TWI573880B - 壓模用鋁原型及其製造方法、壓模及其製造方法、物品的製造方法、及抗反射物品 - Google Patents

Description

壓模用鋁原型及其製造方法、壓模及其製造方法、物品的製造方法、及抗反射物品

本發明是有關於一種壓模用鋁原型及其製造方法、壓模及其製造方法、物品的製造方法、及抗反射物品。

本申請案基於2012年3月30日於日本申請的日本專利特願2012-078812號而主張優先權，並將其內容引用至此。

近年來一直進行如下的研究，藉由設置具有將凹凸結構的週期控制為可見光的波長以下的微細凹凸結構的抗反射結構，而使電視機或行動電話等的液晶面的反射回光減少。

作為設置具有微細凹凸結構的抗反射結構的方法之一，採用如下的方法：對將鋁合金進行鑄造及塑性加工等而得的鋁原型的表面實施陽極氧化處理，而形成微細凹凸結構，並將該凹凸部轉印至樹脂等成形材料上，藉此製造抗反射物品(轉印物)。另外，作為藉由陽極氧化處理而形成的凹凸圖案，報告有圓錐或四角錐 等錐形體。

在對鋁原型的表面實施陽極氧化處理，將該表面作為鑄模(壓模)製造轉印物時，由於壓模表面直接反映至轉印物上，因此該表面的品質重要。

作為對壓模的表面品質造成影響者，可列舉：鋁原型中的「第2相粒子」、「結晶粒度」、「結晶方位」、或鋁原型原材料的「鏡面研磨性」。並且，第2相粒子與其他項目(結晶粒度、結晶方位、鏡面研磨性)具有相反的性質。

另外，所謂「第2相粒子」，是形成與鋁母相不同的相的粒子，例如可列舉：鋁合金中的鐵(Fe)、矽(Si)系化合物等。

通常，若第2相粒子等異物存在於鋁原型的表面，則在陽極氧化處理時會形成不連續的凸部、或第2相粒子脫落形成凹狀缺陷，而在壓模的表面產生缺陷。若使用該壓模進行轉印，則與壓模的缺陷部分相對應的轉印部分成為不連續的凹凸，通過光會散射，而轉印物的抗反射性降低。

如此，第2相粒子的存在會對轉印物的品質造成影響。特別是在鋁原型或壓模的表面的第2相粒子的相當圓的直徑(以下稱為「相當直徑」)大於可見光的波長時，會使所得的轉印物的霧度(霧值)大幅上升。另外，即便是在第2相粒子的相當直徑小於可見光的波長時，若存在大量的第2相粒子，則亦會導致轉印物的霧度上升。

因此，可成為壓模的表面的缺陷的鋁原型中的第2相粒 子較理想為極少。為了減少第2相粒子，只要使用成為第2相粒子的來源的添加元素或雜質少的高純度鋁即可，例如提出了使用純度為99.99%的純鋁的壓模(例如參照專利文獻1)。

但是，高純度鋁的結晶粒在鑄造步驟、塑性加工步驟、熱處理(退火)步驟中容易粗大化。藉由目視而明顯粗的結晶粒在氧化皮膜上亦會形成同樣的晶界形態，藉由壓模亦會將該形態轉印至轉印物，因此有損轉印物的外觀。

因此，藉由在將要鑄造前的熔液中添加微細化劑(例如鋁-鈦-硼合金(Al-Ti-B系合金))，而可使鑄造組織微細化，但為高純度鋁時，難以微細化，而有微細化劑的添加量增加的傾向。其結果，因添加物引起的第2相粒子(例如二硼化鈦(TiB₂))增加，而有損壓模的表面品質。

作為解決這些問題的鋁原型，提出了如下的壓模用鋁原型，其將鋁熔液所含的鎂(Mg)的含量限制在0.5質量%~3質量%，且包含雜質，將Mg以外的元素的含量的合計限制在500質量ppm以下，藉此具有微細且方位均勻的結晶粒，同時極力減少雜質含量，從而抑制第2相粒子的出現(析出)(例如參照專利文獻2)。根據專利文獻2，藉由對該壓模用鋁原型實施陽極氧化處理，而可形成無方向性的均勻的形態的凹凸轉印面。

[現有技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2005-156695號公報

[專利文獻2]國際公開第2011/030850號

然而，如專利文獻2所記載般，包含Mg的鋁原型具有微細且無方向性的結晶粒，但若詳細地觀察轉印了壓模的表面結構的轉印物，該壓模是對該鋁原型實施陽極氧化處理而製作，則判明例如如圖6所示般，存在大量的微小的凸狀缺陷D。另外，有時將轉印物的凸狀缺陷D根據其形狀稱為金平糖(confeito)狀缺陷。

轉印物的凸狀缺陷大多是小於可見光波長的缺陷，但如上述般若大量存在，則會引起轉印物表面的漫反射，而導致轉印物的霧度上升。另外，在轉印至樹脂等時存在以下情況：樹脂會嵌入至成為轉印物凸狀缺陷的反轉結構的壓模表面的凹狀缺陷中，轉印物貼附於壓模而難以剝離，而成為無法連續轉印等不良的原因。因此，必須儘可能降低轉印物的凸狀缺陷等的產生。

本發明鑒於上述情況而完成，提供一種壓模用鋁原型基材及其製造方法，所述壓模用鋁原型基材可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。另外，提供一種可製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模及其製造方法。而且提供一種凸狀缺陷少的物品的製造方法。另外，提供一種凸狀缺陷少的抗反射物品。

本發明者等人進行銳意研究，結果弄清，為包含Mg的鋁原型時，第2相粒子中特別是Mg與Si連結而形成的矽化鎂(Mg₂Si)，成為轉印物的凸狀缺陷(金平糖狀缺陷)的最大因素。 Mg容易固溶，但在特定的濃度或溫度區域中，會與Si或其他元素形成第2相粒子。因此發現，藉由規定與Mg結合而形成第2相粒子的Si或其他元素的含量，進而規定鋁原型表面的Mg₂Si的個數，而可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模，從而完成了本發明。

本發明具有以下特徵。

<1>一種壓模用鋁原型，其用於製造表面具有微細凹凸結構的壓模，且包含鋁與鎂，鎂的含量為0.1質量%~3質量%，矽的含量為100質量ppm以下，鋁及鎂以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，且該壓模用鋁原型的表面的相當直徑為10 nm以上的矽化鎂的個數為10個/1000 μm²以下。

<2>如<1>所述的壓模用鋁原型，其中相當直徑為10 nm以上的矽化鎂的個數為8個/1000 μm²以下。

<3>一種壓模的製造方法，其對如<1>或<2>所述的壓模用鋁原型實施陽極氧化處理，而形成微細凹凸結構。

<4>一種物品的製造方法，其使用藉由如<3>或下述<10>所述的壓模的製造方法而製造的壓模、或如下述<11>所述的壓模，而將該壓模的表面所形成的微細凹凸結構轉印至物品主體的表面。

<5>一種壓模用鋁原型的製造方法，其用於製造表面具有微細凹凸結構的壓模，包括：鑄造步驟，其鑄造鎂的含量為0.1質量%~3質量%、矽的含量為100質量ppm以下、鋁及鎂以 外的元素的含量的合計為500質量ppm以下的鋁合金；塑性加工步驟，其將所鑄造的鋁合金進行塑性加工；熱處理步驟，其將經塑性加工的鋁合金在400℃以上進行熱處理；冷卻步驟，其將經熱處理的鋁合金在300℃~400℃的溫度區域中以100℃/小時以上的冷卻速度進行冷卻。

<6>如<5>所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中在上述熱處理步驟中，將經塑性加工的鋁合金在600℃以下進行熱處理。

<7>如<5>或<6>所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中在上述冷卻步驟中，將經熱處理的鋁合金在300℃~400℃的溫度區域中以300℃/小時以上的冷卻速度進行冷卻。

<8>如<5>至<7>中任一項所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中在上述鋁合金中添加5質量ppm~150質量ppm的鈦、1質量ppm~30質量ppm的硼及碳的至少一種，而進行鑄造步驟。

<9>如<5>至<8>中任一項所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中上述塑性加工步驟是將所鑄造的鋁合金進行鍛造處理而使平均結晶粒徑為100 μm以下的步驟。

<10>一種壓模的製造方法，其對藉由如<5>至<9>中任一項所述的壓模用鋁原型的製造方法而製造的壓模用鋁原型實施陽極氧化處理，而形成微細凹凸結構。

<11>一種壓模，其用於製造表面具有微細凹凸結構的物品，且包括：鋁原型、及形成於上述鋁原型的表面且細孔間的平均間隔為可見光的波長以下的微細凹凸結構，上述鋁原型中的 鎂的含量為0.1質量%~3質量%、矽的含量為100質量ppm以下、鋁及鎂以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，且該壓模的表面的相當直徑為10 nm以上的矽化鎂的個數為10個/1000 μm²以下。

<12>一種抗反射物品，其包括：透明基材、及形成於該透明基材上且包含平均間隔為可見光的波長以下的多個突起的微細凹凸結構，且上述微細凹凸結構的表面的相當直徑為500 nm以上的凸狀缺陷的個數為20個/1000 μm²以下。

<13>如<12>所述的抗反射物品，其中上述凸狀缺陷的個數為10個/1000 μm²以下。

<14>如<12>或<13>所述的抗反射物品，其中霧度為0.5%以下。

若使用本發明的壓模用鋁原型，則可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。

並且，根據本發明的壓模用鋁原型的製造方法，可獲得壓模用鋁原型，其可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。

並且，根據本發明的壓模的製造方法，可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。

並且，根據本發明的壓模，可製造凸狀缺陷少的轉印物。

並且，根據本發明的物品的製造方法，可獲得凸狀缺陷少的物品。

並且，本發明的抗反射物品的凸狀缺陷少。

10‧‧‧鋁原型

12‧‧‧細孔

14‧‧‧氧化皮膜

16‧‧‧細孔產生點

18‧‧‧壓模

20‧‧‧卷狀壓模

22‧‧‧槽

24‧‧‧氣壓缸

26‧‧‧夾輥

28‧‧‧活性能量線照射裝置

30‧‧‧剝離輥

38‧‧‧活性能量線硬化性樹脂組成物

40‧‧‧物品

42‧‧‧膜

44‧‧‧硬化樹脂層

46‧‧‧凸部(突起)

