WO2025263441A1 - ガラス、レーザー発振装置、及びガラスの製造方法 - Google Patents

ガラス、レーザー発振装置、及びガラスの製造方法

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WO2025263441A1
WO2025263441A1 PCT/JP2025/021366 JP2025021366W WO2025263441A1 WO 2025263441 A1 WO2025263441 A1 WO 2025263441A1 JP 2025021366 W JP2025021366 W JP 2025021366W WO 2025263441 A1 WO2025263441 A1 WO 2025263441A1
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glass
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ppm
particularly preferably
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PCT/JP2025/021366
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彰太郎 福本
有史 上田
裕基 横田
隆 村田
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Nippon Electric Glass Co Ltd
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Nippon Electric Glass Co Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • H01S3/00—Lasers, i.e. devices using stimulated emission of electromagnetic radiation in the infrared, visible or ultraviolet wave range
    • H01S3/14—Lasers, i.e. devices using stimulated emission of electromagnetic radiation in the infrared, visible or ultraviolet wave range characterised by the material used as the active medium
    • H01S3/16—Solid materials
    • H01S3/17—Solid materials amorphous, e.g. glass

Definitions

  • the present invention relates to glass containing rare earth metal elements suitable as a solid-state laser medium, as well as a laser oscillator using the glass and a method for manufacturing the glass.
  • Patent Document 1 discloses phosphate glasses for solid-state laser media containing Nd2O3 and Yb2O3 as rare earth elements.
  • Patent Document 1 because the phosphate glass in Patent Document 1 has a high linear thermal expansion coefficient, when phosphate glass is used as a solid-state laser medium for higher-output applications than conventionally possible, the thermal shock that occurs when the laser light and excitation light are turned on and off can cause the phosphate glass to break.
  • the object of the present invention is to provide glass that can be used as a laser medium, has a low coefficient of linear thermal expansion, and has excellent thermal shock resistance.
  • the inventors discovered that by appropriately designing the glass composition, it is possible to obtain a glass material with a low linear thermal expansion coefficient that can be used more stably as a laser medium.
  • the glass of embodiment 1 is characterized by containing, in mole percent, 45 to 85% SiO 2 , 3 to 23% Al 2 O 3 , 0 to 13% B 2 O 3 , 0 to 5% Li 2 O 3 , and 0.01 to 11% Ln 2 O 3 (Ln is at least one element selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm).
  • the glass of embodiment 2 is the same as that of embodiment 1, but preferably contains, in mol %, more than 0% of P 2 O 5 .
  • the glass of embodiment 3 is the same as that of embodiment 1 or 2, and preferably contains, in mol %, more than 0% Fe 2 O 3 .
  • the glass of embodiment 4 in any one of embodiments 1 to 3, preferably contains, in mol %, 0 to 10% of Lm 2 O 3 (wherein Lm is at least one element selected from La, Y, and Lu).
  • the glass of Aspect 5, in any one of Aspects 1 to 4, preferably contains, in mol %, more than 0% SnO 2 .
  • the glass of aspect 6 preferably contains, by mole percent, 12.5% or less of ZnO.
  • the glass of embodiment 7, in any one of embodiments 1 to 6, preferably contains, in mol %, 15% or less of Li 2 O+Na 2 O+K 2 O.
  • the ratio (P 2 O 5 ⁇ TiO 2 )/(Al 2 O 3 +P 2 O 5 ) in mol % is preferably 0.0000016 or more.
  • the ratio of P 2 O 5 ⁇ TiO 2 is 0.00002 or more in mol %.
  • the glass of embodiment 10, in any one of embodiments 1 to 9, preferably contains, in mol %, MgO+CaO+SrO+BaO 0 to 6.0%, Li 2 O+Na 2 O+K 2 O 0 to 2.6%, and P 2 O 5 ⁇ TiO 2 0.01 or more.
  • the glass of embodiment 11, in any one of embodiments 1 to 10, preferably has a linear thermal expansion coefficient at 30 to 380° C. of 60 ⁇ 10 ⁇ 7 /° C. or less.
  • the glass of Aspect 12 contains, in mole percent, 45 to 85% SiO 2 , 3 to 23% Al 2 O 3 , 0 to 13% B 2 O 3 , 0.01 to 11% Ln 2 O 3 (Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm), more than 0 to 20% P 2 O 5 , 0 to 10% MgO+CaO+SrO+BaO, and 0 to 5% Li 2 O+Na 2 O+K 2 O, and is characterized by having a linear thermal expansion coefficient at 30 to 380°C of 40 ⁇ 10 ⁇ 7 /°C or less.
  • the glass of embodiment 13 contains, in mole percent, 45 to 85% SiO 2 , 3 to 23% Al 2 O 3 , 0 to 13% B 2 O 3 , 0.01 to 11% Ln 2 O 3 (Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm), more than 0 to 20% P 2 O 5 , 0 to 5% Li 2 O , 0 to 20% ZrO 2 , 0 to 10% MgO+CaO+SrO+BaO, and 0 to 2.9% Li 2 O+Na 2 O+K 2 O, and has a molar ratio of (MgO+CaO+SrO+BaO)/P 2 O . 5 is 88,000 or less, and the linear thermal expansion coefficient at 30 to 380°C is 40 x 10 -7 /°C or less.
  • the glass of embodiment 14 is the glass of any one of embodiments 1 to 13, and preferably contains more than 0% TiO 2 .
  • the glass of Aspect 15 is characterized by containing, in mol %, 0.01 to 11% of Ln 2 O 3 (Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm) and having a linear thermal expansion coefficient at 30 to 380°C of 5 to 40 ⁇ 10 -7 /°C.
  • Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm
  • the glass of aspect 16 is preferably used as a laser medium in any of aspects 1 to 15.
  • the laser oscillator of aspect 17 preferably includes any one of the glasses of aspects 1 to 16.
  • the glass manufacturing method of Aspect 18 is a method for manufacturing the glass of any one of Aspects 1 to 16, and includes the steps of melting glass raw materials to obtain molten glass, and shaping the molten glass, characterized in that the shaping of the molten glass is performed by an overflow method, float method, downdraw method, slot-down method, containerless method, blowing method, pressing method, rolling method, bushing method, or tube drawing method.
  • the present invention provides glass that can be used as a laser medium, has a low linear thermal expansion coefficient, and is highly resistant to thermal shock.
  • FIG. 1 is a schematic perspective view showing an example of the shape of the glass of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic perspective view showing another example of the shape of the glass of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of a laser oscillation device using the glass of the present invention.
  • the glass of the present invention (hereinafter also simply referred to as "glass”) is characterized by containing, in mol %, 45-85% SiO 2 , 3-23% Al 2 O 3 , 0-13% B 2 O 3 , 0-5% Li 2 O 3 , and 0.01-11% Ln 2 O 3 (Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm).
  • Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm).
  • SiO2 is a component that forms the skeleton of glass. It is also a component that can be particularly involved in the likelihood of phase separation. If the SiO2 content is too low, the linear thermal expansion coefficient tends to be high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, chemical durability tends to be reduced. Therefore, the lower limit of the SiO2 content is 45% or more, preferably 50% or more, and more preferably 53% or more, 55% or more, 56% or more, 57% or more, 58% or more, 59% or more, and particularly preferably 60% or more. On the other hand, if the SiO2 content is too high, the homogeneity of the glass melt is likely to decrease.
  • the upper limit of the SiO 2 content is 85% or less, preferably 83% or less, 80% or less, 77% or less, 74% or less, 71% or less, 68% or less, particularly preferably 65% or less.
  • Al 2 O 3 is a component that forms the glass skeleton. It is also a component that can affect the likelihood of phase separation. If the Al 2 O 3 content is too low, the linear thermal expansion coefficient tends to be high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, chemical durability is reduced, and the glass surface is more likely to be altered. As a result, the surface irregularities deteriorate, making it difficult to obtain glass with the desired transmittance. Furthermore, rare earth elements are not sufficiently dispersed in the glass, causing concentration quenching and reducing laser amplification and laser oscillation efficiency.
  • the lower limit of the Al 2 O 3 content is 3% or more, preferably 4% or more, 5% or more, 6% or more, 8% or more, 10% or more, 12% or more, and particularly 13% or more.
  • the upper limit of the Al 2 O 3 content is 23% or less, preferably 21% or less, more preferably 19% or less, 17% or less, particularly preferably 15% or less.
  • B2O3 is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a component that is particularly involved in the likelihood of phase separation. Furthermore, it has the effect of reducing the linear thermal expansion coefficient and improving heat resistance and thermal shock resistance.
  • the lower limit of the B2O3 content is preferably more than 0%, and is preferably 0.5% or more, 1% or more, 1.5% or more, 2.0% or more, 2.5% or more, 3.0% or more, and particularly preferably 3.5 % or more.
  • the upper limit of the B2O3 content is 13% or less, preferably 11.5% or less, 11% or less, 10.5% or less, 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.85% or less, 7.8% or less, 7.7% or less, 7.5% or less, 7% or less, 6.5% or less, 6.4% or less, 6.3% or less, 6.2% or less, 6.1% or less, 6% or less, 5.9% or less, 5.8% or less, 5.7% or less, 5.6% or less, 5.5% or less, 5.4% or less, 5.3% or less, 5.2% or less, 5.1% or less, and particularly preferably 5% or less.
  • B2O3 Since B2O3 is easily mixed in as an impurity, if B2O3 is to be completely removed, the raw material batch becomes expensive and the manufacturing cost tends to increase. In order to suppress the increase in manufacturing cost, B2O3 may be contained in an amount of 0.0001% or more, 0.0003% or more, particularly 0.0005% or more.
  • Li 2 O is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the Li 2 O content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt is likely to decrease. In addition, the chemical durability of the glass is reduced, making the glass surface more likely to be altered. As a result, the surface irregularities deteriorate, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the Li 2 O content is 5% or less, preferably 4.5% or less, and more preferably 4% or less, 3.5% or less, 3% or less, 2.5% or less, 2% or less, 1.9% or less, 1.8% or less, 1.5% or less, 1% or less, 0.9% or less, 0.8% or less, 0.7% or less, 0.6% or less, 0.5% or less, 0.4% or less, 0.3% or less, 0.2% or less, and particularly preferably 0.1% or less. Note that, since Li 2 O is easily mixed in as an impurity, attempts to completely remove Li 2 O tend to make the raw material batch expensive and increase production costs.
  • the lower limit of the Li 2 O content is preferably more than 0%, and is preferably 0.00001% or more, 0.00002% or more, 0.00003% or more, 0.00004% or more, 0.00005% or more, particularly preferably 0.0001% or more.
  • Ln 2 O 3 (Ln is at least one selected from Ce, Nd, Yb, Er, Pr, Sm, Eu, Tb, Dy, Ho, and Tm) functions as a laser oscillation ion in glass. These elements can be used alone or in combination of two or more elements. From the viewpoint of obtaining highly transparent glass, it is preferable that Ln contains Nd. Nd acts as a color complementing agent for the coloration of iron contained in the glass raw materials, and has the advantage of making it easier to detect the presence of heterogeneous phases (bubbles, uneven composition spots, devitrification particles, etc.) in the glass by visual inspection or various inspection devices.
  • heterogeneous phases bubbles, uneven composition spots, devitrification particles, etc.
  • the lower limit of the Ln2O3 content is 0.01% or more, preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.5% or more, 0.6% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, and particularly preferably 5% or more. If the Ln2O3 content is too high, the glass is prone to devitrification and tends to lose its translucency due to crystallization.
  • the upper limit of the Ln2O3 content is 11% or less, preferably 10% or less, and more preferably 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • at least one selected from Yb 2 O 3 , Gd 2 O 3 , Eu 2 O 3 , Sm 2 O 3 , and Tb 2 O 3 may be contained.
  • the oscillation wavelength for each laser oscillation ion is shown below, but are not limited to these, and the oscillation wavelength is not limited to the visible range of 380 to 780 nm, but may be in the ultraviolet range on the short wavelength side or the infrared range on the long wavelength side.
  • Ce2O3 is a component that enables laser output at wavelengths around 300 nm to 500 nm . If the Ce2O3 content is too high , the glass is prone to devitrification and crystallization, leading to a loss of translucency. It also becomes difficult to prevent a decrease in transmittance due to the glass turning yellow or orange. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Ce2O3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 300 nm to 500 nm.
  • the upper limit of the Ce2O3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Ce2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Nd 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 1000 nm to 1200 nm. It also acts as a color-complementing agent to suppress the coloration of iron that may be contained in the glass raw materials. Specifically, this technology involves overlaying a yellow color with blue coloration by Nd 2 O 3 to create an achromatic color. If the Nd 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and loss of translucency due to crystallization. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Nd 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 1000 nm to 1200 nm.
  • the upper limit of the Nd 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly 6.0% or less.
  • the lower limit of the Nd2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Yb 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 925 nm to 1100 nm. If the Yb 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and crystallization, leading to a loss of translucency. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Yb 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 925 nm to 1100 nm.
  • the upper limit of the Yb 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Yb2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Er 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 1530 to 1620 nm. If the Er 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and loss of translucency due to crystallization. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Er 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 1530 nm to 1620 nm. Therefore, the upper limit of the Er 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Er2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Pr 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 630 nm to 670 nm. If the Pr 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and is prone to losing its translucency due to crystallization. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Pr 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 630 nm to 670 nm. Therefore, the upper limit of the Pr 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Pr2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Sm 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 500 nm to 700 nm. If the Sm 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and loss of translucency due to crystallization. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Sm 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 500 nm to 700 nm. Therefore, the upper limit of the Sm 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Sm 2 O 3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Eu 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 550 nm to 650 nm. If the Eu 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and loss of translucency due to crystallization. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Eu 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 550 nm to 650 nm. Therefore, the upper limit of the Eu 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Eu2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Tb 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 350 nm to 600 nm. If the Tb 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and crystallization, leading to a loss of translucency. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Tb 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 350 nm to 600 nm. Therefore, the upper limit of the Tb 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Tb2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Dy 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 250 nm to 600 nm. If the Dy 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and is prone to losing its translucency due to crystallization. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Dy 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 250 nm to 600 nm. Therefore, the upper limit of the Dy 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Dy2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Ho 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 2050 nm to 2150 nm. If the Ho 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and crystallization, leading to a loss of translucency. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Ho 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 2050 nm to 2150 nm. Therefore, the upper limit of the Ho 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Ho2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • Tm 2 O 3 is a component that enables laser output at wavelengths around 1950 nm to 2050 nm. If the Tm 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and crystallization, leading to a loss of translucency. Furthermore, concentration saturation significantly reduces laser amplification and oscillation efficiency. If the Tm 2 O 3 content is too low, it becomes difficult to obtain sufficient laser output at wavelengths around 1950 nm to 2050 nm. Therefore, the upper limit of the Tm 2 O 3 content is preferably 11% or less, and more preferably 10% or less, 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Tm2O3 content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.1% or more, 0.2% or more, 0.3% or more, 0.4% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 3% or more, particularly preferably 5% or more.
  • the glass of the present invention may contain the following components in addition to the components listed above.
  • P2O5 is a component that reduces the linear thermal expansion coefficient of the glass. It is also a component for adjusting the refractive index. It is also a component that can be involved in phase separation of the glass. If the P2O5 content is too high, the viscosity of the glass becomes too high, which tends to reduce the homogeneity of the glass melt. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, and the glass surface tends to be altered. Therefore, the upper limit of the P2O5 content is preferably 30% or less, and more preferably 25% or less, 20% or less, 17% or less, 14% or less, 11% or less, 8% or less, 7% or less, and particularly preferably 6% or less. On the other hand, the lower limit of the P2O5 content is preferably more than 0%, and more preferably 0.1% or more, 1% or more, 2% or more, 3% or more, 4% or more, and particularly preferably 4.5% or more.
  • P 2 O 5 is a component that reduces the linear thermal expansion coefficient of the glass.
  • B 2 O 3 is a component that can reduce the viscosity of the glass. If the viscosity of the glass is too high, for example, higher temperatures are required when melting or molding the glass, which tends to impose a load on the manufacturing equipment and increase energy costs, thereby tending to reduce productivity.
  • B 2 O 3 /P 2 O 5 the content in mol % of B 2 O 3 divided by the content in mol % of P 2 O 5 .
  • the lower limit of B2O3 / P2O5 is preferably more than 0, and is preferably 0.01 or more, 0.1 or more, 0.3 or more, 0.5 or more, 0.6 or more, and particularly preferably 0.7 or more.
  • the upper limit of B2O3 / P2O5 is preferably 1200 or less, and particularly preferably 1000 or less, 800 or less, 550 or less, 300 or less, 100 or less, 80 or less, 50 or less, 20 or less, 10 or less , and particularly preferably 1 or less.
  • TiO2 When contained in an appropriate amount, TiO2 is a component that reduces the viscosity of glass and improves its meltability and formability. It also lowers the linear thermal expansion coefficient. It is also a component that absorbs light of various wavelengths and coloring the glass. In particular, it is known that the coexistence of titanium and iron produces an ilmenite ( FeTiO3 )-like color, while the coexistence of titanium and tin enhances the yellow color. Furthermore, TiO2 is a component that may be particularly involved in the likelihood of phase separation. If the TiO2 content is too high, the meltability of the glass tends to decrease. Furthermore, the glass tends to become colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the TiO2 content is preferably 20% or less, more preferably 16% or less, 12% or less, 8% or less, and particularly preferably 5% or less.
  • the TiO2 content may be 3% or less, 2% or less, or 1% or less.
  • the lower limit of the TiO2 content is preferably more than 0%, and is preferably 0.001% or more, 0.01% or more, 0.1% or more, 0.3% or more, 0.5% or more, 0.7% or more, 1% or more, 2% or more, particularly preferably 3% or more.
  • P2O5 is a component that can reduce the linear thermal expansion coefficient of the glass, and its effect tends to be greater than that of TiO2 .
  • P2O5 contributes to an increase in the viscosity of the glass
  • TiO2 is a component that tends to contribute to a decrease. Therefore, in order to reduce the linear thermal expansion coefficient while appropriately suppressing an increase in the viscosity of the glass and obtain a glass with good productivity, it is preferable to strictly control P2O5 ⁇ TiO2 (the product of the contents of P2O5 and TiO2 in mole percent). If P2O5 ⁇ TiO2 is too large, the viscosity of the glass tends to increase , resulting in poor productivity.
  • the upper limit of P2O5 ⁇ TiO2 is preferably 900 or less, and more preferably 500 or less, 300 or less, 150 or less, 100 or less, 80 or less, 60 or less, 40 or less, 30 or less, 20 or less, and particularly 10 or less.
  • the lower limit of P 2 O 5 ⁇ TiO 2 is preferably more than 0, and is preferably 0.00002 or more, 0.0001 or more, 0.001 or more, 0.01% or more, 0.1 or more, 0.22 or more, 0.23 or more, 0.25 or more, 1 or more, 3 or more, 5 or more, and particularly preferably 7 or more.
  • P2O5 and TiO2 are components that lower the linear thermal expansion coefficient, with P2O5 contributing to an increase in the viscosity of the glass and TiO2 contributing to a decrease in the viscosity of the glass.
  • Al2O3 is a component that forms the skeleton of the glass and can contribute to a decrease in the linear expansion coefficient of the glass, but if its content is too high relative to the contents of P2O5 and TiO2 , it will lower the viscosity of the glass and increase the liquidus temperature, thereby reducing productivity.
  • the lower limit of ( P2O5 ⁇ TiO2 )/( Al2O3 + P2O5 ) is preferably more than 0, and is preferably 0.000001 or more, 0.0000013 or more, 0.0000016 or more, 0.00001 or more, 0.0001 or more, 0.001 or more, 0.01 or more, 0.1 or more, particularly preferably 0.15 or more.
  • the upper limit of (P 2 O 5 ⁇ TiO 2 )/(Al 2 O 3 +P 2 O 5 ) is preferably 10 or less, more preferably 5 or less, 4 or less, 3 or less, 2 or less, or 1 or less, particularly preferably 0.5 or less.
  • Fe 2 O 3 When contained in an appropriate amount, Fe 2 O 3 is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a component that releases oxygen-based gases through oxidation-reduction reactions and can contribute to the clarification of glass. It is also a component that colorizes glass by absorbing light of various wavelengths and can also contribute to phase separation of glass. If the Fe 2 O 3 content is too high, the glass is more likely to be colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance. Furthermore, devitrification containing Fe precipitates, which increases the production load.
  • the upper limit of the Fe 2 O 3 content is preferably 20% or less, more preferably 15% or less, 10% or less, 5% or less, 1% or less, 0.5% or less, and particularly preferably 0.1% or less.
  • the lower limit of the Fe 2 O 3 content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, 0.005% or more, particularly preferably 0.01% or more.
  • Lm 2 O 3 (Lm is at least one selected from La, Y, and Lu) does not itself become a luminescence center in the glass, but has the effect of suppressing the aggregation of other rare earth elements that become luminescence centers in the glass. If the Lm 2 O 3 content is too high, the glass is likely to devitrify and lose its translucency due to crystallization. Therefore, the upper limit of the Lm 2 O 3 content is preferably 10% or less, and is preferably 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less.
