロックでブランクを挟んで伝熱によって冷却するダイクエンチ等の接触式が冷却速度と生産性の観点から最も有効である。この他に、浸漬やシャワーなどの水冷方式、ファン等の空冷方式等、公知の冷却手段を適宜利用及び組み合わせてもよい。<部分的復元処理を施す領域>前述したプレス成形における課題を解決する手段の一つとして、成形パネルのひずみ分布の均一化が考えられるが、これを達成するために本発明者らはブランクに加わる張力と材料の耐力値の関係に着目し、これに部分的復元処理を利用することを検討した。図1は、円筒張出し成形、或いは、ハット曲げ成形における鉛直断面の中心線13から左側を示した模式図である。ブランク4は、ダイ2とホルダー3に周囲を挟まれ、パンチ1がダイ2側に相対的に押し込まれることによってハット断面形状に成形されるが、この時、ブランクには張力が発生する。ここで、パンチ頭部5に接して変形を受ける成形品頭部10と、パンチ肩部6とダイ肩部9によって変形させられる成形品縦壁部12との間でパンチ肩部6に接している成形品肩部11における成形中の張力の釣り合いについてみる。成形品頭部10方向に加わる張力をTP、成形品縦壁部12方向に加わる張力をTWとすると、両者の関係は、TP=TWexp-μθと表すことができる。TPは、パンチ肩部6と成形品肩部11の間の摩擦係数μと、成形品頭部10と成形品縦壁部12がなす角度、いわゆるなつき角θによって大きさが変化し、μとθの値が大きいほどTPは小さくなる。また、常にTP≦TWとなる。一般的に、成形が進むとなつき角θは大きくなるため、図2のようにTP/TWは成形が進むにつれて減少していく。よって、成形品頭部10方向に加わる張力は成形品縦壁部12方向に加わる張力に対して常に小さいため、成形品頭部10の伸ばされる量は成形品縦壁部12に比べて少ないのである。ここで、成形品頭部10である領域Aの耐力値を本発明のように部分的に低くした場合を検討する。成形品頭部10は、成形品縦壁部12よりも低い応力で塑性変形が開始されるため、ここに従来と同じ張力が加わった場合、伸ばされる量が増加する。つまり、相対的にパンチをダイに押し込むことによってブランクに与えられた変形のうち、成形品頭部10と成形品縦壁部12が伸ばされる量の割合の差が、従来に比べて小さくなり、成形品全体におけるひずみ分布が均一になるのである。よって、成形品縦壁部12のひずみが緩和されると共に、破断危険部である成形品肩部11のひずみが緩和されるのである。ここで、仮に部分的復元処理によって耐力値が大きく低下した領域が成形品頭部10である領域Aを超えて、パンチ肩部6をプレス方向に対して垂直な面に投影した領域である領域Bまで存在する場合、成形品肩部11にひずみが集中し、従来よりも破断し易くなってしまう。そのため、部分的復元処理によって耐力値を低下させる領域は、パンチ成形面8のうち、プレス方向に対してほぼ垂直な面であるパンチ頭部5と、この面の外側周囲を取り囲むように連なった面であるパンチ縦壁部7との間に屈曲部として存在するパンチ肩部6より内側の領域を、プレス方向に対して垂直な面に投影したブランク4の領域Aのうち、任意の領域Xとした。次に、前記パンチ頭部5を投影した領域Aの面積SAに対する前記部分的復元処理を施す領域Xの面積SXの比である面積率SX/SAは、25以上100以下とするのが好ましい。面積率25とは、パンチ頭部5形状の縮尺率で表すとほぼ50に当たる。復元処理領域Xがこの面積率25より小さいと、パンチ頭部の伸ばされる量が少ないため、破断危険部ひずみ集中部におけるひずみの緩和量が小さく、ひずみ分布均一化の効果が小さい。また、耐力値の低下量が大きい場合には、変形がこの復元領域に集中し易くなるため、復元領域の境界で破断する可能性がある。