JPH0437619A - 光学素子成形用型及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、レンズ、プリズム等のガラス製光学素子を、
ガラス素材のプレス成形により製造するのに使用される
型及びその製造方法に関するものである。

［従来の技術］ 研磨工程を必要としないでガラス素材のプレス成形によ
ってレンズを製造する技術は従来のレンズの製造に於て
必要とされた複雑な工程をなくし、簡単かつ安価にレン
ズを製造することを可能とし、近来、レンズのみならず
プリズムその他のガラス製光学素子の製造に使用される
ようになってきた。

このようなガラスの光学素子のプレスに使用される型材
に要求される性質としては、硬さ、耐熱性、離型性、鏡
面加工性等に優れていることが挙げられる。従来、この
種の型材として金属やセラミックス及びそれらをコーテ
ィングしたものとして特開昭４９−５１１２、特開昭５
２−４５６１３、特開昭６０−２４６２３０を初めとし
、数多（の提案がされている。しかし、これらの型及び
コーテイング材は、酸化し易い物質であったり、成形品
であるガラスとの融着やガラス面に曇りを生ずる等光学
ガラスの型材やコーテイング材として適当ではなかった
。

［発明が解決しようとする課題］ これに対し、最近は上記の物質よりもガラスとの化学反
応が起こりにく（、酸化にも強く、大きな硬度を持つダ
イヤモンドをコーティングしたガラス成形用型（特開昭
６１−１８３１３４．特開昭６１−２４２９２２、特開
平１−３０１８６４）が提案されている。しかしながら
、ガラス成形用型のコーテイング材として勝れた性質を
持つダイヤモンドのみから成る膜の堆積速度は、堆積方
法にも依存するが、−射的にはアモルファス炭素が共存
する膜よりも遅（、型の生産性という観点からは好まし
くない。また、ダイヤモンド膜は゛、平坦な結晶面に囲
まれた多面体粒子の集合体であるためにダイヤモンド粒
子の境界には２つ以上の平面で囲まれた空間が存在し、
ダイヤモンド結晶のみで２次元平面を完全に埋めること
はできず、ダイヤモンド膜は成形用型材としては］の当
でない。

また、ダイヤモンド、グラファイト及びアモルファス状
カーボンの３種類の物質から成る混合膜をコーティング
した型（特開平１−３０１８６４）は、温度変化で剥離
することは稀であるが、特にアモルファス成分が多い膜
では成形を重ねるにしたがいアモルファス状カーボンが
摩耗し、ダイヤモンド結晶だけが特異的に残り、最大面
粗さ２００人という面精度を保つことができなくなると
いう欠点を有している。

従って、本発明の第１の目的は、ダイヤモンド粒子間に
空隙の存在しない膜が被覆された成形用型及びその製造
方法を提供することにある。

本発明の第２の目的は、ダイヤモンドの堆積速度が速く
、型の生産性が高い成形用型の製造方法を提供すること
にある。

本発明の第３の目的は、酸化し難く、ガラスとの融着や
ガラス面に曇りを生じない、コーティング成形用型及び
その製造方法を提供することにある。

本発明の第４の目的は、硬さ、耐熱性、離型性、鏡面加
工性等に優れている成形用型及びその製造方法を提供す
ることにある。

［課題を解決するための手段及び作用］本発明は、以上
述べたようなダイヤモンド粒子間の空隙の存在、堆積速
度の遅さを解決するためになされたものであり、光学ガ
ラス素子の形状に対応するようにあらかじめ加工したガ
ラス成形用型にコーティングするダイヤモンド膜の構造
をダイヤモンド結晶とアモルファス炭素の共存相とする
ことによって、上記問題点を解決したものである。