  • the lower limit of the Lm 2 O 3 content is not particularly limited, but is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, 0.005% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • La2O3 is a component that prevents concentration quenching in the glass of the present invention. If the La2O3 content is too high, the glass is prone to devitrification and loss of translucency due to crystallization. Therefore, the upper limit of the La2O3 content is preferably 10% or less, and more preferably 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less. On the other hand, the lower limit of the La2O3 content is not particularly limited, but is preferably more than 0%, and more preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, 0.005% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • Y 2 O 3 is a component that prevents concentration quenching. If the Y 2 O 3 content is too high, the glass is prone to devitrification and to loss of translucency due to crystallization. Therefore, the upper limit of the Y 2 O 3 content is preferably 10% or less, and more preferably 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, 6.0% or less, 5.5% or less, 5.0% or less, 4.5% or less, 4.0% or less, 3.5% or less, 3.0% or less, 2.5% or less, 2.0% or less, 1.5% or less, 1.0% or less, and particularly preferably 0.5% or less. On the other hand, the lower limit of the Y 2 O 3 content is not particularly limited, but is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, 0.005% or more, particularly preferably 0.01% or more.
  • Lu2O3 is a component that prevents concentration quenching in the glass of the present invention. If the Lu2O3 content is too high, the glass is prone to devitrification and loss of translucency due to crystallization. Therefore, the upper limit of the Lu2O3 content is preferably 10% or less, and more preferably 9.5% or less, 9% or less, 8.5% or less, 8% or less, 7.5% or less, 7.0% or less, 6.5% or less, and particularly preferably 6.0% or less. On the other hand, the lower limit of the Lu2O3 content is not particularly limited, but is preferably more than 0%, and more preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, 0.005% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • Na 2 O is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a component that adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass and can be involved in phase separation of glass. If the Na 2 O content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt is likely to decrease. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, making the glass surface more susceptible to deterioration. As a result, the surface irregularities deteriorate, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the Na 2 O content is preferably 15% or less, and more preferably 10% or less, 7% or less, 5% or less, 4.5% or less, 4% or less, 3.5% or less, 3% or less, 2.5% or less, 2% or less, 1% or less, 0.7% or less, 0.4% or less, 0.1% or less, and particularly preferably 0.05% or less.
  • Na 2 O is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove Na 2 O tends to make the raw material batch expensive and increase the production cost.
  • the lower limit of the Na 2 O content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.0003% or more, 0.0005% or more, 0.001% or more, 0.002% or more, 0.004% or more, 0.006% or more, 0.008% or more, particularly preferably 0.01% or more.
  • K 2 O is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a component that adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass and can be involved in phase separation of glass. If the K 2 O content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt is likely to decrease. Furthermore, the chemical durability of the glass is reduced, and the glass surface is likely to be altered.
  • the upper limit of the K 2 O content is preferably 15% or less, and more preferably 10% or less, 7% or less, 5% or less, 4.5% or less, 4% or less, 3.5% or less, 3% or less, 2.5% or less, 2% or less, 1% or less, 0.7% or less, 0.4% or less, 0.1% or less, and particularly preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of the K 2 O content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.0003% or more, 0.0005% or more, particularly preferably 0.001% or more.
  • Li 2 O, Na 2 O, and K 2 O are components that each reduce the viscosity of glass and improve the meltability and formability of glass. They are also components that can be involved in phase separation of glass. If the content of Li 2 O + Na 2 O + K 2 O (the total content of Li 2 O, Na 2 O, and K 2 O) is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt is likely to decrease. In addition, the chemical durability of the glass is reduced, and the glass surface is likely to be altered.
  • the upper limit of Li 2 O + Na 2 O + K 2 O is preferably 15% or less, and is preferably 10% or less, 7% or less, 5% or less, 4.5% or less, 4% or less, 3.5% or less, 3% or less, 2.9% or less, 2.8% or less, 2.7% or less, 2.6% or less, 2.5% or less, 2.4% or less, 2.3% or less, 2.2% or less, 2.1% or less, 2% or less, 1.9% or less, 1.8% or less, 1.7% or less, 1.6% or less, 1.5% or less, 1.4% or less, 1.3% or less, 1.2% or less, 1.1% or less, 1% or less, 0.9% or less, 0.8% or less, 0.7% or less, 0.6% or less, 0.5% or less, 0.4% or less, 0.3% or less, 0.2% or less, 0.1% or less, and particularly preferably 0.05% or less.
  • the lower limit of Li 2 O + Na 2 O + K 2 O is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, particularly preferably 0.01% or more.
  • MgO is a component that reduces the viscosity of glass, improving its meltability and formability. It also reduces the linear thermal expansion coefficient of glass and adjusts its refractive index. It can also be involved in phase separation in glass. If the MgO content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, and the glass surface becomes more susceptible to deterioration. Therefore, the upper limit of the MgO content is preferably 40% or less, and more preferably 30% or less, 20% or less, 18% or less, 16% or less, 14% or less, and particularly 12% or less.
  • the lower limit of the MgO content is preferably greater than 0%, and more preferably 1% or more, 2% or more, 3% or more, and particularly 4% or more. Furthermore, because MgO is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove MgO tends to increase the cost of the raw material batch and manufacturing costs. Therefore, in order to prevent increases in manufacturing costs, the lower limit of the MgO content is preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • CaO is a component that reduces the viscosity of glass, improving its meltability and formability. It also adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass. It can also be involved in glass phase separation. If the CaO content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt tends to decrease. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, making the glass surface more susceptible to deterioration. Therefore, the upper limit of the CaO content is preferably 30% or less, and more preferably 20% or less, 18% or less, 16% or less, 14% or less, and particularly 12% or less.
  • the lower limit of the CaO content is preferably greater than 0%, and more preferably 1% or more, 2% or more, 3% or more, and particularly 4% or more. Furthermore, because CaO is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove CaO tends to increase the cost of the raw material batch and manufacturing costs. Therefore, in order to prevent increases in manufacturing costs, the lower limit of the CaO content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • SrO is a component that reduces the viscosity of glass and improves its meltability and formability. It also adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass. It can also be involved in phase separation in glass. If the SrO content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt tends to decrease. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, and the glass surface tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the SrO content is preferably 30% or less, and more preferably 20% or less, 18% or less, 16% or less, 14% or less, and particularly 12% or less.
  • the lower limit of the SrO content is preferably greater than 0%, and more preferably 1% or more, 2% or more, 3% or more, and particularly 4% or more. Furthermore, because SrO is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove SrO tends to increase the cost of the raw material batch and manufacturing costs. Therefore, in order to prevent increases in manufacturing costs, the lower limit of the SrO content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • BaO is a component that reduces the viscosity of glass, improving its meltability and formability. It also adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass. It can also be involved in glass phase separation. If the BaO content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the meltability of the glass tends to decrease. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, and the glass surface tends to deteriorate. Therefore, the upper limit of the BaO content is preferably 30% or less, and more preferably 20% or less, 18% or less, 16% or less, 14% or less, and particularly 12% or less.
  • the lower limit of the BaO content is preferably greater than 0%, and more preferably 1% or more, 2% or more, 3% or more, and particularly 4% or more. Furthermore, because BaO is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove BaO tends to increase the cost of the raw material batch and manufacturing costs. Therefore, in order to prevent increases in manufacturing costs, the lower limit of the BaO content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more, and particularly preferably 0.01% or more.
  • MgO, CaO, SrO, and BaO are components that each reduce the viscosity of glass, improving its meltability and formability.
  • MgO, CaO, SrO, and BaO are also components that increase the linear expansion coefficient of glass, and if their content is too high, it can be difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, and the glass surface tends to become more susceptible to deterioration.
  • the upper limit of MgO+CaO+SrO+BaO (the total content of MgO, CaO, SrO, and BaO) is preferably 40% or less, and more preferably 30% or less, 20% or less, 18% or less, 16% or less, 14% or less, 12% or less, 11% or less, 10% or less, 9% or less, 8% or less, 7% or less, 6% or less, 5% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, 1% or less, 0.9% or less, 0.8% or less, 0.7% or less, 0.6% or less, 0.5% or less, 0.4% or less, 0.3% or less, 0.2% or less, and particularly preferably 0.1% or less.
  • the lower limit of MgO+CaO+SrO+BaO is preferably 0.1% or more, and more preferably 1% or more, 2% or more, 3% or more, and particularly preferably 4% or more.
  • the lower limit of the MgO + CaO + SrO + BaO content is preferably greater than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.0003% or more, 0.0004% or more, and particularly preferably 0.0005% or more.
  • MgO, CaO, SrO, and BaO are components that reduce the viscosity of glass and improve its meltability and formability.
  • P2O5 is a component that significantly contributes to reducing the expansion of glass, and also increases the viscosity and phase separation of glass. If the molar ratio (MgO + CaO + SrO + BaO)/ P2O5 (the total content in mol% of MgO, CaO, SrO, and BaO divided by the content in mol% of P2O5 ) is too large , the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore , the homogeneity of the glass melt is likely to decrease.
  • the upper limit of (MgO+CaO+SrO+BaO)/ P2O5 is preferably 88,000 or less, more preferably 10,000 or less, 100 or less, 20 or less, 15 or less, 10 or less, 5 or less, 4.0 or less, 3.8 or less, 3.6 or less, 1 or less, particularly preferably 0.1 or less.
  • ZnO is a component that reduces the viscosity of glass, improving its meltability and formability. It is also a component that adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass. It is also a component that can contribute to glass phase separation. If the ZnO content is too high, glass phase separation becomes more likely. This can lead to a decrease in the homogeneity of the glass melt and a tendency for the glass to become unintentionally cloudy. Therefore, the upper limit of the ZnO content is preferably 20% or less, and more preferably 18% or less, 17% or less, 15% or less, 14% or less, 13% or less, 12.5% or less, 11% or less, and particularly preferably 10% or less.
  • the upper limit of the ZnO content is preferably 3% or less, and more preferably 2% or less, 1% or less, 0.5% or less, and particularly preferably none.
  • the lower limit of the ZnO content is preferably greater than 0%, and more preferably 0.5% or more, and particularly preferably 1% or more.
  • SnO2 is a component that acts as a clarifier. It is also a component that adjusts the linear thermal expansion coefficient and refractive index of glass. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the SnO2 content is too high, the linear thermal expansion coefficient becomes too high, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, devitrification containing Sn precipitates, which increases the manufacturing load. Furthermore, the homogeneity of the glass melt is likely to decrease. Furthermore, the chemical durability of the glass decreases, making the glass surface more susceptible to deterioration. As a result, the surface irregularities deteriorate, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the SnO2 content is preferably 20% or less.
  • the lower limit of the SnO2 content is preferably greater than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.001% or more, 0.005% or more, 0.01% or more, 0.03% or more, 0.05% or more, and particularly 0.1% or more.
  • ZrO2 is a component that improves the Young's modulus and rigidity modulus of glass. It is also a component for adjusting the linear thermal expansion coefficient and refractive index. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the ZrO2 content is too high, devitrification increases, making it difficult to obtain glass with excellent heat resistance and thermal shock resistance. Furthermore, the homogeneity of the glass melt decreases, making it difficult to melt, the viscosity increases, making it difficult to clarify, and the glass is difficult to mold, making it prone to reduced productivity. Therefore, the upper limit of the ZrO2 content is preferably 20% or less, more preferably 18% or less, 16% or less, 14% or less, and particularly preferably 12% or less.
  • the lower limit of the ZrO2 content is preferably more than 0%, and is preferably 0.0001% or more, 0.0002% or more, 0.0003% or more, 0.0004% or more, 0.0005% or more, 0.0006% or more, 0.0007% or more, 0.0008% or more, 0.0009% or more, 0.001% or more, 0.002% or more, 0.003% or more, 0.004% or more, 0.005% or more, 0.006% or more, 0.007% or more, 0.008% or more, 0.009% or more, 0.01% or more, 0.1% or more, 0.2% or more, particularly 0.3% or more.
  • the lower limit of the ZrO 2 content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more, particularly preferably 0.01% or more.
  • HfO2 is a component that improves the Young's modulus and rigidity modulus of glass, and also reduces the viscosity of glass, improving the meltability and formability of glass. It is also a component that can be involved in glass phase separation. It is preferable to control the HfO2 content depending on the application of the glass of the present invention and design it to obtain the desired mechanical strength. If the HfO2 content is too high, the mechanical strength of the glass becomes too high, making processing difficult and making it difficult to obtain glass with the desired surface condition and therefore the desired high transmittance. Furthermore, since HfO2 is an expensive raw material, it leads to increased manufacturing costs.
  • the upper limit of the HfO2 content is preferably 10% or less, and more preferably 9% or less, 8% or less, 7% or less, 6% or less, 5% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, 1% or less, 0.5% or less, 0.4% or less, 0.3% or less, and particularly 0.2% or less.
  • the lower limit of the HfO2 content is not particularly limited, but HfO2 is a component that can be mixed in from the raw materials used, and the amount of HfO2 mixed in varies depending on the raw material composition. Therefore, the lower limit of the HfO2 content is preferably 0.0001% or more, 0.0003% or more, and particularly preferably 0.0005% or more.
  • Pt is a component that can be mixed into glass in the form of ions, colloids, metal, etc., and causes a yellow to brown coloration. It is also a component that can contribute to phase separation in glass. If the Pt content is too high, devitrification containing Pt will precipitate, which can increase the manufacturing load. Therefore, the upper limit of the Pt content is preferably 0.05% or less, and is preferably 0.001% or less, 0.0005% or less, 0.0001% or less, 0.00005% or less, 0.00001% or less, and particularly preferably 0.000005% or less. On the other hand, while there is no particular lower limit for the Pt content, when using general melting equipment, the use of Pt components may be necessary to obtain homogeneous glass.
  • the lower limit of the Pt content is preferably greater than 0%, and is preferably 0.0000001% or more, and particularly preferably 0.0000005% or more, provided that it does not adversely affect coloration.
  • Rh is a component that can be mixed into glass in the form of ions, colloids, metal, etc., and causes a yellow to brown coloration. It is also a component that can contribute to phase separation in glass. If the Rh content is too high, devitrification containing Rh will precipitate, which can increase the production load. Therefore, the upper limit of the Rh content is preferably 0.05% or less, and is preferably 0.001% or less, 0.0005% or less, 0.0001% or less, 0.00005% or less, 0.00001% or less, and particularly preferably 0.000005% or less. There is no particular lower limit for the Rh content, but when using general melting equipment, it may be necessary to use Rh components to obtain homogeneous glass.
  • the lower limit of the Rh content is preferably greater than 0%, and is preferably 0.0000001% or more, and particularly preferably 0.0000005% or more, provided that it does not adversely affect coloration.
  • the upper limit of Pt + Rh (total content of Pt and Rh) is preferably 0.01% or less, and is preferably 0.005% or less, 0.001% or less, 0.0005% or less, 0.0001% or less, 0.00005% or less, 0.00001% or less, and particularly preferably 0.000005% or less. While there are no particular restrictions on the lower limit of Pt + Rh, when using general melting equipment, the use of Pt and Rh components may be necessary to obtain homogeneous glass. Therefore, attempting to completely remove Pt and Rh tends to increase manufacturing costs. Therefore, in order to prevent increases in manufacturing costs, provided that there is no adverse effect on coloration, the lower limit of Pt + Rh is preferably greater than 0%, and is preferably 0.0000001% or more, and particularly preferably 0.0000005% or more.
  • V2O5 is a component that, when contained in an appropriate amount, reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It also absorbs light of various wavelengths and is a coloring component of glass. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the V2O5 content is too high, the meltability of glass tends to decrease. Furthermore, the glass tends to be colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the V2O5 content is preferably 20,000 ppm or less, more preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • V2O5 is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove V2O5 tends to make the raw material batch expensive and increase production costs.
  • the lower limit of the V2O5 content is preferably more than 0 ppm, and is preferably 1 ppm or more, 2 ppm or more, and particularly preferably 3 ppm or more.
  • the V2O5 content may be controlled to adjust the transmittance depending on the application of the glass of the present invention.
  • Cr2O3 is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a glass coloring component that absorbs light of various wavelengths. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the Cr2O3 content is too high, the glass is more likely to be colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the Cr2O3 content is preferably 20,000 ppm or less, more preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • devitrification containing Cr precipitates, which tends to increase the production load.
  • the content of Cr 2 O 3 may be controlled to adjust the transmittance.
  • Cr2O3 and V2O5 are components that , when contained in appropriate amounts, reduce the viscosity of the glass and improve the meltability and formability of the glass. If the content of Cr2O3 + V2O5 (the total content of Cr2O3 and V2O5 ) is too high, the meltability of the glass tends to decrease, so the upper limit of Cr2O3 + V2O5 is preferably 200,000 ppm or less, more preferably 100,000 ppm or less, 50,000 ppm or less, 30,000 ppm or less, 20,000 ppm or less, and particularly preferably 10,000 ppm or less.
  • MoO3 is a component that reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a glass coloring component that absorbs light of various wavelengths. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the MoO3 content is too high, the glass is more likely to be colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance. In addition, devitrification containing Mo precipitates, which increases the manufacturing load.
  • the upper limit of the MoO3 content is preferably 20,000 ppm or less, more preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • the content of MoO3 may be controlled to adjust the transmittance.
  • MnO2 is a component that, when incorporated in an appropriate amount, reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It also absorbs light of various wavelengths and is a coloring component of glass. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the MnO2 content is too high, the meltability of glass tends to decrease. Furthermore, the glass tends to become colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the MnO2 content is preferably 20,000 ppm or less, more preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • MnO2 is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove MnO2 tends to make the raw material batch expensive and increase production costs.
  • the lower limit of the MnO2 content is preferably more than 0 ppm, and is preferably 1 ppm or more, 2 ppm or more, and particularly preferably 3 ppm or more. Note that the MnO2 content may be controlled to adjust the transmittance depending on the application of the glass of the present invention.
  • CoO is a component that, when contained in an appropriate amount, reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a coloring component of glass that absorbs light of various wavelengths. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the CoO content is too high, the meltability of glass is likely to decrease. In addition, the glass is likely to become colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the CoO content is preferably 20,000 ppm or less, and is preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • CoO is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove CoO tends to make the raw material batch expensive and increase production costs.
  • the lower limit of the CoO content is preferably more than 0 ppm, and more preferably 1 ppm or more, 2 ppm or more, and particularly preferably 3 ppm or more.
  • the CoO content may be controlled to adjust the transmittance depending on the application of the glass of the present invention.
  • CuO is a component that, when contained in an appropriate amount, reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a coloring component of glass that absorbs light of various wavelengths. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the CuO content is too high, the meltability of glass is likely to decrease. In addition, the glass is more likely to become colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the CuO content is preferably 20,000 ppm or less, and is preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • CuO is easily mixed in as an impurity, attempting to completely remove CuO tends to make the raw material batch expensive and increase manufacturing costs.
  • the lower limit of the CuO content is preferably greater than 0 ppm, and more preferably 1 ppm or more, 2 ppm or more, and particularly preferably 3 ppm or more.
  • the CuO content may be controlled to adjust the transmittance depending on the application of the glass of the present invention.
  • WO3 is a component that, when incorporated in an appropriate amount, reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of the glass. It also absorbs light of various wavelengths and serves as a coloring component for glass. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the WO3 content is too high, the glass becomes more likely to be colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the WO3 content is preferably 20,000 ppm or less, more preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • the WO3 content may be controlled to adjust the transmittance depending on the application of the glass of the present invention.
  • NiO is a component that, when incorporated in an appropriate amount, reduces the viscosity of glass and improves the meltability and formability of glass. It is also a coloring component of glass that absorbs light of various wavelengths. It is also a component that can be involved in phase separation of glass. If the NiO content is too high, the meltability of glass is likely to decrease. In addition, the glass is more likely to become colored, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the NiO content is preferably 20,000 ppm or less, and is preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, and particularly preferably 50 ppm or less.
  • NiO is easily mixed in from SUS components and the like during the manufacturing process, attempting to completely remove NiO tends to increase the cost of the raw material batch and manufacturing costs.
  • the lower limit of the NiO content is preferably more than 0 ppm, and is preferably 1 ppm or more, 2 ppm or more, and particularly preferably 3 ppm or more.
  • the NiO content may be controlled to adjust the transmittance depending on the application of the glass of the present invention.
  • the upper limit of Sb2O3 + As2O3 (the total content in mol % of Sb2O3 and As2O3 ) is preferably 20,000 ppm or less, and more preferably 10,000 ppm or less, 7,000 ppm or less, 6,000 ppm or less, 5,000 ppm or less, 4,000 ppm or less, 3,000 ppm or less, 2,000 ppm or less, 1,000 ppm or less, 500 ppm or less, 300 ppm or less, 100 ppm or less, 10 ppm or less, 5 ppm or less, 1 ppm or less, and particularly preferably less than 1 ppm.
  • the glass of the present invention may further contain, in addition to the above components, SO3 , Cl2, Ta2O5 , Nb2O5 , RfO2 , etc. in a total content of up to 10% only if the chemical durability, desired transmittance, heat resistance, thermal shock resistance, etc. of the glass can be obtained.
  • SO3 SO3 , Cl2, Ta2O5 , Nb2O5 , RfO2 , etc.
  • the total content of these components is preferably 5% or less, and is preferably 4% or less, 3% or less, 2% or less, 1% or less, 0.5% or less, 0.4% or less, 0.3% or less, 0.2% or less, 0.1% or less, 0.05% or less, 0.049% or less, 0.048% or less, 0.047% or less, 0.046% or less, and particularly 0.045% or less.
