JP5050458B2 - シリカガラスおよび光学部材 - Google Patents

Description

本発明は、ＳｎＯ_２およびＴｉＯ_２を含有するシリカガラス（以下、本明細書ではＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスと記す）に関し、特にＥＵＶリソグラフィに使用される光学系を構成する光学部材として用いられるＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスに関する。なお、本発明でいうＥＵＶ（Ｅｘｔｒｅｍｅ Ｕｌｔｒａ Ｖｉｏｌｅｔ）光とは、軟Ｘ線領域または真空紫外域の波長帯の光を指し、具体的には波長が０．２〜１００ｎｍ程度の光のことである。

近年、光リソグラフィ技術においては、集積回路の高集積化および高機能化に伴い、集積回路の微細化が進み、露光装置には深い焦点深度で高解像度の回路パターンをウエハ面上に結像させることが求められ、露光光源の短波長化が進められている。露光光源は、従来のｇ線（波長４３６ｎｍ）、ｉ線（波長３６５ｎｍ）やＫｒＦエキシマレーザ（波長２４８ｎｍ）から進んでＡｒＦエキシマレーザ（波長１９３ｎｍ）が用いられようとしている。また、さらに回路パターンの線幅が１００ｎｍ以下となる次世代の集積回路に対応するため、ＡｒＦエキシマレーザの露光システムの液浸技術や、露光光源としてＦ_２レーザ（波長１５７ｎｍ）を用いる技術が開発されているが、これも線幅が４５ｎｍ世代までしかカバーできないと見られている。

このような流れにあって、露光光源としてＥＵＶ光（極端紫外光）のうち代表的には波長１３．５ｎｍの光を用いたリソグラフィ技術が、線幅が４５ｎｍ以降の複数世代に渡って適用可能と見られ注目されている。ＥＵＶリソグラフィ（以下、「ＥＵＶＬ」と略する）の像形成原理は、投影光学系を用いてマスクパターンを転写する点では、従来のフォトリソグラフィと同じである。しかしながら、ＥＵＶ光のエネルギー領域では光を透過する材料がないために、透過光学系は用いることができず、光学系はすべて反射光学系となる。

ＥＵＶＬに用いられる露光装置光学部材は、（１）基材 （２）基材上に形成された反射多層膜 （３）反射多層膜上に形成された吸収体層 から基本的に構成される。多層膜は、Ｍｏ／Ｓｉが交互に積層された膜が検討され、吸収体層の材料としては、ＴａやＣｒが検討されている。基材としては、ＥＵＶ光照射の下においても光吸収の結果生じた熱によって歪みが生じないような低熱膨張係数を有する材料が必要とされている。加えて、ＥＵＶＬに利用される基材には、従来のフォトリソグラフィにおいて使用されるシリカガラスと比較して、厳しい平坦度や低欠陥特性が要求される。

透過光学系を用いる従来のフォトリソグラフィ技術においては、低熱膨張係数を有することで知られるシリカガラスが基材として使用されている。しかしながら、シリカガラスの熱膨張係数（Ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ ｏｆ Ｔｈｅｒｍａｌ Ｅｘｐａｎｓｉｏｎ；ＣＴＥ）はＥＵＶＬに用いられる露光装置光学部材としては大きく、ＥＵＶ光照射の下において歪みが無視できない。

一方、ＴｉＯ_２を含有するシリカガラス（以下、本明細書ではＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスと記す）は、シリカガラスよりも小さい熱膨張係数を有する超低熱膨張材料として知られ、加えて、ガラス中のＴｉＯ_２含有量によって熱膨張係数を制御できるために、これを使用すると熱膨張係数がゼロに近いゼロ膨張ガラスが得られる。したがって、ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスはＥＵＶＬ用露光装置光学部材に用いる材料として可能性がある。

特許文献１には、ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２多孔質ガラス体を形成し、ガラス体にした後、マスク基板を得る方法が開示されている。

特開２００５−２２９５４号公報

従来のＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスでは、熱膨張係数の温度依存性があるために、熱膨張係数がほぼゼロとなる温度領域が室温付近にのみ限られていた。また、従来のＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスでは、高平坦度を達成するための研磨工程においてピットやスクラッチなどの凹欠陥を生成させてしまうことがあった。

