TWI739398B - 鈦板及製造銅箔的滾筒 - Google Patents

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Abstract

本發明鈦板具有以下化學組成：以質量%計含有O：0%以上且0.400%以下、Cu：0%以上且1.50%以下、Fe：0%以上且0.500%以下、N：0.100%以下、C：0.080%以下及H：0.0150%以下，且剩餘部分包含Ti及不純物；金屬組織包含結晶結構為六方最密堆積結構之α相；平均結晶粒徑為40μm以下；令前述具有六方最密堆積結構之結晶的(0001)面的法線為c軸時，前述c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%以上；並且根據以單位μm計之結晶粒徑的對數而得之粒度分布的標準差為0.80以下。

Description

鈦板及製造銅箔的滾筒
本發明有關鈦板及製造銅箔的滾筒。 本案係依據已於2019年4月17日於日本提申之日本特願2019-078825號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景 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製造銅箔的裝置來製造，該製造銅箔的裝置具備製造銅箔的滾筒。圖4係製造銅箔的裝置之示意圖。製造銅箔的裝置1，譬如係如圖4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2、及在電解槽10內以浸漬於硫酸銅溶液中並與電沉積滾筒2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2與電極板30之間施加電壓，會於電沉積滾筒2之外周面電沉積生成銅箔A。成為預定厚度之銅箔A係利用捲取部40從電沉積滾筒2剝離，並以導輥50一邊引導一邊捲取於捲取輥60。
滾筒(電沉積滾筒)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時，若長期進行銅箔之製造，則構成滾筒之鈦表面會在硫酸銅溶液中逐漸受到腐蝕。然後，受到腐蝕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受到腐蝕時，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紋路。如上述之因不均質的金屬組織所致紋路中，因面積較大的巨觀組織所致且能以肉眼判別之紋路稱為「巨觀紋路」。而且，於滾筒表面產生之巨觀紋路也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，重要的是使構成滾筒之鈦板的巨觀組織成為均質，並使滾筒表面之腐蝕成為均質，藉此來減低因不均質的巨觀組織所致之巨觀紋路。
專利文獻1中提案有一種製造電解Cu箔的滾筒用之鈦板，其特徵在於：以質量%計含有Cu：0.15%以上且小於0.5%、氧：大於0.05%且在0.20%以下及Fe：0.04%以下，且剩餘部分由鈦與無法避免之不純物所構成，並且該鈦板係由平均結晶粒徑小於35µm之α相均質微細再結晶組織所構成。
專利文獻2中提案有一種製造電解Cu箔的滾筒用之鈦板，其特徵在於：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且令在該範圍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3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，在從表面下1mm跨至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且令在該區域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。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1：日本特開2009-41064號公報 專利文獻2：日本特開2012-112017號公報 專利文獻3：日本特開2013-7063號公報
發明概要 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，對銅箔便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紋路。然而，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紋路。
本發明係有鑑於上述問題而作成者，本發明之目的在於提供一種鈦板及使用該鈦板作為構件(使用該鈦板而製造出)之製造銅箔的滾筒，前述鈦板在使用於製造銅箔的滾筒(製造銅箔的裝置所具備的滾筒)時，可抑制產生巨觀紋路。
用以解決課題之手段 本發明人等為解決上述問題，進行了精闢研討。其結果，得到以下知識見解：使鈦板中集合組織的結晶粒徑縮小、或使具有hcp結構之結晶的(0001)面的法線(c軸)接近垂直於軋延面之舉雖然有效，但僅憑該等仍無法抑制產生巨觀紋路到現今要求的水準。
本發明人等進一步加以研討，結果發現藉由以下可抑制產生巨觀紋路：關於組織，使晶粒不僅變得微細且成為均一大小，並且，相對於所有晶粒的面積率，使c軸(具有hcp結構之結晶的(0001)面的法線([0001]方向))傾斜從板面之法線方向起算40°以內角度之晶粒的面積率為70%以上，且將化學組成設為可抑制β相析出之化學組成。並且還發現到一種可同時達成如上述之化學組成及集合組織之鈦板之製造方法，終至完成本發明。
