压模用铝母模用原材料、压模用铝母模和压模

技术领域

本发明涉及抑制了处理覆膜缺陷的发生频率的压模用铝母 模用原材料、压模用铝母模、使用其的压模及其制造方法，该 原材料用于制作在铝表面上实施了阳极氧化处理(alumite  treatment，以下还记为“阳极氧化铝覆膜处理”)的形成了凹凸 结构的铸模(压模)、使用该压模制作防反射物品等。

本申请要求基于2009年9月11日在日本提交的特愿 2009-210054号的优先权，其内容在此处引用。

背景技术

近年来，进行了通过设置具有将凹凸结构的周期控制在可 见光的波长以下的微细凹凸结构的防反射结构，从而减少电视、 手机等的液晶面的反射光的研究。而且，作为其方法之一，采 用通过将铝进行阳极氧化铝覆膜处理，生成微细凹凸结构，将 该凹凸部转印到树脂等成型材料，从而制造防反射物品的方法。 作为通过阳极氧化铝覆膜处理形成的凹凸图案，报告了圆锥、 四角锥等锥形体。

对铝实施阳极氧化铝覆膜处理，以该表面为铸模(压模) 制造转印物时，压模表面直接在转印物上被反映，因此，其表 面的品质是重要的。作为影响该表面品质的因素，可列举出原 材料中的“第2相颗粒”、“晶体粒度”、“晶体取向”和原材料的“镜 面研磨性”。而且认为，“第2相颗粒”与其他项目(“晶体粒度”、 “晶体取向”、“镜面研磨”)具有相反的方面。

一般而言，“第2相颗粒”是具有可见光波长程度以上的当量 直径的颗粒，如果在表面上存在，则在阳极氧化铝覆膜处理时 成为缺陷。由于该缺陷成为压模的转印物的凹凸，因此妨碍反 射光的吸收或散射，因而不优选。另一方面，即使“第2相颗粒” 的比可见光波长小的微小颗粒在表面上存在时，也构成阳极氧 化铝覆膜处理时的缺陷的原因。该缺陷连续存在，或以可见光 波长程度以下的间隔断断续续地存在时，发生了与上述同样的 问题，因而不优选。另外，第2相颗粒为可见光波长以下的当量 直径且以当量直径以上的邻近距离在表面上散在时，同样地会 产生阳极氧化铝覆膜处理时的缺陷。然而，由它们导致的反射 光的吸收或散射的散乱用人的视觉不能识别。

因此，可导致阳极氧化铝覆膜处理覆膜的缺陷的、铝中的 第2相颗粒优选尽可能少。可以看出，通过应用作为该第2相颗 粒的根源的添加元素和杂质少的纯铝，可获得没有处理覆膜缺 陷的微细凹凸结构。因此，使用纯铝作为压模的原材料(例如， 参照专利文献1的段落[0025])。

另外，专利文献2中记载了在铝基板上形成含有0.5～10质量 ％的Mg的铝合金膜，对该铝合金膜实施阳极氧化铝覆膜处理， 从而可制造规则性优异的阳极氧化多孔氧化铝的内容。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2005-156695号公报

专利文献2：日本特开2005-232487号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，纯度高的铝的晶粒在铸造工序、塑性加工和退火工 序中容易粗大化，目视明显的粗晶粒在氧化铝覆膜面上也产生 了同样的晶界图案。结果，在利用压模形成的转印物上也转印 了该图案，从而外表受损。

即，使用高纯度的铝，晶粒容易变得粗大，因此，为了将 晶粒引起的图案微细化且均一化，进行压延、挤出、锻造等。 然而，压延、挤出这样的塑性加工方法的加工方向局限于一个 方向，因此，在加工组织中容易产生沿着加工方向延伸的条纹 状的晶体图案。结果，在利用压模产生的转印物上也容易产生 同样的图案。因此，采用压延、挤出这样的塑性加工方法时， 需要将加工方向设为2个以上的复杂加工。

另一方面，在锻造中，通过自由地改变加工方向，可以控 制加工组织。另外，在压延和挤出中，用加工前后的尺寸确定 加工度。另一方面，锻造通过插入退火并反复改变加工方向， 可以获得理论上无限大的加工度。因此，利用锻造的加工是优 选的。

其中，利用冷加工和退火进行再结晶时，一般已知的是， 施加更大的冷加工者容易获得更微细的晶粒，从这一点考虑， 取得大的加工度的锻造是优选的。

然而，即使通过上述锻造形成微细的晶粒，在锻造前具有 铸造时的粗大晶粒的痕迹时(参照图1)，锻造后导致晶体取向 不齐而残留(参照图2)。因此，锻造后的晶粒的微细化当然是 重要的，但作为其原材料的铸块的晶粒微细化也是重要的。

通常，通过在将要铸造的熔液中添加微细化剂(例如 Al-Ti-B系)，可以使铸态组织变微细。然而，在纯度高的铝情 况下，由于难以微细化，因此，微细化剂的添加量增多。结果， 因该微细化剂引起的第2相颗粒(例如TiB₂)的增加损害氧化铝 覆膜面的表面品质。

另外，由于Mg(镁)含有率低、纯度高的铝柔软，因此， 切削加工性、研磨性低劣，难以将铝母模表面精加工成平滑的。 切削加工、研磨后残留的凹凸原样在阳极氧化铝覆膜处理后的 表面残留，因此，导致精加工的切削和研磨费用的增加。

另外，在上述专利文献2中，通过添加0.5～10质量％的Mg， 获得了规则性优异的阳极氧化多孔氧化铝。然而，专利文献2 利用溅射法形成含Mg铝合金膜，因此，尤其形成辊形状的压模 时需要特殊装置，成本增大。另外，Mg添加量为达到10质量％ 的较大的量，因此，不能控制第2相颗粒的量。

本发明是为了消除这种相反的问题而提出的。本发明的目 的是，通过将铸造时的铝的晶粒微细化，可以减少塑性加工和 退火的次数，且抑制第2相颗粒的生成，而且减少由镜面研磨产 生的凹凸。由此，本发明的目的是以低成本提供阳极氧化处理 后可形成无方向性的均一凹凸图案的压模用铝母模以及使用该 铝母模的压模。

用于解决问题的方案

解决上述问题的本发明具有以下实施方式。

[1]一种压模用铝母模用原材料，其特征在于，其具有下 述成分组成：含有0.5～3.0质量％Mg，包括不可避免的杂质在内 的除Mg以外的元素合计为500ppm以下，其余部分由Al构成； 具有平均晶体粒径为1000μm以下且第2相颗粒的面积率为 0.10％以下的铸态组织。

[2]根据第[1]项所述的压模用铝母模用原材料，作为不可 避免的杂质的Fe的含量为200ppm以下且Si的含量为100ppm以 下。

[3]根据第[1]或[2]项所述的铝母模用原材料，其特征在于 含有超过10ppm的所述包括不可避免的杂质在内的除Mg以外 的元素。

[4]一种压模用铝母模，其特征在于，其具有下述成分组 成：含有0.5～3.0质量％Mg，包括不可避免的杂质在内的除Mg 以外的元素合计为500ppm以下，其余部分由Al构成；具有平均 晶体粒径为1000μm以下且第2相颗粒的面积率为0.10％以下的 铸态组织。

[5]根据第[4]项所述的压模用铝母模，其中，作为不可避 免的杂质的Fe的含量为200ppm以下且Si的含量为100ppm以下。

[6]根据第[4]或[5]项所述的压模用铝母模，其特征在于， 含有超过10ppm的所述包括不可避免的杂质在内的除Mg以外 的元素。

[7]根据第[4]～[6]项的任一项所述的压模用铝母模，其中， Ti的含量为5ppm以上且20ppm以下。

[8]根据第[4]～[7]项的任一项所述的压模用铝母模，其通 过实施塑性加工而具有平均晶体粒径为100μm以下的金相组 织。

[9]根据第[4]项所述的压模用铝母模，其中，所述塑性加 工为锻造。

[10]根据第[4]～[9]项的任一项所述的压模用铝母模，其还 具有20～60HV的硬度。

[11]一种压模，其具有铝母模和表面具有微细凹凸结构的 氧化铝层，所述铝母模的成分组成为：含有0.5～3.0质量％Mg， 包括不可避免的杂质在内的除Mg以外的元素合计为500ppm以 下，其余部分由Al构成；具有平均晶体粒径为1000μm以下且第 2相颗粒的面积率为0.10％以下的金相组织。

[12]根据第[11]项所述的压模，其特征在于，所述铝母模 含有超过10ppm的所述包括不可避免的杂质在内的除Mg以外 的元素。

[13]一种第[11]或[12]项所述的压模的制造方法，其特征 在于，包括：

第1氧化覆膜形成工序(a)：将铝母模的表面在电解液中在 恒定电压下阳极氧化，在表面形成氧化覆膜；

氧化覆膜去除工序(b)：在上述第1氧化覆膜形成工序(a)之 后，去除铝母模的氧化覆膜；

第2氧化覆膜形成工序(c)：在上述氧化覆膜去除工序(b)之 后，将铝母模在电解液中再次阳极氧化，形成具有微细凹凸结 构的氧化覆膜。

[14]根据第[13]项所述的压模的制造方法，其特征在于， 还包括：

孔径扩大处理工序(d)：在所述第2氧化覆膜形成工序(c)之 后，将铝母模浸渍在用于溶解氧化覆膜的溶液中，使孔径扩大；

重复工序(e)：在上述孔径扩大处理工序(d)之后，将铝母模 在电解液中再次阳极氧化；

工序(f)：重复进行所述孔径扩大处理工序(d)和重复工序 (e)，获得具有微细凹凸结构的氧化覆膜。

[15]一种具有微细凹凸结构的透明物品，其通过第[11]项 所述的压模制造。

其中，在本发明中，铝母模用原材料或铝母模中含有的包 括不可避免的杂质在内的除Mg以外的元素的含量被限制在合 计500ppm以下。通常，在铝中不可避免地含有Fe、Mn、Si、Ti 和B等。这些不可避免的元素中，Ti和B作为构成本发明的铝母 模用原材料或铝母模的合金成分，应该作为杂质来处理。然而， 为了实现铸造时的晶体组织微细化，以ppm数量级积极地添加 该Ti和B等。因此，如上所述，表示为“包括不可避免的杂质在 内的除Mg以外的元素”。

