CN1939856A - 透镜,近红外线吸收玻璃批及其制造方法 - Google Patents

Abstract

在由含铜近红外线吸收玻璃材料制成的近红外线吸收玻璃批中，近红外线吸收玻璃批由在546.07nm波长的折射率(ne)公差小于±0.001的玻璃材料组成。

Description

透镜，近红外线吸收玻璃批及其制造方法

                        技术领域

本发明涉及适用于半导体成像元件的颜色校正的近红外吸收玻璃批(glass lot)和使用该玻璃批的光学元件的制造方法。

本发明还涉及含Cu氟磷酸盐玻璃透镜及其制造方法，并且还涉及适用于半导体成像元件如CCD或CMOS的颜色校正的具有近红外线吸收滤光器功能的成像透镜。

                        背景技术

通常，半导体成像元件如CCD或CMOS具有从可见光区扩展至近红外区的光谱灵敏度(见日本专利未审查公开JP-A-10-194777)。因此采用这样的方法，其中使用滤光器截除近红外区以使光谱灵敏度接近人的能见度以提高颜色再现性。另一方面，当在UV区一侧的吸收扩展至可见光区时，图像变暗。因此在这种滤光器中，在400至520nm的范围内的光透过率尽可能高并且近红外光束的吸收大是必要的。

近年来，在安装成像装置的可移动装置如具有内置照相机的蜂窝式电话中，要求成像光学***小型化。这种光学成像***包括用于使目标图像在成像元件的光接受表面上成像的透镜***和上述颜色校正滤光器。在此，当透镜***由近红外吸收玻璃部分形成时，因为一个透镜可以组合透镜功能和颜色校正功能，所以部件数量减少，从而可以使成像光学***小型化。

然而，现有的近红外线吸收玻璃不是以在透镜中使用而成形为目的制造的，而是采取加工成板状的形状以作为滤光器使用。因此，玻璃的折射率(nd)的精度是有效数字至多4位(小数点后3位)。即，当在构成光学元件的玻璃之间的折射率(nd)的离差以公差的形式显示时，不超过±0.001。然而，在作为透镜的使用中，无论透镜成形如何精确，当折射率的精度不高时，作为透镜的性能不可避免地变得不足。特别是存在的问题在于，即使在使用玻璃形成有效地得到光学***的更高性能和小型化的非球面透镜时，也不能够利用作为非球面透镜的性能。

直到近来，对于小型成像装置如具有内置照相机的蜂窝式电话，优先考虑小型化；因此，用户对于更高的图像质量没有那么强烈的要求。然而，由于具有内置照相机的蜂窝式电话的流行、数码静物照相机的图像的高清晰度和数字信号的传输速度及处理速度的显著提高，甚至对于可移动装置如具有内置照相机的蜂窝式电话，用户开始要求高清晰度图像。具体而言，具有从几十到超过一百万像素的高清晰度成像装置开始安装到可移动装置上。

安装具有这种高像素的成像元件的成像装置必须有能与该成像元件的性能兼容的成像光学***。

                        发明内容

本发明意在克服上述问题并提供能够实现具有近红外线吸收功能的高性能玻璃光学元件的近红外线吸收玻璃批和从该玻璃批大量生产光学元件的制造方法。

此外，本发明意在提供一种透镜及其制造方法，所述透镜适用于安装半导体成像元件的小型成像装置，并具有作为透镜的光学功能和能够校正颜色灵敏度的近红外线吸收性能。

本发明是为了实现上述目的而完成的。

根据本发明的第一方面，提供有由含铜近红外线吸收玻璃组成的近红外线吸收玻璃批，其中所述含铜近红外线吸收玻璃在546.07nm波长的折射率(n_e)的公差小于±0.001。

根据本发明的第二方面，如本发明的第一方面所述，所述折射率(n_e)的公差是在将所述玻璃以小于或等于30℃/小时的预定冷却速率从玻璃化转变温度冷却至25℃时确定的。

根据本发明的第三方面，如本发明的第一方面所述，所述玻璃是含氟玻璃。

根据本发明的第四方面，如本发明的第一方面所述，所述玻璃是压模预制体。

根据本发明的第五方面，如本发明的第一方面所述，所述玻璃是玻璃板或玻璃棒。

根据本发明的第六方面，提供包括使用近红外线吸收玻璃批大量生产光学元件的光学元件的制造方法，其中所述近红外线吸收玻璃批包含含铜近红外线吸收玻璃，其中所述含铜近红外线吸收玻璃在546.07nm波长的折射率(n_e)的公差小于±0.001。

根据本发明的第七方面，如本发明的第六方面所述，透镜是大量生产的。

根据本发明的第八方面，如本发明的第六方面所述，非球面透镜是大量生产的。

根据本发明的第九方面，如本发明的第六方面所述，将近红外线吸收玻璃批加热并且压模。

根据本发明的第十方面，如本发明的第九方面所述，将根据压模制备的压模物件进行加工。

根据本发明的第十一方面，如本发明的第六方面所述，将所述近红外线吸收玻璃批加热并精密压模。

根据本发明的第十二方面，如本发明的第六方面所述，将所述近红外线吸收玻璃批进行加工。

根据本发明的第十三方面，提供通过对含Gu²⁺氟磷酸盐玻璃进行精密压模得到的透镜，其中在将所述透镜的中心轴部分的厚度设定为t₀[mm]和在所述玻璃中的Cu²⁺含量设定为Mcu[阳离子％]时，Mcu×t₀在0.9至1.6[阳离子％]·[mm]的范围内。

根据本发明的第十四方面，如本发明的第十三方面所述，所述玻璃是具有小于或等于400℃的玻璃化转变温度(Tg)并且厚度大于或等于0.6mm的氟磷酸盐玻璃。

根据本发明的第十五方面，如本发明的第十三方面所述，所述透镜具有弯月面形状。

根据本发明的第十六方面，如本发明的第十五方面所述，所述透镜具有凸弯月面形状。

根据本发明的第十七方面，如本发明的第十三方面所述，所述玻璃是这样的氟磷酸盐玻璃，所述氟磷酸盐玻璃包含以阳离子％表示的11至43％的P⁵⁺、1至29％的Al³⁺、总计14至50％的Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺、总计0至43％的Li⁺、Na⁺和K⁺、总计0至12％的La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺和Ta⁵⁺、大于或等于0.5％的Cu²⁺和0至0.1％的Sb³⁺，以及以阴离子％表示的10至80％的F^-。

根据本发明的第十八方面，提供包括对含Cu²⁺氟磷酸盐玻璃制成的玻璃预制体进行精密压模的透镜制造方法。

本发明能够提供近红外线吸收玻璃批，所述近红外线吸收玻璃批实现具有近红外线吸收功能的高性能玻璃光学元件的大量生产，和用于从该玻璃批大量生产光学元件的光学元件制造方法。

根据本发明可以提供这样的透镜及其制造方法，所述透镜适用于安装半导体成像元件并且能够校正该成像元件的颜色灵敏度的小型成像装置。此外根据本发明，通过利用氟磷酸盐玻璃的低转变温度可以提供这样的透镜，所述透镜具有优异的成像性能和颜色灵敏度校正功能并且通过使用精密压模法形成。

特别是，根据本发明的第十四方面，使Cu²⁺含量少并且透镜厚度比预定厚度更厚。因此，即使在沿着中心轴的透镜中的光程和远离光轴的部分的透镜中的光程之间存在差别的透镜中，可使传输通过各个光程的光量的差别变得更小，从而可以提供在颜色灵敏度校正中不均匀性更低的透镜。

此外，根据本发明的第十五方面，即使当使用在精密压模时具有极低温软化性能和窄的玻璃加热温度宽度的玻璃时，当保证大于预定值的透镜厚度的时候，可以提供难以破裂并允许极好地实现半导体成像元件的颜色灵敏度校正的透镜。

还进一步，根据本发明的第十八方面，即使在将Cu²⁺含量和透镜厚度设定在上述范围内时，也可以形成具有优异的耐候性的玻璃组成的透镜。因此，可以提供具有优异的多种特性的透镜。

此外，根据本发明的第十九方面，可以提供能通过使用精密压模法实现各个透镜的大量生产的透镜制造方法。

                        附图说明

图1是显示在本发明的实施例中使用的精密压模机的示意图；和

图2A至2D显示了根据本发明的实施例制备的透镜的截面形状。

                      具体实施方式

在其光学功能表面为曲面或包含类似在透镜中的曲面的光学元件，或者其光学功能表面类似在棱镜中彼此不平行的光学元件中，即使在精密加工光学元件的形状和尺寸，特别是光学功能表面的形状和尺寸以及在光学功能表面之间的角度时，当玻璃的折射率的精度不足时，也不能形成具有高性能的光学元件。

含铜近红外线吸收玻璃包含在熔融态易于汽化的物质(称为汽化物质)。因此，当熔融玻璃流出并成形时，由于随时间汽化损失汽化物质从而形成的玻璃的折射率随时间而变化。结果，作为大量生产的玻璃，难以保证折射率具有小数点后4位或4位以上的精度(有效数字大于或等于5位)。

由于这些问题，还不能够大量生产光学元件如具有高性能的近红外线吸收功能的透镜。

即直到现在，还没有在使用近红外吸收玻璃的具有大于一百万像素的高清晰度半导体成像元件上使实物图像成像的需求，并且即使在设法大量生产能与高清晰度成像元件兼容并且性能波动更小的近红外吸收玻璃制成的透镜时，也难以购买到折射率得到精密控制的玻璃。

为了克服上述新问题，本发明提供折射率得到精密控制的玻璃批和使用该玻璃批大量生产光学元件的方法。下面将描述其细节。

[近红外线吸收玻璃批]

在本发明中，由含铜近红外线吸收玻璃制成的近红外线吸收玻璃批由在546.07nm波长的折射率(ne)公差小于±0.001的玻璃组成。

在此，玻璃指作为用于制造玻璃物件的材料的玻璃。批，通常指具有相同规格，但是在此指特殊规格的物件的集合，所述特殊规格例如当作为必需的近红外线吸收玻璃使用时一种重要的规格，所述集合例如显示相同的光透过率或近红外吸收特性的多片玻璃物件的集合，或者具有预定量的铜含量的多片玻璃物件的集合。

折射率(ne)是在546.07nm波长的折射率。光学玻璃的折射率通常是以在587.56nm波长的折射率(nd)显示的。然而，在含铜近红外线吸收玻璃中，在587.56nm波长的透过率低于在546.07nm波长的透过率。因此，为了高精度测量折射率以便于管理，适宜地以折射率(ne)规定和指定折射率。因此，在本发明中，折射率指折射率(ne)。