基於上述知識見解而完成之本發明，其主旨如下。 (1)本發明一態樣之鈦板，具有以下化學組成：以質量%計含有O：0%以上且0.400%以下、Cu：0%以上且1.50%以下、Fe：0%以上且0.500%以下、N：0.100%以下、C：0.080%以下及H：0.0150%以下，且剩餘部分包含Ti及不純物；金屬組織包含結晶結構為六方最密堆積結構之α相；平均結晶粒徑為40μm以下；令前述具有六方最密堆積結構之結晶的(0001)面的法線為c軸時，前述c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%以上；並且根據以單位μm計之結晶粒徑的對數而得之粒度分布的標準差為0.80以下。 (2)在上述(1)之鈦板中，亦可具有以下集合組織：在從前述板面的前述法線方向之(0001)極圖中，將採用電子背向散射繞射法之球諧函數法所得極圖的展開指數設為16並將高斯半值寬設為5°時，利用織構(Texture)解析算出之晶粒的聚集度尖峰存在於從前述板面的前述法線方向起30°以內，並且最大聚集度在4.0以上。 (3)在上述(1)或(2)之鈦板中，將前述平均結晶粒徑以單位μm計且設為D時，前述粒度分布的標準差亦可在(0.35×lnD-0.42)以下。 (4)在上述(1)至(3)中任一項之鈦板中，在觀察板厚方向截面時，在從表面起算板厚的1/4位置上，雙晶晶界長度相對於總結晶晶界長度的比率亦可在5.0%以下。 (5)在上述(1)~(4)中任一項之鈦板中，前述化學組成以質量%計亦可含有Cu：0.10%以上且1.50%以下。 (6)上述(1)~(5)中任一項之鈦板亦可為製造銅箔的滾筒用之鈦板。 (7)本發明另一態樣之製造銅箔的滾筒，具有：圓筒狀之內滾筒、如上述(1)~(6)中任一項之鈦板及熔接部，該鈦板貼覆於前述內滾筒的外周面，且該熔接部設於前述鈦板的對接部。
發明效果 如以上所說明，根據本發明之上述態樣，可提供一種鈦板及使用該鈦板來製造之製造銅箔的滾筒，前述鈦板在使用於銅箔製造用之滾筒時可抑制產生巨觀紋路。
用以實施發明之形態 以下，詳細說明本發明之較佳實施形態。 ＜1.鈦板＞ 首先，說明本發明一實施形態之鈦板(本實施形態之鈦板)。本實施形態之鈦板係設想作為製造銅箔的滾筒之材料來加以利用。因此，本實施形態之鈦板亦可說是製造銅箔的滾筒用之鈦板。在製造銅箔的滾筒中使用時，鈦板之一面係構成滾筒之圓筒表面。
(1.1　化學組成) 說明本實施形態之鈦板的化學組成。本實施形態之鈦板具有工業用純鈦、或取代前述工業用純鈦中的一部分Ti而含有1.50質量%以下之Cu的鈦合金之化學組成。具體而言，本實施形態之鈦板具有以下化學組成：以質量%計含有Cu：0%以上且1.50%以下、Fe：0%以上且0.500%以下、O：0%以上且0.400%以下、N：0.100%以下、C：0.080%以下及H：0.0150%以下，且剩餘部分包含Ti及不純物。
工業用純鈦的添加元素極為少量，若使用其，則在鈦板中實質上係由α相單相構成。藉由如上述使構成鈦板之相為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相的腐蝕速度不同致使巨觀紋路產生。
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。從而，可抑制因矯正而賦予應變及隨之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紋路或者在浸漬於硫酸銅溶液後發生腐蝕。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，故由此觀點來看也會抑制產生巨觀紋路。
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穩定化元素會大幅提升鈦板之高溫強度。如後所述，在製造本實施形態之鈦板時，以控制集合組織為目的而會實施熱軋延直到較低溫度為止。因此，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。此時，對於鈦板會需要較多後續的矯正，但若進行較多矯正則會在此時被賦予應變，一旦如此就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紋路。
另一方面，為了控制鈦板的結晶粒徑，可考慮藉由含有β穩定化元素來生成β相而活用釘扎效果之方法。然而，因β相較α相更容易腐蝕，故假如β相聚集在一起時，則腐蝕僅會在該部分進行，而可能會轉印至銅箔。因此，在使鈦板含有β穩定化元素的情況下，基本上難以抑制產生巨觀紋路。
惟，β穩定化元素當中，又以Cu較其他元素在α相中的固溶極限更大，而能夠在不使β相析出的前提下以較多的含量含於鈦板中。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。本發明人等研討後，結果得知：Cu可以1.50質量%以下的範圍含於鈦板中。 於以下具體說明。
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，仍在熟知此項技藝之人士考慮技術常識後認可為「工業用純鈦」之範圍內，可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。另外，也可為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，本實施形態之鈦板可具有以下化學組成：以質量%計含有Cu：0%以上且1.50%以下、Fe：0%以上且0.500%以下、O：0%以上且0.400%以下、N：0.100%以下、C：0.080%以下及H：0.0150%以下，且剩餘部分包含Ti及不純物。
以下，說明限定各元素含量的理由。只要無說明，則各元素含量之符號%即為質量%。
O：0%以上且0.400%以下 O係有助於提升鈦板強度且有助於增加表面硬度的元素。然而，若鈦板強度變得過高，在矯正時就需要較大的加工而變得較難製造滾筒。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含量設為0.400%以下。O含量以0.150%以下為佳，較佳係在0.120%以下。由於O在本實施形態之鈦板中並不一定需要，故其含量下限為0%。然而，難以防止其從熔解原料之海綿鈦或添加元素混入，而實質下限為0.020%。 要利用O含量來獲得提升強度之效果時，O含量宜在0.030%以上。
