(57)【要約】 【課題】  エキシマレーザなど紫外域の高出力レーザ光を長時間照射した場合にも高い耐紫外光性を有し、紫外光領域における透明性、透過率、複屈折、屈折率均質性などの光学特性も優れた耐紫外光ガラス材を得る。【解決手段】 ガラス材に含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、溶存する窒素の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、かつ典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満とされている。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、
含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
溶存する窒素の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、かつ
典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であることを特徴とする耐紫外光ガラス材。
【請求項２】
波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、
含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
溶存する窒素の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、
典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であり、かつ
屈折率が１．４０〜１．５０（測定波長６３３ｎｍ）の範囲内に調整されてなる
ことを特徴とする耐紫外光ガラス材。
【請求項３】
波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、
含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
含有されるＳｉ−Ｎ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、
典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であり、かつ
屈折率が１．４０〜１．５０（測定波長６３３ｎｍ）の範囲内に調整されてなる
ことを特徴とする耐紫外光ガラス材。
【請求項４】
波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、
含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
溶存する不活性ガスの濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、
含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、
典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であることを特徴とする耐紫外光ガラス材。
【請求項５】
耐紫外光ガラス材が合成石英ガラスであることを特徴とする請求項１〜請求項４の何れかに記載の耐紫外光ガラス材。
【請求項６】
エネルギー密度が８０mJ／cm２  以下のＡｒＦエキシマレーザ光を少なくとも１×１０６  時間照射した後の透過率の低下が初期透過率の１％以下であることを特徴とする請求項１〜請求項５の何れかに記載の耐紫外光ガラス材。
【請求項７】
波長１９３nmの紫外光の透過率が９９．５％／cm以上であることを特徴とする請求項１〜請求項５の何れかに記載の耐紫外光ガラス材。
【請求項８】
波長６３３nmの光に対する複屈折が１０nm／cm以下であることを特徴とする請求項１〜請求項５の何れかに記載の耐紫外光ガラス材。
【請求項９】
波長６３３nmの光に対する屈折率均一性が２０×１０−６以下であることを特徴とする請求項１〜請求項５の何れかに記載の耐紫外光ガラス材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は耐紫外光ガラス材に関し、特にＳｉ−Ｆ結合と共に窒素又は不活性ガスを溶存させることにより耐紫外光性を増強した耐紫外光ガラス材に関する。
【背景技術】
【０００２】
エキシマレーザなど紫外域の高出力レーザ光を利用する光学装置に使用される光学ガラス部材、マスク部材、紫外光や遠紫外光を用いる光伝送用光学レンズ、プリズム、導光部材などは長期間にわたる耐紫外光性が要求される。
【０００３】
これらの耐紫外光光学部材の材料としては従来からほとんどの場合石英ガラスが用いられている。しかし通常の石英ガラスではエキシマレーザなど高出力レーザ光への耐紫外光性が必ずしも十分でなく、長時間照射すると次第に透過率が低下する。そこで、耐紫外光性を増強するために、石英ガラスの基本構造であるＳｉＯ２  の一部をＯＨ基で置換したり（例えば特許文献１、特許文献２参照）、フッ素で置換したり（例えば特許文献３参照）、石英ガラス内部に水素を溶存させたり（例えば特許文献４参照）、不純物金属の濃度や塩素濃度などを極力制限したり（例えば特許文献５参照）する技術が提案されている。
【特許文献１】特開平８−２５９２５５号公報
【特許文献２】特開平６−１８３７５２号公報
【特許文献３】特開平７−２９１６３５号公報
【特許文献４】特開平３−１０１２８２号公報
【特許文献５】特開２００１−４８５７１号公報
【０００４】
一方、耐紫外光性を増強する目的ではなく、ガラス材の粘性を高めて耐熱性及び加工性を向上さる目的（例えば特許文献６参照）や、窒素ガスの導入により発泡ガラスを製造する目的（例えば特許文献７参照）で、石英ガラス内に窒素を導入する技術が提案されている。また、紫外光用石英ガラス材の製造過程においてガラス材を窒素雰囲気中で熱処理する技術も開示されている（例えば特許文献８参照）。更に、石英ガラスに窒素を含有させると屈折率が上昇することは知られていて、窒素含有高屈折率の石英ガラスに加工性のよい軟化温度を与えるためリン、ボロン、ゲルマニウム、アルミニウム、チタンの酸化物の何れか又は水素イオン、塩素イオン、フッ素イオンの何れかを含有させる技術が開示されている（例えば特許文献９参照）。またこれらとは逆に、石英ガラスの光透過率を向上させるために窒素などの含有率を１ppm以下に制限する提案が開示されている（例えば特許文献５参照）。
