TW202104609A - 鈦板、鈦軋延卷料及製造銅箔的滾筒 - Google Patents

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Abstract

本發明之鈦板，其平均結晶粒徑為40μm以下，根據結晶粒徑(μm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下，並且在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。

Description

鈦板、鈦軋延卷料及製造銅箔的滾筒
本發明有關鈦板、鈦軋延卷料及製造銅箔的滾筒。 本案係依據已於2019年4月17日於日本提申之日本特願2019-78826號主張優先權，並於此援引其內容。
多層配線基板、撓性配線板等配線基板之配線或鋰離子電池之集電體等電子零件的導電部位，多數情況下係利用銅箔作為原料。
利用於所述用途之銅箔可藉由譬如以下方法來製造。在將銅原料溶解於硫酸溶液而成之硫酸銅溶液中，配置鉛或鈦等不溶性金屬之作為陽極及陰極的寬1m以上且直徑數m的滾筒。一邊旋轉該滾筒一邊使銅連續電析於滾筒上。並且將在滾筒上析出的銅連續剝離，並捲取成捲狀。根據以上而製造出銅箔。
滾筒(製造銅箔的滾筒)的材料，從耐蝕性優異、銅箔之剝離性優異等觀點來看，在其表面(外周面)一般係使用鈦。然而，即便在使用了耐蝕性優異之鈦板時，若長期進行銅箔之製造，則在硫酸銅溶液中構成滾筒之鈦板表面會逐漸腐蝕。於是，腐蝕後之滾筒表面的狀態會在製造銅箔時被轉印至銅箔。
金屬材料的腐蝕已知係依該金屬材料所具有的結晶組織、結晶方位、缺陷、偏析、加工應變及殘留應變等因金屬組織所致之各種內質因素之不同，而導致腐蝕狀態及腐蝕的程度不同。使用有在部位間金屬組織不均質的金屬材料之滾筒，在隨著銅箔之製造而腐蝕時，會變得無法維持滾筒之均質的面狀態，而於滾筒表面產生不均質的面。於滾筒表面產生之不均質的面可辨識為模樣。如上述之因不均質的金屬組織所致模樣中，因面積較大的巨觀組織所致且能以肉眼判別之模樣稱為「巨觀模樣」。而且，於滾筒表面產生之巨觀模樣會在製造銅箔時轉印至銅箔。
因此，為了製造高精度且均質厚度之銅箔，重要的係使構成滾筒之鈦板的巨觀組織成為均質，並使滾筒的表面腐蝕成為均質，藉此來減低因不均質的巨觀組織所致之巨觀模樣。
專利文獻1中提案有一種用於一製造電解Cu箔的滾筒之鈦板，其特徵在於：其以質量%計含有Cu：0.3~1.1%、Fe：0.04%以下、氧：0.1%以下及氫：0.006%以下，平均結晶粒度為8.2以上，且維氏硬度為115以上且在145以下；在該鈦板之平行於板面的部位中，集合組織在令存在於以下橢圓範圍內之晶粒的總面積為A且令在其之外的晶粒的總面積為B時，面積比A/B為0.3以上，該橢圓範圍係在從軋延面且從法線方向(ND軸)之α相的(0001)面極圖中，以(0001)面之法線的傾倒角度係在軋延寬度方向TD方向上±45°為長軸，且以在最終軋延方向RD方向上±25°為短軸之範圍。
專利文獻2中提案有一種鈦合金厚板，其含有Al：0.4~1.8%且板厚在4mm以上；在表面下1.0mm及1/2板厚部之平行於板面的部位中，平均結晶粒度為8.2以上且維氏硬度為115以上且在145以下；並且，在橫跨從表面下1mm至1/2板厚部之平行於板面的部位中，集合組織在令最終軋延方向為RD、軋延面之法線為ND、軋延寬度方向為TD且令(0001)面的法線為c軸時，令c軸存在於以下橢圓區域之晶粒的總面積為A且令在其之外的晶粒的總面積為B，面積比A/B為3.0以上，該橢圓區域係在從軋延面且從法線方向之α相的(0001)面極圖中，c軸往TD方向的傾倒角度為-45~45°且c軸往RD方向的傾倒角度為-25~25°之區域。
專利文獻3中提案有一種表層部組織優異之製造銅箔的滾筒用之鈦的製造方法，其特徵在於：將利用電子束熔解法熔解鑄造而得之厚度300mm以上的矩形截面扁胚加熱到β區，在β區下進行軋縮比3以上的分塊軋延或分塊鍛造而形成β相再結晶組織後，立即在β區加工結束溫度~700℃的範圍中以冷卻速度200℃/hr以上進行冷卻，並且在上述分塊軋延或分塊鍛造後更加熱到880℃以下並進行粗熱軋，於該粗熱軋後不再加熱而在650~750℃的溫度範圍下進行精整熱軋，該精整熱軋係將沿與粗熱軋的軋延方向正交的方向軋延之交叉熱軋設為交叉軋延比成為1/10~6/10。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開2012-112017號公報 專利文獻2：日本特開2013-41064號公報 專利文獻3：日本特開2002-285267號公報
發明欲解決之課題 然而，伴隨著現今電子零件之小型化及高密度化，對銅箔係要求更進一步的薄化及表面品質之提升。在此種狀況下，亦要求更進一步減低上述巨觀模樣。以如專利文獻1~3中記載的習知技術而言，並無法充分減低巨觀模樣。
另外，專利文獻3所記載的製造銅箔的滾筒用之鈦的製造方法係進行除長邊方向之軋延外還往寬度方向軋延之交叉軋延，因此製造工期變長，在生產性的觀點上尚有改善餘地。
本發明係有鑑於上述問題而作成者，本發明目的在於提供一種鈦板及鈦軋延卷料、以及使用鈦板來製造之製造銅箔的滾筒，該鈦板具優異生產性且在使用於銅箔製造用之滾筒時可抑制產生巨觀模樣。
用以解決課題之手段 本發明人等為解決上述課題而進行精闢研討中，理解到僅憑著使結晶粒徑縮小、或使結晶的(0001)面的法線接近垂直於軋延面，無法抑制產生巨觀模樣到現今要求的水準。
並且，本發明人等發現：在金屬組織中，使結晶不僅微細還成為均一大小，並且不拘於特定方位而在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率成為20%以上的方式控制組織，藉此可抑制產生巨觀模樣。亦即，本發明人等明白得知結晶粒徑及結晶方位之變動才係問題所在。並且還發現不進行交叉軋延而藉由進行單方向軋延可達成所述組織且生產性優異之鈦板之製造方法，終至實現本發明。