Cu：0%以上且1.50%以下 Cu係使β相穩定化同時也固溶於α相而強化α相，從而有助於提升研磨性的元素。並且，Cu係可與Ti鍵結形成Ti2 Cu之元素。由研磨性的觀點來看係以不析出Ti2 Cu為宜，但因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。要獲得上述效果時，Cu含量宜設為0.10%以上，設為0.20%以上較佳，設為0.40%以上更佳。 另一方面，Cu含量若大於1.50%，會有過度析出Ti2 Cu而研磨性降低且表面性狀劣化(形成巨觀紋路)之疑慮。因此，Cu含量設為1.50%以下。Cu含量在1.30%以下為佳，在1.20%以下更佳。
Fe：0%以上且0.500%以下 Fe係會使β相穩定化之元素。在鈦板中，β相的析出量若變多則會變得容易生成巨觀紋路。因此，Fe含量設為0.500%以下。Fe含量在0.100%以下為佳，較佳係在0.080%以下。由於Fe在本實施形態之鈦板中並不一定需要，故其含量下限為0%。然而，難以防止其從熔解原料之海綿鈦或添加元素混入，而實質下限為0.001%。 另外，Fe係一種有助於藉由β相的釘扎來抑制晶粒成長的元素。並且，Fe係即便在固溶於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的元素。若要獲得該等效果，Fe含量宜在0.020%以上，在0.025%以上更佳。
N：0.100%以下 C：0.080%以下 H：0.0150%以下 N、C及H皆大量含有時，延性與加工性會降低。因此，分別將N含量限制在0.100%以下，C含量限制在0.080%以下且H含量限制在0.0150%以下。 另一方面，N、C及H之含量越低越好，但N、C及H係無法避免地會混入之不純物。因此，實質上含量下限通常係N為0.0001%、C為0.0005%且H為0.0005%。
本實施形態之鈦板的化學組成中，剩餘部分含有Ti及不純物，亦可由Ti及不純物所構成。不純物若要具體例示，則除上述元素以外，還有在精煉步驟中混入之Cl、Na、Mg、Si、Ca及從廢料混入之Al、Zr、Sn、Mo、Nb、Ta、V等。含有該等不純物元素時，其含量例如只要各自為0.10%以下且總量在0.50%以下則為無問題的程度。
上述說明之Ti以外的各元素含量的下限值為0%，鈦板亦可不含上述各元素。
化學組成係利用以下方法求算。 Cu、Fe等β穩定化元素係利用IPC發光分光分析來測定。O及N係使用氧及氮同時分析裝置，利用非活性氣體熔融、熱傳導率及紅外線吸收法來測定。C係使用碳硫同時分析裝置，利用紅外線吸收法來測定。H則利用非活性氣體熔融、紅外線吸收法來測定。
(1.2　金屬組織) 接著，說明本實施形態之鈦板的金屬組織。本實施形態之鈦板，其金屬組織包含結晶結構為六方最密堆積結構之α相，平均結晶粒徑為40µm以下，根據結晶粒徑(µm)的對數而得之粒度分布的標準差為0.80以下，並且c軸(具有六方最密堆積結構之結晶的(0001)面的法線)傾斜從板面的法線方向起算40°以內角度之晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%以上。以下，依序詳細說明本實施形態之鈦板的金屬組織。
(1.2.1　金屬組織之相構成) 本實施形態之鈦板的金屬組織主要包含α相。α相具有六方最密堆積結構(hexagonal close-packed；hcp)。 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紋路之觀點來看，β相越少越好。因此，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。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。然而，若過度析出Ti2 Cu，恐會造成研磨性改變。從上述觀點看來，鈦板的金屬組織亦可含有β相與Ti2 Cu，而β相與Ti2 Cu的體積率合計在2.0%以下較理想。並且，β相與Ti2 Cu的體積率宜分別為1.0%以下。
鈦板的金屬組織宜不包含未再結晶部。未再結晶部一般而言較粗大而可能成為巨觀紋路的原因。鈦板的金屬組織宜為完全再結晶組織。所謂「再結晶組織」係由長寬比小於2.0之晶粒所構成的組織。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2.0以上之晶粒作為未再結晶晶粒並確認其有無。具體而言，係將裁切鈦板所得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))，在1~2mm×1~2mm之區域中以1~2µm步距進行測定並測定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。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。
構成鈦板的金屬組織之各相的體積率，可利用附屬於SEM(Scanning Electron Microscopy)之EPMA(Electron Probe Microanalyzer)(SEM/EPMA)輕易地測定及算出。具體而言，對於鈦板之任意截面，在研磨至鏡面後，利用SEM/EPMA以100倍之倍率在從表面起算板厚的1/4位置的1mm×1mm之區域中以1~2µm步距進行測定並測定2~5視野左右，來測定Fe及Cu之濃度分布。由於Fe與Cu會在β相或Ti2 Cu部濃化，故在各點中，將Fe濃度較測定範圍之平均濃度高1質量%以上的點(濃化部)定義為β相，且將Cu濃度較測定範圍之平均濃度高1質量%以上的點(濃化部)定義為Ti2 Cu，來求算各相之面積率。將面積率與體積率視為相等，而以所得面積率作為β相及Ti2 Cu之體積率。然後，以未濃化部分(濃化部以外)的面積率作為α相的體積率。