【０００５】
しかし従来の文献では、ガラス材に窒素を導入した際その窒素の含有量と耐紫外光性との関係については全く開示されていない。
【特許文献６】特開平３−４０９２９号公報
【特許文献７】特開平５−３４５６３６号公報
【特許文献８】特開２００１−３０２２７４号公報
【特許文献９】特開２０００−３２７３４８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
エキシマレーザなどの紫外光に対する耐性を高めるために、ＳｉＯ２  基本構造の一部をＯＨ基やフッ素で置き換える方法があるが、高濃度でドープすると、基本構造が≡Si-O-Hや≡Si-Ｆで終端される割合が増えることにより、粘度や屈折率が下がるとともに、耐レーザ特性も悪くなる。また、ドープ量を下げた場合、３員環、４員環といった前駆体は生起し易く、そしてこれら生起された前駆体はレーザ照射によってＮＢＯＨＣやＥ’センターといった欠陥へ変化、進展するとされている。またＯＨ基やフッ素の濃度を高くするとガラスの屈折率が低下するため、例えばレンズ材として使用する場合には開口数を大きくとれず、レンズの厚みも薄くできないという問題があった。屈折率を調整しようとして例えばＧｅドーパントなどを導入すると、今度は２４０nm付近に光吸収が起こるので、紫外光領域で使用する光学材料としては使用できなくなる。Ｇｅの代わりに他の金属材料を用いた場合も２００nm近辺に光吸収が起こるので、同様に紫外光領域で使用する光学材料として不適であった。
【０００７】
本発明は前記の課題を解決するためになされたものであって、従ってその目的は、エキシマレーザなど紫外域の高出力レーザ光を長時間照射した場合にも高い耐紫外光性を有し、紫外光領域における透明性、透過率、複屈折、屈折率均質性などの光学特性にも優れた耐紫外光ガラス材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
前記の課題を解決するために本発明は、請求項１において、波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、溶存する窒素の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、かつ典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【０００９】
請求項１の耐紫外光ガラス材は、前記濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合が形成されたことによって、ＳｉＯ２  基本構造のＮＢＯＨＣやＥ’センタ−などの欠陥が安定化され、耐紫外光が向上する。また、Ｓｉ−Ｆ結合を高濃度で含むことにより、残留歪みが少なくなり、アニール等の熱処理をしなくても十分な複屈折特性が得られ、工程を減らし、コスト削減が可能である。Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm未満では欠陥の安定化が不十分であり、１００００wtppmを超えると粘度や屈折率が下がると共に、耐レーザ特性も悪くなる。
【００１０】
また請求項１の耐紫外光ガラス材は、前記濃度範囲内の窒素が溶存することによって、焼結ガラス化時にＳｉＯ２  基本構造の結合角の歪が緩和され、新たな欠陥前駆体の生成や欠陥の生成が抑制され、耐紫外光性が向上する。溶存窒素の濃度が１００wtppm未満では欠陥抑制効果が不十分であり、１００００wtppmを越えるとガラス化後に窒素が気泡化して光透過率を低下させるので、透明性が要求される用途分野では使用できなくなる。
【００１１】
更に請求項１の耐紫外光ガラス材は、金属不純物濃度が前記範囲内に制限されることによって、紫外光に対する感受性が減少し、欠陥前駆体や欠陥の生成が抑制されるので耐紫外光の劣化が防止される。また、ＯＨ基結合を、それより結合強度の強いＳｉ−Ｆ基に置換し、その濃度を下げることにより耐レーザ特性が向上する。
【００１２】
本発明は請求項２において、前記請求項１の耐紫外光ガラス材であって、かつ屈折率が１．４０〜１．５０（測定波長６３３ｎｍ）の範囲内に調整されてなることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【００１３】
請求項２の耐紫外光ガラス材は、屈折率が１．４０〜１．５０（測定波長６３３ｎｍ）の範囲内に調整されているので、耐紫外光性の光学レンズ、プリズム、導光路などとして有利に使用できる。請求項２の耐紫外光ガラス材において、屈折率は、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が高くなると低下し、溶存窒素濃度が高くなると増大する。そこで、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度と溶存窒素の濃度とを前記範囲内で適宜調整することにより、前記範囲内の希望する屈折率を実現することができる。
【００１４】
本発明は請求項３において、波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、含有されるＳｉ−Ｎ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であり、かつ屈折率が１．４０〜１．５０（測定波長６３３ｎｍ）の範囲内に調整されてなることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【００１５】
請求項３の耐紫外光ガラス材は、前記濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合が形成されたことによって、ＳｉＯ２  基本構造のＮＢＯＨＣやＥ’センタ−などの欠陥が安定化され、耐紫外光性が向上する。Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が１０wtppm未満では欠陥の安定化が不十分であり、１００００wtppmもしくはそれ以上のＳｉ−Ｆ結合濃度にすると、Ｓｉ−Ｆ結合生成過程においてＳｉ−Ｏ−Ｓｉのシロキサン結合から酸素を引き抜き、酸素欠乏型欠陥を生成する反応が起きやすく好ましくない。
【００１６】
