CN101880419B - 微孔性聚丙烯薄膜 - Google Patents

Abstract

本发明提供在β晶体法中提高了制膜性的微孔性聚丙烯薄膜、进一步降低了比重的微孔性聚丙烯薄膜、显著提高了透过性的微孔性聚丙烯薄膜、以及这些微孔性聚丙烯薄膜的制造方法。本发明所提供的微孔性聚丙烯薄膜，在由X射线衍射法测定的(-113)晶面的方位角方向的薄膜面内强度分布图中，满足下式(3)，并且具有β晶体活性，比重为0.1～0.6，0.5≤I(MD)/I(TD)≤8 (3) 其中，I(MD)为纵向的积分强度，I(TD)为横向的积分强度。

Description

微孔性聚丙烯薄膜

本申请是申请日为2005年4月21日，申请号为200580020649.9，发明名称为“微孔性聚丙烯薄膜及其制造方法”的中国专利申请的分案申请。

技术领域

本发明涉及一种适用于包装用途、工业用途等广泛用途的微孔性聚丙烯薄膜。更详细地讲，涉及一种微孔性聚丙烯薄膜，其与由现有的β晶体法获得的微孔性薄膜相比，制膜性、生产率优异，并且可以降低比重、或者提高孔隙率，进而可以显著提高各种透过介质的透过性。

背景技术

微孔性薄膜由于具有透过性、低比重等的特征，所以被主要用于电池、电解电容器等的各种隔膜、各种分离膜(过滤器)、尿布和生理卫生用品为代表的吸收性物品、衣服和医疗用的透湿防水材料、热敏接收纸用材料、油墨接收体材料等的广泛用途，正主要地使用以聚丙烯、聚乙烯为代表的聚烯烃类微孔性薄膜。

微孔性聚烯烃薄膜的制造方法一般大致分为湿式法和干式法。作为湿式法，有向聚烯烃中添加被萃取物、使其微分散，进行薄片化之后，用溶剂等萃取被萃取物，形成孔，根据需要具有在萃取前和/或萃取后进行拉伸加工的工序的萃取法等(例如参照专利文献1、2)。作为干式法，有下述的层合拉伸法：通过在经熔融挤出进行薄片化时采用低温挤出、高牵伸的特殊的熔融结晶化条件，来制造形成了特殊的结晶层合结构的未拉伸薄片，以此为主进行单轴拉伸，从而使层合界面开裂，形成孔(例如参照专利文献3、非专利文献1)；作为其他干式法，有下述的无机粒子法：通过将在聚烯烃中大量添加有无机粒子等非相溶粒子的未拉伸薄片进行拉伸，使异种材料界面剥离，从而形成孔(例如参照专利文献4、5)。此外，还有下述的β晶体法：在通过聚丙烯的熔融挤出来制造未拉伸薄片时，形成晶体密度低的β晶体(晶体密度：0.922g/cm³)，通过对其拉伸而使晶体转变为晶体密度高的α晶体(晶体密度：0.936g/cm³)，利用两者的晶体密度差来形成孔β晶体法(例如参照专利文献6～15、非专利文献2)。

在上述β晶体法中，为了使拉伸后的薄膜中形成大量的孔，有必要使拉伸前的未拉伸薄片中选择性地生成大量的β晶体。因此，在β晶体法中，使用β晶体成核剂，在特定的熔融结晶化条件下生成β晶体变得重要。近年，作为β晶体成核剂，提出了一种与一直以来所使用的喹吖啶酮系化合物(例如参照非专利文献3)比较，具有更高的β晶体生成能力的材料(例如参照专利文献16～18)，提出了各种的微孔性聚丙烯薄膜。

例如，为了改良由β晶体法形成的微孔性聚丙烯薄膜的低温制膜性、厚度不均匀性，提出了一种含有0.01～10重量％的超高分子量聚乙烯或聚四氟乙烯，由X射线测定的β晶体分率(K值)为0.5以上，在230℃测定时的熔融张力(MS)为5cN以上的树脂组合物、薄膜和含孔薄膜的制造方法等(参照专利文献19)。

另外已知，在使聚丙烯中形成空隙或孔来降低比重的技术中，β晶体法比其他技术优异。作为β晶体法以外的聚丙烯的低比重化技术，已知向聚丙烯中添加无机粒子、有机粒子、对聚丙烯不相溶的树脂等，制造未拉伸薄片，通过对其拉伸来剥离异种材料界面，从而形成邻接空隙之间不连续的、所谓的孤立空隙的方法(例如参照专利文献20)。由这些其他技术获得的含有空隙的薄膜的比重最高为0.6～0.8左右，与此相对，在β晶体法中，即使不使用粒子、不相溶性树脂等，依赖于其制造条件(制膜条件)也能制造0.3～0.4左右的比重低的薄膜。另外，以均匀、大量地形成上述孤立空隙为目的，提出了一种白色双轴拉伸聚丙烯薄膜，其是在由满足特定的熔融张力(以下称作MS)与熔体流动速率(以下称作MFR)的关系的聚丙烯构成的、含有空隙的层(A层)的至少一面上层合由聚烯烃系树脂构成的层(B层)而成的，并且比重为0.5～0.85(参照专利文献21)。在该专利中公开了通过在满足上述情形的A层中添加无机粒子、有机粒子、不相溶性树脂等的开孔剂，附加性地添加β晶体成核剂，形成空隙，来制造比重为0.6～0.76的白色双轴拉伸聚丙烯薄膜的例子。

专利文献1：日本专利第1299979号公报(权利要求1)

专利文献2：日本专利第3258737号公报(权利要求1第3页第2段第8～20行)

专利文献3：日本专利第1046436号公报(权利要求1)

专利文献4：日本专利第1638935号公报(权利要求1～7)

专利文献5：特开昭60-129240号公报(权利要求1～4)

专利文献6：日本专利第1953202号公报(权利要求1)

专利文献7：日本专利第1974511号公报(权利要求1)

专利文献8：日本专利第2509030号公报(权利要求1～8)

专利文献9：日本专利第3341358号公报(权利要求1～3)

专利文献10：日本专利第3443934号公报(权利要求1～5)

专利文献11：特开平7-118429号公报(权利要求1～3)

专利文献12：特开平9-176352号公报(权利要求1)

专利文献13：日本专利第3523404号公报(权利要求1)

专利文献14：国际公开第01/92386号小册子(权利要求1～13)

专利文献15：国际公开第02/66233号小册子(权利要求1～11)

专利文献16：日本专利第2055797号公报(权利要求1～8)

专利文献17：日本专利第3243835号公报(权利要求1)

专利文献18：日本专利第3374419号公报(权利要求1～4)

专利文献19：美国专利第6596814号公报(权利要求1～31、第2页第1段第18～50行、实施例1～3、比较例4)

专利文献20：日本专利第2611392号公报(权利要求1～2、第4页第1段第40行～第5页第2段第5行)

专利文献21：特开2004-160689号公报(权利要求1～16、实施例1～10)

非专利文献1：足立等人、“化学工业”、第47卷、1997年、第47～52页

非专利文献2：M.Xu等人，“Polymers for Advanced Technologies”、第7卷、1996年、第743～748页

非专利文献3：藤山、“高分子加工”、第38卷、1989年、第35～41页

发明内容

但是，采用现有的β晶体法得到的微孔性薄膜，与采用所谓萃取法、层合拉伸法得到的微孔性薄膜比较，各种介质的透过性能(以下有时简单称作透过性)差。即，即使是使用专利文献16～18所示那样的高活性的β晶体成核剂，利用专利文献6～15、非专利文献2等中提出的β晶体法获得的微孔性薄膜，与采用萃取法、层合拉伸法获得的微孔性薄膜比较，透过性也差。因此，采用β晶体法获得的微孔性薄膜，很难向要求高透过性能的过滤器、电池隔膜用途等所代表的高附加值领域拓展。

另外，由现有的β晶体法获得的微孔性聚丙烯薄膜的透过性能，与由无机粒子法获得的微孔性薄膜同等或比其优异一些，虽然存在因粒子脱落导致的工艺污染等的缺点，但是与成本竞争力优异的无机粒子法获得的微孔性薄膜比，不缺乏显著的特征。

在β晶体法中，由于制作未拉伸薄片的浇铸工序中的特殊的熔融结晶化条件，因而也存在生产率低的问题。更具体地讲，在β晶体法中，为了使未拉伸薄片中生成大量的β晶体，形成高透过性的微孔性薄膜，不仅要使用含有β晶体成核剂的聚丙烯，而且更优选在超过100℃的高温气氛下使其固化，进行薄片化(例如参照专利文献15)。另外，也有熔融挤出温度越低，越能形成大量的β晶体的报告(参照非专利文献3)。因此，制作微孔性薄膜时的线速度由浇铸工序的熔融聚丙烯的晶体固化状态决定。即，即使为了高速制膜而进行高速浇铸，也存在在未固化状态下发生粘着因而很难从金属转筒剥离的问题，即使能够剥离，其后在张力下输送薄片时，根据情况不同有时薄片会伸长，因此浇铸速度、进而线速度(即制膜速度)必然降低，生产率下降。另外，为了实现透过性能，在其后的拉伸工序中需要在比现有的不具有透过性的通用的聚丙烯薄膜的拉伸条件低的温度下进行拉伸。在该拉伸工序中，也根据条件的不同，有时存在破碎物挥散，生产成本进一步增高的问题。

此外，专利文献19中公开的β晶体法获得的微孔性薄膜，有时在熔融挤出时，聚乙烯、聚四氟乙烯的超高分子量成分变成粗大的凝胶状物而析出，使制膜性显著恶化，因此很难实现由高β晶体分率带来的低比重·高透过性和改良制膜性·厚度不均匀性。

另外，专利文献20公开的白色双轴拉伸聚丙烯薄膜中，实质上添加开孔剂，用于使浇铸工序中的未拉伸薄片固化的金属转筒的温度低，因此很难进一步降低比重。

此外，人们要求得到比重更低或透过性更高的聚丙烯薄膜，而在现有的β晶体法中能够应对该要求的比重的范围有限。另一方面，即使能够进一步降低比重，杨氏模量、强度等为代表的薄膜的力学物性也实质上下降，因此在其后的二次加工工序中，存在薄膜在加工张力的作用下伸长等的问题。

本发明的目的是为了解决上述问题，提供一种比重低、生产率优异，同时还能够极大地提高透过性能，力学物性、尺寸稳定性等也优异的微孔性聚丙烯薄膜。另外提供一种比重低，生产率优异，同时还可以极大地提高透过性能，力学物性、尺寸稳定性等也优异的微孔性聚丙烯薄膜的制造方法。

本发明者们进行了深入研究，结果主要发现利用下述构成能够解决上述课题。

首先，作为第1发明公开的是一种聚丙烯薄膜及其制造方法，所述聚丙烯薄膜着眼于聚丙烯或构成薄膜的聚丙烯的特劳顿比(Trouton ratio)和薄膜的β晶体活性、比重。

作为第1发明的A形态，其特征在于，微孔性聚丙烯薄膜含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，并且具有β晶体活性，比重为0.1～0.6。

作为第1发明的B形态，其特征在于，微孔性聚丙烯薄膜其特劳顿比为6以上，并且具有β晶体活性，比重为0.1～0.6。

作为第1发明的C形态，其特征在于，微孔性聚丙烯薄膜含有在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯，并且具有β晶体活性，比重为0.1～0.6。

进而，作为第1发明的A～C的微孔性聚丙烯薄膜的优选的形态，其特征在于，熔融结晶温度(Tmc)为120～135℃。

另外，关于第1发明，作为第1发明的D的微孔性聚丙烯薄膜的制造方法，其特征在于，包括下述工序：将含有特劳顿比为30以上的聚丙烯、并且以具有β晶体活性的聚丙烯为主成分的树脂组合物熔融挤出成薄片状，浇铸到转筒上，获得未拉伸薄片的工序；进而将获得的薄片按照纵向拉伸倍率5～10倍进行纵-横双轴拉伸的工序。

作为第1发明的E形态，其特征在于，包括下述工序：将以聚丙烯为主成分的树脂组合物熔融挤出成为薄片状，浇铸到转筒上，获得特劳顿比为6以上、并且具有β晶体活性的未拉伸薄片的工序；进而将获得的薄片按照纵向拉伸倍率5～10倍进行纵-横双轴拉伸的工序。

另外，作为第1发明的F形态，其特征在于，包括下述工序：将在聚丙烯中含有在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯，并且以具有β晶体活性的聚丙烯为主成分的树脂组合物熔融挤出成为薄片状，浇铸到转筒上，获得未拉伸薄片的工序；进而将获得的薄片按照纵向拉伸倍率5～10倍进行纵-横双轴拉伸的工序。

另外，作为第2发明公开的是一种聚丙烯薄膜及其制造方法，所述聚丙烯薄膜着眼于聚丙烯或构成薄膜的聚丙烯的熔融张力(MS)与熔体流动速率(MFR)的关系、以及薄膜的β晶体活性、孔隙率。

作为第2发明的A形态，其特征在于，微孔性聚丙烯薄膜含有在230℃下测定时的熔融张力(MS)与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(1)的聚丙烯，并且具有β晶体活性，孔隙率为30～95％，

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82  (1)。

作为第2发明的B形态，其特征在于，微孔性聚丙烯薄膜在230℃下测定时的熔融张力(MS)小于5cN，MS与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(2)，并且具有β晶体活性，孔隙率为30～95％，

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6         (2)。

进而，作为第2发明的A和B的微孔性聚丙烯薄膜的优选的形态，其特征在于，全同立构五单元组分数(isotactic pentad fraction)(mmmm)为90～99.5％。

另外，作为第2发明的C形态，是微孔性聚丙烯薄膜的制造方法，其特征在于，包括下述工序：将含有在230℃下测定时的熔融张力(MS)与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(1)的聚丙烯，并且以具有β晶体活性的聚丙烯为主成分的树脂组合物熔融挤出成薄片状，浇铸到转筒上，获得未拉伸薄片的工序；进而将获得的薄片按照纵向拉伸倍率5～10倍进行纵-横双轴拉伸的工序，

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82   (1)。

另外，作为第2发明的D形态，是微孔性聚丙烯薄膜的制造方法，其特征在于，将以在230℃下测定时的熔融张力(MS)小于5cN，MS与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(2)，并且具有β晶体活性的聚丙烯为主成分的树脂组合物熔融挤出成薄片状，浇铸到转筒上，获得未拉伸薄片的工序；进而将获得的薄片按照纵向拉伸倍率5～10倍进行纵-横双轴拉伸的工序，

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6    (2)。

另外，作为第3发明公开的是一种聚丙烯薄膜，其着眼于薄膜的纵·横方向的晶体链的取向程度以及薄膜的β晶体活性、比重。

第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的形态，其特征在于，在由X射线衍射法测出的(-113)晶面的方位角方向的薄膜面内强度分布图中，满足下式(3)，并且具有β晶体活性，比重为0.1～0.6，

0.5≤I(MD)/I(TD)≤8    (3)

(其中，I(MD)为纵向的积分强度，I(TD)为横向的积分强度)。

另外，作为第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜共通的优选形态，其特征在于，这些微孔性聚丙烯薄膜的Gurley透气度为10～1000秒/100ml。

发明效果

下面，对本发明的效果进行阐述。

根据第1、第2发明中公开的微孔性聚丙烯薄膜及其制造方法，与由现有的β晶体法获得的微孔性聚丙烯薄膜比，拉伸时的破碎β晶体法少，制膜性优异。进而，即使例如沿纵向在低温且高倍率地进行拉伸，也可以在横向拉伸时无破碎地制膜。由此，与现有的β晶体法比较，可以提高线速度，生产率优异。另外，通过沿纵向高倍率地进行拉伸，与现有的β晶体法比较，可以降低比重，可以提高纵向的强度。同时也可以显著提高透过性。

第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，与由现有的β晶体法获得的微孔性聚丙烯薄膜比较，晶体链沿薄膜的纵向高度地取向。由此使得纵向的力学物性优异，因此二次加工工序中的操作性优异。此外，由于即使降低薄膜的比重，纵向的力学物性也优异，所以可以保持操作性，而且显著提高透过性。

这些发明的微孔性聚丙烯薄膜在尺寸稳定性等方面优异，因此在合成纸、热敏接收纸、光学部件、建筑材料、分离膜(过滤器)、创伤被覆材料等的透湿防水材料、衣服用等的透湿防水布、用于尿布和用于生理卫生用品等的吸收性物品、用于电池和用于电解电容器等的隔膜、油墨接收纸、油或油脂的吸收材料、血糖传感器、蛋白质分离膜等的用途等各种领域中，可以发挥优异的特性。

附图说明

[图1]是模式地显示使用差示扫描量热计(DSC)，按以下所示的测定法(12)β晶体分率，求出β晶体分率时获得的量热曲线的图。

[图2]是显示图1中由在140～160℃可以观测到顶点的β晶体熔融吸热峰的面积求出的熔融热(ΔHβ)，和来源于由在160℃以上可以观测到顶点的β晶体以外的聚丙烯的晶体的熔融吸热峰的面积求出的熔融热(ΔHα)的示意图。

[图3]是模式地显示使用广角X射线衍射法、采取以下所示的测定方法(6)的2θ/θ扫描X射线衍射分布图时的样品、装置的配置的图。

[图4]是模式地显示使用广角X射线衍射法，采取以下所示的测定方法(6)的方位角(β)方向的强度分布图时的样品的配置的图。

[图5]是显示实施例303的β方向的强度分布图的图。

[图6]是显示比较例301的β方向的强度分布图的图。

[图7]是显示用扫描电镜(SEM)对实施例103的薄膜的截面进行观察时获得的SEM像的图。

[图8]是显示用SEM观察与图7同样地采取的比较例102的薄膜的截面时获得的SEM像的图。

符号说明

1、具有β晶体活性的聚丙烯薄膜的量热曲线

2、β晶体的熔融热(ΔHβ)

3、来源于β晶体以外的聚丙烯的晶体的熔融热(ΔHα)

4、样品

5、相对于样品薄膜的表面的法线

6、入射X射线

7、衍射X射线

8、测角计轴(衍射计轴)

9、样品沿方位角(β)方向旋转时的旋转平面

10、观测点

11、X射线照射部分

12、样品的纵向

13、经过强度分布图的最低强度而画出的基线

14、纵向的积分强度(I(MD))

15、横向的积分强度(I(TD))

16、薄膜中的孔

17、孔中被确认出的微原纤维

T：温度

Endo.：吸热方向

I：X射线强度

MD：薄膜的纵向

TD：薄膜的横向

ND：薄膜的厚度方向

具体实施方式

首先，对第1发明组进行说明。

属于第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜，在构成该薄膜的聚丙烯全体(以下有时简单称作“构成薄膜的聚丙烯”或“薄膜的聚丙烯”。另外，聚丙烯自身的定义如后所述)中含有特劳顿比为30以上的聚丙烯。换而言之，第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜含有特劳顿比为30以上的聚丙烯。当然，薄膜的聚丙烯也可以只含有特劳顿比为30以上的聚丙烯。

特劳顿比可通过采用流入压力损失法，按照Cogswell的理论(PolymerEngineering Science，12，p.64～73(1972))进行测定而获得。此处所说的特劳顿比是由用指数函数近似过的拉伸粘度-拉伸应变速度曲线、剪切粘度-剪切应变速度曲线求出的值，在此处公开的各发明中，是在230℃、应变速度60s^-1下的拉伸粘度与剪切粘度之比。因此，对于某种聚丙烯，在与剪切粘度比较、拉伸粘度高的情况下，特劳顿比变高，在相反的情况下，特劳顿比变低。这里，作为提高聚丙烯的拉伸粘度的方法，可以列举出例如，分子量分布的广阔化、超高分子量成分的导入、长支化链的导入、轻度的交联、低密度聚乙烯等的具有长支化链的聚丙烯以外的聚合物的添加、在聚丙烯中以棒状等状态分散的聚丙烯以外的添加剂的添加等。