(1.2.2　晶粒之平均粒徑及粒度分布) 接下來，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紋路而紋路會轉印至銅箔，故結晶粒徑宜微細。鈦板的金屬組織中晶粒的平均結晶粒徑若大於40µm，該晶粒本身便成為紋路而紋路就轉印至銅箔。因此，鈦板的金屬組織中晶粒的平均結晶粒徑設為40µm以下。藉此，晶粒會變得夠微細而可抑制產生巨觀紋路。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。 鈦板的金屬組織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，在熱處理時恐會產生未再結晶部。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紋路。亦即，即便鈦板的金屬組織的平均結晶粒徑微細，當粒度分布較廣時仍會存在粗大晶粒。若存在如上述粗大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紋路。因此，本發明人等發現在抑制產生巨觀紋路之方面，重要的是鈦板的金屬組織的晶粒不僅要微細且粒度分布要窄、亦即晶粒粒徑均一。
具體而言，在本實施形態之鈦板中，根據各個結晶粒徑(µm)的對數而得之粒度分布的標準差為0.80以下。藉由晶粒為如上所述之平均結晶粒徑並且滿足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。在此情況下，將鈦板用於製造銅箔的滾筒時便可抑制產生巨觀紋路。
相對於此，若根據結晶粒徑(µm)的對數而得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，而在將鈦板用於滾筒時變得容易產生巨觀紋路。 根據結晶粒徑(µm)的對數而得之粒度分布的標準差，在令平均結晶粒徑為D(µm)時，宜為(0.35×lnD-0.42)以下。
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，係將裁切鈦板所得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))，在從表面起算板厚的1/4位置的1~2mm×1~2mm之區域中以1~2µm步距進行測定並測定2~10視野左右。針對結晶粒徑，係以藉由EBSD測得之5°以上方位差的晶界作為晶界，並以該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，從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之轉換值的分布)之標準差σ。 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，在算出如上述之粒度分布的標準差時，亦可將所得粒度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。
(1.2.3　集合組織) 接著，說明鈦板之集合組織的結晶方位。鈦板因上述化學組成而實質上為α相單相，α相的結晶結構具有如圖6所示之六方最密堆積結構(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，在平行於具有六方最密堆積結構之結晶的(0001)面的法線方向(c軸方向：[0001]方向)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，而在製造一製造銅箔的滾筒時仍會在研磨時的加工中產生差異。其結果，在所得滾筒中就以接近晶粒之尺寸的紋路被辨識出來。本發明人等理解到：藉由盡可能使鈦板之集合組織的結晶方位聚集，可抑制產生上述紋路。
並且，鈦板在平行於c軸方向之方向上強度高。因此，若研磨相對於c軸呈垂直的面，便不易產生研磨後的紋路。由上述觀點來看，本發明人等發現：針對鈦板之集合組織的結晶方位，宜將鈦板的晶格的c軸配置成垂直於研磨面，亦即配置成與垂直於鈦板表面之厚度方向(軋延面的法線方向)並行。
根據以上知識見解，在本實施形態中，c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒的面積(圖1所示之從板面的法線方向(ND)之(0001)極圖中，存在於虛線b內之晶粒的面積)相對於所有晶粒的面積之比率(面積率)為70%以上。藉此，結晶方位會聚集，可縮小鄰接之結晶間的結晶方位差而可抑制巨觀紋路。c軸存在於從軋延面的法線方向起算40°以內角度之晶粒相對於所有晶粒的面積率宜為72%以上。另一方面，上述面積率愈高愈好故不特別訂定上限，而實質上可製造至95%左右。 在此，所謂「c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度」如圖7所示，意指鈦板之ND與晶粒之c軸所形成的角θ在40°以內。
(0001)極圖可藉由將鈦板之試樣的觀察表面進行化學研磨後，使用電子背向散射繞射法(EBSD；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)進行結晶方位解析而獲得。更具體而言，譬如可以1~2µm間隔(步距)掃描1~2mm×1~2mm之區域，來作成(0001)極圖。
c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒(c軸與板面的法線方向所形成的角為40°以內之晶粒)之面積率係利用以下方法來測定。 將裁切鈦板所得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))，在1~2mm×1~2mm之區域中以1~2µm步距進行測定並測定2~10視野左右。並且對該資料使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體，求算c軸之傾角為從板面的法線方向起算40°以內角度之晶粒相對於全體晶粒之面積率。
