JP6600702B2 - Glass, glass material for press molding, optical element blank, and optical element - Google Patents

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Description

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。詳しくは、屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス、ならびにこの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、および光学素子に関する。   The present invention relates to glass, a glass material for press molding, an optical element blank, and an optical element. Specifically, a glass having a refractive index nd in a range of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd in a range of 47 to 52, a glass material for press molding made of this glass, an optical element blank, and an optical element It relates to an element.

カメラレンズなどの撮像光学系やプロジェクタなどの投射光学系等の光学系を構成する光学素子材料として、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有する高屈折率・低分散光学ガラスが使用されている。例えば特許文献１〜１０に、そのような高屈折率・低分散光学ガラスが記載されている。なお以下において、屈折率、アッベ数は、特記しない限り、ｄ線に対する屈折率ｎｄ、ｄ線に対するアッベ数νｄをいうものとする。   As an optical element material constituting an optical system such as an imaging optical system such as a camera lens and a projection optical system such as a projector, a refractive index nd in the range of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd in the range of 47 to 52 are used. High refractive index / low dispersion optical glass is used. For example, Patent Documents 1 to 10 describe such a high refractive index / low dispersion optical glass. In the following, the refractive index and Abbe number refer to the refractive index nd with respect to the d line and the Abbe number νd with respect to the d line, unless otherwise specified.

特開昭６１−２１９７３８号公報JP-A-61-219738 特開２００４−２３１５０１号公報JP 2004-231501 A ＷＯ２０１３／０３４０８２WO2013 / 034082 特開昭５９−１９５５５３号公報JP 59-195553 特開昭５５−１１６６４１号公報JP-A-55-116641 特開昭５６−０４１８５０号公報Japanese Patent Laid-Open No. 56-041850 特開２００５−２３９５４４号公報JP 2005-239544 A 特開２００７−２６９５８４号公報JP 2007-269584 A 特開２００８−２２２４７９号公報JP 2008-222479 A ＵＳ２００９／００８８３１０Ａ１US2009 / 0088310A1

ガラス成分の中で、希土類酸化物は、分散を大きく高めることなく（アッベ数を大きく下げることなく）屈折率を高めることができるため、高屈折率・低分散ガラスを作製するために有用な成分とされている。そのため特許文献１〜３に記載の光学ガラスは、いずれも、希土類酸化物の一種以上を含んでいる。希土類酸化物の中でもＧｄ2Ｏ3は、高屈折率・低分散特性の付与とガラスの着色抑制とに寄与し得る成分として知られており、例えば特許文献１には、Ｇｄ2Ｏ3を３．０質量％以上含む光学ガラスが開示されている。しかしＧｄ2Ｏ3を含む光学ガラスを作製するためのＧｄ化合物は、重希土類金属化合物に属し、希土類化合物の中でも特に高価であり、例えば同じく希土類であるＬａ、Ｙ化合物の４倍以上の高値で市場に流通されている。そのため高屈折率・低分散光学ガラスを低価格で安定供給するためには、Ｇｄ2Ｏ3含有量を低減することが望ましい。 Among the glass components, rare earth oxides can increase the refractive index without significantly increasing the dispersion (without greatly reducing the Abbe number), and are therefore useful components for producing high refractive index and low dispersion glass. It is said that. Therefore, all of the optical glasses described in Patent Documents 1 to 3 contain one or more rare earth oxides. Among rare earth oxides, Gd 2 O 3 is known as a component that can contribute to imparting a high refractive index and low dispersion characteristics and suppressing coloration of glass. For example, Patent Document 1 discloses that Gd 2 O 3 is 3 An optical glass containing 0.0 mass% or more is disclosed. However, Gd compounds for producing optical glasses containing Gd 2 O 3 belong to heavy rare earth metal compounds and are particularly expensive among rare earth compounds. For example, they are four times higher than La and Y compounds, which are also rare earth compounds. It is distributed in the market. Therefore, in order to stably supply a high refractive index / low dispersion optical glass at a low price, it is desirable to reduce the content of Gd 2 O 3 .

一方、特許文献３の実施例には、Ｇｄ2Ｏ3を含まない光学ガラスが開示されている。しかし本発明者の検討によれば、特許文献３に記載の光学ガラスは、製造歩留りが低いという課題がある。これは、次の理由による。特許文献３に記載の光学ガラスは、ガラスを熔融するときに、原料が完全に熔けず、原料の一部がガラス中に残ってしまう。このようにガラス中に残った原料は未熔解物と呼ばれる。光学ガラスには高い均質性が求められるため、製造したガラスの未熔解物が存在する部分は不良品となり破棄せざるを得ず、製造歩留りが低下してしまう。 On the other hand, the example of Patent Document 3 discloses an optical glass that does not contain Gd 2 O 3 . However, according to the study of the present inventor, the optical glass described in Patent Document 3 has a problem that the production yield is low. This is due to the following reason. In the optical glass described in Patent Document 3, when the glass is melted, the raw material is not completely melted, and a part of the raw material remains in the glass. Thus, the raw material remaining in the glass is called unmelted material. Since the optical glass is required to have high homogeneity, the portion where the unmelted product of the manufactured glass exists becomes a defective product and must be discarded, resulting in a decrease in manufacturing yield.

本発明者の検討によれば、上記と同様の課題は、特許文献４、６〜１０に記載されている光学ガラスにも存在する。   According to the study of the present inventor, the same problem as described above also exists in the optical glass described in Patent Documents 4 and 6-10.

また、本発明者らの検討によれば、特許文献５に記載されている光学ガラスにも、製造歩留りが低いという課題がある。これは、ガラス製造時に結晶化しやすいことが理由である。   Further, according to the study by the present inventors, the optical glass described in Patent Document 5 also has a problem that the production yield is low. This is because it is easy to crystallize during glass production.

以上の通り、従来の１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有する高屈折率・低分散光学ガラスには、安定供給および製造歩留りの点で、更なる改善が求められる。   As described above, the conventional high-refractive index / low-dispersion optical glass having a refractive index nd in the range of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd in the range of 47 to 52 is in terms of stable supply and manufacturing yield. Further improvement is required.

本発明の一態様は、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有し、安定供給可能であり、高い製造歩留りを達成可能なガラスを提供することを目的とする。   One embodiment of the present invention provides a glass that has a refractive index nd in the range of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd in the range of 47 to 52, can be stably supplied, and can achieve a high manufacturing yield. The purpose is to do.

本発明の一態様は、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＺｎＯおよびＮｂ2Ｏ5、ならびに、Ｂ2Ｏ3およびＳｉＯ2の一方または両方、を少なくとも含み、
質量％表示で、
Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量が２８〜３８％、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が４８〜６０％、
Ｇｄ2Ｏ3含有量が３％未満、
Ｙｂ2Ｏ3含有量が２％未満、
ＺｒＯ2含有量が２〜１４％、
ＷＯ3含有量が１％未満、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下、
であり、
質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．９４以上、
質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が１．９以下、
質量比（（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））が０．００３以上、
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．２〜１．４、
質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）が０．３０以上、
質量比（（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．１１以下、
であり、
屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス、
に関する。 One embodiment of the present invention provides:
Including at least La 2 O 3 , Y 2 O 3 , ZrO 2 , ZnO and Nb 2 O 5 , and one or both of B 2 O 3 and SiO 2 ,
In mass% display,
The total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 28 to 38%,
The total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 48-60%,
Gd 2 O 3 content is less than 3%,
Yb 2 O 3 content is less than 2%,
ZrO 2 content is 2-14%,
WO 3 content less than 1%,
The total content of MgO, CaO, SrO and BaO is 5% or less,
And
The mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.94 or more,
The mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 1.9 or less,
The mass ratio ((Nb 2 O 5 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 )) is 0.003 or more,
The mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.2 to 1.4,
The mass ratio (ZnO / Y 2 O 3 ) is 0.30 or more,
The mass ratio ((Li 2 O + ZnO) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.11 or less,
And
A glass whose refractive index nd is in the range of 1.75 to 1.80 and whose Abbe number νd is in the range of 47 to 52;
About.

上述の一態様にかかるガラスは、上記範囲の屈折率およびアッベ数を有するガラスであって、Ｇｄ2Ｏ3含有量を低減しつつ、上述の含有量および質量比を満たすことにより、未熔解物の発生およびガラス製造時の結晶化を抑制することができる。 The glass according to the above-described embodiment is a glass having a refractive index and an Abbe number in the above range, and satisfies the above-described content and mass ratio while reducing the Gd 2 O 3 content. Generation and crystallization during glass production can be suppressed.

本発明の一態様によれば、Ｇｄ2Ｏ3含有量が少なく安定供給可能であって、かつ高い製造歩留りを達成可能な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 embodiment of the present invention, it is possible to provide a glass that has a low Gd 2 O 3 content and that can be stably supplied and that can achieve a high production yield. Furthermore, according to one embodiment of the present invention, it is possible to provide a glass material for press molding, an optical element blank, and an optical element made of the glass.

図１は、比較例２で評価したガラスの写真である。FIG. 1 is a photograph of the glass evaluated in Comparative Example 2. 図２は、比較例３で評価したガラスの写真である。FIG. 2 is a photograph of the glass evaluated in Comparative Example 3. 図３は、比較例２、３と同様の方法で評価した、後述の表１のＮｏ．１２の組成のガラスの写真である。3 was evaluated in the same manner as in Comparative Examples 2 and 3, and No. in Table 1 described later. It is a photograph of the glass of 12 compositions.

［ガラス］
本発明の一態様にかかるガラスは、上記ガラス組成を有し、１．７５〜１．８０の範囲の屈折率ｎｄおよび４７〜５２の範囲のアッベ数νｄを有するガラスである。以下、上記ガラスの詳細について説明する。 [Glass]
A glass according to one embodiment of the present invention has the above glass composition and has a refractive index nd in the range of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd in the range of 47 to 52. Hereinafter, the detail of the said glass is demonstrated.

＜ガラス組成＞
本発明では、ガラスのガラス組成を、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、ガラス組成は質量基準（質量％、質量比）で表示するものとする。
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、分析値の±５％程度の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。 <Glass composition>
In the present invention, the glass composition of the glass is displayed on an oxide basis. Here, the “oxide-based glass composition” refers to a glass composition obtained by converting all glass raw materials to be decomposed at the time of melting and existing as oxides in the glass. Unless otherwise specified, the glass composition is expressed on a mass basis (mass%, mass ratio).
The glass composition in the present invention can be quantified by a method such as ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry). The analysis value obtained by ICP-AES may include an error of about ± 5% of the analysis value. Further, in the present specification and the present invention, that the content of the constituent component is 0% or does not contain or is not introduced means that the constituent component is substantially not contained, and the content of the constituent component is an impurity level. It means less than or equal to.

