JPH0437616A - 光学素子成形用型及びその製造方法 - Google Patents
光学素子成形用型及びその製造方法Info
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- JPH0437616A JPH0437616A JP14161990A JP14161990A JPH0437616A JP H0437616 A JPH0437616 A JP H0437616A JP 14161990 A JP14161990 A JP 14161990A JP 14161990 A JP14161990 A JP 14161990A JP H0437616 A JPH0437616 A JP H0437616A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C03B—MANUFACTURE, SHAPING, OR SUPPLEMENTARY PROCESSES
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- C03B11/06—Construction of plunger or mould
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は、レンズ、プリズム等のガラス製光学素子を、
ガラス素材のプレス成形により製造するのに使用される
型及びその製造方法に関するものである。
ガラス素材のプレス成形により製造するのに使用される
型及びその製造方法に関するものである。
［従来の技術］
研磨工程を必要としないでガラス素材のプレス成形によ
ってレンズを製造する技術は従来のレンズの製造に於て
必要とされた複雑な工程をなくし、簡単かつ安価にレン
ズを製造することを可能とし、近来、レンズのみならず
プリズムその他のガラス製光学素子の製造に使用される
ようになってきた。
ってレンズを製造する技術は従来のレンズの製造に於て
必要とされた複雑な工程をなくし、簡単かつ安価にレン
ズを製造することを可能とし、近来、レンズのみならず
プリズムその他のガラス製光学素子の製造に使用される
ようになってきた。
このようなガラスの光学素子のプレスに使用される型材
に要求される性質としては、硬さ、耐熱性、離型性、鏡
面加工性等に優れていることが挙げられる。従来、この
種の型材として金属やセラミックス及びそれらをコーテ
ィングしたものとして特開昭４９−５１１２、特開昭５
２−４５６１３、特開昭６０−２４６２３０を初めとし
、数多くの提案がされている。しかし、これらの型及び
コーテイング材は、酸化し易い物質であったり、成形品
であるガラスとの融着やガラス面に曇りを生ずる等光学
ガラスの型材やコーテイング材として適当ではなかった
。
に要求される性質としては、硬さ、耐熱性、離型性、鏡
面加工性等に優れていることが挙げられる。従来、この
種の型材として金属やセラミックス及びそれらをコーテ
ィングしたものとして特開昭４９−５１１２、特開昭５
２−４５６１３、特開昭６０−２４６２３０を初めとし
、数多くの提案がされている。しかし、これらの型及び
コーテイング材は、酸化し易い物質であったり、成形品
であるガラスとの融着やガラス面に曇りを生ずる等光学
ガラスの型材やコーテイング材として適当ではなかった
。
［発明が解決しようとする課題］
これに対し、最近は上記の物質よりもガラスとの化学反
応が起こりに（（、酸化にもある程度強（、大きな硬度
を持つダイヤモンド（特開昭６１１８３１３４、特開昭
６ｌ−２４２９２２）及びダイヤモンド状炭素膜（ｉカ
ーボン膜あるいは硬質炭素膜とも呼ばれる。）（特開昭
６１−１．８３１３４、特開昭６１−２８１０３０、特
開昭６４−８３５２９）が提案されている。あるいは又
、ダイヤモンド、グラファイト、アモルファス状カーボ
ンからなる膜（特開平１−３０１８６４）が提案されて
いる。
応が起こりに（（、酸化にもある程度強（、大きな硬度
を持つダイヤモンド（特開昭６１１８３１３４、特開昭
６ｌ−２４２９２２）及びダイヤモンド状炭素膜（ｉカ
ーボン膜あるいは硬質炭素膜とも呼ばれる。）（特開昭
６１−１．８３１３４、特開昭６１−２８１０３０、特
開昭６４−８３５２９）が提案されている。あるいは又
、ダイヤモンド、グラファイト、アモルファス状カーボ
ンからなる膜（特開平１−３０１８６４）が提案されて
いる。
これらの膜のうち、先ず、ダイヤモンドは、ガラス成形
に必要な硬度、化学的安定性という条件は最もよくみた
しているが、気相法によって合成される薄膜ダイヤモン
ド膜の表面は、少なくとも数千人程の凹凸を有しており
、このままでは面精度の要求されるガラス成形用型材と
しては用いることができない。特開昭６１−１８３１３
４及び特開昭６１−２４２９２２に開示されているイオ
ンビームスパッタ法によるダイヤモンドも例外ではなく
、凹凸を有しており、散乱用のガラス成形型としてはよ
いが、光学レンズ等には不向きである。
に必要な硬度、化学的安定性という条件は最もよくみた
しているが、気相法によって合成される薄膜ダイヤモン
ド膜の表面は、少なくとも数千人程の凹凸を有しており
、このままでは面精度の要求されるガラス成形用型材と
しては用いることができない。特開昭６１−１８３１３
４及び特開昭６１−２４２９２２に開示されているイオ
ンビームスパッタ法によるダイヤモンドも例外ではなく
、凹凸を有しており、散乱用のガラス成形型としてはよ
いが、光学レンズ等には不向きである。
更に又、ダイヤモンドの凹凸を回避しかつアモルファス
状カーボンの耐久性の弱さをカバーする目的で開示され
たダイヤモンド、グラファイト及びアモルファス状カー
ボン膜（特開平１−３０１８６４）は、成形を重ねるに
したがいアモルファス状カーボンが摩耗し、ダイヤモン
ド結晶だけが特異的に残り、最大面粗さ２００人という
面精度を保つことができなくなる。
状カーボンの耐久性の弱さをカバーする目的で開示され
たダイヤモンド、グラファイト及びアモルファス状カー
ボン膜（特開平１−３０１８６４）は、成形を重ねるに
したがいアモルファス状カーボンが摩耗し、ダイヤモン
ド結晶だけが特異的に残り、最大面粗さ２００人という
面精度を保つことができなくなる。
従って、本発明の第１の目的は、面精度が高くしかも耐
久性に優れたダイヤモンド膜が被覆された成形用型及び
その製造方法を提供することにある。
久性に優れたダイヤモンド膜が被覆された成形用型及び
その製造方法を提供することにある。
本発明の第２の目的は、酸化し難（、ガラスとの融着や
ガラス面に曇りを生じない、コーティング成形用型及び
その製造方法を提供することにある。
ガラス面に曇りを生じない、コーティング成形用型及び
その製造方法を提供することにある。
本発明の第３の目的は、硬さ、耐熱性、離型性、鏡面加
工性等に浸れている成形用型及びその製造方法を提供す
ることにある。
工性等に浸れている成形用型及びその製造方法を提供す
ることにある。
［課題を解決するための手段及び作用］本発明は、以上
述べたようなダイヤモンド膜の表面粗さの問題や精度の
良い表面粗さの維持といった問題点を解決するためにな
されたものであり、光学ガラス素子の形状に対応するよ
うにあらかじめ加工したガラス成形用型の上に、多結晶
ダイヤモンド膜を堆積し、あるいは更にこれを研磨する
ことによって該成形用型表面粗さをＲｍａｘ３００Å以
下にするものである。
述べたようなダイヤモンド膜の表面粗さの問題や精度の
良い表面粗さの維持といった問題点を解決するためにな
されたものであり、光学ガラス素子の形状に対応するよ
うにあらかじめ加工したガラス成形用型の上に、多結晶
ダイヤモンド膜を堆積し、あるいは更にこれを研磨する
ことによって該成形用型表面粗さをＲｍａｘ３００Å以
下にするものである。
すなわち、本発明は、■ガラス製光学素子のプレス成形
に使用される型において、少なくとも成形面には面粗さ
がＲｍａｘで３００Å以下の多結晶ダイヤモンド膜が被
覆されていることを特徴とする、光学素子形成用型、■
ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の製造方
法において、少なくとも成形面に、気相法によって多結
晶ダイヤモンド膜を形成することにより、面粗さがＲｍ
ａｘで３００Å以下の多結晶ダイヤモンド膜を被覆する
ことを特徴とする、光学素子形成用型の製造方法、並び
に、■ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の
製造方法において、少なくとも成形面に、気相法によっ
て多結晶ダイヤモンド膜を形成し次いでこれを研磨する
ことにより、面粗さがＲｍａｘで３００Å以下の多結晶
ダイヤモンド膜を被覆することを特徴とする、光学素子
形成用型の製造方法である。
に使用される型において、少なくとも成形面には面粗さ
がＲｍａｘで３００Å以下の多結晶ダイヤモンド膜が被
覆されていることを特徴とする、光学素子形成用型、■
ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の製造方
法において、少なくとも成形面に、気相法によって多結
晶ダイヤモンド膜を形成することにより、面粗さがＲｍ
ａｘで３００Å以下の多結晶ダイヤモンド膜を被覆する
ことを特徴とする、光学素子形成用型の製造方法、並び
に、■ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の
製造方法において、少なくとも成形面に、気相法によっ
て多結晶ダイヤモンド膜を形成し次いでこれを研磨する
ことにより、面粗さがＲｍａｘで３００Å以下の多結晶
ダイヤモンド膜を被覆することを特徴とする、光学素子
形成用型の製造方法である。
以下、本発明について詳述する。
本発明の多結晶ダイヤモンド膜は、主としてダイヤモン
ド結晶からなる。各結晶は、様々の格子欠陥や（１１１
）面の積層欠陥を含んでいるが基本構造は立方晶ダイヤ
モンドである。ただし、２つの結晶がぶつかり合う境界
には曲線状の、また、多数の結晶がぶつかり合う境界に
は多角柱のアモルファス炭素相が存在していてもよい。
ド結晶からなる。各結晶は、様々の格子欠陥や（１１１
）面の積層欠陥を含んでいるが基本構造は立方晶ダイヤ
モンドである。ただし、２つの結晶がぶつかり合う境界
には曲線状の、また、多数の結晶がぶつかり合う境界に
は多角柱のアモルファス炭素相が存在していてもよい。
格子欠陥やアモルファス相には、炭素以外の元素が含ま
れていても良いが、これらの不純物原子の総量は、原子
数で０．１％以下であることが望ましい。これより不純
物原子の数が増えると、ダイヤモンド構造の不安定化を
招く。更に又、不純物原子としては、共有結合をする酸
素、窒素、水素、けい素のような原子のほうがＮａ、に
、Ｐｂ等の金属結合性の高い原子よりも好ましい。
れていても良いが、これらの不純物原子の総量は、原子
数で０．１％以下であることが望ましい。これより不純
物原子の数が増えると、ダイヤモンド構造の不安定化を
招く。更に又、不純物原子としては、共有結合をする酸
素、窒素、水素、けい素のような原子のほうがＮａ、に
、Ｐｂ等の金属結合性の高い原子よりも好ましい。
これらの多結晶ダイヤモンド膜の形成には、マイクロ波
プラズマＣＶＤ法、高周波プラズマＣＶＤ法、直流プラ
ズマＣＶＤ法、直流アーク熱プラズマＣＶＤ法、高周波
熱プラズマＣＶＤ法、燃焼炎法、熱フィラメント法、電
子アシストプラズマＣＶＤ法等既に公知の多結晶ダイヤ
モンド膜の形成方法を用いる。
プラズマＣＶＤ法、高周波プラズマＣＶＤ法、直流プラ
ズマＣＶＤ法、直流アーク熱プラズマＣＶＤ法、高周波
熱プラズマＣＶＤ法、燃焼炎法、熱フィラメント法、電
子アシストプラズマＣＶＤ法等既に公知の多結晶ダイヤ
モンド膜の形成方法を用いる。
これらの装置を用いて多結晶ダイヤモンド膜を形成する
さいには、後の研磨を容易にするために多結晶ダイヤモ
ンド膜の膜厚や膜質が可能な限り均一になるように成膜
中に型母材を回転させたり、平面運動をさせたりするこ
とが好ましい。
さいには、後の研磨を容易にするために多結晶ダイヤモ
ンド膜の膜厚や膜質が可能な限り均一になるように成膜
中に型母材を回転させたり、平面運動をさせたりするこ
