JP2022050507A - Glass, glass material for press molding, optical element blank, and optical element - Google Patents
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Abstract
Description
[関連出願の相互参照]
本出願は、２０１５年１月１３日出願の日本特願２０１５－００４５４２号および日本特願２０１５－００４５４４号の優先権を主張し、それらの全記載は、ここに特に開示として援用される。
[Cross-reference of related applications]
This application claims the priority of Japanese Patent Application No. 2015-004542 and Japanese Patent Application No. 2015-004544 filed on January 13, 2015, the entire description thereof of which is incorporated herein by reference in particular.
本発明は、ガラス、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子に関する。 The present invention relates to glass, a glass material for press molding, an optical element blank, and an optical element.
屈折率が高く、分散の低いガラス（高屈折率低分散ガラス）として、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４の範囲であるガラスが、例えば特許文献１～１８に記載されている。特許文献１～１８の全記載は、ここに特に開示として援用される。 As a glass having a high refractive index and a low dispersion (high refractive index low dispersion glass), a glass having a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd in the range of 41.5 to 44. However, for example, it is described in Patent Documents 1 to 18. The entire description of Patent Documents 1 to 18 is incorporated herein by reference in particular.
特許文献１：特開２００２－１２４４３号公報
特許文献２：特開２００３－２６７７４８号公報
特許文献３：特開２００５－２８１１２４号公報
特許文献４：特開２００５－２９８２６２号公報
特許文献５：特開昭５５－１２１９２５号公報
特許文献６：特開２００９－２０３０８３号公報
特許文献７：特開昭５４－０９０２１８号公報
特許文献８：特開昭５６－１６０３４０号公報
特許文献９：特開２００９－１６７０８０号公報
特許文献１０：特開２００９－１６７０８１号公報
特許文献１１：特開２００９－２９８６４６号公報
特許文献１２：特開２０１０－１１１５２７号公報
特許文献１３：特開２０１０－１１１５２８号公報
特許文献１４：特開２０１０－１１１５３０号公報
特許文献１５：特開昭５７－０５６３４４号公報
特許文献１６：特開昭６１－１６３１３８号公報
特許文献１７：特開２００２－２８４５４２号公報
特許文献１８：特開２００７－２６９５８４号公報
Patent Document 1: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-12443 Patent Document 2: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-267748 Patent Document 3: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-281124 Patent Document 4: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-298262 Patent Document 5: Japanese Patent Application Laid-Open No. Japanese Patent Application Laid-Open No. 55-121925 Patent Document 6: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-203083 Patent Document 7: Japanese Patent Application Laid-Open No. 54-090218 Patent Document 8: Japanese Patent Application Laid-Open No. 56-160340 Patent Document 9: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-167080 Japanese Patent Application Laid-Open No. 10: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-167081 Patent Document 11: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-298646 Patent Document 12: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-11527 Patent Document 13: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-11528 Patent Document 14: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-11530 Patent Document 15: Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-056344 Patent Document 16: Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-163138 Patent Document 17: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-284542 Patent Document 18: Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007- No. 269584
屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４の範囲であるガラスは、色収差の補正、光学系の高機能化、コンパクト化のために有用な光学素子用の材料である。なお以下において、屈折率は、特記しない限り、ｄ線（ヘリウムの波長５８７．５６ｎｍ）における屈折率ｎｄをいうものとする。また、アッベ数は、特記しない限り、νｄをいうものとする。周知のように、νｄは、Ｆ線（水素の波長４８６．１３ｎｍ）、Ｃ線（水素６５６．２７ｎｍ）における屈折率をそれぞれｎＦ、ｎＣとしたとき、νｄ＝（ｎｄ－１）／（ｎＦ－ｎＣ）と定義される。 Glass having a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd in the range of 41.5 to 44 is useful for correcting chromatic aberration, enhancing the functionality of the optical system, and making it compact. It is a material for various optical elements. In the following, the refractive index refers to the refractive index nd at the d line (helium wavelength 587.56 nm) unless otherwise specified. The Abbe number shall mean νd unless otherwise specified. As is well known, νd = (nd-1) / (nF-) when the refractive indexes of the F line (hydrogen wavelength 486.13 nm) and the C line (hydrogen 656.27 nm) are nF and nC, respectively. It is defined as nC).
上記範囲の屈折率およびアッベ数を有する高屈折率低分散ガラスについては、その有用性を更に高めるためには、以下の点を満たすことが望まれる。 For high refractive index low dispersion glass having a refractive index and Abbe number in the above range, it is desired to satisfy the following points in order to further enhance its usefulness.
安定供給可能であること。そのためには、希少価値が高い元素であって、近年、市場における需要に対して供給が不足している元素であるＧｄやＴａがガラス組成に占める割合を低減することが望ましい。これに対し、特許文献７に記載されているガラスは、Ｔａを多量に含んでいる。また、特許文献８～１４に記載のガラスおよび特許文献１７に記載の上記範囲の屈折率およびアッベ数を有するガラスは、Ｇｄを多く含んでいる。 Stable supply is possible. For that purpose, it is desirable to reduce the ratio of Gd and Ta, which are elements having high rare value and whose supply is insufficient to meet the demand in the market in recent years, in the glass composition. On the other hand, the glass described in Patent Document 7 contains a large amount of Ta. Further, the glass described in Patent Documents 8 to 14 and the glass having a refractive index and Abbe number in the above range described in Patent Document 17 contain a large amount of Gd.
ガラス組成においてＹｂが占める割合が低いこと。これは、以下の理由による。
Ｙｂは近赤外域に吸収を有する。そのため、Ｙｂを多く含むガラス（例えば特許文献１６に記載のガラス）は、可視域から近赤外域にわたって高い透過率が必要とされる用途、例えば、監視カメラ、暗視カメラ、車載カメラのレンズ等の光学素子用の材料には適していない。また、Ｙｂは重希土類元素に属し、ガラスの成分としては原子量が大きく、ガラスの比重を増大させる。ガラスの比重が増大すると、レンズが重くなる。その結果、そのようなレンズをオートフォーカス式のカメラレンズに組み込むと、消費電力が大きくなり、電池の消耗が激しくなってしまう。以上の点から、ガラス組成においてＹｂが占める割合を低減することが望ましい。
The proportion of Yb in the glass composition is low. This is due to the following reasons.
Yb has absorption in the near infrared region. Therefore, the glass containing a large amount of Yb (for example, the glass described in Patent Document 16) is used for applications requiring high transmittance from the visible region to the near infrared region, for example, a lens of a surveillance camera, a dark vision camera, an in-vehicle camera, and the like. Not suitable as a material for optical elements. Further, Yb belongs to a heavy rare earth element and has a large atomic weight as a component of glass, which increases the specific gravity of glass. As the specific gravity of the glass increases, the lens becomes heavier. As a result, if such a lens is incorporated into an autofocus type camera lens, power consumption will increase and battery consumption will increase. From the above points, it is desirable to reduce the proportion of Yb in the glass composition.
熱的安定性に優れること。熱的安定性の低いガラスは、ガラスを製造する過程でガラスが失透傾向を示してしまうためである。しかるに、本発明者の検討によれば、例えば特許文献６に記載のガラスは、熱的安定性に劣るものであった。 Excellent thermal stability. This is because glass having low thermal stability tends to be devitrified in the process of manufacturing the glass. However, according to the study of the present inventor, for example, the glass described in Patent Document 6 is inferior in thermal stability.
以上の点に鑑み、本発明の一態様は、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４の範囲であって、ガラス組成においてＧｄ、ＴａおよびＹｂの占める割合が低減されているとともに、熱的安定性に優れるガラスを提供する。 In view of the above points, one aspect of the present invention is that the refractive index nd is in the range of 1.800 to 1.850 and the Abbe number νd is in the range of 41.5 to 44, and Gd in the glass composition. A glass having an excellent thermal stability while having a reduced proportion of Ta and Yb is provided.
また一態様では、上記ガラスは、以下の点の１つ以上を更に満たすことも望ましい。 In one aspect, it is also desirable that the glass further fills one or more of the following points.
ガラスの短波長側の光吸収端の長波長化が抑制されていること。これは以下の理由による。
色収差の補正のために、それぞれ異なる光学特性を有するガラスを用いて複数のレンズを作り、これらのレンズを貼り合わせ、接合レンズを作る方法が知られている。接合レンズを作る過程で、レンズ同士を貼り合わせるために、通常、紫外線硬化型接着剤が用いられる。詳しくは、次の通りである。レンズ同士を貼り合せる面に紫外線硬化型接着剤を塗布し、レンズを貼り合わせる。このとき、通常、レンズ間に紫外線硬化型接着剤の極めて薄い塗布層が形成される。次いで、上記塗布層に対して、レンズを通して紫外線を照射し紫外線硬化型接着剤を硬化する。したがって、レンズの紫外線の透過率が低いと、レンズを通して上記塗布層に十分な光量の紫外線が届かず、硬化が不十分になってしまう。または硬化に長時間を要してしまう。また、紫外線硬化型接着剤を用いて、レンズ鏡筒等にレンズを接着し固定する場合にも、同様に、レンズの紫外線透過率が低いと、硬化が不十分になるか、または硬化に長時間を要してしまう。
したがって、光学系の作製に好適な透過率特性を有するガラスとするためには、ガラスの紫外域の透過率を高くすること、換言すれば、ガラスの短波長側の光吸収端の長波長化を抑制することが望ましい。
しかるに、本発明者の検討によれば、例えば特許文献５に記載のガラスは、ガラスの短波長側の光吸収端が長波長化し、紫外域の透過率が低下していた。また、従来の高屈折率低分散ガラスのガラス組成において、ＧｄやＴａの含有量を低減しつつ、高屈折率低分散特性と熱的安定性をともに維持しようとすると、ガラスの短波長側の光吸収端が長波長化し、紫外線の透過率が大きく低下する傾向があった。
The lengthening of the wavelength of the light absorption end on the short wavelength side of the glass is suppressed. This is due to the following reasons.
In order to correct chromatic aberration, a method is known in which a plurality of lenses are made of glass having different optical characteristics, and these lenses are bonded to each other to make a junction lens. In the process of making a bonded lens, a UV curable adhesive is usually used to bond the lenses together. The details are as follows. Apply an ultraviolet curable adhesive to the surface where the lenses are to be bonded together, and then bond the lenses together. At this time, an extremely thin coating layer of the ultraviolet curable adhesive is usually formed between the lenses. Next, the coating layer is irradiated with ultraviolet rays through a lens to cure the ultraviolet curable adhesive. Therefore, if the transmittance of ultraviolet rays in the lens is low, a sufficient amount of ultraviolet rays does not reach the coating layer through the lens, resulting in insufficient curing. Or it takes a long time to cure. Similarly, when the lens is adhered and fixed to a lens barrel or the like using an ultraviolet curable adhesive, if the ultraviolet transmittance of the lens is low, the curing becomes insufficient or the curing is long. It takes time.
Therefore, in order to obtain a glass having transmittance characteristics suitable for manufacturing an optical system, it is necessary to increase the transmittance in the ultraviolet region of the glass, in other words, to lengthen the wavelength of the light absorption end on the short wavelength side of the glass. It is desirable to suppress.
However, according to the study of the present inventor, for example, in the glass described in Patent Document 5, the light absorption end on the short wavelength side of the glass has a longer wavelength, and the transmittance in the ultraviolet region is lowered. Further, in the glass composition of the conventional high-refractive index low-dispersion glass, when trying to maintain both the high-refractive index low-dispersion characteristic and the thermal stability while reducing the content of Gd and Ta, the short wavelength side of the glass is used. The wavelength of the light absorbing edge was lengthened, and the transmittance of ultraviolet rays tended to be significantly reduced.
機械加工に適すること。詳しくは、次の通りである。ガラスから光学素子を得る方法としては、精密プレス成形法（例えば特許文献１～４参照）のほかに、ガラスから光学素子ブランクを成形し、この光学素子ブランクに研削加工や研磨加工などの機械加工を行い光学素子に仕上げる方法もある。このような機械加工においてガラスが破損しやすいと、製造歩留りを低下させてしまう。一般に、精密プレス成形用のガラスはガラス転移温度が低いが、ガラス転移温度の低いガラスは機械加工において破損しやすい傾向がある。したがって、機械加工に適したガラスとするためには、ガラス転移温度を精密プレス成形用のガラスより高くすることが望ましい。 Suitable for machining. The details are as follows. As a method for obtaining an optical element from glass, in addition to the precision press molding method (see, for example, Patent Documents 1 to 4), an optical element blank is formed from glass, and the optical element blank is machined by grinding or polishing. There is also a method of finishing the optical element. If the glass is easily broken in such machining, the manufacturing yield is lowered. Generally, glass for precision press molding has a low glass transition temperature, but glass having a low glass transition temperature tends to be easily broken in machining. Therefore, in order to obtain glass suitable for machining, it is desirable that the glass transition temperature is higher than that of glass for precision press molding.
本発明の一態様は、質量％表示にて、
Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量が１５～３５質量％、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が４５～６５質量％、但し、Ｙｂ2Ｏ3含有量が３質量％以下であり、
ＺｒＯ2含有量が３～１１質量％、
Ｔａ2Ｏ5含有量が５質量％以下、
Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量に対するＢ2Ｏ3含有量の質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．４～０．９００、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＢ2Ｏ3およびＳｉＯ2の合計含有量の質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．４２～０．５３、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＹ2Ｏ3含有量の質量比（Ｙ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．０５～０．４５、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＧｄ2Ｏ3含有量の質量比（Ｇｄ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０～０．０５、
Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量に対するＮｂ2Ｏ5含有量の質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））が０．５～１、
であり、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスであるガラス（以下、「ガラス１」という。）、
に関する。
One aspect of the present invention is in terms of mass%.
The total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 15 to 35% by mass,
The total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 45 to 65% by mass, but the Yb 2 O 3 content is 3% by mass or less.
ZrO 2 content is 3-11% by mass,
Ta 2 O 5 content is 5% by mass or less,
The mass ratio of the B 2 O 3 content to the total content of B 2 O 3 and SiO 2 (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.4 to 0.900,
Mass ratio of total content of B 2 O 3 and SiO 2 to total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Y b 2 O 3 ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La) 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.42 to 0.53,
Mass ratio of Y 2 O 3 content to total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Y b 2 O 3 (Y 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 ) O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.05 to 0.45,
Mass ratio of Gd 2 O 3 content to total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 (Gd 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 ) O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0 to 0.05,
Mass ratio of Nb 2 O 5 content to total content of Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TiO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) Is 0.5 to 1,
Glass (hereinafter referred to as "glass 1"), which is an oxide glass having a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd of 41.5 to 44.
Regarding.
また、本発明の一態様は、カチオン％表示にて、
Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量が４５～６５％、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量が２５～３５％、但し、Ｙｂ3+
有量が２％未満であり、
Ｚｒ4+含有量が２～８％、
Ｔａ5+含有量が３％以下、
Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量に対するＢ3+含有量のカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．６５以上０．９４未満、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＢ3+とＳｉ4+との合計含有量のカチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が１．６５～２．６０、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＹ3+含有量のカチオン比（Ｙ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が０．０５～０．４５、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＧｄ3+含有量のカチオン比（Ｇｄ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が０～０．０５、
Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量に対するＮｂ5+含有量のカチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））が０．４～１、
であり、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスであるガラス（以下、「ガラス２」という。）、
に関する。
Further, one aspect of the present invention is to display cation%.
The total content of B 3+ and Si 4+ is 45-65%,
The total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ is 25-35%, provided that Yb 3+
The amount is less than 2%,
Zr 4+ content is 2-8%,
Ta 5+ content is 3% or less,
The cation ratio of B 3+ content to the total content of B 3+ and Si 4+ (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.65 or more and less than 0.94,
Cation ratio of total content of B 3+ and Si 4+ to total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y) 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 1.65 to 2.60,
The cation ratio of Y 3+ content to the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (Y 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 0. .05-0.45,
The cation ratio of Gd 3+ content to the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (Gd 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 0. ~ 0.05,
The cation ratio of Nb 5+ content to the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) is 0. .4-1,
Glass (hereinafter referred to as "glass 2"), which is an oxide glass having a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd of 41.5 to 44.
Regarding.
ガラス１は、上記範囲の屈折率ｎｄおよびアッベ数νｄを有するガラスであって、Ｇｄ2Ｏ3を含む各種成分（すなわちＬａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3）の合計含有量が上記範囲の中で、Ｇｄ2Ｏ3含有量を分子に、上記各種成分の合計含有量を分母とする上記質量比を満たす。したがって、ガラス組成においてＧｄが占める割合が低減されている。更に、Ｔａ2Ｏ5含有量およびＹｂ2Ｏ3含有量がそれぞれ上記の通りであって、ガラス組成においてＴａおよびＹｂが占める割合も低減されている。上記ガラスは、このようにＧｄ、ＴａおよびＹｂが占める割合を低減した組成の中で、上述の含有量、合計含有量および質量比を満たす組成調整が行われていることにより、高い熱的安定性（失透しにくい性質）を実現することができる。更には、短波長側の光吸収端の長波長化の抑制、高ガラス転移温度（Ｔｇ）化（ガラス転移温度の高温化）も可能となる。 The glass 1 is a glass having a refractive index nd and an Abbe number νd in the above range, and has various components including Gd 2 O 3 (that is, La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 , Yb 2 O 3 ). ) Is within the above range, and the above mass ratio is satisfied with the Gd 2 O 3 content as the molecule and the total content of the various components as the denominator. Therefore, the proportion of Gd in the glass composition is reduced. Furthermore, the Ta 2 O 5 content and the Yb 2 O 3 content are as described above, respectively, and the proportion of Ta and Yb in the glass composition is also reduced. The glass is highly thermally stable because the composition is adjusted to satisfy the above-mentioned content, total content and mass ratio in the composition in which the proportion of Gd, Ta and Yb is reduced in this way. It is possible to realize the property (property that does not easily devitrify). Furthermore, it is possible to suppress the lengthening of the wavelength of the light absorption end on the short wavelength side and to increase the glass transition temperature (Tg) (higher glass transition temperature).
ガラス２は、上記範囲の屈折率ｎｄおよびアッベ数νｄを有するガラスであって、Ｇｄ3+を含む各種成分（すなわちＬａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+、Ｙｂ3+）の合計含有量が上記範囲の中で、Ｇｄ3+含有量を分子に、上記各種成分の合計含有量を分母とする上記カチオン比を満たす。したがって、ガラス組成においてＧｄが占める割合が低減されている。更に、Ｔａ5+含有量およびＹｂ3+含有量がそれぞれ上記の通りであって、ガラス組成においてＴａおよびＹｂが占める割合も低減されている。上記ガラスは、このようにＧｄ、ＴａおよびＹｂが占める割合を低減した組成の中で、上述の含有量、合計含有量およびカチオン比を満たす組成調整が行われていることにより、高い熱的安定性（失透しにくい性質）を実現することができる。更には、短波長側の光吸収端の長波長化の抑制、高ガラス転移温度（Ｔｇ）化（ガラス転移温度の高温化）も可能となる。 The glass 2 is a glass having a refractive index nd and an Abbe number νd in the above range, and is a total content of various components including Gd 3+ (that is, La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ , Yb 3+ ). Satisfies the above cation ratio with the Gd 3+ content as the molecule and the total content of the various components as the denominator within the above range. Therefore, the proportion of Gd in the glass composition is reduced. Furthermore, the Ta 5+ content and the Yb 3+ content are as described above, respectively, and the proportion of Ta and Yb in the glass composition is also reduced. The glass is highly thermally stable because the composition is adjusted to satisfy the above-mentioned content, total content and cation ratio in the composition in which the proportion of Gd, Ta and Yb is reduced in this way. It is possible to realize the property (property that does not easily devitrify). Furthermore, it is possible to suppress the lengthening of the wavelength of the light absorption end on the short wavelength side and to increase the glass transition temperature (Tg) (higher glass transition temperature).
本発明の一態様によれば、光学系において有用な高屈折率低分散特性を有し、安定供給が可能であり、かつ熱的安定性に優れるガラスを提供することができる。更に、本発明の一態様によれば、上記ガラスからなるプレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子を提供することができる。 According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a glass having high refractive index and low dispersion characteristics useful in an optical system, capable of stable supply, and excellent in thermal stability. Further, according to one aspect of the present invention, it is possible to provide a glass material for press molding made of the above glass, an optical element blank, and an optical element.
本発明におけるガラス組成は、例えばＩＣＰ－ＡＥＳ（Inductively Coupled Plasma - Atomic Emission Spectrometry）などの方法により定量することができる。ＩＣＰ－ＡＥＳにより求められる分析値は、例えば、分析値の±５％程度の測定誤差を含んでいることがある。また、本明細書および本発明において、構成成分の含有量が０％または含まないもしくは導入しないとは、この構成成分を実質的に含まないことを意味し、この構成成分の含有量が不純物レベル程度以下であることを指す。 The glass composition in the present invention can be quantified by a method such as ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). The analytical value obtained by ICP-AES may include, for example, a measurement error of about ± 5% of the analytical value. Further, in the present specification and the present invention, the fact that the content of the constituent component is 0% or is not contained or is not introduced means that the constituent component is substantially not contained, and the content of the constituent component is at the impurity level. It means that it is less than or equal to the degree.
以下では、数値範囲に関して、（より）好ましい下限および（より）好ましい上限を、表に示して記載することがある。表中、下方に記載されている数値ほど好ましく、最も下方に記載されている数値が最も好ましい。また、特記しない限り、（より）好ましい下限とは、記載されている値以上であることが（より）好ましいことをいい、（より）好ましい上限とは、記載されている値以下であることが（より）好ましいことをいう。表中の（より）好ましい下限の列に記載されている数値と（より）好ましい上限の列に記載されている数値とを、任意に組み合わせて数値範囲を規定することができる。 In the following, (more) preferred lower bounds and (more) preferred upper bounds may be listed in a table with respect to the numerical range. In the table, the numerical values listed below are preferable, and the numerical values listed at the bottom are most preferable. Further, unless otherwise specified, the (more) preferable lower limit means that it is (more) preferable that it is equal to or more than the stated value, and the (more) preferable upper limit is that it is equal to or less than the stated value. (More) preferable. A numerical range can be defined by arbitrarily combining the numerical values listed in the (more) preferred lower limit column and the numerical values listed in the (more) preferred upper limit column in the table.