玻璃中的铜是近红外线吸收特性的主要指标并且以Cu²⁺存在。作为在引入铜时显示优异的近红外线吸收特性的玻璃，可以提到氟磷酸盐玻璃和磷酸盐玻璃。含铜氟磷酸盐玻璃相对含铜磷酸盐玻璃具有优良的耐候性。

在此，具有小于±0.001的折射率公差的玻璃批指在组成批的玻璃中的折射率的最大值和最小值之间的折射率差小于0.002的玻璃的集合。当批的折射率公差大于±0.001时，即使在该批用于大量生产具有极高的尺寸精度和形状精度的光学元件时，因为元件的光学特性的离差大，所以难以提供性能稳定的成像装置。为了提供具有稳定性能的成像装置，批的折射率公差小于±0.001、优选小于+0.0009、更优选小于±0.0008、又优选小于±0.0005、又更优选小于±0.0004并且还更优选小于±0.0003。

玻璃批由多片玻璃组成，并且其数目是至少两个。然而，当大量生产光学元件时，其数目可以大于或等于10片、或大于或等于100片，更甚者大于或等于1000片。从上述批中，选择玻璃并且测量选择的玻璃的折射率。可以如下确定从批中选择多少玻璃片以测量折射率。

当在熔融容器中储存的熔融玻璃有点不均匀并且熔融玻璃连续流出时，在某些情况下，流出的玻璃的折射率随时间而变化。此外，当在冷却成形玻璃时的冷却速度中存在离差时，导致折射率中的离差。通常，通过使用其中将以高精度确定折射率的无色光学玻璃熔融并成形的技术，抑制流出的玻璃的折射率波动，并且成形玻璃的冷却速率是保持恒定的。在这种状态下，折射率波动的主要因素是流出玻璃的折射率的暂时波动。因此，在单个的玻璃原料、玻璃熔融和成形单元中，为了确定多长时间可以允许获得折射率在适宜的折射率公差范围内的玻璃，增加取样的数目以上述制造条件下控制折射率公差。基于由此控制的数据，可以确定测量其折射率的玻璃片的数目。

在其光学功能表面为曲面或包含类似在透镜中的曲面的光学元件，或其光学功能表面类似在棱境中彼此不平行的光学元件中，当高精度加工光学元件的形状和尺寸，特别是光学功能表面的形状和尺寸和在光学功能表面之间的角度，并且使用具有上述折射率精度的玻璃时，可以实现必需的光学性能。

如上所述，安装成像装置的可移动单元如具有内置照相机的蜂窝式电话正逐渐安装具有大于或等于五十万以及大于或等于一百万像素的高清晰度成像元件。为了应对这些装置，仅仅将成像装置的透镜功能和颜色灵敏度校正功能整合在一个光学元件中是不够的，而是必须提高透镜的成像性能。为了提高前一种性能，仅仅改善透镜的形状精度和尺寸精度是不够的，并且不管玻璃是从无论哪个玻璃批中选择的，都必须规定具有高精度的折射率。然而，已经制造用于板状滤光器的近红外线吸收玻璃并且折射率(nd)的精度最高为小数点后三位(有效数字四位)。这种情形是造成认识不到具有高折射率精度的近红外线吸收玻璃的必要性的原因之一。

近红外线吸收玻璃是通过将必需的铜加入到氟磷酸盐玻璃或磷酸盐玻璃基体中得到的。在氟磷酸盐玻璃和磷酸盐玻璃两者中，由于从熔融玻璃表面的汽化，一部分玻璃组分随着时间减少从而改变折射率。

在近红外线吸收玻璃中，当提高熔融温度时，Cu²⁺还原为Cu⁺，从而玻璃的颜色从蓝色变为绿色。因此，损害了将颜色灵敏度校正应用到半导体成像元件上所必需的特性即，在提高可见光透过率的同时增加红外吸收的特性。因此，据说玻璃最好不要长时间离开高温状态。然而，当在这种条件下运行制备熔融玻璃的方法时，包含大量汽化物质的熔融玻璃流出并成形；因此，难以从玻璃开始流出到其结束维持玻璃组成恒定，从而导致折射率的波动。

为了减少这种汽化导致的组成变化，在气密密封的储存玻璃的容器中通入干燥气体、优选干燥惰性气体的同时至少进行澄清处理以在该处理中使汽化物质充分汽化。该气密密封的容器配置有排气端口，通过该排气端口将在容器中流动的气体排出容器外。使用清洗单元清洗排出气体，随后排到外面。

当从玻璃中减少汽化物质时，某些组分例如氟和碱的含量降低。然而，可以预先称量玻璃原料并混合以补充减少的部分。能够以这样的方式进行类似这种的组成的校正：进行试验熔融使得试样的折射率能够接近目标折射率。

尽管折射率公差的上限是如上所述的，但是可以考虑目标光学元件规格确定公差应该被减少的量。即使在仅仅将折射率公差变小时，光学元件的性能包括形状精度和尺寸精度也是全面确定的；此外，即使在仅仅提高由近红外线吸收玻璃制成的光学元件的性能时，当其它光学元件的性能不与之兼容时，也导致超出规格。考虑到这些要点和制造成本，折射率的精度为小数点后5位是足够的。

当玻璃批是这样的玻璃批时，标示以小数点后5位数字显示的折射率，随后输送到光学元件制造过程中，在此可以大量生产具有可比较性能的光学元件。

作为选择，当销售玻璃批时，可以用预定的产品名称和产品号码标示玻璃，并且可以用小数点后4位或以上并优选5位或以上的数字显示产品名称和产品号码的折射率。购买该批的用户可以用该批中的任何玻璃制备具有目标性能的光学元件。

当不是足够慢地冷却从熔融玻璃成形的玻璃时，残留应变。由于其影响，尽管玻璃的固有折射率是以高精度确定的，但是在某些情况下，造成在表观折射率中的离差。例如，当从熔融玻璃直接形成压模预制体(包括精密压模预制体)时，在通过淬火形成的预制体中产生应力；因此，除非在应力通过一定时间的退火松弛后，否则不能精确地评价折射率公差。在这种情况下，当以小于或等于30℃/小时这么慢的速率并且从玻璃化转变温度至25℃以预定速率冷却玻璃后测量折射率时，可以评价玻璃中的应变对其导致的影响减小的玻璃固有折射率和批中的折射率公差。

本发明的优选方式是由具有这样的折射率公差的玻璃组成的近红外线吸收玻璃批，所述折射率公差在使玻璃从玻璃转变温度以小于或等于30℃/小时的预定冷却速率冷却至25℃时的情形中小于±0.001。在此，在小体积玻璃或薄板玻璃的情况下，在玻璃自身调整至室温的同时冷却继续进行。然而，在大体积玻璃或厚板玻璃的情况下，因为玻璃内部的冷却延迟，所以在某些情况下没有完全消除应变。因此，在这种情况下，冷却速率降低更多(更慢地冷却)。在此，将相同批的冷却速率设为恒定以测量各个玻璃的折射率。当在同一批中的玻璃之间的冷却速率中存在离差时，因为它成为折射率离差的一个原因，所以必须充分地注意这点。折射率公差的优选范围如上所述。

作为近红外线吸收玻璃，可以提到含铜氟磷酸盐玻璃和含铜磷酸盐玻璃。然而，具有优异的耐候性的含铜氟磷酸盐玻璃具有高的使用价值。另一方面，因为氟磷酸盐包含具有极高汽化性能的氟，所以存在的问题在于折射率变化大。然而根据本发明，因为可使折射率公差变得这么小以使其能应对具有大于或等于一百万像素的高清晰度成像元件，所以可以稳定地大量生产具有优异的耐候性的高性能光学元件。

作为所述玻璃，除例如上述的压模预制体例如精密压模预制体以外，可以提到如玻璃板和玻璃棒的形式。将玻璃板或玻璃棒切割成适当尺寸并且将其表面打磨并抛光以完成预制体，或将切割的玻璃片打磨并抛光以完成光学元件。

在下文中，将详述根据本发明的玻璃的优选形式。

第一形式是其中Cu²⁺含量为0.5至13阳离子％的玻璃。在下文中，除非明确声明，否则阳离子组分含量及其总含量以阳离子％表示，并且阴离子组分含量以阴离子％表示。当Cu²⁺的量低于0.5％时，难以获得适宜的近红线吸收特性。相反，当Cu²⁺的量高于13％时，玻璃的脱玻化抵抗性降低。

在这种形式的玻璃中，一种更优选形式的玻璃包含11至45％的P⁵⁺、0至29％的Al³⁺、总计0至43％的Li⁺、Na⁺和K⁺、总计14至50％的Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺、0.5至13％的Cu²⁺，以及以阴离子％表示的17至80％的F^-。

在上述组成中阴离子组分的全部余量优选由O^2-组成。

在所述组成中，P⁵⁺是氟磷酸盐玻璃的一种必要组分和在Cu²⁺的红外区中产生吸收的一种重要组分。当P⁵⁺含量低于11％时，颜色褪变为绿色，相反，当P⁵⁺含量超过45％时，耐候性和脱玻化抵抗性降低。因此，优选设定P⁵⁺含量在11至45％的范围内、更优选在20至45％的范围内并且还更优选在23至40％的范围内。

Al³⁺是提高氟磷酸盐玻璃的脱玻化抵抗性和耐候性、耐热冲击性、机械强度和耐化学性的一种组分。然而，当Al³⁺含量超过29％时，近红外线吸收特性降低。因此，优选设定Al³⁺含量在0至29％的范围内、更优选在1至29％的范围内、又更优选在1至25％的范围内并且还更优选在2至23％的范围内。

Li⁺、Na⁺和K⁺是提高玻璃的可熔性、脱玻化抵抗性和可见光区内的透过率的组分，并且当Li⁺、Na⁺和K⁺的总含量超过43％时，玻璃的耐久性和可加工性降低。因此，优选设定Li⁺、Na⁺和K⁺的总含量在0至43％的范围内、更优选在0至40％的范围内并且还更优选在0至36％的范围内。

在所述碱金属组分中，Li⁺具有优异的上述作用，Li⁺含量更优选在15至30％的范围内并且还更优选在20至30％的范围内。

Mg²⁺、Ca²⁺、Sr²⁺、Ba²⁺和Zn²⁺是有效提高玻璃的脱玻化抵抗性、耐久性和可加工性的组分。然而当过度引入Mg²⁺、Ca²⁺、Sr²⁺、Ba²⁺和Zn²⁺时，脱玻化抵抗性降低；因此，优选设定Mg²⁺、Ca²⁺、Sr²⁺、Ba²⁺和Zn²⁺的总含量在14至50％的范围内并且更优选在20至40％的范围内。

