(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｇ：０．１〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｃｕ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％を含有し、さらにＰｂ、Ｉｎ、ＳｎおよびＧａから選ばれた1種以上の元素を、総量が０．００５〜０．０５％の範囲内で含有し、許容されるＺｎ含有量を０．５％以下とし、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊の圧延面表層を３〜１５ｍｍ面削した後、２０〜６０℃／ｈｒの昇温速度で４５０〜５８０℃の温度域に加熱して３ｈｒ以上保持する均質化処理を行い、ついで開始温度を４００〜５２０℃、終了温度を３２０〜４００℃とし、終了時の厚さを５ｍｍ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し、最終冷間圧延において、ロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度が１〜６ｃＳｔで、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ρとの関係が、−２×Ｍｇ％＋２≦ρ≦−２×Ｍｇ％＋８を満足するとともに、Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用して、板表面のアルミパウダー量が０．１〜３．０ｍｇ／ｍ２に調整され、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分散しており、板表面において、直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数が５０個／ｍｍ２以下であり、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１００μｍ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、圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の２〜２０倍であるアルミニウム合金板と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。
【請求項２】
Ｍｇ：０．１〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｃｕ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％を含有し、さらにＰｂ、Ｉｎ、ＳｎおよびＧａから選ばれた1種以上の元素を、総量が０．００５〜０．０５％の範囲内で含有し、許容されるＺｎ含有量を０．５％以下とし、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊の圧延面表層を３〜１５ｍｍ面削した後、２０〜６０℃／ｈｒの昇温速度で４５０〜５８０℃の温度域に加熱して３ｈｒ以上保持する均質化処理を行い、その後、一旦常温まで降温し、ついで３５０〜５００℃の温度に加熱して熱間圧延を開始し、終了温度を３００〜３８０℃とし、終了時の厚さを５ｍｍ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し、最終冷間圧延において、ロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度が１〜６ｃＳｔで、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ρとの関係が、−２×Ｍｇ％＋２≦ρ≦−２×Ｍｇ％＋８を満足するとともに、Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用して、板表面のアルミパウダー量が０．１〜３．０ｍｇ／ｍ２に調整され、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分散しており、板中のＦｅの固溶量が２０〜１００ｐｐｍであり、板表面において、直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数が５０個／ｍｍ２以下であり、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１００μｍ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、圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の２〜２０倍であるアルミニウム合金板と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。
【請求項３】
Ｍｇ：０．１〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｃｕ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％を含有し、さらにＰｂ、Ｉｎ、ＳｎおよびＧａから選ばれた1種以上の元素を、総量が０．００５〜０．０５％の範囲内で含有し、許容されるＺｎ含有量を０．５％以下とし、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊の圧延面表層を３〜１５ｍｍ面削した後、２０〜６０℃／ｈｒの昇温速度で４５０〜５８０℃の温度域に加熱して３ｈｒ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２０〜６０℃／ｈｒの降温速度で降温し、ついで開始温度を４００〜５００℃、終了温度を３００〜４００℃とし、終了時の厚さを５ｍｍ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し、最終冷間圧延において、ロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度が１〜６ｃＳｔで、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ρとの関係が、−２×Ｍｇ％＋２≦ρ≦−２×Ｍｇ％＋８を満足するとともに、Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用して、板表面のアルミパウダー量が０．１〜３．０ｍｇ／ｍ２に調整され、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分散しており、板中のＦｅの固溶量が２０〜１００ｐｐｍであり、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Ｆｅ量が全Ｆｅ量の５０〜９９．８％、金属間化合物を形成しているＳｉ量が全Ｓｉ量の５〜４０％で、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）が０．９以下であり、板表面において、直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数が５０個／ｍｍ２以下であり、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１００μｍ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、圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の２〜２０倍であるアルミニウム合金板と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。
【請求項４】
前記アルミニウム合金板が、さらにＭｎ：０．０５％を超え０．３％以下を含有することを特徴とする請求項1〜３のいずれかに記載の平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法。
【請求項５】
２７０℃で７分間の熱処理後の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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化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の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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化処理が行われる。粗面化処理法としては、従来、ボールグレイニング、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エッ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。