［ガラス］
本発明の一態様にかかるガラス１およびガラス２は、上記ガラス組成を有し、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスである。以下、ガラス１およびガラス２の詳細について説明する。
[Glass]
The glass 1 and the glass 2 according to one aspect of the present invention have the above glass composition, have a refractive index in the range of 1.800 to 1.850, and have an Abbe number νd of 41.5 to 44. It is a thing glass. Hereinafter, the details of the glass 1 and the glass 2 will be described.
＜ガラス１のガラス組成＞
本発明では、ガラス１のガラス組成を、酸化物基準で表示する。ここで「酸化物基準のガラス組成」とは、ガラス原料が熔融時にすべて分解されてガラス中で酸化物として存在するものとして換算することにより得られるガラス組成をいうものとする。また、特記しない限り、ガラス１のガラス組成は、質量基準（質量％、質量比）で表示するものとする。
<Glass composition of glass 1>
In the present invention, the glass composition of glass 1 is indicated on an oxide basis. Here, the "oxide-based glass composition" refers to a glass composition obtained by converting all glass raw materials into those that are decomposed at the time of melting and are present as oxides in glass. Unless otherwise specified, the glass composition of glass 1 shall be indicated on a mass basis (mass%, mass ratio).
Ｂ2Ｏ3、ＳｉＯ2は、ガラスのネットワーク形成成分である。Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）が１５％以上であると、ガラスの熱的安定性が向上し、製造中のガラスの結晶化を抑制することができる。一方、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量が３５％以下であると、屈折率ｎｄの低下を抑制することができるため、上記した光学特性を有するガラス、すなわち、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲にあるとともに、アッベ数νｄが４１．５～４４の範囲にあるガラスの作製が可能となる。したがって、ガラス１におけるＢ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量は、１５～３５％の範囲とする。Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 B 2 O 3 and SiO 2 are network-forming components of glass. When the total content of B 2 O 3 and SiO 2 (B 2 O 3 + SiO 2 ) is 15% or more, the thermal stability of the glass is improved and the crystallization of the glass during production can be suppressed. can. On the other hand, when the total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 35% or less, the decrease in the refractive index nd can be suppressed, so that the glass having the above-mentioned optical characteristics, that is, the refractive index nd is 1. It is possible to produce glass having an Abbe number in the range of .800 to 1.850 and an Abbe number in the range of 41.5 to 44. Therefore, the total content of B 2 O 3 and SiO 2 in the glass 1 is in the range of 15 to 35%. The preferred lower and upper limits of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 are as shown in the table below.
ガラスのネットワーク形成成分であるＢ2Ｏ3とＳｉＯ2の各成分の含有量の比率は、ガラスの熱的安定性、熔融性、成形性、化学的耐久性、耐候性、機械加工性等に影響を与える。Ｂ2Ｏ3は、ＳｉＯ2よりも熔融性を改善する働きが優れているが、熔融時に揮発しやすい。これに対し、ＳｉＯ2は、ガラスの化学的耐久性、耐候性、機械加工性を改善したり、熔融時のガラスの粘性を高める働きを有する。
一般に、Ｂ2Ｏ3とＬａ2Ｏ3等の希土類元素を含む高屈折率低分散ガラスでは、熔融時のガラスの粘性が低い。しかし、熔融時のガラスの粘性が低いと熱的安定性が低下する（結晶化しやすくなる）。ガラス製造時の結晶化は、アモルファス状態（非晶質状態）よりも結晶化したほうが安定であり、ガラスを構成するイオンがガラス中を移動して結晶構造をもつように配列することにより生じる。したがって、熔融時の粘性が高くなるようにＢ2Ｏ3とＳｉＯ2の各成分の含有量の比率を調整することにより、上記イオンを結晶構造をもつように配列しにくくして、ガラスの結晶化を更に抑制しガラスの熱的安定性を改善することができる。
鋳型に熔融ガラスを流し込んで成形する時、熔融ガラスの粘度が低いと、鋳型内に流し込んだガラスの固化した表面部が依然として熔融状態にあるガラスの内部に巻き込まれて脈理となり、ガラスの光学的な均質性が低下してしまう。成形性の優れたガラスとは、希土類元素を含む高屈折率低分散ガラスの中でも、熔融状態のガラスを鋳型に流し込む時の粘度が比較的高いガラスに相当する。
Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量に対するＢ2Ｏ3含有量の質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．９００以下であれば、熔融時の粘性低下を抑制することができ、これによりガラスの熱的安定性を改善したり、熔融時の揮発を抑制することができる。熔融時の揮発は、ガラス組成の変動、特性の変動を大きくする原因となる。そしてその結果、光学的に均質なガラスを成形することを難しくする。したがって、質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））を０．９００以下として熔融時の揮発を抑制できることは、組成や特性のばらつきの少ないガラスを量産する観点から好ましい。更に、質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．９００以下であれば、ガラスの化学的耐久性、耐候性、機械加工性の低下を抑制することもできる。これに対し、前述の特許文献１５（特開昭５７－０５６３４４号公報）に記載されているガラス組成では、Ｂ2Ｏ3含有量は２８～３０質量％、ＳｉＯ2の含有量は１～３質量％である（特許文献１５の特許請求の範囲参照）。これら成分の含有量から算出される質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））は、０．９０３～０．９６８と大きい値になる。
一方、質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．４以上であれば、熔融時のガラス原料の熔け残りを防ぐことができるため、熔融性を向上することができる。
以上の点から、ガラス１において、質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））を０．４～０．９００の範囲とする。ガラス１における質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。
The ratio of the content of each component of B 2 O 3 and SiO 2 , which are the network forming components of glass, determines the thermal stability, meltability, moldability, chemical durability, weather resistance, machinability, etc. of glass. Affect. B 2 O 3 has a better function of improving meltability than SiO 2 , but is easily volatilized during melting. On the other hand, SiO 2 has a function of improving the chemical durability, weather resistance, and machinability of the glass, and increasing the viscosity of the glass at the time of melting.
Generally, in a high refractive index low dispersion glass containing rare earth elements such as B 2 O 3 and La 2 O 3 , the viscosity of the glass at the time of melting is low. However, if the viscosity of the glass at the time of melting is low, the thermal stability is lowered (easy to crystallize). Crystallization during glass production is more stable when crystallized than in an amorphous state (amorphous state), and occurs when the ions constituting the glass move in the glass and are arranged so as to have a crystal structure. Therefore, by adjusting the ratio of the contents of each component of B 2 O 3 and SiO 2 so that the viscosity at the time of melting becomes high, it is difficult to arrange the above ions so as to have a crystal structure, and the crystal of the glass. It is possible to further suppress crystallization and improve the thermal stability of the glass.
When the molten glass is poured into a mold and molded, if the viscosity of the molten glass is low, the solidified surface of the glass poured into the mold is caught inside the glass that is still in the molten state and becomes a pulse, and the optics of the glass. Uniformity is reduced. The glass having excellent formability corresponds to a glass having a relatively high viscosity when the molten glass is poured into a mold among the high refractive index low dispersion glass containing rare earth elements.
If the mass ratio of the B 2 O 3 content to the total content of B 2 O 3 and SiO 2 (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.900 or less, the viscosity at the time of melting The decrease can be suppressed, thereby improving the thermal stability of the glass and suppressing volatilization during melting. Volatilization during melting causes large fluctuations in glass composition and characteristics. And as a result, it is difficult to form optically homogeneous glass. Therefore, it is preferable that the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) can be set to 0.900 or less to suppress volatilization during melting from the viewpoint of mass production of glass having little variation in composition and characteristics. Further, when the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.900 or less, it is possible to suppress deterioration of the chemical durability, weather resistance, and machinability of the glass. On the other hand, in the glass composition described in the above-mentioned Patent Document 15 (Japanese Patent Laid-Open No. 57-056344), the B 2 O 3 content is 28 to 30% by mass, and the SiO 2 content is 1 to 3. % By mass (see Claims of Patent Document 15). The mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) calculated from the content of these components is as large as 0.903 to 0.968.
On the other hand, if the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.4 or more, it is possible to prevent the glass raw material from remaining unmelted during melting, so that the meltability can be improved. can.
From the above points, the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) of the glass 1 is set in the range of 0.4 to 0.900. The preferable lower limit and preferable upper limit of the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) in the glass 1 are as shown in the table below.
Ｂ2Ｏ3の含有量、ＳｉＯ2の含有量のそれぞれについて、ガラスの熱的安定性、熔融性、成形性、化学的耐久性、耐候性、機械加工等を改善する上から好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 For each of the B 2 O 3 content and the SiO 2 content, the lower limit and the preferable lower limit and the preferable from the viewpoint of improving the thermal stability, meltability, moldability, chemical durability, weather resistance, machining, etc. of the glass. The upper limit is shown in the table below.
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3は、アッベ数の低下を抑えつつ屈折率を高める働きを有する成分である。また、これらの成分は、ガラスの化学的耐久性、耐候性を改善し、ガラス転移温度を高める働きも有する。
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）が４５％以上であると、屈折率の低下を抑制することができるため、上記した光学特性を有するガラスの作製が可能となる。更に、ガラスの化学的耐久性や耐候性の低下を抑制することもできる。なお、ガラス転移温度が低下すると、ガラスを機械的に加工（切断、切削、研削、研磨など）するときにガラスが破損しやすくなる（機械加工性の低下）が、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が４５％以上であると、ガラス転移温度の低下を抑制することができるため、機械加工性を高めることもできる。一方、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が６５％以下であれば、ガラスの熱的安定性を高めることができるため、ガラスを製造するときの結晶化の抑制や、ガラスを熔融するときの原料の熔け残りを低減することもできる。したがって、ガラス１において、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量は、４５～６５％の範囲とする。Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。
La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 are components having a function of increasing the refractive index while suppressing a decrease in the Abbe number. In addition, these components also have a function of improving the chemical durability and weather resistance of the glass and increasing the glass transition temperature.
Refraction when the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) is 45% or more. Since the decrease in the rate can be suppressed, it is possible to produce glass having the above-mentioned optical characteristics. Furthermore, it is possible to suppress a decrease in the chemical durability and weather resistance of the glass. When the glass transition temperature decreases, the glass is easily broken (decreased in machinability) when the glass is mechanically processed (cutting, cutting, grinding, polishing, etc.), but La 2 O 3 and Y 2 When the total content of O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 45% or more, the decrease in the glass transition temperature can be suppressed, so that the machinability can be improved. On the other hand, if the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 65% or less, the thermal stability of the glass can be improved, so that glass is produced. It is also possible to suppress crystallization at the time and reduce the unmelted residue of the raw material when melting the glass. Therefore, the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Y b 2 O 3 in the glass 1 is in the range of 45 to 65%. The preferred lower and upper limits of the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 are shown in the table below.
ＺｒＯ2は、屈折率を高める働きのある成分であり、適量を含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きも有する。また、ＺｒＯ2は、ガラス転移温度を高め、機械的な加工時にガラスが破損しにくくする働きも有する。これらの効果を良好に得るために、ガラス１では、ＺｒＯ2の含有量を３％以上とする。一方、ＺｒＯ2の含有量が１１％以下であれば、ガラスの熱的安定性を改善することができるため、ガラス製造時の結晶化やガラス熔融時の熔け残りの発生を抑制することができる。したがって、ガラス１におけるＺｒＯ2の含有量は、３～１１％の範囲とする。ＺｒＯ2含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 ZrO 2 is a component having a function of increasing the refractive index, and also has a function of improving the thermal stability of glass by containing an appropriate amount. ZrO 2 also has a function of increasing the glass transition temperature and making it difficult for the glass to break during mechanical processing. In order to obtain these effects satisfactorily, the content of ZrO 2 in the glass 1 is set to 3% or more. On the other hand, when the content of ZrO 2 is 11% or less, the thermal stability of the glass can be improved, so that crystallization during glass production and generation of unmelted residue during glass melting can be suppressed. .. Therefore, the content of ZrO 2 in the glass 1 is in the range of 3 to 11%. The preferred lower and upper limits of the ZrO 2 content are shown in the table below.
Ｔａ2Ｏ5は、先に記載したように、ガラスの安定供給の観点からは、ガラス組成に占める割合を低減することが望ましい成分である。また、Ｔａ2Ｏ5は、屈折率を高める働きを有する成分であるが、ガラスの比重を増大させ、熔融性を低下させる成分でもある。したがって、ガラス１におけるＴａ2Ｏ5含有量は、５％以下とする。Ｔａ2Ｏ5の含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 As described above, Ta 2 O 5 is a component whose proportion in the glass composition is desirable from the viewpoint of stable supply of glass. Further, Ta 2 O 5 is a component having a function of increasing the refractive index, but is also a component of increasing the specific gravity of glass and lowering the meltability. Therefore, the Ta 2 O 5 content in the glass 1 is 5% or less. The preferred lower and upper limits of the Ta 2 O 5 content are shown in the table below.
ガラスの熱的安定性を改善し、比重の増大を抑えつつ、上記の光学特性を実現するために、ガラス１において、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＢ2Ｏ3およびＳｉＯ2の合計含有量の質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））を０．４２～０．５３の範囲とする。質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．４２以上であれば、ガラスの熱的安定性を改善することができるため、ガラスの失透を抑制することができる。また、ガラスの比重の増大を抑制することもできる。ガラスの比重が増大すると、このガラスを用いて作製される光学素子が重くなる。その結果、この光学素子を組み込んだ光学系が重くなる。例えば、オートフォーカス式のカメラに重い光学素子を組み込むとオートフォーカスを駆動する際の消費電力が増加し、早く電池が消耗してしまう。ガラスの比重の増大を抑制できることは、このガラスを用いて作製される光学素子およびこの光学素子を組み込んだ光学系の軽量化の低減の観点から好ましい。一方、質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．５３以下であれば、上記の光学特性を実現することができる。また、質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．５３以下であることは、ガラスの化学的耐久性の改善、高ガラス転移温度（Ｔｇ）化の観点からも好ましい。質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 In order to realize the above optical characteristics while improving the thermal stability of the glass and suppressing the increase in the specific gravity, La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 are used in the glass 1. The mass ratio of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 to the total content of ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0. The range is .42 to 0.53. If the mass ratio ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.42 or more, the thermal stability of the glass should be improved. Therefore, devitrification of glass can be suppressed. In addition, it is possible to suppress an increase in the specific gravity of the glass. As the specific gravity of the glass increases, the optical element manufactured by using the glass becomes heavier. As a result, the optical system incorporating this optical element becomes heavy. For example, if a heavy optical element is incorporated in an autofocus type camera, the power consumption when driving the autofocus increases, and the battery is consumed quickly. It is preferable that the increase in the specific gravity of the glass can be suppressed from the viewpoint of reducing the weight reduction of the optical element manufactured by using the glass and the optical system incorporating the optical element. On the other hand, if the mass ratio ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.53 or less, the above optical characteristics should be realized. Can be done. In addition, the mass ratio ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.53 or less, which means that the chemical durability of the glass is It is also preferable from the viewpoint of improvement and high glass transition temperature (Tg). The preferred lower and upper limits of the mass ratio ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) are shown in the table below.
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の中で、Ｙｂ2Ｏ3は、先に記載した理由から、ガラス組成において占める割合を低減することが望ましい成分である。そこでガラス１では、Ｙｂ2Ｏ3含有量を３％以下とする。Ｙｂ2Ｏ3含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Among La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 , Yb 2 O 3 is a component whose proportion in the glass composition is desirable to be reduced for the reasons described above. .. Therefore, in glass 1, the Yb 2 O 3 content is set to 3% or less. The preferred lower and upper limits of the Yb 2 O 3 content are shown in the table below.
Ｙ2Ｏ3は、近赤外域の光線透過率を大幅に低下させることなく、ガラスの熱的安定性を改善する働きをする成分である。また、原子量が小さいことから、ガラスの比重の増大を抑える上で好ましい成分である。ただし、Ｙ2Ｏ3の含有量が多くなり過ぎるとガラスの熱的安定性は著しく低下し、結晶化しやくなる。また、熔融性が低下する。熱的安定性を改善しつつ、近赤外域の光線透過率を大幅に低下させることなく、比重の増大を抑え、上記の光学特性を有するガラスを作る上から、ガラス１では、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＹ2Ｏ3含有量の質量比（Ｙ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））を０．０５～０．４５の範囲とする。質量比（Ｙ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Y 2 O 3 is a component that works to improve the thermal stability of glass without significantly reducing the light transmittance in the near infrared region. Further, since the atomic weight is small, it is a preferable component for suppressing an increase in the specific gravity of glass. However, if the Y 2 O 3 content is too high, the thermal stability of the glass will be significantly reduced and it will be easy to crystallize. In addition, the meltability is reduced. In order to produce glass having the above optical characteristics by suppressing an increase in specific gravity without significantly reducing the light transmittance in the near infrared region while improving thermal stability, La 2 O 3 is used in glass 1. , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 mass ratio of Y 2 O 3 content to total content (Y 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 ) O 3 )) is in the range of 0.05 to 0.45. The preferred lower and upper limits of the mass ratio (Y 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) are shown in the table below.
Ｇｄ2Ｏ3は、先に記載した理由から、ガラス組成において占める割合を低減することが望ましい成分である。また、ＧｄはＹｂと同様に重希土類元素に属し、ガラスの成分としては原子量が大きく、ガラスの比重を増大させる。この点からも、ガラス組成においてＧｄが占める割合を低減することが望ましい。
ガラス１において、Ｇｄ2Ｏ3の含有量は、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量と、この合計含有量に対するＧｄ2Ｏ3含有量により定まる。ガラス１では、上記した光学特性を有する高屈折率低分散ガラスを安定供給する上から、更には高屈折率低分散ガラスとしては比重が小さいガラスを作る上から、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＧｄ2Ｏ3含有量の質量比（Ｇｄ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））を０～０．０５の範囲とする。質量比（Ｇｄ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。
Gd 2 O 3 is a component whose proportion in the glass composition is desirable to be reduced for the reasons described above. Further, Gd belongs to a heavy rare earth element like Yb, has a large atomic weight as a component of glass, and increases the specific gravity of glass. From this point as well, it is desirable to reduce the proportion of Gd in the glass composition.
In glass 1, the content of Gd 2 O 3 depends on the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 and the Gd 2 O 3 content with respect to this total content. It will be decided. In glass 1, La 2 O 3 and Y 2 O are used to stably supply high-refractive index low-dispersion glass having the above-mentioned optical characteristics and to produce glass having a small specific gravity as high-refractive index low-dispersion glass. 3 , Mass ratio of Gd 2 O 3 content to total content of Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 (Gd 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) Is in the range of 0 to 0.05. The preferred lower and upper limits of the mass ratio (Gd 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) are shown in the table below.
Ｌａ2Ｏ3は、近赤外域の光線透過率を大幅に低下させることがなく、熱的安定性を改善しつつ、比重の増大を抑制し、高屈折率低分散ガラスを提供するうえで有用な成分である。そこでガラス１では、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＬａ2Ｏ3含有量の質量比（Ｌａ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））を０．５５～０．９５の範囲とすることが好ましい。質量比（Ｌａ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 La 2 O 3 is useful for providing a glass having a high refractive index and low dispersion by suppressing an increase in specific gravity while improving thermal stability without significantly reducing the light transmittance in the near infrared region. Ingredients. Therefore, in glass 1, the mass ratio of the La 2 O 3 content to the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 (La 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y). 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is preferably in the range of 0.55 to 0.95. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the mass ratio (La 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) are shown in the table below.
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3の各成分の含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 The following table shows the preferable lower limit and the preferable upper limit of the content of each component of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , and Gd 2 O 3 .
Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3は、屈折率を高める働きのある成分であり、適量を含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きも有する。Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3）が３～１５％の範囲であることが、上記の光学特性を実現しつつ、ガラスの熱的安定性を更に改善する上で好ましい。Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 are components having a function of increasing the refractive index, and also have a function of improving the thermal stability of the glass by containing an appropriate amount. The above optical characteristics are that the total content of Nb 2 O 5 , TIO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 ) is in the range of 3 to 15%. While achieving this, it is preferable for further improving the thermal stability of the glass. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the total content of Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 are shown in the table below.
ＺｎＯは、ガラスを熔融するときに、ガラスの原料の熔けを促進する働き、すなわち、熔融性を改善する働きを有する。また、屈折率やアッベ数を調整したり、ガラス転移温度を低下させる働きも有する。ＺｎＯ含有量をＢ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量で割った値、すなわち、質量比（ＺｎＯ／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．０４以上であることが、熔融性を改善する上で好ましい。一方、質量比（ＺｎＯ／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．４以下であることが、アッベ数の低下（高分散化）を抑制し上記の光学特性を実現する上で好ましい。また、質量比（ＺｎＯ／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．４以下であることは、ガラスの熱的安定性の改善および高ガラス転移温度（Ｔｇ）化の上でも好ましい。したがって、ＺｎＯの含有量を、質量比でＢ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量の０．０４～０．４倍とすること、すなわち、質量比（ＺｎＯ／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））を０．０４～０．４とすることが好ましい。質量比（ＺｎＯ／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 ZnO has a function of promoting the melting of the raw material of the glass when melting the glass, that is, a function of improving the meltability. It also has the function of adjusting the refractive index and Abbe number and lowering the glass transition temperature. The value obtained by dividing the ZnO content by the total content of B 2 O 3 and SiO 2 , that is, the mass ratio (ZnO / (B 2 O 3 + SiO 2 )) of 0.04 or more determines the meltability. It is preferable for improvement. On the other hand, it is preferable that the mass ratio (ZnO / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.4 or less in order to suppress a decrease in Abbe number (high dispersion) and realize the above optical characteristics. Further, it is preferable that the mass ratio (ZnO / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.4 or less in terms of improving the thermal stability of the glass and increasing the glass transition temperature (Tg). Therefore, the ZnO content should be 0.04 to 0.4 times the total content of B 2 O 3 and SiO 2 in terms of mass ratio, that is, the mass ratio (ZnO / (B 2 O 3 + SiO 2 ). )) Is preferably 0.04 to 0.4. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the mass ratio (ZnO / (B 2 O 3 + SiO 2 )) are shown in the table below.
