JP2014125642A

JP2014125642A - プレス成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法

Info

Publication number: JP2014125642A
Application number: JP2012280761A
Authority: JP
Inventors: Shigenori Nakanishi; 茂紀中西; Qi Cui; 祺崔; Takashi Suzuki; 貴史鈴木
Original assignee: Mitsubishi Aluminum Co Ltd
Current assignee: MA Aluminum Corp
Priority date: 2012-12-25
Filing date: 2012-12-25
Publication date: 2014-07-07
Anticipated expiration: 2032-12-25
Also published as: JP6085473B2

Abstract

【課題】圧延と熱処理を組み合わせて製造する一般的な方法で従来と比較して間口が小さく深い絞り成形に優れ、かつ成形品の機械的強度も高いアルミニウム合金板を提供する。
【解決手段】Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、圧延方向に沿う断面の９０％以上の面積率でアスペクト比５以上の繊維状組織を有しているとともに、圧延方向に対して４５°方向の引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が１３０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上であり、引張強さ及び０．２％耐力は、圧延方向の引張強さ及び０．２％耐力の９０％以上である。
【選択図】図１

Description

本発明は、プレス成形性に優れたアルミニウム合金板およびその製造方法に関する。

一般に、張出しや深絞り等のプレス成形を伴うアルミニウム合金板は、材料の伸びをできるだけ大きくすることを目的として、合金組成を最適化した軟質のＯ材処理板が使用される。

例えば、特許文献１では、Ｆｅ：１.０〜２.０質量％および、更にＭｇ：０.０５〜０.３質量％またはＭｎ：０.０５〜０.６質量％の何れか１種または２種、Ｔｉ：０．００５〜０．１０質量％もしくはＴｉ：０.００５〜０．１０質量％およびＢ：０.０００５〜０.００２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、該不純物中のＳｉを０.１０質量％以下、Ｃｕを０.０３質量％以下に規制したアルミニウム合金鋳塊を４５０〜６２０℃で均熱処理し、通常の熱間圧延を施し、冷間圧延を施した後、３００℃以上で中間焼鈍し、またはそのまま、冷間圧延を６０％以上施した後、３００℃以上の温度で最終焼鈍し、テンションレベラーで１〜５％の永久伸びを付与して耐力を向上させて３方向での引張試験で引張強さが１００Ｎ／ｍｍ^２以上、耐力５５Ｎ／ｍｍ^２以上で全伸び４０％以上であり、かつ局部伸びが１０％以上を有するものとしている。

また、特許文献２では、Ｓｉ：２．８％〜４．０％、Ｍｎ：０．７％〜１．５％、Ｍｇ：０．２％〜１．０％、Ｂｉ：０．０１％〜０．１％を含有し、（Ｓｉ＋Ｍｇ）量を３．２％以上、（Ｓｉ＋Ｍｇ＋Ｍｎ）量を４．０％以上とし、不純物として、Ｆｅは０．７％以下、Ｃｕは０．５０％以下、Ｃｒは０．１０％以下、Ｚｎは１．０％以下、Ｔｉは０．２０％以下の範囲で許容され、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＯ調質されたアルミニウム合金板であって、平均結晶粒径が５０μｍ以下であり、冷間圧延板を２５０〜４５０℃の温度で軟化処理することにより製造している。実施例として、引張強さが１２８〜１４３ＭＰａ、耐力が４９〜６２ＭＰａ、伸びが２８〜３３％のものが示されている。