【０００３】
電気化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Ａ１０５０（アルミニウム純度９９．５％）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１０万枚にも及ぶ鮮明な印刷物を得ることが可能となる。
【０００４】
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化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２００〜２９０℃、加熱時間３〜９分の条件で行われているから、バーニング処理時に支持体の強度が低下することのない耐熱性（耐バーニング性）が求められている。
【０００５】
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、印刷機の版胴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っており、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、前記の耐バ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。
【０００６】
このような要求を満たすために、Ａ１０５０相当材をベースとして添加成分を調整したアルミニウム合金支持体が提案されている（例えば、特許文献１参照）。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ようとする試みも行われている（特許文献２参照）。
【特許文献１】特開２００５−１５９１２号公報
【特許文献２】特開２００４−３５９３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
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ニウム合金支持体を用い、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。
【０００８】
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の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
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の製造方法は、Ｍｇ：０．１〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｃｕ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％を含有し、さらにＰｂ、Ｉｎ、ＳｎおよびＧａから選ばれた1種以上の元素を、総量が０．００５〜０．０５％の範囲内で含有し、許容されるＺｎ含有量を０．５％以下とし、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊の圧延面表層を３〜１５ｍｍ面削した後、２０〜６０℃／ｈｒの昇温速度で４５０〜５８０℃の温度域に加熱して３ｈｒ以上保持する均質化処理を行い、ついで開始温度を４００〜５２０℃、終了温度を３２０〜４００℃とし、終了時の厚さを５ｍｍ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し、最終冷間圧延において、ロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度が１〜６ｃＳｔで、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ρとの関係が、−２×Ｍｇ％＋２≦ρ≦−２×Ｍｇ％＋８を満足するとともに、Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用して、板表面のアルミパウダー量が０．１〜３．０ｍｇ／ｍ２に調整され、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分散しており、板表面において、直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数が５０個／ｍｍ２以下であり、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１００μｍ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、圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の２〜２０倍であるアルミニウム合金板とすることを特徴とする。
【００１０】
請求項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、Ｍｇ：０．１〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｃｕ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％を含有し、さらにＰｂ、Ｉｎ、ＳｎおよびＧａから選ばれた1種以上の元素を、総量が０．００５〜０．０５％の範囲内で含有し、許容されるＺｎ含有量を０．５％以下とし、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊の圧延面表層を３〜１５ｍｍ面削した後、２０〜６０℃／ｈｒの昇温速度で４５０〜５８０℃の温度域に加熱して３ｈｒ以上保持する均質化処理を行い、その後、一旦常温まで降温し、ついで３５０〜５００℃の温度に加熱して熱間圧延を開始し、終了温度を３００〜３８０℃とし、終了時の厚さを５ｍｍ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し、最終冷間圧延において、ロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度が１〜６ｃＳｔで、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ρとの関係が、−２×Ｍｇ％＋２≦ρ≦−２×Ｍｇ％＋８を満足するとともに、Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用して、板表面のアルミパウダー量が０．１〜３．０ｍｇ／ｍ２に調整され、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分散しており、板中のＦｅの固溶量が２０〜１００ｐｐｍであり、板表面において、直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数が５０個／ｍｍ２以下であり、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１００μｍ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、圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の２〜２０倍であるアルミニウム合金板とすることを特徴とする。
【００１１】
