JP5134217B2

JP5134217B2 - 焼結硬質材料およびそれを用いた金型

Info

Publication number: JP5134217B2
Application number: JP2006188664A
Authority: JP
Inventors: 宏季田中; 徹奥井; 茂樹毛利; 修中野; 啓徳本
Original assignee: Nippon Tungsten Co Ltd
Current assignee: Nippon Tungsten Co Ltd
Priority date: 2006-07-07
Filing date: 2006-07-07
Publication date: 2013-01-30
Anticipated expiration: 2026-07-07
Also published as: CN101460427A; JP2008013418A; WO2008004656A1; CN101460427B

Description

本発明は、光学機器に使用されるレンズ、プリズム、グレーティングなどの高精度光学素子成形用の金型材、あるいは金属、プラスチック、複合材などの射出成形用の金型材に好適な焼結硬質材料に関する。

ＣＤ、ＤＶＤ、デジタルカメラや携帯電話などで使用されている光学ピックアップレンズやコンピューターのハードディスク用基板に用いられるガラス製、プラスチック製等の光学素子の製造に際しての最終製品形状を得る方法として、高信頼性と低価格を実現させるために、近年、複雑かつ精密な機械的加工を必要としない高温中でのプレス成形が採用されている。

この高温プレス成形で使用される金型材料には、優れた鏡面加工性とともに、高温硬さ、高熱伝導性、低熱膨張率などの特性が要求され、従来から、その要求に合った材料として超硬合金やセラミックスのような焼結硬質材料が使用されている。

例えば、特許文献１には、加工後の表面がＲｍａｘ０．０５μｍ以下の鏡面を形成する光学素子成形用型に適した熱間静水圧プレス用の超硬合金として、コバルトを３〜１０質量％含むＷＣ基超硬合金が開示されている。

しかしながら、光学レンズの高精度化が進むに従い、光学素子成形用型の成形部表面もさらなる高精度化が要求されるようになり、現状においては、加工後のレンズ成形部表面はＲｍａｘ０．０１μｍ以下の鏡面が得られることが必須となっている。

一方、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉといった鉄族金属を結合相として１質量％以上含むＷＣ基超硬合金はＷＣ相と鉄族金属相との硬度差が大きいため、機械加工により所望の表面精度を得ることは困難となっている。このため、従来においても、炭化物相との硬度差が大きな鉄族金属相を含まない、炭化物相のみからなる超硬材料、いわゆるバインダレス超硬材料が精密成型用金型の材料として、特許文献２、３に開示されている。

この特許文献２、３に示される焼結硬質材料においては、比較的容易に加工後のレンズ成形部表面をＲｍａｘ０．０１μｍ以下の鏡面に仕上げることができるが、第２相としてＷＣ相と比較して高硬度でかつ脆いＮａＣｌ型結晶構造を有する複合炭化物を比較的多く含んでおり、したがってサブミクロンオーダーあるいはナノオーダーといった局所的な加工性能の違いを生じることから、成形部表面の高精度化をさらに追求する際の障害となっていた。

また、特許文献２、３に示される焼結硬質材料の第２相は非化学量論組成を持ち得ることにより、材料中のカーボン量を制御することによって、鉄族金属とＷとの複合炭化物のうちη相（以後異常相と称する）の晶出を比較的容易に防ぐことができることから、必要不可欠な相でもあった。

一方、特許文献４に示される焼結硬質材料においては、異常相の構成元素となるＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉといった不可避不純物成分を極微量の０．０２〜０．１０重量％に抑えることにより、異常相の晶出を防ぐことができると考えられるため、前述の第２相を材料に含有する必要性がなくなった。そして、この特許文献４に示される焼結硬質材料においては、炭化タングステン中のＷＣとＷ_２Ｃ_Ｘの割合Ｗ_２Ｃ_Ｘ／（ＷＣ＋Ｗ_２Ｃ_Ｘ）を０．０１〜０．１５の範囲とすることにより、硬度の向上を図っている。

確かに、特許文献４に示される焼結硬質材料によればその硬度は向上する。しかしながら、特許文献４に示される焼結硬質材料の破壊靭性は、特許文献２、３に示される焼結硬質材料と比較して低くなる。したがって、特許文献２、３に示される焼結硬質材料よりも機械加工およびその取り回しにおいて、チッピングやエッジ部のカケなどを生じる可能性が高いと考えられる。