特開２００１−２８８５２３号公報特開２００３−８９８３９号公報

しかし、より深い絞り成形を行う場合には成形中の胴や肩部の割れを回避する必要があり、材料強度と伸び、金属組織を組み合わせた好適な材料を選択する必要がある。さらに、成形後のプレス成形品を輸送機部材や電子機器材などに使用する場合は、装備される電子部品や電装品を外部衝撃から保護する目的でアルミニウム合金であってもできるだけ高い材料強度が求められる。
特許文献１は、全伸び４０％以上、局部伸び１０％以上と高い伸びを示すものの、板材の引張強さは最大で１００Ｎ／ｍｍ^２、耐力は５５Ｎ／ｍｍ^２であるので、プレス成形後に材料強度を必要とする輸送機部材や電機部品用途に用いる場合は十分な材料強度を有しているとは言えない。
また、特許文献２もＯ材調質の合金であるので耐力値が低く、また、構成元素としてＳｉを２．８〜４．０％の範囲で含有しているので、多くのＳｉ粒子が分散し、高いＬ／Ｄ（絞り深さ／内径）比をもつ深絞り成形に対して胴切れを起こして成形できない場合がある。

本発明は、前記事情に鑑みてなされたもので、圧延と熱処理を組み合わせて製造する一般的な方法で従来と比較して間口が小さく深い絞り成形に優れ、かつ成形品の機械的強度も高いアルミニウム合金板を提供することを目的とする。

本発明のアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、圧延方向（０°方向）に沿う断面の９０％以上の面積率で結晶粒がアスペクト比２０以上の繊維状組織を有しているとともに、圧延方向に対して４５°方向の引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が１３０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上であり、前記引張強さ及び０．２％耐力は、圧延方向の引張強さとの割合（４５°方向の引張強さ／圧延方向の引張強さ）及び０．２％耐力との割合（４５°方向の０．２％耐力／圧延方向の０．２％耐力）がそれぞれ９０％以上であることを特徴とする。

本発明のアルミニウム合金板は、繊維状組織により、高い材料強度を有し、かつ伸び易く、間口の内径Ｄ（ｍｍ）、絞り深さＬ（ｍｍ）で表す筒形状の成形品に対して、Ｌ／Ｄ＝１０の深絞り成形で割れを生じることがないプレス成形性に優れたアルミニウム合金板である。圧延方向に対して４５°方向の引張強さ、０．２％耐力が大きく、圧延方向の材料強度の９０％以上であることにより、材料強度と伸びが、圧延方向、４５°方向ともに高い値で両立し、優れたプレス成形性を発現させることができる。圧延方向に対して４５°方向の引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２未満、０．２％耐力が１３０Ｎ／ｍｍ^２未満、あるいは伸びが１５％未満のいずれであっても、その効果に乏しい。また、圧延方向の引張強さとの割合（４５°方向の引張強さ／圧延方向の引張強さ）及び圧延方向の０．２％耐力との割合（４５°方向の０．２％耐力／圧延方向の０．２％耐力）がそれぞれ９０％未満では、圧延方向とその４５°方向とで材料強度の差が大きくなり、局部的な強度不足により大きな変形時に割れが生じ易い。

なお、Ｓｉは強度を高める効果があるが、０．５０質量％を超えるとＳｉ粒子が晶出して高い深絞り成形に対して割れが生じ易い。一方、Ｓｉ含有量を０．０１質量％未満とするのはコスト増を招く。
Ｍｎは強度を高めるとともに結晶粒を微細にする効果があり、０．７０質量％未満では効果が得られないが、１．５０質量％を超えると粗大なＡｌ−Ｍｎ系晶出物が生成され、成形性を阻害するおそれがある。

本発明のアルミニウム合金板において、さらにＣｕが０．１０〜０．５０質量％、Ｍｇが０．０１〜０．３０質量％含有してもよい。
Ｃｕ、Ｍｇはアルミニウム合金中に固溶して引張強さ及び０．２％耐力を高める効果があり、それぞれ範囲の下限未満では効果に乏しく、上限を超えると材料強度が高くなり過ぎて圧延性を低下するとともに、伸びが著しく低下して深絞り性を阻害する。

本発明のアルミニウム合金板の製造方法は、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金に対して、熱間圧延、冷間圧延、調質焼鈍をこの順序で実施するとともに、前記熱間圧延の最終パスを、パス前の材料温度が３２０℃以下、圧下率が６５％以上、パス後の材料温度が２３０〜２８０℃となるように実施し、前記調質焼鈍を２３０〜２８０℃の温度で３〜６時間実施することを特徴とする。