基於上述知識見解而完成之本發明，其主旨如下。 (1)本發明第1態樣係一種鈦板，其具有以下化學組成： 以質量%計含有： N：0.10%以下、 C：0.08%以下、 H：0.015%以下、 Fe：0%以上且0.50%以下、 O：0%以上且0.40%以下及 Cu：0%以上且1.50%以下，且 剩餘部分包含Ti及不純物； 平均結晶粒徑為40μm以下； 根據結晶粒徑(μm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下；並且 在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示結晶方位時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。 (2)如上述(1)之鈦板在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示前述聚集度成為最大之方位時，Φ亦可為10°以上且在35°以下、且φ1亦可為0°以上且在15°以下。 (3)如上述(1)或上述(2)之鈦板以質量%計亦可含有Cu：0.10%以上且1.50%以下。 (4)如上述(1)~(3)中任一項之鈦板亦可為用於一製造銅箔的滾筒之鈦板。
(5)本發明第2態樣係一種鈦軋延卷料，其具有以下化學組成： 以質量%計含有： N：0.10%以下、 C：0.08%以下、 H：0.015%以下、 Fe：0%以上且0.50%以下、 O：0%以上且0.40%以下及 Cu：0%以上且1.50%以下，且 剩餘部分包含Ti及不純物； 平均結晶粒徑為40μm以下； 根據結晶粒徑(μm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下；並且 在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示結晶方位時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。 (6)如上述(5)之鈦軋延卷料，其長邊方向之長度亦可為20m以上。
(7)本發明第3態樣係一種製造銅箔的滾筒，其具有： 如(1)~(4)中任一項之鈦板，係沿著圓筒狀之內滾筒的外周面接著；及 熔接部，係配置於前述鈦板的對接部。
發明效果 如以上所說明，根據本發明上述態樣則生產性優異，並且在使用於銅箔製造用之滾筒時可抑制產生巨觀模樣。
以下，參照圖式並針對本發明較佳實施形態舉出鈦板為例來詳細說明。又，本實施形態之鈦軋延卷料基本上係與本實施形態之鈦板相同，故省略詳細說明。 ＜1.鈦板＞ 首先，說明本實施形態之鈦板。本實施形態之鈦板係作為銅箔製造用之滾筒的材料來加以利用，鈦板之一面係構成所製造之滾筒的圓筒表面。因此，本實施形態之鈦板亦可說是用於一製造銅箔的滾筒之鈦板。
(1.1　金屬組織) 首先，說明本實施形態之鈦板的金屬組織。本實施形態之鈦板的金屬組織，其平均結晶粒徑為40μm以下，根據結晶粒徑(μm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下，並且在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示時，以聚集度成為最大之方位(最大聚集方位)為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。以下，依序詳細說明本實施形態之鈦板的金屬組織。
(1.1.1　晶粒之平均粒徑及粒度分布) 首先，說明本實施形態之鈦板的金屬組織中所含晶粒的平均粒徑及粒度分布。 鈦板的金屬組織中晶粒的粒徑(結晶粒徑)若粗大，該晶粒本身就會成為模樣而模樣會轉印至銅箔，故結晶粒徑宜微細。因此，鈦板的金屬組織中晶粒的平均結晶粒徑設為40µm以下。藉由將平均結晶粒徑設為40μm以下，晶粒會變得夠微細而可抑制產生巨觀模樣。鈦板的金屬組織中晶粒之平均結晶粒徑宜為38µm以下，較佳係在35µm以下。
相對於此，鈦板的金屬組織中晶粒的平均結晶粒徑若大於40µm，該晶粒本身便成為模樣而模樣就轉印至銅箔。
鈦板的金屬組織中晶粒的平均結晶粒徑之下限值並無特別限定。然而，在晶粒非常小的情況下，有時在熱處理時會產生未再結晶部。因此，晶粒之平均結晶粒徑宜為5µm以上，較佳係在10µm以上。
然而，本發明人等理解到：單憑鈦板的金屬組織的晶粒微細，並無法充分抑制巨觀模樣。亦即，即便鈦板的金屬組織的晶粒微細，當粒度分布較廣時仍會存在較大的晶粒。若存在如上述較大的晶粒與微細晶粒混合存在之部位，便可能因粒徑的差而產生巨觀模樣。因此，本發明人等發現在抑制產生巨觀模樣之方面，重要的係鈦板的金屬組織的晶粒不僅要微細且粒徑分布要窄、亦即晶粒粒徑均一。
具體而言，在本實施形態中，根據結晶粒徑(µm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下。藉由晶粒滿足如上所述之平均粒徑及所述粒度分布的標準差，金屬組織中之晶粒會變得夠微細且均一。因此，在將鈦板用於滾筒時就會抑制產生巨觀模樣。
相對於此，若根據結晶粒徑(µm)的對數之粒度分布的標準差大於0.80，則即便在滿足如上述之平均結晶粒徑的情況下仍會產生粗大晶粒。若將所述鈦板用於滾筒，就變得容易產生巨觀模樣。根據結晶粒徑(µm)的對數之粒度分布的標準差宜為0.70以下，較佳係在0.60以下。另一方面，根據結晶粒徑(µm)的對數之粒度分布的標準差越小越好，而實質上會在0.10以上。根據結晶粒徑(µm)的對數之粒度分布的標準差亦可為0.20以上。
鈦板的金屬組織中結晶的平均結晶粒徑及粒度分布的標準差，可如以下方式進行測定並算出。具體而言，係將經裁切鈦板而成之截面進行化學研磨後，利用電子背向散射繞射法(EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern))，分別針對鈦板軋延面下部(從鋼板的軋延面中的一面起算在板厚方向上1/8的位置起至3/8的位置為止的範圍)及板厚中央部(從鋼板的軋延面起算在板厚方向上3/8的位置起至5/8的位置為止的範圍)，在(1/4×板厚)mm×2mm的區域以步距1~2μm進行測定並測定2~10視野左右。然後，針對結晶粒徑，係以藉由EBSD測得之5°以上方位差的邊界作為結晶晶界，並以該結晶晶界包圍之範圍作為晶粒，從晶粒面積求算圓等效粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)2 )，以該個數基準的平均值作為平均結晶粒徑，並且依據結晶粒徑分布算出對數常態分布之標準差σ。