聚丙烯的特劳顿比，在下述文献等中公开了其测定例：

A.Pendse等人，SPE Annual Technical Conference，41，1080～1084页(1995)；

A.Pendse等人，SPE Annual Technical Conference，42，1129～1133页(1996)；

G.Barakosa等人，J.Appl.Polym.Sci.，59，543～556页(1996)；

D.M.Bindigs等人，J.Non-Newtonian Fluid Mech.，79，137～155页(1998)。另外，在该条件下测定聚丙烯的特劳顿比的例子，例如在特开2004-161799公报等中被公开。

第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜，象以下所述那样含有β晶体成核剂的情况下，如上所述配合在薄膜的聚丙烯中的特劳顿比为30以上的聚丙烯，优选不含有β晶体成核剂。即，本发明的微孔性聚丙烯薄膜，如下所述含有β晶体成核剂的情况下，薄膜的聚丙烯优选为含有β晶体成核剂的聚丙烯与上述特劳顿比为30以上的聚丙烯的混合物。另外，上述特劳顿比为30以上的聚丙烯含有上述β晶体成核剂以外的添加物的情况下，优选将其萃取·除去而进行测定，或者在添加添加剂前进行测定，但是即使采用在已存在上述添加物等的萃取前的状况下测定出的特劳顿比来代表也无妨，在该情况下，也同样能达成本发明的目的，因此，在该发明中，如果在上述添加剂等的存在下，该聚丙烯的特劳顿比为30以上，就满足本要件。

第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜通过含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，其拉伸时的破碎少，制膜性优异。此外，即使沿纵向在低温下高倍率地拉伸，在横向拉伸时也可以不使薄膜破碎地进行制膜，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使浇铸速度相同，通过沿纵向高倍率地拉伸，也能够提高线速度，所以能够提高单位时间的薄膜的生产面积。这样，通过含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，可以提高制膜性，同时也能提高生产面积，因此可以显著提高生产率。此外，特别是沿纵向以高倍率进行了拉伸的情况下，可以提高薄膜的纵向的力学物性。可以推定这是因为，通过含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，从浇铸阶段开始，贯穿体系内的微晶的非晶相的连接分子之间的络合被促进，由此使得在其后的拉伸过程中、拉伸应力均匀地传达到体系全体中的缘故。

另外，在薄膜中含有上述那样的特劳顿比30为以上的聚丙烯、沿纵向高倍率地拉伸的情况下，可以提高拉伸后的面积倍率(＝纵向的有效拉伸倍率与横向的有效拉伸倍率的积)，促进孔形成，因此与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，可以降低比重。另外，通过主要控制薄膜的叠层构成、制膜条件，也可以显著提高透过性。

第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的聚丙烯的特劳顿比，更优选为35以上，进一步优选为40以上。本发明的微孔性聚丙烯薄膜中含有的聚丙烯的特劳顿比越高，越可以降低上述的破碎，结果具有可以沿纵向高倍率地稳定地拉伸，或通过沿纵向高倍率地拉伸可以获得低比重化、提高透过性的效果的倾向，对其特劳顿比的上限没有特别的限定，其也取决于添加量，但如果太过高，则有时制膜性、在纵-横逐次双轴拉伸的情况下特别是纵向的拉伸性恶化(在纵向拉伸工序中薄膜断裂)，因此特劳顿比优选为例如100以下。

作为获得上述那样的特劳顿比为30以上的聚丙烯的方法，没有特别的限定，但是可以列举出下述方法，可以优选使用这些方法。

掺混较多地含有高分子量成分的聚丙烯的方法。

掺混具有支链结构的低聚物、聚合物的方法。

如特开昭62-121704号公报中记载的在聚丙烯分子中引入长支化链结构的方法。

如日本专利第2869606号公报中记载的、制成不引入长支化链而是熔融张力与特性粘度、结晶化温度与熔点分别满足特定关系、且沸腾二甲苯萃取残余率处于特定范围的直链状结晶性聚丙烯的方法等。

第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的特劳顿比为30以上的聚丙烯，在这些聚丙烯之中，从具有增大熔融挤出的稳定性、上述提高制膜性的效果、与此相伴的低比重化、提高透过性的效果的倾向出发，特别优选是在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯。

这里，所谓在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯，是具有从聚丙烯主链骨架分支出的聚丙烯链的聚丙烯。利用在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯可获得上述那样大的效果的原因，可以推断是因为从浇铸阶段开始，长支化链起将微晶间准交联的连接分子的作用，在其后的拉伸工序中、拉伸应力均匀地传达到体系全体中的缘故。

作为该在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯的具体例，可以列举出，Basell公司生产的聚丙烯(型号名：PF-814、PF-633、PF-611、SD-632等)、Borealis公司生产的聚丙烯(型号名：WB130HMS等)、Dow公司生产的聚丙烯(型号名：D114、D201、D206等)等。

作为表示聚丙烯的长链支化程度的指标值，可以举出下式所表示的支化指数g。

g＝[η]_LB/[η]_Lin

此处，[η]_LB是具有长支化链的聚丙烯的特性粘度，[η]_Lin是具有与具有长支化链的聚丙烯实质相同的重均分子量的直链状结晶性聚丙烯的特性粘度。另外，此处所示的特性粘度是采用公知的方法，在135℃下对溶解于萘满中的试样进行测定得到的。另外，测定该g值时的重均分子量是采用由M.L.McConnell在《American Laboratory》5月号，63～75页(1978)上发表的方法，即，低角度激光散射光度测定法进行测定。

第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的特劳顿比为30以上的聚丙烯的支化指数g，优选为0.95以下。如果支化指数g超过上述范围，则有时特劳顿比为30以上的聚丙烯的添加效果降低，制膜性恶化，沿纵向高倍率地拉伸所获得的微孔性薄膜的比重变高，透过性差。特劳顿比为30以上的聚丙烯的支化指数g更优选为0.9以下。

第1发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的特劳顿比为30以上的聚丙烯的混合量没有特别的限定，但是相对于薄膜的聚丙烯的总量，优选为1～50重量％，具有即使少量添加也能看到效果的特征。如果混合量低于上述范围，则有制膜性恶化的情况，特别是在纵·横逐次双轴拉伸的情况下，特别是沿纵向高倍率地拉伸时的横向的拉伸性有恶化(在横向拉伸工序中，薄膜破裂)的情况。另外，有时沿纵向高倍率地拉伸时获得的微孔性薄膜的比重变高，透过性差。如果超过上述范围，则有制膜性恶化的情况，特别是在纵·横逐次双轴拉伸的情况下，特别是沿纵向高倍率地拉伸时的纵向的拉伸性有恶化(在纵向拉伸工序中，薄膜断裂)的情况。另外，有时熔融挤出时的熔融聚合物的稳定排出性和薄膜的耐冲击性等恶化。此外，有时下面定义的β晶体分率超过必要限度地降低。特劳顿比为30以上的聚丙烯的混合量，相对于薄膜的聚丙烯的总量，更优选为1～20重量％，最优选为1.5～15重量％。

作为第1发明的B的形态，可以列举出，微孔性聚丙烯薄膜的特劳顿比为6以上。这里，所谓“薄膜的特劳顿比为6以上”，意味着对薄膜的聚丙烯全体测定所得到的特劳顿比为6以上。另外，这里所说的特劳顿比，是指在本发明的微孔性聚丙烯薄膜如下所述含有β晶体成核剂的情况下，对含有β晶体成核剂的薄膜的聚丙烯测定获得的值。聚丙烯的特劳顿比，通过含有β晶体成核剂，与不含有β晶体成核剂的聚丙烯的特劳顿比比较，其值降低，但是在任一种情况下，只要满足该要件，就能达到本发明的目的。在薄膜的聚丙烯中含有上述β晶体成核剂以外的添加剂等的情况下，优选将其萃取·除去而进行测定，或在添加添加剂之前进行测定，但是也可以采用在已存在添加剂等的萃取前的状况下测定的特劳顿比来代表。在该情况下，也同样能达到本发明的目的，因此，在该发明中，如果在上述添加剂等的存在下特劳顿比为6以上，就满足本要件。

在第1发明的B的形态中，通过使微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的特劳顿比为6以上，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，其拉伸时的破碎少，制膜性优异。此外，即使沿纵向在低温、且高倍率地拉伸，也可以在横向拉伸中不使薄膜破碎地进行制膜，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使浇铸速度相同，通过沿纵向高倍率地拉伸，也能够提高线速度，能够提高单位时间的生产面积。这样，通过包含特劳顿比为6以上的聚丙烯，可以提高制膜性，同时也能提高生产面积，因此可以显著提高生产率。此外，特别是沿纵向以高倍率进行了拉伸的情况下，可以提高薄膜的纵向的力学物性。可以推定这是因为，通过含有特劳顿比为6以上的聚丙烯，从浇铸阶段开始，贯穿体系内的微晶的非晶相的连接分子之间的络合被促进，由此使得在其后的拉伸过程中拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

另外，在如上述那样包含特劳顿比为6以上的聚丙烯，沿纵向高倍率地拉伸的情况下，可以提高拉伸后的面积倍率(＝纵向的有效拉伸倍率与横向的有效拉伸倍率的积)，孔的形成被促进，因此与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，可以降低比重。另外，通过主要控制薄膜的叠层构成、制膜条件，也可以显著提高透过性。

第1发明的B的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的特劳顿比越高，越可以降低上述的破碎，具有可以沿纵向高倍率地稳定地拉伸，通过沿纵向高倍率地拉伸，可以获得低比重化、提高透过性的效果的倾向，但是如果特劳顿比太过高，则有时制膜性恶化，下述定义的β晶体分率超过必要限度地降低。本发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的特劳顿比更优选为6.5～30，进一步优选为7～20，最优选为7～12。这例如可以根据如下所述的在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯的种类、添加量来控制。

上述的特劳顿比为6以上的聚丙烯，例如通过下述操作来获得，即，将导入有高分子量成分的聚丙烯、在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯与各种通用聚丙烯混合，或通过共聚、接枝聚合等向通用聚丙烯的主链骨架中导入长支化链成分。作为构成本发明的微孔性聚丙烯薄膜的、特劳顿比为6以上的聚丙烯，在聚丙烯中优选使用在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯，因为这样一来存在上述提高制膜性的效果、与此相伴的低比重化、提高透过性的效果增大的倾向。

构成第1发明的B的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯本身，如果其特劳顿比为6以上，就没有特别的限定，但是例如优选是具有以下所示的性质的聚丙烯。

例如优选是含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，结果特劳顿比为6以上的聚丙烯。特劳顿比为30以上的聚丙烯，例如可以通过下述操作来获得，即，将在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯与通用聚丙烯混合，或通过共聚、接枝聚合等向通用聚丙烯的主链骨架中导入长支化链成分。

现有的通用聚丙烯的分子结构是线状结构，通过在本发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中混合这样的具有长支化链的聚丙烯，可以增大提高制膜性的效果、与此相伴的低比重化、提高透过性的效果。可以推定这是因为，从浇铸阶段开始，长支化链起将微晶间准交联的连接分子的作用，在其后的拉伸工序中拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

此时，混合的具有长支化链的聚丙烯的特劳顿比更优选为35以上，进一步优选为40以上，更进一步优选为40～100。

作为第1发明的C的形态，可以列举出，微孔性聚丙烯薄膜含有具有长支化链的聚丙烯。

第1发明的C的微孔性聚丙烯薄膜，通过含有具有长支化链的聚丙烯，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，其拉伸时的破碎少，制膜性优异。此外，即使沿纵向在低温、且高倍率地拉伸，也可以在横向拉伸中不使薄膜破碎地进行制膜，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使浇铸速度相同，通过沿纵向高倍率地拉伸，也能够提高线速度，所以能够提高单位时间的薄膜的生产面积。这样，通过含有具有长支化链的聚丙烯，可以提高制膜性，同时也能提高生产面积，因此可以显著提高生产率。此外，特别是沿纵向以高倍率进行了拉伸的情况下，可以提高薄膜的纵向的力学物性。可以推定这是因为，通过含有具有长支化链的聚丙烯，从浇铸阶段开始，贯穿体系内的微晶的非晶相的连接分子之间的络合被促进(微晶间的准交联效应)，由此使得在其后的拉伸过程中、拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

另外，在如上述那样含有在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯、沿纵向高倍率地拉伸的情况下，可以提高拉伸后的面积倍率(＝纵向的有效拉伸倍率与横向的有效拉伸倍率的积)，孔的形成被促进，因此与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，可以降低比重。另外，通过主要控制薄膜的叠层构成、制膜条件，也可以显著提高透过性。

在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯的从主链分支的聚丙烯链越长，上述具有长支化链的聚丙烯的添加效果越高，优选具有与聚丙烯主链同等的长度。另外，从赋予上述微晶间的准交联效应的观点出发，优选在具有长支化链的聚丙烯全体的平均1根聚丙烯主链中导入平均1根以上的该长支化链，更优选导入平均2根以上的该长支化链。

另外，上述具有长支化链的聚丙烯的重均分子量(Mw)优选为10×10⁴以上。如果Mw小于上述范围，则有时上述的纵取向晶体的再排列抑制效果变得不充分。只要能够获得本发明的效果，对Mw的上限就没有特别的限制，但是例如，从熔融挤出特性的观点出发，优选为500×10⁴以下。Mw优选为15×10⁴以上，更优选为20×10⁴以上。具有长支化链的聚丙烯的重均分子量，可以用先前叙述的方法测定。

作为在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯的具体例，可以列举出已经说明的例子。

第1发明的C的微孔性聚丙烯薄膜中含有的具有长支化链的聚丙烯的支化指数g，优选为0.95以下。如果支化指数g超过上述范围，则有时具有长支化链的聚丙烯的添加效果降低，制膜性恶化，沿纵向高倍率地拉伸所获得的微孔性薄膜的比重变高，透过性差。具有长支化链的聚丙烯的支化指数g更优选为0.9以下。

第1发明的C的微孔性聚丙烯薄膜中含有的具有长支化链的聚丙烯的混合量没有特别的限定，但是相对于薄膜的聚丙烯总量，优选为1～30重量％，具有即使少量添加也能看到效果的特征。如果混合量低于上述范围，则有时制膜性恶化、特别是在纵·横逐次双轴拉伸的情况下，特别是沿纵向高倍率地拉伸时的横向的拉伸性有时恶化(在横向拉伸工序中，薄膜破裂)。另外，有时沿纵向高倍率地拉伸时获得的微孔性薄膜的比重变高，或透过性恶化。如果超过上述范围，则有时制膜性恶化、特别是在纵·横逐次双轴拉伸的情况下，特别是沿纵向高倍率地拉伸时的纵向的拉伸性有时恶化(在纵向拉伸工序中，薄膜破裂)。另外，熔融挤出时的熔融聚合物的稳定排出性、薄膜的耐冲击性等有时恶化。此外，有时下面定义的β晶体分率超过必要限度地降低。具有长支化链的聚丙烯的混合量，相对于薄膜的聚丙烯的总量，更优选为1～20重量％，最优选为1.5～15重量％。

第1发明组共通，这些微孔性聚丙烯薄膜的熔融结晶化温度(Tmc)优选为120～135℃。通过使Tmc在上述范围内，由熔融状态获得未拉伸薄片时可以减小球晶尺寸，因此可以提高制膜性，使所获得的微孔性薄膜的比重有效地降低，进而在形成具有透过性的微孔性薄膜的情况下，有时可提高透过性。当Tmc小于上述范围时，在浇铸工序中，聚合物从熔融状态开始的固化速度低，薄片从金属转筒的剥离变得不充分，因此有时浇铸速度、进而线速度(＝制膜速度)不得不设定得低，生产率恶化。另外，有时所获得的微孔性薄膜的比重变高，或透过性差。当Tmc超过上述范围时，虽然在浇铸工序中，可以提高浇铸速度，但是未拉伸薄片中的β晶体分率下降，有时所获得的微孔性薄膜的比重变大，或透过性差。Tmc更优选为121～130℃，进一步优选为123～129℃。

下面，对第2发明组进行说明。

第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜，构成薄膜的聚丙烯中含有在230℃下测定时的熔融张力(MS)与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(1)

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82  (1)

的聚丙烯，换而言之，第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜含有满足上式(1)的聚丙烯。当然，薄膜的聚丙烯也可以只含有满足上式(1)的聚丙烯。这样的聚丙烯通常具有MS高的特征，因此被称作高熔融张力聚丙烯(HighMelt Strength-PP：以下有时简称为HMS-PP)。

这里所说的在230℃下测定时的MS，是使用带有熔融张力测定计的毛细管流变仪，将样品加热至230℃，以挤出速度20mm/分钟挤出熔融聚丙烯，形成线状物，将该线状物以15.7m/分钟的速度牵引时测定的张力(单位：cN)。但是，只要是在上述条件下因为线状物断裂而不能测定的场合，就可以使用在牵引速度5m/分钟下的张力作为该聚丙烯的MS。一般地聚丙烯的MS具有MFR依赖性，MFR越低，MS越高，因此，与现有的聚丙烯比较，与MFR比较、MS高的特征用数学式表示，则成为上述那样的形态。关于聚丙烯或聚丙烯系树脂组合物的MS与MFR的关系，例如在特开2003-64193号公报、特开2001-114950等中曾被公开，与该发明相同条件的MS测定数据也公开于特开2003-64193号公报中。

第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜，通过在薄膜的聚丙烯中含有满足上式(1)的聚丙烯，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，拉伸时的破碎少，制膜性优异。此外，即使沿纵向在低温、且高倍率地拉伸，也可以在横向拉伸中不使薄膜破碎地进行制膜，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使浇铸速度相同，通过沿纵向高倍率地拉伸，也能够提高线速度，所以能够提高单位时间的薄膜的生产面积。这样，通过含有满足上式(1)的聚丙烯，可以提高制膜性，同时也能提高生产量，因此可以显著提高生产率。此外，特别是沿纵向以高倍率进行了拉伸的情况下，可以提高薄膜的纵向的力学物性。可以推定这是因为，通过含有满足上式(1)的聚丙烯，从浇铸阶段开始，贯穿体系内的微晶的非晶相的连接分子之间的络合被促进，由此使得在其后的拉伸过程中、拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

另外，在如上述那样含有满足上式(1)的聚丙烯、沿纵向高倍率地拉伸的情况下，可以提高拉伸后的面积倍率(＝纵向的有效拉伸倍率与横向的有效拉伸倍率的积)，孔的形成被促进，因此与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，可以提高孔隙率。另外，通过主要控制薄膜的叠层构成、制膜条件，也可以显著提高透过性。

在第2发明的A中，微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中含有的上述高熔融张力聚丙烯(HMS-PP)，更优选满足下式(4)，进一步优选满足下式(5)。

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+1.2  (4)

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+1.3  (5)

另外，只要上述HMS-PP的MS与MFR的关系满足上式(1)，就可以降低上述的破碎，可以沿纵向高倍率地稳定地拉伸，通过沿纵向高倍率地拉伸而具有获得孔隙率提高、透过性提高的效果的倾向，但是，在上式(1)的范围内，也取决于添加量，但例如如果与MFR比较、MS太过高，或者与MS比较、MFR太过高，则制膜性有时恶化，在纵-横逐次双轴拉伸的情况下，特别是纵向拉伸性有时恶化，所以例如优选满足下式(6)，更优选满足下式(7)。

Log(MS)＜-0.61Log(MFR)+2.3  (6)

Log(MS)＜-0.61Log(MFR)+2    (7)

作为获得上述那样的HMS-PP的方法，没有特别的限定，可以例示下述方法，并优选使用这些方法。

掺混较多地含有高分子量成分的聚丙烯的方法。

掺混具有支链结构的低聚物、聚合物的方法。

如特开昭62-121704号公报中记载的那样，在聚丙烯分子中导入长支化链结构的方法。

如日本专利第2869606号公报中记载的那样，形成不导入长支化链、熔融张力与特性粘度、结晶温度与熔点分别满足特定的关系，并且沸腾二甲苯萃取残留率处于特定范围的直链状的结晶性聚丙烯的方法。

第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的上述HMS-PP，在这些聚丙烯中，特别优选是在主链骨架中具有长支化链的HMS-PP，因为其具有熔融挤出稳定性、上述提高制膜性的效果、与此相伴的提高孔隙率、提高透过性的效果大的倾向。