D‧‧‧凸狀缺陷

圖1是表示熱處理條件與Mg₂Si的析出的關係的相關圖。

圖2是根據理論計算求出冷卻速度與Mg₂Si的析出的關係的相關圖。

圖3是表示在壓模用鋁原型的表面形成具有多個細孔的氧化皮膜的壓模的製造步驟的剖面圖。

圖4是表示物品的製造裝置的一例的構成圖。

圖5是表示物品的一例的剖面圖。

圖6是在表面形成有凸狀缺陷(金平糖狀缺陷)的轉印物的電子顯微鏡照片。

本說明書中，所謂「鋁原型原材料」，是指鑄造步驟後、且塑性加工步驟前的鋁合金，所謂「鋁原型」，是指塑性加工步驟後進行切削等，並且將要實施陽極氧化處理前的鋁合金。

另外，所謂「細孔」，是指壓模用鋁原型的表面的氧化皮膜上所形成的微細凹凸結構的凹部。

另外，所謂「微細凹凸結構」，是指凸部或凹部的平均間隔為奈米尺度的結構。

另外，所謂「(甲基)丙烯酸酯」，是丙烯酸酯及甲基丙烯酸酯的總稱。

另外，所謂「活性能量線」，是指可見光線、紫外線、電子束、電漿、熱線(紅外線等)等。

「壓模用鋁原型」

本發明的壓模用鋁原型(以下簡稱為「鋁原型」)，是用於製造表面具有微細凹凸結構的壓模的原型，包含含有鋁(Al)與鎂(Mg)的鋁材料。另外，可含有Al及Mg以外的元素。

本發明的鋁原型中，Mg的含量為0.1質量%~3質量%，矽(Si)的含量為100質量ppm以下，Al及Mg以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，其餘為Al。

Mg在66℃~180℃的溫度區域中容易與Al結合而形成第2相粒子(Al₃Mg₂等Al-Mg系化合物)。

鋁原型的製造步驟中，特別是熱鍛造或熱處理步驟(退火)在再結晶溫度(300℃)以上進行，但是該升溫、冷卻過程雖然為短的時間，但鋁材料會暴露在66℃~180℃的溫度區域中，因此，此時會導致形成第2相粒子(Al₃Mg₂等)。

另外，鋁原型含有Mg亦會對壓模的使用條件造成影響。例如在壓模因氧化皮膜的劣化而壽命結束時，藉由切削將壓模表面的氧化皮膜除去，再次進行陽極氧化處理，藉此可將壓模再生。然而，在壓模的使用溫度為66℃~180℃時，容易在壓模的表面附近形成第2相粒子(Al₃Mg₂等)，因此壓模難以再生，而導致成本上升。或者為了進行壓模的再生，而將壓模的使用溫度限定在66℃~180℃以外。

因此，將鋁原型中的Mg的含量設為3質量%以下。若Mg的含量超過3質量%，則在66℃~180℃的溫度區域中與Al結合而形成第2相粒子(Al₃Mg₂等)的比例提高，該第2相粒子在陽極氧化處理時脫落而成為壓模表面的凹狀缺陷。特別是，為了抑制因Mg的固溶強化引起的變形阻力，並降低後述的塑性加工步驟的費用，較佳為將Mg的含量設為2質量%以下。

但是，若Mg的濃度變得過低，則在後述的鑄造步驟中，結晶粒的粒狀化所需要的微細化劑的添加量變得非常多，藉由所含的第2相粒子而造成不良影響。為了藉由適量的微細化劑進行粒狀化，而將Mg的含量設為0.1質量%以上。

另外，即便藉由添加Mg與微細化劑而進行粒狀化，在Mg量多時亦會成為更微細的鑄造組織，因此在結晶粒的微細化要求高時，較佳為將Mg的含量設為0.5質量%以上。

另外亦認為，代替使Mg的含量小於0.1質量%，而在後述的塑性加工步驟中提高鍛造的加工度，增加成為再結晶的驅動力的應變的蓄積，而進行結晶粒的微細化，但此時會導致鍛造費用增加。

Si的含量為100質量ppm以下。若Si的含量超過100質量ppm，則容易與Mg結合而形成矽化鎂(Mg₂Si)。另外，若進行後述的熱處理步驟，則有藉由熱處理條件而Si變得難以固溶，導致形成Mg₂Si的情況。

然而，在Al中存在：幾乎不固溶而單獨成為第2相粒 子的原因的元素(鐵(Fe)、錳(Mn)等)、或在高溫下固溶但在室溫下以第2相粒子的形態存在的元素(銅(Cu)等)。若這些元素以第2相粒子的形態存在，則成為轉印物的凸狀缺陷的原因。

若鋁原型中的Al及Mg以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，則可降低這些元素以第2相粒子的形態存在的比例，因此可獲得抑制了凹狀缺陷的壓模。

另外，本發明的鋁原型較佳為添加：5質量ppm~150質量ppm的鈦(Ti)、以及1質量ppm~30質量ppm硼(B)及碳(C)的至少一種。Ti、B、C以Al-Ti-B系母合金或Al-Ti-C系母合金的形態而添加，來作為使鑄造組織的微細化容易進行的微細化劑。另外，所謂「添加5質量ppm~150質量ppm的Ti、1質量ppm~30質量ppm的B及C的至少一種」，是指添加鋁原型中的Ti的含量的上升與添加前相比為5質量ppm~150質量ppm、B及C的至少一種的含量的上升與添加前相比為1質量ppm~30質量ppm的量的微細化劑。

若鋁原型中的Ti的含量的上升與添加前相比小於5質量ppm，B及C的至少一種的含量的上升與添加前相比小於1質量ppm，則無法充分獲得作為微細化劑的微細化效果。另一方面，若Ti的含量的上升與添加前相比超過150質量ppm，B及C的至少一種的含量的上升與添加前相比超過30質量ppm，則容易形成二硼化鈦(TiB₂)或碳化鈦(TiC)等第2相粒子。特別是若Ti的含量的上升與添加前相比為30質量ppm以下，B及C的至少一種的 含量的上升與添加前相比為6質量ppm以下，則可進一步抑制TiB₂或TiC等第2相粒子的形成。

但是，在添加Ti、B、C時，包含這些Ti、B、C及Si的Al及Mg以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下。

如上所述般認為，壓模表面的凹狀缺陷的原因之一，是鋁原型中的第2相粒子在陽極氧化處理時脫落。特別是在含有Mg的鋁原型中，在第2相粒子中Mg₂Si亦成為最大的問題。

Mg₂Si大多是相當直徑為10 nm~250 nm的大小，為可見光的波長以下。但是若存在大量的Mg₂Si，則與存在比可見光的波長大的粒子的情況同樣，該粒子的存在導致轉印物的凸狀缺陷，並成為使霧度上升的原因。另外，在Mg₂Si的粒子與鋁之間產生腐蝕，形成相對大的凹部而導致Mg₂Si脫落時，Mg₂Si的粒子本身的大小即便為小，亦有導致壓模或轉印物上所形成的缺陷變成相對大的尺寸的情況。

另外，所謂凸狀缺陷，是指如圖6所示的相當直徑為500 nm以上的金平糖狀突起。

因此，本發明的鋁原型是其表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數為10個/1000 μm²以下。若鋁原型的表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數超過10個/1000 μm²，則在轉印了由本發明的鋁原型而得的壓模的表面結構的轉印物的表面形成大量的凸狀缺陷，並且霧度上升。上述Mg₂Si的個數較佳為8個/1000 μm²以下。另外，轉印物的霧度較佳為0.5%以下，更佳為 0.3%以下。

另外，本發明中所謂相當直徑，是具有與粒子的投影面積相同的面積的圓的直徑。

<作用效果>

以上所說明的本發明的鋁原型，由於Mg的含量為0.1質量%~3質量%、Si的含量為100質量ppm以下，Al及Mg以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，因此可抑制成為壓模表面的凹狀缺陷的原因的第2相粒子的形成。另外，由於第2相粒子中亦特別成為問題的Mg₂Si的個數為10個/1000 μm²以下，因此若使用本發明的鋁原型，則可製造抑制了凹狀缺陷的壓模。

「壓模用鋁原型的製造方法」

鋁原型通常經過鑄造步驟與塑性加工步驟而製造。

為了使鋁原型的表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數為10個/1000 μm²以下，只要在塑性加工步驟後藉由特定條件進行熱處理步驟及冷卻步驟，或降低鋁原型原材料中的Si的含量即可。

以下，對鋁原型的製造方法的一個實施形態例進行具體地說明。

本實施形態例的鋁原型的製造方法包括：鑄造成為鋁原型的原料的鋁合金的鑄造步驟、將所鑄造的鋁合金進行塑性加工的塑性加工步驟、將經塑性加工的鋁合金進行熱處理的熱處理步驟、將經熱處理的鋁合金進行冷卻的冷卻步驟、及將經冷卻的鋁 合金切削成所期望的形狀的切削步驟。

(鑄造步驟)

鑄造步驟是鑄造鋁合金的步驟。作為鑄造步驟的條件，並無特別限定。

作為鋁合金，是使用Mg的含量為0.1質量%~3質量%、Si的含量為100質量ppm以下、Al及Mg以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下、其餘為Al的鑄錠(鑄塊)。

然而，高純度鋁的鑄造組織粗、且平均結晶粒徑為厘米級。鑄塊的粗大的結晶粒的痕跡，即便是在後述的塑性加工步驟或熱處理步驟後亦容易粗大地殘留，因此較佳為使鑄塊的結晶粒微細化。

因此，為了進行鑄塊的微細化，通常在將要鑄造前將Al-Ti-B系母合金或Al-Ti-C系母合金等微細化劑添加至熔液中，以TiB₂粒子或TiC粒子為核增加結晶核的產生數。此時，鑄塊中原來所含的Ti、B、C發生凝聚，而幾乎不具有微細化能力。

在純度為99.95%以上的高純度鋁時，在通常的微細化劑的添加量(Ti的含量的上升與添加前相比為5質量ppm~100質量ppm的添加量、及B的含量的上升為1質量ppm~20質量ppm的添加量，或Ti的含量的上升與添加前相比為5質量ppm~250質量ppm的添加量及C的含量的上升為1質量ppm~50質量ppm的添加量)時難以微細化，即便在Ti的含量的上升為350質量ppm、B及C的至少一種的含量的上升為70質量ppm的添加量時，微細化亦不 充分。因此，為了充分地微細化，而需要增加微細化劑的添加量，但微細化劑的添加量的增加會導致第2相粒子(TiB₂或TiC)的增加，而成為壓模表面的凹狀缺陷的原因。

