(57)【要約】【課題】素材アルミニウムの結晶粒を微細化して塑性加工及び熱処理の回数低減を可能にするとともに第２相粒子の出現を抑制し、陽極酸化処理後に方向性のない均一な凹凸模様を形成したアルミニウム製スタンパを低コストで提供する。【解決手段】Ｔｉ含有率を１５０〜５００ｐｐｍ及びＢ含有率を３〜５０ｐｐｍとし、その他の不可避的不純物元素の合計が５００ｐｐｍ以下であり、残部がアルミニウムからなる成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を鋳造して平均結晶粒径が１ｍｍ以下の鋳塊を得た後、当該鋳塊に鍛造及び熱処理を施して再結晶させて平均結晶粒径が７０μｍ以下の金属組織とした鍛造品とし、この鍛造品に切削加工とその後の陽極酸化処理を施し、この陽極酸化処理面を鋳型としたスタンパを得る。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｔｉ含有率を１５０〜５００ｐｐｍ及びＢ含有率を３〜５０ｐｐｍとし、その他の不可避的不純物元素の合計が５００ｐｐｍ以下であり、残部がアルミニウムからなる成分組成を有することを特徴とするスタンパ用アルミニウム原型。
【請求項２】
不可避的不純物であるＦｅの含有量が２００ｐｐｍ以下である請求項１に記載のスタンパ用アルミニウム原型。
【請求項３】
平均結晶粒径が７０μｍ以下である金属組織を有する請求項１又は２に記載のスタンパ用アルミニウム原型。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のアルミニウム表面に陽極酸化処理することにより表面に微細凹凸構造を形成したスタンパ。
【請求項５】
Ｔｉ含有率を１５０〜５００ｐｐｍ及びＢ含有率を３〜５０ｐｐｍとし、その他の不可避的不純物元素の合計が５００ｐｐｍ以下であり、残部がアルミニウムからなる成分組成を有するアルミニウム金属からなり、鋳造後の平均結晶粒径が１ｍｍ以下でありその後熱間鍛造により再結晶を平均結晶粒径が７０μｍ以下とすることを特徴とするスタンパ用アルミニウム原型の製造方法。
【請求項６】
熱間鍛造の代わりに冷間鍛造及び焼鈍することを特徴とする請求項５記載のスタンパ用アルミニウム原型の製造方法。
【請求項７】
熱間鍛造、冷間鍛造及び焼鈍を組み合わることを特徴とする請求項５記載のスタンパ用アルミニウム原型の製造方法。
【請求項８】
請求項５〜７のいずれか１項に記載の方法で製造されたアルミニウム原型に陽極酸化処理を施すことを特徴とするスタンパの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、アルミニウム表面に陽極酸化処理（以下、「アルマイト処理」とも記す。）を施した凹凸構造を形成した鋳型（スタンパ）を作製し、そのスタンパを用いて反射防止物品などを作製するための、処理皮膜欠陥の少ないアルミニウム原型、それを用いたスタンパ、及びそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、凹凸構造の周期を可視光の波長以下に制御した微細凹凸構造を有する反射防止構造を設けることによって、テレビや携帯電話などの液晶面の反射戻り光を減少させる研究がなされている。そしてその方法の一つとして、アルミニウムをアルマイト処理することで微細凹凸構造を生成し、この凹凸部を樹脂などの成形材料に転写することで反射防止物品を製造する方法が採用されてきており、アルマイト処理により形成した凹凸パターンとして、円錐や四角錐などの錐形体が報告されている。
【０００３】
アルミニウムにアルマイト処理を施し、この表面を鋳型として転写物を製造する場合、スタンパ表面の形状がそのまま転写物に反映されるため、その表面の規則性や形状が反射防止機能に重要である。
そのため、アルマイト処理皮膜の欠陥になりうるアルミニウム中の第２相粒子は極力少ないことが好ましく、その第２相粒子の元になる添加元素および不純物が少ない純アルミニウムを適用することで処理皮膜欠陥のない微細凹凸構造がえられることがわかっているため、純アルミニウムが用いられてきた（例えば特許文献１の段落〔００２５〕参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００５−１５６６９５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、純アルミニウムを単純に鋳造した場合、結晶粒が粗くなり易く、アルミニウム表面に粗い結晶の模様が生じてしまう。このため、表面の結晶模様が粗いままアルマイト処理を施すと、結晶の模様がアルマイト処理表面にも現れてしまう。そしてその結果、樹脂などの転写物の表面にもこの結晶の模様が転写されてしまい、見た目を損なってしまう。
