TWI415881B

TWI415881B - 微孔性聚丙烯薄膜及其製法

Info

Publication number: TWI415881B
Application number: TW94112663A
Authority: TW
Inventors: Jun Ichi Masuda; Masatoshi Ohkura; Shigeru Tanaka; Reiko Morita; Hajime Fukushima
Original assignee: Toray Industries
Priority date: 2004-04-22
Filing date: 2005-04-21
Publication date: 2013-11-21
Also published as: JP2012117078A; EP2270081A1; JP5678904B2; CA2772028C; JP4984890B2; KR101316671B1; DE602005026121D1; WO2005103127A1; CA2563787C; AU2005235863A1; US20070178324A1; JP2012107252A; CA2772028A1; KR101342934B1; JP5609901B2; EP2270081B1; TW200613392A; KR101243091B1; EP1757653B1; CN101880419A

Description

微孔性聚丙烯薄膜及其製法

本發明係關於可適用於包裝用途、工業用途等廣泛用途之微孔性聚丙烯薄膜。更詳而言，關於比迄今為止的根據β晶法的微孔性薄膜具有優越的製膜性、生產性，又可使得比重降低、或提高空隙率，並且也可使各種透過媒體之透過性增加至非常高之微孔性聚丙烯薄膜。

微孔性薄膜由於具有透過性、低比重等之特徵，主要使用於電池或電解電容器等之各種隔離物、各種分離膜(過濾器)、以尿布或生理用品為代表的吸收性物品、衣料或醫療用之透濕防水構件、感熱接受紙用構件、油墨接受體構件等之用途涉及多方面，且主要是使用以聚丙烯或聚乙烯所代表之聚烯烴系微孔性薄膜。

微孔性聚烯烴薄膜之製造方法，一般可大致區分為濕式法和乾式法。「濕式法」是包括一種在聚烯烴添加被萃取物，並使其形成微分散且予以薄片化後，以溶劑等來萃取被萃取物以形成孔，且必要時，則在萃取前和/或後具有施加延伸加工之步驟的萃取法等(參閱例如發明專利文獻1、2)。「乾式法」則係包括一種在藉由熔融擠壓的薄片化時，採取低溫擠壓、高牽伸之特殊熔融結晶化條件來製造經形成特殊的結晶片晶結構之未延伸薄片，然後將其主要藉由單軸向延伸來使片晶界面開裂以形成孔的片晶延伸法(參閱例如發明專利文獻3、非發明專利文獻1)；其他乾式法，則有一種將經在聚烯烴添加大量無機粒子等之非相容性粒子之未延伸薄片予以延伸以使異種材料界面剝離而形成孔之無機粒子法(參閱例如發明專利文獻4、5)。其他則有一種在製造聚丙烯之藉由熔融擠壓的未延伸薄片時使其形成低結晶密度之β晶(結晶密度：0.922 g/cm³ )，然後將其加以延伸以使結晶轉移成結晶密度高的α晶(結晶密度：0.936 g/cm³ )，藉此利用兩者之結晶密度差來形成孔的β晶法(參閱例如發明專利文獻6~15、非發明專利文獻2)。

在上述β晶法，由於其係在延伸後之薄膜形成大量之孔，因此必須在延伸前之未延伸薄片選擇性地生成大量之β晶。因此，在β晶法重要的是必須使用β晶成核劑，並在特定之熔融結晶化條件下生成β晶。近年來，β晶成核劑則有一種比迄今為止所使用之喹吖酮系化合物(參閱例如非發明專利文獻3)，為具有更高的β晶生成能材料之提案(參閱例如發明專利文獻16~18)，且有各種微孔性聚丙烯薄膜之提案。

例如為改良根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜之低溫製膜性、厚度不均勻性之目的，已有一種含有0.01~10重量%之超高分子量聚乙烯或聚四氟乙烯，且根據X射線之β晶分率(K值)為0.5以上，在230℃測定時之熔融張力(MS)為5 cN以上之樹脂組成物、薄膜及含孔薄膜之製造方法等之提案(參閱發明專利文獻19)。

此外，在使聚丙烯形成空隙或孔以降低比重之技術中，β晶法係比其他技術優越是已眾所周知。β晶法以外之聚丙烯低比重化技術，有一種在聚丙烯添加無機粒子或有機粒子、對聚丙烯為非相容性之樹脂等來製造未延伸薄片，並將其加以延伸使異種材料界面剝離來形成鄰接空隙彼此並未連續之所謂「孤立空隙」之方法是已眾所周知(參閱例如發明專利文獻20)。藉由該等其他技術所獲得之含有空隙的薄膜之比重，充其量為約0.6~0.8，與其相對，在β晶法則即使並未使用粒子或非相容性樹脂等，也可視其製造條件(製膜條件)而製得約0.3~0.4之低比重薄膜。此外，有一提案係以均勻地形成大量上述孤立空隙為目的之一種由可符合特定之熔體張力(在下文中稱為「MS」)與熔體流動速率(在下文中稱為「MFR」)之關係的聚丙烯所構成，且由在含有空隙的層(A層)之至少一面積層由聚烯烴系樹脂所構成之層(B層)所構成，且比重為0.5~0.85之白色雙軸向延伸聚丙烯薄膜(參閱發明專利文獻21)。並且，在該發明專利中則揭示對於符合上述方式的A層添加無機粒子、有機粒子、非相容性樹脂等之空隙引發劑，並加成性地添加β晶成核劑以形成空隙來製造比重為0.6~0.76之白色雙軸向延伸聚丙烯薄膜之實例。

〔發明專利文獻1〕發明專利第1,299,979號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻2〕發明專利第3,258,737號公報(申請專利範圍第1項、第3頁第2段落第8~20行)〔發明專利文獻3〕發明專利第1,046,436號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻4〕發明專利第1,638,935號公報(申請專利範圍第1~7項)〔發明專利文獻5〕日本發明專利特開昭第60－129240號公報(申請專利範圍第1~4項)〔發明專利文獻6〕發明專利第1,953,202號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻7〕發明專利第1,974,511號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻8〕發明專利第2,509,030號公報(申請專利範圍第1~8項)〔發明專利文獻9〕發明專利第3,341,358號公報(申請專利範圍第1~3項)〔發明專利文獻10〕發明專利第3,443,934號公報(申請專利範圍第1~5項)〔發明專利文獻11〕日本發明專利特開平第7－118429號公報(申請專利範圍第1~3項)〔發明專利文獻12〕日本發明專利特開平第9－176352號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻13〕發明專利第3,523,404號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻14〕國際公開第01/92386號小冊子(申請專利範圍第1~13項)〔發明專利文獻15〕國際公開第02/66233號小冊子(申請專利範圍第1~11項)〔發明專利文獻16〕發明專利第2,055,797號公報(申請專利範圍第1~8項)〔發明專利文獻17〕發明專利第3,243,835號公報(申請專利範圍第1項)〔發明專利文獻18〕發明專利第3,374,419號公報(申請專利範圍第1~4項)〔發明專利文獻19〕美國發明專利第6,596,814號公報(申請專利範圍第1~31項、第2頁第1段落第18~50行、實施例1~3、比較例4)〔發明專利文獻20〕發明專利第2,611,392號公報(申請專利範圍第1~2項、第4頁第1段第40行~第5頁第2段第5行)〔發明專利文獻21〕日本發明專利特開第2004－160689號公報(申請專利範圍第1~16項、實施例1~10)〔非發明專利文獻1〕足立氏等人，「化學工業」、第47冊、1997年、第47~52頁〔非發明專利文獻2〕Shoe(M.Xu)氏等人，「先進技術用聚合物(Polymers for Advanced Technologies)」、第7冊、1996年、第743~748頁〔非發明專利文獻3〕藤山，「高分子加工」、第38冊、1989年、第35~41頁

然而，迄今為止的根據β晶法的微孔性薄膜，若與所謂萃取法、片晶延伸法的微孔性薄膜相比較，則各種媒體之透過性能(在下文中，也有單純地簡稱為「透過性」之情形)較差。亦即，即使為使用如發明專利文獻16~18所揭示之高活性β晶成核劑，且即使為根據發明專利文獻6~15或非發明專利文獻2等所提案之β晶法的微孔性薄膜，若與根據萃取法或片晶延伸法的微孔性薄膜相比較，則透過性較差。因此，根據β晶法的微孔性薄膜，一向是被認為難以朝著要求以高透過性能之過濾器或電池隔離物用途等所代表之高附加價值領域推展。

而且，迄今為止的根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜之透過性能，係與根據無機粒子法的微孔性薄膜為同等或具有若干優越的程度，相對於雖然具有粒子脫落所引起之製程污染等之缺點，但是具有優越的成本競爭力之無機粒子法的微孔性薄膜而言，卻缺乏突出的特徵。

在β晶法，由於在其製造未延伸薄片之流延步驟中的特殊熔融結晶化條件，生產性較低也是問題之所在。更具體而言，在β晶法，為使在未延伸薄片生成大量β晶以製成高透過性之微孔性薄膜，不僅是必須使用含有β晶成核劑之聚丙烯，更佳為必須在超過100℃之高溫大氣下予以固化以使其薄片化(參閱例如發明專利文獻15)。並且，也已有報告指出熔融擠壓溫度愈低愈能形成大量β晶(參閱非發明專利文獻3)。因此，製造微孔性薄膜時之生產線速度，係取決於流延步驟之熔融聚丙烯之結晶固化狀態。亦即，即使為達成高速製膜而採取高速流延，由於在未固化狀態下會黏著，因此造成不易從金屬滾筒剝離之問題，即使能加以剝離，但是其後在受到張力下之輸送薄片時，則有可能會導致薄片伸長，因此必然抑低流延速度，甚至降低生產線速度(亦即，製膜速度)，結果導致生產性下降。並且如，欲顯現出透過性能，則必須在其後之延伸步驟以比迄今為止的未具有透過性的泛用聚丙烯薄膜之延伸條件為低的溫度下進行延伸。在該延伸步驟中，視條件而定也有撕裂會零星地產生，使得生產成本更加增高之問題。

並且，在發明專利文獻19所揭示之根據β晶法的微孔性薄膜，則也有可能在熔融擠壓時聚乙烯或聚四氟乙烯之超高分子量成份將成為粗凝膠狀物而析出之情況，使得製膜性顯著地惡化，因此如欲使實現高β晶分率的低比重．高透過性及改良製膜性．厚度不均勻性並存，則是極其困難。

此外，在發明專利文獻20所揭示之白色雙軸向延伸聚丙烯薄膜，由於實質地添加空隙引發劑，且在流延步驟中為使未延伸薄片固化所需之金屬滾筒之溫度低，因此如欲更進一步降低比重，則有困難。

此外，因為要求比重為更低、或透過性為更高之聚丙烯薄膜，因此以迄今為止的β晶法所能應付之比重範圍也會受到限制。另一方面，即使能使得比重更降低，但是由於將實質地導致以楊氏模數或強度等所代表的薄膜之力學物性下降，以致造成薄膜將在其後之二次加工製程中因受到加工張力而伸長等之問題。

為消除上述問題，本發明之目的係提供一種比重低，具有優越的生產性同時也可使透過性增加得極為高，且也具有優越的力學物性或尺寸穩定性等之微孔性聚丙烯薄膜。並且，提供一種比重低、具有優越的生產性，同時也可使透過性增加至極高，且也具有優越的力學物性或尺寸穩定性等之微孔性聚丙烯薄膜之製造方法。

本發明之發明人等經專心研討結果發現主要以下列構成即可解決上述課題。

首先，作為第一發明所揭示的是一種著目於聚丙烯或用以構成薄膜的聚丙烯之特洛頓比及薄膜之β晶活性、比重之聚丙烯薄膜及其製造方法。

第一發明A項之方式，其特徵為微孔性聚丙烯薄膜係含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，且具有β晶活性，比重為0.1~0.6。

第一發明B項之方式，其特徵為微孔性聚丙烯薄膜係含有特洛頓比為6以上，且具有β晶活性，比重為0.1~0.6。

第一發明C項之方式，其特徵為微孔性聚丙烯薄膜係含有在主鏈骨架中具有長鏈分枝之聚丙烯，且具有β晶活性，比重為0.1~0.6。

並且，如第一發明A~C項之微孔性聚丙烯薄膜之較佳方式為其熔融結晶化溫度(Tmc)為120~135℃。

此外，關於第一發明，第一發明D項之微孔性聚丙烯薄膜之製造方法，其特徵為包括：將以含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，且具有β晶活性的聚丙烯為主成份之樹脂組成物予以熔融擠壓，並且流延在滾筒上，以獲得未延伸薄片之步驟；又將所獲得之薄片使縱延伸倍率為5~10倍而加以縱－橫雙軸向延伸之步驟。

第一發明E項之方式，其特徵為包括：將以聚丙烯為主成份之樹脂組成物予以熔融擠壓，並且流延在滾筒上，以獲得特洛頓比為6以上，且具有β晶活性之未延伸薄片之步驟；又將所獲得之薄片使縱延伸倍率為5~10倍而加以縱－橫雙軸向延伸之步驟。

此外，第一發明F項之方式，其特徵為包括：將以在主鏈骨架中含有具有長鏈分枝的聚丙烯，且具有β晶活性的聚丙烯為主成份之樹脂組成物予以熔融擠壓，並且流延在滾筒上，以獲得未延伸薄片之步驟；又將所獲得之薄片使縱延伸倍率為5~10倍而加以縱－橫雙軸向延伸之步驟。

其次，作為第二發明所揭示的是一種著目於聚丙烯或用以構成薄膜的聚丙烯之熔體張力(MS)與熔體流動速率(MFR)之關係，及薄膜之β晶活性、空隙率的聚丙烯薄膜及其製造方法。

第二發明A項之方式，其特徵為微孔性聚丙烯薄膜係含有在230℃測定時之熔體張力(MS)與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(1)之條件的聚丙烯：log(MS)>－0.61 log(MFR)＋0.82 (1)，且具有β晶活性，空隙率為30~95%。

第二發明B項之方式，其特徵為微孔性聚丙烯薄膜係在230℃測定時之熔體張力(MS)為小於5 cN，MS與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(2)之條件：log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)，且具有β晶活性，空隙率為30~95%。

並且，如第二發明A及B項之微孔性聚丙烯薄膜之較佳方式為其內消旋五元組序列分率(mmmm)為90~99.5%。

此外，第二發明C項之方式係微孔性聚丙烯薄膜之製造方法，其特徵為包括：將以含有在230℃測定時之熔體張力(MS)與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(1)之條件：log(MS)>－0.61 log(MFR)＋0.82 (1)，且具有β晶活性的聚丙烯為主成份之樹脂組成物予以熔融擠壓成薄片狀，流延在滾筒上，以獲得未延伸薄片之步驟；並且將所獲得之薄片使縱延伸倍率為5~10倍而加以縱－橫雙軸向延伸之步驟。

此外，第二發明D項之方式，係微孔性聚丙烯薄膜之製造方法，其特徵為包括：將在230℃測定時之熔體張力(MS)為小於5 cN，MS與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(2)之條件：log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)，且具有β晶活性的聚丙烯為主成份之樹脂組成物予以熔融擠壓成薄片狀，流延在滾筒上，以獲得未延伸薄片之步驟；並且將所獲得之薄片使縱延伸倍率為5~10倍而加以縱－橫雙軸向延伸之步驟。

最後，第三發明所揭示的是一種著目於薄膜之縱．橫方向之結晶鏈配向程度及薄膜之β晶活性、比重的聚丙烯薄膜。

第三發明之微孔性聚丙烯薄膜之方式，其特徵為在根據X射線繞射法之(－113)面的方位角方向之薄膜面內強度分佈圖，符合下式(3)之條件：0.5≦I(MD)/I(TD)≦8 (3)〔式中，I(MD)：縱方向之積分強度；I(TD)：橫方向之積分強度〕，且具有β晶活性，比重為0.1~0.6。

此外，對於第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜通用之較佳方式係該等微孔性聚丙烯薄膜之戈雷(Gurley)透氣度為10~1,000秒鐘/100毫升。

玆將本發明之功效說明如下。

若根據第一、第二發明所揭示之微孔性聚丙烯薄膜及其製造方法，與迄今為止的根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其在延伸時之撕裂少，具有優越的製膜性。並且，例如即使朝著縱方向在低溫且作高倍率之延伸也可在橫延伸下不致於造成撕裂來加以製膜。因此，與迄今為止的β晶法相比較，其係可提高生產線速度而具有優越的生產性。並且，經朝著縱方向延伸高倍率，藉此，與迄今為止的β晶法相比較，其係可降低比重、提高長度方向強度，同時也可顯著提高透過性。

第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，與迄今為止的根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其結晶鏈係朝著薄膜之縱方向作高度的配向。因此可獲得具有優越的長度方向之力學物性，所以具有優越的在二次加工製程中之輸送性。並且，即使降低薄膜之比重，也具有長度方向之力學物性，因此可在保持輸送性下顯著地提高透過性。

該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於也具有優越的尺寸穩定性等，可在合成紙、感熱接受紙、光學構件、建材、分離膜(過濾器)、創傷被覆材等之透濕防水構件、衣料用等之透濕防水布、尿布用或生理用品用等之吸收性物品、電池用或電解電容器用等之隔離物、油墨接受紙、油或油脂之吸收材、血糖值感測器、蛋白質分離膜等用途等之各種領域中發揮優越特性。

〔本發明之最佳實施方式〕

首先，就第一發明之群項說明如下。

屬於第一發明A項之微孔性聚丙烯薄膜，係在用以構成該薄膜的聚丙烯全體(在下文中，也有單純地稱為「用以構成薄膜的聚丙烯」或「薄膜的聚丙烯」之情形。此外，聚丙烯本身之定義係如後述。)中含有特洛頓比為30以上的聚丙烯。換言之，第一發明A項之微孔性聚丙烯薄膜係含有特洛頓比為30以上的聚丙烯。當然，薄膜的聚丙烯也可僅含有特洛頓比為30以上的聚丙烯。

特洛頓比係使用流入壓力損失法，並根據科克斯威爾(Cogswell)之理論〔「聚合物工程技術科學(Polymer Engineering Science)」、12、第64~73頁(1972年)〕測定即可獲得。在此所謂「特洛頓比」係藉由以指數函數所近似的拉伸黏度－拉伸應變速度曲線、剪切黏度－剪切應變速度曲線所計算得者，且在此所揭示之各發明中，則為在230℃，應變速度為60 s^－ ¹ 下之拉伸黏度與剪切黏度之比。因此，對於某一聚丙烯，在拉伸黏度比較剪切黏度為高之情形下，特洛頓比將增高，在相反之情形下，則將降低。提高聚丙烯的拉伸黏度之方法，係包括：例如分子量分佈之寬幅化、導入超高分子量成份、導入長鏈分枝、輕度的交聯、添加具有低密度聚乙烯等之長鏈分枝的聚丙烯以外之聚合物、添加在聚丙烯中可以棒狀等之狀態分散的聚丙烯以外之添加劑等。

聚丙烯之特洛頓比係在彭杰(A.Pendse)等人、「SPE技術聯合會年鑑(SPE Annual Technical Conference)」、41、第1,080~1,084頁(1995年)；彭杰(A.Pendse)等人、「SPE技術聯合會年鑑(SPE Annual Technical Conference)」、42、第1,129~1,133頁(1996年)；巴拉科斯(G.Barakos)等人、「應用聚合物科學雜誌(J.Appl.Polym.Sci.)」、59、第543~556頁(1996年)；賓狄比(D.M.Bindigs)等人、「非牛頓流體力學雜誌(J.Non－Newtonian Fluid Mech.)」、79、第137~155頁(1998年)等中揭述其測定實例。此外，以該條件下所測定聚丙烯之特洛頓比的實例係揭述於例如日本發明專利特開第2004－161799號公報等。

第一發明A項之微孔性聚丙烯薄膜，若為如下所述含有β晶成核劑時，則如上所述混合在薄膜的聚丙烯中之特洛頓比為30以上的聚丙烯，較佳為未含有β晶成核劑。亦即，本發明之微孔性聚丙烯薄膜，若如下所述含有β晶成核劑時，則薄膜的聚丙烯較佳為含有β晶成核劑之聚丙烯與上述特洛頓比為30以上的聚丙烯的混合物。此外，上述特洛頓比為30以上的聚丙烯若含有上述β晶成核劑以外的添加物時，雖然較佳為將其予以萃取．除去後作測定，或在添加添加劑之前作測定，但是也可以在上述添加物等存在的萃取前之狀況下所測得之特洛頓比來代表，由於在此種情形下也可相同地達成本發明之目的，在本發明中，只要在上述添加劑等之存在下，該聚丙烯之特洛頓比為30以上時，則可視為符合本條件。

第一發明A項之微孔性聚丙烯薄膜，由於含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，則其延伸時之撕裂少、且具有優越的製膜性。並且，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率加以延伸，薄膜也不致於在橫延伸產生撕裂來加以製膜；及與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，由於即使流延速度為相同時，也可朝著縱方向以高倍率延伸即可提高生產線速度，因此能提高每單位時間之薄膜生產面積。如此，由於藉由含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，則可使製膜性提高，同時生產面積也可提高，因此可顯著地提高生產性。並且，特別是在朝著縱方向以高倍率下延伸時，則可提高薄膜之長度方向之力學物性。其係因為含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，從流延之階段起即能促進系內之貫穿微結晶的非晶相之緊伸分子彼此之絡合，藉此在其後之延伸過程中延伸應力將可均勻地傳達至系全體之緣故。

