TWI498431B - 壓模用鋁模座用素材、壓模用鋁模座及壓模 - Google Patents

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Description

壓模用鋁模座用素材、壓模用鋁模座及壓模 技術領域
本發明係關於一種處理皮膜缺陷之發生頻率業經抑制的壓模用鋁模座用素材、壓模用鋁模座、使用其之壓模及其製造方法，其等係用以製作一種於鋁表面經施行陽極氧化處理(以下，亦記為「鋁陽極氧化(alumite)處理」)且形成有凹凸結構的鑄模(stamper，壓模)，並使用該壓模來製作反射防止物品等。
本申請案係以業於2009年9月11日在日本提出申請之特願2009-210054號為基礎而主張優先權，並於此引用其內容。
 背景技術
近年來，藉由設置反射防止構造(具有已將凹凸結構之周期控制在可見光之波長以下的微細凹凸結構)以減少電視或行動電話等之液晶面反射光的研究正在逐步進行。且，其方法之一則是採用將鋁施加鋁陽極氧化處理來生成微細凹凸結構，並使該凹凸部分轉印在樹脂等之成形材料，藉此製造反射防止物品的方法。作為鋁陽極氧化處理所形成之凹凸圖案，則已有報告指出圓錐或四角錐等之錐形體。
對鋁施行鋁陽極氧化處理，並以此表面作為模具(壓模)來製造轉印物時，壓模表面會直接反映在轉印物上，因此其表面品質甚為重要。會對該表面品質造成影響的事項可列舉如素材中之「第2相粒子」、「結晶粒度」、「結晶方位」與素材之「鏡面研磨性」。且，「第2相粒子」被視為具有與其他項目(「結晶粒度」、「結晶方位」、「鏡面研磨性」)相反的面相。
一般而言，一旦具有相當於可見光波長程度以上之直徑的「第2相粒子」存在於表面，其在鋁陽極氧化處理時將會成為缺陷。因為此種缺陷將成為壓模之轉印物的凹凸，反射光之吸收或散射會受到妨礙，故而不佳。另一方面，即使是較可見光波長更微小的「第2相粒子」存在於表面時，亦會成為鋁陽極氧化處理時之缺陷成因。一旦此種缺陷連續存在或是以可見光波長程度以下之間隔斷續存在，仍會發生與上述相同之問題，亦不理想。又，第2相粒子以相當於可見光波長以下之直徑且以相當於直徑以上之近距離分散存在於表面時，同樣會在鋁陽極氧化處理時發生缺陷。然而，以人類的視覺來說，其等所導致之反射光之吸收或散射的混亂不會被察覺到。
因此，可能會成為鋁陽極氧化處理皮膜之缺陷的鋁中第2相粒子宜極力減少。已知可藉由應用添加元素及雜質(第2相粒子之根源)較少之純鋁來獲得無處理皮膜缺陷之微細凹凸結構。因此，一直以來，純鋁被用作壓模之素材(例如，參照專利文獻1之段落[0025])。
此外，專利文獻2則有要旨如下的記載：於鋁基板上形成含有0.5~10質量%之Mg的鋁合金膜，並對該鋁合金膜施行鋁陽極氧化處理，藉此可製造規則性優異之陽極氧化多孔質氧化鋁。
先行技術文献 專利文獻
【專利文獻1】日本特開2005-156695號公報
【專利文獻2】日本特開2005-232487號公報
然而，高純度鋁之結晶粒容易在鑄造步驟或塑性加工、退火步驟中粗大化，以目視看來甚顯眼之粗結晶粒亦會在鋁陽極氧化面作出同樣的粒界圖樣。結果，以壓模製出之轉印物上亦會轉印有此種圖樣，導致外觀受損。
亦即，由於高純度鋁容易使結晶粒變粗，為了使結晶粒引起的圖樣微細化且均勻化而進行軋延、擠壓及鍛造等手法。但軋延、擠壓等塑性加工方法由於加工方向侷限於單一方向，於加工組織中容易發生朝加工方向延伸之筋狀結晶圖樣。結果，壓模所製之轉印物也變得容易發生同樣的圖樣。因此，採用軋延、押出等塑性加工方法時，加工方向為2以上的複雜加工變得必要。
另一方面，鍛造方式可藉由自由交換加工方向來控制加工組織。又，於軋延、擠壓過程中，加工度取決於加工前後之尺寸。另一方面，藉由在插入退火的同時反覆更換加工方向，鍛造方式理論上可獲得無限大的加工度。因此，以鍛造進行加工為佳。
另外，利用冷加工+退火進行再結晶時，一般已知施加較大的冷加工容易獲得更微細之結晶粒，即便從此觀點來看，可取得甚大加工度之鍛造亦是理想。
然而，即使利用上述般之鍛造製成微細結晶粒，於鍛造前就具有鑄造時之粗大結晶粒之痕跡時(參照第1圖)，於鍛造後將成為結晶方位不均而殘留(參照第2圖)。因此，雖然鍛造後之結晶粒微細化的重要性已毋庸論述，但變得必須使成為素材之鑄塊的結晶粒微細化。
一般而言，可於鑄造瞬前之熔湯(熔融金屬)中添加微細化劑(例如Al-Ti-B系)而使鑄造組織變得微細。但是，因高純度鋁難以微細化，微細化劑之添加量會增加。結果，該微細化劑引起之第2相粒子(例如TiB2 )增加將損及鋁陽極氧化面之表面品質。
此外，由於Mg(鎂)含有率低且純度高之鋁甚柔軟，切削加工性及研磨性不佳，難以將鋁模座表面修整成平滑。切削加工及研磨後残留的凹凸亦會直接殘留在鋁陽極氧化後之表面，導致修整切削及研磨之費用增加。
又，前述專利文獻2藉由添加0.5~10質量%之Mg而獲得規則性優異之陽極氧化多孔質氧化鋁。但專利文獻2中，因係以濺鍍法製成含Mg鋁合金膜，特別是在形成軋輥形狀之壓模時，變得需要特殊裝置而成本增加。又，Mg添加量高達10質量%，量相對較多，無法控制第2相粒子之量。
本發明則是為了解決此種相反問題而鑽研出者。本發明的目的在於，使鑄造時之鋁結晶粒微細化，藉此可減少塑性加工及退火之次數，且抑制第2相粒子之生成，並減少鏡面研磨所產生之凹凸。藉此，本發明之目的在於以低成本提供一種陽極氧化處理後可形成無方向性之均勻凹凸圖樣的壓模用鋁模座以及使用其之壓模。
供解決上述課題之本案發明具有以下之態樣。
[1]一種壓模用鋁模座用素材，其特徵在於具有：含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免的雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成的成分組成；及，平均結晶粒徑為1000μm以下，且第2相粒子之面積率為0.10%以下的鑄造組織。
[2]如第1項之壓模用鋁模座用素材，其中作為不可避免之雜質，Fe含量為200ppm以下且Si含量為100ppm以下。
[3]如[1]或[2]之壓模用鋁模座用素材，其包含前述不可避免的雜質在內，含有超過10ppm之Mg以外的元素。
[4]一種壓模用鋁模座，其特徵在於具有：含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免的雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成的成分組成；及，平均結晶粒徑為1000μm以下，且第2相粒子之面積率為0.10%以下的金屬組織。
[5]如[4]之壓模用鋁模座，其中作為不可避免之雜質，Fe之含量為200ppm以下且Si之含量為100ppm以下。
[6]如[4]或[5]之壓模用鋁模座，其包含前述不可避免的雜質在內，含有超過10ppm之Mg以外的元素。
[7]如[4]之壓模用鋁模座，其中Ti之含量為5ppm以上、20ppm以下。
[8]如[4]之壓模用鋁模座，其係藉由施行塑性加工而具有平均結晶粒徑為100μm以下之金屬組織。
[9]如[4]之壓模用鋁模座，其中前述塑性加工為鍛造。
[10]如[4]之壓模用鋁模座，其更具有20~60HV之硬度。
[11]一種壓模，具有：鋁模座，其成分組成含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免之雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成，且係由平均結晶粒徑1000μm以下及第2相粒子之面積率0.10%以下之金屬組織所構成；及，表面具有微細凹凸結構之氧化鋁層。
[12]如[11]之壓模，其中前述鋁模座包含前述不可避免的雜質在內，含有超過10ppm之Mg以外的元素。
[13]一種壓模之製造方法，係如[11]或[12]之壓模的製造方法，其特徵在於包含：第1氧化皮膜形成步驟(a)，係使鋁模座之表面在電解液中且於定電壓下進行陽極氧化，而在表面形成氧化皮膜；氧化皮膜除去步驟(b)，係於前述第1氧化被膜形成步驟(a)後，去除鋁模座之氧化皮膜；第2氧化皮膜形成步驟(c)，係於前述氧化皮膜除去步驟(b)後，使鋁模座在電解液中再次進行陽極氧化，而形成具有微細凹凸結構之氧化皮膜。
[14]如[13]之壓模之製造方法，其更包含：孔徑擴大處理步驟(d)，係於前述第2氧化皮膜形成步驟(c)後，將鋁模座浸漬於用以溶解氧化皮膜之溶液，而使細孔之孔徑擴大；重覆步驟(e)，係於前述孔徑擴大處理步驟(d)後，使鋁模座在電解液中再次進行陽極氧化；及，步驟(f)，係重覆進行前述孔徑擴大處理步驟(d)與重覆步驟(e)，而製得具有微細凹凸結構之氧化皮膜。
[15]一種具有微細凹凸結構之透明物品，其係藉由如[11]之方法而製得者。
此外，於本發明中，包含不可避免之雜質在內，鋁模座用素材或鋁模座所含Mg以外之元素的含量合計限制在500ppm以下。通常，鋁中無可避免地包含有Fe、Mn、Si、Ti及B等。於此等不可避免的元素之中，就本發明之鋁模座用素材或構成鋁模座之合金成分而言，Ti及B應視為雜質來處理。然而，為了鑄造時之結晶組織微細化，則將該Ti及B等元素以ppm等級作積極添加。於此，則如上述般，表記為「包含不可避免的雜質在內之Mg以外的元素」。
