JP2001146434A - 紫外線用光学材料およびその製造方法 - Google Patents
紫外線用光学材料およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】波長１５７ｎｍのＦ2エキシマレーザーに代表
される真空紫外光に対する透過率が高く、均質性、耐性
に優れた合成シリカガラスを提供する。 【解決手段】珪素化合物を火炎熱分解して製造されたス
ートを堆積させて生成した多孔質シリカ母材を加熱して
得られる、実質的にＯＨ基以外の不純物を含まず、ガラ
ス内における仮想温度の最大と最小の差が５０℃以下で
あり、波長１５７ｎｍの紫外線の透過率が光路長１０ｍ
ｍで６０％以上である合成シリカガラスから成る紫外線
用光学材料、及び、ＯＨ基含有量が１〜７０ｐｐｍ、Ｃ
ｌ濃度が１ｐｐｍ未満であり、金属不純物濃度は各元素
が１０ｐｐｂ未満、それらの合計量が５０ｐｐｂ以下で
ある合成シリカガラスから成る紫外線用光学材料、並び
に、スート法で得られた多孔質シリカ母材を透明化する
に至らない温度で第１の熱処理をした後、第１の熱処理
温度よりも高い温度で第２の熱処理をおこない透明化す
る。
される真空紫外光に対する透過率が高く、均質性、耐性
に優れた合成シリカガラスを提供する。 【解決手段】珪素化合物を火炎熱分解して製造されたス
ートを堆積させて生成した多孔質シリカ母材を加熱して
得られる、実質的にＯＨ基以外の不純物を含まず、ガラ
ス内における仮想温度の最大と最小の差が５０℃以下で
あり、波長１５７ｎｍの紫外線の透過率が光路長１０ｍ
ｍで６０％以上である合成シリカガラスから成る紫外線
用光学材料、及び、ＯＨ基含有量が１〜７０ｐｐｍ、Ｃ
ｌ濃度が１ｐｐｍ未満であり、金属不純物濃度は各元素
が１０ｐｐｂ未満、それらの合計量が５０ｐｐｂ以下で
ある合成シリカガラスから成る紫外線用光学材料、並び
に、スート法で得られた多孔質シリカ母材を透明化する
に至らない温度で第１の熱処理をした後、第１の熱処理
温度よりも高い温度で第２の熱処理をおこない透明化す
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本願発明は、略１６０〜３０
０ｎｍの波長域での波長域での光源を用いたリソグラフ
ィー、光ＣＶＤ、光クリーニングなどに用いられる透明
シリカガラスからなる紫外線用光学材料及びその製造方
法に関するものであり、さらに詳しくは真空紫外から紫
外線領域のエキシマレーザー、エキシマランプ光に対し
て透過率の高いレンズ、超ＬＳＩ用フォトマスク基板、
プリズム、窓材、ランプ材等の透明シリカガラスからな
る紫外線用光学材料、特に波長１５７ｎｍのＦ2エキシ
マレーザー用の透明シリカガラスからなる紫外線用光学
材料に関する。
０ｎｍの波長域での波長域での光源を用いたリソグラフ
ィー、光ＣＶＤ、光クリーニングなどに用いられる透明
シリカガラスからなる紫外線用光学材料及びその製造方
法に関するものであり、さらに詳しくは真空紫外から紫
外線領域のエキシマレーザー、エキシマランプ光に対し
て透過率の高いレンズ、超ＬＳＩ用フォトマスク基板、
プリズム、窓材、ランプ材等の透明シリカガラスからな
る紫外線用光学材料、特に波長１５７ｎｍのＦ2エキシ
マレーザー用の透明シリカガラスからなる紫外線用光学
材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】現状使用されているシリカガラスはそれ
ぞれ一長一短があり、目的に応じて使い分けられてい
る．たとえば、波長が２４８ｎｍのＫｒＦ、あるいは、
波長が１９３ｎｍのＡｒＦエキシマレーザー用光学材料
には、ＯＨ基含有量が十分高いもの、あるいは水素処理
を施した高純度の合成シリカガラスが用いられてきた
（例えば、特開平４−９７９２２）。これは、ＳｉＯＨ
を多くしてガラス網目構造を柔軟にすることにより、レ
ーザー耐性の向上をはかっているものである。すなわ
ち、欠陥構造の前駆体生成や歪んだ Ｓｉ−Ｏ−Ｓｉ 結
合の解裂による欠陥生成を防止するためには、歪んだボ
ンド自身を少なくしてやる必要があり、そのための手段
として Ｓｉ−ＯＨの量を多くすることで、ＳｉＯ2の骨
格構造の歪みを低減し、欠陥の生成を防止したものであ
る。従来はこのような不安定な分子を作らないように合
成することによりＡｒＦエキシマレーザー用のガラスを
製造し、使用に供していた。ところが、真空紫外光の透
過特性は、シリカガラス中のＯＨ基量が少ないものほど
良いことが知られており、使用波長がより短波長の真空
紫外（以降ＶＵＶと記す）領域になると、ＯＨ基による
吸収が該紫外光の透過を邪魔するため、ＯＨ基を多量に
含むシリカガラスは、波長１７２ｎｍのＸｅ2*エキシマ
ランプや波長が１５７ｎｍのＦ2エキシマレーザー用光
学材料としては適さない。
ぞれ一長一短があり、目的に応じて使い分けられてい
る．たとえば、波長が２４８ｎｍのＫｒＦ、あるいは、
波長が１９３ｎｍのＡｒＦエキシマレーザー用光学材料
には、ＯＨ基含有量が十分高いもの、あるいは水素処理
を施した高純度の合成シリカガラスが用いられてきた
（例えば、特開平４−９７９２２）。これは、ＳｉＯＨ
を多くしてガラス網目構造を柔軟にすることにより、レ
ーザー耐性の向上をはかっているものである。すなわ
ち、欠陥構造の前駆体生成や歪んだ Ｓｉ−Ｏ−Ｓｉ 結
合の解裂による欠陥生成を防止するためには、歪んだボ
ンド自身を少なくしてやる必要があり、そのための手段
として Ｓｉ−ＯＨの量を多くすることで、ＳｉＯ2の骨
格構造の歪みを低減し、欠陥の生成を防止したものであ
る。従来はこのような不安定な分子を作らないように合
成することによりＡｒＦエキシマレーザー用のガラスを
製造し、使用に供していた。ところが、真空紫外光の透
過特性は、シリカガラス中のＯＨ基量が少ないものほど
良いことが知られており、使用波長がより短波長の真空
紫外（以降ＶＵＶと記す）領域になると、ＯＨ基による
吸収が該紫外光の透過を邪魔するため、ＯＨ基を多量に
含むシリカガラスは、波長１７２ｎｍのＸｅ2*エキシマ
ランプや波長が１５７ｎｍのＦ2エキシマレーザー用光
学材料としては適さない。
【０００３】一方、骨格構造の壊裂防止のためにはＯＨ
基量を高くする方法の他に、水素処理を施して水素を溶
存させる方法も好ましいとされてきた。
基量を高くする方法の他に、水素処理を施して水素を溶
存させる方法も好ましいとされてきた。
【０００４】しかしながら、Ｈ2放出後の耐久性に問題
があるばかりか、骨格構造と反応して、≡Ｓｉ−Ｈ Ｈ
Ｏ−Ｓｉ≡構造を生成するために、長時間使用時に耐久
性が著しく悪くなる。また、ランプ用管球材料として使
用する場合、管球中にＨ2，Ｈ2Ｏが放出されるとともに
欠陥構造が生じてしまうため、光透過率の低下に伴うラ
ンプ光強度の低下が起きる、等の問題が提起されてい
る。
があるばかりか、骨格構造と反応して、≡Ｓｉ−Ｈ Ｈ
Ｏ−Ｓｉ≡構造を生成するために、長時間使用時に耐久
性が著しく悪くなる。また、ランプ用管球材料として使
用する場合、管球中にＨ2，Ｈ2Ｏが放出されるとともに
欠陥構造が生じてしまうため、光透過率の低下に伴うラ
ンプ光強度の低下が起きる、等の問題が提起されてい
る。
【０００５】これら以外に、ＶＵＶ用の光学材料として
フッ素をドープする方法が提案されている。フッ素を十
分多量にドープするとＯＨ基を多量に含む材料と同様に
紫外線耐性が向上するばかりか、ＯＨ基による真空紫外
域透過率吸収端の長波長側へのシフトもないため、真空
紫外の透過特性に優れた材料を得ることができる。この
方法で十分なエキシマレーザー耐性をガラスに付与する
ためには、数百ｐｐｍ以上のフッ素をドープする必要が
あるが、フッ素は屈折率を低下させる働きがあるため
に、脈理や屈折率分布が生じてしまう。
フッ素をドープする方法が提案されている。フッ素を十
分多量にドープするとＯＨ基を多量に含む材料と同様に
紫外線耐性が向上するばかりか、ＯＨ基による真空紫外
域透過率吸収端の長波長側へのシフトもないため、真空
紫外の透過特性に優れた材料を得ることができる。この
方法で十分なエキシマレーザー耐性をガラスに付与する
ためには、数百ｐｐｍ以上のフッ素をドープする必要が
あるが、フッ素は屈折率を低下させる働きがあるため
に、脈理や屈折率分布が生じてしまう。
【０００６】脈理のような光学的な不均一性は、熱処理
や溶融伸展などの方法では均一化できないばかりか、フ
ッ素をドープしたシリカガラスは、熱処理に伴なって
７．６ｅＶおよび５．０ｅＶの吸収帯が生成してしま
う。また、例えばエキシマレーザの光学材として使用し
た場合、レーザを照射するにしたがって一部のフッ素が
遊離し、表面からエッチング性の高いＦ2として放出さ
れ、装置に悪影響を及ぼす。これらの理由から、Ｆドー
プシリカガラスは、大口径で高い均質性が要求されるス
テッパー投影系レンズなどの真空紫外用光学材料として
は問題がある。
や溶融伸展などの方法では均一化できないばかりか、フ
ッ素をドープしたシリカガラスは、熱処理に伴なって
７．６ｅＶおよび５．０ｅＶの吸収帯が生成してしま
う。また、例えばエキシマレーザの光学材として使用し
た場合、レーザを照射するにしたがって一部のフッ素が
遊離し、表面からエッチング性の高いＦ2として放出さ
れ、装置に悪影響を及ぼす。これらの理由から、Ｆドー
プシリカガラスは、大口径で高い均質性が要求されるス
テッパー投影系レンズなどの真空紫外用光学材料として
は問題がある。
【０００７】それ故に、ＯＨ基含有量を適宜少なくする
と、真空紫外線領域での透過率は改善されるが、反対に
紫外線照射による透過率の低下（経時変化）が顕著にな
ってくる。このように透過率が時間経過とともに低下す
ると、透過率の絶対値の問題だけでなく、安定性の問題
が生じてくる。例えば、１７２ｎｍのエキシマランプを
使用した光ＣＶＤや紫外線ドライクリーニング用の窓材
や集光レンズとして使用した場合、紫外線、特に波長が
２００ｎｍ未満のＶＵＶ光を照射し続けることにより、
徐々に欠陥が発生し、照射時間に比例して紫外線透過率
の低下を伴うのが常であった。
と、真空紫外線領域での透過率は改善されるが、反対に
紫外線照射による透過率の低下（経時変化）が顕著にな
ってくる。このように透過率が時間経過とともに低下す
ると、透過率の絶対値の問題だけでなく、安定性の問題
が生じてくる。例えば、１７２ｎｍのエキシマランプを
使用した光ＣＶＤや紫外線ドライクリーニング用の窓材
や集光レンズとして使用した場合、紫外線、特に波長が
２００ｎｍ未満のＶＵＶ光を照射し続けることにより、
徐々に欠陥が発生し、照射時間に比例して紫外線透過率
の低下を伴うのが常であった。
【０００８】以上のことから、ＯＨ基の含有量が少な
く、紫外線を吸収する欠陥、およびその欠陥の前駆体構
造がなく、かつ、熱処理やＶＵＶ光を照射し続けても欠
陥やその前駆体構造が発生しない合成シリカガラスが、
優れた紫外線の透過性を示すものと考えることができる
が、そのような合成シリカガラスからなる紫外線用光学
材料は未だ実用化には至っていない。
く、紫外線を吸収する欠陥、およびその欠陥の前駆体構
造がなく、かつ、熱処理やＶＵＶ光を照射し続けても欠
陥やその前駆体構造が発生しない合成シリカガラスが、
優れた紫外線の透過性を示すものと考えることができる
が、そのような合成シリカガラスからなる紫外線用光学
材料は未だ実用化には至っていない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本願発明の目的は、
紫外領域での透過率、特にＦ2エキシマレーザーの発振
波長である１５７ｎｍに対する透過率が良く、しかもコ
ンパクションや光透過率の変化などの無い光学的に安定
な材料であるとともに、高温での熱処理やＶＵＶ光を照
射し続けても光吸収が生じたり均質性が悪くならない合
成シリカガラスからなる紫外線用光学材料を提供するこ
とにある。
紫外領域での透過率、特にＦ2エキシマレーザーの発振
波長である１５７ｎｍに対する透過率が良く、しかもコ
ンパクションや光透過率の変化などの無い光学的に安定
な材料であるとともに、高温での熱処理やＶＵＶ光を照
射し続けても光吸収が生じたり均質性が悪くならない合
成シリカガラスからなる紫外線用光学材料を提供するこ
とにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本願発明者等は、安定し
た紫外線光学材料を得るための様々な検討をおこなった
結果、四塩化ケイ素の酸水素火炎中での加水分解して得
られたスートを堆積させて生成した多孔質シリカ母材を
１１００〜１４５０℃と比較的低温で加熱処理した後、
さらに高温で焼結ガラス化する合成シリカガラスのを製
造方法（以降、スート法と略記する）において、シリカ
多孔質体（以降、スートと略記する）を焼結透明化前に
十分な時間をかけて緻密化し、さらにゆっくりと透明化
することにより、ガラス内の仮想温度(以降ＴＦと記す)
の分布(以降ΔＴＦと記す)が小さくなり、その結果とし
て波長１５７ｎｍの透過率の高い、かつ安定した紫外線
用光学材料が得られることを見出した。この方法によ
り、ΔＴＦ≦５０℃、ＯＨ基含有量が３０〜４０ｐｐ
ｍ、Ｃｌ濃度が１ｐｐｍ未満であり、アルカリおよびア
ルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度は
各元素が１０ｐｐｂ未満、それらの合計量が５０ｐｐｂ
以下であり、波長１５７ｎｍの紫外線の透過率が光路長
１０ｍｍで５０％以上である合成シリカガラスからなる