熱間圧延では、上記の条件で最終パスの圧延を実施することにより、圧延板に強い繊維状組織を形成する。そして、冷間圧延でその繊維状組織を発達させ、冷間圧延後に２３０〜２８０℃の調質焼鈍を行うことにより、繊維状組織を残したまま歪みを回復し、成形性を向上させる。冷間圧延後に調質焼鈍するので、Ｈ２ｎ調質板となる。調質焼鈍が温度２８０℃を超えると部分的に一次再結晶が生じて不均一な組織となり、延性が低下する。２３０℃未満では調質の効果が乏しい。

本発明のアルミニウム合金板の製造方法において、前記冷間圧延の途中で、２３０〜２８０℃で中間焼鈍するとよい。
中間焼鈍しておくことにより、調質焼鈍による軟化現象を緩和して、調質板の製造を容易にすることができる。

本発明によれば、間口が小さく深い絞り成形に優れ、かつ成形品の機械的強度も高いアルミニウム合金板を得ることができる。

本発明の実施形態により作製された成形品の例を示す斜視図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。
本発明のアルミニウム合金板は、Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなる。
このアルミニウム合金の機械的特性は、アスペクト比２０以上の結晶粒が圧延方向に沿う断面の９０％以上の面積率を有しているともに、圧延方向に対して４５°方向の引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が１３０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上であり、圧延方向の引張強さとの割合（４５°方向の引張強さ／圧延方向の引張強さ）及び圧延方向の０．２％耐力との割合（４５°方向の０．２％耐力／圧延方向の０．２％耐力）は、それぞれ９０％以上である。
また、前述の基本組成に、材料強度をより高めるために、更にＣｕが０．１０〜０．５０質量％、Ｍｇが０．０１〜０．３０質量％含有してもよい。
以下、詳述する。

（Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％）
Ｓｉは不可避不純物として存在し、アルミニウム合金板の強度を若干高める効果があるが、多量に添加した場合は、Ｓｉ粒子が単体で晶出するので、高いＬ／Ｄ比をもつ深絞り成形に対して胴切れを起こして成形できない場合が多く、割れ部を詳細に観察するとＳｉ粒子を含む相が割れの進展に影響している場合が多かった。よって、Ｓｉは０．５０％以下であることが好ましい。一方で、Ｓｉ含有量を０．０１質量％未満とするには、入手が困難な高純度地金を使用する必要があり、アルミニウム合金板がコスト高になる。このため、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．５０質量％の範囲に規定する。

（Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％）
Ｍｎの添加は、アルミニウム合金板の材料強度を高めるとともに、結晶粒を微細化し、アルミニウム合金板のプレス成形性を向上させる効果がある。Ｍｎ含有量が０．７０質量％未満の場合には、これらの効果が不十分となる。一方、Ｍｎ含有量が１．５０質量％を超えると、圧延用スラブ鋳造時に粗大なＡｌ−Ｍｎ（−Ｆｅ）系晶出物が生成し易くなり、これらが鋳塊に混入することによって、アルミニウム合金板のプレス成形性が著しく低下する。このため、本発明では、Ｍｎ含有量を０．７０〜１．５０質量％に規定する。

（Ｃｕ、Ｍｇ）
Ｃｕ、Ｍｇは、アルミニウム合金中に固溶して存在する元素であり、アルミニウム合金板の引張強さ、０．２％耐力を高める効果がある。一方で、範囲以上の添加量となると材料強度が高くなりすぎるので、圧延性の低下とともに、アルミニウム合金板の伸びが著しく低下するので、深絞り成形に適した板を作製することが困難となる。よって、Ｃｕ、Ｍｇを含有させる場合は、Ｃｕが０．１０〜０．５０質量％、Ｍｇが０．０１〜０．３０質量％とした。