ガラスの熔融性、熱的安定性、成形性、機械加工性等を改善し、上記の光学特性を実現する上から、ＺｎＯ含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 The preferable lower limit and the preferable upper limit of the ZnO content are as shown in the table below in order to improve the meltability, thermal stability, moldability, machinability and the like of the glass and to realize the above optical properties.
Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量に対するＢ2Ｏ3およびＳｉＯ2の合計含有量の質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））は、上記の光学特性を実現しつつ、後述する着色度λ５の増加を抑制してガラスの紫外線透過率を高める上で、２．６５～１０の範囲とすることが好ましい。また、ガラスの熱的安定性の改善の上でも、質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））を２．６５以上とすることは好ましい。質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 Mass ratio of total content of B 2 O 3 and SiO 2 to total content of Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (Nb 2 O 5 + TIO) 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) is in the range of 2.65 to 10 in order to suppress the increase in the degree of coloration λ5, which will be described later, and increase the ultraviolet transmittance of the glass while realizing the above optical characteristics. Is preferable. In addition, in order to improve the thermal stability of glass, the mass ratio ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) should be 2.65 or more. preferable. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the mass ratio ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (Nb 2 O 5 + TiO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) are shown in the table below.
Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3は、適量を含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きをする。
これら成分のうち、ＴｉＯ2の含有量が多くなると、ガラスの可視域の透過率が低下して、ガラスの着色が増大する傾向がある。
Ｔａ2Ｏ5の作用については、前述の通りである。
ＷＯ3については、その含有量が増加すると、ガラスの可視域の透過率が低下してガラスの着色が増大する傾向があり、また比重が増大する傾向がある。
これに対し、Ｎｂ2Ｏ5は、ガラスの比重、着色、製造コストを増大させにくく、屈折率を高め、ガラスの熱的安定性を改善する働きがある。そこで、ガラス１では、Ｎｂ2Ｏ5の優れた作用、効果を活かすために、Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量に対するＮｂ2Ｏ5の含有量の質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））を０．５～１の範囲とする。着色度λ５を低下させ、紫外線照射による紫外線硬化型接着剤の硬化を促進させる上からは、質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））を大きくすることが好ましい。質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。
Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 serve to improve the thermal stability of the glass by containing an appropriate amount.
Of these components, when the content of TiO 2 is high, the transmittance in the visible region of the glass tends to decrease, and the coloring of the glass tends to increase.
The action of Ta 2 O 5 is as described above.
As for WO 3 , when the content thereof increases, the transmittance in the visible region of the glass tends to decrease, the coloring of the glass tends to increase, and the specific gravity tends to increase.
On the other hand, Nb 2 O 5 has a function of making it difficult to increase the specific gravity, coloring, and manufacturing cost of glass, increasing the refractive index, and improving the thermal stability of glass. Therefore, in glass 1, in order to utilize the excellent action and effect of Nb 2 O 5 , the mass of the content of Nb 2 O 5 with respect to the total content of Nb 2 O 5 , TIO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 The ratio (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) is in the range of 0.5 to 1. In order to reduce the degree of coloring λ5 and promote the curing of the ultraviolet curable adhesive by ultraviolet irradiation, the mass ratio (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) is increased. Is preferable. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the mass ratio (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) are shown in the table below.
Ｔａ2Ｏ5は、先に記載した理由から、ガラスに積極的に導入することは好ましくない。そこで、Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の中で、Ｔａ2Ｏ5を除外したＮｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2およびＷＯ3の合計含有量に対するＮｂ2Ｏ5の含有量の質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））の好ましい範囲について説明する。優れた熱的安定性を有し、着色の少ないガラスを作るために、質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））は、０．５０～１の範囲であることが好ましい。質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 It is not preferable to actively introduce Ta 2 O 5 into glass for the reasons described above. Therefore, among Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 , the content of Nb 2 O 5 with respect to the total content of Nb 2 O 5 , TIO 2 and WO 3 excluding Ta 2 O 5 The preferable range of the mass ratio of (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + WO 3 )) will be described. The mass ratio (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 )) should be in the range of 0.50 to 1 in order to make a glass with excellent thermal stability and less coloring. Is preferable. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the mass ratio (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 )) are shown in the table below.
Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量に対するＺｎＯ含有量の質量比（ＺｎＯ／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））は、熔融性の向上の観点から、０．１以上とすることが好ましい。なお熔融性の低いガラスについて、ガラス原料の熔け残りがないようにするためにガラスの熔融温度を高めたり、熔融時間を長くすると、ガラスの着色が増大する傾向がある。これは、例えば白金等の貴金属製の熔融坩堝内でガラスを熔融する時に、熔融温度を高くしたり、熔融時間を長くすると、坩堝を構成する貴金属が熔融ガラスに溶け込んで、貴金属イオンによる光吸収が生じ、ガラスの着色、特にλ５の値が増大するためと推察される。一方、他のガラス成分の含有量を調整することより熔融性を改善しようとすると、熱的安定性が低下したり、上記の光学特性を有する均質なガラスを得ることが難しくなる場合がある。したがって、ガラスの熔融性を向上するために、質量比（ＺｎＯ／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））を０．１以上とすることは、ガラスの着色抑制の上でも好ましい。また、ガラスの熱的安定性の更なる改善、ガラス転移温度の低下抑制（これによる機械加工性の改善）、化学的耐久性の改善の観点からは、質量比（ＺｎＯ／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））を３以下とすることが好ましい。質量比（ＺｎＯ／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 The mass ratio of ZnO content to the total content of Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 (ZnO / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) improves the meltability. From the viewpoint of, it is preferably 0.1 or more. For glass with low meltability, if the melting temperature of the glass is raised or the melting time is lengthened in order to prevent the glass raw material from remaining unmelted, the coloring of the glass tends to increase. This is because, for example, when melting glass in a melting glass made of a precious metal such as platinum, if the melting temperature is raised or the melting time is lengthened, the precious metal constituting the crucible melts into the molten glass and light is absorbed by the precious metal ions. It is presumed that this occurs and the coloring of the glass, especially the value of λ5, increases. On the other hand, if an attempt is made to improve the meltability by adjusting the content of other glass components, the thermal stability may decrease or it may be difficult to obtain a homogeneous glass having the above optical characteristics. Therefore, in order to improve the meltability of the glass, it is preferable to set the mass ratio (ZnO / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) to 0.1 or more in order to suppress the coloring of the glass. .. Further, from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass, suppressing the decrease in the glass transition temperature (improving the machinability by this), and improving the chemical durability, the mass ratio (ZnO / (Nb 2 O 5 ) It is preferable that + TiO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) is 3 or less. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the mass ratio (ZnO / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) are shown in the table below.
Ｎｂ2Ｏ5含有量、ＴｉＯ2含有量、ＷＯ3含有量のそれぞれについて、好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 The preferred lower and upper limits for each of the Nb 2 O 5 content, TiO 2 content, and WO 3 content are shown in the table below.
Ｌｉ2Ｏ含有量は、ガラスの熱的安定性の更なる改善、ガラス転移温度の低下抑制（これによる機械加工性の改善）、化学的耐久性や耐候性の改善の観点からは、１％以下とすることが好ましい。Ｌｉ2Ｏ含有量の好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 The Li 2 O content is 1% from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass, suppressing the decrease in the glass transition temperature (improving the machinability by this), and improving the chemical durability and weather resistance. The following is preferable. The preferred lower limit and more preferred upper limit of the Li 2 O content are shown in the table below.
Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｒｂ2Ｏ、Ｃｓ2Ｏは、いずれも、ガラスの熔融性を改善する働きを有するが、これらの含有量が多くなると、ガラスの熱的安定性、化学的耐久性、耐候性、機械加工性が低下傾向を示す。したがって、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｒｂ2Ｏ、Ｃｓ2Ｏの各含有量の下限および上限は、それぞれ下記表に示す通りとすることが好ましい。 Na 2 O, K 2 O, Rb 2 O, and Cs 2 O all have a function of improving the meltability of glass, but when the content thereof is high, the thermal stability and chemical durability of the glass are increased. Properties, weather resistance, and machinability tend to decrease. Therefore, it is preferable that the lower and upper limits of the contents of Na 2 O, K 2 O, Rb 2 O, and Cs 2 O are as shown in the table below.
Ｒｂ2Ｏ、Ｃｓ2Ｏは高価な成分であり、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏと比較して、汎用的なガラスには適していない成分である。したがって、ガラスの熱的安定性、化学的耐久性、耐候性、機械加工性を維持しつつ、ガラスの熔融性を改善する上から、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2ＯおよびＫ2Ｏの合計含有量（Ｌｉ2Ｏ＋Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏ）の下限および上限は、それぞれ下記表に示す通りとすることが好ましい。 Rb 2 O and Cs 2 O are expensive components and are not suitable for general-purpose glass as compared with Li 2 O, Na 2 O and K 2 O. Therefore, the total content of Li 2 O, Na 2 O and K 2 O is to improve the meltability of the glass while maintaining the thermal stability, chemical durability, weather resistance and machinability of the glass. The lower and upper limits of (Li 2 O + Na 2 O + K 2 O) are preferably as shown in the table below.
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯは、いずれもガラスの熔融性を改善させる働きを有する成分である。ただし、これら成分の含有量が多くなると、ガラスの熱的安定性が低下し、失透傾向を示す。したがって、これら成分の各含有量は、それぞれ下記に示す下限以上とすることが好ましく、上限以下とすることが好ましい。 MgO, CaO, SrO, and BaO are all components having a function of improving the meltability of glass. However, when the content of these components is high, the thermal stability of the glass is lowered and the glass tends to be devitrified. Therefore, the content of each of these components is preferably not more than the lower limit shown below, and more preferably not more than the upper limit.
また、ガラスの熱的安定性を更に改善する上から、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）は、下記表に示す下限以上とすることが好ましく、上限以下とすることが好ましい。 Further, from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass, the total content of MgO, CaO, SrO and BaO (MgO + CaO + SrO + BaO) is preferably not more than the lower limit shown in the table below, and more preferably not more than the upper limit. ..
Ａｌ2Ｏ3は、ガラスの化学的耐久性、耐候性を改善する働きを有する成分である。ただし、Ａｌ2Ｏ3の含有量が多くなると、屈折率の低下傾向、ガラスの熱的安定性の低下傾向、熔融性の低下傾向がみられることがある。以上の点を考慮し、Ａｌ2Ｏ3含有量は、下記表に示す下限以上であることが好ましく、上限以下であることが好ましい。 Al 2 O 3 is a component having a function of improving the chemical durability and weather resistance of glass. However, when the content of Al 2 O 3 increases, a tendency of lowering the refractive index, a tendency of lowering the thermal stability of the glass, and a tendency of lowering the meltability may be observed. In consideration of the above points, the Al 2 O 3 content is preferably not less than the lower limit shown in the table below, and more preferably not more than the upper limit.
Ｇａ2Ｏ3、Ｉｎ2Ｏ3、Ｓｃ2Ｏ3、ＨｆＯ2は、いずれも屈折率ｎｄを高める働きを有する。ただし、これらの成分は高価であり、ガラス１を得るうえで必須の成分ではない。したがって、Ｇａ2Ｏ3、Ｉｎ2Ｏ3、Ｓｃ2Ｏ3、ＨｆＯ2の各含有量は、下記表に示す下限以上とすることが好ましく、上限以下とすることが好ましい。 Ga 2 O 3 , In 2 O 3 , Sc 2 O 3 , and HfO 2 all have a function of increasing the refractive index nd. However, these components are expensive and are not essential components for obtaining glass 1. Therefore, the content of Ga 2 O 3 , In 2 O 3 , Sc 2 O 3 , and HfO 2 is preferably not more than the lower limit shown in the table below, and more preferably not more than the upper limit.
Ｌｕ2Ｏ3は、屈折率ｎｄを高める働きを有するが、ガラスの比重を増加させる成分でもある。また、高価な成分でもある。以上の点から、Ｌｕ2Ｏ3の含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Lu 2 O 3 has a function of increasing the refractive index nd, but is also a component that increases the specific gravity of glass. It is also an expensive ingredient. From the above points, the preferable lower limit and the preferable upper limit of the content of Lu 2 O 3 are as shown in the table below.
ＧｅＯ2は、屈折率ｎｄを高める働きを有するが、一般的に使用されるガラス成分の中で、突出して高価な成分である。ガラスの製造コストを低減する上から、ＧｅＯ2含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 GeO 2 has a function of increasing the refractive index nd, but is a prominently expensive component among commonly used glass components. From the viewpoint of reducing the manufacturing cost of glass, the preferable lower limit and the preferable upper limit of the GeO 2 content are as shown in the table below.
Ｂｉ2Ｏ3は、屈折率ｎｄを高めるとともに、アッベ数を低下させる成分である。また、ガラスの着色を増大させやすい成分でもある。上記の光学特性を有し、着色の少ないガラスを作る上から、Ｂｉ2Ｏ3含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Bi 2 O 3 is a component that increases the refractive index nd and decreases the Abbe number. It is also a component that easily increases the coloring of glass. The preferable lower limit and the preferable upper limit of the Bi 2 O 3 content are as shown in the table below from the viewpoint of producing a glass having the above optical properties and less coloring.
以上説明した各種作用・効果を良好に得るうえで、以上記載した各ガラス成分の含有量の合計（合計含有量）は、９５％よりも多くすることが好ましく、９８％よりも多くすることがより好ましく、９９％よりも多くすることがさらに好ましく、９９．５％よりも多くすることが一層好ましい。 In order to obtain the various actions and effects described above satisfactorily, the total content (total content) of each of the glass components described above is preferably more than 95% and more than 98%. More preferably, it is more preferably more than 99%, and even more preferably more than 99.5%.
以上記載したガラス成分以外の中で、Ｐ2Ｏ5は、屈折率を低下させる成分であり、ガラスの熱的安定性を低下させる成分でもあるが、極少量の導入であればガラスの熱的安定性を向上させることがある。上記した光学特性を有するとともに、熱的安定性が優れたガラスを作る上で、Ｐ2Ｏ5含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Among the glass components described above, P 2 O 5 is a component that lowers the refractive index and is also a component that lowers the thermal stability of the glass, but if a very small amount is introduced, the thermal of the glass May improve stability. The preferable lower limit and preferable upper limit of the P 2 O 5 content are as shown in the table below in order to produce a glass having the above-mentioned optical characteristics and excellent thermal stability.
ＴｅＯ2は、屈折率を高める成分であるが、毒性を有する成分であることから、ＴｅＯ2の含有量を少なくすることが好ましい。ＴｅＯ2含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Although TeO 2 is a component that increases the refractive index, it is preferable to reduce the content of TeO 2 because it is a toxic component. The preferred lower and upper limits of the TeO 2 content are as shown in the table below.
なお上記の各表において（より）好ましい下限または０％が記載されている成分は、含有量が０％であることも好ましい。複数成分の合計含有量についても同様である。 It is also preferable that the content of the component in which the (more) preferable lower limit or 0% is described in each of the above tables is 0%. The same applies to the total content of the plurality of components.
Ｐｂ、Ａｓ、Ｃｄ、Ｔｌ、Ｂｅ、Ｓｅは、それぞれ毒性を有する。そのため、これらの元素を含有させないこと、すなわち、これら元素をガラス成分としてガラス中に導入しないことが好ましい。
Ｕ、Ｔｈ、Ｒａはいずれも放射性元素である。そのため、これらの元素を含有させないこと、すなわち、これら元素をガラス成分としてガラス中に導入しないことが好ましい。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐｒ，Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｃｅは、ガラスの着色を増大させたり、蛍光の発生源となり、光学素子用のガラスに含有させる元素としては好ましくない。そのため、これらの元素を含有させないこと、すなわち、これら元素をガラス成分としてガラス中に導入しないことが好ましい。
Pb, As, Cd, Tl, Be and Se are toxic respectively. Therefore, it is preferable not to contain these elements, that is, not to introduce these elements into the glass as a glass component.
U, Th, and Ra are all radioactive elements. Therefore, it is preferable not to contain these elements, that is, not to introduce these elements into the glass as a glass component.
V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, and Ce increase the coloring of glass and become a source of fluorescence. , It is not preferable as an element contained in glass for an optical element. Therefore, it is preferable not to contain these elements, that is, not to introduce these elements into the glass as a glass component.
Ｓｂ、Ｓｎは清澄剤として機能する任意に添加可能な元素である。
Ｓｂの添加量は、Ｓｂ2Ｏ3に換算し、酸化物基準のガラス組成において、Ｓｂ2Ｏ3以外のガラス成分の合計含有量を１００質量％としたとき、０～０．１１質量％の範囲にすることが好ましく、０．０１～０．０８質量％の範囲にすることがより好ましく、０．０２～０．０５質量％の範囲にすることがさらに好ましい。ここで、「酸化物基準のガラス組成」とは、ガラス原料が熔融時にすべて分解されてガラス中で酸化物として存在するものとして換算することにより得られるガラス組成をいうものとする。後述の表に示すガラス組成におけるＳｂ2Ｏ3含有量も、上記の方法により算出される含有量である。
Ｓｎの添加量は、ＳｎＯ2に換算し、酸化物基準のガラス組成において、ＳｎＯ2以外のガラス成分の合計含有量を１００質量％としたとき、０～１．０質量％の範囲にすることが好ましく、０～０．５質量％の範囲にすることがより好ましく、０～０．２質量％の範囲にすることがさらに好ましく、０質量％が一層好ましい。
Sb and Sn are arbitrarily addable elements that function as a clarifying agent.
The amount of Sb added is converted to Sb 2 O 3 , and is 0 to 0.11% by mass when the total content of the glass components other than Sb 2 O 3 is 100% by mass in the oxide-based glass composition. The range is preferably in the range of 0.01 to 0.08% by mass, more preferably in the range of 0.02 to 0.05% by mass. Here, the "oxide-based glass composition" refers to a glass composition obtained by converting the glass raw material into one that is completely decomposed at the time of melting and exists as an oxide in the glass. The Sb 2 O 3 content in the glass composition shown in the table below is also the content calculated by the above method.
The amount of Sn added shall be in the range of 0 to 1.0% by mass when converted to SnO 2 and the total content of glass components other than SnO 2 is 100% by mass in the oxide-based glass composition. It is more preferable, it is more preferably in the range of 0 to 0.5% by mass, further preferably in the range of 0 to 0.2% by mass, and further preferably in the range of 0% by mass.
＜ガラス２のガラス組成＞
本発明では、ガラス２のガラス組成を、カチオン成分についてカチオン％で表記する。カチオン％とは、周知のように、ガラスに含まれるすべてのカチオン成分の合計含有量を１００％とした百分率である。
カチオン成分については、例えば、Ｂ3+、Ｓｉ4+、Ｌａ3+のように表示するが、カチオン成分の価数（例えば、Ｂ3+の価数は＋３、Ｓｉ4+の価数は＋４、Ｌａ3+の価数は＋３）は、慣習により定まった値であり、Ｂ、Ｓｉ、Ｌａを酸化物基準でＢ2Ｏ3、ＳｉＯ2、Ｌａ2Ｏ3と表記することと同様である。酸化物基準でＡmＯn（Ａはカチオンを表し、Ｏは酸素を表し、ｍおよびｎは化学量論的に定まる整数である。）と表記される成分について、カチオンＡはＡs+と表記される。ここで、ｓ＝２ｎ／ｍである。したがって、例えば、ガラス組成を分析、定量する際に、カチオン成分の価数まで分析しなくてもよい。以下、特記しない限り、カチオン成分の含有量、複数種のカチオン成分の含有量の合計（合計含有量）をカチオン％で表示する。更に、カチオン％表示において、カチオン成分同士の含有量（複数種のカチオン成分の合計含有量も含む）の比をカチオン比という。
<Glass composition of glass 2>
In the present invention, the glass composition of the glass 2 is expressed in cation% with respect to the cation component. As is well known, the cation% is a percentage with the total content of all cation components contained in the glass as 100%.
The cation component is displayed as, for example, B 3+ , Si 4+ , La 3+ , but the valence of the cation component (for example, the valence of B 3+ is +3 and the valence of Si 4+ is +4). , La 3+ has a valence of +3), which is a value determined by convention, and is the same as expressing B, Si, and La as B 2 O 3 , SiO 2 , and La 2 O 3 on an oxide basis. .. For the components described as A m On (A represents a cation, O represents oxygen, and m and n are stoichiometrically determined integers) on an oxide basis, the cation A is expressed as As + . Will be done. Here, s = 2n / m. Therefore, for example, when analyzing and quantifying the glass composition, it is not necessary to analyze the valence of the cationic component. Hereinafter, unless otherwise specified, the content of the cation component and the total content (total content) of the contents of a plurality of types of cation components are indicated by cation%. Further, in the cation% display, the ratio of the contents of the cation components (including the total content of a plurality of cation components) is referred to as a cation ratio.
Ｂ3+、Ｓｉ4+は、ガラスのネットワーク形成成分である。Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）が４５％以上であると、ガラスの熱的安定性が向上し、製造中のガラスの結晶化を抑制することができる。一方、Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量が６５％以下であると、屈折率の低下を抑制することができるため、上記した光学特性を有するガラス、すなわち、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲にあるとともに、アッベ数νｄが４１．５～４４の範囲にあるガラスの作製が可能となる。したがって、ガラス２におけるＢ3+とＳｉ4+との合計含有量は、４５～６５％の範囲とする。Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 B 3+ and Si 4+ are network-forming components of glass. When the total content of B 3+ and Si 4+ (B 3+ + Si 4+ ) is 45% or more, the thermal stability of the glass is improved and the crystallization of the glass during production can be suppressed. can. On the other hand, when the total content of B 3+ and Si 4+ is 65% or less, the decrease in the refractive index can be suppressed, so that the glass having the above-mentioned optical characteristics, that is, the refractive index nd is 1. It is possible to produce glass having an Abbe number in the range of 800 to 1.850 and an Abbe number in the range of 41.5 to 44. Therefore, the total content of B 3+ and Si 4+ in the glass 2 is in the range of 45 to 65%. The preferred lower and upper limits of the total content of B 3+ and Si 4+ are as shown in the table below.