Mg²⁺含量优选在0.1至10％的范围内并且更优选在1至8％的范围内。Ca²⁺含量优选在0.1至20％的范围内并且更优选在3至15％的范围内。Sr²⁺含量优选在0.1至20％的范围内并且更优选在1至15％的范围内。Ba²⁺含量优选在0.1至20％的范围内、更优选在1至15％的范围内并且还更优选在1至10的范围内。

Cu²⁺是近红外线吸收特性的主要指标。当其量低于0.5％时，近红外线吸收少，相反，当其超过13％时，脱玻化抵抗性降低。因此，优选设定Cu²⁺含量在0.5至13％的范围内、更优选在0.5至10％的范围内、还优选在0.5至5％的范围内并且还更优选在1至5％的范围内。

F^-是降低玻璃的熔融温度并提高其耐候性的重要的阴离子组分。当包含F^-时，这种形式的玻璃可以降低玻璃的熔融温度，抑制Cu²⁺的减少并获得必需的光学特征。当F^-含量低于17％时，耐候性降低，相反，当F^-含量超过80％时，因为O^2-含量降低，在400nm附近产生Cu⁺导致的着色。因此，优选设定F^-含量在17至80％的范围内。从进一步提高所述特性的观点出发，优选设定F^-的量在25至55％的范围内并且更优选在30至50％的范围内。

O^2-是根据这种形式的玻璃中的一种重要的阴离子组分，并且优选组成阴离子总含量的除F^-以外全部剩余的含量。因此，O^2-的优选含量在通过从100％减去F^-的优选量得到的范围内。当O^2-的量太少时，因为二价Cu²⁺被还原为Cu⁺，所以特别是在短波长区，特别是在400nm附近的吸收变得更大直到显示为绿色。相反，当O^2-含量过多时，因为玻璃的粘度变得更高从而导致更高的熔融温度，所以透过率降低。

Pb和As具有强毒性，不适宜使用。

在所述形式中，能够以小数点后大于4位数字(有效数字大于或等于5位数字)并且更优选在小数点后5位数字(有效数字6位数字)设定玻璃的折射率在1.4700至1.5500的范围内，优选在1.5000至1.5400的范围内。

根据本发明的玻璃的优选透过率特性如下。

在500至700nm的波长范围内的光谱透过率中，根据在615nm的透过率为50％的厚度，在400至1200nm的波长范围内的光谱透过率具有下面显示的特性。

在400nm的波长的光谱透过率大于或等于78％、优选大于或等于80％、更优选大于或等于83％并且还更优选大于或等于85％，

在500nm的波长的光谱透过率大于或等于85％、优选大于或等于88％并且更优选大于或等于89％，

在600nm的波长的光谱透过率大于或等于51％、优选大于或等于55％并且更优选大于或等于56％，

在700nm的波长的光谱透过率小于或等于12％、优选小于或等于11％并且更优选小于或等于10％，

在800nm的波长的光谱透过率小于或等于5％、优选小于或等于3％、更优选小于或等于2.5％、又优选小于或等于2.2％并且还更优选小于或等于2％，

在900nm的波长的光谱透过率小于或等于5％、优选小于或等于3％、更优选小于或等于2.5％、又优选小于或等于2.2％并且还更优选小于或等于2％，

在1000nm的波长的光谱透过率小于或等于7％、优选小于或等于6％、更优选小于或等于5.5％、又优选小于或等于5％并且还更优选小于或等于4.8％，

在1100nm的波长的光谱透过率小于或等于12％、优选小于或等于11％、更优选小于或等于10.5％并且还更优选小于等于10％，和

在1200nm的波长的光谱透过率小于或等于23％、优选小于或等于22％、更优选小于或等于21％并且还更优选小于或等于20％。

即，在700至1200nm的波长范围内的近红外线吸收大，并且在400至600nm的波长范围内的可见光吸收小。在此，透过率指以这样的方式得到的值：假定玻璃样品具有彼此平行并光学抛光的两个平面，光在一个平行平面上垂直进入，从两个平面的另外一个出射的光的强度除以入射光进入该样品前的强度。所述透过率也称为外透过率。

根据这种特性，可以极好地实现半导体成像元件如CCD或CMOS的颜色校正。

根据本发明的近红外线吸收玻璃具有必需的近红外线吸收特性和精密确定的折射率；因此可以实现与所述折射率一致的光学设计。例如，当设计透镜形状和尺寸和棱镜的光学功能表面形成的角度及其尺寸以具有预定的折射率值时，可以实现各种偏差小和成像性能优异的透镜以及具有高光学精度的棱镜。

当熔融玻璃成形时，玻璃优选在管道下端的玻璃流出端口附进或流出玻璃的表面上的干燥气氛中或干燥气流下流出。这是因为尽管熔融温度也类似，但是当在成形气氛中包含水蒸气时，水蒸气与熔融玻璃反应从而导致折射率的变化和玻璃的转化。此外，在玻璃流出的情况下，这是因为熔融玻璃对在流出管道下端的***的润湿变得显著。被润湿的玻璃发生转化并且当玻璃包含已经转化的玻璃时，产生细沟。

气氛或者干燥气体的优选干燥度在露点中优选小于或等于-10℃、更优选小于或等于-20℃、又优选小于或等于-30℃、还更优选-40℃并且又还更优选小于或等于-50℃。作为一种这样的气体，可以提到惰性气体如氮气，以及惰性气体如氮气和氧气的混合气体。

作为化合物原料，可以使用磷酸盐原料、氟化物原料和氧化铜原料。

由此制备的熔融玻璃从连接到容器上的管道中连续流入模中，成形并慢慢冷却以获得具有适宜的形状的玻璃成形物件。根据目标玻璃成形物件的形状适当地选择模的形状。

在成形过程中，高温玻璃趋向于与气氛中的水分反应，并且由于该反应，降低玻璃质量。因此，熔融玻璃的流出和成形优选在干燥气氛中进行。干燥气氛中的水含量适宜地等于露点中的-30℃。作为一种这样的气体，可以使用惰性气体如氮气或氩气，以及所述惰性气体和氧气的混合气体。

在经过机械处理如切割、研磨和抛光对由此形成的玻璃成形物件加工时，可以得到压模玻璃材料、精密压模预制体或光学元件如透镜、棱镜和滤光器。

在将根据本发明的玻璃进行精密压模的情况下，制备了由上述玻璃制成的精密压模预制体。所述精密压模预制体是通过使这样的玻璃预先成形获得的精密压模预制体，所述玻璃的重量等于具有适于精密压模的形状的压模物件的重量。

当玻璃作为精密压模预制体使用时，可以在预制体的整个表面上形成已知的各种膜，所述膜在精密压模时在压模模中具有使玻璃充分膨胀的功能，或者形成已知的用于提高脱模性的各种膜。

含铜氟磷酸盐玻璃具有比其它普通光学玻璃更大的磨损和热膨胀系数。这种性质对于抛光并不是优选的。当磨损大时，加工精度趋向于降低或在抛光时导致的缺陷趋向于保留在玻璃表面上。此外，抛光是在玻璃表面上倾泻研磨液的同时进行的。然而，当研磨液倾泻到因抛光导致温度升高的玻璃表面上，或在超声清洗过程中将在表面上具有抛光导致的缺陷的玻璃放在温度升高的洗液中时，因为玻璃经过大的温度变化，所以具有大的热膨胀系数的氟磷酸盐玻璃趋向于由于热冲击而受到损伤。因此，精密压模预制体和光学元件均是适宜地根据不依赖于抛光的方法形成的。从这种观点出发，使精密压模预制体的整个表面适宜地成为通过使熔融玻璃凝固形成的表面，并且作为光学元件，根据精密压模法制备的光学元件是适宜的。

当使预制体的整个表面成为通过使熔融玻璃凝固形成的表面时，当在精密压模前预先洗涤或加热时，可以抑制或减少损伤。

其次，将描述压模预制体的制造方法。

在压模预制体的制造方法的一个实例中，使熔融玻璃从管道中流出，分离适宜重量的熔融玻璃块，并且该玻璃块在冷却过程中形成由该玻璃制成的预制体。

在所述方法中，通过使用根据电加热法或高频感应加热法或这两种方法的组合的加热法，使熔融玻璃从被加热至预定温度的铂合金或铂管中以恒定的流速连续流出。从熔融玻璃中分离熔融玻璃块，所述熔融玻璃块的重量等于一个预制体的重量或其重量等于一个预制体加上下面描述的除去部分的重量。当分离熔融玻璃块时，优选避免使用切刀以不留下切痕。例如，可以优选使用如下的方法：从管道的流出端口使熔融玻璃滴落的方法，或用承载体承载流出的熔融玻璃流的末端，并在可以分离目标重量的熔融玻璃块时适时地迅速放低承载体，以通过利用熔融玻璃的表面张力从熔融玻璃块的末端分离熔融玻璃块的方法。

分离的熔融玻璃块在使玻璃冷却的过程中在预制体模塑模的内凹部分上形成适宜的形状。此时，为了抑制在预制体表面上起皱或在玻璃的冷却步骤中产生所谓裂缝，优选对内凹部分上面的玻璃块使用向上风压以使玻璃悬浮成形。此时，从减少或抑制细沟产生的观点出发，可以优选在玻璃块表面上吹气以促使表面冷却。

玻璃的温度降低至即使施加外压预制体也不会变形的温区，随后从预制体成形模中使预制体脱模以慢慢冷却。

为了减少氟从玻璃表面上的汽化，优选在干燥气氛(干燥氮气气氛、干燥空气气氛、氮气和氧气的干燥混合气体气氛)中使玻璃流出和预制体成形。

压模预制体的制造方法的另一个实例是这样的方法：使熔融玻璃成形以制备玻璃成形物件，并且将该玻璃成形物件加工以制备由该玻璃制成的预制体。

在所述方法中，首先，使熔融玻璃从管道中连续流出并充入到放置在管道下面的模中。该模配置有平坦的底部部分、从三个方向包围该底部部分的侧壁和一面敞开的侧壁。从两侧上将敞开侧壁和底部部分夹在中间的侧壁彼此平行面对，放置并固定模使得可以将底部表面的中央垂直放置在管道下面，并且可以水平放置并固定底部表面，在模中流动的熔融玻璃在被侧壁包围的区域内膨胀以形成均一的厚度，并且在冷却后从模侧表面的开口在水平方向上以恒定的速率取出玻璃。将取出的玻璃成形物件转移到退火炉中以退火。因此，可以获得由具有固定宽度、厚度和折射率的近红外线吸收玻璃制成的板状玻璃成形物件。在由此获得的玻璃成形物件中减少或抑制了细沟在表面上的形成。