ＥＵＶＬ用露光装置光学部材は、反射膜などの成膜の際には１００℃程度の温度になる。また、露光時に高エネルギー線が照射されるので、部材の温度が局所的に上昇するおそれがある。このため、ＥＵＶＬ用露光装置光学部材としては、熱膨張係数が小さいだけでなく、熱膨張係数の温度依存性が小さいことが好ましい。しかしながら、従来のシリカガラスでは、熱膨張係数が大きく、ＥＵＶＬ用露光装置光学部材に用いるには不充分であった。さらに、ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスにおいては熱膨張係数が非常に低いものの、研磨工程においてピットやスクラッチなどの凹欠陥を生成してしまい、ＥＵＶＬ用露光装置光学部材に用いるには不充分であった。研磨工程における凹欠陥生成は、主としてメカニカルな効果により研磨が行われている場合には、ガラスのビッカース硬度と関連があると考えることができる。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、熱膨張係数が小さく、熱膨張係数の温度依存性が小さく、適当なビッカース硬度を有するＥＵＶＬに適した露光用光学部材を提供することを目的とする。

本発明の第１の態様では、ＳｎＯ_２換算で０．１〜１０質量％のＳｎと、ＴｉＯ_２換算で３〜１０質量％のＴｉとを含有するシリカガラスであって、０〜１００℃での熱膨張係数の温度に対する変動幅が５０〜２００ｐｐｂ／℃であり、０〜１００℃での熱膨張係数が０±２５０ｐｐｂ／℃であることを特徴とするシリカガラスを提供する。

本発明の第２の態様は態様１において、ビッカース硬度が６５０以下であることを特徴とする上記のシリカガラスを提供する。

本発明の第３の態様は態様１または２において、シリカガラスからなるＥＵＶＬに使用される光学系を構成する光学部材を提供する。

本発明の第４の態様は態様１または２のシリカガラスからなるガラス基板を提供する。

本発明の第５の態様は態様４において、加工表面を有することを特徴とするガラス基板を提供する。

本発明の第６の態様は態様５において、加工表面が砥粒を用いて研磨する工程を含む加
工工程にて加工されたことを特徴とするガラス基板を提供する。

本発明によれば、シリカガラスよりも熱膨張係数が小さい、ＳｎＯ_２―ＴｉＯ_２―ＳｉＯ_２ガラスを得ることができる。加えて、ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスのビッカース硬度は従来のＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスよりも低く、ＥＵＶＬに使用される光学系を構成する光学部材の材料として好適である。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスとは、ＳｎＯ_２換算で０．１〜１０質量％のＳｎとＴｉＯ_２換算で３〜１０質量％のＴｉとを含有するシリカガラスである。Ｓｎの含有量が０．１質量％未満であると、シリカガラスに比べて充分に熱膨張係数を小さくできないおそれがある。好ましくは、０．３質量％以上であり、特に好ましくは０．５質量％以上である。また、１０質量％を超えると、ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス中にＳｎＯ_２結晶が析出し、均質なＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを得ることができないおそれがある。好ましくは５質量％以下であり、特に好ましくは３質量％以下である。

Ｔｉの含有量が３質量％未満であると、シリカガラスに比べて十分に熱膨張係数を小さくできないおそれがある。また、１０質量％を超えると熱膨張係数が負となる可能性がある。Ｔｉの含有量は、より好ましくは３〜７質量％である。特に好ましくは３〜５質量％である。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスの熱膨張係数が小さくなるのは以下の理由によると推定される。シリカガラスはクォーツに似た四面体構造により形成されており、Ｓｉは４価４配位で安定である。一方、ＳｎＯ_２結晶およびＴｉＯ_２結晶はルチル型構造で形成され、ＳｎおよびＴｉは４価６配位で安定である。ここで、４価４配位のクォーツ型構造であるＳｎＯ_２結晶およびＴｉＯ_２結晶をシミュレーション上で仮定してその体積変化を求めたところ、体積変化は負の温度係数を持つことが示された。この現象は、４配位から６配位へのＳｎおよびＴｉの配位数変化によってその構造がクォーツ型構造からルチル型構造に近づくことで、密度上昇が起こるために起こると推定される。したがって、ＳｎおよびＴｉをシリカガラスに含有させることにより、熱膨張係数を小さくできるものと考えられる。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスは、０〜１００℃での熱膨張係数の温度に対する変動幅が５０〜２００ｐｐｂ／℃である。特に好ましくは、５０〜１５０ｐｐｂ／℃である。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスは、０〜１００℃での熱膨張係数が０±２５０ｐｐｂ／℃である。より好ましくは０±２００ｐｐｂ／℃であり、さらに好ましくは０±１５０ｐｐｂ／℃であり、特に好ましくは０±１００ｐｐｂ／℃である。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスのビッカース硬度は、６５０以下が好ましい。これにより、高平坦度を得るための研磨工程におけるピットやスクラッチなどの凹欠陥の生成を抑制することができると考えられる。また、研磨レートが速くなり、短時間で効率良く高平坦度を有するように研磨することが容易となる。