依據本發明，藉由將鋁熔湯所含之Mg限制在0.5~3.0質量%，且包含不可避免的雜質在內，將Mg以外之元素合計限制在500ppm以下，可獲得平均結晶粒徑為1000μm以下且第2相粒子之面積率為0.10%以下之鋁鑄塊。依需要而對該鑄塊施加鍛造等之塑性加工，藉此可獲得具有微細且方位均勻之結晶粒並且第2相粒子之出現受到抑制的壓模用鋁模座。由於此模座亦具有高硬度，可藉由表面研磨而容易地形成平滑表面。之後只要施行陽極氧化處理，即可容易地形成無方向性之均勻圖樣的凹凸轉印面，結果，可價廉地題供高精度之壓模。
圖式簡單說明
第1圖係顯示高純度鋁之鑄造組織的照片。
第2圖係顯示高純度鋁之鍛造組織的照片。
第3圖係顯示本鋁合金之鍛造組織的照片。
第4圖為照片，顯示實施例1中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第5圖為照片，顯示實施例2中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第6圖為照片，顯示實施例3中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第7圖為照片，顯示比較例1中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第8圖為照片，顯示比較例2中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第9圖為照片，顯示比較例3中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第10圖為截面圖，顯示表面具有經陽極氧化之氧化鋁之壓模的製造步驟。
第11圖為結構圖，顯示使用本發明之反射防止物品之反射防止膜的製造裝置之一例。
 本發明之實施形態
若為了抑制第2相粒子之生成而選擇高純度之鋁，則於鑄造組織以及進行塑性加工、熱處理而形成之再結晶組織中，兩者之結晶粒均容易變粗。又，因素材柔軟而致使鏡面研磨性不佳。一般而言，為了減輕此一問題，會對鋁進行合金元素之添加，但將容易生成合金元素所引起的第2相粒子。
因此，著眼於對鋁具有廣泛固熔限度且不易生成第2相粒子之Mg，而將Mg添加至鋁中。Mg之添加可藉由固熔強化所致之硬度提高而期待鏡面切削性提昇，且在可添加至鋁之元素之中，Mg較為一般，而具有可價廉地進行添加的優點。又，為了鑄造時之結晶粒微細化而在高純度鋁中必須作大量添加的微細化劑(例如Al-Tl-B系)亦變得少量即足夠，亦可減少該微細化劑所引起的第2相粒子(TiB2 等)。
但，此種情況之缺點則可列舉如：Mg與生成第2相粒子之Si等其他元素會使第2相粒子之總量增加；雖然Mg易於固熔，但在特定濃度、溫度區域中有時會生成第2相粒子；以及，因添加Mg等，致使變形阻力增大而導致鍛造等之塑性加工費用增加等。
因此，Mg之添加濃度以及Mg以外之其他元素(包含不可避免之雜質在內)的含量會有上限。此外，僅添加Mg而使結晶粒微細化不足時，則必須謀求鑄造方法、塑性加工、熱處理之最佳化。
因此，本案發明人由上述觀點出發，首先探索Mg含量之最佳範圍，同時探索其他元素之上限。
進而發現，為了製得所需之壓模，用作模座素材之鋁鑄塊必須具有：含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免的雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成的成分組成；及，平均結晶粒徑為1000μm以下，且第2相粒子之面積率為0.10%以下的鑄造組織。
且得知：其後依需要而接受鍛造等之塑性加工，製得具有平均結晶粒徑為100μm以下且第2相粒子之面積率為0.10%以下之金屬組織的模座，若對其表面施加鋁陽極氧化處理，即可以低成本製得呈現無方向性之均勻凹凸圖樣的壓模。
茲就其詳情、較佳態樣以及其製造方法等說明如下。
組成
一般使用之鋁基底金屬的純度為99.7%，但即使是應少有第2相粒子之純鋁，亦含有超過500ppm之雜質。且，即便是此種純度為99.9質量%程度的純鋁素材，第2相粒子仍多，就壓模表面品質而言仍舊不足。因此，因添加Mg而變得容易生成第2相粒子之本合金中，必須使用高純度鋁作為素材原料。
一旦Mg添加濃度超過3質量%，將變得容易於66~180℃之溫度區域中生成第2相粒子(Al3 Mg2 )。雖然製造步驟所含之加工(特別是熱鍛造、退火)係於再結晶溫度(300℃)以上進行，但在其昇溫、冷卻過程中，雖然是短時間，將會暴露在66~180℃之溫度區域中。此外，不僅是對該製造步驟，亦會對壓模之使用條件帶來影響。例如，因鋁陽極氧化面劣化而導致壓模壽命結束時，可再次切削去除鋁陽極氧化面並再次進行鋁陽極氧化處理，藉此使壓模再生。然而，壓模使用溫度為66~180℃時，由於會發生第2相粒子(Al3 Mg2 )，壓模將無法再生，而導致成本上升。或者，利用再次鋁陽極氧化處理以進行再生時，壓模之使用溫度限定在66~180℃以外。因此，令Mg添加濃度為3質量%以下。再者，為了抑制Mg之固熔強化所導致之變形阻力以減低鍛造費用，以2質量%以下為宜。但，一旦使Mg添加濃度過低，則利用塑性加工、熱處理再結晶後，結晶粒容易變粗，因此宜為0.5質量%以上。亦可令Mg添加濃度小於0.5質量%且提高鍛造之加工度，藉此增加應力(會成為再結晶之驅動力)蓄積以進行結晶粒之微細化。但是，反而會導致鍛造費用增加而不理想。如上述般，Mg添加量之上限以3%以下為佳，且較宜為2%以下，更宜為1.5%以下。Mg添加量之下限以0.5%以上為佳，更宜為0.6%以上。
又，由於含有Mg所致之固熔強化，鋁鑄塊之硬度提高，即使減少塑性加工時之加供程度，仍可獲得高硬度之素材。因此，在不要求平均結晶粒徑100μm以下般之高度均勻性時，因鑄造時結晶粒微細化至1000μm以下，即便省略後述之熱鍛造及/或冷鍛造，亦可有效進行表面研磨，並將其用作鋁模座。藉此，由於可對省略塑性加工或減少加工程度之鋁模座進行陽極氧化處理，可進而減低成本。又，結晶粒需要100μm程度之微細化時，則進行後述之塑性加工。鑄造後經進行塑性加工之素材亦保持高硬度，可有效進行鏡面研磨，且可使研磨後之凹凸減少。
Mg以外之雜質有：幾乎不會固熔於鋁中，且即使單獨存在亦會成為第2相粒子之成因的元素(Fe、Mn等)；及，雖於高溫下將固熔，但在室溫下將以第2相粒子之型態析出的元素(Cu等)；以合計量計，令其等在500ppm以下。藉此，可將鑄塊及鋁模座之第2相粒子面積率抑制至0.10%以下。其中，特別是Si，其在高純度鋁中原本含量就高，再加上鑄造步驟中源自與熔湯接觸之耐火物(二氧化矽(SiO2 )‧碳化矽(SiC)等)的溶出汙染較多，濃度容易提高。此外，由於本合金在Mg存在下容易生成第2相粒子(Mg2 Si)，Si濃度宜為100ppm以下，且更宜為50ppm以下，尤宜為30ppm以下。Fe僅次於Si，為高純度鋁中含量較多之雜質，且幾乎不會固熔於鋁中。因此，Fe單獨亦會成為第2相粒子之成因，而以200ppm以下為宜，且更宜為150ppm以下，尤宜為10ppm以下。另，Fe濃度宜為3ppm以上，更宜在5ppm以上。Fe濃度小於3ppm之鋁不易調整，會招致壓模用鋁模座及壓模之製造費用大幅增加而不理想。
此外，為了使鑄造組織之微細化容易進行，宜添加微細化劑。迄今，微細化劑係以Al-Ti-B系合金、Al-Ti-C系合金等之形態進行添加。例如，添加Al-Ti-B系之母合金時，宜添加至Ti濃度較添加前上昇5ppm以上、100ppm以下之程度且B濃度較添加前上昇1ppm以上、20ppm以下之程度。Ti添加量之上限宜為30ppm以下，且更宜為20ppm以下。此外，Ti添加量之下限宜為5ppm以上，更宜為7ppm以上，且尤宜超過10ppm。若Ti添加量低於5ppm，則有無法使結晶粒的尺寸夠小之虞。又，一旦Ti添加量高於20ppm，則使用此種素材製作壓模而作成透明物品時，透明物品之霧度有增大之虞。此等Ti，B亦需在Mg以外之元素(包含前述不可避免之雜質)合計為500ppm以下之範圍內作添加。Mg以外之元素更宜合計為100ppm以下，且尤宜在70ppm以下。
另，Mg以外之元素合計需含有超過10ppm。Mg以外之不可避免的雜質若在10ppm以下，將有結晶粒變得粗大之虞。特別是，微細化劑添加後之Ti濃度宜為5ppm以上，且包含Ti、Fe等不可避免的雜質在內，Mg以外之元素含量宜超過10ppm，更宜為15ppm以上。又，欲使不可避免的雜質含量在10ppm以下則需要準備非常高純度之鋁，但此種鋁不易作調整，將招致壓模用鋁模座及壓模之製造費用大幅增加，並不理想。
鑄造
鑄塊之粗大結晶粒的痕跡在塑性加工、熱處理後亦會以粗大狀態殘留，因此，使鑄塊之結晶粒微細化甚為重要。然而，高純度鋁之鑄造組織甚粗，其結晶粒度如第1圖可見般，為釐米等級(centimeter order)。