以下に、上記ガラスのガラス組成について、更に詳細に説明する。   Below, the glass composition of the said glass is demonstrated in detail.

Ｂ2Ｏ3、ＳｉＯ2は、ともにガラスのネットワークを形成する成分である。Ｂ2Ｏ3の含有量とＳｉＯ2の含有量の合計、すなわち、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2の合計含有量（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）を２８％以上とすることにより、ガラスの熱的安定性を高くすることができる。熱的安定性の高いガラスによれば、ガラス製造時の結晶化（失透）を抑制することができる。Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2の合計含有量を３８％以下であることにより、屈折率を高めることができる。したがって、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2の合計含有量の範囲を２８〜３８％とする。Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2の合計含有量の好ましい下限は２９％、より好ましい下限は３０％であり、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2の合計含有量の好ましい上限は３６％、より好ましい上限は３５％である。 B 2 O 3 and SiO 2 are components that form a glass network. The total content and SiO 2 of content of B 2 O 3, i.e., by the B 2 O 3 and the total content of SiO 2 (B 2 O 3 + SiO 2) 28% or more, thermal glass Stability can be increased. According to the glass having high thermal stability, crystallization (devitrification) during glass production can be suppressed. When the total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 38% or less, the refractive index can be increased. Therefore, the range of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 is set to 28 to 38%. The preferable lower limit of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 29%, and the more preferable lower limit is 30%. The preferable upper limit of the total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 36%, and the more preferable upper limit is 35 %.

Ｂ2Ｏ3は、ガラスの熱的安定性、熔融性を改善する働きをする成分である。熔融性を改善することにより、ガラス原料の熔け残りがなく、均質なガラスを得ることができる。このような効果を得る上から、Ｂ2Ｏ3の含有量の好ましい下限は２５％、より好ましい下限は２８％である。一方、Ｂ2Ｏ3の含有量が多くなると、屈折率が低下する傾向を示す。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、Ｂ2Ｏ3の含有量の好ましい上限は３６％、より好ましい上限は３３％である。 B 2 O 3 is a component that functions to improve the thermal stability and meltability of the glass. By improving the meltability, there is no unmelted glass raw material and a homogeneous glass can be obtained. In order to obtain such an effect, the preferable lower limit of the content of B 2 O 3 is 25%, and the more preferable lower limit is 28%. On the other hand, when the content of B 2 O 3 increases, the refractive index tends to decrease. In order to obtain desired optical properties while maintaining the thermal stability of the glass, the preferable upper limit of the B 2 O 3 content is 36%, and the more preferable upper limit is 33%.

ＳｉＯ2は、ガラスの熱的安定性、化学的耐久性を改善し、熔融ガラスを成形する際の粘度の調整に有効な成分ある。このような効果を得る上から、ＳｉＯ2の含有量の好ましい下限は１％、より好ましい下限は１．５％である。一方、ＳｉＯ2の含有量が多くなると、屈折率が低下する傾向を示すとともに、ガラスの熔融性も低下する傾向を示す。また、ガラス転移温度が過剰に上昇する傾向を示す。ガラスの熱的安定性、熔融性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、ＳｉＯ2の含有量の好ましい上限は５％、より好ましい上限は４％である。 SiO 2 is an effective component for improving the thermal stability and chemical durability of glass and adjusting the viscosity when molding molten glass. In order to obtain such effects, the preferable lower limit of the content of SiO 2 is 1%, and the more preferable lower limit is 1.5%. On the other hand, when the content of SiO 2 increases, the refractive index tends to decrease and the glass meltability also tends to decrease. Moreover, the glass transition temperature tends to increase excessively. In order to obtain desired optical characteristics while maintaining the thermal stability and meltability of the glass, the preferable upper limit of the content of SiO 2 is 5%, and the more preferable upper limit is 4%.

Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3は、いずれも分散を高めずに（アッベ数を低下させずに）屈折率を高める働きを有する成分である。Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の各成分の含有量の合計、すなわち、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）が４８％以上であれば、所望の光学特性を得ることができる。一方、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が６０％以下であれば、ガラスの熱的安定性を向上することができ、ガラス製造時のガラスの失透を抑制することができる。また、熔融性も向上し、ガラスの中に原料の未熔解物が残留することを抑制することができる。また、ガラス転移温度の過剰の上昇を抑制することもできる。したがって、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量の範囲を４８〜６０％とする。Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量の好ましい下限は５０％、より好ましい下限は５２％である。Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量の好ましい上限は５８％、より好ましい上限は５６％である La 2 O 3, Y 2 O 3, Gd 2 O 3, Yb 2 O 3 is (without reducing the Abbe's number) either without increasing the dispersion is a component having functions to raise the refractive index. The total content of each component of the La 2 O 3, Y 2 O 3, Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3, i.e., the La 2 O 3, Y 2 O 3, Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 If the total content (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) is 48% or more, desired optical characteristics can be obtained. 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 60% or less, the thermal stability of the glass can be improved, and at the time of glass production Glass devitrification can be suppressed. Moreover, a meltability can also be improved and it can suppress that the raw material unmelted material remains in glass. Moreover, the excessive raise of a glass transition temperature can also be suppressed. Therefore, the range of the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is set to 48 to 60%. A preferable lower limit of the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 50%, and a more preferable lower limit is 52%. A preferable upper limit of the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 58%, and a more preferable upper limit is 56%.

Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の中で、Ｌａ2Ｏ3は比較的多く含有させても、ガラスの熱的安定性が低下しにくい成分である。そこで、上記ガラスには、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の含有量を抑えつつ、ガラスの熱的安定性を維持し、所望の光学特性を得るために、Ｌａ2Ｏ3とともにＹ2Ｏ3を含有させる。所望の光学特性を実現しつつ、ガラスの熱的安定性を維持するために、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量に対するＬａ2Ｏ3およびＹ2Ｏ3の合計含有量（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3）の質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））を０．９４以上とする。Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3の含有量を削減しつつ、ガラスの熱的安定性を維持し、所要の光学特性を得るために、質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））を０．９６以上にすることが好ましく、０．９８以上にすることがより好ましい。 Among La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3, and Yb 2 O 3 , La 2 O 3 is a component that hardly deteriorates the thermal stability of the glass even if it is contained in a relatively large amount. Therefore, in order to maintain the thermal stability of the glass and obtain desired optical characteristics while suppressing the contents of Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 , the glass contains Y 2 O together with La 2 O 3. 3 is included. La 2 O 3 relative to the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 in order to achieve the desired optical properties while maintaining the thermal stability of the glass and the total content of Y 2 O 3 weight ratio of (La 2 O 3 + Y 2 O 3) ((La 2 O 3 + Y 2 O 3) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) Is 0.94 or more. In order to maintain the thermal stability of the glass and obtain the required optical properties while reducing the content of Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 , the mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is preferably 0.96 or more, and more preferably 0.98 or more.

ガラスの熱的安定性を維持し、所望の光学特性を得る上から、質量比（（Ｌａ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3））は、０．９以下にすることが好ましい。ガラスの熱的安定性を維持し、所望の光学特性を得る上から、質量比（（Ｌａ2Ｏ3／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3））のより好ましい上限は０．８５であり、好ましい下限は０．７０、より好ましい下限は０．７５である。 In order to maintain the thermal stability of the glass and obtain desired optical properties, the mass ratio ((La 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 )) is preferably 0.9 or less. From the standpoint of maintaining the thermal stability of the glass and obtaining the desired optical properties, the more preferable upper limit of the mass ratio ((La 2 O 3 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 )) is 0.85. The preferred lower limit is 0.70, and the more preferred lower limit is 0.75.

Ｇｄ2Ｏ3は、ガラスの可視域の短波長側における透過率を低下させる作用を有する。また、ガラスの比重を増加させる作用を有する。さらに、Ｇｄ2Ｏ3は、Ｌａ2Ｏ3やＹ2Ｏ3と比べ原料化合物の供給量が減少し、先に記載したように、原料価格が高騰している。したがって、上記ガラスでは、ガラスの可視域の短波長側に透過率を高め、比重の増加を抑え、ガラスの生産コストの上昇を抑える上から、Ｇｄ2Ｏ3の含有量を３％未満（３．０％未満）にする。即ち、Ｇｄ2Ｏ3含有量は、０〜３％の範囲である。Ｇｄ2Ｏ3含有量の好ましい範囲は２％以下、より好ましい範囲は１％以下、更に好ましい範囲は０．５％以下である。ガラスがＧｄ2Ｏ3を含有しない、すなわち、Ｇｄ2Ｏ3含有量をゼロにしてもよい。 Gd 2 O 3 has the effect of reducing the transmittance on the short wavelength side of the visible region of glass. Moreover, it has the effect | action which increases the specific gravity of glass. Furthermore, Gd 2 O 3 has a lower supply amount of raw material compounds than La 2 O 3 and Y 2 O 3, and the raw material price is rising as described above. Thus, in the glass, increasing the transmittance on the short wavelength side of the visible range of the glass, it suppresses an increase in specific gravity, from top to suppress an increase in production cost of the glass, less than 3% and the content of Gd 2 O 3 (3 Less than 0.0%). That is, the Gd 2 O 3 content is in the range of 0 to 3%. A preferred range for the Gd 2 O 3 content is 2% or less, a more preferred range is 1% or less, and a further preferred range is 0.5% or less. The glass may not contain Gd 2 O 3 , that is, the Gd 2 O 3 content may be zero.

Ｙｂ2Ｏ3は、前述の通り、希土類酸化物の中で、原料化合物が高価な成分である。また、ガラス中において近赤外線を吸収する作用を有する。したがって、ガラスの生産コストの上昇を抑え、近赤外線の透過率を改善する上から、Ｙｂ2Ｏ3の含有量を２％未満とする。Ｙｂ2Ｏ3の含有量の好ましい範囲は０％以上１％未満、より好ましい範囲は０〜０．９％、さらに好ましい範囲は０〜０．５％、一層好ましい範囲は０％以上０．１％未満であり、Ｙｂ2Ｏ3含有量を０％としてもよい。 As described above, Yb 2 O 3 is an expensive component of the raw material compound among the rare earth oxides. Moreover, it has the effect | action which absorbs near infrared rays in glass. Therefore, the content of Yb 2 O 3 is set to less than 2% in order to suppress an increase in glass production cost and improve the near infrared transmittance. A preferable range of the content of Yb 2 O 3 is 0% or more and less than 1%, a more preferable range is 0 to 0.9%, a further preferable range is 0 to 0.5%, and a more preferable range is 0% or more and 0.1%. %, And the Yb 2 O 3 content may be 0%.