ガラスのネットワーク形成成分であるＢ3+とＳｉ4+の各成分の含有量の比率は、ガラスの熱的安定性、熔融性、成形性、化学的耐久性、耐候性、機械加工性等に影響を与える。Ｂ3+は、Ｓｉ4+よりも熔融性を改善する働きが優れているが、熔融時に揮発しやすい。これに対し、Ｓｉ4+は、ガラスの化学的耐久性、耐候性、機械加工性を改善したり、熔融時のガラスの粘性を高める働きを有する。
一般に、Ｂ3+とＬａ3+等の希土類元素を含む高屈折率低分散ガラスでは、熔融時のガラスの粘性が低い。しかし、熔融時のガラスの粘性が低いと熱的安定性が低下する（結晶化しやすくなる）。ガラス製造時の結晶化は、アモルファス状態（非晶質状態）よりも結晶化したほうが安定であり、ガラスを構成するイオンがガラス中を移動して結晶構造をもつように配列することにより生じる。したがって、熔融時の粘性が高くなるようにＢ3+とＳｉ4+の各成分の含有量の比率を調整することにより、上記イオンが結晶構造をもつように配列しにくくして、ガラスの結晶化を更に抑制しガラスの熱的安定性を改善することができる。
鋳型に熔融ガラスを流し込んで成形する時、熔融ガラスの粘度が低いと、鋳型内に流し込んだガラスの固化した表面部が依然として熔融状態にあるガラスの内部に巻き込まれて脈理となり、ガラスの光学的な均質性が低下してしまう。成形性の優れたガラスとは、希土類元素を含む高屈折率低分散ガラスの中でも、熔融状態のガラスを鋳型に流し込む時の粘度が比較的高いガラスに相当する。
Ｂ3+およびＳｉ4+の合計含有量に対するＢ3+の含有量のカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．９４未満であれば、熔融時の粘性低下を抑制することができ、これによりガラスの熱的安定性を改善したり、熔融時の揮発を抑制することができる。熔融時の揮発は、ガラス組成の変動、特性の変動を大きくする原因となる。そしてその結果、光学的に均質なガラスを成形することを難しくする。したがって、カチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））を０．９４未満として熔融時の揮発を抑制できることは、組成や特性のばらつきの少ないガラスを量産する観点から好ましい。更に、カチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．９４未満であれば、ガラスの化学的耐久性、耐候性、機械加工性の低下を抑制することもできる。これに対し、前述の特許文献１５（特開昭５７－０５６３４４号公報）に記載されているガラス組成では、Ｂ2Ｏ3含有量は２８～３０質量％、ＳｉＯ2の含有量は１～３質量％である（特許文献１５の特許請求の範囲参照）。これら成分の含有量から算出されるカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））は、０．９４２～０．９８１と大きい値になる。
一方、カチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．６５以上であれば、熔融時のガラス原料の熔け残りを防ぐことができるため、熔融性を向上することができる。
以上の点から、ガラス２において、カチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））を０．６５以上０．９４未満とする。ガラス２におけるカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。
The ratio of the content of each component of B 3+ and Si 4+ , which are the network forming components of glass, determines the thermal stability, meltability, moldability, chemical durability, weather resistance, machinability, etc. of glass. Affect. B 3+ has a better function of improving meltability than Si 4+ , but it easily volatilizes during melting. On the other hand, Si 4+ has a function of improving the chemical durability, weather resistance and machinability of the glass and increasing the viscosity of the glass at the time of melting.
Generally, in a high refractive index low dispersion glass containing rare earth elements such as B 3+ and La 3+ , the viscosity of the glass at the time of melting is low. However, if the viscosity of the glass at the time of melting is low, the thermal stability is lowered (easy to crystallize). Crystallization during glass production is more stable when it is crystallized than when it is in an amorphous state (amorphous state), and it occurs when the ions constituting the glass move in the glass and are arranged so as to have a crystal structure. Therefore, by adjusting the ratio of the contents of each component of B 3+ and Si 4+ so that the viscosity at the time of melting becomes high, it is difficult to arrange the ions so as to have a crystal structure, and the crystal of the glass. It is possible to further suppress crystallization and improve the thermal stability of the glass.
When the molten glass is poured into a mold and molded, if the viscosity of the molten glass is low, the solidified surface of the glass poured into the mold is caught inside the glass that is still in the molten state and becomes a pulse, and the optics of the glass. Uniformity is reduced. The glass having excellent formability corresponds to a glass having a relatively high viscosity when the molten glass is poured into a mold among the high refractive index low dispersion glass containing rare earth elements.
If the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) of the B 3+ content to the total content of B 3+ and Si 4+ is less than 0.94, the viscosity during melting is reduced. It can be suppressed, thereby improving the thermal stability of the glass and suppressing volatilization during melting. Volatilization during melting causes large fluctuations in glass composition and characteristics. And as a result, it is difficult to form optically homogeneous glass. Therefore, it is preferable that the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is less than 0.94 to suppress volatilization during melting from the viewpoint of mass production of glass having little variation in composition and characteristics. Furthermore, if the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is less than 0.94, it is possible to suppress deterioration of the chemical durability, weather resistance, and machinability of the glass. On the other hand, in the glass composition described in the above-mentioned Patent Document 15 (Japanese Patent Laid-Open No. 57-056344), the B 2 O 3 content is 28 to 30% by mass, and the SiO 2 content is 1 to 3. % By mass (see Claims of Patent Document 15). The cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) calculated from the content of these components is as large as 0.942 to 0.981.
On the other hand, when the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.65 or more, the unmelted residue of the glass raw material at the time of melting can be prevented, so that the meltability can be improved. ..
From the above points, the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) of the glass 2 is set to 0.65 or more and less than 0.94. The preferable lower limit and preferable upper limit of the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) in the glass 2 are as shown in the table below.
Ｂ3+の含有量、Ｓｉ4+の含有量のそれぞれについて、ガラスの熱的安定性、熔融性、成形性、化学的耐久性、耐候性、機械加工等を改善する上から好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 For each of the B 3+ content and the Si 4+ content, the lower limit and the preferable lower limit and the preferable from the viewpoint of improving the thermal stability, meltability, moldability, chemical durability, weather resistance, machining, etc. of the glass. The upper limit is shown in the table below.
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+は、アッベ数の低下を抑えつつ屈折率を高める働きを有する成分である。また、これらの成分は、ガラスの化学的耐久性、耐候性を改善し、ガラス転移温度を高める働きも有する。
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+）が２５％以上であると、屈折率の低下を抑制することができるため、上記した光学特性を有するガラスの作製が可能となる。更に、ガラスの化学的耐久性や耐候性の低下を抑制することもできる。なお、ガラス転移温度が低下すると、ガラスを機械的に加工（切断、切削、研削、研磨など）するときにガラスが破損しやすくなる（機械加工性の低下）が、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量が２５％以上であると、ガラス転移温度の低下を抑制することができるため、機械加工性を高めることもできる。一方、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量が３５％以下であれば、ガラスの熱的安定性を高めることができるため、ガラスを製造するときの結晶化の抑制や、ガラスを熔融するときの原料の熔け残りを低減することもできる。したがって、ガラス２において、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量は、２５～３５％の範囲とする。Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。
La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ are components having a function of increasing the refractive index while suppressing a decrease in the Abbe number. In addition, these components also have a function of improving the chemical durability and weather resistance of the glass and increasing the glass transition temperature.
When the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ ) is 25% or more, the decrease in the refractive index can be suppressed. Therefore, it is possible to manufacture a glass having the above-mentioned optical characteristics. Furthermore, it is possible to suppress a decrease in the chemical durability and weather resistance of the glass. When the glass transition temperature decreases, the glass is easily broken (decreased in machinability) when the glass is mechanically processed (cutting, cutting, grinding, polishing, etc.), but La 3+ and Y 3+ . When the total content of Gd 3+ and Yb 3+ is 25% or more, the decrease in the glass transition temperature can be suppressed, so that the machinability can be improved. On the other hand, if the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ is 35% or less, the thermal stability of the glass can be enhanced, and thus crystallization during the production of glass. It is also possible to reduce the amount of unmelted raw material when melting glass. Therefore, the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ in the glass 2 is in the range of 25 to 35%. The preferred lower and upper limits of the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ are shown in the table below.
Ｚｒ4+は、屈折率を高める働きのある成分であり、適量を含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きも有する。また、Ｚｒ4+は、ガラス転移温度を高め、機械的な加工時にガラスが破損しにくくする働きも有する。これらの効果を良好に得るために、ガラス２では、Ｚｒ4+の含有量を２％以上とする。一方、Ｚｒ4+の含有量が８％以下であれば、ガラスの熱的安定性を改善することができるため、ガラス製造時の結晶化やガラス熔融時の熔け残りの発生を抑制することができる。したがって、ガラス２におけるＺｒ4+の含有量は、２～８％の範囲とする。Ｚｒ4+含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Zr 4+ is a component having a function of increasing the refractive index, and also has a function of improving the thermal stability of glass by containing an appropriate amount. Zr 4+ also has the function of increasing the glass transition temperature and making it difficult for the glass to break during mechanical processing. In order to obtain these effects well, the content of Zr 4+ in the glass 2 is set to 2% or more. On the other hand, if the content of Zr 4+ is 8% or less, the thermal stability of the glass can be improved, so that crystallization during glass production and generation of unmelted residue during glass melting can be suppressed. can. Therefore, the content of Zr 4+ in the glass 2 is in the range of 2 to 8%. The preferred lower and upper limits of the Zr 4+ content are shown in the table below.
Ｔａ5+は、先に記載したように、ガラスの安定供給の観点からは、ガラス組成に占める割合を低減することが望ましい成分である。また、Ｔａ5+は、屈折率を高める働きを有する成分であるが、ガラスの比重を増大させ、熔融性を低下させる成分でもある。したがって、ガラス２におけるＴａ5+含有量は、３％以下とする。Ｔａ5+の含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 As described above, Ta 5+ is a component whose proportion in the glass composition is desirable from the viewpoint of stable supply of glass. Further, Ta 5+ is a component having a function of increasing the refractive index, but is also a component of increasing the specific gravity of glass and lowering the meltability. Therefore, the Ta 5+ content in the glass 2 is set to 3% or less. The preferred lower and upper limits of the Ta 5+ content are shown in the table below.
ガラスの熱的安定性を改善し、比重の増大を抑えつつ、上記の光学特性を実現するために、ガラス２において、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＢ3+とＳｉ4+との合計含有量のカチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））を１．６５～２．６０の範囲とする。カチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が１．６５以上であれば、ガラスの熱的安定性を改善することができるため、ガラスの失透を抑制することができる。また、ガラスの比重の増大を抑制することもできる。ガラスの比重が増大すると、このガラスを用いて作製される光学素子が重くなる。その結果、この光学素子を組み込んだ光学系が重くなる。例えば、オートフォーカス式のカメラに重い光学素子を組み込むとオートフォーカスを駆動する際の消費電力が増加し、早く電池が消耗してしまう。ガラスの比重の増大を抑制できることは、このガラスを用いて作製される光学素子およびこの光学素子を組み込んだ光学系の軽量化の低減の観点から好ましい。一方、カチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が２．６０以下であれば、上記の光学特性を実現することができる。また、カチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が２．６０以下であることは、ガラスの化学的耐久性の改善、高ガラス転移温度（Ｔｇ）化の観点からも好ましい。カチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 In order to achieve the above optical properties while improving the thermal stability of the glass and suppressing the increase in specific gravity, the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ in the glass 2 The cation ratio of the total content of B 3+ and Si 4+ to ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 1.65 to 2.60. The range. If the cation ratio ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 1.65 or more, the thermal stability of the glass can be improved. It is possible to suppress the devitrification of glass. In addition, it is possible to suppress an increase in the specific gravity of the glass. As the specific gravity of the glass increases, the optical element manufactured by using the glass becomes heavier. As a result, the optical system incorporating this optical element becomes heavy. For example, if a heavy optical element is incorporated in an autofocus type camera, the power consumption when driving the autofocus increases, and the battery is consumed quickly. It is preferable that the increase in the specific gravity of the glass can be suppressed from the viewpoint of reducing the weight reduction of the optical element manufactured by using the glass and the optical system incorporating the optical element. On the other hand, if the cation ratio ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 2.60 or less, the above optical characteristics can be realized. In addition, the cation ratio ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 2.60 or less, which improves the chemical durability of glass and makes it high glass. It is also preferable from the viewpoint of transition temperature (Tg). The preferred lower and upper limits of the cation ratio ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) are shown in the table below.
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の中で、Ｙｂ3+は、先に記載した理由から、ガラス組成において占める割合を低減することが望ましい成分である。そこでガラス２では、Ｙｂ3+含有量を２％未満とする。Ｙｂ3+含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Among La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ , Yb 3+ is a component whose proportion in the glass composition is desirable to be reduced for the reasons described above. Therefore, in the glass 2, the Yb 3+ content is set to less than 2%. The preferred lower and upper limits of the Yb 3+ content are shown in the table below.
Ｙ3+は、近赤外域の光線透過率を大幅に低下させることなく、ガラスの熱的安定性を改善する働きをする成分である。また、原子量が小さいことから、ガラスの比重の増大を抑える上で好ましい成分である。ただし、Ｙ3+の含有量が多くなり過ぎるとガラスの熱的安定性は著しく低下し、結晶化しやくなる。また、熔融性が低下する。熱的安定性を改善しつつ、近赤外域の光線透過率を大幅に低下させることなく、比重の増大を抑え、上記の光学特性を有するガラスを作る上から、ガラス２では、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＹ3+の含有量のカチオン比（Ｙ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））を、０．０５～０．４５の範囲とする。カチオン比（Ｙ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Y 3+ is a component that works to improve the thermal stability of glass without significantly reducing the light transmittance in the near infrared region. Further, since the atomic weight is small, it is a preferable component for suppressing an increase in the specific gravity of glass. However, if the Y 3+ content is too high, the thermal stability of the glass will be significantly reduced and it will be easy to crystallize. In addition, the meltability is reduced. In order to make a glass having the above-mentioned optical characteristics by suppressing an increase in specific gravity without significantly reducing the light transmittance in the near infrared region while improving the thermal stability, La 3+ , The cation ratio of the content of Y 3+ to the total content of Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (Y 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 0.05. The range is from 0.45. The preferred lower and upper limits of the cation ratio (Y 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) are shown in the table below.
Ｇｄ3+は、先に記載した理由から、ガラス組成において占める割合を低減することが望ましい成分である。また、ＧｄはＹｂと同様に重希土類元素に属し、ガラスの成分としては原子量が大きく、ガラスの比重を増大させる。この点からも、ガラス組成においてＧｄが占める割合を低減することが望ましい。
ガラス２において、Ｇｄ3+の含有量は、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量と、この合計含有量に対するＧｄ3+含有量により定まる。ガラス２では、上記した光学特性を有する高屈折率低分散ガラスを安定供給する上から、更には高屈折率低分散ガラスとしては比重が小さいガラスを作る上から、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＧｄ3+含有量のカチオン比（Ｇｄ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））を０～０．０５の範囲とする。カチオン比（Ｇｄ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。
Gd 3+ is a component whose proportion in the glass composition is desirable to be reduced for the reasons described above. Further, Gd belongs to a heavy rare earth element like Yb, has a large atomic weight as a component of glass, and increases the specific gravity of glass. From this point as well, it is desirable to reduce the proportion of Gd in the glass composition.
In the glass 2, the content of Gd 3+ is determined by the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ and the Gd 3+ content with respect to this total content. In the glass 2, La 3+ , Y 3+ , from the viewpoint of stably supplying the high-refractive index low-dispersion glass having the above-mentioned optical characteristics, and further from the viewpoint of producing a glass having a small specific gravity as the high-refractive index low-dispersion glass. The cation ratio of Gd 3+ content to the total content of Gd 3+ and Yb 3+ (Gd 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is in the range of 0 to 0.05. .. The preferred lower and upper limits of the cation ratio (Gd 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) are shown in the table below.
Ｌａ3+は、近赤外域の光線透過率を大幅に低下させることがなく、熱的安定性を改善しつつ、比重の増大を抑制し、高屈折率低分散ガラスを提供するうえで有用な成分である。そこでガラス２では、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＬａ3+含有量のカチオン比（Ｌａ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））を０．５５～０．９５の範囲とすることが好ましい。カチオン比（Ｌａ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 La 3+ is useful in providing a high refractive index low dispersion glass by suppressing an increase in specific gravity while improving thermal stability without significantly reducing the light transmittance in the near infrared region. It is an ingredient. Therefore, in the glass 2, the cation ratio of the La 3+ content to the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (La 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3 ) + )) Is preferably in the range of 0.55 to 0.95. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the cation ratio (La 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) are shown in the table below.
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+の各成分の含有量の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 The preferred lower and upper limits of the content of each component of La 3+ , Y 3+ , and Gd 3+ are shown in the table below.
Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+は、屈折率を高める働きのある成分であり、適量を含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きも有する。Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+）が２～１０％の範囲であることが、上記の光学特性を実現しつつ、ガラスの熱的安定性を更に改善する上で好ましい。Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ are components having a function of increasing the refractive index, and also have a function of improving the thermal stability of glass by containing an appropriate amount. The above optical characteristics are that the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ ) is in the range of 2 to 10%. While achieving this, it is preferable for further improving the thermal stability of the glass. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ are shown in the table below.
Ｚｎ2+は、ガラスを熔融するときに、ガラスの原料の熔けを促進する働き、すなわち、熔融性を改善する働きを有する。また、屈折率やアッベ数を調整したり、ガラス転移温度を低下させる働きも有する。Ｚｎ2+含有量をＢ3+とＳｉ4+との合計含有量で割った値、すなわち、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．０１以上であることが、熔融性を改善する上で好ましい。一方、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．２２以下であることが、アッベ数の低下（高分散化）を抑制し上記の光学特性を実現する上で好ましい。また、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．２２以下であることは、ガラスの熱的安定性の改善および高ガラス転移温度（Ｔｇ）化の上でも好ましい。したがって、Ｚｎ2+の含有量を、カチオン比でＢ3+とＳｉ4+との合計含有量の０．０１～０．２２倍とすること、すなわち、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））を０．０１～０．２２とすることが好ましい。カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 Zn 2+ has a function of promoting the melting of the raw material of the glass when melting the glass, that is, a function of improving the meltability. It also has the function of adjusting the refractive index and Abbe number and lowering the glass transition temperature. The value obtained by dividing the Zn 2+ content by the total content of B 3+ and Si 4+ , that is, the cation ratio (Zn 2+ / (B 3+ + Si 4+ )) must be 0.01 or more. , Preferred for improving meltability. On the other hand, it is preferable that the cation ratio (Zn 2+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.22 or less in order to suppress a decrease in Abbe number (high dispersion) and realize the above optical characteristics. .. Further, it is preferable that the cation ratio (Zn 2+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.22 or less in terms of improving the thermal stability of the glass and increasing the glass transition temperature (Tg). Therefore, the Zn 2+ content should be 0.01 to 0.22 times the total content of B 3+ and Si 4+ in terms of cation ratio, that is, the cation ratio (Zn 2+ / (B 3 ). ++ Si 4+ )) is preferably 0.01 to 0.22. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the cation ratio (Zn 2+ / (B 3+ + Si 4+ )) are shown in the table below.
ガラスの熔融性、熱的安定性、成形性、機械加工性等を改善し、上記の光学特性を実現する上から、Ｚｎ2+含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 The preferable lower and upper limits of the Zn 2+ content are as shown in the table below in order to improve the meltability, thermal stability, moldability, machinability, etc. of the glass and realize the above optical properties. be.
Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量に対するＢ3+およびＳｉ4+の合計含有量のカチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））は、上記の光学特性を実現しつつ、後述する着色度λ５の増加を抑制してガラスの紫外線透過率を高める上で、９．０～３２の範囲とすることが好ましい。また、ガラスの熱的安定性の改善の上でも、カチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））を９．０以上とすることは好ましい。カチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 Cationic ratio of total content of B 3+ and Si 4+ to total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ ((B 3+ + Si 4+ ) / (Nb 5+ + Ti 4 ) + + Ta 5+ + W 6+ )) is in the range of 9.0 to 32 in order to suppress the increase in the degree of coloration λ5, which will be described later, and increase the ultraviolet transmittance of the glass while realizing the above optical characteristics. Is preferable. Also, in order to improve the thermal stability of glass, it is not possible to set the cation ratio ((B 3+ + Si 4+ ) / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) to 9.0 or more. preferable. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the cation ratio ((B 3+ + Si 4+ ) / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) are shown in the table below.
Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+は、適量を含有させることにより、ガラスの熱的安定性を改善する働きをする。
これら成分のうち、Ｔｉ4+の含有量が多くなると、ガラスの可視域の透過率が低下して、ガラスの着色が増大する傾向がある。
Ｔａ5+の作用については、前述の通りである。
Ｗ6+については、その含有量が増加すると、ガラスの可視域の透過率が低下してガラスの着色が増大する傾向があり、また比重が増大する傾向がある。
これに対し、Ｎｂ5+は、ガラスの比重、着色、製造コストを増大させにくく、屈折率を高め、ガラスの熱的安定性を改善する働きがある。そこで、ガラス２では、Ｎｂ5+の優れた作用、効果を活かすために、Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量に対するＮｂ5+の含有量のカチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））を０．４～１の範囲とする。着色度λ５を低下させ、紫外線照射による紫外線硬化型接着剤の硬化を促進させる上からは、カチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））を大きくすることが好ましい。カチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。
Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ serve to improve the thermal stability of the glass by containing an appropriate amount.
Of these components, when the content of Ti 4+ is high, the transmittance in the visible region of the glass tends to decrease, and the coloring of the glass tends to increase.