因此，為了使鋁鑄塊微細化，一般而言，會於鑄造瞬前將Al-Ti-B系或Al-Ti-C系等之微細化劑加入熔湯，以TiB2 粒子或TiC粒子為核心，使結晶核之發生數量增加。例如，添加Al-Ti-B系合金時，原本含有之Ti及B會凝集而幾乎不具有微細化能力。然而，在純度99.95%以上之高純度鋁的情況下，通常之微細化劑添加量(以Ti濃度上昇量計係5~100ppm，以B濃度上昇量計係1~20ppm)不會發生微細化，即使以Ti濃度上昇量計係350ppm(以B濃度上昇量計係70ppm)之添加量亦未發生微細化。微細化劑之過剰添加會引發第2相粒子(TiB2 )增加，而成為壓模表面缺陷之原因。
另一方面，本合金雖然使用高純度鋁作原料，但因添加Mg而非為高純度鋁。結果，以Ti濃度上昇量計係8ppm(以B濃度上昇量計係2ppm程度)之少量微細化劑即可如第3圖所示般，獲得200~500μm程度之微細結晶粒。
另外，本說明書中之壓模用鋁模座素材係指鑄造後、塑性加工前之鋁合金。
塑性加工
如上述，可藉由鑄造組織微細化而減輕因結晶方位而起之不均勻度，但結晶粒度仍有200~500μm，未達目視不明顯之100μm以下。因此，為使組織微細化而對鋁模座素材施行塑性加工。塑性加工可列舉如軋延、擠壓及自由鑄造等。塑性加工雖可為軋延、擠壓等，但就軋延、擠壓等之塑性加工方法而言，由於加工方向受限，將製成鑄塊之結晶粒沿加工方向延伸之加工組織，於藉熱處理作再結晶後，仍會在加工方向上殘留加工組織痕跡，而成為類筋絡狀組織。因此，需要2方向以上之加工。另一方面，由於自由鍛造可自由選擇加工方向，利於製作無向異性之無規組織，故而較為理想。
此外，因軋延、擠壓之加工方向受限，塑性加工前之素材尺寸與加工後之尺寸取決於加工度。另一方面，自由鍛造可藉由更換加工方向而反覆施加塑性加工，可獲得更大之加工度。更大之加工度會引起應力(再結晶之驅動力)蓄積，此一應力蓄積將使再結晶組織更微細，有益於以鋁陽極氧化皮膜為鑄模之轉印物的均勻性，因此，欲獲得更微細結晶粒時，以鍛造處理為佳。
該鍛造可大別為：熱鍛造，主要目的在於破壞較粗之鑄造組織並使其微細均勻化；及，冷鍛造/退火，主要目的在於使業經熱鍛造而微細均勻化之素材更進一步微細化。
熱鍛造
在熱鍛造前之預熱溫度甚為重要，若過於低溫則鍛造時不會發生再結晶而無法期待均勻化，若過於高溫則預熱時之粒成長顯著而產生粗大結晶粒，其痕跡即使在冷鍛造後亦會殘留。預熱溫度宜為350~470℃，且越接近420℃越佳。熱鍛造以(2/3U-1.5S)×3循環為基本，需求更高度均勻性時，則於再預熱後反覆進行相同之熱鍛造。於此，2/3U或1.5S等表記方式係如JIS所定義般，2/3U係指鍛造成形比2/3之鍛粗鍛造，1.5S則係指鍛造成形比1.5之實心鍛造。該鍛粗鍛造(upset forging)與實心鍛造(solid forging)之順序則不論，亦可相反。
鍛造之循環次數越多越容易獲得均勻組織，但鍛造時間增加所造成之鍛造材溫度降低增大。若因該溫度降低而使鍛造材溫度小於300℃，將難以發生再結晶，而難以發生組織均勻化(熱鍛造之第一目的)。因此，會出現提高預熱溫度之必要性，但若提高預熱溫度，進行該預熱時容易引起結晶粒粗大化。因此，雖說鍛造之循環次數以多為佳，但仍宜止於3循環程度。雖然可減少鍛造之循環次數以減少鍛造中之溫度降低，並藉此來降低預熱溫度，但此時為了獲得均勻組織，需增加熱鍛造、再加熱之次數來彌補循環次數的減少，在工業上並不實際。
又，若如(2S-1/2U)×3循環般，使一次的鍛伸量/鍛粗量增大，則即使在相同之循環次數下應力之蓄積仍多，在結晶粒微細化之觀點上較有利。但是，鍛造時表面之皺痕容易捲入內部，該皺痕在後階的鋁陽極氧化處理時會成為缺陷而出現，因此並不理想。再者，亦可考慮反覆實施冷鍛造+退火來進行再結晶以取代熱鍛造之再結晶，但製程數將增加，在工業上並不實際。
不要求高度均勻性時，由於鑄造時已微細化至200~500μm，可省略該熱鍛造以減低鍛造成本。
冷鍛造
由於冷鍛造的主要目的在於蓄積用以使再結晶粒微細化之應力，較高之鍛造比在微細化上較有利。然而，鍛造比過高時，鍛造時會發生裂痕，因此，在反覆進行鍛伸與鍛粗時，仍以止於(1.5S-2/3U)×2~3循環為佳，且即使在僅進行鍛伸或鍛粗時，亦以止於2~12S或1/2~1/12U為佳。又，冷鍛造時鍛造材之溫度會因加工熱而上昇。在超過應力之開放會變得顯著的200℃時，宜以水冷或氣冷(air cooling)等進行冷卻，且以保持在150℃以下更佳。
另外，亦可依需要而於熱鍛造後，以衝孔等方式在鋁合金中央部開孔進行冷鍛造，藉此進行中空鍛造。例如，於熱鍛造的最後，在中央部開孔製成外徑Φ508-內徑Φ130×433L，將其冷卻後，於該內徑部穿過芯金屬，之後進行冷鍛伸5.87S並製成外徑Φ240-內徑Φ130×2543L，後續的切削步驟所削除的內徑部分素材變得不需要，而可提高素材成品率。此外，亦有可省略在切削步驟中削除中央部份之搪床加工的好處。
退火
鍛造後之退火係以冷鍛造所蓄積之應力作為驅動力，為了引發再結晶而進行者。退火溫度甚為重要，若過低將不會發生再結晶而殘留加工組織。另一方面，若過高則會發生粒成長而產生粗大結晶粒。因此，退火溫度之下限宜為使再結晶結束之280℃以上，上限則宜在粒成長所致粗大化會變得顯著的350℃以下，且越接近結晶粒會變得更微細之280℃越佳。
將如此製得之素材切削加工成所欲形狀以作為鋁模座。
此外，本說明書中，所謂壓模用鋁模座係指：在塑性加工後進行切削等，即將進行陽極氧化前之鋁合金。又，不要求如同平均結晶粒徑100μm以下般之高度均勻性時，可使用省略塑性加工之鋁合金作為鋁模座。鋁模座可呈板狀亦可呈輥狀，但本發明之素材可藉切削加工而容易地獲得所欲之形狀。鋁模座特別是可切削成輥狀並將表面作鋁陽極氧化處理，藉此可連續轉印微細凹凸結構而提高生產性。
以下，針對壓模(表面形成有經陽極氧化之氧化鋁)之製造予以說明。該壓模係將鋁模座表面作陽極氧化而具有節距在可見光波長以下之多數微細凹凸結構者。
壓模之製造方法以依序進行下述步驟之方法為佳。
第1氧化皮膜形成步驟(a)：
經業已鏡面化之鋁模座表面置於電解液中且於定電壓下進行陽極氧化，而於表面形成氧化皮膜(以下，亦記為步驟(a))。
氧化皮膜除去步驟(b)：
去除氧化皮膜，於鋁模座表面形成陽極氧化之細孔發生點(以下，亦記為步驟(b))。
第2氧化皮膜形成步驟(c)：
將已形成有細孔發生點之鋁模座表面置於電解液中且於定電壓下再次進行陽極氧化，而於表面形成具有與細孔發生點相對應之細孔的氧化皮膜(以下，亦記為步驟(c))。
孔徑擴大處理步驟(d)：
使細孔之孔徑擴大(以下，亦記為步驟(d))。
重覆步驟(e)：
依需要而重覆進行第2氧化皮膜形成步驟(c)與孔徑擴大處理步驟(d)(以下，亦記為步驟(e))。
若依具有步驟(a)~(e)之方法，則錐狀(孔徑自開口部朝深度方向逐漸縮小)細孔會周期性地形成在業經鏡面化之鋁模座表面，結果，可製得表面形成有經陽極氧化之氧化鋁(其具有多數細孔)的壓模。
於步驟(a)之前，亦可進行去除鋁模座表面之氧化皮膜的前處理。去除氧化皮膜之方法則可列舉如浸漬於鉻酸/磷酸混合液之方法等。
此外，細孔之排列規則性雖會略為降低，但亦可依轉印壓模表面之材料的用途而不進行步驟(a)，而從步驟(c)開始進行。
茲詳細說明各步驟於下。
步驟(a)：
於第1氧化皮膜形成步驟(a)中，使經鏡面化之鋁模座表面於電解液中且在定電壓下實行陽極氧化，而如第10圖所示般，於鋁模座90表面形成具有細孔31之氧化皮膜32。
電解液可列舉如酸性電解液及鹼性電解液，且以酸性電解液為佳。
酸性電解液可列舉如草酸、硫酸、磷酸及該等之混合物等。
將草酸用作電解液時，草酸濃度宜在0.7M以下。若草酸濃度超過0.7M，陽極氧化時之電流值將變得過高而使氧化皮膜表面變粗。
又，令陽極氧化時之電壓為30~60V，藉此，可獲得表面形成有經陽極氧化之氧化鋁(具有節距為100nm程度之高規則性細孔)的壓模。陽極氧化時之電壓較此範圍或低或高均會有規則性降低之傾向，節距有時會變得較可見光之波長更大。
電解液之溫度宜在60℃以下，更宜在45℃以下。若電解液溫度超過60℃，將有發生所謂「燒灼」現象之傾向，造成細孔損壞或表面溶解致使細孔規則性紊亂。
將硫酸用作電解液時，硫酸濃度宜在0.7M以下。若硫酸濃度超過0.7M，陽極氧化時之電流值將變得過高而無法維持定電壓。
又，令陽極氧化時之電壓為25~30V，藉此，可製得表面形成有經陽極氧化之氧化鋁(其具有截距為63nm程度之高規則性細孔)的壓模。陽極氧化時之電壓較此範圍或低或高均會有規則性降低之傾向，節距有時會變得較可見光之波長更大。
電解液溫度宜在30℃以下，更宜在20℃以下。若電解液溫度超過30℃，則有發生所謂「燒灼」現象的傾向，造成細孔損壞或表面溶解致使細孔規則性紊亂。
於步驟(a)中，可長時間施行陽極氧化以使所形成之氧化皮膜增厚及使細孔排列之規則性提升，但此時可使氧化皮膜之厚度在30μm以下，藉此可使結晶粒界所造成之巨大凹凸更受到抑制，而可製得更適合製造光學用途物品之壓模。氧化皮膜厚度更宜為1~10μm，且尤宜為1~3μm。氧化皮膜厚度可藉電場釋放型掃描電子顯微鏡等來觀察。
步驟(b)：
步驟(a)之後，去除步驟(a)所形成之氧化皮膜32，藉此可如第10圖所示般，形成與已被去除之氧化皮膜32底部(稱為障蔽層)相對應的周期性凹穴，即，細孔發生點33。
藉由除去已形成之氧化皮膜32並形成陽極氧化之細孔發生點33，可提高最後形成之細孔的規則性(例如參照：益田，「應用物理」，2000年，第69巻，第5號，p.558)。