  • the glass of the present invention may further contain, in addition to the above components, trace components such as H 2 , CO 2 , CO, H 2 O, He, Ne, Ar, and N 2 , each in an amount of up to 0.1%, provided that the desired chemical durability, transmittance, heat resistance, thermal shock resistance, etc. of the glass can be obtained.
  • trace components such as H 2 , CO 2 , CO, H 2 O, He, Ne, Ar, and N 2 , each in an amount of up to 0.1%, provided that the desired chemical durability, transmittance, heat resistance, thermal shock resistance, etc. of the glass can be obtained.
  • the above components may be contained in amounts of 1% or less, 0.5% or less, 0.3% or less, or 0.1% or less, respectively. If no such purpose is desired, 500 ppm or less is preferred, with 300 ppm or less, 100 ppm or less, and especially 10 ppm or less being preferred.
  • the glass of the present invention may be glass-ceramics.
  • the content ranges of each component are the same as those described above.
  • crystal species in glass-ceramics include Al2SiO5 and ZrO2 .
  • the glass of the present invention having the above composition is more likely to achieve a low linear expansion coefficient, excellent laser oscillation characteristics, and excellent laser amplification characteristics.
  • the glass of the present invention is glass-ceramic, having the above composition makes it easier to achieve a low linear expansion coefficient, excellent laser oscillation characteristics, and laser amplification characteristics.
  • the upper limit of the density is preferably 3.50 g/cm or less, more preferably 3.40 g/cm or less, 3.35 g/cm or less, 3.30 g/cm or less, and particularly preferably 3.25 g/cm or less. If the density is too low, the gas permeability of the glass increases, and there is a risk of the glass being contaminated during long-term storage.
  • the lower limit of the density is preferably 2.20 g/cm or more, more preferably 2.30 g/cm or more, 2.40 g/cm or more, 2.50 g/cm or more, and particularly preferably 2.55 g/cm or more. If the density is too high, the weight per unit area increases, making handling difficult.
  • the upper limit of the linear thermal expansion coefficient at 30 to 380°C is preferably 60 ⁇ 10 -7 /°C or less, 56 ⁇ 10 -7 /°C or less, 52 ⁇ 10 -7 /°C or less, 48 ⁇ 10 -7 /°C or less, 44 ⁇ 10 -7 /°C or less, 40 ⁇ 10 -7 /°C or less, 36 ⁇ 10 -7 /°C or less, 34 ⁇ 10 -7 /°C or less, 32 ⁇ 10 -7 /°C or less, 29.5 ⁇ 10 -7 /°C or less, 27.5 ⁇ 10 -7 /°C or less, 25.5 ⁇ 10 -7 /°C or less, 23.5 ⁇ 10 -7 /°C or less, 23.0 ⁇ 10 -7 /°C or less, 22.5 ⁇ 10 -7 /°C or less, particularly 22.0 ⁇ 10 -7 /°C or less.
  • the linear thermal expansion coefficient is too high, the heat resistance and thermal shock resistance will be low, making it difficult to use when the glass is exposed to high temperatures. In addition, it will be difficult to apply to applications requiring positional stability. In particular, when use in laser medium applications is expected, a low linear thermal expansion coefficient is preferable to avoid breakage due to heat or strain. On the other hand, there is no particular lower limit for the linear thermal expansion coefficient, but in reality, the linear thermal expansion coefficient at 30 to 380°C is -70 ⁇ 10 -7 /°C or more.
  • the temperature at which the slope of the thermal expansion curve of the glass changes is considered to be the glass transition point (glass transition temperature).
  • the upper limit of the glass transition point is preferably 670°C or higher, and is preferably 672°C or higher, 674°C or higher, 676°C or higher, 678°C or higher, 680°C or higher, 682°C or higher, 684°C or higher, 686°C or higher, 688°C or higher, and particularly preferably 690°C or higher. If the glass transition point is too low, the glass will flow too much, making it difficult to mold into the desired shape. Furthermore, if the glass transition point is too low, the glass will be prone to deformation when used at high temperatures.
  • the temperature at which the slope of the thermal expansion curve of the glass changes at temperatures above the glass transition point is considered to be the yield point.
  • the upper limit of the yield point is preferably 730°C or higher, and more preferably 732°C or higher, 734°C or higher, 738°C or higher, 742°C or higher, 744°C or higher, 746°C or higher, 748°C or higher, and particularly preferably 750°C or higher. If the yield point is too low, the glass will flow too much, making it difficult to mold into the desired shape. In addition, the glass will be prone to deformation when used at high temperatures.
  • the lower limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 1200 nm is preferably 0.1% or more, and is preferably 1% or more, 5% or more, 10% or more, 20% or more, 30% or more, 40% or more, 50% or more, 60% or more, 70% or more, 80% or more, 81% or more, 83% or more, 85% or more, 86% or more, 87% or more, and particularly 88% or more.
  • the upper limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 1200 nm is preferably 50% or less, and is preferably 40% or less, 30% or less, 20% or less, 10% or less, 8% or less, 6% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, and particularly 1% or less.
  • suitable transmittances are not limited to the specific numerical ranges described above.
  • the lower limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 800 nm is preferably 0.1% or more, and is preferably 1% or more, 5% or more, 10% or more, 20% or more, 30% or more, 40% or more, 50% or more, 60% or more, 70% or more, 80% or more, 82% or more, 84% or more, 85% or more, 86% or more, 87% or more, and particularly 88% or more.
  • the upper limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 800 nm is preferably 50% or less, and is preferably 40% or less, 30% or less, 20% or less, 10% or less, 8% or less, 6% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, and particularly 1% or less.
  • suitable transmittances are not limited to the specific numerical ranges described above.
  • the lower limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 555 nm is preferably 0.1% or more, and is preferably 1% or more, 5% or more, 10% or more, 20% or more, 30% or more, 40% or more, 50% or more, 60% or more, 70% or more, 80% or more, 82% or more, 84% or more, 85% or more, 86% or more, 87% or more, and particularly 88% or more.
  • the upper limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 555 nm is preferably 50% or less, and is preferably 40% or less, 30% or less, 20% or less, 10% or less, 8% or less, 6% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, and particularly 1% or less.
  • suitable transmittances are not limited to the specific numerical ranges described above.
  • the lower limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 380 nm is preferably 0.1% or more, and is preferably 1% or more, 5% or more, 10% or more, 20% or more, 30% or more, 36% or more, 40% or more, 50% or more, 60% or more, 70% or more, 80% or more, 82% or more, 83% or more, and particularly 84% or more. If the transmittance at a wavelength of 380 nm is too low, the glass will be yellowed, making it difficult to achieve the desired colorless transparency.
  • the upper limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 380 nm is preferably 50% or less, and is preferably 40% or less, 30% or less, 20% or less, 10% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, and particularly 1% or less.
  • suitable transmittances are not limited to the specific numerical ranges described above.
  • the lower limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 300 nm is preferably 0.1% or more, and is preferably 1% or more, 5% or more, 10% or more, 20% or more, 24% or more, 28% or more, 30% or more, 40% or more, 43% or more, 44% or more, and particularly 45% or more.
  • the upper limit of the transmittance at a thickness of 1 mm and a wavelength of 300 nm is preferably 50% or less, and is preferably 40% or less, 30% or less, 20% or less, 10% or less, 5% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, and particularly 1% or less.
  • suitable transmittances are not limited to the specific numerical ranges described above.
  • the glass of the present invention preferably has a haze at a thickness of 1 mm of 5% or less, 4% or less, 3% or less, 2% or less, 1% or less, 0.5% or less, 0.3% or less, 0.2% or less, 0.1% or less, 0.05% or less, 0.01% or less, 0.005%, and particularly 0.001% or less.
  • Haze can be measured in accordance with JIS K7136 using a haze meter (NDH 8000SP manufactured by Nippon Denshoku Industries Co., Ltd.) or the like.
  • the upper limit of the diameter of the end face 11 is preferably 100 mm or less, and is preferably 80 mm or less, 60 mm or less, 40 mm or less, 30 mm or less, 20 mm or less, and particularly preferably 10 mm or less.
  • the diameter of the end face 11 is equal to or less than the above upper limit, it is easy to form a homogeneous glass and improve yield.
  • the lower limit of the diameter of the end face 11 is preferably 0.1 mm or more, and is preferably 0.5 mm or more, 1 mm or more, 3 mm or more, and particularly preferably 5 mm or more.
  • the glass of the present invention can be used as a laser medium for oscillating a large-diameter laser. Furthermore, the laser excitation density can be reduced, making it easier to avoid damage to the laser medium. While the figure shows a cylindrical shape for convenience, the shape is not limited thereto, and shapes such as an approximately cylindrical, approximately elliptical cylinder, or approximately rectangular parallelepiped are also acceptable.
  • the schematic diagrams of the approximately cylindrical and elliptical cylindrical shapes are the same as those in Figure 1.
  • the schematic diagram of the approximately rectangular parallelepiped shape is shown in Figure 2. In either case, the circle-equivalent diameter is considered to be the above-mentioned diameter value.
  • the upper limit of the length of the glass of the present invention is preferably 400 mm or less, and more preferably 350 mm or less, 300 mm or less, 250 mm or less, 200 mm or less, 150 mm or less, and particularly preferably 100 mm or less.
  • the glass length is below the above upper limit, it is easier to form homogeneous glass and improve yield. Furthermore, when used in laser applications, it is easier to ignore the effects of thermal expansion.
  • the lower limit of the glass length is preferably 1 mm or more, and more preferably 5 mm or more, 10 mm or more, 30 mm or more, and particularly 50 mm or more.
  • the glass length is above the above lower limit, it is easier to improve cooling efficiency when used in laser applications, and it is easier to extend the period over which the glass can be used. Furthermore, since the laser optical path length can be longer, it is easier to generate high-output laser power.
  • the upper limit of the arithmetic mean roughness (Ra) of the end face 11 is preferably 200.00 nm or less, and is preferably 100.00 nm or less, 50.00 nm or less, 25.00 nm or less, 10.00 nm or less, 5.00 nm or less, 4.00 nm or less, 3.00 nm or less, 2.00 nm or less, and particularly preferably 1.00 nm or less.
  • the arithmetic mean roughness of the end face 11 is below the above upper limit, incident light is less likely to be scattered, and the amount of incident light that enters the glass increases, making it easier to improve the emission intensity.
  • the lower limit of the arithmetic mean roughness of the end face 11 is preferably 0.01 nm or more, and is preferably 0.05 nm or more, and particularly preferably 0.10 nm or more. When the arithmetic mean roughness of the end face 11 is above the above lower limit, it is easier to reduce manufacturing costs.
  • the upper limit of the arithmetic mean roughness (Ra) of the side surface 12 is preferably 200.00 nm or less, and is preferably 100.00 nm or less, 50.00 nm or less, 10.00 nm or less, 5.00 nm or less, 1.00 nm or less, and particularly preferably 0.50 nm or less. If the arithmetic mean roughness of the side surface 12 is below the above upper limit, excitation light incident from the side surface 12 is less likely to be attenuated. Furthermore, when total reflection of laser light at the side surface 12 is utilized inside the laser medium, the amount of laser light leaking outside the laser medium during total reflection can be suppressed, making it easier to obtain high-output laser light.
  • the lower limit of the arithmetic mean roughness of the side surface 12 is preferably 0.01 nm or more, and is preferably 0.05 nm or more, and particularly preferably 0.10 nm or more. If the arithmetic mean roughness of the side surface 12 is above the above lower limit, manufacturing costs are more likely to be reduced.
  • the upper limit of the arithmetic mean roughness (Ra) of its edge surface is preferably 100 nm or less, and is preferably 50 nm or less, 25 nm or less, 15 nm or less, 10 nm or less, 9 nm or less, 8 nm or less, 7 nm or less, 6 nm or less, 5 nm or less, 4 nm or less, 3 nm or less, 2 nm or less, and particularly preferably 1 nm or less.
  • the arithmetic mean roughness of the edge surface is too large, it becomes difficult for light to enter the glass from the edge surface of the glass and for light to exit from the inside of the glass to the outside of the glass, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance. In addition, the glass becomes more susceptible to breakage. On the other hand, if the arithmetic mean roughness of the edge surface is too small, when attempting to physically support the glass at the edge surface of the glass, the contact area between the glass and the support becomes small, reducing frictional resistance and potentially making it difficult to securely support the glass.
  • the lower limit of the arithmetic mean roughness of the end face of the glass of the present invention is preferably 0.00001 nm or more, and more preferably 0.0001 nm or more, 0.001 nm or more, 0.01 nm or more, or 0.1 nm or more.
  • the upper limit of the waviness of the glass of the present invention is preferably 10 ⁇ m or less, and is preferably 5 ⁇ m or less, 4 ⁇ m or less, 3 ⁇ m or less, 2 ⁇ m or less, 1 ⁇ m or less, 0.8 ⁇ m or less, 0.7 ⁇ m or less, 0.6 ⁇ m or less, 0.5 ⁇ m or less, 0.4 ⁇ m or less, 0.3 ⁇ m or less, 0.2 ⁇ m or less, 0.1 ⁇ m or less, 0.08 ⁇ m or less, 0.05 ⁇ m or less, 0.03 ⁇ m or less, 0.02 ⁇ m or less, and particularly preferably 0.01 ⁇ m or less.
  • the waviness is too large, a distribution is likely to occur in the angle of incidence of light incident on the glass surface at a specific position, the amount of light scattering on the glass surface increases on average, and it becomes difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the lower limit of the waviness there is no particular restriction on the lower limit of the waviness, but in reality it is 0.01 nm or more.
  • the upper limit of the thickness of the glass of the present invention is preferably 30 mm or less, and is preferably 20 mm or less, 10 mm or less, 9 mm or less, 8 mm or less, 7 mm or less, 6 mm or less, 5 mm or less, and particularly preferably 4 mm or less. If the glass is too thick, the attenuation rate of light inside the glass increases, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the lower limit of the thickness of the glass of the present invention is preferably 0.1 mm or more, and is preferably 0.5 mm or more, and particularly preferably 1 mm or more. If the glass is too thin, sufficient laser amplification will not be possible. Furthermore, there is a concern that the glass may deform under its own weight when the area is large.
  • the upper limit of the difference between the maximum thickness and the minimum thickness of the glass of the present invention is preferably 50 ⁇ m or less, and is preferably 25 ⁇ m or less, 10 ⁇ m or less, 5 ⁇ m or less, 1 ⁇ m or less, 500 nm or less, 300 nm or less, 100 nm or less, 50 nm or less, 25 nm or less, 15 nm or less, 10 nm or less, 9 nm or less, 8 nm or less, 7 nm or less, 6 nm or less, 5 nm or less, 4 nm or less, 3 nm or less, 2 nm or less, and particularly preferably 1 nm or less. If the difference between the maximum thickness and the minimum thickness is too large, the angle of incidence of light entering from either the front or back surface will differ from the angle of emergence when it emerges from the other surface, which can lead to undesirable light scattering and a glaring appearance.
  • the arithmetic mean roughness (Ra) of the main surface and edge surface of the glass can be measured using a method that complies with JIS B0601:2001. Furthermore, waviness can be measured using a stylus-type surface profile measuring device, using a method that complies with SEMI STD D15-1296, "Method for measuring surface waviness of FPD glass substrates.” Thickness can be measured using common devices such as digital calipers or point-contact roughness gauges.
  • spinodal decomposition a phase separation pattern in which secondary and subsequent phases exist intertwined with the first phase, which has the largest volume fraction, and are continuously mixed
  • irregularities tend to form on the glass surface due to differences in the chemical durability of each phase.
  • annealing the glass of the present invention at a temperature above its glass transition point can cause separation into two or more distinct phases, and found that in many cases, this phase separation results in binodal decomposition (a phase separation pattern in which secondary and subsequent phases are scattered within the first phase, which has the largest volume fraction, and are mixed in spherical or other shapes).
  • the glass of the present invention may be composed of only a single glass phase, or may contain two or more phases.
  • the secondary and subsequent phases may be in a glassy, crystalline, gaseous, or liquid state.
  • the second and subsequent phases may be composed of metal oxides, metals, organic substances, etc., and there are no limitations on their composition.
  • the shapes of the second and subsequent phases are preferably sheet-like, granular, spherical, circular, elliptical, linear, etc., and may be any of these shapes alone or a combination of these shapes.
  • phase separation can be ascertained by measuring the surface shape using a scanning electron microscope (SEM) or atomic force microscope (AFM) after etching with a liquid such as hydrofluoric acid. It is also possible to confirm the chemical bonding state in the sample using FT-IR spectroscopy or Raman spectroscopy, and obtain information about phase separation non-destructively.
  • SEM scanning electron microscope
  • AFM atomic force microscope
  • the phase separation state described in this specification can be ascertained using methods readily conceivable by those skilled in the art.
  • the upper limit of the size of the second and subsequent phases is preferably 100 ⁇ m or less at the longest part, and is preferably 50 ⁇ m or less, 30 ⁇ m or less, 10 ⁇ m or less, 5 ⁇ m or less, 4 ⁇ m or less, 3 ⁇ m or less, 2 ⁇ m or less, 1 ⁇ m or less, 0.5 ⁇ m or less, 0.3 ⁇ m or less, 0.2 ⁇ m or less, and particularly preferably 0.1 ⁇ m or less. If the longest part of the second and subsequent phases is too long, the surface roughness of the glass will increase, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance. There is no particular lower limit on the size of the longest part of each of the second and subsequent phases, but in reality it is 0.01 nm or more.
  • the crystal system is preferably one of the following: hexagonal, trigonal, cubic, tetragonal, orthorhombic, or monoclinic.
  • the crystal system may also be triclinic, but in this case, birefringence is likely to occur within the crystal, resulting in light scattering and making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance. If the crystal system is triclinic, the composition of the first phase must be designed so that the difference in refractive index between the crystal and the first phase is small.
  • the glass of the present invention contains two or more phases, if the difference in refractive index between the first phase and the second or subsequent phases is large, light will be scattered at the boundaries between the phases, making it difficult to obtain a glass with the desired high transmittance.
  • the upper limit of the difference in refractive index between the phases is 1.5 or less at each of the typical wavelengths used in refractive index measurement: nd (587.6 nm), nC (656.3 nm), nF (486.1 nm), ne (546.1 nm), ng (435.8 nm), nh (404.7 nm), ni (365.0 nm), nF' (480.0 nm), n785 (785 nm), n1310 (1310 nm), and n1550 (1550 nm).
  • the refractive index is within 1.3, 1.1, 0.9, 0.7, 0.5, 0.3, 0.1, 0.09, 0.07, 0.05, 0.03, 0.01, 0.008, 0.006, 0.004, 0.002, 0.0009, 0.0007, 0.0005, 0.0003, 0.0002, and particularly preferably within 0.0001.
  • the refractive index of each phase can be measured according to the following procedure. First, the refractive index of the glass is measured, and the obtained value is designated n m . Next, at least one phase is removed by etching or the like to obtain sample A. A hydrofluoric acid solution or the like can be used for etching. The refractive index of sample A is measured, and the obtained value is designated n A.
  • the upper limit of the refractive index nd (587.6 nm) of the glass of the present invention is preferably 2.50 or less, and is preferably 2.40 or less, 2.20 or less, 2.00 or less, 1.80 or less, 1.70 or less, 1.60 or less, 1.58 or less, 1.55 or less, 1.54 or less, and particularly preferably 1.53 or less. If the refractive index of the glass is too high, light may be scattered at the surface or end face, making it difficult to obtain glass with the desired high transmittance.
  • the lower limit of the refractive index nd of the glass of the present invention is preferably 1.20 or more, and is preferably 1.25 or more, 1.30 or more, 1.35 or more, 1.38 or more, 1.40 or more, 1.42 or more, and particularly preferably 1.43 or more. If the refractive index is too low, the difference in refractive index between the glass of the present invention and air becomes small, making the glass of the present invention difficult to see and potentially making it difficult to handle during production.
  • the glass of the present invention preferably has an unpolished surface. While the theoretical strength of glass is inherently very high, it often breaks even at stresses far lower than the theoretical strength. This is because nano-scale defects known as Griffith flows occur on the glass surface during processes after glass molding, such as polishing. Therefore, leaving the surface of the glass of the present invention unpolished makes it less likely to lose its inherent mechanical strength and makes the glass less likely to break. Furthermore, the polishing process can be omitted, thereby reducing manufacturing costs. For example, when the glass of the present invention is in a plate form, leaving the entire effective surfaces of both main faces unpolished makes the glass even more resistant to breakage.
  • the glass of the present invention preferably has high water resistance, which is a typical chemical durability.
  • the upper limit of the amount of elution of Li 2 O, Na 2 O, and K 2 O is preferably 2 mg or less, and more preferably 1.8 mg or less, 1.6 mg or less, 1.4 mg or less, 1.2 mg or less, 1.0 mg or less, 0.8 mg or less, 0.6 mg or less, 0.4 mg or less, 0.2 mg or less, 0.1 mg or less, 0.005 mg or less, particularly 0.003 mg or less. If the water resistance is low, ion exchange between alkali metals and protons, etc. on the glass surface is likely to proceed, and the parts where ion exchange has progressed are likely to change in quality, and cracks, etc. are likely to occur.
  • the glass of the present invention may be subjected to chemical strengthening or the like.
  • the conditions for the chemical strengthening treatment may be appropriately selected, such as the treatment time and temperature, taking into consideration the glass composition, the volume fraction of each phase, the type of molten salt, and the like.
  • a glass composition containing a large amount of Na 2 O, which may be contained in the remaining glass phase may be selected to facilitate chemical strengthening.