一方、面積率100を超えるということは、パンチ肩部6を投影した領域Bまで復元処理によって耐力値を低下させることを意味し、この場合には成形品肩部11にひずみが集中し、従来よりも破断し易くなってしまう。よって、前記パンチ頭部5を投影した領域Aの面積SAに対する前記部分的復元処理を施す領域Xの面積SXの比である面積率SX/SAは、25以上100以下とするのが好ましい。また、パンチ頭部に複雑な凹凸が存在し、成形が厳しい部位がある場合や、絞り成形あるいは張出し成形後に施される2次成形リストライク等で伸びが必要な部位がある場合には、その部位を復元処理部から除外し、部分的復元処理を施す領域Xを複数に分割しても良い。ただし、領域Xの面積の総和は、上記の25以上100以下とするのが好ましい。更に好ましい面積率の範囲は、50以上100以下である。図4には、パンチ成形面8が複数の段を有するような複雑な形状をなす場合を示す。パンチ成形面平面視における図中にA-Aで示した中心からコーナー部までの鉛直断面中心線13から左側を成形順にアイウとして示した。ブランク4の周囲をダイ2とホルダー3で挟んだ、いわゆるブランクホールド状態のアから成形途中のイの状態までは、主に1段目のパンチ肩部6Aと2段目のダイ肩部9Bの間でブランクを変形させることによって行われる。この時、1段目のパンチ肩部6Aと成形品肩部11Aの間には摩擦が生じることと、ブランクのなつき角が大きくなるため、1段目のパンチ肩部6Aの内側の領域であるパンチ頭部5を投影した成形品頭部10に発生する張力は、成形品縦壁部12のそれよりも小さくなる。そのため、成形品縦壁部12のひずみが増大すると共に、成形品肩部11Aのひずみが増大する。ここで、1段目のパンチ肩部6Aより内側の領域を投影したブランク4の領域Aのうち、任意の領域Xを部分的に復元処理する。これにより、耐力値を低くすることによって、前述の作用によって成形品縦壁部12と成形品肩部11Aのひずみが緩和される。このように、成形途中イの時点で成形品縦壁部12と成形品肩部11Aのひずみが緩和されていることによって、更に成形が進行してひずみが導入されても、従来に比べて破断し難くなる。次いで、イの状態から成形が進行すると、ブランク4が2段目のパンチ肩6Bに接触することでここに摩擦力が発生する。これにより、ブランク4の移動が抑制されるため、1段目のパンチ肩6Aと接する成形品肩部11Aと同様に2段目のパンチ肩6Bと接する成形品肩部11Bでもひずみが上昇し破断危険部となる。この場合、シワ押さえ面14からのブランク流入量を増やすことで、ひずみの上昇を緩和できる。このようなブランク流入量を増やす手段としては、通常はシワ押さえ力を小さくするか、或いは、ビード15の張力を低下することが挙げられる。しかしながら、シワ押さえ面が分割されている金型と分割クッション機構とを有するプレス機を用いなければ、部位ごとにシワ押さえ力を調整することはできない。そのため、通常のプレス機を使用する場合は、シワ押さえ面14全体に対してのシワ押さえ力を増減する方法を採用せざるを得ない。全体的にシワ押さえ力を低減すると、形状によっては成形品にシワが発生する等の不具合が発生する可能性がある。したがって、シワ押さえ面14全体に対するシワ押さえ力の増減によって、流入量バランスを調整することは困難である。また、ビード15の形状を部位ごとに変更することで、ブランクの流入量バランスを調整することも可能ではある。しかしながら、ビード15はシワ押さえ面14上で環状に繋がっているため、ビード形状を局部的に極端に変更した場合には、その部位でブランクが破断するような不具合が起こる可能性がある。このように、ビード形状を部位ごとに変更する方式では、形状変更の自由度が限られる。そこで、ダイ2とホルダー3で挟まれるシワ押さえ部に最も近いパンチ肩部6Bより外側の領域パンチ肩部6Bを含まないをプレス方向に対して垂直な面に投影した領域Cのうち、縮みフランジ変形部である領域Yについて、本発明の部分復元処理を施すのが好ましい。