紫外線用光学材料が得られる。
た紫外線光学材料を得るための様々な検討をおこなった
結果、四塩化ケイ素の酸水素火炎中での加水分解して得
られたスートを堆積させて生成した多孔質シリカ母材を
１１００〜１４５０℃と比較的低温で加熱処理した後、
さらに高温で焼結ガラス化する合成シリカガラスのを製
造方法（以降、スート法と略記する）において、シリカ
多孔質体（以降、スートと略記する）を焼結透明化前に
十分な時間をかけて緻密化し、さらにゆっくりと透明化
することにより、ガラス内の仮想温度(以降ＴＦと記す)
の分布(以降ΔＴＦと記す)が小さくなり、その結果とし
て波長１５７ｎｍの透過率の高い、かつ安定した紫外線
用光学材料が得られることを見出した。この方法によ
り、ΔＴＦ≦５０℃、ＯＨ基含有量が３０〜４０ｐｐ
ｍ、Ｃｌ濃度が１ｐｐｍ未満であり、アルカリおよびア
ルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度は
各元素が１０ｐｐｂ未満、それらの合計量が５０ｐｐｂ
以下であり、波長１５７ｎｍの紫外線の透過率が光路長
１０ｍｍで５０％以上である合成シリカガラスからなる
紫外線用光学材料が得られる。
【００１１】上記製造方法のうち、特にこの加熱処理の
条件を調整することにより、波長１５７ｎｍの紫外線の
透過率が光路長１０ｍｍで６０％以上の合成シリカガラ
スが得られる。
条件を調整することにより、波長１５７ｎｍの紫外線の
透過率が光路長１０ｍｍで６０％以上の合成シリカガラ
スが得られる。
【００１２】紫外線用の光学材料としては、長時間の照
射によって吸収の生じないことが必要となる。紫外線照
射により生じるＥ’センターと呼ばれる≡Ｓｉ・構造が
２１５ｎｍにピークを持つ吸収帯の原因として知られて
いる。この他の吸収帯の原因として波長２４５ｎｍにピ
ークをもつ酸素空孔≡Ｓｉ…Ｓｉ≡や２３０ｎｍにピー
クを持つ水素関連のＥ’センター（Ｅβ’センター）が
知られている。これら欠陥構造の前駆体が光学材料を製
造する素材に存在していると、紫外線照射により吸収帯
が生成する。
射によって吸収の生じないことが必要となる。紫外線照
射により生じるＥ’センターと呼ばれる≡Ｓｉ・構造が
２１５ｎｍにピークを持つ吸収帯の原因として知られて
いる。この他の吸収帯の原因として波長２４５ｎｍにピ
ークをもつ酸素空孔≡Ｓｉ…Ｓｉ≡や２３０ｎｍにピー
クを持つ水素関連のＥ’センター（Ｅβ’センター）が
知られている。これら欠陥構造の前駆体が光学材料を製
造する素材に存在していると、紫外線照射により吸収帯
が生成する。
【００１３】このほかに吸収帯生成の原因として、歪ん
だＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合の壊裂による欠陥生成もある。例
えば、歪んだ≡Ｓｉ―Ｏ−Ｓｉ≡構造が存在すると、 ≡Ｓｉ―Ｏ−Ｓｉ≡→≡Ｓｉ…Ｓｉ≡ （１） により欠陥が生成する。このとき、Ｅ’センターととも
に生成する≡Ｓｉ―Ｏ・は非架橋酸素空孔欠陥（ＮＢＯ
ＨＣ）とよばれ６２５ｎｍおよび２６０ｎｍの吸収帯の
原因となる。
だＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合の壊裂による欠陥生成もある。例
えば、歪んだ≡Ｓｉ―Ｏ−Ｓｉ≡構造が存在すると、 ≡Ｓｉ―Ｏ−Ｓｉ≡→≡Ｓｉ…Ｓｉ≡ （１） により欠陥が生成する。このとき、Ｅ’センターととも
に生成する≡Ｓｉ―Ｏ・は非架橋酸素空孔欠陥（ＮＢＯ
ＨＣ）とよばれ６２５ｎｍおよび２６０ｎｍの吸収帯の
原因となる。
【００１４】このほかの吸収帯生成の原因として、本願
発明者等は≡Ｓｉ―Ｈ Ｈ−Ｏ−Ｓｉ≡を提案した。こ
の前駆体は、歪んだＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合と水素ガスがガ
ラス合成時に反応して生じるものと考えられる。
発明者等は≡Ｓｉ―Ｈ Ｈ−Ｏ−Ｓｉ≡を提案した。こ
の前駆体は、歪んだＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合と水素ガスがガ
ラス合成時に反応して生じるものと考えられる。
【００１５】これに紫外線を照射すると、 ≡Ｓｉ―Ｈ Ｈ−Ｏ−Ｓｉ≡ → ≡Ｓｉ・ Ｈ−Ｏ−Ｓｉ≡＋Ｈ （２） によりＥ’センターが生成する。
【００１６】これらの前駆体の生成防止や歪んだＳｉ−
Ｏ−Ｓｉ結合の壊裂による欠陥生成を防止するために
は、歪んだボンド自身を少なくしてやればよい。そのた
めの一つの手段として、Ｓｉ−ＯＨの量を多くすること
により、ＳｉＯ2の骨格構造の歪みを低減し、欠陥の生
成を防止できることを示した。
Ｏ−Ｓｉ結合の壊裂による欠陥生成を防止するために
は、歪んだボンド自身を少なくしてやればよい。そのた
めの一つの手段として、Ｓｉ−ＯＨの量を多くすること
により、ＳｉＯ2の骨格構造の歪みを低減し、欠陥の生
成を防止できることを示した。
【００１７】しかしながら、ＯＨ基は真空紫外線領域に
吸収をもち、歪低減のためのＯＨ基多量導入は、同時に
真空紫外線に対する透過率の低下をもたらす。そこで、
本願発明者らは、紫外線に対する光透過率、特にＦ2エ
キシマレーザーの波長１５７ｎｍにおける透過率が良
く、劣化が少ない、かつ、高温での熱処理による構造変
化が少なく、ランプ用光学材料としても耐久性の良い合
成シリカガラスはどのようなものであれば良いのか、様
々な製法により得られた合成シリカガラスについて調べ
たところ、以下のことが判明した。
吸収をもち、歪低減のためのＯＨ基多量導入は、同時に
真空紫外線に対する透過率の低下をもたらす。そこで、
本願発明者らは、紫外線に対する光透過率、特にＦ2エ
キシマレーザーの波長１５７ｎｍにおける透過率が良
く、劣化が少ない、かつ、高温での熱処理による構造変
化が少なく、ランプ用光学材料としても耐久性の良い合
成シリカガラスはどのようなものであれば良いのか、様
々な製法により得られた合成シリカガラスについて調べ
たところ、以下のことが判明した。
【００１８】四塩化珪素の酸水素火炎中での加水分解
を比較的低温で実施し、シリカ微粒子からなる多孔質体
を合成した後、さらに高温で焼結ガラス化して合成シリ
カガラスを製造する方法（以降スート法と略記する）に
より得られた合成シリカガラス(ＯＨ基＝８０ｐｐｍ)の
真空紫外透過特性は、四塩化珪素の酸水素火炎加水分解
により、直接堆積ガラス化して合成シリカガラスを製造
する方法（以降直接法と略記する）で製造された合成シ
リカガラス(ＯＨ基＝１２００ｐｐｍ)のそれよりも優れ
る。
を比較的低温で実施し、シリカ微粒子からなる多孔質体
を合成した後、さらに高温で焼結ガラス化して合成シリ
カガラスを製造する方法（以降スート法と略記する）に
より得られた合成シリカガラス(ＯＨ基＝８０ｐｐｍ)の
真空紫外透過特性は、四塩化珪素の酸水素火炎加水分解
により、直接堆積ガラス化して合成シリカガラスを製造
する方法（以降直接法と略記する）で製造された合成シ
リカガラス(ＯＨ基＝１２００ｐｐｍ)のそれよりも優れ
る。
【００１９】スート法によって得られた合成シリカガ
ラスであっても、塩素(塩素含有化合物ガスを含む)によ
る脱水処理を施して得られたガラス(ＯＨ基≦１ｐｐｍ)
の真空紫外透過特性は、直接法によって得られた合成シ
リカガラス(ＯＨ基＝１２００ｐｐｍ)のそれより劣る。
ラスであっても、塩素(塩素含有化合物ガスを含む)によ
る脱水処理を施して得られたガラス(ＯＨ基≦１ｐｐｍ)
の真空紫外透過特性は、直接法によって得られた合成シ
リカガラス(ＯＨ基＝１２００ｐｐｍ)のそれより劣る。
【００２０】スート法によって得られた合成シリカガ
ラスであり、塩素処理を施さず、還元性ガスによる脱水
処理を施したガラス(ＯＨ基≦１０ｐｐｍ)の真空紫外透
過特性は、脱水処理を施さないスート法による合成シリ
カガラス(ＯＨ基＝８０ｐｐｍ)のそれより劣る。
ラスであり、塩素処理を施さず、還元性ガスによる脱水
処理を施したガラス(ＯＨ基≦１０ｐｐｍ)の真空紫外透
過特性は、脱水処理を施さないスート法による合成シリ
カガラス(ＯＨ基＝８０ｐｐｍ)のそれより劣る。
【００２１】これらの事実から次のようなことが考えら
れる。まず、合成シリカガラスにおいても、スート法に
よって得られたものと、直接法によって得られたものと
では、ＯＨ基含有量が大きく異なる。ＯＨ基は真空紫外
域に吸収を持つことが知られており、ＯＨ基量の差がそ
のまま真空紫外域の透過特性の差となっているものと考
えられる。
れる。まず、合成シリカガラスにおいても、スート法に
よって得られたものと、直接法によって得られたものと
では、ＯＨ基含有量が大きく異なる。ＯＨ基は真空紫外
域に吸収を持つことが知られており、ＯＨ基量の差がそ
のまま真空紫外域の透過特性の差となっているものと考
えられる。
【００２２】ついで、同じスート法によって得られた合
成シリカガラス間での差については、次のように考えら
れる。スート法によって得られたシリカ多孔質母材には
％オーダーの水分が存在するが、これを燒結して得たガ
ラスにはｐｐｍオーダーの水分(ＯＨ基)しか存在しな
い。これは、焼結の進行に伴い、ガラス微粒子表面に存
在するＯＨ基同士が会合してＨ2Ｏとして解離するため
と考えられる。この焼結の進行するときに、雰囲気中に
脱水効果を有するガスが存在すると、表面上の任意のＯ
Ｈ基を置換、あるいは、奪取するため、短時間のうちに
ＯＨ基濃度を低減することができる。
成シリカガラス間での差については、次のように考えら
れる。スート法によって得られたシリカ多孔質母材には
％オーダーの水分が存在するが、これを燒結して得たガ
ラスにはｐｐｍオーダーの水分(ＯＨ基)しか存在しな
い。これは、焼結の進行に伴い、ガラス微粒子表面に存
在するＯＨ基同士が会合してＨ2Ｏとして解離するため
と考えられる。この焼結の進行するときに、雰囲気中に
脱水効果を有するガスが存在すると、表面上の任意のＯ
Ｈ基を置換、あるいは、奪取するため、短時間のうちに
ＯＨ基濃度を低減することができる。
【００２３】しかしながら、このときガラス構造中に欠
陥、あるいは、その前駆体が生成する、また同時に、ガ
ラス骨格を形成するＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合も歪めらるもの
と考えられる。結合に歪が発生すると、前述したように
欠陥が生成し、結果としてＶＵＶ光の透過特性を損なう
ものと考えられる。この結合の歪は、ＴＦ、ΔＴＦによ
って考えることが出来る。
陥、あるいは、その前駆体が生成する、また同時に、ガ
ラス骨格を形成するＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合も歪めらるもの
と考えられる。結合に歪が発生すると、前述したように
欠陥が生成し、結果としてＶＵＶ光の透過特性を損なう
ものと考えられる。この結合の歪は、ＴＦ、ΔＴＦによ
って考えることが出来る。
【００２４】ここでいうΔＴＦとは、ガラス内でのＴＦ
の最高と最低の差を示すものである。ＴＦは、ガラス構
造、すなわちＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合の角度を示す指標であ
り、熱履歴によって大きく変化する。ＴＦが異なるとい
うことは、ガラスを構成するＳｉＯ２の構造が異なる、
すなわち、ＳｉＯ２で構成された正四面体の結合角が異
なることを示す。ＴＦの分布が大きいということは、結
合角の分布も大きいことを示し、結合の歪が大きいこと
を意味する。つまり、ΔＴＦが大きいと、より安定度の
小さな結合が多く、安定度の小さな結合ほどＳｉ−Ｏ−
Ｓｉの結合歪が強く、欠陥の前駆体となりやすいことを
示す物である。したがって、ΔＴＦを小さくすることに
よって結合の歪は緩和され、欠陥の前駆体も発生しにく
くなり、ＶＵＶ光の透過特性も向上する。
の最高と最低の差を示すものである。ＴＦは、ガラス構
造、すなわちＳｉ−Ｏ−Ｓｉ結合の角度を示す指標であ
り、熱履歴によって大きく変化する。ＴＦが異なるとい
うことは、ガラスを構成するＳｉＯ２の構造が異なる、
すなわち、ＳｉＯ２で構成された正四面体の結合角が異
なることを示す。ＴＦの分布が大きいということは、結
合角の分布も大きいことを示し、結合の歪が大きいこと
を意味する。つまり、ΔＴＦが大きいと、より安定度の
小さな結合が多く、安定度の小さな結合ほどＳｉ−Ｏ−
Ｓｉの結合歪が強く、欠陥の前駆体となりやすいことを
示す物である。したがって、ΔＴＦを小さくすることに
よって結合の歪は緩和され、欠陥の前駆体も発生しにく
くなり、ＶＵＶ光の透過特性も向上する。
【００２５】ΔＴＦを小さくするためには、シリカ多孔
質体を十分長い時間をかけて加熱処理し、ゆっくりと焼
結を進行させる必要がある。このようにして得られたΔ
ＴＦの小さなシリカガラスは、結合の歪が極めて少な
く、急激なＯＨ基置換や奪取がなく、会合したＯＨ基同
士の縮合によってのみ脱水が進行しており、縮合脱水の
ために十分な時間をかけることにより、最終的にはＯＨ
基が極めて少ないガラスとなり、そのようなガラスは、
ＶＵＶ透過特性に優れ、欠陥、および、その前駆体も少
ない安定なガラスである。
質体を十分長い時間をかけて加熱処理し、ゆっくりと焼
結を進行させる必要がある。このようにして得られたΔ
ＴＦの小さなシリカガラスは、結合の歪が極めて少な
く、急激なＯＨ基置換や奪取がなく、会合したＯＨ基同
士の縮合によってのみ脱水が進行しており、縮合脱水の
ために十分な時間をかけることにより、最終的にはＯＨ