特許文献４に示される焼結硬質材料の破壊靭性が、特許文献２、３に示される焼結硬質材料と比較して低い原因は、不純物成分である鉄族金属を低減させたためと考えられる。すなわち、特許文献４に示される焼結硬質材料のＷＣ／ＷＣ界面、ＷＣ／Ｗ_２Ｃ_Ｘ界面あるいはＷ_２Ｃ_Ｘ／Ｗ_２Ｃ_Ｘ界面における鉄族金属量は、特許文献２、３に示される焼結硬質材料のＷＣ／ＷＣ界面、ＷＣ／Ｗ_２Ｃ_Ｘ界面あるいはＷ_２Ｃ_Ｘ／Ｗ_２Ｃ_Ｘ界面における鉄族金属量よりも非常に少ないか、あるいはないために、これらの界面間の結合力が弱くなったのではないかと考えられる。
特公昭６２−５１２１１号公報特開平２−１２０２４４号公報特開平１０−７４２５号公報特開平９−２５５３５号公報

本発明において解決すべき課題は、主に炭化タングステン相からなる焼結硬質材料に、ポア（空孔）や異常相などの組織的欠陥がなく、高硬度であり、ヤング率が大きく、熱膨張係数が小さく、優れた加工面精度および面粗度を有するといった特性に加え、優れた破壊靭性を付与することにある。

本発明の焼結硬質材料は、炭化タングステン相中に第１相としてのＷＣ相以外に、第２相として（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）を晶出させることによって炭化タングステン相の破壊靭性の改善を図るものである。ここで、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）は、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族のＷ以外の遷移金属元素（Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂのうち１種または２種以上）であるＭ１をＷ_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）が固溶したものである。

この焼結硬質材料において、ＷＣ相は、硬度、強度、加工面粗度などに優れているが、その平均粒子径を０．５μｍ以下にすることによってさらに組織が微細となり、これにより硬度および鏡面加工性をより一層改善することが可能となる。他方、平均粒子径の増大により硬度および鏡面加工性は低下する傾向にあり、とくに、平均粒子径が０．５μｍを超えるとその硬度および鏡面加工性は急激に低下してしまう。したがって、本発明においては、炭化タングステン相の平均粒子径を０．５μｍ以下とすることが好ましい。

ただし、一般には組織の微細化に伴い破壊靭性は低下する傾向にあるため、とくに平均粒子径が１μｍ以下となる場合には、加工や取り回しにおけるカケやチッピングを生じる危険性が高くなる。

これに対して、Ｘの範囲が０．８≦Ｘ＜１．０の（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘは、ＷＣなどと同様に六方晶型結晶構造を保持しており、したがってＮａＣｌ型結晶構造である他の多くの炭化物と比較すれば、大きな塑性変形能をもつ。したがって、この（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘを炭化タングステン中に晶出させることで破壊靭性を改善できる。また、この（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ粒子をＷＣ相中に分散させることにより、分散強化としての役割も併せて果たすことが考えられる。

この（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの晶出量については、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの（−１−１１）面のＸ線回折の積分ピーク強度を∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２）ｄθと表し、ＷＣの（１０１）面のＸ線回折の積分ピーク強度を∫Ｉ（ＷＣ）ｄθと表した場合、これらの積分ピーク強度比∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθが０．５％未満では（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ相量が少なく破壊靭性改善への寄与が小さい。また、１０．０％を超えると、破壊靭性改善への寄与については定かではないが、焼結性が低下し緻密な材料を得ることができず、したがって本発明の技術分野に適用することができない。以上より、炭化タングステンのうちＸの範囲が０．８≦Ｘ＜１．０である（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの存在割合は、上記積分ピーク強度比において０．５％〜１０．０％の範囲となるようにする。

なお、Ｘ線回折の積分ピーク強度について、ＷＣのメイン回折ピークは（１０１）面および（１００）面であるが、このうちＷＣの（１００）面の回折ピークは、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの（１１０）面の回折ピークとの回折角度が近接しており、互いのピークに重なるため、ＷＣのメイン回折ピークとしては、ＷＣの（１０１）面の回折ピークを選択した。また、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの回折ピークとしてメイン回折ピークの（−１−１１）面を表記しているが、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）のうち、例えばＷ_５．０８Ｃ_１２については、そのメイン回折ピークは（１１１）面となるが、この（１１１）面と（−１−１１）面とは同じ｛１１１｝の結晶系であり等価である。