この粗い結晶は塑性加工・熱処理による再結晶を利用し、微細な再結晶粒とすることができるが、この再結晶粒は元の粗い結晶粒の方位の痕跡が残り、結晶方位の不均一さが視覚で認識できる大きさで残ってしまう。
そのため、元の粗い結晶粒に起因した結晶方位の不均一さを取り除くために再結晶を繰り返す、すなわち、塑性加工と熱処理を繰り返す必要があり、工程数が増大して結果的にコスト高になってしまうという傾向があった。
【０００６】
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、素材アルミニウムの結晶粒を微細化して塑性加工及び熱処理の回数低減を可能にするとともに第２相粒子の出現を抑制し、陽極酸化処理後に方向性のない均一な凹凸模様の形成が可能なスタンパ用アルミニウム原型、並びにそれを用いたスタンパを低コストで提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明のスタンパ用アルミニウム原型は、その目的を達成するため、Ｔｉ含有率を１５０〜５００ｐｐｍ及びＢ含有率を３〜５０ｐｐｍとし、その他の不可避的不純物元素の合計が５００ｐｐｍ以下であり、残部がアルミニウムからなる成分組成を有することを特徴とする。
不可避的不純物であるＦｅの含有量は２００ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
また、このスタンパ用アルミニウム原型は、平均結晶粒径が７０μｍ以下である金属組織を有していることが好ましい。
【０００８】
このようなスタンパ用アルミニウム原型は、Ｔｉ含有率を１５０〜５００ｐｐｍ及びＢ含有率を３〜５０ｐｐｍとし、その他の不可避的不純物元素の合計が５００ｐｐｍ以下であり、残部がアルミニウムからなる成分組成を有するアルミニウム金属からなり、鋳造後の平均結晶粒径が１ｍｍ以下でありその後熱間鍛造により再結晶を平均結晶粒径が７０μｍ以下とすることにより得られる。
熱間鍛造の代わりに冷間鍛造及び焼鈍することにしてもよい。また、熱間鍛造、冷間鍛造及び焼鈍を組み合わせてもよい。
このようなスタンパ用アルミニウム原型のアルミニウム表面に陽極酸化処理することにより表面に微細凹凸構造を形成したスタンパが得られる。
なお、本発明のスタンパ用アルミニウム原型は、Ａｌ中に他の元素を積極的に含ませてはいるが、実質３Ｎ以上の純度のアルミニウム金属塊により形作られているため、本明細書では、「合金」とは記さず、「金属」と記すことにする。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、高純度のアルミニウムに添加する、微細化機能を有するＴｉ及びＢの添加量を細かく調整することによって微細化組織を有する鋳塊が得られるので、その後の、塑性加工回数を低減しても微細かつ方位の均一な結晶粒が得られるため、併せて他の不可避的不純物含有量を極力少なくしていることに伴う第２相粒子の出現が抑制されているため、その後に陽極酸化処理を施した時に方向性のない均一な模様の凹凸転写面が容易に形成され、精度の高いスタンパが、結果的に安価に提供できることとなる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】Ｔｉ添加量及び微細化剤添加量と鋳塊結晶粒の関係を示す金属組織写真
【図２】Ｔｉ及び微細化剤の有無により鋳塊結晶粒の違いを示す金属組織写真
【図３】実施例及び比較例における鋳塊結晶粒の状況を示す金属組織写真
【発明を実施するための形態】
【００１１】
純度９９.９５％以上の純アルミニウムを一般的なＤＣ鋳造法などによって鋳造した場合、柱状晶が得られ結晶粒の大きさはセンチメートルオーダーである。この粗い結晶粒を有する鋳塊に塑性加工及び熱処理を施し、再結晶を利用して微細結晶粒を得ることは可能である。しかしながら、この再結晶組織には鋳塊の粗い結晶粒の痕跡が残り、結晶粒径は目視不可能なレベルまで微細しても、方位の不均一さに起因した目視できる大きさの不均一さが残ってしまう。
この方位の不均一さは、後のアルマイト処理にて方位による皮膜の成長速度の差に起因する凹凸の原因となり、このアルマイト処理表面を鋳型とした転写物にもこの凹凸が転写されてしまい見た目を損なってしまう。この方位の不均一さを低減するために、塑性加工及び熱処理による再結晶を繰り返すことが有効であるが、工数の増加による製造コストの上昇が難点として挙げられる。
