JP6341337B1 - アルミニウム合金塑性加工材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

本発明は、低ヤング率でありながら、耐力にも優れるアルミニウム合金塑性加工材及びその効率的な製造方法を提供する。本発明に係るアルミニウム合金塑性加工材は、５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、分散相であるＡｌ４Ｃａ相を体積率で２５％以上有する。また、Ａｌ４Ｃａ相は、正方晶のＡｌ４Ｃａ相と単斜晶のＡｌ４Ｃａ相からなり、Ｘ線回折測定によって得られる正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ１）と、単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ２）との強度比（Ｉ１／Ｉ２）が１以下である。

Description

本発明は、低ヤング率でありながら優れた耐力を有するアルミニウム合金塑性加工材及びその製造方法に関するものである。

アルミニウムは、耐食性、導電性、熱伝導性、軽量性、光輝性、被削性等、多くの優れた特性を有するために、様々な用途に活用されている。また、塑性変形抵抗が小さいことから、種々の形状を付与することができ、曲げ加工等の塑性加工が施される部材にも多く使用されている。

ここで、アルミニウム合金の剛性が高い場合、曲げ加工等の塑性加工を行った際にスプリングバック量が大きくなり、寸法精度が得られ難いという問題が存在する。このような状況下、低ヤング率のアルミニウム合金材が切望されており、アルミニウム合金材のヤング率を低下させる方法が検討されている。

例えば、特許文献１（特開２０１１−１０５９８２号公報）では、Ａｌ相と、Ａｌ_４Ｃａ相とを含むアルミニウム合金であって、当該Ａｌ_４Ｃａ相がＡｌ_４Ｃａ晶出物を含み、当該Ａｌ_４Ｃａ晶出物の長辺の平均値が５０μｍ以下であること、を特徴とするアルミニウム合金が提案されている。

上記特許文献１に開示されているアルミニウム合金においては、マトリックス中におけるＡｌ_４Ｃａ晶出物の転位を伴う移動が容易となるので、アルミニウム合金の圧延加工性を顕著に向上させることができる、としている。

特開２０１１−１０５９８２号公報

しかしながら、例えば電気機器の端子等に代表されるように、アルミニウム合金を用いた製品の寸法精度に対する要求は年々厳しくなっており、耐力は維持しつつ、より剛性の低いアルミニウム合金が求められるようになっている。このような背景において、上記特許文献１のアルミニウム合金では当該要求を十分に満足することができないのが現状である。

以上のような従来技術における問題点に鑑み、本発明の目的は、より低いヤング率でありながら、耐力にも優れるアルミニウム合金塑性加工材及びその効率的な製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記目的を達成すべく、アルミニウム合金塑性加工材及びその製造方法について鋭意研究を重ねた結果、分散相としてＡｌ_４Ｃａ相を用い、当該Ａｌ_４Ｃａ相の結晶構造を適当に制御すること等が極めて有効であることを見出し、本発明に到達した。

即ち、本発明は、
５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、
残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、
分散相であるＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上であり、
前記Ａｌ_４Ｃａ相は正方晶のＡｌ_４Ｃａ相と単斜晶のＡｌ_４Ｃａ相からなり、
Ｘ線回折測定によって得られる前記正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、前記単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）が１以下であること、
を特徴とするアルミニウム合金塑性加工材を提供する。

Ｃａを添加することでＡｌ_４Ｃａの化合物が形成し、アルミニウム合金のヤング率を低下させる作用を有する。当該効果はＣａの含有量が５．０％以上で顕著となり、逆に１０．０％を超えて添加されると鋳造性が低下し、特にＤＣ鋳造等の連続鋳造による鋳造が困難となることから、粉末冶金法等の製造コストの高い方法で製造する必要性が生じる。粉末冶金方法で製造する場合、合金粉末表面に形成された酸化物が製品の中に混入してしまい、耐力を低下させる虞がある。