发明的效果

根据本发明，通过将铝熔体中含有的Mg限制在0.5～3.0质量 ％，而且，将包括不可避免的杂质在内的除Mg以外的元素限制 在合计500ppm以下，可以获得平均晶体粒径为1000μm以下且第 2相颗粒的面积率为0.10％以下的铝铸块。通过根据需要对该铸 块进行锻造等塑性加工，可获得具有微细且取向均一的晶粒且 第2相颗粒的出现得以抑制的压模用铝母模。由于该母模还具有 高硬度，因此，通过表面研磨，能够容易地形成平滑的表面。 此后，如果进行阳极氧化处理，可以容易地形成无取向性的均 一图案的凹凸转印面，结果，可以廉价地提供高精度的压模。

附图说明

图1所示为高纯度铝的铸态组织的照片。

图2所示为高纯度铝的锻态组织的照片。

图3所示为本发明铝合金的锻态组织的照片。

图4所示为实施例1的锻造材料表面的蚀刻后的外观的照 片。

图5所示为实施例2的锻造材料表面的蚀刻后的外观的照 片。

图6所示为实施例3的锻造材料表面的蚀刻后的外观的照 片。

图7所示为比较例1的锻造材料表面的蚀刻后的外观的照 片。

图8所示为比较例2的锻造材料表面的蚀刻后的外观的照 片。

图9所示为比较例3的锻造材料表面的蚀刻后的外观的照 片。

图10所示为表面具有阳极氧化铝的压模的制造工序的截面 图。

图11所示为本发明的防反射物品中使用的防反射膜的制造 装置的一个例子的构成图。

附图标记说明

12压模

31孔

32氧化覆膜

33孔发生点

34孔

35氧化覆膜

90铝母模

20辊状压模

21轴芯

22罐

24气压缸

26夹辊

28活性能量射线照射装置

30剥离辊

40物品

42薄膜

44固化树脂层

具体实施方式

为了抑制第2相颗粒的生成，选择纯度高的铝时，在铸态组 织和利用塑性加工和热处理产生的再结晶组织中，两者的晶粒 容易变粗大。另外，由于原料柔软，因此镜面研磨性低。一般 而言，为了减轻该问题，在铝中添加合金元素，但容易生成合 金元素引起的第2相颗粒。

因此，着眼于相对于铝的固熔度极限宽且难以生成第2相颗 粒的Mg，在铝中添加Mg。Mg的添加预期可以通过固熔强化使 得硬度提高从而提高镜面切削性，在向铝中添加的元素中Mg 是普通的元素，因此具有能够廉价地添加的优点。另外，为了 铸造时的晶粒微细化，纯度高的铝中需要大量添加的微细化剂 (例如Al-Ti-B系)使用少量即可，还可以减少源自该微细化剂 的第2相颗粒(TiB₂等)。

然而，作为该情况下的缺点，可列举出：Mg和生成第2相 颗粒的Si等其他元素使第2相颗粒的总量增加；由于Mg容易固 熔，在特定的浓度和温度范围下有时生成第2相颗粒，以及由于 添加Mg等使得抗变形性(deformation resistance)增大，因此， 锻造等塑性加工的费用增加。

因此，Mg的添加浓度和包括不可避免的杂质在内的除Mg 以外的其他元素的含量存在上限。另外，仅仅添加Mg时晶粒的 微细化不充分时，需要谋求铸造方法、塑性加工和热处理的最 适化。

因此，本发明人等从上述观点出发，首先探索Mg含量的最 适范围，并探索了其他元素的上限。

而且，为了获得所需的压模，发现必要的是，作为母模原 材料的铝铸块具有以下成分组成：含有0.5～3.0质量％Mg，包括 不可避免的杂质在内的除Mg以外的元素合计为500ppm以下， 其余部分由Al组成，并且具有平均晶体粒径为1000μm以下且第 2相颗粒的面积率为0.10％以下的铸态组织。

而且，此后，根据需要，可以接受锻造等塑性加工，获得 具有平均晶体粒径为100μm以下且第2相颗粒的面积率为0.10％ 以下的金相组织的压模。对其表面实施阳极氧化铝覆膜处理时， 能够以低成本获得呈现无方向性的均一凹凸图案的压模。

以下说明其细节以及优选的实施方式及其制造方法。

组成

一般使用的铝纯金属(bare metal)的纯度为99.7％，然而， 即使在第2相颗粒应该少的纯铝的情况下，也含有超过500ppm 的杂质。而且，即使是这种纯度99.9质量％的纯铝原材料，第2 相颗粒也很多，作为压模表面的品质不充分。因此，由于Mg 的添加而容易生成第2相颗粒的本发明合金中，作为原材料必需 使用高纯度铝。

在Mg添加浓度超过3质量％时，在66～180℃的温度范围中， 容易生成第2相颗粒(Al₃Mg₂)。制造工序中包括的加工、尤其 热锻和退火在再结晶温度(300℃)以上进行，但在其升温和冷 却过程中在短时间内暴露于66～180℃的温度范围。另外，不仅 影响该制造工序，而且影响压模的使用条件。例如，由于氧化 铝覆膜面的劣化而达到压模的寿命时，通过再切削去除氧化铝 覆膜面、并再次阳极氧化铝覆膜处理，可以将压模再生。然而， 压模的使用温度为66～180℃时，由于产生第2相颗粒(Al₃Mg₂)， 不能再生压模，导致成本升高。或者通过再次阳极氧化铝覆膜 处理进行再生时，压模的使用温度被限定在66～180℃以外。因 此，将Mg添加浓度设定为3质量％以下。进一步，为了抑制Mg 的固熔强化导致的抗变形性，减少锻造费用，优选为2质量％以 下。然而，Mg添加浓度过低时，利用塑性加工和热处理的再结 晶后的晶粒容易变得粗大，因此为0.5质量％以上较好。通过将 Mg添加浓度设定为低于0.5质量％且提高锻造的加工度，增加构 成再结晶驱动力的应变的蓄积，也可以进行晶粒的微细化。然 而，这反而招致锻造费用增加。这样，Mg添加量的上限优选设 定为3％以下，更优选为2％以下，进一步优选为1.5％以下。Mg 的添加量的下限优选设定为0.5％以上，更优选设定为0.6％以上。

另外，由于含有Mg导致的固熔强化，铝铸块的硬度增高， 即使减少塑性加工时的加工程度，也能获得硬度高的原材料。 因此，不要求平均晶体粒径100μm以下这样的高均一性时，由 于铸造时晶粒被微细化至1000μm以下，因此，即使省去后述的 热锻和/或冷锻，也能有效地进行表面研磨，使用其作为铝母模。 由此，由于能够对省去了塑性加工或减轻了塑性加工程度的铝 母模进行阳极氧化处理，因此可以减少成本。另外，晶粒需要 100μm左右的微细化时，进行后述的塑性加工。铸造后塑性加 工的原材料还保持了高硬度，可有效地进行镜面研磨，可以减 少研磨后的凹凸。

除Mg以外的杂质中存在在铝中基本上不固熔且即使单独 存在也构成第2相颗粒的原因的元素(Fe、Mn等)、在高温下固 熔但在室温下作为第2相颗粒析出的元素(Cu等)，合计量为 500ppm以下。由此，可以将铸块和铝母模的第2相颗粒的面积 率抑制在0.10％以下。尤其，Si原本在高纯度铝中大量含有，而 且，在铸造工序中，来自与熔液接触的耐火材料(硅石(SiO₂)、 碳化硅(SiC)等)的熔出污染多，因此浓度容易增高。另外， 由于在本发明合金之类的Mg的存在下容易生成第2相颗粒 (Mg₂Si)，因此，Si浓度优选为100ppm以下，更优选为50ppm 以下，进一步优选为30ppm以下。Fe是仅次于Si在高纯度铝中大 量含有的杂质，在铝中基本上不固熔。因此，即使单独的Fe也 构成第2相颗粒的原因，因此优选为200ppm以下，更优选为 150ppm以下，进一步优选为10ppm以下。另外，Fe浓度优选为 3ppm以上，更优选为5ppm以上。Fe浓度低于3ppm的铝不容易 制备，导致压模用铝母模和压模的制造费用大幅增加，因而不 优选。

另外，为了使铸态组织的微细化容易进行，优选添加微细 化剂。以往，作为微细化剂，以Al-Ti-B系合金、Al-Ti-C系合金 等形式添加。例如，在添加Al-Ti-B系母合金的情况下，可以以 Ti浓度与添加前相比上升5ppm以上且100ppm以下的程度、B浓 度与添加前相比上升1ppm以上且20ppm以下的程度添加。Ti的 添加量上限优选为30ppm以下，更优选为20ppm以下。另外，Ti 的添加量的下限优选为5ppm以上，更优选为7ppm以上，进一步 优选超过10ppm。Ti的添加量低于5ppm时，有可能无法使晶粒 的尺寸充分小。另外，Ti的添加量高于20ppm时，使用这种原材 料制作压模、制成透明物品时，透明物品的浊度有可能增大。 这种Ti、B需要以使得上述包括不可避免的杂质在内的除Mg以 外的元素合计为500ppm以下的范围添加。除Mg以外的元素进一 步优选合计为100ppm以下，进一步优选为70ppm以下。