【００１２】
そこで、本発明者等は、純度の高いアルミニウムであってもアルマイト処理皮膜に均一な凹凸が形成できるように、鋳造組織を極力微細化する手段について鋭意検討を重ねてきた。
その過程で、純アルミニウムに前もって適量のＴｉを添加し、その後に少量のＡｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ等の微細化剤を添加することによって微細化した鋳造組織が得られること、また、その後、塑性加工等の回数を減らしても微細な結晶粒が得られ、結晶方位の均一さ、製造コストの削減を達成することができることを見出した。また同時に、添加元素や不純物を最小減に抑えることによってアルマイト皮膜の欠陥になりうる第２相粒子の低減も達成されることを見出した。
以下にその詳細を説明する。
【００１３】
まず、本発明スタンパ用アルミニウム原型を構築しているアルミニウム金属の組織微細化のための成分組成から説明する。
鋳造組織の微細化
鋳塊の結晶粒が粗大であると痕跡が塑性加工及び熱処理後にも粗大に残ってしまうため、鋳塊の結晶粒を微細にすることでその痕跡が目立たないようにした。
アルミニウムの鋳塊の微細化のためには、一般的には、アルミニウム溶湯にＡｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ、Ａｌ−３％Ｔｉ−１％Ｂ、Ａｌ−５％Ｔｉ−０.２％Ｂ等の微細化剤を加えＴｉＢ2粒子を核として結晶核の発生数を増やすことが行われている。しかしながら、純度９９．９５％以上のアルミニウムの場合、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂを０.１〜１.０ｋｇ／ｔｏｎなる通常の微細化剤の添加量では微細化せず、Ｔｉ量に換算して３５０ｐｐｍに相当する７.０ｋｇ／ｔｏｎのＡｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂの微細化剤を添加しても微細化しなかった。
【００１４】
また一般的には、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ系の微細化剤の添加は、第２相粒子であるＴｉＢ2の増加につながりアルマイト処理皮膜の欠陥を増加させるとともに、その後の切削工程でのスクラッチの原因となる。そのため、微細化剤の添加量は、Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂにして０.１０〜２.０ｋｇ／ｔｏｎに抑えＢの添加量を最小減とする必要がある。
一方、ＭｇやＳｉと言った合金元素を添加することで微細化剤の添加量は抑えることができるが、その場合、合金元素に起因する第２相粒子が生じてしまいアルマイト処理皮膜の欠陥が増えてしまう。
【００１５】
そこで、鋳造組織の微細化を補助する働きがあるものの第２相粒子を生じ難いＴｉに着目し、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ系の微細化剤の添加の前にＴｉのみを添加し、その後ＴｉＢ2が増加しないように少なめのＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系の微細化剤を添加することで鋳塊の結晶粒を微細化することができた。
また、微細化剤の添加前のＴｉの添加量を減らした場合には、少なめの微細化剤添加量では微細化しなかった。Ｔｉの添加量を鋳造組織が微細化するギリギリに抑えることで第２相粒子の生成量を抑えた。添加するＴｉは合計で１５０〜５００ｐｐｍだが、３００ｐｐｍに近いほど好ましい。１５０ｐｐｍに満たないと微細化効果が十分ではなく５００ｐｐｍを超える程に多くなるとＴｉＡｌ3のような第２相粒子が生じてしまう。
【００１６】
Ｔｉ添加量とＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系微細化剤添加量と小型鋳塊の結晶粒の微細化の関係を図１に示す。微細化剤添加前のＴｉ添加量が５０ｐｐｍ以下の場合は十分に微細化しておらず（図１（ａ）〜（ｄ）参照）、微細化剤添加前のＴｉ添加量が１００ｐｐｍにてほぼ微細化している（図１（ｅ）、（ｆ）参照）。一方、前もってＴｉを添加せず、単純にＴｉ量に換算して３５０ｐｐｍに相当する微細化剤Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂのみを７ｋｇ／ｔｏｎ添加した場合には微細化していない（図１（ｃ）参照）。微細化剤の添加以前にＴｉを１００ｐｐｍ以上添加し、その後に微細化剤Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂを添加することで微細化する。また、前もってＴｉを添加することで微細化剤の添加量を低減することができ、第２相粒子であるＴｉＢ2を低減できる。