すなわち、本発明は、■ガラス製光学素子のプレス成形
に使用される型において、型母材の少なくとも成形面に
はダイヤモンド結晶とアモルファス炭素の共存相からな
る膜が被覆されていることを特徴とする、光学素子成形
用型、■ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型
の製造方法において、型母材の少なくとも成形面に気相
法によってダイヤモンド結晶とアモルファス炭素の共存
相を堆積することを特徴とする、光学素子成形用型の製
造方法、並びに、■堆積したダイヤモンド結晶とアモル
ファス炭素の共存相の表面粗さが光学素子成形用型とし
ての面精度を十分に満たしていない場合には、型表面を
研磨することを特徴とする、前記光学素子成形用型の製
造方法である。

以下、本発明に付いて詳述する。

本発明のダイヤモンド膜の形成には、既に公知のマイク
ロ波プラズマＣＶＤ法、高周波プラズマＣＶＤ法、直流
プラズマＣＶＤ法、直流アーク熱プラズマＣＶＤ法、高
周波熱プラズマＣＶＤ法、燃焼炎法、熱フィラメント法
、電子アシストプラズマＣＶＤ法等既に公知のダイヤモ
ンド膜の形成力？去を用いる。

これらの装置を用いてダイヤモンド膜を形成する原料ガ
スには、炭素含有ガスを用いる。これに混合するガスと
して、水素、酸素、ヘリウム、ネオン、アルゴン、キセ
ノン等を用いる。炭素含有物としては、メタン、エタン
、プロパン、アタマンタン等の飽和炭化水素類、ベンゼ
ン、ナフタリン等の不飽和炭化水素類及びこれらの水素
原子置換体、メタノール、エタノール等のアルコール類
、−酸化炭素、二酸化炭素等の酸化物、アセトアルデヒ
ド、ホルムアルデヒド等のアルデヒド類、ギ酸、酢酸等
のカルボン酸類、アセトン、ジエチルケトン等のケトン
類、メチルエーテル、エチルエーテル等のエーテル類を
用いる。これらの炭素含有物のうち室温でガスのものは
そのままボンベより成膜室へ導入するが、室温で液体や
固体のものはバブリングや加熱してガス化してから成膜
室へ導入する。

上に述べたダイヤモンド堆積法の１つによってダイヤモ
ンド膜を堆積する時にダイヤモンドの堆積速度は、上記
原料物質の濃度によって大きく変化し、一般に、炭素含
有物質の濃度が高ければ高いほど速く成る。しかしなが
ら、炭素含有物質の濃度が高ければ高いほどダイヤモン
ド膜中のアモルファス炭素やグラファイトの混入量は増
加する。このダイヤモンド膜中のアモルファス炭素やグ
ラファイトの存在の仕方を以下に述べる。先ずこれらア
モルファス炭素やグラファイトは、−個のダイヤモンド
粒子の中に存在することは稀であり、いくつかの小さな
グラファイト微結晶や髭結晶がアモルファス炭素の中に
包み込まれる形で存在する。更にまた、アモルファス炭
素は、ダイヤモンド結晶間にも存在する。つまり、ダイ
ヤモンドはダイヤモンド、グラファイトはグラファイト
でそれぞれ結晶を作り、それらの間をアモルファス炭素
が埋めていいる形態である。

これらグラファイトやアモルファス炭素のガラス成形へ
の影響を見るために種々のダイヤモンド膜を用いて検討
の結果、グラファイトとアモルファス炭素の塊は、成形
時におけるダイヤモンド膜とガラスの反応性を高め、成
形による膜の劣化を招く原因となり好ましくないことが
解った。ただし、ダイヤモンド結晶粒子間のアモルファ
ス炭素の存在は、成形プロセスに全く影響しないことが
判明した。更にまた、炭素含有物質の濃度を高めても以
下に述べる朧結晶の選択堆積法を用いると、グラファイ
トとアモルファス炭素の塊が生成する確率を減少でき、
ダイヤモンド粒子間のみにアモルファス炭素が存在する
ダイヤモンド膜を生成できることが判明した。これをＳ
ＥＭ写真を基にした模式図で示すと第１図の様になる。