これにより、部分的に耐力値を低くすることができるので、材料の変形抵抗が小さくなり部分的に復元処理した領域Yだけブランクが流入し易くなる。このような部分復元処理によって、上記2段目のパンチ肩6Bと接する成形品肩部11Bにおけるひずみの上昇を緩和することができる。また、軟化領域が増えると成形に要する加工力が小さくて済むため、1段目の成形品肩部11A周辺に加わる張力が小さくなり、この部分においてもひずみの上昇を緩和できる。ここで、領域Yを縮みフランジ変形部に限定した理由について述べる。縮みフランジ変形は、パンチ中心に向かって引っ張られる一方、周方向に圧縮されることでブランクの板厚が増加する変形である。この部位がビード15を通過する際には、成形中のシワ押さえ力が一定でも、板厚が増加することでこの部位のブランクの流入抵抗は成形の進行と共に増加する。そのため、この部位のパンチ肩部6A、6Bには、縮みフランジ変形しない部位に比べて、より大きい引き込み力パンチ荷重が加わる。その結果、これらパンチ肩部6A、6Bに対応する成形品肩部11A、11Bにおいて、ひずみの集中がより顕著になる。更に、前述のように復元処理は時効によって低下したヘム曲げ性を回復することができるため、自動車ボディーアウターパネル等の成形においては、部分復元処理を施す領域にプレス成形後にヘム曲げ加工を受ける領域であるヘム曲げ部を含めるのが好ましい。上述のように部分的復元処理を施す領域を定めたが、アルミニウム合金板は熱伝導度が比較的高いため、加熱領域の周辺部も板自体の伝熱によって加熱されることになる。所定の加熱温度及び加熱領域に対して、パンチ肩部を投影した領域Bの到達温度が200°C未満となるように、昇温速度、保持時間及び冷却速度を調整する必要がある。<ブランクの塗油>通常、アルミニウム合金板は、輸送中に傷付きや腐食を防止するために、防錆油などが塗布されている。このように塗油された状態のままで板を加熱すると、油の焼付きや発煙を生じ、プレス成形品の外観不良や作業環境の悪化を生じる可能性がある。そこで、復元処理を施す板は、復元処理を行う前に脱脂工程等によって予め防錆油を除去しておくか、或いは、輸送の際に傷付きが生じないように梱包した無塗油の状態のものを使用する。また、復元処理は無塗油の状態で行うが、復元処理後に行うプレス成形ではプレス潤滑油が必要であるため、復元処理を施した板は、通常と同じくプレス成形用の潤滑油を表面に適量塗油した後にプレス成形を行う。<プレス成形>部分的な復元処理を施したブランクについて行うプレス成形は、通常のプレス成形と同様に冷間で行うことができる。但し、前述のように部分的な復元処理を行ってから3日以内にプレス成形を行うことが望ましい。これは、部分的な復元処理を行った後、しばらくは材料強度が低下したままの状態が持続されるが、再び常温時効により強度が上昇し、ブランクに付与した強度差が失われるためである。また、本発明では、上記ブランクをプレス成形することによって得られたプレス成形体のシワ押さえ部より内側の製品となる部分に2以上のひずみが導入されることを規定した。導入されるひずみが2未満では、加工硬化による耐力値の上昇量が少なく、その後の人工時効硬化処理によって190MPa以上の高強度が得られない可能性があるためである。<ヘム曲げ加工>前記プレス成形体がアウターパネルである場合は、余分な部分をトリミングした後、パネルの周辺部の所定箇所についてヘム曲げ加工が施され、別途製造されたインナーパネルと組み付けられる。上記のように部分的な復元処理後の常温時効によって強度が徐々に上昇するため、それに伴ってヘム曲げ性も低下してしまう。よって、部分的な復元処理を行ってから10日以内にヘム曲げ加工を行うことが望ましい。