WO2007026574A1 - 平版印刷版用アルミニウム合金板およびその製造方法 - Google Patents

平版印刷版用アルミニウム合金板およびその製造方法 Download PDF

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plate
rolling
alloy plate
lithographic printing
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Akio Uesugi
Hirokazu Sawada
Hiroshi Ougi
Atsushi Hibino
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Fuji Photo Film Co., Ltd.
Sumitomo Light Metal Industries, Ltd.
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    • B41N3/03—Chemical or electrical pretreatment
    • B41N3/034—Chemical or electrical pretreatment characterised by the electrochemical treatment of the aluminum support, e.g. anodisation, electro-graining; Sealing of the anodised layer; Treatment of the anodic layer with inorganic compounds; Colouring of the anodic layer

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate, in particular, an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate that can be roughened uniformly by an electrochemical etching treatment and has excellent strength and heat-softening resistance. And a manufacturing method thereof.
  • an aluminum alloy plate is used as a support for lithographic printing plates (including offset printing plates), and the support is rough from the viewpoint of improving the adhesion of the photosensitive film and improving the water retention of the non-image area. Screen processing is performed.
  • the rough surface wrinkle treatment method mechanical surface roughening methods such as pole graying, brush graining, and wire graining have been conventionally used, but in recent years, platemaking suitability and printing performance are excellent. Due to the fact that continuous treatment with coil material is possible, a technique for roughening the surface of aluminum alloy plates for supports by electrochemical etching is rapidly developing.
  • Electrochemical etching treatment uses an electrolyte solution mainly composed of hydrochloric acid or hydrochloric acid (hereinafter referred to as a hydrochloric acid-based electrolyte solution) or an electrolyte solution mainly composed of nitric acid or nitric acid (hereinafter referred to as a nitric acid-based electrolyte).
  • a hydrochloric acid-based electrolyte solution an electrolyte solution mainly composed of hydrochloric acid or hydrochloric acid
  • a nitric acid-based electrolyte an electrolyte solution mainly composed of nitric acid or nitric acid
  • a 1 0 50 0 (aluminum purity 99.5%) equivalent material is used as a support, and a relatively uniform electrolytic surface roughening can be obtained.
  • Appropriate selection of layers makes it possible to obtain as many as 100,000 clear prints.
  • the printing plate with an aluminum alloy plate as a support is exposed and developed in the usual manner, and then heat-treated at a high temperature (burning treatment).
  • the department is being strengthened.
  • the burning process is usually performed at a heating temperature of 20 to 2900. C, the heating time is 3 to 9 minutes! /, And the power is required to have low heat resistance (burging resistance) without lowering the strength of the support during the paring process. ing.
  • the inventors used an aluminum alloy support based on an A1050 equivalent material, and finally the surface properties of the cold-rolled rolled plate.
  • the aluminum powder remaining on the surface of the rolled plate affects the formation of etching pits, and a uniform pit pattern can be obtained by regulating the amount of aluminum powder.
  • the present invention has been made as a result of further testing and examination based on the above knowledge, and its purpose is to provide a more excellent photosensitive film in which more uniform pits are formed by electrochemical surface roughening treatment. It is intended to provide an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate and a method for producing the same, which can achieve high adhesion and water retention and is excellent in heat softening resistance (burning resistance).
  • the aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 1 for achieving the above-mentioned object is as follows: Mg: 0.:! To 1.5%, Zn: 0.5% or less, Fe: 0.:! A composition comprising 0.6%, S i: 0.03 to 0.15%, Cu: 0.0001 to 0.1%, T i: 0.0001 to 0.1%, and the balance aluminum and impurities.
  • This is an aluminum alloy plate having a characteristic that the amount of aluminum powder on the plate surface is adjusted to 0.1 to 3. Omg / m 2 .
  • the aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 2 has Mg: 0.:! To 1.5%, Zn: more than 0.05% and not more than 0.5%, Fe: 0.1 to 0.6% , S i: 0.03—0.15%, Cu: 0.0001 to 0.10%, T i: 0.000 to 0.05%, Mg content and Zn content 4 XZn% — 1. 4% ⁇ M g% ⁇ 4 XZ n% + 0.6%
  • OmgZm 2 To 1.5%, Zn: more than 0.05% and not more than 0.5%, Fe: 0.1 to 0.6% , S i: 0.03—0.15%, Cu: 0.0001 to 0.10%, T i: 0.000 to 0.05%, Mg content and Zn content 4 XZn% — 1. 4% ⁇ M g% ⁇ 4 XZ n% + 0.6%
  • the aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 3 is a deposit having a diameter (equivalent circle diameter) of 0.1 to 1.0 ⁇ on the surface of the aluminum alloy plate according to claim 2. Is characterized by being dispersed in the range of 10,000 to 100,000 pieces / mm 2 .
  • the aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 4 is characterized in that, in claim 2 or 3, a solid solution amount of Fe in the aluminum alloy plate is 20 to 100 ppm.
  • An aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 5 is characterized in that part or all of the constituent elements of the aluminum alloy plate form an intermetallic compound.
  • the amount of Fe that forms intermetallic compounds is 50 to 99.8% of the total amount of Fe, and the amount of Si that forms intermetallic compounds is 5 to 40% of the total amount of Si.
  • Ratio of Fe amount (B%) forming A 1 -F eSi intermetallic compound to Fe amount (A%) forming A 1—F e intermetallic compound (B% / A%) is 0.9 or less.
  • An aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 6 is characterized in that the number of oil pipes having a diameter (equivalent circle diameter) of 30 ⁇ or more is 50 on the surface of the aluminum alloy plate. The number of pieces / mm 2 or less.
  • the aluminum alloy plate for planographic printing plates according to claim 7 is: It is a special feature that the aluminum alloy plate further contains Mn: more than 0.05% and not more than 0.3%.
  • An aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 8 can be used as described in claims 1-7!
  • the average crystal grain length in the direction perpendicular to the rolling direction seen from the plate surface of the aluminum alloy plate is 10 O / m or less, and the average crystal grain length in the direction parallel to the rolling direction seen from the plate surface is It is characterized by being 2 to 20 times the average grain length in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • An aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 9 is the one according to claims 1 to 8, wherein the aluminum alloy plate is further selected from Pb, In, Sn and Ga.
  • the above elements are contained in a total amount of 0.005 to 0.05%.
  • An aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 10 is characterized in that in any one of claims 3 to 9, the 0.2% proof stress after heat treatment at 270 for 7 minutes is 120 MPa or more. .
  • a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 11 is as set forth in claim 2, 7, or 9.
  • a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 12 comprises the steps of ingoting an aluminum alloy having the composition according to any one of claims 2, 7, and 9
  • Hot rolling is started by heating to a temperature of 5 0 to 5 0 0 ° C, the end temperature is set to 3 0 0 to 3 80 ° C, and the thickness at the end is 5 mm or less.
  • the special feature is to perform cold rolling without intermediate annealing.
  • a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 13 comprises ingot-making an aluminum alloy having the composition according to any one of claims 2, 7, and 9, and obtaining a rolled surface surface layer of the obtained ingot 3 ⁇ : After 15 mm of face milling, homogenization treatment is performed by heating to a temperature range of 45 ° to 58 ° C and holding for 3 hours or more, from the holding temperature to the hot rolling start temperature.
  • the temperature is lowered at a rate of ⁇ 60 ° C / hr, the start temperature is set to 4 0 0 to 5 0 0 ° C, the end temperature is set to 3 0 0 to 4 0 0 ° C, and the thickness at the end is 5 It is characterized in that hot rolling to mm or less is performed and cold rolling is performed without intermediate annealing.
  • the method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 14 is a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 1 or 2, wherein the viscosity is 1 to 6 in the final cold rolling. c Rolling oil of St is used.
  • the method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 15 is a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 1 or 2, wherein the Mg content (Mg%) and It is characterized by using rolling oil in final cold rolling satisfying 1 2 XM g% + 2 ⁇ p ⁇ —2 XM g% + 8 in relation to viscosity P of rolling oil used in final cold rolling.
  • the method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 16 is a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 6, wherein the roll surface roughness is an arithmetic average roughness in the final cold rolling.
  • R a A roll of 0.2 to 0.5 is used, and the viscosity is! ⁇ 6 c S t pressure It is characterized by performing cold rolling using rolled oil.
  • a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 17 is a method for producing an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to claim 6, wherein the Mg content (Mg%) and the rolling oil Specially, the rolling oil satisfying p ⁇ 2 XM g + 4 in relation to the viscosity p is used in the final cold rolling.
  • Figure 1 is a flowchart of the wiping method for measuring the amount of aluminum powder.
  • Figure 2 is a flow chart of a phenol residue analysis method for measuring the Fe and Si amounts in intermetallic compounds.
  • Mg functions to improve the strength and heat-resistant softening properties by being mostly dissolved in aluminum.
  • the strength is the tensile strength at normal temperature as a printing plate support, and 16 OMPa or more is a practically preferable range.
  • Heat softening resistance is both resistance to panning! /, And is 0.2% proof stress after heating at a temperature of about 28 ° C., and 90 MPa or more is a practically desirable range.
  • the preferable content of Mg is in the range of 0.1 to 1.5%. If the content is less than 0.1%, the effect is not sufficient. If the content exceeds 1.5%, the pits in the surface roughening treatment are insufficient. Uniformity is lowered, and non-image areas are easily stained.
  • the oxide film formed on the aluminum surface includes an oxide film that is formed when left at room temperature (natural oxide film) and an oxide film that is formed during the heat treatment of about the same itil. To affect.
  • an oxide film mainly composed of Mg oxide (Mg O-based oxide) is obtained by heat treatment such as homogenization, heating during hot rolling, and intermediate annealing. Since this oxide film is active and porous, the wettability with the treatment liquid is improved and the roughening is promoted in the electrolytic surface roughening treatment, but the pits are likely to be uneven. .
  • the inclusion of Zn improves the unevenness of the roughened structure and functions to suppress activation by Mg oxide.
  • the preferable content of Zn is in the range of 0.5% or less. When the content exceeds 0.5%, the effect of suppressing activation by Mg oxide becomes large, and the surface roughness becomes uneven.
  • a more preferable content range of Zn is more than 0.05% and not more than 0.5%, and a more preferable content range of Zn is 0.06 to 0.5%.
  • Fe forms an A 1—F e intermetallic compound, and coexists with Si to form an A 1—F e _ S i intermetallic compound. These compounds become the starting point for the generation of pits and make the formation of pits uniform during the electrolytic treatment and finely distribute the pits.
  • the preferable content of Fe is in the range of 0.1 to 0.6%. If the content is less than 0.1%, the distribution of the compound becomes non-uniform, and an unetched portion is generated during the electrolytic treatment, thereby forming pits. Make it non-uniform. If it exceeds 0.6%, a coarse compound is formed, and the uniformity of the roughened structure is lowered.
  • Si coexists with Fe to form an A1-Fe-Si-based intermetallic compound, and the dispersion of the compound refines the recrystallized structure. Therefore, the formation of pits during the electrolytic treatment is made uniform and the pits are finely distributed.
  • S i prefer! / The content is in the range of 0.03 to 0.15%. If the content is less than 0.03%, the distribution of the compound becomes non-uniform, and unetched portions are generated during the electrolysis process, thus preventing formation of pits. Make uniform. If it exceeds 0.1%, a coarse compound is formed, and precipitation of simple Si is likely to occur, so that the uniformity of the roughened structure is lowered.
  • the amount of Cu mixed from the metal used to obtain the Fe and Si contents is about 5 to 100 ppm (0.005 to 0.01%). is there.
  • Ti makes the lump structure finer and the crystal grains finer, resulting in uniform pit formation during electrolysis and prevents streaks from occurring when processing as a printing plate .
  • content ranges from 0.0001 to 0.05%, less than 0.0001% The effect is small, and when the content exceeds 0.05%, a coarse compound of A 1—Ti system is formed, and the roughened structure tends to be nonuniform.
  • Mn functions to improve strength and heat softening resistance.
  • the preferred Mn content is in the range of 0 • 05% to 0.3%, and the effect is small at 0.05% or less, and when it exceeds 0.3%, the coarse A1—F e— Mn system or A1—Fe—Mn—Si-based intermetallic compounds are easily formed, and the surface roughening during the electrolytic treatment is uneven.
  • a more preferable content range of Mn is 0.06 to 0.3%.
  • the Mg content and the Zn content satisfy the relationship of 4% XZn% —1.4% ⁇ Mg% ⁇ 4XZn% + 0-6% It is desirable that Mg and Zn satisfying this relationship be included, so that pit formation during the electrolytic treatment can be made more uniform and an excellent roughened structure can be obtained.
  • 4XZn% When 4%> M g%, the amount of Zn is excessive with respect to the amount of Mg, so the effect of suppressing the activation by Mg oxide is increased and the pit formation during the electrolytic treatment is uneven. Therefore, the rough surface formation tends to be uneven.
  • the electrolytic graining property is further improved.
  • the desired pit pattern can be obtained with a small amount of electricity. If the total amount of one or more elements selected from the group consisting of Pb, In, Sn, and Ga is less than 0.005%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.05%, the shape of the pit Tends to collapse.
  • the aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to the present invention is obtained by ingot-making the aluminum alloy ingot by continuous forging, etc., and homogenizing the obtained ingot, followed by hot rolling and cold rolling. It is important to the aluminum powder content of the produced the force final cold rolled sheet surface after rolling is adjusted to 0. 1 ⁇ 3.
  • Aluminum powder is a powder of aluminum alloy remaining on the surface of the rolled sheet generated from the rolled aluminum alloy material during the final cold rolling. In the case of the aluminum alloy of the present invention containing Mg, aluminum powder the amount is 0. lmg / m 2 not If not, the effect of preventing scratches in the coil is not sufficient when wound as a coil after the final cold rolling. 3.
  • the final cold rolling degree of processing, properties of rolling oil, supply of rolling oil according to the composition It is necessary to adjust the amount.
  • the viscosity of the rolling oil of the final cold rolling is important. It is preferred to use a rolling oil of ⁇ 6 c St. If the viscosity is less than 1 cSt, the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolled material is reduced, resulting in poor lubrication, and excessive aluminum powder is likely to occur. When the viscosity exceeds 6 cSt, the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolled material tends to be excessive, and the generation of aluminum powder tends to be reduced.
  • the relationship between the Mg content (Mg%) in the aluminum alloy and the viscosity p of the rolling oil used in the final cold rolling is (_2XMg% + 2)> p Since the deformation resistance is small and the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolled material is small, aluminum powder tends to be excessively generated. When p> ( ⁇ 2 XMg% + 8), the deformation resistance increases, the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolling material tends to be excessive, and the generation of aluminum powder tends to decrease. .
  • the diameter (equivalent diameter) of 0.1 to 1.0; 1.0 / m of precipitate force 10,000 to: LOO, 000 pieces / mm 2 is dispersed in the electrolytic treatment.
  • a uniform etch pit can be formed.