这里，所说的在主链骨架中具有长支化链的HMS-PP，是具有从聚丙烯骨架中分支的聚丙烯链的聚丙烯。可以推定用主链骨架中具有长支化链的聚丙烯获得上述那样的大的效果的原因在于，从浇铸阶段开始，长支化链起到使微晶间准交联的连接分子的作用，在其后的拉伸工序中拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

作为该主链骨架中具有长支化链的HMS-PP的具体例，可以列举出，Basell公司生产的HMS-PP(型号名：PF-814、PF-633、PF-611、SD-632等)、Borealis公司生产的HMS-PP(型号名：WB130HMS等)、Dow制的HMS-PP(型号名：D114、D201、D206等)等。

第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中含有的先前说明的满足式(1)的HMS-PP的支化指数g，优选在0.95以下。如果支化指数g超过上述范围，则有时上述的HMS-PP的添加效果降低，制膜性恶化，或沿纵向高倍率地拉伸获得的微孔性薄膜的孔隙率下降，或透过性差。上述的HMS-PP的支化指数g更优选为0.9以下。

第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的满足上式(1)的HMS-PP的MS，优选为3～100cN。如果MS低于上述范围，则不能获得上述的HMS-PP的添加效果，有时制膜性恶化，特别是在纵·横顺次双轴拉伸的情况下，特别是沿纵向高倍率地拉伸时的横向的拉伸性有时恶化(在横向拉伸工序中，薄膜破裂)。另外，有时沿纵向高倍率地拉伸时获得的微孔性薄膜的孔隙率变低，或透过性差。如果超过上述范围，则有时制膜性恶化，特别是在纵·横逐次双轴拉伸的情况下，特别是沿纵向高倍率地拉伸时的纵向的拉伸性有时恶化(在纵向拉伸工序中，薄膜断裂)。另外，有时熔融挤出时的熔融聚合物的稳定排出性、薄膜的耐冲击性等恶化。此外，有时下面定义的β晶体分率超过必要限度地降低。满足式(1)的HMS-PP的MS更优选为4～80cN，进一步优选为5～60cN。

第2发明的A的微孔性聚丙烯薄膜中含有的满足上式(1)的HMS-PP的混合量，没有特别的限定，但相对于薄膜的聚丙烯总量，优选为1～50重量％，具有即使少量添加也能看到效果的特征。当混合量小于上述范围时，有时制膜性恶化，特别是在纵·横双轴拉伸的情况下，有时特别是沿纵向高倍率地拉伸时的横向的拉伸性恶化(在横向拉伸工序中，薄膜破裂)。另外，有时沿纵向高倍率地拉伸时获得的微孔性薄膜的孔隙率下降，或透过性差。如果超过上述范围，则有时制膜性恶化，在纵·横双轴拉伸的情况下，有时特别是沿纵向高倍率地拉伸时的纵向的拉伸性恶化(在纵向拉伸工序中，薄膜断裂)。另外，有时熔融挤出时的熔融聚合物的稳定挤出性、薄膜的耐冲击性等恶化。此外，有时下面定义的β晶体分率超过必要限度地降低。满足上式(1)的HMS-PP的混合量，相对于薄膜的聚丙烯总量，更优选为1～20重量％，最优选为2～12重量％。

作为第2发明的B，可以列举出，微孔性聚丙烯薄膜在230℃测定时的熔融张力(MS)小于5cN，MS与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(2)，

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6  (2)。

这里，“薄膜的MS小于5cN，MS与熔体流动速率(MFR)的关系满足下式(2)”，意味着对薄膜的聚丙烯全体测定获得的MS小于5cN，并且MS与MFR满足上式(2)。此时，在薄膜的聚丙烯中含有添加剂等的情况下，优选将其萃取后测定，或者在添加添加剂前进行测定，但是也可以用在已存在添加剂等的萃取前的状况下测定的MS与MFR的关系是否满足上式(2)来代表，在该情况下，也同样能达到本发明的目的，因此，在本发明中，如果在上述添加剂等的存在下，MS小于5cN，MS与MFR的关系满足上式(2)，就可以满足本要件。

在第2发明的B的形态中，通过使微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的MS小于5cN、MS与MFR的关系满足上式(2)，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，其拉伸时的破碎少，制膜性优异。而且，即使沿纵向在低温、且高倍率地拉伸，也可以在横向拉伸中不使薄膜破碎地进行制膜，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使浇铸速度相同，通过沿纵向高倍率地拉伸，也能够提高线速度，所以能够提高单位时间的薄膜的生产面积。这样，通过使MS小于5cN、MS与MFR的关系满足上式(2)，可以提高制膜性，同时也能提高生产面积，因此可以显著提高生产率。此外，特别是沿纵向以高倍率进行了拉伸的情况下，可以提高薄膜的纵向的力学物性。可以推定这是因为，通过使MS小于5cN，并控制MS与MFR使其满足上式(2)，使得从浇铸阶段开始，贯穿体系内的微晶的非晶相的连接分子之间的络合被促进，由此使得在其后的拉伸过程中拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

另外，在如上述那样由MS小于5cN、MS与MFR的关系满足上式(2)的聚丙烯构成，沿纵向高倍率地拉伸的情况下，可以提高拉伸后的面积倍率(＝纵向的有效拉伸倍率与横向的有效拉伸倍率的积)，孔的形成被促进，因此与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，可以提高孔隙率。另外，通过主要控制薄膜的层合构成、制膜条件，也可以显著提高透过性。

第2发明的B的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的MS，更优选小于3cN，进一步优选为2cN以下。另外，本发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的MS与MFR的关系，更优选满足下式(8)，进一步优选满足下式(9)。这例如可以通过下示的HMS-PP的种类、添加量来控制，如上所述可以提高制膜性，能够沿纵向在低温下高倍率地拉伸，通过沿纵向高倍率地拉伸，可以提高孔隙率，有时也可以提高透过性。

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.65   (8)

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.7    (9)

MS小于5cN、MS与MFR的关系满足上式(2)的聚丙烯，可以通过例如将导入有高分子量成分的聚丙烯、主链骨架中具有长支化链的聚丙烯等为代表的熔融张力(MS)高的所谓高熔融张力聚丙烯(High MeltStrength-PP；HMS-PP)与各种通用聚丙烯混合，或者采用共聚、接枝聚合等在各种通用聚丙烯的主链骨架中导入长支化链成分，从而提高其MS来获得。作为构成本发明的微孔性聚丙烯薄膜的该聚丙烯，其中优选使用具有长支化链的聚丙烯，这是由于其具有增大上述制膜性的提高效果、与此相伴的孔隙率提高、透过性提高的效果的倾向。

构成第2发明的B的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，只要是MS小于5cN，满足上式(2)，就没有特别的限定，例如，优选是具有如下所示的性质的聚丙烯。

即，优选是含有满足上式(1)的聚丙烯，作为结果，MS小于5cN，满足上式(2)的聚丙烯。满足上式(1)的聚丙烯，例如可以通过下述操作来获得，即，将HMS-PP中在主链骨架中具有长支化链的聚丙烯与通用聚丙烯混合，或通过共聚、接枝聚合等向通用聚丙烯的主链骨架中导入长支化链成分，提高MS而得到。

现有的通用的聚丙烯的分子结构是线状结构，但通过在构成本发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中混合这样的具有长支化链的聚丙烯，可以具有增大制膜性的提高效果、与此相伴的孔隙率提高、透过性提高的效果的倾向。可以推定这是因为，从浇铸阶段开始，长支化链起将微晶间准交联的连接分子的作用，在其后的拉伸工序中拉伸应力均匀地传达到体系全体中。

第2发明共通，这些微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的全同立构五单元组分数(mmmm)优选为90～99.5％。通过使全同立构五单元组分数在上述范围内，可以提高所获得的未拉伸薄片的结晶性本身，因此可以提高β晶体的生成量，可以提高所获得的微孔性薄膜的孔隙率，并且可以提高透过性。当全同立构五单元组分数小于上述范围时，有时孔隙率下降，或透过性能差，在浇铸工序中未拉伸薄片从浇铸转筒的剥离变得不充分，有不能提高浇铸速度的倾向，有时不得不将浇铸速度、进而线速度(＝制膜速度)设定得低，生产率恶化。另外，当超过上述范围时，虽然在浇铸工序中，可以提高浇铸速度，但是在其制膜工序中，薄膜破碎增多，结果有时使制膜性恶化。全同立构五单元组分数更优选为92～99％，进一步优选为93～99％。

下面，对作为第3发明的着眼于由薄膜的X射线衍射法测定的方位角方向的分布图的聚丙烯薄膜进行说明。

第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，在由X射线衍射法测定的(-113)晶面的方位角(β)方向的分布图中，满足下式(3)，

0.5≤I(MD)/I(TD)≤8  (3)

其中，I(MD)为纵向的积分强度，I(TD)为横向的积分强度。

这里，(-113)晶面是在经2θ/θ扫描获得的X射线衍射分布图中，在2θ＝43°附近获得的含有分子链轴向的成分的晶格面。另外，I(MD)、I(TD)如在下述测定方法的详细说明中所述，是在获得了上述(-113)晶面的衍射峰的顶点的θ、2θ处，固定样品和计数器的位置，由使样品在薄膜面内沿方位角(β)方向旋转时获得的强度分布图算出的积分强度。在相同样品中，只要相对于方位角X射线所照射的样品的体积一定，则上述(-113的方位角方向的强度分布图对应于薄膜面内的晶体链的取向分布。即，在薄膜面内的晶体链中I(MD)对应于沿纵向取向的成分，I(TD)对应于沿横向取向的成分。例如，在与I(MD)比较，I(TD)充分高的情况下，与薄膜面内的晶体链主要横向取向相对应。因此可以说I(MD)/I(TD)的大小是表示薄膜面内的晶体链沿纵向怎样程度地取向的尺度。即，对于高度地纵向取向的薄膜，I(MD)/I(TD)变大；对于主要横向取向的薄膜，I(MD)/I(TD)反而变小。例如，增田等人、在“コンバ一テツク”、369，12月号，42～45页(2002)中，由(-113)晶面的方位角方向的强度分布图，论述了双轴拉伸聚丙烯薄膜的面内的晶体链取向平衡。另外，(-113)晶面严格地讲不是子午线峰(由垂直于分子链轴向的面间距产生的衍射峰)，在上述β方向的强度分布图中，各强度分布峰有时微妙地分裂。但是，用这样的形态可以充分实现评价晶体链的取向平衡的本方法的目的，因此可以达到第3发明的目的。

通过使第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的I(MD)/I(TD)为上述形态，使得与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，处于晶体链高度地沿纵向取向的状态。由此，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使是同样的比重也可以使晶体链高度地纵向取向，薄膜的纵向的力学物性优异。由此，在制膜工序、其后的切割(slit)、卷取、涂布、蒸镀、印刷、层合等的二次加工工序中，薄膜很难伸长、起皱、断裂，操作性优异。另外，即使进一步降低比重，即进一步提高孔隙率，纵向的力学物性也优异，因此不但可以保持操作性，还可以显著提高透过性。即，通过使第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的I(MD)/I(TD)为上述形态，可以以高水平同时具有低比重(高孔隙率)、和与此相伴的高透过性及操作性。

为使I(MD)/I(TD)为上述形态，可通过构成薄膜的聚丙烯中所添加的β晶体成核剂的选择及其添加量的控制、其制造工序中的使浇铸工序中的熔融聚合物固化时的结晶化条件(金属转筒温度、金属转筒的周速度、获得的未拉伸薄片的厚度、与金属转筒的接触时间等)、拉伸工序中的拉伸条件(拉伸方向(纵向或横向)、拉伸方式(纵向或横向的单轴拉伸、纵-横或横-纵逐次双轴拉伸、同时双轴拉伸、双轴拉伸后的再拉伸等)、拉伸倍率、拉伸速度、拉伸温度等)的控制等来实现。其中，在进行纵-横逐次双轴拉伸时，纵向拉伸条件(温度、倍率等)的选择是特别重要的。即，纵向拉伸倍率越高，越可以提高I(MD)/I(TD)。但是，纵向拉伸倍率越高，在接下来的的横向拉伸中的拉伸性越不稳定，因此构成第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，优选满足下述要件中的至少1个。

·薄膜的聚丙烯包括特劳顿比为30以上的聚丙烯。

·薄膜的聚丙烯的特劳顿比为6以上。

·薄膜的聚丙烯含有具有长支化链的聚丙烯。

·薄膜的聚丙烯含有满足下式(1)的聚丙烯，

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82  (1)。

·薄膜的聚丙烯满足下式(2)，

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6  (2)。

I(MD)/I(TD)越高，纵向的力学物性越优异，但是如果其太过高，则薄膜容易纵向开裂，或在其制造工序中，有生产率恶化的倾向。因此，第3发明的微孔性聚丙烯薄膜更优选满足下式(10)，进一步优选满足下式(11)。

0.8≤I(MD)/I(TD)≤6  (10)

0.9≤I(MD)/I(TD)≤5  (11)

第1、第2和第3发明共通，这些发明中所说的“聚丙烯”，都主要由丙烯的均聚物构成，在不破坏这些发明的目的的范围内，也可以是丙烯与丙烯以外的单体共聚而成的聚合物，也可以在聚丙烯中掺混该共聚物。作为构成这样的共聚成分和掺混物的单体，可以举出例如乙烯、1-丁烯、1-戊烯、3-甲基戊烯-1、3-甲基丁烯-1、1-己烯、4-甲基戊烯-1、5-乙基己烯-1、1-辛烯、1-癸烯、1-十二碳烯、乙烯基环己烯、苯乙烯、烯丙基苯、环戊烯、降冰片烯、5-甲基-2-降冰片烯、丙烯酸和它们的衍生物等，但并不限于此。

另外，第1、第2和第3发明共通，这些微孔性聚丙烯薄膜从辅助形成孔的观点出发，可以含有选自聚烯烃系树脂、聚烯烃系树脂以外的其他聚合物等中的至少1种聚合物。

作为聚烯烃系树脂，可以列举出，主要由丙烯以外的上面例举的单体等烯烃构成的均聚物或共聚物等，但并不限于这些。作为聚烯烃系树脂的具体例，从熔融挤出工序中的聚丙烯中的微分散性、其后的拉伸工序中的辅助形成孔的效果的观点出发，可以列举出例如，聚甲基戊烯和甲基戊烯与甲基戊烯以外的α-烯烃的共聚物、聚丁烯、环烯烃的均聚物或共聚物、由茂金属催化法获得的线状低密度聚乙烯、超低密度聚乙烯等。并不限于此，但特别优选由茂金属催化法获得的超低密度聚乙烯，原因是其促进形成孔，结果可以降低比重，进而有时也可以提高透过性，另外有时也可以提高制膜性。

作为聚烯烃系树脂以外的其他聚合物，可以列举出，聚烯烃以外的乙烯基系聚合物树脂、聚酯系树脂、聚酰胺系树脂、聚苯硫醚系树脂、聚酰亚胺系树脂等，但并不限于此。作为聚烯烃系树脂以外的其他聚合物的具体例，从熔融挤出工序中的聚丙烯中的微分散性、其后的拉伸工序中的辅助形成孔的效果的观点，可以列举出例如，聚对苯二甲酸丁二醇酯、聚碳酸酯、间规聚苯乙烯等，但并不限于此。

另外，作为聚烯烃系树脂的、超高分子量聚乙烯(UHMWPE)有时在熔融挤出时析出凝胶状物，作为聚烯烃系树脂以外的其他聚合物的、聚四氟乙烯(PTFE)及其衍生物有时在熔融挤出时析出凝胶状物。另外，PTFE通过聚合物的分解而发生氢氟酸、有可能腐蚀挤出机和口模。因此，UHMWPE、PTFE作为聚烯烃系树脂以外的其他聚合物，有时实质上添加本身是不优选的。

第1、第2和第3发明共通，这些微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，从经济性等的观点出发，在不损害这些发明的特性的范围内，都可以掺混制造这些发明的微孔性聚丙烯薄膜时生成的薄膜碎屑、制造其他薄膜时生成的薄膜碎屑。此时，在第1发明组中，微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯必须包含特劳顿比为30以上的聚丙烯，或其特劳顿比为6以上，并且具有下述定义的β晶体活性。另外，在第2发明组中，微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯必须含有MS与MFR的关系满足上式(1)的聚丙烯，或者必须使MS小于5cN、MS与MFR的关系满足上式(2)，并且具有下述定义的β晶体活性。

第1、第2和第3发明共通，在这些微孔性聚丙烯薄膜为单层薄膜、下述那样的2层以上的层合薄膜之中的任一种的情况下，相对于构成薄膜的全部聚合物的单体总量，也优选含有90重量％以上的丙烯单体。这里，从辅助形成孔的观点出发，在添加由丙烯以外的单体形成的聚合物的场合、掺混制造这些发明的微孔性聚丙烯薄膜以外的其他薄膜时生成的薄膜碎屑的场合、层合各种聚烯烃系树脂和/或其他树脂的场合等中，相对于构成薄膜的全部的聚合物的单体总量，丙烯单体变得小于100重量％。在丙烯单体的含量小于上述范围时，获得的微孔性薄膜的β晶体活性变得不充分，结果有时使比重变大，或透过性能差。这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的丙烯单体的含量，相对于构成薄膜的全部聚合物的单体总量，更优选为95重量％以上，进一步优选为97重量％以上。

第1、第2和第3发明共通，这些微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的熔体流动速率(MFR)，从制膜性的观点出发，优选为1～30g/10分钟。当MFR小于上述范围时，有时出现低温下的熔融挤出变得不稳定，或挤出原料的置换需要很长时间，很难形成均匀的厚度的薄膜、制膜性恶化等的问题。当MFR超过上述范围时，在浇铸工序中将从缝状口模排出的熔融聚合物浇铸到金属转筒上，成型为薄片状时，熔融聚合物在金属转筒上的着地点变动很大，因此出现未拉伸薄片中的均匀的β晶体的生成变得困难，或薄片出现起伏等的缺点，因此有时获得的微孔性薄膜的厚度不均匀变大，或孔的形成不均匀变大。MFR更优选1～20g/10分钟。

第1、第2和第3发明共通，这些微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯的全同立构指数(II)，优选为92～99.8％。当II小于上述范围时，有时出现形成薄膜时的挺度下降、热收缩率增大等的问题。存在II越大刚性、尺寸稳定性等越提高的倾向，但是当超过上述范围时，有时制膜性本身恶化。II更优选为94～99.5％，进一步优选为96～99％。

这里，测定上述特劳顿比、MS、MFR、支化指数g、Tmc、全同立构五单元组分数、II等的聚丙烯的特性值时，在需要除去杂质·添加物的场合，用60℃以下的温度的正庚烷萃取样品2小时，除去杂质·添加物后，在130℃真空干燥2小时以上，对经过这样处理的样品进行测定即可。

另外，第1、第2和第3发明共通，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，必须具有β晶体活性。这里，所谓“具有β晶体活性”是指：使用差示扫描量热计(DSC)，按JIS K 7122(1987)标准，在氮气氛中以10℃/分钟的速度将5mg试样升温至280℃，然后保持5分钟，之后以10℃/分钟的冷却速度冷却到30℃，接着再以10℃/分钟的速度升温，此时获得的量热曲线上，在140～160℃处存在与β晶体的熔融相伴的吸热峰顶点，由该吸热峰的峰面积算出的熔融热为10mJ/mg以上。另外，以下有时将在最初的升温中获得的量热曲线称作第1轮量热曲线，将在第2次升温中获得的量热曲线称作第2轮量热曲线。这里，如チヨウ(Cho)等人、“聚合物”(Polymer)，44，p.4053～4059(2003)；高桥等人，“成型加工”，15，p.726～762(2003)等公开的那样，聚丙烯的β晶体的生成能力可以使用DSC确认。在这些文献中，在与这些发明接近的温度条件下使用DSC采取量热曲线，确认含有β晶体成核剂的聚丙烯的β晶体活性。这里，所谓薄膜“具有β晶体活性”，意味着使聚丙烯结晶化时能够生成β晶体。另外，这里所说的β晶体活性的判定，是在挤出、浇铸、拉伸、卷取工序后、即，对制膜后的薄膜进行测定。因此，在薄膜的聚丙烯含有下面例举的β晶体成核剂的情况下，要对含有β晶体成核剂的薄膜整体判定β晶体活性。