The action of Ta 5+ is as described above.
As the content of W 6+ increases, the transmittance in the visible region of the glass tends to decrease, the coloring of the glass tends to increase, and the specific gravity tends to increase.
On the other hand, Nb 5+ has a function of making it difficult to increase the specific gravity, coloring, and manufacturing cost of glass, increasing the refractive index, and improving the thermal stability of glass. Therefore, in glass 2, in order to take advantage of the excellent action and effect of Nb 5+ , the cation ratio of the content of Nb 5+ to the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ ( Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) is in the range of 0.4 to 1. In order to reduce the degree of coloring λ5 and promote the curing of the ultraviolet curable adhesive by ultraviolet irradiation, increase the cation ratio (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )). Is preferable. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the cation ratio (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) are shown in the table below.
Ｔａ5+は、先に記載した理由から、ガラスに積極的に導入することは好ましくない。そこで、Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の中で、Ｔａ5+を除外したＮｂ5+、Ｔｉ4+およびＷ6+の合計含有量に対するＮｂ5+の含有量のカチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｗ6+））の好ましい範囲について説明する。優れた熱的安定性を有し、着色の少ないガラスを作るために、カチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｗ6+））は、０．４～１の範囲であることが好ましい。カチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｗ6+））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 It is not preferable to actively introduce Ta 5+ into glass for the reasons described above. Therefore, among Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ , the content of Nb 5+ with respect to the total content of Nb 5+ , Ti 4+ and W 6+ excluding Ta 5+ A preferable range of the cation ratio (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + W 6+ )) will be described. The cation ratio (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + W 6+ )) should be in the range of 0.4 to 1 in order to make a glass with excellent thermal stability and less coloring. Is preferable. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the cation ratio (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + W 6+ )) are shown in the table below.
Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量に対するＺｎ2+含有量のカチオン比（Ｚｎ2+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））は、熔融性の向上の観点から、０．１以上とすることが好ましい。なお熔融性の低いガラスについて、ガラス原料の熔け残りがないようにするためにガラスの熔融温度を高めたり、熔融時間を長くすると、ガラスの着色が増大する傾向がある。これは、例えば白金等の貴金属製の熔融坩堝内でガラスを熔融する時に、熔融温度を高くしたり、熔融時間を長くすると、坩堝を構成する貴金属が熔融ガラスに溶け込んで、貴金属イオンによる光吸収が生じ、ガラスの着色、特にλ５の値が増大するためと推察される。一方、他のガラス成分の含有量を調整することより熔融性を改善しようとすると、熱的安定性が低下したり、上記の光学特性を有する均質なガラスを得ることが難しくなる場合がある。したがって、ガラスの熔融性を向上するために、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））を０．１以上とすることは、ガラスの着色抑制の上でも好ましい。また、ガラスの熱的安定性の更なる改善、ガラス転移温度の低下抑制（これによる機械加工性の改善）、化学的耐久性の改善の観点からは、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））を５以下とすることが好ましい。カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 The cation ratio of Zn 2+ content to the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ (Zn 2+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) is From the viewpoint of improving the meltability, it is preferably 0.1 or more. For glass with low meltability, if the melting temperature of the glass is raised or the melting time is lengthened in order to prevent the glass raw material from remaining unmelted, the coloring of the glass tends to increase. This is because, for example, when melting glass in a melting glass made of a precious metal such as platinum, if the melting temperature is raised or the melting time is lengthened, the precious metal constituting the crucible melts into the molten glass and light is absorbed by the precious metal ions. It is presumed that this occurs and the coloring of the glass, especially the value of λ5, increases. On the other hand, if an attempt is made to improve the meltability by adjusting the content of other glass components, the thermal stability may decrease or it may be difficult to obtain a homogeneous glass having the above optical characteristics. Therefore, in order to improve the meltability of the glass, setting the cation ratio (Zn 2+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) to 0.1 or more is to suppress the coloring of the glass. But it is preferable. In addition, from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass, suppressing the decrease in the glass transition temperature (improving the machinability by this), and improving the chemical durability, the cation ratio (Zn 2+ / (Nb 5 ) + + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ ))) is preferably 5 or less. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of the cation ratio (Zn 2+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) are shown in the table below.
Ｎｂ5+含有量、Ｔｉ4+含有量、Ｗ6+含有量のそれぞれについて、好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 The preferred lower and upper limits for each of the Nb 5+ content, Ti 4+ content, and W 6+ content are shown in the table below.
Ｌｉ+含有量は、ガラスの熱的安定性の更なる改善、ガラス転移温度の低下抑制（これによる機械加工性の改善）、化学的耐久性や耐候性の改善の観点からは、３％以下とすることが好ましい。Ｌｉ+含有量の好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。 The Li + content is 3% or less from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass, suppressing the decrease in the glass transition temperature (improving the machinability by this), and improving the chemical durability and weather resistance. Is preferable. The preferred lower limit and more preferred upper limit of the Li + content are shown in the table below.
Ｎａ+、Ｋ+、Ｒｂ+、Ｃｓ+は、いずれも、ガラスの熔融性を改善する働きを有するが、これらの含有量が多くなると、ガラスの熱的安定性、化学的耐久性、耐候性、機械加工性が低下傾向を示す。したがって、Ｎａ+、Ｋ+、Ｒｂ+、Ｃｓ+の各含有量の下限および上限は、それぞれ下記表に示す通りとすることが好ましい。 Na + , K + , Rb + , and Cs + all have a function of improving the meltability of glass, but when the content thereof is high, the thermal stability, chemical durability, and weather resistance of the glass are increased. , Machinability tends to decrease. Therefore, it is preferable that the lower and upper limits of the contents of Na + , K + , Rb + , and Cs + are as shown in the table below.
Ｒｂ+、Ｃｓ+は高価な成分であり、Ｌｉ+、Ｎａ+、Ｋ+と比較して、汎用的なガラスには適していない成分である。したがって、ガラスの熱的安定性、化学的耐久性、耐候性、機械加工性を維持しつつ、ガラスの熔融性を改善する上から、Ｌｉ+、Ｎａ+およびＫ+の合計含有量（Ｌｉ+＋Ｎａ+＋Ｋ+）の下限および上限は、それぞれ下記表に示す通りとすることが好ましい。 Rb + and Cs + are expensive components and are not suitable for general-purpose glass as compared with Li + , Na + and K + . Therefore, in order to improve the meltability of the glass while maintaining the thermal stability, chemical durability, weather resistance and machinability of the glass, the total content of Li + , Na + and K + (Li +). It is preferable that the lower limit and the upper limit of + Na + + K + ) are as shown in the table below.
Ｍｇ2+、Ｃａ2+、Ｓｒ2+、Ｂａ2+は、いずれもガラスの熔融性を改善させる働きを有する成分である。ただし、これら成分の含有量が多くなると、ガラスの熱的安定性が低下し、失透傾向を示す。したがって、これら成分の各含有量は、それぞれ下記に示す下限以上とすることが好ましく、上限以下とすることが好ましい。 Mg 2+ , Ca 2+ , Sr 2+ , and Ba 2+ are all components having a function of improving the meltability of glass. However, when the content of these components is high, the thermal stability of the glass is lowered and the glass tends to be devitrified. Therefore, the content of each of these components is preferably not more than the lower limit shown below, and more preferably not more than the upper limit.
また、ガラスの熱的安定性を更に改善する上から、Ｍｇ2+、Ｃａ2+、Ｓｒ2+およびＢａ2+の合計含有量（Ｍｇ2+＋Ｃａ2+＋Ｓｒ2+＋Ｂａ2+）は、下記表に示す下限以上とすることが好ましく、上限以下とすることが好ましい。 In addition, the total content of Mg 2+ , Ca 2+ , Sr 2+ and Ba 2+ (Mg 2+ + Ca 2+ + Sr 2+ + Ba 2+ ) is determined from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass. It is preferably at least the lower limit shown in the table below, and more preferably at least the upper limit.
Ａｌ3+は、ガラスの化学的耐久性、耐候性を改善する働きを有する成分である。ただし、Ａｌ3+の含有量が多くなると、屈折率の低下傾向、ガラスの熱的安定性の低下傾向、熔融性の低下傾向がみられることがある。以上の点を考慮し、Ａｌ3+含有量は、下記表に示す下限以上であることが好ましく、上限以下であることが好ましい。 Al 3+ is a component having a function of improving the chemical durability and weather resistance of glass. However, when the content of Al 3+ is increased, a tendency of a decrease in the refractive index, a tendency of a decrease in the thermal stability of the glass, and a tendency of a decrease in the meltability may be observed. In consideration of the above points, the Al 3+ content is preferably not less than the lower limit shown in the table below, and more preferably not more than the upper limit.
Ｇａ3+、Ｉｎ3+、Ｓｃ3+、Ｈｆ4+は、いずれも屈折率を高める働きを有する。ただし、これらの成分は高価であり、ガラス２を得るうえで必須の成分ではない。したがって、Ｇａ3+、Ｉｎ3+、Ｓｃ3+、Ｈｆ4+の各含有量は、下記表に示す下限以上とすることが好ましく、上限以下とすることが好ましい。 Ga 3+ , In 3+ , Sc 3+ , and Hf 4+ all have a function of increasing the refractive index. However, these components are expensive and are not essential components for obtaining glass 2. Therefore, the content of Ga 3+ , In 3+ , Sc 3+ , and Hf 4+ is preferably not more than the lower limit shown in the table below, and more preferably not more than the upper limit.
Ｌｕ3+は、屈折率を高める働きを有するが、ガラスの比重を増加させる成分でもある。また、高価な成分でもある。以上の点から、Ｌｕ3+の含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Lu 3+ has a function of increasing the refractive index, but is also a component that increases the specific gravity of glass. It is also an expensive ingredient. From the above points, the preferable lower limit and the preferable upper limit of the content of Lu 3+ are as shown in the table below.
Ｇｅ4+は、屈折率を高める働きを有するが、一般的に使用されるガラス成分の中で、突出して高価な成分である。ガラスの製造コストを低減する上から、Ｇｅ4+含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Ge 4+ has a function of increasing the refractive index, but is a prominently expensive component among commonly used glass components. From the viewpoint of reducing the manufacturing cost of glass, the preferable lower limit and the preferable upper limit of the Ge 4+ content are as shown in the table below.
Ｂｉ3+は、屈折率を高めるとともに、アッベ数を低下させる成分である。また、ガラスの着色を増大させやすい成分でもある。上記の光学特性を有し、着色の少ないガラスを作る上から、Ｂｉ3+含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Bi 3+ is a component that increases the refractive index and decreases the Abbe number. It is also a component that easily increases the coloring of glass. The preferable lower limit and the preferable upper limit of the Bi 3+ content are as shown in the table below from the viewpoint of producing a glass having the above optical properties and less coloring.
以上説明した各種作用・効果を良好に得るうえで、以上記載したカチオン成分の各含有量の合計（合計含有量）は、９５％よりも多くすることが好ましく、９８％よりも多くすることがより好ましく、９９％よりも多くすることがさらに好ましく、９９．５％よりも多くすることが一層好ましい。 In order to obtain the various actions and effects described above satisfactorily, the total content (total content) of each of the above-mentioned cationic components is preferably more than 95% and more than 98%. More preferably, it is more preferably more than 99%, and even more preferably more than 99.5%.
以上記載したカチオン成分以外のカチオン成分の中で、Ｐ5+は、屈折率を低下させる成分であり、ガラスの熱的安定性を低下させる成分でもあるが、極少量の導入であればガラスの熱的安定性を向上させることがある。上記した光学特性を有するとともに、熱的安定性が優れたガラスを作る上で、Ｐ5+含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Among the cationic components other than the above-mentioned cationic components, P 5+ is a component that lowers the refractive index and also a component that lowers the thermal stability of the glass. May improve thermal stability. The preferable lower limit and preferable upper limit of the P 5+ content are as shown in the table below in order to produce a glass having the above-mentioned optical characteristics and excellent thermal stability.
Ｔｅ4+は、屈折率を高める成分であるが、毒性を有する成分であることから、Ｔｅ4+の含有量を少なくすることが好ましい。Ｔｅ4+含有量の好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。 Although Te 4+ is a component that increases the refractive index, it is preferable to reduce the content of Te 4+ because it is a toxic component. The preferred lower and upper limits of the Te 4+ content are as shown in the table below.
なお上記の各表において（より）好ましい下限または０％が記載されている成分は、含有量が０％であることも好ましい。複数成分の合計含有量についても同様である。 It is also preferable that the content of the component in which the (more) preferable lower limit or 0% is described in each of the above tables is 0%. The same applies to the total content of the plurality of components.
Ｐｂ、Ａｓ、Ｃｄ、Ｔｌ、Ｂｅ、Ｓｅは、それぞれ毒性を有する。そのため、これらの元素を含有させないこと、すなわち、これら元素をガラス成分としてガラス中に導入しないことが好ましい。
Ｕ、Ｔｈ、Ｒａはいずれも放射性元素である。そのため、これらの元素を含有させないこと、すなわち、これら元素をガラス成分としてガラス中に導入しないことが好ましい。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｐｒ，Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｃｅは、ガラスの着色を増大させたり、蛍光の発生源となり、光学素子用のガラスに含有させる元素としては好ましくない。そのため、これらの元素を含有させないこと、すなわち、これら元素をガラス成分としてガラス中に導入しないことが好ましい。
Pb, As, Cd, Tl, Be and Se are toxic respectively. Therefore, it is preferable not to contain these elements, that is, not to introduce these elements into the glass as a glass component.
U, Th, and Ra are all radioactive elements. Therefore, it is preferable not to contain these elements, that is, not to introduce these elements into the glass as a glass component.
V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, and Ce increase the coloring of glass and become a source of fluorescence. , It is not preferable as an element contained in glass for an optical element. Therefore, it is preferable not to contain these elements, that is, not to introduce these elements into the glass as a glass component.
Ｓｂ、Ｓｎは清澄剤として機能する任意に添加可能な元素である。
Ｓｂの添加量は、Ｓｂ2Ｏ3に換算し、酸化物基準のガラス組成において、Ｓｂ2Ｏ3以外のガラス成分の合計含有量を１００質量％としたとき、０～０．１１質量％の範囲にすることが好ましく、０．０１～０．０８質量％の範囲にすることがより好ましく、０．０２～０．０５質量％の範囲にすることがさらに好ましい。ここで、「酸化物基準のガラス組成」とは、ガラス原料が熔融時にすべて分解されてガラス中で酸化物として存在するものとして換算することにより得られるガラス組成をいうものとする。後述の表に示すガラス組成におけるＳｂ2Ｏ3含有量も、上記の方法により算出される含有量である。
Ｓｎの添加量は、ＳｎＯ2に換算し、酸化物基準のガラス組成において、ＳｎＯ2以外のガラス成分の合計含有量を１００質量％としたとき、０～１．０質量％の範囲にすることが好ましく、０～０．５質量％の範囲にすることがより好ましく、０～０．２質量％の範囲にすることがさらに好ましく、０質量％が一層好ましい。
Sb and Sn are arbitrarily addable elements that function as a clarifying agent.
The amount of Sb added is converted to Sb 2 O 3 , and is 0 to 0.11% by mass when the total content of the glass components other than Sb 2 O 3 is 100% by mass in the oxide-based glass composition. The range is preferably in the range of 0.01 to 0.08% by mass, more preferably in the range of 0.02 to 0.05% by mass. Here, the "oxide-based glass composition" refers to a glass composition obtained by converting the glass raw material into one that is completely decomposed at the time of melting and exists as an oxide in the glass. The Sb 2 O 3 content in the glass composition shown in the table below is also the content calculated by the above method.
The amount of Sn added shall be in the range of 0 to 1.0% by mass when converted to SnO 2 and the total content of glass components other than SnO 2 is 100% by mass in the oxide-based glass composition. It is more preferable, it is more preferably in the range of 0 to 0.5% by mass, further preferably in the range of 0 to 0.2% by mass, and further preferably in the range of 0% by mass.
以上、カチオン成分について説明した。次に、アニオン成分について説明する。 The cation component has been described above. Next, the anion component will be described.
ガラス２は、酸化物ガラスであるため、アニオン成分としてＯ2-を含む。Ｏ2-の含有量は、９８～１００アニオン％の範囲であることが好ましく、９９～１００アニオン％の範囲であることがより好ましく、９９．５～１００アニオン％であることが更に好ましく、１００アニオン％であることが一層好ましい。
Ｏ2-以外のアニオン成分としては、Ｆ-、Ｃｌ-、Ｂｒ-、Ｉ-を例示することができる。ただし、Ｆ-、Ｃｌ-、Ｂｒ-、Ｉ-は、いずれもガラスの熔融中に揮発しやすい。これらの成分の揮発によって、ガラスの特性が変動しガラスの均質性が低下したり、熔融設備の消耗が著しくなる傾向がある。したがって、Ｆ-、Ｃｌ-、Ｂｒ-およびＩ-の合計含有量を、１００アニオン％から、Ｏ2-の含有量を差し引いた量に抑えることが好ましい。
なお、アニオン％とは周知のように、ガラスに含まれるすべてのアニオン成分の合計含有量を１００％とした百分率である。
Since the glass 2 is an oxide glass, it contains O 2- as an anion component. The content of O 2- is preferably in the range of 98 to 100 anion%, more preferably in the range of 99 to 100 anion%, still more preferably 99.5 to 100 anion%, and 100. It is more preferably anion%.
Examples of the anion component other than O 2- include F-, Cl- , Br- , and I-. However, F-, Cl- , Br- , and I - are all easily volatilized during melting of glass. The volatilization of these components tends to fluctuate the characteristics of the glass, reduce the homogeneity of the glass, and significantly consume the melting equipment. Therefore, it is preferable to limit the total content of F-, Cl- , Br- and I- to the amount obtained by subtracting the content of O 2- from 100 anion%.
As is well known, the anion% is a percentage with the total content of all anion components contained in the glass as 100%.
＜ガラス特性＞
次に、ガラス１およびガラス２に共通するガラス特性について説明する。以下に記載するガラスは、ガラス１およびガラス２を指すものとする。
<Glass characteristics>
Next, the glass characteristics common to the glass 1 and the glass 2 will be described. The glass described below shall refer to glass 1 and glass 2.
（ガラスの光学特性）
上記ガラスは、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である。
(Optical characteristics of glass)
The glass has a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd in the range of 41.5 to 44.
屈折率が１．８００以上であるガラスは、屈折力の大きなレンズなどの光学素子の材料として好適である。他方、屈折率が１．８５０よりも高くなると、アッベ数が減少したり、ガラスの熱的安定性が低下する傾向があり、また着色が増大する傾向がある。屈折率の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Glass having a refractive index of 1.800 or more is suitable as a material for an optical element such as a lens having a large refractive power. On the other hand, when the refractive index is higher than 1.850, the Abbe number tends to decrease, the thermal stability of the glass tends to decrease, and the coloring tends to increase. The preferred lower and upper limits of the refractive index are shown in the table below.
アッベ数が４１．５以上のガラスは、光学素子の材料として色収差の補正に有効である。他方、アッベ数が４４より大きくなると、屈折率が減少したり、ガラスの熱的安定性が低下する傾向がある。アッベ数の好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。 Glass having an Abbe number of 41.5 or more is effective for correcting chromatic aberration as a material for an optical element. On the other hand, when the Abbe number is larger than 44, the refractive index tends to decrease and the thermal stability of the glass tends to decrease. The preferred lower and upper limits of the Abbe number are shown in the table below.
（部分分散特性）
色収差補正の観点から、上記ガラスは、アッベ数を固定したとき、部分分散比が小さいガラスであることが好ましい。
ここで、部分分散比Ｐｇ，Ｆは、ｇ線（水銀の波長４３５．８４ｎｍ）、Ｆ線、Ｃ線における各屈折率ｎｇ、ｎＦ、ｎＣを用いて、（ｎｇ－ｎＦ）／（ｎＦ－ｎＣ）と表される。
高次の色収差補正に好適なガラスを提供する上から、上記ガラスの部分分散比Ｐｇ，Ｆの好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。
(Partial dispersion characteristics)
From the viewpoint of chromatic aberration correction, the glass preferably has a small partial dispersion ratio when the Abbe number is fixed.
Here, the partial dispersion ratios Pg and F are (ng-nF) / (nF-nC) using the refractive indexes ng, nF and nC of the g line (mercury wavelength 435.84 nm), the F line and the C line. ).
In order to provide a glass suitable for high-order chromatic aberration correction, the preferable lower limit and the preferable upper limit of the partial dispersion ratios Pg and F of the glass are as shown in the table below.
（ガラス転移温度）
上記ガラスは、機械加工性改善の観点から、ガラス転移温度が６４０℃以上であることが好ましい。ガラス転移温度を６４０℃以上にすることにより、切断、切削、研削、研磨などガラスを機械的に加工する時に、ガラスを破損しにくくすることができる。
一方、ガラス転移温度を高くし過ぎると、ガラスを高温でアニールしなければならなくなり、アニール炉が著しく消耗する。また、ガラスを成形するときに、高い温度で成形を行わなければならず、成形に使用する型の消耗が著しくなる。
機械加工性の改善、アニール炉や成形型への負担軽減から、ガラス転移温度のより好ましい下限および好ましい上限は、下記表に示す通りである。
(Glass-transition temperature)
From the viewpoint of improving machinability, the glass preferably has a glass transition temperature of 640 ° C. or higher. By setting the glass transition temperature to 640 ° C. or higher, it is possible to prevent the glass from being damaged when the glass is mechanically processed such as cutting, cutting, grinding, and polishing.
On the other hand, if the glass transition temperature is set too high, the glass must be annealed at a high temperature, and the annealing furnace is significantly consumed. Further, when the glass is molded, the molding must be performed at a high temperature, and the mold used for molding is significantly consumed.
The more preferable lower limit and the preferable upper limit of the glass transition temperature are as shown in the table below from the viewpoint of improving the machinability and reducing the burden on the annealing furnace and the molding die.