とが好ましい。
これらの装置を用いて多結晶ダイヤモンド膜を形成する
原料ガスには、炭素含有ガスを用いる。
原料ガスには、炭素含有ガスを用いる。
これに混合するガスとして、水素、酸素、ヘリウム、ネ
オン、アルゴン、キセノン等を用いる。炭素含有物とし
ては、メタン、エタン、プロパン、アダマンタン等の飽
和炭化水素類、ベンゼン、ナフタリン等の不飽和炭化水
素類及びこれらの水素原子を他の基で置換した物質、メ
タノール、エタノール等のアルコール類、−酸化炭素、
二酸化炭素等の酸化物、アセトアルデヒド、ホルムアル
デヒド等のアルデヒド類、ギ酸、酢酸等のカルボン酸類
、アセトン、ジエチルケトン等のケトン類、メチルエー
テル、エチルエーテル等のエーテル類を用いる。これら
の炭素含有物のうち室温でガスのものはそのままボンベ
より成膜室へ導入するが、室温で液体や固体のものはバ
ブリングや加熱してガス化してから成膜室へ導入する。
オン、アルゴン、キセノン等を用いる。炭素含有物とし
ては、メタン、エタン、プロパン、アダマンタン等の飽
和炭化水素類、ベンゼン、ナフタリン等の不飽和炭化水
素類及びこれらの水素原子を他の基で置換した物質、メ
タノール、エタノール等のアルコール類、−酸化炭素、
二酸化炭素等の酸化物、アセトアルデヒド、ホルムアル
デヒド等のアルデヒド類、ギ酸、酢酸等のカルボン酸類
、アセトン、ジエチルケトン等のケトン類、メチルエー
テル、エチルエーテル等のエーテル類を用いる。これら
の炭素含有物のうち室温でガスのものはそのままボンベ
より成膜室へ導入するが、室温で液体や固体のものはバ
ブリングや加熱してガス化してから成膜室へ導入する。
また、型の種類や成膜法によっては型表面の前処理が必
要である。前処理としては、イオンビームエツチングや
ダイヤモンド砥粒等による表面の傷付は処理等がある。
要である。前処理としては、イオンビームエツチングや
ダイヤモンド砥粒等による表面の傷付は処理等がある。
このような多結晶ダイヤモンド膜をコーティングすべき
、成形する光学ガラスの形状に対応する形状に加工した
成形用母材としては、超硬、ＷＣ，ＳｉＣ，ＳｉＮ、ア
ルミナ、５ｉｆ２゜Ｚ ｒ Ｏ２、サーメット＋ Ｔ
ａ Ｃ＋ Ｔ Ｉ Ｃ＋ Ｎ ｉ基合金、Ｃｏ基合金が
挙げられるが、このほかにも耐熱性に優れ、酸化に強（
、成形時の加圧に対して十分な硬度を持っている物質な
らば光学ガラス成形用型として用いることが可能である
。
、成形する光学ガラスの形状に対応する形状に加工した
成形用母材としては、超硬、ＷＣ，ＳｉＣ，ＳｉＮ、ア
ルミナ、５ｉｆ２゜Ｚ ｒ Ｏ２、サーメット＋ Ｔ
ａ Ｃ＋ Ｔ Ｉ Ｃ＋ Ｎ ｉ基合金、Ｃｏ基合金が
挙げられるが、このほかにも耐熱性に優れ、酸化に強（
、成形時の加圧に対して十分な硬度を持っている物質な
らば光学ガラス成形用型として用いることが可能である
。
また、光学ガラス成形用型の表面形状としては平面及び
球面が望ましい。面精度は数百λ値下であることが望ま
しいが、これ以下の面精度の型であっても型の前処理法
や多結晶ダイヤモンド膜の厚みを変えること等によって
多結晶ダイヤモンド膜の表面粗さを３００Å以下にする
ことは可能である。
球面が望ましい。面精度は数百λ値下であることが望ま
しいが、これ以下の面精度の型であっても型の前処理法
や多結晶ダイヤモンド膜の厚みを変えること等によって
多結晶ダイヤモンド膜の表面粗さを３００Å以下にする
ことは可能である。
この多結晶ダイヤモンド膜は、単体で型母材の上にコー
ティングしても良いが、を母材の熱膨張率が多結晶ダイ
ヤモンド膜と太き（異なる場合や型母材の表面形状等の
ために直接型母材上に膜をコーティングしにくい場合に
は、型母材と多結晶ダイヤモンド膜との間に中間相を導
入することが好ましい。
ティングしても良いが、を母材の熱膨張率が多結晶ダイ
ヤモンド膜と太き（異なる場合や型母材の表面形状等の
ために直接型母材上に膜をコーティングしにくい場合に
は、型母材と多結晶ダイヤモンド膜との間に中間相を導
入することが好ましい。
次に、上記方法によって光学素子形成用型材の上にコー
ティングした多結晶ダイヤモンド膜の研磨を行なった。
ティングした多結晶ダイヤモンド膜の研磨を行なった。
研磨は、適当な溶媒に溶かしたダイヤモンド粉末と金属
板やダイヤモンド粉末を埋め込んだ金属板等を用いて行
なう。ダイヤモンド粉末を溶かず溶媒としては水や石油
、脂肪酸のグリセリド等を用いる。金属板には、銅、鉄
、ニッケル、コバルト、アルミニウム及びこれらの合金
を用いることが可能である。金属板及び型をそれぞれ回
転させながら両者を接触させて多結晶ダイヤモンド膜を
研磨する。この際、多結晶ダイヤモンド膜の研磨速度を
促進するために金属板を加熱したり、研磨雰囲気ガスと
して水素、酸素、ヘリウム、ネオン、アルゴン、キセノ
ン、窒素、−酸化炭素、二酸化炭素、亜酸化窒素、二酸
化窒素等を用いても良い。以上、ダイヤモンド膜の研磨
方法について述べたが、研磨方法はこれに限るものでは
なく、他の方法であっても良い。
板やダイヤモンド粉末を埋め込んだ金属板等を用いて行
なう。ダイヤモンド粉末を溶かず溶媒としては水や石油
、脂肪酸のグリセリド等を用いる。金属板には、銅、鉄
、ニッケル、コバルト、アルミニウム及びこれらの合金
を用いることが可能である。金属板及び型をそれぞれ回
転させながら両者を接触させて多結晶ダイヤモンド膜を
研磨する。この際、多結晶ダイヤモンド膜の研磨速度を
促進するために金属板を加熱したり、研磨雰囲気ガスと
して水素、酸素、ヘリウム、ネオン、アルゴン、キセノ
ン、窒素、−酸化炭素、二酸化炭素、亜酸化窒素、二酸
化窒素等を用いても良い。以上、ダイヤモンド膜の研磨
方法について述べたが、研磨方法はこれに限るものでは
なく、他の方法であっても良い。
［実施例コ
以下、実施例により本発明の光学ガラス成形用型の製造
方法とこれを用いて光学ガラス素子を形成した結果につ
いて述べる。
方法とこれを用いて光学ガラス素子を形成した結果につ
いて述べる。
〈実施例１〉
第１図、第２図は本発明に係る光学素子成形用型の１つ
の実施態様を示すもので、図中、１は超硬合金を初めと
する耐熱性、耐圧性の型母材、２は該型母材のガラス素
材に接触する成形面に形成された多結晶ダイヤモンド膜
である。
の実施態様を示すもので、図中、１は超硬合金を初めと
する耐熱性、耐圧性の型母材、２は該型母材のガラス素
材に接触する成形面に形成された多結晶ダイヤモンド膜
である。
第１図は光学素子のプレス成形前の状態を示し、第２図
は光学素子成形後の状態を示す。第１図に示すように、
型の間に置かれたガラス素材３をプレス成形することに
よって、第２図に示すようにレンズ等の光学素子４が形
成される。
は光学素子成形後の状態を示す。第１図に示すように、
型の間に置かれたガラス素材３をプレス成形することに
よって、第２図に示すようにレンズ等の光学素子４が形
成される。
先ず、５ｉｉＮ４からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタ
ノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄
し大気中で十分乾燥させる。この型を第３図のマイクロ
波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置する。型ホルダ
−１５の軸は、真空室１１のエアベアリング２ｏを通っ
て外側に設置されたモーター２１に繋っており、この機
構により減圧下で型ホルダ−１５を回転させることがで
きる。回転数は、１分間１回転にした。
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタ
ノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄
し大気中で十分乾燥させる。この型を第３図のマイクロ
波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置する。型ホルダ
−１５の軸は、真空室１１のエアベアリング２ｏを通っ
て外側に設置されたモーター２１に繋っており、この機
構により減圧下で型ホルダ−１５を回転させることがで
きる。回転数は、１分間１回転にした。
次に、真空室１１を、不図示のメカニカルブースターポ
ンプ、回転ポンプにより排気口１２がら排気して真空度
を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで引き上げる。これらポンプ
の量終段は、これもまた不図示のガスの除外装置に繋り
、成膜用排ガスは大気中に排出される。原料ガスの導入
口１４は、−本の場合もあるし一本以上で構成されてい
る場合もある。この原料ガスラインは不図示のマスフロ
ー制御系及びガスボンベに繋っており、１種類のガスを
流すことも２種類以上のガスを流すことも２種類以上の
ガスを混合して流すことも可能である。ガス導入口１４
より真空室１１にＣＨ４゜Ｈ２をそれぞれ０５．２００
３ＣＣＭの流量で混合して導入し、プランジャー１７、
不図示の電源部に接続しているスリースタブ１８を調節
して型の位置にプラズマを生成した。なお、１６は導波
管である。２−４５ＧＨｚのマイクロ波出力１０００Ｗ
、圧力１００Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件下、２０時間
の堆積で１２μｍの膜が形成された。成膜中の型温度は
８５０℃〜８７０℃であった・ 真空室から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコーテ
ィングした型１を第４図に示す研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。排気口５７から研磨装置５０内を
３ＸｌＯ−”Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８
から水素ガスを１１００３ＣＣの流量で研磨装置５０内
に導入した。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含
んだ鉄板５１及び型ホルダ−５２をエアベアリング５３
゜５４及びモーター５５．５６を用いて５００ｒｐｍで
回転させた。鉄板はバネ機構によりダイヤモンド膜への
加重が５０ｇ／ｃｍ”になるようになっている。鉄板の
表面形状は直径８０ｍｍ。
ンプ、回転ポンプにより排気口１２がら排気して真空度
を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで引き上げる。これらポンプ
の量終段は、これもまた不図示のガスの除外装置に繋り
、成膜用排ガスは大気中に排出される。原料ガスの導入
口１４は、−本の場合もあるし一本以上で構成されてい
る場合もある。この原料ガスラインは不図示のマスフロ
ー制御系及びガスボンベに繋っており、１種類のガスを
流すことも２種類以上のガスを流すことも２種類以上の
ガスを混合して流すことも可能である。ガス導入口１４
より真空室１１にＣＨ４゜Ｈ２をそれぞれ０５．２００
３ＣＣＭの流量で混合して導入し、プランジャー１７、
不図示の電源部に接続しているスリースタブ１８を調節
して型の位置にプラズマを生成した。なお、１６は導波
管である。２−４５ＧＨｚのマイクロ波出力１０００Ｗ
、圧力１００Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件下、２０時間
の堆積で１２μｍの膜が形成された。成膜中の型温度は
８５０℃〜８７０℃であった・ 真空室から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコーテ
ィングした型１を第４図に示す研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。排気口５７から研磨装置５０内を
３ＸｌＯ−”Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８
から水素ガスを１１００３ＣＣの流量で研磨装置５０内
に導入した。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含