其次，将板状玻璃成形物件切割或撕开以分成称为切片的多个玻璃片，随后将玻璃片研磨并抛光以完成具有目标重量的压模预制体。此外，还在另外一个方法中，在管道下面垂直放置并固定具有圆柱形通孔的模使得该通孔的中心轴指向垂直方向。此时，优选放置模使得放置通孔的中心轴可以垂直置于管道下面。然后使熔融玻璃从管道中以恒定流速流入模的通孔中以在通孔中充满玻璃，从通孔的下端开口垂直向下以恒定流速取出凝固的玻璃并慢慢冷却，从而得到圆柱体柱状玻璃成形物件。将由此获得的玻璃成形物件进行退火，随后从垂直圆柱体柱的中心轴的方向上切开或撕开以获得多个玻璃片。其次，将玻璃片打磨并抛光以完成具有目标重量的压模预制体。即使在所述方法中，也优选在类似于上述的干燥气氛中使熔融玻璃流出并成形。此外，也在所述方法中，从减少或抑制细沟的观点出发，在成形过程中可以在玻璃表面上有效地吹气以促使冷却。

[光学元件及其制造方法]

根据本发明的光学元件是由根据本发明的光学玻璃形成的。根据本发明的光学元件具有近红外线吸收特性和如上所述精密确定的折射率；因此，可以提供这样的光学元件，所述光学元件具有半导体成像元件如CCD和CMOS的颜色灵敏度校正功能和高性能的光学功能如各种偏差小，从而具有优异的成像性能。

例如以透镜作为实例，因为组成透镜的玻璃的折射率具有大于或等于6位并且优选7位的有效数字的精度，当以高精度形成光学功能表面并且使斜度和偏心(deceter)小时，可以获得组成显示优异成像性能的光学***的透镜。

当在非球面透镜由根据本发明的玻璃形成时，通过利用具有高的折射率精度的玻璃，可以实现具有近红外线吸收特性和优异的光学功能的透镜。

在由近红外线吸收玻璃制成的光学元件中，红外线的吸收量根据光学元件的光路而改变。关于这一点，在透镜的情况下，理想的是使在光轴上穿过的光束和在远离光轴的轨道上通过的光束在透镜中的光程尽可能接近。按照根据本发明的透镜在透镜***中安置的位置或通过将透镜的形状形成弯月面形状可以满足这种要求。

在弯月面透镜中，与双凸透镜、平凸透镜、双凹透镜或平-凹透镜相比，在光路上的厚度值和远离该光路的部分的厚度值更接近。因此，与双凸透镜、平凸透镜、双凹透镜或平-凹透镜相比，可以说弯月面透镜是能与所述要求兼容的透镜。

特别是，在设定透镜第一表面的有效光学直径上一点和第二表面的有效光学直径上一点之间的最短距离与透镜光轴上的厚度之比在0.7至1.3的范围内时，即使改变离光轴的距离时，也可使通过透镜的光的近红外线吸收量基本上恒定。结果，可以获得颜色不均匀性更少的图像。

当组成光学元件的玻璃由含铜氟磷酸盐玻璃制成时，与磷酸盐玻璃相比，可以获得具有高耐候性的光学元件。结果，可以提供不引起不便如长期使用导致表面雾化的光学元件。

对光学元件的种类和形状没有特别限制。然而，可以优选提到非球面透镜、球面透镜、微透镜、透镜阵列、棱镜、衍射光栅、具有透镜的棱镜和具有衍射光栅的透镜。

从应用的观点出发，可以优选提到组成具有近红外线吸收功能的成像***的光学元件如数码照相机的透镜和用于具有内置照相机的蜂窝式电话的照相机的透镜。

衍射光栅可以形成在光学元件的表面上以赋予光低通滤光器功能。所述光低通滤光器在具有高空间频率的光进入半导体成像元件的单个像素中时起着抑制假色或波纹色产生的作用。

除上述以外，在需要时可以在光学元件的表面上形成光学薄膜如抗反射膜。

在由此制造的非球面透镜或具有衍射光栅的透镜的情况下，与将透镜抛光形成的情况相比，当借助于精密压模形成并提供光学元件时，可以减少劳动和成本。

在下文中，将描述根据本发明的光学元件的制造方法，包括精密压模法。

根据本发明的光学元件的第一种制造方法是对玻璃或根据所述制造方法制备的玻璃进行精密压模的方法。

精密压模法也称为模光学成形法并且在本发明的技术领域中是已知的方法。在光学元件中，透射、折射、衍射或反射光束的表面称为光学功能表面(以透镜作为实例，透镜表面如非球面透镜的非球面表面和与其对应的球面透镜的球面表面)。根据精密压模法，当压模模的成形表面精密地转印到玻璃上时，可以借助于压模法形成光学功能表面，从而可以不用进行机械处理如研磨和抛光以完成光学功能表面。

因此，所述形式优选用于制造光学元件如透镜、透镜阵列、衍射光栅、具有内置光栅的透镜、棱镜、具有内置透镜的棱镜、和具有内置衍射光栅和透镜的棱镜，并且特别优选用于在高生产率下制造非球面透镜。

根据这种形式的方法，可以制造全部具有光学特性的光学元件。除上述以外，因为玻璃化转变温度(Tg)低，从而可将压模温度设定得低，所以压模模的成形表面可以受到更少的损伤，从而可以延长压模模的寿命。此外，因为组成预制体的玻璃稳定性高，所以即使在再加热和挤压过程中，也可以有效地抑制玻璃脱玻化。还进一步，能够在高生产率下进行从玻璃熔融到最终物件的一系列工艺。

作为在精密压模法中使用的压模模，可以使用已知的通过如下方法获得的压模模：在难溶陶瓷如碳化硅、氧化锆或氧化铝制成的模的成形表面上提供脱模膜。其中，优选碳化硅压模模，并且作为用于从模上除去模塑材料的膜，可以使用含碳膜。从耐久性和成本的观点出发，特别优选碳膜。

在精密压模法中，为了保持优异的压模模的成形表面，在成形过程中的气氛适宜为非氧化性气体气氛。作为非氧化性气体，优选氮气或氮气和氢气的混合气体。

作为在这种形式的方法中使用的精密压模法，可以显示两种方法，即如下所示的精密压模法1和2。

(精密压模法1)

在精密压模法1中，将预制体引入到压模模中，并且将压模模和预制体一起加热，以使用精密压模法。

在精密压模法1中，优选将压模模和预制体加热至组成预制体的玻璃表现出在10⁶至10¹²dPa·s范围内的粘度时的温度，以使用精密压模法。

将玻璃适宜地冷却至表现出优选大于或等于10¹²dPa·s、更优选大于或等于10¹⁴dPa·s并且还更优选大于或等于10¹⁶dPa·s的粘度时的温度，随后将精密压模物件从压模模中取出。

在所述条件下，可以将压模模的成形表面的形状更精密地转印到玻璃上，此时，可以取出精密压模物件而不变形。

(精密压模法2)

在精密压模法2中，将加热的预制体引入到预热的压模模中以使用精密压模法。

根据精密压模法2，将预制品预先预热以引入到压模模中；因此，尽管周期缩短，但是可以制造没有表面缺陷并且具有优异的表面精度的光学元件。

优选设定压模模的预热温度低于预制体的预热温度。在将压模模的预热温度设定得这样低时，可以减少压模模的磨损。

在精密压模法2中，优选将组成预制体的玻璃预热至表现出优选小于或等于10⁹dPa·s并且更优选10⁹dPa·s的粘度时的温度。

此外，优选将预制体在悬浮的同时预热。还进一步，更优选将组成预制体的玻璃预热至表现出在10^5.5至10⁹dPa·s范围内的粘度时的温度，并且还更优选预热至表现出大于或等于10^5.5dPa·s并且小于10⁹dPa·s的粘度时的温度。

此外，在开始挤压的同时或从挤压中间起，玻璃优选开始冷却。

将压模模的温度调整至低于预制体的预热温度的温度。然而，所述温度的量度可以是玻璃表现出在10⁹至10¹²dPa·s范围内的粘度时的温度。

在所述方法中，优选在压模后，将玻璃冷却至大于或等于10¹²dPa·s的粘度，并且从模上脱模。

将精密压模光学元件从压模模中取出，在需要时随后慢慢冷却。在成形物件为光学元件如透镜的情况下，在需要时可以在表面上涂布光学薄膜。

尽管上述是光学元件的第一种制造方法，除上述方法以外，有光学元件的第二种制造方法，其中例如对玻璃打磨并抛光以加工成透镜。在所述方法中，使熔融玻璃流出以形成玻璃成形物件，随后进行退火和处理以形成根据本发明的光学元件。例如，从垂直圆柱体轴的方向上将圆柱体柱状光学成形物件切片，并将得到的圆柱体玻璃打磨和抛光以形成光学元件如各种透镜。

[实施例]

在下文中，参考实施例将更详细地描述本发明。然而，本发明不限于所述实施例。

实施例1-1(近红外线吸收玻璃批的制造实施例)

首先，以氟化物、偏磷化合物和氧化物作为玻璃原料，将原料称重使其为各自具有在表1中显示的组成的A和B玻璃，并且完全混合。之后，将混合原料充入到用盖子密封的铂坩埚中，并且在搅拌下，在干燥氮气气氛下在电炉中于790至850℃范围内的温度加热并且熔融。在铂坩埚中，总是通入具有小于或等于-30℃的露点的干燥氮气，并且将在坩埚中保持恒定时间或更长时间的气体排出以连续替换这种气氛。将排空的气体过滤以净化并排到外面。

在替换所述气氛的同时，将在这种状态下熔融的玻璃澄清和均匀化，使得到的熔融玻璃在干燥氮气气氛中从控温管道中以恒定流速连续流出以充入到模中，从而形成棒状玻璃。将形成的玻璃保持在转变温度附近的温度以降低在玻璃内部和表面之间的温差，并且在转变温度附近退火1小时。将已经退火的玻璃在退火炉中以30℃/小时慢冷的冷却速率慢慢冷却至室温，从而得到表1显示的玻璃。可以使用干燥的空气气氛替换干燥氮气气氛。此外，当在流出的高温玻璃表面上吹干燥气体如干燥氮气或干燥空气以促使玻璃表面冷却时，可以抑制从玻璃表面上的轻微汽化。

当使用显微镜放大观察每个得到的玻璃时，没有观察到晶体的析出和原料的熔渣。

在每个得到的光学玻璃中，如下测量在546.07nm波长的折射率(ne)、在587.56nm波长的折射率(nd)和玻璃化转变温度(Tg)。结果示于表1中。

(1)折射率(ne)、折射率(nd)

基于日本光学玻璃工业标准(JOGIS)01-1994“光学玻璃的折射率的测试方法”，测量了折射率(ne)和折射率(nd)。

(2)玻璃化转变温度(Tg)