（ガラスの光線透過性）
ガラスの光線透過性、詳しくは、短波長側の光吸収端の長波長化が抑制されていることは、着色度λ５により評価することができる。着色度λ５とは、紫外域から可視域にかけて、厚さ１０ｍｍのガラスの分光透過率（表面反射損失を含む）が５％となる波長である。後述の実施例に示すλ５は、２５０～７００ｎｍの波長域において測定された値である。分光透過率とは、例えばより詳しくは、１０．０±０．１ｍｍの厚さに光学研磨された互いに平行な平面を有するガラス試料を用い、上記光学研磨された面に対して垂直方向から光を入射して得られる分光透過率、すなわち、上記ガラス試料に入射する光の強度をＩｉｎ、上記ガラス試料を透過した光の強度をＩｏｕｔとしたときの強度比Ｉｏｕｔ／Ｉｉｎのことである。
着色度λ５によれば、分光透過率の短波長側の吸収端を定量的に評価することができる。前述の通り、接合レンズ作製のためにレンズ同士を紫外線硬化型接着剤により接合する際など、光学素子を通して接着剤に紫外線を照射し接着剤を硬化させることが行われる。効率よく紫外線硬化型接着剤の硬化を行う上から、分光透過率の短波長側の吸収端が短い波長域にあることが好ましい。この短波長側の吸収端を定量的に評価する指標として、着色度λ５を用いることができる。上記ガラスは、先に記載した組成調整により、好ましくは３３５ｎｍ以下、より好ましくは３３２ｎｍ以下、更に好ましくは３３０ｎｍ以下、一層好ましくは３２８ｎｍ以下、より一層好ましくは３２６ｎｍ以下のλ５を示すことができる。λ５の下限は、一例として、３１５ｎｍを目安とすることができるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
(Light transmission of glass)
It can be evaluated by the degree of coloring λ5 that the light transmittance of the glass, specifically, the long wavelength of the light absorption end on the short wavelength side is suppressed. The degree of coloring λ5 is a wavelength at which the spectral transmittance (including surface reflection loss) of a glass having a thickness of 10 mm is 5% from the ultraviolet region to the visible region. Λ5 shown in Examples described later is a value measured in a wavelength range of 250 to 700 nm. The spectral transmittance means, for example, more specifically, light from a direction perpendicular to the optically polished surface using a glass sample having planes parallel to each other optically polished to a thickness of 10.0 ± 0.1 mm. It is the spectral transmittance obtained by incident on the glass sample, that is, the intensity ratio Iout / Iin when the intensity of the light incident on the glass sample is Iin and the intensity of the light transmitted through the glass sample is Iout.
According to the degree of coloring λ5, the absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance can be quantitatively evaluated. As described above, when the lenses are bonded to each other with an ultraviolet curable adhesive for manufacturing a bonded lens, the adhesive is irradiated with ultraviolet rays through an optical element to cure the adhesive. In order to efficiently cure the ultraviolet curable adhesive, it is preferable that the absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance is in the short wavelength range. The degree of coloration λ5 can be used as an index for quantitatively evaluating the absorption edge on the short wavelength side. By the composition adjustment described above, the glass can exhibit λ5 of preferably 335 nm or less, more preferably 332 nm or less, still more preferably 330 nm or less, still more preferably 328 nm or less, still more preferably 326 nm or less. As an example, the lower limit of λ5 can be 315 nm as a guide, but the lower the lower limit, the more preferable and not particularly limited.
一方、ガラスの着色度の指標としては、着色度λ７０が挙げられる。λ７０は、λ５について記載した方法で測定される分光透過率が７０％となる波長である。着色の少ないガラスとする上から、λ７０の好ましい範囲は４２０ｎｍ以下、より好ましい範囲は４００ｎｍ以下、一層好ましい範囲は３９０ｎｍ以下、より一層好ましい範囲は３８０ｎｍ以下である。λ７０の下限の目安は３４０ｎｍであるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
また、ガラスの着色度の指標としては、着色度λ８０も挙げられる。λ８０は、λ５について記載した方法で測定される分光透過率が８０％となる波長である。着色の少ないガラスとする上から、λ８０の好ましい範囲は４８０ｎｍ以下、より好ましい範囲は４６０ｎｍ以下、一層好ましい範囲は４４０ｎｍ以下、より一層好ましい範囲は４２０ｎｍ以下である。λ８０の下限の目安は３５０ｎｍであるが、低いほど好ましく特に限定されるものではない。
On the other hand, as an index of the degree of coloring of glass, the degree of coloring λ70 can be mentioned. λ70 is a wavelength at which the spectral transmittance measured by the method described for λ5 is 70%. From the viewpoint of making the glass less colored, the preferable range of λ70 is 420 nm or less, the more preferable range is 400 nm or less, the more preferable range is 390 nm or less, and the further preferable range is 380 nm or less. The guideline for the lower limit of λ70 is 340 nm, but the lower the value, the more preferable and not particularly limited.
Further, as an index of the degree of coloring of glass, the degree of coloring λ80 can also be mentioned. λ80 is a wavelength at which the spectral transmittance measured by the method described for λ5 is 80%. From the viewpoint of making the glass less colored, the preferable range of λ80 is 480 nm or less, the more preferable range is 460 nm or less, the more preferable range is 440 nm or less, and the further preferable range is 420 nm or less. The guideline for the lower limit of λ80 is 350 nm, but the lower the value, the more preferable and not particularly limited.
（ガラスの比重）
光学系を構成する光学素子（レンズ）では、レンズを構成するガラスの屈折率とレンズの光学機能面（制御しようとする光線が入射、出射する面）の曲率によって、屈折力が決まる。光学機能面の曲率を大きくしようとすると、レンズの厚みも増加する。その結果、レンズが重くなる。これに対し、屈折率の高いガラスを使用すれば、光学機能面の曲率を大きくしなくても大きな屈折力を得ることができる。
以上より、ガラスの比重の増加を抑えつつ、屈折率を高めることができれば、一定の屈折力を有する光学素子の軽量化が可能となる。
屈折率ｎｄの屈折力への寄与に関しては、ガラスの屈折率ｎｄから真空中の屈折率である１を引いた値（ｎｄ―１）に対するガラスの比重ｄの比を取ることにより、光学素子の軽量化を図る際の指標とすることができる。すなわち、ｄ／（ｎｄ－１）を光学素子の軽量化を図る際の指標とし、この値を低減することにより、レンズの軽量化を図ることができる。
上記ガラスは、比重の増加を招くＧｄ、Ｔａ、Ｙｂの占める比率が少ないため、高屈折率低分散ガラスでありながら、低比重化が可能である。したがって、上記ガラスのｄ／（ｎｄ－１）は、例えば５．７０以下であることができる。ただし、ｄ／（ｎｄ－１）を過剰に減少させると、ガラスの熱的安定性が低下傾向を示す。そのため、ｄ／（ｎｄ－１）は、５．００以上とすることが好ましい。ｄ／（ｎｄ－１）のより好ましい下限およびより好ましい上限を、下記表に示す。
(Specific gravity of glass)
In an optical element (lens) constituting an optical system, the refractive power is determined by the refractive index of the glass constituting the lens and the curvature of the optical functional surface of the lens (the surface on which the light beam to be controlled is incident or emitted). When trying to increase the curvature of the optical functional surface, the thickness of the lens also increases. As a result, the lens becomes heavy. On the other hand, if glass having a high refractive index is used, a large refractive power can be obtained without increasing the curvature of the optical functional surface.
From the above, if the refractive index can be increased while suppressing the increase in the specific gravity of the glass, the weight of the optical element having a constant refractive power can be reduced.
Regarding the contribution of the refractive index nd to the refractive power, the ratio of the specific gravity d of the glass to the value (nd-1) obtained by subtracting 1 which is the refractive index in vacuum from the refractive index nd of the glass is taken to obtain the ratio of the optical element. It can be used as an index for weight reduction. That is, d / (nd-1) is used as an index for reducing the weight of the optical element, and by reducing this value, the weight of the lens can be reduced.
Since the ratio of Gd, Ta, and Yb that causes an increase in the specific gravity of the glass is small, the specific gravity can be reduced even though the glass has a high refractive index and a low dispersion. Therefore, d / (nd-1) of the glass can be, for example, 5.70 or less. However, when d / (nd-1) is excessively reduced, the thermal stability of the glass tends to decrease. Therefore, d / (nd-1) is preferably 5.00 or more. The more preferable lower limit and the more preferable upper limit of d / (nd-1) are shown in the table below.
更に、上記ガラスの比重ｄの好ましい下限および好ましい上限を、下記表に示す。比重ｄを下記表に示す上限以上にすることは、このガラスからなる光学素子の軽量化の観点から好ましい。また、比重を下記表に示す下限以上にすることは、ガラスの熱的安定性をより改善する上で好ましい。 Further, a preferable lower limit and a preferable upper limit of the specific gravity d of the glass are shown in the table below. It is preferable to set the specific density d to be equal to or higher than the upper limit shown in the table below from the viewpoint of weight reduction of the optical element made of glass. Further, it is preferable to set the specific gravity to be equal to or higher than the lower limit shown in the table below in order to further improve the thermal stability of the glass.
（液相温度）
ガラスの熱的安定性の指標の一つに液相温度がある。ガラス製造時の結晶化、失透を抑制する上から、液相温度ＬＴが１３００℃以下であることが好ましく、１２５０℃以下であることがより好ましく、１２００℃以下であることが一層好ましく、１１５０℃以下であることがより一層好ましい。液相温度ＬＴの下限は、一例として１１００℃以上であるが、低いことが好ましく特に限定されるものではない。
(Liquid phase temperature)
Liquid phase temperature is one of the indicators of the thermal stability of glass. From the viewpoint of suppressing crystallization and devitrification during glass production, the liquid phase temperature LT is preferably 1300 ° C. or lower, more preferably 1250 ° C. or lower, further preferably 1200 ° C. or lower, 1150. It is even more preferable that the temperature is below ° C. The lower limit of the liquidus temperature LT is, for example, 1100 ° C. or higher, but it is preferably low and is not particularly limited.
以上説明した本発明の一態様にかかるガラス（ガラス１およびガラス２）は、高屈折率低分散ガラスであって、光学素子用のガラス材料として有用である。更に、先に記載した組成調整により、ガラスの均質化および着色低減も可能である。加えて、上記ガラスは、成形しやすく、機械的にも加工しやすい。したがって上記ガラスは、光学ガラスとして好適である。 The glass (glass 1 and glass 2) according to one aspect of the present invention described above is a glass having a high refractive index and a low dispersion, and is useful as a glass material for an optical element. Further, by the composition adjustment described above, it is possible to homogenize the glass and reduce the coloring. In addition, the glass is easy to mold and mechanically easy to process. Therefore, the above glass is suitable as an optical glass.
＜ガラスの製造方法＞
上記ガラスは、目的のガラス組成が得られるように、原料である酸化物、炭酸塩、硫酸塩、硝酸塩、水酸化物などを秤量、調合し、十分に混合して混合バッチとし、熔融容器内で加熱、熔融し、脱泡、攪拌を行い均質かつ泡を含まない熔融ガラスを作り、これを成形することによって得ることができる。具体的には公知の熔融法を用いて作ることができる。上記ガラスは、上記した光学特性を有する高屈折率低分散ガラスでありながら、熱的安定性が優れているため、公知の熔融法、成形法を用いて、安定的に製造することができる。
<Glass manufacturing method>
In the above glass, the raw materials such as oxides, carbonates, sulfates, nitrates, and hydroxides are weighed and mixed, and sufficiently mixed to form a mixing batch so that the desired glass composition can be obtained. It can be obtained by heating, melting, defoaming, and stirring with a uniform and foam-free molten glass, and molding the glass. Specifically, it can be produced by using a known melting method. Although the glass is a high-refractive index, low-dispersion glass having the above-mentioned optical characteristics, it has excellent thermal stability, so that it can be stably produced by using a known melting method or molding method.
［プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、およびそれらの製造方法］
本発明の他の一態様は、
上述のガラス１またはガラス２からなるプレス成形用ガラス素材；
上述のガラス１またはガラス２からなる光学素子ブランク、
に関する。
[Glass material for press molding, optical element blanks, and their manufacturing methods]
Another aspect of the present invention is
A glass material for press molding composed of the above-mentioned glass 1 or glass 2;
The above-mentioned optical element blank made of glass 1 or glass 2,
Regarding.
本発明の他の一態様によれば、
上述のガラス１またはガラス２をプレス成形用ガラス素材に成形する工程を備えるプレス成形用ガラス素材の製造方法；
上述のプレス成形用ガラス素材を、プレス成形型を用いてプレス成形することにより光学素子ブランクを作製する工程を備える光学素子ブランクの製造方法；
上述のガラス１またはガラス２を光学素子ブランクに成形する工程を備える光学素子ブランクの製造方法、
も提供される。
プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランクが上述のガラス１またはガラス２で作られているため、当然のことながら、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランクも上述のガラスに相当する。
According to another aspect of the invention
A method for producing a glass material for press molding, which comprises a step of molding the above-mentioned glass 1 or glass 2 into a glass material for press molding;
A method for manufacturing an optical element blank, comprising a step of producing an optical element blank by press-molding the above-mentioned glass material for press molding using a press molding die;
A method for manufacturing an optical element blank, which comprises a step of forming the above-mentioned glass 1 or glass 2 into an optical element blank.
Is also provided.
Since the press-molding glass material and the optical element blank are made of the above-mentioned glass 1 or glass 2, naturally, the press-forming glass material and the optical element blank also correspond to the above-mentioned glass.
光学素子ブランクとは、目的とする光学素子の形状に近似し、光学素子の形状に研磨しろ(研磨により除去することになる表面層)、必要に応じて研削しろ(研削により除去することになる表面層)を加えた光学素子母材である。光学素子ブランクの表面を研磨することにより、あるいは研削および研磨することにより、光学素子が仕上げられる。一態様では、上記ガラスを適量熔融して得た熔融ガラスをプレス成形する方法（ダイレクトプレス法と呼ばれる。）により、光学素子ブランクを作製することができる。他の一態様では、上記ガラスを適量熔融して得た熔融ガラスを固化し、さらに加工することにより光学素子ブランクを作製することもできる。 The optical element blank is similar to the shape of the target optical element, and should be polished to the shape of the optical element (surface layer to be removed by polishing) and, if necessary, to be ground (removed by grinding). It is an optical element base material to which a surface layer) is added. The optical element is finished by polishing the surface of the optical element blank, or by grinding and polishing. In one aspect, an optical element blank can be produced by a method of press-molding a molten glass obtained by melting an appropriate amount of the glass (referred to as a direct press method). In another aspect, an optical element blank can be produced by solidifying the molten glass obtained by melting the above glass in an appropriate amount and further processing the molten glass.
また、他の一態様では、プレス成形用ガラス素材を作製し、作製したプレス成形用ガラス素材をプレス成形することにより、光学素子ブランクを作製することができる。 Further, in another aspect, an optical element blank can be produced by producing a glass material for press molding and press-molding the produced glass material for press molding.
プレス成形用ガラス素材のプレス成形は、加熱して軟化した状態にあるプレス成形用ガラス素材をプレス成形型でプレスする公知の方法により行うことができる。加熱、プレス成形は、ともに大気中で行うことができる。プレス成形後にアニールしてガラス内部の歪を低減することにより、均質な光学素子ブランクを得ることができる。 The press molding of the glass material for press molding can be performed by a known method of pressing the glass material for press molding in a state of being softened by heating with a press molding mold. Both heating and press molding can be performed in the atmosphere. By annealing after press molding to reduce the strain inside the glass, a homogeneous optical element blank can be obtained.
プレス成形用ガラス素材は、そのままの状態で光学素子ブランク作製のためのプレス成形に供されるプレス成形用ガラスゴブと呼ばれるものに加え、切断、研削、研磨などの機械加工を施してプレス成形用ガラスゴブを経てプレス成形に供されるものも含む。切断方法としては、ガラス板の表面の切断したい部分にスクライビングと呼ばれる方法で溝を形成し、溝が形成された面の裏面から溝の部分に局所的な圧力を加えて、溝の部分でガラス板を割る方法や、切断刃によってガラス板をカットする方法などがある。また、研削、研磨方法としてはバレル研磨など公知の加工法が挙げられる。 The glass material for press molding is a glass gob for press molding that is subjected to machining such as cutting, grinding, and polishing in addition to what is called a glass gob for press molding that is used as it is for press molding for manufacturing optical element blanks. Including those used for press molding through. As a cutting method, a groove is formed on the surface of the glass plate to be cut by a method called scribing, and a local pressure is applied from the back surface of the surface on which the groove is formed to the groove portion to apply a local pressure to the groove portion to make glass. There are methods such as breaking the plate and cutting the glass plate with a cutting blade. Further, as a grinding and polishing method, a known processing method such as barrel polishing can be mentioned.
プレス成形用ガラス素材は、例えば、熔融ガラスを鋳型に鋳込みガラス板に成形し、このガラス板を複数のガラス片に切断することにより、あるいはこれら複数のガラス片をバレル研磨することにより作製することができる。または、適量の熔融ガラスを成形してプレス成形用ガラスゴブを作製することもできる。プレス成形用ガラスゴブを、再加熱、軟化してプレス成形して作製することにより、光学素子ブランクを作製することもできる。ガラスを再加熱、軟化してプレス成形して光学素子ブランクを作製する方法は、ダイレクトプレス法に対してリヒートプレス法と呼ばれる。 The glass material for press molding is produced, for example, by casting molten glass into a mold and molding it into a glass plate, cutting the glass plate into a plurality of glass pieces, or by barrel polishing the plurality of glass pieces. Can be done. Alternatively, a glass gob for press molding can be produced by molding an appropriate amount of molten glass. An optical element blank can also be manufactured by reheating and softening a glass gob for press molding and press molding. The method of reheating and softening the glass and press-molding it to produce an optical element blank is called a reheat press method as opposed to a direct press method.
［光学素子およびその製造方法］
本発明の他の一態様は、
上述のガラス１またはガラス２からなる光学素子
に関する。
上記光学素子は、上述のガラス１またはガラス２を用いて作製される。上記光学素子において、ガラス表面には、例えば、反射防止膜等の多層膜等、一層以上のコーティングが形成されていてもよい。
光学素子は上述のガラス１またはガラス２により作られているので、当然のことながら、上述のガラスに相当する。また光学素子のガラス表面にコーティングが形成されている場合は、コーティングを除いたガラスの部分が上述のガラスに相当する。
[Optical element and its manufacturing method]
Another aspect of the present invention is
The present invention relates to the above-mentioned optical element made of glass 1 or glass 2.
The optical element is manufactured by using the above-mentioned glass 1 or glass 2. In the above optical element, one or more coatings such as a multilayer film such as an antireflection film may be formed on the glass surface.
Since the optical element is made of the above-mentioned glass 1 or 2, it naturally corresponds to the above-mentioned glass. When a coating is formed on the glass surface of the optical element, the portion of the glass excluding the coating corresponds to the above-mentioned glass.
また、本発明の一態様によれば、
上述の光学素子ブランクを少なくとも研磨することにより光学素子を作製する工程を備える光学素子の製造方法、
も提供される。
Further, according to one aspect of the present invention.
A method for manufacturing an optical element, comprising a step of manufacturing the optical element by at least polishing the above-mentioned optical element blank.
Is also provided.
上記光学素子の製造方法において、研削、研磨は公知の方法を適用すればよく、加工後に光学素子表面を十分洗浄、乾燥させるなどすることにより、内部品質および表面品質の高い光学素子を得ることができる。このようにして、上記ガラスからなる光学素子を得ることができる。光学素子としては、球面レンズ、非球面レンズ、マイクロレンズなどの各種のレンズ、プリズムなどを例示することができる。 In the above-mentioned method for manufacturing an optical element, a known method may be applied for grinding and polishing, and an optical element having high internal quality and surface quality can be obtained by sufficiently cleaning and drying the surface of the optical element after processing. can. In this way, an optical element made of the above glass can be obtained. Examples of the optical element include various lenses such as a spherical lens, an aspherical lens, and a microlens, and a prism.
また、上記ガラス１またはガラス２からなる光学素子は、接合光学素子を構成するレンズとしても好適である。接合光学素子としては、レンズ同士を接合したもの(接合レンズ)、レンズとプリズムを接合したものなどを例示することができる。例えば、接合光学素子は、接合する２つの光学素子の接合面を形状が反転形状となるように精密に加工（例えば、球面研磨加工）し、上記の接合面に紫外線硬化型接着剤を塗布し、接合面同士を貼り合わせてから光学素子を通して接合面の接着剤に紫外線を照射し、接着剤を硬化させることで作製することができる。このように接合光学素子を作製するために、上記ガラスは好ましい。接合する複数個の光学素子を、アッベ数が相違する複数種のガラスを用いてそれぞれ作製し、接合することにより、色収差の補正に好適な素子とすることができる。 Further, the optical element made of the glass 1 or the glass 2 is also suitable as a lens constituting the bonding optical element. Examples of the bonding optical element include those in which lenses are bonded to each other (bonded lens), those in which a lens and a prism are bonded, and the like. For example, in a bonding optical element, the bonding surface of two optical elements to be bonded is precisely processed (for example, spherical polishing) so that the shape is inverted, and an ultraviolet curable adhesive is applied to the bonding surface. It can be produced by bonding the joint surfaces together and then irradiating the adhesive on the joint surfaces with ultraviolet rays through an optical element to cure the adhesive. The above glass is preferable for producing the junction optical element in this way. By manufacturing and joining a plurality of optical elements to be joined using a plurality of types of glasses having different Abbe numbers, it is possible to obtain an element suitable for correcting chromatic aberration.