此外，若在薄膜中含有如上所述之特洛頓比為30以上的聚丙烯，且朝著縱方向以高倍率延伸時，則由於可提高延伸後之面積倍率(＝長度方向之有效延伸倍率與寬度方向之有效延伸倍率之乘積)，以促進孔之形成，因此與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其係可使得比重降低。而且，主要控制薄膜之積層構成或製膜條件，藉此也可顯著地提高透過性。

第一發明A項之在微孔性聚丙烯薄膜所含有的聚丙烯之特洛頓比更佳為35以上、且進一步更佳為40以上。在本發明之微孔性聚丙烯薄膜所含有的聚丙烯之特洛頓比愈高，則上述撕裂愈減少，其結果是可顯現出能穩定地朝著縱方向以高倍率延伸、或朝著縱方向以高倍率延伸所帶來之低比重化、且提高透過性之功效的傾向，其特洛頓比並無特殊限制，雖然是視添加量而定，但是若太高時，則有可能會導致製膜性惡化，在實施縱－橫逐次雙軸向延伸時，特別是縱方向之延伸性則將惡化(在縱延伸步驟中薄膜會切斷)之情形，因此較佳為例如100以下。

為獲得如上所述特洛頓比為30以上的聚丙烯之方法，雖然並無特殊限制，但是可例示下列方法，且以該等方法為適合於使用：摻合含有多數高分子量成份的聚丙烯之方法；摻合具有分枝結構的低聚物或聚合物之方法；如揭示於日本發明專利特開昭第62－121704號公報，在聚丙烯分子中導入長鏈分枝結構之方法。

如揭示於發明專利第2,869,606號公報不予導入長鏈分枝而製成熔體張力與固有黏度、結晶化溫度與熔點係分別符合特定之關係，且沸騰二甲苯萃取殘率是在特定之範圍的直鏈狀結晶性聚丙烯之方法。

第一發明A項之包含在微孔性聚丙烯薄膜之特洛頓比為30以上的聚丙烯，在該等聚丙烯中，若從具有上述製膜性之提高功效、伴隨其之低比重化、透過性之提高功效大的傾向來看，則較佳為使用在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯。

其中，所謂「在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯」係意謂具有由聚丙烯主鏈骨架所分枝之聚丙烯鏈的聚丙烯。以在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯之所以可獲得如上所述之大的功效之理由，可推定為從流延階段起長鏈分枝即將作為用以將微結晶間予以疑似交聯之緊伸分子來產生作用，使得在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此等在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯之具體實例，係包括Basell製造之聚丙烯(型名：PF－814、PF－633、PF－611、SD－632等)、Borealis製造之聚丙烯(型名：WB130HMS等)、道爾(Dow)製造之聚丙烯(型名：D114、D201、D206等)等。

代表聚丙烯之長鏈分枝程度之指標值，係包括以下述式所代表之「分枝指數g」：g＝〔η〕_L _B /〔η〕_L _i _n 其中，〔η〕_L _B 為具有長鏈分枝的聚丙烯之固有黏度，〔η〕_L _i _n 為具有長鏈分枝的聚丙烯與具有實質地相同的重量平均分子量之直鏈狀結晶性聚丙烯之固有黏度。此外，在此所說明之「固有黏度」係以習知之方法在135℃溶解於四氫萘之試料加以測定。此外，在測定該g值時之重量平均分子量，係藉由麥可尼魯(M.L.McConnell)發表在「美國實驗室(American Laboratory)」，五月、第63~75頁(1978年)之方法，亦即以低角度雷射光散射光度測定法來測定。

包含在第一發明A項之微孔性聚丙烯薄膜之特洛頓比為30以上的聚丙烯之分枝指數g較佳為0.95以下。若分枝指數g為超過上述範圍時，則添加特洛頓比為30以上的聚丙烯之功效將會下降，有可能會導致製膜性惡化、或經朝著縱方向以高倍率延伸所獲得的微孔性薄膜之比重增高、或透過性較差之情形。特洛頓比為30以上的聚丙烯之分枝指數g更佳為0.9以下。

第一發明A項之包含在微孔性聚丙烯薄膜之特洛頓比為30以上的聚丙烯之混合量，雖然並無特殊限制，但是較佳為相對於薄膜的聚丙烯全量為1~50重量%，且以即使添加少量也能顯現出功效為其特徵。若混合量為小於上述範圍時，則有可能會導致製膜性，特別是在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，特別是朝著縱方向以高倍率延伸時之橫方向延伸性將惡化(在橫延伸步驟中薄膜會撕裂)之情形。此外，有可能會導致朝著縱方向以高倍率延伸時所獲得之微孔性薄膜之比重將增高、或透過性差之情形。若超過上述範圍時，則有可能會導致製膜性，在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，特別是朝著縱方向以高倍率延伸時縱方向延伸性將惡化(在縱延伸步驟中薄膜會切斷)之情形。此外，有可能會導致在熔融擠壓時之熔融聚合物的穩定吐出性或薄膜之耐衝撃性等將惡化之情形。並且，以下文所定義之β晶分率即有可能將降低必要量以上。特洛頓比為30以上的聚丙烯之混合量，相對於薄膜的聚丙烯全量，更佳為1~20重量%，且最佳為1.5~15重量%。

第一發明B項之方式，係包括微孔性聚丙烯薄膜之特洛頓比為6以上。其中，所謂「薄膜之特洛頓比為6以上」係意謂就薄膜的聚丙烯全體所獲得之特洛頓比為6以上。此外，在此所謂特洛頓比，若本發明之微孔性聚丙烯薄膜為含有如下所述β晶成核劑時，則為就含有β晶成核劑之薄膜的聚丙烯所獲得之值。聚丙烯之特洛頓比，由於含有β晶成核劑其值雖然將比未含有β晶成核劑的聚丙烯之特洛頓比為低，但是在任何情形下，只要可符合此等條件即可達成本發明之目的。薄膜的聚丙烯若含有上述β晶成核劑以外之添加劑等時，雖然較佳為經將其萃取．除去後再作測定，或在添加添加劑之前即作測定，但是以在添加劑等存在的萃取前之狀況下所測定之特洛頓比來代表也不妨。在此種情形下，也能相同地達成本發明之目的，因此在本發明中，在上述添加劑等之存在下只要特洛頓比為6以上，則視為符合本條件。

第一發明B項之方式，由於微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之特洛頓比為6以上，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，在延伸時之撕裂少，具有優越的製膜性。並且，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸也可在橫延伸不致於導致薄膜撕裂下來加以製膜；且與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，即使流延速度為相同，但是經藉由朝著縱方向以高倍率予以延伸即可提高生產線速度，提高每單位時間之生產面積。如此，由於由特洛頓比為6以上的聚丙烯所構成，可提高製膜性，同時也可提高生產面積，因此可顯著地提高生產性。並且，若特別是朝著縱方向以高倍率延伸時，則可提高薄膜長度方向之力學物性。其理由可推定為由於由特洛頓比為6以上的聚丙烯所構成，從流延階段起貫穿系內微結晶之非晶相緊伸分子彼此之絡合即受到促進，藉此在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此外，由於若如上所述由特洛頓比為6以上的聚丙烯所構成，且朝著縱方向以高倍率延伸時，則可使延伸後之面積倍率(＝長度方向之有效延伸倍率與寬度方向之有效延伸倍率之乘積)提高，促進孔之形成，因此，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，可使得比重降低。此外，藉由主要控制薄膜之積層構成或製膜條件時，也可使透過性顯著地提高。

第一發明B項之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之特洛頓比，雖然愈高即具有可獲得上述撕裂減少，朝著縱方向以高倍率穩定地延伸，或朝著縱方向以高倍率延伸所帶來之低比重化，提高透過性之功效的傾向，但是若為太高時，則有可能會導致製膜性將惡化、或以下述所定義之β晶分率將降低必要量以上。本發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之特洛頓比，更佳為6.5~30、進一步更佳為7~20，且最佳為7~12。該等可以例如如下所述在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯之種類或添加量來加以控制。

如上所述之特洛頓比為6以上的聚丙烯，係藉由例如：在經導入高分子量成份的聚丙烯，或主鏈骨架中混合具有長鏈分枝的聚丙烯與各種泛用聚丙烯，或在泛用聚丙烯之主鏈骨架中以共聚合、接枝聚合等方法導入長鏈分枝成份即可獲得。用以構成本發明之微孔性聚丙烯薄膜之特洛頓比為6以上的聚丙烯，在該等中，若從具有上述製膜性之提高功效、伴隨其之低比重化、透過性之提高功效大的傾向來考慮，則較佳為使用在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯。

用以構成第一發明B項之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯本身，雖然只要特洛頓比為6以上時，則並無特殊限制，但是較佳為例如具有如下文所示之性質的聚丙烯。

例如較佳為含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，其結果是特洛頓比為6以上的聚丙烯。特洛頓比為30以上的聚丙烯，係藉由例如將在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯與泛用聚丙烯混合，或在泛用聚丙烯之主鏈骨架中以共聚合、接枝聚合等方法來導入長鏈分枝成份即可獲得。

雖然迄今為止的泛用聚丙烯之分子結構為線性結構，但是本發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，由於混合此等具有長鏈分枝的聚丙烯，可擴大製膜性之提高功效、伴隨其之低比重化、透過性之提高功效。其理由可推定為從流延階段起長鏈分枝即將作為用以將微結晶間予以疑似交聯之緊伸分子來產生作用，使得在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此時，供混合之具有長鏈分枝的聚丙烯之特洛頓比更佳為35以上，進一步更佳為40以上，並且更佳為40~100。

第一發明C項之方式，係微孔性聚丙烯薄膜含有具有長鏈分枝的聚丙烯。

第一發明C項之微孔性聚丙烯薄膜，由於含有具有長鏈分枝的聚丙烯，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，在延伸時之撕裂少、且具有優越的製膜性。並且，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸，在橫延伸也可在薄膜不致於撕裂下來加以製膜；及與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，由於流延速度即使為相同，只要朝著縱方向以高倍率延伸即可使生產線速度提高，因此可提高每單位時間之薄膜生產面積。如此，只要含有具有長鏈分枝的聚丙烯，則可提高製膜性，同時也可提高生產面積，因此可顯著地提高生產性。並且，特別是朝著縱方向以高倍率延伸時，則可提高薄膜長度方向之力學物性。其理由可推定為由於含有具有長鏈分枝的聚丙烯，從流延階段起長鏈分枝即將促進系內之貫穿微結晶的非晶相緊伸分子彼此之絡合(微結晶之間的疑似交聯效應)，藉此在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此外，由於若如上所述含有在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯，且朝著縱方向以高倍率延伸時，則可使延伸後之面積倍率(＝長度方向之有效延伸倍率與寬度方向之有效延伸倍率之乘積)提高，促進孔之形成，因此，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其係可使得比重降低。此外，藉由主要控制薄膜之積層構成或製膜條件時，也可使透過性顯著地提高。

由在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯之主鏈所分枝之聚丙烯鏈愈長，則上述具有長鏈分枝的聚丙烯之添加功效愈高，但是較佳為具有與聚丙烯主鏈相同長度。此外，該長鏈分枝，從上述賦予微結晶間的疑似交聯效應的觀點來看，則以具有長鏈分枝的聚丙烯全體之平均計較佳為在1條聚丙烯主鏈中平均導入1條以上，且更佳為平均2條以上。

此外，上述具有長鏈分枝的聚丙烯之重量平均分子量(Mw)較佳為10×10⁴ 以上。若Mw為小於上述範圍時，則有可能會導致上述縱配向結晶之再排列抑制效應將趨於不充分之情形。對於Mw，只要能顯現本發明之功效，則雖然並無特殊限制，但是例如從熔融擠壓特性的觀點來看，則較佳為500×10⁴ 以下。Mw較佳為15×10⁴ 以上，且更佳為20×10⁴ 以上。具有長鏈分枝的聚丙烯之重量平均分子量，係可以如前所述之方法來測定。

在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯之具體實例，可例示如前所說明者。

第一發明C項之包含在微孔性聚丙烯薄膜之具有長鏈分枝的聚丙烯之分枝指數g較佳為0.95以下。若分枝指數g為超過上述範圍時，則有可能會導致具有長鏈分枝的聚丙烯之添加效應將降低、使得製膜性惡化、或經朝著縱方向以高倍率延伸所獲得之微孔性薄膜比重增高、或透過性差之情形。具有長鏈分枝的聚丙烯之分枝指數g更佳為0.9以下。

第一發明C項之包含在微孔性聚丙烯薄膜之具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量，雖然並無特殊限制，但是較佳為相對於薄膜的聚丙烯全量為1~30重量%，且以即使添加少量也能顯現出功效為其特徵。若混合量為小於上述範圍時，則有可能會導致製膜性，特別是在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，尤其是朝著縱方向以高倍率延伸時之橫方向延伸性將惡化(在橫延伸步驟中薄膜會撕裂)之情形。此外，有可能會導致朝著縱方向以高倍率延伸時所獲得之微孔性薄膜之比重增高、或透過性差之情形。若超過上述範圍時，則有可能會導致製膜性，在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，特別是朝著縱方向以高倍率延伸時縱方向延伸性惡化(在縱延伸步驟中薄膜會切斷)之情形。此外，有可能會導致在熔融擠壓時之熔融聚合物的穩定吐出性或薄膜之耐衝撃性等將惡化之情形。並且，以下文所定義之β晶分率即有可能將降低必要量以上。具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量，相對於薄膜的聚丙烯全量，更佳為1~20重量%，且最佳為1.5~15重量%。

對於第一發明之群通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜之熔融結晶化溫度(Tmc)較佳為120~135℃。由於Tmc在上述範圍，在由熔融狀態製造未延伸薄片時即可縮小球晶尺寸，可提高製膜性、且可有效率地降低所獲得之微孔性薄膜比重，並且，若用作為具有透過性之微孔性薄膜時，則有可能提高透過性。若Tmc為低於上述範圍時，則有可能會導致聚合物在流延步驟中從熔融狀態的固化速度減慢，使得從金屬滾筒的薄片之剝離不完全，因此不得不將流延速度減慢，進而使生產線速度(＝製膜速度)被迫設定為低，使得生產性惡化之情形。此外，有可能會導致所獲得之微孔性薄膜之比重將增高、或透過性較差之情形。若Tmc為高於上述範圍時，則在流延步驟中，雖然可預期提高流延速度，但是有可能會導致未延伸薄片中之β晶分率降低，使得所獲得之微孔性薄膜之比重增高、或透過性較差之情形。Tmc更佳為121~130℃，且進一步更佳為123~129℃。

其次，就第二發明之群項加以說明。

第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜，係在用以構成薄膜的聚丙烯中，含有在230℃測定時之熔體張力(MS)與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下述式(1)之條件的聚丙烯：log(MS)>－0.61 log(MFR)＋0.82 (1)。換言之，第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜係含有符合上述式(1)之條件的聚丙烯。當然薄膜的聚丙烯也可為僅含有上述式(1)之條件的聚丙烯。此等聚丙烯，通常由於其MS高之特徵，被稱為「高熔體張力聚丙烯」(High Melt Strength－PP；在下文中，簡稱為「HMS－PP」)。

其中，所謂「在230℃測定時之MS」係意謂使用附有熔體張力測量計之毛細繪圖儀，將試料加熱至230℃，並以20毫米/分鐘之擠壓速度擠壓出熔融聚丙烯以製成股條，並以15.7公尺/分鐘之速度牽取股條時所測定之張力(單位：cN)。但是，僅限於在上述條件下因股條會切斷而不能測定之情形，也可將在5公尺/分鐘之牽取速度下之張力用作為該聚丙烯之MS。一般而言，由於聚丙烯之MS係具有MFR相依性，亦即，MFR愈低、MS愈高，因此若將其MS出乎意料的比迄今為止的聚丙烯MFR為高之特徵以數式來代表時，則如上所述之數式。關於聚丙烯或聚丙烯系樹脂組成物之MS與MFR之關係，則在例如日本發明專利特開第2003－64193號公報、特開第2001－114950等有揭示，與本發明相同條件之MS測定數據，也在同特開第2003－64193號公報中有揭示。

第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜，由於在薄膜的聚丙烯中，含有可符合上述式(1)之條件的聚丙烯，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，在延伸時之撕裂少，具有優越的製膜性。並且，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸，在橫延伸也可在薄膜不致於撕裂下來加以製膜；與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，由於流延速度即使為相同，只要朝著縱方向以高倍率延伸即可使生產線速度提高，因此可提高每單位時間之薄膜生產面積。如此，只要含有可符合上述式(1)之條件的聚丙烯，則可提高製膜性，同時也可提高生產面積，因此可顯著地提高生產性。並且，特別是朝著縱方向以高倍率延伸時，則可提高薄膜長度方向之力學物性。其理由可推定為由於含有可符合上述式(1)之條件的聚丙烯，從流延階段起長鏈分枝即將促進系內之貫穿微結晶的非晶相緊伸分子彼此之絡合(微結晶之間的疑似交聯效應)，藉此在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此外，由於若如上所述含有可符合上述式(1)之條件的聚丙烯，且朝著縱方向以高倍率延伸時，則可使延伸後之面積倍率(＝長度方向之有效延伸倍率與寬度方向之有效延伸倍率之乘積)提高，促進孔之形成，因此，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其係可提高空隙率。此外，藉由主要控制薄膜之積層構成或製膜條件，則也可使透過性顯著地提高。

在第二發明之A項中，包含在微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之上述高熔體張力聚丙烯(HMS－PP)，更佳為可符合下述式(4)，進一步更佳為可符合下述式(5)之條件者log(MS)>－0.61 log(MFR)＋1.2 (4)log(MS)>－0.61 log(MFR)＋1.3 (5)。此外，上述HMS－PP之MS與MFR之關係，只要可符合上述式(1)之條件時，則雖然具有可獲得減少上述撕裂，可朝著縱方向以高倍率穩定地延伸，或朝著縱方向以高倍率延伸所獲得的空隙率之提高、透過性之提高的功效的傾向，但是即使為屬於上述式(1)之範圍內，雖然視添加量而定，例如若MS比較MFR為過於高，或若MFR比較MS為過於高時，則有可能會導致製膜性惡化，在實施縱－橫逐次雙軸向延伸時，則有可能特別是會導致縱延伸性惡化之情形，因此較佳為例如可符合下述式(6)之條件，更佳為可符合下述式(7)之條件：log(MS)<－0.61 log(MFR)＋2.3 (6)log(MS)<－0.61 log(MFR)＋2 (7)。為獲得如上所述HMS－PP之方法，雖然並無特殊限制，但是可例示下列方法，且該等方法是適合於使用：摻合含有多數高分子量成份的聚丙烯之方法；摻合具有分枝結構的低聚物或聚合物之方法；如揭示於日本發明專利特開昭第62－121704號公報，在聚丙烯分子中導入長鏈分枝結構之方法。

如揭示於發明專利第2,869,606號公報，不予導入長鏈分枝而製成熔體張力與固有黏度、結晶化溫度與熔點係分別符合特定之關係，且沸騰二甲苯萃取殘率是在特定之範圍的直鏈狀結晶性聚丙烯之方法。

包含在第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜之上述HMS－PP，由於在該等聚丙烯中，具有熔融擠壓之穩定性、上述製膜性之提高功效、伴隨其之空隙率提高、透過性提高之功效大的傾向，因此特佳為在主鏈骨架中具有長鏈分枝的HMS－PP。

其中，所謂在主鏈骨架中具有長鏈分枝的HMS－PP，就是具有由聚丙烯主鏈骨架所分枝之聚丙烯鏈的聚丙烯。在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯之所以能獲得如上所述之大的功效之理由為從流延階段起長鏈分枝即將作為用以將微結晶間予以疑似交聯之緊伸分子而起作用，使得在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此等在主鏈骨架中具有長鏈分枝的HMS－PP之具體實例，係包括Basell製造之HMS－PP(型名：PF－814、PF－633、PF－611、SD－632等)、Borealis製造之HMS－PP(型名：WB130HMS等)、道爾製造之HMS－PP(型名：D114、D201、D206等)等。

包含在第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之可符合如前所述式(1)之條件的HMS－PP之分枝指數g較佳為0.95以下。若分枝指數g為超過上述範圍時，則上述HMS－PP之添加效應將會下降，有可能會導致製膜性惡化、經朝著縱方向以高倍率延伸所獲得的微孔性薄膜之空隙率降低、或透過性較差之情形。上述HMS－PP之分枝指數g更佳為0.9以下。