鈦板更宜具有以下集合組織：在從板面(若為軋延材則係軋延面)的法線方向(ND)之(0001)極圖中，晶粒之聚集度的尖峰存在於從板面的法線方向起30°以內，且最大聚集度在4.0以上之集合組織。藉此，可更使晶粒的c軸更聚集在接近鈦板厚度方向(ND)的部分，而在將鈦板用於製造銅箔的滾筒時會更抑制產生因結晶方位差所致之紋路。 藉由軋延等，晶粒的聚集度的尖峰容易往與最終軋延方向成直角的方向(最終軋延寬度方向(TD))傾斜。因此，在最終軋延方向明確的情況下，在從軋延面的法線方向(ND)之(0001)極圖中，晶粒的聚集度的尖峰只要存在於從軋延面的法線方向(ND)起在最終軋延寬度方向(TD)上30°以內即可。
於圖1中顯示從軋延面的法線方向(ND)之(0001)極圖，其係用以說明本實施形態之鈦板的集合組織。在圖1中，所檢測出之極點會依據最終軋延方向(RD)及往最終軋延寬度方向(TD)之傾斜來聚集，並且在(0001)極圖中繪製有聚集度的等高線。此時，等高線最高的位置係聚集度的尖峰位置，以尖峰位置當中聚集度最大的值作為最大聚集度。例如，圖1中，等高線變得最高的部位會是晶粒之聚集度的尖峰P1、P2。因此，在本實施形態中，晶粒的尖峰P1、P2分別相對於TD存在於從ND(中心)起算30°以內。譬如以尖峰P1而言，圖中a即在30°以內(如圖1之P1，有時尖峰位置會稍微偏離TD方向，但偏離10°以內是可容許的，且a在30°以內即可)。此外，最大聚集度為4.0以上。通常，最大聚集度會是晶粒的尖峰P1、P2的聚集度之任一者。
相對於此，在(0001)極圖中，晶粒的聚集度的尖峰不存在於從ND(中心)起算30°以內時(在最終軋延方向明確的情況下，相對於最終軋延寬度方向(TD)，不存在於從ND起算30°以內時)，結晶方位不同的晶粒變得容易相鄰接，而變得容易產生可視辨的巨觀紋路。具體而言，譬如在通常之單軸軋延之鈦熱軋延板中，通常係形成以下集合組織：相對於ND，hcp結構之c軸在最終軋延寬度方向(TD)上傾斜35~40°左右之部位聚集度達到尖峰。然而，尖峰在此位置的情況下，結晶方位會分布到更傾斜15~20°的位置，因此會有結晶方位不同的晶粒相鄰接的情形，而變得容易產生巨觀紋路。
另外，最大聚集度宜為4.0以上。藉此，結晶方位會充分聚集，可縮小相鄰接之結晶間的結晶方位差。最大聚集度宜為4.0以上，但為了更加抑制產生巨觀紋路，較佳係在5.0以上，在6.0以上更佳。 最大聚集度愈大愈好，因此上限並未限定，而例如在透過熱軋延來控制結晶方位時15~20左右可成為上限。
(0001)極圖之特定方位的聚集度表示：具有該方位之晶粒的存在頻率相對於具有完全隨機方位分布之組織(聚集度1)為多少倍。該聚集度可利用採用電子背向散射繞射(EBSD)法之球諧函數法所得極圖之織構(Texture)解析來算出(展開指數=16，高斯半值寬=5°)。具體而言，係將裁切鈦板所得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))，在1~2mm×1~2mm之區域中以1~2µm步距進行測定並測定2~10視野左右。使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體，藉由採用球諧函數法所得極圖之織構(Texture)解析來算出該數據。
(1.2.4　雙晶) 鈦板在塑性變形時有時會發生雙晶變形。雙晶變形除化學組成以外也與結晶粒徑相關，粒徑越大越容易發生。因此，藉由產生雙晶，會有外觀的結晶粒徑分布變得均一的情形。 另一方面，若發生雙晶變形，結晶方位差會變大，進而結晶方位差異甚大之晶粒就會鄰接，在該邊界上研磨性改變而會被辨識為紋路。因此，宜盡可能抑制雙晶。
具體而言，關於本實施形態之鈦板，在觀察板厚方向截面時，在從表面起算板厚1/4的位置上，雙晶晶界長度相對於板厚截面之總結晶晶界長度的比率宜為5.0%以下。藉此，可將起因於雙晶之巨觀紋路減低至無法辨識之水準。雙晶晶界長度相對於總結晶晶界長度的比率較佳在3.0%以下，在1.0%以下更佳。上述比率之下限值可為0%，但因鈦板之矯正等加工而無法避免地會發生雙晶變形，故要完全排除雙晶實為難事。因此，雙晶晶界比率之下限亦可設為0.01%。為了減少雙晶，重要的是要減少矯正量，譬如盡可能地使完工之板形狀平坦即為有效之舉。
此外，要算出上述比率時，板厚截面之總結晶晶界長度及雙晶晶界長度可如以下方式求算。首先，將鈦板之試樣的觀察截面(厚度方向截面)進行化學研磨後，使用電子背向散射繞射法(EBSD；Electron Back Scattering Diffraction Pattern)進行結晶方位解析。在從試樣之鈦板表面起算板厚的1/4位置中，以1~2µm之間隔(步距)掃描1~2mm×1~2mm之區域，並使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體作成反極圖分布圖(IPF：inverse pole figure)。此時，將以下視為雙晶界面：在鈦產生的(10-12)雙晶、(10-11)雙晶、(11-21)雙晶、(11-22)雙晶之旋轉軸及從結晶方位差(旋轉角)的理論值起2°以內(例如，若為(10-12)雙晶，旋轉軸及結晶方位差(旋轉角)的理論值分別為＜11-20＞及85°)。然後，以結晶方位差(旋轉角)在2°以上之晶界作為總結晶晶界長度，算出雙晶晶界長度相對於總結晶晶界長度之比率。觀察從表面起算板厚的1/4位置中之雙晶晶界的原因在於該位置可充分代表鈦板之組織。並且還因為鈦板表面可能因研磨等而無法充分代表組織。
(1.3　表面硬度) 鈦板之成為滾筒表面之面的表面硬度(維氏硬度)並無特別限定，以HV110以上為佳。藉此，在利用鈦板來製造滾筒並研磨表面時，可進行均勻的研磨而能夠更加抑制巨觀紋路。鈦板的表面硬度(維氏硬度)較佳係在HV112以上，在HV115以上則更佳。
並且，鈦板之成為滾筒表面之面的表面硬度(維氏硬度)宜在HV160以下。藉此，可將矯正鈦板時所需之加工量充分縮小並且表面硬度適中，從而研磨性良好。鈦板的表面硬度(維氏硬度)較佳係在HV155以下，在HV150以下則更佳。