請求項３の耐紫外光ガラス材は、屈折率が１．４０〜１．５０（測定波長６３３ｎｍ）の範囲内に調整されているので、耐紫外光性の光学レンズ、プリズム、導光路などとして有利に使用できる。請求項３の耐紫外光ガラス材において、屈折率は、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が高くなると低下し、Ｓｉ−Ｎ結合の濃度が高くなると増大する。そこで、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度とＳｉ−Ｎ結合の濃度とを前記範囲内で適宜調整することにより、前記範囲内の希望する屈折率を実現することができる。
【００１７】
更に請求項３の耐紫外光ガラス材は、金属不純物濃度が前記範囲内に制限されることによって、紫外光に対する感受性が減少し、欠陥前駆体や欠陥の生成が抑制されるので耐紫外光の劣化が防止される。また、ＯＨ基結合を、それより結合強度の強いＳｉ−Ｆ基に置換し、その濃度を下げることにより耐レーザ特性が向上する。
【００１８】
本発明は請求項４において、波長４００nm以下の紫外光に耐性を有するガラス材であって、含有されるＳｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、溶存する不活性ガス、好ましくはＡｒ、Ｋｒ及びＸｅからなる群の少なくとも１種からなる不活性ガスの濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内であり、含有されるＯＨ基の濃度が１０wtppm未満であり、典型金属及び遷移金属元素を含む群からなる金属不純物の濃度が５０ppb未満であることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【００１９】
請求項４の耐紫外光ガラス材は、前記濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合が形成されたことによって、ＳｉＯ２  基本構造のＮＢＯＨＣやＥ’センタ−などの欠陥が安定化され、耐紫外光性が向上する。Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm未満では欠陥の安定化が不十分であり、１００００wtppmもしくはそれ以上のＳｉ−Ｆ結合濃度にすると、Ｓｉ−Ｆ結合生成過程においてＳｉ−Ｏ−Ｓｉのシロキサン結合から酸素を引き抜き、酸素欠乏型欠陥を生成する反応が起きやすく好ましくない。
【００２０】
また請求項４の耐紫外光ガラス材は、前記濃度範囲内の不活性ガスが溶存することによって、焼結ガラス化時にＳｉＯ２  基本構造の結合角の歪が緩和され、新たな欠陥前駆体の生成や欠陥の生成が抑制され、耐紫外光性が向上する。溶存不活性ガスの濃度が１００wtppm未満では欠陥抑制効果が不十分であり、１００００wtppmを越えるとガラス化後に希ガスが気泡化して光透過率を低下させるので、透明性が要求される用途分野では使用できなくなる。
【００２１】
更に請求項４の耐紫外光ガラス材は、金属不純物濃度が前記範囲内に制限されることによって、紫外光に対する感受性が減少し、欠陥前駆体や欠陥の生成が抑制されるので耐紫外光の劣化が防止される。また、ＯＨ基結合を、それより結合強度の強いＳｉ−Ｆ基に置換し、その濃度を下げることにより耐レーザ特性が向上する。
【００２２】
請求項５の耐紫外光ガラス材は、該ガラス材が合成石英ガラスである。
【００２３】
本発明は前記請求項１〜請求項５の何れかの耐紫外光ガラス材であって、エネルギー密度が８０mJ／cm２  以下のＡｒＦエキシマレーザ光を少なくとも１×１０６  時間照射した後の透過率の低下が初期透過率の１％以下であることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【００２４】
本発明はまた前記請求項１〜請求項５の何れかの耐紫外光ガラス材であって、波長１９３nmの紫外光の透過率が９９．５％／cm以上であることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【００２５】
本発明はまた前記請求項１〜請求項５の何れかの耐紫外光ガラス材であって、波長６３３nmの光を透過する際の複屈折が１０nm／cm以下又は屈折率均一性が２０×１０−６以下であることを特徴とする耐紫外光ガラス材を提供する。
【発明の効果】
【００２６】
本発明の耐紫外光ガラス材は、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内でありかつ溶存窒素の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内とされているので、高い紫外光透過率を示しながら強力な紫外光に長時間曝露されても透過率が劣化しない高い耐紫外光性を有している。また屈折率は１．４０〜１．６０の範囲内で調整可能である。
本発明の耐紫外光ガラス材は、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内でありかつＳｉ−Ｎ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内とされているので、高い紫外光透過率を示しながら強力な紫外光に長時間曝露されても透過率が劣化しない高い耐紫外光性を有している。
本発明の耐紫外光ガラス材は、Ｓｉ−Ｆ結合の濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内でありかつ不活性ガスの濃度が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内とされているので、高い紫外光透過率を示しながら強力な紫外光に長時間曝露されても透過率が劣化しない高い耐紫外光性を有している。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
本発明の耐紫外光ガラス材は、例えば以下の工程により製造することができる。
（１）第１工程：ガラス多孔質体を作製した後、該ガラス多孔質体をマイクロ波加熱装置炉内へ入れ、水素ガス雰囲気にし、マイクロ波加熱することによりスート内を均一に還元反応させ、前駆体及び酸素欠乏型欠陥を低減する工程、
（２）第２工程：雰囲気を不活性ガス置換後、フッ素ガス又はフッ化物ガス（以下、「フッ素ガス等」という）を導入し、マイクロ波加熱してスート内を均一にフッ素ガス等と反応させ、欠陥やＳｉ-Ｈ結合をＳｉ-Ｆ結合に置き換える工程、
（３）第３工程：窒素ガス雰囲気に置換し、マイクロ波加熱してスート内に均一に窒素を溶存させた状態でガラス化する工程。