包含在第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜之可符合上述式(1)之條件的HMS－PP之MS較佳為3~100 cN。若MS為小於上述範圍時，則不能獲得上述HMS－PP之添加效應，且有可能會導致製膜性惡化，特別是在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，尤其是朝著縱方向以高倍率延伸時之橫方向延伸性將惡化(在橫延伸步驟中薄膜會撕裂)之情形。此外，有可能會導致朝著縱方向以高倍率延伸時所獲得之微孔性薄膜之比重增高，或透過性較差之情形。若超過上述範圍時，則有可能會導致製膜性惡化，在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，尤其是朝著縱方向以高倍率延伸時縱方向延伸性將惡化(在縱延伸步驟中薄膜會切斷)之情形。此外，有可能會導致在熔融擠壓時之熔融聚合物的穩定吐出性或薄膜之耐衝撃性等將惡化之情形。並且，以下文所定義之β晶分率即有可能將降低必要量以上。可符合上述式(1)之條件的HMS－PP之MS更佳為4~80 cN，且進一步更佳為5~60 cN。

包含在第二發明A項之微孔性聚丙烯薄膜之可符合上述式(1)之HMS－PP之混合量，雖然並無特殊限制，但是較佳為相對於薄膜的聚丙烯全量為1~50重量%，且以即使添加少量也能顯現出功效為其特徵。若混合量為少於上述範圍時，則有可能會導致製膜性，特別是在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，尤其是朝著縱方向以高倍率延伸時之橫方向延伸性將惡化(在橫延伸步驟中薄膜會撕裂)之情形。此外，有可能會導致朝著縱方向以高倍率延伸時所獲得之微孔性薄膜之比重將增高，或透過性差之情形。若超過上述範圍時，則有可能會導致製膜性，在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，尤其是朝著縱方向以高倍率延伸時縱方向延伸性將惡化(在縱延伸步驟中薄膜會切斷)之情形。此外，有可能會導致在熔融擠壓時之熔融聚合物的穩定吐出性或薄膜之耐衝撃性等將惡化之情形。並且，以下文所定義之β晶分率即有可能將降低必要量以上。可符合上述式(1)之HMS－PP之混合量，相對於薄膜的聚丙烯全量，更佳為1~20重量%，且最佳為2~12重量%。

第二發明之B項，係包括微孔性聚丙烯薄膜之在230℃測定時之熔體張力(MS)為小於5 cN，且MS與熔體流動速率(MFR)之關係係符合下述式(2)之條件：log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)。其中所謂「薄膜之MS為小於5 cN，且MS與MFR之關係係符合上述式(2)之條件」係意謂薄膜的聚丙烯全體所獲得之MS為小於5 cN，且MS與MFR係符合上述式(2)之條件。此時，若在薄膜的聚丙烯含有添加劑等時，雖然較佳為經將其萃取．除去後再作測定，或在添加添加劑之前即作測定，但是以在添加劑等存在的萃取前之狀況下所測定之特洛頓比來代表也不妨。在此種情形下，也能相同地達成本發明之目的，因此在本發明中，在上述添加劑等之存在下只要特洛頓比為6以上，則視為符合本條件。

在第二發明B項之方式中，由於微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之MS為小於5 cN，且MS與MFR之關係可符合上述式(2)之條件，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其係在延伸時之撕裂少、且具有優越的製膜性。並且，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸也可在以橫延伸不致於導致薄膜撕裂下來加以製膜，且與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，即使流延速度為相同，但是經藉由朝著縱方向以高倍率予以延伸即可提高生產線速度，提高每單位時間之生產面積。如此，由於MS為小於5 cN，且MS與MFR之關係可符合上述式(2)之條件，其係可提高製膜性，同時也可提高生產面積，因此可顯著地提高生產性。並且，若特別是朝著縱方向以高倍率延伸時，則可提高薄膜長度方向之力學物性。其理由可推定為由於MS為小於5 cN，且經加以控制成MS與MFR之關係可符合上述式(2)之條件，從流延階段起貫穿系內微結晶之非晶相緊伸分子彼此之絡合即受到促進，藉此在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

此外，若由如上所述MS為小於5 cN，且由MS與MFR之關係為可符合上述式(2)之條件的聚丙烯所構成，且朝著縱方向以高倍率延伸時，則可使延伸後之面積倍率(＝長度方向之有效延伸倍率與寬度方向之有效延伸倍率之乘積)提高，促進孔之形成，因此與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其係可提高空隙率。此外，藉由主要控制薄膜之積層構成或製膜條件，則也可使透過性顯著地提高。

第二發明B項之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之MS更佳為小於3 cN，且進一步更佳為2 cN以下。此外，本發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之MS與MFR之關係，更佳為可符合下述式(8)之條件，且進一步更佳為可符合下述式(9)之條件。該等可以由例如下述之HMS－PP之種類或添加量來加以控制，可如上所述提高製膜性，可朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸，且藉由朝著縱方向以高倍率延伸即可提高空隙率，則也有可能提高透過性之情形。

log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.65 (8) log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.7 (9) MS為小於5 cN，且MS與MFR之關係為符合上述式(2)之條件的聚丙烯，係例如藉由：混合以經導入高分子量成份的聚丙烯，或在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯等所代表之熔體張力(MS)高，亦即所謂高熔體張力聚丙烯(High Melt Strength－PP；HMS－PP)與各種泛用聚丙烯，或經在各種泛用聚丙烯之主鏈骨架中以共聚合、接枝聚合等方法導入長鏈分枝成份等來提高其MS即可獲得。用以構成本發明之微孔性聚丙烯薄膜之該聚丙烯，在該等中，若從具有上述製膜性之提高功效、伴隨其之低比重化、透過性之提高功效大的傾向來看，則較佳為使用在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯。

用以構成第二發明B項之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯係MS為小於5 cN，且只要可符合上述式(2)之條件時，則雖然並無特殊限制，但是較佳為例如具有如下述性質的聚丙烯。

亦即，較佳為含有可符合上述式(1)之條件的聚丙烯，其結果就是MS為小於5 cN，且符合上述式(2)之條件的聚丙烯。符合上述式(1)之條件的聚丙烯，係例如藉由：混合在HMS－PP中在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯與泛用聚丙烯，或在泛用聚丙烯之主鏈骨架中以共聚合、接枝聚合等方法導入長鏈分枝成份來提高MS即可獲得。

迄今為止的泛用聚丙烯之分子結構，雖然為屬於線性結構，但是經對於用以構成本發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，混合此等具有長鏈分枝的聚丙烯，則可具有使製膜性之提高功效、伴隨其之空隙率提高、透過性之提高功效更加增大的傾向。其理由可推定為從流延階段起貫穿系內微結晶之非晶相緊伸分子彼此之絡合即受到促進，藉此在其後之延伸步驟可使延伸應力均勻地傳達至系全體之緣故。

對於第二發明通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之內消旋五元組序列分率(mmmm)較佳為90~99.5%。由於只要使內消旋五元組序列分率符合上述範圍，則可提高所獲得之未延伸薄片之結晶性本身，因此可提高β晶之生成量，提高所獲得之微孔性薄膜之空隙率，同時提高透過性。若內消旋五元組序列分率為小於上述範圍時，則有可能會導致空隙率降低，或透過性能較為差之情形，造成在流延步驟中未延伸薄片從流延滾筒之剝離不完全，以致不能加快流延速度的傾向，因此有可能不得不將流延速度減慢，進而使生產線速度(＝製膜速度)被迫設定為低，而導致生產性惡化之情形。相對地，若超過上述範圍時，則在流延步驟中雖然可望提高流延速度，但是在其製膜步驟中，薄膜之撕裂將增多，其結果即有可能會導致製膜性惡化之情形。內消旋五元組序列分率更佳為92~99%，進一步更佳為93~99%。

其次，作為第三發明而就著目於根據薄膜之X射線繞射法的方位角方向分佈之聚丙烯薄膜加以說明。

第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，係在根據X射線繞射法的(－113)面之方位角(β)方向分佈中，可符合下式(3)之條件：0.5≦I(MD)/I(TD)≦8 (3)式中，I(MD)：縱方向之積分強度，I(TD)：橫方向之積分強度。

此外，(－113)面係在藉由2θ/θ掃描所獲得之X射線繞射分佈中，在2θ＝43°附近所能獲得之含有分子鏈軸方向成份之晶格面。I(MD)、I(TD)係藉由：如下述測定方法之詳細說明所揭示，將試料及計數器之位置固定於上述(－113)面能獲得繞射波峰頂點之θ、2θ並使試料在薄膜面內向方位角(β)方向旋轉時所獲得強度分佈分佈所計算得之積分強度。在同一試料，只要對方位角X射線所照射的試料之體積為一定時，則上述(－113)之方位角方向之強度分佈圖，將對應於在薄膜面內的結晶鏈之配向分佈。亦即，I(MD)係在薄膜面內之結晶鏈中，對應於朝著縱方向所配向之成份，I(TD)則對應於朝著橫方向所配向之成份。例如若I(TD)比較I(MD)為充分高時，則薄膜面內之結晶鏈係主要對應於橫配向之成份。因此，I(MD)/I(TD)之大小，可以說是一種表示薄膜面內之結晶鏈究竟以何種程度朝著縱方向配向之量測。亦即，在經高度縱配向之薄膜，I(MD)/I(TD)將增高，在主要為橫配向之薄膜，I(MD)/I(TD)則將相反地減小。例如增田氏等則在「Convertec」，369，12月號，第42~45頁(2002年)中，從(－113)面之方位角方向強度分佈圖，論述在雙軸向延伸聚丙烯薄膜面內之結晶鏈配向平衡。此外，嚴格說來(－113)面並非為子午線波峰(因垂直於分子鏈軸方向之面間隔的繞射波峰)，在上述β方向之強度分佈圖中各強度分佈之波峰則有可能會產生微妙的分裂。然而，即使為此等形態由於也能充分達成評估結晶鏈配向平衡的本方法之目的，因此，可達成第三發明之目的。

第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於其I(MD)/I(TD)為上述方式，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其結晶鏈是呈高度朝著縱方向配向之狀態。因此，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，即使為同一比重將具有相當於結晶鏈以高度作縱配向部份的優越薄膜長度方向之力學物性。因此，在製膜步驟或其後之切膜、捲取、塗佈、蒸鍍、印刷、積層等之二次加工製程中，薄膜即不易伸長，或起皺紋、或撕裂，而具有優越的輸送性。此外，即使將比重設定為更低，亦即，將空隙率設定為更高，也具有優越的長度方向之力學物性，因此可在保持輸送性下使透過性顯著提高。亦即，第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於其I(MD)/I(TD)為上述方式，因此可在高水準下使低比重(高空隙率)，及伴隨其高透過性與輸送性並存。

為使I(MD)/I(TD)成為上述方式，藉由例如選擇添加於用以構成薄膜的聚丙烯之β晶成核劑及控制其添加量，或在其製造步驟中，控制在流延步驟中使熔融聚合物固化時之結晶化條件(金屬滾筒溫度、金屬滾筒之周速、所獲得之未延伸薄片厚度、對金屬滾筒之接觸時間等)或在延伸步驟之延伸條件(延伸方向(縱或橫)、延伸方式(縱或橫之單軸向延伸、縱－橫或橫－縱逐次雙軸向延伸、同時雙軸向延伸、雙軸向延伸後之再延伸等)、延伸倍率、延伸速度、延伸溫度等)等即可達成。該等中，若採取縱－橫逐次雙軸向延伸時，則其縱延伸條件(溫度、倍率等)之選擇是特別重要。亦即，縱延伸倍率愈高愈可使I(MD)/I(TD)增高。然而，縱延伸倍率愈高，在緊接著的橫延伸之延伸性將愈不穩定，因此用以構成第三發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，較佳為下述條件中至少可符合一項條件。

．薄膜的聚丙烯係含有特魯通比為30以上的聚丙烯。

．薄膜的聚丙烯之特魯通比為6以上。

．薄膜的聚丙烯係含有具有長鏈分枝的聚丙烯。

．薄膜的聚丙烯係含有可符合下述式(1)之條件的聚丙烯。

log(MS)>－0.61 log(MFR>＋0.82 (1)．薄膜的聚丙烯係符合下述式(2)之條件。

log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)I(MD)/I(TD)愈高，縱方向之力學物性愈優越，但是若過於高時，則有薄膜容易朝著縱方向撕裂，或在其製造步驟之生產性將惡化的傾向。因此，第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，更佳為符合下式(10)之條件，進一步更佳為符合下式(11)之條件。

0.8≦I(MD)/I(TD)≦6 (10) 0.9≦I(MD)/I(TD)≦5 (11)對於第一、第二和第三發明通用的是：在該等發明所謂「聚丙烯」，雖然皆為主要由丙烯之單獨聚合物所構成，但是在不致於損及該等發明目的之範圍也可為丙烯與丙烯以外的單體所共聚合之聚合物，也可為在聚丙烯摻合該共聚物。用以構成此等共聚合成份或摻合物之單體係包括例如：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、1－十二烯、乙烯基環己烷、苯乙烯、苯基丙烯、環戊烯、降伯烯、5－甲基－2－降伯烯、丙烯酸及該等之衍生物等，但是並不受限於此等。

此外，對於第一、第二和第三發明通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜，從輔助形成孔的觀點來看，則含有選自聚烯烴系樹脂或聚烯烴系樹脂以外之其他聚合物等之至少一種聚合物也不妨。

聚烯烴系樹脂雖然包括主要由丙烯以外之在前文所例示由單體等之烯烴所構成之單獨聚合物或共聚物等，但是並不受限於此等。聚烯烴系樹脂之具體實例，從在熔融擠壓步驟之在聚丙烯中之微分散性、在其後之延伸步驟中補助形成孔功效的觀點來看，則包括例如聚甲基戊烯及甲基戊烯與甲基戊烯以外之α－烯之共聚合物、聚丁烯、環烯烴之單獨或共聚物，根據金屬芳香類觸媒法之線性低密度聚乙烯、超低密度聚乙烯等。雖然並不受限於此等，但是特別是根據金屬芳香類觸媒法之超低密度聚乙烯是可促進孔之形成，其結果是可降低比重，並且也有可能提高透過性之情形，此外也有可能提高製膜性之情形，因此為較佳。

聚烯烴系樹脂以外之其他聚合物，雖然包括聚烯烴以外之乙烯系聚合物樹脂、聚酯系樹脂、聚醯胺系樹脂、聚苯硫醚系樹脂、聚醯亞胺系樹脂等，但是並不受限於此等。聚烯烴系樹脂以外之其他聚合物之具體實例，若從在熔融擠壓步驟之聚丙烯中的微分散性，在其後之延伸步驟之輔助形成孔效應的觀點來看，則包括例如聚對苯二甲酸丁二醇酯、聚碳酸酯、對排立構聚苯乙烯等，但是並不受限於此等。

此外，作為聚烯烴系樹脂之超高分子量聚乙烯(UHMWPE)，作為聚烯烴系樹脂以外之其他聚合物之聚四氟乙烯(PTFE)，及該等之衍生物，係在熔融擠壓時即有可能析出凝膠狀物。此外，PTFE即有因聚合物之分解而產生氫氟酸，並腐蝕擠壓機或嘴之顧慮。因此，作為聚烯烴系樹脂以外之其他聚合物而實質地添加UHMWPE或PTFE之措施則有可能其本身就是不恰當之情形。

對於第一、第二和第三發明通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，從經濟性效益等的觀點來看，則可在不致於損及該等發明之特性範圍下摻合製造該等發明之微孔性聚丙烯薄膜時所產生之薄膜廢料，或製造其他薄膜時所產生之薄膜廢料。此時，對於第一發明之群項，其微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯必須為含有特魯通比為30以上的聚丙烯，或特魯通比為6以上，且具有下文所定義的β晶活性。此外，對於第二發明之群項，其微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯必須為含有MS與MFR之關係為符合上述式(1)之條件的聚丙烯，或MS為小於5 cN，且MS與MFR之關係可符合上述式(2)之條件，且具有下文所定義的β晶活性。

對於第一、第二和第三發明通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜，對於無論為單層薄膜、或如下文所示的兩層以上之積層薄膜之任何情形下，較佳為相對於用以構成薄膜的所有聚合物之單體全量，含有90重量%以上之丙烯單體。其中，從輔助形成孔的觀點來看，在添加由丙烯以外之單體所構成之聚合物之情形下，在摻合製造該等發明之微孔性聚丙烯薄膜以外之其他薄膜時所產生之薄膜廢料之情形下，在積層各種聚烯烴系樹脂和/或其他樹脂之情形下等時，則相對於用以構成薄膜之所有聚合物之單體全量，丙烯單體將為小於100重量%。若丙烯單體之含量為小於上述範圍時，則將導致所獲得之微孔性薄膜之β晶活性不足夠，其結果，有可能造成比重升高，或透過性能差之情形。該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的丙烯單體之含量，相對於用以構成薄膜之所有聚合物之單體全量，更佳為95重量%以上，進一步更佳為97重量%以上。

對於第一、第二和第三發明通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之熔體流動速率(MFR)，從製膜性的觀點來看，則較佳為1~30克/10分鐘。若MFR為小於上述範圍時，則有可能造成在低溫下之熔融擠壓將趨於不穩定，且擠壓原料之更換需要化長時間，以致不易形成均勻厚度之薄膜、製膜性將惡化等之難題。MFR若超過上述範圍時，則在流延步驟中使藉由狹縫狀嘴所吐出之熔融聚合物流延在金屬滾筒上來成型為薄片狀時，則由於熔融聚合物在金屬滾筒上的滴點將大幅度地變動，以致在未延伸薄片中均勻β晶之生成即將遭遇困難，或在薄片產生波浪起伏等之缺點，因此有可能會導致所獲得之微孔性薄膜之厚度不均勻性增大，或孔之形成不均勻性增大之情形。MFR更佳為1~20克/10分鐘。

對於第一、第二和第三發明通用的是：該等微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之等規指數(II)，較佳為92~99.8%。若II為小於上述範圍時，則有可能會導致在所製得之薄膜的剛性將降低，熱收縮率增大等之問題。雖然有II愈高剛性、尺寸穩定性等愈提高的傾向，但是超過上述範圍時，則有可能會導致製膜性本身將惡化之情形。II更佳為94~99.5%，進一步更佳為96~99%。

在測定上述特洛頓比、MS、MFR、分枝指數g、Tmc、內消旋五元組序列分率、II等之聚丙烯特性值時，若需要除去雜質．添加物時，則對經將試料以溫度為60℃以下之正－庚烷萃取2小時，以除去雜質．添加物後，在130℃施加真空乾燥2小時以上之試料進行測定即可。

其次，對於第一、第二和第三發明通用的是：該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，係必須具有β晶活性。所謂「具有β晶活性」係意謂：在經使用微差掃描熱量儀(DSC)，並根據JIS K 7122(1987年)在氮氣大氣下使5毫克之試料以10℃/分鐘之速度升溫至280℃，其後經保持5分鐘後以10℃/分鐘之冷卻速度冷卻至30℃，接著，再度以10℃/分鐘之速度升溫時所獲得之熱量曲線中，β晶之熔化所伴隨之吸熱波峰之頂點係存在140~160℃，且藉由該吸熱波峰之波峰面積所計算得之熔化熱量為10 mJ/mg以上之情形。此外，下文則有將以最初之升溫所獲得之熱量曲線稱為第一操作之熱量曲線，將以第二次之升溫所獲得之熱量曲線稱為第二操作之熱量曲線之情形。其中，張(Cho)氏等經在「聚合物(Polymer)」，44，第4,053~4,059頁(2003年)；高橋氏等經在「成型加工」，15，第756~762頁(2003年)等所揭示，聚丙烯之β晶生成能係可使用DSC來確認。在該等文獻，則在接近該等發明之溫度條件下使用DSC來採取熱量曲線，以確認含有β晶成核劑的聚丙烯之β晶活性。其中，所謂薄膜為「具有β晶活性」係意謂使聚丙烯結晶化時可生成β晶。此外，在此所謂β晶活性之判定，係對於經擠壓、流延、延伸、捲取步驟後，亦即經製膜後之薄膜實施測定。因此，薄膜的聚丙烯若含有如下述所例示之β晶成核劑時，則須對含有β晶成核劑之薄膜全體作β晶活性之判定。

此外，雖然吸熱波峰係存在於上述溫度範圍但是在起因於β晶熔化或不明確之情形時等，則也可與DSC之結果一併對於將該試料以下述測定方法之詳細說明段落所揭示特定之條件下予以熔融結晶化之試料，經使用廣角X射線繞射法所計算得之下述K值來判定為「具有β晶活性」。亦即，由在2θ＝16°附近所觀測到起因於β晶的(300)面之繞射波峰強度(設為Hβ₁ )與分別在2θ＝14,17,19°附近所觀測到起因於α晶的(110)、(040)、(130)面之繞射波峰強度(分別設為Hα₁ 、Hα₂ 、Hα₃ )，經以下述數式所計算得之K值為0.3以上，更佳為0.5以上，由此也可判定為「具有β晶活性」。其中之K值係代表β晶之比率的經驗性值。關於各繞射波峰強度計算方法等K值之詳細，則參考塔納瓊斯(A.Turner Jones)等人、「巨分子化學(Makromolekulare Chemie)」、75、第134~158頁(1964年)即可。

K＝Hβ₁ /{Hβ₁ ＋(Hα₁ ＋Hα₂ ＋Hα₃ )}(式中，Hβ₁ ：起因於聚丙烯β晶之(300)面之繞射波峰強度，Hα₁ 、Hα₂ 、Hα₃ ：分別為起因於聚丙烯α晶之(110)、(040)、(130)面之繞射波峰強度)該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於具有β晶活性，在其製造步驟中，則得以實現使β晶生成於未延伸薄片中，在其後之延伸步驟即得以實現使β晶作結晶轉移成α晶，而藉其結晶密度差來形成孔。