  • the molten salt may contain monovalent cations such as Li, Na, and K, or divalent cations such as Mg, Ca, Sr, Ba, and Zn, either singly or in combination.
  • multi-stage chemical strengthening may also be selected.
  • molten salts examples include nitrates (potassium nitrate, sodium nitrate, lithium nitrate, etc.), carbonates (potassium carbonate, sodium carbonate, lithium carbonate, etc.), sulfates (potassium sulfate, sodium sulfate, lithium sulfate, etc.), chloride salts (potassium chloride, sodium chloride, lithium chloride, etc.), and combinations thereof.
  • nitrates potassium nitrate, sodium nitrate, lithium nitrate, etc.
  • carbonates potassium carbonate, sodium carbonate, lithium carbonate, etc.
  • sulfates potential sulfate, sodium sulfate, lithium sulfate, etc.
  • chloride salts potassium chloride, sodium chloride, lithium chloride, etc.
  • the ion exchange temperature is preferably 330 to 550°C, 350 to 500°C, particularly 390 to 450°C, and the ion exchange time is preferably 30 minutes to 12 hours, particularly 45 minutes to 10 hours. Note that the above strengthening conditions may be changed arbitrarily depending on the required application and strength, and the suitable conditions are not necessarily limited to those described above.
  • the lower limit of the compressive stress value (CS) of the glass is preferably 50 MPa or more, and more preferably 100 MPa or more, 150 MPa or more, 200 MPa or more, 230 MPa or more, 260 MPa or more, and particularly preferably 300 MPa or more. If the compressive stress value of the glass is too small, there is a risk that the Vickers hardness and bending strength will be low.
  • the lower limit of the depth of compressive stress (DOC) of the glass is preferably 10 ⁇ m or more, and more preferably 50 ⁇ m or more, 100 ⁇ m or more, 110 ⁇ m or more, and particularly preferably 120 ⁇ m or more. If the compressive stress depth of the glass is too small, there is a risk that the fracture strength will be low.
  • the compressive stress value (CS) and depth of compressive stress (DOC) can be measured using a scattered light photoelastic stress meter SLP-1000 (manufactured by Orihara Manufacturing Co., Ltd.) and a surface stress meter FSM-6000 (manufactured by Orihara Manufacturing Co., Ltd.).
  • the lower limit of the four-point bending strength is preferably 150 MPa or more, more preferably 200 MPa or more, 235 MPa or more, 245 MPa or more, and particularly preferably 250 MPa or more. If the four-point bending strength is too low, the glass will be more likely to break when dropped when used as a smartphone cover glass, etc.
  • the upper limit of the four-point bending strength is not particularly limited, but in reality it is 1500 MPa or less. The four-point bending strength can be measured using the following procedure.
  • a glass plate processed to 50 mm x 50 mm x 0.6 mm thick is placed vertically, and 1.5 mm thick SUS plates are placed on the main surface and the opposite surface of the glass plate to fix the glass plate.
  • the tip of a pendulum-shaped arm is collided with the glass plate through P180 grit sandpaper, causing damage.
  • the tip of the arm is a 5 mm diameter iron cylinder, and the arm weighs 550 g.
  • the arm is swung down 5 mm from the impact point. The four-point bending strength of the damaged glass plate is measured.
  • each sample is first placed on the stage of a Vickers hardness tester in a constant temperature and humidity chamber maintained at 30% humidity and 25°C, and a Vickers indenter (a diamond-shaped indenter) is pressed against the glass surface (optically polished surface) for 15 seconds at various loads.
  • a Vickers indenter a diamond-shaped indenter
  • the number of cracks that appear from the four corners of the indentation are counted within 15 seconds after the load is released, and the ratio to the maximum number of cracks (4) is calculated as the crack occurrence rate.
  • This crack occurrence rate is calculated by averaging 20 measurements with the same load.
  • the load at which the crack occurrence rate reaches 50% is taken as the crack resistance value, and crack resistance values of 140 gf or more are evaluated as " ⁇ ", and those below 140 gf are evaluated as " ⁇ ".
  • the glass of the present invention is crystallized glass, it preferably has the same properties as those described above.
  • the shape of the glass of the present invention is usually a plate or rod, but is not limited to this and may be selected appropriately depending on the application. Examples include spherical, lens, and slab shapes, and the direction of emitted light may be controlled by these shapes.
  • FIG. 3 shows a schematic diagram illustrating an example of the configuration of a laser oscillator using the glass of this embodiment.
  • the laser oscillator 2 is composed of an excitation light source 20, resonators 22 and 24, and a wavelength conversion member 26.
  • the wavelength conversion member 26, made of the glass of this embodiment, is disposed between the resonators 22 and 24, which are arranged parallel to each other.
  • the resonator 22 is designed to transmit the excitation light L and totally reflect the wavelength-converted light, while the resonator 24 is designed to transmit a portion of the wavelength-converted light.
  • the wavelength conversion member 26 is made of the glass of this embodiment, and has a mirror-polished surface (end face 11) parallel to the resonators 22 and 24.
  • the wavelength-converted light generated by irradiating the excitation light L from the excitation light source 20 onto the wavelength conversion member 26 is amplified by traveling back and forth between the resonators 22 and 24 and the wavelength conversion member 26. A portion of the wavelength-converted light generated by the wavelength conversion member 26 passes through the resonator 24 and is extracted to the outside as laser light.
  • the excitation light source 20 can be, for example, a solid-state laser or a semiconductor laser.
  • Optical elements and optical devices using the glass composition according to this embodiment are not limited to the laser oscillation devices described above, but can be used in a variety of devices.
  • the glass manufacturing method of the present invention includes a step of melting glass raw materials to obtain molten glass, and a step of shaping the molten glass.
  • a raw material batch (glass raw materials) prepared to produce glass of the above composition is first placed in a glass melting furnace and melted at 1200-1800°C to obtain molten glass.
  • any one of the following melting methods may be used, or a combination of two or more of them: flame melting using a burner, electric melting using electrical heating, melting using laser irradiation, and melting using plasma.
  • the obtained molten glass is shaped to obtain glass.
  • Forming methods used in this process include the overflow method, float method, downdraw method, slot-down method, containerless method, blowing method, pressing method, rolling method, bushing method, and tube drawing method.
  • the glass may also be reheated to a temperature above the glass transition point. In this way, the glass of the present invention, which has good surface quality, can be produced.
  • the viscosity of the glass at the lower apex of the trough-shaped refractory is preferably 10 3.5 to 10 5.0 dPa ⁇ s. If no force is applied to the lower apex of the trough-shaped structure, the glass will fall downward while shrinking due to surface tension. To prevent this, it is necessary to pinch both sides of the glass material with rollers and stretch it in the width direction so that the glass material does not shrink.
  • the cooling rate of the glass increases rapidly the moment it leaves the trough-shaped refractory.
  • the viscosity of the glass at the lower apex of the trough-shaped refractory is preferably 10 5.0 dPa ⁇ s or less, 10 4.8 dPa ⁇ s or less, 10 4.6 dPa ⁇ s or less, 10 4.4 dPa ⁇ s or less, 10 4.2 dPa ⁇ s or less, particularly 10 4.0 dPa ⁇ s or less.
  • the resulting glass is then annealed.
  • the primary purpose of annealing is to remove distortion and residual stress.
  • This facilitates obtaining glass composed of only a single glass phase, thereby increasing the glass's chemical durability and making it easier to control the glass surface as desired, thereby facilitating the production of glass with a desired high transmittance.
  • annealing may also be used to remove distortion and residual stress and to form phase separation in the glass.
  • the glass of the present invention it is preferable to heat-treat the glass at a temperature higher than the strain point for at least 1 minute, more preferably 3 minutes or more, 16 minutes or more, and most preferably more than 30 minutes.
  • This allows the glass to undergo phase separation, which in many cases results in binodal decomposition.
  • the glass of the present invention is phase-separated, it separates into a first phase rich in SiO 2 and other second and subsequent phases, but the chemical durability of the second and subsequent phases is often lower than that of the first phase. In such cases, unevenness is likely to occur on the glass surface due to differences in the chemical durability of each phase, but by designing the glass composition to the preferred level described above, the unevenness can be suppressed to a level that allows the desired transmittance to be obtained.
  • imparting fine unevenness can improve the releasability of the glass of the present invention from objects that come into contact with the glass. Furthermore, increasing the surface area of the glass surface compared to the free surface state can increase frictional force and physical and chemical adsorption, thereby improving the functionality of the glass of the present invention. Annealing may also be performed while applying or irradiating sound waves or electromagnetic waves.
  • the cooling rate when cooling the glass of the present invention after heating to a high temperature may be a specific temperature gradient, or may be two or more levels of temperature gradient. To achieve sufficient thermal shock resistance, it is desirable to control the cooling rate to sufficiently relax the structure of the remaining glass phase.
  • the average cooling rate from the maximum annealing temperature to 25°C is preferably 3000°C/min, 1000°C/min or less, 500°C/min or less, 400°C/min or less, 300°C/min or less, 200°C/min or less, 100°C/min or less, 50°C/min or less, 25°C/min or less, 10°C/min or less, and particularly 5°C/min or less, in the inner part of the glass farthest from the surface of the glass of the present invention.
  • the cooling rate of the glass surface is preferably 0.0001 to 1, 0.001 to 1, 0.01 to 1, 0.1 to 1, 0.5 to 1, 0.8 to 1, or 0.9 to 1, and particularly 1.
  • a value close to 1 reduces the likelihood of residual strain occurring at all positions in the glass of the present invention, making it easier to achieve long-term dimensional stability.
  • the surface cooling rate can be estimated using a contact thermometer or a radiation thermometer.
  • the temperature inside the glass can be estimated by immersing high-temperature glass in a cooling medium and measuring the heat quantity and rate of heat change of the cooling medium, as well as from the specific heat and thermal conductivity of the glass and the cooling medium.
  • the resulting glass of the present invention may be cut.
  • the method may also include a step of heat-treating the glass obtained in the molten glass forming step to crystallize it.
  • crystallized glass can be obtained by heat-treating the annealed glass to crystallize it.
  • the crystallization conditions are as follows: First, nucleation is performed at 700°C to 1200°C (preferably 750°C to 900°C) for 0.1 to 60 hours (preferably 0.25 to 50 hours, more preferably 1 to 40 hours), followed by crystal growth at 800°C to 1300°C (preferably 850°C to 1100°C) for 0.1 to 50 hours (preferably 0.2 to 10 hours, more preferably 0.25 to 5 hours).
  • the heat treatments in each of the nucleation and crystal growth steps may be performed at a specific temperature only, or may be held at two or more temperatures and heat-treated stepwise, or heated while applying a temperature gradient.
  • crystallized glass can be obtained from which the following crystals are precipitated: Specific examples include Al 2 SiO 5 (aluminum silicate), zirconia, zirconia titanate, tin-containing zirconia-based oxides, titania, aluminotitanate, ⁇ -quartz solid solution, ⁇ -quartz, ⁇ -quartz, ⁇ -spodumene solid solution, spodumene, zircon, cordierite, enstatite, mica, nepheline, anorthite, lithium disilicate, lithium metasilicate, wollastonite, diopsite, cristobalite, tridymite, feldspar, spinel-based crystals, metal colloids, etc. Only one type of these crystals may be contained, or two or more types may be contained.
  • Crystals may also be precipitated by annealing, or crystallization may be promoted by applying or irradiating sound waves or electromagnetic waves.
  • the cooling rate when cooling the crystallized glass of the present invention at a high temperature may be a specific temperature gradient, or may be a temperature gradient with two or more levels. It is desirable that the cooling rate be the same as the cooling rate of the glass described above.
  • the precipitated crystals can be evaluated using an X-ray diffractometer (Rigaku Smart Lab, fully automated multipurpose horizontal X-ray diffractometer).
  • the scan mode is 2 ⁇ / ⁇ measurement
  • the scan type is continuous scan
  • the scattering and divergence slit width is 1°
  • the receiving slit width is 0.2°
  • the measurement range is 10-60°
  • the measurement step is 0.1°
  • the scan speed is 5°/min.
  • the analysis software installed in the model package can be used to evaluate the main crystals and crystal grain size.
  • the average crystallite size of the main crystals can be calculated using the measured X-ray diffraction peaks based on the Debye-Scherrer method. Note that the scan speed for measurements to calculate the average crystallite size is 1°/min.
  • Tables 1 to 6 show the compositions and property values of the glasses according to the examples of the present invention (Examples No. 1 to 23) and the glass according to the comparative example (Comparative Example No. 24).
  • the raw materials were mixed in the form of oxide, hydroxide, carbonate, nitrate, etc. to obtain a glass batch with the composition listed in each table.
  • the resulting glass batch was melted at 1200-1800°C for 0.5-400 hours, and the resulting molten glass was then cooled and rolled using a rolling method to form a glass with a width of 100 mm and a thickness of 5 mm.
  • the glass was then heat-treated in an annealing furnace at the glass transition point of -150 to -50°C for 30 minutes, and the annealing furnace was then cooled to room temperature at a rate of -100°C/h to obtain a glass with the composition listed in each table.
  • the resulting glass was processed using physical polishing, chemical polishing, chemical etching, fire blasting, etc. to prepare evaluation samples for density, linear thermal expansion coefficient, viscosity, etc., which were then evaluated.
  • the above molten glass was also formed into a length of 400 mm using the overflow method, and heat-treated in an annealing furnace at the glass transition point of -150 to -50°C for 30 minutes. The annealing furnace was then cooled to room temperature at a rate of -100°C/h to obtain a glass plate.
  • the Li 2 O content of the obtained glass was analyzed using an atomic absorption spectrometer (ContrAA600 manufactured by Analytik Jena). First, the glass was crushed and wetted with pure water, and then perchloric acid, nitric acid, sulfuric acid, hydrofluoric acid, etc. were added to melt the glass. The Li 2 O content of the melted glass was then measured using an atomic absorption spectrometer. The Li 2 O content of the melted glass was determined based on a calibration curve created using a Li 2 O solution of known concentration that had been prepared in advance. In addition, other components were measured using an ICP-MS device (Agilent 8800 manufactured by AGILEINT TECHNOLOGY) or an atomic absorption spectrometer.
  • a glass sample with a known concentration previously measured using an ICP-MS or atomic absorption spectrometer was used as a calibration curve sample, and a calibration curve was created using an XRF (X-ray fluorescence) analyzer (ZSX Primus 4 manufactured by RIGAKU). The actual content of each component was then determined from the XRF analysis value of the measurement sample based on the calibration curve. During the XRF analysis, the tube voltage, tube current, exposure time, etc. were adjusted as needed depending on the components being analyzed.
  • the linear thermal expansion coefficient was evaluated using a sample processed to 20 mm x 3.8 mm diameter, measuring the average linear thermal expansion coefficient in the temperature range of 30 to 380°C.
  • a NETZSCH Dilatometer was used for the measurement.
  • the same measuring device was also used to measure the thermal expansion curve of the glass sample in the temperature range of 30 to 750°C, and the glass transition point and yield point were evaluated by calculating the inflection point.
  • the high-temperature viscosity was evaluated by the platinum ball pulling method as follows: A lump glass sample was crushed to an appropriate size and placed in an alumina crucible. The alumina crucible was then heated to melt the sample, and the viscosity of the glass at multiple temperatures was measured. The constants of the Vogel-Fulcher equation were calculated to create a viscosity curve, and the temperature at each viscosity (10 4 dPa ⁇ s, 10 3.5 dPa ⁇ s, 10 3 dPa ⁇ s, 10 2.5 dPa ⁇ s, and 10 2 dPa ⁇ s) was calculated.
  • Transmittance, brightness, and chromaticity were evaluated using a spectrophotometer using a 1 mm thick sample with a surface roughness equivalent to optical polishing. Measurements were performed using a JASCO V-670 spectrophotometer. The V-670 was equipped with an ISN-723 integrating sphere unit, and the measured transmittance corresponds to total light transmittance. The measurement wavelength range was 200-2500 nm, the scan speed was 200 nm/min, the sampling pitch was 1 nm, and the bandwidth was 5 nm in the 200-800 nm wavelength range and 20 nm in other wavelength ranges. Prior to measurement, baseline correction (100% alignment) and dark measurement (0% alignment) were performed.
  • the glasses of Examples Nos. 1 to 23 of the present invention were materials with a low linear thermal expansion coefficient and high heat resistance and thermal shock resistance.
  • the color appearance of glasses Nos. 1 to 9 and Nos. 18 to 23 was light blue.
  • Glasses Nos. 1 to 23 also exhibited fluorescence.
  • the excitation light wavelength was 808 nm, and the fluorescence wavelength was 1060 nm.
  • Comparative Example No. 24 glass did not contain rare earth elements and did not exhibit fluorescence.
  • the glass of the present invention with a low linear thermal expansion coefficient is preferably used as a laser medium. Furthermore, when the glass of the present invention with a low linear thermal expansion coefficient is glass-ceramic, it can also be suitably used as a laser medium. However, the uses of the glass of the present invention with a low linear thermal expansion coefficient are not limited to those described above.