【００２８】
かかる製造方法を用いれば、スートからガラス化時に、３員環、４員環等の前駆体の生成を抑え、耐レーザ特性を高める効果がある。
また、フッ素ガス等を導入し、Ｓｉ-Ｆ結合生成後、窒素を溶存させることにより、屈折率を高くし、全体の屈折率が低くなるのを防ぐことができる。このときの溶存窒素は、Ｎ２状態でもＳｉ-Ｎ結合状態でもかわない。Ｓｉ-Ｎ結合の割合を多くする場合には、フッ素ガス等を流すよりも先に窒素ガス雰囲気中で加熱を行い、その後フッ素ガス等を流すことにより達成される。
上記工程中、窒素ガスの代わりにＮＨ３（アンモニア）やＮＯ（一酸化炭素）等の還元性ガスを使用することも可能だが、水素原子や酸素原子がガラス内に残り反応しやすくなるため好適とはいえない。
【００２９】
なお、本発明では、酸水素火炎や電気炉を使用し加熱することは可能だが、ワーク内部に温度分布（温度勾配）が生じないよう、マイクロ波（特に近ミリ波〜ミリ波帯:２０ＧＨｚ〜３００ＧＨｚ）を使用することが好ましい。マイクロ波を用いることにより、ワーク内部の温度分布をほぼ均一に加熱または緻密化することができる。
マイクロ波加熱によりガラスやガラスの多孔質体を加熱し脱水する方法は、特開平5-97466号にて提案されているが、マイクロ波加熱装置内をヘリウムや窒素ガスといった不活性ガス雰囲気にしての加熱脱水であり、マイクロ波が直接水分を加熱することによる脱水効果を謳っており、水素ガスによる還元作用を利用したものではない。該特許では、電子レンジなどに使用される周波数(2450MHz)のマイクロ波を使用しており、多孔質体自体をマイクロ波加熱することはできず、多孔質体を加熱するのに他の熱源を併用している。上記製造方法で使用するマイクロ波は、例えば２８ＧＨｚという高周波のものであり、多孔質体自体をマイクロ波のみで加熱ガラス化できる。以下、さらに詳細に説明する。
【００３０】
（１）第１工程：まず、例えばＶＡＤ法にて多孔質状のスートを作成する。第一の熱処理として、該スートをマイクロ波加熱装置（特に近ミリ波〜ミリ波帯:２０ＧＨｚ〜３００ＧＨｚ）に入れ、周囲を水素ガス雰囲気にする。このとき水素ガス雰囲気の圧力は、好ましくは約10〜0.1ＭPa、特に好ましくは100〜500Paとする。0.1ＭPaより水素ガス濃度が高いと、水素ガスの吸熱作用によりスートの温度上昇が妨げられてしまう場合がある。Ｈｅ等の不活性ガスと混合し使用しても良いが、Ｈｅでも水素同様に吸熱作用が大きいため、Ｎ２、Ａｒ等の不活性ガスと混合して使用するのが良い。
水素ガス雰囲気でマイクロ波加熱を行うと、水素が還元剤として働き下記のような反応が起こると考えられる。
≡Si-Si≡ ＋H２ → ≡Si-H H-Si≡及び
≡Si-O-Si≡ ＋H２ →  ≡Si-O-H ＋ H-Si≡
特に、酸素過剰でスートが製造された場合は、下記化学反応も起きると考えられる。
≡Si-O-O-Si≡ ＋H２ →  ≡Si-O-H ＋ HO-Si≡及び
O２（溶存） ＋ 2H２ → 2H２O
またマイクロ波を使用した加熱により、スートは内部、外部ともほぼ一様な温度で熱せられ、反応の傾きが起きにくく、一様な反応を示す。マイクロ波加熱を行うときの均熱温度は、100℃〜1000℃が好ましく、特に好ましくは600〜1000℃であり、加熱時間を１〜４０時間の間で調整し実施することが好ましい。上記第一の熱処理終了後、スート内部はSiO２基本構造以外に、≡Si-O-H、≡Si-Hが主な構成要素となる。
【００３１】
（２）第２工程：第２の熱処理として、マイクロ波加熱装置内を不活性ガス、好ましくはHe、N２、Ar、特に好ましくはHeにて置換し、同不活性ガス（例えばHe）とフッ素ガス等、好ましくはF２、CF４、SiF４など、特に好ましくはSiF４を混合したガスを導入し、マイクロ波加熱を行う。
マイクロ波を使用した加熱により、スートは内部、外部ともほぼ一様な温度で熱せられ、反応の傾きが起きにくく、一様な反応を示す。第２熱処理でマイクロ波加熱を行うときの均熱温度は、700℃〜1300℃が好ましく、特に好ましくは800〜1100℃であり、加熱時間を1〜40時間の間で調整し実施することが好ましい。
【００３２】
本雰囲気にてマイクロ波加熱を行うと、フッ素ガス等が熱分解し下記のような反応が起こると考えられる。
≡Si-H  H-Si≡ ＋２F（活性種）  →  ≡Si-Si≡ ＋ ２HF
≡Si-H ＋２F（活性種）  →  ≡Si-F ＋ HF
≡Si-O-H  H-O-Si≡＋２F（活性種）  →  ≡Si-F  F-Si≡ ＋ H２O２
≡Si-O-H  H-Si≡＋２F（活性種）  →  ≡Si-F  F-Si≡ ＋ H２O又は
≡Si-O-H  H-Si≡＋２F（活性種）  →  ≡Si-O-Si≡ ＋ ２HF
【００３３】
（３）第３工程：第２の熱処理終了後、雰囲気を窒素ガスで置換する。
内部圧力を好ましくは10Pa〜lOMPa 、特に好ましくは100Pa〜O.lMPaで調整し、マイクロ波加熱を行う。このときあまり圧力を高くする（窒素の濃度を高くする）と、ガラス化後窒素が気泡化し不透明なガラスになる恐れがある。本発明の製造に使用するマイクロ波加熱装置は、近ミリ波〜ミリ波帯のものであり、スートを加熱しガラス化することが出来る。
マイクロ波を使用した加熱により、スートは内部外部ともほぼ一様な温度で熱せられ、反応の傾きが起きにくく、一様な反応を示す。また、マイクロ波加熱は、ガラス内部に気泡が閉じこめられにくいという効果がある。窒素ガス雰囲気でマイクロ波加熱を行うときは、一旦、好ましくは700℃〜1300℃、特に好ましくは800〜1100℃で、好ましくは約1〜40時間の範囲で均熱し、窒素ガスをスート内部まで拡散させた後、好ましくは1300〜1500℃へ昇温し、ガラス化させる。1300〜1500℃へ昇温させた後、好ましくは約0.5〜10時間の範囲で均熱処理を行う。
【００３４】
上記方法にて出来上がったガラスは、スート製造時は高純度原料を使用し、ターゲット上へ酸水素バーナにより多孔質体を作るので、金属不純物に汚染されることがない。次工程のマイクロ波加熱装置も、装置内はステンレス材で覆われ、マイクロ波加熱時もこのステンレス材部分は、ほとんど温度上昇しないため、金属不純物が被加熱物を汚染することも無く、きわめて金属不純物濃度の低いものとなる。また、スートをマイクロ波加熱装置へ移動する際も、スートを清浄な容器または袋へ入れ、人体や雰囲気からNa、K、Ca等付着しないよう工夫している。
【００３５】