另外，除Mg以外的元素需要以合计超过10ppm的方式含 有。除Mg以外的不可避免的杂质为10ppm以下时，晶粒有可能 变得粗大。尤其，微细化剂添加后的Ti浓度优选为5ppm以上， 包括Ti、Fe等不可避免的杂质在内的除Mg以外的元素的含量优 选超过10ppm，更优选为15ppm以上。另外，为了将不可避免的 杂质含量设定为10ppm以下，需要准备非常高纯度的铝，这种 铝不容易制备，导致压模用铝母模和压模的制造费用大量增加， 因而不优选。

铸造

由于铸块的粗大晶粒的痕迹在塑性加工和热处理后也粗大 地残留，因此，重要的是将铸块的晶粒变得微细。然而，高纯 度铝的铸态组织粗，如图1中所见到的，其晶体粒度为厘米级。

因此，为了将铝的铸块微细化，一般，在即将铸造之前将 Al-Ti-B系或Al-Ti-C系等微细化剂加入到熔液中，以TiB₂颗粒、 TiC颗粒为核，增加晶核的产生数。例如，添加Al-Ti-B系合金 时，原本含有的Ti或B凝集，基本上不具有微细化能力。然而， 在纯度99.95％以上的高纯度铝的情况下，在通常的微细化剂的 添加量(Ti浓度上升量为5～100ppm，B浓度上升量为1～20ppm) 下没有微细化，即使为Ti浓度上升量为350ppm、B浓度上升量 为70ppm的添加量，也没有微细化。微细化剂的过量添加导致 第2相颗粒(TiB₂)增加，成为压模表面缺陷的原因。

另一方面，本发明合金虽然使用高纯度铝作为原材料，但 由于添加了Mg，因此不是高纯度铝。结果，用Ti浓度上升量为 8ppm、B浓度上升量为2ppm左右的少量微细化剂，如图3中所见 到的，可以获得200～500μm左右的微细晶粒。

予以说明，本说明书中，压模用铝母模原材料是指铸造之 后且塑性加工前的铝合金。

塑性加工

通过上述铸态组织的微细化可减轻因晶体取向引起的不均 一性，但晶体粒度仍然为200～500μm，不满足目视不显眼的 100μm以下。因此，为了使组织微细化，对铝母模原材料实施 塑性加工。作为塑性加工，可列举出压延、挤出和自由铸造等。 塑性加工可以是压延、挤出等，由于在压延、挤出等塑性加工 方法中加工方向被限制，铸块的晶粒成为在加工方向上延伸的 加工组织，即使在通过热处理再结晶之后，加工组织的痕迹也 在加工方向上残留，形成条纹样的组织。因此，必需进行2个方 向以上的加工。另一方面，由于自由锻造自由选择加工方向， 因此，从制作无各向异性的无规组织方面是有利的，因此是优 选的。

另外，由于压延和挤出的加工方向被限制，因此，根据塑 性加工前的原材料尺寸和加工后的尺寸确定加工度。另一方面， 自由锻造通过更换加工方向可以反复施加塑性加工，因此可以 获得更大的加工度。更大的加工度导致作为再结晶驱动力的应 变蓄积，该应变的蓄积使再结晶组织变得更微细，有助于以氧 化铝覆膜为铸模的转印物的均一性，因此，在想要获得更微细 的晶粒时，锻造处理是优选的。

该锻造大致分为以破坏较粗的铸态组织使其微细均一化为 主要目的的热锻和以通过热锻使微细均一化的原材料进一步微 细化为主要目的的冷锻和退火。

热锻

在热锻之前的预热温度是重要的，由于温度过低时在锻造 时不发生再结晶，不能实现均一化，而温度过高时，预热时的 晶粒生长变得显著，产生粗大的晶粒，其痕迹在冷锻之后也残 留。预热温度优选为350～470℃，越接近420℃越优选。热锻以 (2/3U-1.5S)×3个循环为基本，在寻求更高均一性的情况下， 再次预热之后重复同样的热锻。在此处，2/3U、1.5S的表述如 在JIS中定义的那样，2/3U表示锻造成型比2/3的镦锻，1.5S表示 锻造成型比1.5的实心锻造。该镦锻(upset forging)与实心锻 造(solid forging)的顺序可以是相反。

锻造的循环次数多，则容易获得均一组织，锻造时间增加 导致锻造材料的温度降低增大。由于该温度降低而使锻造材料 的温度低于300℃时，难以发生再结晶，难以发生作为热锻的第 一目的的组织的均一化。因此，有必要提高预热温度，但提高 预热温度时，在该预热时，容易发生晶粒的粗大化。因此，锻 造的循环次数较多者适宜，但控制在3个循环左右较佳。减少锻 造的循环次数，抑制锻造中的温度降低，由此可以降低预热温 度，但在该情况下，为了获得均一组织，通过增加热锻和再加 热的次数来补偿循环次数，在工业上是不现实的。

另外，如(2S-1/2U)×3个循环那样，增大一次的锻延量和 镦锻量，即使是相同的循环次数，应变的蓄积也多，从晶粒微 细化的观点来看是有利的。然而，锻造时，表面的皱折容易卷 入到内部，该皱折在以后的阳极氧化铝覆膜处理时成为缺陷而 显现出来，因此不优选。另外，也可以考虑利用反复进行冷锻 和退火的再结晶代替利用热锻的再结晶，但工作量增加，在工 业上是不现实的。

由于不要求高均一性时在铸造时微细化至200～500μm，因 此，可以省去该热锻，可以减少锻造成本。

冷锻

冷锻的主要目的是为了再结晶晶粒微细化而蓄积应变，因 此，较高的锻炼比对于微细化是有利的。然而，锻炼比过高时， 在锻造时产生裂纹，因此，在反复进行锻延和镦锻的情况下， 限于(1.5S-2/3U)×2～3个循环适宜，在仅仅锻延或镦锻的情况 下，限于2～12S或1/2～1/12U适宜。另外，在冷锻时，由于加工 热，锻造材料的温度上升。应变释放变得显著的超过200℃的情 况下，通过水冷、空气冷却等冷却适宜，进一步优选保持在150℃ 以下。

另外，根据需要，在热锻之后也可以通过在铝合金上用冲 孔机等在中央部开孔进行冷锻，从而可以进行中空锻造。例如， 在热锻的最后，在中央部开孔，使其为外径Φ508-内径 Φ130×433L，在其冷却之后，让芯棒在该内径部通过之后进行 5.87S冷锻延，使其为外径Φ240-内径Φ130×2543L，从而不需要 在后续的切削工序中被削去的内径部分的原材料，可以提高原 材料成品率。另外，具有省略切削工序中切削中央部的镗削加 工的优点。

退火

锻造后的退火用于以冷锻中蓄积的应变为驱动力，使再结 晶发生。退火温度是重要的，退火温度过低时不发生再结晶， 加工组织残留。另一方面，退火温度过高时引起晶粒生长，产 生粗大的晶粒。因此，退火温度的下限可以是再结晶结束时的 280℃以上，上限可以是粒径生长导致的粗大化变得显著的 350℃以下，此外，越接近晶粒变得更微细的280℃越优选。

这样制造的原材料切削加工成所需形状，形成铝母模。

其中，本说明书中的压模用铝母模是指，塑性加工之后进 行切削等的、刚阳极氧化之前的铝合金。其中，在不要求平均 晶体粒径为100μm以下的这种高均一性的情况下，可以使用省 去了塑性加工的铝合金作为铝母模。铝母模可以为板状，也可 以为辊状，本发明的原材料通过切削加工可以容易地获得所需 的形状。尤其，通过将铝母模切削为辊状，表面进行阳极氧化 铝覆膜处理，可以连续地转印微细凹凸结构，可以提高生产率。

以下说明通过将铝母模的表面阳极氧化，制造在表面上形 成了具有间距为可见光波长以下的多个微细凹凸结构的阳极氧 化铝的压模。

作为压模的制造方法，按序进行下述工序的方法是优选的。

第一氧化覆膜形成工序(a)：

将镜面化的铝母模的表面在电解液中在恒定电压下阳极氧 化，在表面上形成氧化覆膜(以下也称为工序(a))。

氧化覆膜去除工序(b)：

去除氧化覆膜，在铝母模的表面形成阳极氧化的孔发生点 (以下也称为工序(b))。

第2氧化覆膜形成工序(c)：

将形成了孔发生点的铝母模的表面在电解液中在恒定电压 下再次阳极氧化，在表面上形成具有与孔发生点对应的孔的氧 化覆膜(以下也称为工序(c))。

孔径扩大处理工序(d)：

扩大孔径(以下也称为工序(d))。

重复工序(e)：

根据需要，重复进行第2氧化覆膜形成工序(c)和孔径扩大 处理工序(d)(以下也称为工序(e))。

根据具有工序(a)～(e)的方法，在镜面化的铝母模的表面周 期性地形成直径从开口部向深度方向慢慢缩小的锥状孔，结果， 可以获得在表面形成了具有多个孔的阳极氧化铝的压模。