本発明のアルミニウム合金塑性加工物においては、分散相として用いるＡｌ_４Ｃａ相の結晶構造は基本的に正方晶であるが、本願発明者が鋭意研究を行ったところ、Ａｌ_４Ｃａ相に結晶構造が単斜晶であるものが存在すると耐力があまり低下せず、一方でヤング率は大きく低下することが明らかとなった。ここで、Ａｌ_４Ｃａ相の体積率を２５％以上とし、Ｘ線回折測定によって得られる前記正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、前記単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）が１以下である場合に、耐力を維持しつつヤング率を大きく低下させることができる。

また、本発明のアルミニウム合金塑性加工材においては、更に、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％のうちのいずれか１種類以上を含むこと、が好ましい。

アルミニウム合金にＦｅを含有させることにより、凝固温度範囲（固液共存領域）が広がることで鋳造性が向上し、鋳塊の鋳肌が改善される。また、Ｆｅの分散晶出物により共晶組織を均一にさせる作用もある。当該効果は、Ｆｅの含有量が０．０５ｗｔ％以上で顕著となり、逆に１．０ｗｔ％を超えて含有されると共晶組織が粗くなり、耐力を低下させる虞がある。

Ｔｉは、鋳造組織の微細化材として作用し、鋳造性、押出性、圧延性を向上させる作用を呈する。当該効果は、Ｔｉの含有量が０．００５ｗｔ％以上で顕著となり、逆に０．０５ｗｔ％を超えて添加しても鋳造組織の微細化の効果の増加は期待できず、逆に破壊の起点となる粗大な金属間化合物が生成される虞がある。Ｔｉは鋳造の際に、ロッドハードナー（Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金）を用いて添加することが好ましい。なお、この際にロッドハードナーとしてＴｉとともに添加されるＢは許容される。

更に、本発明のアルミニウム合金塑性加工物においては、前記Ａｌ_４Ｃａ相の平均結晶粒径が１．５μｍ以下であること、が好ましい。Ａｌ_４Ｃａ相の平均粒径が大きくなり過ぎるとアルミニウム合金の耐力が低下してしまうが、平均粒径を１．５μｍ以下とすることで、当該耐力の低下を抑制することができる。

また、本発明は、
５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、分散相であるＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上であるアルミニウム合金鋳塊に塑性加工を施す第一工程と、
１００〜３００℃の温度範囲で熱処理を施す第二工程と、を有すること、
を特徴とするアルミニウム合金塑性加工材の製造方法も提供する。

５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、分散相であるＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上であるアルミニウム合金鋳塊に塑性加工を施す第一工程の後に１００〜３００℃の温度範囲で熱処理（第二工程）を施すことで、結晶構造が正方晶であるＡｌ_４Ｃａ相の一部を単斜晶に変化させることができる。

第二工程における保持温度を１００℃未満とすると正方晶から単斜晶への変化が生じ難く、保持温度を３００℃以上とするとアルミニウム母材の再結晶が生じ、耐力が低下する虞がある。なお、熱処理のより好ましい温度範囲は１６０〜２４０℃である。また、適切な熱処理時間はアルミニウム合金材の大きさ及び形状等によって異なるが、少なくともアルミニウム合金材自体の温度が保持温度に１時間以上保持されることが好ましい。

また、本発明のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法においては、前記アルミニウム合金鋳塊が、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％のうちのいずれか１種類以上を含むこと、が好ましい。

アルミニウム合金にＦｅを含有させることにより、凝固温度範囲（固液共存領域）が広がることで鋳造性が向上し、鋳塊の鋳肌が改善される。また、Ｆｅの分散晶出物により共晶組織を均一にさせる作用もある。当該効果は、Ｆｅの含有量が０．０５ｗｔ％以上で顕著となり、逆に１．０ｗｔ％を超えて含有されると共晶組織が粗くなり、耐力を低下させる虞がある。

