JPH0492826A - 光学素子成形用型及びその製造方法 - Google Patents

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。

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。

［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。

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
。

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。

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。

［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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

【図面の簡単な説明】

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

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （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. （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. （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. （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。