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Abstract

線熱膨張係数が低く、レーザー媒質としてより安定して使用することが可能なガラス材料を提供する。 モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｉ２Ｏ　０～５％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％を含有することを特徴とするガラス。当該ガラスは、励起光源２０から励起光Ｌを照射することでレーザー光を取り出すレーザー発振装置２の波長変換部材２６として好適に使用される。波長変換部材２６は、共振器２２と共振器２４の間に配置される。

Description

ガラス、レーザー発振装置、及びガラスの製造方法
　本発明は、固体レーザー媒質として好適な希土類金属元素を含有したガラス、並びに該ガラスを用いたレーザー発振装置、及び該ガラスの製造方法に関する。
　従来、高出力及び高ピークエネルギーのレーザーシステムの固体レーザー媒質として、希土類元素を添加したリン酸塩ガラスが使用されてきた。例えば、特許文献１において、希土類元素としてＮｄ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３を含有した固体レーザー媒質用リン酸塩ガラスが開示されている。
特開２０１２－０６６９９６号公報
　しかしながら、特許文献１のリン酸塩ガラスは線熱膨張係数が高いため、従来よりも高出力の用途でリン酸塩ガラスを固体レーザー媒質として使用した際に、レーザー光および励起光のオン・オフ時のサーマルショックにより、リン酸塩ガラスが破損するという問題が生じることがあった。
　このような背景から、線熱膨張係数が低く、耐熱衝撃性に優れた、レーザー媒質としてより安定して使用することが可能なリン酸塩ガラスに替わる材料が求められている。
　本発明の目的は、レーザー媒質として使用可能な、線熱膨張係数が低く、耐熱衝撃性に優れたガラスを提供することである。
　鋭意検討の結果、本発明者は、ガラス組成を適宜設計することにより、線熱膨張係数が低く、レーザー媒質としてより安定して使用することが可能なガラス材料を得られることを見出した。
　態様１のガラスは、モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｉ２Ｏ　０～５％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％を含有することを特徴とする。
　態様２のガラスは、態様１において、モル％で、Ｐ２Ｏ５　０％超を含有することが好ましい。
　態様３のガラスは、態様１又は２において、モル％で、Ｆｅ２Ｏ３　０％超を含有することが好ましい。
　態様４のガラスは、態様１～３のいずれかにおいて、モル％で、Ｌｍ２Ｏ３（Ｌｍは、Ｌａ、Ｙ及びＬｕから選択される少なくとも１種類）　０～１０％を含有することが好ましい。
　態様５のガラスは、態様１～４のいずれかにおいて、モル％で、ＳｎＯ２　０％超を含有することが好ましい。
　態様６のガラスは、態様１～５のいずれかにおいて、モル％で、ＺｎＯ　１２．５％以下を含有することが好ましい。
　態様７のガラスは、態様１～６のいずれかにおいて、モル％で、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　１５％以下を含有することが好ましい。
　態様８のガラスは、態様１～７のいずれかにおいて、モル％で、（Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２）／（Ａｌ２Ｏ３＋Ｐ２Ｏ５）が０．０００００１６以上であることが好ましい。
　態様９のガラスは、態様１～８のいずれかにおいて、モル％で、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２が０．００００２以上であることが好ましい。
　態様１０のガラスは、態様１～９のいずれかにおいて、モル％で、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ　０～６．０％、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　０～２．６％、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２　０．０１以上であることが好ましい。
　態様１１のガラスは、態様１～１０のいずれかにおいて、３０～３８０℃における線熱膨張係数が、６０×１０－７／℃以下であることが好ましい。
　態様１２のガラスは、モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％、Ｐ２Ｏ５　０超～２０％、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ　０～１０％、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　０～５％を含有し、３０～３８０℃における線熱膨張係数が、４０×１０－７／℃以下であることを特徴とする。
　態様１３のガラスは、モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％、Ｐ２Ｏ５　０超～２０％、Ｌｉ２Ｏ　０～５％、ＺｒＯ２　０～２０％、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ　０～１０％、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　０～２．９％を含有し、モル比（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）／Ｐ２Ｏ５が８８０００以下であり、３０～３８０℃における線熱膨張係数が、４０×１０－７／℃以下であることを特徴とする。
　態様１４のガラスは態様１～１３のいずれかにおいて、ＴｉＯ２　０％超を含有することが好ましい。
　態様１５のガラスは、モル％で、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％を含有し、３０～３８０℃における線熱膨張係数が５～４０×１０－７／℃であることを特徴とする。
　態様１６のガラスは、態様１～１５のいずれかにおいて、レーザー媒質に用いられることが好ましい。
　態様１７のレーザー発振装置は態様１～１６のいずれかのガラスを備えることが好ましい。
　態様１８のガラスの製造方法は、態様１～１６のいずれかのガラスを製造するための方法であって、ガラス原料を溶融して溶融ガラスを得る工程、及び、前記溶融ガラスを成形する工程、を備え、前記溶融ガラスを成形する工程において、オーバーフロー法、フロート法、ダウンドロー法、スロットダウン法、無容器法、ブロー法、プレス法、ロール法、ブッシング法又は管引き法により成形することを特徴とする。
　本発明によれば、レーザー媒質として使用可能な、線熱膨張係数が低く、耐熱衝撃性に優れたガラスを提供することができる。
図１は、本発明のガラスの形状の一例を示すための模式的斜視図である。 図２は、本発明のガラスの形状の別の一例を示すための模式的斜視図である。 図３は、本発明のガラスを用いたレーザー発振装置の模式図である。
　本発明のガラス（以下において、単に「ガラス」ともいう）は、モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｉ２Ｏ　０～５％、Ｌｎ２Ｏ３（ＬｎはＣｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％を含有することを特徴とする。上記のように、各成分の含有量及び特性を規制した理由を以下に説明する。なお、以下の各成分の含有量に関する説明において、特に断りのない限り、「％」は「モル％」を意味する。
　ＳｉＯ２は、ガラスの骨格を形成する成分である。また、分相の起こりやすさに特に関与しうる成分でもある。ＳｉＯ２の含有量が少なすぎると、線熱膨張係数が高くなる傾向があり、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスが得られにくくなる。また、化学的耐久性が低下する傾向がある。よって、ＳｉＯ２の含有量の下限は４５％以上であり、５０％以上であることが好ましく、５３％以上、５５％以上、５６％以上、５７％以上、５８％以上、５９％以上、特に６０％以上であることが好ましい。一方、ＳｉＯ２の含有量が多すぎると、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。さらに、ガラス融液の表面にＳｉＯ２の含有量が多いスカムが発生しやすくなり、そのスカムからクリストバライト等の失透が析出し、製造負荷が高まりやすくなる。ここでスカムとは、溶融炉内のガラス融液表面の未反応物及び浮遊物のことで、クリストバライトが主成分の物質を指す。よって、ＳｉＯ２の含有量の上限は８５％以下であり、８３％以下であることが好ましく、８０％以下、７７％以下、７４％以下、７１％以下、６８％以下、特に６５％以下であることが好ましい。
　Ａｌ２Ｏ３は、ガラスの骨格を形成する成分である。また、分相の起こりやすさ等に関与しうる成分でもある。Ａｌ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、線熱膨張係数が高くなる傾向があり、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスが得られにくくなる。また、化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。結果的に、表面の凹凸の状態が悪化し、所望の透過率を持ったガラスを得にくくなる。また、希土類元素がガラス中で十分に分散されず、濃度消光が起きてレーザー増幅、レーザー発振効率が低下しやすくなる。よって、Ａｌ２Ｏ３の含有量の下限は３％以上であり、４％以上であることが好ましく、５％以上、６％以上、８％以上、１０％以上、１２％以上、特に１３％以上であることが好ましい。一方、Ａｌ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。さらに、ムライト等の結晶が析出してガラスが失透する傾向があり、ガラスが破損しやすくなる。よって、Ａｌ２Ｏ３の含有量の上限は２３％以下であり、２１％以下であることが好ましく、１９％以下、１７％以下、特に１５％以下であることが好ましい。
　Ｂ２Ｏ３は、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、分相の起こりやすさに特に関与しうる成分でもある。さらに、線熱膨張係数を低下させて、耐熱性及び耐熱衝撃性を高める効果がある。Ｂ２Ｏ３の含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．５％以上、１％以上、１．５％以上、２．０％以上、２．５％以上、３．０％以上、特に３．５％以上であることが好ましい。Ｂ２Ｏ３の含有量が多すぎると、溶融時のＢ２Ｏ３の蒸発量が多くなり、ガラス融液の表面に、Ｂ２Ｏ３の含有量が少なく相対的にＳｉＯ２の含有量が多くなったスカムが発生しやすくなる。結果的に、そのスカムからクリストバライト等の失透が析出しやすくなり、製造負荷が高くなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなることで、表面の凹凸の状態が悪化し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。よって、Ｂ２Ｏ３の含有量の上限は１３％以下であり、１１．５％以下であることが好ましく、１１％以下、１０．５％以下、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．８５％以下、７．８％以下、７．７％以下、７．５％以下、７％以下、６．５％以下、６．４％以下、６．３％以下、６．２％以下、６．１％以下、６％以下、５．９％以下、５．８％以下、５．７％以下、５．６％以下、５．５％以下、５．４％以下、５．３％以下、５．２％以下、５．１％以下、特に５％以下であることが好ましい。なお、Ｂ２Ｏ３は不純物として混入し易いため、Ｂ２Ｏ３を完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。製造コストの増加を抑制する場合には、Ｂ２Ｏ３は０．０００１％以上、０．０００３％以上、特に０．０００５％以上含有しても良い。
　Ｌｉ２Ｏはガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｌｉ２Ｏの含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。結果的に、表面の凹凸の状態が悪化し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。よって、Ｌｉ２Ｏの含有量の上限は５％以下であり、４．５％以下であることが好ましく、４％以下、３．５％以下、３％以下、２．５％以下、２％以下、１．９％以下、１．８％以下、１．５％以下、１％以下、０．９％以下、０．８％以下、０．７％以下、０．６％以下、０．５％以下、０．４％以下、０．３％以下、０．２％以下、特に０．１％以下であることが好ましい。なお、Ｌｉ２Ｏは不純物として混入し易いため、Ｌｉ２Ｏを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、Ｌｉ２Ｏの含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．００００１％以上、０．００００２％以上、０．００００３％以上、０．００００４％以上、０．００００５％以上、特に０．０００１％以上であることが好ましい。
　Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）はレーザー発振イオンとしてガラス中で機能する。これらの元素は単独または２つ以上の元素を組み合わせて使用することができる。透明度の高いガラスを得る観点からは、ＬｎはＮｄを含むことが好ましい。Ｎｄはガラスの原料に含まれる鉄分の着色に対して補色剤として働き、仮にガラス内に異質相(泡、不均一な組成斑、失透ブツなど)が存在した際に、目視や種々の検査機によってその異質相の存在に気付きやすくなるメリットがＮｄにはある。Ｌｎ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、発光量が少なくレーザー増幅、発振効率が非常に低くなるため、十分なレーザー出力を得られにくくなる。また、レーザー増幅した場合も増幅に必要なガラスのサイズが大きくなる。よって、Ｌｎ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であり、０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上、０．３％以上、０．５％以上、０．６％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。Ｌｎ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また、濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。よって、Ｌｎ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であり、１０％以下であることが好ましく、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。また、Ｎｄ２Ｏ３が関与する発光特性を調整する目的でＹｂ２Ｏ３，Ｇｄ２Ｏ３，Ｅｕ２Ｏ３，Ｓｍ２Ｏ３，及びＴｂ２Ｏ３から選ばれる少なくとも１種を含有しても良い。下記、各レーザー発振イオンについて、その発振波長の代表範囲を示すがそれに限定されず、波長３８０～７８０ｎｍの可視域に限らず、短波長側の紫外域や、長波長側の赤外域に発振波長がきても良い。
　Ｃｅ２Ｏ３は、波長３００ｎｍ～５００ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｃｅ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。またガラスが黄色または橙色に着色することによる透過率低下を防ぎづらくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｃｅ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長３００ｎｍ～５００ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｃｅ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｃｅ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｎｄ２Ｏ３は、波長１０００ｎｍ～１２００ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。また、ガラスの原料に含まれ得る鉄分の着色を補色剤として抑えることができる成分でもある。具体的には、黄色の着色に対して、Ｎｄ２Ｏ３による青色の着色を重ね合わせることにより無彩色にするという技術である。Ｎｄ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｎｄ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長１０００ｎｍ～１２００ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｎｄ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｎｄ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｙｂ２Ｏ３は、波長９２５ｎｍ～１１００ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｙｂ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｙｂ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長９２５ｎｍ～１１００ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｙｂ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｙｂ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｅｒ２Ｏ３は、波長１５３０～１６２０ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｅｒ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｅｒ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長１５３０ｎｍ～１６２０ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｅｒ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｅｒ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｐｒ２Ｏ３は、波長６３０ｎｍ～６７０ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｐｒ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｐｒ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長６３０ｎｍ～６７０ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｐｒ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｐｒ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｓｍ２Ｏ３は、波長５００ｎｍ～７００ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｓｍ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｓｍ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長５００ｎｍ～７００ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｓｍ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｓｍ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｅｕ２Ｏ３は、波長５５０ｎｍ～６５０ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｅｕ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｅｕ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長５５０ｎｍ～６５０ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｅｕ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｅｕ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｔｂ２Ｏ３は、波長３５０ｎｍ～６００ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｔｂ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｔｂ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長３５０ｎｍ～６００ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｔｂ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｔｂ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｄｙ２Ｏ３は、波長２５０ｎｍ～６００ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｄｙ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｄｙ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長２５０ｎｍ～６００ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｄｙ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｄｙ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｈｏ２Ｏ３は、波長２０５０ｎｍ～２１５０ｎｍ付近のレーザー出力を可能とする成分である。Ｈｏ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｈｏ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長２０５０ｎｍ～２１５０ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｈｏ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｈｏ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　Ｔｍ２Ｏ３は、波長１９５０ｎｍ～２０５０ｎｍ付近でのレーザー出力を可能とする成分である。Ｔｍ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。また濃度飽和によりレーザー増幅、発振効率が非常に低くなる。Ｔｍ２Ｏ３の含有量が少なすぎると、波長１９５０ｎｍ～２０５０ｎｍ付近で十分なレーザー出力が得られにくくなる。よって、Ｔｍ２Ｏ３の含有量の上限は１１％以下であることが好ましく、１０％以下、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｔｍ２Ｏ３の含有量の下限は０．０１％以上であることが好ましく、０．１％以上、０．２％以上、０．３％以上、０．４％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、３％以上、特に５％以上であることが好ましい。
　本発明のガラスは、上記成分以外にも下記の成分を含有してもよい。
　Ｐ２Ｏ５は本発明のガラスにおいて、ガラスの線熱膨張係数を低下させる成分である。また、屈折率を調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｐ２Ｏ５の含有量が多すぎると、ガラスの粘度が高くなりすぎて、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、Ｐ２Ｏ５の含有量の上限は３０％以下であることが好ましく、２５％以下、２０％以下、１７％以下、１４％以下、１１％以下、８％以下、７％以下、特に６％以下であることが好ましい。一方、Ｐ２Ｏ５の含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．１％以上、１％以上、２％以上、３％以上、４％以上、特に４．５％以上であることが好ましい。
　Ｐ２Ｏ５は本発明のガラスにおいて、ガラスの線熱膨張係数を低下させる成分である一方、Ｐ２Ｏ５の含有量が多すぎると、ガラスの粘度が高くなり、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。一方、Ｂ２Ｏ３はガラスの粘度を低下させることができる成分である。ガラスの粘度が高すぎると、例えば、ガラスの溶融時や成型時に、より高温にする必要があり、製造設備に負荷がかかりやすくなり、エネルギーコストが増大しやすくなる等、生産性が低下しやすい。よって、線熱膨張係数を低下させつつ、ガラスの粘度を低下させて、良好な生産性のガラスを得るには、Ｂ２Ｏ３／Ｐ２Ｏ５（Ｂ２Ｏ３のモル％での含有量をＰ２Ｏ５のモル％での含有量で除したもの）を厳密に制御することが好ましい。Ｂ２Ｏ３／Ｐ２Ｏ５の下限は０超であることが好ましく、０．０１以上、０．１以上、０．３以上、０．５以上、０．６以上、特に０．７以上であることが好ましい。一方、Ｂ２Ｏ３／Ｐ２Ｏ５の上限は１２００以下であることが好ましく、１０００以下、８００以下、５５０以下、３００以下、１００以下、８０以下、５０以下、２０以下、１０以下、特に１以下であることが好ましい。
　ＴｉＯ２は適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、線熱膨張係数を低くする成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。特に、チタンと鉄が共存する場合はイルメナイト（ＦｅＴｉＯ３）様の着色が発現し、チタンと錫が共存する場合は黄色が強まることが知られている。さらに、ＴｉＯ２は分相の起こりやすさに特に関与しうる成分でもある。ＴｉＯ２の含有量が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、ＴｉＯ２の含有量の上限は２０％以下であることが好ましく、１６％以下、１２％以下、８％以下、特に５％以下であることが好ましい。なお、例えば、無色透明度の高い外観のガラスを得る場合は、ＴｉＯ２の含有量は、３％以下、２％以下、１％以下であってもよい。一方、ＴｉＯ２の含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．００１％以上、０．０１％以上、０．１％以上、０．３％以上、０．５％以上、０．７％以上、１％以上、２％以上、特に３％以上であることが好ましい。