より好ましくは、部分的な復元処理を行ってから3日以内にヘム曲げ加工を行うことが好ましい。<人工時効硬化処理>自動車製造工程においては、プレス成形パネルを接合して製作した車体に対して、塗装焼付処理を行うが、このような加熱処理を溶体化処理後のAl-Mg-Si系アルミニウム合金板に施すことで、強度を上昇させることができる。これを人工時効硬化処理と言う。上記塗装焼付処理では、車体に塗布した塗料を焼き付けることを主目的としており、生産性を考慮して、一般的には170~185°Cで20~30分間の条件で行われる。本発明の部分的な復元処理を施したブランクにプレス成形を施して得られたプレス成形体の前記復元処理部の人工時効硬化処理後の耐力値は190MPa以上であることが好ましい。耐力値が190MPa未満の場合は、耐デント性や衝突強度が不足するため、板厚を厚くしなくてはならず重量増と材料費増を招く。前記プレス成形体に施す人工時効硬化処理の条件は、自動車製造工程における一般的な塗装焼付処理条件である170~185°Cで20~30分間とするのが好ましい。このような短時間の加熱処理でも耐力値が低下した復元処理部の耐力値が190MPa以上に向上することが本発明の特徴であり、この処理条件より高温および長時間になれば、耐力値は更に上昇する。前記部分的な復元処理部では、加熱処理中に低温クラスタが固溶し原子空孔密度が再び増加することで、低温クラスタに代わって高温クラスタが生成及び成長する。この高温クラスタは、人工時効硬化処理での加熱によって、析出強化相であるβ’’に遷移するため、パネルに高耐力を付与することができる。よって、前記部分的な復元処理部は、未処理領域に対してより高い塗装焼付硬化性を得ることができるため、部分的な復元処理によって耐力値が低下した後でも耐力値で190MPa以上の高強度が得られる。以下に本発明例を比較例とともに記す。なお、以下の本発明例は、本発明の効果を説明するためのものであり、本発明例記載のプロセス及び条件が本発明の技術的範囲を制限するものではない。アルミニウム合金を溶解して成分調整を行なった後、DC鋳造法により鋳造することにより、表1に示す5種類I~Vの合金組成のアルミニウム合金鋳塊を作製した。これらの鋳塊に530°Cで10時間の均質化処理を行なった後、常法に従って熱間圧延、冷間圧延を行い、530°Cで溶体化処理した後、常温まで急冷し、70°Cで10時間の予備時効処理を施して、厚さ0.9mmのアルミニウム合金圧延板を作製した。その後、常温時効、或いは、100°C以下の人工時効又はこれらの組み合わせによる時効処理を施した。この時効処理条件を表2に示す。[本発明例1]第1の本発明例として、これらの時効処理した板を供試材とした円筒張出し成形試験を実施した。図3に示すように、φ100mmの円筒形状で、頭部は平らでφ80mm肩部にはR形状図では不図示だが半径10mmが設けられているパンチ1と、パンチ1とのクリアランス図では不図示だが4mmをもった穴が開いたリング状であり、シワ押さえ面14には凸ビード15が設けられているダイ2と、内部にパンチ1が挿入されるための穴が開いたリング状で、シワ押さえ面14にはダイ2の凸ビード15とブランクを挟むための凹ビード15が設けられているホルダー3をプレス能力12TONの油圧プレスに取り付けて行った。なお、これら金型の材質はいずれもSKD11であり、表面には硬質クロムメッキを施してある。図3に示すように、供試材として、上記の時効処理した板より180mm×180mmのブランク4を作製し、表3に示す条件で部分的復元処理を施した。ここで、パンチ成形面8のうち、プレス方向に対してほぼ垂直な面であるパンチ頭部5と、この面の外側周囲を取り囲むように連なった面であるパンチ縦壁部7との間に屈曲部として存在するパンチ肩部6より内側の領域を、プレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Aは、パンチ頭部5のφ80mmの平坦面を投影した領域である。