另外，在上述温度范围存在吸热峰，但不明确是否是起因于β晶体的熔融的场合等，可以结合DSC的结果，利用对于将该样品在下述测定方法的详细说明中记载的特定条件下进行熔融结晶化而形成的样品采用广角X射线衍射法算出的下述K值来判定为“具有β晶体活性”。即，由在2θ＝16°附近可以观测到的、起因于β晶体的(300)晶面的衍射峰强度(记做Hβ₁)、和在2θ＝14、17、19°附近可以分别观测到的、起因于α晶体的(110)、(040)、(130)晶面的衍射峰强度(分别记做Hα₁、Hα₂、Hα₃)，根据下述的数学式算出的K值为0.3以上，更优选为0.5以上，由此可以判定为“具有β晶体活性”。这里，K值是表示β晶体的比率的经验值。在各衍射峰强度的计算方法等中，对于K值的详细情况，可以参考A.Turner-Jones等著的Makromolekulare Chemie，75，p.134-158(1964)。

K＝Hβ₁/{Hβ₁+(Hα₁+Hα₂+Hα₃)}

(其中，Hβ₁：起因于聚丙烯的β晶体的(300)晶面的衍射峰强度，Hα₁、Hα₂、Hα₃：分别是起因于聚丙烯的α晶体的(110)、(040)、(130)晶面的衍射峰强度)

这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，具有β晶体活性，由此在其制造工序中，未拉伸薄片中可以生成β晶体，在其后的拉伸工序中使β晶体转变为α晶体，利用其晶体密度差可以形成孔。

这里，为了形成更均匀的多个孔，第1、第2和第3发明共通，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的β晶体分率，优选为30％以上。另外，β晶体分率，是在前面说明的、使用DSC在第2次升温中获得的第2轮量热曲线中，由下述熔融热使用下式求出的，所述的熔融热是：由在140℃以上、小于160℃处观测到顶点的来源于聚丙烯的β晶体的熔融所伴有的吸热峰(1个以上的峰)的峰面积算出的熔融热(ΔHβ：作为与图1相同的量热曲线的图2的符号2)；和由在160℃以上处观测到顶点的β晶体以外的来源于聚丙烯的晶体的熔融所伴有的越过基线具有峰的来源于β晶体以外的聚丙烯的晶体的熔融所伴有的吸热峰的峰面积算出的熔融热(ΔHα：作为与图1相同的量热曲线的图2的符号3)。这里，所谓β晶体分率是β晶体在聚丙烯全部的晶体中所占有的比率，在特开2004-142321、上述特开2004-160689等中，在接近这些发明的温度条件下使用DSC、测定量热曲线，求出薄膜的β晶体分率。另外，在140℃～160℃处存在具有顶点的吸热峰，但是不明确是否起因于β晶体的熔融的场合等，可以根据上述K值来判定。

β晶体分率(％)＝{ΔHβ/(ΔHβ+ΔHα)}×100

当β晶体分率小于上述范围时，有时获得的微孔性薄膜的孔隙率降低，或透过性差。β晶体分率，更优选为36％以上，进一步优选为39％以上，最优选为50％以上。

为了赋予这样高的β晶体活性，第1、第2和第3发明共通，这些微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中，优选添加有所谓的β晶体成核剂。在不添加这样的β晶体成核剂的情况下，有时不能获得这样高的β晶体分率。作为在构成这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中可优选添加的β晶体成核剂，可以列举例如，以1，2-羟基硬脂酸钾、苯甲酸镁、琥珀酸镁、邻苯二甲酸镁等为代表的羧酸的碱金属盐或碱土金属盐；以N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺等为代表的酰胺系化合物；以苯磺酸钠、萘磺酸钠等为代表的芳香族磺酸化合物；二或三元羧酸的二或三酯类；四氧杂螺化合物类；酰亚胺羧酸衍生物；以酞菁蓝等为代表的酞菁系颜料；以喹吖啶酮、喹吖啶酮醌等为代表的喹吖啶酮系颜料；由作为有机二元酸的成分A和作为元素周期表第IIA族金属的氧化物、氢氧化物或盐的成分B形成的双组分系化合物等，但不限于这些物质。另外，既可以仅使用一种，也可以混合两种以上使用。作为在构成这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中添加的β晶体成核剂，在上述物质中，特别优选下述化合物，原因是其可以降低获得的微孔性薄膜的比重(可以提高孔隙率)，可以提高透过性，所述化合物是：下述的化学式所示的N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺等为代表的酰胺系化合物，

R²-NHCO-R¹-CONH-R³

[此处，式中的R¹表示碳数为1～24的饱和或不饱和的脂肪族二羧酸残基、碳数为4～28的饱和或不饱和的脂环族二羧酸残基或碳数为6～28的芳香族二羧酸残基，R²、R³是相同或不同的碳数为3～18的环烷基、碳数为3～12的环烯基或它们的衍生物。]；

具有下述化学式的化合物，

R⁵-CONH-R⁴-NHCO-R⁶

[此处，式中的R⁴表示碳数为1～24的饱和或不饱和的脂肪族二胺残基、碳数为4～28的饱和或不饱和的脂环族二胺残基或碳数为6～12的杂环式二胺残基或碳数为6～28的芳香族二胺残基，R⁵、R⁶是相同或不同的碳数为3～12的环烷基、碳数为3～12的环烯基或它们的衍生物。]；

由作为有机二元酸的成分和作为元素周期表第IIA族金属的氧化物、氢氧化物或盐的成分形成的双组分系化合物。

作为上述特别优选的β晶体成核剂或添加了β晶体成核剂的聚丙烯的具体例子，可以列举新日本理化(株)制造的β晶体成核剂“エヌジエスタ一”(型号名：NU-100等)、SUNOCO制造的添加了β晶体成核剂的聚丙烯“BEPOL”(型号名：B022-SP等)等。

β晶体成核剂的添加量也取决于所使用的β晶体成核剂的β晶体生成能力，但相对于薄膜的聚丙烯总量，优选为0.001～1重量％。如果β晶体成核剂的添加量小于上述范围，则有时所获得的微孔性薄膜的β晶体活性变得不充分，或比重变大(孔隙率变低)，或透过性能差。如果β晶体成核剂的添加量超过上述范围，则即使超量添加也不能提高所获得的微孔性薄膜的β晶体分率，且经济性差，成核剂本身的分散性恶化，有时β晶体活性反而下降。β晶体成核剂的添加量更优选为0.005～0.5重量％，进一步优选为0.05～0.2重量％。

这里，上述的β晶体成核剂优选在薄膜的聚丙烯中分散成针状。成核剂的分散形态，如在下述测定方法的详细说明中所述的那样，从薄膜的面方向用光学显微镜观察加热熔融了的原料碎片(chip)或未拉伸薄片或微孔性薄膜，如果此时确认的成核剂形状的短径与长径的比的平均值为10以上，则定义为分散成针状。通过使β晶体成核剂分散成针状，有时可以提高孔隙率，或提高透过性。而且，利用作为上述这些发明的特征之一的连接分子之间的络合促进所产生的促进形成孔的效果，可以极高效地形成致密、并且均匀的微细的孔，因此有时可以进一步提高孔隙率，或提高透过性。可以推定这是由下述情况引起的，即：通过使β晶体成核剂分散成针状，使得在熔融挤出时分散成针状的该成核剂容易沿纵向排列(成核剂的长径方向变得容易朝向未拉伸薄片的纵向)，因此浇铸后获得的未拉伸薄片的晶体层合体本身也更容易取向；以及，从β晶体向α晶体的晶体转变的协同效应。

第1、第2和第3发明共通，在构成微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中，还可以在不损害这些发明的目的的范围内混合例如，抗氧化剂、热稳定剂、氯捕捉剂、抗静电剂、润滑剂、防粘连剂、粘度调节剂、抗铜害剂等的各种添加剂。此时，特别优选在添加的情况下获得的微孔性薄膜的β晶体分率在目标范围内。

其中，抗氧化剂、热稳定剂的种类和添加量的选定对薄膜的长期耐热性而言是很重要的。作为在这样发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中优选添加的抗氧化剂、热稳定剂，可以列举出各种化合物。

作为抗氧化剂，可以列举出例如，2，6-二叔丁基-对甲酚(BHT)、3，3’，3”，5，5’，5”-六叔丁基-a，a’，a”-(1，3，5-三甲基苯-2，4，6-三基)三-对甲酚(例如チバガイギ一(株)制造的IRGANOX1330等)；

季戊四醇四[3-(3，5-二叔丁基-4-羟基苯基)丙酸酯](例如チバガイギ一(株)制造的IRGANOX1010等)等。

作为热稳定剂，可以列举出例如，三(2，4-二叔丁基苯基)亚磷酸酯(例如チバガイギ一(株)制的IRGAFOS168等)；

3-羟基-5，7-二叔丁基-呋喃-2-酮与邻二甲苯的反应生成物(例如チバガイギ一(株)HP-136等)等。

但是，对上述的抗氧化剂和热稳定剂没有特别的限定。这些抗氧化剂、热稳定剂优选并用2种以上，其添加量相对于薄膜的聚丙烯总量，分别优选为0.03～1重量份。如果抗氧化剂、热稳定剂各自的添加量低于上述范围，则在从初始的原料到获得微孔性薄膜的制造工序、其后的二次加工工序中，有时长期耐热性差。另外，如果抗氧化剂、热稳定剂各自的添加量超过上述范围，则有时即使过量添加所获得的微孔性薄膜的长期耐热性也不提高，经济性差。抗氧化剂、热稳定剂各自的添加量，相对于薄膜的聚丙烯总量，更优选为0.05～0.9重量份，进一步优选为0.1～0.8重量份。

另外，在这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中，可以添加用于防止薄膜带电导致的静电危害的抗静电剂。作为在这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中添加的抗静电剂，可以举出例如甜菜碱衍生物的环氧乙烷加成物、季胺系化合物、烷基二乙醇胺脂肪酸酯、甘油脂肪酸酯、硬脂酸甘油酯等，或者它们的混合物等，但并不限于这些。

另外，在这些发明的微孔性聚丙烯薄膜中，可以添加润滑剂。所谓润滑剂，如在JIS术语(例如参照JIS K 6900(1994))中表达的那样，是为了使热塑性树脂的加热成型时的流动性、脱模性良好而添加的，例如为了调节加工机械与薄膜表面、或薄膜之间的摩擦力而添加。作为在这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中添加的润滑剂，可以举出例如硬脂酰胺、芥酸酰胺、油酰胺等酰胺系化合物、或者它们的混合物等，但并不限于这些。

在这些发明的微孔性聚丙烯薄膜中添加的抗静电剂的添加量，相对于薄膜的聚丙烯总量，优选添加0.3重量份以上，更优选添加0.4～1.5重量份。另外，抗静电剂与润滑剂的合计添加量，从抗静电性和润滑性的方面考虑，更优选为0.5～2.0重量份。此外，如上述那样，由于添加这些物质而使β晶体分率下降的场合，优选实质上不添加，可以适当选择添加量。

在这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯中，为了赋予润滑性、防止粘连(防粘连剂)、辅助形成孔等，可以添加无机粒子和/或交联有机粒子。

无机粒子是指金属或金属化合物的无机粒子，可以举出例如，沸石、碳酸钙、碳酸镁、氧化铝、二氧化硅、硅酸铝、高岭土、高岭石、滑石、粘土、硅藻土、蒙脱石、氧化钛等的粒子、或者它们的混合物等，但并不限于这些无机粒子。

另外，交联有机粒子是用交联剂使高分子化合物交联而成的粒子，可以举出例如，聚甲氧基硅烷系化合物的交联粒子、聚苯乙烯系化合物的交联粒子、丙烯酸系化合物的交联粒子、聚氨酯系化合物的交联粒子、聚酯系化合物的交联粒子、氟系化合物的交联粒子、或者它们的混合物等，但并不限于此。

另外，无机粒子和交联有机粒子的体积平均粒径，在将其仅用作防粘连剂的情况下，优选为0.5～5μm。平均粒子低于上述范围时，有时所获得的微孔性薄膜的润滑性差，当超过上述范围时，有时粒子脱落。另外，在以辅助形成孔为主要目的而添加的情况下，优选为0.05～1μm。当平均粒径小于上述范围时，有时不能体现添加效果，当超过上述范围时，有时粒子脱落，或形成粗大的孔。

无机粒子和/或交联有机粒子的添加量，在将其仅用作防粘连剂的情况下，从防止粘连性、润滑性等的观点出发，优选为0.02～0.5重量％，更优选为0.05～0.2重量％。在以辅助形成孔为主要目的进行添加的情况下，虽然很大地依赖于其平均粒径，但优选为1～50重量％，从粒子的分散性、形成孔的观点出发，更优选为5～40重量％。此外，如上述那样，在由于添加粒子而使β晶体分率下降的场合、和粒子脱落、在实施工序过程中有污染倾向的场合，优选实质上不添加，可以适当选择添加量。

第1、第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的比重为0.1～0.6。另外，第2发明的微孔性聚丙烯薄膜的孔隙率为30～95％。这里，比重低对应于孔隙率高。即，在比重与孔隙率之间，在薄膜仅由聚丙烯构成的情况下，如由在下述测定方法的详细说明中记载的孔隙率的计算式明确的那样，存在某种相关关系。

另外，比重这样显著地低或者孔隙率显著地高对应于致密且大量地形成孔。由此，在形成不但缓冲性(缓和性)、隐蔽性、隔热性等优异，而且透过性高的微孔性薄膜的情况下，可以形成透过性、吸收性、保液性等也优异的薄膜，在合成纸、热敏接收纸、光学部件、建筑材料、分离膜(过滤器)、创伤被覆材料等的透湿防水材料、衣服用等的透湿防水布、用于尿布和用于生理卫生用品等的吸收性物品、用于电池和用于电解电容器用等的隔膜、油墨接收纸、油或油脂的吸收材料、血糖传感器、蛋白质分离膜等的用途中，可以充分利用高生产率并发挥优异的特性。

这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的比重、孔隙率，可以通过在薄膜的聚丙烯中添加的β晶体成核剂的添加量、其制造工序中使浇铸工序中的熔融聚合物固化时的结晶化条件(金属转筒温度、金属转筒的周速度、获得的未拉伸薄片的厚度、与金属转筒的接触时间等)、拉伸工序中的拉伸条件(拉伸方向(纵向或横向)、拉伸方式(纵向或横向的单轴拉伸、纵-横或横-纵逐次双轴拉伸、同时双轴拉伸、双轴拉伸后的再拉伸等)、拉伸倍率、拉伸速度、拉伸温度等)等来控制。其中，特别是为了控制比重使之显著低，或控制孔隙率使之显著高，使用上述的聚丙烯，在其制膜工序中、在浇铸工序中形成均匀且大量的β晶体，在拉伸工序中，将面积倍率、特别是纵向拉伸倍率设定得高等等是重要的。

第1、第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的比重，具有其越低上述特性越更优异的倾向，因此为优选。另外，第2发明的微孔性聚丙烯薄膜的孔隙率，同样具有该孔隙率越高上述特性越更优异的倾向，因此为优选。但是，如果比重过低，或孔隙率过高，则在制膜工序和其后的二次加工工序中，有薄膜伸长、起皱、断裂的倾向(本领域技术人员可观察到这些现象的情况下，称为该薄膜的工序通过性或二次加工性或操作性差)。因此，第1、第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的比重，更优选为0.19～0.56，进一步优选为0.2～0.4。另外，第2发明的微孔性聚丙烯薄膜的孔隙率，更优选为35～90％，进一步优选为60～85％，最优选为65～85％。

另外，第1、第2和第3发明共通，根据抑制添加剂飞散·渗出、易粘合涂布膜·蒸镀膜、赋予易印刷性、赋予热封性、赋予印刷层合性、赋予光泽、赋予润滑性、赋予脱模性、赋予易剥离性、提高表面硬度、赋予平滑性、提高表面粗糙度、赋予手撕裂性、提高表面开孔率、赋予表面亲水性、控制光学特性、赋予表面耐热性、提高隐蔽性等各种的目的，可以在微孔性聚丙烯薄膜的至少一个面上适当层合各种聚烯烃系树脂和其他树脂。

此时的层合厚度优选为0.25μm以上，并且为薄膜的总厚度的1/2以下。当层合厚度小于0.25μm时，有时由于膜磨破等而难以均匀层合，当超过总厚度的1/2时，有时这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的高孔隙率、高透过性等的特征较差。

另外，关于第1、第2发明，此时层合的表层树脂不一定必须满足这些发明的范围，层合方法可以列举出，共挤出、在线·离线挤出层合、在线·离线涂布、物理蒸镀、化学蒸镀、溅射等，但不限于其中的任何一种，可以随时选择最佳的方法。关于第3发明，层合薄膜优选满足本发明的范围。

在将这些发明的薄膜适用于热敏接收纸的情况下，需要在保持优异的绝热性、由缓冲性带来的高图像转印灵敏度的同时，并且赋予薄膜表面的平滑性、光泽，提高作为接收纸的美观。从这样的观点出发，有时优选在至少1面上层合各种树脂作为表皮层，适当地通过易粘合层，在该表皮层上形成图像转印用的接收层。

另外，在适用于电池隔膜的情况下，需要在保持高透过性的同时，赋予良好的润滑性，提高作为隔膜的操作性。从这样的观点出发，有时优选在至少1面上层合含有各种润滑剂、各种粒子的各种树脂作为表皮层。