但是，本發明所用的鋁合金雖然使用高純度鋁作為原料，但是由於在其中添加Mg，因此純度降低。因此，在Ti的含量的上升與添加前相比為5質量ppm~150質量ppm、B及C的至少一種的含量的上升與添加前相比為1質量ppm~30質量ppm的添加量時，而可微細化至200 μm~500 μm左右的平均結晶粒徑。特別是即便Ti的含量的上升為8質量ppm、B及C的至少一種的含量的上升為2質量ppm左右的少量，亦可充分地微細化。

(塑性加工步驟)

塑性加工步驟是將所鑄造的鋁合金進行塑性加工的步驟。

藉由鑄造步驟中鑄造組織的微細化，可減輕因結晶方位引起的不均勻，但平均結晶粒徑為200 μm~500 μm左右。在需要進一步微細化時，較佳為微細化至藉由目視而不明顯的程度(具體而言，平均結晶粒徑為100 μm以下)。因此，為了將組織進一步微細化，而對所鑄造的鋁合金(鋁原型原材料)實施塑性加工。另外，在不要求結晶粒的微細化時，可不藉由塑性加工進行結晶粒的微細化。

作為塑性加工的方法，採用對鋁原型原材料賦予更大的加工度的加工方法，例如可列舉：軋製處理、擠出處理、鍛造處理等。但是，為軋製處理或擠出處理時，加工方向限定於一個方 向，因此存在以下情況：形成鑄塊的結晶粒向加工方向伸長的加工組織，在藉由後述的熱處理的再結晶後，加工組織的痕跡亦會在加工方向殘留，而導致形成條紋狀不均勻的組織。若使用具有此種不均勻組織的鋁原型製造壓模，則不均勻的組織會以巨大的形態出現，而導致在由此種壓模形成的轉印面上亦產生不均勻的巨大的形態。因此，加工方向較佳為2個方向以上。

為鍛造處理時，可自由地改變加工方向，因此在製作各向異性少的隨機的組織的方面有利，適合作為塑性加工的方法。

另外，為軋製處理或擠出處理時，由於加工方向受到限制，因此根據塑性加工前的鋁原型原材料的尺寸與加工後的尺寸確定加工度。

另一方面，為鍛造處理時，由於可改變加工方向，因此可重複施加塑性加工，因此可獲得更大的加工度。更大的加工度會導致成為再結晶的驅動力的應變的蓄積，該應變的蓄積使再結晶組織進一步微細，而有助於將氧化皮膜作為鑄模的轉印物的均勻性。因此，在欲獲得更微細的結晶粒時，較佳為鍛造處理。

以下，關於鍛造處理，進行詳細地說明。

鍛造處理大致分為：以破壞相對粗的鑄造組織將其微細均勻化為主要目的的熱鍛造、及以將藉由熱鍛造而微細均勻化的鋁原型原材料進一步微細化為主要目的的冷鍛造。

另外，在需要鋁原型的結晶粒的微細化時，較佳為實施如上述的鍛造處理，而使平均結晶粒徑為100 μm以下。另外，在結晶 粒的微細化要求不高時，使平均結晶粒徑為500 μm以下便足夠，此種情況下，可使用軋製處理或擠出處理等代替鍛造處理來作為塑性加工方法。

另外，在塑性加工步驟之前，可將所鑄造的鋁合金在420℃~630℃下進行加熱處理，並以100℃/小時以上的冷卻速度進行冷卻，而將鋁合金均質化(均質化處理)。藉由進行均質化處理，而可使除了Al及Mg外的鋁合金中的雜質(Si等)溶入至Al中。

熱鍛造：

供於熱鍛造之前，較佳為將鋁原型原材料預熱。若預熱溫度過低，則在熱鍛造時難以引起再結晶而無法期待均勻化，若預熱溫度過高，則預熱時的粒成長變得顯著而產生粗大的結晶粒，其痕跡在冷鍛造後亦會殘留。預熱溫度較佳為350℃~470℃，較佳為接近420℃左右。

預熱通常進行數小時左右。

接著，將經預熱的鋁原型原材料進行自由鍛造，藉此獲得鍛造材料。

熱鍛造在將(2/3U-1.5S)設為1個循環時，以3個循環為基本，在要求更高的均勻性時，在再預熱後藉由相同的條件重複進行熱鍛造。此處，所謂「2/3U」或「1.5S」的表記是由JIS G 0701定義，所謂「2/3U」，是表示鍛煉成形比為2/3的鐓鍛(upsetting)鍛煉，所謂「1.5S」，是表示鍛煉成形比為1.5的實體鍛煉。

該鐓鍛鍛煉與實體鍛煉的順序並無限定，亦可相反。

熱鍛造的循環次數多時容易獲得均勻的組織，但因鍛造時間的增加而引起的鍛造材料的溫度的降低會變大。若因該溫度降低而鍛造材料的溫度小於300℃，則難以引起再結晶，並且難以引起作為熱鍛造的第一目的的組織的均勻化。因此，需要提高預熱溫度。但是，若提高預熱溫度，則在該預熱時，容易引起結晶粒的粗大化。因此，熱鍛造的循環次數較佳為限於3個循環左右。藉由減少熱鍛造的循環次數並抑制熱鍛造中的溫度降低，而亦可降低預熱溫度，但此時，為了獲得均勻的組織，而藉由增加熱鍛造、再加熱的次數來彌補循環次數的減少，在工業生產上並不現實。

另外，若以(2S-1/2U)×3個循環的方式增大一次鍛伸量、鐓鍛量，則即便藉由相同的循環次數，應變的蓄積亦多而在結晶粒微細化的方面有利。但是，在鍛造時表面的皺褶容易被捲進至內部，該皺褶在後續的陽極氧化處理時會成為缺陷而出現，因此欠佳。另外亦認為，藉由重複冷鍛造及熱處理引起的再結晶會取代藉由熱鍛造引起的再結晶。

另外，在不要求高均勻性時，若在鑄造時微細化至平均結晶粒徑為200 μm~500 μm左右，則可省去該熱鍛造而可降低鍛造成本。

然而，例如在以預熱溫度300℃~380℃進行數小時預熱的情況下，詳細內容如於下文敍述，會成為與圖1所示的區域B 相同的條件，因此認為會引起Mg₂Si的析出。

但是，嘗試調查進行熱鍛造與冷鍛造後的鋁合金，結果判明未析出Mg₂si。並且認為，在熱鍛造後與冷鍛造後，析出狀態難以變化，因此認為，熱鍛造(特別是預熱)時的溫度不會對Mg₂Si的析出造成大的影響。

熱鍛造時難以引起Mg₂Si的析出的原因認為，所蓄積的應變少且Si難以擴散。另外，在相同的溫度下進行軋製處理或擠出處理時，亦不會引起Mg₂Si的析出。

冷鍛造：

冷鍛造中，由於用於再結晶粒的微細化的應變的蓄積為主要目的，因此更高的鍛煉成型比對於微細化有利。但是，在鍛煉成型比過高時，鍛造時會產生裂縫，因此在將(1.5S-2/3U)設為1個循環時，較佳為2個~3個循環。另外，冷鍛造時因加工熱而鍛造材料的溫度會上升。在超過應變的釋放會變得顯著的200℃時，較佳為藉由水冷、空冷等進行冷卻，更佳為進一步保持於150℃以下。

(熱處理步驟)

熱處理步驟是將經塑性加工的鋁合金進行熱處理(退火)的步驟。

塑性加工步驟後的熱處理步驟是為了將藉由冷鍛造等塑性加工而蓄積的應變作為驅動力引起再結晶而進行。

在著眼於結晶粒組織的情況下，若熱處理溫度(退火溫度) 過低，則不會引起再結晶而導致加工組織殘留。另外，若熱處理溫度過高，則導致引起粒成長，並且導致產生粗大的結晶粒。

另一方面，本發明者等人著眼於熱處理條件與Mg₂Si的析出的關係，結果弄清，若在超過300℃且小於400℃之間進行熱處理，則如圖1所示般，導致Mg₂Si析出。

圖1是表示熱處理條件與Mg₂Si的析出的關係的相關圖，以如下方式製作。

首先，在鑄造Mg的含量為1.04質量%、Si的含量為20質量ppm的鋁合金後，實施作為塑性加工的熱鍛造及冷鍛造而獲得試樣。另外，冷鍛造後的鋁合金中，Mg₂Si未析出。

接著，藉由各種熱處理條件(熱處理溫度及熱處理時間)對試樣進行熱處理。接著，由藉由各種熱處理條件進行熱處理後的試樣製作穿透型電子顯微鏡(Transmission electron microscope，TEM)用試樣，藉由TEM進行觀察，觀察Mg₂Si有無析出，將熱處理條件與Mg₂Si的析出的關係繪製成圖1。

另外，若Si的含量相同，則與Mg的含量無關，而表示與圖1所示的結果相同的傾向。特別是，若Mg的含量為0.1質量%~3質量%的範圍內，則認為與圖1所示的結果相同。

如圖1所示般，熱處理條件(熱處理溫度及熱處理時間)大致分為3個區域。區域B中，由於會引起Mg₂Si的析出，因此若藉由區域A或區域C的條件實施熱處理，則可獲得抑制了Mg₂Si的析出的鋁原型。但是，在區域C的條件下，此次並未觀察到 Mg₂Si，但在熱鍛造中、或熱處理中無法觀察到的微細的Mg₂Si有可能會析出。因此，為了防止Mg₂Si的析出，與在300℃以下進行熱處理的情形相比，在400℃以上實施熱處理並使Si溶入至Al晶格中的情形的效果更大，而更佳。

在區域A中不會引起Mg₂Si的析出的原因是，熱處理溫度高，Al晶格中的Al與Si進行置換會產生充分的能量，Si溶入至Al晶格中，並且難以與Mg結合。

另外，在區域C中不會引起Mg₂Si的析出的原因是，Si難以擴散且熱處理中的Si的移動距離短，因此難以與Mg結合。

若在超過300℃且小於400℃之間進行熱處理，則導致Mg₂Si析出，原因是，該溫度範圍是對於作為雜質的Si發生擴散而言充分的溫度，並且對於Mg₂Si固溶而言不充分的溫度。即，如上述般，在300℃以下(圖1的區域C)中，Si難以擴散，因此難以析出Mg₂Si。另外，在400℃以上(圖1的區域A)中，Al晶格中的Al與Si進行置換會產生充分的能量，因此Si溶入至Al晶格中。其結果是，難以與Mg結合，因此難以引起Mg₂Si的析出。

如此，結晶粒組織具有與Mg₂Si的析出相反的性質，因此需要根據最終用途的必要特性，而使某種性質優先。

本實施形態中，為了抑制Mg₂Si的析出，熱處理溫度設為300℃以下或400℃以上。在300℃以下進行熱處理時，熱處理溫度較佳為小於300℃，更佳為280℃以下，特佳為250℃以下。另 一方面，在400℃以上進行熱處理時，有隨著熱處理溫度變高而結晶粒變得粗大的傾向，但在不要求結晶粒微細化的用途時，亦可提高熱處理溫度。