さらに、これまで述べてきた（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）の回折ピークは、基本的にはＷ_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）の回折ピークを示すものであるが、回折ピークにやや幅を持ち、かつＷ_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）の回折ピーク位置よりもやや高角度側にシフトしている。これは、Ｘの値が非化学量論値をもつこと、および、周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族のＷ以外の遷移金属元素を１種または２種以上その格子中に固溶していることによると考えられる。ただし、そのシフト量は非常に小さく、０．１ｄｅｇｒｅｅ（２θ／ｄｅｇｒｅｅ）程度もしくはそれ以下である。

また、本発明の焼結硬質材料において、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）のＸの値については、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの（−１−１１）面と、ＷＣの（１０１）面のＸ線回折の積分ピーク強度比∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθが、０．５％〜１０．０％の範囲内においては、その強度比の増加とともに、Ｘ＝０．８４の値をもつ（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの回折ピークに近づき、かつ回折ピークの理論値からのシフト量も小となる。これは、おそらくＸ＝０．８４の値で（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘが安定して存在するためと考えられ、材料中の炭素量の低下にしたがってＸ＝０．８４の値をもつ（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘの相量が増加するためと考えられる。

他方、特許文献４の焼結硬質材料に示されるように、Ｘの範囲が１．０≦Ｘ＜２．０のＷ_２Ｃ_Ｘは、もともとＷ_２Ｃ_Ｘを晶出する合金炭素範囲中の高炭素域にてその存在が確認されるが、このＸの範囲が１．０≦Ｘ＜２．０のＷ_２Ｃ_Ｘが焼結硬質材料中に存在したとしても、その存在量は非常に少なく、したがって破壊靭性の改善効果は確認できず、確認できたとしても非常に小さい。

ここで、Ｗ_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）中に周期律表第４ａ、５ａ、６ａ族のＷ以外の遷移金属（Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂのうち１種または２種以上）が固溶すること、すなわち、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）中のＭ１原子の存在が各元素の拡散に影響を与え、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ粒子の粗大化を抑制する。また、Ｗ_２Ｃ_Ｘ
として存在するよりも（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘとして存在した方が（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）相としては、格子ひずみが少なくなるため、より安定して炭化タングステン中に存在できると考えられる。したがって、Ｗ_２Ｃ_Ｘとしてよりも（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
として存在した方が破壊靭性改善の効果はより安定して発揮されると考えられ、また、分散強化としての分散粒子としての効果もより発揮されると考えられる。

一方、不純物成分のＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉといった鉄族金属の存在によって焼結性は改善され、また、ＷＣ／ＷＣ、ＷＣ／Ｗ_２Ｃ_ＸあるいはＷ_２Ｃ_Ｘ／Ｗ_２Ｃ_Ｘ間の界面の結合力は強くなるものの、本発明のような主に炭化タングステン相で構成される焼結硬質材料においては、これら鉄族金属の存在により、η相と呼ばれるＷと鉄族金属との複合炭化物の晶出により機械的強度は劣化する。ただし、焼結硬質材料中の含有量が０．０５質量％未満といった極微量であれば、例えば下記の参考文献に示されるように、材料中炭素量の制御により容易に鉄族金属とＷとの複合炭化物をκ相といった六方晶型結晶構造として晶出させることができ、これにより機械的特性の劣化を防止できると考えられる。したがって、不純物成分のＦｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種または２種以上の含有量は０．０５質量％未満に抑えることが好ましい。

（参考文献）Ｐ．ＳｃｈｗａｒｚｋｏｐｆａｎｄＲ．Ｋｉｅｆｆｅｒ，
ＣＥＭＥＮＴＥＤＣＡＲＢＩＤＥＳ，ＴｈｅＭａｃｍｉｌｌａｎＣｏｍｐａｎｙ，ＮｅｗＹｏｒｋ，Ｕ．Ｓ．Ａ．，ｐ．ｐ．７４−１０１，（１９６０）．