  • the number of precipitates is less than 10,000 pieces / mm 2 , the number of precipitates is small, so unetched parts are likely to occur, and a large number of coarse pits are formed, and when the number exceeds 100,000 pieces / mm 2 , As the number of precipitates increases, it becomes difficult to form uniform pits, making it difficult to obtain an aluminum alloy plate suitable as a support for lithographic printing.
  • the burning strength can be maintained and uniform etch pits can be formed by electrolytic treatment. If the Fe solid solution amount is less than 20 ppm, the burning strength tends to decrease, and if the Fe solid solution amount exceeds 100 ppm, the electrolytic surface roughening property decreases and the pit pattern becomes non-uniform, resulting in lithographic printing. For plate It becomes difficult to obtain an aluminum alloy plate suitable as a support.
  • some or all of the constituent elements of the alloy / reminium alloy sheet constituting the present invention form an intermetallic compound, and the amount of Fe forming the intermetallic compound is 50% of the total amount of Fe. ⁇ 99. 8%, the amount of Si forming the intermetallic compound is 5 to 40% of the total amount of Si, and the amount of Fe forming the A 1—Fe-based intermetallic compound ( A ratio of Fe (B%) (B% ZA%) forming the A 1 -F e -Si intermetallic compound to (A%) is less than 0.9. Uniform pits can be formed.
  • the amount of Fe forming the intermetallic compound is less than 50% of the total amount of Fe, the intermetallic compound as the starting point of the pit cannot be obtained sufficiently, and coarse pits are likely to be generated. If the amount of Fe formed exceeds 99.8% of the total amount of Fe, it is difficult to obtain a uniform pit pattern because an intermetallic compound is excessively formed. If the amount of Si forming the intermetallic compound is less than 5% of the total amount of Si, the solid solution amount of Si increases and the potential difference between the matrix and the intermetallic compound decreases, resulting in electrochemical dissolution. Sex is reduced. In addition, a large amount of simple substance Si precipitates and the ink stain is likely to occur. If the amount of Si forming the intermetallic compound exceeds 40% of the total amount of Si, it is difficult to obtain a uniform pit pattern because the intermetallic compound is excessively formed.
  • the A 1—F e intermetallic compound has higher electrochemical solubility than the A 1—F e _Si intermetallic compound, and has a strong effect as a starting point of pits.
  • Ratio of Fe amount (B%) forming A 1-F e-Si intermetallic compound to Fe amount (A%) forming A l _ Fe e intermetallic compound (B If% ZA%) is greater than 0.9, the pit generation efficiency is reduced and coarse pits are likely to occur.
  • the number of oil pits having a diameter (equivalent circle diameter) of 30 / zm or more on the surface of the aluminum alloy sheet after the final cold rolling is adjusted to 50 pieces Zmm 2 or less.
  • the etching pits formed in the electrolytic rough surface treatment can be made more uniform.
  • Anoreminiumu alloys of the present invention containing M g large O Irupitto diameter of at least 3 0 ⁇ ⁇ after electrolytic graining also likely to remain as coarse pits, such coarse pits 5 0 ZMM 2 Exceeding this value tends to make the etching pits formed by the electrolytic surface roughening treatment non-uniform.
  • the surface of the slag surface has an arithmetic average roughness Ra: 0.2 to 0 in the final cold rolling.
  • the average surface roughness Ra of the mouth surface exceeds 0.5 im, the local surface pressure within the contact arc length increases, the oil film is cut and the metal contact area increases, resulting in poor lubrication. It becomes easy. If R a is less than 0.2 am, the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolled material becomes excessive, and the number of large oil pits increases. If the viscosity of the rolling oil is less than 1 cSt, the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolling material is small, and lubrication is likely to occur. If the viscosity exceeds 6 cSt, the rolling roll and the rolling material The amount of rolling oil introduced between the two increases and the number of large oil pits increases.
  • the rolling oil in the final cold rolling use a rolling oil whose relationship between Mg content (Mg%) in the aluminum alloy sheet and the viscosity p of the rolling oil satisfies p 2 XM g + 4 Is preferred.
  • p> (2 XM g +4) the deformation resistance is small, and the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolling material increases, so that coarse pits are easily formed excessively.
  • the occurrence of defects after electrolytic grading, such as surface quality mast streak can be further suppressed by specifying the crystal grain size seen from the plate surface.
  • the average grain length in the direction perpendicular to the rolling direction viewed from the plate surface is set to 100 ⁇ m or less, and the average grain length in the direction parallel to the rolling direction viewed from the plate surface is orthogonal to the rolling direction. 2 to 20 times the average crystal grain length in the direction.
  • the average crystal grain length in the direction perpendicular to the rolling direction as viewed from the plate surface exceeds 100 ⁇ m, unevenness in surface quality occurs.
  • Sutoritasu results exceeds 2 0 times.
  • the production of an aluminum alloy plate for a lithographic printing plate according to the present invention involves ingot-making the aluminum alloy ingot by continuous forging, etc., and homogenizing the obtained ingot, followed by hot rolling or cold rolling. And done.
  • the surface of the rolled surface of the ingot is cut by 3 to 15 mm on one side. If it is less than 3 mm / single side, coarse crystal grains (coarse crystals) in the vicinity of the lump surface layer are difficult to remove, and the chamfered surface has a non-uniform structure, which causes streaking. If the amount of chamfering is 15 mm It is uneconomical because it decreases.
  • the temperature increase rate of the soot lump during the homogenization treatment is preferably 20 to 60 ° C./hr, and effectively acts to obtain the predetermined precipitate distribution. Below 20 ° CZhr, precipitation proceeds, and the precipitates tend to grow to a size exceeding 1 ⁇ m in diameter, and the number of precipitates is reduced. If the heating rate exceeds 60 ° CZ hr, heating will be too fast and precipitation will not proceed, making it difficult to obtain the desired precipitate.
  • the homogenization treatment is preferably performed under the condition that the temperature is maintained at 45 ° C. to 5580 ° C. for 1 hour or longer.
  • Fe and Si that are dissolved in supersaturation are homogeneous.
  • the etching pits formed during electrolytic treatment become fine circles and improve printing durability. If the homogenization temperature is less than 45 ° C, the deposition of Fe and Si, which are the starting points of pit generation, is not sufficient, and unetched parts are formed during the electrolytic treatment, and the pit pattern tends to be uneven. .
  • the homogenization is performed at a temperature exceeding 5800 ° C, the solid solution amount of Fe increases, resulting in a decrease in fine precipitates that are the starting point of pit generation.
  • the homogenization holding time is less than 1 hr, the deposition of Fe and Si is insufficient and the pit pattern becomes non-uniform.
  • Hot rolling is 400. It is preferred to start at a temperature of C-520 ° C. Below 400 ° C, Fe and Si, which are the starting points for pit generation, are not sufficiently deposited, and unetched parts are formed during the electrolytic treatment, making the pit pattern non-uniform. In addition, since the deformation resistance is large, it is not possible to increase the degree of processing per process, and the number of rolling passes increases, which is not economical. When hot rolling is started at a temperature exceeding 5220 ° C, coarse recrystallized grains are generated during hot rolling, and streaks due to streaky heterogeneous structures tend to occur. ⁇
  • the end temperature of hot rolling is preferably 320 to 400 ° C. Below 3 20 ° C, recrystallization partially causes no force, and the non-recrystallized part causes the story. In addition, since the amount of strain accumulation after the final cold rolling increases, the recrystallization temperature decreases and the burning strength decreases. If it exceeds 400 ° C, recrystallization occurs on the entire surface, but becomes coarse and causes stritas.
  • the thickness at the end of hot rolling is preferably 5 mm or less. If it is 5 mm or more, the reduction ratio during hot rolling is insufficient and the amount of strain introduced is reduced, so that the recrystallized grains are likely to be coarse.
  • Preferred embodiments from the ingot homogenization treatment to the end of hot rolling for producing the above-described aluminum alloy sheet in which the solid solution amount of Fe is 20 to 100 ppm are as follows.
  • the temperature rising rate of the soot lump during the homogenization treatment is preferably 20 to 60 ° C Zhr, and acts effectively to obtain the predetermined solid solution state. Below 20 ° C Zhr, the amount of precipitation increases, the amount of solid solution decreases significantly, and heating takes time, which is not economical. At a temperature increase rate exceeding 60 ° C / r, heating is too fast and precipitation does not proceed, making it difficult to obtain a predetermined solid solution state.
  • the homogenization treatment is preferably performed at a temperature of 45 ° C. to 58 ° C. for 1 hour or longer.
  • the solid solution of Fe and Si dissolved in supersaturation is obtained.
  • the etching pit formed during the electrolytic treatment becomes a fine circle, and the printing durability is improved.
  • Homogenization When the treatment temperature is less than 45 ° C., the precipitation of Fe and Si, that is, the decrease in the amount of solid solution, is not sufficient, and the pit pattern tends to be non-uniform. If homogenization is performed at a temperature exceeding 5880 ° C, the solid solution amount of Fe increases excessively, resulting in a non-uniform pit pattern. If the retention time force of the homogenization treatment is less than S 1 hr, the solid solution state of Fe and Si in the longitudinal direction and the width direction is not uniform, and the pit pattern is not uniform.
  • the precipitation of Fe and Si can be controlled, and the target solid solution state can be obtained.
  • Hot rolling is preferably started at a temperature of 3500 to 500 ° C. If it is less than 3500 ° C, the deformation resistance is large, so the degree of work per one time cannot be increased, and the number of rolling passes increases, which is not economical.
  • Hot rolling is started at a temperature exceeding 500 ° C., efficient recrystallized grains are generated during hot rolling, and streaks due to streaky heterogeneous structures tend to occur.
  • the end temperature of the hot rolling is preferably 3 00 to 3800 ° C. If the temperature is less than 300 ° C, recrystallization does not cause partial force, and the non-recrystallized portion causes stritas. In addition, the strain accumulation after the final cold rolling increases, so the recrystallization temperature decreases and the burning strength decreases. If the temperature exceeds 3800 ° C, recrystallization occurs on the entire surface, but coarsens and causes stritas.
  • the thickness at the end of hot rolling is preferably 5 mm or less. If it is 5 mm or more, the reduction ratio during hot rolling is insufficient and the amount of strain introduced is reduced, so that the recrystallized grains are likely to be coarse.
  • Part or all of the component elements form intermetallic compounds, and the Fe content forming the intermetallic compounds is 50 to 99.8% of the total Fe content, and the intermetallic compound is The amount of Si formed is 5 to 40% of the total amount of Si, and A1—A1 with respect to the amount of Fe (A%) forming the Fe-based intermetallic compound.
  • Homogeneity for producing the above aluminum alloy sheet in which the ratio of Fe amount (B%) forming the Fe-Si intermetallic compound (B% ZA%) is 0.9 or less Preferred embodiments from the heat treatment to the end of hot rolling are as follows.
  • the homogenization treatment is preferably performed under the condition that the temperature is maintained at 45 ° C. to 580 ° C. for 3 hours or longer.
  • the Fe and Si dissolved in supersaturation are uniformly distributed.
  • the etching pits formed during the electrolytic treatment become a fine circle and the printing durability is improved.
  • Homogenization If the treatment temperature is less than 45 ° C, the action as a starting point for pits is weak. Since the precipitation of A 1 -F e -Si intermetallic compounds proceeds, the pit generation efficiency is reduced and coarse. Pits are generated and the pitch pattern is likely to be uneven.
  • the temperature In hot rolling, it is preferable to lower the temperature at a rate of 20 to 60 ° C / hr after the homogenization, and start at a temperature of 400 to 500 ° C. Masle. Precipitation proceeds during the temperature drop after homogenous soot treatment. In particular, when the temperature is lowered to 400 to 4500 ° C, not only Fe but also Si precipitates. When the rate of temperature decrease is less than 20 ° C / r, precipitation of the A 1 _Fe—Si intermetallic compound proceeds, so the amount of precipitation increases and the precipitation further proceeds, and the precipitate has a diameter of 1 ⁇ m. Grows to a size exceeding ⁇ and the number of precipitates decreases.
  • Hot rolling is preferably started at a temperature of 400 to 500 ° C. If the temperature is less than 400 ° C, the deformation resistance is large, so the degree of processing per process cannot be increased, and the number of rolling passes increases, which is not economical. When hot rolling is started at a temperature exceeding 500 ° C., coarse recrystallized grains are generated during hot rolling, and streaks due to streaky heterogeneous structures tend to occur.
  • the end temperature of the hot rolling is preferably set to 300 to 400 ° C. Below 300 ° C, recrystallization occurs only partially, and the non-recrystallized part causes the streamer. In addition, the amount of strain accumulation after the final cold rolling increases, so the recrystallization temperature decreases and the burning strength decreases. If it exceeds 400 ° C, recrystallization occurs on the entire surface, but coarsens and causes uneven patterns and stritas.
  • the thickness at the end of hot rolling is preferably 5 mm or less. If it is 5 mm or more, the reduction ratio during hot rolling is insufficient and the amount of strain introduced is reduced, so that the recrystallized grains tend to be coarse.
  • All the aluminum alloy sheets that have been hot-rolled as described above are cold-rolled without intermediate annealing.
  • Cold rolling after hot rolling gives strength to prevent the gripping when the support is wound around the plate cylinder when the aluminum alloy sheet is applied as a support for lithographic printing, and during hot rolling.
  • it is carried out to adjust the length in the direction parallel to the rolling direction of the crystal grains produced immediately after hot rolling. I like it! /, The rolling degree is in the range of 50 to 98%. If it is less than 50%, it is difficult to give sufficient strength to prevent the gripping when it is rubbed against the plate cylinder.
  • the crystal grains generated after hot rolling extend too long in the rolling direction, making it easy to generate streamers.
  • finish cold rolling is performed using a rolling roll with a special pattern engraved on the surface.
  • arithmetic average roughness Ra 0.15 to 0.30 / xm
  • rolling Average length of irregularities in the perpendicular direction RSm 50 ⁇ or less
  • Maximum valley depth Rv 1 zm or less
  • Maximum height Rz 1.5 to 2.5 ⁇ m
  • Surface roughness Aluminum alloy plate You can also
  • the amount of aluminum powder on the plate surface, the distribution of precipitates, the amount of Fe solid solution, the relationship between the intermetallic compound and the amount of Fe, the amount of Si, the oil pit distribution, and the above specified As a result, a strength characteristic of 0.2% resistance to S1 20MPa or more after heat treatment at 270 ° C for 7 minutes is achieved.
  • This strength characteristic is important as a printing plate support, and if it is less than 120 MPa, deformation or breakage tends to occur in the fixed portion of the plate during printing, which may cause printing misalignment.
  • an aluminum alloy for a test material an aluminum alloy having the composition shown in Table 1 was melted and fabricated.
  • the rolled surface of the resulting ingot is milled by 5 mm / single side to a thickness of 50 Omm, and the ingot is heated to a temperature of 530 ° C at a rate of 35 ° C / hr. Hold for 5 hr Then, the homogenization process was performed.