使用热-机械分析仪(Rigaku公司生产)以4℃/分的加热速率测量玻璃化转变温度。

因此，从每个A和B玻璃中，形成5个圆棒并且测量从每个圆棒切下用以测量折射率的样品的折射率，从而得到表1所示的折射率(nd)和折射率(ne)的值。

表1

		编号A	编号B
				阳离子％	P5+	27.8	28.8
Al3+	18.2	13.9
			Li+		20.4	23.3
Na+	0.0	7.4
			K+		0.0	0.0
R+	20.4	30.7
			Mg2+		6.0	3.1
Ca2+	9.4	6.5
			Sr2+		10.9	4.7

	Ba2+	6.1	4.0
				R’2+	32.4	18.3
	Zn2+	0.0	5.3
				R”2+	32.4	23.6
	Y3+	0.0	0.0
				Cu2+	1.2	3.0
	总计		100.0				100.0
阴离子％				F-	48.4	40.9
	O2-	51.6	59.1
				总计		100.0	100.0
折射率(ne)		1.51480	1.52301
				折射率(nd)		1.51314	1.52115
玻璃化转变温度(Tg)(℃)		370	330

(注释)R⁺：Li⁺、Na⁺和K⁺的总含量

R’²⁺：Mg²⁺、Ca²⁺、Sr²⁺和Ba²⁺的总含量

R”²⁺：R’²⁺和Zn²⁺的总含量

其次，将每种A和B玻璃加工成板状形状，并且将彼此相对的两面进行光学抛光以制备用于测量透过率的样品。使用光谱透射仪测量每个样品的光谱透过率。从得到的测量中，得到在615nm波长的透过率变为50％的厚度，并且从测量中得到在该板厚度的每个样品在典型波长的透过率。当制备具有该板厚度的样品以测量透过率时，可以得到与上述转化值相同的数值。因此，可以证实各个样品的光学均匀性。

在表2中，显示了A和B玻璃在615nm的透过率变为50％时的厚度以及在所述厚度下在典型波长的透过率。

因此，经证实A和B玻璃都具有作为用于半导体成像元件的颜色灵敏度校正的玻璃的优异性能。

表2

		编号A	编号B
				透过率(％)	400nm	88	85
500nm	91	90
			600nm		64	59
615nm	50	50
			700nm		10	7
800nm	2	1
			900nm		2	1
1000nm	5	3
			1100nm		10	9
1200nm	19	19
			厚度(mm)		1.0	0.45

实施例1-2(光学元件的制造实施例)

其次，将实施例1-1中获得的圆棒玻璃垂直切割至更长的方向，打磨并抛光以制备球面透镜或棱镜。

随后，将实施例1-1中得到的圆棒玻璃垂直切割至更长的方向，打磨和抛光以制备精密压模预制体。

然后，改变模以从熔融玻璃形成板状玻璃。随后，将板状玻璃慢慢冷却、切割、打磨并抛光以制备光学元件如球面透镜或棱镜。此外，将板状玻璃切割、打磨并抛光以制备精密压模预制体。

使用图1所示的挤压机将由此获得的预制体进行精密压模以获得非球面透镜。具体而言，在上模1、下模2和圆桶模3组成的压模模的下模2和上模1之间放置预制体4以后，在石英管11中建立氮气气氛并且给加热器12通电以加热石英管11的内部。将压模模的内部温度设定在成形玻璃表现出在10⁸至10¹⁰dPa·s范围内的粘度时的温度，在保持该温度的情况下，放低推杆13以挤压上模1从而挤压在成形模中放置的预制体。设定挤压压力为8Mpa并且设定挤压时间为30秒。在挤压后，释放挤压压力。在压模玻璃物件与下模2和上模1保持接触的情况下，将玻璃慢慢冷却至其粘度变为大于或等于10¹²dPa·s时的温度，随后淬火至室温并从成形模中取出玻璃成形物件，从而得到非球面透镜。得到的非球面透镜具有极高的表面精度。

在图1中，标记9、10和14，分别表示支持棒、下模和鼓模的支架和热电偶。

在需要时通过精密压模得到的非球面透镜配置有抗反射膜。

其次，借助于另一种方法对与每个预制体相同的预制体进行精密压模。在该方法中，首先在悬浮的同时，将预制体预热至组成预制体的玻璃的粘度变为10⁸dPa·s时的温度。另一方面，将包括上模、下模和鼓模的压模模加热至组成预制体的玻璃表现出在10⁹至10¹²dPa·s范围内的粘度时的温度。将预热的预制体引入到压模模的空穴中并在10MPa下进行精密压模。在开始挤压的同时，开始使玻璃和压模模冷却并持续直至成形玻璃的粘度变为大于或等于10¹²dPa·s，随后从模上除去成形物件。从而得到非球面透镜。得到的非球面透镜具有极高的表面精度。

在需要时，通过精密压模得到的非球面透镜配置有抗反射膜。因此，能够以极好的生产率和高精度得到具有高内部质量的玻璃光学元件。

其次，在干燥氮气气氛中将熔融玻璃从管道中连续充入模中以形成板状玻璃，随后慢慢冷却。当观察玻璃内部时，没有观察到细沟。

将板状玻璃切割、打磨和抛光以形成球面透镜。

其次，将板状玻璃切割、打磨和抛光以形成压模材料。将所述材料加热、软化并压模成光学元件坯件，在慢慢冷却后将坯件打磨和抛光以获得球面透镜。

在需要时，可以用抗反射膜或近红外线吸收膜涂布光学元件。

然后，使熔融玻璃从管道滴落并接收于安置在模上内凹部分内，并且将气体从内凹部分喷出以在旋转的同时使玻璃液滴悬浮以形成球面玻璃成形物件。将作为预制体的玻璃成形物件进行精密压模以获得由近红外线吸收玻璃制成的非球面透镜。在慢慢冷却后，将球面玻璃成形物件进行抛光以形成具有预定直径的玻璃球体，并且将作为预制体的玻璃球体精密模压以形成非球面透镜。

所有光学元件都具有以小数点后5位数字(6位有效数字)的精度确定的折射率；因此，可以实现高光学性能。

然后，与使用其它光学玻璃的透镜一起构成成像光学***，并且固定光学***和成像元件的位置，使得由近红外线吸收玻璃制成的非球面弯月面透镜可以位于半导体成像元件一侧。当使用具有二百万像素的CCD作为成像元件拍摄图像时，可以得到具有优异的颜色平衡的清晰图像。当使用相同种类的近红外线吸收玻璃透镜代替光学***的近红外线吸收玻璃透镜时，因为折射率高精度重合，所以即使在替换透镜以后也可以得到极好的图像。因此，当使用任意选择的近红外线吸收玻璃进行替换时，与替换前类似，可以得到极好的图像。

根据本发明，可以得到近红外线吸收玻璃批，所述近红外线吸收玻璃批能够实现具有高近红外线吸收功能的玻璃光学元件的大量生产，并且从该玻璃批可以得到具有所述特性的光学元件。

下面将描述本发明的另一个方面。

根据本发明的透镜是通过将精密压模法用于含Cu²⁺氟磷酸盐玻璃上获得的透镜。Cu²⁺具有吸收近红外光的性质，可以校正半导体成像元件如CCD和CMOS的颜色灵敏度。此外，因为成为含Cu²⁺的碱的组分是氟磷酸盐组分，所以在实现适用于颜色灵敏度校正的透过率特性的同时，可以提供具有优异耐候性的透镜。稍后将描述精密压模法。

本发明的优选形式是这样的透镜，其中具有中心轴部分的厚度t₀[mm]和玻璃中的Cu²⁺含量M_cu[阳离子％]，Mcu×t₀在0.9至1.6[阳离子％·mm]的范围内。

在透镜中心入射的光束在透镜中的光程根据在透镜上入射的光的方向而不同。然而，因为透镜相对于中心轴是对称的，所以当对各个光束进行平均时，可以用沿着透镜中心轴穿过的光束在透镜中的光程表示在透镜中心入射的光束在透镜中的光程。因此，当使用这样的玻璃形成透镜，所述玻璃包含Cu²⁺的含量Mcu对于典型光程的颜色灵敏度校正功能是适当的时候，可以使用更优异的颜色灵敏度校正。从这种观点出发，Mcu×t₀的优选范围是1.0至1.6阳离子％·mm，Mcu×t₀的更优选范围是1.0至1.5阳离子％·mm并且Mcu×t₀的还更优选范围是1.05至1.4阳离子％·mm。

在根据上述形式的透镜[Mcu×t₀在0.9至1.6阳离子％·mm的范围内的透镜]中，本发明的还优选形式是这样的透镜，所述透镜由玻璃化转变温度(Tg)小于或等于400℃的氟磷酸盐玻璃制成并且在光轴部分中的厚度t₀大于或等于0.6mm。

玻璃化转变温度低至小于或等于400℃的玻璃在总体上表现出预定粘度时的温度也低，从而导致低的玻璃熔融温度。因此，可以抑制降低玻璃的透过率特性的从Cu²⁺至Cu⁺的化合价变化。然而，当玻璃化转变温度极低，如上述小于或等于400℃时，在精密压模中适当的玻璃加热温度宽度变得更窄。即，当加热温度太高时，玻璃起泡以致不能得到均匀的透镜。另一方面，当加热温度太低时，因为强行挤压高粘性玻璃以致可能破裂，所以不能够稳定地获得透镜。当借助于精密压模法设法形成薄透镜时，因为必须将在精密压模法中使用的玻璃预成形物件即预制体挤压成薄的形状，所以与形成厚的透镜的情况相比，趋向于损伤玻璃。关于这一点，在所述形式中，将具有小于或等于400℃的玻璃化转变温度(Tg)的氟磷酸盐玻璃作为玻璃使用，并且设定在透镜的光轴部分(中心轴)的厚度t₀大于或等于0.6mm，以减少在对玻璃进行精密压模时的损伤。可以通过如下所示控制氟磷酸盐玻璃的组成得到具有小于或等于400℃的玻璃化转变温度的氟磷酸盐玻璃。即，当以P⁵⁺和碱土金属离子作为必不可少的阳离子组分、以引入的Al³⁺、Zn²⁺和碱金属离子作为任意组分、以包含的F^-和O^2-作为阴离子组分的情况下，在组成中引入适当量的Cu²⁺时，可以制备具有小于或等于400℃的玻璃化转变温度(Tg)的氟磷酸盐玻璃。此外，对氟磷酸盐玻璃的玻璃化转变温度(Tg)的下限没有特别限制。然而，在300℃作为量度的情况下，氟磷酸盐玻璃的玻璃化转变温度(Tg)的优选范围在300至400℃的范围内。