んだ鉄板５１及び型ホルダ−５２をエアベアリング５３
゜５４及びモーター５５．５６を用いて５００ｒｐｍで
回転させた。鉄板はバネ機構によりダイヤモンド膜への
加重が５０ｇ／ｃｍ”になるようになっている。鉄板の
表面形状は直径８０ｍｍ。
球面半径４５ｍｍの凸状にした。１０時間研磨した後平
均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだ鉄板５１を
平均粒径３μｍのダイヤモンド粉末を含んだ鉄板５１に
変え、更に２時間研磨した。
均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだ鉄板５１を
平均粒径３μｍのダイヤモンド粉末を含んだ鉄板５１に
変え、更に２時間研磨した。
そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤモン
ド粉末を含んだ鉄板５１で更に１時間研磨した。型表面
の粗さはＲｍａｘ２５０人であった。
ド粉末を含んだ鉄板５１で更に１時間研磨した。型表面
の粗さはＲｍａｘ２５０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いてガラスレンズのプレス成形を行っ
た。成形装置を第５図に示す。１０２は成形装置、１０
４は取入れ用置換室であり、１０６は成形室である。１
０８は蒸着室で、１１０は取り出し用置換室である。１
１２゜１１４．１１６はゲートバルブであり、１１８は
レールであり、１２０は該レール上を矢印Ａ方向に搬送
せしめられるパレットである。１２４．１３８．１４０
．１５０はシリンダであり、１２６．１５２はバルブで
ある。１２８は成形室１０６内においてレール１１８に
沿って配列されているヒーターである。
た。成形装置を第５図に示す。１０２は成形装置、１０
４は取入れ用置換室であり、１０６は成形室である。１
０８は蒸着室で、１１０は取り出し用置換室である。１
１２゜１１４．１１６はゲートバルブであり、１１８は
レールであり、１２０は該レール上を矢印Ａ方向に搬送
せしめられるパレットである。１２４．１３８．１４０
．１５０はシリンダであり、１２６．１５２はバルブで
ある。１２８は成形室１０６内においてレール１１８に
沿って配列されているヒーターである。
成形室１０６内はパラレット搬送方向に沿って順に加熱
ゾーン１０６−１、プレスゾーン１０６−２及び徐冷ゾ
ーン１．０６−３とされている。ブレスゾーン１０６−
２において、上記シリンダ１３８のロッド１３４の下端
には成形用上型部材１３０が固定されており、上記シリ
ンダ１４０のロッド１３６の上端には成形用下型部材１
３２が固定されている。これら上型部材１３０及び下型
部材１３２は、上記第１図の本発明による型部材である
。蒸着室１０８内においては、蒸着物質１４６を収容し
た容器１４２及び該容器を加熱するためのヒーター１４
４が配置されている。
ゾーン１０６−１、プレスゾーン１０６−２及び徐冷ゾ
ーン１．０６−３とされている。ブレスゾーン１０６−
２において、上記シリンダ１３８のロッド１３４の下端
には成形用上型部材１３０が固定されており、上記シリ
ンダ１４０のロッド１３６の上端には成形用下型部材１
３２が固定されている。これら上型部材１３０及び下型
部材１３２は、上記第１図の本発明による型部材である
。蒸着室１０８内においては、蒸着物質１４６を収容し
た容器１４２及び該容器を加熱するためのヒーター１４
４が配置されている。
軟化点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の
光学ガラス５Ｆ１４（ホーヤ製）を所定の形状に加工し
て、成形のためのブランクを得た。
光学ガラス５Ｆ１４（ホーヤ製）を所定の形状に加工し
て、成形のためのブランクを得た。
ガラスブランクをパレット１２０に置き、取り入れ置換
室１０４内の１２０−１の位置へ入れ、該位置のパレッ
トをシリンダ１２４のロッド１２２によりＡ方向に押し
てゲートバルブ１１２を越えて成形室１０６内の１２０
−２の位置へと搬送し、以下同様にして所定のタイミン
グで順次新たに取り入れ置換室１０４内にパレットを入
れ、このたびにパレットを成形室１０６内で１２０−２
−・・・・・・→１２０−８の位置へと順次搬送した。
室１０４内の１２０−１の位置へ入れ、該位置のパレッ
トをシリンダ１２４のロッド１２２によりＡ方向に押し
てゲートバルブ１１２を越えて成形室１０６内の１２０
−２の位置へと搬送し、以下同様にして所定のタイミン
グで順次新たに取り入れ置換室１０４内にパレットを入
れ、このたびにパレットを成形室１０６内で１２０−２
−・・・・・・→１２０−８の位置へと順次搬送した。
この間に、加熱ゾーン１０６−１ではガラスブランクを
ヒーター１２８により徐々に加熱し、１２０−４の位置
で軟化点以上とした上で、ブレスゾーン１０６−２へと
搬送し、ここでシリンダ１３８，１４０を動作させて上
型部材１３０及び下型部材１３２により１０ｋｇ／ｃｍ
”の圧力で５分間プレスし、その後圧力な解除しガラス
転移点値下まで冷却し７、その後シリンダ１３８，１４
０を作動させて上型部材１３０及び下型部材１３２をガ
ラス成形品から離型した。
ヒーター１２８により徐々に加熱し、１２０−４の位置
で軟化点以上とした上で、ブレスゾーン１０６−２へと
搬送し、ここでシリンダ１３８，１４０を動作させて上
型部材１３０及び下型部材１３２により１０ｋｇ／ｃｍ
”の圧力で５分間プレスし、その後圧力な解除しガラス
転移点値下まで冷却し７、その後シリンダ１３８，１４
０を作動させて上型部材１３０及び下型部材１３２をガ
ラス成形品から離型した。
該プレスに際しては、上記パレットが成形周胴型部材と
して利用された。然る後に、徐冷ゾーン１０６−３では
ガラス成形品を徐々に冷却した。
して利用された。然る後に、徐冷ゾーン１０６−３では
ガラス成形品を徐々に冷却した。
尚、成形室１０６内には窒素ガスを充満させた。
成形室１０６内に置いて１２０−８の位置に到達したパ
レットを、次の搬送ではゲートバルブ１１４を越えて蒸
着室１０８内の１．２０−９の位置へと搬送し、続けて
ゲートバルブ１１６を越えて取り出し置換室１１０内の
１２０−１０の位置へと搬送した。そして、次の搬送時
にはシリンダ１５０を作動させてロッド１４８によりガ
ラス成形品を成形装置１０２外へ取り出した。
レットを、次の搬送ではゲートバルブ１１４を越えて蒸
着室１０８内の１．２０−９の位置へと搬送し、続けて
ゲートバルブ１１６を越えて取り出し置換室１１０内の
１２０−１０の位置へと搬送した。そして、次の搬送時
にはシリンダ１５０を作動させてロッド１４８によりガ
ラス成形品を成形装置１０２外へ取り出した。
このようにして連続５０００回の成形を行なった結果を
途中経過と共に表１に示す。５０００回目に型の表面粗
さが少し低下したが、レンズの表面粗さに変化はなかっ
た。
途中経過と共に表１に示す。５０００回目に型の表面粗
さが少し低下したが、レンズの表面粗さに変化はなかっ
た。
表１
〈比較例１〉
先ず、５ｉ＝Ｎ４からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタ
ノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄
し大気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と同じ第
３図のマイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置
する。
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタ
ノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄
し大気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と同じ第
３図のマイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置
する。
回転数は、１分間１回転にした。
次に、真空室ｌｌ内の真空度を２Ｘ１０−”Ｔ。
ｒｒまで引き上げる。ガス導入口１４より真空室１１に
ＣＨ４，Ｈ２をそれぞれ８．２００３ＣＣＭの流量で混
合して導入し、プランジャー１７、スリースタブ１８を
調節して型の位置にプラズマを生成した。２．４５ＧＨ
ｚのマイクロ波出力１０００Ｗ、圧力１００Ｔｏｒｒ、
型加熱なしの条件下、１時間の堆積で２μｍの膜が形成
された。成膜中の型温度は８５０℃〜８７０”Ｃであっ
た。型の表面粗さはＲｍａｘ２００人であった。
ＣＨ４，Ｈ２をそれぞれ８．２００３ＣＣＭの流量で混
合して導入し、プランジャー１７、スリースタブ１８を
調節して型の位置にプラズマを生成した。２．４５ＧＨ
ｚのマイクロ波出力１０００Ｗ、圧力１００Ｔｏｒｒ、
型加熱なしの条件下、１時間の堆積で２μｍの膜が形成
された。成膜中の型温度は８５０℃〜８７０”Ｃであっ
た。型の表面粗さはＲｍａｘ２００人であった。
反射電子線回折からこの膜はダイヤモンドとグラファイ
トからなることが解った。また、ラマンスペクトルには
ダイヤモンド、グラファイトのピークに加えて１３５０
及び１１５０ｃｍ−’の２本のピークが観測され、アモ
ルファス状炭素が含まれていることが判明した。
トからなることが解った。また、ラマンスペクトルには
ダイヤモンド、グラファイトのピークに加えて１３５０
及び１１５０ｃｍ−’の２本のピークが観測され、アモ
ルファス状炭素が含まれていることが判明した。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の５Ｆ
１４を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の５Ｆ
１４を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
表２に示すように１００回目まではレンズ、型とも問題
がなかったが、３００回目に型及びレンズの表面粗さを
測定すると、それぞれＲｍａｘＯ３０５及び０．０４μ
ｍであった。更に又、型の中心部には１ｍｍ四方の膜剥
れが数カ所観察され、剥れた部分には鉛が析出していた
ので成形を３００回で中止した。
がなかったが、３００回目に型及びレンズの表面粗さを
測定すると、それぞれＲｍａｘＯ３０５及び０．０４μ
ｍであった。更に又、型の中心部には１ｍｍ四方の膜剥
れが数カ所観察され、剥れた部分には鉛が析出していた
ので成形を３００回で中止した。
表２
〈比較例２〉
先ず、Ｓｉ、Ｎ４からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール出で２時間超音波処理し、たのも、エ
タノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗
浄し大気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と同じ
第３図のマイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設
置する。
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール出で２時間超音波処理し、たのも、エ
タノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗
浄し大気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と同じ
第３図のマイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設
置する。
回転数は、１分間１回転にした。
次に、真空室１１の真空度を２Ｘ１０−３Ｔｏｒｒまで
引き上げる。ガス導入口１４より真空室１１にＣＨ４，
Ｈ，をそれぞれ０．５．２００ＳＣＣＭの流量で混合し
て導入し、プランジャー１７、スリースタブ１８を調節
して型の位置にプラズマを生成した。２．４５ＧＨｚの
マイクロ波出力１０００Ｗ、圧力１００Ｔｏｒｒ、型加