請求項３による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造方法は、Ｍｇ：０．１〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｃｕ：０．０００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％を含有し、さらにＰｂ、Ｉｎ、ＳｎおよびＧａから選ばれた1種以上の元素を、総量が０．００５〜０．０５％の範囲内で含有し、許容されるＺｎ含有量を０．５％以下とし、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金を造塊し、得られた鋳塊の圧延面表層を３〜１５ｍｍ面削した後、２０〜６０℃／ｈｒの昇温速度で４５０〜５８０℃の温度域に加熱して３ｈｒ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２０〜６０℃／ｈｒの降温速度で降温し、ついで開始温度を４００〜５００℃、終了温度を３００〜４００℃とし、終了時の厚さを５ｍｍ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し、最終冷間圧延において、ロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度が１〜６ｃＳｔで、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ρとの関係が、−２×Ｍｇ％＋２≦ρ≦−２×Ｍｇ％＋８を満足するとともに、Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用して、板表面のアルミパウダー量が０．１〜３．０ｍｇ／ｍ２に調整され、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分散しており、板中のＦｅの固溶量が２０〜１００ｐｐｍであり、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Ｆｅ量が全Ｆｅ量の５０〜９９．８％、金属間化合物を形成しているＳｉ量が全Ｓｉ量の５〜４０％で、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）が０．９以下であり、板表面において、直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数が５０個／ｍｍ２以下であり、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１００μｍ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、圧延方向に直交する方向の平均結晶粒長の２〜２０倍であるアルミニウム合金板とすることを特徴とする。
【００１５】
請求項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1〜３のいずれかにおいて、前記アルミニウム合金板が、さらにＭｎ：０．０５％を超え０．３％以下を含有することを特徴とする。
【００１８】
請求項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1〜４のいずれかにおいて、２７０℃で７分間の熱処理後の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【発明の効果】
【００２６】
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の製造方法が提供される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
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、Ｍｇは、大部分がアルミニウムに固溶して、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、１６０ＭＰａ以上が実用上好ましい範囲である。耐熱軟化性は、耐バーニング性ともいわれ、２８０℃程度の温度で加熱された後の０．２％耐力のことであり、９０ＭＰａ以上が実用上望ましい範囲である。Ｍｇ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。
【００２８】
Ｚｎは、Ｍｇと同様、大部分がアルミニウムに固溶するが、Ｍｇのように強度およ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）と製造過程での熱処理時に形成される酸化皮膜があるが、Ｚｎはその両方に影響を与える。
【００２９】
すなわち、Ｍｇ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Ｍｇ酸化物（ＭｇＯ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、電解粗面化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。Ｚｎ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、Ｍｇ酸化物による活性化を抑制するよう機能する。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化が不均一となり、また、粗大な金属間化合物が生成し易くなって電解処理時に粗大なピットが形成され、粗面化の均一性がさらに阻害されるから、許容されるＺｎ含有量は０．５％以下とする。
【００３０】
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を生成し、またＳｉと共存してＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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。Ｆｅ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、電解処理時に未エ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。
【００３１】
Ｓｉは、Ｆｅと共存してＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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っ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。Ｓｉの好ましい含有量は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Ｓｉの析出が生じ易くなって粗面化構造の均一性が低下する。
【００３２】
Ｃｕ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つ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Ｓｉ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５〜１００ｐｐｍ（０．０００５〜０．０１％）程度である。
【００３３】
Ｔｉは、鋳塊組織を微細にし、また結晶粒を微細化し、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。Ｔｉの好ましい含有量は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、Ａｌ−Ｔｉ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、鋳塊組織の微細化のために、ＴｉとともにＢを添加する場合には、Ｔｉを０．０１％以下の範囲で含有させるのが好ましい。
【００３４】
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Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ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。
【００３６】
本発明による平版印刷版用アルミニウム合金板には、Ｐｂ、Ｉｎ、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、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧａ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％より少ない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。
【００３７】
本発明による平版印刷版用アルミニウム合金板は、前記アルミニウム合金の鋳塊を連続鋳造などにより造塊し、得られた鋳塊を均質化処理後、熱間圧延、冷間圧延することにより製造されるが、最終冷間圧延後の圧延板表面のアルミパウダー量を０．１〜３．０ｍｇ／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、Ｍｇ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０．１ｍｇ／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、３．０ｍｇ／ｍ２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エッチング部や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。
【００３８】