鈦板的表面硬度可在將鈦板表面研磨至成為鏡面後，依據JIS Z 2244：2009使用維氏硬度試驗機以荷重1kg測定3~5點而設為其平均值。
(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。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，因此鈦板厚度宜設為4.0mm以上，亦可為6.0mm以上。鈦板厚度的上限並無特別限定，例如為15.0mm。
在以上說明之本實施形態中，係將鈦板的化學組成設為抑制了β相之析出的化學組成，並且使晶粒微細且為落在預定標準差內的均一大小，而且還使c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%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紋路。
以上說明之本實施形態之鈦板在使用於銅箔製造用之滾筒時可充分抑制產生巨觀紋路，而適合作為銅箔製造用之滾筒的材料。
於圖2顯示鈦板表面的巨觀紋路的照片作為一例。所謂「巨觀紋路」如圖2所示，係指以平行於軋延方向的方式產生數mm長度的筋條狀且顏色不同之部位者(為了參考，於圖3中顯示以可知圖2之巨觀紋路的位置的方式強調出巨觀紋路之圖)。若大量產生如上述之紋路，則紋路最後會轉印至所製造之銅箔。 雖然巨觀紋路係在銅箔的製造步驟中產生，但針對鈦板之容易產生巨觀紋路的程度(在相同條件下之巨觀紋路的產生比率)，可利用#800之砂紙研磨鈦板表面後，使用硝酸10%及氫氟酸5%溶液腐蝕表面並觀察，藉此來評估。
＜2.製造銅箔的滾筒＞ 參照圖5，本實施形態之製造銅箔的滾筒20具有：屬電沉積滾筒之一部分且為圓筒狀之內滾筒21、貼覆於前述內滾筒21的外周面之鈦板22、及設於前述鈦板22的對接部之熔接部23，並且前述鈦板22係上述本實施形態之鈦板。 亦即，本實施形態之製造銅箔的滾筒20係使用本實施形態之鈦板而製出之製造銅箔的滾筒。本實施形態之製造銅箔的滾筒20係在析出銅箔之滾筒表面使用本實施形態之鈦板，因此可抑制產生巨觀紋路而可製造高品質的銅箔。 本實施形態之製造銅箔的滾筒，其尺寸無特別限制，滾筒直徑例如係1~5m。 內滾筒21為周知之物即可，其胚料可非為鈦板，例如可為軟鋼或不鏽鋼。 鈦板22係被捲附在圓筒狀之內滾筒21的外周面，並利用周知之熔接金屬線來熔接對接部，從而貼覆於內滾筒21。因此，於對接部存在熔接部23。所謂熔接部23係指熔接金屬線的凝固組織。
＜3.鈦板之製造方法＞ 接著，說明本實施形態之鈦板之製造方法。本實施形態之鈦板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來製造。 本實施形態之鈦板之較佳製造方法具有以下步驟： 第1步驟，係將具有上述化學組成之鈦胚料(工業用純鈦或取代前述工業用純鈦中的一部分Ti而含有1.50質量%以下之Cu的鈦合金胚料)加熱至750℃以上且880℃以下之溫度；及 第2步驟，係於前述第1步驟後軋延前述鈦胚料來製得鈦板； 其中前述第2步驟中，合計軋縮率為85%以上，且前述合計軋縮率當中在200℃以上且650℃以下時之軋延的軋縮率所占比率為5%以上且在70%以下。 以下，說明各步驟。
(3.1　準備鈦胚料) 首先，在上述各步驟前，準備鈦板的胚料(鈦胚料)。 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，胚料係藉由消耗電極式真空電弧熔解法、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，從而可獲得胚料。對於胚料亦可視需要施行洗淨處理、切削等前處理。又，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下述第1步驟及第2步驟(加熱、熱軋延)。
(3.2　第1步驟) 本步驟係為了後述第2步驟的加熱步驟。在本步驟中，係將鈦板之胚料加熱至750℃以上且880℃以下之溫度。加熱溫度若低於750℃，則例如在熱鍛造、鑄造等中產生有粗大粒子時，有時會在第2步驟之熱軋延中以該粗大粒子為起點於鈦板產生破裂。藉由加熱溫度在750℃以上，可防止在第2步驟之熱軋延中發生鈦板的破裂。 又，加熱溫度若超過880℃，在第2步驟之熱軋延中就會生成hcp結構之c軸定向於板寬方向之粗大集合組織(T-texture)。此時，便無法獲得如上所述c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%以上之組織(集合組織)。藉由加熱溫度在880℃以下，便可防止在第2步驟之熱軋延中生成hcp結構之c軸相對於板面的法線方向傾斜較大之晶粒。 加熱溫度宜為870℃以下。藉由加熱溫度在870℃以下，可更確實防止生成T-texture。
(3.3　第2步驟) 在本步驟中，係軋延(熱軋延)經加熱後之鈦胚料。本步驟中，係將合計軋縮率設為85%以上，並且將合計軋縮率當中在200℃以上且650℃以下時之軋延的軋縮率所占比率設為5%以上且在70%以下。藉此，可獲得晶粒如上述被均一地微細化且hcp結構之c軸的傾斜小的晶粒面積率多的組織。本步驟中熱軋延開始溫度基本上會是上述加熱溫度。
藉由合計軋縮率在85%以上，可使在熱鍛造、鑄造等中產生的粗大晶粒充分微細化，同時可防止產生T-texture。合計軋縮率若小於85%，在熱鍛造、鑄造等中產生的組織便會殘留，有時會形成粗大晶粒或者產生T-texture。若產生此種組織，在所製造之滾筒就會產生巨觀紋路。 本步驟中之合計軋縮率愈高，組織就變得愈佳，故只要配合所需之製品尺寸及製造磨機的特性來訂定即可。