また、この結果を受けて行った大型鋳塊の結晶粒の微細化について図２を示す。図２（ａ）はＴｉ及び微細化剤添加を行わなかった場合、図２（ｂ）は微細化剤添加前に３００ｐｐｍのＴｉを添加し、その後０.１５ｋｇ／ｔｏｎの微細化剤Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂを添加した場合である。図２（ｂ）に見られるように、Ｔｉとその後のＡｌ−Ｔｉ−Ｂ系微細化剤の添加により、２００〜３００μｍの微細な結晶粒となっている。
【００１７】
また、Ｂの添加量は３〜５０ｐｐｍだが、３〜１０ｐｐｍが第２相粒子であるＴｉＢ2の量を制御できるためより好ましい。３ｐｐｍに満たないと微細化剤の微細化効果が作用せず、５０ｐｐｍを超える程に多くなるとＴｉＢ2のような第２相粒子が生じやすくなってしまう。そのため、微細化剤の添加前にＴｉを添加することで、微細化剤の添加量を低減しＢの添加量を抑えることが重要である。また、含有されているその他の不純物は５００ｐｐｍ以下であることが必要である。不純物が５００ｐｐｍを超える程に多くなると第２相粒子が生じる原因となってしまう。このような組成のアルミニウムを用いることで第２相粒子が少なくかつ鋳造のみで微細化しかつ冷間鍛造後の焼鈍にて結晶が粗大化しないアルミニウム原型をえることができる。
【００１８】
Ｆｅは純アルミニウムにおいても不可避的不純物として多く含有されやすくかつアルミニウムに固溶しにくい元素のため、不純物がＦｅ単独の場合でもＡｌ−Ｆｅ系の第２相粒子を生成しやすい。そのためＦｅの含有量は２００ｐｐｍ以下が好ましい。
以上に説明したように、アルミニウム溶湯中に添加・含有させるＴｉ及びＢの量、さらには不可避的不純物量を細かく規制すれば、通常のＤＣ鋳造法などにより、結晶粒が微細化された鋳塊が得られる。
【００１９】
次に、組織微細化のための処理方法について説明する。
塑性加工の方法
上記、成分組成の調整により鋳造組織の微細化が可能となり、この結晶粒の微細化により結晶の方位に起因した不均一さは低減できることになる。しかしながら、結晶粒度がいまだ大きく、目視にて目立たなくなる７０μｍ以下を満たしていない場合は、さらに微細をすることが好ましい。
圧延や押出といった塑性加工方法では加工方向が限られているため鋳塊の結晶粒が加工方向に延びた加工組織となり、熱処理による再結晶後にも加工組織の痕跡が加工方向に残ってしまい、筋っぽい組織となってしまう。このような組織は均一ではなく見た目を損なってしまう。一方、自由鍛造は加工方向を自由に選べるため、異方性が無い均一な組織を作る上で有利である。
【００２０】
また、圧延や押出は加工方向が限られているため、加工前の素材寸法と最終製品寸法にて加工度が決まってしまう。一方、自由鍛造は加工方向を入れ替えることで塑性加工を繰り返し加えることができるため、より大きな加工度を得ることができる。より大きな加工度は再結晶の駆動力となる歪の蓄積につながり、この歪の蓄積は再結晶組織をより微細とし、このようなアルミニウム原型を用いてアルマイト処理し、モスアイ構造を製造すると均一な微細凹凸が得られ、アルマイト処理皮膜を鋳型とした転写物の均一性に寄与する。
【００２１】
鍛造方法は、比較的粗い鋳造組織を破壊し均一化を主目的とする熱間鍛造と、熱間鍛造により均一化した素材の微細化を主目的とする冷間鍛造及びその後の熱処理に大別される。高い均一性を要求される場合、まず熱間鍛造にて均一化を図り、その後の冷間鍛造と熱処理にて微細化を図るが、高い均一性を要求されない場合は、熱間鍛造を省くことができる。
熱間鍛造に先立つ余熱温度は重要であり、低温すぎると鍛造時に再結晶が起こらないため均一化が期待できず、高温すぎると余熱時の粒成長が顕著となり粗大な結晶粒が生じこれの痕跡が冷間鍛造後も残ってしまう。余熱温度は３７０〜４７０℃が好ましく、４２０℃に近いほど好ましい。熱間鍛造は（１.５Ｓ―２／３Ｕ）×３サイクルを基本とし、より高い均一性が求められる場合には再余熱後に同様の熱間鍛造を繰り返す。
ここで、１.５Ｓや２／３Ｕという表記はＪＩＳにて定義されているように、１.５Ｓとは鍛錬成形比１.５の実体鍛錬を示し、２／３Ｕとは鍛錬成形比２／３のスエ込鍛錬を示す。この実体鍛錬とスエ込鍛錬の順序は問わず、逆になっても良い。