基が極めて少ないガラスとなり、そのようなガラスは、
ＶＵＶ透過特性に優れ、欠陥、および、その前駆体も少
ない安定なガラスである。
【００２６】上記ＯＨ基量ならびに結合歪量（＝ΔＴ
Ｆ）以外のＶＵＶ透過特性、および、その安定性を阻害
する要素として、Ｃｌ、および、金属不純物がある。
Ｆ）以外のＶＵＶ透過特性、および、その安定性を阻害
する要素として、Ｃｌ、および、金属不純物がある。
【００２７】Ｃｌを含有するとＳｉＣｌが前駆体となっ
て、Ｅ’センターが生じるとともに、ＳｉＣｌが真空紫
外線の波長領域に吸収をもつために、実質的にＣｌを含
まないものが良く、１ｐｐｍ未満のものが好ましい。
て、Ｅ’センターが生じるとともに、ＳｉＣｌが真空紫
外線の波長領域に吸収をもつために、実質的にＣｌを含
まないものが良く、１ｐｐｍ未満のものが好ましい。
【００２８】金属不純物も直接吸収帯生成の原因となる
とともに、Ｅ’センターなどの欠陥構造の生成を促進す
るため実質的に含まれない材料が好ましい。具体的に
は、金属不純物の総合計が５０ｐｐｂ以下であることが
好ましい。また、各元素の濃度が１０ｐｐｂ未満である
ことが好ましい。
とともに、Ｅ’センターなどの欠陥構造の生成を促進す
るため実質的に含まれない材料が好ましい。具体的に
は、金属不純物の総合計が５０ｐｐｂ以下であることが
好ましい。また、各元素の濃度が１０ｐｐｂ未満である
ことが好ましい。
【００２９】一方、安定な光学材料としては、透過率の
絶対値が高く、経時変化の少ないものが望ましいが、現
実問題として、ある程度の透過率低下が避けられない場
合が考えられる。この場合でも、透過率の経時変化がな
ければ、安定な光学材料として使用可能である。たとえ
ば、照射時間が長時間にわたる場合において、照射初期
には透過率の低下が見られても、光照射を続けるうちに
透過率の低下が止まり、安定になる光学材料であれば、
あらかじめ光学部品として加工する前に紫外線を十分に
照射してから使用に供すれば良い。
絶対値が高く、経時変化の少ないものが望ましいが、現
実問題として、ある程度の透過率低下が避けられない場
合が考えられる。この場合でも、透過率の経時変化がな
ければ、安定な光学材料として使用可能である。たとえ
ば、照射時間が長時間にわたる場合において、照射初期
には透過率の低下が見られても、光照射を続けるうちに
透過率の低下が止まり、安定になる光学材料であれば、
あらかじめ光学部品として加工する前に紫外線を十分に
照射してから使用に供すれば良い。
【００３０】スート法では、ガラス化時にスート表面が
融着する際に欠陥の前駆体が生成する。しかしながら、
この前駆体はスート表面に局在しているために、そこか
ら発生する欠陥の数は限られている。
融着する際に欠陥の前駆体が生成する。しかしながら、
この前駆体はスート表面に局在しているために、そこか
ら発生する欠陥の数は限られている。
【００３１】そのため、スート法により得られるガラス
は、紫外線の照射により欠陥を生成するが、その生成量
には限りがあるため、欠陥量が飽和するのに十分な時間
紫外線を照射することにより、新たな欠陥が生成しなく
なる。このようなガラスは、紫外線照射後は紫外線透過
率が一定となる（経時変化がなくなる）。この時の真空
紫外線の波長は、１６５〜３００ｎｍが好ましく、さら
に、１７０〜２５０ｎｍが好ましい。これよりも長波長
の紫外線では、安定化するための処理時間が現実的なス
ケールを超える。また、逆にこれよりも短波長の紫外線
では、新たな欠陥構造が生じやすくなる。使用する波長
の紫外線を直接照射することが最も好ましいが、処理の
スールプットや光源のコストを考慮して適当な方法を選
ぶことが好ましい。
は、紫外線の照射により欠陥を生成するが、その生成量
には限りがあるため、欠陥量が飽和するのに十分な時間
紫外線を照射することにより、新たな欠陥が生成しなく
なる。このようなガラスは、紫外線照射後は紫外線透過
率が一定となる（経時変化がなくなる）。この時の真空
紫外線の波長は、１６５〜３００ｎｍが好ましく、さら
に、１７０〜２５０ｎｍが好ましい。これよりも長波長
の紫外線では、安定化するための処理時間が現実的なス
ケールを超える。また、逆にこれよりも短波長の紫外線
では、新たな欠陥構造が生じやすくなる。使用する波長
の紫外線を直接照射することが最も好ましいが、処理の
スールプットや光源のコストを考慮して適当な方法を選
ぶことが好ましい。
【００３２】透過率安定化のための具体的な照射の光源
としては、ＫｒＦやＡｒＦなどのエキシマレーザー、Ｘ
ｅ2*などのエキシマランプや水銀ランプなどが例示され
る。
としては、ＫｒＦやＡｒＦなどのエキシマレーザー、Ｘ
ｅ2*などのエキシマランプや水銀ランプなどが例示され
る。
【００３３】本発明を具体的に説明する。
【００３４】ガラス生成化合物としては、ガス化可能な
高純度の珪素化合物であればよい。これらの原料を用い
て、次の工程からなる方法でガラスを作製する。
高純度の珪素化合物であればよい。これらの原料を用い
て、次の工程からなる方法でガラスを作製する。
【００３５】（１）ガラス生成原料を火炎加水分解し
て、生成するシリカ微粒子を出発部材に堆積ガラス化さ
せて多孔質シリカ母材を形成する工程 （２）前記多孔質シリカ母材を適当なガス雰囲気下で透
明ガラス化温度以下の温度領域で一定時間保持する工程 （３）前記加熱処理された多孔質シリカ母材を透明ガラ
ス化して石英ガラス体を得る工程。
て、生成するシリカ微粒子を出発部材に堆積ガラス化さ
せて多孔質シリカ母材を形成する工程 （２）前記多孔質シリカ母材を適当なガス雰囲気下で透
明ガラス化温度以下の温度領域で一定時間保持する工程 （３）前記加熱処理された多孔質シリカ母材を透明ガラ
ス化して石英ガラス体を得る工程。
【００３６】工程（２）での熱処理温度と熱処理時間及
び／又は雰囲気を適当に制御することにより、ΔＴＦな
らびにＯＨ含有量を制御することができる。そのための
手段の例として、たとえば、窒素ガス雰囲気中で十分長
時間加熱処理する方法、処理時間を比較的短時間にし
て、適当な濃度のＣＯとＮ2の混合ガス、あるいはＨ2と
Ｎ2の混合ガス中で熱処理する方法があげられるが、効
果の点からはＣＯガス含有雰囲気が、また、処理ガスの
取り扱い易さからは窒素ガス雰囲気で熱処理する方法が
好ましい。熱処理時間は、被処理物の大きさにより異な
るが、ガラスになった場合の大きさにして３ｃｍ角程度
の大きさであれば３時間程度の熱処理で効果が得られ
る。前記還元性ガスを使用の場合、OH低減のためには効
果的であるが、処理の長時間化により、ガラス内に酸素
欠乏欠陥を生成する傾向にある。そのため、還元性ガス
雰囲気中での処理時間は３２時間以内にとどめることが
望ましい。熱処理温度としては、１１００℃より低い
と、スートの緻密化によるスート表面での欠陥生成防止
に十分な効果が得られず、１４５０℃を超えると、長時
間の加熱処理により透明ガラス化が進行してしまうた
め、１１００〜１４５０℃とする必要がある。この場
合、１３００℃未満の場合では、脱ＯＨの効果としては
十分でないが、例えば、ＣＯとＮ2の混合ガス中もＣＯ
比率を高めた処理ガス中で時間をかけて熱処理すること
で、ＯＨ基濃度を制御しながらスート内部での欠陥構造
の緩和を図ることが出来る。その後、１４５０〜１６０
０℃で加熱処理する工程（３）により、紫外線を照射し
た場合に生じる欠陥が短時間で飽和に達し、それ以降の
連続した照射に対しても透過率の低下がない等、欠陥が
一定量となる透明なシリカガラスを得ることが出来る。
び／又は雰囲気を適当に制御することにより、ΔＴＦな
らびにＯＨ含有量を制御することができる。そのための
手段の例として、たとえば、窒素ガス雰囲気中で十分長
時間加熱処理する方法、処理時間を比較的短時間にし
て、適当な濃度のＣＯとＮ2の混合ガス、あるいはＨ2と
Ｎ2の混合ガス中で熱処理する方法があげられるが、効
果の点からはＣＯガス含有雰囲気が、また、処理ガスの
取り扱い易さからは窒素ガス雰囲気で熱処理する方法が
好ましい。熱処理時間は、被処理物の大きさにより異な
るが、ガラスになった場合の大きさにして３ｃｍ角程度
の大きさであれば３時間程度の熱処理で効果が得られ
る。前記還元性ガスを使用の場合、OH低減のためには効
果的であるが、処理の長時間化により、ガラス内に酸素
欠乏欠陥を生成する傾向にある。そのため、還元性ガス
雰囲気中での処理時間は３２時間以内にとどめることが
望ましい。熱処理温度としては、１１００℃より低い
と、スートの緻密化によるスート表面での欠陥生成防止
に十分な効果が得られず、１４５０℃を超えると、長時
間の加熱処理により透明ガラス化が進行してしまうた
め、１１００〜１４５０℃とする必要がある。この場
合、１３００℃未満の場合では、脱ＯＨの効果としては
十分でないが、例えば、ＣＯとＮ2の混合ガス中もＣＯ
比率を高めた処理ガス中で時間をかけて熱処理すること
で、ＯＨ基濃度を制御しながらスート内部での欠陥構造
の緩和を図ることが出来る。その後、１４５０〜１６０
０℃で加熱処理する工程（３）により、紫外線を照射し
た場合に生じる欠陥が短時間で飽和に達し、それ以降の
連続した照射に対しても透過率の低下がない等、欠陥が
一定量となる透明なシリカガラスを得ることが出来る。
【００３７】さらに具体的には、工程（２）は、透明化
するに至らない温度、すなわち、１２００℃〜１３５０
℃、好ましくはさらに高い温度域が有効で、１２５０℃
〜１３５０℃でその最高温度において１６時間以上２１
６時間以下、好ましくは２４時間以上１４４時間以下、
多孔質シリカ母材の表面及び内部の不安定な前駆体を除
去し内部の欠陥生成の防止を効果的にかつ均一に行うた
めに、さらに好ましくは３２時間以上１４４時間以下、
加熱処理(第１の熱処理）をおこなう。２１６時間以下
としたのはこれ以上の熱処理でガラス化してしまったた
めで、１４４時間以下としたのは昇温速度との組合せ条
件にもよるが、処理効果としては１４４時間以上として
もさして変わらなかったためである。
するに至らない温度、すなわち、１２００℃〜１３５０
℃、好ましくはさらに高い温度域が有効で、１２５０℃
〜１３５０℃でその最高温度において１６時間以上２１
６時間以下、好ましくは２４時間以上１４４時間以下、
多孔質シリカ母材の表面及び内部の不安定な前駆体を除
去し内部の欠陥生成の防止を効果的にかつ均一に行うた
めに、さらに好ましくは３２時間以上１４４時間以下、
加熱処理(第１の熱処理）をおこなう。２１６時間以下
としたのはこれ以上の熱処理でガラス化してしまったた
めで、１４４時間以下としたのは昇温速度との組合せ条
件にもよるが、処理効果としては１４４時間以上として
もさして変わらなかったためである。
【００３８】この際の雰囲気としては、Ｎ2あるいはＨ
ｅもしくは該ガスを他の不活性ガスで希釈したガスを用
いる。還元性ガスを用いることによって、より効果的な
ＯＨ低減が期待されるが、長時間の処理によりガラス内
に欠陥が生じるため、還元性ガス雰囲気中での処理は上
記処理時間の内の３２時間以内に留めることが望まし
い。
ｅもしくは該ガスを他の不活性ガスで希釈したガスを用
いる。還元性ガスを用いることによって、より効果的な
ＯＨ低減が期待されるが、長時間の処理によりガラス内
に欠陥が生じるため、還元性ガス雰囲気中での処理は上
記処理時間の内の３２時間以内に留めることが望まし
い。
【００３９】また、上記熱処理温度までの昇温速度も室
温〜５００℃までは１００℃／ｈ以上１５００℃／ｈ以
下、好ましくは１００℃以上１０００℃／ｈ以下、さら
に好ましくは１００℃／ｈ以上５００℃／ｈ以下、５０
０〜１０００℃までは５０℃／ｈ以上１０００℃／ｈ以
下、好ましくは５０℃以上５００℃／ｈ以下、さらに好
ましくは５０℃／ｈ以上２００℃／ｈ以下、１０００〜
１２００℃までは５℃／ｈ以上２００℃／ｈ以下、好ま
しくは５℃以上１００℃／ｈ以下、さらに好ましくは５
℃／ｈ以上５０℃／ｈ以下、１２００〜１３５０℃まで
は１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下、好ましくは１℃以上
５０℃／ｈ以下、さらに好ましくは１℃／ｈ以上４０℃
／ｈ以下、とする。
温〜５００℃までは１００℃／ｈ以上１５００℃／ｈ以
下、好ましくは１００℃以上１０００℃／ｈ以下、さら
に好ましくは１００℃／ｈ以上５００℃／ｈ以下、５０
０〜１０００℃までは５０℃／ｈ以上１０００℃／ｈ以
下、好ましくは５０℃以上５００℃／ｈ以下、さらに好
ましくは５０℃／ｈ以上２００℃／ｈ以下、１０００〜
１２００℃までは５℃／ｈ以上２００℃／ｈ以下、好ま
しくは５℃以上１００℃／ｈ以下、さらに好ましくは５
℃／ｈ以上５０℃／ｈ以下、１２００〜１３５０℃まで
は１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下、好ましくは１℃以上
５０℃／ｈ以下、さらに好ましくは１℃／ｈ以上４０℃
／ｈ以下、とする。
【００４０】このとき、１０００〜１２００℃、特に１
２００〜１３５０℃への昇温は温度が高く多孔質シリカ
母材の表面における焼結の進行が速まるため、よりゆっ
くりと上述の条件で昇温してやることが効果的である。
２００〜１３５０℃への昇温は温度が高く多孔質シリカ
母材の表面における焼結の進行が速まるため、よりゆっ
くりと上述の条件で昇温してやることが効果的である。
【００４１】第１の熱処理により、多孔質シリカ母材の
平均かさ密度を、１．４ｇ／ｃｍ3以上、好ましくは