このφ80mmの面積をSA、部分的復元処理を施す領域Xの面積をSXとした場合の面積比SX/SAを数水準振った試験を行った。なお、図3において、9はダイ肩部、11は成形品肩部、12は成形品縦壁部を表わす。図5に示すように、200mm×200mmで板厚10mm図には厚さは示していないのアルミニウム合金板から中央部に5mm凸図には凸高さは示していないとなるような円22を削り出した加熱冶具21を、凸円の大きさを変更して数種類作製した。ブランクの復元加熱装置は、図6のようにプレス能力50TONの油圧プレスのスライドプレート16に加熱ヒーターを内蔵した押付用金型の上型18を、プレス機に熱が伝わらないように断熱材20を介して上型取り付け板23によって取り付け、この上型18の押付面に上記の凸円22を備えた加熱冶具21が取り付けてある。加熱冶具は、ヒーターから金型を介して伝熱によって所定の温度に加熱され、ヒーターは図示していない温度制御盤によって、設定温度を保つように制御される。一方、プレス機のボルスター17上には下型取り付け板24によって押付用金型の下型19を設置し、その上に置かれた断熱材20の上にブランク4をセットする。なお、下型はプレス機のクッションピン25によって支持されている。ブランクの復元加熱方法は、プレス機のスライドプレート16が図中矢印方向に下降することで加熱冶具21がブランク4に接触し、プレス機のクッション機構によって一定荷重で一定時間押し付けた後、スライドが上昇して加熱が終了する。このとき、加熱冶具21がブランク4に接触してから離れるまでの時間は、プレスストロークによって調整し、押付け圧力はクッション圧によって調整し、昇温速度はヒーターの加熱温度と押付け圧力を調整して行った。一方、加熱後の冷却は主に、水槽へブランク4を浸漬する方法と、常温の金属ブロックでブランク4を挟む方法で行った。続いて、図3に基づいて円筒張出し成形試験について述べる。上記プレス能力12TONの油圧プレス機にパンチ1、ダイ2、ホルダー3を取り付け、部分復元処理を施したブランク4に洗浄防錆油をスポンジで適量塗布し、ホルダー3上にセットする。なお、図3には、油圧プレス機は示していない。図3アに示すように、ダイ2とホルダー3でブランク4の周囲を挟み、ブランク4の周囲にはビード15が成形される。この時、ホルダーはプレス機のクッションピンによって支持されており、シワ押さえ面14には設定した15TONのシワ押さえ荷重が負荷されている。次に、このようなセット状態からダイ2が降下することで、ブランク4の周囲をビード15で掴んだ状態でダイ2とホルダー3がパンチ1に向かって成形速度1mm/秒で下降し、図3イに示すように、ブランク4がパンチ1に接触して変形を受けながら成形が進行する。この方法で、成形高さ14mmで成形を終了した成形品と、破断するまで成形した成形品を作製した。各ブランクについて、ブランクが破断した高さである限界張り出し高さと、成形高さ14mmの成形品の板厚減少率レンジと成形品のリジング発生状況を評価した。限界張り出し高さは、パンチ荷重―ストローク線図における最大荷重点におけるストロークとし、成形性の評価とした。また、成形高さ14mmの成形品の圧延方向における成形品頭部の中心と成形品肩部パンチ肩部の板厚減少率の差を板厚減少率レンジとし、ひずみの均一化度合の評価とした。また、成形高さ14mmの成形品の成形品縦壁部12について、800研磨紙で圧延方向と直角に研磨することで、リジングの有無を目視で確認した。時効処理した板から作製したJIS5号引張試験片について引張試験を行い、復元処理前のブランクの機械的性質耐力、伸びを調査した。