此時，為形成更均勻且多數之孔時，對於第一、第二和第三發明通用的是：該等發明之微孔性聚丙烯薄膜之β晶分率較佳為30%以上。此外，β晶分率係在使用如前所述之DSC作第二次升溫所獲得第二操作之熱量曲線中，由可以在140℃以上低於160℃可觀測到頂點的源於聚丙烯之β晶之熔化所伴隨的吸熱波峰(1個以上之波峰)之波峰面積計算得之熔化熱量(△Hβ；與第1圖相同熱量曲線的第2圖中之符號2)，與可以越過在160℃以上可觀測到頂點的β晶以外之源於聚丙烯之結晶熔化所伴隨之基線而具有波峰的β晶以外之源於聚丙烯之結晶熔化所伴隨的吸熱波峰之波峰面積計算得之熔化熱量(△Hα；與第1圖相同熱量曲線之第2圖中符號3)，使用下述式來計算得。其中，所謂「β晶分率」是在聚丙烯之所有結晶中之β晶所佔之比率，在日本發明專利特開第2004－142321號或上述特開第2004－160689號等，則在接近該等發明之溫度條件下使用DSC來採取熱量曲線，以測定薄膜之β晶分率。此外，雖然在140~160℃具有頂點的吸熱波峰存在，但是若不明確其是否為起因於β晶之熔化時等，則使用上述K值來判定即可。

β晶分率(%)＝{△Hβ/(△Hβ＋△Hα)}×100若β晶分率為小於上述範圍時，則所獲得之微孔性薄膜之空隙率有可能降低，或透過性較差之情形。β晶分率更佳為36%以上，進一步更佳為39%以上，且最佳為50%以上。

為賦予此等高的β晶活性，對於第一、第二和第三發明通用的是：則對於該等微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，較佳為添加所謂β晶成核劑。若未添加此等β晶成核劑時，則有可能不能獲得如上所述之高β晶分率。適合添加於用以構成該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之β晶成核劑，雖然包括例如：以1,2－羥基硬脂酸鉀、苯甲酸鎂、琥珀酸鎂、鄰苯二甲酸鎂等所代表之羧酸之鹼或鹼土金屬鹽類；以N,N’－二環己基－2,6－萘二羧基醯胺等所代表之醯胺系化合物；以苯磺酸鈉、萘磺酸鈉等所代表之芳香族磺酸化合物；二或三元羧酸之二或三酯類；四噁螺(tetraoxaspiro)化合物類；醯亞胺基羧酸酯衍生物；以酞青素藍等所代表之酞青素系顏料；以喹吖酮、喹吖酮醌等所代表之喹吖酮系顏料；由為有機二元酸的成份A與為周期表第IIA族金屬之氧化物、氫氧化物或鹽的成份B所構成之二成份系化合物等，但是並不受限於此等。此外，可僅使用一種，也可混合使用兩種以上。用以添加在該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之β晶成核劑，在上述之中特別是：以下述化學式所代表且以N,N’－二環己基－2,6－萘二羧基醯胺等所代表之醯胺系化合物：R² －NHCO－R¹ －CONH－R³ 〔式中R¹ 係代表碳原子數為1~24之飽和或不飽和之脂肪族二羧酸殘基、碳原子數為4~28之飽和或不飽和之脂環族二羧酸殘基、或碳原子數為6~28之芳香族二羧酸殘基；R² 、R³ 係相同或不同的碳原子數為3~18之環烷基，碳原子數為3~12之環烯基或該等之衍生物。〕；具有下述化學式之化合物：R⁵ －CONH－R⁴ －NHCO－R⁶ 〔其中，式中R⁴ 係代表碳原子數為1~24之飽和或不飽和之脂肪族二元胺殘基、碳原子數為4~28之飽和或不飽和之脂環族二元胺殘基、或碳原子數為6~12之複素環式二元胺殘基、或碳原子數為6~28之芳香族二元胺殘基；R⁵ 、R⁶ 係相同或不同的碳原子數為3~12之環烷基，碳原子數為3~12之環烯基或該等之衍生物。〕；以及由有機二元酸的成份A與周期表第IIA族金屬之氧化物、氫氧化物或鹽的成份B所構成之二成份系化合物，由於其可使所獲得之微孔性薄膜之比重降低(可提高空隙率)且提高透過性，因此為特佳。

此等特佳的β晶成核劑或經添加β晶成核劑的聚丙烯之具體實例係包括：新日本理化(股)製造之β晶成核劑“N－jester”(型名：NU－100等)，SUNOCO製造之β晶成核劑添加聚丙烯“BEPOL”(型名：B022－SP等)等。

β晶成核劑之添加量，雖然視所使用之β晶成核劑的β晶生成能而定，但是較佳為相對於薄膜的聚丙烯全量為0.001~1重量%。若β晶成核劑之添加量為小於上述範圍時，則有可能會導致所獲得之微孔性薄膜之β晶活性不足夠、或比重高(空隙率低)、或透過性能差之情形。若β晶成核劑之添加量為超過上述範圍時，則有可能造成即使再添加更多，所獲得之微孔性薄膜之β晶分率也不會提高、經濟效益差、成核劑分散性本身將惡化，結果反而使得β晶活性降低之情形。β晶成核劑之添加量更佳為0.005~0.5重量%，且進一步更佳為0.05~0.2重量%。

上述β晶成核劑較佳為在薄膜的聚丙烯中分散成針狀。成核劑之分散形態，如在下文測定方法之詳細說明段落所揭述，對於經受到加熱熔融的原料切粒或未延伸薄片或微孔性薄膜從薄膜之面方向以光學顯微鏡加以觀察，其時可確認到的成核劑形狀之短徑與長徑之比的平均值若為10以上時，則定義為已分散成針狀。使β晶成核劑分散成針狀時，藉此即有可能提高空隙率、或提高透過性之情形。並且，因為上述該等發明之特徵之一的促進緊伸分子彼此之絡合所引起之孔形成促進效應，可極有效率地形成細密且均勻的微細孔，因此藉此即有可能更加提高空隙率、或提高透過性之情形。其理由可推定為因β晶成核劑分散成針狀，使得在熔融擠壓時分散成針狀的該成核劑即可容易排列成長度方向(成核劑之長徑方向容易朝向未延伸薄片之長度方向)，因此經流延後所獲得之未延伸薄片之結晶片晶本身也可容易配向，及由β晶向α晶的結晶轉移之增效效應所產生。

對於第一、第二和第三發明通用的是：對於用以構成微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，可在不致於損及該等發明目的之範圍內混合例如抗氧化劑、熱穩定劑、氯捕捉劑、抗靜電劑、增滑劑、抗黏連劑、黏度調整劑、抗銅害劑等之各種添加劑。此時，特別是較佳為經添加後所獲得之微孔性薄膜之β晶分率能在目的之範圍內者。

該等中，抗氧化劑或熱穩定劑之種類及添加量之選定係對於薄膜長期耐熱性而言是重要的。適合添加至該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之抗氧化劑、熱穩定劑，係包括各種化合物。

「抗氧化劑」係包括：例如2,6－二－三級－丁基－對－甲酚(BHT)；3,3’,3”,5,5’,5”－六－三級－丁基－a,a’,a”－(三甲苯－2,4,6－三基)三－對－甲酚(例如Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1330等)；新戊四醇肆〔3－(3,5－二－三級－丁基－4－羥基苯基)丙酸酯(例如Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010等)等。

「熱穩定劑」係包括：例如磷酸參(2,4－二－三級－丁基苯基)酯(例如Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168等)；3－羥基－5,7－二－三級－丁基呋喃－2－酮與鄰－二甲苯之反應產物(例如Ciba－Geigy(股)製造之HP－136等)等。

但是並不受限於上述所例示之抗氧化劑或熱穩定劑。該等抗氧化劑、熱穩定劑較佳為併用兩種以上，且其添加量係相對於薄膜的聚丙烯全量，分別較佳為0.03~1重量份。若抗氧化劑、熱穩定劑各自之添加量為小於上述範圍時，則有可能在從初期的原料直至獲得微孔性薄膜為止之製造步驟，及其後之二次加工製程中導致長期耐熱性較差之情形。此外，若抗氧化劑、熱穩定劑各自之添加量為超過上述範圍時，則有可能即使再添加更多，所獲得之微孔性薄膜長期耐熱性不會提高而導致經濟效益較差之情形。抗氧化劑、熱穩定劑各自之添加量，相對於薄膜的聚丙烯全量，更佳為0.05~0.9重量份，且進一步更佳為0.1~0.8重量份。

此外，對於該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，為防止薄膜之帶電所引起之靜電障礙也可添加抗靜電劑。可添加在該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯之抗靜電劑，係包括例如甜菜鹼衍生物之環氧乙烷加成物、第四級胺系化合物、烷基二乙醇胺脂肪酸酯、甘油脂肪酸酯、硬脂酸甘油酯、或該等之混合物等，但是並不受限於此等。

此外，對於該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，也可添加增滑劑。所謂「增滑劑」係如JIS用語(參閱例如JIS K 6900(1994年))所揭述為改善熱可塑性樹脂在加熱成型時之流動性所添加者，例如為調節加工機械與薄膜表面、或改善薄膜彼此之間的摩擦力而添加。可添加在該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯增滑劑係包括例如硬脂醯胺、芥子酸醯胺、油酸醯胺等之醯胺系化合物，或該等之混合物等，但是並不受限於此等。

添加於該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的抗靜電劑之添加量，較佳為相對於薄膜的聚丙烯全量為0.3重量份以上，且更佳為0.4~1.5重量份。此外，抗靜電劑與增滑劑之合計添加量，就抗靜電與滑動性上而言，則更佳為0.5~2.0重量份。並且，如上所述，若經添加該等後會導致β晶分率降低時，則較佳為實質地並未添加，可適當地選擇添加量即可。

對於該等發明之微孔性聚丙烯薄膜的聚丙烯，也可為賦予滑動性、防止黏著(抗黏連劑)、輔助形成孔等而添加無機粒子和/或交聯有機粒子。

無機粒子為金屬或金屬化合物之無機粒子，雖然包括例如沸石、碳酸鈣、碳酸鎂、氧化鋁、二氧化矽、矽酸鋁、高嶺土、高嶺石、滑石、黏土、矽藻土、蒙脫土、氧化鈦等之粒子、或該等之混合物等，但是並不受限於此等。

此外，交聯有機粒子係經使用交聯劑使高分子化合物交聯所獲得之粒子，雖然包括例如：聚甲氧基矽烷系化合物之交聯粒子、聚苯乙烯系化合物之交聯粒子、丙烯酸系化合物之交聯粒子、聚胺甲酸酯系化合物之交聯粒子、聚酯系化合物之交聯粒子、氟系化合物之交聯粒子、或該等之混合物等，但是並不受限於此等。

此外，無機粒子及交聯有機粒子之體積平均粒徑，若將該等僅用作為抗黏連劑時，則較佳為0.5~5微米(μm)。若平均粒徑為小於上述範圍時，則有可能會導致所獲得之微孔性薄膜之滑動性差之情形，若超過上述範圍時，則有可能會導致粒子脫落之情形。此外，若以輔助形成孔為主要目的而添加時，則較佳為0.05~1微米。若平均粒徑為小於上述範圍時，則有可能會導致添加功效無法顯現之情形，若超過上述範圍時，則有可能會導致粒子脫落、或形成粗孔之情形。

無機粒子和/或交聯有機粒子之添加量，若將該等僅用作為抗黏連劑時，從抗黏連性、滑性等的觀點而言，則較佳為0.02~0.5重量%，且更佳為0.05~0.2重量%。此外，若以輔助形成孔為主要目的而添加時，雖然將大幅度地相依於其平均粒徑，但是從粒子之分散性、孔形成的觀點而言，則較佳為1~50重量%，且更佳為5~40重量%。並且，如上所述，若經添加該等後會導致β晶分率降低或粒子脫落、污染製程的傾向時，則較佳為實質地並未添加，可適當地選擇添加量即可。

第一、第三發明之微孔性聚丙烯薄膜之比重為0.1~0.6。第二發明之微孔性聚丙烯薄膜之空隙率為30~95%。在此所謂比重為低是相對於空隙率為高。亦即，在比重與空隙率之間，若薄膜是僅由聚丙烯所構成時，則由下述測定方法之詳細說明所揭示之空隙率計算式即可知有某種之相關關係存在。

另一方面，若比重為此等顯著的低、或空隙率為顯著的高，就是對應於孔係形成細密且多數之情形。藉此，不僅是具有優越的緩衝性、隱蔽性、隔熱性等，若用作為高透過性之微孔性薄膜時，則可製成具有優越的透過性、吸收性、保液性等之薄膜，可在合成紙、感熟接受紙、光學構件、建材、分離膜(過濾器)、創傷被覆材等之透濕防水構件，衣料用等之透濕防水布，尿布用或生理用品用等之吸收性物品，電池用或電解電容器用等之隔離物，油墨接受紙、油或油脂之吸收材，血糖值感測器，蛋白質分離膜等之用途上在有效利用高生產性下發揮優越特性。

該等發明之微孔性聚丙烯薄膜之比重、空隙率，係可由：添加於薄膜的聚丙烯之β晶成核劑添加量，在其製造步驟中，則可由在流延步驟使熔融聚合物固化時之結晶化條件(金屬滾筒溫度、金屬滾筒之周速、所獲得之未延伸薄片之厚度、對金屬滾筒之接觸時間等)，或在延伸步驟之延伸條件〔延伸方向(縱或橫)、延伸方式(縱或橫之單軸向延伸，縱－橫或橫－縱逐次雙軸向延伸、同時雙軸向延伸、雙軸向延伸後之再延伸等)、延伸倍率、延伸速度、延伸溫度等〕等來加以控制。特別是如欲控制使得比重顯著地降低、或使空隙率顯著地提高時，則重要的是主要為使用如上所述之聚丙烯，並在其製膜步驟中在流延步驟則形成均勻且大量之β晶，在延伸步驟則設定面積倍率，特別是縱延伸倍率為高等。

第一、第三發明之微孔性聚丙烯薄膜之比重，係呈愈低愈具有更優越的上述特性的傾向，因此為較佳。第二發明之微孔性聚丙烯薄膜之空隙率，係相同地愈高愈具有更優越的上述特性的傾向，因此為較佳。然而，若比重太低、空隙率太高時，在製膜步驟或其後之二次加工製程中，則有薄膜將伸長、起皺紋、或會斷裂的傾向(若出現該等現象時，該領域之業者則稱其薄膜為「製程通過性」、「二次加工性」或「輸送性」較差)。因此，第一、第三發明之微孔性聚丙烯薄膜之比重更佳為0.19~0.56，進一步更佳為0.2~0.4。此外，第二發明之微孔性聚丙烯薄膜之空隙率更佳為35~90%，進一步更佳為60~85%，且最佳為65~85%。

其次，對於第一、第二和第三發明通用的是：在微孔性聚丙烯薄膜之至少一面可根據抑制添加劑飛散．樹脂析出、易接著塗佈膜．蒸鍍膜、賦予易印刷性、賦予熱封性、賦予印刷積層性、賦予光澤、賦予滑動性、賦予脫模性、賦予易剝離性、提高表面硬度、賦予平滑性、提高表面粗糙度、賦予用手撕裂性、提高表面開孔率、賦予表面親水性、控制光學特性、賦予表面耐熱性、提高隱蔽性等各種目的而適當地積層各種聚烯烴系樹脂及其他樹脂。

此時之積層厚度較佳為0.25微米以上，且為薄膜之全厚度之1/2以下。若積層厚度為小於0.25微米時，則因膜切斷等而導致均勻的積層將遭遇困難，若超過全厚度之1/2時，則有可能會導致該等發明之微孔性聚丙烯薄膜之高空隙率、高透過性等之特徵較差之情形。

另一方面，關於第一、第二發明，此時所供積層之表層樹脂並不必要符合該等發明之範圍條件，積層方法係包括共擠壓、線上．線外式擠壓積層、線上．線外式塗佈、物理蒸鍍、化學蒸鍍、濺鍍等，但是並不受限於此等中之任一者，隨時隨地選擇最佳方法即可。關於第三發明，積層薄膜較佳為可符合本發明之範圍條件。

若將該等發明之薄膜用作為感熱接受紙時，則必須保持利用優越的隔熱性、緩衝性的高影像轉印靈敏度，同時賦予薄膜表面之平滑性、光澤，以提高接受紙應具備之美觀。從此等觀點來考慮，則必要時可採取至少在一面以各種樹脂作為表層而予以積層，並適當地隔著易接著層在該表層上形成影像轉印用之接受層之方法。

此外，若適用於電池隔離物時，則必須在保持高透過性下，賦予良好的滑動性以提高作為隔離物應有之輸送性。從此等觀點來看，則必要時可採取至少在一面積層含有各種增滑劑、各種粒子之各種樹脂以作為表層。

對於第一、第二和第三發明通用的是：由於採取在微孔性聚丙烯薄膜之至少一面之薄膜表面上施加電暈放電處理，使薄膜表面之濕潤張力控制為35 mN/m以上之措施，可提高表面親水性、接著性、抗靜電性及抑制增滑劑滲出性，因此可採用。此時，電暈放電處理時之大氣氣體較佳為使用空氣、氧氣、氮氣、二氧化碳、或氮氣/二氧化碳之混合系等，且從經濟性的觀點來看，則特佳為在空氣中施加電暈放電處理。此外，從提高表面觀點來看，則施加火焰處理、電漿處理等也是較佳。濕潤張力之上限雖然並無特殊限制，但是過度的表面處理是有可能會導致表面劣化之情形，因此較佳為60 mN/m以下。

對於第一、第二和第三發明通用的是：若欲製成高透過性之微孔性薄膜時，則微孔性聚丙烯薄膜之戈雷透氣度較佳為10~1,000秒鐘/100毫升。但是若在僅有效利用低比重(高空隙率)之特徵而不需要透過性本身時，則也可為不可能測定的所謂無限大(∞)秒鐘/100毫升。在該等發明中，所獲得之微孔性薄膜之透過性量測之一的戈雷透氣度，係可由：供添加於構成薄膜的聚丙烯之β晶成核劑之添加量，或在其製造步驟中，在流延步驟中使熔融聚合物固化時的結晶化條件(金屬滾筒溫度、金屬滾筒周速、所獲得之未延伸薄片之厚度、對於金屬滾筒的接觸時間等)，或在延伸步驟中之延伸條件〔延伸方向(縱或橫)、延伸方式(縱或橫之單軸向延伸、縱－橫或橫－縱逐次雙軸向延伸、同時雙軸向延伸、雙軸向延伸後之再延伸等)、延伸倍率、延伸速度、延伸溫度等〕等來加以控制。若欲製成高透過性之微孔性薄膜時，則若其戈雷透氣度為小於上述範圍時，則有可能會導致在製膜步驟或其後之二次加工製程中之輸送性較差之情形。若戈雷透氣度超過上述範圍時，則有可能會導致透過性能不足夠且比重也升高之情形。戈雷透氣度更佳為10~900秒鐘/100毫升，且最佳為50~300秒鐘/100毫升。

對於第一、第二和第三發明通用的是：關於微孔性聚丙烯薄膜之流動石蠟透過時間，如欲製成高透過性之微孔性薄膜時，則較佳為0.1~60秒鐘/25微米。但是若在僅有效利用低比重(高空隙率)之特徵而不需要透過性本身時，則也可為不可能測定的所謂無限大(∞)秒鐘/25微米。其中，所謂「流動石蠟透過時間」係意謂在將流動石蠟滴下於薄膜表面，經透過厚度方向來將孔填充而透明化時，加以測定從流動石蠟滴在薄膜表面之時刻起直至薄膜完全會透明化為止之時間，並使用滴下部附近之平均薄膜厚度來換算成每25微米厚度之值。因此，流動石蠟透過時間為評估薄膜透過性的量測之一，其可對應於流動石蠟透過時間愈短則透過性愈優越，反之愈長則透過性愈差。該等發明之微孔性聚丙烯薄膜之流動石蠟透過時間，可由：添加於構成薄膜的聚丙烯之β晶成核劑之添加量，或在其製造步驟中，在流延步驟中使熔融聚合物固化時的結晶化條件(金屬滾筒溫度、金屬滾筒周速、所獲得之未延伸薄片之厚度、對於金屬滾筒的接觸時間等)，或在延伸步驟中之延伸條件〔延伸方向(縱或橫)、延伸方式(縱或橫之單軸向延伸、縱－橫或橫－縱逐次雙軸向延伸、同時雙軸向延伸、雙軸向延伸後之再延伸等)、延伸倍率、延伸速度、延伸溫度等〕等來加以控制。若欲製成高透過性之微孔性薄膜時，則若該等發明之微孔性聚丙烯薄膜之流動石蠟透過時間為短於上述範圍時，則有可能會導致在製膜步驟或其後之二次加工製程中之輸送性較差之情形，若超過上述範圍時，則有可能會導致透過性能不足夠、且比重也升高之情形。流動石蠟透過時間更佳為1~30秒鐘/25微米，且最佳為1.5~9秒鐘/25微米。