１．８ｇ／ｃｍ3以上、さらに好ましくは２．０ｇ／ｃ
ｍ3以上でしかも２．２０ｇ／ｃｍ3以下にし、径方向の
密度分布Δρ（最も高いかさ密度−最も低いかさ密度）
を０．４ｇ／ｃｍ3以下、好ましくは０．３ｇ／ｃｍ3以
下、さらに好ましくは０．２ｇ／ｃｍ3以下に整える。
平均かさ密度を、１．４ｇ／ｃｍ3以上、好ましくは
１．８ｇ／ｃｍ3以上、さらに好ましくは２．０ｇ／ｃ
ｍ3以上でしかも２．２０ｇ／ｃｍ3以下にし、径方向の
密度分布Δρ（最も高いかさ密度−最も低いかさ密度）
を０．４ｇ／ｃｍ3以下、好ましくは０．３ｇ／ｃｍ3以
下、さらに好ましくは０．２ｇ／ｃｍ3以下に整える。
【００４２】引き続いておこなう工程（３）の透明化処
理も、第１の熱処理を終了した多孔質シリカ母材が、１
０００℃以上の温度領域において、１４５０℃〜１５５
０℃の間に設定された透明化温度に至るまで、１５０℃
／ｈ以下、好ましくは１２０℃／ｈ以下、さらに好まし
くは１００℃／ｈ以下の速度で加熱されるようにおこな
う。
理も、第１の熱処理を終了した多孔質シリカ母材が、１
０００℃以上の温度領域において、１４５０℃〜１５５
０℃の間に設定された透明化温度に至るまで、１５０℃
／ｈ以下、好ましくは１２０℃／ｈ以下、さらに好まし
くは１００℃／ｈ以下の速度で加熱されるようにおこな
う。
【００４３】このようにして得られた合成シリカガラス
は、ΔＴＦ≦５０℃、スート中の会合したＯＨ基同士の
縮合のみによって脱水されたＯＨ基含有量が１〜４０ｐ
ｐｍのものであり、これが波長１５７ｎｍの紫外線透過
率が光路長１０ｍｍで６０％以上という優れた性質を示
すことを知見した。同じくＦ2エキシマレーザーを１×
１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過率
低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎｍ
／ｃｍ以下である。なお、コンパクションとは、この場
合紫外エキシマレーザー光で誘起される高密度化現象に
起因する屈折率変化、面変化を言う。
は、ΔＴＦ≦５０℃、スート中の会合したＯＨ基同士の
縮合のみによって脱水されたＯＨ基含有量が１〜４０ｐ
ｐｍのものであり、これが波長１５７ｎｍの紫外線透過
率が光路長１０ｍｍで６０％以上という優れた性質を示
すことを知見した。同じくＦ2エキシマレーザーを１×
１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過率
低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎｍ
／ｃｍ以下である。なお、コンパクションとは、この場
合紫外エキシマレーザー光で誘起される高密度化現象に
起因する屈折率変化、面変化を言う。
【００４４】また、Ｃlを含有するとＳｉＣｌが前駆体
となって、Ｅ'センターが生じるとともに、ＳｉＣｌが
１５７ｎｍの波長領域に吸収をもつために、実質的にＣ
ｌを含まないものが良く、１ｐｐｍ未満のものが好まし
い。金属不純物も直接吸収帯生成の原因となるととも
に、Ｅ'センターなどの欠陥構造の生成を促進するため
実質的に含まれない材料が好ましい。具体的には、金属
不純物の総合計が５０ｐｐｂ以下であることが好まし
い。また、各元素の濃度が１０ｐｐｂ未満であることが
好ましい。
となって、Ｅ'センターが生じるとともに、ＳｉＣｌが
１５７ｎｍの波長領域に吸収をもつために、実質的にＣ
ｌを含まないものが良く、１ｐｐｍ未満のものが好まし
い。金属不純物も直接吸収帯生成の原因となるととも
に、Ｅ'センターなどの欠陥構造の生成を促進するため
実質的に含まれない材料が好ましい。具体的には、金属
不純物の総合計が５０ｐｐｂ以下であることが好まし
い。また、各元素の濃度が１０ｐｐｂ未満であることが
好ましい。
【００４５】こうして得られた合成シリカガラスは、従
来になく優れた真空紫外光の透過性・耐久性を有し、さ
らに、熱処理に対しても安定な上、γ線等の放射線照射
にも強く、均質性も高い、という特徴を有する。
来になく優れた真空紫外光の透過性・耐久性を有し、さ
らに、熱処理に対しても安定な上、γ線等の放射線照射
にも強く、均質性も高い、という特徴を有する。
【００４６】均質性は多孔質シリカ母材を充分な時間を
かけて徐々に昇温熱処理することで、内外差のない屈折
率分布が得られることによるものと思われるが、屈折率
差（△ｎ）であらわされる均質性が、φ＝２００ｍｍの
範囲において、△ｎ≦２×１０-6の合成シリカガラスが
得られた。
かけて徐々に昇温熱処理することで、内外差のない屈折
率分布が得られることによるものと思われるが、屈折率
差（△ｎ）であらわされる均質性が、φ＝２００ｍｍの
範囲において、△ｎ≦２×１０-6の合成シリカガラスが
得られた。
【００４７】また、粘度も溶融石英ガラス並に高いもの
が得られるため、光学材料以外にも半導体製造用構造材
料など様々な用途に使用することができる。
が得られるため、光学材料以外にも半導体製造用構造材
料など様々な用途に使用することができる。
【００４８】
【実施例】以下に、実施例を用いてさらに具体的に説明
するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではな
い。
するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではな
い。
【００４９】実施例１ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質母材
を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気下、
１３００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質母材
を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気下、
１３００℃で加熱処理をおこなった。
【００５０】１３００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は３２時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は３２時間とした。
【００５１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、２．１０ｇ／ｃｍ3であった。
は、２．１０ｇ／ｃｍ3であった。
【００５２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【００５３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量で５０ｐ
ｐｂ未満であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量で５０ｐ
ｐｂ未満であった。
【００５４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【００５５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＡ１、Ａ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＡ１、Ａ２とした。
【００５６】サンプルＡ１およびＡ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４０、３０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４０、３０ｐｐｍであっ
た。
【００５７】サンプルＡ１およびＡ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、両者の差（＝仮想温度分布）
ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、両者の差（＝仮想温度分布）
ΔＴＦは１０℃であった。
【００５８】サンプルＡ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は６５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は６５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【００５９】実施例２ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でヘリウムガ
ス雰囲気下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でヘリウムガ
ス雰囲気下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
【００６０】１３００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は３８時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は３８時間とした。
【００６１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、２．１０ｇ／ｃｍ3であった。
は、２．１０ｇ／ｃｍ3であった。
【００６２】次いで、加熱処理された多孔質母材を、炉
芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガス雰囲
気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材の昇温
速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げて透明
ガラス化をおこなった。
芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガス雰囲
気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材の昇温
速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げて透明
ガラス化をおこなった。
【００６３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ未満であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ未満であった。
【００６４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【００６５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＢ１、Ｂ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＢ１、Ｂ２とした。
【００６６】サンプルＢ１およびＢ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４０、３０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４０、３０ｐｐｍであっ
た。
【００６７】サンプルＢ１およびＢ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【００６８】サンプルＢ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は６５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は６５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【００６９】実施例３ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１２００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１２００℃で加熱処理をおこなった。
【００７０】１２００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００℃での保
持時間は８４時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００℃での保
持時間は８４時間とした。
【００７１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、２．１５ｇ／ｃｍ3であった。
は、２．１５ｇ／ｃｍ3であった。
【００７２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【００７３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ未満であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ未満であった。
【００７４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【００７５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＣ１、Ｃ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＣ１、Ｃ２とした。