Ｔｉは、鋳造組織の微細化材として作用し、鋳造性、押出性、圧延性を向上させる作用を呈する。当該効果は、Ｔｉの含有量が０．００５ｗｔ％以上で顕著となり、逆に０．０５ｗｔ％を超えて添加しても鋳造組織の微細化の効果の増加は期待できず、逆に破壊の起点となる粗大な金属間化合物が生成される虞がある。Ｔｉは鋳造の際に、ロッドハードナー（Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金）を用いて添加することが好ましい。なお、この際にロッドハードナーとしてＴｉとともに添加されるＢは許容される。

更に、本発明のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法においては、前記第一工程の前に、４００℃以上の温度に保持する熱処理を行わないこと、が好ましい。

一般的に、アルミニウム合金を製造する場合、鋳塊を塑性加工する前に４００〜６００℃の間に保持する均質化処理を行うが、当該均質化処理を行うとアルミニウム合金に含まれるＡｌ_４Ｃａ相が大きくになりやすく、平均粒径が１．５μｍより大きくなってしまう。当該平均粒径の増大により耐力が低下するため、保持温度が４００℃以上となる均質化処理は行わないことが好ましい。

本発明によれば、優れた耐力と低いヤング率を兼ね備えたアルミニウム合金塑性加工材及びその効率的な製造方法を提供することができる。

本発明のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法に関する工程図である アルミニウム合金塑性加工材のＸ線回折パターンである。 実施アルミニウム合金塑性加工材３の組織写真である。 比較アルミニウム合金塑性加工材８の組織写真である。

以下、図面を参照しながら本発明のアルミニウム合金塑性加工材及びその製造方法について詳細に説明するが、本発明はこれらのみに限定されるものではない。

１．アルミニウム合金塑性加工材
（１）組成
本発明のアルミニウム合金塑性加工材は、５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなる。また、更に、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％のうちのいずれか１種類以上を含むこと、が好ましい。
以下、各成分元素についてそれぞれ説明する。

Ｃａ：５．０ 〜 １０．０ｗｔ％（好ましくは６．０〜８．０ｗｔ％）
ＣａはＡｌ_４Ｃａの化合物を形成し、アルミニウム合金のヤング率を低下させる作用を有する。当該効果は５．０％以上で顕著となり、逆に１０．０％を超えて添加されると鋳造性が低下し、特にＤＣ鋳造等の連続鋳造による鋳造が困難となることから、粉末冶金法等の製造コストの高い方法を用いる必要性が生じる。粉末冶金方法で製造する場合、合金粉末表面に形成された酸化物が製品の中に混入し、耐力を低下させる虞がある。

Ｆｅ：０．０５〜１．０ｗｔ％
Ｆｅを含有させることにより、凝固温度範囲（固液共存領域）が広がり、鋳造性が向上し、鋳塊の鋳肌が改善される。また、Ｆｅの分散晶出物により共晶組織を均一にさせる作用もある。当該効果は、０．０５ｗｔ％以上で顕著となり、逆に１．０ｗｔ％を超えて含有されると共晶組織が粗くなり、耐力を低下させる虞がある。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％
Ｔｉは鋳造組織の微細化材として作用し、鋳造性、押出性、圧延性を向上させる作用を呈する。当該効果は、０．００５ｗｔ％以上で顕著となり、逆に０．０５ｗｔ％を超えて添加しても鋳造組織の微細化の効果の増加は期待できず、逆に破壊の起点となる粗大な金属間化合物が生成される虞がある。Ｔｉは、鋳造の際にロッドハードナー（Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ合金）を用いて添加することが好ましい。なお、この際にロッドハードナーとしてＴｉとともに添加されるＢは許容される。

その他の成分元素
その他の元素を不可避的不純物として含有することが許容される。

（２）組織
本発明のアルミニウム合金塑性加工材は、分散相であるＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上であり、Ａｌ_４Ｃａ相は正方晶のＡｌ_４Ｃａ相と単斜晶のＡｌ_４Ｃａ相からなり、Ｘ線回折測定によって得られる正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）が１以下である。