又，一般已知金屬材料的結晶粒徑分布係遵循對數常態分布。因此，在算出如上述之結晶粒徑分布的標準差時，亦可將所得結晶粒徑分布正規化為對數常態分布，再從經正規化之對數常態分布算出標準差。
(1.1.2　集合組織) 接著，說明鈦板之集合組織。鈦的結晶結構包含α相，α相具有六方最密堆積結構(hexagonal close-packed；hcp)。關於hcp結構，由結晶方位所致之物性的各向異性大。具體而言，在與(0001)面的法線方向之c軸方向平行之方向上強度高，越接近垂直於c軸方向之方向，強度就越低。因此，即使鈦板滿足如上述之晶粒的粒度分布，若產生結晶方位不同之結晶的集合體，在兩集合體之間加工性不同，而在製造一銅箔製造用之滾筒時，研磨時的加工量仍會有差異。其結果，在所得滾筒中就以接近晶粒之尺寸的模樣被辨識出來。因此，本發明人等理解到：藉由盡可能使鈦板之集合組織聚集，可抑制產生上述模樣。
基於以上知識見解，在本實施形態中，鈦板具有以下集合組織：在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示結晶方位時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率成為20%以上之集合組織。藉此，會抑制因結晶方位不同而加工性不同的結晶之集合體，在將鈦板用於一銅箔製造用之滾筒時，可抑制產生因結晶方位差所致模樣到無法視辨之水準。
此外，藉由鈦板晶粒的三維結晶方位係在特定方向上一致，在將鈦板加工成滾筒時的變形也變得均一而使尺寸精度提升，並且可抑制局部性的殘留應力或應變之不均。其結果，便能提升研磨後滾筒的平滑度。
在此，參照圖1來說明利用Bunge之標記方法所得歐拉角。圖1係說明圖，其用以說明根據利用Bunge之標記方法所得歐拉角之鈦板的α相晶粒的結晶方位。作為試樣座標系統，係顯示屬互相正交之關係之RD(軋延方向)、TD(板寬方向)及ND(軋延面的法線方向)之3根座標軸。並且，作為結晶座標系統，係顯示屬互相正交之關係之X軸、Y軸及Z軸之3根座標軸。然後，以各座標系統的原點一致的方式配置各個座標軸，並以表示hcp的六角柱為鈦的α相之hcp的(0001)面的中心係與原點一致的方式來顯示。圖1中，X軸係與α相的[10-10]方向一致，Y軸係與[-12-10]方向一致，Z軸則與[0001]方向(C軸方向)一致。
在Bunge之標記方法中，首先想成試樣座標系統的RD、TD、ND及結晶座標系統的X軸、Y軸、Z軸分別一致的狀態。從上述使結晶座標系統繞Z軸僅旋轉角度φ1，並繞旋轉φ1後的X軸(圖1的狀態)僅旋轉角度Φ。最後，繞旋轉Φ後的Z軸僅旋轉角度φ2。藉由該等φ1、Φ、φ2的3個角度，結晶或結晶座標系統會相對於試樣座標系統以特定的傾斜狀態表示。亦即，利用φ1、Φ、φ2的3個角度，結晶方位即具唯一性。該等3個角度φ1、Φ、φ2即稱為利用Bunge之標記方法所得歐拉角。藉由該利用Bunge之標記方法所得歐拉角，來規定鈦板的α相晶粒的結晶方位(C軸方向等)。
在圖1中，φ1係試樣座標系統的RD-TD平面(軋延平面)與結晶座標系統的[10-10]-[-12-10]平面之交線、及試樣座標系統的RD(軋延方向)所構成的角度。Φ係試樣座標系統的ND(軋延面的法線方向)及結晶座標系統的[0001]方向((0001)面的法線方向)所構成的角度。φ2則係試樣座標系統的RD-TD平面(軋延面)與結晶座標系統的[10-10]-[-12-10]平面之交線、及結晶座標系統的[10-10]方向所構成的角度。又，在軋延時，從其對稱性可在φ1：0~90°、Φ：0~90°、φ2：0~60°的範圍內標記任意方位。
以最大聚集方位為中心而具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率可如以下方式求算。將經裁切鈦板而成之截面進行化學研磨後，利用EBSD進行結晶方位解析。分別針對鈦板軋延面下部(從鋼板的軋延面起算在板厚方向上1/8的位置起至3/8的位置為止的範圍)及板厚中央部(從鋼板的軋延面起算在板厚方向上3/8的位置起至5/8的位置為止的範圍)，在(1/4×板厚)mm×2mm的區域以步距1~5μm進行測定並測定2~10視野左右。關於該數據，使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體算出結晶方位分布函數(ODF(Oriantation Disutribution Function))。結晶方位分布函數可利用電子背向散射繞射(EBSD；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法之採用球諧函數法之織構(Texture)解析算出(展開指數=16，高斯半值寬=5°)。此時，考慮到軋延變形的對稱性，以相對於板厚方向(ND)、軋延方向(RD)及板寬方向(TD)分別成為線對稱的方式進行計算。ODF係以分布函數來表示在φ1-Φ-φ2之3維空間(歐拉空間)繪製所測出的結晶方位而成之三維分布者。圖2係顯示本實施形態之鈦板之藉由電子背向散射繞射法求得之結晶方位分布函數之一例的圖。圖2係為了以二維方式表示歐拉空間，將歐拉空間沿角度φ2方向按每1度水平地切片，並排列所得截面者。根據該結晶方位分布函數，可求算最大聚集方位。又，在圖2中，於φ2=60°的截面確認到最大聚集方位。然後，利用OIM Analysis算出於前述最大聚集方位中心具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率。
該最大聚集方位在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示時，Φ宜為10°以上且在35°以下、且φ1宜為0°以上且在15°以下。藉由最大聚集方位係Φ為10°以上且在35°以下、且φ1為0°以上且在15°以下，可獲得易於進行成形為滾筒時的加工，且表面硬度變高的效果。