特別是將鋁原型用作抗反射物品製造用壓模的原型時，有因Mg₂Si的析出而導致抗反射物品的霧度上升的擔憂，因此熱處理溫度較佳為設為400℃以上。另一方面，若結晶粒變得過於粗大，則有結晶粒的形態會被轉印至抗反射物品的表面，而導致抗反射物品的外觀品質降低的擔憂，因此熱處理溫度較佳為設為600℃以下。

另外，在圖1所示的區域A中，在加熱處理步驟後，在鋁合金的冷卻中到達超過300℃且小於400℃的區域，因此有可能析出Mg₂Si。

因此，本實施形態例中，在熱處理步驟後進行以下的冷卻步驟。

(冷卻步驟)

冷卻步驟是在400℃以上進行熱處理時，將經熱處理的鋁合金在300℃~400℃的溫度區域中以100℃/小時以上的冷卻速度進行冷卻的步驟。

本發明者等人著眼於冷卻速度與Mg₂Si的析出的關係，結果弄清，在400℃以上進行熱處理時，若在300℃~400℃的溫度區域中以冷卻速度小於100℃/小時進行冷卻，則如圖2所示般導致Mg₂Si析出。

圖2是表示冷卻速度與Mg₂Si的析出的關係的相關圖，該冷卻速度是根據理論計算而求出自450℃將鋁合金冷卻、且0.001質量%的Mg₂Si析出時的冷卻速度。

如圖2所示般，若冷卻速度在區域Y中，Mg₂Si不會析出，但若冷卻速度在區域X中，則可預料到Mg₂Si析出。

因此，在本實施形態中，在400℃以上進行熱處理時，在熱處理步驟後(特別是在圖1所示的區域A的條件下進行熱處理步驟後)，在300℃~400℃的溫度區域中以100℃/小時以上的冷卻速度將鋁合金冷卻，藉此可抑制Mg₂Si的析出。特別是在300℃~400℃的溫度區域、較佳為250℃~400℃的溫度區域中，以100℃/小時以上、較佳為300℃/小時以上、更佳為500℃/小時以上的冷卻速度將鋁合金冷卻而較佳。

(切削步驟)

切削步驟是將經冷卻的鋁合金切削成所期望的形狀而獲得鋁原型的步驟。

本發明所用的鋁合金可容易地切削成所期望的形狀。切削方法並無特別限定。

鋁原型的形狀可為板形狀，亦可為卷形狀。特別是若切削成卷形狀，則可獲得能連續地轉印微細凹凸結構的壓模，因此可提高轉印物的生產性。

另外，鋁原型整體亦可不包含上述鋁原材料，至少鋁原型的表面包含上述鋁原材料即可。例如可使用：在圓筒狀的上述 鋁原材料中嵌入包含鋁原材料以外的材料的芯材等，而表面包含上述鋁原材料，內部包含鋁原材料以外的原材料的鋁原型。另外，此種情況下，所謂鋁原型的組成，是指表面的鋁部分的組成，並非指作為添加了芯材的鋁原型整體的組成。

<作用效果>

根據以上所說明的本發明的鋁原型的製造方法，由於使用特定的鋁合金，因此可抑制Mg₂Si的析出，並可使鋁原型的表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數為10個/1000 μm²以下。因此，可抑制成為壓模表面的凹狀缺陷的原因的第2相粒子的形成，因此可製造能獲得抑制了凹狀缺陷的壓模的鋁原型。

另外，在進行作為塑性加工的熱鍛造及冷鍛造時，由於加工方向為2個方向以上，因此與軋製處理或擠出處理的情形相比，可製作各向異性更少的組織，但在冷鍛造後，有成為結晶粒伸長的加工組織的情況。此種情況下，藉由在塑性加工步驟後在特定條件下進行熱處理步驟及冷卻步驟，而使加工組織的痕跡難以殘留，且亦難以轉印至轉印物。

另外，若降低鋁合金(鋁原型原材料)中的Si的含量，則可更有效地抑制Mg₂Si的析出。

但是，為了降低鋁合金中的Si的含量，而需要使用Si的含量少的鋁原料金屬、或進行防止鑄造步驟中所使用的裝置等受到污染的處置，從而導致製品的成本上升。

此種情況下，若在塑性加工步驟後在特定條件下進行熱處理 步驟，則即便不使用Si的含量少的鋁原料金屬、或不進行防止污染的處置，亦可抑制Si的擴散、或可使Si溶入至Al晶格中，因此可抑制Mg₂Si的析出。

若使用藉由本發明的鋁原型的製造方法而得的鋁原型，則可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模、即抑制了凹狀缺陷的壓模。

以下，對壓模及其製造方法進行說明。

「壓模及其製造方法」 <壓模的製造方法>

以下，一邊參照圖3，一邊對藉由將本發明的鋁原型、或利用本發明的鋁原型的製造方法而製造的鋁原型的表面進行陽極氧化而製造壓模的方法的一例進行說明，該壓模在表面形成具有微細凹凸結構的氧化皮膜，該微細凹凸結構包含平均間隔為可見光的波長以下的多個細孔。

本發明的壓模的製造方法是包括下述步驟(a)的方法，較佳為進一步包括下述步驟(b)及步驟(c)，更佳為進一步包括下述步驟(d)~步驟(f)。

(a)將鋁原型在電解液中進行陽極氧化而在鋁原型的表面形成氧化皮膜的步驟(第1氧化皮膜形成步驟)。

(b)在上述步驟(a)後，將步驟(a)中所形成的氧化皮膜除去的步驟(氧化皮膜除去步驟)。

(c)在上述步驟(b)後，將鋁原型在電解液中再次進行陽極 氧化而形成具有多個細孔的氧化皮膜的步驟(第2氧化皮膜形成步驟)。

(d)在上述步驟(c)或下述步驟(e)後，使細孔的孔徑擴大的步驟(孔徑擴大處理步驟)。

(e)在上述步驟(d)後，將鋁原型在電解液中再次進行陽極氧化的步驟(氧化皮膜再形成步驟)。

(f)重複進行上述步驟(d)與上述步驟(e)的步驟(重複步驟)。

根據包括步驟(a)~步驟(f)的方法，而在經鏡面化的鋁原型的表面週期性地形成孔徑自開口部向深度方向緩慢縮小的錐形狀的細孔，其結果可獲得表面形成有具有多個細孔的氧化皮膜的壓模。

另外，在步驟(a)前，可進行將鋁原型的表面的氧化皮膜除去的預處理。作為將氧化皮膜除去的方法，可列舉：浸漬於鉻酸/磷酸混合液中的方法等。

另外，雖然細孔的排列的規則性稍稍降低，但根據轉印有壓模的表面的材料的用途，亦可不進行步驟(a)而自步驟(c)起進行。

以下，對各步驟進行詳細地說明。

(步驟(a))

步驟(a)中，將經鏡面化的鋁原型的表面在電解液中在恆定電壓下進行陽極氧化，如圖3所示般，在鋁原型10的表面形成具 有細孔12的氧化皮膜14。

作為電解液，可列舉：酸性電解液、鹼性電解液，較佳為酸性電解液。

作為酸性電解液，可列舉：草酸、硫酸、磷酸、這些酸的混合物等。

在使用草酸作為電解液時，草酸的濃度較佳為0.7 M以下。若草酸的濃度超過0.7 M，則有陽極氧化時的電流值變得過高而氧化皮膜的表面變粗的情況。

另外，陽極氧化時的電壓在30 V~80 V之間適當設定即可。藉由將陽極氧化時的電壓設為30 V~60 V，而可獲得表面形成具有平均間隔為100 nm左右且規則性高的細孔的氧化皮膜的壓模。陽極氧化時的電壓高於或低於該範圍，均有規則性降低的傾向，並且有平均間隔大於可見光的波長的情況。

電解液的溫度較佳為60℃以下，更佳為45℃以下。若電解液的溫度超過60℃，則有引起所謂的「風化」的現象的傾向，並且有細孔破壞、或表面溶解而細孔的規則性混亂的情況。

在使用硫酸作為電解液時，硫酸的濃度較佳為0.7 M以下。若硫酸的濃度超過0.7 M，則有陽極氧化時的電流值變得過高而無法維持恆定電壓的情況。

另外，藉由將陽極氧化時的電壓設為25 V~30 V，而可獲得表面形成有平均間隔為63 nm左右的規則性高的細孔的氧化皮膜的壓模。陽極氧化時的電壓高於或低於該範圍，均有規則性降低 的傾向，並有平均間隔大於可見光的波長的情況。

電解液的溫度較佳為30℃以下，更佳為20℃以下。若電解液的溫度超過30℃，則有引起所謂的「風化」的現象，並有細孔破壞、或表面溶解而細孔的規則性混亂的情況。

步驟(a)中，藉由長時間實施陽極氧化而形成的氧化皮膜14變厚，而可提高細孔12的排列的規則性，但此時，藉由將氧化皮膜14的厚度設為0.01 μm~30 μm，而可進一步抑制因結晶晶界引起的巨大的凹凸，並可獲得更適合於光學用途的物品的製造的壓模。氧化皮膜14的厚度更佳為0.05 μm~10 μm，尤佳為1 μm~3 μm。氧化皮膜14的厚度可藉由場發射形掃描電子顯微鏡等進行觀察。

(步驟(b))

步驟(a)後，將藉由步驟(a)而形成的氧化皮膜14除去，藉此如圖3所示般，形成與經除去的氧化皮膜14的底部(稱為障壁層)對應的週期性凹陷(即細孔產生點16)。

將所形成的氧化皮膜14暫時除去，並形成陽極氧化的細孔產生點16，藉此可提高最終形成的細孔的規則性(例如參照益田、「應用物理」、2000年、第69卷、第5號、p.558)。

作為將氧化皮膜14除去的方法，可列舉：藉由不溶解鋁，而選擇性溶解氧化鋁的溶液而除去的方法。作為此種溶液，例如可列舉：鉻酸/磷酸混合液等。

步驟(b)中，亦可將氧化皮膜14的一部分除去，但藉由將 氧化皮膜14全部除去，而可形成規則性更高的細孔。

(步驟(c))