（組織及び機械的性質）
一般的なアルミニウム合金板では、圧延方向とその４５°方向とでは材料強度に差があり、このため、間口に対して深さが大きい絞り成形においては、材料強度の低い４５°方向の部分で割れが生じ易い。これに対して、本発明のアルミニウム合金板は、繊維状組織により、高い材料強度を有し、かつ伸び易くなっている。繊維状組織は圧延方向に長く延ばされた結晶粒組織であり、圧延方向に沿う長さと厚さ方向の長さとの比（アスペクト比）が（圧延方向長さ／厚さ方向長さ）で２０以上の結晶粒の集合をいう。その繊維状の結晶が圧延方向に沿う断面の９０％以上を占有していることにより、全体的に繊維状組織が発達し、高い材料強度と伸びを示し、図１に示すように間口の内径Ｄ（ｍｍ）、絞り深さＬ（ｍｍ）で表す筒形状の成形品に対して、Ｌ／Ｄ＝１０の深絞り成形で割れを生じることがないプレス成形性に優れたアルミニウム合金板である。

具体的には、４５°方向の引張強さ１５０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力は１３０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びは１５％以上とするのが良い。本発明では、熱間圧延で形成した組織とその後の工程を経て材料強度と伸びを両立させて高いプレス成形性を発現させることを目的としている。ここで、０°（圧延方向）、４５°および９０°（圧延方向に対して直角方向）各方向で伸びの値に大きな違いは無いものの、引張強さ、０．２％耐力については４５°方向が他の方向と比較して低くなる傾向にある。プレス成形において材料強度が不足する場合における破断では、最も材料強度の低い箇所から破断が起こるので、４５°方向の機械的性質が特に重要であり、引張強さ１５０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力は１３０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びは１５％以上であり、その引張強さ及び０．２％耐力は、圧延方向の引張り強さとの割合（４５°方向の引張強さ／圧延方向の引張強さ）及び圧延方向の０．２％耐力との割合（４５°方向の０．２％耐力／圧延方向の０．２％耐力）が、それぞれ９０％以上である。これら４５°方向の引張強さ、０．２％耐力が、圧延方向の材料強度の９０％以上であることにより、圧延方向及び４５°方向ともに材料強度と伸びが高い値で両立し、優れたプレス成形性を発現させることができる。圧延方向に対して４５°方向の引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２未満、０．２％耐力が１３０Ｎ／ｍｍ^２未満、あるいは伸びが１５％未満のいずれであっても、その効果に乏しい。また、その引張強度及び０．２％耐力が圧延方向の材料強度の９０％未満では、圧延方向とその４５°方向とで材料強度の差が大きくなり、局部的な強度不足により大きな変形時に割れが生じ易い。

また、本発明のアルミニウム合金板は、例えば図１に示すような成形品に成形され、大きな深絞り成形が可能であるとともに、深絞り成形品においても、高い材料強度を有しており、輸送機部材や電機部品等の用途に用いる場合でも、これらに一般に用いられる軟鋼の成形品と同等の機械的性質を有している。しかも、アルミニウム合金であり、軟鋼に比べて軽いので、部品の軽量化を促進することができる。例えば、成形したあらゆる面の引張強さが１８０Ｎ／ｍｍ^２以上有することができる。

以上のように構成されるアルミニウム合金板の製造方法について説明する。
本発明のアルミニウム合金板は、鋳造後、熱間圧延、冷間圧延、調質焼鈍をこの順序で実施することにより製造される。冷間圧延の途中に中間焼鈍を付加してもよい。

（熱間圧延）
熱間圧延に先立って、鋳造時の合金成分を均一に分散させることを目的として、４５０℃〜６００℃で、１〜１２時間の均質化処理を行うのが望ましい。
この熱間圧延は、熱間粗圧延、仕上げ圧延兼用、あるいは熱間粗圧延、仕上げ圧延専用の装置何れを用いても良く、所定の温度で開始され、所定の圧下率で複数パス繰り返し圧下されるが、目的とする最終板厚に対して最終パスを６５％以上の圧下率、最終パス前の材料温度を３２０℃以下で実施し、最終パス後の材料温度が２３０〜２８０℃の範囲となるように巻き取る。その結果、圧延板に強い繊維状組織が発達する。最終パス後の材料温度が２８０℃を超える場合は、熱間圧延で十分な繊維状組織が発達しない。一方、２３０℃未満で仕上げるためには、熱間圧延途中で鋳塊を冷却させるための保持時間が必要となるので生産性が低下する。本発明においては、熱間圧延によって発達させた繊維状組織をその後の工程においても維持、発達させることで従来と比較して高い深絞り成形を可能としているので、熱間圧延工程の最適化は重要である。