ビッカース硬度を低くすることで研磨工程におけるピットやスクラッチなどの凹欠陥の生成が抑制されるのは、以下の理由によると推定される。ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスの化学的耐久性（耐酸、耐水性）は、一般的なアルミノシリケートガラスやソーダライムガラスに比べて非常に高い。そのため、研磨工程ではメカニカルな効果が強く働き、研磨砥粒による微小破壊現象により加工が進行すると考えられる。この時、ビッカース硬度が高いガラスでは微小破壊に対する抵抗が大きいため、研磨砥粒がピットやスクラッチなどの凹欠陥を生成してしまう。したがって、ビッカース硬度を低くすることにより、凹欠陥の生成を抑制することができるものと考えられる。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスにおけるＯＨ基の含有量は、質量表示で６００ｐｐｍ以下、特に２００ｐｐｍ以下であることが好ましい。これにより、熱膨張係数の温度依存性をより小さくし、広い温度範囲で熱膨張係数が小さいガラスを得ることができる。

本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを製造するためには、以下のスート法が採用できる。

スート法により、本発明のＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを製造する場合について説明する。スート法はその作り方により、ＭＣＶＤ法、ＯＶＤ法、およびＶＡＤ法などがある。例えば、以下のような工程が採用できる。

（ａ）工程
ガラス形成原料であるＳｎ前駆体、Ｔｉ前駆体およびＳｉ前駆体を火炎加水分解させて得られるＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス微粒子を基材に堆積、成長させて多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を形成させる。

ガラス形成原料としては、ガス化可能な原料であれば特に限定されない。Ｓｎ前駆体としては、ＳｎＣｌ_４、ＳｎＢｒ_４などのハロゲン化スズ化合物、またＲ_ｎＳｎ（ＯＲ）_４−ｎ（ここにＲは炭素数１〜４のアルキル基、ｎは０〜３の整数）で示されるアルコキシスズが挙げられる。

Ｔｉ前駆体としては、ＴｉＣｌ_４、ＴｉＢｒ_４などのハロゲン化チタン化合物、またＲ_ｎＴｉ（ＯＲ）_４−ｎ（ここにＲは炭素数１〜４のアルキル基、ｎは０〜３の整数）で示されるアルコキシチタンが挙げられる。

Ｓｉ前駆体としては、ＳｉＣｌ_４、ＳｉＨＣｌ_３、ＳｉＨ_２Ｃｌ_２、ＳｉＨ_３Ｃｌなどの塩化物、ＳｉＦ_４、ＳｉＨＦ_３、ＳｉＨ_２Ｆ_２などのフッ化物、ＳｉＢｒ_４、ＳｉＨＢｒ_３などの臭化物、ＳｉＩ_４などのヨウ化物といったハロゲン化ケイ素化合物、またＲ_ｎＳｉ（ＯＲ）_４−ｎ（ここにＲは炭素数１〜４のアルキル基、ｎは０〜３の整数）で示されるアルコキシシランが挙げられる。

さらに、Ｓｉ前駆体およびＳｎ前駆体としては、シリコンスズダブルアルコキシドなどのＳｉとＳｎの化合物を使用することもできる。

Ｓｉ前駆体およびＴｉ前駆体としては、シリコンチタンダブルアルコキシドなどのＳｉとＴｉの化合物を使用することもできる。

前記基材としては石英ガラス製の種棒（例えば特公昭６３−２４９７３号公報記載の種棒）を使用できる。また棒状に限らず板状の基材を使用してもよい。

（ｂ）工程
（ａ）工程で得られた多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を透明ガラス化温度まで昇温して透明ガラス化し、透明ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を得る。透明ガラス化温度は、光学顕微鏡で空隙が確認できなくなるまで多孔質ガラス体を緻密化できる温度をいうが、通常は１４００〜１７００℃であり、特に１４５０〜１６５０℃であることが好ましい。また、時間は、４時間から２０時間程度が好ましい。