去除氧化皮膜32之方法可列舉如：藉由不會使鋁溶解而會選擇性地使氧化鋁溶解的溶液來進行去除的方法。此種溶液可例示如鉻酸/磷酸混合液等。氧化被膜32亦可採去除其一部分之方法，但於本步驟中，可藉由完全去除氧化被膜32而形成規則性更高之細孔。
步驟(c)：
將已形成細孔發生點33之鋁模座90置於電解液中且於定電壓下再次進行陽極氧化，而再次形成氧化皮膜。
步驟(c)僅需以與步驟(a)相同條件(電解液濃度、電解液溫度、化學轉化電壓等)下進行陽極氧化即可。
藉此，可如第10圖所示般，形成已形成有圓柱狀細孔34之氧化皮膜35。於步驟(c)中，亦是越長時間施行陽極氧化，可獲得越深之細孔，舉例來說，製造用以製造反射防止物品等光學用物品之壓模時，於此，僅需形成0.01~0.5μm程度之氧化皮膜即可，無需形成步驟(a)所形成程度之厚度的氧化皮膜。
步驟(d)：
於步驟(c)之後，進行使步驟(c)所形成之細孔34的孔徑擴大之孔徑擴大處理，而如第10圖所示般將細孔34之孔徑予以擴徑。
孔徑擴大處理之具體方法可列舉如：浸漬於可溶解氧化鋁之溶液，使步驟(c)所形成之細孔孔徑藉由蝕刻而擴大的方法。此種溶液可列舉如5質量%程度之磷酸水溶液等。步驟(d)之時間越長，細孔孔徑越大。
步驟(e)：
再次進行步驟(c)，而如第10圖所示般，令細孔34之形狀成為孔徑互異之2段圓柱狀，之後再次進行步驟(d)。藉由此種重覆進行步驟(c)與步驟(d)之重覆步驟(e)，可如第10圖所示般，使細孔34之形狀成為孔徑從開口部朝深度方向逐步縮小之錐狀，結果，可製得表面形成有經陽極氧化之氧化鋁的壓模12，且該經陽極氧化之氧化鋁具有周期性之多數細孔。
藉由適當設定步驟(c)及步驟(d)之條件，例如陽極氧化時間及孔徑擴大處理時間，可形成具有各種形狀之細孔。因此，僅需依照欲從壓模製得之物品的用途等來適當設定此等條件即可。例如，若以短間隔重複實施多數次陽極氧化步驟與蝕刻步驟，即可製得略圓錐狀之細孔。又，可藉由調整陽極氧化步驟與蝕刻步驟之時間來形成逆釣鐘狀或尖銳形狀之凹凸結構，而製得已變化出適宜形狀之壓模。此外，該壓模用以製造反射防止膜等之反射防止物品時，可藉由如前述般適當進行設定而任意變更細孔之節距及深度，亦可設計最適切之折射率變化。
如此製出之壓模形成有多數周期性細孔，結果，成為表面具有微細凹凸結構之壓模。且此種微細凹凸結構中，細孔之節距在可見光之波長以下(即400nm以下)，而成為所謂的蛾眼(motheye )結構。
節距係微細凹凸結構之凹部(細孔)中心至與其鄰接之凹部(細孔)中心的距離。
若節距較400nm大，則會引起可見光之散射，故而無法表現出充份之反射防止機能，不適於製造反射防止膜等之反射防止物品。
壓模係用以製造反射防止膜等之反射防止物品者時，細孔之節距為可見光之波長以下，同時細孔深度宜為50nm以上，更宜為100nm以上。
深度為微細凹凸結構之凹部(細孔)開口部至最深部之距離。
細孔深度若在50nm以上，轉印壓模表面所形成之光學用途物品表面(即轉印面)之反射率將降低。
此外，壓模細孔之縱橫比(深度/節距)宜為1.0~4.0，且較宜為1.3~3.5，更宜為1.8~3.5，而最宜為2.0~3.0。縱橫比若為1.0以上，可形成低反射率之轉印面，其入射角相依性及波長相依性亦會變得夠小。一旦縱橫比大於4.0，則轉印面之機械強度有降低之傾向。
為了使壓模中形成有微細凹凸結構之表面容易脫模，亦可施行脫模處理。脫模處理之方法可列舉如塗佈聚矽氧(silicone)系聚合物或氟聚合物之方法、蒸鍍氟化合物之方法、塗佈氟系或氟聚矽氧系之矽烷偶合劑的方法等。
<物品之製造方法>
使用本發明之壓模而於表面具有微細凹凸結構之物品的製造方法係一種使本發明之壓模表面的微細凹凸結構轉印至透明基材表面之方法。具體來說，可列舉如：將活性能量線硬化性樹脂組成物充填至本發明之壓模與透明基材之間，對其照射活性能量線而使其硬化，而於透明基材表面形成已轉印有壓模之微細凹凸結構的硬化樹脂層，再將表面已形成有硬化樹脂層之透明基材從壓模剝離的方法(即所謂的光壓印法)。
(透明基材)
基材形狀可列舉如薄膜、片材、射出成形品及擠壓成形品等。
基材材質則可列舉如聚碳酸酯、聚氯乙烯系樹脂、聚酯、丙烯酸系樹脂、纖維素系樹脂(三乙醯基纖維素等)、聚烯烴及玻璃等。
(製造裝置)
舉例來說，可使用第11圖所示之製造裝置，如下述般製出表面具有微細凹凸結構之物品。
於表面具有微細凹凸結構(省略圖示)之輥狀壓模20與沿輥狀壓模20表面移動之帶狀薄膜42(透明基材)之間，從槽22供給活性能量線硬化性樹脂組成物。
於輥狀壓模20與業已藉氣壓缸(pneumatic cylinder)24而調整夾持壓(nip pressure)之夾持輥26之間，夾持薄膜42及活性能量線硬化性樹脂組成物，使活性能量線硬化性樹脂組成物均勻遍佈薄膜42與輥狀壓模20之間，同時填充至輥狀壓模20之微細凹凸結構的凹部內。
從設置於輥狀壓模20下方之活性能量線照射裝置28透過薄膜42照射活性能量線至活性能量線硬化性樹脂組成物，使活性能量線硬化性樹脂組成物硬化，藉此形成已轉印有輥狀壓模20表面之微細凹凸結構的硬化樹脂層44。
藉由剝離輥30，將表面形成有硬化樹脂層44之薄膜42從輥狀壓模20剝離，而製得表面具有微細凹凸結構之物品40。
活性能量線照射裝置28宜為高壓水銀燈及金屬鹵化物燈等，此時之光照射能量宜100~10000mJ/cm2 。
薄膜42為透光性薄膜。薄膜材料可列舉如丙烯酸系樹脂、聚碳酸酯、苯乙烯系樹脂、聚酯、纖維素系樹脂(三乙醯基纖維素等)、聚烯烴及脂環式聚烯烴等。
硬化樹脂層44為後述之活性能量線硬化性樹脂組成物的硬化物所構成之膜，且於表面具有微細凹凸結構。
使用經陽極氧化之氧化鋁壓模時，物品40表面之微細凹凸結構係轉印經陽極氧化之氧化鋁表面的微細凹凸結構而形成者，具有由活性能量線硬化性樹脂組成物之硬化物所構成之多數凸部46。
微細凹凸結構宜為排列有多數略圓錐狀或角錐狀等之突起(凸部)的所謂蛾眼結構。已知突起間之間隔在可見光波長以下之蛾眼結構可使折射率(從空氣折射率至材料折射率)連續地逐漸增加，而可成為有效之反射防止手段。
凸部間之平均間隔宜在可見光波長以下，即400nm以下。使用經陽極氧化之氧化鋁壓模形成凸部時，由於凸部間之平均間隔將成為100nm程度，因此，更宜在200nm以下，且以150nm以下尤佳。
從容易形成凸部之觀點來看，凸部間之平均間隔宜為20nm以上。
凸部間之平均間隔：利用電子顯微鏡觀察，測定鄰接凸部間之間隔(從凸部中心至鄰接凸部中心之距離)達50點，將此等之數值予以平均來求得。
平均間隔為100nm時，凸部高度宜為80~500nm，且更宜為120~400nm，並以150~300nm尤佳。若凸部高度為80nm以上，反射率將充分降低，且反射率之波長相依性較少。若凸部高度在500nm以下，則凸部之耐擦傷性良好。
凸部高度：利用電子顯微鏡並以倍率30000倍觀察時，所測得凸部最頂部與存在於凸部間之凹部的最底部之間的距離。
凸部縱橫比(凸部高度/凸部間之平均間隔)宜為0.5~5.0，更宜為0.8~4.5，且以1.2~4.0尤佳。若凸部縱橫比為0.5以上，則可充分用作超親水性膜及超撥水性膜。凸部縱橫比若在5.0以下，凸部之耐擦傷性良好。
凸部形狀宜為：與高度方向垂直相交之方向的凸部截面積從最表面朝深度方向連續增加之形狀，即，凸部高度方向之截面形狀宜為三角形、梯形、釣鐘形等之形狀。
製作低反射物品時，硬化樹脂層44之折射率與薄膜42之折射率的差宜在0.2以下，更宜在0.1以下，且以0.05以下尤佳。折射率差若在0.2以下，硬化樹脂層44與薄膜42之界面反射可受抑制。折射率差越少越好。
已知表面具有微細凹凸結構時，其表面若是由疏水性材料所形成，則可藉蓮花效應(Lotus effect)獲得超撥水性，而其表面若是由親水性材料所形成，則可獲得超親水性。
硬化樹脂層44之材料具疏水性時，微細凹凸結構表面之水接觸角宜為90°以上，更宜為110°以上，且以120°尤佳。若水接觸角在90°以上，水之髒汙難以附著，而可發揮充分之防汙性。此外，因水難以附著，可期待防止結冰。就撥水製品而言，接觸角越大越好。
硬化樹脂層44之材料具親水性時，微細凹凸結構表面之水接觸角宜在25°以下，更宜在23°以下，且以21°以下尤佳。水接觸角若在25°以下，附著在表面之髒汙將被水沖洗掉，且油汙不易附著，而可發揮充分之防汙性。從抑制硬化樹脂層44因吸水所致之微細凹凸結構變形以及伴隨而來之反射率上昇的觀點來看，前述水接觸角宜為3°以上，更宜在5°以上。
此外，將表面具有微細凹凸結構之物品用於顯示裝置等之光學用途時，物品之霧度宜在1.5%以下，更宜在1.3%以下。
(活性能量線硬化性樹脂組成物)
活性能量線硬化性樹脂組成物含有聚合性化合物及聚合起始劑。
聚合性化合物可列舉如分子中具有自由基聚合性鍵結及/或陽離子聚合性鍵結之單體、寡聚物及反應性聚合物等。
具有自由基聚合性鍵結之單體可列舉如單官能單體及多官能單體。