在工序(a)之前，可以进行去除铝母模的表面的氧化覆膜的 预处理。作为去除氧化覆膜的方法，可列举出在铬酸/磷酸混合 液中浸渍的方法等。

另外，根据转印压模的表面的材料的用途，可以不进行工 序(a)，从工序(c)开始进行，但孔排列的规则性稍微降低。以下 详细说明各工序。

工序(a)：

在第1氧化覆膜形成工序(a)中，将镜面化的铝母模的表面 在电解液中在恒定电压下阳极氧化，如图10所示，在铝母模90 的表面形成具有孔31的氧化覆膜32。

作为电解液，可列举出酸性电解液、碱性电解液，酸性电 解液是优选的。

作为酸性电解液，可列举出草酸、硫酸、磷酸、它们的混 合物等。

使用草酸作为电解液时，草酸的浓度优选为0.7M以下。草 酸的浓度超过0.7M时，阳极氧化时的电流值变得过高，氧化覆 膜表面有时变粗。

另外，通过将阳极氧化时的电压设为30～60V，可获得表面 形成了具有间距100nm左右的规则性高的孔的阳极氧化铝的压 模。阳极氧化时的电压高于或低于该范围，具有规则性降低的 倾向，间距有时大于可见光波长。

电解液的温度优选为60℃以下，更优选45℃以下。电解液 的温度超过60℃时，有发生所谓的“烧伤”现象的倾向，有时孔 破坏或表面溶解、孔的规则性被打乱。

使用硫酸作为电解液时，硫酸的浓度优选为0.7M以下。硫 酸的浓度超过0.7M时，阳极氧化时的电流值变得过高，有时不 能维持恒定电压。

另外，通过将阳极氧化时的电压设定为25～30V，可以获得 在表面形成了具有间距为63nm左右的规则性高的孔的阳极氧 化铝的压模。阳极氧化时的电压高于或低于该范围时，具有规 则性降低的倾向，间距有时大于可见光的波长。

电解液的温度优选为30℃以下，更优选20℃以下。电解液 的温度超过30℃时，有发生所谓的“烧伤”现象的倾向，有时孔 破坏或表面溶解、孔的规则性被打乱。

在工序(a)中，通过长时间实施阳极氧化所形成的氧化覆膜 变厚，可以提高孔排列的规则性，此时，通过将氧化覆膜的厚 度设定为30μm以下，可进一步抑制晶界形成的微凹凸，可以获 得适于制造光学用途的物品的压模。氧化覆膜的厚度更优选为 1～10μm，进一步优选为1～3μm。氧化覆膜的厚度可以用场发射 型扫描电子显微镜等观察。

工序(b)：

工序(a)之后，通过去除由工序(a)形成的氧化覆膜32，如图 10所示，形成与去除的氧化覆膜32的底部(称为阻隔层)对应 的周期性凹陷，即孔发生点33。

通过预先去除所形成的氧化覆膜32，形成阳极氧化的孔发 生点33，从而可以提高最终形成的孔的规则性(例如，参照益 田“应用物理”，2000年第69卷，第5号，第558页)。

作为去除氧化覆膜32的方法，可列举出通过不使铝溶解而 是选择性溶解氧化铝的溶液去除的方法。作为这种溶液，例如， 可列举出铬酸/磷酸混合液等。氧化覆膜32可以通过去除其一部 分的方法而保有，但在本工序中可以通过完全去除氧化覆膜32 而形成规则性更高的孔。

工序(c)：

通过将形成了孔发生点33的铝母模90在电解液中在恒定电 压下再次阳极氧化，再次形成氧化覆膜。

工序(c)中，可以在与工序(a)同样的条件(电解液浓度、电 解液温度、化成电压(formation voltage)等)下进行阳极氧化。

由此，如图10所示，可以形成形成有圆柱状的孔34的氧化 覆膜35。在工序(c)中，阳极氧化实施的时间越长，可获得的孔 越深，然而，例如制造用于制造防反射物品等光学用物品的压 模时，在此处只要可以形成0.01～0.5μm左右的氧化覆膜即可， 不需要形成如工序(a)中所形成的那样厚的氧化覆膜。

工序(d)：

在工序(c)之后，进行扩大工序(c)中形成的孔34的直径的孔 径扩大处理，如图10所示，将孔34的直径扩径。

作为孔径扩大处理的具体方法，可列举出在溶解氧化铝的 溶液中浸渍，通过蚀刻扩大工序(c)中形成的孔的直径的方法。 作为这种溶液，例如，可列举出5质量％左右的磷酸水溶液等。 工序(d)的时间越长，孔的直径变得越大。

工序(e)：

再次进行工序(c)，如图10所示，将孔34的形状形成为直径 不同的2段圆柱状，此后，再次进行工序(d)。通过这种重复进 行工序(c)和工序(d)的重复工序(e)，如图10所示，可以将孔34 的形状形成为直径从开口部向深度方向缓慢缩小的锥状，结果， 可以获得在表面形成了具有周期性的多个孔的阳极氧化铝的压 模12。

通过适当设定工序(c)和工序(d)的条件，例如，阳极氧化的 时间和孔径扩大处理的时间，可以形成各种形状的孔。因此， 可以根据由压模制造的物品的用途等而适宜设定这些条件。例 如，按短的间隔重复多次阳极氧化工序与蚀刻工序时，可以获 得大致圆锥状的孔。另外，通过调整阳极氧化工序与蚀刻工序 的时间，可以形成倒吊钟状或尖锐状的凹凸结构，可以制造适 当改变形状的压模。另外，该压模为制造防反射膜等防反射物 品的压模时，通过照这样适当设定条件，可以任意地变更孔的 间距、深度，因而还可以设计最佳的折射率变化。

这样制造的压模形成有多个周期性孔，结果，在表面具有 微细凹凸结构。而且，该微细凹凸结构中的孔的间距在可见光 的波长以下即400nm以下时，形成所谓的蛾眼结构。

间距是从微细凹凸结构的凹部(孔)的中心到与其相邻的 凹部(孔)的中心的距离。

间距大于400nm时，可见光发生散射，因此，没有表现充 分的防反射功能，不适于制造防反射膜等防反射物品。

压模为制造防反射膜等防反射物品的压模时，孔的间距为 可见光的波长以下，同时，孔的深度优选为50nm以下，更优选 为100nm以上。

深度是从微细凹凸结构的凹部(孔)的开口部到最深部的 距离。

孔的深度为50nm以上时，通过压模表面的转印形成的光学 用途的物品的表面即转印面的反射率降低。

另外，压模的孔的深宽比(深度/间距)优选为1.0～4.0，更 优选为1.3～3.5，进一步优选为1.8～3.5，最优选为2.0～3.0。如果 深宽比为1.0以上，可以形成反射率低的转印面，其入射角依赖 性、波长依赖性也变得十分小。深宽比大于4.0时，转印面的机 械强度倾向于降低。

压模的形成有微细凹凸结构的表面可以实施脱模处理，使 得脱模变得容易。作为脱模处理方法，例如可列举出涂布硅酮 系聚合物、氟聚合物的方法、蒸镀氟化合物的方法、涂布氟系 或氟硅酮系的硅烷偶联剂的方法等。

<物品的制造方法>

使用本发明的压模制造表面具有微细凹凸结构的物品的方 法是在透明基材的表面转印本发明的压模的表面的微细凹凸结 构的方法。具体而言，在本发明的压模与透明基材之间填充活 性能量射线固化型树脂组合物，对其照射活性能量射线，使之 固化，在透明基材的表面上形成转印有压模的微细凹凸结构的 固化树脂层，将表面上形成有固化树脂层的透明基材从压模剥 离的方法(所谓的光压印法)。

(透明基材)

作为基材的形状，可列举出薄膜、薄片、注射成型品、压 制成型品等。

作为基材的材质，例如，可列举出聚碳酸酯、聚苯乙烯系 树脂、聚酯、丙烯酸系树脂、纤维素系树脂(三乙酰纤维素等)、 聚烯烃、玻璃等。

(制造装置)

表面具有微细凹凸结构的物品例如使用图11所示的制造装 置如下所述来制造。

由罐22向表面具有微细凹凸结构(图示略)的辊状压模20 与沿着辊状压模20的表面移动的带状薄膜42(透明基材)之间 供给活性能量射线固化型树脂组合物。

在辊状压模20与通过气压缸24调整了辊隙压力的夹辊26之 间，挤压(nip)薄膜42和活性能量射线固化性树脂组合物，使 活性能量射线固化性树脂组合物在薄膜42与辊状压模20之间均 一地遍布，并填充到压模20的微细凹凸结构的凹部内。

从设置于辊状压模20下方的活性能量射线照射装置28透过 薄膜42对活性能量射线固化性树脂组合物照射活性能量射线， 使活性能量射线固化性树脂组合物固化，从而形成转印有辊状 压模20的表面的微细凹凸结构的固化树脂层44。

通过剥离辊30，从辊状压模20上剥离表面形成有固化树脂 层44的薄膜42，获得表面上具有微细凹凸结构的物品40。

作为活性能量射线照射装置28，高压汞灯、金属卤化物灯 等是优选的，该情况下的光照射能量优选为100～10000mJ/cm²。

薄膜42是光透过性薄膜。作为薄膜的材料，可列举出丙烯 酸系树脂、聚碳酸酯、苯乙烯系树脂、聚酯、纤维素系树脂(三 乙酰纤维素等)、聚烯烃、脂环式聚烯烃等。

固化树脂层44是由后述活性能量射线固化性树脂组合物的 固化物形成的膜，表面具有微细凹凸结构。

使用阳极氧化铝的压模时的物品40的表面的微细凹凸结构 是转印阳极氧化铝的表面的微细凹凸结构而形成的，具有由活 性能量射线固化性树脂组合物的固化物形成的多个凸部46。