(1.1.3　金屬組織之相構成) 本實施形態之鈦板的金屬組織宜主要包含α相。β相會較α相更優先腐蝕。故從達成均勻的腐蝕來抑制產生巨觀模樣之觀點來看，β相越少越好。另一方面，當存在少量β相時可抑制熱處理時之晶粒成長，從而可獲得均一且微細的結晶粒徑。此外，當鈦板含有Cu時所生成之Ti2 Cu可抑制晶粒成長，然若過度析出則研磨性恐會改變。從上述觀點看來，鈦板的金屬組織中β相及Ti2 Cu的體積率分別在2.0%以下較理想。而在此情況下，鈦板的金屬組織的剩餘部分即為α相。β相及Ti2 Cu之各體積率宜為1.0%以下，鈦板的金屬組織為α單相更佳。又，本實施形態之鈦板的金屬組織中，α相的體積率宜為98.0%以上，較佳為99.0%以上，100%更佳。亦即，實質上為α相單相。如上述之實質的α相單相金屬組織可藉由如上所述之鈦板的化學組成來達成。
另外，鈦板的金屬組織宜不包含未再結晶晶粒。未再結晶晶粒一般而言較粗大而可能成為巨觀模樣的原因。鈦板的金屬組織宜為完全再結晶組織。未再結晶晶粒之有無可利用以下方法來確認。亦即，以長寬比在5.0以上之晶粒作為未再結晶晶粒並確認其有無。具體而言，係將經裁切鈦板而成之截面進行化學研磨後，利用電子背向散射繞射法分別針對鈦板軋延面下部(從鋼板的軋延面中的一面起算在板厚方向上1/8的位置起至3/8的位置為止的範圍)及板厚中央部(從鋼板的軋延面起算在板厚方向上3/8的位置起至5/8的位置為止的範圍)，在(1/4×板厚)mm×2mm的區域以步距1~2μm進行測定並測定2~10視野左右。然後，以藉由EBSD測得之5°以上方位差的邊界作為結晶晶界，並以該結晶晶界包圍之範圍作為晶粒，求算晶粒之長軸及短軸後，算出將長軸除以短軸而得之值(長軸/短軸)作為長寬比。又，長軸係指在連結α相之晶界上任意2點的線條當中長度最長者，短軸則指與長軸正交且連結晶界上任意2點的線條當中長度最長者。
另外，構成鈦板的金屬組織之各相的體積率係與特定截面中之面積率一致，故可利用SEM(Scanning Electron Microscopy)/EPMA(Electron Probe Microanalyzer)容易地測定及算出。對鈦板之任意截面研磨至鏡面後，利用SEM/EPMA以倍率100倍測定Fe及Cu的濃度分布。由於Fe及Cu係在β相或Ti2 Cu部濃化，故該等元素的濃化部的面積率為β相或Ti2 Cu的體積率，亦即未濃化部分成為α相的體積率。具體的測定方法係以SEM/EPMA，在從表面起算板厚的1/4位置中於1mm×1mm的區域以步距1~2μm進行測定並測定2~5視野左右。此時，將Fe濃度較從所有測定點的Fe濃度算出之Fe平均濃度高1質量%以上的點定義為β相，並將Cu濃度較從所有測定點的Cu濃度算出之Cu平均濃度高1質量%以上的點定義為Ti2 Cu，求出各相的面積率。
(1.2　化學組成) 接著，說明本實施形態之鈦板的化學組成。以質量%計含有N：0.10%以下、C：0.08%以下、H：0.015%以下、Fe：0%以上且0.50%以下、O：0%以上且0.40%以下、及Cu：0%以上且1.50%以下，且剩餘部分包含Ti及不純物。本實施形態之鈦板例如宜由工業用純鈦、或取代前述工業用純鈦中的一部分Ti而含有0.1質量%以上且1.5質量%以下之Cu的鈦合金所構成。
關於工業用純鈦，Ti以外的含有元素極為少量。若使用其，則鈦板的結晶相實質上係α相單相。藉由使構成鈦板之相為α相單相，在將鈦板用於滾筒並將該滾筒浸漬於硫酸銅溶液後，滾筒便會均勻腐蝕。從而會抑制因α相、β相的腐蝕速度不同所致巨觀模樣的產生。
並且，工業用純鈦具優異熱加工性，熱軋延後之板形狀變得平坦，可減少後續的矯正。因而，可抑制藉由矯正所致賦予應變及伴隨此而來的導入差排或雙晶。在鈦板中存在許多差排或雙晶時，會以差排或雙晶為起點產生模樣，或者在浸漬於硫酸銅溶液後，表面不均勻地腐蝕。藉由使用工業用純鈦作為鈦板之材料便可事先防止如上述之問題，由此觀點來看也會抑制產生巨觀模樣。
對此，亦可考慮使鈦板含有Al等α穩定化元素。舉例來說，Al藉由在α單相區下的熱處理而有抑制晶粒成長之效果。然而，Al等α相穩定化元素會大幅提升鈦板之高溫強度。若高溫強度變得過高，熱軋延時之反作用力會變得過大，造成熱軋後鈦板形狀大幅歪曲而鈦板變成波浪形狀。因而對於鈦板會需要較多後續的矯正，但若在此時被賦予應變則會導入許多差排或雙晶。其結果，如上所述，在將鈦板用於滾筒時就變得容易產生巨觀模樣。
另外，為了控制鈦板的結晶粒徑，可考慮含有β相穩定化元素來生成β相而活用藉由β相所帶來的釘扎效果之方法。然而，β相因係較α相更容易腐蝕，故假如β相聚集在一起時，則在該部分腐蝕會優先進行而可能產生巨觀模樣。其結果，該巨觀模樣可能會轉印到銅箔。因此，在使鈦板含有β相穩定化元素的情況下，基本上難以抑制產生巨觀模樣。
另一方面，β相穩定化元素當中，又以Cu係不同於其他元素，在α相中的固溶極限較大。因此，可不析出β相的集合組織而使Cu含有於鈦板中。並且，Cu的固溶強化能力較大，因此在提高後述表面硬度方面也很有效。故，Cu可取代鈦板中的Ti而在0.1質量%以上且1.5質量%以下的範圍內含有。 於以下具體說明。又，以下若無特別指明，則「%」之標記設為表示「質量%」。
工業用純鈦可舉出譬如：JIS H 4600：2012所規定之1~4種及ASTM B348規定之等級(Grade)1~4、F67等。又，即使係並未根據上述規格之工業用純鈦或根據上述以外規格之工業用純鈦，仍可在熟知此項技藝之人士考慮技術常識而可辨識為「工業用純鈦」之範圍內，作為本實施形態之鈦板之材料來使用。並且，可配合使用本實施形態鈦板的滾筒的具體用途或規格來適當選擇上述工業用純鈦。
具體而言，本實施形態之鈦板在採用工業用純鈦時，可具有以下化學組成： 以質量%計含有： N：0.100%以下、 C：0.08%以下、 H：0.015%以下、 Fe：0.50%以下及 O：0.40%以下，且 剩餘部分包含Ti及不純物。
另外，本實施形態之鈦板亦可係上述取代工業用純鈦中的一部分Ti而含有1.5質量%以下之Cu的鈦合金。因此，具體而言，本實施形態之鈦板在採用上述鈦合金時，可具有以下化學組成： 以質量%計含有： N：0.100%以下、 C：0.08%以下、 H：0.015%以下、 Fe：0%以上且0.50%以下、 O：0%以上且0.40%以下及 Cu：0%以上且1.50%以下，且 剩餘部分包含Ti及不純物。