第1、第2和第3发明共通，对微孔性聚丙烯薄膜的至少一方的薄膜的表面实施电晕放电处理，从而使薄膜表面的润湿张力达到35mN/m以上，这样可以提高表面亲水性、粘合性、抗静电性和润滑剂的渗出性，因而可优选采用。此时，作为电晕放电处理时的气氛气，优选空气、氧气、氮气、二氧化碳气、或氮气/二氧化碳气的混合体系等，从经济性的观点出发，特别优选在空气中进行电晕放电处理。另外，从提高表面润湿张力的观点出发，也优选火焰(flame)处理、等离子处理等。对润湿张力的上限没有特别的设定，但是过度的表面处理有时使表面劣化，因此优选为60mN/m以下。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜的Gurley透气度，在形成透过性高的微孔性薄膜的情况下，都优选为10～1000秒/100ml。但是，在仅有效利用低比重(高孔隙率)的优点，不需要透过性本身的情况下，可以是不能够进行测定的、所谓的无穷大(∞)秒/100ml。在这些发明中，作为获得的微孔性薄膜的透过性的尺度之一的Gurley透气度，可以通过下述条件来控制，所述条件为：在构成薄膜的聚丙烯中添加的β晶体成核剂的添加量、其制造工序中的浇铸工序中的熔融聚合物固化时的结晶化条件(金属转筒温度、金属转筒的周速度、获得的未拉伸薄片的厚度、与金属转筒的接触时间等)、拉伸工序中的拉伸条件(拉伸方向(纵向或横向)、拉伸方式(纵向或横向的单轴拉伸、纵-横或横-纵逐次双轴拉伸、同时双轴拉伸、双轴拉伸后的再拉伸等)、拉伸倍率、拉伸速度、拉伸温度等)等。在形成透过性高的微孔性薄膜的情况下，如果Gurley透气度低于上述范围，则在制膜工序、和其后的二次加工工序中，有时操作性差。如果Gurley透气度超过上述范围，则有时透过性能不充分，比重也变高。Gurley透气度更优选为10～900秒/100ml，最优选为50～300秒/100ml。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜的液体石蜡透过时间，在形成透过性高的微孔性薄膜的情况下，优选为0.1～60秒/25μm。但是，在仅有效利用低比重(高孔隙率)的优点，不需要透过性本身的情况下，可以是不能够进行测定的、所谓的无穷大(∞)秒/25μm。这里，所谓液体石蜡透过时间，是指在将液体石蜡滴加到薄膜表面，其沿厚度方向透过、填充孔而透明化时，测定从液体石蜡着落到薄膜表面的时刻开始，到薄膜完全透明化的时间，使用滴加部近旁的平均薄膜厚度，换算成每25μm厚度的值。因此，液体石蜡透过时间是薄膜的透过性的尺度之一，液体石蜡透过时间越短，对应于越优异的透过性，透过时间越长，对应于越差的透过性。这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的液体石蜡透过时间，可以通过下述条件来控制，所述条件为，在薄膜的聚丙烯中添加的β晶体成核剂的添加量、其制造工序中的浇铸工序中的熔融聚合物固化时的结晶化条件(金属转筒温度、金属转筒的周速度、获得的未拉伸薄片的厚度、与金属转筒的接触时间等)、拉伸工序中的拉伸条件(拉伸方向(纵向或横向)、拉伸方式(纵向或横向的单轴拉伸、纵-横或横-纵顺次双轴拉伸、同时双轴拉伸、双轴拉伸后的再拉伸等)、拉伸倍率、拉伸速度、拉伸温度等)等。在形成透过性高的微孔性薄膜的情况下，如果这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的液体石蜡透过时间低于上述范围，则在制膜工序、和其后的二次加工工序中，有时操作性差，如果液体石蜡透过时间超过上述范围，则有时透过性能不充分，比重也变高。液体石蜡透过时间更优选为1～30秒/25μm，最优选为1.5～9秒/25μm。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜的纵向的杨氏模量都优选为0.1GPa以上。如果纵向的杨氏模量低于上述范围，则在制膜工序和其后的二次加工工序中，有时操作性差。纵向的杨氏模量，可以由薄膜的聚丙烯的结晶性(对应于II等)、所获得的微孔性薄膜的比重(孔隙率)、薄膜的I(MD)/I(TD)等来控制。纵向的杨氏模量更优选为0.3GPa以上，进一步优选为0.39GPa以上。另外，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的纵向的杨氏模量越大，上述的操作性越优异，虽没有设定上限，但是如果其太过高，则有时孔隙率下降，透过性能差，因此例如优选为1.2GPa以下。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜的纵向的断裂强度，都优选为40MPa以上。如果25℃下的纵向的断裂强度小于上述范围，则在制膜工序、其后的二次加工工序中，有时操作性差。断裂强度，通过薄膜的聚丙烯的结晶性(对应于II等)、获得的微孔性薄膜的比重(孔隙率)、薄膜的I(MD)/I(TD)等来控制。断裂强度更优选为50MPa以上，进一步优选为55MPa以上。另外，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的纵向的断裂强度越大，上述的操作性越优异，虽然没有设定上限，但是如果其过高，则有时孔隙率下降，透过性能差，因此例如优选为150MPa以下。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜的热尺寸稳定性，即使采取比较低温的拉伸条件，也优选将热收缩率抑制为很低。具体地讲，例如这些发明的微孔性聚丙烯薄膜在105℃下的纵向的热收缩率优选为5％以下。如果在105℃的纵向的热收缩率超过上述范围，则在二次加工工序中，有时薄膜的收缩变大，引发起皱、卷曲等的工序不良。在105℃的纵向的热收缩率，可以通过薄膜的聚丙烯的结晶性(对应于II等)、拉伸条件(拉伸倍率、拉伸温度等)、拉伸后的热固定条件(热固定时的松弛率、温度等)等来控制。在105℃的纵向的热收缩率，更优选为4.5％以下。另外，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜在105℃的纵向的热收缩率越低，越具有能够控制上述的工序不良的倾向，对下限没有限定，但是为了将其控制为很低，有必要将拉伸后的热固定温度某种程度地提高到稍低于薄膜的聚丙烯的熔点的温度，由于有时孔闭塞、比重变大，透过性能恶化，因此例如优选为0％以上。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜的静摩擦系数(μs)优选为0.2～2的范围。这里，薄膜的静摩擦系数，通过将薄膜的两面重合，采用在下述测定方法的详细说明中记载的方法测定。当μs小于上述范围时，在卷取薄膜时，有时薄膜过滑，产生卷取偏移，不能卷取成超长薄膜。如果μs超过上述范围，则在卷取薄膜时，润滑性差，卷取后的薄膜发生皱褶等。μs更优选为0.3～1.5。

第1、第2和第3发明共通，微孔性聚丙烯薄膜，都优选为双轴取向。通过使薄膜为双轴取向，可以促进利用β晶体法形成孔。进而，通过双轴取向，可以形成具有透过性的微孔性薄膜，特别是在纵·横逐次双轴拉伸的情况下，通过沿纵向低温、且高倍率地拉伸，可以形成具有高透过性的微孔性薄膜。

第1、第2和第3发明共通，在微孔性聚丙烯薄膜的制造中，都使用各种制膜法，但是为了以高水平实现以高生产率制造低比重(高孔隙率)、高透过性的微孔性薄膜这一这些发明的目的，使用纵-横顺次双轴拉伸法是重要的。另外，与其他制造方法比较，纵-横顺次双轴拉伸法，从装置的扩张性等的观点出发是优选的。以下示出使用了纵-横逐次双轴拉伸法的这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的制造方法的一例。

作为第1发明的微孔性聚丙烯薄膜的制造方法，例如准备下述聚丙烯：含有特劳顿比为30以上的聚丙烯、并具有β晶体活性的聚丙烯，或可以形成未拉伸薄片的聚丙烯的特劳顿比为6以上、并具有β晶体活性的形态的聚丙烯，或含有具有长支化链的聚丙烯、并具有β晶体活性的聚丙烯。

作为第2发明的微孔性聚丙烯薄膜的制造方法，例如，准备下述聚丙烯：含有满足下式(1)的聚丙烯、并具有β晶体活性的聚丙烯，或者满足下式(2)、并具有β晶体活性的聚丙烯。

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82  (1)

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6    (2)

作为第3发明的微孔性聚丙烯薄膜的制造方法，例如准备下述聚丙烯：含有特劳顿比为30以上的聚丙烯、并具有β晶体活性的聚丙烯，或可以形成未拉伸薄片的聚丙烯的特劳顿比为6以上、并具有β晶体活性的形态的聚丙烯，或含有具有长支化链的聚丙烯、并具有β晶体活性的聚丙烯，或含有满足下式(1)的聚丙烯、并具有β晶体活性的聚丙烯，或者满足下式(2)、并具有β晶体活性的聚丙烯。

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82  (1)

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6    (2)

另外，下面记述第1、第2和第3发明共通的制造方法的形态。

将准备好的聚丙烯供给到挤出机中，在200～320℃的温度下熔融，经过过滤器后，从狭缝状口模中挤出，浇铸到冷却用金属转筒上，使其冷却固化成薄片状，形成未拉伸薄片。此时，也可以在准备好的聚丙烯中适宜添加聚丙烯以外的其他聚合物。

这里，为了使未拉伸薄片生成大量β晶体，优选熔融挤出温度低，当如果熔融挤出温度低于上述范围，则有时从口模排出的熔融聚合物中产生未熔融物，成为在其后的拉伸工序中诱发破裂等的工序不良的原因，如果超过上述范围，则有时聚丙烯的热分解变得激烈，获得的微孔性薄膜的薄膜特性，例如杨氏模量、断裂强度等差。

另外，冷却用金属转筒(浇铸转筒)的温度规定为60～130℃，为了使薄膜适度在缓冷条件下结晶化，生成大量并且均匀的β晶体，在拉伸后形成低比重、高透过性的微孔性薄膜，优选冷却用金属转筒的温度高。如果冷却用转筒的温度低于上述范围，则有时获得的未拉伸薄片的β晶体分率下降，如果超过上述范围，则有时薄片在转筒上的固化变得不充分，薄片从转筒上的均匀剥离变得困难。另外，冷却用转筒的温度在上述的温度范围中越接近上限，所获得的微孔性薄膜的透过性越高，越接近下限，透过性越有降低的倾向，可以推断这是由于透过性依赖于各自得到的未拉伸薄片中的β晶体量。这里，未拉伸薄片中的β晶体量，对应于由以未拉伸薄片作为样品，使用DSC获得的第一轮的量热曲线获得的β晶体分率。在形成透过性高的微孔性薄膜的情况下，浇铸转筒的温度优选为100～125℃。

此时，未拉伸薄片接触转筒的时间(以下有时简单称作与转筒的接触时间)，优选为6～60秒。这里，所谓与转筒的接触时间，意味着：在上述浇铸工序中，将熔融聚合物最初着落到转筒上的时刻作为开始时间(＝0秒)，直到未拉伸薄片从转筒上剥离的时刻为止所需的时间。另外，在浇铸工序由多个转筒构成的情况下，未拉伸薄片与这些转筒的接触时间的总和，是与金属转筒的接触时间。当与金属转筒的接触时间低于上述范围时，在上述剥离时刻，未拉伸薄片粘附，或未拉伸薄片中生成的β晶体少(未拉伸薄片的β晶体分率低)，因此有时双轴拉伸后的薄膜的比重变得至必要值以上(孔隙率过度地变低)。当与金属转筒的接触时间超过上述范围时，虽然也取决于金属转筒的大小，但有时金属转筒的周速度过度变低，生产率显著恶化。与金属转筒的接触时间，更优选为7～45秒，进一步优选为8～40秒。

另外，作为向冷却转筒粘附的方法，可以使用静电施加(pinning法)、利用水的表面张力的粘附方法、气刀法、压辊法、水中浇铸法等中的任意方法，但是作为获得这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的方法，优选使用厚度控制性良好、可通过所吹送空气的温度来控制冷却速度的气刀法、静电施加法。此处，在气刀法中，空气从非转筒面吹送，该空气的温度优选为10～200℃，通过控制表面的冷却速度，有时可以控制表面β晶体量，进而可以控制表面开孔率，即，可以控制所获得的微孔性薄膜的透过性。

另外，在制成为在该微孔性聚丙烯薄膜的至少1面上共挤出层合第2、第3层而成的层合体的情况下，除了上述聚丙烯之外，还可以根据需要，准备各种所期望的树脂，将这些树脂供给到各自的挤出机中，在所期望的温度下使其熔融，经过过滤器后，在短管或口模内使其合流，按照作为目标的各自的层合厚度由缝状口模挤出，浇铸到冷却用转筒上，使其冷却固化成薄片状，制成未拉伸层合薄片。

接着，采用公知的通用的纵-横逐次双轴拉伸法对获得的未拉伸(层合)薄片进行双轴拉伸。首先，将未拉伸薄膜通至保持在规定温度的辊进行预热，接着将该薄膜保持在规定温度，通至设置有回转速度差的辊间，沿纵向拉伸，立即冷却。

这里，为了制造具有低比重、高透过性等特征的这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，纵向(＝纵向)的拉伸倍率是重要的。在用通常的纵-横逐次双轴拉伸法制造微孔性聚丙烯薄膜时，纵向的有效拉伸倍率在3～4.5倍的范围，如果超过5倍，则难以稳定地制膜，在横向拉伸中薄膜破坏，与此相对，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，在获得更低比重、高透过性的微孔性薄膜的情况下，优选使纵向的有效拉伸倍率为5～10倍。如果纵向的有效拉伸倍率低于上述范围，则有时所获得的微孔性薄膜的比重变大，透过性差，因为倍率低，所以即使为同样的浇铸速度，也有制膜速度(＝线速度)变慢，生产率差的情况。如果纵向的有效拉伸倍率超过上述范围，则有时在纵向拉伸或横向拉伸中零星发生膜破裂，制膜性恶化。纵向的有效拉伸倍率，更优选为5～9倍，进一步优选为5～8倍。此时，将纵向拉伸分为至少2个阶段以上来进行时，从低比重化、提高透过性能、抑制表面缺陷等的观点出发，有时是优选的。纵向拉伸温度，从稳定制膜性、厚度不均匀的抑制、目标比重或透过性等观点考虑，适宜选定最佳的温度条件即可，优选为80～140℃。另外，纵向在纵向拉伸后的冷却过程中，从纵向的尺寸稳定性的观点考虑，优选在不使薄膜的厚度均匀性和透过性恶化的程度下沿纵向给予松弛。进而，可以在纵向拉伸后的薄膜上通过挤出层合和涂布等来适当设置所期望的树脂层。

接着，将该纵向拉伸薄膜导入拉幅式拉伸机，各自在规定温度下预热，沿横向拉伸。这里，横向的有效拉伸倍率优选为12倍以下。如果横向的有效拉伸倍率超过12倍，则有时制膜性恶化。横向拉伸温度，从稳定制膜性、厚度均匀性、目标比重或透过性等的观点考虑，适宜选定最佳的温度条件即可，优选为100～150℃。

沿横向进行拉伸之后，从获得的微孔性薄膜的尺寸稳定性提高等的观点出发，进而一边在横向上给予1％以上的松弛，一边在100～180℃下进行热固定，冷却。此外，根据需要，在空气或氮气或二氧化碳气与氮气的混合气氛中，对薄膜的至少1面实施电晕放电处理。接着，通过卷取该薄膜，获得这些发明的微孔性聚丙烯薄膜。

这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，与用现有的β晶体法获得的微孔性聚丙烯薄膜比较，拉伸时的破裂少，制膜性优异。此外，即使例如沿纵向在低温、且高倍率地拉伸，也可以在横向拉伸中不破裂地进行制膜，与现有的β晶体法比较，可以降低线速度，生产率优异。另外，通过沿纵向高倍率地拉伸，与现有的β晶体法比较，可以降低比重，也可以显著提高透过性。

接着，有效利用了在第1、第2和第3发明中共通的这些特征的这些发明的微孔性聚丙烯薄膜的应用例例示如下，但是这些发明并不限于下述例示。

(1)热敏接收纸用薄膜

第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，通过致密且均匀地形成微细孔也能够将比重控制得极低，因此在用作热敏接收纸用材料的情况下，与包括具有孤立空隙的薄膜在内的现有的含有空隙或孔的薄膜比较，可以赋予优异的隐蔽性，制成接收纸时的美观性优异。另外，利用这种孔结构，可以实现优异的缓冲性(也称缓和性)和绝热性，因此作为接收纸的场合的灵敏度高，可以鲜明地印制图像，特别是可以鲜明地表现肤色等自然色。通过在表层层合具有孔的表皮层，可以进一步提高灵敏度。另外，通过提高该表皮层的结晶性，可以提高表层的耐热性。进而，通过控制表皮层的树脂组成、表面状态(表面粗糙度、化学亲合和性)，可以提高与接收层、锚固涂层等被粘合层的粘合性。如上所述，通过控制层构成，也可以实现进一步的高功能化·高性能化。

由以上可知，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，通过在表层涂布接收层，并与纸等基体材料适当层合，可优选用作为非常适合作为升华型热敏接收纸的热敏接收纸用薄膜。

(2)透湿防水材料用薄膜

第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，与现有的β晶体法比较，格外地提高透过性能，由此透湿性优异，与此同时，通过具有微细的孔径、锐利的孔径分布，使得防水性优异，因此透湿防水性极其优异。另外，由于强度、耐水压也高，因此可靠性也优异，由于尺寸稳定性优异，因此缝制、层合等加工时的操作性也优异。而且，可以廉价地制造这样的优异的透湿防水薄膜。

由以上可知，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，优选用作为创伤被覆材料等的医疗用透湿防水材料、衣服用等的透湿防水布、尿布用和生理卫生用品用等的吸收性物品等的透湿防水材料用薄膜。

(3)电池用和电解电容器用等的隔膜

第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，主要由聚丙烯构成，因此在用作为电池用和电解电容器用等的隔膜的情况下，电绝缘性和耐电解液特性优异。另外，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，还可以双轴取向，因此，与通过例如萃取法、层合拉伸法、现有的β晶体法、无机粒子法获得的单轴取向或无取向的微孔性薄膜比较，还可以赋予优异的抗拉强度、抗刺强度。而且，与现有的β晶体法比较，可以在保持微细孔径、锐利的孔径分布的同时，格外地提高透过性，其透过性能与由上述萃取法、层合拉伸法获得的微孔性薄膜相等或比其更高，因此，例如在用作为电池用隔膜的情况下，在为相同厚度时，与现有的微孔性薄膜比较，可以降低电阻(ER)。另外，由于具有优异的抗拉强度、抗刺强度，所以可以一边保持ER一边将隔膜本身减薄。此外，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，其比重极低(孔隙率大)，因此，例如在用作为电池用隔膜的情况下，可以提高电解液的保液性，可以提高电池容量。另外，由于其优异的透过性能，因此与现有的微孔性薄膜比较，在电池组装工序中，可以缩短电解液的渗透所需的时间，与此同时，具有优异的抗拉强度、抗刺强度，薄膜没有伸长·褶皱·破裂等，操作性优异，因此电池组装性优异。另外，该电解液的渗透性，通过进行使各种表面活性剂等浸透的各种亲水化处理，可以进一步得到提高，可以进一步提高电池组装性。

由以上可知，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，优选用作为隔膜。

(4)分离膜(过滤器)

第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，具有微细的孔径、锐利的孔径分布，并且如上所述透过性能极为优异，因此在用作为分离膜(过滤器)的情况下，可以将压力损失抑制为很低，因此可以在由现有的β晶体法获得的薄膜压力损失过高、难以开展应用的分离膜(过滤器)用途中开展应用。另外，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜也可以双轴取向，因此与通过例如萃取法、层合拉伸法、现有的β晶体法、无机粒子法获得的单轴取向或无取向的微孔性薄膜比较，在相同的比重下也可以提高抗拉强度和抗刺强度，长期使用时的可靠性(长期耐用性)优异。此外，通过添加各种表面活性剂等的操作等，可以根据被分离体的性质来控制所获得的微孔性薄膜的亲水性，还可以提高用作为分离膜(过滤器)的场合的被分离体的浸透性和透过性。

由以上可知，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，优选用作为各种分离膜(过滤器)。

(5)反射板

第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，可以致密且均匀地形成微细的孔，因此隐蔽性、光反射特性优异。另外，如下所述，通过二次加工，可以进一步提高反射特性。此外，通过添加或涂布各种光稳定剂、耐气候剂等，还可以赋予长期使用时的可靠性(长期耐用性)。

由以上可知，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，优选用作为反射板。

另外，第1、第2和第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，通过涂布等的二次加工，可以使其空孔内担载各种功能物质，由此也可以赋予新的功能。例如，通过在孔内壁被覆高折射率物质而制成进一步提高了光反射特性的反射板；通过使之担载芳香物质而制成芳香剂薄膜；通过在孔内壁被覆导电性物质，并使这些导电性物质在厚度方向连续，从而制成在厚度方向具有导电性，但在薄膜面内方向不具有导电性的各向异性导电性薄膜；还可制成在孔内担载有药剂等的缓释性薄膜；等等，除了这些以外还能在其他各种用途中开展应用。

而且，这些发明的微孔性聚丙烯薄膜，可以使用现有的熔融制膜法连续制膜，并且与现有的β晶体法比较，可以提高生产率，因此与萃取法、层合法比较，可以非常廉价地制造具有与上述的萃取法、层合法同等或在其以上的特性(比重、透过性能等)的高功能微孔性薄膜。

由以上可知，本发明的微孔性聚丙烯薄膜，可以优选用作为包装用途、工业用途等。

[特性值的测定法]

对第1、第2和第3发明中共同使用的术语和测定法进行如下概括说明。

(1)特劳顿比

采用流入压力损失法，按照Cogswell的理论(Polymer EngineeringScience，12，64～73页(1972))，在以下的条件下进行测定。另外，在(株)東レリサ一チセンタ一进行测定。

·装置：双头毛细管流变仪RH-2200型(Rosand制)

·温度：230℃

·毛细管尺寸：口模/φ1.0mm×16mm

锐孔/φ1.0mm×0.25mm

·剪切速度：10s^-1附近～1800s^-1附近

·拉伸应变速度：2s^-1附近～180s^-1

将各样品(碎片形状的原料保持原样；薄膜形状物根据需要进行萃取处理后切成必要量的5mm见方以下的尺寸来使用)在230℃装载·填充到装置中，保持3分钟。进而再进行填充，保持3分钟后，开始测定。

按照Cogswell的理论，流入时在毛细管入口处产生的压力损失(ΔP_ent)，可用剪切粘度和拉伸粘度表示为下式。

$\mathrm{\Δ}{P}_{\mathrm{ent}}=\frac{4\sqrt{2}}{3(n+1)}{\mathrm{\γ}}_a{\left({\mathrm{\η}}_S{\mathrm{\η}}_E\right)}^{1/2}$