作为微细凹凸结构，多个大致圆锥形状、角锥形状等突起 排列而形成的所谓蛾眼结构是优选的。已知的是，突起之间的 间隔为可见光的波长以下的蛾眼结构，由于折射率从空气的折 射率到材料的折射率连续增大，从而构成有效的防反射手段。

凸部之间的平均间隔优选为可见光的波长以下，即400nm 以下。使用阳极氧化铝的压模形成凸部时，由于凸部之间的平 均间隔为100nm左右，因此，更优选为200nm以下，特别优选为 150nm以下。

从容易形成凸部的观点考虑，凸部之间的平均间隔优选为 20nm以上。

凸部之间的平均间隔是通过用电子显微镜观察测定相邻凸 部之间的间隔(从凸部的中心到相邻凸部的中心的距离)50个， 将它们的值平均而获得的。

在平均间隔为100nm的情况下，凸部的高度优选为 80～500nm，更优选为120～400nm，特别优选为150～300nm。凸 部的高度为80nm以上时，反射率充分变低，且反射率的波长依 赖性小。凸部的高度为500nm以下时，凸部的耐擦伤性变得良 好。

凸部的高度是通过电子显微镜在30000倍倍率下观察时测 定的凸部的最顶部与凸部间存在的凹部的最底部之间的距离得 到的值。

凸部的深宽比(凸部的高度/凸部之间的平均间隔)优选为 0.5～5.0，更优选为0.8～4.5，特别优选为1.2～4.0。如果凸部的深 宽比为0.5以上，可充分地作为超亲水性膜、超憎水性膜使用。 如果凸部的深宽比为5.0以下，凸部的耐擦伤性变得良好。

凸部的形状优选是与高度方向正交的方向的凸部截面积从 最表面向深度方向连续增加的形状，即，凸部的高度方向的截 面形状优选为三角形、台形、吊钟形等形状。

制作低反射物品时，固化树脂层44的折射率与薄膜折射率 42的折射率之差优选为0.2以下，更优选为0.1以下，特别优选为 0.05以下。如果折射率差为0.2以下，可抑制固化树脂层44与薄 膜42的界面的反射。折射率差越小越好。

已知的是，表面具有微细凹凸结构时，如果其表面由疏水 性的材料形成，则通过荷叶效应(Lotus effect)，可获得超憎水 性，如果其表面由亲水性的材料形成，可获得超亲水性。

固化树脂层44的材料为疏水性时的微细凹凸结构的表面的 水接触角优选为90°以上，更优选为110°以上，特别优选为120° 以上。如果水接触角为90°以上，难以附着水垢，因而可发挥充 分的防污性。另外，由于难以附着水，预期可以防止结冰。在 憎水制品中，接触角越大越优选。

固化树脂层44的材料为亲水性时的微细凹凸结构的表面的 水接触角优选为25°以下，更优选为23°以下，特别优选为21°以 下。如果水接触角为25°以下，表面上附着的污垢能够被水冲走， 另外，难以附着油污，因此，可发挥充分的防污性。从抑制固 化树脂层44的吸水导致的微细凹凸结构的变形、与此相随的反 射率的上升的观点考虑，上述水接触角优选为3°以上，更优选 为5°以上。

另外，在表面上具有微细凹凸结构的物品用于显示装置等 光学用途的情况下，物品的浊度优选为1.5％以下，更优选为1.3％ 以下。

(活性能量射线固化型树脂组合物)

活性能量射线固化型树脂组合物包含聚合性化合物和聚合 引发剂。

作为聚合性化合物，可列举出分子中具有自由基聚合性键 和/或阳离子聚合性键的单体、低聚物、反应性聚合物等。

作为具有自由基聚合性键的单体，可列举出单官能单体、 多官能单体。

作为单官能单体，可列举出(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)丙烯酸异丁酯、(甲基)丙烯酸仲丁酯、(甲基)丙烯酸叔 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)丙烯酸环己酯、(甲基)丙烯酸苄酯、(甲基) 丙烯酸苯氧基乙酯、(甲基)丙烯酸异冰片酯、(甲基)丙烯酸 缩水甘油酯、(甲基)丙烯酸四氢糠酯、(甲基)丙烯酸烯丙酯、 (甲基)丙烯酸2-羟乙酯、(甲基)丙烯酸羟丙酯、(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)丙烯酰胺、N-二甲基(甲 基)丙烯酰胺、N-二乙基(甲基)丙烯酰胺、二甲氨基丙基(甲 基)丙烯酰胺等(甲基)丙烯酰胺衍生物等。这些可以单独使 用一种，也可以将两种以上组合使用。

作为多官能单体，可列举出乙二醇二(甲基)丙烯酸酯、 三丙二醇二(甲基)丙烯酸酯、异氰脲酸环氧乙烷改性二(甲 基)丙烯酸酯、三甘醇二(甲基)丙烯酸酯、二甘醇二(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-双(4-(甲基) 丙烯酰氧基聚乙氧基苯基)丙烷、2，2-双(4-(甲基)丙烯酰氧基乙 氧基苯基)丙烷、2，2-双(4-(3-(甲基)丙烯酰氧基-2-羟基丙氧基) 苯基)丙烷、1，2-双(3-(甲基)丙烯酰氧基-2-羟基丙氧基)乙烷、1，4- 双(3-(甲基)丙烯酰氧基-2-羟基丙氧基)丁烷、二羟甲基三环癸烷 二(甲基)丙烯酸酯、双酚A的环氧乙烷加合物二(甲基)丙 烯酸酯、双酚A的环氧丙烷加合物二(甲基)丙烯酸酯、羟基 新戊酸新戊二醇二(甲基)丙烯酸酯、二乙烯基苯、亚甲基双 丙烯酰胺等二官能性单体；季戊四醇三(甲基)丙烯酸酯、三 羟甲基丙烷三(甲基)丙烯酸酯、三羟甲基丙烷环氧乙烷改性 三(甲基)丙烯酸酯、三羟甲基丙烷环氧丙烷改性三丙烯酸酯、 三羟甲基丙烷环氧乙烷改性三丙烯酸酯、异氰脲酸环氧乙烷改 性三(甲基)丙烯酸酯等三官能单体；丁二酸/三羟甲基乙烷/ 丙烯酸的缩合反应混合物、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(三羟甲基丙烷)四丙烯 酸酯、四羟甲基甲烷四(甲基)丙烯酸酯等四官能以上的单体； 二官能以上的氨基甲酸酯丙烯酸酯、二官能以上的聚酯丙烯酸 酯等。这些可以单独使用一种，也可以将两种以上组合使用。

作为具有阳离子聚合性键的单体，可列举出具有环氧基、 氧杂环丁基、噁唑基、乙烯氧基等的单体，具有环氧基的单体 是特别优选的。

作为低聚物或反应性聚合物，可列举出不饱和二羧酸与多 元醇的缩合物等不饱和聚酯类；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、环氧(甲基) 丙烯酸酯、氨基甲酸酯(甲基)丙烯酸酯、阳离子聚合型环氧 化合物、侧链上具有自由基聚合性键的上述单体的均聚物或共 聚物等。

利用光聚合反应时，作为光聚合引发剂，例如可列举出苯 偶姻、苯偶姻甲醚、苯偶姻乙醚、苯偶姻异丙醚、苯偶姻异丁 醚、苯偶酰、二苯甲酮、对甲氧基二苯甲酮、2，2-二乙氧基乙酰 苯、α，α-二甲氧基-α-苯基乙酰苯、苯甲酰甲酸甲酯、苯甲酰甲 酸乙酯、4，4’-双(二甲氨基)二苯甲酮、2-羟基-2-甲基-1-苯基 丙-1-酮等羰基化合物；一硫化四甲基秋兰姆、二硫化四甲基秋 兰姆等硫化合物；2，4，6-三甲基苯甲酰二苯基氧化膦、苯甲酰二 乙氧基氧化膦等。这些可以单独使用一种，也可以将两种以上 组合使用。

利用电子束固化反应时，作为聚合引发剂，例如可列举出 二苯甲酮、4，4-双(二乙氨基)二苯甲酮、2，4，6-三甲基二苯甲 酮、邻苯甲酰基苯甲酸甲酯、4-苯基二苯甲酮、叔丁基蒽醌、 2-乙基蒽醌、2，4-二乙基噻吨酮、异丙基噻吨酮、2，4-二氯噻吨 酮等噻吨酮类；二乙氧基乙酰苯、2-羟基-2-甲基-1-苯基丙-1- 酮、苄基二甲醛缩苯乙酮、1-羟基环己基-苯基酮、2-甲基-2-吗 啉基(4-硫代甲基苯基)丙-1-酮、2-苄基-2-二甲氨基-1-(4-吗啉基 苯基)-丁酮等乙酰苯类；苯偶姻甲醚、苯偶姻乙醚、苯偶姻异 丙醚、苯偶姻异丁醚等苯偶姻醚类；2，4，6-三甲基苯甲酰二苯基 氧化膦、双(2，6-二甲氧基苯甲酰基)-2，4，4-三甲基戊基氧化膦、 双(2，4，6-三甲基苯甲酰基)-苯基氧化膦等酰基氧化膦类；苯甲酰 基甲酸甲酯、1，7-双吖啶基庚烷、9-苯基吖啶等。这些可以单独 使用一种，也可以将两种以上组合使用。