N：0.100%以下 上述元素當中，N若大量含於鈦板中，有時會導致鈦板的延性或加工性降低。因此，N含量為0.100%以下。又，N係無法避免地會混入之不純物，實質含量通常係在0.0001%以上。
C：0.08%以下 上述元素當中，C若大量含於鈦板中，有時會導致鈦板的延性或加工性降低。因此，C含量為0.08%以下。又，C係無法避免地會混入之不純物，實質含量通常係在0.0001%以上。
H：0.015%以下 上述元素當中，H若大量含於鈦板中，便會生成氫化物而鈦板的衝撃特性劣化，有時會導致加工性降低。因此，H含量為0.015%以下。又，H含量越少越好，然因H係無法避免地會混入之不純物，故實質含量通常係在0.0001%以上。
O：0%以上且0.40%以下 上述元素當中，O有助於提升鈦板的α相的強度，並有助於抑制加工中發生雙晶變形。藉由鈦板的α相的強度提升，鈦板的表面硬度就增大。從而，在滾筒製造過程中的研磨時，表面就容易變得平滑。並且，藉由抑制雙晶，會抑制結晶方位分布之參差而可均勻研磨。為了獲得上述效果，O含量宜為0.02%以上。O含量較佳係在0.03%以上。
另一方面，含有過多O時，鈦板強度會變得過高，在矯正時需要較大的加工。其結果，反而可能變得容易產生雙晶。並且，表面硬度若變得過大，在將鈦板製成滾筒時就難以進行研磨。因此，O含量為0.40%以下。O含量在0.15%以下為佳，較佳係在0.12%以下。
Fe：0%以上且0.50%以下 Fe係會使β相穩定化之元素。在鈦板中β相的析出量若變多，有時會影響巨觀模樣的生成，故Fe含量設為0.50%以下。Fe含量在0.10%以下為佳，較佳係在0.08%以下。 又，雖然Fe含量越少越好，但藉由少量含有Fe來析出少許β相，可利用β相的釘扎效果來抑制晶粒成長。並且，Fe即便在固溶於Ti中之狀態下仍可藉由溶質拖曳(Solute Drag)效果來抑制晶粒成長。又，Fe亦為無法避免地會混入之不純物，實質含量通常係在0.0001%以上。Fe含量例如可為0.001%以上，亦可為0.01%以上。又，為了獲得藉由β相的釘扎效果或溶質拖曳效果所帶來的抑制晶粒成長的效果，Fe含量亦可為0.02%以上。
Cu：0%以上且1.50%以下 Cu會使β相穩定化，並且也會固溶於α相而強化α相。而且因Cu之往α相中的固溶極限較大，故即便含有也不易生成β相或Ti2 Cu。另一方面，若含有大於1.50%的Cu，Ti2 Cu就會過度析出而導致表面性狀劣化(形成巨觀模樣)，因此Cu含量設為1.5%以下。Cu含量在1.30%以下為佳，較佳係在1.20%以下。另外，Cu因固溶強化能力較高，故可提高鈦板之後述表面硬度且可期待提高研磨性。此外，因Ti2 Cu會抑制晶粒成長，若在不影響研磨性的程度下使Ti2 Cu析出，就變得容易在鈦板中獲得均一且微細的結晶粒徑。為了獲得如上述之效果，鈦板可含有0.10%以上的Cu為佳，較佳係0.20%以上、更佳係0.40%以上。
本實施形態之鈦板的化學組成中，剩餘部分可為Ti及不純物。不純物若要具體例示，則有在精煉步驟中混入之Cl、Na、Mg、Si及Ca、及從廢料混入之Al、Zr、Sn、Mo、Nb、Ta及V等。含有該等不純物元素時，其含量例如只要各自為0.1%以下且鈦板的不純物含量以總量計在0.5%以下則係無問題的程度。
又，上述說明之Ti以外的各元素含量的下限值為0%，而鈦板當然亦可不含上述各元素。再者，如上述之以α相為主的金屬組織可藉由如上述之鈦板的化學組成來達成。 以上，說明了本實施形態之鈦板的化學組成。
(1.3　長度) 本實施形態鈦板的長度並無特別限定，可配合所製造之滾筒的用途、規格等適宜設定。本實施形態之鈦板如後所述，不進行交叉軋延而以單方向軋延來製造，故可製造長條鈦板。因此，本實施形態之鈦板的長度可設為例如20m以上且在200m以下。並且，可製成更長條的鈦軋延卷料。該鈦軋延卷料的長度係與本實施形態之鈦板同樣未特別限定，可配合所製造之滾筒的用途、規格等適宜設定，例如可設為20m以上且在400m以下。
(1.4　厚度) 本實施形態鈦板的厚度並無特別限定，可配合所製造之滾筒的用途、規格等適宜設定。本實施形態鈦板的板厚例如係4.0mm以上且在15.0mm以下，亦可設為6.0mm以上且在10.0mm以下。在作為製造銅箔的滾筒的材料使用時，由於板厚係隨著製造銅箔的滾筒的使用而減少，因此鈦板厚度的下限宜設為4.0mm以上，亦可為6.0mm以上，在7.0mm以上亦可。另外，本實施形態鈦板的厚度上限並無特別限定，例如係在15.0mm以下，亦可在12.0mm以下，亦可在10.0mm以下，在9.0mm以下亦可。
在以上說明之本實施形態中，將結晶製成微細且落在預定標準差內的均一大小，並且將集合組織控制成在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。從而，在使用於銅箔製造用之滾筒時，可充分抑制產生巨觀模樣。
又，關於巨觀模樣，可利用#800之砂紙來研磨鈦板表面後，使用硝酸10質量%及氫氟酸5質量%溶液腐蝕表面，藉此進行觀察。於圖3、4顯示產生有巨觀模樣之鈦板表面的照片作為一例。又，圖3與圖4係互相不同的鈦板的照片。「巨觀模樣」係指沿著軋延方向產生有數mm長度的筋條狀且顏色不同之部位的部分。例如，圖4中，圖4(A)的箭頭所示位置生成有圖4(B)所示形狀的巨觀模樣。若鈦板產生此種巨觀模樣，則該巨觀模樣最終會轉印到所製造的銅箔。
如以上所說明，本實施形態之鈦板具優異生產性且在用於銅箔製造用之滾筒時可抑制產生巨觀模樣，而適合作為銅箔製造用之滾筒的材料。因此，本發明在其一面向上亦涉及使用本發明之鈦板製出之製造銅箔的滾筒。
參照圖5及6，說明使用本發明之鈦板製出之製造銅箔的滾筒。圖5係製造銅箔的裝置的示意圖，其顯示製造銅箔的滾筒之一使用態樣，圖6係顯示本發明一實施形態之製造銅箔的滾筒的示意圖。製造銅箔的裝置1，譬如係如圖5所示具備：蓄有硫酸銅溶液之電解槽10、以一部分會浸漬於硫酸銅溶液中之方式設於電解槽10內之電沉積滾筒20、及在電解槽10內以浸漬於硫酸銅溶液中並與電沉積滾筒20之外周面按預定間隔相對向之方式設置之電極板30。藉由在電沉積滾筒20與電極板30之間施加電壓，銅箔F會電沉積於電沉積滾筒20之外周面而生成。成為預定厚度之銅箔F係利用捲取部40從製造銅箔的滾筒20剝離，並以導輥50一邊引導一邊捲取於捲取輥60。