（冷間圧延）
冷間圧延は通常の圧下率で１パス又は複数パス行えばよく、熱間圧延で形成した繊維状組織を発達させる。

（中間焼鈍）
中間焼鈍は０回もしくは１回まで導入することができる。中間焼鈍は工程上省略できることが好ましいが、０回とした場合、調質焼鈍に伴う軟化現象が鋭敏となり、深絞り成形に適した合金板を作製するために最適な温度範囲が狭くなる傾向にあるので、１回までの中間焼鈍を冷間圧延途中に導入しても良い。その結果、調質焼鈍に伴う軟化現象が緩和されて、所望する温度範囲が広くなりＨ２ｎ調質板の製造が容易となる。中間焼鈍を行う場合は、温度は２３０〜２８０℃で３〜６時間程度、もしくは同じ温度範囲で連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を使用しても良い。この温度範囲の熱処理であれば、熱間圧延で発達した強い繊維状組織を維持することができるので最終調質材の優れた深絞り成形が可能となる。

（調質焼鈍）
冷間圧延後に２３０〜２８０℃で３〜６時間程度の調質焼鈍を実施する。この工程によって、熱間圧延で形成し、冷間圧延で発達させた強い繊維状組織を残したまま、導入されたひずみの回復が進む。その際、２８０℃以上の温度で調質焼鈍を行うと、部分的に１次再結晶を生じるため、繊維状組織と等軸晶組織が混在した不均一な組織となり、総合的な延性が低下するのでプレス成形性も低下することとなる。よって、調質焼鈍は２３０〜２８０℃の範囲で行うのが良い。その他の条件は特に規定しないが、プレス成形性を向上させるためにはバッチ焼鈍が好ましく、生産性を考慮して３〜６時間とするのが良い。

表１に示すように成分を調整した溶湯からアルミニウム合金鋳塊を鋳造した。このアルミニウム合金鋳塊に５８０℃で６時間保持する均質化処理を行い、その後の熱間圧延における最終パスの前板厚を５〜１５ｍｍ、最終パスによって３ｍｍの板を作製した。この時、最終前パスと最終パスのコイル板温度を測定した。
その後、室温まで冷却後、冷間圧延を開始し、途中任意の板厚に仕上げて指定温度で各５時間の中間焼鈍（バッチ焼鈍）もしくは、連続焼鈍（ＣＡＬ焼鈍）何れかを０回もしくは１回まで導入し、その後の冷間圧延を行い１ｍｍの圧延板を作製した。
続いて、この圧延板に指定温度で３〜６時間の熱処理（調質焼鈍）を行い、Ｈ２ｎ調質に相当するアルミニウム合金圧延板を得た。