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１〜６ｃＳｔの圧延油を使用するのが好ましい。粘度が１ｃＳｔ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、過剰なアルミパウダーが生じ易くなる。粘度が６ｃＳｔ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。
【００３９】
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ρとの関係が、（−２×Ｍｇ％＋２）＞ρ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。ρ＞（―２×Ｍｇ％＋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、アルミパウダーの発生が少なくなる傾向がある。
【００４０】
本発明においては、板表面において、直径（円相当直径）０．１〜１．０μｍの析出物が１０，０００〜１００，０００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エッ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いため未エッ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っ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ウム合金板が得難くなる。
【００４１】
本発明においては、また、Ｆｅ固溶量を２０〜１００ｐｐｍとすることにより、バーニング強度を維持し、電解処理により均一なエッチピットを形成することができる。Ｆｅ固溶量が２０ｐｐｍ未満ではバーニング強度の低下が生じ易く、Ｆｅ固溶量が１００ｐｐｍ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ウム合金板が得難くなる。
【００４２】
また、本発明を構成するアルミニウ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Ｆｅ量が全Ｆｅ量の５０〜９９．８％、金属間化合物を形成しているＳｉ量が全Ｓｉ量の５〜４０％で、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）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。
【００４３】
金属間化合物を形成しているＦｅ量が全Ｆｅ量の５０％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Ｆｅ量が全Ｆｅ量の９９．８％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Ｓｉ量が全Ｓｉ量の５％未満では、Ｓｉ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って電気化学的溶解性が低下する。また、単体Ｓｉが多く析出してインキ汚れが生じ易くなる。金属間化合物を形成しているＳｉ量が全Ｓｉ量の４０％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。
【００４４】
Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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。Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）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。
【００４５】
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３０μｍ以上のオイルピットの数を５０個／ｍｍ２以下に調整することにより、電解粗面化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。本発明のアルミニウム合金はＭｇを含有するため、直径３０μｍ以上の大きなオイルピットは、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５０個／ｍｍ２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。
【００４６】
直径（円相当直径）が３０μｍ以上のオイルピットの数を５０個／ｍｍ２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、Ｍｇを含有し、変形抵抗が比較的大きいアルミニウム合金の場合には、最終冷間圧延においてロール面粗度が算術平均粗さＲａ：０．２〜０．５μｍの圧延ロールを用い、粘度１〜６ｃＳｔの圧延油を使用して冷間圧延を行うことが望ましい。
【００４７】
ロール面粗度が算術平均粗さＲａが０．５μｍ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。Ｒａが０．２μｍ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１ｃＳｔ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易く、６ｃＳｔ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。
【００４８】
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Ｍｇ含有量（Ｍｇ％）と圧延油の粘度ρとの関係が、ρ≦２×Ｍｇ＋４を満足する圧延油を使用するのが好ましい。ρ＞（２×Ｍｇ＋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。
【００４９】
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、面質ムラやストリークスなどの電解グレーニング後の外観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１００μｍ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２〜２０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１００μｍ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、２０倍を超えるとストリークスが生じる。
【００５０】
本発明による平版印刷版用アルミニウム合金板の製造は、前記アルミニウム合金の鋳塊を連続鋳造などにより造塊し、得られた鋳塊を均質化処理後、熱間圧延、冷間圧延することにより行われる。
【００５１】
鋳塊の圧延面表層は、片面について３〜１５ｍｍづつ面削するのが好ましい。３ｍｍ／片面未満では、鋳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１５ｍｍ／片面を超えると得率が低下するため非経済的である。
【００５２】
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分散している前記のアルミニウム合金板を製造するための鋳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。
【００５３】
均質化処理時の鋳塊の昇温速度は２０〜６０℃／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。２０℃／hr未満では、析出が進行し、析出物が直径１μｍ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。６０℃／ｈｒ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。
【００５４】
均質化処理は、４５０〜５８０℃の温度で１ｈｒ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Ｆｅ、Ｓｉ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４５０℃未満では、ピット発生の起点となるＦｅ、Ｓｉ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。５８０℃を超える温度で均質化処理を行うと、Ｆｅ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１ｈｒ未満では、Ｆｅ、Ｓｉの析出が不十分となりピットパターンが不均一となる。