此外，当设定t₀大于或等于0.6mm时，也可以降低适当的M_cu。结果，即使当在光轴部分上透镜内的光程和在远离光轴的部分上透镜内的光程之间存在差别时，与薄厚度的透镜相比，也可以使传输通过各个光程的光量的差别变得更小；因此，可以在整个透镜表面上应用优异的颜色校正。此外，当降低适当的Mcu时，也可以获得下面的优点。

当注意力集中在组成透镜的玻璃的透过率上时，在615nm波长的透过率变为50％的厚度的光谱透过率特性直接影响颜色灵敏度校正。当Mcu很大时，在该厚度的350nm至400nm波长范围内的透过率降低并且可以截除近红外光；然而，因为蓝光的透过率降低，所以可能降低图像的颜色平衡性。另一方面，当设定t₀大于或等于0.6mm时，可以赋予红外吸收性能例如即使在Mcu较小时也可以极好地截除红外光，从而可以保持高的在光轴上所述厚度的350至400nm波长范围内的透过率。结果，可以获得总体上具有更优异的颜色灵敏度校正性能的透镜。从这种观点出发，优选设定t₀大于或等于0.7mm、更优选大于或等于0.75mm、还更优选大于或等于0.8mm并且特别优选大于或等于0.9mm。

当在精密压模法中没有干扰时，对厚度的上限没有特别限制。然而，从将颜色灵敏度校正滤光器功能和透镜功能赋予一个光学元件以使成像光学***紧凑的目的出发，优选设定t₀小于或等于5mm。

本发明的优选形式是具有弯月面形的透镜。在弯月面透镜中，与双凸透镜、双凹透镜、平-凸透镜或平-凹透镜相比，中心轴部分的厚度和远离中心轴部分的部分的厚度之差更小。因此，在由类似本发明中的固定组合物制成的透镜中，可使光程长度之差小，所述光程长度之差为透过靠近中心轴的部分的光在透镜中的光程长度和透过远离中心轴的部分的光在透镜中的光程长度之差，从而可使在两种光束中的透过的光量的差别小。除上述以外，当设定中心轴部分的厚度在上述范围内时，可以在整个透镜表面上极好地应用半导体成像元件的颜色灵敏度校正必需的颜色校正。本发明的更优选形式是凸弯月面透镜(也称为阳弯月面透镜)。此外，如稍后所述，本发明的透镜可以是除具有两个透镜表面以外还具有档板状平坦部分的透镜。

本发明的透镜由氟磷酸盐玻璃制成并且所述氟磷酸盐玻璃具有基本上在1.45至1.58范围内的折射率(nd)。在成像光学***的成像元件一侧有利地安置由具有上述范围内的折射率(nd)的玻璃制成的透镜；因此，从组成成像光学***的观点出发，可以优选使用具有正的放大率的凸弯月面透镜。

其次，将描述优选作为本发明的透镜材料的玻璃。首先，当包含含量为Mcu的Cu²⁺时，作为表现出优异的耐候性和脱玻化抵抗性的一种碱玻璃是适宜的。此外，为了抑制从Cu²⁺至Cu⁺的化合价变化的发生以抑制颜色灵敏度校正功能被干扰，能够在低温下熔融的玻璃是适宜的。

作为满足这种需求的玻璃，例如可以提到这样的氟磷酸玻璃，所述氟磷酸盐玻璃包含以阳离子％表示的11至43％的P⁵⁺、1至29％的Al³⁺、总计14至50％的Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺、总计0至43％的Li⁺、Na⁺和K⁺、总计0至12％的La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺和Ta⁵⁺大于或等于0.5％的Cu²⁺和0至0.1％的Sb³⁺以及以阴离子％表示的10至80％的F^-。

作为含Cu玻璃，通常可以提到磷酸盐玻璃和氟磷酸盐玻璃。虽然磷酸盐玻璃具有差的耐候性，但氟磷酸盐玻璃具有优异的耐候性。在氟磷酸盐玻璃中，在增加铝含量的情况下，耐候性变得更好。然而，当铝含量变得过多时，可熔融性降低。在其可熔融性降低的玻璃的情况下，当升高熔融温度以消除原料的熔渣时，Cu离子被还原以致降低颜色灵敏度校正功能。在400nm波长附近的透过率降低，从而在适宜的波长区域内的光的透过量降低。在本发明中使用的玻璃组成是注意到玻璃的耐候性、可熔融性和颜色灵敏度校正功能之间的平衡而得到的组成。

含Cu²⁺氟磷酸盐玻璃以P⁵⁺作为用于作为碱形成玻璃骨架的组分，除此以外，还包含用于保持对大量生产足够的脱玻化抵抗性和提高耐候性的Al³⁺和二价阳离子(Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺的至少一种)作为必不可少的组分。此外，玻璃可以包含用于降低熔融玻璃的粘度以能够在低温下熔融的碱金属离子(Li⁺、Na⁺和K⁺的至少一种)和用于在不影响透过率特性的情况下提高抗磨损性的阳离子(La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺和Ta⁵⁺的至少一种)作为任意组分。除上述以外，玻璃还允许在组成中任意添加Sb³⁺以控制Cu的化合价。

即使在改变在氟磷酸盐玻璃中二价阳离子组分的种类和含量时，玻璃的耐候性和透过率特性也没有大幅度变化。此外，即使在二价阳离子组分被碱金属离子或La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺或Ta⁵⁺部分取代或者F^-被O^2-部分取代，上述特性也没有大幅度变化。因此，在一定的范围内可以改变二价阳离子的种类和含量，并且可以部分取代二价阳离子组分和用O^2-部分取代F^-。稍后将描述这一点。

在下文中，除非另外声明，否则阳离子含量和阴离子含量分别以阳离子％和阴离子％表示。

如上所述，P⁵⁺是形成玻璃骨架的组分。然而，当包含低于11％的P⁵⁺时，玻璃化变得困难并且当其超过43％时，可能降低耐候性。因此，适当地设定P⁵⁺含量在11至43％的范围内。P⁵⁺的量优选在20至40％的范围内并更优选在23至35％的范围内。

Al³⁺是有效提高耐候性的组分。然而，当包含低于1％的Al³⁺时，不能获得所述优点，当其超过29％时，玻璃的可熔融性降低。因此，Al³⁺的量适宜在1至29％的范围内。Al³⁺的量优选在5至20％的范围内并且更优选在8至18％的范围内。

Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺是有效提高玻璃的耐候性的组分。然而，当包含总计小于14％的Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺时，玻璃化变得困难，并且当其超过50％时，可能发生脱玻化。因此，上述的总含量适宜在14至50％的范围内。上述的总含量优选在18至40％的范围内并且更优选在20至35％的范围内。

Li⁺、Na⁺和K⁺是任意组分。当Li⁺、Na⁺和K⁺的总量超过43％时，玻璃的耐候性趋向于降低。因此，Li⁺、Na⁺和K⁺的总含量适当地在0至43％的范围内。其总含量优选在5至38％的范围内并且更优选在15至35％的范围内。

La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺和Ta⁵⁺也是任意组分。所述组分在不降低透过率特性的情况下提高耐磨损性。然而，当其总量超过12％时，玻璃的稳定性趋向于降低。对于这一点，适宜地设定La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺和Ta⁵⁺的总量在0至12％的范围内。其总量优选在0至10％的范围内，更优选在0至5％的范围内并且还更优选在0至2％的范围内。

Cu²⁺是用于近红外吸收的必不可少的一种阳离子。当其含量低于0.5％时，吸收变得不足并且均匀地引入到玻璃中变得困难。因此，适当地设定它的量大于或等于0.5％。Cu²⁺含量的上限从与透镜厚度t₀下限的关系中确定。然而，在不考虑厚度t₀时，将可以获得作为玻璃的稳定性的上限量作为上限，小于或等于8％是适合的，优选小于或等于5％并且更优选小于或等于4％。

Sb³⁺是任意组分。当包含0至0.1％的范围内的Sb³⁺时，可以提高400nm波长附近的透过率。

F^-是降低玻璃化转变温度和提高耐候性的必不可少的一种组分。当F^-的量低于10％时，耐候性趋向于降低，并且当其超过80％时，Cu离子趋向于变为Cu⁺从而趋向于降低400nm波长附近的透过率。因此，适当地设定F^-的量在10至80％的范围内。F^-的量优选在17至80％的范围内、并且更优选在25至60％的范围内、并且还更优选在25至50％的范围内。

因为玻璃是氟磷酸盐玻璃，所以从获得适宜的透过率特性的观点出发，阴离子的总余量优选由O^2-组成。

其次，将描述在组成中的Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺的各自的量。

从提高脱玻化抵抗性的观点出发，在上述范围内，优选设定Ba²⁺含量在0至8％的范围内、更优选在1至8％的范围内并且还更优选在2至8％的范围内。

从提高脱玻化抵抗性的观点出发，也优选设定Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺、和Zn²⁺的组成范围在下面的范围内。即，优选设定Sr²⁺含量在0至15％的范围内、更优选在1至15％的范围内并且还更优选在2至14％的范围内。

Ca²⁺含量优选在0至15％的范围内、更优选在3至15％的范围内并且还更优选在3至13％的范围内。

Mg²⁺含量优选在0至10％的范围内、更优选在1至10％的范围内并且还更优选在1至6％的范围内。

Zn²⁺含量优选在0至6％的范围内并且更优选在0至5％的范围内。

其次，将描述在组成中的Li⁺、Na⁺和K⁺的各自的量。

从提高脱玻化抵抗性并且不降低耐久性的观点出发，在上述组成范围内，优选设定Li⁺含量在0至40％的范围内、更优选在5至40％的范围内并且还更优选在10至35％的范围内。

从提高脱玻化抵抗性并且不降低耐久性的观点出发，也优选设定Na⁺和K⁺的组成范围在下面的范围内。即，优选设定Na⁺含量在0至13％的范围内，更优选在0至10％的范围内并且还更优选在0至9％的范围内。

K⁺含量优选在0至5％的范围内、更优选在0至4％的范围内并且还更优选在0至3％的范围内。

在上述组成中，从在提高各种特性的同时提高大量生产率的观点出发，对于阳离子，优选设定P⁵⁺、Al³⁺、Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺、Zn²⁺、Li⁺、Na⁺、Cu²⁺和Sb³⁺的总量大于或等于99％并且更优选为100％。

所述玻璃可以包含SiO₂。在JP-A-10-194777中提到SiO₂对稳定玻璃有效。然而，因为包含SiO₂的玻璃降低可熔融性，从而必须升高熔融温度，结果减少Cu离子以致造成降低颜色灵敏度校正功能的风险。因此，当考虑到这些要点时，玻璃可以包含SiO₂但是最好不包含SiO₂，并且如上所述，关于阳离子，更优选设定P⁵⁺、Al³⁺、Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺、Zn²⁺、Li⁺、Na⁺、Cu²⁺和Sb³⁺的总量为100％。