單官能單體可列舉如：(甲基)丙烯酸甲酯、(甲基)丙烯酸乙酯、(甲基)丙烯酸丙酯、(甲基)丙烯酸正丁酯、(甲基)丙烯酸異丁酯、(甲基)丙烯酸第二丁酯、(甲基)丙烯酸第三丁酯、2-乙基己基(甲基)丙烯酸酯、(甲基)丙烯酸月桂酯、(甲基)丙烯酸烷酯、(甲基)丙烯酸十三酯、(甲基)丙烯酸硬脂酯、(甲基)丙烯酸環己酯、(甲基)丙烯酸苄酯、苯氧基乙基(甲基)丙烯酸酯、(甲基)丙烯酸異莰酯、(甲基)丙烯酸環氧丙酯、(甲基)丙烯酸四氫糠酯、(甲基)丙烯酸烯丙酯、2-羥乙基(甲基)丙烯酸酯、(甲基)丙烯酸羥丙酯、2-甲氧基乙基(甲基)丙烯酸酯及2-乙氧基乙基(甲基)丙烯酸酯等之(甲基)丙烯酸酯衍生物；(甲基)丙烯酸及(甲基)丙醯腈；苯乙烯及α-甲基苯乙烯等之苯乙烯衍生物；(甲基)丙烯醯胺、N-二甲基(甲基)丙烯醯胺、N-二乙基(甲基)丙烯醯胺及二甲基胺基丙基(甲基)丙烯醯胺等之(甲基)丙烯醯胺衍生物等。該等可單獨使用1種，亦可併用2種以上。
多官能單體可列舉如：乙二醇二(甲基)丙烯酸酯、三丙二醇二(甲基)丙烯酸酯、異三聚氰酸環氧乙烷改質二(甲基)丙烯酸酯、三乙二醇二(甲基)丙烯酸酯、二乙二醇二(甲基)丙烯酸酯、新戊基二醇二(甲基)丙烯酸酯、1,6-己二醇二(甲基)丙烯酸酯、1,5-戊二醇二(甲基)丙烯酸酯、1,3-丁二醇二(甲基)丙烯酸酯、聚丁二醇二(甲基)丙烯酸酯、2,2-雙(4-(甲基)丙烯醯氧基聚乙氧基苯基)丙烷、2,2-雙(4-(甲基)丙烯醯氧基乙氧基苯基)丙烷、2,2-雙(4-(3-(甲基)丙烯醯氧基-2-羥基丙氧基)苯基)丙烷、1,2-雙(3-(甲基)丙烯醯氧基-2-羥基丙氧基)乙烷、1,4-雙(3-(甲基)丙烯氧基-2-羥基丙氧基)丁烷、二羥甲基三環癸烷二(甲基)丙烯酸酯、雙酚A之環氧乙烷加成物二(甲基)丙烯酸酯、雙酚A之環氧丙烷加成物二(甲基)丙烯酸酯、羥基三甲基乙酸新戊基二醇二(甲基)丙烯酸酯、二乙烯基苯、亞甲基雙丙烯醯胺等之二官能性單體；新戊四醇三(甲基)丙烯酸酯、三羥甲基丙烷三(甲基)丙烯酸酯、三羥甲基丙烷環氧乙烷改質三(甲基)丙烯酸酯、三羥甲基丙烷環氧丙烷改質三丙烯酸酯、三羥甲基丙烷環氧乙烷改質三丙烯酸酯、異三聚氰酸環氧乙烷改質三(甲基)丙烯酸酯等之三官能單體；琥珀酸/三羥甲基乙烷/丙烯酸之縮合反應混合物、二新戊四醇六(甲基)丙烯酸酯、二新戊四醇五(甲基)丙烯酸酯、二三羥甲基丙烷四丙烯酸酯、四羥甲基甲烷四(甲基)丙烯酸酯等之四官能以上單體；二官能以上之胺甲酸酯丙烯酸酯(urethane acrylate)、二官能以上之聚酯丙烯酸酯等。此等可單獨使用1種，亦可併用2種以上。
具有陽離子聚合性鍵結之單體可列舉如具有環氧基、氧雜環丁烷基(oxetanyl)、噁唑基及乙烯氧基(vinyloxy)等之單體，且以具有環氧基之單體尤佳。
寡聚物或反應性聚合物可列舉如：不飽和二羧酸與多價醇之縮合物等不飽和聚酯類；聚酯(甲基)丙烯酸酯、聚醚(甲基)丙烯酸酯、多元醇(甲基)丙烯酸酯、環氧基(甲基)丙烯酸酯、胺甲酸酯(甲基)丙烯酸酯、陽離子聚合型環氧化合物、於側鏈具有自由基聚合性鍵結之上述單體的單聚物或共聚物等。
利用光硬化反應時，光聚合起始劑可列舉如安息香、安息香甲醚、安息香乙醚、安息香異丙醚、安息香異丁醚、苄基、二苯基酮、對甲氧基二苯基酮、2，2-二乙氧基苯乙酮、α,α-二甲氧基-α-苯基苯乙酮、甲基苯基乙醛酸酯、乙基苯基乙醛酸酯、4,4’-雙(二甲基胺基)二苯基酮、2-羥基-2-甲基-1-苯基丙烷-1-酮等之羰基化合物；單硫化四甲胺硫甲醯基(tetramethylthiuram monosulfide)、二硫化四甲胺硫甲醯基(tetramethylthiuram disulfide)等之硫化合物；以及，2,4,6-三甲基苯甲醯基二苯基膦氧化物及苯甲醯基二乙氧基膦氧化物等。此等可單獨使用1種，亦可併用2種以上。
利用電子線硬化反應時，聚合起始劑可列舉如二苯基酮、4,4-雙(二乙基胺基)二苯基酮、2,4,6-三甲基二苯基酮、甲基鄰苯甲醯基苯甲酸酯(methyl orthobenzoyl benzoate)、4-苯基二苯基酮、第三丁基蒽醌、2-乙基蒽醌、2,4-二乙基-9-氧硫、異丙基氧-9-氧硫、2,4-二氯-9-氧硫等之9-氧硫；二乙氧基苯乙酮、2-羥基-2-甲基-1-苯基丙烷-1-酮、苄基二甲基縮酮、1-羥基環己基-苯基酮、2-甲基-2-嗎啉(4-硫代甲基苯基)丙烷-1-酮、2-苄基-2-二甲基胺基-1-(4-嗎啉苯基)-丁酮等之苯乙酮；安息香甲醚、安息香乙醚、安息香異丙醚、安息香異丁醚等之安息香醚；2,4,6-三甲基苯甲醯基二苯基膦氧化物、雙(2,6-二甲氧基苯甲醯基)-2,4,4-三甲基戊基膦氧化物、雙(2,4,6-三甲基苯甲醯基)-苯基膦氧化物等之醯基膦氧化物；甲基苯甲醯基甲酸酯、1,7-雙吖啶基庚烷及9-苯基吖啶等。此等可單獨使用1種，亦可併用2種以上。
利用熱硬化反應時，熱聚合起始劑可列舉如過氧化甲乙酮、過氧化苯甲醯、過氧化二異丙苯(dicumyl peroxide)、過氧化第三丁基(t-butyl hydroperoxide)、氫過氧化異丙苯(cumene hydroperoxide)、第三丁基過氧化辛酸酯、第三丁基過氧化苯甲酸酯、過氧化月桂醯基等之有機過氧化物；偶氮二異丁腈等之偶氮系化合物；以及，對前述有機過氧化物組合胺類(N,N-二甲基苯胺及N,N-二甲基對甲苯胺等)而成之氧化還原聚合起始劑等。
聚合起始劑之量相對於聚合性化合物100質量份宜為0.1~10質量份。若聚合起始劑之量小於0.1質量份，則不易進行聚合。若聚合起始劑之量超過10質量份，則有硬化膜著色或機械強度降低之情況。
活性能量線硬化性樹脂組成物亦可依需要而含有非反應性聚合物、活性能量線熔膠凝膠反應性組成物、帶電防止劑、用以提高防汙性之氟化合物等之添加劑、微粒子以及少量溶劑。
非反應性聚合物可列舉如丙烯酸系樹脂、苯乙烯系樹脂、聚胺甲酸酯、纖維素系樹脂、聚乙烯丁醛、聚酯及熱可塑性彈性體等。
活性能量線熔膠凝膠反應性組成物可列舉如烷氧基矽烷化合物及烷基矽酸酯化合物等。
烷氧基矽烷化合物可列舉如四甲氧基矽烷、四異丙氧基矽烷、四正丙氧基矽烷、四正丁氧基矽烷、四第二丁氧基矽烷、四第三丁氧基矽烷、甲基三乙氧基矽烷、甲基三丙氧基矽烷、甲基三丁氧基矽烷、二甲基二甲氧基矽烷、二甲基二乙氧基矽烷、三甲基乙氧基矽烷、三甲基甲氧基矽烷、三甲基丙氧基矽烷及三甲基丁氧基矽烷等。
烷基矽酸酯化合物可列舉如甲基矽酸酯、乙基矽酸酯、異丙基矽酸酯、正丙基矽酸酯、正丁基矽酸酯、正戊基矽酸酯及乙醯基矽酸酯等。
(疏水性材料)
為了使硬化樹脂層之微細凹凸結構表面的水接觸角在90°以上，可形成疏水性材料之活性能量線硬化性樹脂組成物宜使用含有含氟化合物或聚矽氧化合物(silicone compound)之組成物。
含氟化合物：
含氟化合物可列舉如含氟單體、含氟矽烷偶合劑、含氟界面活性劑及含氟聚合物等。
含氟單體可列舉如經氟烷基取代之乙烯基單體、經氟烷基取代之開環聚合性單體等。
經氟烷基取代之乙烯基單體可列舉如經氟烷基取代之(甲基)丙烯酸酯、經氟烷基取代之(甲基)丙烯醯胺、經氟烷基取代之乙烯醚及經氟烷基取代之苯乙烯等。
經氟烷基取代之開環聚合性單體可列舉如經氟烷基取代之化合物、經氟烷基取代之氧雜環丁烷化合物、經氟烷基取代之噁唑啉化合物等。
含氟矽烷偶合劑可列舉如3,3,3-三氟丙基三甲氧基矽烷、3,3,3-三氟丙基三乙醯氧基矽烷、二甲基-3,3,3-三氟丙基甲氧基矽烷及十三氟-1,1,2,2-四氫辛基三乙氧基矽烷等。
含氟界面活性劑可列舉如含氟烷基之陰離子系界面活性劑及含氟烷基之陽離子系界面活性劑等。
含氟聚合物可列舉如含氟烷基之單體的聚合物、含氟烷基之單體與含聚(氧伸烷)基之單體的共聚物、含氟烷基之單體與含交聯反應性基之單體的共聚物等。含氟聚合物亦可是與可共聚合之其他單體的共聚物。
聚矽氧(silicone)系化合物：
聚矽氧系化合物可列舉如(甲基)丙烯酸改質聚矽氧、聚矽氧樹脂、聚矽氧系矽烷偶合劑等。
(甲基)丙烯酸改質聚矽氧可列舉如聚矽氧(二)(甲基)丙烯酸酯等，舉例來說，宜使用信越化學工業社製之聚矽氧二丙烯酸酯「x-22-164」「x-22-1602」等。
(親水性材料)
為了使硬化樹脂層之微細凹凸結構表面的水接觸角在25°以下，可形成親水性材料之活性能量線硬化性樹脂組成物宜使用至少含有親水性單體之組成物。此外，從賦予耐擦傷性及耐水性之觀點來看，更宜為含有可交聯之多官能單體者。另，可與親水性單體交聯之多官能單體亦可相同(即，親水性多官能單體)。再者，活性能量線硬化性樹脂組成物亦可含有其他單體。
可形成親水性材料之活性能量線硬化性樹脂組成物更宜使用含有4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯、2官能以上之親水性(甲基)丙烯酸酯以及依需要而定之單官能單體的組成物。