　本発明のガラスにおいて、Ｐ２Ｏ５はガラスの線熱膨張係数を低下させることができる成分であり、その効果はＴｉＯ２よりも大きい傾向がある。しかしながら、ガラスの粘度においては，Ｐ２Ｏ５はその上昇に寄与し、ＴｉＯ２はその低下に寄与しやすい成分である。よって、線熱膨張係数を低下させつつ、ガラスの粘度の上昇を適当に抑制して、良好な生産性のガラスを得るには、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２（Ｐ２Ｏ５及びＴｉＯ２それぞれのモル％での含有量の積）を厳密に制御することが好ましい。Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２が大きすぎると、ガラスの粘度が高くなりやすいため、生産性が悪くなる。よって、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２の上限は９００以下であることが好ましく、５００以下、３００以下、１５０以下、１００以下、８０以下、６０以下、４０以下、３０以下、２０以下、特に１０以下であることが好ましい。一方、低い線熱膨張係数を有するガラスを得るためには、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２の下限は０超であることが好ましく、０．００００２以上、０．０００１以上、０．００１以上、０．０１％以上、０．１以上、０．２２以上、０．２３以上、０．２５以上、１以上、３以上、５以上、特に７以上であることが好ましい。
　Ｐ２Ｏ５とＴｉＯ２はそれぞれ線熱膨張係数を低下させる成分であって、Ｐ２Ｏ５はガラスの粘度の上昇に寄与し、ＴｉＯ２はガラスの粘度の低下に寄与する。また、Ａｌ２Ｏ３はガラスの骨格を形成する成分であり、ガラスの線膨張係数の低下に寄与することができるが、Ｐ２Ｏ５やＴｉＯ２の含有量に対して、多くしすぎると、ガラスの粘度を低下させ、かつ液相温度を上昇させるため、生産性を悪化させる。よって、線膨張係数が低く、生産性の高いガラスを得るには、（Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２）／（Ａｌ２Ｏ３＋Ｐ２Ｏ５）（Ｐ２Ｏ５及びＴｉＯ２それぞれのモル％での含有量の積を、Ａｌ２Ｏ３及びＰ２Ｏ５のモル％での含有量の合量で除した値）の下限は０超であることが好ましく、０．０００００１以上、０．０００００１３以上、０．０００００１６以上、０．００００１以上、０．０００１以上、０．００１以上、０．０１以上、０．１以上、特に０．１５以上であることが好ましい。一方、（Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２）／（Ａｌ２Ｏ３＋Ｐ２Ｏ５）の上限は１０以下であることが好ましく、５以下、４以下、３以下、２以下、１以下、特に０．５以下であることが好ましい。
　Ｆｅ２Ｏ３は適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、酸化還元反応によって、酸素系のガスを放出する成分であり、ガラスの清澄性にも関与しうる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分であり、さらにガラスの分相にも関与しうる成分である。Ｆｅ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。また、Ｆｅを含む失透が析出し、製造負荷が高まりやすくなる。よって、Ｆｅ２Ｏ３の含有量の上限は２０％以下であることが好ましく、１５％以下、１０％以下、５％以下、１％以下、０．５％以下、特に０．１％以下であることが好ましい。一方、Ｆｅ２Ｏ３の含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、０．００５％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｌｍ２Ｏ３（Ｌｍは、Ｌａ、Ｙ及びＬｕから選択される少なくとも１種類）は、ガラス中で、自らが発光中心となることはないが、発光中心となる他の希土類元素のガラス中での、凝集を抑制する効果を有する。Ｌｍ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。よって、Ｌｍ２Ｏ３の含有量の上限は１０％以下であることが好ましく、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｌｍ２Ｏ３の含有量の下限は特に限定されないが、０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、０．００５％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｌａ２Ｏ３は、本発明のガラスにおいて、濃度消光を防ぐ成分である。Ｌａ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。よって、Ｌａ２Ｏ３の含有量の上限は１０％以下であることが好ましく、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｌａ２Ｏ３の含有量の下限は特に限定されないが、０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、０．００５％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｙ２Ｏ３は、本発明のガラスにおいて、濃度消光を防ぐ成分である。Ｙ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。よって、Ｙ２Ｏ３の含有量の上限は１０％以下であることが好ましく、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、６．０％以下、５．５％以下、５．０％以下、４．５％以下、４．０％以下、３．５％以下、３．０％以下、２．５％以下、２．０％以下、１．５％以下、１．０％以下、特に０．５％以下であることが好ましい。一方、Ｙ２Ｏ３の含有量の下限は特に限定されないが、０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、０．００５％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｌｕ２Ｏ３は、本発明のガラスにおいて、濃度消光を防ぐ成分である。Ｌｕ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが失透しやすくなり、結晶化によって透光性を失いやすくなる。よって、Ｌｕ２Ｏ３の含有量の上限は１０％以下であることが好ましく、９．５％以下、９％以下、８．５％以下、８％以下、７．５％以下、７．０％以下、６．５％以下、特に６．０％以下であることが好ましい。一方、Ｌｕ２Ｏ３の含有量の下限は特に限定されないが、０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、０．００５％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｎａ２Ｏは、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分であり、ガラスの分相に関与しうる成分でもある。Ｎａ２Ｏの含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。結果的に、表面の凹凸の状態が悪化し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。よって、Ｎａ２Ｏの含有量の上限は１５％以下であることが好ましく、１０％以下、７％以下、５％以下、４．５％以下、４％以下、３．５％以下、３％以下、２．５％以下、２％以下、１％以下、０．７％以下、０．４％以下、０．１％以下、特に０．０５％以下であることが好ましい。一方、Ｎａ２Ｏは不純物として混入し易いため、Ｎａ２Ｏを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、Ｎａ２Ｏの含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．０００３％以上、０．０００５％以上、０．００１％以上、０．００２％以上、０．００４％以上、０．００６％以上、０．００８％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｋ２Ｏはガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分であり、ガラスの分相に関与しうる成分でもある。Ｋ２Ｏの含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、Ｋ２Ｏの含有量の上限は１５％以下であることが好ましく、１０％以下、７％以下、５％以下、４．５％以下、４％以下、３．５％以下、３％以下、２．５％以下、２％以下、１％以下、０．７％以下、０．４％以下、０．１％以下、特に０．０５％以下であることが好ましい。一方、Ｋ２Ｏは不純物として混入し易いため、Ｋ２Ｏを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、Ｋ２Ｏの含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．０００３％以上、０．０００５％以上、特に０．００１％以上であることが好ましい。
　Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏは、それぞれガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ（Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏの含有量の合量）が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏの上限は１５％以下であることが好ましく、１０％以下、７％以下、５％以下、４．５％以下、４％以下、３．５％以下、３％以下、２．９％以下、２．８％以下、２．７％以下、２．６％以下、２．５％以下、２．４％以下、２．３％以下、２．２％以下、２．１％以下、２％以下、１．９％以下、１．８％以下、１．７％以下、１．６％以下、１．５％以下、１．４％以下、１．３％以下、１．２％以下、１．１％以下、１％以下、０．９％以下、０．８％以下、０．７％以下、０．６％以下、０．５％以下、０．４％以下、０．３％以下、０．２％以下、０．１％以下、特に０．０５％以下であることが好ましい。一方、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏは不純物として混入し易いため、これらを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。製造コストの増加を抑制する場合には、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏの下限は０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　ＭｇＯは、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数を低下させ、屈折率を調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＭｇＯの含有量が多すぎると、逆に線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、ＭｇＯの含有量の上限は４０％以下であることが好ましく、３０％以下、２０％以下、１８％以下、１６％以下、１４％以下、特に１２％以下であることが好ましい。一方、ＭｇＯの含有量の下限は０％超であることが好ましく、１％以上、２％以上、３％以上、特に４％以上であることが好ましい。また、ＭｇＯは不純物として混入し易いため、ＭｇＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＭｇＯの含有量の下限は０．０００１％以上、０．００１％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　ＣａＯは、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＣａＯの含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、ＣａＯの含有量の上限は３０％以下であることが好ましく、２０％以下、１８％以下、１６％以下、１４％以下、特に１２％以下であることが好ましい。一方、ＣａＯの含有量の下限は０％超であることが好ましく、１％以上、２％以上、３％以上、特に４％以上であることが好ましい。また、ＣａＯは不純物として混入し易いため、ＣａＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＣａＯの含有量の下限は０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　ＳｒＯは、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＳｒＯの含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、ＳｒＯの含有量の上限は３０％以下であることが好ましく、２０％以下、１８％以下、１６％以下、１４％以下、特に１２％以下であることが好ましい。一方、ＳｒＯの含有量の下限は０％超であることが好ましく、１％以上、２％以上、３％以上、特に４％以上であることが好ましい。また、ＳｒＯは不純物として混入し易いため、ＳｒＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＳｒＯの含有量の下限は０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　ＢａＯは、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＢａＯの含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。よって、ＢａＯの含有量の上限は３０％以下であることが好ましく、２０％以下、１８％以下、１６％以下、１４％以下、特に１２％以下であることが好ましい。一方、ＢａＯの含有量の下限は０％超であることが好ましく、１％以上、２％以上、３％以上、特に４％以上であることが好ましい。また、ＢａＯは不純物として混入し易いため、ＢａＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＢａＯの含有量の下限は０．０００１％以上であることが好ましく、０．００１％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯは、それぞれガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。一方、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯはガラスの線膨張係数を高める成分でもあり、これらの含有量が多すぎると、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になりやすい。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる傾向にある。よって、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ（ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯの含有量の合量）の上限は４０％以下であることが好ましく、３０％以下、２０％以下、１８％以下、１６％以下、１４％以下、１２％以下、１１％以下、１０％以下、９％以下、８％以下、７％以下、６％以下、５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、０．９％以下、０．８％以下、０．７％以下、０．６％以下、０．５％以下、０．４％以下、０．３％以下、０．２％以下、特に０．１％以下であることが好ましい。一方、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる場合には、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯの下限は０．１％以上であることが好ましく、１％以上、２％以上、３％以上、特に４％以上であることが好ましい。また、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯは不純物として混入し易いため、これらを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって製造コストの増加を抑制する場合には、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯの含有量の下限は、０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．０００３％以上、０．０００４％以上、特に０．０００５％以上であることが好ましい。
　ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯは、それぞれガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、Ｐ２Ｏ５はガラスの低膨張化に大きく寄与する成分であり、ガラスの粘度を高めたり、分相性を高める成分でもある。モル比（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）／Ｐ２Ｏ５（ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯのモル％での含有量の合量をＰ２Ｏ５のモル％での含有量で除したもの）が大きすぎると線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になりやすくなる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。よって、（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）／Ｐ２Ｏ５の上限は８８０００以下であることが好ましく、１００００以下、１００以下、２０以下、１５以下、１０以下、５以下、４．０以下、３．８以下、３．６以下、１以下、特に０．１以下であることが好ましい。
　ＺｎＯは、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＺｎＯの含有量が多すぎるとガラスが分相しやすくなる。そのため、ガラス融液の均質性が低下しやすくなるほか、ガラスが意図せず白濁する傾向がある。よって、ＺｎＯの含有量の上限は２０％以下であることが好ましく、１８％以下、１７％以下、１５％以下、１４％以下、１３％以下、１２．５％以下、１１％以下、特に１０％以下であることが好ましい。特に、ガラスの分相を抑制して、ガラスが白濁するリスクを抑制する場合は、ＺｎＯの含有量の上限は３％以下であることが好ましく、２％以下、１％以下、０．５％以下、特に含まないことが好ましい。一方、ＺｎＯの含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．５％以上、特に１％以上であることが好ましい。
　ＳｎＯ２は、清澄剤として作用する成分である。また、ガラスの線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＳｎＯ２の含有量が多すぎると、線熱膨張係数が高くなりすぎてしまい、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。また、Ｓｎを含む失透が析出し、製造負荷が高まりやすくなる。さらに、ガラス融液の均質性が低下しやすくなる。また、ガラスの化学的耐久性が低下し、ガラス表面が変質しやすくなる。結果的に、表面の凹凸の状態が悪化し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。よって、ＳｎＯ２の含有量の上限は２０％以下であることが好ましい。一方、清澄性の観点から、ＳｎＯ２の含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１％以上、０．０３％以上、０．０５％以上、特に０．１％以上であることが好ましい。
　ＺｒＯ２は、ガラスのヤング率や剛性率などを向上させる成分である。また、線熱膨張係数や屈折率などを調整するための成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＺｒＯ２の含有量が多すぎると、失透性が高まり、耐熱性及び耐熱衝撃性に優れたガラスを得ることが困難になる。さらに、ガラス融液の均質性が低下して溶融し難くなり、粘度が高くなって清澄し難くなるほか、ガラスの成形が困難になって生産性が低下しやすくなる。よって、ＺｒＯ２の含有量の上限は２０％以下であることが好ましく、１８％以下、１６％以下、１４％以下、特に１２％以下であることが好ましい。一方、ＺｒＯ２の含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．０００２％以上、０．０００３％以上、０．０００４％以上、０．０００５％以上、０．０００６％以上、０．０００７％以上、０．０００８％以上、０．０００９％以上、０．００１％以上、０．００２％以上、０．００３％以上、０．００４％以上、０．００５％以上、０．００６％以上、０．００７％以上、０．００８％以上、０．００９％以上、０．０１％以上、０．１％以上、０．２％以上、特に０．３％以上であることが好ましい。なお、ＺｒＯ２は不純物として混入し易いため、ＺｒＯ２を完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。製造コストの増加を抑制する場合には、ＺｒＯ２の含有量の下限は、０％超であることが好ましく、０．０００１％以上、０．００１％以上、特に０．０１％以上であることが好ましい。
　ＨｆＯ２は、ガラスのヤング率や剛性率などを向上させる成分であり、かつ、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＨｆＯ２の含有量を制御し、所望の機械的強度を得られるように設計することが好ましい。ＨｆＯ２の含有量が多すぎると、ガラスの機械的強度が高くなりすぎてしまい、加工等が困難になり、所望の表面状態ひいては所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。また、ＨｆＯ２は原料が高価なため、製造コストの増大につながる。よって、ＨｆＯ２の含有量の上限は１０％以下であることが好ましく、９％以下、８％以下、７％以下、６％以下、５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、０．５％以下、０．４％以下、０．３％以下、特に０．２％以下であることが好ましい。一方、ＨｆＯ２の含有量の下限は特に限定されないが、ＨｆＯ２は使用する原料から混入しうる成分であり、その混入量は原料構成によって変化する。よって、ＨｆＯ２の含有量の下限は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００３％以上、特に０．０００５％以上であることが好ましい。
　Ｐｔは、イオンやコロイド、金属等の状態でガラスに混入しうる成分であり、黄色～茶褐色の着色を発現させる。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｐｔの含有量が多すぎると、Ｐｔを含む失透が析出し、製造負荷が高まりやすい。よって、Ｐｔの含有量の上限は０．０５％以下であることが好ましく、０．００１％以下、０．０００５％以下、０．０００１％以下、０．００００５％以下、０．００００１％以下、特に０．０００００５％以下であることが好ましい。一方、Ｐｔの含有量の下限は特に限定されないが、一般的な溶融設備を用いた場合、均質なガラスを得るためにＰｔ部材の使用が必要になることがある。このため、Ｐｔを完全に除去しようとすると、製造コストが増加する傾向にある。よって、着色に悪影響を及ぼさない場合においては、製造コストの増加を抑制するために、Ｐｔの含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．００００００１％以上、特に０．００００００５％以上であることが好ましい。
　Ｒｈは、イオンやコロイド、金属等の状態でガラスに混入しうる成分であり、黄色～茶褐色の着色を発現させる。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｒｈの含有量が多すぎると、Ｒｈを含む失透が析出し、製造負荷が高まりやすい。よって、Ｒｈの含有量の上限は０．０５％以下であることが好ましく、０．００１％以下、０．０００５％以下、０．０００１％以下、０．００００５％以下、０．００００１％以下、特に０．０００００５％以下であることが好ましい。なお、Ｒｈの含有量の下限は特に限定されないが、一般的な溶融設備を用いた場合、均質なガラスを得るためにＲｈ部材の使用が必要になることがある。このため、Ｒｈを完全に除去しようとすると、製造コストが増加する傾向にある。よって、着色に悪影響を及ぼさない場合においては、製造コストの増加を抑制するために、Ｒｈの含有量の下限は０％超であることが好ましく、０．００００００１％以上、特に０．００００００５％以上であることが好ましい。
　また、Ｐｔ＋Ｒｈ（ＰｔとＲｈの含有量の合量）の上限は０．０１％以下であることが好ましく、０．００５％以下、０．００１％以下、０．０００５％以下、０．０００１％以下、０．００００５％以下、０．００００１％以下、特に０．０００００５％以下であることが好ましい。なお、Ｐｔ＋Ｒｈの下限は特に限定されないが、一般的な溶融設備を用いた場合、均質なガラスを得るためにＰｔ部材やＲｈ部材の使用が必要になることがある。このため、ＰｔとＲｈを完全に除去しようとすると、製造コストが増加する傾向にある。よって、着色に悪影響を及ぼさない場合においては、製造コストの増加を抑制するために、Ｐｔ＋Ｒｈの下限は０％超であることが好ましく、０．００００００１％以上、特に０．００００００５％以上であることが好ましい。
　Ｖ２Ｏ５は、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｖ２Ｏ５の含有量が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、Ｖ２Ｏ５の含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。ただし、Ｖ２Ｏ５は不純物として混入し易いため、Ｖ２Ｏ５を完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。製造コストの増加を抑制する場合には、Ｖ２Ｏ５の含有量の下限は、０ｐｐｍ超であることが好ましく、１ｐｐｍ以上、２ｐｐｍ以上、特に３ｐｐｍ以上であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、Ｖ２Ｏ５の含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　Ｃｒ２Ｏ３は、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。Ｃｒ２Ｏ３の含有量が多すぎると、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、Ｃｒ２Ｏ３の含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。また、Ｃｒを含む失透が析出し、製造負荷が高まりやすくなる。なお、本発明のガラスの用途に応じて、Ｃｒ２Ｏ３の含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　Ｃｒ２Ｏ３及びＶ２Ｏ５は、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。Ｃｒ２Ｏ３＋Ｖ２Ｏ５（Ｃｒ２Ｏ３とＶ２Ｏ５の含有量の合量）が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなるため、Ｃｒ２Ｏ３＋Ｖ２Ｏ５の上限は、２０００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１０００００ｐｐｍ以下、５００００ｐｐｍ以下、３００００ｐｐｍ以下、２００００ｐｐｍ以下、特に１００００ｐｐｍ以下であることが好ましい。