將形成了細孔產生點16的鋁原型10在電解液中在恆定電壓下再次陽極氧化，並再次形成氧化皮膜14。

步驟(c)中，只要在與步驟(a)相同的條件(電解液濃度、電解液溫度、化學處理電壓等)下進行陽極氧化即可。

藉此，如圖3所示般，可形成氧化皮膜14，其形成有圓柱狀細孔12。在步驟(c)中，越長時間實施陽極氧化，則可獲得越深的細孔，但例如在製造用以製造抗反射物品等光學用物品的壓模時，此處，只要形成0.01 μm~0.5 μm左右的氧化皮膜即可，無須形成步驟(a)中所形成的程度的厚度的氧化皮膜。

(步驟(d))

步驟(c)後，進行使步驟(c)中所形成的細孔12的孔徑擴大的孔徑擴大處理，而如圖3所示般將細孔12的孔徑擴徑。

作為孔徑擴大處理的具體的方法，可列舉：浸漬於溶解氧化鋁的溶液中，藉由蝕刻使步驟(c)中所形成的細孔的孔徑擴大的方法。作為此種溶液，例如可列舉：5質量%左右的磷酸水溶液等。越延長步驟(d)的時間，則細孔的孔徑越增大。

(步驟(e))

如圖3所示般，若再次進行陽極氧化，則進一步形成直徑小的圓柱狀的細孔12，其自圓柱狀細孔12的底部向下延伸。

陽極氧化可在與步驟(a)相同的條件下進行，亦可將條件進 行各種變更。越延長陽極氧化的時間，則可獲得越深的細孔。

(步驟(f))

藉由重複進行步驟(d)與步驟(e)，而如圖3所示般，可使細孔12的形狀成為孔徑自開口部向深度方向緩慢縮小的錐形狀，其結果可獲得表面形成具有週期性多個細孔12的氧化皮膜14的壓模18。

藉由適當設定步驟(d)及步驟(e)的條件、例如陽極氧化的時間及孔徑擴大處理的時間，而可形成各種形狀的細孔。因此，根據欲由壓模製造的物品的用途等，而適當設定這些條件即可。例如若以短的間隔重複多次步驟(d)與步驟(e)，則可獲得大致圓錐狀的細孔。另外，藉由調整步驟(d)及步驟(e)的時間，而可形成倒吊鐘狀或尖頭形狀的細孔，並且可製造適當改變了形狀的壓模。另外，在該壓模為製造抗反射膜等抗反射物品者時，藉由如此適當設定條件，而可任意地變更細孔的平均間隔或深度，因此亦可設計最佳的折射率變化。

<壓模>

如此製造的壓模形成有大量的週期性細孔，結果成為包括鋁原型、及形成於該鋁原型的表面的微細凹凸結構者。

鋁原型中鎂的含量為0.1質量%~3質量%，矽的含量為100質量ppm以下，鋁及鎂以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，且該壓模的表面的相當直徑為10 nm以上的矽化鎂的個數為10個/1000 μm²以下。

若微細凹凸結構中的細孔間的平均間隔為可見光的波長以下、即400 nm以下，則成為所謂的蛾眼(moth eye)結構。

若細孔間的平均間隔大於400 nm，則會引起可見光的散射，因此表現不出充分的抗反射功能，而不適於製造抗反射膜等抗反射物品。

關於細孔間的平均間隔，是藉由電子顯微鏡觀察測定50點鄰接的細孔間的間隔(自細孔的中心至與其鄰接的細孔的中心為止的距離)，並將這些值進行平均而得的值。

在壓模為製造抗反射膜等抗反射物品者時，細孔間的平均間隔為可見光的波長以下，並且細孔的深度較佳為50 nm以上，更佳為100 nm以上。若細孔的深度為50 nm以上，則藉由壓模的表面的轉印而形成的光學用途的物品的表面、即轉印面的反射率會降低。就設置於抗反射膜上的突起(凸部)的機械強度的觀點而言，細孔的深度較佳為400 nm以下，更佳為300 nm以下。

關於細孔的深度，是測定50點藉由電子顯微鏡觀察時的自細孔的開口部至最深部為止的距離，並將這些值進行平均而得的值。

壓模的細孔的縱橫比(深度/平均間隔)較佳為0.5~5.0，更佳為0.8~4.5，特佳為1.2~4.0。若縱橫比為0.5以上，則可形成反射率低的轉印面，並且其入射角依存性或波長依存性亦充分地變小。若縱橫比大於5.0，則有轉印面的機械強度降低的傾向。

壓模的形成有微細凹凸結構的表面，為了脫模容易，而 可實施脫模處理。作為脫模處理的方法，例如可列舉：塗佈矽酮系聚合物或氟聚合物的方法、蒸鍍氟化合物的方法、塗佈氟系或氟矽酮系矽烷偶合劑的方法等。

<作用效果>

根據以上所說明的壓模的製造方法，可將上述本發明的鋁原型、或藉由本發明的鋁原型的製造方法而製造的鋁原型進行陽極氧化處理而得，因此可製造抑制了因第2相粒子的脫落等引起的凹狀缺陷的壓模。

如此獲得的壓模由於表面的凹狀缺陷少，因此可製造凸狀缺陷少的轉印物。

「物品的製造方法」

本發明的物品的製造方法是如下的方法：使用上述本發明的壓模、或藉由本發明的壓模的製造方法而製造的壓模，將壓模表面所形成的微細凹凸結構轉印至物品主體的表面。

具體而言，藉由以下方法(所謂的光壓印法(optical imprint method))，而可獲得表面具有微細凹凸結構的物品(轉印物)：在本發明的壓模與物品主體之間填充活性能量線硬化性樹脂組成物，對其照射活性能量線使其硬化，而在物品主體的表面形成轉印了壓模的微細凹凸結構的硬化樹脂層，並將表面形成有硬化樹脂層的物品主體自壓模剝離。

<物品主體>

作為物品主體的材料，由於介隔物品主體進行活性能量線的 照射，因此較佳為透明性高的材料，例如可列舉：聚碳酸酯、聚苯乙烯系樹脂、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、玻璃等。

另外，作為物品主體的形狀，可列舉：膜、片、射出成形品、壓製成形品等。

<製造裝置>

關於表面具有微細凹凸結構的物品，例如使用圖4所示的製造裝置，以如下述的方式進行製造。

在表面具有微細凹凸結構(圖示略)的卷狀壓模20、與沿著卷狀壓模20的表面移動的帶狀膜(物品主體)42之間，自槽22供給活性能量線硬化性樹脂組成物38。

在卷狀壓模20、與藉由氣壓缸(air cylinder)24調整軋壓的夾輥26之間，壓軋膜42及活性能量線硬化性樹脂組成物38，而在膜42與卷狀壓模20之間均勻地展開活性能量線硬化性樹脂組成物38，同時填充至卷狀壓模20的微細凹凸結構的細孔內。

自設置於卷狀壓模20的下方的活性能量線照射裝置28，通過膜42對活性能量線硬化性樹脂組成物38照射活性能量線，使活性能量線硬化性樹脂組成物38硬化，藉此形成轉印了卷狀壓模20的表面的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的膜42自卷狀壓模20剝離，藉此可獲得表面具有微細凹凸結構的物品40。

作為活性能量線照射裝置28，可列舉：高壓水銀燈、金 屬鹵化物燈等。

活性能量線的光照射能量較佳為100 mJ/cm²~10000 mJ/cm²。

<物品>

圖5是表示藉由本發明的製造方法而得的表面具有微細凹凸結構的物品40的一例的剖面圖。

硬化樹脂層44是包含後述的活性能量線硬化性樹脂組成物的硬化物的膜，且表面具有微細凹凸結構。

使用本發明的壓模時的物品40的表面的微細凹凸結構，是轉印壓模的氧化皮膜的表面的微細凹凸結構而形成者，具有包含活性能量線硬化性樹脂組成物的硬化物的多個凸部(突起)46。

作為微細凹凸結構，較佳為大致圓錐形狀、角錐形狀等的凸部(突起)多個排列而成的所謂的蛾眼結構。並且已知，突起間的間隔為可見光的波長以下的蛾眼結構，由於折射率自空氣的折射率向材料的折射率連續地增大，而成為有效的抗反射的手段。

凸部間的平均間隔較佳為可見光的波長以下、即400 nm以下。在使用本發明的壓模形成凸部時，由於凸部間的平均間隔為100 nm左右，因此更佳為200 nm以下，特佳為150 nm以下。

另外，就凸部的形成的容易性的方面而言，凸部間的平均間隔較佳為20 nm以上。

關於凸部間的平均間隔，是藉由電子顯微鏡觀察測定50點鄰接的凸部間的間隔(自凸部的中心至鄰接的凸部的中心為止的距 離)，並將這些值進行平均而得的值。

在平均間隔為100 nm時，凸部的高度較佳為80 nm~500 nm，更佳為120 nm~400 nm，特佳為150 nm~300 nm。若凸部的高度為80 nm以上，則反射率充分變低，且反射率的波長依存性少。若凸部的高度為500 nm以下，則凸部的耐擦傷性良好。

關於凸部的高度，是藉由電子顯微鏡以倍率30000倍觀察時測定的凸部的最頂部、與存在於凸部間的凹部的最底部之間的距離的值。

凸部的縱橫比(凸部的高度/凸部間的平均間隔)較佳為0.5~5.0，更佳為0.8~4.5，特佳為1.2~4.0。若凸部的縱橫比為0.5以上，則可充分地用作超親水性膜或超撥水性膜。若凸部的縱橫比為5.0以下，則凸部的耐擦傷性良好。

凸部的形狀較佳為：與高度方向正交的方向的凸部剖面積自最表面向深度方向連續地增加的形狀、即凸部的高度方向的剖面形狀為三角形、梯形、吊鐘型等形狀。

然而可知，在表面具有蛾眼結構時，若該表面由疏水性材料形成，則藉由蓮花效應(lotus effect)而可獲得超撥水性，若該表面由親水性材料形成，則可獲得超親水性。

硬化樹脂層44的材料為疏水性時的微細凹凸結構的表面的水接觸角，較佳為90°以上，更佳為110°以上，特佳為120°以上。若水接觸角為90°以上，則污水難以附著，因此可發揮充分的防污性。另外，由於難以附著水，因此可期待防止結冰。

硬化樹脂層44的材料為親水性時的微細凹凸結構的表面的水接觸角，較佳為25°以下，更佳為23°以下，特佳為21°以下。若水接觸角為25°以下，則表面所附著的污垢會被水沖洗，且難以附著油污，因此可發揮充分的防污性。就抑制因硬化樹脂層44的吸水引起的微細凹凸結構的變形、隨之的反射率的上升的方面而言，該水接觸角較佳為3°以上。