【００５５】
熱間圧延は４００℃〜５２０℃の温度で開始するのが好ましい。４００℃未満では、ピット発生の起点となるＦｅ、Ｓｉ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。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。５２０℃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。
【００５６】
熱間圧延の終了温度は３２０〜４００℃が好ましい。３２０℃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クスの原因となる。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。４００℃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クスの原因となる。熱間圧延の終了時の板厚は５ｍｍ以下が好ましい。５ｍｍ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化し易くなる。
【００５７】
Ｆｅの固溶量を２０〜１００ｐｐｍとした前記のアルミニウム合金板を製造するための鋳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。
【００５８】
均質化処理時の鋳塊の昇温速度は２０〜６０℃／ｈｒ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。２０℃／ｈｒ未満では、析出量が増加し、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。６０℃／ｈｒ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。
【００５９】
均質化処理は、４５０〜５８０℃の温度で１ｈｒ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Ｆｅ、Ｓｉ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４５０℃未満では、Ｆｅ、Ｓｉ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。５８０℃を超える温度で均質化処理を行うと、Ｆｅ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が１ｈｒ未満では、長手方向および幅方向でのＦｅ、Ｓｉ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。
【００６０】
均質化処理後、一旦常温まで降温することにより、ＦｅおよびＳｉ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。
【００６１】
熱間圧延は３５０〜５００℃の温度で開始するのが好ましい。３５０℃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。５００℃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。
【００６２】
熱間圧延の終了温度は３００〜３８０℃とするのが好ましい。３００℃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クスの原因となる。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。３８０℃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クスの原因となる。熱間圧延の終了時の板厚は５ｍｍ以下が好ましい。５ｍｍ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化し易くなる。
【００６３】
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Ｆｅ量が全Ｆｅ量の５０〜９９．８％、金属間化合物を形成しているＳｉ量が全Ｓｉ量の５〜４０％で、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）が０．９以下である前記のアルミニウム合金板を製造するための鋳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。
【００６４】
均質化処理は、４５０〜５８０℃の温度で３ｈｒ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Ｆｅ、Ｓｉ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４５０℃未満では、ピットの起点としての作用が弱いＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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。５８０℃を超える温度で均質化処理を行うと、Ｆｅ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Ａｌ−Ｆｅ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３ｈｒ未満では、Ｆｅ、Ｓｉの析出が不十分となりピットパターンが不均一となる。
【００６５】
熱間圧延は、均質化処理後、熱間圧延開始温度まで２０〜６０℃／ｈｒの降温速度で降温し、４００〜５００℃の温度で開始するのが好ましい。均質化処理後の降温中に析出が進行する。とくに、４００〜４５０℃まで降温すると、ＦｅだけでなくＳｉの析出も進行する。降温速度が２０℃／ｈｒ未満では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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１μｍ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６０℃／ｈｒを超えると、析出進行のための時間が十分でなく、また鋳塊の温度が場所により不均一となるため、Ｆｅ、Ｓｉ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クスが生じ易くなる。
【００６６】
熱間圧延は４００〜５００℃の温度で開始するのが好ましい。４００℃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。５００℃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。
【００６７】
熱間圧延の終了温度は３００〜４００℃とするのが好ましい。３００℃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クスの原因となる。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。４００℃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クスの原因となる。熱間圧延の終了時の板厚は５ｍｍ以下が好ましい。５ｍｍ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化し易くなる。
【００６８】
以上のように熱間圧延を終了したアルミニウ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。好ましい圧延加工度は５０〜９８％の範囲であり、５０％未満では、版胴に巻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平行な方向に長く伸び過ぎて、ストリーク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Ｒａ：０．１５〜０．３０μｍ、圧延直角方向の凹凸の平均長さＲＳｍ：５０μｍ以下、最大谷深さＲｖ：１μｍ以下、最大高さＲｚ：１．５〜２．５μｍの表面粗さを有するアルミニウム合金板とすることもできる。
【００６９】
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ウダー量、析出物分布、Ｆｅ固溶量、金属間化合物とＦｅ量、Ｓｉ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℃で７分間の熱処理後の０．２％耐力が１２０ＭＰａ以上の強度特性が達成される。この強度特性は、印刷版支持体として重要なものであり、１２０ＭＰａ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】