分散相であるＡｌ_４Ｃａ相には正方晶のＡｌ_４Ｃａ相と単斜晶のＡｌ_４Ｃａ相が存在するが、これらを合わせたＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上となっている。Ａｌ_４Ｃａ相の体積率を２５％以上とすることで、アルミニウム合金塑性加工材に優れた耐力を付与することができる。

また、結晶構造に依らず、Ａｌ_４Ｃａ相の平均結晶粒径は１．５μｍ以下であることが好ましい。当該平均粒径が１．５μｍを超えると、アルミニウム合金塑性加工材の耐力が低下してしまう虞がある。

Ａｌ_４Ｃａ相の結晶構造は通常正方晶であるが、本願発明者が鋭意研究を行ったところ、Ａｌ_４Ｃａ相の中に結晶構造が単斜晶であるものが存在する場合、耐力は殆ど低下しないが、ヤング率は大きく低下することを見出した。なお、すべてのＡｌ_４Ｃａ相の結晶構造が単斜晶である必要はなく、正方晶のものと混在する状態でよい。結晶構造が単斜晶であるＡｌ_４Ｃａ相の存在は、例えば、Ｘ線回析法を用いて回折ピークを測定することにより特定することができる。

Ａｌ_４Ｃａ相に関し、正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）は、Ｃｕ−Ｋα線源を用いた一般的なＸ線回折測定によって得ることができる。なお、正方晶Ａｌ_４Ｃａの格子定数はａ＝０．４３５４、ｃ＝１．１１８であり、斜方晶Ａｌ_４Ｃａの格子定数はａ＝０．６１５８、ｂ＝０．６１７５、ｃ＝１．１１８、β＝８８．９°である。

２．アルミニウム合金塑性加工材の製造方法
本発明のアルミニウム合金塑性加工材の工程図を図１に示す。本発明のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法は、アルミニウム合金鋳塊に塑性加工を施す第一工程（Ｓ０１）と、熱処理を施す第二工程（Ｓ０２）と、を有している。以下、各工程等について説明する。

（１）鋳造
上述の本発明のアルミニウム合金塑性加工材の組成を有するアルミニウム合金溶湯に、従来公知の脱滓処理、脱ガス処理、ろ過処理等の溶湯清浄化処理を施した後、所定の形状に鋳込むことで、鋳塊を得ることができる。

鋳造方法については特に限定されず、従来公知の種々の鋳造方法を用いることができるが、例えば、ＤＣ鋳造等の連続鋳造法を用い、第一工程（Ｓ０１）の塑性加工（押出、圧延、鍛造等）を行いやすい形状に鋳造することが好ましい。なお、鋳造の際にロッドハードナー（Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ）を添加し、鋳造性を向上させてもよい。

一般的にアルミニウム合金を製造する場合、鋳塊を塑性加工する前に４００〜６００℃に保持する均質化処理を行うが、均質化処理を行うとＡｌ_４Ｃａ相が大きく（平均粒径１．５μｍより大きく）なりやすく、アルミニウム合金の耐力が低下するため、本発明のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法においては当該均質化処理を行わないことが好ましい。

（２）第一工程（Ｓ０１）
第一工程（Ｓ０１）は、（１）で得られたアルミニウム合金鋳塊に塑性加工を施し、目的の形状とする工程である。

押出、圧延、鍛造等の塑性加工は熱間加工と冷間加工のどちらを用いてもよく、またそれらを複数組み合わせてもよい。当該塑性加工を行うことにより、アルミニウム合金が加工組織となり、耐力が向上する。なお、塑性加工を行った段階では、アルミニウム合金に含まれる殆どのＡｌ_４Ｃａ相は結晶構造が正方晶である。

（３）第二工程（Ｓ０２）
第二工程（Ｓ０２）は、第一工程（Ｓ０１）で得られたアルミニウム合金塑性加工材に熱処理を施す工程である。

第一工程（Ｓ０１）で塑性加工を施した後のアルミニウム合金塑性加工材を１００〜３００℃に保持する熱処理を行うことで、結晶構造が正方晶であるＡｌ_４Ｃａ相の一部を単斜晶とすることができる。当該正方晶から単斜晶への変化は、保持温度が１００℃未満では生じ難い。一方で、保持温度が３００℃以上となるとアルミニウム母材の再結晶が生じて耐力が低下する虞があることから、熱処理の保持温度は１００〜３００℃とすることが好ましく、１６０〜２４０℃とすることがより好ましい。