熱なしの条件下、１０時間の堆積で１０μｍの膜が形成
された。成膜中の型温度は８５０℃〜８７０℃であった
。
引き上げる。ガス導入口１４より真空室１１にＣＨ４，
Ｈ，をそれぞれ０．５．２００ＳＣＣＭの流量で混合し
て導入し、プランジャー１７、スリースタブ１８を調節
して型の位置にプラズマを生成した。２．４５ＧＨｚの
マイクロ波出力１０００Ｗ、圧力１００Ｔｏｒｒ、型加
熱なしの条件下、１０時間の堆積で１０μｍの膜が形成
された。成膜中の型温度は８５０℃〜８７０℃であった
。
反射電子線回折からこの膜はダイヤモンドと同定された
。また、ラマンスペクトルにはダイヤモンド、グラファ
イトの１３３０．１５８０ｃｍのピークに加えて１３５
０及び１１５０ｃｍ−’の２本のピークが観測され、ア
モルファス状炭素が含まれていることが判明した。
。また、ラマンスペクトルにはダイヤモンド、グラファ
イトの１３３０．１５８０ｃｍのピークに加えて１３５
０及び１１５０ｃｍ−’の２本のピークが観測され、ア
モルファス状炭素が含まれていることが判明した。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の５Ｆ
１４を用いてガラスレンズのプレス成形を行ったところ
、１回目の成形品であるレンズ表面は凹凸のために白濁
してみえたためこの時点で成形を中止した。
点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の５Ｆ
１４を用いてガラスレンズのプレス成形を行ったところ
、１回目の成形品であるレンズ表面は凹凸のために白濁
してみえたためこの時点で成形を中止した。
〈実施例２〉
先ず、ＳｉＣからなる直径２５ｍｍ、曲率半径４５ｍｍ
の凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒を含
むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタノー
ル、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し大
気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と同じマイク
ロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置する。回転数
は、１分間１回転にした。
の凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒を含
むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタノー
ル、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し大
気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と同じマイク
ロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置する。回転数
は、１分間１回転にした。
次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−”Ｔ。
ｒｒまで引き上げる。ガス導入口１４より真空室１１に
Ｃ２Ｈ，、Ｈ，をそれぞれ０．２５．２００ＳＣＣＭの
流量で混合して導入し、プランジャー１７、スリースタ
ブ１８を調節して型の位置にプラズマを生成した。２．
４５ＧＨｚのマイクロ波出力１０００Ｗ、圧力９０Ｔｏ
ｒｒ、型加熱なしの条件下、４時間の堆積で５μｍの膜
が形成された。成膜中の型温度は８８０℃〜９００℃で
あった。
Ｃ２Ｈ，、Ｈ，をそれぞれ０．２５．２００ＳＣＣＭの
流量で混合して導入し、プランジャー１７、スリースタ
ブ１８を調節して型の位置にプラズマを生成した。２．
４５ＧＨｚのマイクロ波出力１０００Ｗ、圧力９０Ｔｏ
ｒｒ、型加熱なしの条件下、４時間の堆積で５μｍの膜
が形成された。成膜中の型温度は８８０℃〜９００℃で
あった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３×１０−”Ｔ
ｏ ｒ ｒまで排気した後、ガス導入口５８から酸素
ガスを２００ＳＣＣＭの流量で研磨製雪５０内に導入し
た。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだ銅板
５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた。
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３×１０−”Ｔ
ｏ ｒ ｒまで排気した後、ガス導入口５８から酸素
ガスを２００ＳＣＣＭの流量で研磨製雪５０内に導入し
た。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだ銅板
５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた。
銅板の表面形状は直径７０ｍｍ、球面半径４５ｍｍの凸
状にした。１０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ銅板５１を平均粒径３μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ銅板５１に変えさらに２時間研磨
した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ銅板５１で更に１時間研磨した。
状にした。１０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ銅板５１を平均粒径３μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ銅板５１に変えさらに２時間研磨
した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ銅板５１で更に１時間研磨した。
型表面の粗さはＲｍａｘ２２０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全（同様に硝材に軟化
点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の５Ｆ
１４を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の５Ｆ
１４を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行なった結果を
途中経過と共に表３に示す。
途中経過と共に表３に示す。
表３
〈実施例３〉
ＷＣを主成分としＴｉＣ，ＴａＣをバインダーとする直
径４０ｍｍ、平板の型を平均粒径２０μｍのダイヤモン
ド砥粒を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち
、エタノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音
波洗浄し大気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と
同じマイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置す
る。
径４０ｍｍ、平板の型を平均粒径２０μｍのダイヤモン
ド砥粒を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち
、エタノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音
波洗浄し大気中で十分乾燥させる。この型を実施例１と
同じマイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置す
る。
回転数は、１分間１回転にした。
次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−３Ｔ。
ｒｒまで引上げる。Ｃ２Ｈ，ＯＨ（総量２００ＣＣ）を
バブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空室１
１に水素ガス（流量、２００ＳＣＣＭ）と共に導入し、
プランジャー１７、スリースタブ１８を調節して型の位
置にプラズマを生成した。２．４５Ｇｉ！ｚのマイクロ
波出力１０００Ｗ 圧力は９０Ｔｏｒｒ、型加熱なし
の条件下、１時間の堆積で１０μｍの膜が形成された。
バブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空室１
１に水素ガス（流量、２００ＳＣＣＭ）と共に導入し、
プランジャー１７、スリースタブ１８を調節して型の位
置にプラズマを生成した。２．４５Ｇｉ！ｚのマイクロ
波出力１０００Ｗ 圧力は９０Ｔｏｒｒ、型加熱なし
の条件下、１時間の堆積で１０μｍの膜が形成された。
成膜中の型温度は８００℃〜８２０℃であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研＠装置５０内を３Ｘ１０−３Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８からアルゴンガ
スをＩＯＳＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入した。
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研＠装置５０内を３Ｘ１０−３Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８からアルゴンガ
スをＩＯＳＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入した。
平均粒径１゜μｍのダイヤモンド粉末を含んだＮｉ板５
１及び型ホルダ−５２を６０Ｏｒｐｍで回転させた。
１及び型ホルダ−５２を６０Ｏｒｐｍで回転させた。
Ｎｉ板の表面形状は直径１００ｍｍ、平板状にした。１
０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末
を含んだＮｉ板５１を平均粒径３０μｍのダイヤモンド
粉末を含んだＮｉ板５１に変えさらに２時間研磨した。
０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末
を含んだＮｉ板５１を平均粒径３０μｍのダイヤモンド
粉末を含んだＮｉ板５１に変えさらに２時間研磨した。
そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤモン
ド粉末を含んだＮｉ板５１で更に１時間研磨した。型表
面の粗さはＲｍａｘ２００人であった。
ド粉末を含んだＮｉ板５１で更に１時間研磨した。型表
面の粗さはＲｍａｘ２００人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点Ｓ１：１＝６５０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝＝６００℃
のＰＳＫ２ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレ
ス成形を行った。
点Ｓ１：１＝６５０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝＝６００℃
のＰＳＫ２ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレ
ス成形を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラス板をサンプリングして表面粗さを
測定したところ、５００００００回毎粗さの平均はＲｍ
ａｘ２５０Ｉｉｍであった。
毎に１００個のガラス板をサンプリングして表面粗さを
測定したところ、５００００００回毎粗さの平均はＲｍ
ａｘ２５０Ｉｉｍであった。