同図で９ダイヤモンド粒子、１０はアモルファス炭素で
ある。つまり、堆積速度が速（、しかも成形プロセスに
は悪影響の少ないダイヤモンド膜を生成できることが解
った。

以下、選択堆積の具体的な方法について述べる。ダイヤ
モンド結晶の選択堆積は、型母材上にダイヤモンド結晶
が成長しやすい領域としにくい領域をもうけることによ
って行なう。

例えば、第２図（ａ）〜（ｆ）に示すように、先ず型母
材５上の核形成密度を高めるためにダイヤモンド砥粒を
含む有機溶媒中で超音波処理し型表面に傷を形成する（
ａ）。次に型表面にレジスト６を塗布しくｂ）、電子線
リソグラフィー等によりレジストパターンを形成する（
Ｃ）。その後、Ａｒイオンビーム等で型表面をエツチン
グして、レジストのない部分の傷を取り去り（ｄ）、レ
ジスト除去後（ｅ）、ダイヤモンドを堆積すると、傷の
ある部分にのみダイヤモンドの核７の形成が起こり（ｆ
）のようにダイヤモンド８が堆積できる。

又、型表面にあらかじめダイヤモンド微粒子を撒いた後
にレジストを塗布し、レジストのバタンを形成し、レジ
ストの存在する部分だけにダイヤモンド結晶を堆積する
方法、イオンビームエツチング、フォーカストイオンビ
ーム等でパターン上に凹凸を形成しこの凹の部分のみに
ダイヤモンド結晶を堆積する方法等がある。更に又、型
母材上にパターンを形成したマスクを置いてダイヤモン
ド結晶を堆積する方法もあるが、選択堆積の方法はここ
に述べた方法以外だけではなく、他の方法を用いること
も可能である。

選択堆積をする際に形成するパターンは、全体として２
次元子面を埋めることができるものならばどのような形
状でもさしつかえない。

例えば、第２図（ｇ）に示すように、正方格子の各格子
点上に円状の核形成密度の高い領域を円状にパターニン
グしても良いし、（ｈ）に示すように、三角格子の各格
子点上に円状の核形成密度の高い領域をパターニングし
ても良い。又、格子種類、核形成密度の高い領域の形状
として他のものを用いることも可能である。

又、パターンは型全体に渡って一様にする必要はな（、
一つの型表面に何種類かのパターンを形成してもさしつ
かえない。各パターンの面積は、堆積装置、型材の種類
および型材表面処理法によって決まる核形成密度より計
算してそのパターンからダイヤモンド結晶が一個生成す
るのに必要十分なものとなるように決める。

上に述べた本発明でダイヤモンド単結晶と呼んでいる物
質は様々の格子欠陥や（１１１）面の積層欠陥を含んで
いたり（１１１）面で接する双晶のこともあるが、基本
構造は立方晶ダイヤモンドである。

又、上記方法によって光学素子形成用型材の上にコーテ
ィングしたダイヤモンド膜の表面粗さが光学素子成形用
に適合しないほどに荒れている時には研磨を行なう。研
磨は、適当な溶媒に溶かしたダイヤモンド粉末と金属板
やダイヤモンド粉末を埋め込んだ金属板等を用いて行な
う。ダイヤモンド粉末を溶かす溶媒としては水や研磨用
の油を用いる。金属板には、銅、鉄、ニッケル、コバル
ト、アルミニウム及びこれらの合金を用いることが可能
である。金属板及び型をそれぞれ回転させながら両者を
接触させてダイヤモンド膜を研磨する。この際、多結晶
ダイヤモンド膜の研磨速度を促進するために金属板を加
熱したり、研磨雰囲気ガスとして水素、酸素、ヘリウム
、ネオン、アルゴン、キセノン、窒素、−酸化炭素、二
酸化炭素、亜酸化窒素、二酸化窒素等を用いても良い。