其次，将描述透镜的制造方法。

根据本发明的透镜是通过使玻璃预制体经过精密压模法得到的透镜，并且其制造方法即，包括使玻璃预制体经过精密压模法的透镜制造方法也包含在本发明中。

首先，在透镜的制造方法中，制备由组成透镜的氟磷酸盐玻璃制成的玻璃预制体。当制备玻璃预制体时，将玻璃原料如氟化物、氧化物、磷酸盐、氢氧化物和碳酸盐调制、充分混合，引入到熔融炉中，在用盖子覆盖后，在800至900℃的范围内的温度下加热并熔融，随后进行澄清和均匀化。

均匀的熔融玻璃从管道中流出并且在模中浇铸以形成为厚的玻璃成形物件。在退火以消除应变后，将成形物件切割、打磨并抛光以形成具有平滑表面的球面预制体。作为选择，可以用这样的方式形成球面预制体：使均匀的熔融玻璃从管道中滴落，得到的玻璃液滴被成形模接收并在喇叭状内凹处以任意方向旋转，从而形成球面预制体，所述喇叭状内凹处安置在成形模上并在底部部分具有向上喷出气体的气体喷出口。使用由上模、下模和套筒模组成的压模模将由此制备的预制体压模以得到透镜。

对于压模模的模材料的加工和模材料的材料、在上模和下模的成形表面上形成的脱模膜、形成脱模膜的方法和进行精密压模的气氛种类，可以使用已知技术。

例如，首先，将球面预制体安置在***套筒型通孔的内凹的下膜成形表面中央，并将上模***套筒型通孔使其成形表面能与下模成形表面相对。在这种情况下，在将预制体和压模模一起加热并将组成预制体的玻璃的温度升高至表现出例如10⁶dPa·s的粘度时的温度时，上模和下模挤压预制体。将挤压过的预制体推入被上模、下模和套筒模包围的空间(称为空穴)并使其膨胀。因此挤压玻璃预制体，从而使玻璃填充在在夹紧压模模的状态下形成的密闭空间内。

在夹紧的状态下，上模、下模和套筒模的各个成形表面的相对位置和在表面法线之间的角度是精密地形成的。当使用这种压模模进行成形时，可以共同形成具有高精密的位置关系和角度的光学功能表面和定位参照表面。

将上模成形表面的中心部分作为在其上转印透镜表面即透镜的光学功能表面并使其成形的表面，并且使***部分成为在其上转印挡板状平坦部分并使其成形的圆形平坦表面。同样，在下膜成形表面中，使中心部分成为在其上转印透镜表面并使其成形的表面，并且使***部分成为在其上转印挡板状平坦部分并使其成形的圆形平坦表面。精密地保持上模和下模使得上模和下模方向彼此相反并且上模和下模的中心轴可以重合，直到完成压模。

当在夹紧压模模的状态下形成的密闭空间内充满玻璃时，套筒型通孔的内表面被转印到玻璃上。当套筒型通孔的中心轴和通孔的内表面之间的角度精密地形成，并保持通孔的中心轴以及上模和下模的中心轴以精密地重合直到压模完成的时候，可以精密地形成两个表面的相对位置、两个挡板状平坦部分、在套筒模的内表面上转印并成形的透镜边缘和各个表面形成的角度。然后，在以两个挡板状平坦部分中一个和边缘作为定位参照表面的情况下，可以使用挡板状平坦部分的一个作为用于精密定位透镜之间距离的参照表面，并可以使用边缘作为用于使透镜之间光轴精密重合的参照表面。

边缘和挡板状平坦部分交叉的脊适宜地由一个自由表面形成。当形成边缘和挡板状平坦部分时，没有干扰定位功能的风险。此外，在形成尖锐的脊的情况下，当***到支架中时，脊破裂并磨擦支架从而产生粉尘。当粉尘粘在成像元件的光接收表面上时，图像质量大幅度降低。因此，从抑制这种问题发生的观点出发，优选形成具有由自由表面形成的脊的精密压模物件。

在需要时，由此制备的透镜可以配置有光学多层膜如抗反射膜或近红外反射膜。

[实施例]

其次，将描述本发明的实施例。

表3显示了组成实施例的预制体和透镜的玻璃的组成和特性。

首先，为了能够得到具有表3显示的组成的玻璃，将包含各自的阳离子组分的磷酸盐、氟化物、氧化物和氢氧化物称重、调制并完全混合。将每种由此得到的玻璃原料装入到熔融容器中，在用盖子覆盖后，在800至900℃的范围内的温度下熔融，搅拌以进行澄清和均匀化，从管道中以恒定流速流出，在模中连续浇铸，从而形成厚的板状玻璃成形物件。在成形的同时，将成形物件在水平方向上抽出并引入到连续慢冷炉中以退火。将已退火的玻璃成形物件切割、打磨并抛光以制备具有平滑表面的均匀的球面预制体。

[表3]

实施例		2-1	2-2	2-3
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	32.5	39.3
					Al3+	18.2	16.7	6.7
	Ba2+	6.1	13.5	19.4
					Sr2+	10.9	13.9	0.0
	Ca2+	9.4	13.9	5.8
					Mg2+	6.0	8.1	2.7
	Zn2+	0.0	0.0	10.3
					Li+	20.4	0.0	0.0
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	1.6
					Y3+	0.0	0.7	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	2.2
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	10.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	0.7	2.0
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	64.2					12.7
O2-					52	35.8	87.3
		玻璃化转变温度(℃)		370				小于或等于400	小于或等于400
折射率(ne)					1.514	-	-
		折射率(nd)		1.513				-	-
透镜形状					凸弯月面	凸弯月面	凸弯月面
		t0(mm)		1.01				1.69	0.60
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.21	1.18	1.20
		边缘厚度(mm)		0.55				0.93	0.51

表3(续)

实施例		2-4	2-5	2-6
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	32.5	39.3
					Al3+	18.2	16.7	6.7
	Ba2+	6.1	13.5	19.4
					Sr2+	10.9	13.9	0.0
	Ca2+	9.4	13.9	5.8
					Mg2+	6.0	8.1	2.7
	Zn2+	0.0	0.0	10.3
					Li+	20.4	0.0	0.0
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	1.6
					Y3+	0.0	0.7	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	2.2
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	10.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	0.7	2.0
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	64.2					12.7
O2-					52	35.8	87.3
		玻璃化转变温度(℃)		370				小于或等于400	小于或等于400
折射率(ne)					1.514	-	-
		折射率(nd)		1.513				-	-
透镜形状					凸弯月面	凸弯月面	凸弯月面
		t0(mm)		1.08				1.86	0.67
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.30	1.30	1.34
		边缘厚度(mm)		0.62				1.14	0.53

表3(续)

实施例		2-7	2-8	2-9
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	32.5	39.3
					Al3+	18.2	16.7	6.7
	Ba2+	6.1	13.5	19.4
					Sr2+	10.9	13.9	0.0
	Ca2+	9.4	13.9	5.8
					Mg2+	6.0	8.1	2.7
	Zn2+	0.0	0.0	10.3
					Li+	20.4	0.0	0.0
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	1.6
					Y3+	0.0	0.7	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	2.2
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	10.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	0.7	2.0
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	64.2					12.7
O2-					52	35.8	87.3
		玻璃化转变温度(℃)		370				小于或等于400	小于或等于400
折射率(ne)					1.514	-	-
		折射率(nd)		1.513				-	-
透镜形状					凸弯月面	凸弯月面	凸弯月面
		t0(mm)		1.18				2.06	0.72
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.42	1.44	1.44
		边缘厚度(mm)		0.74				1.22	0.55

表3(续)

实施例		2-10	2-11	2-12
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	32.5	39.3
					Al3+	18.2	16.7	6.7
	Ba2+	6.1	13.5	19.4
					Sr2+	10.9	13.9	0.0
	Ca2+	9.4	13.9	5.8
					Mg2+	6.0	8.1	2.7
	Zn2+	0.0	0.0	10.3
					Li+	20.4	0.0	0.0
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	1.6
					Y3+	0.0	0.7	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	2.2
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	10.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	0.7	2.0
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	64.2					12.7
O2-					52	35.8	87.3
		玻璃化转变温度(℃)		370				小于或等于400	小于或等于400
折射率(ne)					1.514	-	-
		折射率(nd)		1.513				-	-
透镜形状					凸弯月面	凸弯月面	凸弯月面
		t0(mm)		1.28				2.17	0.77
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.54	1.52	1.53
		边缘厚度(mm)		0.69				1.3	0.5

表3(续)

实施例		2-13	2-14	2-15
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	32.5	39.3
					Al3+	18.2	16.7	6.7
	Ba2+	6.1	13.5	19.4
					Sr2+	10.9	13.9	0.0
	Ca2+	9.4	13.9	5.8
					Mg2+	6.0	8.1	2.7
	Zn2+	0.0	0.0	10.3
					Li+	20.4	0.0	0.0
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	1.6
					Y3+	0.0	0.7	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	2.2
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	10.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	0.7	2.0
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	64.2					12.7
O2-					52	35.8	87.3
		玻璃化转变温度(℃)		370				小于或等于400	小于或等于400
折射率(ne)					1.514	-	-
		折射率(nd)		1.513				-	-
透镜形状					凹弯月面	凹弯月面	凹弯月面
		t0(mm)		1.33				2.24	0.79
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.59	1.57	1.57
		边缘厚度(mm)		0.8				1.4	0.5

表3(续)

实施例		2-16	2-17	2-18
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	32.5
					Al3+	18.2	18.2	16.7
	Ba2+	6.1	6.1	13.5
					Sr2+	10.9	10.9	13.9
	Ca2+	9.4	9.4	13.9
					Mg2+	6.0	6.0	8.1
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	0.0
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.7
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	0.7
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					64.2
O2-					52	52	35.8
		玻璃化转变温度(℃)		370				小于或等于400	370
折射率(ne)					1.514	-	1.514
		折射率(nd)		1.513				-	1.513
透镜形状					凸弯月面	凸弯月面	凸弯月面
		t0(mm)		0.93				1.56	0.85
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.11	1.09	1.02
		边缘厚度(mm)		0.55				1.02	0.51

表3(续)

实施例		2-19	2-20	2-21
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	32.5	32.5	27.8
					Al3+	16.7	16.7	18.2
	Ba2+	13.5	13.5	6.1
					Sr2+	13.9	13.9	10.9
	Ca2+	13.9	13.9	9.4
					Mg2+	8.1	8.1	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	0.0	0.0	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.7	0.7	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	0.7	0.7	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	64.2	64.2					48
O2-					35.8	35.8	52
		玻璃化转变温度(℃)		小于或等于400				小于或等于400	370
折射率(ne)					-	-	1.514
		折射率(nd)		-				-	1.513
透镜形状					凸弯月面	凸弯月面	凸弯月面
		t0(mm)		1.40				1.29	0.76
Mcu×t0(阳离子％·mm)					0.98	0.90	0.91
		边缘厚度(mm)		0.79				0.74	0.52