  • the temperature is lowered from the homogenization temperature of 530 ° C to the hot rolling start temperature of 515 ° C at a temperature drop rate of 35 ° C Zhr, hot rolled to a thickness of 3 mm, and hot at a temperature of 346 ° C.
  • the sheet thickness was 0.3 mm by cold rolling without intermediate annealing.
  • the surface ffi of the roll used in the cold rolling had an arithmetic average roughness Ra: 0.3 ⁇ , and the viscosity of the rolling oil was 3 c St.
  • Table 1 items outside the conditions of the present invention are underlined.
  • the amount of aluminum powder on the surface of the plate after cold rolling, the number of precipitates with a diameter of 0.1 to 1.0 / m, and the diameter of the plate surface of 30 were obtained by the following method. // The number of oil pits and the grain length were measured. The results are shown in Table 2. In addition, the burning resistance was evaluated, and the presence or absence of rubbing flaws generated in the coil wound up after the cold rolling was observed. The results are shown in Table 3. In Table 2, the crystal length is the crystal grain length (GL) in the rolling direction as viewed from the plate surface, and the crystal width is the crystal grain length (GT) in the direction perpendicular to the rolling direction. The ratio (GL / GT) is shown. Also, those that deviate from the conditions of the present invention are underlined.
  • the obtained aluminum alloy sheet was degreased (solution: 5% sodium hydroxide, 60 ° C, time: 10 seconds).
  • Neutralization treatment solution: 10% nitric acid, temperature: 20 ° C, time) : 30 seconds
  • AC electrical angle ⁇ roughening treatment solution: 2.0% hydrochloric acid, temperature: 25 ° C, frequency: 5 OH z, current density: 60 A / dm 2 , time: 20 seconds
  • One desmat treatment Solution: 5% sodium hydroxide, Temperature: 60 ° C, Time: 5 seconds
  • Anodic oxidation treatment Solution: 30: 20 ° C, Time: 6
  • test materials No. 1 to No. 5 according to the present invention show no scuffing, are excellent in anti-panning property, and may cause uneven patterns and streaks. There was no etching property after electrolytic treatment, and uniform etching pits were formed on the entire surface.
  • test material No. 6 has a low Mg content, resulting in inferior burning proof strength, an increased amount of aluminum powder, non-uniform pit formation, and unetched areas and uneven patterns after electrolytic graining. Due to the appearance defect.
  • Test Material No. 7 had a high Mg content, so the pit uniformity was inferior and the amount of aluminum powder decreased, resulting in scratches in the coil.
  • Test material No. 8 had a high Zn content and uneven surface roughness. Since test material No. 9 has a low Fe and Si content, the number of precipitates is small, and the distribution of A 1 -Fe-based intermetallic compounds and A 1—Fe—Si-based intermetallic compounds is poor. Uniformity and non-uniform pit formation.
  • test material No. 10 has a high Fe and Si content. The number of precipitates was large, coarse compounds were formed, and the uniformity of the roughened structure was reduced.
  • Test material No. 11 had a high Cu content, resulting in coarse pits during electrolytic treatment, resulting in unetched parts, and non-uniformity.
  • the test material No. 12 contained a large amount of T i, resulting in the formation of a coarse compound of the A 1—Ti system, resulting in a non-uniform roughened structure. Specimen No.
  • Example 1 Surface milling, homogenization, and hot rolling of the aluminum alloy A ingot produced in Example 1 were performed under the conditions shown in Table 4, and after hot rolling, intermediate annealing was not performed. Cold rolling was carried out to the plate thickness shown in. Table 5 shows the surface roughness of the rolls used in cold rolling and the viscosity of the rolling oil. In Tables 4 and 5, items outside the conditions of the present invention are underlined.
  • test materials No. 15 and 16 according to the present invention show no rubbing, excellent in anti-panning property, and are free from uneven patterns and streaks. Excellent etching properties after electrolytic treatment, and uniform etching pits were formed on the entire surface.
  • the test material No. 17 had a small amount of chamfering, so streak occurred.
  • the rate of temperature rise of the soot lump during the homogenization treatment is slow, so that the precipitate grows to a size exceeding 1 ⁇ m in diameter and the number of precipitates decreases, so that it is not etched. Part is formed and pits are not uniform.
  • the precipitation amount was excessive, the Fe solid solution amount was insufficient, and the burning strength was reduced.
  • the temperature of the soot lump is high during the homogenization treatment, so that the precipitation does not proceed sufficiently and the starting point of the pit is insufficient, so that an unetched part is formed during the electrolytic treatment. And the uniformity of the pits is impaired.
  • the test material No. 20 has a low homogenization temperature, the precipitation of Fe and Si, which are the starting points of pit generation, is not sufficient, and an unetched part is formed during the electrolytic treatment, and a pit pattern is formed. It became uneven.
  • the test material No. 2 1 has a high homogenization temperature, the solid solution amount of Fe increases, resulting in a decrease in fine precipitates that are the starting point of pit generation, and an unetched part.
  • the pit pattern became non-uniform. Since the test material No. 2 2 has a short homogenization holding time, Fe and Si are not sufficiently deposited, and an unetched portion is formed, resulting in a non-uniform pit pattern.
  • the test material No. 23 had a low hot rolling start temperature, resulting in a low hot rolling end temperature, and only partial recrystallization occurred, resulting in a stream. In addition, since the strain accumulation after the final cold rolling increased, the recrystallization temperature decreased, and the paring strength also decreased. Since the test material No. 24 had a high hot rolling start temperature and a high hot rolling end temperature, recrystallization occurred on the entire surface but became coarse, resulting in uneven surface quality and strictus. The test material No.
  • the test material No. 25 is thick at the end of hot rolling, so the rolling reduction during hot rolling is inadequate and the amount of strain introduced is small, so the recrystallized grains are coarsened and the surface quality is uneven. Occurred.
  • the test material No. 26 has a small arithmetic average roughness on the roll surface, and the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolling material becomes excessive, increasing the number of large oil pits. The etching pits formed by the surface treatment became uneven. In addition, the amount of powder decreased and rubbing wrinkles occurred.
  • the test material No. 27 has a rough arithmetic average roughness on the roll surface, resulting in poor lubrication due to a small amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolled material, resulting in a large amount of powder.
  • test material No. 28 has low rolling oil viscosity, the amount of rolling oil introduced between the rolling rolls and the rolling material decreases, resulting in poor lubrication, resulting in an increase in the amount of aluminum powder and pits. The formation becomes uneven, and after electrolytic graining, there is an appearance defect due to unetched parts and uneven patterns. occured.
  • Test material No. 29 has a high viscosity of the rolling oil, the amount of rolling oil introduced between the rolling roll and the rolling material becomes excessive, and the number of large oil pits increases, which is formed by electrolytic surface roughening. The etched pits became non-uniform. Also, the amount of aluminum powder was reduced, and scratches were generated in the coil.
  • Example 1 The rolled surface of the aluminum ingot produced in Example 1 (Table 1) was milled by 5 mmZ on one side to a thickness of 50 Omm, and the ingot was 530 ° C at a heating rate of 35 ° C / hr. The mixture was heated to a temperature and kept at this temperature for 3.5 hr for homogenization, and then cooled to room temperature.
  • test material No. 30 to No. 34 As shown in Table 8, all of the test materials No. 30 to No. 34 according to the present invention are free from rubbing flaws, have excellent resistance to paring, and do not cause uneven patterns or streaks. Excellent etching performance after electrolytic treatment, and uniform etching pits are formed on the entire surface. It was. On the other hand, test material No. 35 has a low Mg content, so it is inferior in burning resistance, and the amount of aluminum powder is increased, resulting in non-uniform pit formation, resulting in unetched parts and uneven patterns after electrolytic graying. ⁇ A flaw occurred. On the other hand, the test material ⁇ .
  • test material No. 37 had a high Zn content and the rough surface was uneven.
  • Specimen No. 3 8 has a low Fe and Si content, so the number of precipitates is small, and the distribution of A 1 -F e intermetallic compounds and A 1 -F e -Si intermetallic compounds is poor. Uniform, unetched areas were formed, and pit formation was uneven. In addition, since the solid solution amount of Fe is small, it is inferior in the spanning strength.
  • Test material No. 40 had a high Cu content, and unetched parts were formed during the electrolytic treatment, resulting in coarse and uneven pits.
  • the test material No. 4 1 contained a large amount of Ti, and a coarse compound of the A 1 — Ti system was formed, resulting in a non-uniform surface roughening structure.
  • Example 9 Surface milling, homogenization treatment, and hot rolling of the aluminum alloy B ingot produced in Example 1 were performed under the conditions shown in Table 9, and after hot rolling, the intermediate annealing was performed without performing intermediate annealing. Cold rolling was performed to the indicated thickness. After the homogenization of the soot mass, the temperature was lowered to room temperature and heated to the hot rolling start temperature. Table 10 shows the surface roughness of the rolls used in the cold rolling and the viscosity of the rolling oil. In Table 9 and Table 1 ⁇ , items outside the conditions of the present invention are underlined.
  • test materials according to the present invention No. 4 4 and 4 5 are free from any rubbing and generation of scuffs, have excellent anti-panning properties, and produce uneven patterns and streaks.
  • the etching performance after electrolytic treatment was excellent, and uniform etching pits were formed on the entire surface (
  • the rate of temperature rise of the soot lump during the homogenization treatment is slow, so the precipitate grows to a size exceeding the diameter: 1 Atm, the number of precipitates decreases, and the unetched Part is formed and the uniformity of the pit is poor.
  • the precipitation amount was excessive, the Fe solid solution amount was insufficient, and the panning strength was reduced.
  • test material No. 48 has a low homogenization temperature, Fe and Si are not precipitated, that is, the amount of solid solution is not sufficiently reduced. It became uneven.
  • test material No. 4 9 has a high homogenization treatment i3 ⁇ 4, the solid solution amount of Fe becomes excessive, resulting in a decrease in fine precipitates that are the starting point of pit generation, and an unetched part. As it was formed, the pit pattern became non-uniform.
  • test material No. 50 the homogenization time was short, so the solid solution state of Fe and Si in the longitudinal direction and the width direction became non-uniform, and the pit pattern became non-uniform.
  • Example 1 The rolled surface of the aluminum ingot produced in Example 1 (Table 1) was milled 5 mm Z on one side to a thickness of 500 mm, and the aluminum mass was heated at a rate of 35 ° C / hr. Homogenization was performed by heating to a temperature of ° C and holding at this temperature for 3.5 hr.
  • the temperature was lowered to a hot rolling start temperature of 490 ° C at a rate of 35 ° C / hr, hot rolled to a thickness of 3 mm, and hot rolling was completed at a temperature of 346 ° C.
  • hot rolling cold rolling was performed without intermediate annealing, and the sheet thickness was 0.3 mm.
  • the roll surface used in the cold rolling 3 ⁇ 4J had an arithmetic average roughness Ra: 0.3 ⁇ m, and the viscosity of the rolling oil was 3 c St.
  • test material No. 51 to No. 55 As shown in Table 13, all of the test materials No. 51 to No. 55 according to the present invention showed no scuffing, excellent burning resistance, and caused uneven patterns and streaks. The etching performance after electrolytic treatment was excellent, and uniform etching pits were formed on the entire surface.
  • test material No. 56 has a low Mg content, resulting in inferior panning strength, an increased amount of aluminum powder, uneven pit formation, and unevenness in the unetched part after electrolytic graining. Due to ⁇ M defective.
  • the test material No. 57 had a high Mg content, so the uniformity of the pit was inferior, the amount of aluminum powder was reduced, and scratches were generated in the coil.
  • the test material No. 58 had a high Zn content and uneven surface roughness.
  • test material No. 59 Since the test material No. 59 has a low Fe and Si content, the number of precipitates is small, and the distribution of A 1 -F e intermetallic compounds and A 1 -F eSi intermetallic compounds becomes uneven. Unetched parts were formed, and pit formation was uneven. In addition, since the amount of Fe dissolved is small, the burning resistance is poor. Furthermore, since the amount of Si forming the intermetallic compound exceeds 40% of the total amount of Si, the ratio of the A 1 -F eSi intermetallic compound, which is weak as a pit starting point, is low. Because of its large size, the pit generation efficiency was reduced, resulting in coarse pits and uneven pit patterns.
  • the ratio of the amount of Fe (B%) forming the A1-Fe_Si intermetallic compound to the amount of Fe (A%) forming the A1-Fe intermetallic compound (B% ZA %) Is greater than 0.9, the pit generation efficiency decreases and coarse pits are likely to occur.
  • the test material No. 60 contained a large amount of Fe and Si, the number of precipitates was large, coarse particles were formed, and the uniformity of the roughened structure was reduced. In addition, the pit pattern became non-uniform due to the large amount of Fe solid solution.
  • the test material No. 61 had a high Cu content, and an unetched part was formed during the electrolytic treatment, resulting in coarse and uneven pits. Test material No.
  • Test material No. 63 contained a large amount of 1 ⁇ , resulting in the formation of a coarse compound of the A1-Ti system, resulting in a non-uniform roughened structure.
  • Test material No. 63 has a high Mn content, and coarse A 1 _F e— Mn or A 1—F e— M nSi intermetallic compounds are produced, resulting in a rough surface during electrolysis. It became uneven. Since the total amount of test material No. 64, 13, In, 311 and && exceeded 0.05%, the shape of the pit collapsed and became non-uniform.
  • test material No. 6 5 6 6 are free from scuffing, have excellent anti-panning properties, and cause uneven patterns and streaks.
  • the etching property after electrolytic treatment was excellent, and uniform etching pits were formed on the entire surface.
  • the test material No. 67 has a low homogenization temperature, so that Fe and Si, which are the starting points of pit generation, are not sufficiently precipitated, and an unetched part is formed during the electrolytic treatment. As a result, the pit pattern became uneven. Since the test material No.
  • the test material No. 69 has a short homogenization time, the deposition of Fe and Si is insufficient and the pit pattern is not uniform. Since the test material No. 70 has a slow temperature drop rate of the ingot after the homogenization treatment until the hot rolling start temperature, precipitation of the A 1—F e—S i intermetallic compound proceeds, Growing to a size exceeding 1 / m in diameter, the number of precipitates decreased, and the solid solution amount of Fe decreased.