以上研磨方法について述べたがダイヤモンド膜の研磨方
法はこれに限るものではな（、他の方法であっても良い
。

［実施例］ 以下、実施例により本発明の光学ガラス成形用型の製造
方法とこれを用いて光学ガラス素子な形成した結果につ
いて述べる。

〈実施例１〉 第３図、第４図は本発明に係る光学素子成形用型の１つ
の実施態様を示すもので、図中、１は超硬合金を初めと
する耐熱性、耐圧性の型母材、２は該型母材のガラス素
材に接触する成形面に形成された多結晶ダイヤモンド膜
である。

第３図は光学素子のプレス成形前の状態を示し、第４図
は光学素子成形後の状態を示す。第３図に示すように、
型の間に置かれたガラス素材３をプレス成形することに
よって、第４図に示すようにレンズ等の光学素子４が形
成される。

先ず、５ｉｓＮ４からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５
ｍｍの凹状の型を平均粒径２０μｍのダイヤモンド砥粒
を含むエタノール中で２時間超音波処理したのち、エタ
ノール、アセトン中でこの順番に１０分ずつ超音波洗浄
し大気中で十分Ｉ２燥させる。−辺の長さ２μｍの正方
格子の各格子点上に直径０．８μｍの円状のレジストパ
ターンを形成した後、Ａｒイオンビームを用いて型表面
を５０００人エツチングする。この際、レジストのない
部分だけがエツチングされ、レジストを除去しダイヤモ
ンドを堆積するとレジストで覆われていた部分からだけ
ダイヤモンド結晶が成長し、選択成長が可能となる。レ
ジストを除去した後の型母材１３を第５図のマイクロ波
ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置する。型上にダイ
ヤモンド結晶を均一に堆積させるために型ホルダ−１５
の軸は、真空室１１のエアベアリング２０を通って外側
に設置されたモーター２１に繋げ、この機構により減圧
下で型ホルダ−１５を回転させる。回転数は、１分間２
ロ転にした。

次に、真空室１１内を不図示のメカニカルブースターポ
ンプ、回転ポンプにより排気口１２から排気して真空度
を２Ｘ１０−”Ｔｏｒｒに引上げる。これらポンプの最
終段は、これもまた不図示のガスの除外装置に繋り、成
膜用排ガスは大気中に排出される。原料ガスの導入口１
４は、−本の場合もあるし一本以上で構成されている場
合もある。この原料ガスラインは不図示のマスフロー制
御系及びガスボンベに繋っており、１種類のガスを流す
ことも２種類以上のガスを流すことも２種類以上のガス
を混合して流すことも可能である。

ガス導入口１４より真空室１１にＣＨ４，Ｈ，をそれぞ
れ３．２００３ＣＣＭの流量で混合して導入し、プラン
ジャー１７、不図示の電源部に接続しているスリースタ
ブ１８を調節して型の位置にプラズマを生成した。なお
、１６は導波管である。２．４５ＧＨｚのマイクロ波出
力１５００Ｗ、圧力２００Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件
下、１時間の堆積で２μｍの膜が形成された。成膜中・
の型温度は８５０℃〜８７０℃であった。

真空室から取りだした多結晶ダイヤモンド膜２μｍをコ
ーティングした型１を第６図に示す研磨装置５０内の型
ホルダ−５２に設置した。排気口５７から研磨装置５０
内を３Ｘ１０−”Ｔｏｒｒまで排気した後、ガス導入口
５８から水素ガスを１１００３ＣＣの流量で研磨装置５
０内に導入した。平均粒径１μｍのダイヤモンド粉末を
含んだ鉄板５１及び型ホルダ−５２をエアベアリング５
３５４及びモーター５５．５６を用いて５００ｒｐｍで
回転させた。鉄板の表面形状は直径８０ｍｍ、球面半径
４５ｍｍの凸状にした。