利用热固化反应时，作为热聚合引发剂，例如可列举出过 氧化甲乙酮、过氧化苯甲酰、过氧化二异丙苯(dicumyl  peroxide)、叔丁基过氧化氢、氢过氧化枯烯、过氧化辛酸叔丁 酯、过氧化苯甲酸叔丁酯、过氧化月桂酰等有机过氧化物；偶 氮双异丁腈等偶氮系化合物；将N，N-二甲基苯胺、N，N-二甲基- 对甲苯胺等胺与上述有机过氧化物组合的氧化还原聚合引发剂 等。

聚合引发剂的量相对于100质量份聚合性化合物优选为 0.1～10质量份。聚合引发剂的量低于0.1质量份时，聚合难以进 行。聚合引发剂的量超过10质量份时，有时固化膜着色、机械 强度降低。

活性能量射线固化性树脂组合物根据需要可以含有非反应 性的聚合物、活性能量射线溶胶-凝胶反应性组合物、抗静电剂、 用于提高防污性的氟化合物等添加剂、微粒、少量的溶剂。

作为非反应性的聚合物，可列举出丙烯酸系树脂、苯乙烯 系树脂、聚氨酯、纤维素系树脂、聚乙烯醇缩丁醛、聚酯、热 塑性弹性体等。

作为活性能量射线溶胶-凝胶反应性组合物，可列举出烷氧 基硅烷化合物、硅酸烷基酯化合物等。

作为烷氧基硅烷化合物，可列举出四甲氧基硅烷、四异丙 氧基硅烷、四正丙氧基硅烷、四正丁氧基硅烷、四仲丁氧基硅 烷、四叔丁氧基硅烷、甲基三乙氧基硅烷、甲基三丙氧基硅烷、 甲基三丁氧基硅烷、二甲基二甲氧基硅烷、二甲基二乙氧基硅 烷、三甲基乙氧基硅烷、三甲基甲氧基硅烷、三甲基丙氧基硅 烷、三甲基丁氧基硅烷等。

作为硅酸烷基酯化合物，可列举出硅酸甲酯、硅酸乙酯、 硅酸异丙酯、硅酸正丙酯、硅酸正丁酯、硅酸正戊酯、乙酰硅 酸酯等。

(疏水性材料)

为了将固化树脂层的微细凹凸结构的表面的水接触角设定 为90°以上，作为可形成疏水性的材料的活性能量射线固化性树 脂组合物，优选使用含有含氟化合物或硅酮系化合物的组合物。

含氟化合物：

作为含氟化合物，可列举出含氟单体、含氟硅烷偶联剂、 含氟表面活性剂、含氟聚合物等。

作为含氟单体，可列举出氟烷基取代的乙烯基单体、氟烷 基取代开环聚合性单体等。

作为氟烷基取代乙烯基单体，可列举出氟烷基取代(甲基) 丙烯酸酯、氟烷基取代(甲基)丙烯酰胺、氟烷基取代乙烯基 醚、氟烷基取代苯乙烯等。

作为氟烷基取代开环聚合性单体，可列举出氟烷基取代环 氧化合物、氟烷基取代氧杂环丁烷化合物、氟烷基取代噁唑啉 化合物等。

作为含氟硅烷偶联剂，可列举出3，3，3-三氟丙基三甲氧基硅 烷、3，3，3-三氟丙基三乙酰氧基硅烷、二甲基-3，3，3-三氟丙基甲 氧基硅烷、十三氟-1，1，2，2-四氢辛基三乙氧基硅烷等。

作为含氟表面活性剂，可列举出含氟烷基的阴离子型表面 活性剂、含氟烷基的阳离子型表面活性剂等。

作为含氟聚合物，可列举出含氟烷基的单体的聚合物、含 氟烷基的单体与含聚(氧化亚烷基)的单体的共聚物、含氟烷 基的单体与含交联反应性基团的单体的共聚物等。含氟聚合物 也可以是含氟烷基的单体与可共聚的其他单体的共聚物。

硅酮系化合物：

作为硅酮系化合物，可列举出(甲基)丙烯酸改性硅酮、 硅酮树脂、硅酮系硅烷偶联剂等。

作为(甲基)丙烯酸改性硅酮，可列举出硅酮(二)(甲基) 丙烯酸酯等，优选使用例如信越化学工业公司制造的硅酮二丙 烯酸酯“x-22-164”、“x-22-1602”等。

(亲水性材料)

为了将固化树脂层的微细凹凸结构的表面的水接触角设定 为25°以下，作为可形成亲水性的材料的活性能量射线固化性树 脂组合物，优选使用至少含有亲水性单体的组合物。另外，从 赋予耐擦伤性、耐水性的观点考虑，更优选包括可交联的多官 能单体。其中，亲水性单体与可交联的多官能单体可以是相同 的(即亲水性多官能单体)。此外，活性能量射线固化性树脂组 合物可以含有其他单体。

作为可形成亲水性材料的活性能量射线固化性树脂组合 物，更优选使用含有4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯、2 官能以上的亲水性(甲基)丙烯酸酯、根据需要的单官能单体 的组合物。

作为4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯，可列举出双(三 羟甲基丙烷)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、二季戊四醇羟基 五(甲基)丙烯酸酯、二季戊四醇六(甲基)丙烯酸酯、琥珀 酸/三羟甲基乙烷/丙烯酸的摩尔比1∶2∶4的缩合反应混合物、氨 基甲酸酯丙烯酸酯类(DAICEL-CYTEC Company LTD.制造： EBECRYL220、EBECRYL1290、EBECRYL1290K、 EBECRYL5129、EBECRYL8210、EBECRYL8301、KRM8200) 聚醚丙烯酸酯类(DAICEL-CYTEC Company LTD.制造， EBECRYL81)、改性环氧丙烯酸酯类(DAICEL-CYTEC Company  LTD.制造，EBECRYL3416)、聚酯丙烯酸酯类(DAICEL-CYTEC  Company LTD.制造：EBECRYL450、EBECRYL657、 EBECRYL800、EBECRYL810、EBECRYL811、EBECRYL812、 EBECRYL1830、EBECRYL845、EBECRYL846、EBECRYL1870) 等。这些可以单独使用一种，也可以将两种以上组合使用。

作为4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯，5官能以上的 多官能(甲基)丙烯酸酯是更优选的。

相对于构成活性能量射线固化性树脂组合物的全部单体的 合计，4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的比例优选为10～90 质量％，优选为20～90质量％，特别优选为30～90质量％。如果4 官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的比例为10质量％以上， 弹性模量增高，耐擦伤性提高。如果4官能以上的多官能(甲基) 丙烯酸酯的比例为90质量％以下，则表面上不易形成小的龟裂， 不容易出现外观不良。

作为2官能以上的亲水性(甲基)丙烯酸酯，可列举出 ARONIX M-240、ARONIX M260(东亚合成公司制造)、NK ESTER AT-20E、NK ESTER ATM-35E(新中村化学公司制造) 等具有长链聚乙二醇的多官能丙烯酸酯、聚乙二醇二甲基丙烯 酸酯等。这些可以单独使用一种，也可以将两种以上组合使用。

在聚乙二醇二甲基丙烯酸酯中，1分子内存在的聚乙二醇链 的平均重复单元的合计优选为6～40，更优选为9～30，特别优选 为12～20。如果聚乙二醇链的平均重复单元为6以上，则亲水性 变得充分，防污性提高。如果聚乙二醇链的平均重复单元为40 以下，则与4官能以上的多官能(甲基)丙烯酸酯的相容性变得 良好，活性能量射线固化性树脂组合物不容易分离。

相对于构成活性能量射线固化性树脂组合物的全部单体的 合计，2官能以上的亲水性(甲基)丙烯酸酯的比例优选为3～90 质量％，更优选为3～70质量％。如果2官能以上的亲水性(甲基) 丙烯酸酯的比例为3质量％以上，则亲水性变得充分，防污性提 高。如果2官能以上的亲水性(甲基)丙烯酸酯的比例为90质量 ％以下，则弹性模量增高，耐擦伤性得到改进。

作为单官能单体，亲水性单官能单体是优选的。

作为亲水性单官能单体，可列举出M-20G、M-90G、M-230G (新中村化学公司制造)等酯基上具有聚乙二醇链的单官能(甲 基)丙烯酸酯、(甲基)丙烯酸羟烷基酯等酯基上具有羟基的单 官能(甲基)丙烯酸酯、单官能丙烯酰胺类、甲基丙烯酰胺丙 基三甲基铵甲基硫酸盐、甲基丙烯酰氧基乙基三甲基铵甲基硫 酸盐等阳离子性单体类等。

另外，作为单官能单体，可以使用丙烯酰基吗啉、乙烯基 吡咯烷酮等粘度调整剂、提高在物品主体上的密合性的丙烯酰 基异氰酸酯类等密合性提高剂等。

相对于构成活性能量射线固化性树脂组合物的全部单体的 合计，单官能单体的比例优选为0～20质量％，更优选为5～15质 量％。通过使用单官能单体，基材与固化树脂的密合性提高。 如果单官能单体的比例为20质量％以下，则4官能以上的多官能 (甲基)丙烯酸酯或2官能以上的亲水性(甲基)丙烯酸酯不会 不足，能充分表现防污性、耐擦伤性。

单官能单体作为一种或两种以上聚合(共聚)得到的低聚 合度的聚合物可以在活性能量射线固化性树脂组合物中配合 0～35质量份。作为低聚合度的聚合物，可列举出M-230G(新中 村化学公司制造)等酯基上具有聚乙二醇链的单官能(甲基) 丙烯酸酯类与甲基丙烯酰胺丙基三甲基铵甲基硫酸盐的40/60 共聚低聚物(MRC UNITEC Co.，Ltd.制造，MG聚合物)等。