また、最適な熱処理時間は、処理対象となるアルミニウム合金塑性加工材の大きさや形状等により異なるが、少なくともアルミニウム合金塑性加工材の温度が前記保持温度に１時間以上保持されることが好ましい。

以上、本発明の代表的な実施形態について説明したが、本発明はこれらのみに限定されるものではなく、種々の設計変更が可能であり、それら設計変更は全て本発明の技術的範囲に含まれる。

≪実施例≫
表１に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造法により、φ８インチの鋳塊（ビレット）に鋳造した後、均質化処理すること無く、押出温度５００℃で横幅１８０ｍｍ×厚さ８ｍｍの平板状に塑性加工した。その後、厚さ５ｍｍまで冷間圧延した後、２００℃で、４ｈｒ保持する熱処理を行い、実施アルミニウム合金塑性加工材を得た。

得られた実施アルミニウム合金塑性加工材３にＸ線回析を施し、Ａｌ_４Ｃａ相のピーク位置を測定した。なお、Ｘ線回折法は板状のアルミニウム合金塑性加工材から２０ｍｍ×２０ｍｍの試料を切り出し、表層部約５００μｍを削った後、Ｃｕ−Ｋα線源でθ−２θの測定を行った。得られた結果を図２に示す。なお、正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）を求めたところ、０．９５６であった。

また、実施アルミニウム合金塑性加工材１〜５からＪＩＳ−１４Ｂ号試験片を切り出し、引張試験によってヤング率と耐力を測定した。得られた結果を表２に示す。加えて、光学顕微鏡による組織観察結果より算出した分散相（Ａｌ_４Ｃａ相）の体積率も表２に示す。

熱処理の温度を１００℃、１６０℃、２４０℃及び３００℃のいずれかとした以外は実施アルミニウム合金塑性加工材３の場合と同様にして、実施アルミニウム合金塑性加工材６〜９を得た。また、実施アルミニウム合金塑性加工材１〜５の場合と同様に、引張試験によってヤング率と耐力を測定した。得られた結果を表３に示す。

≪比較例≫
表１に示す組成を有するアルミニウム合金をＤＣ鋳造法により、φ８インチの鋳塊（ビレット）に鋳造した後、均質化処理すること無く、押出温度５００℃で横幅１８０ｍｍ×厚さ８ｍｍの平板状に塑性加工した。その後、厚さ５ｍｍまで冷間圧延して比較アルミニウム合金塑性加工材１〜５を得た（熱処理なし）。

得られた比較アルミニウム合金塑性加工材３にＸ線回析を施し、Ａｌ_４Ｃａ相のピーク位置を測定した。なお、Ｘ線回折法は板状のアルミニウム合金塑性加工材から２０ｍｍ×２０ｍｍの試料を切り出し、表層部約５００μｍを削った後、Ｃｕ−Ｋα線源でθ−２θの測定を行った。得られた結果を図２に示す。なお、正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）を求めたところ、１．３７５であった。

また、比較アルミニウム合金塑性加工材１〜５からＪＩＳ−１４Ｂ号試験片を切り出し、引張試験によってヤング率と耐力を測定した。得られた結果を表２に示す。

熱処理の温度を９０℃又は３１０℃のいずれかとした以外は実施アルミニウム合金塑性加工材３の場合と同様にして、比較アルミニウム合金塑性加工材６及び７を得た。また、比較アルミニウム合金塑性加工材１〜５の場合と同様に、引張試験によってヤング率と耐力を測定した。得られた結果を表３に示す。