１０時間研＠後の型表面の粗さはＲｍａｘ２５０人であ
った。

ＳＥＭ観察から型上のダイヤモンド粒の平均粒径は約２
μｍであり、ダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定
すると、ダイヤモンドの鋭い１３３３ｃｍ−’のピーク
とアモルファス炭素の１５８０ｃｍ−’にブロードなピ
ークが観（リリされた。反射電子線回折ではダイヤモン
ドのみが観測された。膜をダイヤベンで剥し、電子顕微
鏡で観察するとダイヤモンドの粒界部にアモルファスの
模様が観測された。これらの結果より型上の膜は、ダイ
ヤモンドとアモルファス炭素からなることが解った。

次に、この型を用いてガラスレンズのプレス成形を行っ
た。成形装置を第７図に示す。１０２は成形装置、１０
４は取入れ用置換室であり、１０６は成形室である。１
０８は蒸着室で、１１０は取り出し用置換室である。１
１２１１４　１１６はゲートバルブであり、１１８はレ
ールであり、１２０は該レール上を矢印Ａ方向に搬送せ
しめられるパレットである。１２４．１３８．１４０．
１５０はシリンダであり、１２６．１５２はバルブであ
る。１２８は成形室１０６内においてレール１１８に沿
って配列されているヒーターである。

成形室１０６内はバラレット搬送方向に沿って順に加熱
ゾーン１０６−１．ブレスゾーン１０６２及び徐冷ゾー
ン１０６−３とされている。ブレスゾーン１０６−２に
おいて、上記シリンダ１３８のロッド１３４の下端には
成形用上型部材１３０が固定されており、上記シリンダ
１４０のロッド１３６の上端には成形用下型部材１３２
が固定されている。これら上型部材１３０及び下型部材
１３２は、上記第１図の本発明による型部材である。蒸
着室１０８内においては、蒸着物質１４６を収容した容
器１４２及び該容器を加熱するためのヒーター１４４が
配置されている。

軟化点５ｐ＝５８６℃、ガラス転移点Ｔｇ＝４８５℃の
光学ガラス５Ｆ１４　（ホーヤ製）を所定の形状に加工
して、成形のためのブランクを得た。

ガラスブランクをパレット１２０に置き、取り入れ置換
室１０４内の１２０−１の位置へ入れ、該位置のパレッ
トをシリンダ１２４のロッド１２２によりＡ方向に押し
てゲートバルブ１１２を越えて成形室１０６内の１２０
−２の位置へと搬送し、以下同様にして所定のタイミン
グで順次新たに取り入れ置換室１０４内にパレットを入
れ、このたびにパレットを成形室１０６内で１２０−２
−・・・・・・→１２０−８の位置へと順次搬送した。

この間に、加熱ゾーン１０６−１ではガラスブランクを
ヒーター１２８により徐々に加熱し、１２０−４の位置
で軟化点以上とした上で、ブレスゾーン１０６−２へと
搬送し、ここでシリンダ１３８，１４０を動作させて上
型部材１３０及び下型部材１３２により１０ｋｇ／ｃｍ
２の圧力で５分間プレスし、その後圧力を解除しガラス
転移点付下まで冷却し、その後シリンダ１３８，１４０
を作動させて上型部材１３０及び下型部材１３２をガラ
ス成形品から離型した。

該プレスに際しては、上記パレットが成形周胴型部材と
して利用された。然る後に、徐冷ゾーン１０６−３では
ガラス成形品を徐々に冷却した。

尚、成形室１０６内には窒素ガスを充満させた。

成形室１０６内に置いて１２０−８の位置に到達したパ
レットを、次の搬送ではゲートバルブ１１４を越えて蒸
着室１０８内の１２０−９の位置へと搬送し、続けてゲ
ートバルブ１１６を越えて取り出し置換室１１０内の１
２０−１０の位置へと搬送した。そして、次の搬送時に
はシリンダ１５０を作動させてロッド１４８によりガラ
ス成形品を成形装置１０２外へ取り出した。