〈実施例４〉
ＷＣ９０％、Ｃｏ１０％からなる直径４０ｍｍ、平板の
型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒を含むエタノ
ール中で２時間超音波処理したのち、エタノール、アセ
トン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し大気中で十
分乾燥させる。この型を実施例１と同じマイクロ波ＣＶ
Ｄ装置の型ホルダ−１５上に設置する。回転数は、１分
間１回転にした。
型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒を含むエタノ
ール中で２時間超音波処理したのち、エタノール、アセ
トン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し大気中で十
分乾燥させる。この型を実施例１と同じマイクロ波ＣＶ
Ｄ装置の型ホルダ−１５上に設置する。回転数は、１分
間１回転にした。
次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−３Ｔ。
ｒｒまで引上げる。アセトン（総ｌ ３００ ｃ ｃ
）をバブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空
室１１に水素ガス（流量、２００ＳＣＣＭ）と共に導入
し、プランジャー１７、スリースタブ１８を調節して型
の位置にプラズマを生成した。
）をバブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空
室１１に水素ガス（流量、２００ＳＣＣＭ）と共に導入
し、プランジャー１７、スリースタブ１８を調節して型
の位置にプラズマを生成した。
２．４５ＧＨｚ（７）マイクロ波出力８００Ｗ、圧力１
００Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件下、１時間の堆積で１
０ｕｍの膜が形成された。成膜中の型温度は８００℃〜
８２０℃であった。
００Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件下、１時間の堆積で１
０ｕｍの膜が形成された。成膜中の型温度は８００℃〜
８２０℃であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ートした型ｌを実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０−”Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素ガスを
ＩＯＳＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入した。平均
粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＣＯ板５１及
び型ホルダ−５２を６０ｏｒｐｍで回転させた。Ｃｏ板
の表面形状は直径１００ｍｍ、平板状にした。
ートした型ｌを実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０−”Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素ガスを
ＩＯＳＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入した。平均
粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＣＯ板５１及
び型ホルダ−５２を６０ｏｒｐｍで回転させた。Ｃｏ板
の表面形状は直径１００ｍｍ、平板状にした。
１０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉
末を含んだＣｏ板Ｓ１を平均粒径３μｍのダイヤモンド
粉末を含んだＣｏ板５１に変えさらに２時間研磨した。
末を含んだＣｏ板Ｓ１を平均粒径３μｍのダイヤモンド
粉末を含んだＣｏ板５１に変えさらに２時間研磨した。
そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤモン
ド粉末を含んだＣ。
ド粉末を含んだＣ。
板５１で更に１時間研磨した。型表面の粗さはＲｍａｘ
２００人であった。
２００人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−のピークが観測された。反射電子線回折ではダイ
ヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−のピークが観測された。反射電子線回折ではダイ
ヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝４９０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４６５℃のＦＳ
Ｋ２ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。
点５ｐ＝４９０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４６５℃のＦＳ
Ｋ２ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラス板をサンプリングして表面粗さを
測定したところ、５００００００回毎粗さの平均はＲｍ
ａｘ２４０μｍであった。
毎に１００個のガラス板をサンプリングして表面粗さを
測定したところ、５００００００回毎粗さの平均はＲｍ
ａｘ２４０μｍであった。
〈実施例５〉
アルミナからなる直径２５ ｍ ｍ、曲率半径４５ｍｍ
の凸状の型を平均粒径２０ＬＬｍのダイヤモンド砥粒を
含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタノ
ール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し
大気中で十分乾燥させる。この型を公知の直流ＣＶＤ装
置の型ホルダ−１５上に設置する。
の凸状の型を平均粒径２０ＬＬｍのダイヤモンド砥粒を
含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタノ
ール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し
大気中で十分乾燥させる。この型を公知の直流ＣＶＤ装
置の型ホルダ−１５上に設置する。
次に、真空室ｌｌ内の真空度を２Ｘ１０−”Ｔ。
ｒｒまで引上げる。エチルエーテル（総量２５０ＣＣ）
をバブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空室
１１に水素ガス（流量、２００８ＣＣＭ）と共に導入し
、直流３０００Ｖ、電極間距離１５ｍｍ、圧力１００Ｔ
ｏｒｒ、型加熱なしの条件下、１時間の堆積で９μｍの
膜が形成された。成膜中の型温度は８２０℃〜８４０℃
であった。
をバブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空室
１１に水素ガス（流量、２００８ＣＣＭ）と共に導入し
、直流３０００Ｖ、電極間距離１５ｍｍ、圧力１００Ｔ
ｏｒｒ、型加熱なしの条件下、１時間の堆積で９μｍの
膜が形成された。成膜中の型温度は８２０℃〜８４０℃
であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３ Ｘ １０−
”Ｔ ｏ ｒ ｒまで排気した後、ガス導入口５８から
水素ガスをＩＯ３ＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入
した。平均粒径１０ＬＬｍのダイヤモンド粉末を含んだ
Ｆｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００ ｒ ｐｍで回
転させた。Ｆｅ板の表面形状は直径７０ｍｍの凹状にし
た。１０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモン
ド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイヤモ
ンド粉末を含んだＦｅ扱５１に変えさらに２時間研磨し
た。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨した。
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３ Ｘ １０−
”Ｔ ｏ ｒ ｒまで排気した後、ガス導入口５８から
水素ガスをＩＯ３ＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入
した。平均粒径１０ＬＬｍのダイヤモンド粉末を含んだ
Ｆｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００ ｒ ｐｍで回
転させた。Ｆｅ板の表面形状は直径７０ｍｍの凹状にし
た。１０時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモン
ド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイヤモ
ンド粉末を含んだＦｅ扱５１に変えさらに２時間研磨し
た。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨した。
型表面の粗さはＲｍａｘ２２０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝６３０℃、ガラス転移声、Ｔｇ＝５６５℃のＢ
Ｋ７ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。
点５ｐ＝６３０℃、ガラス転移声、Ｔｇ＝５６５℃のＢ
Ｋ７ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２５５μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２５５μｍであった。
〈実施例６〉
５ｉｎ２からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凸
状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒を含むエ
タノール中で２時間超音波処理したのち、エタノール、
アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し大気中
で十分乾燥させる。
状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒を含むエ
タノール中で２時間超音波処理したのち、エタノール、
アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄し大気中
で十分乾燥させる。
この型を公知の１３．６５ＭＨｚの高周波Ｃ■Ｄ装置の
型ホルダ−１５上に設置する。次に、真空室１１内の真
空度を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで９上げる。アセトアル
デヒド（総量２００ｃｃ）をバブラーを通して気化し、
ガス導入口１４より真空室１１に水素ガス（流量、２０
０３ＣＣ，Ｍ）と共に導入し、高周波出力８００Ｗ、電
極間距離１５ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条
件下、１時間の堆積で８μｍの膜が形成された。成膜中
の型温度は８５０℃〜８７０℃であった。
型ホルダ−１５上に設置する。次に、真空室１１内の真
空度を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで９上げる。アセトアル
デヒド（総量２００ｃｃ）をバブラーを通して気化し、
ガス導入口１４より真空室１１に水素ガス（流量、２０