【００２２】
熱間鍛造のサイクル回数は多い方が均一組織を得られ易いが、鍛造時間の増加による鍛造材の温度の低下が大きくなる。この温度低下により鍛造材の温度が３３０℃未満になると再結晶を起こし難くなり、熱間鍛造の第一の目的である組織の均一化が達成できなくなる。数度繰り返す熱間鍛造で十分に組織を均一化するためには、その間の余熱温度を高める必要がでてくるが、余熱温度を高めるとこの余熱の際に結晶粒の粗大化が起こりやすくなる。そのため、鍛造のサイクル回数は多い方が良いが３サイクル程度に止めることが好ましい。鍛造のサイクル回数を減らし鍛造中の温度低下を抑え、これにより余熱温度を下げることもできるが、この場合、均一組織を得るためにサイクル回数の減少を熱間鍛造・再加熱の回数を増やすことで補うことになり、工業的に現実的では無い。また、熱間鍛造による再結晶の代わりに冷間鍛造+焼鈍を繰り返すことによる再結晶も考えられるが、工数が増えてしまい工業的に現実的ではない。
【００２３】
また、（２Ｓ―１／２Ｕ）×３サイクルのように一度の鍛錬成形比を大きくすると同じサイクル回数でも歪の蓄積が多く結晶粒微細化の点では有利である。しかしながら、鍛造時に表面のシワが内部に巻き込まれやすく、このシワが後のアルマイト処理時に欠陥となって現れるため好ましくない。
冷間鍛造は再結晶粒の微細化のための歪の蓄積が主目的のため、より高い鍛錬成形比の方が微細化には良い。しかしながら、鍛錬成形比が高すぎる場合、鍛造時に割れが入るため（１.５Ｓ―２／３Ｕ）×３サイクルが良い。また、冷間鍛造時には加工熱により鍛造材の温度が上昇する。歪の開放が顕著となる１５０℃を超えた場合は、水冷・空冷等により冷却する方が好ましい。
【００２４】
鍛造後の焼鈍は、冷間鍛造にて蓄積された歪を駆動力とし再結晶を起こさせるために行う。焼鈍温度は重要であり、低すぎると再結晶が起こらず加工組織が残ってしまう。一方、高すぎると粒成長が起こってしまい粗大な結晶粒は生じてしまう。焼鈍温度は３３０〜３８０℃が好ましく、３４０℃に近いほど良い。焼鈍時間は短すぎると加工組織が残ってしまい、長すぎると不純物元素に起因した第２相粒子の粗大化を生じる。焼鈍時間は３０〜１２０ｍｉｎが好ましい。
【００２５】
このようにして製造した鍛造・焼鈍材を所望形状に切削加工してアルミニウム原型とする。アルミニウム原型は、板形状でもロール形状でもよいが、本発明による素材は切削加工によって容易に所望の形状を得ることができる。特に、アルミニウム原型は、ロール形状に切削し、表面をアルマイト処理することで、微細凹凸構造を連続的に転写でき、生産性を高めることが可能である。スパッタ法などによって、表面にアルミニウムを蒸着したロール形状の素材を作製する場合、ロール形状にアルミニウムをスパッタできる特殊な装置が必要となってしまうため、コストが増大してしまうが、本発明の素材からは容易にロール形状を得ることができる。得られたアルミニウム原型に、公知の方法によってアルマイト処理をした微細凹凸構造を形成する。具体的には、陽極酸化処理によって深さ方向に細孔形成を行う工程と、エッチングによってアルミナ層面内方向に孔径を拡大する工程とを繰り返すことで所望の形状の微細凹凸構造を得ることができる。
【００２６】
微細凹凸構造を形成する方法は公知の方法を用いればよく、特に限定されないが、例えば、０.３Ｍシュウ酸浴中、化成電圧４０Ｖ、浴温１７℃にて１０分間程度陽極酸化を行い、基板上のポーラスアルミナを得た後、３０℃の１ｍｏｌ／Ｌの燐酸に１９分間程度浸漬させてエッチングを行う工程をくりかえすことで、微細凹凸構造をえることができる。
陽極酸化工程とエッチング工程とを短い間隔で多数回繰り返すと、略円錐状の細孔を得ることができる。また、陽極酸化工程とエッチング工程の時間を調整することで逆釣鐘状や、先鋭形状の凹凸構造を形成することができ、適宜形状を変化させたスタンパを製造することができる。
なお、本明細書中でアルマイト処理とはこのように陽極酸化によって得られた陽極酸化皮膜をエッチングなどによって所望の形状にする一連の処理も含むものとする。
【実施例】
【００２７】
以下の実施例、比較例では、得られた加工品をＨＣｌ：ＨＮＯ3：ＨＦ＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングし、評価に供している。