【００７０】
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。
【００７１】
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ニウム合金を溶解、鋳造した。得られた鋳塊の圧延面を５ｍｍ／片面づつ面削して厚さ５００ｍｍとし、鋳塊を３５℃／ｈｒの昇温速度で５３０℃の温度に加熱し、この温度に３．５ｈｒ保持することにより均質化処理を行った。
【００７２】
ついで、５３０℃の均質化処理温度から３５℃／ｈｒの降温速度で熱間圧延開始温度の５１５℃まで降温し、板厚３ｍｍまで熱間圧延し、３４６℃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０．３ｍｍとした。なお、冷間圧延において使用したロールの面粗度は算術平均粗さＲａ：０．３μｍ、圧延油の粘度は３ｃＳｔ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。
【００７３】
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０．１〜１．０μｍの析出物数、板表面の直径が３０μｍ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平行な方向の結晶粒長（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。
【００７４】
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。
【００７５】
直径（円相当直径）０．１〜１．０μｍ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秒間エッチングし、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）ニレコ製ルーゼクス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。
【００７６】
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（ＳＥＭ）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。
【００７７】
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。
【００７８】
耐バーニング性の評価：耐熱軟化性の指標として便宜的にアルミニウム板を２７０℃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％耐力を測定し、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）について行い、２７０℃で７分間加熱後の０．２％耐力は１２０ＭＰａ以上を合格（○）、１２０ＭＰａ未満を不合格とした。
【００７９】
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（×）、擦れ疵が観察されないものを良好（○）として評価した。
【００８０】
また、得られたアルミニウム合金板を、脱脂（溶液：５％水酸化ナトリウム、温度：６０℃、時間：１０秒）−中和処理（溶液：１０％硝酸、温度：２０℃、時間：３０秒）−交流電解粗面化処理（溶液：２．０％塩酸、温度：２５℃、周波数：５０Ｈｚ、電流密度：６０Ａ／ｄｍ２、時間：２０秒）―デスマット処理（溶液：５％水酸化ナトリウム、温度：６０℃、時間：５秒）−陽極酸化処理（溶液：３０％硫酸―温度：２０℃、時間：６０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。
【００８１】
各試験材について、ムラ模様、ストリーク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った。結果を表３に示す。
【００８２】
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（×）、弱いムラ模様しか観察されないものを良好（○）、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（×）、ストリークが観察されないものを良好（○）として評価した。
【００８３】
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（×）、１５〜２０％のものは良好（○）、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１０μｍ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（×）、５〜１０％のものは良好（○）、５％未満のものは優良（◎）２０％未満のものは良好（○）とした。
【００８４】
【表１】
0005116267.tif 000002
【００８５】
【表２】
0005116267.tif 000003
【００８６】
【表３】
0005116267.tif 000004
【００８７】
表３にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．５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。
【００８８】
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。一方試験材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、粗面化が不均一となった。試験材Ｎｏ．９はＦｅおよびＳｉの含有量が少ないため、析出物の数が少なく、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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、Ｆｅの含有量が少ないため、析出量や固溶量も少なくなり、バーニング耐力が不十分となった。一方試験材Ｎｏ．１０はＦｅおよびＳｉ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。試験材Ｎｏ．１１はＣｕの含有量が多く、電解処理時のピットが粗大となり未エッチ部が生じ、また不均一になった。試験材Ｎｏ．１２はＴｉの含有量が多く、Ａｌ−Ｔｉ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．１３はＭｎの含有量が多く、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ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Ｎｏ．１４はＰｂ、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧａ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。
【００８９】
実施例２、比較例２
実施例１で鋳造したアルミニウム合金Ａの鋳塊の圧延面の面削、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。
【００９０】
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０．１〜１．０μｍの析出物数、板表面の直径が３０μｍ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、ストリークスの有無を観察し、エッチング性を評価した。結果を表６に示す。
【００９１】
【表４】
0005116267.tif 000005
【００９２】
【表５】
0005116267.tif 000006
【００９３】
【表６】
0005116267.tif 000007
【００９４】