ガラス組成の定量分析の結果、ガラス成分が酸化物基準で表され、ガラス成分の含有量が質量％表示されることがある。このように酸化物基準で質量％表示された組成は、例えば次のような方法で、カチオン％、アニオン％表示の組成に換算することができる。
例えば、カチオンＡと酸素からなる酸化物はＡmＯnと表記される。ｍとｎはそれぞれ化学量論的に定まる整数である。例えば、Ｂ3+では酸化物基準による表記がＢ2Ｏ3となり、ｍ＝２、ｎ＝３となり、Ｓｉ4+ではＳｉＯ2となり、ｍ＝１、ｎ＝２となる。
まず、質量％表示におけるＡmＯnの含有量をＡmＯnの分子量で割り、さらにｍを乗じる。この値をＰとする。そして、カチオン成分のすべてについてＰを合計する。Ｐを合計した値をΣＰとすると、ΣＰが１００％になるように各カチオン成分のＰの値を規格した値が、カチオン％表示におけるＡs+の含有量となる。ここで、ｓは２ｎ／ｍである。
なお、微量の添加剤、例えばＳｂ2Ｏ3のような清澄剤については、ΣＰの中に含めなくてもよい。その場合、Ｓｂの含有量は、上述のようにＳｂ2Ｏ3に換算した外割りの含有量（質量％）とすればよい。すなわち、Ｓｂ2Ｏ3の含有量を除くガラス成分の含有量の合計を１００質量％とし、Ｓｂ2Ｏ3の含有量を１００質量％に対する値として表す。
また、上記の分子量は、例えば、小数点以下４桁目を四捨五入し、小数点以下３桁目までの表示とした値を用いて計算すればよい。なお、例えば、酸化物ＡmＯnの分子量は、元素Ａの原子量をｍ倍した値と酸素の原子量をｎ倍した値の合計である。幾つかのガラス成分、添加剤について、酸化物基準による表記における分子量を、下記の表に示す。
As a result of the quantitative analysis of the glass composition, the glass component may be represented by the oxide standard, and the content of the glass component may be represented by mass%. The composition displayed in mass% based on the oxide as described above can be converted into the composition displayed in% cation and% anion by, for example, the following method.
For example, an oxide consisting of cation A and oxygen is expressed as Am On. m and n are stoichiometrically determined integers, respectively. For example, in B 3+ , the notation based on the oxide is B 2 O 3 , m = 2 and n = 3, and in Si 4+ , SiO 2 and m = 1 and n = 2.
First, the content of A m On in the mass% display is divided by the molecular weight of A m On, and further multiplied by m. Let this value be P. Then, P is summed for all of the cation components. Assuming that the total value of P is ΣP, the value obtained by standardizing the value of P of each cation component so that ΣP becomes 100% is the content of As + in the cation% display. Here, s is 2 n / m.
It is not necessary to include a trace amount of additives, for example, a clarifying agent such as Sb 2 O 3 , in ΣP. In that case, the content of Sb may be the content (mass%) of the outer division converted into Sb 2 O 3 as described above. That is, the total content of the glass components excluding the content of Sb 2 O 3 is 100% by mass, and the content of Sb 2 O 3 is expressed as a value with respect to 100% by mass.
Further, the above molecular weight may be calculated using, for example, a value obtained by rounding off the fourth digit after the decimal point and displaying up to the third digit after the decimal point. For example, the molecular weight of the oxide A m On is the sum of the value obtained by multiplying the atomic weight of the element A by m and the value obtained by multiplying the atomic weight of oxygen by n. The table below shows the molecular weights of some glass components and additives in terms of oxide standards.
以下、本発明を実施例に基づき更に説明する。但し本発明は、実施例に示す態様に限定されるものではない。 Hereinafter, the present invention will be further described based on examples. However, the present invention is not limited to the embodiments shown in the examples.
（実施例１）
下記の表に示す組成を有するガラスが得られるように、原料として酸化物、ホウ酸などの化合物を秤量し、充分、混合してバッチ原料を作製した。
このバッチ原料を白金坩堝中に入れ、１３５０～１４５０℃の温度に坩堝ごと加熱し、２～３時間かけてガラスを熔融、清澄した。熔融ガラスを攪拌して均質化した後、予熱した成形型に熔融ガラスを鋳込み、ガラス転移温度付近まで放冷してから直ちに、成形型ごとガラスをアニール炉内に入れた。それから、ガラス転移温度付近で約１時間アニールした。アニールした後、アニール炉内で室温まで放冷した。
このようにして作製したガラスを観察したところ、結晶の析出、泡、脈理、原料の熔け残りは認められなかった。このようにして、均質性の高いガラスを作ることができた。
表１００（表１００－１～１００－７）中のＮｏ．１～３３は、ガラス１、表１０１（表１０１－１～１０１－６）中のＮｏ．１～３３は、ガラス２である。
(Example 1)
Compounds such as oxides and boric acid were weighed as raw materials and sufficiently mixed to prepare a batch raw material so that a glass having the composition shown in the table below could be obtained.
This batch raw material was placed in a platinum crucible and heated to a temperature of 1350 to 1450 ° C. together with the crucible, and the glass was melted and clarified over 2 to 3 hours. After stirring and homogenizing the molten glass, the molten glass was cast into a preheated molding die, allowed to cool to near the glass transition temperature, and then the glass was immediately placed in the annealing furnace together with the molding die. Then, it was annealed for about 1 hour near the glass transition temperature. After annealing, the mixture was allowed to cool to room temperature in an annealing furnace.
When the glass thus produced was observed, no crystal precipitation, bubbles, veins, or undissolved raw material was observed. In this way, a glass with high homogeneity could be made.
No. in Table 100 (Tables 100-1 to 100-7). Nos. 1 to 33 are No. 1 in Glass 1, Table 101 (Tables 101-1 to 101-6). 1 to 33 are glass 2.
得られたガラスのガラス特性を、以下に示す方法で測定した。測定結果を下記の表に示す。
（１）屈折率ｎｄ、ｎＦ、ｎＣ、ｎｇ、アッベ数νｄ
降温速度－３０℃／時間で降温して得たガラスについて、日本光学硝子工業会規格の屈折率測定法により、屈折率ｎｄ、ｎＦ、ｎＣ、ｎｇを測定した。屈折率ｎｄ、ｎＦ、ｎＣの各測定値を用いて、アッベ数νｄを算出した。
（２）ガラス転移温度Ｔｇ
示差走査熱量分析装置（ＤＳＣ）を用いて、昇温速度を１０℃／分にして測定した。
（３）比重
アルキメデス法により測定した。
（４）着色度λ５、λ７０、λ８０
互いに対向する２つの光学研磨された平面を有する厚さ１０±０．１ｍｍのガラス試料を用い、分光光度計により、研磨された面に対して垂直方向から強度Ｉｉｎの光を入射し、ガラス試料を透過した光の強度Ｉｏｕｔを測定し、分光透過率Ｉｏｕｔ／Ｉｉｎを算出し、分光透過率が５％になる波長をλ５、分光透過率が７０％になる波長をλ７０、分光透過率が８０％になる波長をλ８０とした。
（５）部分分散比Ｐｇ,Ｆ
上記（１）で測定したｎＦ、ｎＣ、ｎｇの値から算出した。
（６）液相温度
ガラスを所定温度に加熱された炉内に入れて２時間保持し、冷却後、ガラス内部を１００倍の光学顕微鏡で観察し、結晶の有無から液相温度を決定した。
The glass properties of the obtained glass were measured by the methods shown below. The measurement results are shown in the table below.
(1) Refractive index nd, nF, nC, ng, Abbe number νd
Refractive indexes nd, nF, nC, and ng were measured for the glass obtained by lowering the temperature at a temperature lowering rate of −30 ° C./hour by the refractive index measuring method standardized by the Japan Optical Glass Industry Association. The Abbe number νd was calculated using the measured values of the refractive indexes nd, nF, and nC.
(2) Glass transition temperature Tg
Measurement was performed using a differential scanning calorimetry device (DSC) at a heating rate of 10 ° C./min.
(3) Relative density Measured by Archimedes method.
(4) Coloring degree λ5, λ70, λ80
Using a glass sample with a thickness of 10 ± 0.1 mm having two optically polished planes facing each other, a spectrophotometer is used to inject light of intensity Iin from the direction perpendicular to the polished surface, and the glass sample is used. The intensity Iout of the light transmitted through the The wavelength at which it becomes% was set to λ80.
(5) Partial dispersion ratio Pg, F
It was calculated from the values of nF, nC, and ng measured in (1) above.
(6) Liquid phase temperature The glass was placed in a furnace heated to a predetermined temperature and held for 2 hours, and after cooling, the inside of the glass was observed with a 100x optical microscope, and the liquid phase temperature was determined from the presence or absence of crystals.
（実施例２）
実施例１で得られた各種ガラスを使用し、プレス成形用ガラス塊（ガラスゴブ）を作製した。このガラス塊を大気中で加熱、軟化し、プレス成形型でプレス成形し、レンズブランク（光学素子ブランク）を作製した。作製したレンズブランクをプレス成形型から取り出し、アニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
(Example 2)
Using various glasses obtained in Example 1, a glass block (glass gob) for press molding was produced. This glass block was heated and softened in the atmosphere, and press-molded with a press-molding mold to prepare a lens blank (optical element blank). The produced lens blank was taken out from the press molding mold, annealed, and subjected to machining including polishing to produce a spherical lens made of various glasses produced in Example 1.
（実施例３）
実施例１において作製した熔融ガラスを所望量取得し、取得したガラスが軟化状態にある間にプレス成形型でプレス成形し、冷却してレンズブランク（光学素子ブランク）を作製した。作製したレンズブランクをプレス成形型から取り出し、アニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
(Example 3)
A desired amount of the molten glass produced in Example 1 was obtained, and while the obtained glass was in a softened state, it was press-molded by a press molding die and cooled to produce a lens blank (optical element blank). The produced lens blank was taken out from the press molding mold, annealed, and subjected to machining including polishing to produce a spherical lens made of various glasses produced in Example 1.
（実施例４）
実施例１において作製した熔融ガラスを固化して作製したガラス塊（光学素子ブランク）をアニールし、研磨を含む機械加工を行い、実施例１で作製した各種ガラスからなる球面レンズを作製した。
(Example 4)
A glass block (optical element blank) produced by solidifying the molten glass produced in Example 1 was annealed and machined including polishing to produce a spherical lens made of various glasses produced in Example 1.
（実施例５）
実施例２～４において作製した球面レンズを、他種のガラスからなる球面レンズと貼り合せ、接合レンズを作製した。実施例２～４において作製した球面レンズの接合面は凸状の球面、他種の光学ガラスからなる球面レンズの接合面は凹状の球面であった。上記２つの接合面は、互いに曲率半径の絶対値が等しくなるように作製した。接合面に光学素子接合用の紫外線硬化型接着剤を塗布し、２つのレンズを接合面同士で貼り合せた。その後、実施例２～４において作製した球面レンズを通して、接合面に塗布した接着剤に紫外線を照射し、接着剤を固化させた。
上記のようにして接合レンズを作製した。接合レンズの接合強度は充分高く、光学性能も充分なレベルのものであった。
(Example 5)
The spherical lens produced in Examples 2 to 4 was bonded to a spherical lens made of another type of glass to produce a bonded lens. The joint surface of the spherical lens produced in Examples 2 to 4 was a convex spherical surface, and the joint surface of a spherical lens made of another kind of optical glass was a concave spherical surface. The above two joint surfaces were manufactured so that the absolute values of the radii of curvature were equal to each other. An ultraviolet curable adhesive for joining optical elements was applied to the joint surface, and the two lenses were bonded to each other on the joint surface. Then, the adhesive applied to the joint surface was irradiated with ultraviolet rays through the spherical lenses produced in Examples 2 to 4 to solidify the adhesive.
A bonded lens was manufactured as described above. The bonding strength of the bonded lens was sufficiently high, and the optical performance was also at a sufficient level.
（近赤外域の透過率に対するＹｂの影響の検討）
下記の表１０２に示す組成を有するガラス（以下、「ガラスＡ」と記載する。）、表１０３に示す組成を有するガラス（以下、「ガラスＢ」と記載する。）を、それぞれ熔融、成形し、板状に加工した。これらガラス板は、対向する２つの平面を有する。２つの平面は互いに平行であり、光学研磨されている。２つの平面の間隔は１０．０ｍｍとした。
このようなガラス板を使用し、分光透過率を測定した。上記の対向する２つの平面に垂直に光を入射し、波長をスキャンしながら、ガラス板に入射する入射光の強度とガラス板を透過した透過光の強度の比（透過光の強度／入射光の強度）を算出し、ガラス板の分光透過率曲線を得た。これら２種類のガラスの厚さ１０．０ｍｍにおける分光透過率曲線を図１、図２にそれぞれ示す（図１：ガラスＡ、図２：ガラスＢ）。
(Examination of the effect of Yb on the transmittance in the near-infrared region)
The glass having the composition shown in Table 102 below (hereinafter referred to as “glass A”) and the glass having the composition shown in Table 103 (hereinafter referred to as “glass B”) are melted and molded, respectively. , Processed into a plate shape. These glass plates have two opposite planes. The two planes are parallel to each other and are optically polished. The distance between the two planes was 10.0 mm.
Using such a glass plate, the spectral transmittance was measured. Light is incident perpendicularly to the above two opposing planes, and the ratio of the intensity of the incident light incident on the glass plate to the intensity of the transmitted light transmitted through the glass plate (transmitted light intensity / incident light) while scanning the wavelength. The intensity of light) was calculated, and the spectral transmittance curve of the glass plate was obtained. The spectral transmittance curves of these two types of glass at a thickness of 10.0 mm are shown in FIGS. 1 and 2, respectively (FIG. 1: glass A, FIG. 2: glass B).
ガラスＢは、質量％表示のガラス組成において、Ｙ2Ｏ3を含まないため質量比（Ｙ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が前述の範囲外となるガラスである。また、ガラスＢは、カチオン％表示のガラス組成において、Ｙ3+を含まないためカチオン比（Ｙ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が前述の範囲外となるガラスである。したがって、ガラスＢは、先に記載した本発明の一態様にかかるガラス１にもガラス２にも該当しないが、Ｙｂ含有量の大小により近赤外域の吸収が増減することは、Ｙ2Ｏ3およびＹ3+のの有無に依拠するものではない。したがって、ガラスＡとガラスＢとの対比により、Ｙｂが近赤外域の透過率に与える影響を確認することができる。
図１に示されているように、質量％表示のガラス組成においてＹｂ2Ｏ3を０．１質量％含み、カチオン％表示のガラス組成においてＹｂ3+を０．０４カチオン％含むガラスＡでは、波長９５０ｎｍ付近を中心とするＹｂの光吸収により、この付近の透過率が低下している。
また、図２に示されているように、質量％表示のガラス組成においてＹｂ2Ｏ3を３．６８質量％含み、カチオン％表示のガラス組成においてＹｂ3+を２．００カチオン％含むガラスＢでは、波長９６０ｎｍ付近を中心とするＹｂの光吸収により、この付近の透過率が大幅に低下する。
このように、Ｙｂの含有量の増加に伴い、ガラスの近赤外域における透過率は大幅に低下するため、可視域から近赤外域にわたり高い透過率を求められる用途に用いられるガラスとしては、Ｙｂを多く含むガラスは適していない。
Since glass B does not contain Y 2 O 3 in the glass composition expressed in mass%, the mass ratio (Y 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is described above. It is a glass that is out of range. Further, since the glass B does not contain Y 3+ in the glass composition indicated by cation%, the cation ratio (Y 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is out of the above range. It is glass. Therefore, the glass B does not correspond to the glass 1 or the glass 2 according to one aspect of the present invention described above, but it is Y 2 O 3 that the absorption in the near infrared region increases or decreases depending on the magnitude of the Yb content. And does not depend on the presence or absence of Y 3+ . Therefore, by comparing the glass A and the glass B, it is possible to confirm the influence of Yb on the transmittance in the near infrared region.
As shown in FIG. 1, in the glass A containing 0.1% by mass of Yb 2 O 3 in the glass composition indicated by mass% and 0.04% cation% of Yb 3+ in the glass composition indicated by cation%. Due to the light absorption of Yb centered around the wavelength of 950 nm, the transmittance in the vicinity thereof is reduced.
Further, as shown in FIG. 2, the glass B containing 3.68% by mass of Yb 2 O 3 in the glass composition indicated by mass% and 2.00 cation% containing Yb 3+ in the glass composition indicated by cation%. Then, due to the light absorption of Yb centered around the wavelength of 960 nm, the transmittance in the vicinity thereof is significantly reduced.
As described above, as the Yb content increases, the transmittance of the glass in the near-infrared region decreases significantly. Therefore, as a glass used for applications requiring high transmittance from the visible region to the near-infrared region, Yb Glass containing a lot of is not suitable.
（比較例１）
特許文献６（特開２００９－２０３０８３号公報）の実施例４のガラスを再現することを試みたが、ガラス作製中に結晶化した。これは、このガラスは、質量％表示のガラス組成において質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が１であり、カチオン％表示のガラス組成においてカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が１であるため熱的安定性が低いことに起因するものと考えられる。
(Comparative Example 1)
An attempt was made to reproduce the glass of Example 4 of Patent Document 6 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 2009-203083), but it crystallized during the production of the glass. This is because this glass has a mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) of 1 in the glass composition indicated by mass%, and a cation ratio (B 3+ /) in the glass composition indicated by cation%. Since (B 3+ + Si 4+ )) is 1, it is considered that this is due to the low thermal stability.
（比較例２）
特許文献５（特開昭５５－１２１９２５号公報）の実施例２８のガラス（以下、「ガラスＣ」と記載する。）を再現し、上記方法によりλ５を測定したところ、３４８ｎｍであった。
ガラスＣを用いて球面レンズを作製した。次に、この球面レンズの凸状の球面と他種の光学ガラスからなる球面レンズの凹状の球面とを接合面として、光学素子接合用の紫外線硬化型接着剤を塗布し、実施例５と同様に接合レンズの作製を試みた。しかし、接合面に塗布した紫外線硬化型接着剤に、ガラスＣからなるレンズを通して紫外線を照射したところ、ガラスＣの紫外線透過率が低いため、接着剤を充分に硬化することができなかった。
(Comparative Example 2)
When the glass of Example 28 (hereinafter referred to as “glass C”) of Example 28 of Patent Document 5 (Japanese Patent Laid-Open No. 55-121925) was reproduced and λ5 was measured by the above method, it was 348 nm.
A spherical lens was manufactured using glass C. Next, the convex spherical surface of the spherical lens and the concave spherical surface of the spherical lens made of other types of optical glass are used as a bonding surface, and an ultraviolet curable adhesive for bonding optical elements is applied, as in Example 5. I tried to make a bonded lens. However, when the ultraviolet curable adhesive applied to the joint surface was irradiated with ultraviolet rays through a lens made of glass C, the adhesive could not be sufficiently cured because the ultraviolet transmittance of the glass C was low.
（比較例３）
特許文献１７（特開２００２－２８４５４２号公報）の実施例７のガラスは、質量比（Ｇｄ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．０９、質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．９２である。このガラスについて、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3以外の成分の含有量を一定とし、Ｇｄ2Ｏ3の一部または全部をＬａ2Ｏ3とＹ2Ｏ3へ置換したときの、ガラスの熱的安定性の変化を検証した。
まず、酸化物基準のガラス組成として、５．１５質量％含まれているＧｄ2Ｏ3を０％とし、Ｇｄ2Ｏ3含有量の減少量５．１５質量％をＬａ2Ｏ3の含有量とＹ2Ｏ3の含有量に応じてＬａ2Ｏ3とＹ2Ｏ3へそれぞれ配分した。具体的には、５．１５質量％×（（Ｌａ2Ｏ3の含有量／（Ｌａ2Ｏ3の含有量とＹ2Ｏ3の含有量との合計含有量））として算出される４．０９質量％をＧｄ2Ｏ3からＬａ2Ｏ3へ置換し、５．１５質量％×（（Ｙ2Ｏ3の含有量／（Ｌａ2Ｏ3の含有量とＹ2Ｏ3と合計含有量））として算出される１．０６質量％をＧｄ2Ｏ3からＹ2Ｏ3へ置換した。この組成を、以下において「組成ａ」と記載する。
次に、５．１５質量％含まれているＧｄ2Ｏ3を３質量％に減量し、Ｇｄ2Ｏ3含有量の減少量２．１５質量％をＬａ2Ｏ3の含有量とＹ2Ｏ3の含有量に応じてそれぞれＬａ2Ｏ3とＹ2Ｏ3へ配分した。具体的には、２．１５質量％×（（Ｌａ2Ｏ3の含有量／（Ｌａ2Ｏ3の含有量とＹ2Ｏ3との合計含有量））として算出される１．７１質量％をＧｄ2Ｏ3からＬａ2Ｏ3へ置換し、５．１５質量％×（（Ｙ2Ｏ3の含有量／（Ｌａ2Ｏ3の含有量とＹ2Ｏ3との合計含有量））として算出される０．４４質量％をＧｄ2Ｏ3からＹ2Ｏ3へ置換した。この組成を、以下において「組成ｂ」と記載する。
特許文献１７の実施例７の組成、「組成ａ」および「組成ｂ」を表１０４に示す。
(Comparative Example 3)
The glass of Example 7 of Patent Document 17 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-284542) has a mass ratio (Gd 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) of 0. 09, the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.92. For this glass, the content of components other than La 2 O 3 , Y 2 O 3 , and Gd 2 O 3 was kept constant, and part or all of Gd 2 O 3 was replaced with La 2 O 3 and Y 2 O 3 . The change in the thermal stability of the glass at that time was examined.
First, as the oxide-based glass composition, Gd 2 O 3 contained in 5.15% by mass is set to 0%, and the decrease in Gd 2 O 3 content is 5.15% by mass in terms of La 2 O 3 content. And Y 2 O 3 were distributed to La 2 O 3 and Y 2 O 3 according to the content of Y 2 O 3. Specifically, it is calculated as 5.15% by mass × ((content of La 2 O 3 / (total content of content of La 2 O 3 and content of Y 2 O 3 ))). 09 mass% was replaced with La 2 O 3 from Gd 2 O 3 and 5.15 mass% × ((Y 2 O 3 content / (La 2 O 3 content and Y 2 O 3 content and total content)) )) 1.06% by mass was replaced with Y 2 O 3 from Gd 2 O 3. This composition is hereinafter referred to as “composition a”.