实施例

在以下的实施例、比较例中，将所得加工品即铝母模在 HCl∶HNO₃∶HF＝75∶25∶5的蚀刻液中蚀刻，用于评价。

关于晶体粒度，评价方法使用累积法(quadrature)。关于 第2相颗粒，通过用EPMA直接观察，用第2相颗粒的面积率与 个数进行评价。关于晶体取向的不均一性，用蚀刻后的外观观 察来进行评价。

其中，通常硬度高的原材料容易精加工成平坦的，因此镜 面研磨性用硬度来代替进行评价。

实施例1：在纯度99.995质量％的铝中添加1.04质量％的Mg 并熔解。将该熔液在508mm厚×1110mm宽的DC铸造铸模中在铸 造温度680℃、铸造速度52mm/min、冷却水量230L/min/每1m铸 模长度的铸造条件下铸造成长度3850mm的铸块。

在该铸造时，在流入到铸模中的熔液中连续地添加微细化 剂(Al-Ti-B)，使得Ti浓度上升量为8ppm，B浓度上升量为2ppm， 形成铝的纯度为98.96％、Si含量为20ppm、Fe含量为9ppm、Ti 含量为9ppm、B含量为4ppm、除Mg以外的其他元素含量的合计 为57ppm的铸块。此时的平均晶体粒径为350μm，硬度为32HV。

由该铸块切出331mm×331mm×508mm，作为以下的锻造原 材料。将该锻造原材料加热至369℃，进行0.75U-(1.5S-2/3U)×3 个循环的第一次热锻，在325℃结束。接着，再加热到360℃之 后，进行(1.5S-2/3U)×3个循环的第2次热锻，在319℃结束。

将该原材料冷却到30℃之后，进行(1.5S-2/3U)×2个循环 -3.1S的冷锻，形成Φ245mm×1180mm宽的形状，在173℃结束。

将该锻造块在300℃下退火60min，由此切出 Φ240mm×20mm，为了形成评价用的样品，进行铣削加工和研 磨。

用上述评价方法确认晶体粒度、第2相颗粒、晶体取向的不 均一性和镜面研磨性(硬度)，平均晶体粒径是十分微细的，为 37μm。另外，第2相颗粒的面积率少至0.01％。蚀刻后，没有发 现如图1那样的晶体取向不均一性(参照图4)。硬度为32HV。

实施例2：在纯度99.995质量％的铝中添加0.63质量％的Mg 并熔解。将该熔液在508mm厚×1110mm宽的DC铸造铸模中在铸 造温度680℃、铸造速度52mm/min、冷却水量230L/min/每1m铸 模长度的铸造条件下铸造成长度3850mm的铸块。

在该铸造时，在流入到铸模中的熔液中连续地添加微细化 剂(Al-5％Ti-1％B)，使得Ti浓度上升量为8ppm，B浓度上升量 为2ppm，形成铝的纯度为99.37％、Si含量为26ppm、Fe含量为 9ppm、Ti含量为5ppm、B含量为2ppm、除Mg以外的其他元素 含量的合计为58ppm的铸块。此时的平均晶体粒径为560μm， 硬度为28HV。

由该铸块切出331mm×331mm×508mm，作为以下的锻造原 材料。热锻、冷锻的锻造比与实施例1相同。

将该锻造原材料加热至371℃，进行第一次热锻，在294℃ 结束。接着，再加热到342℃之后，进行第2次热锻，在311℃结 束。

将该原材料冷却到26℃之后，进行冷锻，形成 Φ245mm×1180mm宽的形状，在155℃结束。该冷锻的锻炼比与 实施例1相同。

将该锻造块在300℃退火60min，由此切出Φ240mm×20mm， 为了形成评价用的样品，进行铣削加工和研磨。

用上述评价方法确认晶体粒度、第2相颗粒、晶体取向的不 均一性和镜面研磨性(硬度)，由于Mg添加量少于实施例1，因 此，平均晶体粒径稍大，为41μm。另外，第2相颗粒的面积率 少至0.03％。蚀刻后，由于晶粒大于实施例1，因此变粗，没有 发现如图1那样的晶体取向不均一性(参照图5)。硬度为26HV。

实施例3：

用与实施例1同样的制造条件进行铸块的制造，铸造后的平 均晶体粒径、硬度与实施例1同样。

由该铸块切出340mm×370mm×508mm，作为以下的锻造原 材料，用以下的方法进行中空锻造。

将该锻造原材料加热至373℃，进行1.18S-(2/3U-1.5S)×3个 循环的第一次热锻，在347℃结束。接着，再加热到361℃之后， 进行(2/3U-1.5S)×2个循环的第2次热锻，形成Φ450mm×400mm 的尺寸之后，用冲孔机在中央部开孔，形成外径Φ472mm-内径 Φ140mm×400mm，在329℃结束。

将该原材料冷却到35℃之后，进行5.3S的冷锻，形成外径 Φ235mm-内径Φ130mm×2123mm的形状，在145℃结束。

将该锻造块在300℃下退火60min，由此切出外径Φ235mm- 内径Φ130mm×20mm，为了形成评价用的样品，进行铣削加工 和研磨。

用上述评价方法确认晶体粒度、第2相颗粒、晶体取向的不 均一性和镜面研磨性(硬度)，平均晶体粒径是十分微细的，为 38μm。另外，第2相颗粒的面积率少至0.01％。蚀刻后，没有发 现如图1那样的晶体取向不均一性(参照图6)。硬度为32HV。

比较例1：将纯度99.9％的铝熔解。将该熔液在508mm厚 ×1110mm宽的DC铸造铸模中在铸造温度680℃、铸造速度 50mm/min、冷却水量315L/min/每1m铸模长度的铸造条件下铸 造成长度3850mm的铸块。

在该铸造时，在流入到铸模中的熔液中连续地添加微细化 剂(Al-Ti-B系)，使得Ti浓度上升量为180ppm，B浓度上升量为 36ppm，形成铝的纯度为99.89％、Si含量为275ppm、Fe含量为 501ppm、Ti含量为75ppm、B含量为7ppm、Mg含量为5ppm、除 Mg以外的其他元素含量的合计为1062ppm的铸块。此时的平均 晶体粒径为250μm，硬度为16HV。

由该铸块切出500mm×500mm×508mm，作为以下的锻造原 材料。

将该锻造原材料加热至380℃，进行(2S-1/2U)×2个循环的 第一次热锻，在350℃结束。接着，再加热到380℃之后，进行 (2S-1/2U)×2个循环的第2次热锻，在320℃结束。

将该原材料冷却到26℃之后，进行(2S-1/2U)×2个循环的冷 锻，形成Φ250mm×300mm×360mm的形状。

将该锻造块在340℃下退火60min，由此切出 20mm×250mm×300mm，为了形成评价用的样品，进行铣削加 工和研磨。

用上述评价方法确认晶体粒度、第2相颗粒、晶体取向的不 均一性和镜面研磨性(硬度)，平均晶体粒径是十分微细的，为 41μm。然而，由于除Mg以外的其他元素的合计为500ppm以上， 第2相颗粒的面积率为0.20％，不能满足0.10％以下。为了减少第 2相颗粒，需要减少除Mg以外的其他元素的含量。

由于在铸造时添加有微细化剂，因此没有发现蚀刻后的晶 体取向的不均一性。然而，超过了一般微细化剂添加量(Ti浓 度上升量为8ppm，B浓度上升量为2ppm)，存在因微细化剂引 起的第2相颗粒(TiB₂)增加的担忧(参照图6)。硬度为23HV。

比较例2：将与比较例1相比杂质减少、纯度为99.95％的铝 熔解。将该熔液在508mm厚×1110mm宽的DC铸造铸模中在铸造 温度680℃、铸造速度52mm/min、冷却水量230L/min/每1m铸模 长度的铸造条件下铸造成长度3850mm的铸块。此时的平均晶体 粒径是厘米级的，非常粗大。另外，硬度为16HV。

在该铸造时，不添加微细化剂，形成铝的纯度为99.95％、 Si含量为205ppm、Fe含量为161ppm、Mg含量为0ppm、Ti含量 为1ppm、B含量为10ppm、除Mg以外的其他元素含量的合计为 492ppm的铸块。

由该铸块切出500mm×500mm×508mm，作为以下的锻造原 材料。

将该锻造原材料加热至414℃，进行(2S-1/2U)×2个循环的 第一次热锻，在354℃结束。接着，再加热到393℃之后，进行 (2S-1/2U)×2个循环的第2次热锻，在323℃结束。将该原材料冷 却到32℃之后，进行(2S-1/2U)×2个循环的冷锻，形成 Φ250mm×300mm×360mm的形状。

将该锻造块在340℃下退火60min，由此切出 20mm×250mm×300mm，为了形成评价用的样品，进行铣削加 工和研磨。

用上述评价方法确认晶体粒度、第2相颗粒、晶体取向的不 均一性和镜面研磨性(硬度)，平均晶体粒径是十分微细的，为 40μm。另外，第2相颗粒的面积率为0.08％。在这些第2相颗粒 中，占支配性的是Al-F e系的金属间化合物。

与比较例1相比，为了将第2相颗粒的面积率压低至0.10％ 以下而使除Mg以外的其他元素的含量的合计为500ppm以下且 Fe含量为200ppm，这是获得好结果的根源。

