JPH0492826A - 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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- JPH0492826A JPH0492826A JP20396590A JP20396590A JPH0492826A JP H0492826 A JPH0492826 A JP H0492826A JP 20396590 A JP20396590 A JP 20396590A JP 20396590 A JP20396590 A JP 20396590A JP H0492826 A JPH0492826 A JP H0492826A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
- C03B—MANUFACTURE, SHAPING, OR SUPPLEMENTARY PROCESSES
- C03B11/00—Pressing molten glass or performed glass reheated to equivalent low viscosity without blowing
- C03B11/06—Construction of plunger or mould
- C03B11/08—Construction of plunger or mould for making solid articles, e.g. lenses
- C03B11/084—Construction of plunger or mould for making solid articles, e.g. lenses material composition or material properties of press dies therefor
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- C03B2215/08—Coated press-mould dies
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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。
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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よりなる光学素
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。
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。
[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(し、簡単かつ安価にレン
ズを製造する事を可能とし、近来、レンズのみならずプ
リズムその他のガラスより成る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(し、簡単かつ安価にレン
ズを製造する事を可能とし、近来、レンズのみならずプ
リズムその他のガラスより成る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事が挙げられる。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52
−45613、特開昭60−246230を初めとし、
数多(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ィング材料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事が挙げられる。従来、この種
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ングしたものとして特開昭49−5112、特開昭52
−45613、特開昭60−246230を初めとし、
数多(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ィング材料として適当ではなかった
。
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<<、酸化にも強(、大きな硬度を持つダ
イヤモンドをコーティングしたガラス成形用型が(特開
昭61−183134.特開昭61−242922、特
開平1−301864)が提案されている。しかしなが
ら、ガラス成形用型のコート材として勝れた性質を持つ
ダイヤモンド膜は、型母材との密着力が十分でない場合
が多(、室温からガラス成形温度の間で温度を変化させ
ると、型母材からダイヤモンド膜が浮きあっがってきた
り、剥離してしまうことがしばしば生ずる。更に極端な
場合は、800℃〜1000℃でダイヤモンドを成膜し
、室温に戻しただけで型からダイヤモンド膜が浮き上が
り、剥離してしまうことさえある。これは、ダイヤモン
ドの線膨張係数が一般的な型母材物質のそれよりも一桁
小さ(、更に又、ダイヤモンド膜と型母材との結合が弱
(結合力よりも温度差によって生ずる歪力の方が勝って
しまうためと考えられる。特開昭61−183134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(アモ
ルファス成分の少ない高品質のダイヤモンド膜であれば
あるほど型から剥離する場合が多い。
応が起こりに<<、酸化にも強(、大きな硬度を持つダ
イヤモンドをコーティングしたガラス成形用型が(特開