電沉積滾筒20具備：圓筒狀之內滾筒21、沿著該內滾筒21的外周面接著之本實施形態之鈦板22、配置於該鈦板22的對接部之熔接部23、設於內滾筒的側面之側板24及旋轉軸25。本實施形態之製造銅箔的滾筒係以本實施形態之鈦板22與熔接部23來構成，該本實施形態之鈦板22係電沉積滾筒20之一部分且沿著圓筒狀之內滾筒21的外周面接著，該熔接部23配置於該鈦板22的對接部。側板24係接著於內滾筒21及鈦板22的軸方向的兩端。並且，旋轉軸25係以與內滾筒21的中心軸A為同軸的方式設於側板24。 本實施形態之製造銅箔的滾筒可利用周知方法製造，例如將本實施形態之鈦板伸展設置於內滾筒的外側面，並以周知熔接棒來熔接經加工成圓筒狀之鈦板的被相對的2個端部而製造。熔接部係指熔接棒的凝固組織。 本實施形態之製造銅箔的滾筒的尺寸並無特別限制，例如可設其直徑為2~5m。 如上述之製造銅箔的滾筒抑制了巨觀模樣的產生，而可製造高品質的銅箔。
本實施形態之鈦軋延卷料基本上係與上述本實施形態之鈦板相同。然而，本實施形態之鈦軋延卷料如上所述地，在其長度上，不進行交叉軋延而進行單方向軋延來製造。因此，可製成長條，譬如可製成20m以上。此種長條鈦軋延卷料無法以交叉軋延製造。 又，使用本實施形態之鈦軋延卷料來製造一製造銅箔的滾筒時，就算將鈦軋延卷料捲回並視所要製造之製造銅箔的滾筒的大小來裁切鈦軋延卷料亦當然無妨。從鈦軋延卷料切出之鈦板亦包含在本發明之鈦板中。因此，本發明之鈦板包含上述鈦板及從鈦軋延卷料切出之鈦板。 詳細製造方法將於後說明，若為從鈦軋延卷料切出之鈦板，則例如係將尺寸為160~250mm厚×1000~1500mm寬×40000~8000mm長的鈦扁胚連續軋延。將該鈦扁胚進行熱軋延而製成厚度10mm且64~200m長的熱軋板，並捲取成卷狀。而可從卷狀鈦材(鈦軋延卷料)切出3~16m長度來作為鈦板。
以上說明之本實施形態之鈦板及鈦軋延卷料可利用任何方法來製造，而亦可利用例如以下說明之本實施形態之鈦板之製造方法及鈦軋延卷料之製造方法來製造。
又，本實施形態之鈦軋延卷料之製造方法基本上係與本實施形態之鈦板之製造方法相同。具體而言，在以上述條件進行熱軋延後，進行捲取來作成軋延卷料。然後，使用連續爐或分批式爐等來進行上述條件的熱處理(退火)。亦可視需要而施行矯正加工。又，該等捲取等的步驟幾乎不會導致金屬組織改變，不論係在軋延後直接獲得板狀的鈦胚料，或裁切軋延卷料而獲得鈦胚料，皆可得到本發明之金屬組織。
＜2.鈦板之製造方法＞ 本實施形態之鈦板之製造方法係沿單方向軋延而製造鈦板之鈦板之製造方法，其進行軋延步驟，該軋延步驟中，軋延前的加熱溫度為300℃以上且在600℃以下，軋縮率為75%以上，從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度為0.05/秒以上且在10.0/秒以下，並且最終軋延後鈦胚料的表面溫度為250℃以上且在500℃以下。於軋延步驟後，在600℃以上且850℃以下之溫度下將鈦板熱處理(退火)1分鐘以上且480分鐘以下之時間。以下，詳細說明本實施形態之鈦板之製造方法。
(2.1　準備鈦板胚料) 首先，準備鈦板的胚料(鈦胚料)。鈦胚料可使用上述化學組成者且可使用藉由周知方法製出者。舉例來說，鈦胚料係藉由真空電弧熔解法、電子束熔解法或電漿熔解法等爐膛熔解法等的各種熔解法來從海綿鈦製作鑄錠。接著，在α相高溫區或β單相區的溫度下將所得鑄錠進行熱鍛造，從而可獲得鈦胚料。又，對於鈦胚料亦可視需要施行洗淨處理、切削等前處理。另外，在經以爐膛熔解法製造出可熱軋之矩形扁胚形狀的情況下，亦可不進行熱鍛造等而直接供於軋延。
(2.2　軋延步驟) 在本步驟中，將經加熱後之鈦板胚料沿單方向軋延(熱軋延)。本步驟中，軋延前的加熱溫度為300℃以上且在600℃以下，軋縮率為75%以上，從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度為0.05/秒以上且在10.0/秒以下，並且最終軋延後鈦胚料的表面溫度為250℃以上且在500℃以下。
本步驟之加熱溫度設為300℃以上且在600℃以下，藉由在300℃以上且加熱溫度以下的溫度下進行軋延，可抑制鈦板胚料的雙晶變形。將鈦板胚料進行單軸軋延時，滑動變形及雙晶變形會一同產生。一般而言，集合組織會藉由滑動變形而發達，但若產生雙晶變形則因結晶方位大幅改變而集合組織的聚集度降低。然而，藉由將加熱溫度設為300℃以上且在600℃以下，並在300℃以上且加熱溫度以下的溫度下進行軋延，便會抑制雙晶變形而聚集度變高。另外，加熱溫度為300℃以上且在600℃以下時不會發生再結晶，因此在軋延中方位不易隨機化，可提高集合組織的聚集度。加熱溫度的上限宜為550℃，較佳係500℃。又，加熱溫度的下限宜為350℃，較佳係400℃。
藉由將本步驟之軋縮率設為75%以上，可提高集合組織的聚集度並且可使結晶粒徑分布均一。藉由聚集度升高且結晶粒徑分布成為均一，可防止產生巨觀模樣。另一方面，若軋縮率低，則依軋延前結晶方位分布，結晶會變得無法旋轉至穩定的結晶方位，聚集度降低。並且，若軋縮率低，依軋延前的結晶方位分布不同而會局部產生未有應變的區域，在軋延後進行退火後，該未有應變的區域中晶粒變大，而結晶粒徑分布不均一。結果便形成巨觀模樣。軋縮率在80%以上為佳，較佳係在85%以上，在90%以上更佳。