  • the test material No. 7 1 has a high temperature drop rate to the hot rolling start temperature after the homogenization treatment, so the time for precipitation is not sufficient, and the temperature of the nodule depends on the location. Due to non-uniformity, the Fe and Si depositions become non-uniform. As a result, the recrystallization during the subsequent hot rolling is non-uniform depending on the location, resulting in a streak. The pit pattern became uneven. Industrial applicability

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Abstract

電気化学的粗面化処理によりさらに均一なピットが形成され一層優れた感光膜との密着性、保水性を得ることを可能とする平版印刷版用アルミニウム合金板を提供するもので、Ｍｇ：０．１～１．５％、Ｚｎ：０．０５％を超え０．５％以下、Ｆｅ：０．１～０．６％、Ｓｉ：０．０３～０．１５％、Ｃｕ：０．０００１～０．１０％、Ｔｉ：０．０００１～０．０５％を含有し、Ｍｇ含有量とＺｎ含有量との関係を４×Ｚｎ％−１．４％≦Ｍｇ％≦４×Ｚｎ％＋０．６％に規定し、残部アルミニウムおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金板で、板表面のアルミパウダー量が０．１～３．０ｍｇ／ｍ２に調整されている。板表面において直径（円相当直径）０．１～１．０μｍの析出物が１０，０００～１００，０００個／ｍｍ２分散していればなお効果的である。

Description

平版印刷版用アルミユウム合金板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 平版印刷版用アルミニウム合金板、 とくに電気化学的エッチング処理により 表面を均一に粗面ィヒすることができるとともに、 優れた強度と耐熱軟化性をそなえた平版 印刷版用アルミニウム合金板、 およびその製造方法に関する。 背景技術
平版印刷版 （オフセット印刷版を含む） の支持体としては、 一般にアルミニウム合金板 が使用されており、 支持体については、 感光膜の密着性向上と非画像部の保水性向上の観 点から粗面ィ匕処理が行われる。 粗面ィ匕処理法としては、 従来、 ポールグレイユング、 ブラ シグレイニング、 ワイヤーグレイニングなどの機械的粗面化法が行われていたが、 近年、 製版適性や印刷性能が優れていること、 コイル材での連続処理が可能なことなどから、 支 持体用アルミニウム合金板の表面を電気化学的ェツチング処理により粗面化する手法が急 速に発展している。
電気ィ匕学的エッチング処理は、 電解液として、 塩酸または塩酸を主体とする電解液 （以 下、 塩酸系電解液） や硝酸または硝酸を主体とする電解液 （以下、 硝酸系電解液） を用い るもので、 比較的均一な電解粗面化が得られる A 1 0 5 0 (アルミニゥム純度 9 9 . 5 % ) 相当材が支持体として適用されており、 支持体の上に塗布される感光層を適切に選択す ることによって 1 0万枚にも及ぶ鮮明な印刷物を得ることが可能となる。
また、 印刷版の耐刷性の向上のために、 アルミニウム合金板を支持体とする印刷版を通 常の方法で露光、 現像処理した後、 高温で加熱処理 （バーニング処理） することにより画 像部を強ィ匕することが行われている。 バーニング処理は、 通常、 加熱温度 2 0 0〜2 9 0 。C、 加熱時間 3〜 9分の条件で行われて!/、る力ゝら、 パー二ング処理時に支持体の強度が低 下することのなレ、耐熱性 （耐バーユング性） が求められている。
さらに、 最近では、 印刷技術の進歩に伴って印刷速度が速くなり、 印刷機の！ ¾1同の両側 に機械的に固定される印刷版に加わる応力が増大したことに対応して、 支持体に対する強 度要求が大きくなつており、 支持体強度が不足すると、 その固定部分が変形または破損し て印刷ずれなどの支障が生じるため、 前記の耐パーニング性とともに、 支持体強度の向上 が不可欠となっている。
このような要求を満たすために、 A 1050相当材をベースとして添加成分を調整した アルミユウム合金支持体が提案されている （例えば、 日本特許公開 2005— 15912 号公報参照） 。 また、 A1050相当材をベースとして添加成分を調整するとともに、 板 表面のオイルピットの深さを調整することにより目的を達成しょうとする試みも行われて いる （日本特許公開 2004— 35936号公報） 。 発明の開示
発明者らは、 上記提案のものをさらに改良するために、 A1050相当材をベースとす るアルミ二ゥム合金支持体を用レヽ、 最終的に冷間圧延された圧延板の表面の性状と電解粗 面化処理により得られるエッチングピットとの関係について検討を重ねた。 その過程にお いて、 圧延板表面に残存するアルミパウダーがエッチングピットの形成に影響し、 アルミ パウダー量を規制することにより、 均一なピットパターンが得られることを見出した。 本発明は、 上記の知見に基づいてさらに試験、 検討を加えた結果としてなされたもので あり、 その目的は、 電気化学的粗面化処理によりさらに均一なピットが形成され一層優れ た感光膜との密着性、 保水性を得ることができ、 耐熱軟化性 （耐バーニング性） に優れた 平版印刷版用アルミニウム合金板およびその製造方法を提供することにある。
上記の目的を達成するための請求項 1による平版印刷版用アルミニウム合金板は、 Mg ： 0. ：!〜 1. 5 %、 Z n ： 0. 5 %以下、 F e ： 0. ：!〜 0. 6 %、 S i ： 0. 03〜 0. 15%、 Cu : 0. 0001〜0. l%、 T i : 0. 0001〜0. 1%を含有し、 残部アルミニゥムおよび不純物からなる組成を有するアルミユウム合金板で、 板表面のァ ルミパウダー量が 0. 1〜3. Omg/m2に調整されていることを特徴とする。
請求項 2による平版印刷版用アルミニウム合金板は、 Mg ： 0. ：!〜 1. 5%、 Zn ： 0. 05%を超ぇ0. 5%以下、 Fe : 0. 1〜0. 6%、 S i : 0. 03— 0. 15%、 Cu ： 0. 0001〜0. 10%、 T i : 0. 000：!〜 0. 05%を含有し、 Mg含有 量と Zn含有量との関係を 4 XZn%— 1. 4 %≤M g %≤ 4 X Z n %+ 0. 6%に規定 し、 残部アルミニウムおよび不純物からなる組成を有するアルミニウム合金板で、 板表面 のアルミパウダー量が 0. 1〜3. OmgZm2に調整されていることを特徴とする。 請求項 3による平版印刷版用アルミニゥム合金板は、 請求項 2におレ、て、 前記アルミ二 ゥム合金板の板表面において直径 （円相当直径） 0. 1〜1. 0 μΐηの析出物が 10, 0 00〜 100， 000個/ mm2分散していることを特徴とする。
請求項 4による平版印刷版用アルミニウム合金板は、 請求項 2または 3において、 前記 アルミニウム合金板中の F eの固溶量が 20〜100 p p mであることを特徴とする。 請求項 5による平版印刷版用アルミニゥム合金板は、 請求項 2〜 4のレ、ずれかにおレ、て、 前記アルミニゥム合金板の成分元素の一部または全部が金属間化合物を形成しており、 金 属間化合物を形成してレ、る F e量が全 F e量の 50〜 99. 8 %、 金属間化合物を形成し ている S i量が全 S i量の 5〜40%で、 A 1—F e系金属間化合物を形成している F e 量 （A%) に対する A 1 -F e-S i系金属間化合物を形成している F e量 （B%) の比 (B%/A%) が 0. 9以下であることを特徴とする。
請求項 6による平版印刷版用アルミニウム合金板は、 請求項：!〜 5のいずれかにおいて、 前記アルミニウム合金板の表面において、 直径 （円相当直径） が 30 μπι以上のオイルピ ットの数が 50個/ mm2以下であることを特徴とする。
請求項 7による平版印刷版用アルミユウム合金板は、 請求項：！〜 6のレ、ずれかにおレ、て、 前記アルミニゥム合金板が、 さらに M n ： 0. 05%を超え 0. 3 %以下を含有すること を特 ί敷とする。
請求項 8による平版印刷版用アルミユウム合金板は、 請求項 1〜 7のレ、ずれかにお！/ヽて、 前記アルミニウム合金板の板表面からみた圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長が 10 O/ m以下であり、 板表面からみた圧延方向と平行する方向の平均結晶粒長が、 前記圧延 方向に直交する方向の平均結晶粒長の 2〜 20倍であることを特徵とする。
請求項 9による平版印刷版用アルミユウム合金板は、 請求項 1〜 8の 、ずれかにおレ、て、 前記アルミニウム合金板が、 さらに Pb、 I n、 Snおよび G aから選ばれた 1種以上の 元素を、 総量が 0. 005〜0. 05 %の範囲内で含有することを特徴とする。
請求項 10による平版印刷版用アルミニウム合金板は、 請求項 3〜 9のいずれかにおい て、 270でで 7分間の熱処理後の 0. 2 %耐力が 120 MP a以上であることを特徴と する。
請求項 11による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、 請求項 2、 7、 9の レ、ずれかに記載の組成を有するアルミニゥム合金を造塊し、 得られた錄塊の圧延面表層を
3〜 1 5 mm面削した後、 2 0〜 6 0。じ/ h rの昇温速度で 4 5 0〜 5 8 0 °Cの温度域に 加熱して 1 h r以上保持する均質化処理を行い、 ついで開始温度を 4 0 0〜5 2 0 °C、 終 了温度を 3 2 0〜4 0 0 °Cとし、 終了時の厚さを 5 mm以下とする熱間圧延を行い、 中間 焼鈍を行うことなく冷間圧延することを特徴とする。
請求項 1 2による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、 請求項 2、 7、 9の いずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を造塊し、 得られた鎵塊の圧延面表層を
3〜 1 5 mm面削した後、 2 0〜 6 0。じ/ h rの昇温速度で 4 5 0〜 5 8 0 °Cの温度域に 加熱して 1 h r以上保持する均質ィ匕処理を行い、 その後、 ー且常温まで降温し、 ついで 3
5 0〜5 0 0 °Cの温度に加熱して熱間圧延を開始し、 終了温度を 3 0 0〜3 8 0 °Cとし、 終了時の厚さを 5 mm以下とする熱間圧延を行い、 中間焼鈍を行うことなく冷間圧延する ことを特 ί敷とする。
請求項 1 3による平版印刷版用アルミユウム合金板の製造方法は、 請求項 2、 7、 9の いずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を造塊し、 得られた鎵塊の圧延面表層を 3〜： 1 5 mm面削した後、 4 5 0〜 5 8 0 °Cの温度域に加熱して 3 h r以上保持する均質 化処理を行い、 該保持温度から熱間圧延開始温度まで 2 0〜6 0 °C/ h rの降温速度で降 温し、 ついで開始温度を 4 0 0〜5 0 0 °C、 終了温度を 3 0 0〜4 0 0 °Cとし、 終了時の 厚さを 5 mm以下とする熱間圧延を行レ、、 中間焼鈍を行うことなく冷間圧延することを特 徴とする。
請求項 1 4による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、 請求項 1または 2記 載の平版印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 最終冷間圧延において粘 度 1〜 6 c S tの圧延油を使用することを特徴とする。
請求項 1 5による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、 請求項 1または 2記 載の平版印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 M g含有量 (M g %) と 最終冷間圧延において使用する圧延油の粘度 Pとの関係が、 一 2 XM g %+ 2≤p≤— 2 XM g % + 8を満足する圧延油を最終冷間圧延において使用することを特徴とする。 請求項 1 6による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、 請求項 6記載の平版 印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 最終冷間圧延においてロール面粗 度が算術平均粗さ R a ： 0 . 2〜0 . 5 の圧延ロールを用い、 粘度：！〜 6 c S tの圧 延油を使用して冷間圧延を行うことを特徴とする。
請求項 1 7による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、 請求項 6記載の平版 印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 M g含有量 (M g %) と圧延油の 粘度 pとの関係が、 p ^ 2 XM g + 4を満足する圧延油を最終冷間圧延において使用する ことを特 i とする。 図面の簡単な説明
図 1は、 アルミパウダー量を測定するための拭き取り法のフローチヤ一トである。 図 2は、 金属間化合物中の F e量、 S i量を測定するためのフエノ一ル残渣分析法のフ ローチャートである。 発明を実施するための最良の形態
本発明の平版印刷版用アルミニウム合金板における含有成分の意義および限定理由につ いて説明すると、 M gは、 大部分がアルミニゥムに固溶して、 強度および耐熱軟化性を向 上させるよう機能する。 強度とは、 印刷版用支持体としての常温における引張り強さのこ とであり、 1 6 O MP a以上が実用上好ましい範囲である。 耐熱軟化性は、 耐パーニング 性とも!/、われ、 2 8 0 °C程度の温度で加熱された後の 0 . 2 %耐力のことであり、 9 0 M P a以上が実用上望ましい範囲である。 M gの好ましい含有量は 0 . 1〜1 . 5 %の範囲 であり、 0 . 1 %未満ではその効果が十分でなく、 1 . 5 %を超えると、 粗面化処理にお けるピットの均一性が低下し非画像部の汚れが生じ易くなる。
Z nは、 M gと同様、 大部分がアルミニウムに固溶するが、 M gのように強度おょび耐 熱軟化性の向上に寄与することはなく、 アルミニウム表面に形成される酸化皮膜に影響を 与える。 アルミニウム表面に形成される酸化皮膜には、 室温に放置された場合に形成され る酸化皮膜 （自然酸化皮膜） と製 itil程での熱処理時に形成される酸化皮膜があるが、 Z nはその両方に影響を与える。