對於第一、第二和第三發明通用的是：微孔性聚丙烯薄膜長度方向之楊氏模數較佳為0.1 GPa以上。若長度方向之楊氏模數為小於上述範圍時，則有可能會導致在製膜步驟或其後之二次加工製程中輸送性較差之情形。長度方向之楊氏模數係由薄膜的聚丙烯之結晶性(對應於II等)、所獲得之微孔性薄膜之比重(空隙率)、薄膜之I(MD)/I(TD)等來加以控制。長度方向之楊氏模數更佳為0.3 GPa以上，進一步更佳為0.39 GPa以上。此外，該等發明之微孔性聚丙烯薄膜長度方向之楊氏模數係具有愈高，則上述輸送性愈優越的傾向，雖然不加以設定上限，但是若太高時，則有可能會導致空隙率降低、透過性能較為差之情形，因此較佳為例如1.2 GPa以下。

對於第一、第二和第三發明通用的是：微孔性聚丙烯薄膜長度方向之斷裂強度較佳為40 MPa以上。若在25℃下長度方向之斷裂強度為小於上述範圍時，則有可能會導致在製膜步驟或其後之二次加工製程中輸送性較為差之情形。斷裂強度係可由薄膜的聚丙烯之結晶性(對應於II等)、所獲得之微孔性薄膜之比重(空隙率)、薄膜之I(MD)/I(TD)等來加以控制。斷裂強度更佳為50 MPa以上，進一步更佳為55 MPa以上。此外，該等發明之微孔性聚丙烯薄膜長度方向之斷裂強度，係具有愈高，則上述輸送性愈優越的傾向，雖然不加以設定上限，但是若太高時，則有可能會導致空隙率降低、或透過性能較為差之情形，因此例如較佳為150 MPa以下。

對於第一、第二和第三發明通用的是：微孔性聚丙烯薄膜之熱尺寸穩定性，係即使採取比較低溫之延伸條件，也應加以抑制成為低。具體而言，例如該等發明之微孔性聚丙烯薄膜在105℃下長度方向之熱收縮率較佳為5%以下。若在105℃下長度方向之熱收縮率超過上述範圍時，則有可能引起薄膜在二次加工製程中之收縮加大、起皺紋、捲曲等之製程缺陷之情形。在105℃下長度方向之熱收縮率係可由薄膜的聚丙烯之結晶性(對應於II等)、延伸條件(延伸倍率、延伸溫度等)、延伸後之熱固定條件(熱固定時之鬆弛率、溫度等)等來加以控制。在105℃下長度方向之熱收縮率更佳為4.5%以下。此外，該等發明之微孔性聚丙烯薄膜在105℃下長度方向之熱收縮率，係具有愈低則愈能抑制上述製程缺陷的傾向，雖然不加以設定下限，但是如欲控制成為低時，則必須將延伸後之熱固定溫度升溫某一程度至薄膜的聚丙烯之熔點正下方，但是有可能會導致因孔閉塞而比重增高、或透過性能惡化之情形，因此較佳為例如0%以上。

對於第一、第二和第三發明通用的是：微孔性聚丙烯薄膜之靜摩擦係數(μs)較佳為0.2~2之範圍。其中，薄膜之靜摩擦係數係以疊合薄膜兩面，並以在下文測定方法之詳細說明段落所揭示之方法來測定。若μs為小於上述範圍時，則有可能會導致薄膜在捲取時，薄膜太滑而造成捲取偏離，以致不能捲取成長條捲裝之情形。若μs超過上述範圍時，則有可能會導致在捲取薄膜時之滑動性不佳，以致經捲取後造成薄膜起皺紋等之情形；μs更佳為0.3~1.5。

對於第一、第二和第三發明通用的是：微孔性聚丙烯薄膜較佳為經使其作雙軸向配向。經使薄膜作雙軸向配向時，則可促進藉由β晶法的孔之形成。並且，經使其作雙軸向配向時，則可製成具有透過性，特別是在施加縱－橫逐次雙軸向延伸時，藉由朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸，則可製成具有高透過性之微孔性薄膜。

對於第一、第二和第三發明通用的是：微孔性聚丙烯薄膜之製造雖然可使用各種製膜法，但是欲以高水準達成如以在高生產性下製造低比重(高空隙率)、高透過性之微孔性薄膜為該等發明之目的時，則重要的是使用縱－橫逐次雙軸向延伸法。此外，比較其他製造方法，縱－橫逐次雙軸向延伸法係從裝置之擴張性等的觀點來看，則為適合於使用。以下則將使用縱－橫逐次雙軸向延伸法的該等發明微孔性聚丙烯薄膜之一實例製造方法加以說明。

作為第一發明之微孔性聚丙烯薄膜之製造方法來製備例如含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，且具有β晶活性的聚丙烯，或未延伸薄片的聚丙烯之特洛頓比為6以上，且可製成具有β晶活性之方式的聚丙烯，或含有具有長鏈分枝的聚丙烯，且具有β晶活性的聚丙烯。

作為第二發明之微孔性聚丙烯薄膜之製造方法來製備例如含有可符合下述式(1)之條件的聚丙烯：log(MS)>－0.61 log(MFR>＋0.82 (1)，且具有β晶活性的聚丙烯，或可符合下述式(2)之條件log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)，且具有β晶活性的聚丙烯。

作為第三發明之微孔性聚丙烯薄膜之製造方法來製備例如含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，且具有β晶活性的聚丙烯，或未延伸薄片的聚丙烯之特洛頓比為6以上，且可製成具有β晶活性之方式的聚丙烯，或含有具有長鏈分枝的聚丙烯，且具有β晶活性的聚丙烯，或含有可符合下述式(1)之條件的聚丙烯：log(MS)>－0.61 log(MFR)＋0.82 (1)，且具有β晶活性的聚丙烯，或可符合下述式(2)之條件：log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)，且具有β晶活性的聚丙烯。

其次，將對於第一、第二和第三發明通用的製造方法之方式說明如下。

將所製備的聚丙烯供應至擠壓機在200~320℃之溫度使其熔融，經過過濾器後，由狹縫狀嘴擠壓，流延在冷卻用金屬滾筒上，使其冷卻固化成薄片狀以作為未延伸薄片。此時，在所製備的聚丙烯適當地添加聚丙烯以外之其他聚合物也不妨。

其中，為在未延伸薄片生成大量之β晶，熔融擠壓溫度雖然較佳為低，但是若為低於上述範圍時，則有可能會導致在藉由嘴所吐出的熔融聚合物中產生未熔融物，並造成在後續延伸步驟中引起撕裂等製程缺陷原因之情形，若超過上述範圍時，則有可能會導致聚丙烯之熱分解將激烈地進行，使得所獲得之微孔性薄膜之薄膜特性，例如楊氏模數、斷裂強度等較差之情形。

此外，冷卻用金屬滾筒(流延滾筒)之溫度係設定在60~130℃，但是為使薄膜在適度的徐冷條件下使其結晶化，並使其大量且均勻地生成β晶，以在經延伸後成為低比重、高透過性之微孔性薄膜，則較佳為較高溫度。若冷卻用滾筒之溫度為小於上述範圍時，則有可能會導致所獲得之未延伸薄片之β晶分率降低之情形，若超過上述範圍時，則有可能會導致在滾筒上的薄片之固化不充分而使薄片從滾筒的均勻剝離遭遇困難之情形。此外，所獲得之微孔性薄膜之透過性係具有在上述溫度範圍內愈接近上限則愈高，愈接近下限則愈低的傾向，其理由可推定為相依於所獲得之未延伸薄片中β晶量之緣故。在此，未延伸薄片中β晶量，係對應於以未延伸薄片為試料，且由使用DSC所獲得第一操作的熱量曲線所獲得之β晶分率。若欲用作為高透過性之微孔性薄膜時，則流延滾筒溫度較佳為100~125℃。

此時，未延伸薄片與滾筒相接觸之時間(下文也有單純地稱為「對於滾筒之接觸時間」之情形)較佳為6~60秒鐘。其中，所謂「對於滾筒之接觸時間」係意謂在上述流延步驟中以熔融聚合物最初滴在滾筒上之時刻為開始時間(＝0秒鐘)，直至未延伸薄片由滾筒剝離之時刻為止所需之時間。但是若流延步驟是由數個滾筒所構成時，則以未延伸薄片接觸於其等滾筒之時間的總和為對於金屬滾筒之接觸時間。若對於金屬滾筒之接觸時間為短於上述範圍時，則有可能因在上述剝離時刻未延伸薄片將黏著、或生成在未延伸薄片之β晶較少(未延伸薄片之β晶分率低)而導致經雙軸向延伸後之薄膜比重增加至超過目標(空隙率減少超過必要量以上)之情形。若對於金屬滾筒之接觸時間為超過上述範圍時，則雖然視金屬滾筒之大小而定，有可能會導致金屬滾筒之周速降低至超過必要量以上，而使生產性顯著地惡化之情形。對於金屬滾筒之接觸時間更佳為7~45秒鐘，且進一步更佳為8~40秒鐘。

此外，對於冷卻滾筒之密著方法，雖然可使用施加靜電(銷連接)法、利用水的表面張力之密著方法、氣刀法、壓輥法、水中流延法等之任一種方法，但是如欲獲得該等發明之微孔性聚丙烯薄膜之方法，則較佳為使用厚度控制性良好，且可利用其吹刮空氣之溫度來控制冷卻速度的氣刀法、施加靜電法。其中，在氣刀法，其空氣係從非滾筒面吹刮且其溫度較佳為設定在10~200℃，並藉由控制表面冷卻速度即有可能控制表面β晶量，進而控制表面開孔率，亦即可控制所獲得之微孔性薄膜之透過性。

此外，若欲製成在該微孔性聚丙烯薄膜之至少一面使第二、第三層予以共擠壓積層之積層體時，則除上述聚丙烯之外，可根據需要分別製備各自所需要之樹脂，並分別使該等樹脂供應至各擠壓機，在吾所欲之溫度使其熔融，並經過過濾器後，在短管或嘴內使其合流，並以目的之各自積層厚度下由狹縫狀嘴予以擠壓，使其流延在冷卻用滾筒上，且使其冷卻固化成薄片狀即可製成未積層延伸薄片。

其次，將所獲得之未延伸(積層)薄片，使用習知泛用的縱－橫逐次雙軸向延伸法予以雙軸向延伸。首先，使未延伸薄膜通過保持在特定之溫度之輥來預熱，接著，使其薄膜在保持在特定之溫度下通過經設定周速差之輥間，以朝著長度方向延伸然後立刻加以冷卻。

此時，如欲製造具有低比重、高透過性等特徵之該等發明之微孔性聚丙烯薄膜時，則重要的是縱方向(＝長度方向)之延伸倍率。通常以縱－橫逐次雙軸向延伸法製膜微孔性聚丙烯薄膜時之縱方向之有效延伸倍率為3~4.5倍之範圍，若超過5倍時，穩定的製膜將有困難，在橫延伸時薄膜將撕裂，與此相對，在該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，如欲獲得更低比重、高透過性之微孔性薄膜時，則較佳為將縱方向之有效延伸倍率設定為5~10倍。若縱方向之有效延伸倍率為小於上述範圍時，則有可能會導致所獲得之微孔性薄膜之比重增加、透過性較差之情形，且有可能由於倍率低以致即使為相同流延速度製膜速度(＝生產線速度)將減慢、生產性較差之情形。若縱方向之有效延伸倍率超過上述範圍時，則有可能會導致在縱延伸或橫延伸時薄膜撕裂將零散地產生，使得製膜性惡化之情形。縱方向之有效延伸倍率更佳為5~9倍，且進一步更佳為5~8倍。此時，從低比重化、提高透過性能、抑制表面缺陷等的觀點來看，則必要時可將縱延伸分成為至少二階段以上來實施。縱延伸溫度係從穩定製膜性、抑制厚度不均勻性、目的之比重或透過性等的觀點來適當地選定最適當溫度條件即可，且較佳為80~140℃。此外，在縱延伸後之冷卻過程中，以不致於導致薄膜之厚度不均勻性或透過性惡化之程度朝著縱方向施加鬆弛處理，則在長度方向之尺寸穩定性上為較佳。並且，也可對經縱延伸後之薄膜適當地以擠壓積層或塗佈等來設置吾所欲得之樹脂層。

接著，將此縱延伸薄膜導入拉幅機式延伸機，以各自特定之溫度加以預熱，並朝著寬度方向延伸。此時，寬度方向之有效延伸倍率較佳為12倍以下。若寬度方向之有效延伸倍率超過12倍時，則有可能會導致製膜性惡化之情形。橫延伸溫度係從穩定製膜性、厚度不均勻性、目的之比重或透過性等的觀點來適當地選定最適當的溫度條件即可，且較佳為100~150℃。

經朝著寬度方向延伸後，從提高所獲得之微孔性薄膜的尺寸穩定性等的觀點來看，則進一步朝著寬度方向賦予1%以上之鬆弛，同時在100~180℃加以熱固定並予以冷卻。並且，必要時對薄膜之至少一面在空氣或氮氣或二氧化碳與氮氣之混合大氣中，施加電暈放電處理。然後，捲取該薄膜，則可獲得該等發明之微孔性聚丙烯薄膜。

該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，與迄今為止的根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜相比較，在延伸時之撕裂少、且具有優越的製膜性。並且，例如即使朝著縱方向在低溫且以高倍率延伸，在橫延伸時也可在不致於撕裂下進行製膜，與迄今為止的β晶法相比較，其係可提高生產線速度，因此具有優越的生產性。而且，藉由朝著縱方向以高倍率延伸，則也可使得比重低於迄今為止的β晶法者，顯著地提高透過性。

茲將對於第一、第二和第三發明通用的有效利用該等特徵之該等發明的微孔性聚丙烯薄膜之應用實例例示如下，但是該等發明並不受限於下述者。

(1)感熱接受紙用薄膜第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於形成細密且均勻之微細的孔，則可將比重控制在非常低，若用作為感熱接受紙用構件時，與包含具有孤立空隙的薄膜之迄今為止的含有空隙或孔之薄膜相比較，則能賦予優越的穩蔽性，且具有用作為接受紙時之美觀。並且，由於因該孔結構而具有優越的緩衝性或隔熱性，用作為接受紙時之靈敏度高，可印出鮮明的影像，特別是可鮮明地表達出膚色等自然顏色。在表層上積層具有孔的表皮層，則可更加提高靈敏度。並且，提高該表層之結晶性，則可提高表層之耐熱性。此外，若加以控制表皮層之樹脂組成或表面狀態(表面粗糙度、化學的親和性)時，則可提高與接受層、基底塗層等之被接著層的接著性。如上所述，加以控制層構成，則也可實現更進一步的高功能化．高性能化。

由上述情形即得知該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，若在表層塗佈接受層，並適當地與紙等之基材作積層，藉此即可適合用作為可供作為昇華型感熱接受紙的感熱接受紙用薄膜。

(2)透濕防水構件用薄膜第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，與迄今為止的β晶法相比較，由於藉由顯著提高透過性能，則可具有優越的透濕性，同時具有微細的孔徑、尖銳的孔徑分佈，因此具有優越的防水性，極其優異的透濕防水性。此外，由於強度、耐水壓也是高，也具有優越的可靠性，優越的尺寸穩定性，因此也具有優越的在縫製、積層等之加工時之輸送性。並且，也可以廉價製造此等優越的透濕防水薄膜。

由上述情形即得知該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，係適合用作為創傷被覆材等之醫療用透濕防水構件、衣料用等之透濕防水布、尿布用或生理用品用等之吸收性物品等之透濕防水構件用薄膜。

(3)電池用或電解電容器用等之隔離物第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於其係主要由聚丙烯所構成，當用作為電池用或電解電容器用等之隔離物時，則具有優越的電氣絶緣性或耐電解液特性。此外，該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於也可製成雙軸向配向，與藉由例如萃取法、片晶延伸法、迄今為止的β晶法、無機粒子法所獲得之單軸向配向或無配向之微孔性薄膜相比較，則其係也可賦予優越的拉伸強度、突刺強度。並且，與迄今為止的β晶法相比較，由於可在保持微細的孔徑、尖銳的孔徑分佈下能顯著地提高透過性，且由於其透過性能係與藉由上述萃取法或片晶延伸法之微孔性薄膜為同等或超過，因此例如用作為電池用隔離物時，則在相同厚度下，可使電阻(ER)降低至低於迄今為止的微孔性薄膜。此外，由於具有優越的拉伸強度、突刺強度，也可在保持ER下製成薄的隔離物本身。並且，該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於比重極低(空隙率大)，例如用作為電池用隔離物時，則可提高電解液之保液性來提高電池容量。此外，由其優越的透過性能，與迄今為止的微孔性薄膜相比較，可縮短在電池組裝步驟中使電解液浸透所需之時間，同時由於具有優越的拉伸強度、突刺強度，且並無薄膜之伸長．皺紋．撕裂等而具有優越的輸送性，因此具有優越的電池組裝性。並且，藉由施加例如使用各種界面活性劑等浸透之各種親水化處理，則可更加提高該電解液之浸透性，使得電池組裝性再進一步提高。

由上述情形即得知該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，係適合用作為隔離物。

(4)分離膜(過濾器)第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於具有微細的孔徑、尖銳的孔徑分佈，且如上所述具有極其優越的透過性能，若用作為分離膜(過濾器)時，則可抑低壓力損失，因此可向對於迄今為止的根據β晶法的薄膜而言，因壓力損失過高而不易推廣的分離膜(過濾器)用途領域也可推廣。並且，由於該等發明之微孔性聚丙烯薄膜也可作雙軸向配向，因此比較藉由例如萃取法、片晶延伸法、迄今為止的β晶法、無機粒子法所獲得之單軸向配向或無配向之微孔性薄膜，即使在相同比重下也可提高拉伸強度或突刺強度，且具有優越的長期使用時之可靠性(長期耐用性)。加上藉由添加各種界面活性劑等，則可將所獲得之微孔性薄膜之親水性根據被分離物之性質來加以控制，提高用作為分離膜(過濾器)時之被分離物之浸透性或透過性。

由上述情形即得知該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，係適合用作為各種分離膜(過濾器)。

(5)反射板第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，可形成細密且均勻的微細孔，具有優越的穩蔽性、光反射特性。並且，藉由施加如下所述之二次加工，則可更進一步提高反射特性。此外，藉由添加或塗佈各種光安定劑、耐氣候劑等，則可賦予長期使用時之可靠性(長期耐用性)。

由上述情形即得知該等發明之微孔性聚丙烯薄膜係適合用作為反射板。

此外，第一、第二和第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，係藉由塗佈等之二次加工來使各種功能物質載持在其空隙內，也能賦予新的功能。例如一種經將高屈折率物質被覆在孔內壁，使光反射特性更加提高之反射板，一種載持芳香物質之芳香劑薄膜，一種將導電性物質被覆在孔內壁並使該等朝著厚度方向連續所構成，雖然在厚度方向具有導電性，但是在薄膜面內方向則並未具有導電性之異方向導電性薄膜，一種使藥劑等載持在孔內之徐放性薄膜等，除該等以外也有各式各樣之功能膜。

並且，該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於使用迄今為止的熔融製膜法，不僅是可連續製膜，同時與迄今為止的β晶法相比較，其係可提高生產性，因此可將具有與如上所述之萃取法或片晶延伸法相同或超過的特性(比重、透過性能等)之高功能微孔性薄膜，遠比萃取法或片晶延伸法更廉價地製造。

由上述情形即得知本發明之微孔性聚丙烯薄膜，係適合用作為包裝用途、工業用途等。

《特性值之測定法》

茲將對於第一、第二和第三發明通用的用語及測定法綜述如下。

(1)特洛頓比使用流入壓力損失法並根據科克斯威爾(Cogswell)之理論〔「聚合物工程科學(Polymer Engineering Science)」、12、第64~73頁(1972年)〕以下列條件進行測定。此外，測定係在東麗公司(股)研究中心實施。．裝置：雙毛細管流變儀RH－2200型(Rosand製造)．溫度：230℃．毛細管尺寸：模/1.0毫米ψ×16毫米；小孔/1.0毫米ψ×0.25毫米．剪切速度：約10_S ^－ ¹ ~約1,800_S ^－ ¹ ．拉伸應變速度：約2_S ^－ ¹ ~180_S ^－ ¹ 各試料(切粒形狀之原料係以原始形態，薄膜形狀者必要時則加以萃取處理後，以5毫米見方以下之尺寸切出需要量來使用。)係在230℃安置．填充於裝置並保持3分鐘。並且再填充，並保持3分鐘後開始測定。

若根據Cogswell之理論時，流入時在毛細管入口所產生之壓力損失(△P_e _n _t )，則可使用剪切黏度與拉伸黏度並以下式來表示：其中，η_E ：拉伸黏度，η_S ：剪切黏度，γ_a ：剪切速度。此外，n為指數函數(σ_S ＝kγ_a ⁿ 、σ_S ：剪切應力)之流動指數。

在雙毛細管流變儀藉由以長度不同的2個毛細管同時進行測定，則可由在各毛細管之壓力損失，使用Buglay plot來計算得在毛細管入口所產生之壓力損失(△P_e _n _t )。亦即，由於可同時計算得在某一剪切速度之剪切黏度、△P_e _n _t ，因此拉伸黏度η_E 可由下式計算得：式中，ε：拉伸應力。