ガラスのネットワーク形成成分であるＢ2Ｏ3、ＳｉＯ2は熱的安定性を維持する働きがある。一方、高屈折率低分散特性を得る上で有効な成分であるＬａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3を多量に含有させると、ガラスの熱的安定性が悪化し、ガラスが失透しやすくなる。そこで、ガラスの熱的安定性を良好に維持する上から、上記ガラスでは、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量をＢ2Ｏ3およびＳｉＯ2の合計含有量で除した値、すなわち、質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））を１．９以下とする。質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））の好ましい上限は１．８、より好ましい上限は１．７、好ましい下限は１．４５、より好ましい下限は１．５５である。 B 2 O 3 and SiO 2 which are glass network forming components have a function of maintaining thermal stability. On the other hand, when La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 , and Yb 2 O 3 , which are effective components for obtaining a high refractive index and low dispersion property, are contained in a large amount, the thermal stability of the glass is improved. It deteriorates and the glass is easily devitrified. Therefore, in order to maintain the thermal stability of the glass well, in the above glass, the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is set to B 2 O 3 and SiO 2. The value divided by the total content of 2 , ie, the mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 1.9 or less. . The preferable upper limit of the mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 1.8, the more preferable upper limit is 1.7, and the preferable lower limit is 1.45, more preferred lower limit is 1.55.

ＺｒＯ2は、屈折率を高めるとともに、ガラスの熱的安定性の改善に有効な成分である。ＺｒＯ2の含有量が２％〜１４％の範囲であれば、良好な熱的安定性を得ることができる。また、ＺｒＯ2の含有量が１４％以下であることにより、低分散特性を得ることもできる。したがって、上記ガラスでは、ＺｒＯ2の含有量を２〜１４％とする。ＺｒＯ2の含有量の好ましい下限は３％、より好ましい下限は４％であり、好ましい上限は１２％、より好ましい上限は１０％である。 ZrO 2 is an effective component for increasing the refractive index and improving the thermal stability of the glass. When the content of ZrO 2 is in the range of 2% to 14%, good thermal stability can be obtained. Further, when the content of ZrO 2 is 14% or less, low dispersion characteristics can be obtained. Thus, in the glass, the content of ZrO 2 and from 2 to 14%. A preferable lower limit of the content of ZrO 2 is 3%, a more preferable lower limit is 4%, a preferable upper limit is 12%, and a more preferable upper limit is 10%.

Ｎｂ2Ｏ5は、ガラスの熱的安定性を維持しつつ、屈折率を高める働きをする必須成分である。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得るために、Ｎｂ2Ｏ5の含有量を、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3、Ｎｂ2Ｏ5、ＴｉＯ2およびＷＯ3の合計含有量（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3）で除した値、すなわち、質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））を０．００３以上とする。熱的安定性を維持する上から、質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））の好ましい下限は０．００５、より好ましい下限は０．０１である。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、質量比（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））の好ましい上限は０．０４、より好ましい上限は０．０３である。 Nb 2 O 5 is an essential component that functions to increase the refractive index while maintaining the thermal stability of the glass. In order to obtain desired optical characteristics while maintaining the thermal stability of the glass, the content of Nb 2 O 5 is changed to La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 , Yb 2 O 3 , Nb. The value divided by the total content of 2 O 5 , TiO 2 and WO 3 (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 ), that is, mass ratio (Nb 2 O 5 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 )) is set to 0.003 or more. From the standpoint of maintaining thermal stability, the preferred lower limit of the mass ratio (Nb 2 O 5 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 )) is 0. 0.005, and a more preferred lower limit is 0.01. In order to obtain desired optical characteristics while maintaining the thermal stability of the glass, the mass ratio (Nb 2 O 5 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2) The preferable upper limit of 2 + WO 3 )) is 0.04, and the more preferable upper limit is 0.03.

Ｎｂ2Ｏ5含有量の好ましい範囲は次の通りである。ガラスの熱的安定性を改善する上から、Ｎｂ2Ｏ5の含有量の好ましい下限は０．３％、より好ましい下限は０．６％である。また、ガラスの熱的安定性を維持し、着色を抑える上から、Ｎｂ2Ｏ5の含有量の好ましい上限は２％、より好ましい上限は１．５％である。 The preferable range of the Nb 2 O 5 content is as follows. From the viewpoint of improving the thermal stability of the glass, the preferable lower limit of the Nb 2 O 5 content is 0.3%, and the more preferable lower limit is 0.6%. Moreover, from the viewpoint of maintaining the thermal stability of the glass and suppressing the coloring, the preferable upper limit of the Nb 2 O 5 content is 2%, and the more preferable upper limit is 1.5%.

Ｔａ2Ｏ5は、ガラスの熱的安定性を改善する働きのある成分である。ただし、高屈折率化成分の中でも高価な成分であり、ガラスの比重を増大させる働きをする。また、Ｔａ2Ｏ5の含有量が多くなると、ガラスが着色する傾向を示す。したがって、ガラスの生産コストを抑えることによりガラスをより安定に供給し、比重の増加および着色を抑える上から、Ｔａ2Ｏ5の含有量を０〜３％の範囲にすることが好ましく、０〜２％の範囲にすることは好ましい。Ｔａ2Ｏ5の含有量を０％にすることもできる。 Ta 2 O 5 is a component having a function of improving the thermal stability of the glass. However, it is an expensive component among the components for increasing the refractive index, and functions to increase the specific gravity of the glass. Further, when the content of Ta 2 O 5 is increased, the glass tends to be colored. Therefore, it is preferable to keep the content of Ta 2 O 5 in the range of 0 to 3% in order to supply the glass more stably by suppressing the production cost of the glass and to suppress the increase in specific gravity and coloring. A range of 2% is preferable. The content of Ta 2 O 5 can also be reduced to 0%.

ＴｉＯ2もガラスの屈折率を高める働きをする成分である。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を得る上から、ＴｉＯ2の含有量の好ましい範囲は０〜２％、より好ましい範囲は０〜１％であり、０％にすることもできる。 TiO 2 is also a component that functions to increase the refractive index of glass. In order to obtain desired optical characteristics while maintaining the thermal stability of the glass, the preferred range of the TiO 2 content is 0 to 2%, more preferred range is 0 to 1%, and 0%. You can also.

ＷＯ3は、屈折率を高める働きを有する成分である。ただしＷＯ3を多く含むガラスは、分光透過率の短波長側の光吸収端が長波長化するため、紫外線の透過率は低下する。一方、光学素子を鏡筒などに固定する際、一般に、紫外線硬化型接着剤が使用され、通常、光学素子を通して接着剤に紫外線が照射される。また、光学素子が、光学素子（レンズ）同士を接合して接合レンズを得るために用いられる場合、一般に、レンズ同士の接合は、次のように行われる。まずレンズ同士の接合面に紫外線硬化型接着剤を塗布し、レンズ同士を貼り合せる。その後、レンズを通して接着剤に紫外線を照射し接着剤を硬化させる。ここで、レンズを構成するガラスの紫外線透過率が低いと、接着剤の硬化に時間がかかるか、または、硬化が困難となる。したがって、ガラスとしては、分光透過率の短波長側の光吸収端を短波長化されたガラスが望ましい。この点に関し、ＷＯ3の含有量が１％未満であれば、ガラスの分光透過率の短波長側の吸収端が長波長化することにより紫外線の透過率が著しく低下することを回避することができる。そこで上記ガラスでは、ＷＯ3の含有量を１％未満とする。即ち、上記ガラスにおいて、ＷＯ3含有量は０％以上１％未満である。ＷＯ3含有量は、好ましくは０．５％以下であり、０％としてもよい。 WO 3 is a component having a function of increasing the refractive index. However, in the glass containing a large amount of WO 3 , the light absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance becomes longer, so that the transmittance of ultraviolet rays decreases. On the other hand, when the optical element is fixed to a lens barrel or the like, generally, an ultraviolet curable adhesive is used, and the adhesive is usually irradiated with ultraviolet rays through the optical element. Moreover, when an optical element is used in order to obtain a cemented lens by joining optical elements (lenses), generally, the lenses are joined as follows. First, an ultraviolet curable adhesive is applied to the joint surface between the lenses, and the lenses are bonded together. Thereafter, the adhesive is cured by irradiating the adhesive with ultraviolet rays through the lens. Here, if the ultraviolet ray transmittance of the glass constituting the lens is low, it takes time to cure the adhesive or it is difficult to cure. Therefore, as the glass, glass with a light absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance having a shorter wavelength is desirable. In this regard, if the content of WO 3 is less than 1%, it is possible to avoid that the transmittance of ultraviolet rays is significantly lowered by increasing the wavelength of the absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance of the glass. it can. Therefore, in the glass, the content of WO 3 is set to less than 1%. That is, in the glass, the WO 3 content is 0% or more and less than 1%. The WO 3 content is preferably 0.5% or less and may be 0%.

ＺｎＯは、熔融性の改善、ガラス転移温度の過剰な上昇の抑制、光学特性の調整に有効な必須成分である。ＺｎＯの含有量は、ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5およびＴａ2Ｏ5の合計含有量（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ２Ｏ５）、ならびにＹ2Ｏ3の含有量によって、次のように定められる。
ＺｎＯ含有量をＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5およびＴａ2Ｏ5の合計含有量で除した値、すなわち、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．２以上であれば、熔融性を改善することができるため、原料が熔け残って（未熔解物が残って）、ガラスの均質性が著しく低下することを防ぐことができる。また、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．２以上であれば、ガラス転移温度が過剰に高くなることによりガラスの成形性が悪化傾向を示すことを防ぐこともできる。またガラスの熱的安定性を維持しつつ、所要の光学特性を得ることもできる。原料に由来する未熔解物は、本来、他の成分とともにガラス化してガラス成分になるべきものが、ガラス化せずに異物としてガラス中に残ったものである。そのため、未熔解物が多量に発生したガラスでは、特定成分の含有量が目標の値より少なくなる。その結果、作製したガラスの特性が目標の値からずれてしまう。原料を完全に熔解させるためにガラスの熔解温度を過剰に高めると、熔融容器を構成する白金がガラス融液にイオンとして溶け込んでガラスの着色を増大させたり、固形物としてガラス融液に混入してガラスの均質性を低下させてしまう。さらに、ガラス熔融時にガラス融液から揮発性のあるホウ素Ｂなどの特定成分が揮発し、生産するガラスの特性が経時的に変化したり、成形したガラス中に脈理と呼ばれる光学的に不均一な部分が生じることもある。ガラス熔融時の結晶化を防ぐためにガラスの熔解温度を過剰に高めても同様の現象が生じる。
そこで上記の現象が起こらないようにするため、ガラスの熔解性および熱的安定性を良好に維持することは、高品質のガラスを安定して生産する上で好ましい。
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が１．４以下であれば、熱的安定性を維持しつつ、所要の光学特性を得ることができる。また、研削、研磨などの加工性が良好なガラスを得ることもできる。
以上の点から、上記ガラスでは、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））を０．２〜１．４の範囲とする。質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））の好ましい下限は０．３、より好ましい下限は０．４であり、好ましい上限は１．１、より好ましい上限は０．９である。 ZnO is an essential component effective for improving the meltability, suppressing an excessive increase in the glass transition temperature, and adjusting the optical properties. The content of ZnO is determined as follows according to the total content of ZrO 2 , Nb 2 O 5 and Ta 2 O 5 (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 ) and the content of Y 2 O 3 .
The value obtained by dividing the ZnO content by the total content of ZrO 2 , Nb 2 O 5 and Ta 2 O 5 , that is, the mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.2 or more If so, the meltability can be improved, so that it is possible to prevent the raw material from being melted (unmelted material remains) and the glass homogeneity from being significantly lowered. Further, if the mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.2 or more, the glass transition temperature becomes excessively high, and thus the glass formability tends to deteriorate. It can also be prevented. Moreover, required optical characteristics can be obtained while maintaining the thermal stability of the glass. The undissolved material derived from the raw material is originally the one that should be vitrified together with other components to become a glass component, but remains in the glass as a foreign substance without vitrification. Therefore, in the glass in which a large amount of unmelted material is generated, the content of the specific component is less than the target value. As a result, the characteristics of the produced glass deviate from the target values. If the melting temperature of the glass is excessively increased in order to completely melt the raw material, platinum constituting the melting vessel dissolves as ions in the glass melt and increases the color of the glass, or enters the glass melt as a solid. This will reduce the homogeneity of the glass. Furthermore, certain components such as volatile boron B are volatilized from the glass melt during glass melting, and the characteristics of the produced glass change over time, or optically non-uniformity called striae is formed in the formed glass. Some parts may occur. The same phenomenon occurs even if the melting temperature of the glass is excessively increased in order to prevent crystallization during glass melting.
Therefore, in order to prevent the above phenomenon from occurring, it is preferable to maintain good melting and thermal stability of the glass in order to stably produce high-quality glass.
When the mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 1.4 or less, required optical characteristics can be obtained while maintaining thermal stability. In addition, glass having good workability such as grinding and polishing can be obtained.
From the above points, in the above glass, the mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is set in the range of 0.2 to 1.4. A preferred lower limit of the mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.3, a more preferred lower limit is 0.4, a preferred upper limit is 1.1, and a more preferred upper limit is 0.9. It is.

ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、Ｔａ2Ｏ5の合計含有量を適正化することにより、ガラスの熱的安定性を改善することができる。熱的安定性の改善により、液相温度を低下させることもできる。ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、Ｔａ2Ｏ5は、同じ高屈折率化成分であるＬａ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3と比較すると、含有量が増加するにつれて、ガラスを高分散化しやすい(アッベ数を低下させやすい)成分でもある。ガラスの熱的安定性を維持しつつ、所望の光学特性を実現する上から、ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、Ｔａ2Ｏ5の合計含有量（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5）の好ましい下限は３％、より好ましい下限は４％、更に好ましい下限は５％であり、好ましい上限は１４％、より好ましい上限は１２％、更に好ましい上限は１０％である。 By optimizing the total content of ZrO 2 , Nb 2 O 5 and Ta 2 O 5 , the thermal stability of the glass can be improved. The liquidus temperature can also be lowered by improving the thermal stability. ZrO 2 , Nb 2 O 5 , and Ta 2 O 5 are increased in content as compared with La 2 O 3 , Gd 2 O 3 , Y 2 O 3 , and Yb 2 O 3 which are the same high refractive index components. Accordingly, it is also a component that tends to highly disperse the glass (it is easy to reduce the Abbe number). In order to achieve desired optical properties while maintaining the thermal stability of the glass, the total content of ZrO 2 , Nb 2 O 5 , Ta 2 O 5 (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 ) A preferred lower limit is 3%, a more preferred lower limit is 4%, a still more preferred lower limit is 5%, a preferred upper limit is 14%, a more preferred upper limit is 12%, and a still more preferred upper limit is 10%.

ガラスの熔融性、熱的安定性を改善し、所望の光学特性を実現する上から、ＺｎＯの含有量の好ましい範囲は２〜９％である。ＺｎＯの含有量の好ましい下限は３％、より好ましい下限は４％であり、好ましい上限は７％、より好ましい上限は６％である。   From the viewpoint of improving the meltability and thermal stability of the glass and realizing the desired optical properties, the preferred range of the ZnO content is 2 to 9%. The preferable lower limit of the content of ZnO is 3%, the more preferable lower limit is 4%, the preferable upper limit is 7%, and the more preferable upper limit is 6%.

ＺｎＯ含有量をＹ2Ｏ3含有量で除した値、すなわち、質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）を０．３０以上とすることにより、ガラスの熔融性を改善することができるため、原料の熔け残りを防ぐことができる。また、ガラス転移温度が過剰に上昇してガラスの成形性が悪化することを防ぐこともできる。したがって、上記ガラスでは、質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）を０．３０以上とする。質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）の好ましい下限は０．３５、より好ましい下限は０．４０である。 Since the value obtained by dividing the ZnO content by the Y 2 O 3 content, that is, the mass ratio (ZnO / Y 2 O 3 ) is 0.30 or more, the meltability of the glass can be improved. Can prevent unmelted residue. Moreover, it can also prevent that the glass transition temperature rises excessively and the moldability of glass deteriorates. Thus, in the glass, the weight ratio of (ZnO / Y 2 O 3) to 0.30 or more. A preferred lower limit of the mass ratio (ZnO / Y 2 O 3 ) is 0.35, and a more preferred lower limit is 0.40.

ところで、ガラス特性の中で、ガラス転移温度は、成形性、加工性に対応するガラスの物性値である。ガラス転移温度が高すぎるとガラスを高温で成形しなくてはならなくなる。そのため、成形型を長時間、高温に晒すことになり、成形型の熱劣化が著しくなる。一方、ガラス転移温度が低いと成形性を改善することはできるが、ガラスを研削したり、研磨したりするときの加工性が悪化傾向を示す。例えば前述の特許文献２に記載の光学ガラスは、ガラス転移温度が低く、ガラスを研削したり、研磨する際の加工性は良好とは言えない。成形性と加工性を両立する上からは、ガラス転移温度を低下させる働きのあるＺｎＯやＬｉ2Ｏの含有量と、ガラス転移温度を上昇させる働きのあるＬａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3、ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、Ｔａ2Ｏ5の含有量のバランスを適正に保つことが望まれる。そのため、Ｌｉ2Ｏ含有量とＺｎＯ含有量の合計（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）をＬａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3、Ｙｂ2Ｏ3、ＺｒＯ2、Ｎｂ2Ｏ5、Ｔａ2Ｏ5の合計含有量（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5）で除した値、すなわち、質量比（（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））を０．１１以下とする。上記質量比を０．１１以下とすることにより、ガラス転移温度が低下し過ぎて加工性が悪化することを防ぐことができる。質量比（（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））の好ましい上限は０．１０、より好ましい上限は０．０９である。一方、ガラスの成形性を維持する上から、質量比（（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））の好ましい下限は０．０４、より好ましい下限は０．０６である。 By the way, among the glass characteristics, the glass transition temperature is a physical property value of glass corresponding to formability and workability. If the glass transition temperature is too high, the glass must be molded at a high temperature. For this reason, the mold is exposed to a high temperature for a long time, and the thermal deterioration of the mold becomes remarkable. On the other hand, if the glass transition temperature is low, the formability can be improved, but the workability when the glass is ground or polished tends to deteriorate. For example, the optical glass described in Patent Document 2 has a low glass transition temperature, and it cannot be said that the workability when grinding or polishing the glass is good. In order to achieve both formability and workability, the contents of ZnO and Li 2 O that lower the glass transition temperature, and La 2 O 3 , Y 2 O 3 that act to increase the glass transition temperature, It is desirable to keep the balance of the contents of Gd 2 O 3 , Yb 2 O 3 , ZrO 2 , Nb 2 O 5 , Ta 2 O 5 appropriately. Therefore, the total of Li 2 O content and ZnO content (Li 2 O + ZnO) is changed to La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 , Yb 2 O 3 , ZrO 2 , Nb 2 O 5 , Ta 2 O. 5 divided by the total content (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 ), that is, mass ratio ((Li 2 O + ZnO) / ( La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is set to 0.11 or less. By making the said mass ratio into 0.11 or less, it can prevent that a glass transition temperature falls too much and workability deteriorates. The preferable upper limit of the mass ratio ((Li 2 O + ZnO) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.10, and the more preferable upper limit is 0.09. On the other hand, from the standpoint of maintaining the moldability of the glass, the mass ratio ((Li 2 O + ZnO) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) The preferred lower limit is 0.04, and the more preferred lower limit is 0.06.

ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯは、ガラスの熔融性を改善する働きを有するが、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの各成分の含有量の合計（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）が５％を超えると、屈折率が低下し、所望の光学特性を得ることが容易でなくなるとともに、ガラスの熱的安定性が低下する傾向を示す。したがって、上記ガラスにおいて、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）の範囲は、０〜５％とする。上記合計含有量の範囲は０〜３％とすることがより好ましく、０〜１％とすることが更に好ましく、０％としてもよい。   MgO, CaO, SrO, and BaO have a function of improving the meltability of the glass. However, when the total content of MgO, CaO, SrO, and BaO (MgO + CaO + SrO + BaO) exceeds 5%, the refractive index decreases. In addition, it becomes difficult to obtain desired optical characteristics, and the thermal stability of the glass tends to decrease. Therefore, in the above glass, the range of the total content of MgO, CaO, SrO and BaO (MgO + CaO + SrO + BaO) is 0 to 5%. The range of the total content is more preferably 0 to 3%, further preferably 0 to 1%, and may be 0%.

Ｆは、熔融時のガラスの揮発性を著しく高める。そのため、Ｆの含有量が多いガラスは光学特性が変動しやすく、脈理が発生したり、均質性が低下しやすい。均質性が高く、光学特性が安定しているガラスを得るために、Ｆの含有量を０．１％未満とすることが好ましく、０．０５％以下にすることが好ましい。Ｆの含有量を０％としてもよい。   F significantly increases the volatility of the glass during melting. For this reason, the glass having a large F content tends to have optical characteristics that are liable to fluctuate and cause a decrease in homogeneity. In order to obtain a glass having high homogeneity and stable optical properties, the F content is preferably less than 0.1%, and preferably 0.05% or less. The content of F may be 0%.