また、時効処理した板から作製したJIS5号引張試験片について上記の方法で復元処理し、以下の評価を行なった。まず、引張試験を行って復元処理による耐力の変化量と伸びの変化量を求めた。また、自動車製造工程で行われるヘム曲げ加工を模擬し、曲げ試験を行った。復元処理した試験片に5の引張予ひずみを与えた後、試験片平行部の中央部に位置する引張方向と直角方向の線を折り曲げ線として、90°の角度となるまで曲げ半径0.8mmで折り曲げ、更に135°の角度まで折り曲げた後、内側にインナーパネル挿入することを想定して板厚0.8mmの板を挿入して、この板を挟み込むように180°の角度まで折り曲げて密着させた。曲げ加工部の外側をルーペで確認して、クラックが発生していない場合に曲げ加工性が良好と判断し、クラックが発生している場合に曲げ加工性が不良であると判断した。また、復元処理した試験片に2の引張予ひずみを与えた後、170°C×20分間の人工時効硬化処理を行って、自動車製造工程における塗装焼付処理後の耐力を測定した。また,この他に、予ひずみ量と人工時効硬化処理条件を変更した引張試験も行った。上記試験は同一条件で3回ずつ行い、3回の平均値を採用した。上記の部分的復元処理条件及び評価結果を表3、4に示す。試験番号1~10はAl-Mg-Si系Cu無添加合金である合金番号I、IIの結果である。また、試験番号11~18はAl-Mg-Si系Cu添加合金である合金番号III、IV、Vの結果である。また、試験番号19~22は予ひずみ量と人工時効硬化処理条件を変更した引張試験のみ実施した結果である。試験番号1~10のうち、試験番号7は部分的復元処理を施していない通常のプレス成形の条件である。パンチ肩部に相当する成形品肩部に変形が集中しやすいため、破断はこの成形品肩部で生じ、限界張出し高さは15.6mmであった。成形高さを破断する前の14mmで止めた成形品については、成形品肩部で大きく板厚減少しているため、板厚減少率レンジが大きく、成形品頭部に比べてひずみが多く導入された成形品縦壁部にはリジングが発生した。また、材料が時効したままであるので曲げ試験においては、クラックが発生した。これに対し、本発明例である試験番号1~6はいずれも復元処理部の耐力が低下したことによって、非復元処理部との耐力差を付与することができており、比較例と比べて限界張り出し高さが高く、成形性が向上している。また、板厚減少率レンジも小さく、ひずみの均一化が図られていることがわかる。この効果として、成形品縦壁部のひずみの上昇が抑制されたことによって、リジングの発生が抑制されている。これに加え、曲げ性も回復している。また、人工時効硬化処理後の耐力値も190MPaを大きく上回っている。一方、試験番号8と9は復元処理温度が本発明の範囲から外れた条件である。試験番号8は処理温度が180°Cと低いため、短時間で低温クラスタを溶融することができず、耐力の低下が生じていなかった。そのため、成形性の向上がなく、リジングの抑制もなかった。また、ヘム曲げ性の回復もなかった。また、試験番号9は処理温度が330°Cと高いため、低温クラスタの溶解による軟化と同時に時効硬化が起きてしまい、復元領域の伸びが大きく低下したため、復元領域が伸ばされるものの伸びが不足して、復元領域と非復元領域の境界で破断した。そのため、成形性の向上は無かった。また、短時間のうちにマトリックス中のMgとSiが粗大な析出相であるβ’相として析出してしまい、MgとSiの固溶量が低下したため、人工時効硬化処理での強度上昇が著しく低下し、190MPaを下回った。また、試験番号10は加熱昇温速度が遅く、また加熱温度到達後の保持時間が長いため、本来の意図とは逆に時効硬化してしまい、成形性が悪化した。また、リジング発生の抑制と曲げ性の回復も無かった。