此外，剪切速度係由Rabino pitch校正，使用裝置所附屬之電腦來換算成毛細管壁面之真值。此外，Buglay plot、Rabino pitch校正之詳細內容可參考例如JIS K 7199(1991年)，8.2；日本流變學學會編，「講座．流變學」，高分子刊行會(1993年)、第68頁等即可。

將所獲得之拉伸黏度－拉伸應變速度曲線、剪切黏度－剪切速度曲線分別作為近似指數函數，並使用該等函數來計算得在應變速度為60 s^－ ¹ 下之η_E ₍ ₆ ₀ ₎ 、η_S ₍ ₆ ₀ ₎ 。由此以下式計算得在應變速度為60 s^－ ¹ 下之特魯通比(Trouton Ratio；在相同應變速度下之η_E 與η_S 之比)：對相同試料實施相同測定5次，然後以所獲得之特魯通比之平均值當作該試料之特魯通比。

(2)β晶活性之確認使用精工(Seiko)儀器公司製造之熱分析裝置RDC220型，並根據JIS K 7122(1987年)實施測定。將薄膜稱重4.5~5.5毫克並封裝入鋁皿後安置在該裝置中，在氮氣大氣下以10℃/分鐘之速度自30℃升溫至280℃，升溫結束後在280℃使其待命5分鐘，接著以10℃/分鐘之速度冷卻至30℃，冷卻結束後在30℃使其待命5分鐘，接著再以10℃/分鐘之速度升溫至280℃時所獲得之熱量曲線(第1圖之符號1)中，若觀測得到在140℃以上且低於160℃之範圍具有波峰點的β晶熔化所引起之吸熱波峰(第2圖之符號2)時，則將該薄膜判定為具有β晶活性者。但是在此所謂「吸熱波峰」係意謂熔化熱量為10 mJ/mg以上者。也有在起初之升溫所獲得之熱量曲線稱為「第一操作熱量曲線」，在第二次升溫所獲得之熱量曲線稱為「第二操作熱量曲線」之情形。此外，「熔化熱量」是熱量曲線隨著升溫而自基線偏移於吸熱側，接著返回至基線位置為止，由基線與熱量曲線所包圍之面積，且其係經自熔化開始溫度位置在基線上直至熱量曲線之交點為止，在高溫側畫出直線，然後將該面積藉由電腦處理所計算得。在第2圖中，以符號2所代表的是因β晶熔化所伴隨之吸熱波峰的熔化熱量，以符號3所代表的是除了β晶以外之結晶熔化所伴隨之吸熱波峰的熔化熱量。在確認原料的聚丙烯切粒之β晶活性時，也與上述相同地實施即可。在表中則將具有β晶活性者標示為是(Yes)，未具有者則標示為否(No)。

(3)比重、空隙率薄膜之比重係使用Milarju貿易(股)製造之高精確度電子比重計(SD－120L)，對於切成30×40毫米之尺寸的試料，根據JIS K 7112(1999年)A法(水中取代法)，在23℃、65 %RH進行測定。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之比重的平均值作為該試料之比重(d1)。

將該試料以0.5毫米厚度之鋁板夾住，在280℃予以熱壓使其熔化．壓縮後，將所獲得之薄片連同鋁板一起浸漬於30℃之水以使其驟冷。對於所獲得之薄片以與上述相同方法，對相同試料實施相同之測定5次，然後將所獲得之比重的平均值作為so所調製試料後之比重(d0)。由所獲得之d1與d0，使用下述式來計算得薄膜之空隙率(單位：%)。

空隙率(%)＝{1－d1/d0}×100(4)熔體張力(MS)使用根據JIS K 7199(1999)之裝置，並以下列條件進行測定。此外，測定係在東So(股)分析中心實施。

．裝置：附有熔體張力測量計之毛細繪圖儀1BPMD－i(東洋精機(股)製造)．溫度：230℃(使用保溫箱)．模：L＝8(毫米)、D＝2.095(毫米)．擠壓速度：20毫米/分鐘．牽取速度：15.7公尺/分鐘．試料重量：15~20克將各試料(切粒形狀之原料係仍然以其狀態，薄膜形狀者必要時則經實施萃取處理後，以5毫米見方以下之尺寸切出必要量來使用。)裝入在230℃裝置中後，以50毫米/分鐘預塞入至一定位置(在毛細繪圖儀上之顯示為25公分之位置)，並在其位置予以預熱。自填充試料起6分鐘後，根據上述條件開始擠壓聚合物，牽取股條。牽取時之張力，可藉由途中滑輪以應力計來測定。自填充試料起10分鐘後開始採取數據，然後採取自填充起在12~16分鐘期間所測定的張力之平均值(單位：cN)。此外，所獲得數據之解析係使用附屬軟體(毛細繪圖儀用系統程式)。對於相同試料實施相同測定5次，然後以所獲得之MS平均值作為該試料之MS。

(5)熔體流動速率(MFR)根據JIS K 7210(1999)以條件M(230℃、2.16 kgf(21.18 N)進行測定(單位：克/10分鐘)。對相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之MFR之平均值作為該試料之MFR。

(6)根據廣角X射線繞射法之I(MD)/I(TD)之評估及β晶活性之確認〔I(MD)/I(TD)之評估〕以廣角X射線繞射法(繞射計法)，對於可在2θ＝43。附近觀測得到的(－113)面之繞射波峰，以下述測定條件下測定圓周方向(方位角(β)方向)之強度分佈：．試料：將薄膜疊合成方向一致，且厚度為約1毫米後予以切出以供測定之用。

．X射線產生裝置：理學電機(股)製造之4036A2(管球型)．X射線源：CuKα線(使用Ni過濾器)．輸出：40 kV、20 mA．光學系：理學電機(股)製造之針孔光學系(2毫米ψ)．測角器：理學電機(股)製造．狹縫系：2毫米ψ(上述)－1°－1°．檢測器：閃爍計數器．計數記錄裝置：理學電氣(股)製造之RAD－C型．測定方法：透過法．2θ/θ掃描：步進掃描，2θ之範圍為10~55°，步進移動量為0.05°，積算時間為2秒鐘．方位角(β)掃描：2θ≒43°(固定)，步進掃描，β測定範圍為0~360°，步進移動量為0.5°，積算時間為2秒鐘。

將有關2θ/θ掃描、方位角(β)掃描之裝置及試料之幾何配置之簡單說明分別展示於第3圖、第4圖。第3圖係以模式展示採取2θ/θ掃描X射線繞射分佈時之試料、裝置之配置圖。其係配置成對於試料4之薄膜表面的法線5係對於入射X射線6僅傾斜θ(°)，在繞射X射線7之前方，配置狹縫(未圖示)，並且設置X射線測量用之閃爍計數器(未圖示)，且使閃爍計數器僅能傾斜2θ(°)。雖然未圖示，但是構成為由X射線源經通過Ni過濾器、針孔準直儀、狹縫，則可獲得入射X射線6。並且，為調整閃爍計數器與試料所形成之角度而設置可旋轉的軸之測角器軸8。在β方向掃描時，試料將沿平行於其薄膜表面，亦即，正交於法線5的旋轉平面9而在上述條件下旋轉。

在第4圖，則將第3圖之試料從薄膜之面法線方向(第3圖之符號5)之觀測點(第3圖之符號10)所觀察時之試料的幾何配置以模式展示。β是測角器軸8與試料之縱方向12所形成之角度。此外，在該等圖中，試料係為了方便而描繪成朝著縱方向長，但是若作為基準的方向是明確，且如下述所示測定中的X射線之照射部分11為一定時，則不管縱、橫方向之試料尺寸。此外，試料係為評估薄膜面內之結晶鏈配向分佈，而予以架設成使薄膜表面平行於β方向之旋轉平面9或測角器軸8。

其中，2θ＝43°附近的(－113)面之繞射波峰，係包含分子鏈軸方向之成份。因此，β＝0、180°之X射線強度波峰，係對應於薄膜面內結晶鏈中之配向於橫方向之成份，β＝90、270°之X射線強度波峰係對應於朝著縱方向所配向之結晶鏈成份。亦即，β＝0、180°之波峰積分強度若相對於β＝90、270°之波峰積分強度為足夠高時，則結晶鏈係主要對應於橫配向。

首先，將β固定於0°或90°，並以上述條件作2θ/θ掃描。其次，在將成為2θ＝43°附近之波峰頂點的θ、2θ，使試料，及計數器之位置加以固定。接著，朝著β方向以上述條件掃描試料，以獲得目的之X射線強度分佈。此時，必須不致於因β而導致X射線由試料超出使得表觀強度產生變化，而使X射線之照射部份在任何β下也為一定。第5圖係經在後述實施例所獲得之β方向之強度分佈圖實例。第6圖係在後述比較例所獲得者之實例。

使用所獲得之β方向分佈，以下述方法求出縱方向之積分強度(I(MD))及橫方向之積分強度(I(TD))。

i.在0~360°之β範圍，劃出通過最低強度之基線(第5、6圖之符號13)。

ii.分別計算得在下述之β範圍為基線與X射線強度曲線所包圍的部份之面積的積分強度I(MD)、I(TD)。此外，在第5、6圖中相當於I(MD)、I(TD)的是分別為符號14及符號15。

I(MD)：45≦β≦135°；I(TD)：135≦β≦225。

藉此計算得I(MD)/I(TD)，並將所獲得之值作為在薄膜面內的結晶鏈配向平衡之量測。

〔β晶活性之確認〕在上述第(2)項或下述第(12)項中，若在140~160℃具有頂點的熔化波峰雖然存在，但是並不明確是否為起因於β晶之熔化者時，則可由熔化波峰之頂點係存在140~160℃之情況，及由對於藉由下述條件所調製之試料，由藉由上述2θ/θ掃描所獲得之繞射分佈之各繞射波峰強度所計算得之K值為0.3以上之情況來判定為具有β晶活性者即可。

茲將試料調製條件，廣角X射線繞射法之測定條件說明如下。

．試料：使薄膜之方向成為一致，並予以疊合成經熱壓調製後之試料厚度能成為約1毫米。以兩片0.5毫米厚度鋁板夾住該試料，在280℃熱壓使其熔化．壓縮，以使得聚合物鏈大致成為無配向化。將所獲得之薄片，連同鋁板一起取出後，接著浸漬於100℃之沸騰水中5分鐘以使其結晶化。其後則將經在25℃之大氣下冷卻所獲得之薄片予以切出之試料供作測定。

．廣角X射線繞射方法測定條件：根據上述條件，以2θ/θ掃描獲得X射線繞射分佈。

其中，K值係可由在2θ＝16°附近觀測到，且起因於β晶的(300)面之繞射波峰強度(以Hβ₁ 代表)與由在2θ＝14、17、19°附近分別可觀測到，且起因於α晶的(110)、(040)、(130)面之繞射波峰強度(分別以Hα₁ 、Hα₂ 、Hα₃ 代表)，以下述數學式計算得。K值係代表β晶之比率的經驗性值，關於各繞射波峰強度之計算方法等K值之詳細細節，參考塔納瓊斯(A.Turner Jones)等人，「巨分子化學(Makromolekulare Chemie)」，75，第134~158頁(1964年)即可。

K＝Hβ₁ /{Hβ₁ ＋(Hα₁ ＋Hα₂ ＋Hα₃ )}此外，關於聚丙烯之結晶型(α晶、β晶)之結構，可獲得之廣角X射線繞射分佈等，則已經有例如：愛德華(Edward)P.穆爾(Moor)Jr.著，「聚丙烯手冊」，工業調查會(1998年)，第135~163頁；田所宏行著，「高分子之結構」，化學同人(1976年)，第393頁；塔納瓊斯(A.Turner Jones)等人，「巨分子化學(Makromolekulare Chemie)」，75，第134~158頁(1964年)，或包含在該等所列舉之參考文獻等在內之許多報告可作參考。

(7)戈雷透氣度根據JIS P 8117(1998年)，在23℃、65 %RH進行測定(單位：秒鐘/100毫升)。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之戈雷透氣度平均值作為該試料之戈雷透氣度。此時，對於戈雷透氣度平均值會超過1,000秒鐘/100毫升者，則視為實質地並未具有透氣性而標記為無限大(∞)秒鐘/100毫升。

(8)熔融結晶化溫度(Tmc)使用精工(Seiko)儀器公司製造之熱分析裝置RDC220型，並根據JIS K 7122(1987年)準則來實施測定。將薄膜稱重5毫克並封裝入鋁皿後安置在該裝置中，在氮氣大氣下以10℃/分鐘之速度自30℃升溫至280℃，升溫結束後在280℃使其待命5分鐘，接著以10℃/分鐘之速度冷卻至30℃時所獲得之熱量曲線中，使用同公司製造之熱分析系統SSC5200之內建程式計算得自熔融狀態起之結晶化所引起之放熱波峰之頂點，以作為熔融結晶化溫度(Tmc)(單位：℃)。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之Tmc之平均值作為該試料之Tmc。

(9)內消旋五元組序列分率(mmmm)將薄膜的聚丙烯以60℃之正－庚烷加以萃取2小時，除去聚丙烯中雜質．添加物後，在130℃歷時2小時以上加以真空乾燥作為試料。使該試料溶解於溶劑，並使用¹ ³ C－NMR(核磁共振法)，且以下列條件計算得內消旋五元組序列分率(mmmm)(單位：%)：測定條件：．裝置：Bruker製造之DRX－500．測定核：¹ ³ C核(共振頻率：125．8 MHz)．測定濃度：10重量%．溶劑：苯：重鄰二氯化苯＝1：3混合溶液(體積比)．測定溫度：130℃．自旋旋轉數：12 Hz．NMR試料管：5毫米管．脈寬：45°(4.5μs)．脈衝重複時間：10秒鐘．數據點數：64 K．積算次數：10,000次．測定模式：完全去偶合解析條件：假設LB(譜線變寬因數)為1來實施傅立葉(Fourier)轉換，使mmmm波峰為21.86 ppm。使用WINFIT軟體(Bruker製造)來實施波峰分割。其時由高磁場側之波峰以如下列方式實施波峰分割，並且實施軟體之自動擬合法，以執行最適化波峰分割後，將mmmm與ss(mmmm之旋轉邊帶波峰)之波峰分率合計作為內消旋五元組序列分率(mmmm)：(1) mrrm(2)(3) rrrm(分割成2個波峰)(4) rrrr(5) mrmm＋rmrr(6) mmrr(7) mmmr(8) ss(mmmm之旋轉邊帶波峰)(9) mmmm(10) rmmr。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之內消旋五元組序列分率之平均值作為該試料之內消旋五元組序列分率。

(10)固有黏度(〔η〕)對於溶解於135℃之四氫萘中之試料，使用三井東壓化學(股)製造之奧氏(Ostwald)黏度計來測定(單位：dl/dg)。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之固有黏度平均值作為該試料之固有黏度。

(11)等規指數(II)將薄膜的聚丙烯以60℃溫度之正－庚烷加以萃取2小時，除去聚丙烯中之雜質．添加物。其後在130℃歷時2小時加以真空乾燥。由此採取重量為W(毫克)之試料，放入於索格利特(Soxhlet)萃取器以沸騰正－庚烷實施歷時12小時之萃取。其次，取出該試料，以丙酮充分洗淨後，在30℃實施歷時6小時之真空乾燥，其後則予以冷卻至常溫，然後測定重量W’(毫克)，並以下式計算得：II(%)＝(W’/W)×100(%)。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之II平均值作為該試料之II。

(12)β晶分率在與上述第(2)項相同地所獲得之第二操作熱量曲線(實例為如第1圖之符號1)中，從可由在140℃以上且低於160℃可觀測到頂點的β晶熔化所伴隨之1條以上的吸熱波峰計算得之熔化熱量(△Hβ；實例為如第2圖之符號2)與可由在160℃以上可觀測到頂點的β晶以外的源於聚丙烯之結晶熔化所伴隨之吸熱波峰所計算得之熔化熱量(△Hα；實例為如第2圖之符號3)，使用下述式來計算得。此時，雖然在△Hβ之熔化波峰與△Hα之熔化波峰間，有可能觀測到微量的放熱或吸熱波峰之情形，但是該波峰也可予以削除：β晶分率＝{△Hβ/(△Hβ＋△Hα)}×100。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之β晶分率平均值作為該試料之β晶分率(單位：%)。此外，如對於藉由各種流延條件所製造的未延伸薄片進行測定等，在評估因製程條件的β晶分率之差異時，則除使用第一操作熱量曲線以外，其餘則以與上述相同條件實施測定即可。

(13)β晶成核劑分散狀態之確認使用具有加熱裝置之光學顯微鏡，將試料(切粒形狀之原料係仍然以其狀態，薄膜．薄片形狀者則予以切成10毫米見方以下之尺寸來使用。)受載在松浪硝子(股)製造之玻璃蓋片(18×18毫米、No.1)在200℃加熱，使其熔化。熔化後，仍然以其狀態再蓋上另一片玻璃蓋片後予以壓縮，以製成厚度為0.03毫米之熔融物。對於試料之任意5處以倍率400倍且變化焦點深度來觀察厚度方向全部成核劑之分散狀態，並對於所觀測的全部成核劑測定其長徑與短徑，然後計算得其比(＝長徑/短徑)之平均值。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之長徑與短徑之比的平均值作為該試料之長徑與短徑之比。對於第一、第二和第三發明通用的是將該長徑與短徑之比為10以上者，皆定義為成核劑係分散成「針狀」者。

(14)粒子之平均粒徑以使用離心沉降法(使用堀場製作所製造之CAPA 500)所測定之體積平均徑作為平均粒徑(微米)。

(15)微孔性薄膜之剖面結構觀察使用冷凍式切片機法，在－100℃採取微孔性薄膜之橫方向－厚度方向剖面。在所獲得之微孔性薄膜之剖面被覆Pt後，以下述條件使用掃描型電子顯微鏡(SEM)來觀察剖面，並攝取剖面影像。此外，由所獲得之剖面影像，測定各層厚度(微米)。此外，試料調製及剖面觀察，係在東麗(股)研究中心實施。此外，觀察倍率係必要時，則根據下述範圍變更設定。

．裝置：日立製作所(股)製造之超高分解能電解放射型掃描型電子顯微鏡(UHR－FE－SEM)S－900H．加速電壓：2 kV．觀察倍率：2,000~20,000倍。

(16)潤濕張力使用甲醯胺與乙二醇一乙基醚之混合液，且根據JIS K 6768(1999)準則實施測定(單位：mN/m)。

(17)流動石蠟透過時間使用Sigma Aldrich日本(股)製造之流動石蠟(SAJ1級、製品號碼24－0570－5)，將該流動石蠟、薄膜試料在23℃，65%RH下保持24小時後，使薄膜設置於水平面，然後從試料上約20毫米之高度滴下約0.5克之該流動石蠟。此時，測定自該流動石蠟滴在薄膜面後，直至薄膜之起初滴下部份變成完全透明為止之時間T(秒鐘)。並且，測定5處的滴下部份周邊之厚度，然後計算得平均厚度t(微米)，並以下述式計算換算成每25微米之厚度的流動石蠟透過時間(單位：秒鐘/25微米)：流動石蠟透過時間(秒鐘/25微米)＝T/t×25。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之流動石蠟透過時間之平均值作為該試料之流動石蠟透過時間。此時，對於流動石蠟透過時間之平均值會超過60秒鐘/25微米者，則視為實質地並未具有透過性，而標記為無限大(∞)秒鐘/25微米。

(18)長度方向之楊氏模數、長度方向之斷裂強度根據JIS K 7127(1999年、試驗片型2)準則，並使用Orientex(股)製造之薄膜強伸度測定裝置(AMF/RTA－100)，在25℃、65%RH進行測定。將試料切成長度方向：15公分、寬度方向：1公分之尺寸，以原長度為50毫米、拉伸速度為300毫米/分鐘實施拉伸，並測定楊氏模數(單位：GPa)、斷裂強度(單位：MPa)。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之楊氏模數，斷裂強度之平均值作為該試料之楊氏模數、斷裂強度。

(19)長度方向之熱收縮率採取長度方向：260毫米、寬度方向：10毫米之試料，並在200毫米之位置作標記以作為原來長度(L₀ )。在該試料下端加掛3克之荷重，在105℃熱風循環式烘箱中施加15分鐘之熱處理後取出至室溫中，測定標記在試料上之長度(L₁ )。「熱收縮率」係以下式計算得(單位：%)：熱收縮率(%)＝100×(L₀ －L₁ )/L₀ 。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之熱收縮率平均值作為該試料之熱收縮率。

(20)靜摩擦係數μs使用東洋精機(股)製造之滑動測量計。除濕度設定在65 %RH以外，其餘則根據JIS K 7125(1999年)準則，並假設薄膜之兩面為A、B時，將由同一試料所切出的薄膜兩張中使一張的A面疊合在另一張之B面來測定。對於相同試料實施相同測定5次，然後將所獲得之靜摩擦係數平均值作為該試料之靜摩擦係數。