【００７６】サンプルＣ１およびＣ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ２０、１０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ２０、１０ｐｐｍであっ
た。
【００７７】サンプルＣ１およびＣ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【００７８】サンプルＣ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【００７９】実施例４ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でヘリウムガ
ス雰囲気下、１２００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でヘリウムガ
ス雰囲気下、１２００℃で加熱処理をおこなった。
【００８０】１２００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈの速度で昇温し、１
２００℃での保持時間は９６時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈの速度で昇温し、１
２００℃での保持時間は９６時間とした。
【００８１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、２．１５ｇ／ｃｍ3であった。
は、２．１５ｇ／ｃｍ3であった。
【００８２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【００８３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【００８４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【００８５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＤ１、Ｄ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＤ１、Ｄ２とした。
【００８６】サンプルＤ１およびＤ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１５、５ｐｐｍであった。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１５、５ｐｐｍであった。
【００８７】サンプルＤ１およびＤ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【００８８】サンプルＤ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は８０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は８０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【００８９】実施例５ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
【００９０】１３００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は３８時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は３８時間とした。
【００９１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、２．１０ｇ／ｃｍ3であった。
は、２．１０ｇ／ｃｍ3であった。
【００９２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が５０℃／ｈとなるような速度で引き下げて
透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が５０℃／ｈとなるような速度で引き下げて
透明ガラス化をおこなった。
【００９３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【００９４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【００９５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＥ１、Ｅ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＥ１、Ｅ２とした。
【００９６】サンプルＥ１およびＥ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ３０、２０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ３０、２０ｐｐｍであっ
た。
【００９７】サンプルＥ１およびＥ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【００９８】サンプルＥ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【００９９】比較例１ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１１５０℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１１５０℃で加熱処理をおこなった。
【０１００】１１５０℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１１５０℃まで１０℃／ｈの速度で昇温し、１
１５０℃での保持時間は３２時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１１５０℃まで１０℃／ｈの速度で昇温し、１
１５０℃での保持時間は３２時間とした。
【０１０１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、０．７０ｇ／ｃｍ3であった。
は、０．７０ｇ／ｃｍ3であった。
【０１０２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【０１０３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【０１０４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝８．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝８．０×１
０-6であった。
【０１０５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＦ１、Ｆ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＦ１、Ｆ２とした。
【０１０６】サンプルＦ１およびＦ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１７０、１００ｐｐｍであ
った。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１７０、１００ｐｐｍであ
った。
【０１０７】サンプルＦ１およびＦ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは８０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは８０℃であった。
【０１０８】サンプルＦ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は５％であった。レーザーを１×
１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過率
低下は５０％、コンパクションの指標である照射前後の
屈折率差は１０×１０-6、複屈折の変化量は１０ｎｍ／
ｃｍであった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は５％であった。レーザーを１×
１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過率
低下は５０％、コンパクションの指標である照射前後の
屈折率差は１０×１０-6、複屈折の変化量は１０ｎｍ／
ｃｍであった。
【０１０９】比較例２ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
【０１１０】１３００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は１２時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は１２時間とした。
【０１１１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、１．２０ｇ／ｃｍ3であった。
は、１．２０ｇ／ｃｍ3であった。
【０１１２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【０１１３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【０１１４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝５．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝５．０×１
０-6であった。
【０１１５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＧ１、Ｇ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＧ１、Ｇ２とした。
【０１１６】サンプルＧ１およびＧ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１００、８０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１００、８０ｐｐｍであっ
た。
【０１１７】サンプルＧ１およびＧ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは６０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは６０℃であった。
【０１１８】サンプルＧ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は３０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は４０％、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は５×１０-6、複屈折の変化量は５ｎｍ／ｃ
ｍであった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は３０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は４０％、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は５×１０-6、複屈折の変化量は５ｎｍ／ｃ
ｍであった。
【０１１９】比較例３ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
【０１２０】１３００℃までの昇温は、５００℃まで５
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は１６時間とした。
００℃／ｈ、５００〜１０００℃まで１００℃／ｈ、１
０００〜１２００℃まで１０℃／ｈ、１２００〜１３０
０℃まで５℃／ｈの速度で昇温し、１３００℃での保持
時間は１６時間とした。
【０１２１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、１．４０ｇ／ｃｍ3であった。
は、１．４０ｇ／ｃｍ3であった。
【０１２２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が２００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が２００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【０１２３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量が５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【０１２４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝６．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝６．０×１