出来上がったガラス体の金属不純物濃度をICP-MS (誘導結合プラズマ・質量分析装置）で測定したところ、Li、Na、K、Ca、Mg、Ca、Ti、Cr、Fe、Ni、Cu、Ge、Aｌの金属不純物濃度は20ppb未満であった。
また、レーザラマン分光光度計で３員環、４員環の強度測定を行ったところ、窒素を溶存させなかった以前のサンプルと比較して、その量は、Si0２に対する強度比で2/10以下と減っていた。これは、スートからガラスに変化する際に溶存窒素が、Si0２基本構造形成時に余分な空間を埋めることでSi0２基本構造形成に無理な歪みがかかることなくボンディング進行したことによると考えられる。
この作用は、窒素以外の不活性ガスでも効果が期待でき、Ar,Ne,Xe等が好適である。
窒素ガスを導入する前に、水素ガスで前駆体及び酸素欠乏型欠陥を低減し、さらにフッ化物ガスで、前駆体や欠陥をSi-F結合に置き換えた後、窒素ガスを導入しているので、温度を高くしても窒化(Si-N結合生成）はやや起きにくく、窒素ガスとしてSi0２基本構造内部に溶存する割合が高いと考えられる。
逆にフッ素ガスを流す前に、窒素ガスを流し、温度を高くして窒化（Si-N結合生成）させ、その後フッ素を流した場合は、上記順番で行った場合に比べ、Si-N結合濃度がやや高めになると考えられる。
【００３６】
当該サンプルのエキシマレーザに対する耐性を評価するため、ArFエキシマレーザ（波長193.4nm)を80mJ/cm２、lOOHz、1×10６の条件にて連続照射を行ったところ、その劣化量は、初期透過率に対し1％以下であった。
さらに、真空紫外分光光度計（日本分光社製）にて内部透過率測定を行ったところ、波長193nmにおける内部透過率は約99.5%/cm以上であり、十分な特性と評価できる。波長300nm以下の透過率プロファイルは図１のようになり、Si0２の透過限界波長付近まで良好な透過特性をもつことがわかる。
複屈折測定装置(Hind Instruments 社製）で測定したところ、10nm/cm（波長:633nm)以内に入っており、良好な特性をもつことがわかる。アニール等の熱処理を行うことなしに、良好な複屈折が得られる理由は、Si-F結合が比較的高めの濃度で存在していることと、ガラス化時に溶存窒素がSi0２基本構造形成時の余分な空間を埋めることで、Si0２基本構造形成に無理な歪みがかかることなくボンディング進行したことによると考えられる。
フィゾー式干渉計（富士写真光機社製）にて屈折率均質性を測定したところ、20×10−６（波長：633nm）以内に入っており、良好な特性を持つことがわかる。
【００３７】
次に実施例を示して本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
【実施例１】
【００３８】
実施例１は、所定濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合と溶存窒素とを含有する本発明の一実施形態である。
製造：
（多孔質体形成過程）
ＶＡＤ法を用いて高純度の石英ガラス多孔質体を形成した。この多孔質体のサイズは直径２００mm、高さ３００mmの円柱状であり、かさ密度は約０．４５ｇ／cm３  であった。
（水素導入過程）
周波数２８ＧHzのマイクロ波加熱炉内に前記多孔質体をセットし、水素ガス圧２００Paの雰囲気下に徐々に加熱し、１時間を要して７００℃に昇温し、同温度に２時間保持した。マイクロ波加熱炉は、内壁がステンレス鋼材で覆われたものを使用した。この炉壁は周波数２８ＧHzのマイクロ波ではほとんど温度が上昇せず、炉壁から発生する金属不純物による汚染は認められなかった。
（フッ素導入過程）
炉内の雰囲気をＨｅで置換した後、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。炉内圧を０．１ＭPaに保ち、この間にマイクロ波加熱を行って温度を１０００℃に昇温し、その状態に３０時間保持した。
（窒素導入過程）
炉内の雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内の窒素ガス圧を０．１ＭPaに調整した後、マイクロ波加熱を行い１０００℃に１０時間保持した。
（ガラス化過程）
次に３時間を要して１４００℃に昇温し、同温度に１時間保持して多孔質体を溶融しガラス化させた。
ガラス化後の溶融体は、そのまま炉内で室温まで放冷した後、ガラス材のインゴットとして取り出した。
（試料作成）
得られたガラス材のインゴットはそのまま肉眼観察の試料とした後に輪切りにし、両面を研磨して成分分析及び評価試験の試料とした。
【００３９】
成分分析：
（Ｓｉ−Ｆ結合の含有量）  両面研磨試料について、レーザラマン分光光度計を用いてＳｉ−Ｆ結合の濃度を測定した。実施例１の試料はＳｉ−Ｆ結合の含有量が４５００wtppmであった。
（溶存窒素の含有量）  両面研磨試料について、レーザラマン分光光度計を用いて溶存窒素の濃度を測定した。実施例１の試料は溶存窒素の含有量が１００００wtppmであった。
（ＯＨ基の含有量）  両面研磨試料について、FT-IR（フーリエ変換赤外分光光度計）を用いてＯＨ基の濃度を測定した。実施例１の試料はＯＨ基の含有量が１０wtppm以下であった。
（金属不純物の含有量）  両面研磨試料について、ICP-MS（誘導結合プラズマ・質量分析計）を用いて、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ａｌの各元素の含有量を測定した。実施例１の試料は何れの元素についても含有量が２０ppb以下であった。
（欠陥前駆体）  両面研磨試料について、レーザラマン分光光度計を用いて平面３員環、４員環の強度を測定した。実施例１の試料は、窒素含有量が１００wtppm未満である比較例１に比べ、３員環、４員環の強度がＳｉＯ２  に対する強度比で約２０％であった。
【００４０】
評価試験：
（肉眼検査）  インゴットの状態で透明性と曇り、気泡の混入状態を観察した。実施例１のガラスインゴットは透明であり、曇りや気泡は確認できなかった。
（屈折率）  両面研磨試料について、屈折率測定装置を用い、絶対屈折率を測定した。実施例１の試料は屈折率が１．４５３２（波長６３３nm）であった。
（紫外光透過率）  両面研磨試料について、真空紫外分光光度計（日本分光社製）を用いて透過率を測定した。実施例１の試料は波長１９３nmにおける紫外光透過率が９９．７５％／cmであった。図１に、波長３００nm以下の紫外域における透過スペクトルを示す。図１から、実施例１の試料は、３００nmからＳｉＯ２  の透過限界波長（約１６０nm）付近まで均一で高い透過率を示している。