此外，在本步驟中，從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度為0.05/秒以上且在10.0/秒以下。一般的軋延步驟中，最終板厚附近的應變速度係在30.0/秒左右以上。如上述，本步驟中係使最終板厚附近的應變速度較以往的軋延步驟更小，來軋延鈦板胚料。藉由將從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度設為0.05/秒以上且在10.0/秒以下，可維持生產性並獲得結晶方位聚集之集合組織。從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度若大於10.0/秒，則即便在上述軋延溫度下，雙晶變形仍會變得活躍，而無法獲得結晶方位聚集在特定方向之集合組織。另一方面，從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度若小於0.05/秒，生產性就會明顯降低。從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度，從生產性的觀點看來較佳係在0.1/秒以上。並且，從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度在8.0/秒以下為佳，在6.0/秒以下較佳。
藉由將本步驟之最終軋延後鈦胚料的表面溫度設為250℃以上且在500℃以下，會更抑制雙晶變形，而可獲得往特定方位的聚集更增加之效果。以上述軋延開始溫度及最終軋延後鈦胚料的表面溫度成為250℃以上且在500℃以下之方式來軋延鈦胚料，藉此會更抑制雙晶變形，往預定方位的聚集更增加。最終軋延後鈦胚料的表面溫度在275℃以上為佳，較佳係在300℃以上。並且，最終軋延後鈦胚料的表面溫度在480℃以下為佳，較佳係在450℃以下。
本步驟之軋延係將鈦胚料沿長邊方向延伸之單方向軋延，不進行沿長邊方向與寬度方向軋延之交叉軋延。若進行交叉軋延，便無法獲得以下金屬組織：在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示時，以聚集度成為最大之方位(最大聚集方位)為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率為20%以上之金屬組織。藉由以上述條件進行單方向軋延，可控制鈦板的組織。並且，若為單方向軋延，則無變更軋延方向之作業，故可縮短製造工期。另外，關於交叉軋延，鈦胚料的長度有所限制，然在本步驟中不進行交叉軋延而進行單方向軋延，故可提升產率而可提升生產性。
在以上軋延步驟之後實施熱處理步驟。以下，說明處理步驟。
(2.3　熱處理步驟) 在本步驟中進行熱處理(退火)，該熱處理(退火)係在600℃以上且850℃以下之溫度下，將軋延步驟後的鈦胚料維持1分鐘以上且480分鐘以下的時間。藉此可使未再結晶晶粒發生再結晶，並且可抑制晶粒成長。從而可使所得鈦板的金屬組織中晶粒成為均一且成為細粒。其結果，可更確實抑制產生巨觀模樣。
具體而言，藉由在600℃以上之溫度下將軋延步驟後的鈦胚料維持1分鐘以上，可使未再結晶晶粒充分析出為再結晶晶粒。並且，藉由在850℃以下之溫度下將軋延步驟後的鈦胚料熱處理480分鐘以下之時間，可防止一部分的晶粒變得粗大。熱處理溫度宜為630℃以上。並且，熱處理溫度宜在820℃以下。熱處理時間宜為2分鐘以上。並且，熱處理時間宜為240分鐘以下。
又，熱處理在大氣環境、非活性氣體環境或真空環境之任一種下進行皆可。
又，在鈦胚料的熱處理步驟中大多使用連續爐。使用連續爐時，熱處理時間宜為1分鐘以上且宜為5分鐘以下。另一方面，在軋延卷料的熱處理步驟中有時也會採用分批式爐。此時，鈦軋延卷料的熱處理時間宜為120分鐘以上且宜為480分鐘以下。
藉由以上步驟，可獲得本實施形態之鈦板。又，視需要，亦可在熱處理步驟後實施以下後處理步驟。於以下說明後處理步驟。
(2.4　後處理步驟) 後處理可舉出藉由酸洗或切削去除氧化物皮膜等、或洗淨處理等，可視需要來適當應用。或者，亦可進行鈦板的矯正加工作為後處理。惟，由於會生成雙晶，故宜不進行冷軋延。
以上，已說明了本實施形態之鈦板之製造方法。又，本實施形態之鈦軋延卷料之製造方法基本上可設為與本實施形態之鈦板之製造方法相同。具體而言，在以上述條件進行熱軋延後，進行捲取來作成軋延卷料。然後，使用連續爐或分批式爐等來進行上述條件的熱處理(退火)。亦可視需要而施行矯正加工。又，該等捲取等的步驟幾乎不會導致金屬組織改變，不論係在軋延後直接獲得板狀的鈦胚料，或裁切軋延卷料而獲得鈦胚料，皆可得到本發明之金屬組織。再者，由於本實施形態之鈦板及鈦軋延卷料係藉由單方向軋延來製造，不進行交叉軋延，故可縮短製造工期。結果可提升生產性。此外，本實施形態之鈦板及鈦軋延卷料不進行交叉軋延而利用單方向軋延來製造，故與進行交叉軋延來製造的一般鈦板相較之下，可製成長條。
實施例 以下，顯示實施例並且具體說明本發明實施形態。又，以下所示實施例僅為本發明之一案例，本發明並不限於下述案例。
1.製造鈦板 首先，將藉由真空電弧熔解法製出之鑄錠進行熱鍛造，從而獲得具有表1之化學組成的鈦胚料A~H。又，表1中「Bal.」表示剩餘部分。
[表1]
Figure 02_image001
接著，將所得鈦板的胚料按表1所示軋延溫度、軋縮率進行單方向軋延。從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度設為表2所示應變速度。又，表2所示「應變速度」係從最終軋延後鈦胚料板厚的1.5倍厚度至最終軋延後的板厚為止的應變速度，「表面溫度」係完成軋延時鈦胚料的表面溫度。
接下來，在大氣環境下，按表2中記載之溫度及時間進行熱處理，製得長度約30m且為表2所示厚度之鈦板。
2.　分析及評估 針對本實施例中各發明例及比較例之鈦板，就以下項目進行了分析及評估。
2.1　結晶粒徑 各發明例及比較例之鈦板的金屬組織中結晶的平均結晶粒徑及粒度分布之標準差係如以下方式測定並算出。將經裁切鈦板而成之截面進行化學研磨後，利用EBSD對鈦板軋延面下部及板厚中央部分別在(1/4×板厚)mm×2mm之區域以步距1~2μm進行測定並測定2~10視野左右。然後，針對結晶粒徑，係以藉由EBSD測得之5°以上方位差的邊界作為結晶晶界，並以該結晶晶界包圍之範圍作為晶粒，從晶粒面積求算圓等效粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)2 )，以該個數基準的平均值作為平均結晶粒徑，並且依據結晶粒徑分布算出對數常態分布(將各晶粒之圓等效粒徑D轉換成自然對數LnD而得之轉換值的分布)之標準差σ。 另外，利用以下方法確認有無未再結晶晶粒。亦即，以長寬比在5.0以上之晶粒作為未再結晶晶粒並確認其有無。具體而言，係將經裁切鈦板而成之截面進行化學研磨後，利用電子背向散射繞射法對鈦板軋延面下部及板厚中央部分別在(1/4×板厚)mm×2mm之區域以步距1~2μm進行測定並測定2~10視野左右。然後，以藉由EBSD測得之5°以上方位差的邊界作為結晶晶界，並以該結晶晶界包圍之範圍作為晶粒，求算晶粒之長軸及短軸後，算出將長軸除以短軸而得之值(長軸/短軸)作為長寬比。又，長軸係指在連結α相之晶界上任意2點的線條當中長度最長者，短軸則指與長軸正交且連結晶界上任意2點的線條當中長度最長者。