０-6であった。
【０１２５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＨ１、Ｈ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＨ１、Ｈ２とした。
【０１２６】サンプルＨ１およびＨ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ９０、６０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ９０、６０ｐｐｍであっ
た。
【０１２７】サンプルＨ１およびＨ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは７０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは７０℃であった。
【０１２８】サンプルＨ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は３５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は４０％、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は７×１０-6、複屈折の変化量は７ｎｍ／ｃ
ｍであった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は３５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は４０％、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は７×１０-6、複屈折の変化量は７ｎｍ／ｃ
ｍであった。
【０１２９】比較例４ 公知の方法により、精製された四塩化ケイ素を酸水素火
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
炎中で加水分解させて、直径４００ｍｍ、長さ１０００
ｍｍの多孔質シリカ母材を作製した。この多孔質シリカ
母材を、炉芯管を備えた均一加熱式電気炉でＮ2雰囲気
下、１３００℃で加熱処理をおこなった。
【０１３０】１３００℃までの昇温は、１０００℃まで
１８００℃／ｈ、１０００〜１２００℃まで５００℃／
ｈ、１２００〜１３００℃まで２００℃／ｈの速度で昇
温し、１３００℃での保持時間は１６時間とした。
１８００℃／ｈ、１０００〜１２００℃まで５００℃／
ｈ、１２００〜１３００℃まで２００℃／ｈの速度で昇
温し、１３００℃での保持時間は１６時間とした。
【０１３１】処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
は、１．３０ｇ／ｃｍ3であった。
は、１．３０ｇ／ｃｍ3であった。
【０１３２】次いで、加熱処理された多孔質シリカ母材
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
を、炉芯管を備えたゾーン加熱式電気炉で、ヘリウムガ
ス雰囲気中にて１５００℃のゾーンに多孔質シリカ母材
の昇温速度が１００℃／ｈとなるような速度で引き下げ
て透明ガラス化をおこなった。
【０１３３】得られたガラスの一部を３８％フッ酸に溶
解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中の
塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さら
に、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ質
量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよびア
ルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中の
塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さら
に、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ質
量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよびア
ルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【０１３４】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝６．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝６．０×１
０-6であった。
【０１３５】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＩ１、Ｉ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＩ１、Ｉ２とした。
【０１３６】サンプルＩ１およびＩ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１００、７０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ１００、７０ｐｐｍであっ
た。
【０１３７】サンプルＩ１およびＩ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは７０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは７０℃であった。
【０１３８】サンプルＩ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は３０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は３０％、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は６×１０-6、複屈折の変化量は６ｎｍ／ｃ
ｍであった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は３０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は３０％、コンパクションの指標である照射前後
の屈折率差は６×１０-6、複屈折の変化量は６ｎｍ／ｃ
ｍであった。
【０１３９】実施例６ 均一加熱式電気炉での処理をＮ２ガス雰囲気中で１３５
０℃で１６時間加熱処理した後、引き続き１３５０℃で
保持したまま、Ｎ２ガス雰囲気中にて３８時間加熱処理
し、処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度を、２．
１８ｇ／ｃｍ3にした以外は実施例１と同じ方法で透明
シリカガラスを得た。
０℃で１６時間加熱処理した後、引き続き１３５０℃で
保持したまま、Ｎ２ガス雰囲気中にて３８時間加熱処理
し、処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度を、２．
１８ｇ／ｃｍ3にした以外は実施例１と同じ方法で透明
シリカガラスを得た。
【０１４０】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であった。
【０１４１】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【０１４２】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＪ１、Ｊ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＪ１、Ｊ２とした。
【０１４３】サンプルＪ１およびＪ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ３０、２０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ３０、２０ｐｐｍであっ
た。
【０１４４】サンプルＪ１およびＪ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【０１４５】サンプルＪ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７０％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【０１４６】実施例７ 均一加熱式電気炉での処理をＮ2ガス雰囲気中で１６時
間処理した後、引き続き温度を保持したまま、ＣＯ／Ｎ
2混合ガス雰囲気（混合容量比＝１０：９０）にて８時
間加熱処理し、処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密
度を、１．８０ｇ／ｃｍ3にした以外は実施例１と同じ
方法で透明シリカガラスを得た。
間処理した後、引き続き温度を保持したまま、ＣＯ／Ｎ
2混合ガス雰囲気（混合容量比＝１０：９０）にて８時
間加熱処理し、処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密
度を、１．８０ｇ／ｃｍ3にした以外は実施例１と同じ
方法で透明シリカガラスを得た。
【０１４７】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【０１４８】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【０１４９】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＫ１、Ｋ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＫ１、Ｋ２とした。
【０１５０】サンプルＫ１およびＫ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４０、３０ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４０、３０ｐｐｍであっ
た。
【０１５１】サンプルＫ１およびＫ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【０１５２】サンプルＫ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７４％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は７４％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【０１５３】実施例８ 均一加熱式電気炉での処理雰囲気をＨ2／Ｎ2混合ガス
（混合容量比＝１０：９０）にして加熱処理時間を１５
時間にし、処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
を、１．４０ｇ／ｃｍ3にした以外は実施例１と同じ方
法で透明シリカガラスを得た。
（混合容量比＝１０：９０）にして加熱処理時間を１５
時間にし、処理後の多孔質シリカ母材の平均かさ密度
を、１．４０ｇ／ｃｍ3にした以外は実施例１と同じ方
法で透明シリカガラスを得た。
【０１５４】得られたガラスの一部を３８％フッ酸中に
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
溶解して塩素の定量分析をおこなったところ、ガラス中
の塩素濃度は検出限界以下の１ｐｐｍ未満であった。さ
らに、ガラス中に含まれる不純物の定量分析を、ＩＣＰ
質量分析計を用いておこなったところ、アルカリおよび
アルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属不純物濃度
は、全ての元素で１０ｐｐｂ未満であり、総量は５０ｐ
ｐｂ以下であった。
【０１５５】得られたガラスの径方向における均質性
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
は、φ＝２００ｍｍの領域において、Δn＝１．０×１
０-6であった。
【０１５６】得られたガラスの、径方向の中心および外
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＬ１、Ｌ２とした。
側(中心より１００ｍｍ位置)から１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を切り出し、対向する２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＬ１、Ｌ２とした。
【０１５７】サンプルＬ１およびＬ２に含まれるＯＨ基
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４５、３５ｐｐｍであっ
た。
量を、赤外分光光度計を用い、２．７３μｍの吸収強度
から求めたところ、それぞれ４５、３５ｐｐｍであっ
た。
【０１５８】サンプルＬ１およびＬ２の仮想温度（Ｔ
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