本発明の焼結硬質材料によれば、ポア（空孔）や異常相などの組織的欠陥が非常に少なく、高硬度であり、ヤング率が大きく、熱膨張係数が小さく、面精度の良い鏡面が得られる、といった特性が得られることに加え、優れた破壊靱性が得られる。したがって、従来材と同様の機械加工を行うことができるとともに、機械加工およびその取り回しにおいて、チッピングやエッジ部のカケなどを生じる可能性が低くなり、その寿命を長くすることができる。

以下に本発明を実施するための最良の形態を実施例に基づき説明する。

本発明の焼結硬質材料の原料粉末として、平均粒子径が０．５μｍのＷＣ粉末を使用し、さらに平均粒子径がそれぞれ１．４μｍのＣｒ_２Ｃ_３、１．７μｍのＶＣおよび１．１μｍのＮｂＣを配合した。これらを配合した原料粉末を、メタノール溶媒の超硬ボールミルあるいは樹脂ボールミルで混合し、１０ＭＰａで仮プレス成形後、真空雰囲気中にて１７００℃〜２１００℃、０．５〜２ｈｏｕｒのホットプレス焼結（ＨＰ）を行った後、Ａｒ雰囲気中１５００℃で、１〜２ｈｏｕｒのＨＩＰ処理を行い、研削加工で最終形状まで仕上げた。ここで、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ相量の調整については、材料中炭素量の調整にて行った。すなわち、グラファイトカーボンあるいはタングステン粉末の添加にて調整した。そして、得られた焼結硬質材料の加工後の表面粗さ（Ｒｍａｘ）、破壊靭性値（Ｋ_Ｃ）、および前述した（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_ＸとＷＣの積分ピーク強度比（∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθ）を求め、その結果を表１中（製法欄にＨＰ＋ＨＩＰと記載）に示した。ここで、表１中の試料Ｎｏ．に＊記号を付けたものが本発明の実施例であり、その他が比較例である。また、本発明の実施例について、破壊靭性値（Ｋ_Ｃ）と前記積分ピーク強度比との関係を図１に示した。

なお、表面粗さ（Ｒｍａｘ）については、テーラーホブソン社製の接触式タリステップを用いて測定した。破壊靭性値（Ｋ_Ｃ
）については、ビッカース硬度計にてダイヤモンド圧子を荷重３０ｋｇにて５秒間印加し、得られた圧痕の対角線長さおよび亀裂長さから、以下のＥｖａｎｓの式を用いて算出した。また、炭化タングステンの平均粒子径は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた破面の組織観察から、少なくとも実施例については０．５μｍ以下であることを確認した。鉄族不純物量については、ＩＣＰ発光分析によりその量を求め、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ総量が０．０５質量％未満であることを確認した。

（Ｋ_Ｃφ／Ｈａ）＝０．１５ｋ（ｃ／ａ）^−３／２（Ｅｖａｎｓの式）
ただし、Ｈａ：ビッカース硬度、Ｅ：ヤング率、ａ：圧痕半径、ｃ：クラック半径、φ＝３、ｋ＝３とする。

表１に示されるように（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_ＸとＷＣの積分ピーク強度比（∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθ）が本発明の範囲から外れる０．５％以下の比較例、すなわち試料Ｎｏ．１、２、１３、２５、２６については、破壊靭性値が４．０以下と低い。一方、前記積分ピーク強度比が本発明の範囲内である実施例については、若干の測定誤差を含むものの、破壊靭性値の測定値はほぼ４．０以上に改善されていることがわかる。また、加工後の表面粗さについても、本発明の実施例は全てＲｍａｘが７ｎｍ以下であることが確認される。なお、試料Ｎｏ．２４については、原料粉末として平均粒子径１．０μｍのＷＣ粉末を使用した比較例であり、同一組成および（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_ＸとＷＣの積分ピーク強度比（∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθ）が同程度である試料Ｎｏ．２５よりも、破壊靭性値は大きくなるものの、表面粗さが悪化している。これは焼結後のＷＣの平均粒子径が１．１μｍと他の試料より大きかったためである。

また、図１に示されるように、添加されるＭ１元素よりその効果の程度に多少の差がみられるものの、本発明の焼結硬質材料は（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）が増加するに伴い破壊靭性値（Ｋ_Ｃ）が高くなることが確認される。