評価方法は、結晶粒度については求積法を用いた。第２相粒子については、ＥＰＭＡによる直接観察を行い、その粒子数と面積率にて行った。結晶方位の不均一さについては、エッチング後の外観観察と光沢度による方法を併用した。結晶方位の差は、エッチング時の溶解速度の差として現れエッチング後に凹凸となって現れる。結晶粒が微細かつ均一でありその結晶方位がランダムな場合、エッチングによりキメの細かい凹凸が生じるため、乱反射が起こり光沢度は低くなる。
【００２８】
実施例１：
純度９９.９８％のアルミニウムに３１６ｐｐｍのＴｉを添加し溶解した。この溶湯を５０８ｍｍ厚×１１１０ｍｍ巾のＤＣ鋳造鋳型にて、鋳造温度６８０℃、鋳造速度５２ｍｍ／ｍｉｎ、冷却水量２３０Ｌ／ｍｉｎ／鋳型長さ１ｍ当り、の鋳造条件にて長さ３８５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。この鋳造の際、鋳型へ流れ込む溶湯へ微細化剤（Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ）を溶湯１ｔｏｎ当り０.１５ｋｇの比率になるように連続的に添加し、アルミニウムの純度が９９．９４％、Ｔｉ含有量が３２４ｐｐｍ、Ｂ含有量が７ｐｐｍ、Ｆｅ含有量が８３ｐｐｍ、それら以外の不純物量の合計が１４０ｐｐｍの鋳塊とした。
この鋳塊より５０８ｍｍ×２６０ｍｍ×２１３ｍｍを切出し後の鍛造素材とした。
【００２９】
この鍛造素材を４１４℃まで加熱し（２／３Ｕ―１.５Ｓ）×３サイクルの１回目の熱間鍛造を行い２８１℃にて終えた。ついで３８６℃に再加熱を行った後に（２／３Ｕ―１．５Ｓ）×３サイクルの２回目の熱間鍛造を行い２７７℃にて終えた。
この素材を１７℃まで冷却後、（２／３Ｕ―１.５Ｓ）×２サイクル―０．５６Ｕ−２Ｓの冷間鍛造を行い、φ２４０ｍｍ×６００ｍｍＬの形状とし１４３℃にて終えた。
この鍛造塊を３４０℃にて６０ｍｉｎ焼鈍し、これよりφ２４０ｍｍ×２０ｍｍＬを切出し、切断面を平坦とするためのフライス加工を行った。
【００３０】
その後、研磨面をＥＰＭＡにて確認したところ、第２相粒子の面積率が０.０３％、粒子数が１１８個／ｍｍ2と少なかった。
得られた加工品をＨＣｌ：ＨＮＯ3：ＨＦ＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングし、各種の評価に供した。
その評価結果を表４に示す。
結晶方位の不均一さは、鋳造時に微細化していることと熱間鍛造・冷間鍛造を組合わせたため目立たず、光沢度の平均が８.９となった。この実物を図３（ａ）に示す。
また平均結晶粒度は、４９μｍと微細であった。
【００３１】
実施例２；
純度９９.９８％のアルミニウムに３１６ｐｐｍのＴｉを添加し溶解した。この溶湯を５０８ｍｍ厚×１１１０ｍｍ巾のＤＣ鋳造鋳型にて、鋳造温度６８０℃、鋳造速度５２ｍｍ／ｍｉｎ、冷却水量２３０Ｌ／ｍｉｎ／鋳型長さ１ｍ当り、の鋳造条件にて長さ３８５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。この鋳造の際、鋳型へ流れ込む溶湯へ微細化剤（Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ）を溶湯１ｔｏｎ当り０.１５ｋｇの比率になるように連続的に添加し、アルミニウムの純度が９９.９４％、Ｔｉ含有量が３２４ｐｐｍ、Ｂ含有量が７ｐｐｍ、Ｆｅ含有量が８３ｐｐｍ、それら以外の不純物量の合計が１４０ｐｐｍの鋳塊とした。
この鋳塊より５０８ｍｍ×２６０ｍｍ×２１３ｍｍを切出し後の鍛造素材とした。
【００３２】
熱間鍛造を行わずこの素材が１５℃の状態から（２／３Ｕ―１.５Ｓ）×２サイクル−０.５６Ｕ―２Ｓの冷間鍛造を行い、φ２４０ｍｍ×６００ｍｍＬの形状とし１３５℃にて終えた。
この鍛造塊を３４０℃にて６０ｍｉｎ焼鈍し、これよりφ２４０ｍｍ×２０ｍｍＬを切出し、切断面を平坦とするためのフライス加工を行った。
【００３３】
その後、研磨面をＥＰＭＡにて確認したところ、第２相粒子の面積率が０.０３％、粒子数が１２０個／ｍｍ2と少なかった。
得られた加工品をＨＣｌ：ＨＮＯ3：ＨＦ＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングし、各種の評価に供した。
その評価結果を表４に併せて示す。
結晶方位の不均一さは、鋳造時に微細化しているため目立たず、実施例１には及ばないものの光沢度は１３.７となった。この実物を図３（ｂ）に示す。
また平均結晶粒度は、５２μｍと十分微細であった。
【００３４】
比較例１；