得られたアルミニウム合金板を圧延方向に沿って切断し、その長手方向と直交する断面（Ｌ−Ｓ．Ｔ．断面）を顕微鏡観察して、結晶粒のアスペクト比を測定し、アスペクト比が２０以上である繊維状結晶の全体に対する面積率を求めた。
また、圧延方向、及び圧延方向と４５°となる方向からＪＩＳ−Ｚ２２４１の５号試験片（標点間距離：５０ｍｍ）を作製して引張試験を行い、引張強さ、０．２％耐力および伸びを測定し、引張強さ（４５°方向の引張強さ／圧延方向）及び０．２％耐力（４５°方向の０．２％耐力／圧延方向の０．２％耐力）の割合を求めた。
上記工法で得られたアルミニウム合金板に対して、板厚ｔ（ｍｍ）＝０．８ｍｍ、間口の内径Ｄ（ｍｍ）＝１５ｍｍ、絞り深さＬ（ｍｍ）＝１６０、Ｌ／Ｄ＝１０．７に相当する金型数８段のトランスファープレスを用いて筒状の深絞り成形品を作製し、プレス成形性を評価した。このときの金型を金型Ａとする。トランスファープレスは加圧能力：６，０００ｋＮ、ストローク長さ：２５０ｍｍのものを使用した。
また、同じアルミニウム合金板に対して、金型数６段で板厚ｔ（ｍｍ）＝０．８ｍｍ、間口の内径Ｄ（ｍｍ）＝３０ｍｍ、絞り深さＬ（ｍｍ）＝１６０、Ｌ／Ｄ＝５．３に相当する成形品も作製しプレス成形性を評価した。このときの金型を金型Ｂとする。
２種類の金型（金型Ａ、Ｂ）に対する深絞り成形の際、多段絞り‐しごき加工で問題無く成形できたものを○、成形可能で使用上は問題ないものの表面に微小な割れを生じていたものは△、多段絞りの工程で割れが発生して成形できなかった場合を×として評価した。

続いて、深絞り成形した金型Ａの成形品から圧延方向と平行の０°、４５°および９０°の３方向で成形品の絞り深さ方向と平行となるように引張試験と断面組織観察用のサンプルを切出し、各方向の試験片について引張強さをそれぞれ測定した。引張試験は円弧形状のＪＩＳ−Ｚ２２４１の１２Ｂ号比例試験片（標点間距離１２．５ｍｍ）を機械加工で作製して用いた。
また、光学顕微鏡を使用して板厚０．８ｍｍ、幅１０ｍｍの全視野に渡って結晶粒組織の観察を行い、アスペクト比２０以上の結晶粒からなる繊維状組織が圧延方向に沿う断面に占める面積率を測定した。
これらの結果を表２に示す。

表２から明らかなように、実施例のアルミニウム合金は、圧延方向に沿う繊維状組織により、圧延方向に対して４５°方向の材料強度が高く、伸びも大きく、圧延方向の材料強度との差が小さく、材料強度と伸びが高い値で両立している。このため、プレス成形性に優れ、Ｌ／Ｄが大きい場合でも良好に成形することができる。しかも、成形品の強度も大きく、結晶粒組織が微細であることが理由で、製品外観にオレンジピールなどの肌荒れの無い成形品を得ることができるので、各種強度部材用途への適用が期待できる。

Claims

Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなり、圧延方向に沿う断面の９０％以上の面積率でアスペクト比２０以上の繊維状組織を有しているとともに、圧延方向に対して４５°方向の引張強さが１５０Ｎ／ｍｍ^２以上、０．２％耐力が１３０Ｎ／ｍｍ^２以上、伸びが１５％以上であり、前記引張強さ及び０．２％耐力は、圧延方向の引張強さ及び０．２％耐力の９０％以上であることを特徴とするアルミニウム合金板。
さらにＣｕが０．１０〜０．５０質量％、Ｍｇが０．０１〜０．３０質量％含有することを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金板。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０質量％を含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金に対して、熱間圧延、冷間圧延、調質焼鈍をこの順序で実施するとともに、前記熱間圧延の最終パスを、開始温度が３２０℃以下、圧下率が６５％以上、終了温度が２３０〜２８０℃となるように実施し、前記調質焼鈍を２３０〜２８０℃の温度で３〜６時間実施することを特徴とするアルミニウム合金板の製造方法。
前記冷間圧延の途中で、２３０〜２８０℃で中間焼鈍することを特徴とする請求項３記載のアルミニウム合金板の製造方法。
前記アルミニウム合金は、さらにＣｕが０．１０〜０．５０質量％、Ｍｇが０．０１〜０．３０質量％含有することを特徴とする請求項３又は４記載のアルミニウム合金板の製造方法。
請求項１又は２記載のアルミニウム合金板によりプレス成形された成形品。