此处，η_E：拉伸粘度，η_s：剪切粘度，γ_a：剪切速度。

另外，n为幂律法则(σ_s＝kγ_a ⁿ，σ_s：剪切应力)中的流动指数。

在双毛细管流变仪中，用2根长度不同的毛细管同时进行测定，由此根据各毛细管的压力损失，使用Bagley曲线图，可以求出毛细管入口处产生的压力损失(ΔP_ent)。即，可以同时求出某个剪切速度下的剪切粘度和ΔP_ent，因此可以由下式求出拉伸粘度η_E。

${\mathrm{\η}}_E=\frac{9{(n+1)}^2}{32{\mathrm{\η}}_S}{\left(\frac{\mathrm{\Δ}{P}_{\mathrm{ent}}}{{\mathrm{\γ}}_a}\right)}^2$

$\mathrm{\ϵ}=\frac{4{\mathrm{\η}}_S{{\mathrm{\γ}}_a}^2}{3(n+1)\mathrm{\Δ}{P}_{\mathrm{ent}}}$

此处，ε为拉伸应力。

另外，剪切速度通过Rabinovitsch校正，使用装置附属的计算机，换算为毛细管壁面的实际值。另外，Bagley曲线图、Rabinovitsch校正的详细情况，可以参考例如JIS K 7199(1991)、8.2；日本流变学学会编、“讲座.流变学”、高分子刊行会(1993)、68页等。

获得的拉伸粘度-拉伸应变速度曲线、剪切粘度-剪切速度曲线分别作为指数函数近似，使用这些函数，求出在应变速度60s^-1下的η_E(60)、η_s(60)。由此，由下式计算出在应变速度60s^-1下的特劳顿比(Trouton Ratio；相同应变速度下的η_E与η_s之比)。

$\mathrm{Trouton\; Ratio}=\frac{{\mathrm{\η}}_{E\left(60\right)}}{{\mathrm{\η}}_{S\left(60\right)}}$

对同样的样品进行5次同样的测定，将获得的特劳顿比的平均值作为该样品的特劳顿比。

(2)β晶体活性的确认

使用Seiko Instruments制的热分析装置RDC220型，按JIS K 7122(1987)进行测定。将重量为4.5～5.5mg的薄膜封闭装填在铝盘中，安装到该装置中，在氮气氛下，以10℃/分钟的速度从30℃升温至280℃，升温结束后，在280℃待机5分钟，接着，以10℃/分钟的速度冷却至30℃，冷却结束后，在30℃待机5分钟，然后，再次以10℃/分钟的速度升温至280℃，在此时获得的量热曲线(图1的符号1)中，可以观测到在140℃以上、小于160℃处有顶点的β晶体熔融所伴有的吸热峰(图2的符号2)的场合，判定为该薄膜具有β晶体活性。另外，此处所述的吸热峰是指熔融热为10mJ/mg以上的峰。有时将在最初的升温中获得的量热曲线称作第一轮量热曲线，将在第2次升温中获得的量热曲线称作第二轮量热曲线。另外，熔融热是伴随着升温，量热曲线从基线向吸热一侧移动，接着，直到返回到基线的位置为止的基线和量热曲线包围的面积，从熔融开始温度位置在基线上向高温一侧画直线直至量热曲线的交点、用计算机处理该面积而求出。另外，根据图2，符号2所示的是β晶体熔融所伴有的吸热峰的熔融热，符号3所示的是β晶体以外的晶体的熔融所伴有的吸热峰的熔融热。确认原料聚丙烯碎片的β晶体活性的场合也与上述同样进行即可。在表中，具有β晶体活性记做Yes，不具有β晶体活性记做No。

(3)比重、孔隙率

薄膜的比重，使用ミラ一ジユ贸易(株)制的高精度电子比重计(SD-120L)，按JIS K 7112(1999)的A法(水中置换法；pycnometer andhydrostatic method)，在23℃，65％RH的条件下对切成30×40mm尺寸的样品进行测定。对于同样的样品进行5次同样的测定，将所获得的比重的平均值作为该样品的比重(d1)。

将该样品用0.5mm厚度的铝板夹持，在280℃进行热压制，使之熔解·压缩，然后将获得的薄片随铝板浸渍在30℃的水中急冷。对获得的薄片用与上述同样的方法，对相同样品进行同样的5次测定，获得的比重的平均值作为样品制备后的比重(d0)。由获得的d1和d0，使用下式求出薄膜的孔隙率(单位：％)。

孔隙率(％)＝{1-d1/d0}×100

(4)熔融张力(MS)

使用依据JIS K7199(1999)标准的装置，在以下条件下进行测定。另外，在(株)TOSOH分析中心进行测定。

·装置：带有熔融张力测定器的毛细管流变仪(Capirograph)1BPMD-i((株)东洋精机制)

·温度：230℃(使用保温腔)

·模头：L＝8(mm)、D＝2.095(mm)

·挤出速度：20mm/分钟

·牵引速度：15.7m/分钟

·样品重量：15～20g

将各样品(碎片形状的原料保持原样；薄膜形状物根据需要进行萃取处理后切成必要量的5mm见方以下的大小来使用)在230℃填充到装置中，以50mm/分钟预压入恒定位置(毛细管流变仪上的显示为25cm的位置)，在该位置预热。在填充样品后的6分钟后，依据上述条件开始挤出聚合物、牵引线料。牵引时的张力，可以通过中途滑轮用压力计测定。从填充样品后的10分钟后开始采集数据，采集在填充后的12～16分钟期间测定的张力的平均值(单位：cN)。另外，获得的数据的解析使用附属的软件(毛细管流变仪用系统程序)进行。对相同的样品进行同样的5次测定，将获得的MS的平均值作为该样品的MS。

(5)熔体流动速率(MFR)

按照JIS K7210(1999)，在条件M(230℃，2.16kgf(21.18N)下进行测定(单位：g/10分钟)。对相同的样品进行同样的5次测定，将获得的MFR的平均值作为该样品的MFR。

(6)利用广角X射线衍射法进行的I(MD)/I(TD)的评价和β晶体活性的确认

[I(MD)/I(TD)的评价]

根据广角X射线衍射法(X射线衍射法)，对在2θ＝43°附近观测到的(-113)晶面的衍射峰，在下述测定条件下测定圆周方向(方位角(β)方向)的强度分布。

·样品：将薄膜使方向一致、厚度为1mm左右地重合，切割，供测定用。

·X射线发生装置：理学电机(株)制造的4036A2(管球型)

·X射线源：CuKα射线(使用Ni滤波器)

·功率：40kV，20mA

·光学系统：理学电机(株)制针孔光学系统(φ2mm)

·测角计：理学电机(株)制

·狭缝系统：φ2mm(上述)-1°-1°

·检测器：闪烁计数器

·计数记录装置：理学电气(株)制造的RAD-C型

·测定方法：透射法

·2θ/θ扫描：步进扫描，2θ范围为10～55°，步长为0.05°，累计时间2秒

·方位角(β)扫描：2θ≈43°(固定)、步进扫描、β测定范围为0～360°、步长为0.5°、累计时间2秒

关于2θ/θ扫描、方位角(β)扫描的装置和样品的几何配置的简单说明，分别示于图3、4。图3是模式地表示采取2θ/θ扫描X射线衍射图时的样品、装置的配置的图。相对于样品4的薄膜表面的法线5，相对于入射X射线6只倾斜θ(°)，在X衍射线7的前方设置有狭缝(没有图示)，而且存在X射线计测用的闪烁计数器(没有图示)，闪烁计数器按照仅倾斜2θ(°)那样配置。虽没有图示，但从X射线源通过Ni滤波器、针孔准直器、狭缝，获得入射X射线6。为了调整闪烁计数器与样品的角度而存在作为可以旋转的轴的测角计轴8。在β方向扫描中，样品平行于该薄膜表面，即，沿着与法线5正交的旋转平面9，在下述条件下旋转。

在图4中，模式地表示从薄膜面法线方向(图3的符号5)的观测点(图3的符号10)观测图3的样品时的样品的几何配置。β是测角计轴8与样品的纵向12形成的角度。另外，在这些图中，为了方便起见，在纵向描绘得很长，但成为基准的方向是清楚的，如下所述，如果测定中的X射线的照射部分11是恒定的，则与纵、横向的样品的尺寸没有关系。另外，为了评价薄膜面内的晶体链的取向分布，按照使薄膜表面与β方向的旋转平面9、测角计轴8平行的方式装载样品。

这里，2θ＝43°附近的(-113)晶面的衍射峰，含有分子链轴向的成分。因此，β＝0，180°的X射线强度峰，对应于在薄膜面内的晶体链中沿横向取向的成分，β＝90，270°的X射线强度峰，对应于沿纵向取向的晶体链成分。即，在β＝0，180°的峰的积分强度相对于β＝90，270°的峰的积分强度，充分高的场合，对应于晶体链主要横向取向。

首先，将β固定为0°或90°，在上述条件下进行2θ/θ扫描。接着，将样品和计数器的位置固定在成为2θ＝43°附近的峰的顶点的θ、2θ处。接着，将样品沿β方向在上述条件下扫描，获得目标的X射线强度分布。此时，随着β的不同，X射线从样品射出，为了使表观强度不会改变，在任意的β下，X射线的照射部分都为恒定是必要的。图5是在后述的实施例中获得的β方向的强度分布图的例子。另外，图6是在后述的比较例中获得的强度分布图的例子。

使用获得的β方向分布图，用下述方法求出纵向的积分强度(I(MD))、横向的积分强度(I(TD))。

i：在0～360°的β的范围内，画出通过最低强度的基线(图5、6的符号13)。

ii：分别在下述β的范围内，以基线与X射线强度曲线围成的部分的面积的形式，算出积分强度I(MD)、I(TD)。另外，在图5、6中，与I(MD)、I(TD)相当的分别是符号14、符号15。

I(MD)：45≤β≤135°、I(TD)：135≤β≤225°

由此，算出I(MD)/I(TD)，将获得的值作为薄膜面内的晶体链的取向平衡的尺度。

[β晶体活性的确认]

在上述(2)或下述(12)中，存在在140～160℃处具有顶点的熔融峰，但不明确是否起因于β晶体的熔融的场合，可以根据下述内容判定具有β晶体活性，所述内容为，在140～160℃处存在熔融峰的顶点；对于在下述条件下制备的样品，经上述2θ/θ扫描获得的衍射分布图的各衍射峰强度算出的K值为0.3以上。

下面示出样品制备条件、广角X射线衍射法的测定条件。

·样品：使薄膜的方向一致，使热压制备后的样品厚度为1mm左右地进行叠合。将该样品用0.5mm厚度的2片铝板夹持，在280℃热压，使之熔融·压缩，使聚合物链大致无取向。刚刚将获得的薄片随铝板取出就立即在100℃沸水中浸渍5分钟，使其结晶化。然后在25℃的气氛下冷却，将获得的薄片切割，得到样品，将样品供测定用。

·广角X射线衍射方法测定条件：依据上述条件，通过2θ/θ扫描来获得X射线衍射分布图。

这里，K值，可以由在2θ＝16°附近观测到的起因于β晶体的(300)晶面的衍射峰强度(记做Hβ₁)和在2θ＝14、17、19°附近分别观测到的起因于α晶体的(110)、(040)、(130)晶面的衍射峰强度(分别记做Hα₁、Hα₂、Hα₃)，利用下述的数学式算出。K值是表示β晶体分率的经验值，关于各衍射峰强度的计算方法等的K值的详细情况，可以参考A.TurnerJones等著的Makromolekulare Chemie，75，134-158页(1964)。

K＝Hβ₁/{Hβ₁+(Hα₁+Hα₂+Hα₃)}

另外，聚丙烯的晶型(α晶体、β晶体)的结构、所获得的广角X射线衍射分布图等，可以参考例如包括エドワ一ド·P·ム一ア·Jr.著的“ポリプロピレンハンドブツク”，工业调查会(1998)，p.135-163；田所宏行著的，“高分子的构造”，化学同人(1976)，p.393；A.Turner Jones等著的“Makromolekulare Chemie”，75，p.134-158及其中所列举的参考文献等在内的许多报告。

(7)Gurley透气度

依据JIS P8117(1998)，在23℃、65％RH下测定(单位：秒/100ml)。对同样的样品进行同样的5次测定，将获得的Gurley透气度的平均值作为该样品的Gurley透气度。此时，对于Gurley透气度的平均值大于1000秒/100ml的样品，判定为实质上不具有透气性，记做无穷大(∞)秒/100ml。

(8)熔融结晶温度(Tmc)

使用Seiko Instruments制造的热分析装置RDC220型，按JIS K 7122(1987)进行测定。将重量为5mg的薄膜封入装填到铝盘中，放置在该装置中，在氮气氛下，以10℃/分钟的速度从30℃升温至280℃，升温结束后，在280℃下待机5分钟，接着，以10℃/分钟的速度冷却至30℃，在此时获得的量热曲线中，使用该公司制的热分析系统SSC5200的内置程序，求出与从熔融状态开始的结晶化相伴的散热峰的顶点，记做熔融结晶温度(Tmc)(单位：℃)。对同样的样品进行同样的5次测定，将获得的Tmc的平均值作为该样品的Tmc。

(9)全同立构五单元组分数(mmmm)

用60℃的正庚烷对薄膜的聚丙烯萃取2小时，除去聚丙烯中的杂质及添加物，然后，在130℃下真空干燥2小时以上，将其作为样品。将该样品溶解在溶剂中，用¹³C-NMR，在以下条件下求出全同立构五单元组分数(mmmm)(单位：％)。

[测定条件]

·装置：Bruker公司制造的DRX-500

·测定核：¹³C核(共振频率：125.8MHz)

·测定浓度：10重量％

·溶剂：苯∶重邻二氯苯＝1∶3混合溶液(体积比)

·测定温度：130℃

·自旋转速：12Hz

·NMR样品管：5mm管

·脉冲宽度：45°(4.5μs)

·脉冲重复时间：10秒

·数据点：64K

·累计次数：10000次

·测定模式：全解耦(complete decoupling)

解析条件

将LB(线扩展因子)设定为1，进行傅立叶变换，使mmmm峰为21.86ppm。使用WINFIT软件(Bruker公司制造)进行峰分割。此时，按如下方式从高磁场侧的峰进行峰分割，进而进行软件的自动拟合，对峰分割进行优化，然后将mmmm和ss(mmmm的自旋边频带峰)的峰分率的合计作为全同立构五单元组分数(mmmm)。

(1)mrrm

(2)(3)rrrm(作为两个峰进行分割)

(4)rrrr

(5)mrmm+rmrr

(6)mmrr

(7)mmmr

(8)ss(mmmm的自旋边频带峰)

(9)mmmm

(10)rmmr

对同样的样品进行5次同样的测定，将获得的全同立构五单元组分数的平均值作为该样品的全同立构五单元组分数。

(10)特性粘度([η])

使用三井东压化学(株)生产的奥斯特瓦尔德粘度计测定溶解于135℃的萘满中的样品(单位：dl/dg)。对同一样品进行同样的5次测定，将获得的特性粘度的平均值作为该样品的特性粘度。

(11)全同立构指数(II)

将薄膜的聚丙烯用60℃的温度的正庚烷萃取2小时，除去聚丙烯中的杂质和添加物。然后在130℃下真空干燥2小时。从其中称取重量W(mg)的试样，放入索氏萃取器中，在沸腾正庚烷中萃取12小时。接着，将该试样取出，用丙酮充分洗涤后，在130℃下真空干燥6小时，然后冷却至常温，测定重量W′(mg)，按照下式求出全同立构指数(II)。

II(％)＝(W′/W)×100(％)

对同样的样品进行5次同样的测定，将获得的II的平均值作为该样品的II。

(12)β晶体分率

由下述熔融热，使用下式求出β晶体分率，所述熔融热是：在与上述(2)同样获得的第二轮量热曲线(例如图1的符号1)中，由在140℃以上、小于160℃处观测到顶点的β晶体的熔融所伴有的1根以上的吸热峰算出的熔融热(ΔHβ；例如图2的符号2)，和由在160℃以上处观测到顶点的来源于β晶体以外的聚丙烯的晶体的熔融所伴有的吸热峰算出的熔融热(ΔHα；例如图2的符号3)。此时，在ΔHβ的熔融峰和ΔHα的熔融峰之间，有时会观测到微少的散热或吸热峰，但该峰可以删除。

β晶体分率＝{ΔHβ/(ΔHβ+ΔHα)}×100

对同样的样品进行5次同样的测定，获得的β晶体分率的平均值作为该样品的β晶体分率(单位：％)。另外，对根据各种浇铸条件制造出的未拉伸片进行测定的场合等、评价因工序条件不同而引起的β晶体分率的不同的场合，除了使用第1轮量热曲线之外，用与上述同样的条件进行测定即可。

(13)β晶体成核剂的分散状态的确认

使用具备加热装置的光学显微镜，将样品(碎片形状的原料保持原样；薄膜·薄片形状物被切成10mm见方来使用)载置在松浪硝子(株)制的盖玻片(18×18mm、No.1)上，在200℃加热、使之熔融。熔融后，原样地直接覆盖另一个片盖玻片，压缩，形成厚度0.03mm的熔融体。对样品的任意的5个部位用400倍的倍率改变焦点深度，观察厚度方向的全部的成核剂的分散状态，对观察到的全部成核剂测定长径和短径，算出其比值(＝长径/短径)的平均值。用同样的样品进行5次相同的测定，将获得的长径与短径的比的平均值作为该样品的长径与短径的比值。第1、第2和第3发明共通，都将该长径与短径的比为10以上的样品定义为成核剂分散为针状。

(14)粒子的平均粒径

将使用离心沉降法(使用堀场制作所制造的CAPA500)测定的体积平均粒径作为平均粒径(μm)。

(15)微孔性薄膜的截面结构的观察

采用冷冻显微切片法，在-100℃下获取微孔性薄膜的横向-厚度方向截面。在所获得的微孔性薄膜的截面上涂覆Pt后，在下述条件下用扫描型电子显微镜(SEM)观察截面，并获取截面像。另外，由获得的截面像测定各层的厚度(μm)。另外，样品制备及截面观察在(株)东レリサ一チセンタ一进行。另外，观察倍率，根据需要在下述范围内改变设定。

·装置：(株)日立制作所制造的超高分辨率电解放射型扫描电子显微镜(UHR-FE-SEM)S-900H

·加速电压：2kV

·观察倍率：2000～20000倍

(16)润湿张力

使用甲酰胺和乙二醇单乙醚的混合液，基于JIS K 6768(1999)进行测定(单位：mN/m)。

(17)液体石蜡透过时间

使用シグマ アルドリツチ ジヤパン(株)制液体石蜡(SAJ1级、制品号24-0570-5)，将该液体石蜡、薄膜样品在23℃、65％RH下保持24小时后，将薄膜设置在水平面上，从样品上约20mm的高度处滴加约0.5g该液体石蜡。此时，测定从该液体石蜡落到薄膜面后到薄膜的初始滴加部分变得完全透明为止的时间T(秒)。进而，测定5点的滴加部分周边的厚度，算出平均厚度t(μm)，用下式求出换算为每25μm厚度的液体石蜡透过时间(单位：秒/25μm)。

液体石蜡透过时间(秒/25μm)＝T/t×25

对同一样品进行5次同样测定，将获得的液体石蜡透过时间的平均值作为该样品的液体石蜡透过时间。此时，对于液体石蜡透过时间的平均值超过60秒/25μm的样品，判定为实质上不具有透过性，记做无穷大(∞)秒/25μm。

(18)纵向的杨氏模量、纵向的断裂强度

依据JIS K7127(1999，试验片型号2)，使用(株)オリエンテツク制薄膜强伸度测定装置(AMF/RTA-100)，在25℃、65％RH进行测定。将样品切成纵向为15cm、横向为1cm的尺寸，在原始长度50mm、拉伸速度300mm/分钟下拉伸，测定杨氏模量(GPa)、断裂强度(单位：MPa)。对同样的样品进行5次同样的测定，将获得的杨氏模量、断裂强度的平均值作为该样品的杨氏模量、断裂强度。