表3(续)

实施例		2-22	2-23	2-24
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	27.8
					Al3+	18.2	18.2	18.2
	Ba2+	6.1	6.1	6.1
					Sr2+	10.9	10.9	10.9
	Ca2+	9.4	9.4	9.4
					Mg2+	6.0	6.0	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					48
O2-					52	52	52
		玻璃化转变温度(℃)		370				370	370
折射率(ne)					1.514	1.514	1.514
		折射率(nd)		1.513				1.513	1.513
透镜形状					凹弯月面	凹弯月面	凹弯月面
		t0(mm)		0.77				0.87	0.93
Mcu×t0(阳离子％·mm)					0.92	1.04	1.11
		边缘厚度(mm)		1.07				1.20	1.35

表3(续)

实施例		2-25	2-26	2-27
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	27.8
					Al3+	18.2	18.2	18.2
	Ba2+	6.1	6.1	6.1
					Sr2+	10.9	10.9	10.9
	Ca2+	9.4	9.4	9.4
					Mg2+	6.0	6.0	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					48
O2-					52	52	52
		玻璃化转变温度(℃)		370				370	370
折射率(ne)					1.514	1.514	1.514
		折射率(nd)		1.513				1.513	1.513
透镜形状					凹弯月面	凹弯月面	凹弯月面
		t0(mm)		0.99				1.07	1.12
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.19	1.28	1.34
		边缘厚度(mm)		1.39				1.54	1.68

表3(续)

实施例		2-28	2-29	2-30
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	27.8
					Al3+	18.2	18.2	18.2
	Ba2+	6.1	6.1	6.1
					Sr2+	10.9	10.9	10.9
	Ca2+	9.4	9.4	9.4
					Mg2+	6.0	6.0	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					48
O2-					52	52	52
		玻璃化转变温度(℃)		370				370	370
折射率(ne)					1.514	1.514	1.514
		折射率(nd)		1.513				1.513	1.513
透镜形状					凹弯月面	凹弯月面	凹弯月面
		t0(mm)		1.18				1.23	1.31
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.41	1.48	1.57
		边缘厚度(mm)		1.77				1.79	1.85

表3(续)

实施例		2-31	2-32	2-33
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	27.8
					Al3+	18.2	18.2	18.2
	Ba2+	6.1	6.1	6.1
					Sr2+	10.9	10.9	10.9
	Ca2+	9.4	9.4	9.4
					Mg2+	6.0	6.0	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					48
O2-					52	52	52
		玻璃化转变温度(℃)		370				370	370
折射率(ne)					1.514	1.514	1.514
		折射率(nd)		1.513				1.513	1.513
透镜形状					双凸	双凸	双凸
		t0(mm)		0.76				0.83	0.90
Mcu×t0(阳离子％·mm)					0.91	1.00	1.08
		边缘厚度(mm)		0.53				0.48	0.51

表3(续)

实施例		2-34	2-35	2-36
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	27.8
					Al3+	18.2	18.2	18.2
	Ba2+	6.1	6.1	6.1
					Sr2+	10.9	10.9	10.9
	Ca2+	9.4	9.4	9.4
					Mg2+	6.0	6.0	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					48
O2-					52	52	52
		玻璃化转变温度(℃)		370				370	370
折射率(ne)					1.514	1.514	1.514
		折射率(nd)		1.513				1.513	1.513
透镜形状					双凸	双凸	双凸
		t0(mm)		1.02				1.09	1.21
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.22	1.31	1.45
		边缘厚度(mm)		0.51				0.61	0.65

表3(续)

实施例		2-37	2-38	2-39
					玻璃组成
(阳离子％)	P5+	27.8	27.8	27.8
					Al3+	18.2	18.2	18.2
	Ba2+	6.1	6.1	6.1
					Sr2+	10.9	10.9	10.9
	Ca2+	9.4	9.4	9.4
					Mg2+	6.0	6.0	6.0
	Zn2+	0.0	0.0	0.0
					Li+	20.4	20.4	20.4
	Na+	0.0	0.0	0.0
					K+	0.0	0.0	0.0
	La3+	0.0	0.0	0.0
					Y3+	0.0	0.0	0.0
	Yb3+	0.0	0.0	0.0
					Gd3+	0.0	0.0	0.0
	Si4+	0.0	0.0	0.0
					B3+	0.0	0.0	0.0
	Zr4+	0.0	0.0	0.0
					Ta5+	0.0	0.0	0.0
	Cu2+(Mcu)	1.2	1.2	1.2
					Sb3+	0.0	0.0	0.0
	(阴离子％)	F-	48	48					48
O2-					52	52	52
		玻璃化转变温度(℃)		370				370	370
折射率(ne)					1.514	1.514	1.514
		折射率(nd)		1.513				1.513	1.513
透镜形状					双凸	平-凸	平-凸
		t0(mm)		1.31				1.02	1.28
Mcu×t0(阳离子％·mm)					1.57	1.22	1.54
		边缘厚度(mm)		0.69				0.83	0.77

使用配置有上模、下模和套筒模的压模模采用精密压模法将由此得到的预制体加工。每个上模和下模的成形表面的中央部分是转印透镜表面的部分，并且转印透镜表面的所述部分的***是转印挡板状平坦部分的平坦表面。

套筒模的通孔形成为圆柱体，通过该通孔***上模和下模以及预制体，并且在不干扰滑动的范围内，使上模和下模的间隔尽可能小。

在将预制体加热至软化并用上模和下模挤压时，将玻璃推入压模模中的空穴以充满空穴的整个区域。

因此将这样的透镜进行精密压模，所述透镜配置有在上模和下模的成形表面上转印的透镜表面111和112、挡板状平坦部分113a和113b、在套筒型通孔的内表面上转印的边缘部分114。

在图2A至2D中显示了得到的透镜的示意性截面图，并在表3中示出了透镜的类型和t₀、M_cu×t₀和边缘厚度的值。图2A、图2B、图2C和图2D分别显示凸弯月面透镜、凹弯月面透镜、双凸透镜和平-凸透镜，所有透镜每个均具有挡板状平坦部分。

因此，从如表3所示的玻璃组成、形状和尺寸的组合，借助于精密压模法形成对应于实施例2-1至2-39的透镜。

组合在上面得到并由各种近红外线吸收玻璃制成的透镜中的一个和由不包含铜并且没有滤光器功能的光学玻璃制成的透镜，以形成成像光学***。当目标图像在CCD或CMOS的光接收表面上成像并对其观察时，所有均在整个屏幕上显示了颜色灵敏度校正的图像。

在需要时，借助于精密压模法，透镜表面可以配置有衍射光栅以形成具有光低通滤光器功能的透镜。

此外，可以采用光学多层膜如抗反射膜或红外反射膜涂布透镜表面。

因此，可以制备具有非球面透镜形状和球面透镜形状的各种透镜。

尽管已经结合本发明的优选实施方案进行了描述，显然本领域技术人员可以在不偏离本发明的情况下在其中进行各种改变和修改，因此，目的在于在后附权利要求中覆盖所有这些落入本发明的真正的精神和范围内的改变和修改。

Claims (18)

1.一种近红外线吸收玻璃批，所述红外线吸收玻璃批由含铜近红外线吸收玻璃组成，其中所述含铜近红外线吸收玻璃在546.07nm波长的折射率(n_e)的公差小于±0.001。

2.根据权利要求1所述的近红外线吸收玻璃批，其中所述折射率(n_e)的公差是在所述玻璃以小于或等于30℃/小时的预定冷却速率从玻璃化转变温度冷却至25℃时确定的。

3.根据权利要求1所述的近红外线吸收玻璃批，所述玻璃是含氟玻璃。

4.根据权利要求1所述的近红外线吸收玻璃批，其中所述玻璃是压模预制体。

5.根据权利要求1所述的近红外线吸收玻璃批，所述玻璃是玻璃板或玻璃棒。

6.一种光学元件的制造方法，其包括采用近红外线吸收玻璃批大量生产光学元件，其中所述近红外线吸收玻璃批包含含铜近红外线吸收玻璃，其中所述含铜近红外线吸收玻璃在546.07nm波长的折射率(n_e)的公差小于±0.001。

7.根据权利要求6所述的光学元件的制造方法，其中透镜是大量生产的。

8.根据权利要求7所述的光学元件的制造方法，其中非球面透镜是大量生产的。

9.根据权利要求6所述的光学元件的制造方法，其中将近红外线吸收玻璃批加热并压模。

10.根据权利要求9所述的光学元件的制造方法，其中将根据所述压模制备的压模物件进行加工。

11.根据权利要求6所述的光学元件的制造方法，其中将所述近红外线吸收玻璃批加热并精密压模。

12.根据权利要求6所述的光学元件的制造方法，其中对所述近红外线吸收玻璃批进行加工。

13.一种透镜，所述透镜通过将含Cu²⁺的氟磷酸盐玻璃进行精密压模而得到，其中当设定所述透镜中心轴部分的厚度为t₀[mm]和在所述玻璃中的Cu²⁺含量为Mcu[阳离子％]时，Mcu×t₀在0.9至1.6[阳离子％]·[mm]的范围内。

14.根据权利要求13所述的透镜，其中所述玻璃是具有小于或等于400℃的玻璃化转变温度(Tg)的氟磷酸盐玻璃，并且所述厚度t₀大于或等于0.6mm。

15.根据权利要求13所述的透镜，其中所述透镜具有弯月面形状。

16.根据权利要求15所述的透镜，其中所述透镜具有凸弯月面形状。

17.根据权利要求13所述的透镜，其中所述玻璃是这样的氟磷酸盐玻璃，所述氟磷酸盐玻璃包含以阳离子％表示的11至43％的P⁵⁺、1至29％的Al³⁺、总计14至50％的Ba²⁺、Sr²⁺、Ca²⁺、Mg²⁺和Zn²⁺、总计0至43％的Li⁺、Na⁺和K⁺、总计0至12％的La³⁺、Y³⁺、Gd³⁺、Si⁴⁺、B³⁺、Zr⁴⁺和Ta⁵⁺、大于或等于0.5％的Cu²⁺和0至0.1％的Sb³⁺，此外以阴离子％表示的10至80％的F^-。

18.一种透镜的制造方法，其包括将由含Cu²⁺的氟磷酸盐玻璃制成的预制体进行精密压模。

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