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．１７は、面削量が少ないため、ストリークスが発生した。試験材Ｎｏ．１８は、均質化処理時の鋳塊の昇温速度が遅いため、析出物が直径1μm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Ｆｅ固溶量が不足し、バーニング強度が低下した。一方、試験材Ｎｏ．１９は、均質化処理時の鋳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Ｎｏ．２０は、均質化処理温度が低いため、ピット発生の起点となるＦｅ、Ｓｉ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になった。試験材Ｎｏ．２１は、均質化処理温度が高いため、Ｆｅ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Ｎｏ．２２は、均質化処理の保持時間が短いため、Ｆｅ、Ｓｉ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Ｎｏ．２３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、ストリークスが発生した。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、バーニング強度も低下した。試験材Ｎｏ．２４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クスが生じた。試験材Ｎｏ．２５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十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Ｎｏ．２６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、パウダー量が少なくなり、擦れ疵が生じた。試験材Ｎｏ．２７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って潤滑不良が生じ、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．２８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って潤滑不良が生じることで、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。試験材Ｎｏ．２９は、圧延油の粘度が高いため、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、アルミパウダー量が少なくなり、コイル内に擦れ��が発生した。
【００９５】
実施例３、比較例３
実施例１で鋳造したアルミニウム合金（表１）の鋳塊の圧延面を５ｍｍ／片面づつ面削して厚さ５００ｍｍとし、鋳塊を３５℃／ｈｒの昇温速度で５３０℃の温度に加熱し、この温度に３．５ｈｒ保持することにより均質化処理を行った後、常温まで降温した。
【００９６】
ついで、熱間圧延開始温度の４６９℃まで加熱し、板厚３ｍｍまで熱間圧延し、３５３℃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０．３ｍｍとした。なお、冷間圧延において使用したロールの面粗度は算術平均粗さＲａ：０．３μｍ、圧延油の粘度は３ｃＳｔであった。
【００９７】
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０．１〜１．０μｍの析出物数、板表面の直径３０μｍ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、ストリークスの有無を観察し、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。
【００９８】
Ｆｅ固溶量の測定：アルミニウム合金板を熱フェノールに溶解し、ろ液中のＦｅ量を定量した。なお、詳細は「軽金属Ｖｏｌ．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。
【００９９】
【表７】
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【０１００】
【表８】
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【０１０１】
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．３５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。一方試験材Ｎｏ．３６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．３７はＺｎ含有量が多く、粗面化が不均一となった。試験材Ｎｏ．３８はＦｅおよびＳｉの含有量が少ないため、析出物の数が少なく、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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、Ｆｅの固溶量も少ないため、バーニング耐力に劣る。一方試験材Ｎｏ．３９はＦｅおよびＳｉ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、Ｆｅ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Ｎｏ．４１はＴｉの含有量が多く、Ａｌ−Ｔｉ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．４２はＭｎの含有量が多く、粗大なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ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Ｎｏ．４３はＰｂ、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧａ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。
【０１０２】
実施例４、比較例４
実施例１で鋳造したアルミニウム合金Ｂの鋳塊の圧延面の面削、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、鋳塊を均質化処理後、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１０に示す。なお、表９、表１０において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【０１０３】
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０．１〜１．０μｍの析出物数、Ｆｅ固溶量、板表面の直径３０μｍ以上のオイルピット数、結晶粒長を測定した。結果を表１０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、ストリークスの有無を観察し、エッチング性を評価した。結果を表１１に示す。
【０１０４】
【表９】
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【０１０５】
【表１０】
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【０１０６】
【表１１】
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【０１０７】
表１１に示すように、本発明に従う試験材Ｎｏ．４４，４５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．４６は、均質化処理時の鋳塊の昇温速度が遅いため、析出物が直径1μm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Ｆｅ固溶量が不足し、バーニング強度が低下した。試験材Ｎｏ．４７は、均質化処理時の鋳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、Ｆｅ、Ｓｉ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．４９は、均質化処理温度が高いために、Ｆｅ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．５０は、均質化処理時間が短いために、長手方向および幅方向でのＦｅ、Ｓｉ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。
【０１０８】
実施例５、比較例５
実施例１で鋳造したアルミニウム合金（表１）の鋳塊の圧延面を５ｍｍ／片面づつ面削して厚さ５００ｍｍとし、鋳塊を３５℃／ｈｒの昇温速度で５３０℃の温度に加熱し、この温度に３．５ｈｒ保持することにより均質化処理を行った。
【０１０９】