　ＭｏＯ３は、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＭｏＯ３の含有量が多すぎると、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。また、Ｍｏを含む失透が析出し、製造負荷が高まりやすくなる。よって、ＭｏＯ３の含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＭｏＯ３の含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　ＭｎＯ２は、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＭｎＯ２の含有量が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、ＭｎＯ２の含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。ただし、ＭｎＯ２は不純物として混入し易いため、ＭｎＯ２を完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＭｎＯ２の含有量の下限は、０ｐｐｍ超であることが好ましく、１ｐｐｍ以上、２ｐｐｍ以上、特に３ｐｐｍ以上であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＭｎＯ２の含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　ＣｏＯは、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＣｏＯの含有量が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、ＣｏＯの含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。ただし、ＣｏＯは不純物として混入し易いため、ＣｏＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＣｏＯの含有量の下限は、０ｐｐｍ超であることが好ましく、１ｐｐｍ以上、２ｐｐｍ以上、特に３ｐｐｍ以上であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＣｏＯの含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　ＣｕＯは、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＣｕＯの含有量が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、ＣｕＯの含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。ただし、ＣｕＯは不純物として混入し易いため、ＣｕＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＣｕＯの含有量の下限は、０ｐｐｍ超であることが好ましく、１ｐｐｍ以上、２ｐｐｍ以上、特に３ｐｐｍ以上であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＣｕＯの含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　ＷＯ３は、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＷＯ３の含有量が多すぎると、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、ＷＯ３の含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＷＯ３の含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　ＮｉＯは、適量を含有させることにより、ガラスの粘度を低下させて、ガラスの溶融性及び成形性を向上させる成分である。また、様々な波長の光を吸収する、ガラスの着色成分でもある。また、ガラスの分相に関与しうる成分である。ＮｉＯの含有量が多すぎると、ガラスの溶融性が低下しやすくなる。また、ガラスが着色しやすくなり、所望の透過率の高いガラスを得難くなる。よって、ＮｉＯの含有量の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に５０ｐｐｍ以下であることが好ましい。ただし、ＮｉＯは製造工程におけるＳＵＳ部材等から混入し易いため、ＮｉＯを完全に除去しようとすると、原料バッチが高価になり製造コストが増加する傾向にある。よって、製造コストの増加を抑制する場合には、ＮｉＯの含有量の下限は、０ｐｐｍ超であることが好ましく、１ｐｐｍ以上、２ｐｐｍ以上、特に３ｐｐｍ以上であることが好ましい。なお、本発明のガラスの用途に応じて、ＮｉＯの含有量を制御し、透過率を調整してもよい。
　Ａｓ２Ｏ３やＳｂ２Ｏ３は毒性が強く、ガラスの製造工程や廃ガラスの処理時等に環境を汚染する可能性がある。このため、Ｓｂ２Ｏ３＋Ａｓ２Ｏ３（Ｓｂ２Ｏ３とＡｓ２Ｏ３のモル％での含有量の合量）の上限は２００００ｐｐｍ以下であることが好ましく、１００００ｐｐｍ以下、７０００ｐｐｍ以下、６０００ｐｐｍ以下、５０００ｐｐｍ以下、４０００ｐｐｍ以下、３０００ｐｐｍ以下、２０００ｐｐｍ以下、１０００ｐｐｍ以下、５００ｐｐｍ以下、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、１０ｐｐｍ以下、５ｐｐｍ以下、１ｐｐｍ以下、特に１ｐｐｍ未満であることが好ましい。
　本発明のガラスは、さらに、ガラスの化学的耐久性や所望する透過率、耐熱性及び耐熱衝撃性等を得られる場合に限り、上記成分以外にも、ＳＯ３、Ｃｌ２、Ｔａ２Ｏ５、Ｎｂ２Ｏ５、ＲｆＯ２等を含有量の合量で１０％まで含有してもよい。ただし、上記成分の原料バッチは高価であり製造コストが増加する傾向にあるため、特段の事情が無い場合は添加しなくても良い。これら成分の含有量の合量は５％以下であることが好ましく、４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、０．５％以下、０．４％以下、０．３％以下、０．２％以下、０．１％以下、０．０５％以下、０．０４９％以下、０．０４８％以下、０．０４７％以下、０．０４６％以下、特に０．０４５％以下であることが好ましい。
　本発明のガラスはさらに、ガラスの化学的耐久性や所望する透過率、耐熱性及び耐熱衝撃性等を得られる場合に限り、上記成分以外にも、例えばＨ２、ＣＯ２、ＣＯ、Ｈ２Ｏ、Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒ、Ｎ２等の微量成分をそれぞれ０．１％まで含有してもよい。
　また、Ａｇ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｉｒ、Ｓｃ、Ｐｍ、Ｇｄ、Ａｃ、Ｔｈ、Ｐａ、Ｕ等は意図的に添加すると原料コストが高くなり、結果として製造コストが高くなる。ただし、Ｐｄなどには種々の触媒作用があり、これら含有させることで、ガラスに特異な機能を付与することが可能となる。こうした事情を鑑みて、結晶化促進やその他の機能の付与等を目的とする場合、上記成分をそれぞれ１％以下、０．５％以下、０．３％以下、０．１％以下含有してもよく、そのような目的が特にない場合は５００ｐｐｍ以下であることが好ましく、３００ｐｐｍ以下、１００ｐｐｍ以下、特に１０ｐｐｍ以下であることが好ましい。
　なお、本発明のガラスは結晶化ガラスであってもよい。この場合の各成分の含有量範囲は、上述したものと同様である。結晶化ガラス中の結晶種としてはＡｌ２ＳｉＯ５、ＺｒＯ２等が挙げられる。
　上記組成を有する本発明のガラスは、低い線膨張係数、優れたレーザー発振特性、及び優れたレーザー増幅特性を達成しやすくなる。
　なお、本発明のガラスが結晶化ガラスである場合も、上記組成を有することで低い線膨張係数、優れたレーザー発振特性、及びレーザー増幅特性を達成しやすくなる。
　本発明のガラスでは、密度の上限は３．５０ｇ／ｃｍ３以下であることが好ましく、３．４０ｇ／ｃｍ３以下、３．３５ｇ／ｃｍ３以下、３．３０ｇ／ｃｍ３以下、特に３．２５ｇ／ｃｍ３以下であることが好ましい。密度が小さすぎると、ガラスのガス透過性が大きくなり、長期保管した際にガラスが汚染される恐れがある。一方、密度の下限は２．２０ｇ／ｃｍ３以上であることが好ましく、２．３０ｇ／ｃｍ３以上、２．４０ｇ／ｃｍ３以上、２．５０ｇ／ｃｍ３以上、特に２．５５ｇ／ｃｍ３以上であることが好ましい。密度が大きすぎると単位面積当たりの重量が大きくなり、取り扱いが困難になる。
　本発明のガラスでは、３０～３８０℃における線熱膨張係数の上限が、６０×１０－７／℃以下であることが好ましく、５６×１０－７／℃以下、５２×１０－７／℃以下、４８×１０－７／℃以下、４４×１０－７／℃以下、４０×１０－７／℃以下、３６×１０－７／℃以下、３４×１０－７／℃以下、３２×１０－７／℃以下、２９．５×１０－７／℃以下、２７．５×１０－７／℃以下、２５．５×１０－７／℃以下、２３．５×１０－７／℃以下、２３．０×１０－７／℃以下、２２．５×１０－７／℃以下、特に２２．０×１０－７／℃以下、であることが好ましい。線熱膨張係数が高すぎると、耐熱性及び耐熱衝撃性が低く、ガラスが高温となる場合に使用が困難となる。また、位置安定性が必要とされる用途には適用しにくくなる。特に、レーザー媒質用途での使用が想定される場合、熱や歪による破損を避けるため、線熱膨張係数は低い方が好ましい。一方、線熱膨張係数の下限に特別な制限はないが、現実的には、３０～３８０℃における線熱膨張係数は－７０×１０－７／℃以上である。
　本発明のガラスでは、ガラスの熱膨張曲線の傾きが変化する温度をガラス転移点（ガラス転移温度）として取り扱う。本発明のガラスでは、ガラス転移点の上限は６７０℃以上であることが好ましく、６７２℃以上、６７４℃以上、６７６℃以上、６７８℃以上、６８０℃以上、６８２℃以上、６８４℃以上、６８６℃以上、６８８℃以上、特に６９０℃以上であることが好ましい。ガラス転移点が低すぎると、ガラスが流動しすぎてしまい、所望の形状に成形することが難しくなる。また、ガラス転移点が低すぎると、高温下での使用時にガラスが変形しやすくなる。
　本発明のガラスでは、ガラス転移点以上の温度において、ガラスの熱膨張曲線の傾きが変化する温度を屈伏点として取り扱う。本発明のガラスでは、屈伏点の上限は７３０℃以上であることが好ましく、７３２℃以上、７３４℃以上、７３８℃以上、７４２℃以上、７４４℃以上、７４６℃以上、７４８℃以上、特に７５０℃以上であることが好ましい。屈伏点が低すぎると、ガラスが流動しすぎてしまい、所望の形状に成形することが難しくなる。また、高温下での使用時にガラスが変形しやすくなる。
　本発明のガラスでは、赤外域において高い透過率が求められる場合においては、厚さ１ｍｍ、波長１２００ｎｍにおける透過率の下限は、０．１％以上であることが好ましく、１％以上、５％以上、１０％以上、２０％以上、３０％以上、４０％以上、５０％以上、６０％以上、７０％以上、８０％以上、８１％以上、８３％以上、８５％以上、８６％以上、８７％以上、特に８８％以上であることが好ましい。一方、赤外域において低い透過率が求められる場合においては、厚さ１ｍｍ、波長１２００ｎｍにおける透過率の上限は、５０％以下であることが好ましく、４０％以下、３０％以下、２０％以下、１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、３％以下、２％以下、特に１％以下であることが好ましい。なお、好適な透過率は、上記に記載した具体的な数値範囲のみに限定されるわけではない。
　本発明のガラスでは、近赤外域で高い透過率が求められる場合においては、厚さ１ｍｍ、波長８００ｎｍにおける透過率の下限は、０．１％以上であることが好ましく、１％以上、５％以上、１０％以上、２０％以上、３０％以上、４０％以上、５０％以上、６０％以上、７０％以上、８０％以上、８２％以上、８４％以上、８５％以上、８６％以上、８７％以上、特に８８％以上であることが好ましい。一方、近赤外域において低い透過率が求められる場合においては、厚さ１ｍｍ、波長８００ｎｍにおける透過率の上限が、５０％以下であることが好ましく、４０％以下、３０％以下、２０％以下、１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、３％以下、２％以下、特に１％以下であることが好ましい。なお、好適な透過率は、上記に記載した具体的な数値範囲のみに限定されるわけではない。
　本発明のガラスでは、可視域において高い透過率が求められる場合においては、厚さ１ｍｍ、波長５５５ｎｍにおける透過率の下限は、０．１％以上であることが好ましく、１％以上、５％以上、１０％以上、２０％以上、３０％以上、４０％以上、５０％以上、６０％以上、７０％以上、８０％以上、８２％以上、８４％以上、８５％以上、８６％以上、８７％以上、特に８８％以上であることが好ましい。一方、可視域において低い透過率が求められる場合においては、厚さ１ｍｍ、波長５５５ｎｍにおける透過率の上限は、５０％以下であることが好ましく、４０％以下、３０％以下、２０％以下、１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、３％以下、２％以下、特に１％以下であることが好ましい。なお、好適な透過率は、上記に記載した具体的な数値範囲のみに限定されるわけではない。
　本発明のガラスでは、ＵＶ－Ａの紫外域において高い透過率が求められる場合には、厚さ１ｍｍ、波長３８０ｎｍにおける透過率の下限は、０．１％以上であることが好ましく、１％以上、５％以上、１０％以上、２０％以上、３０％以上、３６％以上、４０％以上、５０％以上、６０％以上、７０％以上、８０％以上、８２％以上、８３％以上、特に８４％以上であることが好ましい。波長３８０ｎｍにおける透過率が低すぎると、黄色く着色し、所望する無色透明度を得にくくなる。一方、ＵＶ－Ａの紫外域において低い透過率が求められる場合には、厚さ１ｍｍ、波長３８０ｎｍにおける透過率の上限は、５０％以下であることが好ましく、４０％以下、３０％以下、２０％以下、１０％以下、４％以下、３％以下、２％以下、特に１％以下であることが好ましい。なお、好適な透過率は、上記に記載した具体的な数値範囲のみに限定されるわけではない。
　本発明のガラスでは、ＵＶ－Ｂの紫外域において高い透過率が求められる場合には、厚さ１ｍｍ、波長３００ｎｍにおける透過率の下限は、０．１％以上であることが好ましく、１％以上、５％以上、１０％以上、２０％以上、２４％以上、２８％以上、３０％以上、４０％以上、４３％以上、４４％以上、特に４５％以上であることが好ましい。一方、ＵＶ－Ｂの紫外域において低い透過率が求められる場合には、厚さ１ｍｍ、波長３００ｎｍにおける透過率の上限は、５０％以下であることが好ましく、４０％以下、３０％以下、２０％以下、１０％以下、５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、特に１％以下であることが好ましい。なお、好適な透過率は、上記に記載した具体的な数値範囲のみに限定されるわけではない。
　本発明のガラスは、厚み１ｍｍにおけるヘイズが、５％以下、４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、０．５％以下、０．３％以下、０．２％以下、０．１％以下、０．０５％以下、０．０１％以下、０．００５％、特に０．００１％以下であることが好ましい。なお、ヘイズはＪＩＳ　Ｋ７１３６に基づき、ヘイズメーター（日本電色工業製ＮＤＨ　８０００ＳＰ）等を用いて測定することができる。
　本発明のガラスにおいて、図１に示すように端面１１が円形のロッド状である場合には、端面１１の直径の上限は１００ｍｍ以下であることが好ましく、８０ｍｍ以下、６０ｍｍ以下、４０ｍｍ以下、３０ｍｍ以下、２０ｍｍ以下、特に１０ｍｍ以下であることが好ましい。端面１１の直径が上記上限以下であると、均質なガラスを成形しやすく、歩留まりを向上させやすくなる。一方、端面１１の直径の下限は０．１ｍｍ以上であることが好ましく、０．５ｍｍ以上、１ｍｍ以上、３ｍｍ以上、特に５ｍｍ以上であることが好ましい。端面１１の直径が上記下限以上であると、本発明のガラスを、大径レーザーを発振させるためのレーザー媒質として用いることができる。また、レーザーの励起密度を下げることができ、レーザー媒質の損傷を回避し易くなる。尚、図は便宜上、円柱形状としているが形状はそれに限定されず、略円柱状、略楕円柱状、略直方体状等の形状でも構わない。略円柱状、略楕円柱状の概略図は図１と同様となる。また、略直方体状の場合の概略図を図２に示す。いずれの場合も円相当直径を上記直径の値とみなす。
　本発明のガラスの長さの上限は４００ｍｍ以下であることが好ましく、３５０ｍｍ以下、３００ｍｍ以下、２５０ｍｍ以下、２００ｍｍ以下、１５０ｍｍ以下、特に１００ｍｍ以下であることが好ましい。ガラスの長さが上記上限以下であると、均質なガラスを成形しやすく、歩留まりを向上させやすくなる。またレーザー用途で使用する際に、熱膨張の影響を無視しやすくなる。一方、ガラスの長さの下限は１ｍｍ以上であることが好ましく、５ｍｍ以上、１０ｍｍ以上、３０ｍｍ以上、特に５０ｍｍ以上であることが好ましい。ガラスの長さが上記下限以上であると、レーザー用途で使用する際に、冷却効率を向上させやすくなり、ガラスを使用可能な期間を延長しやすくなる。また、レーザー光路長を長くとれるため、高出力のレーザーパワーを発振しやすくなる。
　本発明のガラスにおいて、端面１１の算術平均粗さ（Ｒａ）の上限は２００．００ｎｍ以下であることが好ましく、１００．００ｎｍ以下、５０．００ｎｍ以下、２５．００ｎｍ以下、１０．００ｎｍ以下、５．００ｎｍ以下、４．００ｎｍ以下、３．００ｎｍ以下、２．００ｎｍ以下、特に１．００ｎｍ以下であることが好ましい。端面１１の算術平均粗さが上記上限以下であると、入射光が散乱しづらくなり、ガラスに進入する入射光が増加することで、発光強度を向上させやすくなる。また出射光が散乱されづらくなり、高出力のレーザーパワーを得やすくなる。端面１１の算術平均粗さの下限は０．０１ｎｍ以上であることが好ましく、０．０５ｎｍ以上、特に０．１０ｎｍ以上であることが好ましい。端面１１の算術平均粗さが上記下限以上であると、製造時のコストを低下させやすくなる。
　本発明のガラスにおいて、側面１２の算術平均粗さ（Ｒａ）の上限は２００．００ｎｍ以下であることが好ましく、１００．００ｎｍ以下、５０．００ｎｍ以下、１０．００ｎｍ以下、５．００ｎｍ以下、１．００ｎｍ以下、特に０．５０ｎｍ以下であることが好ましい。側面１２の算術平均粗さが上記上限以下であると、側面１２からの励起光の入射が減衰しづらい。またレーザー媒質内部において、側面１２でのレーザー光の全反射を利用する場合、全反射時にレーザー媒質外へのレーザー光の漏れ量を抑制できることで高出力のレーザー光を得やすくなる。側面１２の算術平均粗さの下限は０．０１ｎｍ以上であることが好ましく、０．０５ｎｍ以上、特に０．１０ｎｍ以上であることが好ましい。側面１２の算術平均粗さが上記下限以上であると、製造時のコストを低下させやすくなる。
　本発明のガラスが板状である場合、その端面の算術平均粗さ（Ｒａ）の上限は１００ｎｍ以下であることが好ましく、５０ｎｍ以下、２５ｎｍ以下、１５ｎｍ以下、１０ｎｍ以下、９ｎｍ以下、８ｎｍ以下、７ｎｍ以下、６ｎｍ以下、５ｎｍ以下、４ｎｍ以下、３ｎｍ以下、２ｎｍ以下、特に１ｎｍ以下であることが好ましい。端面の算術平均粗さが大き過ぎると、ガラス端面からガラス内部に光が入射しにくくなり、かつガラス内部からガラス外部に向けて光が出射されにくくなり、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。また、ガラスが破損しやすくなる。一方、端面の算術平均粗さが小さすぎると、ガラス端面でガラスを物理的に支持しようとした際に、ガラスと支持体の接触面積が小さくなり、摩擦抵抗が小さくなり、確実に支持することが困難になる恐れがある。よって、本発明のガラスの端面の算術平均粗さの下限は０．００００１ｎｍ以上であることが好ましく、０．０００１ｎｍ以上、０．００１ｎｍ以上、０．０１ｎｍ以上、０．１ｎｍ以上であることが好ましい。
　本発明のガラスのうねりの上限は１０μｍ以下であることが好ましく、５μｍ以下、４μｍ以下、３μｍ以下、２μｍ以下、１μｍ以下、０．８μｍ以下、０．７μｍ以下、０．６μｍ以下、０．５μｍ以下、０．４μｍ以下、０．３μｍ以下、０．２μｍ以下、０．１μｍ以下、０．０８μｍ以下、０．０５μｍ以下、０．０３μｍ以下、０．０２μｍ以下、特に０．０１μｍ以下であることが好ましい。うねりが大き過ぎると、特定の位置におけるガラス表面への入射光の入射角度に分布が発生しやすくなり、ガラス表面での光散乱量が平均して大きくなり、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。一方、うねりの下限は特に限定されないが、現実的には、０．０１ｎｍ以上である。
　本発明のガラスの肉厚の上限は３０ｍｍ以下であることが好ましく、２０ｍｍ以下、１０ｍｍ以下、９ｍｍ以下、８ｍｍ以下、７ｍｍ以下、６ｍｍ以下、５ｍｍ以下、特に４ｍｍ以下であることが好ましい。ガラスの肉厚が厚すぎると、ガラス内部での光の減衰率が大きくなり、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。一方、本発明のガラスの肉厚の下限は０．１ｍｍ以上であることが好ましく、０．５ｍｍ以上、特に１ｍｍ以上であることが好ましい。ガラスの肉厚が薄すぎると十分なレーザー増幅ができない。また面積が大きい際に自重での変形が懸念される。
　本発明のガラスの最大厚さと最小厚さの差の上限は、５０μｍ以下であることが好ましく、２５μｍ以下、１０μｍ以下、５μｍ以下、１μｍ以下、５００ｎｍ以下、３００ｎｍ以下、１００ｎｍ以下、５０ｎｍ以下、２５ｎｍ以下、１５ｎｍ以下、１０ｎｍ以下、９ｎｍ以下、８ｎｍ以下、７ｎｍ以下、６ｎｍ以下、５ｎｍ以下、４ｎｍ以下、３ｎｍ以下、２ｎｍ以下、特に１ｎｍ以下であることが好ましい。最大厚さと最小厚さの差が大き過ぎると、表裏面いずれかの方向から入射した光の入射角と、もう一方の面から出射する際の出射角とが、異なる角度になって、不所望に光が散乱し、ぎらついた外観になりやすい。
　尚、ガラスの主面及び端面の算術平均粗さ（Ｒａ）は、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２００１に準拠した方法で測定できる。また、うねりは、触針式の表面形状測定装置を用いて、ＳＥＭＩ　ＳＴＤ　Ｄ１５－１２９６「ＦＰＤガラス基板の表面うねりの測定方法」に準拠した方法で測定できる。肉厚はデジタルノギスや点接触式の粗さ計などの一般的な装置を用いて測定可能である。
　一般に、スピノーダル型分解（第二相以降の相が、体積分率が最も大きい第一相に入り組んだ形で存在し、連続的に混合した分相様式）の分相が生じると、各相の化学的耐久性等の違いから、ガラス表面に凹凸ができやすくなる。鋭意検討の結果、本発明者は、本発明のガラスをガラス転移点以上の温度でアニールすることにより、二相以上の異なる相に分相しうることを突き止め、その分相状態は多くの例でバイノーダル型分解（第二相以降の相が、体積分率が最も大きい第一相の中に点在し、かつ球状等の形状で混合した分相様式）になることを見出した。また、ガラス組成やアニール条件などを好適に制御することで、バイノーダル型分解による分相を任意に発現させ、所望の透過率を有するガラス表面に仕上げられることを見出した。このような事情から、本発明のガラスは単一のガラス相のみで構成されて良く、二相以上を含んだ状態であっても良い。なお、第二相以降の相はガラス状態、結晶状態、気体状態、液体状態のいずれであっても良い。また、第二相以降の相は金属酸化物、金属、有機物などによって構成されてよく、組成についても限定されるものではない。また、第二相以降の相の形状はシート状、粒状、球状、円状、楕円状、線状などが好ましく、前記形状単独でも良いし、それぞれを組み合わせた形状でも良い。尚、分相の様子はフッ酸等の液体によるエッチングをした後に、ＳＥＭ（走査電子顕微鏡）やＡＦＭ（原子間力顕微鏡）等で表面形状を測定することで把握可能である。また、ＦＴ－ＩＲ分光法やラマン分光法などを用いて、試料中の化学結合状態を確認し、非破壊で分相に関する情報を得ることも可能であり、本願明細書に記載の分相状態は、当業者であれば容易に思いつく方法で把握可能である。
　第二相以降の相のサイズの上限は、それぞれの最長部で１００μｍ以下であることが好ましく、５０μｍ以下、３０μｍ以下、１０μｍ以下、５μｍ以下、４μｍ以下、３μｍ以下、２μｍ以下、１μｍ以下、０．５μｍ以下、０．３μｍ以下、０．２μｍ以下、特に、０．１μｍ以下であることが好ましい。第二相以降の相の最長部が長すぎると、ガラスの表面粗さが大きくなり、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。なお、第二相以降の相のそれぞれの最長部のサイズの下限は特に限定されないが、現実的には０．０１ｎｍ以上である。
　第二相以降の相が結晶状態であった場合、結晶の晶系は六方晶系、三方晶系、立方晶系、正方晶系、直方晶系、単斜晶系のいずれかであることが好ましい。なお、結晶の晶系は三斜晶系であっても良いが、この場合、結晶内で複屈折が発生しやすく、結果として光が散乱し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。結晶の晶系が三斜晶系である場合は、結晶と第一相の屈折率差が小さくなるように第一相の組成を設計する必要がある。
　本発明のガラスが二相以上を含んだ状態である場合、第二相以降の相と第一相の屈折率差が大きいと、各相の境界で光が散乱し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる。各相の屈折率差の上限は、屈折率測定における代表的な波長であるｎｄ（５８７．６ｎｍ）、ｎＣ（６５６．３ｎｍ）、ｎＦ（４８６．１ｎｍ）、ｎｅ（５４６．１ｎｍ）、ｎｇ（４３５．８ｎｍ）、ｎｈ（４０４．７ｎｍ）、ｎｉ（３６５．０ｎｍ）、ｎＦ’（４８０．０ｎｍ）、ｎ７８５（７８５ｎｍ）、ｎ１３１０（１３１０ｎｍ）、ｎ１５５０（１５５０ｎｍ）のそれぞれにおいて、１．５以内であることが好ましく、１．３以内、１．１以内、０．９以内、０．７以内、０．５以内、０．３以内、０．１以内、０．０９以内、０．０７以内、０．０５以内、０．０３以内、０．０１以内、０．００８以内、０．００６以内、０．００４以内、０．００２以内、０．０００９以内、０．０００７以内、０．０００５以内、０．０００３以内、０．０００２以内、特に０．０００１以内であることが好ましい。尚、各相の屈折率は、次の手順に従って測定可能である。まず、ガラスの屈折率を測定し得られた値をｎｍとする。次に、エッチング等により少なくとも一相を除去し、試料Ａを得る。エッチングにはフッ化水素酸溶液等を用いることができる。試料Ａの屈折率を測定し得られた値をｎＡとする。エッチング前の重量をＷｍ、エッチング後の重量をＷＡとしたとき、除去した相１の屈折率ｎ１は下記の式により計算する。