4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯可列舉如雙三羥甲基丙烷四(甲基)丙烯酸酯、新戊四醇四(甲基)丙烯酸酯、新戊四醇乙氧基四(甲基)丙烯酸酯、二新戊四醇羥基五(甲基)丙烯酸酯、二新戊四醇六(甲基)丙烯酸酯、琥珀酸/三羥甲基乙烷/丙烯酸之莫耳比1：2：4的縮合反應混合物、胺甲酸酯丙烯酸酯類(DAICEL-CYTEC股份有限公司製：EBECRYL220、EBECRYL1290、EBECRYL1290K、EBECRYL5129、EBECRYL8210、EBECRYL8301及KRM8200)、聚醚丙烯酸酯類(DAICEL-CYTEC股份有限公司製：EBECRYL81)、改質環氧丙烯酸酯類(DAICEL-CYTEC股份有限公司製：EBECRYL3416)、聚酯丙烯酸酯類(DAICEL-CYTEC股份有限公司製：EBECRYL450、EBECRYL657、EBECRYL800、EBECRYL810、EBECRYL811、EBECRYL812、EBECRYL1830、EBECRYL845、EBECRYL846及EBECRYL1870)等。此等可單獨使用1種，亦可併用2種以上。
4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯以5官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯更佳。
相對於構成活性能量線硬化性樹脂組成物之全單體合計，4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯的比例宜為10~90質量%，更宜為20~90質量%，且以30~90質量%尤佳。4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯的比例若在10質量%以上，彈性率提高且耐擦傷性提升。4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯的比例若在90質量%以下，則表面不易發生小裂痕而不易形成外觀不良。
2官能以上之親水性(甲基)丙烯酸酯可列舉如ARONIX M-240、ARONIX M260(東亞合成社製)、NK ESTER AT-20E、NK ESTER ATM-35E(新中村化學社製)等之具有長鏈聚乙二醇之多官能丙烯酸酯以及聚乙二醇二甲基丙烯酸酯等。此等可單獨使用1種，亦可併用2種以上。
聚乙二醇二甲基丙烯酸酯中，存在於1分子內之聚乙二醇鏈的平均重覆單元合計宜為6~40，更宜為9~30，且以12~20尤佳。聚乙二醇鏈之平均重覆單元若為6以上，親水性充分而提高防汙性。聚乙二醇鏈之平均重覆單元若在40以下，與4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯之相溶性，活性能量線硬化性樹脂組成物不易分離。
相對於構成活性能量線硬化性樹脂組成物之全單體合計，2官能以上之親水性(甲基)丙烯酸酯的比例宜為3~90質量%，更宜為3~70質量%。2官能以上之親水性(甲基)丙烯酸酯之割合若在3質量%以上，親水性充分而防汙性提高。2官能以上之親水性(甲基)丙烯酸酯的比例若在90質量%以下，彈性率提高且耐擦傷性提升。
單官能單體宜為親水性單官能單體。
親水性單官能單體可列舉如：M-20G、M-90G、M-230G(新中村化學社製)等，於酯基團上具有聚乙二醇鏈之單官能(甲基)丙烯酸酯；羥基烷基(甲基)丙烯酸酯等，於酯基團上具有羥基之單官能(甲基)丙烯酸酯；單官能丙烯醯胺類；甲基丙烯醯胺丙基三甲基銨甲基硫酸鹽、甲基丙烯醯氧基乙基三甲基銨甲基硫酸鹽等之陽離子性單體類等。
此外，單官能單體亦可使用：丙烯醯基嗎啉、乙烯吡咯啶酮等之黏度調整劑、可使對物品本體之密著性提升之丙烯醯基異氰酸酯類等的密著性提昇劑等。
相對於構成活性能量線硬化性樹脂組成物之全單體合計，單官能單體之比例宜為0~20質量%，更宜為5~15質量%。藉由使用單官能單體，基材與硬化樹脂之密著性將提升。單官能單體之比例若在20質量%以下，4官能以上之多官能(甲基)丙烯酸酯或2官能以上之親水性(甲基)丙烯酸酯不會有不足的情況，可充分表現防汙性或耐擦傷性。
單官能單體亦可作為將1種或2種以上予以(共)聚合之低聚合度的聚合物，而配合0~35質量份至活性能量線硬化性樹脂組成物中。低聚合度之聚合物可列舉如：M-230G(新中村化學社製)等，於酯基團上具有聚乙二醇鏈之單官能(甲基)丙烯酸酯類、與甲基丙烯醯胺丙基三甲基銨甲基硫酸酯的40/60共聚合寡聚物(MRC UNITEC股份有限公司製，MG聚合物)等。
實施例
以下之實施例及比較例中，以HCl：HNO3 ：HF=75：25：5之蝕刻液將所得之加工品(即鋁模座)蝕刻並供予評估。
評估方法：針對結晶粒度使用求積法；針對第2相粒子，係利用EPMA之直接觀察，以第2相粒子之面積率與個數來進行；結晶方位之不均程度，則是以蝕刻後觀察外觀來進行。
又，一般而言，硬度高的素材較容易修整平坦，因此，以硬度代用鏡面研磨性。
實施例1
於純度99.995質量%之鋁中添加1.04質量%之Mg並使其熔解。以508mm厚×1110mm幅寬之DC鑄造鑄模，於鑄造溫度680℃、鑄造速度52mm/min、冷卻水量230L/min/每1m鑄模長度的鑄造條件下，將該熔湯鑄造為長3850mm之鑄塊。
進行該鑄造時，對流入鑄模之熔湯連續添加微細化劑(Al-Ti-B)而使Ti濃度上昇量為8ppm、B濃度上昇量為2ppm，製成鋁純度為98.96%、Si含量20ppm、Fe含量9ppm、Ti含量9ppm、B含量4ppm且Mg以外之其他元素含量合計為57ppm的鑄塊。此時，平均結晶粒徑為350μm，硬度為32HV。
自該鑄塊切出331mm×331mm×508mm後作為鍛造素材。將該鍛造素材加熱至369℃，進行0.75U-(1.5S-2/3U)×3循環的第1次熱鍛造，並於325℃下結束。接著，進行再加熱至360℃後，進行(1.5S-2/3U)×3循環的第2次熱鍛造，並於319℃下結束。
將該素材冷卻至30℃後，進行(1.5S-2/3U)×2循環-3.1S之冷鍛造，製成Φ245mm×1180mm幅寬之形狀，並於173℃下結束。
於300℃下將該鍛造塊退火60min，自其切出Φ240mm×20mm，為了製成評估用樣本而進行銑加工、研磨。
以前述評估方法確認結晶粒度、第2相粒子、結晶方位不均度及鏡面研磨性(硬度)，平均結晶粒徑為37μm而足夠微細。又，第2相粒子之面積率低達0.01%。蝕刻後，未發現如第1圖般之結晶方位不均(參照第4圖)。硬度為32HV。
實施例2
於純度99.995質量%之鋁中添加0.63質量%之Mg並使其熔解。以508mm厚×1110mm幅寬之DC鑄造鑄模，於鑄造溫度680℃、鑄造速度52mm/min、冷卻水量230L/min/每1m鑄模長度的鑄造條件下，將該熔湯鑄造為長度3850mm之鑄塊。
進行該鑄造時，對流入鑄模之熔湯連續添加微細化劑(Al-5%Ti-1%B)而使Ti濃度上昇量為8ppm、B濃度上昇量為2ppm，製成鋁純度為99.37%、Si含量26ppm、Fe含量9ppm、Ti含量5ppm、B含量2ppm且Mg以外之其他元素含量合計為58ppm的鑄塊。此時，平均結晶粒徑為560μm，硬度為28HV。
自該鑄塊切出331mm×331mm×508mm後作為鍛造素材。熱鍛造、冷鍛造之鍛錬比與實施例1相同。
將該鍛造素材加熱至371℃，進行第1次熱鍛造，並於294℃下結束。接著，進行再加熱至342℃後，進行第2次熱鍛造，並於311℃下結束。將該素材冷卻至26℃後，進行冷鍛造而製成Φ245mm×1180mm幅寬之形狀，並於155℃下結束。該冷鍛造之鍛鍊比與實施例1相同。
於300℃下將該鍛造塊退火60min，自其切出Φ240mm×20mm，為了製成評估用樣本而進行銑加工、研磨。
以前述評估方法確認結晶粒度、第2相粒子、結晶方位不均度及鏡面研磨性(硬度)，平均結晶粒徑因Mg添加量較實施例1少而略大，為41μm。又，第2相粒子之面積率為0.03%。蝕刻後，雖然因結晶粒較實施例1大而變粗，但並未發現如第1圖般之結晶方位不均(參照第5圖)。硬度為26HV。
實施例3
於與實施例1相同之製造條件下進行鑄塊之製造，鑄造後之平均結晶粒徑、硬度與實施例1相同。
自該鑄塊切出340mm×370mm×508mm後作為鍛造素材，以如下般之方法進行中空鍛造。
使該鍛造素材過熱至373℃，進行1.18S-(2/3U-1.5S)×3循環的第1次熱鍛造，並於347℃下結束。接著，進行再加熱至361℃後，進行(2/3U-1.5S)×2循環的第2次熱鍛造，製成Φ450mm×400mm後，以衝孔於中央部開洞，製成外徑Φ472mm-內徑Φ140mm×400mm，並於329℃下結束。
使該素材冷卻至35℃後進行5.3S之冷鍛造，製成外徑Φ235mm-內徑Φ130mm×2123mm之形狀，並於145℃下結束。
使該鍛造塊於300℃下退火60min，藉此切出外徑Φ235mm-內徑Φ130mm×20mm，並進行製成評估用樣本之銑加工、研磨。
以前述評估方法確認結晶粒度、第2相粒子、結晶方位不均度及鏡面研磨性(硬度)，平均結晶粒徑為38μm而足夠微細。又，第2相粒子之面積率低達0.01%。蝕刻後，未發現如第1圖般之結晶方位不均(參照第4圖)。硬度為32HV。
比較例1
使純度99.9%之鋁溶解。以508mm厚×1110mm幅寬之DC鑄造鑄模，於鑄造溫度680℃、鑄造速度50mm/min、冷卻水量315L/min/每1m鑄模長度的鑄造條件下，將該熔湯鑄造為長3850mm之鑄塊。