(21)雙軸向配向之識別以對薄膜由下述三方向入射X射線時，將所獲得之X射線繞射照片識別薄膜之配向狀態。

．Through(貫穿)入射：對於由薄膜之縱方向(MD)．橫方向(TD)所形成之面垂直入射．End(端)入射：對於由薄膜之橫方向．厚度方向所形成之面垂直入射．Edge(邊)入射：對於由薄膜之縱方向．厚度方向所形成之面垂直入射。

此外，試料係使薄膜之方向成為一致，且疊合成厚度為約1毫米後切出，以供測定。

X射線繞射照片係以下述條件且以成像板法進行測定：．X射線產生裝置：理學電氣(股)製造之4036A2型．X射線源：CuKα線(使用Ni過濾器)．輸出：40 kV、20 mA．狹縫系：1毫米ψ針孔準直儀．成像板：FUJI FILM BAS－SR．攝影條件：攝影機半徑(試料與成像板之間的距離)為40毫米，曝光時間為5分鐘。

其中，薄膜之無配向、單軸向配向、雙軸向配向之別，係例如松本喜代一等人，「纖維學會誌」，第26冊、第12期、1970年、第537~549頁；松本喜代一著，「製造薄膜」，共立出版(1993年)、第67~86頁；岡村誠三等人著，「高分子化學序論(第2版)」－化學同人(1981年)，第92~93頁等所揭述可以下列基準識別：．無配向：在任何方向之X射線繞射照片也能獲得實質地具有大致均等強度之迪拜－謝樂環．縱單軸向配向：在End入射之X射線繞射照片能獲得具有大致均等強度之迪拜－謝樂環．雙軸向配向：在任何方向之X射線繞射照片也能獲得反映其配向之繞射強度並非為均等之繞射像。

(22)薄膜之厚度使用針盤指示器式厚度計(JIS B 7503(1997年)，PEACOCK製造之UPRIGHT DIAL GAUGE(0.001×2毫米)，No.25，測定子5毫米ψ平型，125 gf之荷重)，朝著薄膜長度方向及寬度方向以10公分間隔測定10處，然後將該等之平均值作為該試料之薄膜厚度(單位：微米)。

(23)有效延伸倍率在藉由狹縫狀嘴擠壓且流延在金屬滾筒上，並使其冷卻固化成薄片狀之未延伸薄膜上，使長度1公分見方之方格以能使其各邊平行於薄膜長度方向及寬度方向刻標記後，予以延伸．捲取，然後測定所獲得之薄膜上的方格長度(公分)朝著長度方向10方格份、及朝著寬度方向10方格份，並以該等之平均值分別作為長度方向．橫方向之有效延伸倍率。

(24)製膜性將薄膜以流延速度2公尺/分鐘製膜5小時時，以下述基準進行判定：．A：撕裂不致於產生；．B：撕裂產生1次；．C：撕裂產生2次；．D：撕裂產生3次以上。

此外，撕裂次數係以下述基準計數。亦即，若在縱延伸步驟或橫延伸步驟產生撕裂時，則在其時計為撕裂1次，且迅速地在其步驟之前面切斷薄膜，並加以捲取同時待命(若因一些理由而不易在產生撕裂的前面之步驟待命時，則也可在其更前面之步驟待命)，然後俟製備就緒則立即再將薄膜導入於產生撕裂的步驟。例如若在橫延伸步驟薄膜產生撕裂時，則在縱延伸機－橫延伸機(拉幅機)之間暫時切斷薄膜，並將縱延伸薄膜直接捲取同時進入待命狀態，然後俟除去拉幅機之撕裂薄膜，調整薄膜通過條件(溫度、拉幅機夾膜器之行進速度等)結束後，立即再使薄膜導入於拉幅機實施橫延伸，評估製膜性。此外，上述5小時之製膜時間係包括該待機狀態之時間。對於相同級別水準實施相同之製膜實驗5次，然後將所獲得之撕裂次數平均值作為撕裂次數，並以上述基準判定製膜性。

《實施例》

茲將第一、第二和第三發明根據實施例加以說明。此外，為獲得吾所欲得之厚度的薄膜，除非有特別附註，則將聚合物之擠壓量調節在特定之值。此外，除非有特別附註，構成薄膜的聚丙烯之特洛頓比、熔體張力(MS)、熔體流動速率(MFR)、內消旋五元組序列分率(mmmm)、等規指數(II)，係將薄膜作為試料所測定。積層薄膜之特洛頓比、熔體張力(MS)、熔體流動速率(MFR)、內消旋五元組序列分率(mmmm)、等規指數(II)，係對於用以構成適用各發明之芯層的聚丙烯所測定之值。經添加聚丙烯以外之其他聚合物的薄膜之上述特性值，係對於添加其他聚合物之前的聚丙烯所測定之值。此外，薄膜之β晶活性之判定、β晶分率、比重、空隙率、熔融結晶化溫度(Tmc)，係對於積層薄膜，也對於添加其他聚合物之薄膜，皆為對於所獲得之薄膜全體所測定之值。

首先，就第一發明加以說明。此外，實施例之薄膜，比較例之薄膜中可採取到之薄膜，係已根據上述測定法第(21)項而加以確認其全部為呈雙軸向配向。

〔實施例101〕

製備具有下述組成的聚丙烯樹脂：

在100重量份之該樹脂組成，添加作為抗氧化劑之0.15重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010，作為熱穩定劑之0.1重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168。將此供應至雙螺桿擠壓機並經以300℃熔融．捏合後，予以擠壓出成腸線狀，使其通過20℃之水槽冷卻然後以切粒機切成3毫米長度後，在100℃乾燥2小時。將所獲得之原料切粒係供應至單螺桿擠壓機在220℃加以熔融．捏合，經由200號網眼之單板過濾型過濾器後由加熱至200℃之狹縫(slit)狀嘴擠壓出，流延在表面溫度加熱至120℃之滾筒(＝流延滾筒)上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮加熱至140℃之熱風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。

使獲得之未延伸薄片通過保持在100℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在100℃且經設定周速差之輥間，在100℃朝著長度方向延伸4倍然後冷卻至80℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在135℃預熱，在135℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜。

將所獲得之微孔性薄膜之原料組成與薄膜特性評估結果分別展示於表1、3。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也為高，且尺寸穩定性也是優異。

〔實施例102〕

以在實施例101中除將長度方向之延伸倍率提高成5倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例102。

將其結果展示於表1、3。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也為高，且尺寸穩定性也是優異。

〔實施例103〕

以在實施例101中除將長度方向之延伸倍率提高成6倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例103。

〔實施例104〕

以在實施例102中除變更具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量為15重量%，且朝著長度方向延伸5倍，朝著寬度方向延伸7倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例104。

〔實施例105〕

以在實施例102中除變更具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量為10重量%，且朝著長度方向延伸5倍，朝著寬度方向延伸7倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例105。

〔實施例106〕

製備具有下述組成的聚丙烯樹脂：

在100重量份之該樹脂組成，添加作為抗氧化劑之0.15重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010，作為熱穩定劑之0.1重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168。將此供應至雙螺桿擠壓機並經以300℃熔融．捏合後，予以擠壓出成腸線狀，使其通過20℃之水槽冷卻然後以切粒機切成3毫米長度後，在100℃乾燥2小時。將所獲得之原料切粒供應至單螺桿擠壓機在220℃加以熔融．捏合，經由200號網眼之單板過濾型過濾器後由加熱至200℃之狹縫狀嘴擠壓出，流延在表面溫度加熱至120℃之流延滾筒上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮加熱至140℃之熱風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。

使獲得之未延伸薄片通過保持在110℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在110℃且經設定周速差之輥間，在110℃朝著長度方向延伸6倍然後冷卻至95℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在135℃預熱，在135℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜。

〔實施例107〕

以在實施例103中除變更β晶成核劑之添加量為0.2重量%，變更流延滾筒之溫度(流延溫度)為110℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例107。

其結果展示於表1、3。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也為高，且尺寸穩定性也是優異。

〔實施例108〕

以在實施例107中進一步除使流延溫度為100℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例108。

〔實施例109〕

以在實施例102中除使用具有下述組成的聚丙烯樹脂實施雙螺桿擠壓機之熔融．捏合，並朝著長度方向延伸5倍，朝著寬度方向延伸9倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米微孔性聚丙烯薄膜當作實施例109：

〔實施例110〕

以在實施例102中除變更β晶成核劑之添加量為0.005重量%，且使長度方向之預熱．延伸溫度變更為110℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例110。

〔實施例111〕

以在實施例102中除變更β晶成核劑之添加量為0.02重量%以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例111。

〔實施例112〕

以在實施例102中除變更具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量為1.5重量%以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例112。

〔實施例113〕

芯層(A層)原料，係將經在實施例101所供應至單螺桿擠壓機之原料切粒，供應至單螺桿擠壓機(a)在220℃熔融．捏合，並通過200號網眼之單板過濾型過濾器後，導入於經加熱至200℃之狹縫狀嘴內。另一方面，表皮層(B層)原料，係將住友化學(股)製造之聚丙烯FM401G(MFR：7克/10分鐘)、與三井化學(股)製造之聚丙烯(乙烯．丙烯共聚合物)F107DV(MFR：7克/10分鐘)，分別供應至單螺桿擠壓機(b)、單螺桿擠壓機(c)並在260℃熔融．捏合後，導入於相同的上述嘴內。接著，在嘴內使單螺桿擠壓機(b)、單螺桿擠壓機(c)之熔融聚合物分別積層於單螺桿擠壓機(a)的熔融聚合物之一方的面來共擠壓成薄片狀，並流延在表面溫度經加熱至110℃之流延滾筒上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮40℃之冷風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。此外，係以使C層接觸到金屬滾筒之狀態由嘴擠壓成薄片狀。

使所獲得之未延伸積層(B層/A層/C層)薄片通過保持在110℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在110℃且經設定周速差之輥間，在110℃朝著長度方向延伸5倍延伸然後冷卻至80℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在140℃預熱，在140℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄。所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/C層＝1.5/22/1.5微米。

〔比較例101〕

在實施例1中除使用具有下述組成且未添加特洛頓比為50之具有長鏈分枝的聚丙烯之聚丙烯樹脂來實施雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例101〕：

將所獲得之微孔性薄膜之原料特性與薄膜特性評估結果分別展示於表2、4。由於在橫延伸時經常產生撕裂，因此簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例102〕

以在比較例101中除變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例102。

將其結果展示於表2、4。所獲得之微孔性薄膜，其比重高於藉由100號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜者，且透過性能也不足。

〔比較例103〕

在比較例102中除提高長度方向之延伸倍率為5倍以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例103〕。

將其結果展示於表2、4。由於在橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例104〕

在比較例103中除進一步提高長度方向之延伸倍率為6倍以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例104〕。

將其結果展示於表2、4。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例105〕

製備具有下述組成的聚丙烯樹脂：

在100重量份之該樹脂組成，添加作為抗氧化劑之0.15重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010，作為熱穩定劑之0.1重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168。將此供應至雙螺桿擠壓機並經以300℃熔融．捏合後，予以擠壓出成腸線狀，使其通過20℃之水槽冷卻然後以切粒機切成3毫米長度後，在100℃乾燥2小時。將經在85重量%之所獲得之原料切粒添加15重量%之作為空洞引發劑的出光化學(股)製造之聚碳酸酯(“Taflon”、A1700)之樹脂組成供應至單螺桿擠壓機在280℃熔融．捏合，經由200號網眼之單板過濾型過濾器後由加熱至260℃之狹縫狀嘴擠壓出，流延在表面溫度加熱至90℃之流延滾筒上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮40℃之冷風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。

使獲得之未延伸薄片通過保持在132℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在135℃且經設定周速差之輥間，朝著長度方向延伸5倍然後立刻冷卻至為室溫。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在165℃預熱，在150℃朝著寬度方向延伸9倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予8%之鬆弛，同時在160℃加以熱固定後，加以冷卻並捲取，以獲得厚度為25微米之含有空洞之微孔性聚丙烯薄膜。

將其結果展示於表2、4。此外，構成薄膜的聚丙烯之特洛頓比、II、MFR，係對於添加聚碳酸酯之前的聚丙烯所測定之值。所獲得之微孔性薄膜，雖然具有優越的製膜性，但比重極高，完全未具有透過性。

〔比較例106〕

在實施例102中除並未添加β晶成核劑以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例106〕。

將其結果展示於表2、4。由於在流延步驟薄片是呈仍舊黏著在流延滾筒之狀態，不能剝離，不能連續地將薄片向延伸步驟輸送，因此係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例107〕

在比較例106中除變更單螺桿擠壓機、嘴之溫度為240℃，且變更流延溫度為40℃以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例107〕。

將其結果展示於表2、4。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，以致不能獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例108〕

以在比較例107中除將長度方向之預熱溫度、延伸溫度分別變更為132℃、137℃，並使寬度方向之延伸倍率、預熱溫度、延伸溫度、熱固定溫度分別變更為10倍、165℃、160℃、160℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之雙軸向延伸聚丙烯薄膜當作比較例108。

將其結果展示於表2、4。所獲得之薄膜雖然具有優越的製膜性，但是比重極高，由其比重、及透明的外觀來看，則可推斷其為實質地並未形成空隙．孔者，因此完全未具有透過性。

〔比較例109〕

在實施例106中除使用具有下述組成，且未添加特魯通比為50之具有長鏈分枝的聚丙烯之聚丙烯樹脂來實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例109〕：

〔比較例110〕

以在比較例109中除使長度方向之延伸倍率降低為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例110。

將結果展示於表2、4。所獲得之微孔性薄膜，其比重高於藉由100號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜者，且實質地並未具有透過性。

〔比較例111〕

以在比較例109中除作為經添加β晶成核劑的聚丙烯而使用SUNOCO製“BEPOL”100重量%之聚丙烯樹脂組成並以雙螺桿擠壓機來熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例111〕。

將結果展示於表2、4。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例112〕

以在比較例111中除使長度方向之延伸倍率降低為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例112。

〔比較例113〕

在實施例10中除作為聚丙烯而使用住友化學(股)製造之聚丙烯WF836DG3(MFR：7克/10分鐘)單體以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例113〕。

〔比較例114〕

在實施例110中除使用具有下述組成，且未添加特洛頓比為50之具有長鏈分枝的聚丙烯之聚丙烯樹脂來實施使用雙螺桿擠壓機的熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例114〕：

〔比較例115〕

以在比較例114中除使長度方向之延伸倍率降低為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為125℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例115。

〔比較例116〕

在實施例111中除使用具有下述組成，且未添加特洛頓比為50之具有長鏈分枝的聚丙烯之聚丙烯樹脂來實施使用雙螺桿擠壓機的熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例116〕：

〔比較例117〕

在比較例116中除降低長度方向之延伸倍率為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例117。

〔比較例118〕

在實施例113中除作為芯層(A層)原料而將經在比較例101供應至單螺桿擠壓機之原料切粒，供應至單螺桿擠壓機(a)以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例118〕。

將其結果展示於表2、4。由於在橫延伸時經常產生撕裂，以致不能獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例119〕

以在比較例118中除使長度方向之延伸倍率降低為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為125℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米，厚度構成為B層/A層/B層＝1.5/22/1.5微米之微孔性聚丙烯積層薄膜當作比較例119。

將結果展示於表2、4。所獲得之微孔性薄膜，其比重高於藉由100號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜者。

由表1~4即得知，第一發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，和/或由特洛頓比為6以上的聚丙烯所構成，和/或含有具有長鏈分枝的聚丙烯，且具有β晶活性，因此可顯著地提高製膜性。此外，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率加以延伸也可在薄膜不致於撕裂下製膜，且隨之而使得比重更低。並且，可以薄膜之層構成、原料組成或製膜條件來控制其透過性，同時也可顯著地提高透過性。

此外，在第7圖、第8圖展示以掃描型電子顯微鏡(SEM)分別觀察實施例103、比較例102之薄膜剖面時所獲得之SEM照片。在任何剖面也可觀察到孔(第7圖、第8圖中之符號16)，且可觀察到孔內部之微細的微原纖維(第7圖、第8圖中之符號17)。驚奇不已的是在實施例103，無論其係比較比較例102為朝著縱方向在低溫且以高倍率施加縱延伸，但是並未確認到實質性的孔之擴大，不均勻化等。並且驚奇不已的是在實施例103即可觀察到比較比較例102為更多的具有奈米級尺寸之微原纖維，並確認到孔結構係經微細化者。如此，由於含有具有β晶活性，且含有特洛頓比為30以上的聚丙烯，和/或由特洛頓比為6以上的聚丙烯所構成，和/或含有具有長鏈分枝的聚丙烯，發現可加以控制孔結構。其係因上述延伸應力之均勻傳達效應，使得結構比迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜為微細化之緣故。此外，對於下文所說明的第二發明之微孔性聚丙烯薄膜，也加以確認相同之現象。

其次，就第二發明說明如下。此外，實施例之薄膜、比較例之薄膜中能採取到的薄膜係經根據上述測定法第(21)項來確認其係呈雙軸向配向。

〔實施例201〕

製備具有下述組成之聚丙烯樹脂：〔此外，上述HMS－PP之MS係在牽引速度5公尺/分鐘之條件下所測定之值。〕

在100重量份之該樹脂組成，添加作為抗氧化劑之0.15重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010，作為熱穩定劑之0.1重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168。將此供應至雙螺桿擠壓機並經以300℃熔融．捏合後，予以擠壓出成腸線狀，使其通過20℃之水槽冷卻然後以切粒機切成3毫米長度後，在100℃乾燥2小時。將所獲得之原料切粒供應至單螺桿擠壓機在220℃加以熔融．捏合，經由200號網眼之單板過濾型過濾器後由加熱至200℃之狹縫狀嘴擠壓出，流延在表面溫度加熱至120℃之金屬筒(＝流延滾筒)上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮加熱至140℃之熱風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。

使獲得之未延伸薄片通過保持在100℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在100℃且經設定周速差之輥間，朝著長度方向延伸4倍然後冷卻至90℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在135℃預熱，在135℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在位幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜。

將所獲得之微孔性薄膜之原料組成與薄膜特性評估結果分別展示於表5、7及8。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也為高，且尺寸穩定性也是優異。

〔實施例202〕

以在實施例201中除提高長度方向之延伸倍率為5倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例202。

將其結果分別展示於表5、7及8。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也為高，且尺寸穩定性也是優異。

〔實施例203〕

以在實施例201中除提高長度方向之延伸倍率為6倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例203。

〔實施例204〕

以在實施例202中除具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量變更為12重量%，且朝著長度方向延伸5倍，朝著寬度方向延伸7倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例204。

〔實施例205〕

製備具有下述組成之聚丙烯樹脂：

使獲得之未延伸薄片通過保持在110℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在110℃且經設定周速差之輥間，朝著長度方向延伸6倍然後冷卻至100℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在135℃預熱，在135℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜。

〔實施例206〕

以在實施例203中除變更β晶成核劑之添加量為0.2重量%，且變更流延滾筒之溫度(流延溫度)為110℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例206。

〔實施例207〕

以在實施例206中除進一步使流延溫度變更為100℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例207。

〔實施例208〕

以在實施例203中除使用具有下述樹脂組成的聚丙烯樹脂並實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合，且朝著長度方向延伸5倍，朝著寬度方向延伸9倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例208：

〔實施例209〕

以在實施例202中除變更β晶成核劑之添加量為0.005重量%，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為110℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例209。

〔實施例210〕

以在實施例202中除變更具有長鏈分枝的聚丙烯之混合量為2重量%以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例210。

〔實施例211〕

芯層(A層)原料，係將經在實施例201所供應至單螺桿擠壓機之原料切粒，供應至單螺桿擠壓機(a)在220℃熔融．捏合，並通過200號網眼之單板過濾型過濾器後，導入於經加熱至200℃之狹縫狀嘴內。另一方面，表皮層(B層)原料，係將住友化學(股)製造之聚丙烯FM401G(MFR：7克/10分鐘)、與三井化學(股)製造之聚丙烯(乙烯．丙烯共聚合物)F107DV(MFR：7克/10分鐘)，分別供應至單螺桿擠壓機(b)、單螺桿擠壓機(c)並在260℃熔融．捏合後，導入於相同的上述嘴內。接著，在嘴內使單螺桿擠壓機(b)、單螺桿擠壓機(c)之熔融聚合物分別積層於單螺桿擠壓機(a)的熔融聚合物之一方的面來共擠壓成薄片狀，並流延在表面溫度經加熱至110℃之流延滾筒上，且從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮40℃之冷風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。此外，係以使C層接觸到金屬滾筒之狀態由嘴擠壓成薄片狀。

使所獲得之未延伸積層(B層/A層/C層)薄片通過保持在110℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在110℃且經設定周速差之輥間，在110℃朝著長度方向延伸5倍然後冷卻至90℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在140℃預熱，在140℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄。所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/C層＝1.5/22/1.5微米。

將其結果展示於表5、7及8。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也為高，且尺寸穩定性也是優異。

〔比較例201〕

在實施例201中除使用未添加MS為20 cN之具有長鏈分枝的HMS－PP之聚丙烯樹脂組成並實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例201〕：

將所獲得之微孔性薄膜之原料組成與薄膜特性評估結果展示於表6、7及8。由於在橫延伸時經常產生撕裂，因此簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例202〕

以在比較例201中除變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例202。

將結果展示於表6、7及8。所獲得之微孔性薄膜，其空隙率比較經以200號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜為低，且透過性能也不足。