パルス通電焼結（ＰＣＳ）製法を本発明に適用した例を説明する。なお、この適用例の結果については、表１中に併せて記した（製法欄にＰＣＳ＋ＨＩＰと記載）。

本例では、焼結過程およびその条件のみ前記ＨＰ製法と異なる。すなわち、原料粉末をメタノール溶媒のボールミルで混合し、１０ＭＰａで仮プレス成形し、真空雰囲気中にて２０〜４０ＭＰａで加圧し、１４００℃〜１６００℃、１０ｍｉｎ〜６０ｍｉｎのＰＣＳ焼結を行った後、Ａｒ雰囲気中１５００℃で、１〜２ｈｏｕｒのＨＩＰ処理を行い、研削加工で最終形状まで仕上げた。そして、得られた焼結硬質材料の加工表面粗さ（Ｒｍａｘ）、破壊靭性値（Ｋ_Ｃ）、および前述した（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_ＸとＷＣの積分ピーク強度比（∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθ）を求めた。

表１に示されるように、ＰＣＳ製法を用いた場合においても、（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_ＸとＷＣの積分ピーク強度比（∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθ）が本発明の範囲においては、破壊靭性値が４．０以上であることが確認される。さらに、加工表面粗さについてはＲｍａｘが６ｎｍ以下となり、ＨＰ製法よりもさらに優れることがわかる。

本発明の焼結硬質材料をガラスレンズ高温成形装置のレンズ成形用金型に適用した例を示す。

表１に示す本発明の実施例と比較例に示す焼結硬質材料を用いて製作されたレンズ成形用金型でガラスレンズをプレス成形し、ガラスレンズの表面粗さの変化を調査した。

ガラスレンズのプレス成形試験では、球状の光学レンズ原料ガラスをレンズ成形用金型の上型と下型のキャビティに入れ、ガス流入配管によって、酸素濃度が５０ｐｐｍの窒素を導入し、ヒーターによって、胴型モールドを５００℃まで加熱した。さらに、成形圧力２ＭＰａで３分間保持後室温まで冷却した。

得られたガラスレンズの表面粗さを表２に示す。同表から、本発明の実施例を用いて成形されたガラスレンズの表面粗さは、それぞれ表１に示した本発明の焼結硬質材料の表面粗さとほぼ同様の値であり、また、レンズ成形用金型への機械加工およびレンズ成形時の取り回しにおいて、カケやチッピングが生じにくいことを確認した。

本発明の焼結硬質材料は、優れた鏡面加工性、耐摩耗性、耐エロージョン摩耗性などを兼ね備えていることから、光学機器に使用されるレンズ、プリズム、グレーティングなどの高精度光学素子成形用の超精密成形金型とその周辺機器の他、メカニカルシールリング、軸スリーブすべり軸受け等の耐熱しゅう動部材、金属・プラスチック・複合材などの射出成形用モールド、電子部品製造装置用真空チャックの構成材としても適用できる。

本発明の焼結硬質材料の破壊靱性値（Ｋ_Ｃ）を示す。

Claims

主にＷＣと第２相である（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）とを含む炭化タングステン相で構成され、
この（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）は、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂのうち１種または２種以上であるＭ１をＷ_２Ｃ_Ｘ（０．８≦Ｘ＜１．０）が固溶したものであり、
この（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
（０．８≦Ｘ＜１．０）の（−１−１１）面のＸ線回折の積分ピーク強度を∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ）ｄθと表し、ＷＣの（１０１）面のＸ線回折の積分ピーク強度を∫Ｉ（ＷＣ）ｄθと表した場合、これらの積分ピーク強度比∫Ｉ（（Ｗ、Ｍ１）_２Ｃ_Ｘ
）ｄθ／∫Ｉ（ＷＣ）ｄθが、０．５％〜１０．０％の範囲であり、
かつ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉのうち１種または２種以上の含有量が０．０５質量％未満である焼結硬質材料。
前記Ｍ１が、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂのうち２種または３種である請求項１に記載の焼結硬質材料。
前記炭化タングステン相の平均粒子径が０．５μｍ以下である請求項１または請求項２に記載の焼結硬質材料。
請求項１から請求項３のいずれかに記載の焼結硬質材料によって形成された、高精度光学素子成形用または射出成形用の金型。
前記高精度光学素子がレンズ、プリズムまたはグレーティングである請求項４に記載の金型。