<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包含聚合性化合物及聚合起始劑。

作為聚合性化合物，可列舉：分子中具有自由基聚合性鍵及/或陽離子聚合性鍵的單體、寡聚物、反應性聚合物等。

作為具有自由基聚合性鍵的單體，可列舉：單官能單體、多官能單體。

作為單官能單體，可列舉：(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、(甲基)丙烯酸2-乙基己酯、(甲基)丙烯酸月桂酯、(甲基)丙烯酸烷基酯、(甲基)丙烯酸十三烷基酯、(甲基)丙烯酸硬脂酯、(甲基)丙烯酸環己酯、(甲基)丙烯酸苄酯、(甲基)丙烯酸苯氧基乙酯、(甲基)丙烯酸異莰酯、(甲基)丙烯酸縮水甘油酯、(甲基)丙烯酸四氫糠酯、(甲基)丙烯酸烯丙酯、(甲基)丙烯酸2-羥基乙酯、(甲基)丙烯酸羥基丙酯、(甲基)丙烯酸2-甲氧基乙酯、(甲基)丙烯酸2-乙氧基乙酯等(甲 基)丙烯酸酯衍生物；(甲基)丙烯酸、(甲基)丙烯腈；苯乙烯、α-甲基苯乙烯等苯乙烯衍生物；(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、二甲基胺基丙基(甲基)丙烯醯胺等(甲基)丙烯醯胺衍生物等。

這些可單獨使用1種，亦可併用2種以上。

作為多官能單體，可列舉：乙二醇二(甲基)丙烯酸酯、三丙二醇二(甲基)丙烯酸酯、異氰尿酸環氧乙烷改質二(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)丙烯醯氧基-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的環氧乙烷加成物二(甲基)丙烯酸酯、雙酚A的環氧丙烷加成物二(甲基)丙烯酸酯、羥基新戊酸新戊二醇二(甲基)丙烯酸酯、二乙烯基苯、亞甲基雙丙烯醯胺等二官能性單體；季戊四醇三(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、異氰尿酸環氧乙烷改質三(甲基)丙烯酸酯等三官能單體；琥珀酸/三羥甲基乙烷/丙烯酸的縮合反應混合 物、二季戊四醇六(甲基)丙烯酸酯、二季戊四醇五(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)丙烯酸酯等四官能以上的單體；二官能以上的丙烯酸胺基甲酸酯、二官能以上的聚酯丙烯酸酯等。

這些可單獨使用1種，亦可併用2種以上。

作為具有陽離子聚合性鍵的單體，可列舉：具有環氧基、氧雜環丁基、噁唑基、乙烯氧基等的單體，特佳為具有環氧基的單體。

作為寡聚物或反應性聚合物，可列舉：不飽和二羧酸與多元醇的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(甲基)丙烯酸酯、(甲基)丙烯酸胺基甲酸酯、陽離子聚合型環氧化合物、側鏈具有自由基聚合性鍵的上述單體的均聚物或共聚物等。

在利用光硬化反應時，作為光聚合起始劑，例如可列舉：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、苯偶醯、二苯甲酮、對甲氧基二苯甲酮、2,2-二乙氧基苯乙酮、α,α-二甲氧基-α-苯基苯乙酮、苯甲醯甲酸甲酯、苯甲醯甲酸乙酯、4,4'-雙(二甲基胺基)二苯甲酮、2-羥基-2-甲基-1-苯基丙烷-1-酮等羰基化合物；一硫化四甲基秋蘭姆、二硫化四甲基秋蘭姆等硫化合物；2,4,6-三甲基苯甲醯基二苯基氧化膦、苯甲醯基二乙氧基氧化膦等。

這些可單獨使用1種，亦可併用2種以上。

在利用電子束硬化反應時，作為聚合起始劑，例如可列舉：二苯甲酮、4,4-雙(二乙基胺基)二苯甲酮、2,4,6-三甲基二苯甲酮、鄰苯甲醯基苯甲酸甲酯、4-苯基二苯甲酮、第三丁基蒽醌、2-乙基蒽醌、2,4-二乙基噻噸酮、異丙基噻噸酮、2,4-二氯噻噸酮等噻噸酮；二乙氧基苯乙酮、2-羥基-2-甲基-1-苯基丙烷-1-酮、苯偶醯二甲基縮酮、1-羥基環己基-苯基酮、2-甲基-2-嗎啉基(4-硫甲基苯基)丙烷-1-酮、2-苄基-2-二甲基胺基-1-(4-嗎啉基苯基)-丁酮等苯乙酮；安息香甲醚、安息香乙醚、安息香異丙醚、安息香異丁醚等安息香醚；2,4,6-三甲基苯甲醯基二苯基氧化膦、雙(2,6-二甲氧基苯甲醯基)-2,4,4-三甲基戊基氧化膦、雙(2,4,6-三甲基苯甲醯基)-苯基氧化膦等醯基氧化膦；苯甲醯基甲酸甲酯、1,7-雙吖啶基庚烷、9-苯基吖啶等。

這些可單獨使用1種，亦可併用2種以上。

在利用熱硬化反應時，作為熱聚合起始劑，例如可列舉：過氧化甲基乙基酮、過氧化苯甲醯、過氧化二異丙苯、氫過氧化第三丁基、氫過氧化異丙苯、過氧化辛酸第三丁酯、過氧化苯甲酸第三丁酯、過氧化月桂醯等有機過氧化物；偶氮雙異丁腈等偶氮系化合物；上述有機過氧化物中組合N,N-二甲基苯胺、N，N-二甲基-對甲苯胺等胺而成的氧化還原聚合起始劑等。

相對於聚合性化合物100質量份，聚合起始劑的量較佳為0.1質量份~10質量份。在聚合起始劑的量小於0.1質量份時，聚合難以進行。若聚合起始劑的量超過10質量份，則有硬化膜著 色、或機械強度降低的情況。

活性能量線硬化性樹脂組成物中根據需要可包含：非反應性聚合物、活性能量線溶膠凝膠反應性組成物、抗靜電劑、用以提高防污性的氟化合物等添加劑、微粒子、少量的溶劑。

作為非反應性聚合物，可列舉：丙烯酸系樹脂、苯乙烯系樹脂、聚胺基甲酸酯、纖維素系樹脂、聚乙烯基丁縮醛、聚酯、熱塑性彈性體等。

作為活性能量線溶膠凝膠反應性組成物，可列舉：烷氧基矽烷化合物、烷基矽酸酯化合物等。

作為烷氧基矽烷化合物，可列舉：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、三甲基丁氧基矽烷等。

作為烷基矽酸酯化合物，可列舉：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、乙醯基矽酸酯等。

(疏水性材料)

為了使硬化樹脂層的微細凹凸結構的表面的水接觸角為90°以上，較佳為使用包含含有氟的化合物或矽酮系化合物的組成物，作為可形成疏水性材料的活性能量線硬化性樹脂組成物。

含有氟的化合物：

作為含有氟的化合物，可列舉：含有氟的單體、含有氟的矽烷偶合劑、含有氟的界面活性劑、含有氟的聚合物等。

作為含有氟的單體，可列舉：氟烷基取代乙烯基單體、氟烷基取代開環聚合性單體等。

作為氟烷基取代乙烯基單體，可列舉：氟烷基取代(甲基)丙烯酸酯、氟烷基取代(甲基)丙烯醯胺、氟烷基取代乙烯醚、氟烷基取代苯乙烯等。

作為氟烷基取代開環聚合性單體，可列舉：氟烷基取代環氧化合物、氟烷基取代氧雜環丁烷化合物、氟烷基取代噁唑啉化合物等。

作為含有氟的矽烷偶合劑，可列舉：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、十三氟-1,1,2,2-四氫辛基三乙氧基矽烷等。

作為含有氟的界面活性劑，可列舉：含有氟烷基的陰離子系界面活性劑、含有氟烷基的陽離子系界面活性劑等。

作為含有氟的聚合物，可列舉：含有氟烷基的單體的聚合物、含有氟烷基的單體與含有聚(氧伸烷)基的單體的共聚物、含有氟烷基的單體與含有交聯反應性基的單體的共聚物等。含有氟的聚合物可為與能共聚合的其他單體的共聚物。

矽酮系化合物：

作為矽酮系化合物，可列舉：(甲基)丙烯酸改質矽酮、矽酮樹 脂、矽酮系矽烷偶合劑等。

作為(甲基)丙烯酸改質矽酮，可列舉：矽酮(二)(甲基)丙烯酸酯等，例如較佳為使用信越化學工業公司製造的矽酮二丙烯酸酯「x-22-164」「x-22-1602」等。

(親水性材料)

為了使硬化樹脂層的微細凹凸結構的表面的水接觸角為25°以下，較佳為使用至少包含親水性單體的組成物，作為可形成親水性材料的活性能量線硬化性樹脂組成物。另外，就耐擦傷性或賦予耐水性的觀點而言，更佳為包含可交聯的多官能單體者。另外，親水性單體與可交聯的多官能單體亦可相同(即親水性多官能單體)。而且，活性能量線硬化性樹脂組成物亦可包含其他單體。

作為可形成親水性材料的活性能量線硬化性樹脂組成物，更佳為使用4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯、2官能以上的親水性(甲基)丙烯酸酯、根據需要包含單官能單體的組成物。

作為4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯，可列舉：二-三羥甲基丙烷四(甲基)丙烯酸酯、季戊四醇四(甲基)丙烯酸酯、季戊四醇乙氧基四(甲基)丙烯酸酯、二季戊四醇羥基五(甲基)丙烯酸酯、二季戊四醇六(甲基)丙烯酸酯、琥珀酸/三羥甲基乙烷/丙烯酸的莫耳比為1：2：4的縮合反應混合物、丙烯酸胺基甲酸酯類(大賽璐氰特(Daicel-Cytec)公司製造：EBECRYL220、EBECRYL1290、EBECRYL1290K、EBECRYL5129、EBECRYL8210、EBECRYL8301、KRM8200)、聚醚丙烯酸酯類(大 賽璐氰特公司製造：EBECRYL81)、改質環氧丙烯酸酯類(大賽璐氰特公司製造：EBECRYL3416)、聚酯丙烯酸酯類(大賽璐氰特公司製造：EBECRYL450、EBECRYL657、EBECRYL800、EBECRYL810、EBECRYL811、EBECRYL812、EBECRYL1830、EBECRYL845、EBECRYL846、EBECRYL1870)等。這些可單獨使用1種，亦可併用2種以上。

作為4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯，更佳為5官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯。

相對於構成活性能量線硬化性樹脂組成物的全部單體的合計，4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的比例較佳為10質量%~90質量%，更佳為20質量%~90質量%，特佳為30質量%~90質量%。若4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的比例為10質量%以上，則彈性模數變高而耐擦傷性提高。若4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的比例為90質量%以下，則表面難以形成小的龜裂，而難以變得外觀不良。