雰囲気としては、ヘリウムなどの不活性ガス１００％の雰囲気、またはヘリウムなどの不活性ガスを主成分とする雰囲気であることが好ましい。圧力については、減圧または常圧であればよい。特に常圧の場合はヘリウムガスを用いることができる。また、減圧の場合は１３０００Ｐａ以下が好ましい。なお、本明細書における「Ｐａ」は、ゲージ圧ではなく絶対圧の意である。

また工程（ａ）と（ｂ）の間に、以下のような工程（ａ）−１の処理を施すことにより、工程（ｂ）により得られる透明ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスに含有されるＯＨ基濃度を容易に制御することが可能である。

工程（ａ）−１：多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を塩素やフッ素などのハロゲンを含有する雰囲気下にて室温もしくは透明ガラス化温度以下の温度で、数十分〜数十時間保持することにより、多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体中のＯＨ基濃度を減少させることができる。

（ｃ）工程
（ｂ）工程で得られた透明ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を軟化点以上の温度に加熱して所望の形状に成形し、成形ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を得る。成形加工の温度としては、１５００〜１８００℃が好ましい。１５００℃以下では、ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスの粘度が高いため、実質的に自重変形が行われない。１８００℃以上では、ＳｉＯ_２の昇華が無視できなくなる。

（ｄ）工程
（ｃ）工程で得られた成形ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を、５００℃を超える温度、例えば６００〜１２００℃の温度にて５時間以上保持した後、１０℃／ｈｒ以下の平均降温速度で５００℃以下まで降温するアニール処理を行うことにより、ガラス体内部のひずみを低減することができる。５００℃以下まで降温した後は放冷できる。この場合の雰囲気は、ヘリウム、アルゴン、窒素などの不活性ガス１００％の雰囲気下、これらの不活性ガスを主成分とする雰囲気下、または空気雰囲気下で、圧力は減圧または常圧が好ましい。

上記工程で得られたＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を所定の形状に加工し、ガラス表面を砥粒にて研磨してＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス基板とする。砥粒としては、コロイダルシリカ、酸化セリウム、酸化アルミニウム、炭化珪素、炭化硼素を使用することができる。

砥粒にて研磨したガラス基板は、更にイオンビームエッチング、ガラスクラスタイオンビームエッチング、プラズマエッチング、ナノアブレージョン、ＭＲＦ（ｍａｇｎｅｔｏｒｈｅｏｌｏｇｉｃａｌ ｆｉｎｉｓｈｉｎｇ）により、仕上げ加工を行うこともできる。

本発明により得られるＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスは、ＥＵＶＬに使用されるマスクに用いられるガラス基板、ミラー基材やステージなどの半導体露光装置に用いる光学部材として好適である。

以下、実施例により本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれに限定されない。ここで、例１および２は実施例、例３、例４、例５および例６は比較例である。

［例１］
ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスのガラス形成原料であるＳｎＣｌ_４、ＴｉＣｌ_４およびＳｉＣｌ_４を、それぞれガス化させた後に混合させ、酸水素火炎中で加熱加水分解（火炎加水分解）させることで得られるＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス微粒子（スート）を基材に堆積・成長させて、直径約８０ｍｍ、長さ約１００ｍｍの多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を形成した。多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を形成する工程において、ＳｎＣｌ_４、ＴｉＣｌ_４およびＳｉＣｌ_４の酸水素火炎中への供給量は、それぞれ２．６６×１０^−２ｇ／分、６．０３×１０^−２ｇ／分および１．１３ｇ／分とした。得られた多孔質ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体はそのままではハンドリングしにくいので、基材に堆積させたままの状態で、大気中１２００℃にて４時間保持したのち、基材から外した（（ａ）工程）。

これをヘリウムガス１００％雰囲気下で１４５０℃まで昇温し、この温度で４時間保持した（（ｂ）工程）。

次いでこのガラス体をアルゴンガス１００％雰囲気下で１７００℃まで昇温し、この温度で４時間保持することにより透明なＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを得た（（ｃ）工程）。

［例２］
例１における（ａ）工程において、ＴｉＣｌ_４の酸水素火炎中への供給量を３．７９×１０^−２ｇ／分として、ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス微粒子（スート）を基材に堆積・成長させた。これ以外は例１と全く同様の方法によりＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを得た。