〔比較例203〕

在比較例202中除提高長度方向之延伸倍率為5倍以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例203〕。

將結果展示於表6、7及8。由於在橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例204〕

在比較例203中除進一步提高長度方向之延伸倍率為6倍以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例204〕。

將結果展示於表6、7及8。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工美方式製造之薄膜。

〔比較例205〕

在比較例202中除作為聚丙烯而使用Borealis公司製造之聚丙烯HC318BF(MFR：3.2克/10分鐘)以取代住友化學(股)公司製造之聚丙烯WF836DG3，且未添加MS為20 cN之具有長鏈分枝的HMS－PP的聚丙烯樹脂來實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例205〕。

將結果展示於表6、7及8。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例206〕

製備具有下述組成之聚丙烯樹脂：

在100重量份之該樹脂組成，添加作為抗氧化劑之0.15重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010，作為熱穩定劑之0.1重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168。將此供應至雙螺桿擠壓機經在280℃熔融．捏合後，予以擠壓出成腸線狀，使其通過20℃之水槽冷卻然後以切粒機切成5毫米長度後，在100℃乾燥2小時。將經在85重量%之所獲得之原料切粒添加15重量%之作為空洞引發劑的出光化學(股)製造之聚碳酸酯(“Taflon”、A1700)之樹脂組成供應至單螺桿擠壓機在280℃熔融．捏合，經由200號網眼之單板過濾型過濾器後由加熱至260℃之狹縫狀嘴擠壓出，流延在表面溫度加熱至90℃之流延滾筒上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮40℃之冷風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸薄片。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為40秒鐘。

使獲得之未延伸薄片通過保持在132℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在135℃且經設定周速差之輥間，朝著長度方向延伸5倍然後立刻冷卻至室溫。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在165℃預熱，在150℃朝著寬度方向延伸9倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予8%之鬆弛，同時在160℃加以熱固定後，加以冷卻並捲取，以獲得厚度為25微米之含有空洞之微孔性聚丙烯薄膜。

將其結果展示於表6、7及8。此外，構成薄膜的聚丙烯之MS、MFR、II、mmmm，係對於添加聚碳酸酯之前的聚丙烯所測定之值。所獲得之微孔性薄膜，雖然具有優越的製膜性，但比重極高，完全未具有透過性。

〔比較例207〕

在實施例202中除並未添加β晶成核劑以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例207〕。

將其結果展示於表6、7及8。由於在流延步驟薄片是呈仍舊黏著在流延滾筒之狀態，不能剝離，不能連續地將薄片向延伸步驟輸送，因此係屬不能以工業方式製造之薄膜

〔比較例208〕

在比較例207中除變更單螺桿擠壓機、嘴之溫度為240℃，且變更流延溫度為40℃以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例208〕。

將其結果展示於表6、7及8。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，以致不能獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例209〕

以在比較例208中除將長度方向之預熱溫度、延伸溫度分別變更為132℃、137℃，且使寬度方向之延伸倍率、預熱溫度、延伸溫度、熱固定溫度分別變更為10倍、165℃、160℃、160℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之雙軸向延伸聚丙烯薄膜當作比較例209。

將其結果展示於表6、7及8。所獲得之薄膜雖然具有優越的製膜性，但是空隙率實質地卻為0，因此由其值及透明的外觀來看，則可判定為實質地並未形成空隙．孔，完全未具有透過性者。

〔比較例210〕

在實施例205中除使用100重量%之SUNOCO製造之“BEPOL”(型：B022－SP、MFR：1.8克/10分鐘)，未添加MS為20 cN之具有長鏈分枝的HMS－PP之聚丙烯樹脂組成並實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例210〕。

將其結果展示於表6、7及8。由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例211〕

以在比較例210中除降低長度方向之延伸倍率為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例211。

將其結果展示於表6、7及8。所獲得之微孔性薄膜，其空隙率比較經以200號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜為低，且實質地並未具有透過性。

〔比較例212〕

在實施例201中除作為聚丙烯而使用住友化學(股)製造之聚丙烯WF836DG3(MFR：7克/10分鐘)單體並實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例212〕。

將其結果展示於表6、7及8。由於在流延步驟薄片是呈仍舊黏著在流延滾筒之狀態，不能剝離，不能連續地將薄片往延伸步驟輸送，因此係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例213〕

在實施例210中除使用具有下述樹脂組成，且未添加MS為20 cN之具有長鏈分枝的HMS－PP之聚丙烯樹脂組成並實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例213〕：

〔比較例214〕

以在比較例213中除降低長度方向之延伸倍率為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為125℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例214。

〔比較例215〕

在實施例211中除作為芯層(A層)原料而將經在比較例201供應至單螺桿擠壓機之原料切粒，供應至單螺桿擠壓機(a)以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例215〕。

將其結果展示於表6、7及8。由於在橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例216〕

以在比較例215中除降低長度方向之延伸倍率為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為125℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為25微米，且厚度構成為B層/A層/B層＝1.5/22/1.5微米之微孔性聚丙烯積層薄膜當作比較例216。

〔比較例217〕

在實施例203中除將在95重量%之在比較例201所使用之原料切粒，添加5重量%之作為經丙烯酸類改性之高分子量聚四氟乙烯的三菱Rayon(股)製造之Metablen A型(A－3000)，且並未添加MS為20 cN之具有長鏈分枝的HMS－PP之聚丙烯樹脂組成供應至單螺桿擠壓機以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例217〕。

將結果展示於表6、7及8。此外，構成薄膜的聚丙烯之MS、MFR、II、mmmm，係對於未添加Metablen之前的聚丙烯所測定之值。在未延伸薄片上看出凝膠狀物之析出，且由於在縱延伸－橫延伸時經常產生撕裂，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

由表5~8即得知，第二發明之微孔性聚丙烯薄膜，係由含有可符合下述式(1)log(MS)>－0.61 log(MFR)＋0.82 (1)之條件的聚丙烯，和/或由MS為小於5 cN，且可符合下述式(2)log(MS)>－0.9 log(MFR)＋0.6 (2)之條件的聚丙烯所構成，且具有β晶活性，因此得以顯著地提高製膜性。此外，即使朝著縱方向在低溫且以高倍率加以延伸也可在薄膜不致於撕裂下製膜，且可隨之而使空隙率更高。並且，也可以薄膜之層構成、原料組成或製膜條件來控制其透過性，同時可顯著地提高透過性。

其次，就第三發明之實施例說明如下。此外，根據上述測定法第(21)項，加以確認比較例308之薄膜係朝著縱方向呈單軸向配向。另一方面，實施例之薄膜，比較例之薄膜中能採取到的薄膜，也加以確認其係呈雙軸向配向。

〔實施例301~303〕

將實施例101、102、103之微孔性聚丙烯薄膜分別變更編號為實施例301、302、303。

將所獲得之微孔性薄膜之薄膜特性評估結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也是高，且具有優越的尺寸穩定性。

〔實施例304〕

製備具有下述組成的聚丙烯樹脂：

使獲得之未延伸薄片通過保持在95℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在95℃且經設定周速差之輥間，朝著長度方向延伸5倍然後冷卻至75℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在135℃預熱，在135℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在155℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄膜。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性同時比重低，且具有優越的透過性(A：撕裂0次)。此外，長度方向之楊氏模數、強度也是高，且也具有優越的尺寸穩定性。

〔實施例305〕

以在實施例304中除變更“Engage”之添加量為1.5重量%以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為20微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例305。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性(A：撕裂0次)同時比重低，且具有優越的透過性。此外，長度方向之楊氏模數、強度也是高，且也具有優越的尺寸穩定性。

〔實施例306〕

以在實施例113中除厚度變更為35微米以外，其餘則以相同條件所製得之微孔性聚丙烯積層薄膜當作實施例306。此外，所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/C層＝2/31/2微米。

〔實施例307〕

在實施例306中除作為A層原料而使用在實施例304所供應至單螺桿擠壓機之原料以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為35微米之微孔性聚丙烯積層薄膜當作實施例307。此外，所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/C層＝2/31/2微米。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性(A：撕裂0次)同時比重低。此外，長度方向之楊氏模數、強度也是高，且也具有優越的尺寸穩定性。

〔實施例308〕

芯層(A層)原料，係將經在實施例108所供應至單螺桿擠壓機之原料切粒，供應至單螺桿擠壓機(a)在220℃熔融．捏合，並通過200號網眼之單板過濾型過濾器後，導入於經加熱至200℃之狹縫狀嘴內。另一方面，表皮層(B層)原料，係製備具有下述組成之樹脂：

將該樹脂供應至單螺桿擠出機(b)，並在260℃熔融．捏合後，導入於相同的上述嘴內。接著，在嘴內使單螺桿擠壓機(b)之熔融聚合物積層於單螺桿擠壓機(a)的熔融聚合物之雙面來共擠壓成薄片狀，並流延在表面溫度經加熱至105℃之流延滾筒上，並從薄膜之非滾筒面側使用氣刀來吹刮40℃之冷風，使其密著同時成型為薄片狀，以獲得未延伸積層(B層/A層/C層)。此外，此時與金屬滾筒之接觸時間為20秒鐘。

使所獲得之未延伸積層薄片(B層/A層/C層)薄片通過保持在118℃之輥群來加以預熱，然後使其通過保持在108℃且經設定周速差之輥間，在108℃朝著長度方向延伸5倍然後冷卻至70℃。緊接著以夾膜器把持該縱延伸薄膜之兩端同時導入於拉幅機在145℃預熱，在145℃朝著寬度方向延伸8倍。接著，在拉幅機內朝著寬度方向賦予5%之鬆弛，同時在160℃加以熱固定，然後均勻地徐冷後，冷卻至室溫並加以捲取，以獲得厚度為25微米之微孔性聚丙烯薄。所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/C層＝2/31/2微米。

〔實施例309〕

以在實施例306中除提高長度方向之延伸倍率為6倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為35微米之微孔性聚丙烯薄膜當作實施例309。此外，所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/C層＝2/31/2微米。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係具有優越的製膜性(B：撕裂1次)同時比重低。此外，長度方向之楊氏模數、強度也是高，且也具有優越的尺寸穩定性。

〔比較例301〕

將比較例102之微孔性聚丙烯薄膜變更編號為比較例301。

所獲得之微孔性薄膜之薄膜特性評估將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係比較經以300號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜，其結晶鏈之縱配向少且比重高。

〔比較例302〕

以在比較例119中除將厚度變更為35微米以外，其餘則以相同條件所製得之微孔性聚丙烯積層薄膜當作比較例302。此外，所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成係B層/A層/C層＝2/31/2微米。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係比較經以300號系列之實施例所獲得之微孔性薄膜，其結晶鏈之縱配向少且比重高。

〔比較例303〕

在實施例304中除使用具有下述組成，且未添加具有長鏈分枝的聚丙烯之聚丙烯樹脂並實施使用雙螺桿擠壓機之熔融．捏合以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例303〕：

將其結果展示於表9。由於在橫延伸時經常產生撕裂(D：撕裂19次)，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例304〕

在比較例303中除變更長度方向之預熱．延伸溫度為120℃以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例304〕。將其結果展示於表9。由於在橫延伸時經常產生撕裂(D：撕裂6次)，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例305〕

以在比較例304中除降低延伸倍率為4倍以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為20微米之微孔性聚丙烯薄膜當作比較例305。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜，其結晶鏈之縱配向係比較300號系列實施例之微孔性薄膜為少。特別是是否因縱延伸溫度比較“Engage”之熔點為充分高，以致使“Engage”未能對輔助形成孔上有效地起作用之緣故，其比重卻為高。(A：撕裂0次)

〔比較例306〕

製備具有下述組成，且並未添加具有長鏈分枝的聚丙烯之聚丙烯樹脂：

在100重量份該樹脂組成中，添加作為抗氧化劑之0.15重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGANOX 1010，作為熱穩定劑之0.1重量份Ciba－Geigy(股)製造之IRGAFOS 168。將其供應至雙螺桿擠壓機並以300℃熔融．捏合後，予以擠壓出成腸線狀，使其通過20℃之水槽冷卻然後以切粒機切成5毫米長度後，在100℃乾燥2小時。在實施例308中除作為A層原料而使上述原料切粒供應至單螺桿擠壓機(a)以外，其餘則以相同條件試行製膜〔比較例306〕。

將其結果展示於表9。由於在橫延伸時經常產生撕裂(D：撕裂13次)，簡直無法獲得滿意的薄膜，係屬不能以工業方式製造之薄膜。

〔比較例307〕

在比較例306中除降低長度方向之延伸倍率為4倍，且變更長度方向之預熱．延伸溫度為125℃以外，其餘則以相同條件所製得之厚度為35微米之微孔性聚丙烯積層薄膜當作比較例307。此外，所獲得之微孔性聚丙烯積層薄膜之厚度構成為B層/A層/B層＝2/31/2微米。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係比較300號系列實施例之微孔性薄膜，其結晶鏈之縱配向低，且比重高。(B：撕裂1次)

〔比較例308〕

以市售商品級之Celgard製造之“Celgard”2500當作比較例308。此外，“Celgard”2500就是使用片晶延伸法之微孔性聚丙烯薄膜。

將其結果展示於表9。所獲得之微孔性薄膜係屬單軸向配向薄膜，且比較300號系列實施例之微孔性薄膜，其比重高。此外，由於結晶鏈之縱配向多，以致具有易於朝著縱方向撕裂之性質。

所獲得之微孔性聚丙烯薄膜，比較以比較例所示迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜，由於I(MD)/I(TD)極高，因此結晶鏈係朝著縱方向配向，即使比重為低，其長度方向之力學物性仍然高。如此，與迄今為止的微孔性聚丙烯薄膜相比較，即使比重為相同或低，由於長度方向之力學物性高，因此在製膜步驟或其後績之狹縫、捲取、塗佈、蒸鍍、印刷、積層等之二次加工製程中，薄膜即不容易伸長，或起皺紋，或斷裂而具有優越的輸送性。因此，由於所獲得之微孔性薄膜之I(MD)/I(TD)為高，可在高水準下使低比重，及伴隨其之高透過性與輸送性並存。此外，所獲得之微孔性薄膜係比重低，且具有優越的透過性。並且，該透過性係可由促進孔形成的觀點來添加異種聚合物，以加以提高。並且，I(MD)/I(TD)係可由以縱延伸倍率為代表的延伸條件來加以控制。加上若此等朝著縱方向以高倍率加以延伸時，則固有可能將導致製膜性惡化的傾向，但是藉由控制原料配方，則可在仍然保持製膜性下製造如上所述具有優越的性能之微孔性薄膜。

〔產業上之利用性〕

第一、第二發明之微孔性聚丙烯薄膜，係比迄今為止的根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜在延伸時之撕裂少，具有優越的製膜性。並且，例如即使朝著縱方向在低溫且以高倍率加以延伸，在橫延伸也可在不致於撕裂下進行製膜，與迄今為止的β晶法相比較，其係可提高生產線速度，因此具有優越的生產性。此外，只要朝著縱方向以高倍率加以延伸，則可使得比重低於迄今為止的β晶法者，提高長度方向之強度。同時可顯著地提高透過性。

第三發明之微孔性聚丙烯薄膜，與迄今為止的根據β晶法的微孔性聚丙烯薄膜相比較，其結晶鏈係高度配向於薄膜之縱方向。藉此，則可具有優越的長度方向之力學物性，因此具有優越的二次加工製程之輸送性。並且，即使降低薄膜之比重，也具有優越的長度方向之力學物性，因此也可在保持輸送性下顯著地提高透過性。

該等發明之微孔性聚丙烯薄膜，由於也具有優越的尺寸穩定性等，可在合成紙、感熱接受紙、光學構件、建材、分離膜(過濾器)、創傷被覆材等之透濕防水構件，衣料用等之透濕防水布，尿布用或生理用品用等之吸收性物品，電池用或電解電容器用等之隔離物，油墨接受紙、油或油脂之吸收材料，血糖值感測器、蛋白質分離膜等之用途等各種領域野發揮優越特性。

1．．．具有β晶活性的聚丙烯薄膜之熱量曲線

2．．．β晶之熔化熱量(△Hβ)

3．．．源於β晶以外的聚丙烯結晶之熔化熱量(△Hα)

4．．．試料

5．．．對於試料之薄膜表面的法線

6．．．入射X射線

7．．．繞射X射線

8．．．測角器軸(繞射計軸)

9．．．試料向方位角(β)方向旋轉時之旋轉平面

10．．．觀測點

11．．．X射線照射部分

12．．．試料之縱方向

13．．．劃成為會通過強度分佈之最低強度的基線

14．．．縱方向之積分強度(I(MD))

15．．．橫方向之積分強度(I(TD))

16．．．薄膜中之孔

17．．．在孔中確認到之微原纖維

T．．．溫度

Endo．．．吸熱方向

I．．．X射線強度

MD．．．薄膜之縱方向

TD．．．薄膜之橫方向

ND．．．薄膜之厚度方向

第1圖係以模式展示使用微差掃描熱量儀(DSC)並在以已在前文所示測定法第(12)項之β晶分率中，求出β晶分率時所獲得之熱量曲線圖。

第2圖係展示在第1圖中由可在140~160℃觀測到頂點的β晶之熔化所造成之吸熱波峰面積所計算得之熔化熱量(△Hβ)，與由可在160℃以上觀測到頂點的β晶以外之源於聚丙烯的結晶之熔化所造成之吸熱波峰面積所計算得之熔化熱量(△Hα)之圖。

第3圖係以模式展示使用廣角X射線繞射法，在採取已在前文所示之測定方法第(6)項之2θ/θ掃描X射線繞射分佈時之試料、裝置之配置圖。

第4圖係以模式展示使用廣角X射線繞射法，在採取已在前文所示之測定方法第(6)項之方位角(β)方向強度分佈圖時之試料配置圖。

第5圖係展示實施例303之β方向強度分佈圖。

第6圖係展示比較例301之β方向強度分佈圖。

第7圖係展示以掃描型電子顯微鏡(SEM)觀察實施例103之薄膜剖面時所獲得之SEM像圖。

第8圖係展示以SEM觀察與第7圖相同地所採取之比較例102的薄膜剖面時所獲得之SEM像圖。

Claims

一種微孔性聚丙烯薄膜，係特洛頓比為6以上，且具有β晶活性，比重為0.1~0.6，其戈雷透氣度為50~300秒鐘/100毫升。
如申請專利範圍第1項之微孔性聚丙烯薄膜，其中含有特洛頓(Trouton)比為30以上的聚丙烯。
如申請專利範圍第1項之微孔性聚丙烯薄膜，其中含有在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯。
如申請專利範圍第1項之微孔性聚丙烯薄膜，其中熔融結晶化溫度(Tmc)為120~135℃。
如申請專利範圍第1項之微孔性聚丙烯薄膜，係含有在230℃測定時之熔體張力(Ms)與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(1)之條件的聚丙烯：log(MS)>-0.61 log(MFR)+0.82 (1)。
如申請專利範圍第1項之微孔性聚丙烯薄膜，係在230℃測定時之熔體張力(MS)為小於5 cN，MS與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(2)之條件：log(MS)>-0.9 log(MFR)+0.6 (2)，且具有β晶活性，空隙率為30~95%。
如申請專利範圍第5項之微孔性聚丙烯薄膜，其中聚丙烯的內消旋五元組序列分率(mmmm)為90~99.5%。
如申請專利範圍第6項之微孔性聚丙烯薄膜，其中聚丙烯的內消旋五元組序列分率(mmmm)為90~99.5%。
如申請專利範圍第1項之微孔性聚丙烯薄膜，係在根據X射線繞射法之(-113)面的方位角方向之薄膜面內強度分布圖中，符合下式(3)之條件：0.5≦I(MD)/I(TD)≦8 (3)(式中，I(MD)：縱方向之積分強度；I(TD)：橫方向之積分強度)，且具有β晶活性，比重為0.1~0.6。
一種微孔性聚丙烯薄膜的製造方法，係包括：將以聚丙烯為主成份之樹脂組成物熔融擠壓，再流延在滾筒上，而獲得特洛頓比為6以上，且具有β晶活性之未延伸薄片之步驟；再將所獲得之薄片以縱延伸倍率為5~10倍而縱-橫雙軸向延伸之步驟，其中該微孔性聚丙烯薄膜之戈雷透氣度為50~300秒鐘/100毫升。
如申請專利範圍第10項之微孔性聚丙烯薄膜的製造方法，其中該樹脂組成物係含有特洛頓比為30以上的聚丙烯。
如申請專利範圍第10項之微孔性聚丙烯薄膜的製造方法，係含有在主鏈骨架中具有長鏈分枝的聚丙烯。
如申請專利範圍第10項之微孔性聚丙烯薄膜的製造方法，其中該樹脂組成物係含有在230℃測定時之熔體張力(Ms)與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(1)之條件的聚丙烯：log(MS)>-0.61 log(MFR)+0.82 (1)。
如申請專利範圍第10項之微孔性聚丙烯薄膜的製造方法，其中該樹脂組成物係在230℃測定時之熔體張力(MS)為小於5 cN，MS與熔體流動速率(MFR)之關係為符合下式(2)之條件者：log(MS)>-0.9 log(MFR)+0.6 (2)。