希土類成分のうち、Ｌａ2Ｏ3は比較的多く含有させても、ガラスの熱的安定性を維持することができる。そこで上記ガラスは、Ｌａ2Ｏ3を必須成分として含む。Ｌａ2Ｏ3の含有量が多くなるとガラスの熱的安定性が低下する傾向を示すため、Ｌａ2Ｏ3の含有量の範囲を３５〜５５％とすることが好ましい。Ｌａ2Ｏ3の含有量のより好ましい下限は３８％、更に好ましい下限は４０％であり、より好ましい上限は５０％、更に好ましい上限は４８％である。 Among the rare earth components, even if a relatively large amount of La 2 O 3 is contained, the thermal stability of the glass can be maintained. Therefore, the glass contains La 2 O 3 as an essential component. When the content of La 2 O 3 increases, the thermal stability of the glass tends to decrease, so the content range of La 2 O 3 is preferably 35 to 55%. A more preferable lower limit of the content of La 2 O 3 is 38%, a still more preferable lower limit is 40%, a more preferable upper limit is 50%, and a further preferable upper limit is 48%.

Ｙ2Ｏ3は、適量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示す成分である。このような効果を得るために、上記ガラスは、Ｙ2Ｏ3を必須成分として含む。Ｙ2Ｏ3の含有量は５％以上とすることが好ましい。一方、ガラスの熱的安定性を維持する上から、Ｙ2Ｏ3の含有量を１５％以下とすることが好ましく、１４％以下とすることがより好ましく、１３％以下とすることがさらに好ましく、１２％未満とすることが一層好ましい。Ｙ2Ｏ3の含有量のより好ましい下限は７％、更に好ましい下限は８％である。 Y 2 O 3 is a component that exhibits the function of improving the thermal stability of glass when contained in an appropriate amount. In order to obtain such an effect, the glass contains Y 2 O 3 as an essential component. The content of Y 2 O 3 is preferably 5% or more. On the other hand, from the viewpoint of maintaining the thermal stability of the glass, the content of Y 2 O 3 is preferably 15% or less, more preferably 14% or less, and even more preferably 13% or less. More preferably, it is less than 12%. A more preferable lower limit of the content of Y 2 O 3 is 7%, and a more preferable lower limit is 8%.

Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｃｓ2Ｏは、ガラスの熔融性を改善する働きを有する。所望の屈折率および良好な熱的安定性を得る上で、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2ＯおよびＣｓ2Ｏの各成分の含有量の合計（Ｌｉ2Ｏ＋Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏ＋Ｃｓ2Ｏ）は、０〜５％の範囲とすることが好ましく、より好ましい範囲は０〜３％、更に好ましい範囲は０〜１％であり、０％としてもよい。 Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, and Cs 2 O have a function of improving the meltability of the glass. Sum of contents of respective components of Li 2 O, Na 2 O, K 2 O and Cs 2 O to obtain a desired refractive index and good thermal stability (Li 2 O + Na 2 O + K 2 O + Cs 2 O) Is preferably in the range of 0 to 5%, more preferably 0 to 3%, and still more preferably 0 to 1%, or 0%.

ＧｅＯ2は、網目形成酸化物、すなわち、ガラスのネットワーク形成成分であり、屈折率を高める働きもする。そのため、ガラスの熱的安定性を維持しつつ屈折率を高めることができる成分である。しかし、ＧｅＯ2は非常に高価な成分であるため、その含有量を控えることが望まれる成分である。ＧｅＯ2の含有量の好ましい範囲は０〜３％、より好ましい範囲は０〜１％であり、更に好ましくは０〜０．５％であり、一層好ましくは０〜０．１％である。ＧｅＯ2の含有量を０％にすることができる。 GeO 2 is a network-forming oxide, that is, a network-forming component of glass, and also functions to increase the refractive index. Therefore, it is a component that can increase the refractive index while maintaining the thermal stability of the glass. However, since GeO 2 is a very expensive component, it is a component that it is desired to refrain from containing. A preferred range for the GeO 2 content is 0 to 3%, a more preferred range is 0 to 1%, still more preferably 0 to 0.5%, and even more preferably 0 to 0.1%. The content of GeO 2 can be reduced to 0%.

Ｂｉ2Ｏ3は、屈折率を高めるとともにガラスの熱的安定性を改善する働きをする。Ｂｉ2Ｏ3を過剰に含有すると、分光透過率の短波長側の吸収端を短波長化するため、Ｂｉ2Ｏ3の含有量の好ましい範囲は０〜３％、より好ましい範囲は０〜１％、更に好ましい範囲は０〜０．５％であり、一層好ましい範囲は０〜０．１％である。Ｂｉ2Ｏ3の含有量を０％にすることもできる。 Bi 2 O 3 serves to increase the refractive index and improve the thermal stability of the glass. When Bi 2 O 3 is contained excessively, the absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance is shortened, so the preferable range of the content of Bi 2 O 3 is 0 to 3%, and the more preferable range is 0 to 1. %, And a more preferable range is 0 to 0.5%, and a more preferable range is 0 to 0.1%. The content of Bi 2 O 3 can be reduced to 0%.

Ａｌ2Ｏ3は、少量であればガラスの熱的安定性および化学的耐久性を改善する働きをするが、過剰の導入により、液相温度が上昇し、熱的安定性が悪化する傾向がある。以上の点から、Ａｌ2Ｏ3の含有量の好ましい範囲は０〜３％、より好ましい範囲は０〜１％、更に好ましい範囲は０〜０．５％であり、一層好ましい範囲は０〜０．１％である。Ａｌ2Ｏ3の含有量を０％にすることもできる。 Al 2 O 3 works to improve the thermal stability and chemical durability of glass if it is in a small amount, but excessive introduction tends to increase the liquidus temperature and deteriorate the thermal stability. is there. From the above points, a preferable range of the content of Al 2 O 3 is 0 to 3%, a more preferable range is 0 to 1%, a further preferable range is 0 to 0.5%, and a more preferable range is 0 to 0. .1%. The content of Al 2 O 3 can be 0%.

Ｓｂ2Ｏ3は、清澄剤として添加可能であり、少量の添加でＦｅなどの不純物混入による光線透過率の低下を抑える働きもするが、Ｓｂ2Ｏ3の添加量を多くすると、Ｓｂ自身の光吸収によってガラスの着色が増大傾向を示す。以上の点から、Ｓｂ2Ｏ3の添加量は、外割りで０〜０．１％の範囲であることが好ましく、より好ましい範囲は０〜０．０６％、更に好ましい範囲は０〜０．０４％である。なお外割りによるＳｂ2Ｏ3含有量とは、Ｓｂ2Ｏ3以外のガラス成分の含有量の合計を１００質量％としたときの質量％表示によるＳｂ2Ｏ3の含有量を意味する。 Sb 2 O 3 can be added as a refining agent and works to suppress a decrease in light transmittance due to mixing of impurities such as Fe when added in a small amount. However, if the amount of Sb 2 O 3 added is increased, The glass color tends to increase due to light absorption. From the above points, the addition amount of Sb 2 O 3 is preferably in the range of 0 to 0.1% on an external basis, more preferably in the range of 0 to 0.06%, and still more preferably in the range of 0 to 0.00. 04%. Note The Sb 2 O 3 content by the external interrupt, it means the content of Sb 2 O 3 by mass percentage when the total content of glass components other than Sb 2 O 3 is 100 mass%.

ＳｎＯ2も清澄剤として添加可能である。外割りで０．５％を超えて添加するとガラスが着色したり、ガラスを加熱、軟化してプレス成形などの再成形をする際に、Ｓｎが結晶核生成の起点となって失透傾向が生じる。したがって、ＳｎＯ2の添加量を外割りで０〜０．５％の範囲とすることが好ましく、より好ましい範囲は０〜０．３％であり、添加しないことが更に好ましい。なお外割りによるＳｎＯ2含有量とは、ＳｎＯ2以外のガラス成分の含有量の合計を１００質量％としたときの質量％表示によるＳｎＯ2の含有量を意味する。 SnO 2 can also be added as a fining agent. When added over 0.5%, the glass is colored, or when glass is heated and softened to re-form such as press molding, Sn tends to devitrify as a starting point for crystal nucleation. Arise. Therefore, it is preferable that the addition amount of SnO 2 be in the range of 0 to 0.5%, more preferably 0 to 0.3%, and still more preferably not added. Note that the SnO 2 content by the external interrupt, means a content of SnO 2 by mass percentages when the total content of the glass component other than the SnO 2 is 100 mass%.

上記ガラスは、ガラスの熱的安定性を維持しつつ高屈折率低分散の光学特性を実現することができ、Ｌｕ、Ｈｆといった成分を含有させることを必要としない。Ｌｕ、Ｈｆも高価な成分なので、Ｌｕ2Ｏ3、ＨｆＯ2の含有量をそれぞれ０〜３％に抑えることが好ましく、それぞれ０〜１％に抑えることがより好ましく、それぞれ０〜０．５％に抑えることが更に好ましく、それぞれ０．１％未満に抑えることが一層好ましく、Ｌｕ 2 Ｏ 3 を導入しないこと、ＨｆＯ2を導入しないことがそれぞれ特に好ましい。 The glass can realize optical characteristics of high refractive index and low dispersion while maintaining the thermal stability of the glass, and does not need to contain components such as Lu and Hf. Since Lu and Hf are also expensive components, it is preferable to suppress the contents of Lu 2 O 3 and HfO 2 to 0 to 3%, more preferably to 0 to 1%, respectively, and 0 to 0.5% respectively. It is further preferable to suppress the content to less than 0.1%, and it is more preferable to suppress the introduction of Lu 2 O 3 and HfO 2 respectively.

また、上記ガラスは、環境影響に配慮し、Ｐｂを実質的に含まないことが好ましい。Ｐｂを実質的に含まないとは、ＰｂＯに換算し、ＰｂＯの含有量が０．０５％よりも少ないことを意味し、０％であってもよい。   Moreover, it is preferable that the said glass does not contain Pb substantially in consideration of an environmental influence. The phrase “substantially free of Pb” means that the PbO content is less than 0.05% in terms of PbO, and may be 0%.

その他、環境に影響を及ぼすＡｓ、Ｕ、Ｔｈ、Ｃｄも導入しないことが好ましい。
Ｔｅも環境に影響を及ぼすため、多量のＴｅを導入することは好ましくない。ＴｅＯ2の含有量の好ましい範囲は０〜１％、より好ましい範囲は０〜０．５％、更に好ましい範囲は０〜０．１％であり、ＴｅＯ2を含有しなくてもよい。
さらに、ガラスの優れた光線透過性を活かす上から、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏなどの着色の要因となる物質を導入しないことが好ましい。
上記ガラスは、高屈折率・低分散ガラスであり、着色が少ないガラスとなり得るものであり、光学ガラスとして好適である。 In addition, it is preferable not to introduce As, U, Th, and Cd that affect the environment.
Since Te also affects the environment, it is not preferable to introduce a large amount of Te. A preferable range of the content of TeO 2 is 0 to 1%, a more preferable range is 0 to 0.5%, a further preferable range is 0 to 0.1%, and TeO 2 may not be contained.
Furthermore, it is preferable not to introduce a substance that causes coloring such as Cu, Cr, V, Fe, Ni, and Co from the viewpoint of taking advantage of the excellent light transmittance of glass.
The above glass is a high refractive index / low dispersion glass, can be a glass with little coloring, and is suitable as an optical glass.