昭61−183134.特開昭61−242922、特
開平1−301864)が提案されている。しかしなが
ら、ガラス成形用型のコート材として勝れた性質を持つ
ダイヤモンド膜は、型母材との密着力が十分でない場合
が多(、室温からガラス成形温度の間で温度を変化させ
ると、型母材からダイヤモンド膜が浮きあっがってきた
り、剥離してしまうことがしばしば生ずる。更に極端な
場合は、800℃〜1000℃でダイヤモンドを成膜し
、室温に戻しただけで型からダイヤモンド膜が浮き上が
り、剥離してしまうことさえある。これは、ダイヤモン
ドの線膨張係数が一般的な型母材物質のそれよりも一桁
小さ(、更に又、ダイヤモンド膜と型母材との結合が弱
(結合力よりも温度差によって生ずる歪力の方が勝って
しまうためと考えられる。特開昭61−183134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(アモ
ルファス成分の少ない高品質のダイヤモンド膜であれば
あるほど型から剥離する場合が多い。
また、ダイヤモンド、グラファイト及びアモルファス状
カーボンの3種類の物質から成る混合膜をコートした型
(特開平1−301864)は、温度変化で剥離するこ
とは稀であるが、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出
来なくなるという欠点を有している。
カーボンの3種類の物質から成る混合膜をコートした型
(特開平1−301864)は、温度変化で剥離するこ
とは稀であるが、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出
来なくなるという欠点を有している。
[発明が解決しようとしている課題]
本発明の目的は、以上述べたようなダイヤモンド薄膜と
型母材との密着力の弱さを解決することであり、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
ラス成形用型の表面に炭素及び炭素化合物を容易に取り
込める微粒子層を形成し、ダイヤモンドの構成元素であ
る炭素をこの微粒子層に含有させ、この炭素化合物の上
にダイヤモンドを堆積し、型とダイヤモンドの密着力を
高めることによって、ガラス成形に適した型材を提供す
ることにある。
型母材との密着力の弱さを解決することであり、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
ラス成形用型の表面に炭素及び炭素化合物を容易に取り
込める微粒子層を形成し、ダイヤモンドの構成元素であ
る炭素をこの微粒子層に含有させ、この炭素化合物の上
にダイヤモンドを堆積し、型とダイヤモンドの密着力を
高めることによって、ガラス成形に適した型材を提供す
ることにある。
[課題を解決するための手段及び作用)]前記課題は、
本発明に下が手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、ガラス素材に接触する成形面にダイヤ
モンド膜を形成するに先立って型母材表面に容易に炭素
原子または炭素含有物を溶融することが可能な微粒子層
を形成し、その後気相合成法によってダイヤモンド膜を
形成することを特徴とする光学素子形成用型の製造方法
、並びに該方法により得られる光学素子形成用型によっ
て解決される。
本発明に下が手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、ガラス素材に接触する成形面にダイヤ
モンド膜を形成するに先立って型母材表面に容易に炭素
原子または炭素含有物を溶融することが可能な微粒子層
を形成し、その後気相合成法によってダイヤモンド膜を
形成することを特徴とする光学素子形成用型の製造方法
、並びに該方法により得られる光学素子形成用型によっ
て解決される。
以下、本発明について詳述する。
本発明のダイヤモンド膜は、コーティングする型材の表
面に以下に述べるような表面微粒子層を形成することに
よって達成される。表面微粒子層とは、ダイヤモンド成
膜中の温度、圧力の条件において炭素原子または炭素含
有物質を容易に取り込める層(以下、核形成活性層と呼
ぶ)であり、この層の中にダイヤモンド結晶の初期核を
多数形成し、形成された初期核を基点としてダイヤモン
ドの結晶成長を行ない、ダイヤモンド結晶の型母材への
根付けを行なう。
面に以下に述べるような表面微粒子層を形成することに
よって達成される。表面微粒子層とは、ダイヤモンド成
膜中の温度、圧力の条件において炭素原子または炭素含
有物質を容易に取り込める層(以下、核形成活性層と呼
ぶ)であり、この層の中にダイヤモンド結晶の初期核を
多数形成し、形成された初期核を基点としてダイヤモン
ドの結晶成長を行ない、ダイヤモンド結晶の型母材への
根付けを行なう。
核形成活性層を形成する物質は、ダイヤモンド成膜中の
圧力、温度の条件下で構造的に液体と固体の中間または
液体となり、炭素を容易に受は入れる状態に成っていれ
ば良い、つまり、核形成活性層は、活性層外の炭素源を
取り込み、濃縮出来る状態であれば良い。
圧力、温度の条件下で構造的に液体と固体の中間または
液体となり、炭素を容易に受は入れる状態に成っていれ
ば良い、つまり、核形成活性層は、活性層外の炭素源を
取り込み、濃縮出来る状態であれば良い。
このような状態は、型表面に融点降下現象が観測できる
程十分に粒子径の小さな超微粒子層を形成することによ
って実現できる。物質の格子定数や粒子の形状によりこ
のような条件を満たす粒径は異なるが、好ましくは20
0Å以下であることが望ましい。−辺50人の立方体の
ダイヤモンド格子中の原子の数に対する表面原子の割合
は11%であるが、−辺の長さが40.30,20゜1
0人となるにつれ表面原子の割合は14゜18.27.