（複屈折）  両面研磨試料について、複屈折測定装置（Hide Instruments社製）を用いて複屈折を測定した。実施例１の試料は直径比約８０％のエリアで２nm／cm（波長６３３nm）以内であった。
（屈折率均質性）  両面研磨試料について、フィゾー式干渉計（富士写真光機社製）を用いて屈折率均質性を測定した。実施例１の試料は直径比約８０％のエリアで１×１０−６（波長６３３nm）以内であった。
（耐紫外光性）  両面研磨試料について、ＡｒＦエキシマレーザ（波長１９３．４nm）を８０mJ／cm２  、１００Hz、１×１０６  の条件で連続照射し、照射後の紫外光透過率を初期透過率と比較して劣化率を求めた。実施例１の試料は劣化率が１％以下であった。
実施例１の測定結果をまとめて表１に示す。
【実施例２】
【００４１】
実施例２は、所定濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合と溶存窒素とを含有する本発明の一実施形態である。
製造：
実施例２において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例１と実質的に同様であるので、ここではフッ素導入過程及び窒素導入過程についてのみ説明する。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
（窒素導入過程）
雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内圧を１０００Paに調整した後、温度１０００℃に１０時間保持した。
【００４２】
成分分析：
実施例１と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、溶存窒素の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表１に示す。
評価試験：
実施例１と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表１に示す。
【００４３】
（比較例１）
比較例１は、溶存窒素の含有量が１００wtppm未満とされたガラス材である。
製造：
比較例１において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例１と実質的に同様であるので、ここではフッ素導入過程及び窒素導入過程についてのみ説明する。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
（窒素導入過程）
次に雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内圧を２００Paに調整した後、温度１０００℃に３０分間保持した。
【００４４】
成分分析：
実施例１と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、溶存窒素の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表１に示す。
評価試験：
実施例１と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表１に示す。
【００４５】
（比較例２）
比較例２は、溶存窒素の含有量が１００００wtppmを越えたガラス材である。
製造：
比較例２において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例１と実質的に同様であるので、ここではフッ素導入過程及び窒素導入過程についてのみ説明する。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
（窒素導入過程）
次に雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内圧を１ＭPaに調整した後、温度１１００℃に２０時間保持した。
【００４６】
成分分析：
実施例１と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、溶存窒素の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表１に示す。
評価試験：
実施例１と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表１に示す。
【００４７】
【表１】
2005067946.tif 000002
【００４８】
上記及び表１の結果から、溶存窒素の含有量が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内である実施例１及び実施例２の耐紫外光ガラス材は、溶存窒素が１００wtppm未満である比較例１に比べ耐紫外光性が向上しかつ屈折率が光学ガラスとして好適な範囲内に入っている。実施例１及び実施例２は、他の特性、例えば肉眼検査による泡の有無、屈折率、複屈折、屈折率均質性についても耐紫外光ガラス材として好適な結果が得られた。実施例１は欠陥前駆体の含有量が比較例１に比べ約２／１０に減少し、紫外光に対して安定性が高いことを示している。また実施例１は図１の結果から、広範な紫外光領域に一様で高い透過率を示した。溶存窒素を過剰に含有する比較例２は、肉眼検査で曇り・発泡が認められ、透明性を要求される光学材料としては不適であった。
【実施例３】
【００４９】
実施例３は、所定濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合とＳｉ−Ｎ結合とを含有する本発明の一実施形態である。
製造：
（多孔質体形成過程）
ＶＡＤ法を用いて高純度の石英ガラス多孔質体を形成した。この多孔質体のサイズは直径２００mm、高さ３００mmの円柱状であり、かさ密度は約０．４２ｇ／cm３  であった。
（水素導入過程）
周波数２８ＧHzのマイクロ波加熱炉内に前記多孔質体をセットし、水素ガス圧２００Paの雰囲気下に徐々に加熱し、１時間を要して７００℃に昇温し、同温度に２時間保持した。
（窒素導入過程）
炉内の雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内の窒素ガス圧を１ＭPaに調整した後、マイクロ波加熱を行い１０００℃に１０時間保持した。
（フッ素導入過程）