2.2　集合組織 各發明例及比較例之鈦板中聚集度成為最大之方位、及以聚集度成為最大之方位為中心具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率係如以下方式進行測定並算出。將經裁切鈦板而成之截面進行化學研磨後，利用EBSD進行結晶方位解析。分別針對鈦板表面下部及板厚中央部，在(1/4×板厚)mm×2mm之區域以步距1~5μm進行測定並測定2~10視野左右。關於該數據，使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體算出ODF後，從該ODF算出聚集度的尖峰位置及面積率。ODF係利用電子背向散射繞射(EBSD)法之採用球諧函數法之織構(Texture)解析算出(展開指數=16，高斯半值寬=5°)。此時，考慮到軋延變形的對稱性，以相對於板厚方向、軋延方向及板寬方向分別成為線對稱的方式進行了計算。又，表2所示「最大方位」係聚集度成為最大之方位，「Φ」及「φ1」係根據Bunge之標記方法之角度。
2.3　巨觀模樣 關於巨觀模樣，對5~10片左右之50×100mm尺寸的各發明例及比較例之鈦板表面，利用#800之砂紙進行研磨後，使用硝酸10質量%及氫氟酸5質量%溶液腐蝕表面，藉此進行了觀察。接著，以3mm以上長度的筋條狀模樣作為巨觀模樣，依產生比例之不同以下述方式進行評估。
A：產生比例在1.0個/片以下(非常良好，在50×100mm中為1.0個以下) B：產生比例大於1.0個/片且在10.0個/片以下(良好，在50×100mm中大於1.0個且在10.0個以下) C：產生比例大於10.0個/片(不合格，在50×100mm中大於10個) 將所得分析結果及評估結果列示於表2。又，表2所示「面積率」係以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率。另外，表2中「再結晶未完」表示有確認到未再結晶部。
[表2]
Figure 02_image003
如表2所示，發明例1~24之鈦板已抑制了巨觀模樣。相對於此，比較例1~10之鈦板產生了巨觀模樣。
以上，詳細說明了本發明之較佳實施形態，惟本發明不受該等例限定。顯而易見地，只要是具有本發明所屬技術領域之通識人士，皆可在申請專利範圍中所記載之技術思想範疇內思及各種變更例或修正例，並知悉該等亦理當歸屬本發明之技術範圍。
1:製造銅箔的裝置 10:電解槽 20:電沉積滾筒(製造銅箔的滾筒) 21:內滾筒 22:鈦板 23:熔接部 24:側板 25:旋轉軸 30:電極板 40:捲取部 50:導輥 60:捲取輥 A:中心軸 F:銅箔 RD,TD,ND:方向 X,Y,Z:軸 φ1,φ2,Φ:角度
圖1係說明圖，其用以說明根據利用Bunge之標記方法所得歐拉角之本發明一實施形態之鈦板及鈦軋延卷料的α相晶粒的結晶方位。 圖2係該實施形態之鈦板之藉由電子背向散射繞射法求得之結晶方位分布函數之一例。 圖3係顯示在腐蝕後的鈦板表面觀察到的巨觀模樣之一例之顯微鏡照片。 圖4係顯示在腐蝕後的鈦板表面觀察到的巨觀模樣之一例之顯微鏡照片，且係為了顯示巨觀模樣的位置而強調出巨觀模樣之參考圖。 圖5係製造銅箔的裝置的示意圖，其顯示製造銅箔的滾筒之一使用態樣。 圖6係顯示本發明一實施形態之製造銅箔的滾筒的示意圖。

Claims (7)

  1. 一種鈦板，具有以下化學組成： 以質量%計含有： N：0.10%以下、 C：0.08%以下、 H：0.015%以下、 Fe：0%以上且0.50%以下、 O：0%以上且0.40%以下及 Cu：0%以上且1.50%以下，且 剩餘部分包含Ti及不純物； 平均結晶粒徑為40μm以下； 根據結晶粒徑(μm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下；並且 在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示結晶方位時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。
  2. 如請求項1之鈦板，其中在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示前述聚集度成為最大之方位時，Φ為10°以上且在35°以下、且φ1為0°以上且在15°以下。
  3. 如請求項1或2之鈦板，其以質量%計含有Cu：0.10%以上且1.50%以下。
  4. 如請求項1至3中任一項之鈦板，係用於一製造銅箔的滾筒之鈦板。
  5. 一種鈦軋延卷料，具有以下化學組成： 以質量%計含有： N：0.100%以下、 C：0.08%以下、 H：0.015%以下、 Fe：0%以上且0.50%以下、 O：0%以上且0.40%以下及 Cu：0%以上且1.50%以下，且 剩餘部分包含Ti及不純物； 平均結晶粒徑為40μm以下； 根據結晶粒徑(μm)的對數之粒度分布的標準差為0.80以下；並且 在以利用Bunge之標記方法所得歐拉角來表示結晶方位時，以聚集度成為最大之方位為中心，具有方位差在15°以內之結晶方位的晶粒的面積率在20%以上。
  6. 如請求項5之鈦軋延卷料，其長邊方向之長度為20m以上。
  7. 一種製造銅箔的滾筒，具有： 如請求項1至4中任一項之鈦板，係沿著圓筒狀之內滾筒的外周面接著；及 熔接部，係配置於前述鈦板的對接部。
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