以上、上記ガラスのガラス組成について説明した。次に、上記ガラスのガラス特性について説明する。   The glass composition of the glass has been described above. Next, the glass characteristics of the glass will be described.

＜ガラス特性＞
（屈折率ｎｄ、アッベ数νｄ）
撮像光学系、投射光学系等の光学系を構成する光学素子材料としての有用性、詳しくは、色収差補正、光学系の高機能化などの観点から、上記ガラスの屈折率ｎｄは１．７５〜１．８０の範囲である。屈折率ｎｄの下限は、好ましくは１．７６であり、より好ましくは１．７６５である。屈折率ｎｄの上限は、好ましくは１．７９であり、より好ましくは１．７８５である。
また、同様の観点から、上記ガラスのアッベ数νｄは４７〜５２の範囲である。アッベ数νｄの下限は、好ましくは４８、より好ましくは４９である。アッベ数νｄの上限は、好ましくは５１、より好ましくは５０である。 <Glass characteristics>
(Refractive index nd, Abbe number νd)
From the viewpoints of usefulness as an optical element material constituting an optical system such as an imaging optical system and a projection optical system, specifically, correction of chromatic aberration and enhancement of optical system functions, the refractive index nd of the glass is 1.75 to The range is 1.80. The lower limit of the refractive index nd is preferably 1.76, more preferably 1.765. The upper limit of the refractive index nd is preferably 1.79, more preferably 1.785.
From the same viewpoint, the Abbe number νd of the glass is in the range of 47 to 52. The lower limit of the Abbe number νd is preferably 48, more preferably 49. The upper limit of the Abbe number νd is preferably 51, more preferably 50.

（着色度λ５、λ７０、λ８０）
先に記載したように、光学素子を通して紫外線硬化型接着剤に紫外線を照射する場合、光学素子は、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。λ５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％となる波長を表す。後述の実施例に示すλ５は、２８０〜７００ｎｍ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の厚さに研磨された互いに平行な面を有するガラス試料を用い、上記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。効率よく紫外線硬化型接着剤の硬化を行う上から、上記ガラスのλ５は、３３５ｍｍ以下であることが好ましく、３２５ｎｍ以下であることがより好ましく、３１５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。λ５の下限は、一例として、３００ｎｍ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。
一方、ガラスの着色度の指標としては、着色度λ７０、λ８０も挙げられる。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％となる波長を表す。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％となる波長を表す。上記ガラスのλ７０は、好ましくは３８０ｎｍ以下、より好ましくは３７０ｎｍ以下、さらに好ましくは３６５ｎｍ以下である。λ７０の下限は、一例として、３４０ｎｍ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。また、上記ガラスのλ８０は、好ましくは４２０ｎｍ以下、より好ましくは４００ｎｍ以下、さらに好ましくは３９０ｎｍ以下である。λ８０の下限は、一例として、３６０ｎｍ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。 (Coloration λ5, λ70, λ80)
As described above, when the ultraviolet curable adhesive is irradiated with ultraviolet rays through the optical element, the optical element preferably has an absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance in a short wavelength region. As an index for quantitatively evaluating the absorption edge on the short wavelength side, the coloring degree λ5 can be used. λ5 represents 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 the examples described later is a value measured in a wavelength range of 280 to 700 nm. Spectral transmittance is, for example, more specifically, glass samples having mutually parallel surfaces polished to a thickness of 10.0 ± 0.1 mm are used, and light is incident from a direction perpendicular to the polished surfaces. The spectral transmittance obtained in this way, that is, Iout / Iin where Iin is the intensity of light incident on the glass sample and Iout is the intensity of light transmitted through the glass sample.
According to the coloring degree λ5, the absorption edge on the short wavelength side of the spectral transmittance can be quantitatively evaluated. From the viewpoint of efficiently curing the ultraviolet curable adhesive, λ5 of the glass is preferably 335 mm or less, more preferably 325 nm or less, and further preferably 315 nm or less. As an example, the lower limit of λ5 can be set to 300 nm, but it is not particularly limited as it is lower.
On the other hand, as the index of the coloring degree of glass, coloring degrees λ70 and λ80 are also mentioned. λ70 represents the wavelength at which the spectral transmittance measured by the method described for λ5 is 70%. λ80 represents a wavelength at which the spectral transmittance measured by the method described for λ5 is 80%. Λ70 of the glass is preferably 380 nm or less, more preferably 370 nm or less, and further preferably 365 nm or less. As an example, the lower limit of λ70 can be 340 nm, but it is not particularly limited as it is lower. In addition, λ80 of the glass is preferably 420 nm or less, more preferably 400 nm or less, and further preferably 390 nm or less. As an example, the lower limit of λ80 can be 360 nm, but it is not particularly limited as it is lower.

（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νｄ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、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は、０．５４５〜０．５６０の範囲であることが好ましい。 (Partial dispersion characteristics)
From the viewpoint of correcting chromatic aberration, the glass is preferably a glass having a small partial dispersion ratio when the Abbe number νd is fixed.
Here, the partial dispersion ratios Pg and F are expressed as (ng−nF) / (nF−nc) using the refractive indexes ng, nF and nc in the g-line, F-line and c-line.
From the viewpoint of providing a glass suitable for high-order chromatic aberration correction, the partial dispersion ratio Pg, F of the glass is preferably in the range of 0.545 to 0.560.

（ガラス転移温度Ｔｇ）
アニール温度、プレス成形時のガラスの温度が高くなり過ぎると、アニール炉やプレス成形型の消耗を招く。アニール炉やプレス成形型への熱的負荷を軽減する上から、ガラス転移温度Ｔｇは６８０℃以下であることが好ましく、６７５℃以下であることがより好ましい。
ガラス転移温度Ｔｇが低すぎると、研削や研磨などの機械加工における加工性が低下傾向を示す。したがって、加工性を維持する上から、ガラス転移温度Ｔｇを６４５℃以上にすることが好ましく、６５０℃以上にすることがより好ましい。 (Glass transition temperature Tg)
If the annealing temperature and the glass temperature during press molding become too high, the annealing furnace and the press mold are consumed. In order to reduce the thermal load on the annealing furnace and the press mold, the glass transition temperature Tg is preferably 680 ° C. or lower, and more preferably 675 ° C. or lower.
If the glass transition temperature Tg is too low, the workability in machining such as grinding and polishing tends to decrease. Therefore, from the viewpoint of maintaining workability, the glass transition temperature Tg is preferably 645 ° C. or higher, and more preferably 650 ° C. or higher.

（液相温度ＬＴ）
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１１００℃以下であることが好ましく、１０８０℃以下であることがより好ましい。液相温度ＬＴの下限は、一例として１０００℃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 LT)
One indicator of the thermal stability of glass is the liquidus temperature. From the viewpoint of suppressing crystallization and devitrification during glass production, the liquidus temperature LT is preferably 1100 ° C. or lower, more preferably 1080 ° C. or lower. The lower limit of the liquidus temperature LT is, for example, 1000 ° C. or higher, but is preferably not low and is not particularly limited.

（比重）
例えば、上記ガラスをオートフォーカス機能を有するレンズに用いる場合など、レンズの質量が大きいと、フォーカシング時の消費電力が増加し、電池の消耗が早まる。レンズを軽量化するための１つの手段としては、ガラスの比重を低下させることが挙げられる。上記ガラスの比重は、４．６０以下であることが好ましく、４．５０以下であることがより好ましく、４．６０以下であることがさらに好ましい。また、比重の下限は上記組成範囲より自ずと定まる。比重の下限の目安は４．０である。 (specific gravity)
For example, when the glass is used for a lens having an autofocus function, when the lens mass is large, power consumption during focusing increases and battery consumption is accelerated. One means for reducing the weight of the lens is to reduce the specific gravity of the glass. The specific gravity of the glass is preferably 4.60 or less, more preferably 4.50 or less, and even more preferably 4.60 or less. Further, the lower limit of the specific gravity is naturally determined from the composition range. A guideline for the lower limit of the specific gravity is 4.0.

＜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（バッチ原料）とし、例えば、白金などの貴金属で作られた熔融容器内で加熱、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。ガラスＡ、Ｂは、上記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 order to obtain the desired glass composition, the above glass is weighed and prepared as raw materials such as oxides, carbonates, sulfates, nitrates and hydroxides, and mixed well to form a mixed batch (batch raw material). For example, it can be obtained by heating and melting in a melting vessel made of a noble metal such as platinum, defoaming and stirring to make a molten glass free of bubbles and molding it. Specifically, it can be made using a known melting method. Glasses A and B are high refractive index and low dispersion glasses having the above optical properties, but are excellent in thermal stability, and thus can be stably produced using known melting methods and molding methods. .

［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、
上述のガラスからなるプレス成形用ガラス素材；
上述のガラスからなる光学素子ブランク、
に関する。 [Press-molding glass material, optical element blank, and manufacturing method thereof]
Another aspect of the present invention is:
A glass material for press molding made of the glass described above;
Optical element blank made of the glass described above,
About.

本発明の他の一態様によれば、
上述のガラス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 another aspect of the invention,
A method for producing a glass material for press molding comprising a step of forming the glass described above into a glass material for press molding;
A method for producing an optical element blank comprising a step of producing an optical element blank by press-molding the above-described press-molding glass material using a press mold;
A method for producing an optical element blank, comprising a step of forming the glass described above into an optical element blank;
Is also provided.

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削、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 approximates the shape of the target optical element, and is polished to the shape of the optical element (surface layer to be removed by polishing) or ground if necessary (to be removed by grinding). An optical element base material to which a surface layer is added. The optical element is finished by grinding and polishing the surface of the optical element blank. In one embodiment, an optical element blank can be produced by a method of pressing 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 a molten glass obtained by melting an appropriate amount of the 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。   Moreover, in another one aspect | mode, an optical element blank can be produced by producing the 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。   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 softened state by heating with a press mold. Both heating and press molding can be performed in the atmosphere. A uniform optical element blank can be obtained by annealing after press molding to reduce strain inside the glass.

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が挙げられる。   The glass material for press molding is subjected to mechanical processing such as cutting, grinding and polishing in addition to what is called glass gob for press molding that is used for press molding for optical element blank production as it is. It includes those that are subjected to press molding via As a cutting method, a groove is formed in a portion of the surface of the glass plate to be cut by a method called scribing, and a local pressure is applied to the groove portion from the back surface of the surface on which the groove is formed. There are a method of breaking a plate and a method of cutting a glass plate with a cutting blade. Moreover, barrel polishing etc. are mentioned as a grinding | polishing and a grinding | polishing method.