このようにして連続５０００回の成形を行なった結果を
途中経過と共に表１に示す。５０００回目に型の表面粗
さが少し低下したが、レンズの表面粗さに変化はなかっ
た。

表１ く比較例１〉 メタン濃度を１．５％から０．３％にかえた以外は実施
例１と全く同条件でダイヤモンド膜をＳ　ｉ　３＼４型
上に堆積した。２μｍの膜を堆積するのに８時間かかっ
た。この型を研磨し、実施例１と同様の成形を行なった
ところ１回目のレンズ成形品の表面に０．０２μｍ〜０
，２μｍ径、型表面の凹部に対応した高さ数千人はどの
多数の突起が認められたので成形を中止した。

〈実施例２〉 ＷＣを主成分としＴｉｃ、ＴａＣをバインダーとする直
径４０ｍｍ、平板の型上↓こ平均粒径０．２μｍのダイ
ヤモンド砥粒をＯ，１ｍｇ分散した。その上にレジスト
をかけ、−辺２μｍの正方格子点上に直径０．８μｍの
円状のパターンを形成した後、この型を実施例１と同じ
マイクロ波ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置する。

回転数は、１分間１回転にした。

次に、真空室ｌｌ内の真空度を２Ｘ１０−’Ｔ。

ｒｒまで引上げる。Ｃ，Ｈ，ＯＨ（総量１００ＣＣ）を
バブラーを通して気化し、ガス導入口１４より真空室１
１に水素ガス（流量、２００３ＣＣＭ）と共に導入し、
プランジャー１７、スノースタブ１８を調節して型の位
置にプラズマを生成した。２．４５ＧＨｚのマイクロ波
出力１０００Ｗ、圧力９０Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条件
下、１０分の堆積で２μｍの膜が形成された。

成膜中の型温度は８００℃〜８２０℃であった。

真空室１１から取りだしたダイヤモンド膜２をコーチイ
ブした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホルダ
−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０−”Ｔｏ
ｒｒまで排気した後、ガス導入口５８からアルゴンガス
をＩＯｓｃｃＭの流量で研磨装置５０内に導入した。平
均粒径０．５μｍのダイヤモンド粉末を含んだＮｉ板５
１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた。Ｎ
ｌ板の表面形状は直径５０ｍｍ、平板状にした。２０時
間研磨した後、型表面粗さを測定するとＲｍａｘ２００
人であった。

型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとプロトな１５８０ｃ
ｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダイ
ヤモンドのみが観測された。

電子顕微鏡によりアモルファス炭素は粒界部のみに存在
することが分かった。これらの結果より型上の膜は、ダ
イヤモンドとアモルファス状炭素からなることが解った
。

次に、この型を用いて実施例１と全（同様に硝材に軟化
点５ｐ＝６５０℃、ガラス転移点Ｔｇ６００″ＣのＰＳ
Ｋ２　（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形
を行った。

このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラス板をサンプリングして表面粗さを
測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均はＲｍ
ａｘ２５０人であった。

〈実施例３〉 アルミナからなる直径２５ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凸
状の型にレジストをかけ、格子間隔２μｍの三角格子点
上に直径０．５μｍの円形のレジストパターンを抜いた
。加速電圧５００ｅＶのＡｒイオンビームで０．３μｍ
の深さまでエツチングした。レジスト除去後この型を公
知の直流ＣＶＤ装置の型ホルダ−１５上に設置し、エチ
ルエーテル（総量２５０ｃｃ）をバブラーを通して気化
し、ガス導入口１４より真空室１１に水素ガス（流量、
１０１００５ｃｃと共に導入し、直流３０００Ｖ、電極
間距離１５ｍｍ、圧力１００Ｔｏｒｒ、型加熱なしの条
件下、１０分の堆積で２μｍの膜が形成された。成膜中
の型温度は８２０℃〜８４０℃であった。

真空室１１から取りだしたダイヤモンド膜２をコーティ
ングした型１を実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホル
ダ−５２に設置した。研磨装置５０内を３Ｘ１０−”Ｔ
ｏｒｒまで排気した後、ガス導入口５８から水素ガスを
ＩＯ３ＣＣＭの流量で研磨装置５０内に導入した。平均
粒径０．５μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１
及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転させた。