次に、Cu添加合金を使用した試験番号11~18のうち、試験番号15は部分的復元処理を施していない通常のプレス成形の条件である。パンチ肩部に相当する成形品肩部に変形が集中しやすいため、破断はこの成形品肩部で生じ、限界張出し高さは16.0mmであった。成形高さを破断する前の14mmで止めた成形品については、成形品肩部で大きく板厚減少しているため、板厚減少率レンジが大きく、成形品頭部に比べてひずみが多く導入された成形品縦壁部にはリジングが発生した。また、材料が時効したままであるので曲げ試験においては、クラックが発生した。これに対し、本発明例である試験番号11~14は、Cu無添加合金と同様に、いずれも復元処理部の耐力が低下したことによって、非復元処理部との耐力差を付与することができており、比較例と比べて限界張り出し高さが高く、成形性が向上している。また、板厚減少率レンジも小さく、ひずみの均一化が図られていることがわかる。この効果として、成形品縦壁部のひずみの上昇が抑制されたことによって、リジングの発生が抑制されている。これに加え、曲げ性も回復している。また、人工時効硬化処理後の耐力値も190MPaを大きく上回っている。一方、試験番号16は処理温度が430°Cと高いため、加熱部と非加熱部の温度差によって生じる熱ひずみによってブランクの加熱部と非加熱部の境界に折れ筋が入ったためそこを起点に破断し、限界張出し高さが著しく低くなった。また、人工時効硬化処理後の耐力値が著しく低下した。また、試験番号17は加熱処理後に冷却処理を行わずに放冷させた条件であり、冷却速度が遅い。このため、加熱処理によって低下した耐力が、放冷中に上昇するとともに伸びが低下したため、成形性が悪化した。また、リジングの改善と曲げ性の回復も無かった。また、試験番号18では、復元面積率が127とパンチ肩部を投影した領域Bにまで復元処理が及んでおり、成形品肩部に変形が集中して、限界張出し高さが著しく低くなった。その結果、成形性が悪化した。一方、試験番号19~22は復元処理後の予ひずみ量と人工時効硬化処理条件を変更した引張試験の結果である。試験番号19~21は、試験番号5に対して予ひずみ量、あるいは人工時効硬化処理条件を変更した条件である。試験番号19は予ひずみ量を4に増加させたため、人工時効硬化処理後の耐力が増大した。一方、試験番号20は予ひずみを加えなかったため、人工時効硬化処理後の耐力が低く、190MPaに満たなかった。また、試験番号21は人工時効硬化処理条件を185°C×30分間と温度を高く、時間を長くしたため、人工時効硬化処理後の耐力が増大した。試験番号22は、復元処理の加熱到達温度が本発明の温度範囲よりも高かった場合であり、人工時効硬化処理条件を185°C×30分間と温度を高く、時間を長くしても、人工時効硬化処理後の耐力は190MPaに満たなかった。[本発明例2]第2の本発明例として、時効処理した板を供試材とした2段型プレス成形試験を実施した。金型は図4に示すように、パンチ成形面の縦壁部が1段目パンチ縦壁部7Aと2段目パンチ縦壁部7Bの2段形状になっており、1段目のパンチ肩部6AがR16mm、2段目のパンチ肩部6BがR8mmであり、パンチ成形面の平面視概寸法が、1段目約170mm×約270mm、2段目約200mm×約300mmである。また、ダイ2においても2段の肩部9A、9Bを有し、成形品においても2段の肩部11A、11Bと2段の縦壁部12A、12Bを有し、成形高さは40mmである。これら金型の材質はいずれもFCD550であり、表面に硬質クロムメッキを施してある。供試材として、表1の合金番号I、表2の時効処理番号Aの板から360×440mmのブランクを作製し、図4に示すブランクの領域Aに対する領域Xと領域Cに対する領域Yについて、部分的復元処理を施した。