(19)纵向的热收缩率

从薄膜上切下纵向260mm、横向10mm的样品，在原尺寸(L₀)200mm的位置做标记。在该样品的下端施加3g载荷，在105℃的热风循环烘箱中进行15分钟热处理，然后取出到室温中，测定样品上标记了的长度(L₁)。此时，由下式求出热收缩率(单位：％)。

热收缩率(％)＝100×(L₀-L₁)/L₀

对同样的样品进行5次同样的测定，将获得的热收缩率的平均值作为该样品的热收缩率。

(20)静摩擦系数μs

使用东洋精机(株)制滑动试验机。除了使湿度为65％RH以外，依据JIS K7125(1999)，在将薄膜的2个面记做A、B的情况下，从同一试样切下的2片薄膜中的1片的A面与另一片薄膜的B面重合，进行测定。对相同的试样，进行5次同样的测定，将获得的静摩擦系数的平均值作为该样品的静摩擦系数。

(21)双轴取向的判别

通过从以下所示的3个方向对薄膜照射X射线时获得的X射线衍射照片来判别薄膜的取向状态。

·Through入射：垂直入射到由膜的纵向(MD)和横向(TD)所形成的面

·End入射：垂直入射到由膜的横向和厚度方向所形成的面

·Edge入射：垂直入射到由膜的纵向和厚度方向所形成的面

另外，样品是按照使薄膜的方向一致，并使厚度为1mm左右那样叠合，切取，供测定用的。

X射线衍射照片是在以下条件下通过成像底片法进行测定的。

·X射线发生装置：理学电气(株)制造的4036A2型

·X射线源：CuKα射线(使用Ni滤波器)

·功率：40Kv，20mA

·狭缝系统：φ1mm针孔准直器

·成像底片：FUJIFILM BAS-SR

·摄影条件：相机半径(样品与成像底片之间的距离)40mm，曝光时间5分钟

此处，薄膜的无取向、单轴取向、双轴取向的区别，例如象松本喜代一等，“纤维学会志”，第26卷，第12号，1970年，p.537-549；松本喜代一著，“フイルムをつくる”、共立出版(1993)，p.67-86；岗村诚三等著，“高分子化学序论(第2版)”，化学同人(1981)，p.92-93等中所解释的那样，可按以下基准进行判定。

·无取向：在任何方向的X射线衍射照片上都得到实质上具有大致均等强度的德拜谢乐环

·纵向单轴取向：在End入射的X射线衍射照片上得到具有大致均等强度的德拜谢乐环

·双轴取向：在任何方向的X射线衍射照片上均可获得反映其取向的、衍射强度不均等的衍射像。

(22)薄膜厚度

使用指示表式厚度计(JIS B 7503(1997)，PEACOCK公司制造的UPRIGHT DIAL GAUGE(0.001×2mm)，No.25，测定头φ5mm平面型，125gf载荷)，在薄膜的长度向和宽度向上以10cm间隔测定10个点，将它们的平均值作为该样品的膜厚度(单位：μm)。

(23)有效拉伸倍率

在从缝状口模中挤出，浇铸在金属转筒上，冷却固化成为片状的未拉伸薄膜上，刻印长度为1cm见方的方格，并使各个边分别与薄膜的纵向、横向平行，然后，进行拉伸、卷取，在所获得的薄膜的纵向和横向上均测定十个方格的长度，将它们的平均值分别作为纵向、横向的有效拉伸倍率。

(24)制膜性

在以2m/分钟的浇铸速度进行5小时的制膜时，按以下基准进行判定。

·A：不产生破裂。

·B：发生破裂1次。

·C：发生破裂2次。

·D：发生破裂3次以上。

另外，破裂的次数按照以下基准来计数。即，如果在纵向拉伸工序或横向拉伸工序中发生破裂，则在该时刻计数为1次，一边在该工序之前快速切割薄膜并卷取，一边待机(在因某种原因而发生破裂之前的工序中很难待机的情况下，可以在其再前一个工序中待机)，在刚刚准备妥当后就发生破裂的工序中再次导入薄膜。例如，在横向拉伸工序中产生薄膜破裂的情况下，一边在纵向拉伸机-横向拉伸机(拉幅机)之间先切断薄膜，将纵向拉伸薄膜原样地直接卷取，一边形成待机状态，在除去拉幅机中的破裂膜，调整薄膜通过条件(温度、拉幅机口唇行走速度等)后，立即再次将薄膜导入拉幅机，然后横向拉伸，评价制膜性。另外，上述5小时的制膜时间，定义为包括该待机状态的时间。对于相同的水标进行5次同样的制膜试验，将获得的破裂次数的平均值记做破裂次数，用上述基准来判定制膜性。

实施例

基于实施例来说明第1、第2和第3发明。另外，为了获得所期望的厚度的薄膜，只要没有特别的说明，将聚合物的挤出量调节为规定值。另外，只要没有特别地说明，构成薄膜的聚丙烯的特劳顿比、熔融张力(MS)、熔体流动速率(MFR)、全同立构五单元组分数(mmmm)、全同立构指数(II)，是将薄膜作为样品进行测定的。叠层薄膜的特劳顿比、熔融张力(MS)、熔体流动速率(MFR)、全同立构五单元组分数(mmmm)、全同立构指数(II)，是对适用了各发明的构成芯层的聚丙烯测定的值。添加了聚丙烯以外的其他聚合物的薄膜的上述特性值，是对添加其他聚合物之前的聚丙烯测定的值。另外，关于薄膜的β晶体活性的判定、β晶体分率、比重、孔隙率、熔融结晶温度(Tmc)，无论是叠层薄膜，还是添加了其他聚合物的薄膜，都是对获得的薄膜全体进行测定的值。

首先，对第1发明进行说明。另外，实施例的薄膜、比较例的薄膜中可以采取的薄膜，基于上述测定法(21)，确认了全部为双轴取向。

(实施例101)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

聚丙烯：住友化学(株)制的聚丙烯WF836DG3(熔体流动速率(MFR)：7g/10分钟)··96.95重量％

特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯：Basell制的聚丙烯PF-814(MFR：3g/10分钟)··3重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010，0.1重量份作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃熔融·混炼后，挤出成肠线状，通到20℃的水槽中进行冷却，用切片机切成3mm长，然后在100℃下干燥2小时。将获得的原料碎片供给到单螺杆挤出机中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到200℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至120℃的转筒(＝流延转筒、浇铸转筒)上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送加热至140℃的热风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将该未拉伸薄片通至保持在100℃的辊组进行预热，然后通至保持在100℃、设置有回转速度差的辊间，在100℃沿纵向拉伸4倍，冷却至80℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在135℃预热，在135℃沿横向拉伸至8倍。然后在拉幅机中沿横向给予5％的松弛，并在155℃进行热固定，均匀地缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜。

将获得的微孔性薄膜的原料组成和薄膜特性评价结果分别示于表1、表3。获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例102)

除了将实施例101中的纵向的拉伸倍率提高为5倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例102。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例103)

除了将实施例101中的纵向的拉伸倍率提高为6倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例103。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例104)

除了使实施例102中的具有长支化链的聚丙烯的混合量为15重量％，沿纵向拉伸5倍，沿横向拉伸7倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例104。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例105)

除了使实施例102中的具有长支化链的聚丙烯的混合量为10重量％，沿纵向拉伸5倍，沿横向拉伸7倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例105。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例106)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯：Basell制聚丙烯PF-814(MFR：3g/10分钟)··3重量％

添加有β晶体成核剂的聚丙烯：SUNOCO制“BEPOL”(型号：B022-SP、MFR：1.8g/10分钟)··97重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010，0.1重量份作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃挤出成肠线状，通至20℃的水槽中进行冷却，用切片机切成3mm长，然后在100℃下干燥2小时。将获得的原料碎片供给到单螺杆挤出机中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到200℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至120℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送加热至140℃的热风使其粘附，同时成型为薄片状。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将该未拉伸薄片通至保持在110℃的辊组中进行预热，然后通至保持在110℃、设置有回转速度差的辊间，在110℃沿纵向拉伸6倍，冷却至95℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在135℃预热，在135℃沿横向拉伸至8倍。然后在拉幅机中沿横向给予5％的松弛，在155℃进行热固定，均匀地缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例107)

除了将实施例103中的β晶体成核剂的添加量变更为0.2重量％，浇铸转筒的温度(浇铸温度)变更为110℃以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例107。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例108)

除了将实施例107中的浇铸温度进一步变更为100℃之外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例108。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例109)

除了在实施例102中使用具有下述组成的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，沿纵向拉伸5倍，沿横向拉伸9倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例109。

聚丙烯：出光化学(株)制聚丙烯F-300SV(MFR：3g/10分钟)··96.95重量％

特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯：Basell制聚丙烯PF-814(MFR：3g/10分钟)··3重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例110)

除了将实施例102中的β晶体成核剂的添加量变更为0.005重量％，纵向的预热·拉伸温度变更为110℃以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例110。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性优异。

(实施例111)

除了将实施例102中的β晶体成核剂的添加量变更为0.02重量％之外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例111。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例112)

除了将实施例102中的具有长支化链的聚丙烯的混合量变更为1.5重量％之外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例112。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例113)

将作为芯层(A层)原料的、在实施例101中供给到单螺杆挤出机的原料碎片供给到单螺杆挤出机(a)中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，导入到加热至200℃的缝状口模内。另一方面，将作为表皮层(B层)原料的、住友化学(株)制聚丙烯FM401G(MFR：7g/10分钟)和三井化学(株)制聚丙烯(乙烯-丙烯共聚物)F107DV(MFR：7g/10分钟)分别供给到单螺杆挤出机(b)、单螺杆挤出机(c)中，在260℃熔融·混炼，同样导入上述口模内。然后，在口模内将挤出机(b)、挤出机(c)的熔融聚合物分别层叠到挤出机(a)的熔融聚合物的一面上，共挤出成薄片状，浇铸到表面温度加热至110℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送40℃的冷风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。再者，此时与金属转筒的接触时间为40秒。另外，C层从口模中呈薄片状地挤出并使之与金属转筒接触。

将获得的未拉伸层合(B层/A层/C层)薄片通至保持在110℃的辊组进行预热，通至保持在110℃、设置有回转速度差的辊间，在110℃沿纵向拉伸5倍，冷却至80℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸层合薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在140℃预热，在140℃沿横向拉伸8倍。接着在拉幅机中沿横向给予5％的松弛，在155℃进行热固定，均匀地缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度25μm的微孔性聚丙烯层合薄膜。获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/C层＝1.5/22/1.5μm。

结果示于表1、3中。所获微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性优异。

(比较例101)

在实施例101中使用具有下述组成的、不添加特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，用同样的条件尝试制膜(比较例101)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··99.95重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

获得的微孔性薄膜的原料特性和薄膜特性评价结果分别示于表2、4中。横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例102)

在比较例101中，使纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例102。

结果示于表2、表4。获得的微孔性薄膜，与在序号100的实施例中获得的微孔性薄膜比较，比重很高，透过性能也不充分。

(比较例103)

在比较例102中，使纵向的拉伸倍率提高为5倍，除此之外，用同样的条件尝试制膜。(比较例103)

结果示于表2、表4。横向拉伸时零星发生膜破裂，因此不能获得满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例104)

在比较例103中，使纵向的拉伸倍率进一步提高为6倍，除此之外，用同样的条件尝试制膜(比较例104)。

结果示于表2、表4。因为纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例105)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯FS2011C(MFR：1.3g/10分钟)··99.8重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.2重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010，0.1重量份作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃熔融·混炼后，挤出成肠线状，通至20℃的水槽中进行冷却，用切片机切成3mm长，然后在100℃下干燥2小时。向获得的原料碎片85重量％中添加15重量％的作为开孔剂的出光化学(株)制聚碳酸酯(“タフロン”、A1700)，将由此获得的树脂组合物供给到单螺杆挤出机中，在280℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到260℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至90℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送40℃的冷风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将得到的未拉伸薄片通至保持在132℃的辊组进行预热，然后通至保持在135℃、设置有回转速度差的辊间，沿纵向拉伸5倍，立即冷却至室温。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在165℃预热，在150℃沿横向拉伸至9倍。然后在拉幅机中在横向给予8％的松弛，在160℃进行热固定后，冷却，卷取，获得厚度25μm的含有空洞的聚丙烯薄膜。

结果示于表2、4中。另外，构成薄膜的聚丙烯的特劳顿比、II、MFR，是对添加聚碳酸酯之前的聚丙烯测定的。获得的微孔性薄膜，制膜性优异，但比重极高，完全没有透过性。

(比较例106)

在实施例102中，不添加β晶体成核剂，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例106)。

结果示于表2、4。在浇铸工序中薄片保持粘附在浇铸转筒上的状态，不能剥离，不能连续地向拉伸工序中输送薄片，因此是不能工业制造的薄膜。

(比较例107)

在比较例106中，使用单螺杆挤出机，使口模温度为240℃，使浇铸温度为40℃，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例107)。

结果示于表2、4中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例108)

在比较例107中，使纵向的预热温度、拉伸温度分别为132℃、137℃，横向的拉伸倍率、预热温度、拉伸温度、热固定温度分别为10倍、165℃、160℃、160℃，除此之外，在同样的条件下制作的厚度25μm的双轴拉伸聚丙烯薄膜，作为比较例108。

结果示于表2、4。获得的薄膜，制膜性优异，但是比重极高，根据其比重和透明的外观可推定是实质上没有形成空隙·孔的薄膜，完全不具有透过性。

(比较例109)

在实施例106中，使用具有下述组成的、不添加特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例109)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··3重量％

添加有β晶体成核剂的聚丙烯：SUNOCO制“BEPOL”(型号：B022-SP、MFR：1.8g/10分钟)··97重量％

结果示于表2、4中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例110)

在比较例109中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例110。

结果示于表2、4中。所获微孔性薄膜，与在序号100的实施例中获得的微孔性薄膜比较，比重高，实质上不具有透过性。

(比较例111)

在比较例109中，作为添加有β晶体成核剂的聚丙烯，使用100重量％的SUNOCO制“BEPOL”的聚丙烯树脂组合物，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样条件下尝试制膜(比较例111)。

结果示于表2、4中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例112)

在比较例111中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，使纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例112。

结果示于表2、4中。获得的微孔性薄膜，与在序号100的实施例中获得的微孔性薄膜比较，比重高，实质上不具有透过性。

(比较例113)

在实施例101中，作为聚丙烯，使用住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)单体，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例113)。

结果示于表2、4。在浇铸工序中薄片保持粘附在浇铸转筒上的状态，不能剥离，不能连续地向拉伸工序中输送薄片，因此是不能工业制造的薄膜。

(比较例114)

在实施例110中，使用具有下述组成的、不添加特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例114)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··99.995重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.005重量％

结果示于表2、4中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例115)

在比较例114中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为125℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例115。

结果示于表2、4中。所获微孔性薄膜，与在序号100的实施例中获得的微孔性薄膜比较，比重高，实质上不具有透过性。

(比较例116)

在实施例111中，使用具有下述组成的、不添加特劳顿比为50的具有长支化链的聚丙烯的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例116)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··99.98重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.02重量％

结果示于表2、4中。横向拉伸时较多地发生破裂，不能获得满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例117)

在比较例116中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例117。

结果示于表2、4中。所获微孔性薄膜，与在序号100的实施例中获得的微孔性薄膜比较，比重高，实质上不具有透过性。

(比较例118)

在实施例113中，将作为芯层(A层)原料的、在比较例101中供给到单螺杆挤出机的原料碎片供给到单螺杆挤出机(a)中，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例118)。

结果示于表2、4中。横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例119)

在比较例118中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为125℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm、厚度构成为B层/A层/B层＝1.5/22/1.5μm的微孔性聚丙烯层合薄膜，作为比较例119。

结果示于表2、4中。所获微孔性薄膜，与在序号100的实施例中获得的微孔性薄膜比较，比重高。

根据表1～4，第1发明的微孔性聚丙烯薄膜，通过含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，和/或由特劳顿比为6以上的聚丙烯构成，和/或含有具有长支化链的聚丙烯，并且具有β晶体活性，可以显著提高制膜性。另外，即使沿纵向在低温下且高倍率地拉伸，也可以不使薄膜破裂地制膜，与此相伴，可以进一步降低比重。而且，在可以通过薄膜的层构成、原料组成、制膜条件来控制其透过性的同时，也可以显著提高透过性。

另外，图7、图8中，分别显示了用扫描电镜(SEM)观察实施例103、比较例102的薄膜的截面时获得的SEM像。在任一个截面中，都可以观察到孔(图7、图8的符号16)，在孔中可以观察到微细的微原纤维(图7、图8的符号17)。令人惊奇的是，在实施例103中，尽管与比较例102比较沿纵向在低温且高倍率地纵向拉伸，也不能确认实质的孔的扩大、不均匀化等。进一步令人惊奇的是，在实施例103中，与比较例102比较，可以观察到更多的具有纳米级别的尺寸的微原纤维，确认了孔结构已微细化。这样发现，通过具有β晶体活性，并且含有特劳顿比为30以上的聚丙烯，和/或由特劳顿比为6以上的聚丙烯构成，和/或含有具有长支化链的聚丙烯，可以控制孔结构。可以推定这是因为，通过上述的拉伸应力的均匀传达效应，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，结构微细化。另外，对下述说明的第2发明的微孔性聚丙烯薄膜，也确认了同样的现象。

接着，对第2发明进行说明。另外，实施例的薄膜、比较例的薄膜中可以采取的薄膜，基于上述的测定法(21)，确认为双轴取向。

(实施例201)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(熔体流动速率(MFR)：7g/10分钟)··94.95重量％

熔融张力为20cN的具有长支化链的高熔融张力聚丙烯(HMS-PP)：Basell制HMS-PP PF-814(MFR：3g/10分钟)··5重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

[另外，上述HMS-PP的MS是在牵引速度5m/分钟的条件下测定的值。]

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010，0.1重量份作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃熔融·混炼后，挤出成肠线状，通至20℃的水槽中进行冷却，用切片机切成5mm长，然后在100℃下干燥2小时。将获得的原料碎片供给到单螺杆挤出机中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到200℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至120℃的金属转筒(＝流延转筒、浇铸转筒)上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送加热至140℃的热风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将获得的未拉伸薄片通至保持在100℃的辊组中进行预热，然后通至保持在100℃、设置有回转速度差的辊间，沿纵向拉伸4倍，冷却至90℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在135℃预热，在135℃沿横向拉伸至8倍。然后在拉幅机中沿横向给予5％的松弛，并在155℃进行热固定，均匀缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜。

将获得的微孔性薄膜的原料组成和薄膜特性评价结果分别示于表5、7和8。获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例202)

除了将实施例201中的纵向的拉伸倍率提高为5倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例202。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例203)

除了将实施例201中的纵向的拉伸倍率提高为6倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例203。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例204)

除了使实施例202中的具有长支化链的聚丙烯的混合量为12重量％，沿纵向拉伸5倍，沿横向拉伸7倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例204。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例205)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP：Basell制HMS-PP PF-814(MFR：3g/10分钟)··5重量％

添加有β晶体成核剂的聚丙烯：SUNOCO制“BEPOL”(型号：B022-SP、MFR：1.8g/10分钟)··95重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010，0.1重量份作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃挤出成肠线状，通至20℃的水槽中进行冷却，用切片机切成5mm长，然后在100℃下干燥2小时。将获得的原料碎片供给到单螺杆挤出机中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到200℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至120℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送加热至140℃的热风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将所获得的未拉伸薄片通至保持在110℃的辊组中进行预热，然后通至保持在110℃、设置有回转速度差的辊间，沿纵向拉伸6倍，冷却至100℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在135℃预热，在135℃沿横向拉伸至8倍。然后在拉幅机中沿横向给予5％的松弛，同时在155℃进行热固定，均匀缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例206)

除了将实施例203中的β晶体成核剂的添加量变更为0.2重量％，浇铸转筒的温度(浇铸温度)为110℃以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例206。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例207)

除了将实施例206中的浇铸温度进一步变为100℃之外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例207。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例208)

除了在实施例203中使用具有下述树脂组成的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，沿纵向拉伸5倍，沿横向拉伸9倍以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例208。