作為2官能以上的親水性(甲基)丙烯酸酯，可列舉：ARONIX M-240、ARONIX M260(東亞合成公司製造)、NK Ester AT-20E、NK Ester ATM-35E(新中村化學公司製造)等具有長鏈聚乙二醇的多官能丙烯酸酯，聚乙二醇二甲基丙烯酸酯等。這些可單獨使用1種，亦可併用2種以上。

在聚乙二醇二甲基丙烯酸酯中，一分子內所存在的聚乙二醇鏈的平均重複單元的合計，較佳為6~40，更佳為9~30，特 佳為12~20。若聚乙二醇鏈的平均重複單元為6以上，則親水性充分，而防污性提高。若聚乙二醇鏈的平均重複單元為40以下，則與4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的相溶性良好，而活性能量線硬化性樹脂組成物難以分離。

相對於構成活性能量線硬化性樹脂組成物的全部單體的合計，2官能以上的親水性(甲基)丙烯酸酯的比例較佳為3質量%~90質量%，更佳為3質量%~70質量%。若2官能以上的親水性(甲基)丙烯酸酯的比例為3質量%以上，親水性充分，而防污性提高。若2官能以上的親水性(甲基)丙烯酸酯的比例為90質量%以下，則彈性模數變高而耐擦傷性提高。

作為單官能單體，較佳為親水性單官能單體。

作為親水性單官能單體，可列舉：M-20G、M-90G、M-230G(新中村化學公司製造)等在酯基上具有聚乙二醇鏈的單官能(甲基)丙烯酸酯，(甲基)丙烯酸羥基烷基酯等在酯基上具有羥基的單官能(甲基)丙烯酸酯，單官能丙烯醯胺類，甲基丙烯醯胺基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陽離子性單體類等。

另外，作為單官能單體，可使用：丙烯醯基嗎啉、乙烯基吡咯烷酮等黏度調整劑，提高與物品主體的密接性的丙烯醯基異氰酸酯類等密接性提高劑等。

相對於構成活性能量線硬化性樹脂組成物的全部單體的合計，單官能單體的比例較佳為0質量%~20質量%，更佳為5 質量%~15質量%。藉由使用單官能單體，而基材與硬化樹脂的密接性提高。若單官能單體的比例為20質量%以下，則4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯或2官能以上的親水性(甲基)丙烯酸酯不會不足，而充分地表現防污性或耐擦傷性。

單官能單體能以將1種或2種以上進行(共)聚合而成的低聚合度的聚合物的形態，調配0質量份~35質量份至活性能量線硬化性樹脂組成物中。作為低聚合度的聚合物，可列舉：M-230G(新中村化學公司製造)等在酯基上具有聚乙二醇鏈的單官能(甲基)丙烯酸酯類、與甲基丙烯醯胺基丙基三甲基銨甲基硫酸酯的40/60共聚合寡聚物(三菱人造絲子公司(MRC Unitec)製造、MG聚合物)等。

<作用效果>

根據以上所說明的本發明的物品的製造方法，使用將上述本發明的鋁原型、或藉由本發明的鋁原型的製造方法而製造的鋁原型進行陽極氧化處理而得的壓模。該壓模會抑制表面的凹狀缺陷，因此根據本發明，可獲得凸狀缺陷(例如圖6所示的凸狀缺陷(金平糖狀缺陷)D)少的物品。具體而言，容易獲得相當直徑為500 nm以上的凸狀缺陷的個數為20個/1000 μm²以下的物品。

藉由本發明而得的物品，根據表面的微細凹凸結構，而發揮抗反射性能、撥水性能等各種性能。作為物品的用途，可列舉：抗反射物品、防霧性物品、防污性物品、撥水性物品，更具體可列舉：顯示器用抗反射構件、自動車儀錶蓋(Meter Cover)、 自動車反光鏡、自動車窗、有機或無機電致發光的光出射效率提高構件、太陽電池構件等。

例如物品為抗反射物品時，該抗反射物品包括：作為物品主體的透明基材、及形成於該透明基材上且包含平均間隔為可見光的波長以下的多個突起的微細凹凸結構。

另外，該抗反射物品由於使用上述壓模而製造，因此容易使微細凹凸結構的表面的相當直徑為500 nm以上的凸狀缺陷的個數為20個/1000 μm²以下、較佳為10個/1000 μm²以下。並且容易使霧度為0.5%以下、較佳為0.3%以下。

此處，所謂「透明」，是指透射活性能量線。

[實施例]

以下，藉由實施例對本發明進行具體地說明，但本發明並不限定於這些實施例。

「實施例1」 <鋁原型的製造>

在純度為99.995質量%的Al中添加並熔解1.14質量%的Mg。將其熔液藉由508 mm厚×1110 mm寬的DC鑄造鑄模，在鑄造溫度680℃、鑄造速度52 mm/分鐘、冷卻水量230 L/分鐘/每1 m的鑄模長度的鑄造條件下，鑄造長度3850 mm的鑄塊(鋁原型原材料)(鑄造步驟)。

該鑄造時，以Ti的含量的上升與添加前相比為8質量ppm、B的含量的上升與添加前相比為2質量ppm的方式，在流入至鑄 模中的熔液中連續地添加微細化劑(Al-Ti-B)，而製成Al的純度(含量)為98.86質量%、Si的含量為14質量ppm、Fe的含量為6質量ppm、Ti的含量為8質量ppm、B的含量為4質量ppm、其他元素的含量的合計為14質量ppm的鑄塊。所得的鑄塊的平均結晶粒徑為140 μm。將鋁原型原材料的成分組成表示於表1。

另外，所謂鑄塊的「平均結晶粒徑」，是對於鑄塊的被加工面上的任意選擇的100個以上的結晶粒算出的圓換算直徑的平均值。被加工面的結晶粒的觀察可藉由光學顯微鏡等進行，圓換算直徑的平均值藉由使用日本羅珀(NIPPON ROPER)公司製造的「Image-Pro PLUS」的圖像解析軟體而求出。

接著，自所得的鑄塊切出331 mm×331 mm×508 mm的大小的鋁合金，將其作為鍛造原材料。將該鍛造原材料加熱(預熱)至373℃，進行0.75U-(1.5S-2/3U)×3個循環的第1次的熱鍛造，在347℃結束。接著，再加熱(再預熱)至361℃後，進行(1.5S-2/3U)×3個循環的第2次的熱鍛造，在329℃結束。

將熱鍛造後的鍛造原材料冷卻至35℃後，進行(1.5S-2/3U)×2個循環-3.1S的冷鍛造，形成Φ245 mm×1180 mmL的形狀，並在145℃結束(塑性加工步驟)。將熱鍛造及冷鍛造的條件等表示於表2。

接著，將冷鍛造後的鍛造原材料切割成350 mmL，將其在升溫速度50℃/小時的條件下升溫至400℃，在400℃下保持1小時進行熱處理(熱處理步驟)，接著進行水冷(冷卻步驟)，而 獲得鋁原型。另外，冷卻步驟中的冷卻速度為約10000℃/小時。

對於熱處理步驟前後的鋁原型，以如下方式觀察第2相粒子。

首先，自熱處理步驟前的鋁原型採集20 mm×20 mm×20 mm的大小的試樣，並觀察第2相粒子(Mg₂Si)，結果未觀察到Mg₂Si的析出。另外，第2相粒子的觀察是藉由砂紙將試樣機械研磨後，藉由離子切片機制成薄片試樣，並藉由TEM進行。

另外，使用掃描型電子顯微鏡(Scanning Electron Microscopy，SEM)反射電子像進行Mg₂Si的定量化，結果，鋁原型的表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數，在熱處理步驟前的鋁原型時為0個/1000 μm²，在熱處理步驟後的鋁原型時為0.3個/1000 μm²。

接著，對於熱處理步驟後的鋁原型的平均結晶粒徑，藉由與鑄塊的平均結晶粒徑相同的方法進行測定，結果為134 μm。

<評價> (壓模的製造)

使用所得的鋁原型，進行上述的步驟(a)~步驟(f)，而獲得表面形成陽極氧化氧化鋁的板狀壓模，該陽極氧化氧化鋁具有平均間隔為100 nm、深度為150 nm的大致圓錐形狀的多個細孔。

將所得的壓模浸漬於OPTOOL DSX(大金工業(Daikin Chemical)公司製造)的0.1質量%稀釋溶液中，進行一晚風乾，藉由脫模劑處理陽極氧化氧化鋁的表面。

另外，陽極氧化氧化鋁的細孔以如下方式進行測定。

削去陽極氧化氧化鋁的一部分，在剖面蒸鍍1分鐘的鉑，使用場發射形掃描電子顯微鏡(日本電子公司製造、JSM-7400F)，在加速電壓3.00 kV的條件下觀察剖面，並測定細孔間的間隔、細孔的深度。各測定是分別對50點進行，並求出平均值。

(活性能量線硬化性樹脂組成物的製備)

將琥珀酸/三羥甲基乙烷/丙烯酸的莫耳比為1：2：4的縮合反應混合物的45質量份、1,6-己二醇二丙烯酸酯(大阪有機化學工業公司製造)的45質量份、自由基聚合性矽酮油(信越化學工業公司製造、X-22-1602)的10質量份、1-羥基環己基苯基酮(汽巴精化(Ciba Specialty Chemicals)公司製造、Irgacure(註冊商標)184)的3質量份、雙(2,4,6-三甲基苯甲醯基)-苯基氧化膦(汽巴精化公司製造、Irgacure(註冊商標)819)的0.2質量份 混合，而獲得活性能量線硬化性樹脂組成物。

(物品的製造)

在壓模的表面塗佈活性能量線硬化性樹脂組成物，在其上被覆厚度為100 μm的丙烯酸系膜(三菱麗陽(Mitsubishi Rayon)公司製造、HBK003)。

使用紫外線照射機(熔融燈D閥)，以累計光量1000 mJ/cm² 隔著覆膜照射紫外線，進行活性能量線硬化性樹脂組成物的硬化後，自壓模分離，而獲得表面形成有厚度為10 μm的硬化樹脂層的物品(轉印物)，該硬化樹脂層在表面具有包含圓錐梯形狀的多個凸部的凹凸結構。