ここで、パンチ成形面のうち、プレス方向に対してほぼ垂直な面であるパンチ頭部5と、この面の外側周囲を取り囲むように連なった面であるパンチ縦壁部との間に屈曲部として存在するR形状のパンチ肩部より内側の領域を、プレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Aとは、1段目のパンチ肩部6Aの内側の平坦面であるパンチ頭部5を投影した領域である。この領域Aの面積をSA、部分的復元処理を施す領域Xの面積をSXとした場合の面積比SX/SAを数水準振った加熱冶具を数種類作製して復元処理を施した。また、ブランク4において、ダイとホルダーで挟まれるシワ押さえ部から最も近いパンチ肩部より外側の領域をプレス方向に対して垂直な面に投影したブランクの領域Cのうち、縮みフランジ変形部である領域Yとは、2段目のパンチ肩部6Bの外側を投影した領域のうち、ブランク平面視でパンチ成形面の直辺部を除いた4隅のR形状に接する領域である。この領域Yについても、対応する加熱冶具を作製して復元処理を施した。また、時効処理した板から作製したJIS5号引張試験片を上記の方法で復元処理し、引張試験を行って復元処理後の耐力値を測定することで、復元処理による耐力値の変化量を求めた。続いて、2段型プレス成形試験について述べる。まず、ホルダー3上にブランク4をセットした状態からダイが降下することで、図4アのようにダイ2とホルダー3でブランク4周囲を挟み、ブランク4の周囲にはビード15が成形される。この時、ホルダー3はプレス機のクッションピンによって支持されており、シワ押さえ面14には設定したDCダイクッション荷重が負荷されることになる。次に、ブランク4の周囲をビード15で掴んだ状態でダイ2とホルダー3がパンチ1に向かって下降する。これによって、図4イのようにブランクがパンチ1に接触して変形を受ける。そして、図4ウのようにプレスのストロークがアの状態から40mm下降した時点で成形終了となる。この成形において、DC荷重を増加させると、シワ押さえ面14からのブランクの流入量が減少する。そのため、シワ押さえ面14より内側のブランクに導入されるひずみ量が増加することになり、成形品は破断し易くなる。一方、従来よりも高いDC荷重でも破断せずに成形できた場合は、ひずみの均一化によって成形性が向上したことを意味する。よって、各ブランクについてDC荷重を25kN刻みで増加させながら成形していき、破断したDC荷重の前のDC荷重を破断限界DC荷重として評価した。これらの試験結果を表5に示す。試験番号23は時効硬化した条件であり、部分的復元処理を施していない。この条件では、DC荷重175kNで1段目の成形品肩部11Aが破断したため、その手前の150kNを破断限界DC荷重とし、これをDC荷重向上率の基準DC荷重とした。すなわち、DC荷重向上率とは、{破断限界DC荷重-基準DC荷重/基準DC荷重}×100とした。試験番号25~28は、本発明の領域Xを復元処理した例である。いずれも、基準に対して成形性が向上しており、特に復元面積率100の試験番号25では、破断限界DC荷重が250kNと67も向上した。また、領域Xを復元軟化させた効果で、試験番号25~28の破断位置は、2段目のパンチ肩部に相当する成形品肩部11Bに移った。一方、試験番号24は、復元面積率が127と本発明の範囲より大きい場合であり、復元によって軟化した領域が1段目の成形品肩部11Aに当たるため、その部位でひずみが集中し、破断限界DC荷重の向上は無かった。そして、試験番号29~31は、復元領域に縮みフランジ変形部である領域Yを加えた条件である。領域Yの軟化によって当該部位のブランクの流入抵抗が減少したことにより、成形品肩部11A、11Bに負荷される張力が減少し、ひずみの上昇が緩和された。その結果、領域Xのみに復元処理を施した場合と比べて大幅に破断限界DC荷重が向上しており、基準に対して最大で133も向上した。"