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 can be produced, for example, by casting molten glass into a mold, forming a glass plate, and cutting the glass plate into a plurality of glass pieces. 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 produced by repressing and softening a glass gob for press molding and press forming it. A method of producing an optical element blank by press-molding glass by reheating and softening 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、
上述のガラスからなる光学素子
に関する。 [Optical element and manufacturing method thereof]
Another aspect of the present invention is:
The present invention relates to an optical element made of the 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研削および／または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 one embodiment of the present invention,
A method for producing an optical element comprising a step of producing an optical element by grinding and / or polishing the optical element blank described above,
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、屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲である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 manufacturing method of the 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 washing and drying the surface of the optical element after processing. it can. In this manner, an optical element made of the above glass having a refractive index nd of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd of 47 to 52 can be obtained. Examples of the optical element include various lenses such as a spherical lens, an aspheric lens, and a micro lens, a prism, and the like.

また、上記ガラス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、接合レンズの接着に使用される紫外線硬化型接着剤を塗布し、貼り合わせてからレンズを通して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、先に記載した吸収特性を有するガラスは好ましい。接合する複数個の光学素子を、アッベ数νｄ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。   The optical element made of glass is also suitable as a lens constituting the cemented optical element. Examples of the cemented optical element include those in which lenses are cemented (a cemented lens), and in which lenses and a prism are cemented. For example, the bonded optical element is an ultraviolet curable adhesive that is used for bonding a bonded lens by precisely processing (for example, spherical polishing) the bonded surface of two optical elements to be bonded so as to have an inverted shape. Can be produced by applying UV light through the lens and curing the adhesive. Thus, in order to produce a bonded optical element, the glass having the absorption characteristics described above is preferable. A plurality of optical elements to be bonded are manufactured using a plurality of types of glasses having different Abbe numbers νd, and bonded to each other, whereby an element suitable for correcting chromatic aberration can be obtained.

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 embodiment shown in the examples.

（実施例１）
表１に示す組成を有するガラスが得られるように、原料として炭酸塩、硝酸塩、硫酸塩、水酸化物、酸化物、ホウ酸等を適宜、用いた。各原料粉末を秤量して十分混合し、調合原料とした。この調合原料を白金製坩堝に入れて１１００〜１４００℃で、１〜３時間、加熱、熔融し、清澄、撹拌して均質な熔融ガラスを得た。この熔融ガラスを予熱した鋳型に流し込んで急冷し、ガラス転移温度近傍の温度で１時間保持した後、徐冷して表１に示す組成を有する各ガラスを得た。なお表１に示すガラスは、いずれもＦを含まない。
いずれのガラス中にも結晶の析出は認められなかった。また、ガラス中に原料の熔け残り（未熔解物）も無いことを確認した。 Example 1
Carbonates, nitrates, sulfates, hydroxides, oxides, boric acid and the like were appropriately used as raw materials so that a glass having the composition shown in Table 1 was obtained. Each raw material powder was weighed and mixed well to obtain a blended raw material. This prepared raw material was put in a platinum crucible and heated and melted at 1100 to 1400 ° C. for 1 to 3 hours to clarify and stir to obtain a homogeneous molten glass. The molten glass was poured into a preheated mold and rapidly cooled, held at a temperature near the glass transition temperature for 1 hour, and then slowly cooled to obtain each glass having the composition shown in Table 1. All the glasses shown in Table 1 do not contain F.
No crystal precipitation was observed in any glass. It was also confirmed that there was no unmelted material (unmelted material) in the glass.

各ガラスの特性は、以下に示す方法で測定した。測定結果を表１に示す。
（１）屈折率ｎｄおよびアッベ数νｄ
１時間あたり３０℃の降温速度で冷却したガラスについて測定した。
（２）ガラス転移温度Ｔｇ
熱機械分析装置を用いて、昇温速度４℃／分の条件下で測定した。
（３）液相温度ＬＴ
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。
（４）比重
アルキメデス法により測定した。
（５）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。
（６）部分分散比Ｐｇ,Ｆ
屈折率ｎＦ、ｎｃ、ｎｇを測定し、測定結果から算出した。 The characteristic of each glass was measured by the method shown below. The measurement results are shown in Table 1.
(1) Refractive index nd and Abbe number νd
It measured about the glass cooled at the temperature-fall rate of 30 degreeC per hour.
(2) Glass transition temperature Tg
Using a thermomechanical analyzer, the measurement was performed under the condition of a heating rate of 4 ° C./min.
(3) Liquidus temperature LT
The glass was placed in a furnace heated to a predetermined temperature and held for 2 hours. After cooling, the inside of the glass was observed with a 100 × optical microscope, and the liquidus temperature was determined from the presence or absence of crystals.
(4) Specific gravity It measured by Archimedes method.
(5) Coloration degree λ5, λ70, λ80
Using a glass sample having a thickness of 10 ± 0.1 mm having two optically polished planes facing each other, a spectrophotometer is used to inject light having an intensity Iin from the direction perpendicular to the polished surface. The spectral transmittance Iout / Iin is calculated by measuring the intensity Iout of the light that has passed through λ5, the wavelength at which the spectral transmittance is 5% is λ5, the wavelength at which the spectral transmittance is 70% is λ70, and the spectral transmittance is 80 The wavelength at which% is obtained is λ80.
(6) Partial dispersion ratio Pg, F
Refractive indexes nF, nc, and ng were measured and calculated from the measurement results.

熱的安定性の評価（１）
ガラスＮｏ．１２の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に各調合原料１５０ｇを入れて１３５０℃で１２０分間、加熱、熔融した後、熔融物を冷却して固化物を得た。固化物を観察したところ、結晶は析出しなかった。更に、ガラスを１１００℃で１２０分間、保持しても結晶は析出せず、保持温度を１０６０℃に下げて保持したが、結晶は析出しなかった。
表１に示す他の組成についても同様に評価を行ったところ、同様に、結晶は析出しなかった。 Evaluation of thermal stability (1)
Glass No. Glass raw materials were prepared so that a glass having a composition of 12 was obtained, 150 g of each raw material was put in a platinum crucible, heated and melted at 1350 ° C. for 120 minutes, and then the melt was cooled to obtain a solidified product. It was. When the solidified product was observed, no crystals were precipitated. Further, even if the glass was held at 1100 ° C. for 120 minutes, no crystals were precipitated, and the holding temperature was lowered to 1060 ° C., but the crystals were not precipitated.
When other compositions shown in Table 1 were also evaluated in the same manner, no crystals were similarly deposited.

（比較例１）
特許文献５の実施例の中で、Ｎｂ2Ｏ5を含まない実施例３、６、７、質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が１．９３の実施例１１の各組成について、上記と同様に、１３５０℃で１２０分間、加熱、熔融した後に熔融物を冷却して得られた固化物を観察したところ、実施例３、７、１１については多量の結晶が析出していた。実施例６については、結晶の析出は見られなかった。
次に、実施例６のガラスを加熱し、１１００℃で１２０分間保持した後、室温に冷却して、観察したところ、多数の結晶が認められた。実施例３、７、１１についても同様の実験を行ったところ、多数の結晶析出が見られた。 (Comparative Example 1)
Among Examples of Patent Document 5, Examples 3, 6, and 7 not including Nb 2 O 5 , mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) / (B 2 For each composition of Example 11 in which O 3 + SiO 2 )) was 1.93, the solidified product obtained by heating and melting at 1350 ° C. for 120 minutes and then cooling the melt was observed in the same manner as above. In Examples 3, 7, and 11, a large amount of crystals were precipitated. In Example 6, no precipitation of crystals was observed.
Next, the glass of Example 6 was heated and held at 1100 ° C. for 120 minutes, then cooled to room temperature and observed, and many crystals were observed. When the same experiment was conducted on Examples 3, 7, and 11, a large number of crystal precipitates were observed.

以上の結果から、実施例のガラスは、比較例１で評価したガラスよりも優れた熱的安定性を有することが確認できる。   From the above results, it can be confirmed that the glass of the example has better thermal stability than the glass evaluated in Comparative Example 1.

（比較例２）
特許文献３の実施例１〜１０の中で、質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）が最も大きい実施例８（質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）は０．２８）の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れて１１５０℃で２０分、熔融した。
その後、熔融物を坩堝ごと急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出し、ガラスの内部を観察した。
図１は、比較例２で評価したガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図１より明らかなように、ガラス片の幾つかは、原料の熔け残りが多く含まれており、白濁して透明性が失われていた。
熔解温度を１２００℃にした以外は、上記方法と同じ方法でガラスを作製したところ、坩堝から取り出したガラスの縁の部分に原料が多く熔け残っていた。 (Comparative Example 2)
Among Examples 1 to 10 of Patent Document 3, the glass having a composition of mass ratio (ZnO / Y 2 O 3) is the largest Example 8 (weight ratio (ZnO / Y 2 O 3) 0.28) Was prepared, and 50 g of the prepared material was put in a platinum crucible and melted at 1150 ° C. for 20 minutes.
Thereafter, the melt was quenched with the crucible, the solidified glass was taken out from the crucible, and the inside of the glass was observed.
FIG. 1 is a photograph of the glass (glass taken out from the crucible) evaluated in Comparative Example 2. As apparent from FIG. 1, some of the glass pieces contained a large amount of unmelted raw material, became cloudy and lost transparency.
A glass was produced by the same method as described above except that the melting temperature was 1200 ° C., but a large amount of raw material remained at the edge of the glass taken out from the crucible.

（比較例３）
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．０４４である特許文献４の実施例２の組成を有するガラスが得られるよう、ガラス原料を調合し、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れて１１５０℃で２０分、熔融した。
その後、熔融物を坩堝ごと急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出し、ガラスの内部を観察した。
図２は、比較例３で評価したガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図２より明らかなように、ガラス片の幾つかは、原料の熔け残りが多く含まれており、白濁して透明性が失われていた。 (Comparative Example 3)
A glass raw material was prepared so that a glass having the composition of Example 2 of Patent Document 4 having a mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) of 0.044 was obtained, 50 g of the blended raw material was put in and melted at 1150 ° C. for 20 minutes.
Thereafter, the melt was quenched with the crucible, the solidified glass was taken out from the crucible, and the inside of the glass was observed.
FIG. 2 is a photograph of the glass (glass taken out from the crucible) evaluated in Comparative Example 3. As is clear from FIG. 2, some of the glass pieces contained a large amount of unmelted raw material and became cloudy and lost transparency.