実施例よりも不純物の多い純度９９.９％のアルミニウムにＴｉを添加せずに溶解した。純度９９．９５％未満のアルミニウムは、Ｔｉを添加しなくても微細化剤のみの添加で比較的容易に微細化が可能である。この溶湯を５０８ｍｍ厚×１１１０ｍｍ巾のＤＣ鋳造鋳型にて、鋳造温度６８０℃、鋳造速度５０ｍｍ／ｍｉｎ、冷却水量３１５Ｌ／ｍｉｎ／鋳型長さ１ｍ当り、の鋳造条件にて長さ３８５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。この鋳造の際、鋳型へ流れ込む溶湯へ微細化剤（Ａｌ−５％Ｔｉ−１％Ｂ）を溶湯１ｔｏｎ当り３．６０ｋｇの比率になるように連続的に添加し、アルミニウムの純度が９９．９％、Ｔｉ含有量が７５ｐｐｍ、Ｂ含有量が７ｐｐｍ、Ｆｅ含有量が５０１ｐｐｍ、それら以外の不純物量の４８７ｐｐｍの鋳塊とした。
この鋳塊より５０８ｍｍ×５００ｍｍ×５００ｍｍを切出し後の鍛造素材とした。
【００３５】
この鍛造素材を３８０℃まで加熱し２．９７Ｓの１回目の熱間鍛造を行い３５０℃にて終えた。ついで３８０℃に再加熱を行った後に（１／２Ｕ―２Ｓ）×２サイクルの２回目の熱間鍛造を行い３２０℃にて終えた。
この素材を室温まで冷却後、（１／２Ｕ―２Ｓ）×２サイクルの冷間鍛造を行い、φ２３０ｍｍ×３０６０ｍｍＬの形状とした。この鍛造塊を３４０℃にて６０ｍｉｎ焼鈍し、これよりφ２３０ｍｍ×２０ｍｍＬを切出し、切断面を平坦とするためのフライス加工および研磨を行った。
【００３６】
その後、研磨面をＥＰＭＡにて確認したところ、Ｆｅ５０１ｐｐｍとＦｅ、Ｔｉ、Ｂ以外の不純物４８４ｐｐｍに起因する第２相粒子の面積率が０．２０％、粒子数が８３２個／ｍｍ2と実施例に比べて多かった。
また、ＨＣｌ：ＨＮＯ3：ＨＦ＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングしたところ、結晶方位の不均一さは、鋳造時に微細化剤を添加したため目立たず光沢度は４.４となった。この実物を図３（ｃ）に示す。Ｔｉ含有量が実施例よりも少ないにも関わらず不均一さが目立たないのは、純度が９９．９５％未満でありＴｉを添加しなくても微細化剤のみで鋳造組織が微細化しているためである。
平均結晶粒度は、４１μｍと十分微細であった。
結晶粒は微細かつ均一であり結晶方位もランダムなものの、第２相粒子が多かった。
【００３７】
比較例２；
比較例１よりも不純物を低減し純度９９.９５％のアルミニウムを溶解した。この溶湯を５０８ｍｍ厚×１１１０ｍｍ巾のＤＣ鋳造鋳型にて、鋳造温度６８０℃、鋳造速度５２ｍｍ／ｍｉｎ、冷却水量２３０Ｌ／ｍｉｎ／鋳型長さ１ｍ当り、の鋳造条件にて長さ３８５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。この際、微細化剤は投入せず、アルミニウムの純度が９９、９５％、Ｔｉ含有量が１ｐｐｍ、Ｂ含有量が９ｐｐｍ、Ｆｅ含有量が１６１ｐｐｍ、それら以外の不純物量の３１９ｐｐｍの鋳塊とした。
この鋳塊より３００ｍｍ×３００ｍｍ×３００ｍｍを切出し後の鍛造素材とした。
【００３８】
この鍛造素材を４１４℃まで加熱し（２Ｓ―１／２Ｕ）×２サイクルの１回目の熱間鍛造を行い３５４℃にて終えた。ついで３９３℃に再加熱を行った後に（２Ｓ―１／２Ｕ）×２サイクルの２回目の熱間鍛造を行い３２３℃にて終えた。
この素材を３２℃まで冷却後、（２Ｓ―１／２Ｕ）×２サイクルの冷間鍛造を行い、３００ｍｍＴ×２５０ｍｍＷ×３６０ｍｍＬの形状とし１４４℃にて終えた。この鍛造塊を３４０℃にて６０ｍｉｎ焼鈍し、これより３００ｍｍＴ×２００ｍｍＷ×２０ｍｍＬを切出し、切断面を平坦とするためのフライス加工および研磨を行った。
【００３９】
その後、研磨面をＥＰＭＡにて確認したところ、１６１ｐｐｍのＦｅと、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ以外の不純物３１９ｐｐｍに起因する第２相粒子の面積率が０.０８％、粒子数が１６９個／ｍｍ2となり、比較例１よりも第２相粒子が低減された。
また、ＨＣｌ：ＨＮＯ3：ＨＦ＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングしたところ、結晶方位の不均一さは、鋳造時に微細化剤を添加しなかったため目立ち、光沢度は２７.３となった。この実物を図３（ｄ）に示す。
また平均結晶粒度は、４０μｍと十分微細であった。
【００４０】
比較例３；