鋳塊（ビレット）に鋳造した後、５５０℃に保持する均質化処理を行ったこと以外は実施アルミニウム合金塑性加工材３と同様にして、比較アルミニウム合金塑性加工材８を得た。また、比較アルミニウム合金塑性加工材８からＪＩＳ−１４Ｂ号試験片を切り出し、引張試験によってヤング率と耐力を測定した。得られた結果を表４に示す。なお、比較データとして、均質化処理の有無のみが異なる実施アルミニウム合金塑性加工材３のヤング率及び耐力も表４に示す。

表２の結果より、同じ組成を有する実施アルミニウム合金塑性加工材と比較アルミニウム合金塑性加工材とを比較すると、本発明のアルミニウム合金塑性加工材（実施アルミニウム合金塑性加工材１〜５）のヤング率は、熱処理を施していない比較アルミニウム合金塑性加工材１〜５のヤング率と比較して大きく低下している。一方で、実施アルミニウム合金塑性加工材１〜５の耐力及び引張強度は、比較アルミニウム合金塑性加工材１〜５と比較して大きく低下していない。なお、本発明のアルミニウム合金塑性加工材における分散相（Ａｌ_４Ｃａ相）の体積率は２５％以上であることが分かる。

表３の結果より、熱処理の保持温度が９０℃の場合（比較アルミニウム合金塑性加工材６）はヤング率が高い値を示している（殆ど低下していない）。また、熱処理の保持温度が３１０℃の場合（比較アルミニウム合金塑性加工材７）は、ヤング率の低下は認められるが、同時に耐力及び引張強度も低下している。当該結果より、熱処理の保持温度が３１０℃の場合は塑性加工組織の再結晶化が進んだものと思われる。

実施アルミニウム合金塑性加工材３及び比較アルミニウム合金塑性加工材８の光学顕微鏡による組織写真を図３及び図４にそれぞれ示す。当該組織写真において、黒色領域がＡｌ_４Ｃａ相であり、画像解析によってＡｌ_４Ｃａ相の平均結晶粒径を測定した。得られた結果を表４に示す。

表４の結果より、５５０℃に保持する均質化処理を施した場合（比較アルミニウム合金塑性加工材８）は、耐力及び引張強度の低下が認められる。ここで、均質化処理によってＡｌ_４Ｃａ相の平均結晶粒径が増加し、１．５６μｍとなっている。当該平均結晶粒径の増加により、耐力及び引張強度が低下したものと考えられる。

Claims (4)

1. ５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、
   残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、
   分散相であるＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上であり、
   前記Ａｌ _４ Ｃａ相の平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、
   前記Ａｌ_４Ｃａ相は正方晶のＡｌ_４Ｃａ相と単斜晶のＡｌ_４Ｃａ相からなり、
   Ｘ線回折測定によって得られる前記正方晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_１）と、前記単斜晶に起因する最大回折ピーク（Ｉ_２）と、の強度比（Ｉ_１／Ｉ_２）が１以下であり、
   ヤング率及び耐力がそれぞれ５４ＧＰａ以下及び１６１ＭＰａ以上であること、
   を特徴とするアルミニウム合金塑性加工材。
2. 更に、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％のうちのいずれか１種類以上を含むこと、
   を特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金塑性加工材。
3. ５．０〜１０．０ｗｔ％のＣａを含み、残部がアルミニウムと不可避的不純物からなり、分散相であるＡｌ_４Ｃａ相の体積率が２５％以上であるアルミニウム合金鋳塊に塑性加工を施す第一工程と、
   １００〜３００℃の温度範囲で熱処理を施し、結晶構造が正方晶である前記Ａｌ _４ Ｃａ相の一部を単斜晶に変化させる第二工程と、を有し、
   前記第一工程の前に、４００℃以上の温度に保持する熱処理を行わないこと、
   を特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法。
4. 前記アルミニウム合金鋳塊が、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５ｗｔ％のうちのいずれか１種類以上を含むこと、
   を特徴とする請求項３に記載のアルミニウム合金塑性加工材の製造方法。