此外，在本實施形態中，合計軋縮率當中，鈦板在200℃以上且650℃以下時之軋延的軋縮率所占比率為5%以上且在70%以下。 若係在高於650℃下進行所有軋延等、在200℃以上且650℃以下時之軋縮率所占比率小於5%的情況，則該溫度區下的軋縮量不足，在後續的冷卻時會發生回復而產生應變量較少的部分。從而，透過熱軋後的熱處理，結晶粒徑參差就變大。並且，集合組織之聚集度降低，而無法獲得以下組織：在如上述之從板面的法線方向的(0001)極圖中，c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%以上之組織。 另一方面，若係在低於200℃下進行所有軋延等、在200℃以上且650℃以下時之軋縮率所占比率小於5%的情況，板形狀就不穩定。在此情況下，在後續的矯正中加工量變大而導入應變，在矯正部與其以外的部分中應變量的差變大，進而在後續的熱處理中結晶粒徑之參差變大。並且，於熱處理後若還進行矯正，應變就會影響而僅該部分變得容易腐蝕，恐會成為巨觀紋路之原因。 合計軋縮率當中鈦板在200℃以上且650℃以下時之軋延的軋縮率所占比率在10%以上為佳，在15%以上較佳。 另外，較佳係將200~600℃之軋縮率所占比率設為5~70%，更佳係將200~550℃之軋縮率所占比率設為5~70%。
又，若係在650℃以下進行所有軋延等、在200℃以上且650℃以下時之軋縮率所占比率大於70%的情況，板形狀就不穩定。在此情況下，在後續的矯正中加工量變大而導入應變，在矯正部與其以外的部分中應變量的差變大，進而在後續的熱處理中結晶粒徑之參差變大。並且，於熱處理後若還進行矯正，應變就會影響而僅該部分變得容易腐蝕，恐會成為巨觀紋路之原因。合計軋縮率當中鈦板在200℃以上且650℃以下時之軋延的軋縮率所占比率在65%以下為佳，在60%以下較佳。
在本步驟中，係連續進行在650℃以上之軋延及在200~650℃之軋延。亦即，其等之間不進行再加熱。 若進行再加熱，於再加熱時就會再結晶，從而在後續的軋延中應變量變少。其結果，最終退火前的應變量變少，晶粒的參差變大。此外，於再加熱後的軋延時會產生雙晶，結晶方位的參差變大，而造成c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒的面積率變低。
又，在本步驟中，軋延可為沿鈦板之長邊方向延伸之單方向軋延，而除了在長邊方向上的軋延之外，亦可在與該長邊方向正交之方向上進行軋延。藉此，可在所得鈦板中使晶粒的聚集度的尖峰存在於從板面的法線方向起30°以內，並且可提高集合組織之聚集度。 具體而言，令最終軋延方向上的軋延之軋縮率為L(%)、在與最終軋延方向正交之方向上的軋延之軋縮率為T(%)時，L/T宜為1.0以上且在5.0以下。藉此，可在所得鈦板中控制藉由Texture解析算出之晶粒的聚集度的尖峰位置，並且可提高集合組織之聚集度。L/T為1.0以上且在4.0以下更佳。
在實施200℃以上且650℃以下時之軋延時，亦可維持一段時間來等待鈦板冷卻。
在本實施形態之鈦板之製造方法中，於第1步驟之加熱後宜不進行再加熱。藉此，可防止在軋延中產生的應變因再加熱而被釋放，而可穩定地對鈦板賦予應變。其結果，可提高鈦板之集合組織之聚集度，並且可抑制後述熱處理時局部性的異常晶粒成長。
(3.4　第3步驟) 在本步驟中，係在600℃以上且750℃以下之溫度下將鈦板熱處理(退火)20分鐘以上且90分鐘以下之時間。藉此，可使未再結晶晶粒析出為微細再結晶晶粒，而可使所得鈦板之金屬組織中的結晶均一且微細。其結果，可抑制產生巨觀紋路。
具體而言，藉由在600℃以上之溫度下將鈦板熱處理20分鐘以上，可使未再結晶晶粒充分析出為再結晶晶粒。退火溫度低於600℃、或少於20分鐘時，無法充分提高c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒的面積率。 另外，鈦板之退火溫度高於750℃或退火時間超過90分鐘時，晶粒會粗大化。藉由在750℃以下之溫度下將鈦板熱處理90分鐘以下之時間，可防止一部分的晶粒變得粗大。 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。
藉由包含以上步驟之製造方法可獲得本實施形態之鈦板，亦可視需要進一步施行以下之後處理步驟。
(3.5　後處理步驟) 後處理可舉例如藉由酸洗或切削去除氧化皮膜等、或洗凈處理等，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。
＜4.製造銅箔的滾筒之製造方法＞ 製造銅箔的滾筒之製造方法並無特別限定，可設為周知方法。例如，可將本實施形態之鈦板捲附在圓筒狀之內滾筒的外周面，並利用周知之熔接金屬線來熔接被相對的端部而製造。熔接金屬線以工業用純鈦(例如JIS1~4種)製為佳。 實施例
以下，顯示實施例並且具體說明本發明實施形態。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，藉由消耗電極式真空電弧熔解法來製作具有表1之化學組成的鑄錠後，將其進行熱鍛造，從而獲得預定化學組成的鈦胚料。針對發明例13~15、比較例3及比較例5，係使其超出純Ti的範圍，以成為表1含量的方式添加有Cu。
接著，將所得鈦胚料加熱至表1所示溫度(第1步驟)後，以表1所示條件進行了熱軋延(第2步驟)。表中「200~650℃之軋縮率比率(%)」係指合計軋縮率當中鈦板在200℃以上且650℃以下時之軋延的軋縮率所占比率，「軋延比(L/T)」則表示在令最終軋延方向上的軋延之軋縮率為L(%)、在與最終軋延方向正交之方向上的軋延之軋縮率為T(%)時的L/T之值。另外，在發明例1~20及比較例2~5中，為了在200℃以上且650℃以下進行鈦板的軋延，而暫時停止熱軋延，等到冷卻至650℃以下後再次開始熱軋延。
接下來，在大氣環境下，按表1中記載之溫度及時間進行熱處理，製得厚度8.0mm之鈦板(第3步驟)。
[表1]
Figure 02_image001
2.　分析及評估 針對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　平均結晶粒徑及粒度分布之標準差 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。將裁切鈦板所得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))，在從表面起算板厚的1/4位置的1mm×1mm之區域中以1µm步距進行測定並測定10視野。然後，針對結晶粒徑，由依據EBSD測得之晶粒面積求算等效圓粒徑(面積A=π×(粒徑D/2)2 )，以其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。