比較例２よりも不純物を低減し純度９９.９９％のアルミニウムを溶解した。この溶湯を５０８ｍｍ厚×１１１０ｍｍ巾のＤＣ鋳造鋳型にて、鋳造温度６８０℃、鋳造速度５２ｍｍ／ｍｉｎ、冷却水量２３０Ｌ／ｍｉｎ／鋳型長さ１ｍ当り、の鋳造条件にて長さ３８５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。この際、微細化剤は投入せず、アルミニウムの純度が９９.９９％、Ｔｉ含有量が０ｐｐｍ、Ｂ含有量が０ｐｐｍ、Ｆｅ含有量が１５ｐｐｍ、それら以外の不純物量の８４ｐｐｍの鋳塊とした。
この鋳塊より３００ｍｍ×３００ｍｍ×３００ｍｍを切出し後の鍛造素材とした。
【００４１】
この鍛造素材を４２０℃まで加熱し（２Ｓ―１／２Ｕ）×２サイクルの１回目の熱間鍛造を行い３６０℃にて終えた。ついで４２３℃に再加熱を行った後に（２Ｓ―１／２Ｕ）×２サイクルの２回目の熱間鍛造を行い３５６℃にて終えた。
この素材を３１℃まで冷却後、（２Ｓ―１／２Ｕ）×２サイクルの冷間鍛造を行い、３００ｍｍＴ×２５０ｍｍＷ×３６０ｍｍＬの形状とし１２８℃にて終えた。この鍛造塊を３４０℃にて６０ｍｉｎ焼鈍し、これより３００ｍｍＴ×２００ｍｍＷ×２０ｍｍＬを切出し、切断面を平坦とするためのフライス加工および研磨を行った。
【００４２】
その後、研磨面をＥＰＭＡにて確認したところ、１５ｐｐｍのＦｅと、Ｆｅ、Ｔｉ、Ｂ以外の不純物８４ｐｐｍに起因する第２相粒子の面積率が０.０１％、粒子数が５７個／ｍｍ2となり、比較例３よりも第２相粒子が低減された。
また、ＨＣｌ：ＨＮＯ3：ＨＦ＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングしたところ、結晶方位の不均一さは、鋳造時に微細化剤を添加しなかったため目立ち光沢度は５０.４となった。この実物を図３（ｅ）に示す。
しかしながら、不純物を低減したため冷間鍛造後の焼鈍時に結晶粒成長が起こりやすくなり、平均結晶粒径は８６μｍと粗大になり始めた。
【００４３】
比較例４；
純度９９.９８％のアルミニウムを溶解した。この溶湯を５０８ｍｍ厚×１１１０ｍｍ巾のＤＣ鋳造鋳型にて、鋳造温度６８０℃、鋳造速度５２ｍｍ／ｍｉｎ、冷却水量２３０Ｌ／ｍｉｎ／鋳型長さ１ｍ当り、の鋳造条件にて長さ３８５０ｍｍの鋳塊を鋳造した。この際、微細化剤は投入せず、アルミニウムの純度が９９.９９％、Ｔｉ含有量が１ｐｐｍ、Ｂ含有量が６ｐｐｍ、Ｆｅ含有量が８３ｐｐｍ、それら以外の不純物量の１５０ｐｐｍの鋳塊とした。
この鋳塊より４８０ｍｍ×４８０ｍｍ×４８０ｍｍを切出し後の鍛造素材とした。
【００４４】
この鍛造素材を４１２℃まで加熱し（２／３Ｕ―１．５Ｓ）×３サイクルの１回目の熱間鍛造を行い３０８℃にて終えた。ついで３７９℃に再加熱を行った後に（２／３Ｕ―１．５Ｓ）×３サイクルの２回目の熱間鍛造を行い３１８℃にて終えた。
この素材を１９℃まで冷却後、（２／３Ｕ―１．５Ｓ）×２サイクル―２／３Ｕの１回目の冷間鍛造を行い１２０℃にて終えた。続く冷間鍛造による発熱にて１５０℃を超える可能性があったため、再度冷却を行い４０℃にした後、５.７２Ｓの２回目の冷間鍛造を行い１３２℃で終えた。続く冷間鍛造による発熱にて１５０℃を超える可能性があったため、再度冷却を行い２１℃とした後、１.２８Ｓの３回目の冷間鍛造を行い、φ２４５ｍｍ×２３５０ｍｍＬの形状とし５１℃にて終えた。
この鍛造塊を３４０℃にて６０ｍｉｎ焼鈍し、これよりφ２４０ｍｍ×２０ｍｍＬを切出し、切断面を平坦とするためのフライス加工および研磨を行った。
【００４５】
その後、塩酸：硝酸：フッ酸＝７５：２５：５のエッチング液にてエッチングしたところ、結晶方位の不均一さは、鍛造時の据込・鍛伸回数を増やすことでやや軽減したものの光沢度は２８.９となり、工数を増やした割にはＴｉを添加した実施例に比べ不均一さの軽減が達成不十分であった。この実物を図３（ｆ）に示す。
また、平均結晶粒径は３５μｍと十分微細であった。
【００４６】
以上の実施例及び比較例について、各例素材の成分組成、製造条件並びに鍛造・焼鈍品の評価結果を、表１〜４に示している。
これらを見てもわかるように、実施例は方位の不均一さ、光沢度、結晶粒度全てにおいて、規定条件をクリアしているため、アルマイト処理を施してスタンパを形成する際にアルマイト処理欠陥がなく均一な微細凹凸構造をえることができている。
【００４７】
【表１】
2010222629.tif 000002
【００４８】
【表２】
2010222629.tif 000003
【００４９】
【表３】
2010222629.tif 000004
【００５０】
【表４】
2010222629.tif 000005
【図１】
2010222629.tif 000006
【図２】
2010222629.tif 000007
【図３】
2010222629.tif 000008