由于铸造时没有使用微细化剂，因此蚀刻后，铸造时的粗 晶粒的痕迹作为晶体取向的不均一性残留(参照图7)。硬度为 19HV。

从该比较例可以看出，即使除Mg以外的其他元素含量的合 计为500ppm以下，将第2相颗粒的面积率压低至0.10％以下，在 铸造时不进行晶粒的微细化时，铸态组织的痕迹在锻造和退火 后仍残留，不能获得所需的母模。

比较例3：将与比较例2相比杂质减少、纯度99.99％的铝熔 解。将该熔液在508mm厚×1110mm宽的DC铸造铸模中在铸造温 度680℃、铸造速度52mm/min、冷却水量230L/min/每1m铸模长 度的铸造条件下铸造成长度3850mm的铸块。在该铸造时，不添 加微细化剂，形成铝的纯度为99.99％、Si含量为21ppm、Fe含量 为15ppm、Mg含量为0ppm、Ti含量为0ppm、B含量为0ppm、除 Mg以外的其他元素含量的合计为101ppm的铸块。此时的平均晶 体粒径是厘米级的，是非常粗大的。另外，硬度为15HV。

由该铸块切出500mm×500mm×508mm，作为以下的锻造原 材料。

将该锻造原材料加热至420℃，进行(2S-1/2U)×2个循环的 第一次热锻，在360℃结束。接着，再加热到423℃之后，进行 (2S-1/2U)×2个循环的第2次热锻，在356℃结束。

将该原材料冷却到31℃之后，进行(2S-1/2U)×2个循环的冷 锻，形成Φ250mm×300mm×360mm的形状。

将该锻造块在340℃下退火60min，由此切出 20mm×250mm×300mm，为了形成评价用的样品，进行铣削加 工和研磨。

用上述评价方法确认晶体粒度、第2相颗粒、晶体取向的不 均一性和镜面研磨性(硬度)，平均晶体粒径开始变粗大至 86μm。第2相颗粒的面积率为0.01％。由于在铸造时不使用微细 化剂，蚀刻之后，铸造时的粗晶粒的痕迹与比较例2同样作为晶 体取向的不均一性残留(参照图8)。

硬度为18HV。

从该比较例可以看出，纯度达到99.99％以上时，容易发生 晶粒的粗大化，需要添加Mg那样的抑制晶粒粗大化的元素。

而且，从比较例1、2、3可以看出，在纯铝系中添加微细化 剂时，需要大量的微细化剂，由于大量添加微细化剂时有可能 增加第2相颗粒，因此不优选。

以上实施例和比较例中的母模制作条件和评价结果在表 1～5中汇总示出。

表5中，晶体取向均一、无不齐则评价为“○”，晶体取向不 均一、有不齐则评价为“×”。

实施例4：将实施例1中制作的铝切割为外径：200mm、内 径：155mm、长度：350mm的圆筒状，对表面进行镜面切削加 工，使得被加工面的算术平均粗糙度Ra为0.03μm以下，获得圆 筒状的铝母模。

工序(a)：

将铝母模在0.3M草酸水溶液中在浴温：16℃、直流：40V 的条件下进行30分钟阳极氧化，形成氧化覆膜(厚度：3μm)。

工序(b)：

将形成有氧化覆膜的铝母模在调整至50℃的6质量％的磷 酸与1.8质量％的铬酸的混合水溶液中浸渍2小时，溶解去除所 形成的氧化覆膜。

工序(c)：

将上述铝母模在与工序(a)相同的条件下再次进行45秒钟 阳极氧化，形成氧化覆膜。

工序(d)：

将形成有氧化覆膜的铝母模在5质量％磷酸水溶液(30℃) 中浸渍9分钟，进行扩大氧化覆膜的孔径的孔径扩大处理。

工序(e)：

将上述铝母模再次在与工序(a)相同的条件下进行45秒钟 阳极氧化。

工序(f)：

将上述工序(d)和工序(e)合计重复4次，最后进行工序(d)， 获得在表面上形成了具有平均间隔：100nm、深度：160nm的大 致圆锥形状的孔的阳极氧化铝的辊状压模。

这样获得的辊状压模设置在图11所示的制造装置中，如下 所述制造物品。

按以下所示的比例将各成分混合，制备活性能量射线固化 型树脂组合物A。

琥珀酸/三羟甲基乙烷/丙烯酸的摩尔比1∶2∶4的缩合反应混 合物：45质量份

1，6-己二醇二丙烯酸酯：45质量份

X-22-1602：自由基聚合性硅油(信越化学工业公司制造)： 10质量份

1-羟基环己基苯基酮(Ciba Speciality Chemicals公司制造， Irgacure 184)：3.0质量份

双(2，4，6-三甲基苯甲酰基)-苯基氧化膦(Ciba Speciality  Chemicals公司制造，Irgacure 819)：0.2质量份

如图11所示，将辊状压模20嵌入到内部设置有冷却水用流 路的机械结构用碳钢制的轴芯21上。接着，在规定的温度下从 罐22经由供给喷嘴将活性能量射线固化性组合物A供给到在夹 辊26与辊状压模20之间夹紧的薄膜42(聚对苯二甲酸乙二醇酯 (PET)薄膜)，东洋纺公司制造，A4300)上。此时，通过用 气压缸24调整了辊隙压力的夹辊26挤压，在辊状压模20的孔(凹 部)内填充活性能量射线固化性组合物A。

以每分钟7.0m的速度使辊状压模20旋转，同时，在活性能 量射线固化性组合物A在辊状压模20与薄膜42之间夹持的状态 下，从活性能量射线照射装置28(240W/cm的紫外线照射装置) 照射紫外线，使活性能量射线固化性组合物A固化，形成固化 树脂层44，之后，通过剥离辊30，将表面形成了固化树脂层44 的薄膜42从辊状压模20剥离，获得表面具有间距为100nm、凹 凸高度为150nm的微细凹凸结构的物品40。测定所得物品的外 观以及浊度。对于物品的外观，用目视确认是否观察到相当于 晶粒痕迹的外观。物品的浊度根据JIS K7361-1使用浊度计 (Suga Test Instruments Co.，Ltd.制造)来测定。凹凸的高度测 定通过电子显微镜在倍率30000倍下观察时的凸部的最顶部与 凸部间存在的凹部的最底部之间的距离。其结果在表6中示出。 对于物品的外观，将通过目视没有观察到相当于晶粒痕迹的图 案、颜色不匀小的评价为◎；将通过目视没有观察到相当于晶 粒痕迹的图案的评价为○；将通过目视观察到相当于晶粒痕迹 的图案的评价为×。浊度为1.5％以上的物品评价为×，浊度低于 1.5％的物品评价为○。

实施例5：使用在实施例1中制作的铝，将工序(c)中的阳极 氧化的时间设定为50秒钟，将工序(d)中的孔径扩大处理的时间 设定为8分钟，除此以外，用与实施例4同样的方法，获得表面 上具有间距100nm、凹凸高度200nm的微细凹凸结构的物品40。 测定所得物品的外观和浊度。其结果在表6中示出。

实施例6：使用在实施例1中制作的铝，将工序(c)中的阳极 氧化的时间设定为65秒钟，将工序(d)中的孔径扩大处理的时间 设定为9分钟，除此以外，用与实施例4同样的方法，获得表面 上具有间距100nm、凹凸高度200nm的微细凹凸结构的物品40。 测定所得物品的外观和浊度。其结果在表6中示出。

实施例7：使用除了在350℃的温度下退火60分钟以外、其 余与实施例1同样的方法获得的铝，用与实施例4同样的方法， 获得表面上具有间距100nm、凹凸高度150nm的微细凹凸结构的 物品40。测定所得物品的外观和浊度。其结果在表6中示出。

实施例8：使用实施例2中制作的铝，将工序(c)中的阳极氧 化的时间设定为40秒钟，将工序(d)中的孔径扩大处理的时间设 定为9分钟，除此以外，用与实施例4同样的方法，获得表面上 具有间距100nm、凹凸高度120nm的微细凹凸结构的物品40。测 定所得物品的外观和浊度。其结果在表6中示出。

实施例9：除了在350℃退火60分钟以外，使用与实施例2 同样获得的铝，用与实施例4同样的方法，获得表面上具有间距 100nm、凹凸高度150nm的微细凹凸结构的物品40。测定所得物 品的外观和浊度。其结果在表6中示出。

比较例4：除了使用比较例1中制作的铝以外，用与实施例4 同样的方法，获得表面上具有间距100nm、凹凸高度150nm的微 细凹凸结构的物品40。测定所得物品的外观和浊度。其结果在 表6中示出。

比较例5：除了使用比较例2中制作的铝以外，用与实施例4 同样的方法，获得表面上具有间距100nm、凹凸高度150nm的微 细凹凸结构的物品40。测定所得物品的外观和浊度。其结果在 表6中示出。

比较例6：除了使用比较例3中制作的铝以外，用与实施例4 同样的方法，获得表面上具有间距100nm、凹凸高度150nm的微 细凹凸结构的物品40。测定所得物品的外观和浊度。其结果在 表6中示出。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

产业上的可利用性

根据本发明，将铝熔液中含有的Mg限制至0.5～3.0质量％而 且将包括不可避免的杂质在内的除Mg以外的元素限制至合计 500ppm以下，可以获得平均晶体粒径为1000μm以下且第2相颗 粒的面积率为0.10％以下的铝铸块。通过根据需要对该铸块进行 锻造等塑性加工，可获得具有微细且取向均一的晶粒且第2相颗 粒的出现得以抑制的压模用铝母模。由于该母模还具有高硬度， 因此，通过表面研磨可容易地形成平滑的表面。此后，如果进 行阳极氧化处理，可以容易地形成无方向性的均一图案的凹凸 转印面，结果，可廉价地提供精度高的压模。