55%と、微粒子の稜の長さに反比例して増大する。こ
のように表面原子の割合が多いと、核形成活性層は例え
その物質のバルクの融点以下の温度であっても格子は緩
み、他原子や分子との表面の反応性は著しく高くなって
おり、炭素原子を取り込みやすい状態に成っている。そ
して、このような状態の核形成活性層に気相中から炭素
源が突入し、核形成活性層中の炭素源が過飽和になると
この核形成活性層がらダイヤモンドの初期核が析出して
(る。
程十分に粒子径の小さな超微粒子層を形成することによ
って実現できる。物質の格子定数や粒子の形状によりこ
のような条件を満たす粒径は異なるが、好ましくは20
0Å以下であることが望ましい。−辺50人の立方体の
ダイヤモンド格子中の原子の数に対する表面原子の割合
は11%であるが、−辺の長さが40.30,20゜1
0人となるにつれ表面原子の割合は14゜18.27.
55%と、微粒子の稜の長さに反比例して増大する。こ
のように表面原子の割合が多いと、核形成活性層は例え
その物質のバルクの融点以下の温度であっても格子は緩
み、他原子や分子との表面の反応性は著しく高くなって
おり、炭素原子を取り込みやすい状態に成っている。そ
して、このような状態の核形成活性層に気相中から炭素
源が突入し、核形成活性層中の炭素源が過飽和になると
この核形成活性層がらダイヤモンドの初期核が析出して
(る。
この核形成活性層の大きさは、ダイヤモンドの初期核が
析出するまでその流動性を保つものでなければならない
。つまり、活性層成分の平衡蒸気圧が高(、ダイヤモン
ドが析出する前にそれらが気相中に逃げてしまってはな
らない。
析出するまでその流動性を保つものでなければならない
。つまり、活性層成分の平衡蒸気圧が高(、ダイヤモン
ドが析出する前にそれらが気相中に逃げてしまってはな
らない。
又、型材上に形成する微粒子は型材と同一の物質でも異
なる物質でもよいが、型材との結合力が強いものでなけ
ればならない。
なる物質でもよいが、型材との結合力が強いものでなけ
ればならない。
上記型母材にコートする多結晶ダイヤモンド薄膜は、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
する。
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
する。
格子欠陥やアモルファス相には、炭素以外の元素が含ま
れてることもある。
れてることもある。
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、熱フイラメント法、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、熱フイラメント法、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置換体、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置換体、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。
又、上記方法によって光学素子形成用型材の上にコート
した多結晶ダイヤモンド膜の表面粗さが光学素子成形用
に適合しないほどに荒れている時には研磨を行なう。研
磨は、適当な溶媒に溶が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す溶媒としては水や研磨用
の油を用いる。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、ダイヤモンド薄膜の研磨方法につぃて述べ
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。
した多結晶ダイヤモンド膜の表面粗さが光学素子成形用
に適合しないほどに荒れている時には研磨を行なう。研
磨は、適当な溶媒に溶が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す溶媒としては水や研磨用
の油を用いる。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、ダイヤモンド薄膜の研磨方法につぃて述べ
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。
又、型母材としては、耐熱合金、超硬合金、SiC,Z
rC)a 、5ins 、Six N4 、サーメット
等ダイヤモンドの形成温度400〜1000℃において
熱変形や熱酸化、水素ラジカルとの反応等を生じない物
質であるならば差し支えない。
rC)a 、5ins 、Six N4 、サーメット
等ダイヤモンドの形成温度400〜1000℃において
熱変形や熱酸化、水素ラジカルとの反応等を生じない物
質であるならば差し支えない。
[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。
見立亘ユ
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をプレス成形する事によ
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をプレス成形する事によ
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。
SiCを粉砕し、乳鉢で更に細(なるまで粉砕する。こ
の粉を5iCfi結体からなる直径35mm、曲率半径
45mmの凹状の型表面上に撒き、型表面を圧縮窒素で
ブローする。このとき、目視では型表面に何も観測され
ないが、FE−3EMで観察すると型表面上に平均70
人粒子径のSiC微粒子が付着している。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20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
せることが出来る。回転数は、1分間2ロ転にした。
の粉を5iCfi結体からなる直径35mm、曲率半径
45mmの凹状の型表面上に撒き、型表面を圧縮窒素で
ブローする。このとき、目視では型表面に何も観測され
ないが、FE−3EMで観察すると型表面上に平均70
人粒子径のSiC微粒子が付着している。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20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
せることが出来る。回転数は、1分間2ロ転にした。
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をから2X10−”