［例３］
例１における（ａ）工程において、ＴｉＣｌ_４の酸水素火炎中への供給量を２．０７×１０^−２ｇ／分として、ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス微粒子（スート）を基材に堆積・成長させた。これ以外は例１と全く同様の方法によりＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを得た。

［例４］
例１における（ａ）工程において、ＴｉＣｌ_４の酸水素火炎中への供給量を８．１６×１０^−３ｇ／分として、ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス微粒子（スート）を基材に堆積・成長させた。これ以外は例１と全く同様の方法によりＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを得た。

［例５］
ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスのガラス形成原料であるＴｉＣｌ_４とＳｉＣｌ_４を、それぞれガス化させた後に混合させ、酸水素火炎中で加熱加水分解（火炎加水分解）させることで得られるＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス微粒子（スート）を基材に堆積・成長させて、直径約８０ｍｍ、長さ約１００ｍｍの多孔質ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体を形成した。得られた多孔質ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス体はそのままではハンドリングしにくいので、基材に堆積させたままの状態で、大気中１２００℃にて４時間保持したのち、基材から外した。これをヘリウムガス１００％雰囲気下で１４５０℃まで昇温し、この温度で４時間保持した。次いでこのガラス体をアルゴンガス１００％雰囲気下で１６８０℃まで昇温し、この温度で４時間保持することにより透明なＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスを得た。

［例６］
ＳｉＣｌ_４のガスを酸水素炎中で加熱加水分解（火炎加水分解）し、かさ密度０．３ｇ／ｃｍ^３の多孔質シリカガラス体を作製した。これをヘリウムガス１００％雰囲気下で１４５０℃まで昇温し、この温度で４時間保持することにより透明なシリカガラスを得た。

２．評価方法
評価方法については、以下の方法に従って行った。熱膨張係数は、レーザ干渉式熱膨張計（ＵＬＶＡＣ理工社製レーザ膨張計ＬＩＸ−１）を用いて、−１５０〜２００℃の範囲で測定した。ＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラス中のＳｎＯ_２換算でのＳｎ含有量およびＴｉＯ_２換算でのＴｉ含有量は、蛍光Ｘ線を使用し、ノンスタンダードＦＰ定量法により求めた。ビッカース硬度は、微小硬さ試験機（アカシ社製微小硬さ試験機ＭＶＫ−Ｈ２）を用いて、荷重１００ｇ、負荷時間１５秒で測定した。

３．評価結果
評価結果を表１にまとめる。

例１および２では、０〜１００℃での熱膨張係数が、例６の値よりも小さい。また、例５よりもビッカース硬度が低く、同一条件で高平坦度を達成するための研磨を行った場合に、ピットやスクラッチなどの凹欠陥が少ないと考えられる。例３および４では、ＴｉＯ_２濃度が低く、例１の値に比べて０〜１００℃での熱膨張係数を十分に小さくできていない。例５では、例６の値に比べて０〜１００℃での熱膨張係数は十分に小さいものの、例１の値に比べてビッカース硬度が高く、高平坦度を達成するための研磨を行った場合に、ピットやスクラッチなどの凹欠陥が生成されるおそれがある。

本発明により得られるＳｎＯ_２−ＴｉＯ_２−ＳｉＯ_２ガラスは、ＥＵＶＬに使用されるマスク基板、ミラー基材やステージなどの半導体露光装置光学部材として好適である。

Claims (6)

1. ＳｎＯ_２換算で０．１〜１０質量％のＳｎと、ＴｉＯ_２換算で３〜１０質量％のＴｉとを含有するシリカガラスであって、０〜１００℃での熱膨張係数の温度に対する変動幅が５０〜２００ｐｐｂ／℃であり、０〜１００℃での熱膨張係数が０±２５０ｐｐｂ／℃であることを特徴とするシリカガラス。
2. ビッカース硬度が６５０以下であることを特徴とする請求項１に記載のシリカガラス。
3. 請求項１または２に記載のシリカガラスからなるＥＵＶＬに使用される光学系を構成する光学部材。
4. 請求項１または２に記載のシリカガラスからなるガラス基板。
5. 加工表面を有することを特徴とする請求項４に記載のガラス基板。
6. 前記加工表面が、砥粒を用いて研磨する工程を含む加工工程にて加工されたことを特徴
   とする請求項５に記載のガラス基板。