ｎ１＝｛ｎｍ―ｎＡ（ＷＡ／Ｗｍ）｝×｛Ｗｍ／（Ｗｍ―ＷＡ）｝
屈折率測定は精密屈折率計（島津製作所社製ＫＰＲ－２０００）等を用いて測定可能である。
　本発明のガラスの屈折率ｎｄ（５８７．６ｎｍ）の上限は、２．５０以下であることが好ましく、２．４０以下、２．２０以下、２．００以下、１．８０以下、１．７０以下、１．６０以下、１．５８以下、１．５５以下、１．５４以下、特に１．５３以下であることが好ましい。ガラスの屈折率が高すぎると、表面や端面で光が散乱し、所望の透過率の高いガラスを得にくくなる恐れがある。一方、本発明のガラスの屈折率ｎｄの下限は、１．２０以上であることが好ましく、１．２５以上、１．３０以上、１．３５以上、１．３８以上、１．４０以上、１．４２以上、特に１．４３以上であることが好ましい。屈折率が低すぎると、本発明のガラスと空気との屈折率差が小さくなり、本発明のガラスを視認することが難しくなり、製造中の取り扱いが困難になる恐れがある。
　本発明のガラスは、未研磨の表面を有することが好ましい。ガラスの理論強度は、本来、非常に高いが、理論強度よりも遥かに低い応力でも破壊に至ることが多い。これは、ガラスの表面にグリフィスフローと呼ばれるナノオーダーの小さな欠陥がガラス成形後の工程、例えば研磨工程等で生じるからである。よって、本発明のガラスの表面を未研磨とすれば、本来の機械的強度を損ない難くなり、ガラスが破壊し難くなる。また、研磨工程を省略し得るため、製造コストを低廉化することができる。なお、例えば本発明のガラスが板状である場合、両主面の有効面全体を未研磨の表面とすれば、本発明のガラスは更に破壊し難くなる。また、有効面全体を未研磨の表面にするためには、成形時点で有効面に相当する部分を自由表面にすることが効果的である。更に、成形時に、有効面に相当する部分が固体部材等と接触したとしても、成形後に固体部材等と接触した部分をガラス転移点以上の温度で再加熱することで、自由表面に似た滑らかな表面を作り出すことが出来る。
　本発明のガラスは、代表的な化学的耐久性である耐水性が高いことが好ましい。具体的には、ＪＩＳ　Ｒ３５０２（１９９５）に準拠した方法でアルカリ溶出量を測定した際に、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏの溶出量の上限がそれぞれ２ｍｇ以下であることが好ましく、１．８ｍｇ以下、１．６ｍｇ以下、１．４ｍｇ以下、１．２ｍｇ以下、１．０ｍｇ以下、０．８ｍｇ以下、０．６ｍｇ以下、０．４ｍｇ以下、０．２ｍｇ以下、０．１ｍｇ以下、０．００５ｍｇ以下、特に０．００３ｍｇ以下であることが好ましい。耐水性が低いと、ガラス表面でのアルカリ金属とプロトン等とのイオン交換が進行しやすく、イオン交換が進行した部分が変質し、割れ等が発生しやすくなる。
　本発明のガラスは、化学強化等を施しても良い。化学強化処理の条件はガラス組成、各相の体積分率、溶融塩の種類などを考慮して、処理時間や処理温度を適切に選択すればよい。例えば、化学強化しやすくなるように、残存ガラス相に含まれうるＮａ２Ｏを多く含んだガラス組成を選択しても良い。また、溶融塩はＬｉ、Ｎａ、Ｋ等の一価のカチオンやＭｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ、Ｚｎ等の二価のカチオンを単独で含んでも良いし、複数含んでいても良い。さらに、通常の一段階強化だけでなく、多段階での化学強化を選択しても良い。なお、溶融塩としては、硝酸塩（硝酸カリウム、硝酸ナトリウム、硝酸リチウム等）、炭酸塩（炭酸カリウム、炭酸ナトリウム、炭酸リチウム等）、硫酸塩（硫酸カリウム、硫酸ナトリウム、硫酸リチウム等）、塩化物塩（塩化カリウム、塩化ナトリウム、塩化リチウム等）やこれらを組み合わせたものを用いることが出来る。中でも、溶融塩として融点の低い硝酸塩等を用いることが好ましく、特に硝酸ナトリウムを用いることが好ましい。イオン交換する温度は３３０～５５０℃、３５０～５００℃、特に３９０～４５０℃であることが好ましく、イオン交換する時間は３０分～１２時間、４５分～１０時間であることが好ましい。なお、必要とされる用途や強度に応じて、上記強化条件は任意に変えてもよく、好適な条件は必ずしも上記に限られるものではない。
　本発明のガラスに化学強化等によって圧縮応力を付与する際は、ガラスの圧縮応力値（ＣＳ）の下限は５０ＭＰａ以上であることが好ましく、１００ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ以上、２００ＭＰａ以上、２３０ＭＰａ以上、２６０ＭＰａ以上、特に３００ＭＰａ以上であることが好ましい。ガラスの圧縮応力値が小さすぎるとビッカース硬度や曲げ強度が低くなる虞がある。
　本発明のガラスに化学強化等によって圧縮応力を付与する際は、ガラスの圧縮応力深さ（ＤＯＣ）の下限は１０μｍ以上であることが好ましく、５０μｍ以上、１００μｍ以上、１１０μｍ以上、特に１２０μｍ以上であることが好ましい。ガラスの圧縮応力深さが小さすぎると破壊強度が低くなる虞がある。なお、圧縮応力値（ＣＳ）、圧縮応力深さ（ＤＯＣ）は、散乱光光弾性応力計ＳＬＰ－１０００（株式会社折原製作所製）及び表面応力計ＦＳＭ－６０００（株式会社折原製作所製）を用いて測定可能である。
　本発明のガラスでは、加傷４点曲げ強度の下限は１５０ＭＰａ以上であることが好ましく、２００ＭＰａ以上、２３５ＭＰａ以上、２４５ＭＰａ以上、特に２５０ＭＰａ以上であることが好ましい。加傷４点曲げ強度が低すぎると、スマートフォンのカバーガラス等として使用した際、落下時に割れやすくなる。一方、加傷４点曲げ強度の上限は特に限定されないが、現実的には１５００ＭＰａ以下である。なお、加傷４点曲げ強度は、次のような手順で測定可能である。まず、５０ｍｍ×５０ｍｍ×０．６ｍｍ厚に加工したガラス板を垂直にした状態で、１．５ｍｍ厚のＳＵＳ板をガラス板の主面及びその反対面にあてがい、ガラス板を固定する。これに対してＰ１８０番手のサンドペーパー越しに振り子状のアーム先端を衝突させ、加傷させる。アーム先端はφ５ｍｍの鉄製のシリンダーであり、アーム重量は５５０ｇである。アームを振り下ろす高さは衝突点から５ｍｍとする。加傷させたガラス板について４点曲げ強度を測定する。
　なお、ビッカース硬度を評価する場合には、まず湿度３０％、温度２５℃に保持された恒温恒湿槽内において、ビッカース硬度計のステージに各試料を載置し、ガラス表面（光学研磨面）にビッカース圧子（菱形状のダイヤモンド圧子）を種々の荷重で１５秒間押し付ける。次に、徐荷後１５秒までに圧痕の四隅から発生するクラック数をカウントし、最大のクラック数（４ヶ）に対する割合を求め、クラック発生率とする。なお、このクラック発生率は、同一荷重で２０回測定し、その平均値を求めたものである。最後に、クラック発生率が５０％になる時の荷重をクラック抵抗値とし、そのクラック抵抗値が１４０ｇｆ以上のものを「○」、１４０ｇｆ未満のものを「×」として評価する。
　なお、ヤング率、剛性率を評価する場合には、１２００番アルミナ粉末を分散させた研磨液で表面を研磨した板状試料（４０ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍ）について、自由共振式弾性率測定装置（日本テクノプラス製ＪＥ－ＲＴ３）を用いて室温環境下にて測定することとする。
　なお、本発明のガラスが結晶化ガラスである場合も、上記と同様の特性を有することが好ましい。
　本発明のガラスの形状は、通常は板形状またはロッド形状であるが、これに限定されず、用途に応じて適宜選択すればよい。例えば、球状、レンズ形状、スラブ形状が挙げられ、これら形状により出射する光の方向を制御してもよい。
　本発明のガラスは光学装置の光学素子としても好適に用いることができる。図３に、本実施形態に係るガラスを用いたレーザー発振装置の構成の例を示す模式図を示す。レーザー発振装置２は、励起光源２０、共振器２２、２４、及び波長変換部材２６から構成される。互いに平行になるよう配置した共振器２２及び２４の間に、本実施形態に係るガラスを用いた波長変換部材２６が配置される。共振器２２は、励起光Ｌを透過し、波長変換された光を全反射するように設計したものを用い、共振器２４は、波長変換された光の一部を透過するよう設計したものを用いる。波長変換部材２６は、本実施形態に係るガラスであり、共振器２２及び２４と平行に位置する面（端面１１）を鏡面研磨したものを用いる。励起光源２０による励起光Ｌを波長変換部材２６に入射することよって発生した波長変換された光は、共振器２２及び２４と波長変換部材２６の間を往復することによって増幅される。そして、波長変換部材２６で発生した波長変換された光の一部が、共振器２４を通し、レーザー光として外部へ取り出される。励起光源２０には、例えば、固体レーザーや半導体レーザー等を用いることができる。
　本実施形態に係るガラス組成物を用いた光学素子や光学装置は、上述したレーザー発振装置に限るものではなく、種々の装置に使用することができる。
　次に本発明のガラスの製造方法を説明する。
　本発明のガラスの製造方法は、ガラス原料を溶融して溶融ガラスを得る工程、及び、溶融ガラスを成形する工程を備える。
　ガラス原料を溶融して溶融ガラスを得る工程では、具体的には、まず、上記組成のガラスとなるように調製した原料バッチ（ガラス原料）を、ガラス溶融炉に投入し、１２００～１８００℃で溶融し、溶融ガラスを得る。ガラス溶融時は、バーナー等を用いた火炎溶融法、電気加熱による電気溶融法、レーザー照射による溶融法、プラズマによる溶融法の溶融方法のうち、いずれか一つの方法または二つ以上の方法を組み合わせて用いて良い。
　溶融ガラスを成形する工程では、得られた溶融ガラスを成形してガラスを得る。この工程における成形方法としては、オーバーフロー法、フロート法、ダウンドロー法、スロットダウン法、無容器法、ブロー法、プレス法、ロール法、ブッシング法及び管引き法が挙げられる。また、成形後にガラスをガラス転移点以上の温度に再加熱しても良い。このようにすれば、表面品位が良好な本発明のガラスを製造することができる。
　オーバーフロー法で成形する場合、樋状耐火物の下頂端部分におけるガラスの粘度は、１０３．５～１０５．０ｄＰａ・ｓが好ましい。樋状構造物の下頂端部分に何も力を加えなければ、ガラスは表面張力によって縮みながら下方へ落下していく。これを防ぐためにガラス生地の両側をローラーで挟み込みガラス生地が縮まないように幅方向に引き伸ばす必要がある。本発明のガラスを成形する場合、ガラス自身が有する熱量が小さいため、樋状耐火物から離れた瞬間からガラスの冷却速度は急激に速くなる。よって、樋状耐火物の下頂端部分でのガラスの粘度は、好ましくは１０５．０ｄＰａ・ｓ以下、１０４．８ｄＰａ・ｓ以下、１０４．６ｄＰａ・ｓ以下、１０４．４ｄＰａ・ｓ以下、１０４．２ｄＰａ・ｓ以下、特に１０４．０ｄＰａ・ｓ以下である。このようにすれば、幅方向に引っ張り応力を付与した際に、破損を防止しつつ板幅を広げることが可能になると共に、安定して下方へ延伸することが可能になる。
　次に得られたガラスをアニールする。アニールの目的は主に、歪や残留応力の除去である。この場合、歪点付近（≒ガラス転移点－５～－２０℃）の温度帯に、少なくとも１分以上、より好ましくは３分以上、１６分以上、最も好ましくは３０分超滞在させて熱処理することが好ましい。このようにすることで、単一のガラス相のみで構成されるガラスを得やすくなり、結果としてガラスの化学的耐久性が高まり、ガラスの表面を任意に制御しやすくなり、所望する透過率の高いガラスを得やすくなる。他方、アニールによって、歪や残留応力の除去とともに、ガラスに分相を形成させても良い。この場合、歪点より高い温度帯に、少なくとも１分以上、より好ましくは３分以上、１６分以上、最も好ましくは３０分超滞在させて熱処理することが好ましい。このようにすることで、ガラスを分相させることができ、その分相状態は多くの例でバイノーダル型分解になる。なお、本発明のガラスを分相させた場合、ＳｉＯ２を多く含む第一相とそれ以外の第二相以降の相に分かれるが、第二相以降の相の化学的耐久性は第一相よりも低いことが多い。このような場合、各相の化学的耐久性等の違いから、ガラス表面に凹凸ができやすくなるが、前述した好適なガラス組成に設計することで、凹凸の状態は、所望の透過率を得られる程度に抑えることができる。また、微細な凹凸を付与することで、本発明のガラスと本発明のガラスに接触するモノとの離型性を高められるほか、ガラス表面の表面積を自由表面状態よりも大きくすることで、摩擦力を高めたり、物理的、化学的吸着力を高めたりすることができ、本発明のガラスを高機能化することにつながる。なお、音波や電磁波を印加、照射しながらアニールしても良い。
　さらに、高温にした本発明のガラスを冷却する際の冷却速度はある特定の温度勾配としても良く、二水準以上の温度勾配としても良い。耐熱衝撃性を十分に得たい場合、冷却速度を制御して残存ガラス相の構造緩和を十分に行うことが望まれる。その場合、アニールの最高温度から２５℃までの平均冷却速度は、本発明のガラスの表面から最も遠いガラス内部の部分において３０００℃／分、１０００℃／分以下、５００℃／分以下、４００℃／分以下、３００℃／分以下、２００℃／分以下、１００℃／分以下、５０℃／分以下、２５℃／分以下、１０℃／分以下、特に５℃／分以下であることが好ましい。また、長期間にわたる寸法安定性を得たい場合は、さらに２．５℃／分以下、１℃／分以下、０．５℃／分以下、０．１℃／分以下、０．０５℃／分以下、特に０．０１℃／分以下であることが好ましい。風冷、水冷等による物理強化処理を行う場合を除き、ガラスの冷却速度はガラス表面の冷却速度とガラス表面から最も遠い肉厚内部との冷却速度が近いことが望ましい。表面から最も遠いガラス内部の部分における冷却速度を表面の冷却速度で除した値は、０．０００１～１、０．００１～１、０．０１～１、０．１～１、０．５～１、０．８～１、０．９～１、特に１であることが好ましい。１に近いことで、本発明のガラスの全位置において、残留歪が生じにくく、長期の寸法安定性を得やすくなる。なお、表面の冷却速度は、接触式測温や放射温度計で見積もることができる。ガラス内部の温度は高温状態のガラスを冷却媒体中に浸漬し、冷却媒体の熱量及び熱量変化率を計測して得られた数値データと、ガラスと冷却媒体の比熱、熱伝導度等から見積もることができる。
　得られた本発明のガラスは切断しても構わない。例えば、ワイヤーソーを用いて切断する場合、ワイヤーソーに研磨砥粒を含むスラリーを供給しながら切断することが好ましい。
　溶融ガラスを成形する工程で得られたガラスに熱処理を施して結晶化する工程を備えていても良い。
　具体的には、アニール後のガラスを熱処理して結晶化させることで、結晶化ガラスを得ることが可能である。結晶化条件としては、以下の通りである。まず、核形成を７００℃～１２００℃（好ましくは７５０～９００℃）で０．１～６０時間（好ましくは０．２５～５０時間、より好ましくは１～４０時間）行い、続いて結晶成長を８００～１３００℃（好ましくは８５０～１１００℃）で０．１～５０時間（好ましくは０．２～１０時間、より好ましくは０．２５～５時間）行う。なお、核形成及び結晶成長の各工程における熱処理は、ある特定の温度のみで行って良く、二水準以上の温度に保持し段階的に熱処理しても良く、温度勾配を与えながら加熱しても良い。また、核形成を行わず、結晶成長の熱処理のみを行っても良い。このようにすることで、たとえば、以下の結晶を析出させた結晶化ガラスを得ることができる。具体的には、Ａｌ２ＳｉＯ５（ケイ酸アルミニウム）、ジルコニア、ジルコニアチタネート、スズ含有ジルコニア系酸化物、チタニア、アルミノチタネート、β－石英固溶体、α－石英、β－石英、β－スポジュメン固溶体、スポジュメン、ジルコン、コーディエライト、エンスタタイト、マイカ、ネフェリン、アノーサイト、リチウムダイシリケート、リチウムメタシリケート、ウォラストナイト、ディオプサイト、クリストバライト、トリジマイト、長石、スピネル系結晶、金属コロイドなどである。また、これら結晶は一種類のみを含有しても良く、二種類以上を含有しても良い。
　また、アニールによって結晶を析出させても良く、音波や電磁波を印加、照射することで結晶化を促進しても良い。さらに、高温にした本発明の結晶化ガラスを冷却する際の冷却速度はある特定の温度勾配としても良く、二水準以上の温度勾配としても良い。冷却速度は、上記のガラスの冷却速度と同様にすることが望ましい。
　なお、析出結晶はＸ線回折装置（リガク製　全自動多目的水平型Ｘ線回折装置　Ｓｍａｒｔ　Ｌａｂ）を用いて評価することができる。スキャンモードは２θ／θ測定、スキャンタイプは連続スキャン、散乱および発散スリット幅は１°、受光スリット幅は０．２°、測定範囲は１０～６０°、測定ステップは０．１°、スキャン速度は５°／分とし、同機種パッケージに搭載された解析ソフトを用いて主結晶および結晶粒径の評価を行うことができる。また、主結晶の平均結晶子サイズはデバイ・シェラー（Ｄｅｂｅｙｅ－Ｓｈｅｒｒｅｒ）法に基づいて、測定したＸ線回折ピークを用いて算出できる。なお、平均結晶子サイズ算出用の測定では、スキャン速度は１°／分とする。
　次に実施例に基づいて本発明を説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。表１～６に本発明の実施例に係るガラス（実施例Ｎｏ．１～２３）及び比較例に係るガラス（比較例Ｎｏ．２４）の組成・特性値を示している。
　まず各表に記載の組成を有するガラスとなるように、各原料を酸化物、水酸化物、炭酸塩、硝酸塩等の形態で調合し、ガラスバッチを得た。得られたガラスバッチを１２００～１８００℃で０．５～４００時間溶融後、得られた溶融ガラスを冷却しながら、ロール法にて圧延し、幅１００ｍｍ、厚さ５ｍｍになるように成形した。その後、徐冷炉を用いてガラス転移点－１５０～－５０℃で３０分間熱処理し、徐冷炉を室温まで－１００℃／ｈで降温することにより、各表に記載の組成を有するガラスを得た。
　得られたガラスを物理研磨、化学研磨、化学エッチング、ファイアブラスト等により加工し、密度、線熱膨張係数、粘度等の評価用試料を作製し、評価を行った。また、上記の溶融ガラスをオーバーフロー法により、長さ寸法４００ｍｍになるように成形し、徐冷炉を用いてガラス転移点－１５０～－５０℃で３０分間熱処理し、徐冷炉を室温まで－１００℃／ｈで降温することにより、ガラス板を得た。
　得られたガラスのＬｉ２Ｏ含有量は、原子吸光分析装置（アナリティクイエナ製　ＣｏｎｔｒＡＡ６００）を用いて分析した。まず、ガラスを粉砕し純水で湿潤した後、過塩素酸、硝酸、硫酸、フッ酸などを添加して融解させた。その後、融解させたガラスのＬｉ２Ｏ含有量を原子吸光分析装置で測定した。なお、予め準備しておいた濃度既知のＬｉ２Ｏ溶液を用いて作成した検量線に基づき、融解させたガラスのＬｉ２Ｏ含有量を求めた。また、その他成分に関しては、ＩＣＰ－ＭＳ装置（ＡＧＩＬＥＩＮＴ　ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹ製　Ａｇｉｌｅｎｔ８８００）ないし原子吸光分析装置を用いて測定した。あるいは、予めＩＣＰ－ＭＳ装置または原子吸光分析装置を用いて測定した濃度既知のガラス試料を検量線用試料とし、ＸＲＦ（蛍光Ｘ線）分析装置（ＲＩＧＡＫＵ製ＺＳＸ　Ｐｒｉｍｕｓ４）で検量線を作成した後、その検量線に基づき、測定試料のＸＲＦ分析値から実際の各成分の含有量を求めた。ＸＲＦ分析の際、管電圧や管電流、露光時間等は分析成分に応じて随時調整した。
　密度はアルキメデス法で評価した。
　線熱膨張係数は、２０ｍｍ×３．８ｍｍφに加工した試料を用いて、３０～３８０℃の温度域で測定した平均線熱膨張係数により評価した。測定にはＮＥＴＺＳＣＨ製Ｄｉｌａｔｏｍｅｔｅｒを用いた。また、同一測定器を用いて、ガラス試料の３０～７５０℃の温度域の熱膨張曲線を計測し、その変曲点を算出することでガラス転移点と屈伏点を評価した。
　高温粘度は白金球引き上げ法により、以下のようにして評価した。塊状のガラス試料を適正な寸法に破砕し、アルミナ製坩堝に投入した。続いてアルミナ坩堝を加熱して、試料を融液状態とし、複数の温度におけるガラスの粘度の計測値を求め、Ｖｏｇｅｌ－Ｆｕｌｃｈｅｒ式の定数を算出して粘度曲線を作成し、各粘度（１０４ｄＰａ・ｓ、１０３．５ｄＰａ・ｓ、１０３ｄＰａ・ｓ、１０２．５ｄＰａ・ｓ及び１０２ｄＰａ・ｓ）における温度を算出した。
　透過率、明度及び色度は、光学研磨相当の表面粗さを有する肉厚１ｍｍの試料を用い、分光光度計により評価した。測定には日本分光製　分光光度計　Ｖ－６７０を用いた。なお、Ｖ－６７０には積分球ユニットである「ＩＳＮ－７２３」を装着しており、測定した透過率は全光透過率に相当する。また、測定波長域は２００～２５００ｎｍ、スキャンスピードは２００ｎｍ／分、サンプリングピッチは１ｎｍ、バンド幅は２００～８００ｎｍの波長域で５ｎｍ、それ以外の波長域で２０ｎｍとした。測定前にはベースライン補正（１００％合わせ）とダーク測定（０％合わせ）を行った。ダーク測定時はＩＳＮ－７２３に付属された硫酸バリウム板を取り外した状態で行った。測定した透過率を用い、ＪＩＳＺ８７８１－４２０１３及びそれに対応する国際規格に基づいて三刺激値ＸＹＺを算出し、各刺激値から明度及び色度を算出した（光源Ｃ／１０°）。
　色外観については、目視で判定した。
　蛍光性は、励起光として波長８０８ｎｍを、蛍光波長として１０６０ｎｍを用いて評価した。蛍光を示したものを「〇」、蛍光を示さなかったものを「×」として評価した。なお、蛍光分光光度計を用いて、励起光と発光の測定を行った。また、今回はＮｄの光吸収波長として知られる８０８ｎｍを励起光として用いたが、８０８ｎｍ以外の波長を励起光として用いても良い。更に、今回は蛍光波長として１０６０ｎｍを用いたが、実際には１０６０ｎｍ以外の波長においても蛍光が発しうる。このため、本発明の用途に応じて、１０６０ｎｍ以外の波長を蛍光波長として評価しても良い。
　本発明の実施例Ｎｏ．１～２３のガラスは、線熱膨張係数が低く、耐熱性及び耐熱衝撃性の高い材料であった。Ｎｏ．１～９及びＮｏ．１８～２３のガラスの色外観は、薄青であった。また、Ｎｏ．１～２３のガラスは、蛍光を示した。その際の励起光波長は８０８ｎｍ、蛍光波長は１０６０ｎｍであった。
　比較例Ｎｏ．２４のガラスは希土類元素を含んでおらず、蛍光性を示さなかった。
　本発明の線熱膨張係数が低いガラスは、レーザー媒質に用いられることが好ましい。また、本発明の線熱膨張係数が低いガラスが結晶化ガラスである場合にもレーザー媒質に好適に用いることができる。尚、本発明の線熱膨張係数が低いガラスの用途は上記に限定されるものではない。
　１…ガラス
　１１…端面
　１２…側面
　２…レーザー発振装置
　２０…励起光源
　２２…共振器
　２４…共振器
　２６…波長変換部材

Claims (18)

  1. 　モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｉ２Ｏ　０～５％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％を含有することを特徴とするガラス。
  2. 　モル％で、Ｐ２Ｏ５　０％超を含有することを特徴とする請求項１に記載のガラス。
  3. 　モル％で、Ｆｅ２Ｏ３　０％超を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  4. 　モル％で、Ｌｍ２Ｏ３（Ｌｍは、Ｌａ、Ｙ及びＬｕから選択される少なくとも１種類）　０～１０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  5. 　モル％で、ＳｎＯ２　０％超を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  6. 　モル％で、ＺｎＯ　１２．５％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  7. 　モル％で、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　１５％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  8. 　モル％で、（Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２）／（Ａｌ２Ｏ３＋Ｐ２Ｏ５）が０．０００００１６以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  9. 　モル％で、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２が０．００００２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  10. 　モル％で、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ　０～６．０％、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　０～２．６％、Ｐ２Ｏ５×ＴｉＯ２　０．０１以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  11. 　３０～３８０℃における線熱膨張係数が、６０×１０－７／℃以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のガラス。
  12. 　モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％、Ｐ２Ｏ５　０超～２０％、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ　０～１０％、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　０～５％を含有し、３０～３８０℃における線熱膨張係数が、４０×１０－７／℃以下であることを特徴とするガラス。
  13. 　モル％で、ＳｉＯ２　４５～８５％、Ａｌ２Ｏ３　３～２３％、Ｂ２Ｏ３　０～１３％、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％、Ｐ２Ｏ５　０超～２０％、Ｌｉ２Ｏ　０～５％、ＺｒＯ２　０～２０％、ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ　０～１０％、Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ　０～２．９％を含有し、モル比（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）／Ｐ２Ｏ５が８８０００以下であり、３０～３８０℃における線熱膨張係数が、４０×１０－７／℃以下であることを特徴とするガラス。
  14. 　モル％で、ＴｉＯ２　０％超を含有することを特徴とする請求項１、２、１２、１３のいずれかに記載のガラス。
  15. 　モル％で、Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎは、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｙｂ、Ｅｒ、Ｐｒ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ及びＴｍから選択される少なくとも１種）　０．０１～１１％を含有し、３０～３８０℃における線熱膨張係数が５～４０×１０－７／℃であることを特徴とするガラス。
  16. 　レーザー媒質に用いられることを特徴とする請求項１、２、１２、１３、１５のいずれかに記載のガラス。
  17. 　請求項１、２、１２，１３、１５のいずれかに記載のガラスを備えることを特徴とするレーザー発振装置。
  18. 　請求項１、２、１２，１３、１５のいずれかに記載のガラスを製造するための方法であって、
    　ガラス原料を溶融して溶融ガラスを得る工程、及び、前記溶融ガラスを成形する工程、を備え、
    　前記溶融ガラスを成形する工程において、オーバーフロー法、フロート法、ダウンドロー法、スロットダウン法、無容器法、ブロー法、プレス法、ロール法、ブッシング法又は管引き法により成形することを特徴とするガラスの製造方法。
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