Torrまで引き上げる。これらポンプの最終段は、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。
ンプ、回転ポンプにより排気口12をから2X10−”
Torrまで引き上げる。これらポンプの最終段は、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種類のガスを流す事も2種類
以上のガスを流す事も2種類以上のガスを混合して流す
事も可能である。ガス導入口14より真空室11にCH
−、H*をそれぞれ2.2003CCM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。2,45GH
zのマイクロ波出力900W、圧力は120To r
r、型加熱なしの条件で8μmの膜を形成した。成膜中
の型温度は850℃〜870℃であった。表面粗さはR
maxo、8μmであった。
スボンベに繋っており、1種類のガスを流す事も2種類
以上のガスを流す事も2種類以上のガスを混合して流す
事も可能である。ガス導入口14より真空室11にCH
−、H*をそれぞれ2.2003CCM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。2,45GH
zのマイクロ波出力900W、圧力は120To r
r、型加熱なしの条件で8μmの膜を形成した。成膜中
の型温度は850℃〜870℃であった。表面粗さはR
maxo、8μm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をコート
した型1を第4図に示す研磨装置50内の型ホルダ−5
2に設置した。排気口57から研磨装置50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0.5μm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1時間研磨した。鉄板の表面形状は直径70mm、球
面半径45mmの凸状にした。
した型1を第4図に示す研磨装置50内の型ホルダ−5
2に設置した。排気口57から研磨装置50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0.5μm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1時間研磨した。鉄板の表面形状は直径70mm、球
面半径45mmの凸状にした。
研磨後の型表面粗さは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
、ダイヤモンドに帰属される鋭い1333cm−’のピ
ークとアモルファス炭素に帰属される1580cm−’
のピークが観測された。
、ダイヤモンドに帰属される鋭い1333cm−’のピ
ークとアモルファス炭素に帰属される1580cm−’
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
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・、
112゜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。124.138.14
0.150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・、
112゜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。124.138.14
0.150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内はバラレット搬送方向に沿って順に加熱
ゾーン106−1、ブレスゾーン106−2及び徐冷ゾ
ーン106−3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13
2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2図の本発明による型部材である。
ゾーン106−1、ブレスゾーン106−2及び徐冷ゾ
ーン106−3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13
2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2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144
が配置されている。
容器142及び該容器を加熱するためのヒーター144
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、その後圧力を解除しガラス
転移点位下まで冷却し、その後シリンダ138,140
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、その後圧力を解除しガラス
転移点位下まで冷却し、その後シリンダ138,140
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120−9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1
20−10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120−9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1
20−10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10000回の成形を行なった結果
を途中経過と共に表1に示す、成形品の表面粗さ、可視
光の透過率は光学素子成形品として十分であり、型と成
形品との離形性にも問題がなかった。
を途中経過と共に表1に示す、成形品の表面粗さ、可視
光の透過率は光学素子成形品として十分であり、型と成
形品との離形性にも問題がなかった。
表1
表面研磨した10個のS i Cta結体からなる直径
35mm、曲率半径45mmの凹状の型を第3図のマイ
クロ波CVD装置の型ホルダ−15上に設置し、実施例
1と全(同様の条件でダイヤモンド膜を形成した。堆積
後、型を室温まで冷却した時3個の型からダイヤモンド
がすっぽり剥離した。残り7個の型を研磨したところ4
個の型に膜はがれが生じた。膜はがれが生じなかった3
個の型を用いて実施例1と同様のガラス成形をおこなっ
たところ、それぞれ127.258,369回目に型周
辺部に膜剥れが生じたので成形を中止した。
35mm、曲率半径45mmの凹状の型を第3図のマイ
クロ波CVD装置の型ホルダ−15上に設置し、実施例
1と全(同様の条件でダイヤモンド膜を形成した。堆積
後、型を室温まで冷却した時3個の型からダイヤモンド