Ｆ）を赤外反射スペクトルの１１２０ｃｍ-1付近のピー
ク位置から求めたところ、ΔＴＦは１０℃であった。
【０１５９】サンプルＬ１の光学研磨面に波長１５７ｎ
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は６５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
ｍのＦ2エキシマレーザーを、エネルギー密度１０ｍＪ
／ｃｍ2・ｐｕｌｓｅ、繰り返し周波数１０００Hzで照
射したところ、透過率は６５％であった。レーザーを１
×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１５７ｎｍにおける透過
率低下は１％未満、コンパクションの指標である照射前
後の屈折率差は１×１０-6以下、複屈折の変化量は１ｎ
ｍ／ｃｍ以下であった。
【０１６０】以下の表１にサンプルＡ〜Ｌの加熱条件、
透明化条件、ＯＨ濃度、Ｃｌ濃度、ΔＴＦ、１５７ｎｍ
の初期透過率、および、レーザ耐性を示す指標として、
Ｆ2エキシマレーザを１×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１
５７ｎｍにおける透過率低下の度合いを示した。
透明化条件、ＯＨ濃度、Ｃｌ濃度、ΔＴＦ、１５７ｎｍ
の初期透過率、および、レーザ耐性を示す指標として、
Ｆ2エキシマレーザを１×１０6ｐｕｌｓｅｓ照射後の１
５７ｎｍにおける透過率低下の度合いを示した。
【０１６１】
【表１】
【０１６２】表中の初期透過率及び照射後低下透過率は
以下の式から計算した。
以下の式から計算した。
【０１６３】 初期透過率（％）＝（Ｔ1／Ｔ0）×１００ Ｔ1＝サンプル透過パルス強度(Ｆ2レーザ照射開始時) Ｔ0＝ブランクパルス強度 照射後低下透過率ΔＴ＝ＴA−ＴB ＴA＝（Ｔ1／Ｔ0）×１００ ＴB＝（Ｔ2／Ｔ0）×１００ Ｔ1＝サンプル透過パルス強度(Ｆ2レーザ照射開始時) Ｔ0＝ブランクパルス強度 Ｔ2＝サンプル透過パルス強度(Ｆ2レーザ１０ｍＪ／ｃ
ｍ2，１×１０6pulses照射後) 実施例９ 実施例６で得られたガラスからさらに１０×１０×３０
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＭ１、Ｍ２とした。
ｍ2，１×１０6pulses照射後) 実施例９ 実施例６で得られたガラスからさらに１０×１０×３０
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＭ１、Ｍ２とした。
【０１６４】サンプルＭ１に波長１７２ｎｍの誘電体バ
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
５５％に低下したが、そのまま照射を続けても、それ以
上の透過率低下は見られなかった。
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
５５％に低下したが、そのまま照射を続けても、それ以
上の透過率低下は見られなかった。
【０１６５】サンプルＭ２に波長１９３ｎｍのＡｒＦエ
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下した。
サンプルＭ２は、照射数１０6ショットで透過率が初期
透過率の約８３％に低下したが、その後１０7ショット
まで照射を続けたところ、それ以上の透過率低下は見ら
れなかった。
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下した。
サンプルＭ２は、照射数１０6ショットで透過率が初期
透過率の約８３％に低下したが、その後１０7ショット
まで照射を続けたところ、それ以上の透過率低下は見ら
れなかった。
【０１６６】実施例１０ 実施例７で得られたガラスからさらに１０×１０×３０
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＮ１、Ｎ２とした。
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＮ１、Ｎ２とした。
【０１６７】サンプルＮ１に波長１７２ｎｍの誘電体バ
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
６０％に低下したが、そのまま照射を続けても、それ以
上の透過率低下は見られなかった。
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
６０％に低下したが、そのまま照射を続けても、それ以
上の透過率低下は見られなかった。
【０１６８】サンプルＮ２に波長１９３ｎｍのＡｒＦエ
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下した。
サンプルＮ２は、照射数１０6ショットで透過率が初期
透過率の約８５％に低下したが、その後１０7ショット
まで照射を続けたところ、それ以上の透過率低下は見ら
れなかった。
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下した。
サンプルＮ２は、照射数１０6ショットで透過率が初期
透過率の約８５％に低下したが、その後１０7ショット
まで照射を続けたところ、それ以上の透過率低下は見ら
れなかった。
【０１６９】実施例１１ 実施例８で得られたガラスからさらに１０×１０×３０
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＯ１、Ｏ２とした。
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＯ１、Ｏ２とした。
【０１７０】サンプルＯ１に波長１７２ｎｍの誘電体バ
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
５０％に低下したが、そのまま照射を続けても、それ以
上の透過率低下は見られなかった。
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
５０％に低下したが、そのまま照射を続けても、それ以
上の透過率低下は見られなかった。
【０１７１】サンプルＯ２に波長１９３ｎｍのＡｒＦエ
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下した。
サンプルＯ２は、照射数１０6ショットで透過率が初期
透過率の約８０％に低下したが、その後１０7ショット
まで照射を続けたところ、それ以上の透過率低下は見ら
れなかった。
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下した。
サンプルＯ２は、照射数１０6ショットで透過率が初期
透過率の約８０％に低下したが、その後１０7ショット
まで照射を続けたところ、それ以上の透過率低下は見ら
れなかった。
【０１７２】比較例５ 比較例３で得られたガラスからさらに１０×１０×３０
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＰ１、Ｐ２とした。
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＰ１、Ｐ２とした。
【０１７３】サンプルＳ１に波長１７２ｎｍの誘電体バ
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
４５％に低下した。そのまま照射を続けると、透過率は
徐々に低下し、一定となることはなかった。
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
４５％に低下した。そのまま照射を続けると、透過率は
徐々に低下し、一定となることはなかった。
【０１７４】サンプルＰ２に波長１９３ｎｍのＡｒＦエ
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下し、照
射数１０6ショットで透過率が初期透過率の約７９％に
低下し、その後１０7ショットまで照射を続けたとこ
ろ、透過率は徐々に低下し、安定することはなかった。
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下し、照
射数１０6ショットで透過率が初期透過率の約７９％に
低下し、その後１０7ショットまで照射を続けたとこ
ろ、透過率は徐々に低下し、安定することはなかった。
【０１７５】比較例６ 比較例４で得られたガラスからさらに１０×１０×３０
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＱ１、Ｑ２とした。
ｍｍの試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それ
ぞれサンプルＱ１、Ｑ２とした。
【０１７６】サンプルＳ１に波長１７２ｎｍの誘電体バ
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
４５％に低下した。そのまま照射を続けると、透過率は
徐々に低下し、一定となることはなかった。
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
４５％に低下した。そのまま照射を続けると、透過率は
徐々に低下し、一定となることはなかった。
【０１７７】サンプルＱ２に波長１９３ｎｍのＡｒＦエ
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下し、照
射数１０6ショットで透過率が初期透過率の約７９％に
低下し、その後１０7ショットまで照射を続けたとこ
ろ、透過率は徐々に低下し、安定することはなかった。
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下し、照
射数１０6ショットで透過率が初期透過率の約７９％に
低下し、その後１０7ショットまで照射を続けたとこ
ろ、透過率は徐々に低下し、安定することはなかった。
【０１７８】比較例7 四塩化ケイ素を原料とし、これを酸水素火炎中で加水分
解させ、１６００℃以上の温度で直接堆積ガラス化させ
る直接法により、合成シリカガラスを得た。得られたガ
ラスの大きさは、直径２００ｍｍ長さ１２００ｍｍであ
った。ガラスに含まれるＯＨ基量を赤外吸収スペクトル
の２．７３μｍにおける吸収強度から求めたところ、７
００ｐｐｍであった。また、得られたガラスの一部を３
８％フッ酸中に溶解して塩素の定量分析をおこなったと
ころ、ガラス中の塩素濃度は検出限界以下の１５０ｐｐ
ｍであった。さらにＩＣＰ質量分析計を用いてガラス中
に含まれる不純物の定量分析をおこなったところ、アル
カリおよびアルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属
不純物濃度は、全ての元素について１０ｐｐｂ未満であ
り、それらの合計量は５０ｐｐｂ以下であった。
解させ、１６００℃以上の温度で直接堆積ガラス化させ
る直接法により、合成シリカガラスを得た。得られたガ
ラスの大きさは、直径２００ｍｍ長さ１２００ｍｍであ
った。ガラスに含まれるＯＨ基量を赤外吸収スペクトル
の２．７３μｍにおける吸収強度から求めたところ、７
００ｐｐｍであった。また、得られたガラスの一部を３
８％フッ酸中に溶解して塩素の定量分析をおこなったと
ころ、ガラス中の塩素濃度は検出限界以下の１５０ｐｐ
ｍであった。さらにＩＣＰ質量分析計を用いてガラス中
に含まれる不純物の定量分析をおこなったところ、アル
カリおよびアルカリ土類金属、遷移金属、その他の金属
不純物濃度は、全ての元素について１０ｐｐｂ未満であ
り、それらの合計量は５０ｐｐｂ以下であった。
【０１７９】得られたガラスから１０×１０×３０ｍｍ
の試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それぞれ
サンプルＲ１、Ｒ２とした。
の試験片を２個切り出し、２面を光学研磨し、それぞれ
サンプルＲ１、Ｒ２とした。
【０１８０】サンプルＲ１に波長１７２ｎｍの誘電体バ
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
７５％に低下した。そのまま照射を続けると、透過率は
徐々に低下し、一定となることはなかった。
リア放電エキシマランプの光を真空中で照射したとこ
ろ、照射時間の増加とともにランプ光の透過率が低下し
た。透過率は照射開始後約１００時間で初期透過率の約
７５％に低下した。そのまま照射を続けると、透過率は
徐々に低下し、一定となることはなかった。
【０１８１】サンプルＲ２に波長１９３ｎｍのＡｒＦエ
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下し、照
射数１０6ショットで透過率が初期透過率の約９２％に
低下し、その後１０7ショットまで照射を続けたとこ
ろ、透過率は徐々に低下し、安定することはなかった。
キシマレーザーを、エネルギー密度１００ｍＪ／ｃｍ2
・パルス、繰り返し周波数１００Ｈｚで照射した。レー
ザー光の透過率は、照射時間の増加とともに低下し、照
射数１０6ショットで透過率が初期透過率の約９２％に
低下し、その後１０7ショットまで照射を続けたとこ
ろ、透過率は徐々に低下し、安定することはなかった。