凸部間的平均間隔為100 nm，凸部的高度為約150 nm，凸部的底部的寬度為100 nm。

另外，硬化樹脂層的凸部以如下方式進行測定。

在硬化樹脂層的斷裂面蒸鍍10分鐘的鉑，以與陽極氧化氧化鋁的細孔的測定相同的方式觀察剖面，並測定凸部間的間隔、凸部的高度。各測定是分別對50點進行，並求出平均值。

對所得的物品的表面進行SEM觀察，並測定如圖6所示的凸狀缺陷(金平糖狀缺陷)D的個數。測定進行5次，並求出平均值。

另外，使用依據ISO 13468-1：1996(JIS K 7361-1：1997)的霧度計(須賀試驗機(Suga Test Instruments)公司製造)，測定所得的物品的霧度。

將這些的結果表示於表3。

「實施例2」

在純度為99.995質量%的Al中添加並熔解0.28質量%的Mg。將其熔液藉由508 mm厚×1110 mm寬的DC鑄造鑄模，在鑄造溫度680℃、鑄造速度52 mm/分鐘、冷卻水量230 L/分鐘/每1 m的鑄模長度的鑄造條件下，鑄造長度3850 mm的鑄塊(鋁原型原 材料)(鑄造步驟)。

該鑄造時，以Ti的含量的上升與添加前相比為8質量ppm、B的含量的上升與添加前相比為2質量ppm的方式，在流入至鑄模中的熔液中連續地添加微細化劑(Al-Ti-B)，製成Al的純度(含量)為99.72質量%、Si的含量為13質量ppm、Fe的含量為5質量ppm、Ti的含量為10質量ppm、B的含量為4質量ppm、其他元素的含量的合計為19質量ppm的鑄塊。所得的鑄塊的平均結晶粒徑為140 μm。將鋁原型原材料的成分組成表示於表1。

接著，自所得的鑄塊切出331 mm×331 mm×508 mm的大小的鋁合金，將其作為鍛造原材料。將該鍛造原材料加熱(預熱)至370℃，進行0.75U-(1.5S-2/3U)×3個循環的第1次的熱鍛造，在330℃結束。接著，再加熱(再預熱)至360℃後，進行(1.5S-2/3U)×3個循環的第2次的熱鍛造，在320℃結束。

將熱鍛造後的鍛造原材料冷卻至28℃後，進行(1.5S-2/3U)×2個循環-3.1S的冷鍛造，形成Φ245 mm×1180 mmL的形狀，並在130℃結束(塑性加工步驟)。將熱鍛造及冷鍛造的條件等表示於表2。

接著，使用冷鍛造後的鍛造原材料，以與實施例1相同的方式，進行熱處理步驟及冷卻步驟，而獲得鋁原型。

對於熱處理步驟前後的鋁原型，以與實施例1相同的方式，觀察第2相粒子，結果未觀察到Mg₂Si的析出。

另外，使用SEM反射電子像進行Mg₂Si的定量化，結果，鋁 原型的表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數，在熱處理步驟前的鋁原型時為1.2個/1000 μm²，在熱處理步驟後的鋁原型時為0.3個/1000 μm²。

接著，對於熱處理步驟後的鋁原型的平均結晶粒徑，藉由與鑄塊的平均結晶粒徑相同的方法進行測定，結果為166 μm。

另外，使用所得的鋁原型，以與實施例1相同的方式，製作壓模，並製造物品，計測凸狀缺陷的個數，並測定霧度。將這些的結果表示於表3。

「比較例1」

在純度為99.995質量%的Al中添加並熔解1.04質量%的Mg。將其熔液藉由508 mm厚×1110 mm寬的DC鑄造鑄模，在鑄造溫度680℃、鑄造速度52 mm/分鐘、冷卻水量230 L/分鐘/每1 m的鑄模長度的鑄造條件下，鑄造長度3850 mm的鑄塊(鋁原型原材料)(鑄造步驟)。

該鑄造時，以Ti的含量的上升與添加前相比為8質量ppm、B的含量的上升與添加前相比為2質量ppm的方式，在流入至鑄模中的熔液中連續地添加微細化劑(Al-Ti-B)，製成Al的純度(含量)為98.96質量%、Si的含量為20質量ppm、Fe的含量為9質量ppm、Ti的含量為9質量ppm、B的含量為4質量ppm、其他元素的含量的合計為15質量ppm的鑄塊。所得的鑄塊的平均結晶粒徑為350 μm。將鋁原型原材料的成分組成表示於表1。

接著，自所得的鑄塊切出331 mm×331 mm×508 mm的 大小的鋁合金，將其作為鍛造原材料。將該鍛造原材料加熱(預熱)至369℃，進行0.75U-(1.5S-2/3U)×3個循環的第1次的熱鍛造，在325℃結束。接著，再加熱(再預熱)至360℃後，進行(1.5S-2/3U)×3個循環的第2次的熱鍛造，在319℃結束。

將熱鍛造後的鍛造原材料冷卻至30℃後，進行(1.5S-2/3U)×2個循環-3.1S的冷鍛造，形成Φ245 mm×1180 mmL的形狀，並在173℃結束(塑性加工步驟)。將熱鍛造及冷鍛造的條件等表示於表2。

接著，在塑性加工步驟後，將冷鍛造後的鍛造原材料在升溫速度100℃/小時的條件下升溫至350℃，並在350℃下保持1小時進行熱處理(熱處理步驟)，接著歷時12小時進行空冷至50℃(冷卻步驟)，而獲得鋁原型。

對於熱處理步驟前後的鋁原型，以與實施例1相同的方式，觀察第2相粒子，結果觀察到Mg₂Si的析出。

另外，使用SEM反射電子像進行Mg₂Si的定量化，結果，鋁原型的表面的相當直徑為10 nm以上的Mg₂Si的個數，在熱處理步驟前的鋁原型時為0.2個/1000 μm²，在熱處理步驟後的鋁原型時為12.3個/1000 μm²。

接著，對於所得的鋁原型的平均結晶粒徑，藉由與鑄塊的平均結晶粒徑相同的方法進行測定，結果為63 μm。

另外，使用所得的鋁原型，以與實施例1相同的方式製作壓模，並製造物品，計測凸狀缺陷的個數，並測定霧度。將這些的 結果表示於表3。

如根據表3可明白般，根據實施例1及實施例2中所得的鋁原型，可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。若與以熱處理溫度為300℃以上且小於400℃進行熱處理步驟的比較例1相比，則實施例1及實施例2的熱處理步驟後的鋁原型表面的Mg₂Si的個數更少。另外，實施例1及實施例2與比較例1相比，轉印物表面的凸狀缺陷的個數亦更少，且物品的霧度亦更低。

[產業上之可利用性]

若使用本發明的壓模用鋁原型，則可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。

另外，根據本發明的壓模用鋁原型的製造方法，可獲得壓模用鋁原型，其可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。

另外，根據本發明的壓模的製造方法，可獲得能製造凸狀缺陷少的轉印物的壓模。

另外，若使用本發明的壓模，則可製造凸狀缺陷少的轉印物。

另外，根據本發明的物品的製造方法，可獲得凸狀缺陷少的 物品。

另外，本發明的抗反射物品的凸狀缺陷少。

10‧‧‧鋁原型

12‧‧‧細孔

14‧‧‧氧化皮膜

16‧‧‧細孔產生點

18‧‧‧壓模

Claims (14)

1. 一種壓模用鋁原型，其用於製造表面具有微細凹凸結構的壓模、且包含鋁與鎂，鎂的含量為0.1質量%~3質量%，矽的含量為100質量ppm以下，鋁及鎂以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，且，上述壓模用鋁原型的表面的相當直徑為10nm以上的矽化鎂的個數為10個/1000μm²以下。
2. 如申請專利範圍第1項所述的壓模用鋁原型，其中上述相當直徑為10nm以上的矽化鎂的個數為8個/1000μm²以下。
3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述的壓模用鋁原型，其中所述矽化鎂的相當直徑為250nm。
4. 一種壓模的製造方法，其對如申請專利範圍第1項或第2項所述的壓模用鋁原型實施陽極氧化處理，而形成微細凹凸結構。
5. 一種物品的製造方法，其使用藉由如申請專利範圍第4項所述的壓模的製造方法而製造的壓模，將上述壓模的表面所形成的微細凹凸結構轉印至物品主體的表面。
6. 一種壓模用鋁原型的製造方法，其用於製造表面具有微細凹凸結構的壓模，包括：鑄造步驟，鑄造鎂的含量為0.1質量%~3質量%、矽的含量為100質量ppm以下、鋁及鎂以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下的鋁合金；塑性加工步驟，將所鑄造的鋁合金進行塑性加工； 熱處理步驟，將經塑性加工的鋁合金在400℃~600℃進行熱處理；以及冷卻步驟，將經熱處理的鋁合金在300℃~400℃的溫度區域中以100℃/小時以上的冷卻速度進行冷卻。
7. 如申請專利範圍第6項所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中在上述冷卻步驟中，將經熱處理的鋁合金在300℃~400℃的溫度區域中以300℃/小時以上的冷卻速度進行冷卻。
8. 如申請專利範圍第6項所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中在上述鋁合金中添加5質量ppm~150質量ppm的鈦，及1質量ppm~30質量ppm的硼及碳的至少一種，而進行鑄造步驟。
9. 如申請專利範圍第6項至第8項中任一項所述的壓模用鋁原型的製造方法，其中上述塑性加工步驟是將所鑄造的鋁合金進行鍛造處理而使平均結晶粒徑為100μm以下的步驟。
10. 一種壓模的製造方法，其對藉由如申請專利範圍第6項至第9項中任一項所述的壓模用鋁原型的製造方法而製造的壓模用鋁原型實施陽極氧化處理，而形成微細凹凸結構。
11. 一種壓模，其用於製造表面具有微細凹凸結構的物品，且包括：鋁原型；以及微細凹凸結構，形成於上述鋁原型的表面，且細孔間的平均間隔為可見光的波長以下，上述鋁原型中的鎂的含量為0.1質量%~3質量%、矽的含量 為100質量ppm以下、鋁及鎂以外的元素的含量的合計為500質量ppm以下，且上述壓模的表面的相當直徑為10nm以上的矽化鎂的個數為10個/1000μm²以下。
12. 如申請專利範圍第11項所述的壓模，其中所述矽化鎂的相當直徑為250nm。
13. 一種抗反射物品，其包括：透明基材；以及微細凹凸結構，形成於上述透明基材上，且包含平均間隔為可見光的波長以下的多個突起，且上述微細凹凸結構的表面的相當直徑為500nm以上的凸狀缺陷的個數為20個/1000μm²以下，其中所述抗反射物品的霧度為0.5%以下。
14. 如申請專利範圍第13項所述的抗反射物品，其中上述凸狀缺陷的個數為10個/1000μm²以下。