炉内の雰囲気をＨｅで置換した後、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。炉内圧を０．１ＭPaに保ち、この間にマイクロ波加熱を行って温度を１０００℃に昇温し、その状態に３０時間保持した。
（ガラス化過程）
次に、雰囲気をＨｅ置換した後、３時間を要して１４００℃に昇温し、同温度に１時間保持して多孔質体を溶融しガラス化させた。
ガラス化後の溶融体は、そのまま炉内で室温まで放冷した後、ガラス材のインゴットとして取り出した。
（試料作成）
得られたガラス材のインゴットはそのまま肉眼観察の試料とした後に輪切りにし、両面を研磨して成分分析及び評価試験の試料とした。
【００５０】
成分分析：
実施例１と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。Ｓｉ−Ｎ結合の含有量は以下の方法により測定した。
（Ｓｉ−Ｎ結合の含有量）  まず、ラマン分光法にて溶存窒素濃度を測定した。ガスクロマトグラフ（Agilent Technologie）を用いて全体の窒素濃度を測定した。ガスクロマトグラフから得られた窒素濃度から、ラマン分光法で得られた窒素濃度を差し引き、Ｓｉ−Ｎ結合濃度とした。
成分分析の結果を表２に示す。
（欠陥前駆体）  両面研磨試料について、レーザラマン分光光度計を用いて３員環、４員環の強度を測定した。実施例３の試料は、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量が１００wtppm未満である比較例３に比べ、３員環、４員環の強度がＳｉＯ２  に対する強度比で約３０％であった。
評価試験：
実施例１と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表２に示す。
【実施例４】
【００５１】
実施例４は、所定濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合とＳｉ−Ｎ結合とを含有する本発明の一実施形態である。
製造：
実施例４において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例３と実質的に同様であるので、ここでは窒素導入過程及びフッ素導入過程についてのみ説明する。
（窒素導入過程）  雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内圧を０．１ＭPaに調整した後、温度１０００℃に１０時間保持した。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
【００５２】
成分分析：
実施例３と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表２に示す。
評価試験：
実施例３と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表２に示す。
【００５３】
（比較例３）
比較例３は、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量が１００wtppm未満とされたガラス材である。
製造：
比較例３において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例３と実質的に同様であるので、ここでは窒素導入過程及びフッ素導入過程についてのみ説明する。
（窒素導入過程）  雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内圧を１００００Paに調整した後、温度１０００℃に１０分間保持した。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０分間保持した。
【００５４】
成分分析：
実施例３と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表２に示す。
評価試験：
実施例３と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表２に示す。
【００５５】
（比較例４）
比較例４は、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量が１００００wtppmを越えたガラス材である。
製造：
比較例４において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例３と実質的に同様であるので、ここでは窒素導入過程及びフッ素導入過程についてのみ説明する。
（窒素導入過程）
雰囲気を窒素ガスで置換し、炉内圧を１ＭPaに調整した後、温度１１００℃に２０時間保持した。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
【００５６】
成分分析：
実施例３と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表２に示す。
評価試験：
実施例３と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表２に示す。
【００５７】
【表２】
2005067946.tif 000003
【００５８】
上記及び表２の結果から、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内である実施例３及び実施例４の耐紫外光ガラス材は、Ｓｉ−Ｎ結合の含有量が１００wtppm未満である比較例３に比べ耐紫外光性が向上しかつ屈折率が光学ガラスとして好適な範囲内に入っている。実施例３及び実施例４は、他の特性、例えば肉眼検査による泡の有無、屈折率、複屈折、屈折率均質性についても耐紫外光ガラス材として好適な結果が得られた。実施例３は欠陥前駆体の含有量が比較例３に比べ約３／１０に減少し、紫外光に対して安定性が高いことを示している。Ｓｉ−Ｎ結合を過剰に含有する比較例４は、肉眼検査で曇り・発泡が認められ、光学材料として不適であった。
【実施例５】
【００５９】
実施例５は、所定濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合と溶存希ガスとしてＡｒを含有する本発明の一実施形態である。
製造：
（多孔質体形成過程）
ＶＡＤ法を用いて高純度の石英ガラス多孔質体を形成した。この多孔質体のサイズは直径２００mm、高さ３００mmの円柱状であり、かさ密度は約０．３９ｇ／cm３  であった。
（水素導入過程）