熱的安定性の評価（２）
表１のガラスＮｏ．１２の組成について、比較例２、３と同様の実験を行った。すなわち、白金坩堝中に調合原料５０ｇを入れ、１１５０℃で２０分間、熔融を行い、坩堝ごと熔融物を急冷し、固化したガラスを坩堝から取り出した。
図３は、上記のように比較例２、３と同様の方法で評価した、表１のＮｏ．１２の組成のガラス（坩堝から取り出したガラス）の写真である。図３から明らかなように、ガラス中には原料の熔け残りは認められず、均質なガラスを作ることができた。
さらに熔解温度を１１３０℃まで下げても、原料の熔け残りは無く、均質なガラスを得ることができた。 Thermal stability evaluation (2)
Glass No. in Table 1 For the 12 compositions, the same experiment as in Comparative Examples 2 and 3 was performed. That is, 50 g of the prepared raw material was put in a platinum crucible and melted at 1150 ° C. for 20 minutes. The melt was quenched with the crucible, and the solidified glass was taken out from the crucible.
3 is the same as that of Comparative Examples 2 and 3 as described above. It is a photograph of the glass of 12 compositions (glass taken out from the crucible). As is apparent from FIG. 3, no unmelted raw material was observed in the glass, and a homogeneous glass could be produced.
Further, even when the melting temperature was lowered to 1130 ° C., there was no unmelted raw material, and a homogeneous glass could be obtained.

以上の結果から、実施例のガラスが、比較例２、３で評価したガラスよりも優れた熱的安定性を有することが確認できる。   From the above result, it can confirm that the glass of an Example has the thermal stability superior to the glass evaluated by the comparative examples 2 and 3. FIG.

（実施例２）
実施例１で得られた各種ガラスから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)
A glass lump (glass gob) for press molding was produced from the various glasses obtained in Example 1. This glass lump was heated and softened in the atmosphere, and press-molded with a press mold to produce a lens blank (optical element blank). The produced lens blank was taken out from the press mold, annealed, and machined including polishing, and spherical lenses made of various glasses produced in Example 1 were produced.

（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、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 press-molded with a press mold to produce a lens blank (optical element blank). The produced lens blank was taken out from the press mold, annealed, and machined including polishing, and spherical lenses made of various glasses produced in Example 1 were produced.

（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
The glass lump produced by solidifying the molten glass produced in Example 1 was annealed and subjected to mechanical processing including polishing, and spherical lenses made of various glasses produced in Example 1 were produced.

（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面、他種のガラスからなる球面レンズの接合面は凹面であった。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 2-4 was bonded with the spherical lens which consists of another kind of glass, and the junction lens was produced. The cemented surfaces of the spherical lenses produced in Examples 2 to 4 were convex surfaces, and the cemented surfaces of spherical lenses made of other types of glass were concave surfaces. The two joint surfaces were produced so that the absolute values of the curvature radii were equal to each other. An ultraviolet curable adhesive for optical element bonding was applied to the bonding surface, and the two lenses were bonded to each other at the bonding surfaces. Thereafter, the adhesive applied to the joint surface was irradiated with ultraviolet rays through the spherical lenses prepared in Examples 2 to 4, and the adhesive was solidified.
A cemented lens was produced as described above. The cemented lens had a sufficiently high bonding strength and a sufficient level of optical performance.

最後に、前述の各態様を総括する。   Finally, the above-described aspects are summarized.

一態様によれば、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＺｎＯおよびＮｂ2Ｏ5、ならびに、Ｂ2Ｏ3およびＳｉＯ2の一方または両方、を少なくとも含み、質量％表示で、Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量が２８〜３８％、Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が４８〜６０％、Ｇｄ2Ｏ3含有量が３％未満、Ｙｂ2Ｏ3含有量が２％未満、ＺｒＯ2含有量が２〜１４％、ＷＯ3含有量が１％未満、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下であり、質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．９４以上、質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が１．９以下、質量比（（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））が０．００３以上、質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．２〜１．４、質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）が０．３０以上、質量比（（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．１１以下であり、屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラスを提供することができる。 According to one aspect, at least comprising La 2 O 3 , Y 2 O 3 , ZrO 2 , ZnO and Nb 2 O 5 , and one or both of B 2 O 3 and SiO 2 , expressed in mass%, The total content of 2 O 3 and SiO 2 is 28 to 38%, the total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 48 to 60%, Gd 2 O 3 The content is less than 3%, the Yb 2 O 3 content is less than 2%, the ZrO 2 content is 2 to 14%, the WO 3 content is less than 1%, and the total content of MgO, CaO, SrO and BaO is 5 % And the mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.94 or more and the mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3) / (B 2 O 3 + SiO 2)) is 1.9 or less, the mass ratio ((Nb 2 O 5 / ( L 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3)) is 0.003 or more, the weight ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5)) is 0.2 to 1.4, mass ratio (ZnO / Y 2 O 3 ) is 0.30 or more, mass ratio ((Li 2 O + ZnO) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3) + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.11 or less, the refractive index nd is in the range of 1.75 to 1.80, and the Abbe number νd is in the range of 47 to 52. Can be provided.

上記ガラスは、上記範囲の屈折率およびアッベ数を有するガラスであって、Ｇｄ2Ｏ3含有量およびＹｂ2Ｏ3含含有量が低減されているため安定供給可能であり、かつ上述の含有量および質量比を満たすことにより、未熔解物の発生およびガラス製造時の結晶化を抑制することができる。 The glass is a glass having a refractive index and an Abbe number in the above range, and can be stably supplied because the Gd 2 O 3 content and the Yb 2 O 3 content are reduced. And satisfy | filling mass ratio can suppress generation | occurrence | production of an unmelted material and crystallization at the time of glass manufacture.

一態様では、ガラスの熱的安定性を一層改善する観点で、Ｙ2Ｏ3含有量が１２質量％未満であることが好ましい。 In one aspect, from the viewpoint of further improving the thermal stability of the glass, the Y 2 O 3 content is preferably less than 12% by mass.

一態様では、研削や研磨などの機械加工における加工性の観点から、上記ガラスのガラス転移温度は、６４５℃以上であることが好ましい。   In one embodiment, the glass transition temperature of the glass is preferably 645 ° C. or higher from the viewpoint of workability in machining such as grinding and polishing.

以上説明したガラスから、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、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、および光学素子が提供される。   From the glass described above, a glass material for press molding, an optical element blank, and an optical element can be produced. That is, according to another aspect, a glass material for press molding made of the above glass, an optical element blank, and an optical element are provided.

また、他の態様によれば、上記ガラス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。   Moreover, according to the other aspect, the manufacturing method of the glass material for press molding provided with the process of shape | molding the said glass to the glass material for press molding is also provided.

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 an optical element blank manufacturing method including a step of manufacturing an optical element blank by press-molding the press-molding glass material using a press mold.

さらに他の態様によれば、上記ガラス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, a method for producing an optical element blank including a step of forming the glass into an optical element blank is also provided.

さらに他の態様によれば、上記光学素子ブランクを研削および／または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 an optical element manufacturing method including a step of manufacturing an optical element by grinding and / or 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。 The embodiment disclosed this time should be considered as illustrative in all points and not restrictive. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
For example, the glass concerning 1 aspect of this invention can be obtained by performing the composition adjustment as described in the specification with respect to the glass composition illustrated above.
Of course, it is possible to arbitrarily combine two or more of the matters described as examples or preferred ranges in the specification.

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.

Claims (6)

Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、ＺｒＯ2、ＺｎＯおよびＮｂ2Ｏ5、ならびに、Ｂ2Ｏ3およびＳｉＯ2の一方または両方、を少なくとも含み、
質量％表示で、
Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2との合計含有量が２８〜３８％、
ＳｉＯ 2 含有量が５％以下、
Ｌａ2Ｏ3、Ｙ2Ｏ3、Ｇｄ2Ｏ3およびＹｂ2Ｏ3の合計含有量が４８〜６０％、
Ｇｄ2Ｏ3含有量が３％未満、
Ｙｂ2Ｏ3含有量が２％未満、
ＺｒＯ2含有量が２〜１４％、
ＷＯ3含有量が１％未満、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯの合計含有量が５％以下、
であり、
質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3））が０．９４以上、
質量比（（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3）／（Ｂ2Ｏ3＋ＳｉＯ2））が１．９以下、
質量比（（Ｎｂ2Ｏ5／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋Ｎｂ2Ｏ5＋ＴｉＯ2＋ＷＯ3））が０．００３以上０．０１１７以下、
質量比（ＺｎＯ／（ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．２〜１．４、
質量比（ＺｎＯ／Ｙ2Ｏ3）が０．３０以上、
質量比（（Ｌｉ2Ｏ＋ＺｎＯ）／（Ｌａ2Ｏ3＋Ｙ2Ｏ3＋Ｇｄ2Ｏ3＋Ｙｂ2Ｏ3＋ＺｒＯ2＋Ｎｂ2Ｏ5＋Ｔａ2Ｏ5））が０．１１以下、
であり、
屈折率ｎｄが１．７５〜１．８０の範囲であり、かつアッベ数νｄが４７〜５２の範囲であるガラス。 Including at least La 2 O 3 , Y 2 O 3 , ZrO 2 , ZnO and Nb 2 O 5 , and one or both of B 2 O 3 and SiO 2 ,
In mass% display,
The total content of B 2 O 3 and SiO 2 is 28 to 38%,
SiO 2 content is 5% or less,
The total content of La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Gd 2 O 3 and Yb 2 O 3 is 48-60%,
Gd 2 O 3 content is less than 3%,
Yb 2 O 3 content is less than 2%,
ZrO 2 content is 2-14%,
WO 3 content less than 1%,
The total content of MgO, CaO, SrO and BaO is 5% or less,
And
The mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 ) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 )) is 0.94 or more,
The mass ratio ((La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 ) / (B 2 O 3 + SiO 2 )) is 1.9 or less,
The mass ratio ((Nb 2 O 5 / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + Nb 2 O 5 + TiO 2 + WO 3 )) is 0.003 or more and 0.0117 or less ,
The mass ratio (ZnO / (ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.2 to 1.4,
The mass ratio (ZnO / Y 2 O 3 ) is 0.30 or more,
The mass ratio ((Li 2 O + ZnO) / (La 2 O 3 + Y 2 O 3 + Gd 2 O 3 + Yb 2 O 3 + ZrO 2 + Nb 2 O 5 + Ta 2 O 5 )) is 0.11 or less,
And
Glass having a refractive index nd in the range of 1.75 to 1.80 and an Abbe number νd in the range of 47 to 52. Ｙ2Ｏ3含有量が１２質量％未満である請求項１に記載のガラス。 The glass according to claim 1, wherein the Y 2 O 3 content is less than 12% by mass. ガラス転移温度が６４５℃以上である請求項１または２に記載のガラス。 The glass according to claim 1 or 2, wherein the glass transition temperature is 645 ° C or higher. 請求項１〜３のいずれか１項に記載のガラスからなるプレス成形用ガラス素材。 The glass raw material for press molding consisting of the glass of any one of Claims 1-3. 請求項１〜３のいずれか１項に記載のガラスからなる光学素子ブランク。 The optical element blank which consists of glass of any one of Claims 1-3. 請求項１〜３のいずれか１項に記載のガラスからなる光学素子。 The optical element which consists of glass of any one of Claims 1-3.
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