進行該鑄造時，對流入鑄模之熔湯連續添加微細化劑(Al-Ti-B)而使Ti濃度上昇量為8ppm、B濃度上昇量為2ppm，製成鋁純度為99.89%、Si含量275ppm、Fe含量501ppm、Ti含量75ppm、B含量7ppm、Mg含量5ppm且Mg以外之其他元素含量合計為1062ppm的鑄塊。此時，平均結晶粒徑為250μm，硬度為16HV。
自該鑄塊切出500mm×500mm×508mm後作為鍛造素材。
將該鍛造素材加熱至380℃，進行(2S-1/2U)×2循環的第1次熱鍛造，並於350℃下結束。接著，進行再加熱至380℃後，進行(2S-1/2U)×2循環的第2次熱鍛造，並於320℃下結束。將該素材冷卻至26℃後，進行(2S-1/2U)×2循環之冷鍛造，製成Φ250mm×300mm×360mm之形狀。
於340℃下將該鍛造塊退火60min，自其切出20mm×250mm×300mm，為了製成評估用樣本而進行銑加工、研磨。
以前述評估方法確認結晶粒度、第2相粒子、結晶方位不均度及鏡面研磨性(硬度)，平均結晶粒徑為41μm而足夠微細。但可能因Mg以外之其他元素合計達500ppm以上，第2相粒子之面積率為0.20%，而未滿足0.10%以下。為了減少第2相粒子，需減少Mg以外之其他元素含量。
因鑄造時添加微細化劑，蝕刻後未發現結晶方位之不均。但，超過一般之微細化劑添加量(Ti濃度上昇量為8ppm、B濃度上昇量為2ppm)，而有微細化劑所造成之第2相粒子(TiB2 )增加的疑慮(參照第6圖)。硬度為23HV。
比較例2
較比較例1減少雜質，使純度99.95%之鋁溶解。以508mm厚×1110mm幅寬之DC鑄造鑄模，於鑄造溫度680℃、鑄造速度52mm/min、冷卻水量230L/min/每1m鑄模長度的鑄造條件下，將該熔湯鑄造為長3850mm之鑄塊。此時之平均結晶粒徑為釐米等級，非常粗大。又，硬度為16HV。
進行該鑄造時不添加微細化劑，製成鋁純度99.95%、Si含量205ppm、Fe含量161ppm、Mg含量0ppm、Ti含量1ppm、B含量10ppm且Mg以外之雜質量合計為492ppm的鑄塊。
自該鑄塊切出500mm×500mm×508mm後，作為鍛造素材。
將該鍛造素材加熱至414℃，進行(2S-1/2U)×2循環的第1次熱鍛造，並於354℃下結束。接著，進行再加熱至393℃後，進行(2S-1/2U)×2循環的第2次熱鍛造，並於323℃下結束。
將該素材冷卻至32℃後，進行(2S-1/2U)×2循環之冷鍛造，製成Φ250mm×300mm×360mm之形狀。
於340℃下將該鍛造塊退火60min，自其切出20mm×250mm×300mm，為了製成評估用樣本而進行銑加工、研磨。
以前述評估方法確認結晶粒度、第2相粒子、結晶方位不均度及鏡面研磨性(硬度)，平均結晶粒徑為40μm而足夠微細。又，第2相粒子之面積率為0.08%。該等第2相粒子中，佔支配性角色者係Al-Fe系之金屬間化合物。
與比較例1相較下，由於其將第2相粒子面積率抑制至0.10%以下，而成為令Mg以外之其他元素含量合計在500ppm以下並令Fe含量為200ppm會出現好結果一事的依據。
因鑄造時未使用微細化劑，蝕刻後，鑄造時之粗結晶粒的痕跡以結晶方位不均的形式殘留(參照第7圖)。硬度為19HV。
從該比較例可知，即使Mg以外之其他元素含量合計在500ppm以下且第2相粒子面積率抑制至0.10%以下，在鑄造時未進行結晶粒微細化之情況下，鑄造組織之痕跡即使至鍛造、退火後仍會殘留，而無法獲得所需之模座。
比較例3
使較比較例2減少雜質之純度99.99%的鋁溶解。以508mm厚×1110mm幅寬之DC鑄造鑄模，於鑄造溫度680℃、鑄造速度52mm/min、冷卻水量230L/min/每1m鑄模長度的鑄造條件下，將該熔湯鑄造為長3850mm之鑄塊。
進行該鑄造時不添加微細化劑，製成鋁純度99.99%、Si含量21ppm、Fe含量15ppm、Mg含量0ppm、Ti含量0ppm、B含量0ppm且Mg以外之雜質量合計為101ppm的鑄塊。此時之平均結晶粒徑為釐米等級而非常粗大。又，硬度為15HV。
自該鑄塊切出500mm×500mm×508mm後，作為鍛造素材。
將該鍛造素材加熱至420℃，進行(2S-1/2U)×2循環的第1次熱鍛造，並於360℃下結束。接著，進行再加熱至423℃後，進行(2S-1/2U)×2循環的第2次熱鍛造，並於356℃下結束。
將該素材冷卻至31℃後，進行(2S-1/2U)×2循環之冷鍛造，製成Φ250mm×300mm×360mm之形狀。
於340℃下將該鍛造塊退火60min，自其切出20mm×250mm×300mm，為了製成評估用樣本而進行銑加工、研磨。
以前述評估方法確認結晶粒度、第2相粒子、結晶方位不均度及鏡面研磨性(硬度)，平均結晶粒徑為86μm，已開始變得粗大。第2相粒子之面積率為0.01%。由於鑄造時未使用微細化劑，蝕刻後，鑄造時之粗結晶粒的痕跡與比較例2相同，以結晶方位不均的形式殘留(參照第8圖)。
硬度為18HV。
由該比較例得知，純度達99.99%以上容易發生結晶粒粗大化，而需要添加如Mg般可抑制結晶粒粗大化之元素。
且，從比較例1、2及3得知，對純鋁系添加微細化劑時，必須多量之微細化劑，而添加多量微細化劑時，第2相粒子有增加之虞而不理想。
茲將上述實施例及比較例之模座製作條件及評估結果統整示於表1~5。
表5中，結晶方位均勻而無不均者為「○」，結晶方位不均而呈不均者為「×」。
實施例4
將實施例1製出之鋁截斷為外徑：200mm、內徑：155mm且長度：350mm之圓筒狀，並對表面進行鏡面切削加工，以使被加工面之算術平均粗度Ra為0.03μm以下，而製得圓筒狀之鋁模座。
步驟(a)
針對鋁模座，在0.3m草酸水溶液中，於浴溫：16℃、直流：40V之條件下進行30分鐘陽極氧化，形成氧化皮膜(厚度：3μm)。
步驟(b)：
將已形成有氧化皮膜之鋁模座浸漬於已調整至50℃之6質量%磷酸與1.8質量%鉻酸的混合水溶液2小時，將已形成之氧化皮膜溶解並去除。
步驟(c)：
針對前述鋁模座，再次於與步驟(a)相同條件下進行45秒陽極氧化，形成氧化皮膜。
步驟(d)：
將形成有氧化皮膜之鋁模座浸漬於5質量%磷酸水溶液(30℃)中9分鐘，進行用以使氧化皮膜之細孔擴徑的孔徑擴大處理。
步驟(e)：
針對前述鋁模座，再次於與步驟(a)相同條件下進行45秒陽極氧化，形成氧化皮膜。
步驟(f)：
使前述步驟(d)及步驟(e)合計重覆4次，最後進行步驟(d)，而製得表面形成有業經陽極氧化之氧化鋁的輥狀壓模，該業經陽極氧化之氧化鋁具有平均間隔：100nm、深度：160nm之略圓錐狀細孔。
將如此製得之輥狀壓模設置於第11圖所示製造裝置，如下述般製出物品。
以如下所示比例混合各成分，調製出活性能量線硬化性樹脂組成物A。
琥珀酸/三羥甲基乙烷/丙烯酸之莫耳比1：2：4的縮合反應混合物：45質量份
1,6-己二醇二丙烯酸酯：45質量份
X-22-1602自由基聚合性聚矽氧油(信越化學工業社製)：10質量份
1-羥基環己基苯基酮(Ciba Specialty Chemicals Inc.製、IRGACURE 184)：3.0質量份
雙(2,4,6-三甲基苯甲醯基)-苯基膦氧化物(Ciba Specialty Chemicals Inc.製，IRGACURE 819)：0.2質量份
如第11圖所示，將輥狀壓模20嵌入內部已設有冷卻水用流路之機械結構用碳鋼製軸心21。接著於預定溫度下，使活性能量線硬化性組成物A從槽22經由供給噴嘴而供給至夾持在夾持輥26與輥狀壓模間之薄膜42(聚對苯二甲酸乙二酯(PET)膜，東洋紡社製，A4300)上。此時，透過已藉氣壓缸24調整夾持壓力之夾持輥26而受夾持，輥狀壓模20之細孔(凹部)內亦填充有活性能量線硬化性組成物A。
以每分7.0m之速度使輥狀壓模20旋轉，同時於活性能量線硬化性組成物A夾持在輥狀壓模20與薄膜42間之狀態下，從活性能量線照射裝置28(240W/cm之紫外線照射裝置)照射紫外線，使活性能量線硬化性組成物A硬化，形成硬化樹脂層44後藉由剝離輥30，使表面已形成有硬化樹脂層44之薄膜42從輥狀壓模20剝離，而製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為150nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。就物品外觀而言，透過目視來確認是否會觀察到相當於結晶粒痕跡之外觀。物品之霧度則是使用以JIS K7361-1為準的霧度計(SUGA TEST INSTRUMENTS CO.,LTD.製)作測定。凹凸高度則是測定：透過電子顯微鏡並以倍率30000倍觀察時，凸部最頂部與存在於凸部間之凹部最底部之間的距離。茲將其結果示於表6。就物品外觀而言，以目視觀察不到相當於結晶粒痕跡之圖樣且色斑較少者為◎，以目視觀察不到相當於結晶粒痕跡之圖樣者為○，以目視可觀察到相當於結晶粒痕跡之圖樣者為×。霧度在1.5%以上之物品為×，小於1.5%之物品為○。
實施例5：
使用實施例1作成之鋁，令步驟(c)之陽極氧化時間為50秒且令步驟(d)之孔徑擴大處理時間為8分鐘，除此之外，利用與實施例4相同之方法，製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為200nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