すなわち、 M gを含有するアルミニウム合金においては、 とくに均質化処理、 熱間圧延 時の加熱、 中間焼鈍などの熱処理により M g酸ィヒ物 （M g O系酸化物） を主体とする酸化 皮膜が形成され易く、 この酸化皮膜は活性且つポーラスであるため、 電解粗面ィ匕処理にお いて処理液との濡れ性が良くなり粗面化が促進される反面、 ピットが不均一になり易い。 Z nの含有は、 この粗面化構造の不均一性を改善するものであり、 M g酸化物による活性 化を抑制するよう機能する。 Znの好ましい含有量は 0. 5%以下の範囲であり、 0. 5 %を超えて含有すると、 Mg酸化物による活性化抑制効果が大きくなって粗面ィ匕が不均一 となり、 また、 粗大な金属間化合物が生成し易くなつて電解処理時に粗大なピットが形成 され、 粗面ィ匕の均一性がさらに阻害される。 Znのより好ましい含有範囲は 0. 05%を 超え 0. 5%以下の範囲であり、 Z nのさらに好ましい含有範囲は 0. 06〜0. 5%で ある。
F eは、 A 1—F e系金属間化合物を生成し、 また S iと共存して A 1— F e _ S i系 金属間化合物を生成し、 これらの化合物の分散により、 再結晶組織が微細化され、 これら の化合物がピット発生の起点となって電解処理時にピットの形成を均一にし且つピットを 微細に分布させる。 F eの好ましい含有量は 0. 1〜0. 6%の範囲であり、 0. 1%未 満では化合物の分布が不均一となって、 電解処理時に未ェッチング部が発生し、 ピットの 形成を不均一にする。 0. 6%を超えると、 粗大な化合物が生成し、 粗面化構造の均一性 が低下する。
S iは、 F eと共存して A 1— F e— S i系金属間化合物を生成し、 該化合物の分散に より、 再結晶組織が微細化され、 これらの化合物がピット発生の起点となつて電解処理時 のピットの形成を均一にし且つピットを微細に分布させる。 S iの好まし！/、含有量は 0. 03〜 0. 15 %の範囲であり、 0. 03 %未満では化合物の分布が不均一となって、 電 解処理時に未エッチング部が発生し、 ピットの形成を不均一にする。 0. 15%を超える と、 粗大化合物が生成し、 また単体の S iの析出が生じ易くなつて粗面化構造の均一性が 低下する。
C'uは、 アルミニウムに固溶し易く、 0. 0001〜0. 10%の含有範囲でピットを 微細化する効果を有する。 0. 10 %を超えて含有すると、 電解処理時のピットを粗大且 っ不均一にし易くなり、 未エッチング部が発生し易くなる。 し易くなる。 なお、 本発明に おいて、 前記の Feおよび S iの含有量を得るために採用される地金から混入される Cu 量は 5〜100 p pm (0. 0005〜0. 01%) 程度である。
T iは、 铸塊組織を微細にし、 また結晶粒を微細ィ匕し、 その結果、 電解処理時のピット 形成を均一にして、 印刷版としての処理を行ったときのストリークの発生を防止する。 T iの好ましレ、含有量は 0. 0001〜0. 05 %の範囲であり、 0. 0001 %未満では その効果が小さく、 0. 05 %を超えて含有すると、 A 1— T i系の粗大な化合物が生成 して粗面化構造が不均一となり易い。 なお、 铸塊組織の微細化のために、 T iとともに B を添加する場合には、 T iを 0. 01 %以下の範囲で含有させるのが好ましい。
Mnは、 強度および耐熱軟化性を向上させるよう機能する。 Mnの好ましい含有量は 0 • 05 %を超え 0. 3 %の範囲であり、 0. 05 %以下ではその効果が小さく、 0. 3 % を超えると、 粗大な A1— F e— Mn系あるいは A1— F e— Mn— S i系の金属間化合 物が生成し易く、 電解処理時の粗面化が不均一となる。 Mnのより好ましい含有範囲は 0 . 06〜0. 3%である。
本発明による平版印刷版用アルミニウム合金板においては、 Mg含有量および Z n含有 量は、 4%XZn%— 1. 4 %≤M g %≤ 4 X Z n %+ 0 - 6 %の関係を満足ことが望ま しく、 この関係を満足する Mgおよび Znを含有させることにより、 電解処理時のピット 形成をより均一にし、 優れた粗面化構造を得ることができる。 4XZn%— 1. 4%>M g %では、 M g量に対して Z n量が過剰となるため、 M g酸化物による活性化抑制効果が 大きくなって電解処理時のピット形成が不均一となり、 粗面形成が不均一となり易い。 M g%>4 XZ n%+0. 6%の場合には、 Mg量に対して Z n量が過少であるため、 Mg 酸化物による活性化抑制作用が小さく、 この場合にも、 電解処理時のピット形成が不均一 となり、 粗面形成が不均一となり易レ、。
本発明による平版印刷版用アルミニウム合金板には、 Pb、 I n、 Snおよび Gaのう ちの 1種以上を、 総量で 0. 005〜0. 05 %添加することにより、 電解グレーニング 性をさらに向上させることができ、 少ない電気量で所望のピットパターンを得ることがで きる。 Pb、 I n、 Sn及び G aからなる群から選択された 1種以上の元素の総量が 0. 005 %より少なレヽ場合はその効果が十分でなく、 0. 05 %を超えるとピットの形状が 崩れ易くなる。
本発明による平版印刷版用アルミニゥム合金板は、 前記アルミニゥム合金の錶塊を連続 鎵造などにより造塊し、 得られた铸塊を均質化処理後、 熱間圧延、 冷間圧延することによ り製造される力 最終冷間圧延後の圧延板表面のアルミパウダー量を 0. 1〜3. Omg /m2に調整することが重要である。 アルミパウダーは、 最終冷間圧延中にアルミニウム 合金圧延材から生じた圧延後の板表面に残存するアルミニウム合金の粉体であり、 M gを 含有する本発明のアルミニウム合金の場合には、 アルミパウダー量が 0. lmg/m2未 満では、 最終冷間圧延後にコイルとして巻き取られた時、 コイル内の擦れ傷防止効果が十 分でなく、 3. OmgZm2を超えると、 脱脂過程においてアルミパウダーが十分に除去 されず板面に残留し、 電解粗面化処理時に、 アルミパウダーが残留している部分のピット 形成が不十分または不均一となり、 電解グレーニング後に未ェッチング部ゃムラ模様によ る外観不良が生じる原因となる。 また、 過剰なアルミパウダーはライン汚染の原因ともな る。
最終冷間圧延後における板表面のアルミパウダー量を上記の範囲に調整するためには、 前記成分への調整とともに、 組成に応じて最終冷間圧延加工度、 圧延油の性状、 圧延油の 供給量を調整することが必要である。 とくに、 最終冷間圧延の圧延油の粘度は重要で、 粘 度：！〜 6 c S tの圧延油を使用するのが好ましい。 粘度が 1 c S t未満では、 圧延ロール と圧延材との間に導入される圧延油量が少なくなって潤滑不良が生じ、 過剰なアルミパゥ ダ一が生じ易くなる。 粘度が 6 c S tを超えると、 圧延ロールと圧延材との間に導入され る圧延油量が過剰となって、 アルミパウダーの発生が少なくなる傾向がある。
また、 最終冷間圧延における圧延油としては、 アルミニウム合金中の Mg含有量 （Mg %) と最終冷間圧延において使用する圧延油の粘度 pとの関係が、 （_2XMg%+2) > pでは、 変形抵抗が小さく、 また圧延ロールと圧延材との間に導入される圧延油量が少 ないため、 アルミパウダーが過剰に生じ易くなる。 p > (—2 XMg%+8) では、 変形 抵抗が大きくなり、 圧延ロールと圧延材との間に導入される圧延油量が過剰となって、 ァ ルミパウダーの発生が少なくなる傾向がある。
本発明においては、 板表面において、 直径 （円相当直径） 0. 1〜； 1. 0/ mの析出物 力 10， 000〜： L O O, 000個/ mm2分散させることにより、 電解処理においてよ り均一なェツチピットを形成することができる。 析出物が 10, 000個/ mm2未満で は析出物の数が少なレ、ため未ェツチング部が生じ易く、 粗大ピットが多く形成されるよう になり、 また 100, 000個/ mm2を超えると、 析出物の数が多くなつて均一なピッ ト形成が困難となり、 平版印刷用支持体として適したアルミニゥム合金板が得難くなる。 本発明においては、 また、 F e固溶量を 20〜100 p pmとすることにより、 バー二 ング強度を維持し、 電解処理により均一なェッチピットを形成することができる。 F e固 溶量が 20 p p m未満ではバー-ング強度の低下が生じ易く、 F e固溶量が 100 p p m を超えると、 電解粗面化性が低下するためピットパターンが不均一となり、 平版印刷版用 支持体として適したアルミニゥム合金板が得難くなる。
また、 本発明を構成するァ/レミニゥム合金板の成分元素の一部または全部が金属間化合 物を形成しており、 金属間化合物を形成している F e量が全 F e量の 5 0〜 9 9 . 8 %、 金属間化合物を形成している S i量が全 S i量の 5〜4 0 %で、 A 1— F e系金属間化合 物を形成している F e量 （A%) に対する A 1 - F e - S i系金属間化合物を形成してい る F e量 （B %) の比 （B %ZA%) を 0 . 9以下とすることにより、 電解処理において より均一なピットを形成することができる。
金属間化合物を形成している F e量が全 F e量の 5 0 %未満では、 ピットの起点として の金属間化合物が十分に得られないため粗大なピットが生じ易くなり、 金属間化合物を形 成している F e量が全 F e量の 9 9 . 8 %を超えると、 金属間化合物が過剰に形成される ため均一なピットパターンを得るのが困難となる。 金属間化合物を形成している S i量が 全 S i量の 5 %未満では、 S iの固溶量が多くなりマトリックスと金属間化合物との電位 差が小さくなつて電気ィ匕学的溶解性が低下する。 また、 単体 S iが多く析出してィンキ汚 れが生じ易くなる。 金属間化合物を形成している S i量が全 S i量の 4 0 %を超えると、 金属間化合物が過剰に形成されるため均一なピットパターンを得るのが困難となる。
A 1— F e系金属間化合物は、 A 1— F e _ S i系金属間化合物より電気化学的溶解性 が高く、 ピットの起点としての作用が強い。 A l _ F e系金属間化合物を形成している F e量 （A%) に対する A 1 - F e - S i系金属間化合物を形成している F e量 （B %) の 比 （B %ZA%) が 0 . 9より大きい場合には、 ピットの発生効率が低下して粗大なピッ トが生じ易くなる。 ，
さらに、 本発明においては、 最終冷間圧延後のアルミニウム合金板の表面において、 直 径 （円相当直径） が 3 0 /z m以上のオイルピットの数を 5 0個 Zmm 2以下に調整するこ とにより、 電解粗面ィ匕処理において形成されるエッチングピットをより均一にすることが できる。 本発明のァノレミニゥム合金は M gを含有するため、 直径 3 0 μ πι以上の大きなォ ィルピットは、 電解グレーニング後も粗大なピットとして残留し易く、 このような粗大な ピットが 5 0個 Zmm 2を超えると、 電解粗面化処理で形成されるエッチングピットが不 均一となり易い。
直径 （円相当直径） が 3 0 μ πι以上のオイルピットの数を 5 0個/ mm 2以下に調整す るためには、 最終冷間圧延加工度、 圧延ロール面の形態、 圧延油の性状、 圧延油の供給量 を調整することが必要である。 本発明のように、 M gを含有し、 変形抵抗が比較的大きい アルミ-ゥム合金の場合には、 最終冷間圧延において口ール面 が算術平均粗さ R a ： 0 . 2〜 0 . 5 μ mの圧延ロールを用い、 粘度：！〜 6 c S tの圧延油を使用して冷間圧延 を行うことが望ましレ、。
口ール面 が算術平均粗さ R aが 0 . 5 i mを超えると、 接触弧長内での局部的な面 圧が高くなり、 油膜が切れて金属接触領域が増大するため潤滑不良が生じ易くなる。 R a が 0 . 2 a m未満では、 圧延ロールと圧延材との間に導入される圧延油量が過剰となり大 きなオイルピットの数が増加する。 圧延油の粘度が 1 c S t未満では、 圧延ロールと圧延 材との間に導入される圧延油量が少なくなつて潤滑不良が生じ易く、 6 c S tを超えると、 圧延ロールと圧延材との間に導入される圧延油量が過剰となり大きなオイルピットの数が 増加する。
また、 最終冷間圧延における圧延油として、 アルミニウム合金板中の M g含有量 （M g %) と圧延油の粘度 pとの関係が、 p 2 XM g + 4を満足する圧延油を使用するのが好 ましい。 p > ( 2 XM g + 4 ) では、 変形抵抗が小さく、 また、 圧延ロールと圧延材との 間に導入される圧延油量が多くなるため、 粗大なピットが過剰に形成され易くなる。
本発明においては、 さらに、 板表面から見た結晶粒径を特定することによって、 面質ム ラゃストリークスなどの電解グレーユング後の ^不良発生を抑制することができる。 す なわち、 板表面から見た圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長を 1 0 0 μ m以下とし、 板表面から見た圧延方向と平行な方向の平均結晶粒長を圧延方向と直交する方向の平均結 晶粒長の 2〜2 0倍とする。 板表面から見た圧延方向に直行する方向の平均結晶粒長が 1 0 0 μ mを超えると面質ムラが生じるようになる。 圧延方向に平行な方向の平均結晶粒長 が圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の2倍未満では印刷版用支持体として強度不足 となり、 2 0倍を超えるとストリータスが生じる。
本発明による平版印刷版用アルミニゥム合金板の製造は、 前記アルミニゥム合金の鎵塊 を連続錶造などにより造塊し、 得られた铸塊を均質化処理後、 熱間圧延、 冷間圧延するこ とにより行われる。
铸塊の圧延面表層は、 片面について 3〜 1 5 mmづっ面削するのが好ましい。 3 mm/ 片面未満では、 铸塊表層付近の粗大な結晶粒 (粗大晶)が除去され難く、 面削面が不均一な 組織となるため、 ストリークスの原因となる。 面削量が 1 5 mm,片面を超えると得率が 低下するため非経済的である。
板表面において直径 （円相当直径） 0. ：!〜 1 . Ο μ πιの析出物が 1 0， 0 0 0〜1 0 0， 0 0 0個/ mm2分散している前記のアルミニウム合金板を製造するための鎳塊均質 化処理から熱間圧延終了までの好ましい実施態様は以下のとおりである。
均質化処理時の錶塊の昇温速度は 2 0〜 6 0 °C/hrが好ましく、 前記所定の析出物分 布を得るために効果的に作用する。 2 0°CZhr未満では、 析出が進行し、 析出物が直径 1 μ mを超える大きさに成長し易く析出物数が減少するうえ、 加熱に時間を要するため経 済的でない。 6 0 °CZ h rを超える昇温速度では、 加熱が速すぎて析出が進行せず所定の 析出物が得難くなる。