2.2　集合組織 在上述方法中，使用OIM Analysis軟體求出c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒的面積率。 另外，在上述方法中，使用TSL Solutions製之OIM Analysis軟體作成(0001)極圖，將(0001)極圖中等高線最高的位置設為聚集度的尖峰位置，並以尖峰位置內聚集度最大者作為從ND方向起算之角度。並且，以尖峰位置當中聚集度最大之值作為最大聚集度。最大聚集度係利用採用球諧函數法所得極圖之織構(Texture)解析而算出(展開指數=16，高斯半值寬=5°)。
2.3　雙晶 將各發明例及比較例之鈦板試樣之厚度方向截面進行化學研磨後，使用電子背向散射繞射法(EBSD)進行結晶方位解析。具體而言，在從試樣之鈦板表面起算板厚的1/4位置中，以1µm間隔掃描1mm×1mm之區域，並作成了反極圖分布圖(IPF：inverse pole figure)。此時，將所產生的(10-12)雙晶、(10-11)雙晶、(11-21)雙晶、(11-22)雙晶之旋轉軸及從結晶方位差(旋轉角)的理論值起2°以內，視為雙晶界面。然後，以結晶方位差(旋轉角)在2°以上之晶界作為總結晶晶界長度，算出了雙晶晶界長度相對於總結晶晶界長度之比率。
2.4　α相的面積率 將各發明例及比較例之鈦板試樣之厚度方向截面進行鏡面研磨後，以上述方法藉由SEM/EPMA測定該截面中從表面起算板厚的1/4位置之Fe及Cu的濃度分布，算出Fe及Cu未濃化之部分的面積作為α相的面積率。
2.5　表面硬度 關於各發明例及比較例之鈦板的表面硬度，係在將鈦板表面研磨至成為鏡面後，依據JIS Z 2244：2009使用維氏硬度試驗機以荷重1kg測定3~5點，將所得之值平均作為表面硬度。
2.6　巨觀紋路 關於巨觀紋路，對分別有5~10片左右之50×100mm尺寸的各實施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%及氫氟酸5%溶液腐蝕表面，藉此進行了觀察。接著，以產生有3mm以上長度的筋條狀紋路作為巨觀紋路，並且視產生比例的平均按下述方式進行評估。
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10.0個) 將所得分析結果及評估結果列示於表2。
[表2]
Figure 02_image003
如表2所示，發明例1~20之鈦板已抑制了巨觀紋路。相對於此，比較例1~5之鈦板產生了許多巨觀紋路。
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。且顯而易見地，只要係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於本發明之技術範圍。
產業上之可利用性 根據本發明，可提供一種鈦板及使用該鈦板來製造之製造銅箔的滾筒，前述鈦板在使用於銅箔製造用之滾筒時可抑制產生巨觀紋路。因此，產業上之可利用性高。
1:製造銅箔的裝置 2:電沉積滾筒 10:電解槽 20:製造銅箔的滾筒 21:內滾筒 22:鈦板 23:熔接部 30:電極板 40:捲取部 50:導輥 60:捲取輥 A:銅箔 P1,P2:尖峰 RD:最終軋延方向 TD:最終軋延寬度方向 b:虛線 θ:角度
圖1係從軋延面的法線方向(ND)之(0001)極圖，其係用以說明本發明一實施形態之鈦板的集合組織。 圖2係顯微鏡照片，其顯示在腐蝕後的鈦板表面觀察到的巨觀紋路之一例。 圖3係參考圖，其為了顯示巨觀紋路的位置而強調出巨觀紋路。 圖4係製造銅箔的裝置之示意圖。 圖5係本實施形態之製造銅箔的滾筒之示意圖。 圖6係顯示具有六方最密堆積結構之晶粒的圖。 圖7係用以說明α相之結晶方位的說明圖。
P1,P2:尖峰
RD:最終軋延方向
TD:最終軋延寬度方向
b:虛線

Claims (7)

  1. 一種鈦板，具有以下化學組成：以質量%計含有：O：0%以上且0.400%以下、Cu：0%以上且1.50%以下、Fe：0%以上且0.500%以下、N：0.100%以下、C：0.080%以下及H：0.0150%以下，且剩餘部分包含Ti及不純物；金屬組織包含結晶結構為六方最密堆積結構之α相；平均結晶粒徑為40μm以下；令前述具有六方最密堆積結構之結晶的(0001)面的法線為c軸時，前述c軸從板面的法線方向起傾斜40°以內之角度的晶粒相對於所有晶粒的面積率在70%以上；並且根據以單位μm計之結晶粒徑的對數而得之粒度分布的標準差為0.80以下。
  2. 如請求項1之鈦板，其具有以下集合組織：在從前述板面的前述法線方向之(0001)極圖中，將採用電子背向散射繞射法之球諧函數法所得極圖的展開指數設為16並將高斯半值寬設為5°時，利用織構(Texture)解析算出之晶粒的聚集度尖峰存在於從前述板面的前述法線方向起30°以內，並且最大聚集度在4.0以上。
  3. 如請求項1或2之鈦板，其中將前述平均結晶粒徑以單位μm計且設為D時，前述粒度分布的標準差為(0.35×lnD-0.42)以下。
  4. 如請求項1或2之鈦板，其中觀察板厚方向截面時，在從表面起 算板厚的1/4位置上，雙晶晶界長度相對於總結晶晶界長度的比率在5.0%以下。
  5. 如請求項1或2之鈦板，其中前述化學組成以質量%計含有Cu：0.10%以上且1.50%以下。
  6. 如請求項1或2之鈦板，係製造銅箔的滾筒用之鈦板。
  7. 一種製造銅箔的滾筒，具有：圓筒狀之內滾筒；如請求項1至6中任一項之鈦板，係貼覆於前述內滾筒的外周面；及熔接部，係設於前述鈦板的對接部。
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