聚丙烯：Borealis制聚丙烯HC318BF(MFR：3.2g/10分钟)··94.95重量％

MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP：Basell制HMS-PP PF-814(MFR：3g/10分钟)··5重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例209)

除了使实施例202中的β晶体成核剂的添加量变更为0.005重量％，纵向的预热·拉伸温度为110℃以外，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例209。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例210)

除了使实施例202中的具有长支化链的聚丙烯的混合量为2重量％，用同样的条件制作的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例210。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例211)

将作为芯层(A层)原料的、在实施例201中供给到单螺杆挤出机的原料碎片供给到单螺杆挤出机(a)中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，导入到加热至200℃的缝状口模内。另一方面，将作为表皮层(B层)原料的、住友化学(株)制聚丙烯(乙烯·丙烯共聚物)FM401G(MFR：7g/10分钟)和三井化学(株)制聚丙烯F107DV(MFR：7g/10分钟)分别供给到单螺杆挤出机(b)、单螺杆挤出机(c)中，在260℃熔融·混炼，同样导入上述口模内。然后，在口模内将挤出机(b)、挤出机(c)的熔融聚合物分别层合到挤出机(a)的熔融聚合物的一个面上，共挤出成薄片状，浇铸到表面温度加热至110℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送40℃的冷风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。另外，C层从口模中呈薄片状地挤出并使之与金属转筒接触。

将获得的未拉伸层合(B层/A层/C层)薄片通至保持在110℃的辊组进行预热，通至保持在110℃、设置有回转速度差的辊间，在110℃沿纵向拉伸5倍，冷却至90℃。然后，用夹具夹持该纵向拉伸层合薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在140℃预热，在140℃沿横向拉伸8倍。然后在拉幅机中沿横向给予5％的松弛，并在155℃进行热固定，均匀缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度25μm的微孔性聚丙烯层合薄膜。获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/C层＝1.5/22/1.5μm。

结果示于表5、7和8中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且孔隙率高。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(比较例201)

在实施例201中使用不添加MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP的聚丙烯树脂组合物，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，用同样的条件尝试制膜(比较例201)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··99.95重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

获得的微孔性薄膜的原料组成和薄膜特性评价结果分别示于表6、7和8中。横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能在工业制造的薄膜。

(比较例202)

在比较例201中，使纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，用同样的条件制造的厚度25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例202。

结果示于表6、7和8。所获得的微孔性薄膜，与在序号200的实施例中获得的微孔性薄膜比较，孔隙率低，透过性能也不充分。

(比较例203)

在比较例202中，使纵向的拉伸倍率提高为5倍，除此之外，用同样的条件尝试制膜(比较例203)。

结果示于表6、7和8。横向拉伸时零星发生破裂，因此不能获得满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例204)

在比较例203中，使纵向的拉伸倍率进一步提高为6倍，除此之外，用同样的条件尝试制膜(比较例204)。

结果示于表6、7和8。因为纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例205)

在比较例202中，采用代替住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3，使用Borealis公司制聚丙烯HC318BF(MFR：3.2g/10分钟)作为聚丙烯的、不添加MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此以外，用同样的条件尝试制膜(比较例205)。

结果示于表6、7和8。因为纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例206)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯FS2011C(MFR：1.3g/10分钟)··99.8重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.2重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010，0.1重量份作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在280℃熔融·混炼后，挤出成肠线状，通至20℃的水槽中进行冷却，用切片机切成5mm长，然后在100℃下干燥2小时。向获得的原料碎片85重量％中添加作为开孔剂的出光化学(株)制聚碳酸酯(“タフロン”、A1700)15重量％而获得树脂组合物，将其供给到单螺杆挤出机中，在280℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到260℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至90℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送40℃的冷风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将获得的未拉伸薄片通至保持在132℃的辊组进行预热，然后通至保持在135℃、设置有回转速度差的辊间，沿纵向拉伸5倍，冷却至室温。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在165℃预热，在150℃沿横向拉伸至9倍。然后在拉幅机中在横向给予8％的松弛，在160℃进行热固定后，冷却，卷取，获得厚度25μm的含有空洞的聚丙烯薄膜。

结果示于表6、7和8中。另外，构成薄膜的聚丙烯的MS、MFR、II、mmmm，是对添加聚碳酸酯之前的聚丙烯测定的。获得的微孔性薄膜，制膜性优异，但孔隙率极低，完全没有透过性。

(比较例207)

在实施例202中，不添加β晶体成核剂，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例207)。

结果示于表6、7和8。在浇铸工序中薄片保持粘附在浇铸转筒上的状态，不能剥离，不能连续地向拉伸工序中输送薄片，因此是不能工业制造的薄膜。

(比较例208)

在比较例207中，使用单螺杆挤出机、使口模温度为240℃，使浇铸温度为40℃，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例208)。

结果示于表6、7和8中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例209)

在比较例208中，使纵向的预热温度、拉伸温度分别为132℃、137℃，横向的拉伸倍率、预热温度、拉伸温度、热固定温度分别为10倍、165℃、160℃、160℃，除此之外，在同样的条件下制作的厚度25μm的双轴拉伸聚丙烯薄膜，作为比较例209。

结果示于表6、7和8。获得的薄膜，制膜性优异，但是孔隙率实质上为0，由该值和透明的外观可推定是实质上没有形成空隙·孔的薄膜，完全不具有透过性。

(比较例210)

在实施例205中，使用100重量％的SUNOCO制“BEPOL”(型号：B022-SP、MFR：1.8g/10分钟)的、不添加MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP的聚丙烯树脂组合物，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例210)。

结果示于表6、7和8中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例211)

在比较例210中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例211。

结果示于表6、7和8中。所获得的微孔性薄膜，与在序号200的实施例中获得的微孔性薄膜比较，孔隙率低，实质上不具有透过性。

(比较例212)

在实施例201中，作为聚丙烯，使用住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)单体，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例212)。

结果示于表6、7和8。在浇铸工序中薄片保持粘附在浇铸转筒上的状态，不能剥离，不能连续地向拉伸工序中输送薄片，因此是不能工业制造的薄膜。

(比较例213)

在实施例210中，使用具有下述的树脂组成的、不添加MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP的聚丙烯树脂组合物，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例213)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··99.995重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.005重量％

结果示于表6、7和8中。纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例214)

在比较例213中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为125℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例214。

结果示于表6、7和8中。所获得的微孔性薄膜，与在序号200的实施例中获得的微孔性薄膜比较，孔隙率低，实质上不具有透过性。

(比较例215)

在实施例211中，将作为芯层(A层)原料的、在比较例201中供给到单螺杆挤出机的原料碎片供给到单螺杆挤出机(a)中，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例215)。

结果示于表6、7和8中。横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例216)

在比较例215中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为125℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为25μm、厚度构成为B层/A层/B层＝1.5/22/1.5μm的微孔性聚丙烯层合薄膜，作为比较例216。

结果示于表6、7和8中。所获得的微孔性薄膜，与在序号200的实施例中获得的微孔性薄膜比较，孔隙率低。

(比较例217)

在实施例203中，将在比较例201所用的原料碎片95重量％中添加有5重量％的作为丙烯酸改性高分子量聚四氟乙烯的、三菱丽阳(株)制メタブレンA型(A-3000)、不添加MS为20cN的具有长支化链的HMS-PP的聚丙烯树脂组合物供给到单螺杆挤出机中，除此之外，在同样的条件下尝试制膜(比较例217)

结果示于表6、7和8中。另外，构成薄膜的聚丙烯的MS、MFR、II、mmmm，是对添加メタブレン之前的聚丙烯测定的。可观测到在未拉伸薄片中析出凝胶状物，纵向拉伸·横向拉伸时较多地发生破裂，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

表7

CD：浇铸转筒

由表5～8可知，第2发明的微孔性聚丙烯薄膜，通过含有满足下式(1)的聚丙烯，和/或由MS小于5cN、满足下式(2)的聚丙烯构成，并且具有β晶体活性，可以显著提高制膜性，

Log(MS)＞-0.61Log(MFR)+0.82  (1)

Log(MS)＞-0.9Log(MFR)+0.6    (2)。

另外，即使沿纵向在低温、且高倍率地拉伸，也可以不使薄膜破碎地稳定地进行制膜，与此相伴，可以进一步提高孔隙率。进而，在通过薄膜的层构成、原料组成、制膜条件来控制其透过性的同时，也可以显著提高透过性。

接着，对第3发明的实施例进行说明。另外，基于上述测定法(21)，确认了比较例308的薄膜沿纵向单轴取向。另一方面已确认实施例的薄膜、比较例的薄膜中可以采取的薄膜为双轴取向。

(实施例301～303)

将实施例101、102、103的微孔性聚丙烯薄膜分别另行记做实施例301、302、303。

获得的微孔性薄膜的薄膜特性评价结果示于表9。获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性优异。

(实施例304)

准备具有下述组成的聚丙烯树脂。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(熔体流动速率(MFR)：7g/10分钟)··93.95重量％

具有长支化链的聚丙烯：Basell制聚丙烯PF-814(MFR：3g/10分钟)··3重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

聚烯烃系树脂：デユポンダウエラストマ一ジヤパン(株)制“エンゲ一ジ”8411··3重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010、0.1重量份的作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃熔融·混炼后，挤出成肠线状，通至20℃的水槽进行冷却，用切片机切成3mm长，然后在100℃下干燥2小时。将获得的原料碎片供给到单螺杆挤出机中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，从加热到200℃的缝状口模中挤出，浇铸到表面温度加热至120℃的金属转筒(＝流延转筒、浇铸转筒)上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送加热至140℃的热风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为40秒。

将获得的未拉伸薄片通至保持在95℃的辊组中进行预热，然后通至保持在95℃、设置有回转速度差的辊间，在95℃沿纵向拉伸5倍，冷却至75℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在135℃预热，在135℃沿横向拉伸至8倍。然后在拉幅机中在横向给予5％的松弛，在155℃进行热固定，均匀缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度20μm的微孔性聚丙烯薄膜。

结果示于表9。获得的微孔性薄膜，制膜性优异，并且比重低，透过性优异(A：破裂0次)。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例305)

除了将实施例304中“エンゲ一ジ”的添加量变为1.5重量％以外，用同样的条件制作的厚度20μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例305。

结果示于表9中。所获微孔性薄膜，制膜性优异(A：破裂0次)，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例306)

除了使实施例113中的厚度为35μm以外，用同样的条件制作的微孔性聚丙烯层合薄膜，作为实施例306。另外，获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/C层＝2/31/2μm。

结果示于表9中。所获微孔性薄膜，制膜性优异(A：破裂0次)，并且比重低，透过性优异。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例307)

在实施例306中，作为A层原料，使用在实施例304中供给到单螺杆挤出机的原料，除此之外，用同样的条件制作的厚度35μm的微孔性聚丙烯层合薄膜，作为实施例307。另外，获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/C层＝2/31/2μm。

结果示于表9中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异(A：破裂0次)，并且比重低。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例308)

将作为芯层(A层)原料的、在实施例108中供给到单螺杆挤出机的原料碎片供给到单螺杆挤出机(a)中，在220℃熔融·混炼，经过200目的单板过滤器后，导入到加热至200℃的缝状口模内。另一方面，作为表皮层(B层)原料，准备具有下述组成的树脂。

住友化学(株)制聚丙烯(乙烯·丙烯共聚物)FM401G(MFR：7g/10分钟)··49.8重量％

三井化学(株)制聚丙烯F107DV(MFR：7g/10分钟)··50重量％

(株)日本触媒制“エポスタ一MA”MA，1002(平均粒径为约2μm的交联聚甲基丙烯酸甲酯粒子)··0.2重量％

将该树脂供给到单螺杆挤出机(b)中，在260℃熔融·混炼，同样导入上述口模内。接着，在口模内将挤出机(b)的熔融聚合物层合到挤出机(a)的熔融聚合物的两面上，共挤出成薄片状，浇铸到表面温度加热至105℃的浇铸转筒上，从薄膜的非转筒面一侧使用气刀吹送40℃的冷风使其粘附，同时成型为薄片状，获得未拉伸层合(B层/A层/B层)薄片。另外，此时与金属转筒的接触时间为20秒。

将获得的未拉伸层合薄片通至保持在118℃的辊组中进行预热，通至保持在118℃、设置有回转速度差的辊间，在118℃沿纵向拉伸5倍，冷却至70℃。接着，用夹具夹持该纵向拉伸层合薄膜的两端，同时导入拉幅机中，在145℃预热，在145℃沿横向拉伸8倍。接着在拉幅机中在横向给予5％的松弛，在160℃进行热固定，均匀缓冷后，冷却至室温，卷取，获得厚度35μm的微孔性聚丙烯层合薄膜。获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/B层＝2/31/2μm。

结果示于表9中。所获得的微孔性薄膜，制膜性优异(A：破裂0次)，并且比重低。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性也优异。

(实施例309)

除了将实施例306中的纵向的拉伸倍率提高为6倍之外，用同样的条件制作的厚度35μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为实施例309。另外，获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/C层＝2/31/2μm。

结果示于表9中。所获微孔性薄膜，制膜性优异(B：破裂1次)，并且比重低。另外，纵向的杨氏模量、强度也高，尺寸稳定性优异。

(比较例301)

将比较例102的微孔性聚丙烯薄膜改记为比较例301。

获得的微孔性薄膜的薄膜特性评价结果示于表9。获得的微孔性薄膜，与序号300的实施例的微孔性薄膜比较，晶体链的纵取向低，比重高，透过性能也不充分。

(比较例302)

在比较例119中，使厚度为35μm，除此之外，在同样的条件下制作的微孔性聚丙烯层合薄膜，作为比较例302。另外，获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/C层＝2/31/2μm。

结果示于表9中。获得的微孔性薄膜，与序号300的实施例的微孔性薄膜比较，晶体链的纵取向低，比重高。

(比较例303)

在实施例304中，使用具有下述组成的、不添加具有长支化链的聚丙烯的聚丙烯树脂，利用双螺杆挤出机进行熔融·混炼，除此之外，用同样的条件尝试制膜(比较例303)。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··96.95重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.05重量％

聚烯烃系树脂：デユポンダウエラストマ一ジヤパン(株)制“エンゲ一ジ”8411··3重量％

结果示于表9。横向拉伸时较多地发生破裂(D：破裂19次)，因此，不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例304)

在比较例303中，使纵向的预热·拉伸温度为120℃，除此之外，在同样条件下尝试制膜(比较例304)。

结果示于表9。横向拉伸时分散发生破裂(D：破裂6次)，因此，不能获得满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。(比较例304)

(比较例305)

在比较例304中，使拉伸倍率降低为4倍，除此之外，在同样条件下制造的厚度20μm的微孔性聚丙烯薄膜，作为比较例305。

结果示于表9。获得的微孔性薄膜，与序号300的实施例的微孔性薄膜比较，晶体链的纵取向低。特别是纵向拉伸温度比“エンゲ一ジ”的熔点高很多，可能是由于“エンゲ一ジ”不能有效地辅助形成孔，因此比重高。(A：破裂0次)

(比较例306)

准备具有下述组成的、不添加具有长支化链的聚丙烯的聚丙烯树脂。

聚丙烯：住友化学(株)制聚丙烯WF836DG3(MFR：7g/10分钟)··99.8重量％

β晶体成核剂：N，N’-二环己基-2，6-萘二甲酰胺(新日本理化(株)制NU-100)··0.2重量％

向100重量份的该树脂组合物中，添加0.15重量份的作为抗氧化剂的チバガイギ一(株)制IRGANOX1010、0.1重量份的作为热稳定剂的チバガイギ一(株)制造的IRGAFOS168。将其供给到双螺杆挤出机中，在300℃熔融·混炼后，挤出成肠线状，通至20℃的水槽进行冷却，用切片机切成3mm长，然后在100℃下干燥2小时。将在实施例308中的、作为A层原料的上述原料碎片供给到单螺杆挤出机(a)中，除此之外，在同样条件下尝试制膜(比较例306)。

结果示于表9。横向拉伸时较多地发生破裂(D：破裂13次)，因此不能获得完全满意的薄膜，是不能工业制造的薄膜。

(比较例307)

在比较例306中，将纵向的拉伸倍率降低为4倍，纵向的预热·拉伸温度为125℃，除此之外，在同样条件下制作的厚度为35μm的微孔性聚丙烯层合薄膜，作为比较例307。另外，获得的微孔性聚丙烯层合薄膜的厚度构成为B层/A层/B层＝2/31/2μm。

结果示于表9中。所获微孔性薄膜，与序号300的实施例的微孔性薄膜比较，晶体链的纵取向低，比重高。(B：破裂1次)

(比较例308)

将市售的Celgard制“セルガ一ド”2500作为比较例308。另外，“セルガ一ド”2500是使用了叠层拉伸法的微孔性聚丙烯薄膜。

结果示于表9。所获微孔性薄膜，是单轴取向的薄膜，与序号300的实施例的微孔性薄膜比较，比重高。另外，晶体链的纵向取向过高，因此具有在纵向易裂的性质。

获得的微孔性聚丙烯薄膜，与比较例所示的现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，I(MID)/I(TD)极高，因此晶体链沿纵向取向，即使比重低，纵向的力学物性也高。这样，与现有的微孔性聚丙烯薄膜比较，即使比重为同等或更低，因为纵向的力学物性高，因此在制膜工序、其后的切割、卷取、涂布、蒸镀、印刷、层合等的二次加工工序中，薄膜很难伸长、起皱、断裂，操作性优异。因此，由于获得的微孔性薄膜的I(MD)/I(TD)高，因此可以以高水平同时具有低比重、和与之相伴的高透过性以及操作性。另外，获得的微孔性薄膜，其比重低，透过性优异。此外，其透过性，从促进形成孔的观点出发，可以利用添加的异种聚合物来使之提高。此外，I(MD)/I(TD)，可以通过以纵向拉伸倍率为代表的拉伸条件来控制。并且，当这样地沿纵向高倍率地拉伸时，虽然原本有使制膜性恶化的倾向，但是通过控制原料处方，可以在保持制膜性的同时，制造具有上述那样的优异性能的微孔性薄膜。

产业上的可利用性

第1、第2发明的微孔性聚丙烯薄膜，拉伸时的破裂比由现有的β晶体法获得的微孔性聚丙烯薄膜少，制膜性优异。而且，例如即使沿纵向在低温且高倍率地进行拉伸，也可以在横向拉伸中无破裂地制膜，与现有的β晶体法比较，可以提高线速度，生产率优异。另外，通过沿纵向高倍率地进行拉伸，与现有的β晶体法比较，可以降低比重，可以提高纵向的强度。同时也可以显著提高透过性。

第3发明的微孔性聚丙烯薄膜，与由现有的β晶体法获得的微孔性聚丙烯薄膜比较，晶体链沿薄膜的纵向高度地取向。由此使得纵向的力学物性优异，因此二次加工工序中的操作性优异。此外，即使降低薄膜的比重，纵向的力学物性也优异，所以不但可以保持操作性，并且也能够显著提高透过性。

这些发明的微孔性聚丙烯薄膜在尺寸稳定性等方面也优异，因此可以在合成纸、热敏接收纸、光学部件、建筑材料、分离膜(过滤器)、创伤被覆材料等的透湿防水材料、衣服用等的透湿防水布、用于尿布和用于生理卫生用品等的吸收性物品、用于电池和用于电解电容器等等的隔膜、油墨接收纸、油或油脂的吸收材料、血糖传感器、蛋白质分离膜等的用途等各种领域中发挥优异的特性。

Claims (2)

1.一种微孔性聚丙烯薄膜，在由X射线衍射法测定的(-113)晶面的方位角方向的薄膜面内强度分布图中，满足下式(3)，并且具有β晶体活性，比重为0.19～0.56，

0.5≤I(MD)/I(TD)≤8    (3)

其中，I(MD)为纵向的积分强度，I(TD)为横向的积分强度，

所述微孔性聚丙烯薄膜的β晶体分率为30％以上。

2.如权利要求1所述的微孔性聚丙烯薄膜，Gurley透气度为10～1000秒/100ml，所述Gurley透气度是如下测定的，即依据JIS P8117(1998)，在23℃，65％RH下对同样的样品进行同样的5次测定，将获得的Gurley透气度的平均值作为该样品Gurley透气度。

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