均質化処理は、 4 5 0〜 5 8 0 °Cの温度で 1 h r以上保持する条件で行うのが好ましく、 この均質ィ匕処理により、 過飽和に固溶している F e、 S iを均一に析出させ、 電解処理時 に形成されるエッチングピットが微細な円形となり耐刷性が向上する。 均質化処理温度が 4 5 0°C未満では、 ピット発生の起点となる F e、 S iの析出が十分でなく、 電解処理時 に未エッチング部が形成され、 ピットパターンが不均一になり易い。 5 8 0 °Cを超える温 度で均質化処理を行うと、 F eの固溶量が増大するため、 結果的にピット発生の起点とな る微細な析出物が減少する。 均質化処理の保持時間が 1 h r未満では、 F e、 S iの析出 が不十分となりピットパターンが不均一となる。
熱間圧延は 4 0 0。C〜5 2 0 °Cの温度で開始するのが好ましい。 4 0 0 °C未満では、 ピ ット発生の起点となる F e、 S iの析出が十分でなく、 電解処理時に未エッチング部が形 成され、 ピットパターンが不均一になり易レ、。 また、 変形抵抗が大きいため 1回当たりの 加工度を大きくすることができず、 圧延のパス回数が多くなり経済的でない。 5 2 0 °Cを 超える温度で熱間圧延を開始すると、 熱間圧延中に粗大な再結晶粒が生じて筋状の不均一 組織によるストリークが生じ易くなる。 ■
熱間圧延の終了温度は 3 2 0〜 4 0 0 °Cが好ましい。 3 2 0 °C未満では再結晶が部分的 にし力生じず、 非再結晶部分がストリータスの原因となる。 また最終冷間圧延後の歪蓄積 量が増大するため再結晶温度が低下し、 バーユング強度が低下する。 4 0 0 °Cを超えると、 再結晶は全面に生じるが粗大化するためストリータスの原因となる。 熱間圧延の終了時の 板厚は 5 mm以下が好ましレヽ。 5 mm以上では、 熱間圧延時の圧下率が不十分で歪導入量 が少なくなるため再結晶粒が粗大ィ匕し易くなる。 F eの固溶量を 2 0〜1 0 0 p p mとした前記のアルミニゥム合金板を製造するための 鎳塊均質化処理から熱間圧延終了までの好ましい実施態様は以下のとおりである。
均質化処理時の鍀塊の昇温速度は 2 0〜 6 0 °CZ h rが好ましく、 前記所定の固溶状態 を得るために効果的に作用する。 2 0 °CZh r未満では、 析出量が増カ卩し、 固溶量が大幅 に減少するうえ、 加熱に時間を要するため経済的でない。 6 0 °C/ rを超える昇温速度 では、 加熱が速すぎて析出が進行せず所定の固溶状態が得難くなる。
均質化処理は、 4 5 0〜 5 8 0 °Cの温度で 1 h r以上保持する条件で行うのが好ましく、 この均質化処理により、 過飽和に固溶している F e、 S iの固溶量を調整することにより、 電解処理時に形成されるエッチングピットが微細な円形となり耐刷性が向上する。 均質化 処理温度が 4 5 0 °C未満では、 F e、 S iの析出、 即ち固溶量の減少が十分でないため、 ピットパターンが不均一になり易い。 5 8 0 °Cを超える温度で均質化処理を行うと、 F e の固溶量が過度に増大するため、 ピットパターンが不均一となる。 均質化処理の保持時間 力 S 1 h r未満では、 長手方向および幅方向での F e、 S iの固溶状態が不均一となりピッ トパターンが不均一となる。
均質化処理後、 一旦常温まで降温することにより、 F eおよび S iの析出を制御し、 目 標とする固溶状態を得ることができる。
熱間圧延は 3 5 0〜5 0 0 °Cの温度で開始するのが好ましい。 3 5 0 °C未満では、 変形 抵抗が大きいため 1回当たりの加工度を大きくすることができず、 圧延のパス回数が多 くなり経済的でない。 5 0 0 °Cを超える温度で熱間圧延を開始すると、 熱間圧延中に ffi^ な再結晶粒が生じて筋状の不均一組織によるストリークが生じ易くなる。
熱間圧延の終了温度は 3 0 0〜 3 8 0 °Cとするのが好ましい。 3 0 0 °C未満では再結晶 が部分的にし力、生じず、 非再結晶部分がストリータスの原因となる。 また最終冷間圧延後 の歪蓄積量が増大するため再結晶温度が低下し、 バーニング強度が低下する。 3 8 0 °Cを 超えると、 再結晶は全面に生じるが粗大ィ匕するためストリータスの原因となる。 熱間圧延 の終了時の板厚は 5 mm以下が好ましレ、。 5 mm以上では、 熱間圧延時の圧下率が不十分 で歪導入量が少なくなるため再結晶粒が粗大ィ匕し易くなる。
成分元素の一部または全部が金属間化合物を形成しており、 金属間化合物を形成してい る F e量が全 F e量の 5 0〜 9 9 . 8 %、 金属間ィ匕合物を形成している S i量が全 S i量 の 5〜4 0 %で、 A 1— F e系金属間化合物を形成している F e量 （A%) に対する A 1 一 F e— S i系金属間化合物を形成している F e量 （B %) の比 （B %ZA%) が 0 . 9 以下である前記のアルミニゥム合金板を製造するための铸塊均質化処理から熱間圧延終了 までの好ましい実施態様は以下のとおりである。
均質化処理は、 4 5 0〜 5 8 0 °Cの温度で 3 h r以上保持する条件で行うのが好ましく、 この均質化処理により、 過飽和に固溶している F e、 S iを均一に析出させることにより、 電解処理時に形成されるエッチングピットが微細な円形となり耐刷性が向上する。 均質化 処理温度が 4 5 0 °C未満では、 ピットの起点としての作用が弱い A 1 - F e - S i系金属 間化合物の析出が進行するため、 ピットの発生効率が低下して粗大なピットが生じ、 ピッ トパターンが不均一になり易い。 5 8 0 °Cを超える温度で均質化処理を行うと、 F eの固 溶量が増大するため、 結果的にピットの起点としての作用が強い A 1一 F e系金属間化合 物の析出が減少する。 均質化処理の保持時間が 3 h r未満では、 F e、 S iの析出が不十 分となりピットパターンが不均一となる。
熱間圧延は、 均質化処理後、 熱間圧延開始温度まで 2 0〜6 0 °C/h rの降温速度で降 温し、 4 0 0〜5 0 0 °Cの温度で開始するのが好ましレ、。 均質ィ匕処理後の降温中に析出が 進行する。 とくに、 4 0 0〜 4 5 0 °Cまで降温すると、 F eだけでなく S iの析出も進行 する。 降温速度が 2 0 °C/ r未満では、 A 1 _ F e— S i系金属間化合物の析出が進行 するため、 その析出量が増加し、 析出がさらに進行して析出物が直径 1 μ πιを超える大き さに成長し析出物数が減少する。 さらに、 加熱に時間を要するため経済的でない。 降温速 度が 6 0 °C/h rを超えると、 析出進行のための時間が十分でなく、 また錶塊の温度が場 所により不均一となるため、 F e、 S iの析出が不均一となり、 これに起因して、 続いて 行われる熱間圧延中の再結晶が場所により不均一となってストリータスが生じ易くなる。 熱間圧延は 4 0 0〜5 0 0 °Cの温度で開始するのが好ましい。 4 0 0 °C未満では、 変形 抵抗が大きいため 1回当たりの加工度を大きくすることができず、 圧延のパス回数が多く なり経済的でない。 5 0 0 °Cを超える温度で熱間圧延を開始すると、 熱間圧延中に粗大な 再結晶粒が生じて筋状の不均一組織によるストリークが生じ易くなる。
熱間圧延の終了温度は 3 0 0〜 4 0 0 °Cとするのが好ましい。 3 0 0 °C未満では再結晶 が部分的にしか生じず、 非再結晶部分がストリータスの原因となる。 また最終冷間圧延後 の歪蓄積量が増大するため再結晶温度が低下し、 バーユング強度が低下する。 4 0 0 °Cを 超えると、 再結晶は全面に生じるが粗大化するためムラ模様やストリータスの原因となる。 熱間圧延の終了時の板厚は 5 mm以下が好まし 、。 5 mm以上では、 熱間圧延時の圧下率 が不十分で歪導入量が少なくなるため再結晶粒が粗大ィ匕し易くなる。
以上のように熱間圧延を終了したアルミェゥム合金板はいずれも、 中間焼鈍を行うこと なく冷間圧延される。 熱間圧延後の冷間圧延は、 当該アルミニウム合金板を平版印刷用支 持体として適用した場合に、 支持体を版胴に巻き付けるときのくわえ切れを防止する強度 を与えるとともに、 熱間圧延中もしくは熱間圧延直後に生成された結晶粒の圧延方向に平 行な方向の長さを調整するために行われる。 好まし！/、圧延加工度は 50〜 98 %の範囲で あり、 50%未満では、 版胴に卷き付ける時のくわえ切れを防止するのに十分な強度を与 えることが難しく、 98%を超えると、 熱間圧延後に生成された結晶粒が圧延方向に TO な方向に長く伸び過ぎて、 ストリータスが発生し易くなる。 なお、 冷間圧延後、 表面に特 殊模様を刻設した圧延ロールを使用して仕上げ冷間圧延を行い、 例えば、 算術平均粗さ R a ： 0. 1 5〜0. 30 /xm、 圧延直角方向の凹凸の平均長さ RSm： 50 μπι以下、 最 大谷深さ Rv ： 1 zm以下、 最大高さ Rz : 1. 5〜2. 5 μ mの表面粗さを有するアル ミニゥム合金板とすることもできる。
上記の組成と製造工程の組み合わせにより、 前記の板表面のアルミパゥダー量、 析出物 分布、 F e固溶量、 金属間化合物と F e量、 S i量の関係、 オイルピット分布、 および前 記特定された結晶粒長が得られ、 270°Cで 7分間の熱処理後の 0. 2%耐カカ S1 20M P a以上の強度特性が達成される。 この強度特个生は、 印刷版支持体として重要なものであ り、 1 20MP a未満では、 印刷時に版の固定部分に変形あるいは破損が生じ易く、 印刷 ずれなどの原因となる。 実施例
以下、 本発明の実施例を比較例と対比して説明し、 本発明の効果を実証する。 これらの 実施例は、 本発明の好ましい一実施態様を示すものであり、 本発明はこれらに限定される ものではない。
実施例 1、 比較例 1
試験材用アルミニウム合金として、 表 1に示す組成を有するアルミ二ゥム合金を溶解、 铸造した。 得られた铸塊の圧延面を 5 mm/片面づっ面削して厚さ 50 Ommとし、 鎵塊 を 35 °C/ h rの昇温速度で 530 °Cの温度に加熱し、 この温度に 3. 5 h r保持するこ とにより均質化処理を行つた。
ついで、 530°Cの均質化処理温度から 35°CZh rの降温速度で熱間圧延開始温度の 515 °Cまで降温し、 板厚 3 mmまで熱間圧延し、 346 °Cの温度で熱間圧延を終了した。 熱間圧延後、 中間焼鈍を施すことなしに冷間圧延を行って板厚を 0. 3 mmとした。 なお、 冷間圧延において使用したロールの面 ffi は算術平均粗さ R a : 0. 3 πι、 圧延油の粘 度は 3 c S tであった。 なお、 表 1において、 本発明の条件を外れたものには下線を付し た。 Mg含有量と Zn含有量との関係式、 (4ΧΖη%-1. 4%) ≤Mg%≤ (4 XZ n%+0. 6%) を満足するものは〇、 満足しないものは Xとした。
得られたアルミニウム合金板 （試験材） について、 以下の方法により、 冷間圧延後の板 表面のアルミパウダー量、 直径 0. 1〜1. 0/ mの析出物数、 板表面の直径が 30 //m 以上のオイルピットの数、 結晶粒長を測定した。 結果を表 2に示す。 また、 耐バーニング 性を評価し、 冷間圧延後に巻き取られたコイル内で生じた擦れ疵の有無を観察した。 結果 を表 3に示す。 なお、 表 2において、 結晶長さは板表面から見た圧延方向と ¥ίϊな方向の 結晶粒長 (GL) 、 結晶幅は圧延方向と直交する方向の結晶粒長 (GT) 、 比はこれらの 比 （GL/GT) を示す。 また、 本発明の条件を外れたものには下線を付した。
アルミパウダー量の測定：板表面の残留摩耗粉の定量分析として、 板表面の一定面積を 溶剤で浸した脱脂綿で拭き取り、 脱脂綿中のアルミニウム含有量を測定した。 拭き取り方 法を図 1に示す。
直径 （円相当直径） 0. 1〜： 1. Ομπιの析出物数の測定：アルミニウム合金板の表面 を脱脂洗浄後、 硝酸、 フッ酸および塩酸を混合した水溶液 （ケラー氏液） で 10秒間エツ チングし、 光学顕微鏡で 1000倍に拡大した写真を撮影し、 析出物の粒径分布を画像解 析装置 ( (株） 二レコ製ルーゼクス 500) を用いて測定した。 この場合、 析出物の直径 は、 円相当直径すなわち写真における析出物の面積と同じ面積を有する円の直径として換 算し、 この結果から金属間化合物の分布密度を求めた。
オイルピット数の測定：アルミニウム合金板の表面を脱脂洗浄後、 走査電子顕微鏡 (S ΕΜ) を用いて、 500倍の倍率で表面を観察し、 切断法によりオイルピットの数および 分布量を測定した。
結晶粒長の測定：アルミニウム合金板の表面を脱脂洗浄後、 鏡面研磨した後、 パーカー 氏液で陽極酸化し、 光学顕微鏡の偏光モードで結晶粒観察を行って、 圧延方向に直交また は平行な方向の結晶粒長を切断法により求めた。
耐バーユング性の評価：耐熱軟化性の指標として便宜的にアルミニウム板を 270°Cに 保持した大気炉にて 7分間加熱した後、 引張試験を行って 0. 2%耐カを測定し、 支持体 としての耐バーニング性を評価した。 なお、 耐力の測定は、 アルミニウム合金板の圧延方 向と平行な方向 （ L方向） につ！/ヽて行 \ 270でで 7分間加熱後の 0. 2 %耐力は 12 OMP a以上を合格 （〇） 、 12 OMP a未満を不合格とした。
コイル内擦れ疵の有無の観察：一定面積の板表面に擦れ疵が目視で観察されるものを不 良 （X) 、 擦れ疵が観察されないものを良好 （〇.） として評価した。
また、 得られたアルミニウム合金板を、 脱脂 （溶液： 5%水酸ィ匕ナトリウム、 6 0°C、 時間： 10秒） 一中和処理 （溶液： 10%硝酸、 温度： 20°C、 時間： 30秒） 一 交流電角军粗面化処理 （溶液： 2. 0%塩酸、 温度： 25°C、 周波数： 5 OH z、 電流密度 ： 60 A/dm2, 時間： 20秒） 一デスマツト処理 （溶液： 5%水酸化ナトリゥム、 温 度： 60°C、 時間： 5秒） 一陽極酸化処理 （溶液： 30 ： 20°C、 時間： 6
0秒） し、 水洗、 乾燥して、 一定の大きさに切り取り試験材とした。
各試験材について、 ムラ模様、 ストリータスの有無を観察した。 また、 走査電子顕微鏡
(SEM) を用いて、 500倍の倍率で表面を観察し、 視野の面積が 0. 04mm2とな るよう写真を撮影し、 得られた写真から未エッチング部の発生、 エッチピットの均一性の 評価を行つた。 結果を表 3に示す。
ムラ模様の有無の観察：試験材表面に強いムラ模様が目視で観察されるものを不良 （X ) 、 弱いムラ模様し力 察されないものを良好 （〇） 、 ムラ模様が観察されないものを優 良 （◎) として評価した。
ストリークスの有無の観察：試験材表面にストリークが目視で観察されるものを不良 （ X) 、 ストリークが観察されないものを良好 （〇） として評価した。
未エッチング部の発生についての評価：未エッチング部が 20%を超えるものは不良 （ X) 、 15〜20%のものは良好 （〇） 、 15%未満のものは優良 （◎) とした。
エッチピットの均一性の評価：円相当直径が 10 μπιを超える大きなピットが全ピット に対して面積率で 10%を超えるものは不良 （X) 、 5〜10%のものは良好 （〇） 、 5 %未満のものは優良 （◎) 20 %未満のものは良好 （〇） とした。 表 1
Figure imgf000018_0001