Next, the amount of Gd 2 O 3 contained in 5.15% by mass was reduced to 3% by mass, and the amount of decrease in Gd 2 O 3 content of 2.15% by mass was reduced to the content of La 2 O 3 and Y 2 O. It was distributed to La 2 O 3 and Y 2 O 3 according to the content of 3 . Specifically, 1.71% by mass calculated as 2.15% by mass x ((content of La 2 O 3 / (total content of La 2 O 3 content and Y 2 O 3 ))). Was replaced with La 2 O 3 from Gd 2 O 3 and 5.15% by mass × ((content of Y 2 O 3 / (total content of La 2 O 3 and Y 2 O 3 ))) 0.44% by mass calculated as "Gd 2 O 3 " was replaced with Y 2 O 3. This composition is hereinafter referred to as "composition b".
The composition, “composition a” and “composition b” of Example 7 of Patent Document 17 are shown in Table 104.
組成ａ、ｂを有するガラス１５０ｇを用いて、特許文献１７の実施例に記載の方法にしたがいガラスを作製したところ、熔融ガラスを鋳型に流し込み成形したガラスの周辺部、すなわち、鋳型との接触により急冷された部分には結晶の析出は認められなかったが、ガラスの中央部、すなわち周辺部に比べて冷却スピードが小さい部分に多数の結晶が析出した。なお先に記載した実施例のガラスを同様の方法により作製すると、ガラスの周辺部に限らず、全体にわたり、結晶の析出は認められなかった。
以上の結果は、質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が先に記載した範囲を超えるガラス組成において、Ｇｄ2Ｏ3含有量を低下させると熱的安定性が低下することを示す結果と考えられる。
When glass was produced according to the method described in Examples of Patent Document 17 using 150 g of glass having compositions a and b, the molten glass was poured into a mold to form a peripheral portion of the glass, that is, by contact with the mold. No crystal precipitation was observed in the rapidly cooled portion, but a large number of crystals were deposited in the central portion of the glass, that is, the portion where the cooling speed was lower than that in the peripheral portion. When the glass of the example described above was produced by the same method, no crystal precipitation was observed not only in the peripheral part of the glass but also in the whole.
The above results show that in a glass composition where the mass ratio (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) exceeds the range described above, the thermal stability decreases when the Gd 2 O 3 content is reduced. It is considered to be a result showing that.
（比較例４）
特許文献１７（特開２００２－２８４５４２号公報）の実施例７のガラスは、カチオン比（Ｇｄ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が０．０８、カチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．９５である。このガラスについて、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+以外の成分の含有量を一定とし、Ｇｄ3+の一部または全部をＬａ3+とＹ3+へ置換したときの、ガラスの熱的安定性の変化を検証した。
まず、２．３１カチオン％含まれているＧｄ3+を０％とし、Ｇｄ3+含有量の減少量２．３１カチオン％をＬａ3+の含有量とＹ3+の含有量に応じてそれぞれＬａ3+とＹ3+へ配分した。具体的には、２．３１カチオン％×（（Ｌａ3+の含有量／（Ｌａ3+の含有量とＹ3+の含有量との合計含有量））として算出される１．６８カチオン％をＧｄ3+からＬａ3+へ置換し、２．３１カチオン％×（（Ｙ3+の含有量／（Ｌａ3+の含有量とＹ3+と合計含有量））として算出される０．６３カチオン％をＧｄ3+からＹ3+へ置換した。この組成を、以下において「組成ｃ」と記載する。
次に、２．３１カチオン％含まれているＧｄ3+を１．５カチオン％に減量し、Ｇｄ3+含有量の減少量０．８１カチオン％をＬａ3+の含有量とＹ3+の含有量に応じてＬａ3+とＹ3+へそれぞれ配分した。具体的には、０．８１カチオン％×（（Ｌａ3+の含有量／（Ｌａ3+の含有量とＹ3+との合計含有量））として算出される０．５９カチオン％をＬａ3+へ置換し、０．８１カチオン％×（（Ｙ3+の含有量／（Ｌａ3+の含有量とＹ3+との合計含有量））として算出される０．２２カチオン％をＹ3+へ置換した。この組成を、以下において「組成ｄ」と記載する。
特許文献１７の実施例７の組成、「組成ｃ」および「組成ｄ」を表１０５に示す。
(Comparative Example 4)
The glass of Example 7 of Patent Document 17 (Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-284542) has a cation ratio (Gd 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) of 0.08 and a cation ratio (Gd 3+). B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.95. The heat of the glass when the content of components other than La 3+ , Y 3+ , and Gd 3+ is constant and part or all of Gd 3+ is replaced with La 3+ and Y 3+ . We examined changes in physical stability.
First, Gd 3+ contained in 2.31 cation% is set to 0%, and the amount of decrease in Gd 3+ content is 2.31 cation% according to the La 3+ content and the Y 3+ content, respectively. It was distributed to La 3+ and Y 3+ . Specifically, 1.68 cation% calculated as 2.31 cation% × ((La 3+ content / (total content of La 3+ content and Y 3+ content))). Is replaced with La 3+ from Gd 3+ , and is calculated as 2.31 cation% × ((content of Y 3+ / (content of La 3+ and total content of Y 3+ ))). 63 Cation% was substituted from Gd 3+ to Y 3+ . This composition is referred to below as "composition c".
Next, the amount of Gd 3+ contained in 2.31% of cations was reduced to 1.5% of cations, and the amount of decrease in Gd 3+ content of 0.81% of cations was reduced to the content of La 3+ and Y 3+ . It was distributed to La 3+ and Y 3+ according to the content. Specifically, 0.59 cation% calculated as 0.81 cation% × ((La 3+ content / (total content of La 3+ content and Y 3+ ))) is La 3 Substituted with + , 0.22 cation% calculated as 0.81 cation% × ((Y 3+ content / (total content of La 3+ content and Y 3+ ))) is Y 3 Substituted with + . This composition is referred to below as "composition d".
The composition, “composition c” and “composition d” of Example 7 of Patent Document 17 are shown in Table 105.
組成ｃ、ｄを有するガラス１５０ｇを用いて、特許文献１７の実施例に記載の方法にしたがいガラスを作製したところ、熔融ガラスを鋳型に流し込み成形したガラスの周辺部、すなわち、鋳型との接触により急冷された部分には結晶の析出は認められなかったが、ガラスの中央部、すなわち周辺部に比べて冷却スピードが小さい部分に多数の結晶が析出した。なお先に記載した実施例のガラスを同様の方法により作製すると、ガラスの周辺部に限らず、全体にわたり、結晶の析出は認められなかった。
以上の結果は、カチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が先に記載した範囲を超えるガラス組成において、Ｇｄ3+含有量を低下させると熱的安定性が低下することを示す結果と考えられる。
When glass was produced according to the method described in Examples of Patent Document 17 using 150 g of glass having compositions c and d, the molten glass was poured into a mold to form a peripheral portion of the glass, that is, by contact with the mold. No crystal precipitation was observed in the rapidly cooled portion, but a large number of crystals were deposited in the central portion of the glass, that is, the portion where the cooling speed was lower than that in the peripheral portion. When the glass of the example described above was produced by the same method, no crystal precipitation was observed not only in the peripheral part of the glass but also in the whole.
The above results show that in a glass composition in which the cation ratio (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) exceeds the range described above, the thermal stability decreases when the Gd 3+ content is reduced. It is considered that the result shows.
最後に、前述の各態様を総括する。 Finally, each of the above aspects will be summarized.
一態様によれば、質量％表示にて、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量が１５～３５質量％、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が４５～６５質量％、但し、Ｙｂ2Ｏ3含有量が３質量％以下であり、ＺｒＯ2含有量が３～１１質量％、Ｔａ2Ｏ5含有量が５質量％以下、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量に対するＢ2Ｏ3含有量の質量比（Ｂ2Ｏ3／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が０．４～０．９００、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＢ2Ｏ3およびＳｉＯ2の合計含有量の質量比（（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．４２～０．５３、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＹ2Ｏ3含有量の質量比（Ｙ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．０５～０．４５、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＧｄ2Ｏ3含有量の質量比（Ｇｄ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０～０．０５、Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2、Ｔａ2Ｏ5およびＷＯ3の合計含有量に対するＮｂ2Ｏ5含有量の質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））が０．５～１であり、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスであるガラス（ガラス１）を提供することができる。 According to one embodiment, the total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 15 to 35% by mass in terms of mass%, La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Y b 2 O 3 . The total content of is 45 to 65% by mass, however, the Yb 2 O 3 content is 3% by mass or less, the ZrO 2 content is 3 to 11% by mass, and the Ta 2 O 5 content is 5% by mass or less. The mass ratio of B 2 O 3 content to the total content of B 2 O 3 and SiO 2 (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.4 to 0.900, La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 mass ratio of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 to the total content ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La 2 O 3 + Y) 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.42 to 0.53, Y 2 O 3 for the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Y b 2 O 3 The mass ratio of the content (Y 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.05 to 0.45, La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd. The mass ratio of Gd 2 O 3 content to the total content of 2 O 3 and Yb 2 O 3 (Gd 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0 to Mass ratio of Nb 2 O 5 content to total content of 0.05, Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TiO 2 + Ta 2 O 5 ) + WO 3 )) is 0.5 to 1, the refractive index nd is in the range of 1.800 to 1.850, and the Abbe number νd is 41.5 to 44. Glass (glass 1). ) Can be provided.
一態様によれば、カチオン％表示にて、Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量が４５～６５％、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量が２５～３５％、但し、Ｙｂ3+含有量が２％未満であり、Ｚｒ4+含有量が２～８％、Ｔａ5+含有量が３％以下、Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量に対するＢ3+含有量のカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．６５以上０．９４未満、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＢ3+とＳｉ4+との合計含有量のカチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が１．６５～２．６０、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＹ3+含有量のカチオン比（Ｙ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+）が０．０５～０．４５、Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＧｄ3+含有量のカチオン比（Ｇｄ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+）が０～０．０５、Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量に対するＮｂ5+含有量のカチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））が０．４～１であり、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスであるガラス（ガラス２）を提供することができる。 According to one aspect, the total content of B 3+ and Si 4+ is 45-65% and the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ is 45-65% in terms of cation%. 25-35%, but Yb 3+ content is less than 2%, Zr 4+ content is 2-8%, Ta 5+ content is 3% or less, total of B 3+ and Si 4+ The cation ratio of B 3+ content to content (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.65 or more and less than 0.94, La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ . The cation ratio of the total content of B 3+ and Si 4+ to the total content of ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 1.65 ~ 2.60, La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ cation ratio of Y 3+ content to total content (Y 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ ) ) Is 0.05 to 0.45, the ratio of the cation ratio of Gd 3+ content to the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (Gd 3+ / (La 3+ + Y 3+ ). + Gd 3+ + Yb 3+ ) is 0-0.05, the cation ratio of Nb 5+ content to the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ (Nb 5+ / (Nb 5 ) + + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) is 0.4 to 1, the refractive index nd is in the range of 1.800 to 1.850, and the Abbe number νd is 41.5 to 44. A glass (glass 2) which is a physical glass can be provided.
ガラス１およびガラス２は、上記範囲の屈折率ｎｄおよびアッベ数νｄを有し、光学系を構成する光学素子用の材料として有用な高屈折率低分散光学ガラスである。上記ガラスは、Ｇｄ、ＴａおよびＹｂ含有量が低減されているガラスであって、かつ高い熱的安定性を示すことができるガラスである。 The glass 1 and the glass 2 have a refractive index nd and an Abbe number νd in the above ranges, and are high refractive index low dispersion optical glasses useful as materials for optical elements constituting an optical system. The glass is a glass having a reduced Gd, Ta and Yb content and can exhibit high thermal stability.
一態様では、ガラス１は、熔融性の向上、ガラスの熱的安定性の更なる改善、ガラス転移温度の低下抑制（これによる機械加工性の改善）、化学的耐久性の改善の観点から、質量比（ＺｎＯ／（Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋Ｔａ2Ｏ5＋ＷＯ3））が０．１～３の範囲であることが好ましい。 In one aspect, the glass 1 is provided from the viewpoint of improving the meltability, further improving the thermal stability of the glass, suppressing the decrease in the glass transition temperature (improving the machinability by this), and improving the chemical durability. The mass ratio (ZnO / (Nb 2 O 5 + TIO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) is preferably in the range of 0.1 to 3.
一態様では、ガラス２は、熔融性の向上、ガラスの熱的安定性の更なる改善、ガラス転移温度の低下抑制（これによる機械加工性の改善）、化学的耐久性の改善の観点から、カチオン比（Ｚｎ2+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））が０．１～５の範囲であることが好ましい。 In one aspect, the glass 2 is provided from the viewpoint of improving the meltability, further improving the thermal stability of the glass, suppressing the decrease in the glass transition temperature (improving the machinability by this), and improving the chemical durability. The cation ratio (Zn 2+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) is preferably in the range of 0.1 to 5.
一態様では、ガラス１およびガラス２は、着色度λ５が３３５ｎｍ以下となるようにガラスの短波長側の光吸収端の長波長化が抑制されていることが好ましい。 In one aspect, it is preferable that the glass 1 and the glass 2 are suppressed from having a long wavelength at the light absorption end on the short wavelength side of the glass so that the degree of coloring λ5 is 335 nm or less.
一態様では、ガラス１およびガラス２は、一定の屈折力を有する光学素子の軽量化を可能とする観点から、比重ｄと屈折率ｎｄとが、前述の（Ａ）式を満たすことが好ましい。 In one aspect, it is preferable that the specific gravity d and the refractive index nd satisfy the above-mentioned formula (A) from the viewpoint that the glass 1 and the glass 2 can reduce the weight of the optical element having a constant refractive power.
一態様では、ガラス１およびガラス２は、機械加工性の改善の観点から、ガラス転移温度が６４０℃以上であることが好ましい。 In one aspect, the glass 1 and the glass 2 preferably have a glass transition temperature of 640 ° C. or higher from the viewpoint of improving machinability.
以上説明したガラス１またはガラス２から、プレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子を作製することができる。即ち、他の態様によれば、ガラス１またはガラス２からなるプレス成形用ガラス素材、光学素子ブランク、および光学素子が提供される。 A glass material for press molding, an optical element blank, and an optical element can be manufactured from the glass 1 or glass 2 described above. That is, according to another aspect, a press-molding glass material made of glass 1 or glass 2, an optical element blank, and an optical element are provided.
また、他の態様によれば、ガラス１またはガラス２をプレス成形用ガラス素材に成形する工程を備えるプレス成形用ガラス素材の製造方法も提供される。 Further, according to another aspect, there is also provided a method for manufacturing a glass material for press molding, which comprises a step of molding glass 1 or glass 2 into a glass material for press molding.
さらに他の態様によれば、上記プレス成形用ガラス素材を、プレス成形型を用いてプレス成形することにより光学素子ブランクを作製する工程を備える光学素子ブランクの製造方法も提供される。 According to still another aspect, there is also provided a method for manufacturing an optical element blank, which comprises a step of producing an optical element blank by press-molding the press-molded glass material using a press-molding mold.
さらに他の態様によれば、ガラス１またはガラス２を光学素子ブランクに成形する工程を備える光学素子ブランクの製造方法も提供される。 According to still another aspect, there is also provided a method for manufacturing an optical element blank, which comprises a step of forming glass 1 or glass 2 into an optical element blank.
さらに他の態様によれば、上記光学素子ブランクを少なくとも研磨することにより光学素子を作製する工程を備える光学素子の製造方法も提供される。 According to still another aspect, there is also provided a method for manufacturing an optical element, which comprises a step of manufacturing the optical element by at least polishing the optical element blank.
今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
例えば、上述の例示されたガラス組成に対し、明細書に記載の組成調整を行うことにより、本発明の一態様にかかるガラスを得ることができる。
また、明細書に例示または好ましい範囲として記載した事項の２つ以上を任意に組み合わせることは、もちろん可能である。
また、あるガラスが、ガラス１およびガラス２の両方に該当することもある。
It should be considered that the embodiments disclosed this time are exemplary in all respects and not restrictive. The scope of the present invention is shown by the scope of claims rather than the above description, and is intended to include all modifications within the meaning and scope equivalent to the scope of claims.
For example, the glass according to one aspect of the present invention can be obtained by adjusting the composition described in the specification with respect to the above-exemplified glass composition.
In addition, it is of course possible to arbitrarily combine two or more of the items described in the specification as an example or a preferable range.
In addition, a certain glass may correspond to both glass 1 and glass 2.
本発明は、各種光学素子の製造分野において有用である。 The present invention is useful in the field of manufacturing various optical elements.
また、本発明の一態様は、カチオン％表示にて、
Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量が４５～６５％、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量が２５～３５％、但し、Ｙｂ3+
含有量が２％未満であり、
Ｚｒ4+含有量が２～８％、
Ｔａ5+含有量が３％以下、
Ｂ3+とＳｉ4+との合計含有量に対するＢ3+含有量のカチオン比（Ｂ3+／（Ｂ3+＋Ｓｉ4+））が０．６５以上０．９４未満、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＢ3+とＳｉ4+との合計含有量のカチオン比（（Ｂ3+＋Ｓｉ4+）／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が１．６５～２．６０、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＹ3+含有量のカチオン比（Ｙ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が０．０５～０．４５、
Ｌａ3+、Ｙ3+、Ｇｄ3+およびＹｂ3+の合計含有量に対するＧｄ3+含有量のカチオン比（Ｇｄ3+／（Ｌａ3+＋Ｙ3+＋Ｇｄ3+＋Ｙｂ3+））が０～０．０５、
Ｎｂ5+、Ｔｉ4+、Ｔａ5+およびＷ6+の合計含有量に対するＮｂ5+含有量のカチオン比（Ｎｂ5+／（Ｎｂ5+＋Ｔｉ4+＋Ｔａ5+＋Ｗ6+））が０．４～１、
であり、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスであるガラス（以下、「ガラス２」という。）、
に関する。
Further, one aspect of the present invention is to display cation%.
The total content of B 3+ and Si 4+ is 45-65%,
The total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ is 25-35%, provided that the Yb 3+ content is less than 2%.
Zr 4+ content is 2-8%,
Ta 5+ content is 3% or less,
The cation ratio of B 3+ content to the total content of B 3+ and Si 4+ (B 3+ / (B 3+ + Si 4+ )) is 0.65 or more and less than 0.94,
Cation ratio of total content of B 3+ and Si 4+ to total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ ((B 3+ + Si 4+ ) / (La 3+ + Y) 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 1.65 to 2.60,
The cation ratio of Y 3+ content to the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (Y 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 0. .05-0.45,
The cation ratio of Gd 3+ content to the total content of La 3+ , Y 3+ , Gd 3+ and Yb 3+ (Gd 3+ / (La 3+ + Y 3+ + Gd 3+ + Yb 3+ )) is 0. ~ 0.05,
The cation ratio of Nb 5+ content to the total content of Nb 5+ , Ti 4+ , Ta 5+ and W 6+ (Nb 5+ / (Nb 5+ + Ti 4+ + Ta 5+ + W 6+ )) is 0. .4-1,
Glass (hereinafter referred to as "glass 2"), which is an oxide glass having a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd of 41.5 to 44.
Regarding.
Claims (8)
Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量が１５～３５質量％、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量が４５～６５質量％、但し、Ｙｂ２Ｏ３含有量が３質量％以下であり、
ＺｒＯ２含有量が３～１１質量％、
Ｔａ２Ｏ５含有量が５質量％以下、
Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２との合計含有量に対するＢ２Ｏ３含有量の質量比（Ｂ２Ｏ３／（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２））が０．４～０．９００、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量に対するＢ２Ｏ３およびＳｉＯ２の合計含有量の質量比（（Ｂ２Ｏ３＋ＳｉＯ２）／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．４２～０．５３、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量に対するＹ２Ｏ３含有量の質量比（Ｙ２Ｏ３／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０．０５～０．４５、
Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３およびＹｂ２Ｏ３の合計含有量に対するＧｄ２Ｏ３含有量の質量比（Ｇｄ２Ｏ３／（Ｌａ２Ｏ３＋Ｙ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｙｂ２Ｏ３））が０～０．０５、
Ｎｂ２Ｏ５、ＴｉＯ２、Ｔａ２Ｏ５およびＷＯ３の合計含有量に対するＮｂ２Ｏ５含有量の質量比（Ｎｂ２Ｏ５／（Ｎｂ２Ｏ５＋ＴｉＯ２＋Ｔａ２Ｏ５＋ＷＯ３））が０．５～１、
であり、屈折率ｎｄが１．８００～１．８５０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４１．５～４４である酸化物ガラスであるガラス。 In mass% display,
The total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 15 to 35% by mass, and the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 45 to 65% by mass. , Yb 2 O 3 content is 3% by mass or less,
ZrO 2 content is 3-11% by mass,
Ta 2 O 5 content is 5% by mass or less,
The mass ratio of the B 2 O 3 content to the total content of B 2 O 3 and SiO 2 (B 2 O 3 / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 0.4 to 0.900,
Mass ratio of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 to the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 ((B 2 O 3 + SiO 2 ) / (La) 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.42 to 0.53,
Mass ratio of Y 2 O 3 content to total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 (Y 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 ) O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.05 to 0.45,
Mass ratio of Gd 2 O 3 content to total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 (Gd 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 ) O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0 to 0.05,
Mass ratio of Nb 2 O 5 content to total content of Nb 2 O 5 , TiO 2 , Ta 2 O 5 and WO 3 (Nb 2 O 5 / (Nb 2 O 5 + TiO 2 + Ta 2 O 5 + WO 3 )) Is 0.5 to 1,
A glass that is an oxide glass having a refractive index nd in the range of 1.800 to 1.850 and an Abbe number νd of 41.5 to 44.
ｄ／（ｎｄ－１）≦５．７０ …（Ａ）
を満たす請求項１～３のいずれか１項に記載のガラス。 The specific gravity d and the refractive index nd are the following equation (A):
d / (nd-1) ≤ 5.70 ... (A)
The glass according to any one of claims 1 to 3, which satisfies the above conditions.
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