０３ＣＣ，Ｍ）と共に導入し、高周波出力８００Ｗ、電
極間距離１５ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条
件下、１時間の堆積で８μｍの膜が形成された。成膜中
の型温度は８５０℃〜８７０℃であった。
真空室１１から慶りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ーティングした型１を実施例１の研磨装置５０の真空室
を除いた装置の型ホルダ−５２に設置した。平均粒径１
０ｕｍのダイヤモンド粉末を含んだ水溶液をＦｅ板５１
上に流しながらＦｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００
ｒｐｒｒ１で回転させた。Ｆｅ板の表面形状は直径９０
ｍｍの凹状にした。１０時間研磨した後平均粒径１０μ
ｍのダイヤモンド粉末を含を平均粒径３ＬＬｍのダイヤ
モンド粉末に変えさらに２時間研磨した。そして、最終
研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤモンド粉末を含ん
だ水滴液をＦｅ板５１上に流しながら、更に１時間研磨
した。型表面の粗さはＲｍａｘ２８０人であった。
ーティングした型１を実施例１の研磨装置５０の真空室
を除いた装置の型ホルダ−５２に設置した。平均粒径１
０ｕｍのダイヤモンド粉末を含んだ水溶液をＦｅ板５１
上に流しながらＦｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００
ｒｐｒｒ１で回転させた。Ｆｅ板の表面形状は直径９０
ｍｍの凹状にした。１０時間研磨した後平均粒径１０μ
ｍのダイヤモンド粉末を含を平均粒径３ＬＬｍのダイヤ
モンド粉末に変えさらに２時間研磨した。そして、最終
研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤモンド粉末を含ん
だ水滴液をＦｅ板５１上に流しながら、更に１時間研磨
した。型表面の粗さはＲｍａｘ２８０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝５９５℃、ガラス転移点Ｔｇ＝５２５℃のに７
（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を行っ
た。
点５ｐ＝５９５℃、ガラス転移点Ｔｇ＝５２５℃のに７
（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を行っ
た。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ３００μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ３００μｍであった。
〈実施例７〉
ＺｒＯ□からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凹
状の型を加速電圧５００■のＡｒイオンビームで表面処
理した後、公知の１３．６５ＭＨ２の高周波ＣＶＤ装置
の型ホルダ−１５上に設置する。次に、真空室１１内の
真空度を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで引上げる。酢酸（総
量２００ｃｃ）をバブラーを通して気化し、ガス導入口
１４より真空室１１に水素ガス（流量、２００ＳＣＣＭ
）と共に導入し、高周波出力９００Ｗ、電極間距離１５
ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件下、１時間
の堆積で５μｍの膜が形成された。成膜中の型温度は８
４０℃〜８６０℃であった。
状の型を加速電圧５００■のＡｒイオンビームで表面処
理した後、公知の１３．６５ＭＨ２の高周波ＣＶＤ装置
の型ホルダ−１５上に設置する。次に、真空室１１内の
真空度を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで引上げる。酢酸（総
量２００ｃｃ）をバブラーを通して気化し、ガス導入口
１４より真空室１１に水素ガス（流量、２００ＳＣＣＭ
）と共に導入し、高周波出力９００Ｗ、電極間距離１５
ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件下、１時間
の堆積で５μｍの膜が形成された。成膜中の型温度は８
４０℃〜８６０℃であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ーティングした型１を実施例６と同じ装置の型ホルダ−
５２に設置した。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末
を含んだアルカノールブミンを主成分とする研磨油液を
銅板５１上に流しながら銅板５１及び型ホルダ−５２を
６０ｏｒｐｍで回転させた。銅板の表面形状は直径９０
ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凸状にした。１０時間研磨し
た後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含を平均粒
径３μｍのダイヤモンド粉末に変えさらに２時間研磨し
た。そして、最終研磨用の平均粒径０．５ＬＬｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ研磨油液を銅板５１上に流しなが
ら更に１時間研磨した。型表面の粗さはＲｍａｘ２５０
人であった。
ーティングした型１を実施例６と同じ装置の型ホルダ−
５２に設置した。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末
を含んだアルカノールブミンを主成分とする研磨油液を
銅板５１上に流しながら銅板５１及び型ホルダ−５２を
６０ｏｒｐｍで回転させた。銅板の表面形状は直径９０
ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凸状にした。１０時間研磨し
た後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含を平均粒
径３μｍのダイヤモンド粉末に変えさらに２時間研磨し
た。そして、最終研磨用の平均粒径０．５ＬＬｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ研磨油液を銅板５１上に流しなが
ら更に１時間研磨した。型表面の粗さはＲｍａｘ２５０
人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝７００℃、ガラス転移点Ｔｇ＝６５５℃のＳＫ
５ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を
行った。
点５ｐ＝７００℃、ガラス転移点Ｔｇ＝６５５℃のＳＫ
５ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を
行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２７０μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２７０μｍであった。
〈実施例８〉
ＴａＣからなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凹状
の型を加速電圧５００ＶのＡｒイオンビームで表面処理
した後、公知の熱フィラメント法装置の型ホルダ−１５
上に設置する。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０
−３Ｔｏｒｒまで９上げる。水素、メタンをそれぞれ２
００．０，５ＳＣＣＭの流量、ガス導入口１４より真空
室１１に導入し、フィラメント温度２１００℃、電極間
距離１５ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒの条件下、５時間の堆
積で４ＬＬｍの膜が形成された。成膜中の型温度は８４
０℃〜８６０℃であった。
の型を加速電圧５００ＶのＡｒイオンビームで表面処理
した後、公知の熱フィラメント法装置の型ホルダ−１５
上に設置する。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０
−３Ｔｏｒｒまで９上げる。水素、メタンをそれぞれ２
００．０，５ＳＣＣＭの流量、ガス導入口１４より真空
室１１に導入し、フィラメント温度２１００℃、電極間
距離１５ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒの条件下、５時間の堆
積で４ＬＬｍの膜が形成された。成膜中の型温度は８４
０℃〜８６０℃であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０−”Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素ガスを
１１００５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入した。平
均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＣＯ板５１
及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた。この
時ヒーター５９．６０を用いＣｏ板を９００℃に加熱し
た。Ｃｏ板の表面形状は直径８０ｍｍの凸子板状にした
。５時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉
末を含んだＣｏ板５１を平均粒径３μｍのダイヤモンド
粉末を含んだＣｏ板５１に変えさらに０．５時間研磨し
た。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＣ○板５１で更に０．５時間研磨し
た。型表面の粗さはＲｍａｘ１８０人であった。
ートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０−”Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素ガスを
１１００５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入した。平
均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＣＯ板５１
及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた。この
時ヒーター５９．６０を用いＣｏ板を９００℃に加熱し
た。Ｃｏ板の表面形状は直径８０ｍｍの凸子板状にした
。５時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉
末を含んだＣｏ板５１を平均粒径３μｍのダイヤモンド
粉末を含んだＣｏ板５１に変えさらに０．５時間研磨し
た。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＣ○板５１で更に０．５時間研磨し
た。型表面の粗さはＲｍａｘ１８０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝６８０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝６４０℃のＬａ
Ｆ２Ｏ（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。
点５ｐ＝６８０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝６４０℃のＬａ
Ｆ２Ｏ（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２００μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２００μｍであった。