【０１８２】図１にサンプルＭ〜Ｒにおけるエキシマラ
ンプの照射時間による透過率の変化、図２にサンプルＭ
〜ＲにおけるＡｒＦエキシマレーザーショット数による
透過率の変化を示す。
ンプの照射時間による透過率の変化、図２にサンプルＭ
〜ＲにおけるＡｒＦエキシマレーザーショット数による
透過率の変化を示す。
【０１８３】以上の実施例９〜１１及び比較例８〜１０
の図１〜２より明らかな様に、ガラス中のＯＨ基濃度を
１〜７０ｐｐｍとすることによって、エキシマランプや
エキシマレーザーなどの紫外線を一定量照射した後は、
紫外線照射による透過率の低下は起こらず、経時変化の
無い安定した透過率を示すシリカガラスを得ることがで
きる。
の図１〜２より明らかな様に、ガラス中のＯＨ基濃度を
１〜７０ｐｐｍとすることによって、エキシマランプや
エキシマレーザーなどの紫外線を一定量照射した後は、
紫外線照射による透過率の低下は起こらず、経時変化の
無い安定した透過率を示すシリカガラスを得ることがで
きる。
【０１８４】
【発明の効果】以上説明したごとく本発明によれば、ス
ート法で合成したスートを透明化する前にＮ2あるいは
還元性ガス雰囲気下でスート中の会合したＯＨ基同士の
みの縮合が生じるような条件で充分時間をかけて熱処理
することにより、仮想温度分布が小さく、不安定な前駆
体がの除去され、スート内部での欠陥生成も抑制され
た、ガラス中のＯＨ基濃度が１〜７０ｐｐｍ、Ｃｌ濃度
が１ｐｐｍ未満であり、アルカリおよびアルカリ土類金
属、遷移金属、その他の金属不純物濃度は各元素が１０
ｐｐｂ未満、それらの合計量が５０ｐｐｂ以下であり、
波長１６０〜３００ｎｍの紫外線を照射し続けても１７
２〜２００ｎｍにおける透過率が４０％以上、波長１５
７ｎｍという短波長の光に対して６０％以上という高い
透過率を示す優れた特性の合成シリカガラスからなる紫
外線用光学材料を提供することができる。
ート法で合成したスートを透明化する前にＮ2あるいは
還元性ガス雰囲気下でスート中の会合したＯＨ基同士の
みの縮合が生じるような条件で充分時間をかけて熱処理
することにより、仮想温度分布が小さく、不安定な前駆
体がの除去され、スート内部での欠陥生成も抑制され
た、ガラス中のＯＨ基濃度が１〜７０ｐｐｍ、Ｃｌ濃度
が１ｐｐｍ未満であり、アルカリおよびアルカリ土類金
属、遷移金属、その他の金属不純物濃度は各元素が１０
ｐｐｂ未満、それらの合計量が５０ｐｐｂ以下であり、
波長１６０〜３００ｎｍの紫外線を照射し続けても１７
２〜２００ｎｍにおける透過率が４０％以上、波長１５
７ｎｍという短波長の光に対して６０％以上という高い
透過率を示す優れた特性の合成シリカガラスからなる紫
外線用光学材料を提供することができる。
【０１８５】また、熱処理による構造変化が少ないた
め、屈折率の均質性が良い材料が容易に得られるばかり
でなく、コンパクションも小さいため、Ｆ2レーザーを
用いたリソグラフィー用光学素材として適している。こ
のほか、ＯＨ基含有量が低いため、放射線耐性が良く、
放射能を持った原子炉内を観察するためのイメージファ
ィバーや放射線暴露下での通信用光ファイバーとしても
利用が可能である。また、高温での粘度が高いために半
導体製造用の超高純度素材としても利用が可能である。
め、屈折率の均質性が良い材料が容易に得られるばかり
でなく、コンパクションも小さいため、Ｆ2レーザーを
用いたリソグラフィー用光学素材として適している。こ
のほか、ＯＨ基含有量が低いため、放射線耐性が良く、
放射能を持った原子炉内を観察するためのイメージファ
ィバーや放射線暴露下での通信用光ファイバーとしても
利用が可能である。また、高温での粘度が高いために半
導体製造用の超高純度素材としても利用が可能である。
【０１８６】さらに、熱サイクルによる寸法変化が少な
いことから、ポリシリコンＴＦＴ用の基板材料としても
使用可能である。また、ガス放出量が極めて少なく、劣
化も少ないために各種ランプ用管球材料としても利用で
きる。
いことから、ポリシリコンＴＦＴ用の基板材料としても
使用可能である。また、ガス放出量が極めて少なく、劣
化も少ないために各種ランプ用管球材料としても利用で
きる。
【図１】サンプルＭ〜Ｒにおけるエキシマランプの照射
時間による透過率の変化を示す図である。
時間による透過率の変化を示す図である。
【図２】サンプルＭ〜ＲにおけるＡｒＦエキシマレーザ
ーショット数による透過率の変化を示す図である。
ーショット数による透過率の変化を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｇ０２Ｂ 1/02 Ｇ０２Ｂ 1/02 (72)発明者 福田 和彦 山口県新南陽市かせ河原町９−５ (72)発明者 神杉 直良 山口県徳山市大字上村316−７ (72)発明者 葛生 伸 福井県福井市文京５−13−５ (72)発明者 伊原 義尚 山口県新南陽市富田一丁目11−17 (72)発明者 若松 英敏 山口県熊毛郡熊毛町大字呼坂1006−162 Ｆターム(参考） 4G014 AH21 4G062 AA04 BB02 CC07 DA08 DB01 DC01 DD01 DE01 DF01 EA01 EA02 EA10 EB01 EB02 EC01 EC02 ED01 ED02 EE01 EE02 EF01 EF02 EG01 EG02 FA01 FA10 FB01 FC01 FD01 FE01 FF01 FG01 FH01 FJ01 FK01 FL01 GA01 GA10 GB01 GC01 GD01 GE01 HH01 HH03 HH05 HH07 HH09 HH11 HH13 HH15 HH17 HH20 JJ01 JJ03 JJ05 JJ06 JJ07 JJ10 KK01 KK03 KK05 KK07 KK10 MM02 MM04 NN16 NN31 NN35
Claims (18)
- 【請求項１】高純度珪素化合物から、当該珪素化合物を
火炎熱分解するスートスート法で製造されたスートを堆
積させて生成した多孔質シリカ母材を加熱して得られ
る、実質的にＯＨ基以外の不純物を含まず、ガラス内に
おける仮想温度の最大と最小の差が５０℃以下であり、
波長１５７ｎｍの紫外線の透過率が光路長１０ｍｍで６
０％以上である合成シリカガラスから成る紫外線用光学
材料。 - 【請求項２】 請求項１の紫外線用光学材料において、
ＯＨ基含有量が１〜７０ｐｐｍ、Ｃｌ濃度が１ｐｐｍ未
満であり、金属不純物濃度は各元素が１０ｐｐｂ未満、
それらの合計量が５０ｐｐｂ以下である合成シリカガラ
スから成る紫外線用光学材料。 - 【請求項３】 請求項１又は請求項２に記載の紫外線用
光学材料において、波長１６０〜３００ｎｍの紫外線を
１時間照射しても１７２〜２００ｎｍにおける透過率が
４０％以上の合成シリカガラスから成る紫外線用光学材
料。 - 【請求項４】請求項１に記載の紫外線用光学材料におい
て、合成シリカガラスの屈折率差（Δｎ）であらわされ
る均質性が、φ＝２００ｍｍの範囲内において、Δn≦
２×１０-6であることを特徴とする紫外線用光学材料。 - 【請求項５】シリカ多孔質母材を、スート法で得られた
多孔質シリカ母材を透明化するに至らない温度で第１の
熱処理をした後、第１の熱処理温度よりも高い温度で第
２の熱処理をおこない透明化する請求項１又は請求項３
に記載の紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項６】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製造
方法において、第１の熱処理を１１００〜１４５０℃で
３時間以上多孔質シリカ母材を実施することを特徴とす
る紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項７】請求項５又は請求項６に記載の紫外線用光
学材料の製造方法において、多孔質シリカ母材の第１の
熱処理及び第２の熱処理を窒素ガス雰囲気中で実施する
ことを特徴とする紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項８】請求項５又は請求項６に記載の紫外線用光
学材料の製造方法において、多孔質シリカ母材の第１の
熱処理及び第２の熱処理を水素ガス含有雰囲気中で実施
することを特徴とする紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項９】請求項５又は請求項６に記載の紫外線用光
学材料の製造方法において、多孔質シリカ母材の第１の
熱処理及び第２の熱処理を一酸化炭素ガス含有雰囲気中
で実施することを特徴とする紫外線用光学材料の製造方
法。 - 【請求項１０】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製
造方法において、第１の熱処理温度を１２００℃以上１
３５０℃以下とし、その温度に到達するまでの昇温速度
を、室温〜５００℃までは１００℃／ｈ以上１５００℃
／ｈ以下、５００〜１０００℃までは５０℃／ｈ以上１
０００℃／ｈ以下、１０００〜１２００℃までは５℃／
ｈ以上２００℃／ｈ以下、１２００〜１３５０℃までは
１℃／ｈ以上１００℃／ｈ以下とすることを特徴とする
紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項１１】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製
造方法において、第１の熱処理における最高温度での保
持時間を１６時間以上、２１６時間以下とすることを特
徴とする紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項１２】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製
造方法において、第１の熱処理を終えたシリカ多孔質母
材の平均かさ密度が１．４０ｇ／ｃｍ3以上２．２０ｇ
／ｃｍ3以下であることを特徴とする紫外線用光学材料
の製造方法。 - 【請求項１３】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製
造方法において、第１の熱処理を施す雰囲気が、Ｈｅガ
ス雰囲気、又は、Ｎ2を含むＨｅガス以外の不活性ガス
で希釈されたＨｅガス雰囲気であることを特徴とする紫
外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項１４】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製
造方法において、第１の熱処理を施す雰囲気が、Ｎ2あ
るいは他の不活性ガスで希釈されたＮ2であることを特
徴とする紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項１５】請求項５に記載の紫外線用光学材料の製
造方法において、第２の熱処理において、第１の熱処理
を施したシリカ多孔質母材を、温度１４５０℃以上１５
５０℃以下に加熱されたゾーンに徐々に挿入して透明化
する際、多孔質母材の昇温速度が1０℃／ｈ以上１５０
℃／ｈ以下になるような速度で挿入し、透明化すること
を特徴とする紫外線用光学材料の製造方法。 - 【請求項１６】請求項１〜請求項４のいずれかの請求項
に記載の紫外線用光学材料において、波長１５７ｎｍ〜
３００ｎｍの紫外線を照射することに適した紫外線用光
学材料。 - 【請求項１７】請求項１６に記載の紫外線用光学材料に
おいて、紫外線がＦ2エキシマレーザー、ＡｒＦエキシ
マレーザー、 ＫｒＦエキシマレーザー、Ｘe2エキシマ
ランプ、Ｘeランプ、Ｄ2ランプ、低圧Ｈｇランプ、およ
びＫｒＣｌエキシマランプから選択された線源から照射
されることを特徴とする紫外線用光学材料。 - 【請求項１８】請求項１７に記載の紫外線用光学材料
が、エキシマランプ(Ｘｅ2、 ＫｒＣｌ、ＫｒＢｒ、Ｋ
ｒＩ etc.)、金属ハライドランプ、水銀ランプ、ショー
トアーク水銀ランプ、Ｄ2ランプ、Ｈ2 ランプ、および
キセノンランプ用円筒形材料及び球状材料、ポリシリコ
ン用ＴＦＴ基板材料、耐放射線光ファイバー用材料、フ
ォトマスク材、もしくは軟Ｘ線用反射ミラー用基板材料
であることを特徴とする紫外線用光学材料。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000014223A JP4531904B2 (ja) | 1999-01-21 | 2000-01-20 | 紫外線用光学材料およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1278499 | 1999-01-21 | ||
| JP14223199 | 1999-05-21 | ||
| JP11-12784 | 1999-09-06 | ||
| JP25214799 | 1999-09-06 | ||
| JP11-142231 | 1999-09-06 | ||
| JP11-252147 | 1999-09-06 | ||
| JP2000014223A JP4531904B2 (ja) | 1999-01-21 | 2000-01-20 | 紫外線用光学材料およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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