ついで、熱間圧延開始温度の４９０℃まで３５℃／ｈｒの速度で降温し、板厚３ｍｍまで熱間圧延し、３４６℃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０．３ｍｍとした。なお、冷間圧延において使用したロールの面粗度は算術平均粗さＲａ：０．３μｍ、圧延油の粘度は３ｃＳｔであった。
【０１１０】
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０．１〜１．０μｍの析出物数、Ｆｅ固溶量、板表面の直径３０μｍ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Ｆｅ量に対する金属間化合物を形成しているＦｅ量の比率（化合物としてのＦｅ）（％）、全Ｓｉ量に対する金属間化合物を形成しているＳｉ量の比率（化合物としてのＳｉ）（％）、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）を求めた。結果を表１２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、ストリークスの有無を観察し、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。
【０１１１】
金属間化合物を形成しているＦｅ量、Ｓｉ量の測定：図２に示すようなフェノール残渣分析法によって総金属間化合物中のＦｅ量及びＳｉ量を調べ、総金属間化合物中の（Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物中のＦｅ量（ｗｔ％））／（Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物中のＦｅ量（ｗｔ％））比を求めた。
【０１１２】
【表１２】
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【０１１３】
【表１３】
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【０１１４】
表１３に示すように、本発明に従う試験材Ｎｏ．５１〜Ｎｏ．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。一方試験材Ｎｏ．５７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．５８はＺｎ含有量が多く、粗面化が不均一となった。試験材Ｎｏ．５９はＦｅおよびＳｉの含有量が少ないため、析出物の数が少なく、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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、Ｆｅ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Ｓｉ量が全Ｓｉ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Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ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、ピットパターンが不均一となった。（Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）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。一方試験材Ｎｏ．６０はＦｅおよびＳｉ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、Ｆｅ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．６１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Ｎｏ．６２はＴｉの含有量が多く、Ａｌ−Ｔｉ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Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系あるいはＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ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Ｎｏ．６４はＰｂ、Ｉｎ、Ｓｎ及びＧａ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。
【０１１５】
実施例６、比較例６
実施例１で鋳造したアルミニウム合金Ｃの鋳塊の圧延面の面削、均質化処理、熱間圧延を表１４に示す条件で行い、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、鋳塊を均質化処理後、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。
【０１１６】
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０．１〜１．０μｍの析出物数、Ｆｅ固溶量、全Ｆｅ量に対する金属間化合物を形成しているＦｅ量の比率、全Ｓｉ量に対する金属間化合物を形成しているＳｉ量の比率およびＡｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ａ％）に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ量（Ｂ％）の比（Ｂ％／Ａ％）、板表面の直径３０μｍ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Ｆｅ量の割合、金属間化合物を形成しているＳｉ量の割合、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成しているＦｅ量に対するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を形成しているＦｅ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。
【０１１７】
【表１４】
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【０１１８】
【表１５】
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【０１１９】
【表１６】
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【０１２０】
表１６に示すように、本発明に従う試験材Ｎｏ．６５，６６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．６７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Ｆｅ、Ｓｉ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Ｎｏ．６８は、均質化処理温度が高いために、Ｆｅ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Ｎｏ．６９は、均質化処理時間が短いために、Ｆｅ、Ｓｉ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Ｎｏ．７０は、均質化処理後、熱間圧延開始温度までの鋳塊の降温速度が遅いため、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物の析出が進行して、直径１μｍを超える大きさに成長し、析出物数が減少し、Ｆｅの固溶量も少なくなった。その結果、バーニング耐力が不十分になり、またピットも不均一となった。試験材Ｎｏ．７１は、均質化処理後、熱間圧延開始温度までの鋳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、また鋳塊の温度が場所により不均一となるため、Ｆｅ、Ｓｉ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クスが生じ、またピットパターンが不均一となった。
【図面の簡単な説明】
【０１２１】
【図１】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ャートである。
【図２】金属間化合物中のＦｅ量、Ｓｉ量を測定するためのフェノール残渣分析法のフローチャートである。
【図１】
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【図２】
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