周波数２８ＧHzのマイクロ波加熱炉内に前記多孔質体をセットし、水素ガス圧２００Paの雰囲気下に徐々に加熱し、１時間を要して７００℃に昇温し、同温度に２時間保持した。
（希ガス導入過程）
炉内の雰囲気をＡｒガスで置換し、炉内のＡｒガス圧を１ＭPaに調整した後、マイクロ波加熱を行い１０００℃に１０時間保持した。
（フッ素導入過程）
炉内の雰囲気をＨｅで置換した後、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。炉内圧を０．１ＭPaに保ち、この間にマイクロ波加熱を行って温度を１０００℃に昇温し、その状態に３０時間保持した。
（ガラス化過程）
次に、雰囲気をＨｅに置換後、３時間を要して１４００℃に昇温し、同温度に１時間保持して多孔質体を溶融しガラス化させた。
ガラス化後の溶融体は、そのまま炉内で室温まで放冷した後、ガラス材のインゴットとして取り出した。
（試料作成）
得られたガラス材のインゴットはそのまま肉眼観察の試料とした後に輪切りにし、両面を研磨して成分分析及び評価試験の試料とした。
【００６０】
成分分析：
実施例１と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。溶存Ａｒの含有量は以下の方法により測定した。
（溶存Ａｒの含有量）  両面研磨試料について、ガスクロマトグラフ（Agilent Technologies）を用いて溶存Ａｒの濃度を測定した。
成分分析の結果を表３に示す。
（欠陥前駆体）  両面研磨試料について、レーザラマン分光光度計を用いて３員環、４員環の強度を測定した。実施例５の試料は、溶存Ａｒの含有量が１００wtppm未満である比較例５に比べ、３員環、４員環の強度がＳｉＯ２  に対する強度比で約３０％であった。
評価試験：
実施例１と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表３に示す。
【実施例６】
【００６１】
実施例６は、所定濃度範囲内のＳｉ−Ｆ結合と溶存希ガスとしてＡｒを含有する本発明の一実施形態である。
製造：
実施例６において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例５と実質的に同様であるので、ここでは希ガス導入過程及びフッ素導入過程についてのみ説明する。
（希ガス導入過程）  雰囲気をＡｒガスで置換し、炉内圧を０．１ＭPaに調整した後、温度１０００℃に１０時間保持した。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
【００６２】
成分分析：
実施例５と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、溶存Ａｒの含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表３に示す。
評価試験：
実施例５と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表３に示す。
【００６３】
（比較例５）
比較例５は、溶存Ａｒの含有量が１００wtppm未満とされたガラス材である。
製造：
比較例５において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例５と実質的に同様であるので、ここでは希ガス導入過程及びフッ素導入過程についてのみ説明する。
（希ガス導入過程）  雰囲気をＡｒガスで置換し、炉内圧を１００００Paに調整した後、温度１０００℃に３０分間保持した。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
【００６４】
成分分析：
実施例５と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、溶存Ａｒの含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表３に示す。
評価試験：
実施例５と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表３に示す。
【００６５】
（比較例６）
比較例６は、溶存Ａｒの含有量が１００００wtppmを越えたガラス材である。
製造：
比較例６において、多孔質体形成過程、水素導入過程、及びガラス化過程以降は実施例５と実質的に同様であるので、ここでは希ガス導入過程及びフッ素導入過程についてのみ説明する。
（希ガス導入過程）
雰囲気をＡｒガスで置換し、炉内圧を１ＭPaに調整した後、温度１１００℃に２０時間保持した。
（フッ素導入過程）
雰囲気をＨｅで置換し、ＨｅガスとＳｉＦ４  とを流量比で９００：１として炉内に導入した。この間に温度を１０００℃に昇温しその状態を３０時間保持した。
【００６６】
成分分析：
実施例５と同様にしてＳｉ−Ｆ結合の含有量、溶存Ａｒの含有量、ＯＨ基の含有量、及び金属不純物の含有量を測定した。結果を表３に示す。
評価試験：
実施例５と同様にして肉眼検査、屈折率、紫外光透過率、複屈折、屈折率均質性、及び耐紫外光性を試験した。結果を表３に示す。
【００６７】
【表３】
2005067946.tif 000004
【００６８】
上記及び表３の結果から、存Ａｒの含有量が１００wtppm〜１００００wtppmの範囲内である実施例５及び実施例６の耐紫外光ガラス材は、溶存Ａｒの含有量が１００wtppm未満である比較例５に比べ耐紫外光性が向上しかつ屈折率が光学ガラスとして好適な範囲内に入っている。実施例５及び実施例６は、他の特性、例えば肉眼検査による泡の有無、屈折率、複屈折、屈折率均質性についても耐紫外光ガラス材として好適な結果が得られた。実施例５は欠陥前駆体の含有量が比較例５に比べ約３／１０に減少し、紫外光に対して安定性が高いことを示している。溶存Ａｒを過剰に含有する比較例６は、肉眼検査で曇り・発泡が認められ、光学材料として不適であった。
【００６９】
追加の実施例として、実施例５における希ガス導入過程でＡｒに代えてＫｒ又はＸｅを用いガラス材を製造した。得られたガラス材料はいずれも実施例５と実質的に同様な特性を有していた。
【産業上の利用可能性】
【００７０】
本発明は、耐紫外光ガラス材の分野で利用が可能である。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】本発明の一実施形態における紫外域透過スペクトルを示すグラフである。
【図１】
2005067946.tif 000005