表 2
Figure imgf000018_0002
Mgと jOの関 Π■ '■ p 2 X Mg%+4 の 、 足し い のは X 表 3
Figure imgf000019_0001
表 3にみられるように、 本発明に従う試験材 No. l〜No. 5はいずれも、 擦れ疵の 発生は認められず、 耐パーニング性に優れており、 ムラ模様、 ストリークスを生じること がなく、 電解処理後のエッチング性に優れ、 全面に均一なエッチングピットが形成されて いた。
これに対して、 試験材 No. 6は、 Mg含有量が少ないためバーニング耐力に劣ると共 に、 アルミパウダー量が多くなり、 ピット形成が不均一となり、 電解グレーニング後に未 エッチング部やムラ模様による外観不良が生じた。 一^^験材 No. 7は、 Mg含有量が 多いため、 ピットの均一性に劣ると共に、 アルミパウダー量が少なくなり、 コイル内に擦 れ傷が発生した。 試験材 No. 8は Zn含有量が多く、 粗面ィ匕が不均一となった。 試験材 No. 9は F eおよび S iの含有量が少ないため、 析出物の数が少なく、 A 1一 F e系金 属間化合物や A 1— F e— S i系金属間化合物の分布が不均一となり、 ピットの形成が不 均一となった。 また、 F eの含有量が少ないため、 析出量や固溶量も少なくなり、 バー二 ング耐カが不十分となつた。 一方試験材 N o. 10は F eおよび S iの含有量が多レヽため. 析出物の数が多く、 粗大な化合物が生成し、 粗面化構造の均一性が低下した。 試験材 No . 11は C uの含有量が多く、 電解処理時のピットが粗大となり未ェッチ部が生じ、 また 不均一になった。 試験材 N o. 12は T iの含有量が多く、 A 1— T i系の粗大な化合物 が生成して粗面化構造が不均一となった。 試験材 N o. 13は Mnの含有量が多く、 粗大 な A 1— F e— M n系あるいは A 1— F e— M n— S i系の金属間化合物が生成し、 電解 処理時の粗面化が不均一となった。 試験材 N o . 1 4は P b、 I n、 S n及び G aの総量 が 0 . 0 5 %を超えたため、 ピットの形状が崩れ不均一となった。
実施例 2、 比較例 2
実施例 1で鎵造したアルミニウム合金 Aの铸塊の圧延面の面削、 均質化処理、 熱間圧延 を表 4に示す条件で行い、 熱間圧延後、 中間焼鈍を施すことなしに表 4に示す板厚まで冷 間圧延を行った。 冷間圧延で使用したロールの面粗度、 圧延油の粘度を表 5に示す。 なお、 表 4、 表 5において、 本発明の条件を外れたものには下線を付した。
得られたアルミニウム合金板 （試験材） について、 前記の方法により、 冷間圧延後の板 表面のアルミパウダー量、 直径 0 . ：!〜 1 . 0 μ mの析出物数、 板表面の直径が 3 0 m 以上のオイルピット数、 結晶粒長を測定した。 結果を表 5に示す。 また、 前記の方法によ り、 耐バーユング性を評価し、 冷間圧延後に巻き取られたコイル内で生じた擦れ疵の有無、 ムラ模様、 ストリータスの有無を観察し、 エッチング性を評価した。 結果を表 6に示す。 表 4
Figure imgf000020_0001
表 5
Figure imgf000021_0001
Mgと pの関 Π■■■ jO 2 X Mgo/o+4( 足 のは〇、 足し い のは X ) 表 6
Figure imgf000021_0002
表 6に示すように、 本発明に従う試験材 No. 15， 16はいずれも、 擦れ疵の発生は 認められず、 耐パーニング性に優れており、 ムラ模様、 ストリークスを生じることがなく 電解処理後のエッチング性に優れ、 全面に均一なエッチングピットが形成されていた。 こ れに対して、 試験材 N o . 1 7は、 面削量が少ないため、 ストリークスが発生した。 試験 材 N o . 1 8は、 均質化処理時の錄塊の昇温速度が遅レ、ため、 析出物が直径 1 μ mを超え る大きさに成長して析出数が減少し、 未エッチング部が形成されてピットが均一とならな い。 また析出量が過剰になるため F e固溶量が不足し、 バーユング強度が低下した。 一方、 試験材 N o . 1 9は、 均質化処理時の鎵塊の昇温速度が速いため、 析出が十分に進行せず ピットの起点が不足するため、 電解処理時に未エッチング部が形成されるとともにピット の均一性が損なわれる。 試験材 N o . 2 0は、 均質化処理温度が低いため、 ピット発生の 起点となる F e、 S iの析出が十分でなく、 電解処理時に未ェツチング部が形成されると ともにピットパターンが不均一になった。 試験材 N o . 2 1は、 均質ィ匕処理温度が高いた め、 F eの固溶量が増大し、 結果的にピット発生の起点となる微細な析出物が減少し、 未 エッチング部が形成されるとともにピットパターンが不均一になった。 試験材 N o . 2 2 は、 均質化処理の保持時間が短いため、 F e、 S iの析出が不十分となり未エッチング部 が形成され、 ピットパターンが不均一となる。 試験材 N o . 2 3は、 熱間圧延開始温度が 低く、 その結果熱間圧延の終了温度が低くなり、 再結晶が部分的にしか生じず、 ストリー タスが発生した。 また最終冷間圧延後の歪蓄積量が増大するため再結晶温度が低下し、 パ 一ユング強度も低下した。 試験材 N o . 2 4は、 熱間圧延開始温度が高く、 また熱間圧延 終了温度も高いため、 再結晶は全面に生じるが粗大化し、 面質ムラやストリータスが生じ た。 試験材 N o . 2 5は、 熱間圧延終了時の板厚が厚いため、 熱間圧延時の圧下率が不 + 分で歪導入量が少なくなるため再結晶粒が粗大化し、 面質ムラが生じた。 試験材 N o . 2 6は、 ロール面の算術平均粗さが小さく、 圧延ロールと圧延材との間に導入される圧延油 量が過剰となり大きなオイルピットの数が増カ卩し、 電解粗面化処理で形成されるエツチン グピットが不均一となった。 また、 パウダー量が少なくなり、 擦れ疵が生じた。 試験材 N o . 2 7は、 ロール面の算術平均粗さが粗く、 圧延ロールと圧延材との間に導入される圧 延油量が少なくなつて潤滑不良が生じ、 その結果パウダー量が多くなり、 ピット形成が不 均一となり、 電解グレーユング後に未エッチング部やムラ模様による外観不良が生じた。 試験材 N o . 2 8は、 圧延油の粘度が低いため、 圧延ロールと圧延材との間に導入される 圧延油量が少なくなつて潤滑不良が生じることで、 アルミパゥダー量が多くなり、 ピット 形成が不均一となり、 電解グレーニング後に未エッチング部やムラ模様による外観不良が 生じた。 試験材 No. 29は、 圧延油の粘度が高いだめ、 圧延ロールと圧延材との間に導 入される圧延油量が過剰となり大きなオイルピットの数が増加し、 電解粗面化処理で形成 されるエッチングピットが不均一となった。 また、 アルミパゥダー量が少なくなり、 コィ ル内に擦れ傷が発生した。
実施例 3、 比較例 3
実施例 1で铸造したアルミニゥム合金 （表 1 ) の錶塊の圧延面を 5 mmZ片面づっ面削 して厚さ 50 Ommとし、 錶塊を 35°C/h rの昇温速度で 530°Cの温度に加熱し、 こ の温度に 3. 5 h r保持することにより均質化処理を行つた後、 常温まで降温した。
ついで、 熱間圧延開始温度の 469 °Cまで加熱し、 板厚 3 mmまで熱間圧延し、 353 °Cの温度で熱間圧延を終了した。 熱間圧延後、 中間焼鈍を施すことなしに冷間圧延を行つ て板厚を 0. 3 mmとした。 なお、 冷間圧延にぉレヽて使用した口ールの面髓は算術平均 粗さ Ra : 0. 3 Aim, 圧延油の粘度は 3 c Sもであった。
得られたアルミニウム合金板 （試験材） について、 前記の方法により、 冷間圧延後の板 表面のアルミパウダー量、 直径 0. 1〜1. 0 μηιの析出物数、 板表面の直径 30 //m以 上のオイルピット数、 結晶粒長を測定した。 また、 以下の方法により Fe固溶量を測定し た。 結果を表 7に示す。 また、 前記の方法により、 耐バーユング性を評価し、 冷間圧延後 に巻き取られたコイル内で生じた擦れ疵の有無、 ムラ模様、 ストリータスの有無を観察し、 エッチング性を評価した。 結果を表 8に示す。 なお、 表 7において、 本発明の条件を外れ たものには下線を付した。
F e固溶量の測定：アルミニゥム合金板を熱フェノールに溶解し、 ろ液中の F e量を定 量した。 なお、 詳細は 「軽金属 Vo 1. 50 (2000) 518〜 526頁」 に記載され ている 「湿式化学分析による固溶量の測定」 に従った。
表 7
Figure imgf000024_0001
表注） MgとOの関係 I ■- 2XMg%+2≤p≤- 2xMg%+8(満足する のは〇、満足しないものは X) Mgと jOの関係 Π ■P≤2X Mg%+4(満足するものは 0、満足しないものは X ) 表 8
Figure imgf000024_0002
表 8に示すように、 本発明に従う試験材 No. 30〜No. 34はいずれも、 擦れ疵の 発生は認められず、 耐パーユング性に優れており、 ムラ模様、 ストリークスを生じること がなく、 電解処理後のエッチング性に優れ、 全面に均一なエッチングピットが形成されて いた。 これに対して、 試験材 No. 3 5は、 Mg含有量が少ないためバーユング耐力に劣 ると共に、 アルミパウダー量が多くなり、 ピット形成が不均一となり、 電解グレーエング 後に未エッチング部やムラ模様による^ ϋ不良が生じた。 一方試験材 Νο. 3 6は、 Mg 含有量が多いため、 ピットの均一性に劣ると共に、 アルミパウダー量が少なくなり、 コィ ル内に擦れ傷が発生した。 試験材 N o . 3 7は Z n含有量が多く、 粗面ィ匕が不均一となつ た。 試験材 No. 3 8は F eおよび S iの含有量が少ないため、 析出物の数が少なく、 A 1 -F e系金属間化合物や A 1 -F e -S i系金属間化合物の分布が不均一となり、 未ェ ツチング部が形成され、 ピットの形成が不均一となった。 また、 F eの固溶量も少ないた め、 パーニング耐力に劣る。 一方試験材 No. 3 9は F eおよび S iの含有量が多いため、 析出物の数が多く、 粗大な化合物が生成し、 粗面化構造の均一性が低下した。 また、 F e 固溶量も多いため、 ピットパターンが不均一となった。試験材 No. 40は Cuの含有量 が多く、 電解処理時に未エッチング部が形成され、 ピットが粗大且つ不均一になった。 試 験材 N o. 4 1は T iの含有量が多く、 A 1 — T i系の粗大な化合物が生成して粗面化構 造が不均一となった。 試験材 N o. 42は Mnの含有量が多く、 粗大な A 1 _ F e—Mn 系あるいは A 1— F e -Mn一 S i系の金属間化合物が生成し、 電解処理時の粗面ィ匕が不 均一となった。 試験材 No. 43は P b、 I n、 S n及び G aの総量が 0. 0 5%を超え たため、 ピットの形状が崩れ不均一となった。
実施例 4、 比較例 4
実施例 1で铸造したアルミニゥム合金 Bの錶塊の圧延面の面削、 均質化処理、 熱間圧延 を表 9に示す条件で行い、 熱間圧延後、 中間焼鈍を施すことなしに表 9に示す板厚まで冷 間圧延を行った。 なお、 鎳塊を均質化処理後、 常温まで降温し、 熱間圧延開始温度まで加 熱した。 冷間圧延で使用したロールの面粗度、 圧延油の粘度を表 1 0に示す。 なお、 表 9、 表 1◦において、 本発明の条件を外れたものには下線を付した。
得られたアルミニウム合金板 （試験材） について、 前記の方法により、 冷間圧延後の板 表面のアルミパゥダー量、 直径 0. 1〜 1. 0 μ mの析出物数、 F e固溶量、 板表面の直 径 3 Ο μηι以上のオイルピット数、 結晶粒長を測定した。 結果を表 1 0に示す。 また、 前 記の方法により、 耐バーニング性を評価し、 冷間圧延後に巻き取られたコイル内で生じた 擦れ疵の有無、 ムラ模様、 ストリータスの有無を観察し、 エッチング性を評価した。 結果 を表 1 1に示す。 表 9
Figure imgf000026_0002
表 1 0
Figure imgf000026_0003
Figure imgf000026_0001
表 1 1
Figure imgf000026_0004
表 1 1に示すように、 本発明に従う試験材 N o . 4 4， 4 5は 、ずれも、 擦れ疵の発生 は認められず、 耐パーニング性に優れており、 ムラ模様、 ストリークスを生じることがな く、 電解処理後のエッチング性に優れ、 全面に均一なエッチングピットが形成されていた ( これに対して、 試験材 No. 46は、 均質化処理時の铸塊の昇温速度が遅いため、 析出物 が直径: 1 Atmを超える大きさに成長して析出数が減少し、 未エッチング部が形成されてピ ットの均一性に劣る。 また析出量が過剰になるため F e固溶量が不足し、 パーニング強度 が低下した。 試験材 No. 4 7は、 均質化処理時の錶塊の昇温速度が速いため、 析出が不 十分となり、 電解処理時に未エッチング部が形成されるとともにピットパターンが不均一 となった。 試験材 No. 48は、 均質化処理温度が低いために、 F e、 S iの析出、 即ち 固溶量の減少が十分でないため、 電解処理時に未エッチング部が形成されるとともにピッ トパターンが不均一となった。 試験材 No. 4 9は、 均質化処理 i¾ が高いために、 F e の固溶量が過度になり、 結果的にピット発生の起点となる微細な析出物が減少し、 未エツ チング部が形成されるとともにピットパターンが不均一となった。 試験材 No. 50は、 均質化処理時間が短いために、 長手方向おょぴ幅方向での F e、 S iの固溶状態が不均一 となり、 ピットパターンが不均一となった。
実施例 5、 比較例 5
実施例 1で鎳造したアルミニゥム合金 （表 1 ) の铸塊の圧延面を 5 mmZ片面づっ面削 して厚さ 500mmとし、 錶塊を 3 5°C/h rの昇温速度で 5 3 0°Cの温度に加熱し、 こ の温度に 3. 5 h r保持することにより均質化処理を行つた。
ついで、 熱間圧延開始温度の 490°Cまで 3 5°C/h rの速度で降温し、 板厚 3 mmま で熱間圧延し、 346°Cの温度で熱間圧延を終了した。 熱間圧延後、 中間焼鈍を施すこと なしに冷間圧延を行って板厚を 0. 3 mmとした。 なお、 冷間圧延において使用したロー ルの面 ¾J は算術平均粗さ R a : 0. 3 ^m、 圧延油の粘度は 3 c S tであった。
得られたアルミニウム合金板 （試験材） について、 前記の方法により、 冷間圧延後の板 表面のアルミパウダー量、 直径 ：!〜 1. 0 μ mの析出物数、 F e固溶量、 板表面の直 径 3 Ο μπι以上のオイルピット数、 結晶粒長を測定した。 また、 以下の方法により、 全 F e量に対する金属間化合物を形成している F e量の比率 （化合物としての F e) (%) 、 全 S i量に対する金属間化合物を形成している S i量の比率 （化合物としての S i ) (% ) 、 A l _F e系金属間化合物を形成している F e量 （A%) に対する A l— F e— S i 系金属間化合物を形成している F e量 （B%) の比 （B%ZA%) を求めた。 結果を表 1 2に示す。 また、 前記の方法により、 耐バーユング性を評価し、 冷間圧延後に卷き取られ たコイル内で生じた擦れ疵の有無、 ムラ模様、 ストリータスの有無を観察し、 エッチング 性を評価した。 '結果を表 13に示す。 なお、 表 12において本発明の条件を外れたものに は下線を付した。