實施例6：
使用實施例1作成之鋁，令步驟(c)之陽極氧化時間為65秒且令步驟(d)之孔徑擴大處理時間為9分鐘，除此之外，利用與實施例4相同之方法，製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為200nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
實施例7：
除了使溫度為350度且進行60分鐘退火之外，與實施例1相同地製得鋁，使用該鋁並以與實施例4相同之方法製得表面具有節距為100nm、凹凸高度為150nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
實施例8：
使用實施例2作成之鋁，令步驟(c)之陽極氧化時間為40秒且令步驟(d)之孔徑擴大處理時間為9分鐘，除此之外，利用與實施例4相同之方法，製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為120nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
實施例9：
除了使溫度為350度且進行60分鐘退火之外，與實施例2相同地製得鋁，使用該鋁並以與實施例4相同之方法製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為150nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
比較例4：
除了使用比較例1作成之鋁之外，利用與實施例4相同之方法，製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為150nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
比較例5：
除了使用比較例2作成之鋁之外，利用與實施例4相同之方法，製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為150nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
比較例6：
除了使用比較例3作成之鋁之外，利用與實施例4相同之方法，製得表面具有節距為100nm且凹凸高度為150nm之微細凹凸結構的物品40。針對所得物品測定物品外觀及霧度。茲將其結果示於表6。
產業上之可利用性
依據本發明，將鋁熔湯所含Mg限制在0.5~3.0質量%，且包含不可避免的雜質在內，將Mg以外之元素限制在合計500ppm以下，藉此，可獲得平均結晶粒徑為1000μm以下且第2相粒子面積率為0.10%以下之鋁鑄塊。依需要而對該鑄塊施行鍛造等之塑性加工，可獲得具有微細且方位均勻之結晶粒而且第2相粒子之出現受到抑制的壓模用鋁模座。此模座亦具有高硬度，因此可藉由表面研磨而容易地形成平滑表面。之後只要進行陽極氧化處理，即可形成無方向性之均勻圖樣的凹凸轉印面，結果，可價廉地提供高精度壓模。
12．．．壓模
31．．．細孔
32．．．氧化皮膜
33．．．細孔發生點
34．．．細孔
35．．．氧化皮膜
90．．．鋁模座
20．．．輥狀壓模
21．．．軸心
22．．．槽
24．．．氣壓缸
26．．．夾持輥
28．．．活性能量線照射裝置
30．．．剝離輥
40．．．物品
42．．．薄膜
44．．．硬化樹脂層
第1圖係顯示高純度鋁之鑄造組織的照片。
第2圖係顯示高純度鋁之鍛造組織的照片。
第3圖係顯示本鋁合金之鍛造組織的照片。
第4圖為照片，顯示實施例1中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第5圖為照片，顯示實施例2中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第6圖為照片，顯示實施例3中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第7圖為照片，顯示比較例1中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第8圖為照片，顯示比較例2中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第9圖為照片，顯示比較例3中之鍛造材表面於蝕刻後之外觀。
第10圖為截面圖，顯示表面具有經陽極氧化之氧化鋁之壓模的製造步驟。
第11圖為結構圖，顯示使用本發明之反射防止物品之反射防止膜的製造裝置之一例。

Claims (18)

  1. 一種壓模用鋁模座用素材，其中該壓模在表面上具有微細凹凸構造，該微細凹凸構造是由形成節距在400nm以下的週期性細孔所構成者，且該鋁模座用素材特徵在於具有：含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免的雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成的成分組成；及平均結晶粒徑為1000μm以下，且第2相粒子之面積率為0.10%以下的鑄造組織。
  2. 如申請專利範圍第1項之壓模用鋁模座用素材，其中作為不可避免之雜質，Fe含量為200ppm以下且Si含量為100ppm以下。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之壓模用鋁模座用素材，其包含前述不可避免的雜質在內，含有超過10ppm之Mg以外的元素。
  4. 一種壓模用鋁模座，其中該壓模在表面上具有微細凹凸構造，該微細凹凸構造是由形成節距在400nm以下的週期性細孔所構成者，且該鋁模座的特徵在於具有：含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免的雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成的成分組成；及平均結晶粒徑為1000μm以下，且第2相粒子之面積率為0.10%以下的金屬組織。
  5. 如申請專利範圍第4項之壓模用鋁模座，其中作為不可避免之雜質，Fe之含量為200ppm以下且Si之含量為100ppm以下。
  6. 如申請專利範圍第4或5項之壓模用鋁模座，其包含前述不可避免的雜質在內，含有超過10ppm之Mg以外的元素。
  7. 如申請專利範圍第4項之壓模用鋁模座，其中Ti之含量為5ppm以上、20ppm以下。
  8. 如申請專利範圍第4項之壓模用鋁模座，其係藉由施行塑性加工而具有平均結晶粒徑為100μm以下之金屬組織。
  9. 如申請專利範圍第8項之壓模用鋁模座，其中前述塑性加工為鍛造。
  10. 如申請專利範圍第4項之壓模用鋁模座，其更具有20~60HV之硬度。
  11. 一種壓模，具有：鋁模座，其成分組成含有0.5~3.0質量%之Mg，且包含不可避免之雜質在內，Mg以外之元素合計在500ppm以下，殘餘部分則由Al所構成，且係由平均結晶粒徑1000μm以下及第2相粒子之面積率0.10%以下之金屬組織所構成；及表面上具有微細凹凸結構之氧化鋁層，該微細凹凸構造是由形成節距在400nm以下的週期性細孔所構成者。
  12. 如申請專利範圍第11項之壓模，其中前述鋁模座包含前述不可避免的雜質在內，含有超過10ppm之Mg以外的元素。
  13. 一種壓模之製造方法，其係如申請專利範圍第11或12項之壓模之製造方法，其特徵在於包含：第1氧化皮膜形成步驟(a)，係使鋁模座之表面在電解液中且於定電壓下進行陽極氧化，而在表面形成氧化皮膜；氧化皮膜除去步驟(b)，係於前述第1氧化被膜形成步驟(a)後，去除鋁模座之氧化皮膜；第2氧化皮膜形成步驟(c)，係於前述氧化皮膜除去步驟(b)後，使鋁模座在電解液中再次進行陽極氧化，而形成具有微細凹凸結構之氧化皮膜。
  14. 如申請專利範圍第13項之壓模之製造方法，其更包含：孔徑擴大處理步驟(d)，係於前述第2氧化皮膜形成步驟(c)後，將鋁模座浸漬於用以溶解氧化皮膜之溶液，而使細孔之孔徑擴大；重覆步驟(e)，係於前述孔徑擴大處理步驟(d)後，使鋁模座在電解液中再次進行陽極氧化；及步驟(f)，係重覆進行前述孔徑擴大處理步驟(d)與重覆步驟(e)，而製得具有微細凹凸結構之氧化皮膜。
  15. 一種具有微細凹凸結構之透明物品的製造方法，其係將如申請專利範圍第11項之壓模的表面微細凹凸結構轉印至透明基材之表面。
  16. 如申請專利範圍第1項之壓模用鋁模座用素材，其含有0.5-1.5質量%之前述的Mg。
  17. 如申請專利範圍第4項之壓模用鋁模座，其含有0.5-1.5質量%之前述的Mg。
  18. 如申請專利範圍第11項之壓模，其含有0.5-1.5質量%之前述的Mg。
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