がすっぽり剥離した。残り7個の型を研磨したところ4
個の型に膜はがれが生じた。膜はがれが生じなかった3
個の型を用いて実施例1と同様のガラス成形をおこなっ
たところ、それぞれ127.258,369回目に型周
辺部に膜剥れが生じたので成形を中止した。
罠五孤ユ
まず、WCを適当な大きさに粉砕し、更に乳鉢で細か(
する。ついで十分細かくなったものをWCを主成分とし
TiC,TaCをバインダーとする直径40mm、平板
の型のガラスと接触する面に散布する。これを2X10
−’Torrの真空室に入れ、加速電圧100■で電子
線(0,15mA/cm”)を照射する。これによって
、超微粒子は電荷を帯び、質量の小さいものほど型表面
との密着力が増すようになる。この型表面を圧縮窒素で
ブローし、余分の粉を除く。SEM観察による平均粒径
は60人であった。
する。ついで十分細かくなったものをWCを主成分とし
TiC,TaCをバインダーとする直径40mm、平板
の型のガラスと接触する面に散布する。これを2X10
−’Torrの真空室に入れ、加速電圧100■で電子
線(0,15mA/cm”)を照射する。これによって
、超微粒子は電荷を帯び、質量の小さいものほど型表面
との密着力が増すようになる。この型表面を圧縮窒素で
ブローし、余分の粉を除く。SEM観察による平均粒径
は60人であった。
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!する。回転数は、1分間1回転にした
。 次に、真空室11を2×10−”Torrまで引上
げる。Cm Ha 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のマイクロ波a力1O
OOW、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。
ダ−15上に設!する。回転数は、1分間1回転にした
。 次に、真空室11を2×10−”Torrまで引上
げる。Cm Ha 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のマイクロ波a力1O
OOW、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。研磨装置50を3X10−”To
rr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10μmのダイヤモンド粉末を含んだNi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を3X10−”To
rr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10μmのダイヤモンド粉末を含んだNi板51
及び型ホルダ−52を600rpm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3μm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。
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3μm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。
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0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0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=s5o℃、ガラス転移点7g=600℃のPS
K2を用いてガラスレンズのプレス成形を行った。
点5p=s5o℃、ガラス転移点7g=600℃のPS
K2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i oooo回の成形を行ない10
0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表面粗さの平均はRmax250μ
mであった。
0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表面粗さの平均はRmax250μ
mであった。
叉」l糺旦
先ず、石英ガラスを適当なサイズに粉砕し、更に乳鉢で
細かくする。ついで十分細かくなったものをSignか
らなる直径35mm、曲率半径45mmの凸状の型表面
に散布する。この型を2×10−’Torrの真空室に
入れ、加速電圧100Vで電子線(0,15mA/cm
” )で照射した0石英ガラス微粉末の平均粒径は10
0人であった。この型表面を圧縮窒素でブローし、余分
の粉を取り除く。
細かくする。ついで十分細かくなったものをSignか
らなる直径35mm、曲率半径45mmの凸状の型表面
に散布する。この型を2×10−’Torrの真空室に
入れ、加速電圧100Vで電子線(0,15mA/cm
” )で照射した0石英ガラス微粉末の平均粒径は10
0人であった。この型表面を圧縮窒素でブローし、余分
の粉を取り除く。
この型を公知の13.56MHzの高周波c■D装置の
型ホルダ−15上に設置する0次に、真空室11を2X
10−”Torrまで引上げる。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、2003CCM
)と共に導入し、高周波出力soow、電極間距離15
mm。
型ホルダ−15上に設置する0次に、真空室11を2X
10−”Torrまで引上げる。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、2003CCM
)と共に導入し、高周波出力soow、電極間距離15
mm。
圧力30Torr、型加熱なしの条件下、30分の堆積
で101.Lmの膜が形成された。成膜中の型温度は8
50℃〜870℃であった。
で101.Lmの膜が形成された。成膜中の型温度は8
50℃〜870℃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の研磨装置5゜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10μm
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600rpm
で回転させた。Fe板の表面形状は直径90mm、曲率
半径45mmの凹状にした。20時間研磨した後、表面
粗さを測定したところRmax250人であった。
ートした型1を実施例1の研磨装置5゜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10μm