〈実施例９〉
サーメットからなる直径５ｍｍの平板の型を加速電圧５
００■のＡｒイオンビームで表面処理した後、公知の電
子アシストプラズマ装置の型ホルダ−１５上に設置する
。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒ
まで引上げる。アダマンタンを加熱昇華し、ガス導入口
１４より真空室１１に導入する。流量２００３ ＣＣＭ
で水素を流し、フィラメント温度２１００”Ｃ１電極間
距離１５ｍｍ、基板バイアス−２００Ｖ、圧力１３０Ｔ
ｏｒｒの条件下、１時間の堆積で１４μｍの膜が形成さ
れた。成膜中の型温度は９００℃〜９１０℃であった。
００■のＡｒイオンビームで表面処理した後、公知の電
子アシストプラズマ装置の型ホルダ−１５上に設置する
。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒ
まで引上げる。アダマンタンを加熱昇華し、ガス導入口
１４より真空室１１に導入する。流量２００３ ＣＣＭ
で水素を流し、フィラメント温度２１００”Ｃ１電極間
距離１５ｍｍ、基板バイアス−２００Ｖ、圧力１３０Ｔ
ｏｒｒの条件下、１時間の堆積で１４μｍの膜が形成さ
れた。成膜中の型温度は９００℃〜９１０℃であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド１１’！
２をコートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内
の型ホルダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３ＸＩ
Ｏ−３Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水
素ガスを１１００５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入
した。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦ
ｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させ
た。
２をコートした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内
の型ホルダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３ＸＩ
Ｏ−３Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水
素ガスを１１００５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入
した。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦ
ｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させ
た。
この時ヒーター５９．６０を用いＦｅ１５１を９５０℃
に加熱した。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板状
にした。５時間研磨した後平均粒径ｌＯμｍのダイヤモ
ンド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１に変えさらに２時間研磨
した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨した
。型表面の粗さはＲｍａｘ１９０人であった。
に加熱した。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板状
にした。５時間研磨した後平均粒径ｌＯμｍのダイヤモ
ンド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１に変えさらに２時間研磨
した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨した
。型表面の粗さはＲｍａｘ１９０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全（同様に硝材に軟化
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点、Ｔｇ４２０℃のＫＦ
６ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を
行った。
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点、Ｔｇ４２０℃のＫＦ
６ （ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を
行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２１５μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２１５μｍであった。
〈実施例１０＞
Ｓ ｉ Ｃｍｍ鉢体らなる直径５ｍｍの平板の型を加速
電圧５００■のＡｒイオンビームで表面処理した後、マ
イクロｅ ＣＶ Ｄ ｉ去によってβ−３ｉＣを１００
０人堆積した後、この型を公知の電子アシストプラズマ
装置の型ホルダ−１５上に設置する。次に、真空室１１
内の真空度を２Ｘ１０−３Ｔｏｒｒまで引上げる。アダ
マンタンを加熱昇華し、ガス導入口１４より真空室１１
に導入する。
電圧５００■のＡｒイオンビームで表面処理した後、マ
イクロｅ ＣＶ Ｄ ｉ去によってβ−３ｉＣを１００
０人堆積した後、この型を公知の電子アシストプラズマ
装置の型ホルダ−１５上に設置する。次に、真空室１１
内の真空度を２Ｘ１０−３Ｔｏｒｒまで引上げる。アダ
マンタンを加熱昇華し、ガス導入口１４より真空室１１
に導入する。
流量２００３ＣＣＭで水素を流し、フィラメント温度２
１００’Ｃ１電極間距離１５ｍｍ、基板バイアス−２０
０Ｖ、圧力１３０Ｔｏｒｒの条件下、１時間の堆積で１
４μｍの膜が形成された。成膜中の型温度は９００℃〜
９１０℃であった。
１００’Ｃ１電極間距離１５ｍｍ、基板バイアス−２０
０Ｖ、圧力１３０Ｔｏｒｒの条件下、１時間の堆積で１
４μｍの膜が形成された。成膜中の型温度は９００℃〜
９１０℃であった。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ーティングした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の
型ホルダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０
−３Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素
ガスを１１００５ｃｃの流量で研磨装置５０内に導入し
た。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦｅ
板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた
。この時ヒーター５９．６０を用いＦｅ板５】を９５０
℃に加熱した。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板
状にした。５時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１に変えさらに２時間研
磨した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダ
イヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨し
た。型表面の粗さはＲｍａｘ１９０人であった。
ーティングした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の
型ホルダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０
−３Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素
ガスを１１００５ｃｃの流量で研磨装置５０内に導入し
た。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦｅ
板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた
。この時ヒーター５９．６０を用いＦｅ板５】を９５０
℃に加熱した。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板
状にした。５時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１に変えさらに２時間研
磨した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダ
イヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨し
た。型表面の粗さはＲｍａｘ１９０人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−のピークとブロードな１５８０ｃ
ｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダイ
ヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−のピークとブロードな１５８０ｃ
ｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダイ
ヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４２０℃のＫＦ
６を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４２０℃のＫＦ
６を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２１５μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２１５μｍであった。
〈実施例１１〉
ＷＣＣ粘結体らなる直径５ｍｍの平板の型を加速電圧５
００ｖのＡｒイオンビームで表面処理した後、マイクロ
波ＣＶＤ法によってβ−ＷＣを２０００人堆積した後、
この型を公知の熱フィラメント装置の型ホルダ−１５上
に設置する。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−
３Ｔｏｒｒまで引上げる。
００ｖのＡｒイオンビームで表面処理した後、マイクロ
波ＣＶＤ法によってβ−ＷＣを２０００人堆積した後、
この型を公知の熱フィラメント装置の型ホルダ−１５上
に設置する。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−
３Ｔｏｒｒまで引上げる。
ガス導入口１４より水素、メタンをそれぞれ２００ ０
．５ＳＣＣＭの流量で真空室１１に導入する。フィラメ
ント温度２１００℃、電極間距離１５ｍｍ、圧力１３０
Ｔｏｒｒの条件下、１時間の堆積で１０μｍの膜が形成
された。成膜中の型温度は８８０℃〜８９０℃であった
。
．５ＳＣＣＭの流量で真空室１１に導入する。フィラメ
ント温度２１００℃、電極間距離１５ｍｍ、圧力１３０
Ｔｏｒｒの条件下、１時間の堆積で１０μｍの膜が形成
された。成膜中の型温度は８８０℃〜８９０℃であった
。
真空室１１から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２をコ
ーティングした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の
型ホルダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０
−”Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素
ガスを１１００５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入し
た。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦｅ
板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた
。この時ヒーター５９．６０を用いＦｅ板５１を９５０
℃に加熱した。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板
状にした。５時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１に変えさらに２時間研
磨した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダ
イヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨し
た。型表面の粗さはＲｍａｘ２００人であった。
ーティングした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の
型ホルダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０
−”Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素
ガスを１１００５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入し
た。平均粒径１０μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦｅ
板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた
。この時ヒーター５９．６０を用いＦｅ板５１を９５０
℃に加熱した。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板
状にした。５時間研磨した後平均粒径１０μｍのダイヤ
モンド粉末を含んだＦｅ板５１を平均粒径３μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１に変えさらに２時間研
磨した。そして、最終研磨用の平均粒径０．５μｍのダ
イヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１で更に１時間研磨し
た。型表面の粗さはＲｍａｘ２００人であった。
型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとブロードな１５８０
ｃｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダ
イヤモンドのみが観測された。
これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
ァス状炭素からなることが解った。又、膜中の元素分析
では炭素原子以外の元素は見出されなかった。
次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４２０℃のＫＦ
６を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４２０℃のＫＦ
６を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２２０μｍであった。
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２２０μｍであった。
［発明の効果］
以上・説明してきた様にダイヤモンド膜を研磨すること
によって形成される本発明の光学素子形成用型は、成形
の熱サイクルに対して非常に安定でありかつ光学素子形
成に十分な表面粗さをもち、多数回の成形にも膜剥れや
硬度の低下を伴うことのないものとなった。
によって形成される本発明の光学素子形成用型は、成形
の熱サイクルに対して非常に安定でありかつ光学素子形
成に十分な表面粗さをもち、多数回の成形にも膜剥れや
硬度の低下を伴うことのないものとなった。
第１図及び第２図は本発明に関わる光学素子の成形用型
の一態様を示す断面図で、第１図はプレス成形前の状態
、第２区はプレス成形後の状態を示す。第３図は型母材
の表面に多結晶ダイヤモンド膜を被覆するマイクロ波Ｃ
ＶＤ法装置である。第４図は研磨装置である。第５図は
光学素子成形用型を使用するレンズの成形装置を示す断
面図である。 １：型の母材 ３ニガラス素材 １１、真空室 １３：型母材 １５：型ホルダ− １７：ブランジャー ５０：研磨装置 ５２：型ホルダ− ５３： ５４ ：エアベアリング ５５ ： ５６ ：モーター ５７、排気口 ５９．６０：ヒーター ５８：ガス導入口 ２：被覆材 ４：成形されたレンズ １２：排気口 １４：ガス導入口 １６：導波管 １８ニスリースタブ ５１：金属板 １０２：成形装置 １０４：取入れ用置換室 １０６：成形室 １０８：蒸着室 １１０：取り出し用置換室 １１２．１１４．１１６ １１８ レール １２２、ロッド １２６ バルブ １３０ 上型 １３４．１３６：ロッド １３８．１４０ニジリンダ １４２：容器 １４４．ヒーター１４６・蒸
着物質 １４８：ロッド１５０ニジリンダ １
５２：バルブゲートバルブ １２０：パレット １２４ニジリンダ １２８：ヒーター １３２：下型 第１図 第２図
の一態様を示す断面図で、第１図はプレス成形前の状態
、第２区はプレス成形後の状態を示す。第３図は型母材
の表面に多結晶ダイヤモンド膜を被覆するマイクロ波Ｃ
ＶＤ法装置である。第４図は研磨装置である。第５図は
光学素子成形用型を使用するレンズの成形装置を示す断
面図である。 １：型の母材 ３ニガラス素材 １１、真空室 １３：型母材 １５：型ホルダ− １７：ブランジャー ５０：研磨装置 ５２：型ホルダ− ５３： ５４ ：エアベアリング ５５ ： ５６ ：モーター ５７、排気口 ５９．６０：ヒーター ５８：ガス導入口 ２：被覆材 ４：成形されたレンズ １２：排気口 １４：ガス導入口 １６：導波管 １８ニスリースタブ ５１：金属板 １０２：成形装置 １０４：取入れ用置換室 １０６：成形室 １０８：蒸着室 １１０：取り出し用置換室 １１２．１１４．１１６ １１８ レール １２２、ロッド １２６ バルブ １３０ 上型 １３４．１３６：ロッド １３８．１４０ニジリンダ １４２：容器 １４４．ヒーター１４６・蒸
着物質 １４８：ロッド１５０ニジリンダ １
５２：バルブゲートバルブ １２０：パレット １２４ニジリンダ １２８：ヒーター １３２：下型 第１図 第２図
Claims (4)
- （１）ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型に
おいて、少なくとも成形面には面粗さがＲｍａｘで３０
０Å以下の多結晶ダイヤモンド膜が被覆されていること
を特徴とする、光学素子成形用型。 - （２）ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の
製造方法において、少なくとも成形面に、気相法によっ
て多結晶ダイヤモンド膜を形成することにより、面粗さ
がＲｍａｘで３００Å以下の多結晶ダイヤモンド膜を被
覆することを特徴とする、光学素子成形用型の製造方法
。 - （３）ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の
製造方法において、少なくとも成形面に、気相法によっ
て多結晶ダイヤモンド膜を形成し次いでこれを研磨する
ことにより、面粗さがＲｍａｘで３００Å以下の多結晶
ダイヤモンド膜を被覆することを特徴とする、光学素子
成形用型の製造方法。 - （４）気相法がマイクロ波プラズマＣＶＤ法、高周波プ
ラズマＣＶＤ法、直流プラズマＣＶＤ法、直流アーク熱
プラズマＣＶＤ法、高周波熱プラズマＣＶＤ法、燃焼炎
法、熱フィラメント法または電子アシストプラズマＣＶ
Ｄ法であることを特徴とする、請求項２または３記載の
光学素子成形用型の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14161990A JPH0437616A (ja) | 1990-06-01 | 1990-06-01 | 光学素子成形用型及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14161990A JPH0437616A (ja) | 1990-06-01 | 1990-06-01 | 光学素子成形用型及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0437616A true JPH0437616A (ja) | 1992-02-07 |
Family
ID=15296256
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14161990A Pending JPH0437616A (ja) | 1990-06-01 | 1990-06-01 | 光学素子成形用型及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0437616A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0616047A1 (en) * | 1993-02-16 | 1994-09-21 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Polycrystalline diamond substrate and process for producing the same |
| WO2008026395A1 (fr) * | 2006-08-29 | 2008-03-06 | Nippon Oil Corporation | Procédé de formation de film carbone |
| JP2009023132A (ja) * | 2007-07-18 | 2009-02-05 | Tomei Diamond Co Ltd | ナノインプリント用スタンパ及びその製造方法。 |
-
1990
- 1990-06-01 JP JP14161990A patent/JPH0437616A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0616047A1 (en) * | 1993-02-16 | 1994-09-21 | Sumitomo Electric Industries, Limited | Polycrystalline diamond substrate and process for producing the same |
| US5501909A (en) * | 1993-02-16 | 1996-03-26 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Polycrystalline diamond substrate and process for producing the same |
| WO2008026395A1 (fr) * | 2006-08-29 | 2008-03-06 | Nippon Oil Corporation | Procédé de formation de film carbone |
| JP2009023132A (ja) * | 2007-07-18 | 2009-02-05 | Tomei Diamond Co Ltd | ナノインプリント用スタンパ及びその製造方法。 |
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