金属間化合物を形成している F e量、 S i量の測定：図 2に示すようなフエノ一ル残渣 分析法によって総金属間化合物中の F e量及び S i量を調べ、 総金属間化合物中の （A1 -F e-S i系金属間化合物中の F e量 （w t %) ) / (A 1— F e系金属間化合物中の Fe量 （wt%) ) 比を求めた。 表 12
Figure imgf000028_0001
表注） Mgと yOの関係 I -2 Mg%+2^ p ^-2 Mg%+8 (満足するものは 0、満足しなし、ものは X)
Mgと Pの関係 Π p≤2xMg%+4(満足するものは O、満足しないものは X)
表 13
Figure imgf000029_0001
表 13に示すように、 本発明に従う試験材 N o. 51〜N o . 55はいずれも、 擦れ疵 の発生は認められず、 耐バーニング性に優れており、 ムラ模様、 ストリークスを生じるこ とがなく、 電解処理後のエッチング性に優れ、 全面に均一なエッチングピットが形成され ていた。 これに対して、 試験材 No. 56は、 Mg含有量が少ないためパーニング耐力に 劣ると共に、 アルミパゥダー量が多くなり、 ピット形成が不均ーとなり、 電解グレー二ン グ後に未ェツチング部ゃムラ模様による^ M不良が生じた。 一^験材 N o. 57は、 M g含有量が多レ、ため、 ピットの均一性に劣ると共に、 アルミパゥダー量が少なくなり、 コ ィル内に擦れ傷が発生した。 試験材 N o. 58は Z n含有量が多く、 粗面化が不均一とな つた。 試験材 N o. 59は F eおよび S iの含有量が少ないため、 析出物の数が少なく、 A 1 -F e系金属間化合物や A 1 -F e-S i系金属間化合物の分布が不均一となり、 未 エッチング部が形成され、 ピットの形成が不均一となった。 また、 F eの固溶量も少ない ため、 バーニング耐力に劣る。 さらに、 金属間化合物を形成している S i量が全 S i量の 40%を超えているため、 ピットの起点としての作用が弱い A 1 -F e-S i系金属間化 合物の比率が大きいため、 ピットの発生効率が低下して粗大なピットが生じ、 ピットパタ 一ンが不均一となった。 （A 1— F e系金属間化合物を形成している F e量 （A%) に対 する A1— Fe_S i系金属間化合物を形成している Fe量 （B%) の比 （B%ZA%) が 0. 9より大きレ、場合には、 ピットの発生効率が低下して粗大なピットが生じ易くなる。 一方試験材 N o. 60は F eおよび S iの含有量が多いため、 析出物の数が多く、 粗大な ィ匕合物が生成し、 粗面化構造の均一性が低下した。 また、 F e固溶量も多いため、 ピット パターンが不均一となつた。試験材 N o. 61は C uの含有量が多く、 電解処理時に未ェ ツチング部が形成され、 ピットが粗大且つ不均一になった。 試験材 No. 62は1^の含 有量が多く、 A 1— T i系の粗大な化合物が生成して粗面化構造が不均一となった。 試験 材 No. 63は Mnの含有量が多く、 粗大な A 1 _F e— Mn系あるいは A 1— F e— M n-S i系の金属間化合物が生成し、 電解処理時の粗面ィ匕が不均一となった。 試験材 N o . 64は 13、 I n、 311及ぴ&&の総量が0. 05%を超えたため、 ピットの形状が崩 れ不均一となった。
実施例 6、 比較例 6
実施例 1で鎵造したアルミニゥム合金 Cの铸塊の圧延面の面削、 均質化処理、 熱間圧延 を表 14に示す条件で行!/ヽ、 熱間圧延後、 中間焼鈍を施すことなしに表 14に示す板厚ま で冷間圧延を行った。 なお、 铸塊を均質化処理後、 常温まで降温し、 熱間圧延開始温度ま で加熱した。 冷間圧延で使用したロールの面粗度、 圧延油の粘度を表 15に示す。 なお、 表 14、 表 15において、 本発明の条件を外れたものに下線を付した。
得られたアルミニウム合金板 （試験材） について、 前記の方法により、 冷間圧延後の板 表面のアルミパウダー量、 直径 0. 1〜1. Ομπιの析出物数、 F e固溶量、 全 F e量に 対する金属間化合物を形成している F e量の比率、 全 S i量に対する金属間化合物を形成 している S i量の比率および A 1 -F e系金属間化合物を形成している F e量 （A%) に 対する Al— Fe— S i系金属間化合物を形成している F e量 （B%) の比 （B%ZA% ) 、 板表面の直径 3 Ομπι以上のオイルピット数、 結晶粒長、 金属間化合物を形成してい る F e量の割合、 金属間化合物を形成している S i量の割合、 A 1— F e系金属間化合物 を形成している F e量に対する A 1 -F e-S i系金属間化合物を形成している F e量の 比を測定した。 結果を表 15に示す。 また、 前記の方法により、 耐パーニング性を評価し、 冷間圧延後に卷き取られたコイル内で生じた擦れ疵の有無、 ムラ模様、 ストリークスの有 無を観察し、 エッチング性を評価した。 結果を表 18に示す。 表 1 4
Figure imgf000031_0001
表 1 5
Figure imgf000031_0002
表注） Mgと pの関係 I -2 X Mg%+2≤ p≤-2 Mg%+8 (満足するものは 0、満足しないものは x ) Mgと pの関係 Π P≤2 X Mgo/o+4(満足するものは 0、満足しないものは X ) 表 1 6
Figure imgf000031_0003
表 1 6に示すように、 本発明に従う試験材 N o . 6 5 6 6はいずれも、 擦れ疵の発生 は認められず、 耐パーニング性に優れており、 ムラ模様、 ストリークスを生じることがな く、 電解処理後のエッチング性に優れ、 全面に均一なエッチングピットが形成されていた。 これに対して、 試験材 N o . 6 7は、 均質化処理温度が低いために、 ピット発生の起点と なる F e、 S iの析出が十分でなく、 電解処理時に未エッチング部が形成されるとともに ピットパターンが不均一となった。 試験材 N o . 6 8は、 均質化処理温度が高いために、 F eの固溶量が過度となり、 結果的にピット発生の起点となる微細な析出物が減少し、 未 エッチング部が形成されるとともにピットパターンが不均一となった。 試験材 N o . 6 9 は、 均質化処理時間が短いために、 F e、 S iの析出が不十分となりピットパターンが不 均一となる。 試験材 N o . 7 0は、 均質化処理後、 熱間圧延開始温度までの铸塊の降温速 度が遅いため、 A 1— F e— S i系金属間化合物の析出が進行して、 直径 1 / mを超える 大きさに成長し、 析出物数が減少し、 F eの固溶量も少なくなつた。 その結果、 バーニン グ耐カが不十分になり、 またピットも不均一となつた。 試験材 N o . 7 1は、 均質ィ匕処理 後、 熱間圧延開始温度までの鎵塊の降温速度が速いため、 析出進行のための時間が十分で なく、 また铸塊の温度が場所により不均一となるため、 F e、 S iの析出が不均一となり. これに起因して、 続いて行われる熱間圧延中の再結晶が場所により不均一となってストリ 一タスが生じ、 またピットパターンが不均一となった。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 電気化学的粗面化処理によりさらに均一なピットが形成され一層優れ た感光膜との密着性、 保水性を得ることができ、 さらに改善された画像鮮明性および耐刷 性を達成することを可能とする強度および耐熱軟化性に優れた平版印刷版用アルミニウム 合金板およびその製造方法が提供される。

Claims

請 求 の 範 囲
1. Mg ： 0. 1〜1. 5% (質量0 /0、 以下同じ） 、 Zn ： 0. 5 %以下 （0%を含まず、 以下同じ） 、 F e : 0. 1〜0. 6%、 S i : 0. 03〜0. 15%、 Cu : 0. 000 ：!〜 0. 1%、 T i : 0. 0001〜0. 1%を含有し、 残部アルミニウムおよび不純物 からなる組成を有するアルミニウム合金板で、 板表面のアルミパウダー量が 0. 1〜3. Omg /m2に調整されていることを特徴とする平版印刷版用アルミニウム合金板。
2. Mg ： 0. ：!〜 1. 5%、 Zn : 0. 05%を超ぇ0. 5%以下、 F e : 0. 1〜0 . 6 %、 S i ： 0. 03〜 0. 15 %、 C u ： 0. 0001〜 0. 10 %、 T i ： 0. 0 001〜0. 05%を含有し、 Mg含有量と Zn含有量との関係を 4XZn%— 1. 4% ≤Mg%≤4XZn%+0. 6%に規定し、 残部アルミニゥムおよぴ不純物からなる組成 を有するアルミニウム合金板で、 板表面のアルミパウダー量が 0. 1〜3. Omg/m2 に調整されていることを特徴とする平版印刷版用アルミェゥム合金板。
3. 前記アルミニウム合金板の板表面において直径 （円相当直径） 0. 1〜1. Ομηιの 析出物が 10， 000〜100， 000個/ mm2分散していることを特徴とする請求項 2記載の平版印刷版用ァノレミ-ゥム合金板。
4. 前記アルミニウム合金板中の F eの固溶量が 20〜100 p pmであることを特徴と する請求項 2または 3記載の平版印刷版用アルミユウム合金板。
5. 前記アルミニゥム合金板の成分元素の一部または全部が金属間化合物を形成しており、 金属間化合物を形成している F e量が全 F e量の 50〜 99. 8% 金属間化合物を形成 している S i量が全 S i量の 5〜40%で、 A 1—F e系金属間化合物を形成している F e量 （A%) に対する A 1— Fe— S i系金属間化合物を形成している Fe量 （B%) の 比 （B%ZA%) が 0. 9以下であることを特徴とする請求項 2〜4のいずれかに記載の 平版印刷版用ァノレミニゥム合金板。
6. 前記アルミニウム合金板の表面において、 直径 （円相当直径） が 30 im以上のオイ ルピットの数が 50個 Zmm2以下であることを特徴とする請求項:！〜 5のいずれかに記 載の平版印刷版用アルミニゥム合金板。
7. 前記アルミニウム合金板が、 さらに Mn : 0. 05%を超ぇ0. 3%以下を含有する ことを特徴とする請求項 1〜 6のいずれかに記載の平版印刷版用アルミニウム合金板。
8. 前記アルミニゥム合金板の板表面からみた圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長が Ι Ο Ομπι以下であり、 板表面からみた圧延方向と平行する方向の平均結晶粒長が、 前記 圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の 2 ~ 20倍であることを特徴とする請求項 1〜 7のいずれかに記載の平版印刷版用アルミニウム合金板。
9. 前記アルミニウム合金板が、 さらに Pb、 I n、 Snおよび G aから選ばれた 1種以 上の元素を、 総量が 0. 005〜0. 05 %の範囲内で含有することを特徴とする請求項 1〜 8のレ、ずれかに記載の平版印刷版用ァノレミニゥム合金板。
10. 270でで 7分間の熱処理後の 0. 2 %耐力が 120 M P a以上であることを特徴 とする請求項 3〜 9の 、ずれかに記載の平版印刷版用アルミニゥム合金板。
11. 請求項 2、 7、 9のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を造塊し、 得 られた錶塊の圧延面表層を 3〜 15 mm面削した後、 20〜 60°C/h rの昇温速度で 4 50〜580°Cの温度域に加熱して 1 h r以上保持する均質化処理を行い、 ついで開始温 度を400〜520で、 終了温度を 320〜400°Cとし、 終了時の厚さを 5 mm以下と する熱間圧延を行い、 中間焼鈍を行うことなく冷間圧延することを特徴とする平版印刷版 用アルミニゥム合金板の製造方法。
12. 請求項 2、 7、 9のいずれかに記載の組成を有するアルミェゥム合金を造塊し、 得 られた錶塊の圧延面表層を 3〜： 15 mm面削した後、 20〜 60 °C/ h rの昇温速度で 4 50〜580°Cの温度域に加熱して 1 h r以上保持する均質化処理を行い、 その後、 一且 常温まで降温し、 ついで 350〜 500°Cの温度に加熱して熱間圧延を開始し、 終了温度 を 300〜 380 °Cとし、 終了時の厚さを 5 mm以下とする熱間圧延を行い、 中間焼鈍を 行うことなく冷間圧延することを特徴とする平版印刷版用アルミ-ゥム合金板の製造方法。
13. 請求項 2、 7、 9の 、ずれかに記載の組成を有するアルミニゥム合金を造塊し、 得 られた錶塊の圧延面表層を 3〜： 15 mm面削した後、 450〜 580 °Cの温度域に加熱し て 3 h r以上保持する均質化処理を行い、 該保持温度から熱間圧延開始温度まで 20〜6 0°C/h rの降温速度で降温し、 ついで開始温度を 400〜 500°C、 終了温度を 300 〜400°Cとし、 終了時の厚さを 5 mm以下とする熱間圧延を行い、 中間焼鈍を行うこと なく冷間圧延することを特徴とする平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法。
14. 請求項 1または 2記載の平版印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 最終冷間圧延において粘度 1〜 6 c S tの圧延油を使用することを特徴とする平版印刷版 用ァノレミニゥム合金板の製造方法。
15. 請求項 1または 2記載の平版印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 Mg含有量 (Mg%) と最終冷間圧延において使用する圧延油の粘度 pとの関係が、 ー2 XMg%+2≤ ≤— 2XMg%+8を満足する圧延油を最終冷間圧延において使用する ことを特徴とする平版印刷版用アルミェゥム合金板の製造方法。
16. 請求項 6記載の平版印刷版用アルミニウム合金板を製造する方法であって、 最終冷 間圧延にぉレ、て口ール面 ftitが算術平均粗さ Ra : 0. 2〜0· 5μ mの圧延口一ルを用 い、 粘度 1〜6 c S tの圧延油を使用して零間圧延を行うことを特徴とする平版印刷版用 ァゾレミニゥム合金板の製造方法。
1 . 請求項 6記載の平版印刷版用アルミェゥム合金板を製造する方法であって、 Mg含 有量 （M g %) と圧延油の粘度 pとの関係が、 p≤2XMg + 4を満足する圧延油を最終 冷間圧延において使用することを特徴とする平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法。
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