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600rpm
で回転させた。Fe板の表面形状は直径90mm、曲率
半径45mmの凹状にした。20時間研磨した後、表面
粗さを測定したところRmax250人であった。
型表面のラマンスペクトルを測定すると、鋭い1333
cm−’とブロードな1580cm−’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。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。
cm−’とブロードな1580cm−’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。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=595℃、ガラス転移点Tg=525℃のに7
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
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10000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表面粗さの平均はRmax290
人であった。
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表面粗さの平均はRmax290
人であった。
[発明の効果]
以上説明してきた様に型表面にダイヤモンド膜を形成す
るに先立ち、炭素およびその化合物を容易に取りこめる
微粒子層を形成し、この微粒子層中の炭素濃度を高めダ
イヤモンドを堆積することによって型との密着力を向上
させることが出来た。この型はダイヤモンド膜が剥離す
ることが少なく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がなく、光学
素子成形用型として十分なものとなった。
るに先立ち、炭素およびその化合物を容易に取りこめる
微粒子層を形成し、この微粒子層中の炭素濃度を高めダ
イヤモンドを堆積することによって型との密着力を向上
させることが出来た。この型はダイヤモンド膜が剥離す
ることが少なく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がなく、光学
素子成形用型として十分なものとなった。
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図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 102:成形装置、 104二取入れ用置換室、 :被覆材、 :成形されたレンズ、 :排気口、 :ガス導入口、 :導波管、 ニスリースタブ、 :金属板、 58:ガス導入口、 106:成形室、 108:蒸着室、 11O:取り出し用置換室、 112.114,116:ゲートバルブ、118ニレー
ル、 120:パレット、122:ロッド、 12
4ニジリンダ、126:バルブ、 128:ヒーター
130:上型、 132:下型、 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、152:バルブ。 代理人 弁理士 山 下 積 平 第 澹 図 第 図 第 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図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 102:成形装置、 104二取入れ用置換室、 :被覆材、 :成形されたレンズ、 :排気口、 :ガス導入口、 :導波管、 ニスリースタブ、 :金属板、 58:ガス導入口、 106:成形室、 108:蒸着室、 11O:取り出し用置換室、 112.114,116:ゲートバルブ、118ニレー
ル、 120:パレット、122:ロッド、 12
4ニジリンダ、126:バルブ、 128:ヒーター
130:上型、 132:下型、 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、152:バルブ。 代理人 弁理士 山 下 積 平 第 澹 図 第 図 第 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、ガラス素材に接触する成形面にダイヤモンド膜
を形成するに先立って型母材表面に容易に炭素原子また
は炭素含有物を溶融することが可能な微粒子層を形成し
、その後気相合成法によつてダイヤモンド膜を形成する
ことを特徴とする光学素子形成用型の製造方法。 - (2)炭素原子または炭素含有物を溶融することが可能
な微粒子層が、粒径200Å以下の超微粒子で構成され
ていることを特徴とする請求項(1)記載の光学素子形
成用型の製造方法。 - (3)形表面に堆積したダイヤモンド膜の表面粗さが光
学素子形成用型として十分な面精度を満たしていない場
合には、形表面を研磨することを特徴とする請求項(1
)又は(2)記載の光学素子形成用型の製造方法。 - (4)請求項(1)、(2)又は(3)記載の方法によ
り得られる光学素子形成用型。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20396590A JPH0492826A (ja) | 1990-08-02 | 1990-08-02 | 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 |
---|---|---|---|
JP20396590A JPH0492826A (ja) | 1990-08-02 | 1990-08-02 | 光学素子成形用型及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0492826A true JPH0492826A (ja) | 1992-03-25 |
Family
ID=16482576
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20396590A Pending JPH0492826A (ja) | 1990-08-02 | 1990-08-02 | 光学素子成形用型及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0492826A (ja) |
-
1990
- 1990-08-02 JP JP20396590A patent/JPH0492826A/ja active Pending
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