Ｆｅ板の表面形状は直径５０ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの
凹状にした。１０時間研磨した後１表面粗さを測定する
とＲｍａｘ２２０人であった。

型上のダイヤモンド膜をＳＥＭ観察するとダイヤモンド
の粒径は約２μｍで、型上のダイヤモンド膜のラマンス
ペクトルを測定すると、鋭い１３３３ｃｍ−’のピーク
と１５８０ｃｍ−’にブロードなピークが観測された。

反射電子線回折ではダイヤモンドのみが観測された。又
、膜中の元素分析では炭素原子以外の元素は見出されな
かった。

次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝６３０℃、ガラス転移点Ｔｇ＝５６５℃のＢＫ
７　（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を
行った。

このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２６０人であった。

〈実施例４〉 Ｓｉｎ、からなる直径３５ｍｍ、曲率半径４５ｍｍの凸
状の型を格子間隔３μｍの三角格子点上に直径１μｍの
円形のレジストパターンを抜いた。Ａｕのフォーカスト
イオンビームで０１μｍの深さまでエツチングした。レ
ジスト除去後、この型を公知の１３．６５ＭＨｚの高周
波Ｃ＼ｉＤ装百の型ホルダ−１５上に設置する。次に真
空室１１内の真空度を２Ｘ１０−３Ｔｏｒｒまで引上げ
る。アセトアルデヒド（総量２００ｃｃ）をバブラーを
通して気化し、ガス導入口１４より真空室１１に水素ガ
ス（流量、１０１００５ＣＣと共に導入し、高周波出力
ｓｏｏｗ、電極間距離１５ｍｍ、圧力３０Ｔｏｒｒ、型
加熱なしの条件下、３分の堆積で３μｍの膜が形成され
た。成膜中の型温度は８５０℃〜８７０℃であった。

真空室１１から取りだしたダイヤモンド膜２をコートし
た型１を実施例１の研磨装置５０の真空室を除いた装置
の型ホルダ−５２に設置した。平均粒径１０μｍのダイ
ヤモンド粉末を含んだ水溶液をＦｅ板５１上に流しなが
らＦｅ板５１及び型ホルダ−５２を６００ｒｐｍで回転
させた。Ｆｅ板の表面形状は直径９０ｍｍ、曲率半径４
５ｍｍの凹状にした。２０時間研磨した後、表面粗さを
測定したところＲｍａｘ２７０人であった。

型上のダイヤモンド膜のＳＥＭ像を観察するとダイヤモ
ンド膜の平均粒径は３μｍであった。

ラマンスペクトルを測定すると、鋭い１３３３ｃｍ−’
のピークと１５８０ｃｍ−’にブロードなピークが観測
された。反射電子線回折ではダイヤモンドのみが観測さ
れた。アモルファス炭素は粒界部分のみに観測された 次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝５９５℃、ガラス転移点Ｔｇ＝５２５℃のに７
（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を行っ
た。

このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２９０人であった。

〈実施例５〉 ＳｉＣ填結体からなる直径５ｍｍの平板の型をイオンビ
ーム装置に設置し、加速電圧１０００ＶのＡｒイオンビ
ームで多結晶ダイヤモンドのターゲットを２０時間スパ
ッタし、ＳｉＣ型表面にダイヤモンドクラスターを埋め
込んだ後、それから格子間隔２μｍの正方格子点上に直
径０゜８μｍの円を敷き詰めたレジストパターンを形成
する。

この型をイオンビーム装置に設置し、加速電圧５００Ｖ
のＡｒイオンビームでレジストの塗布されていない部分
をｌｕｍエツチングする。レジスト除去後、この型を公
知の電子アシストプラズマ装置の型ホルダ−１５上に設
置する。次に、真空室１１内の真空度を２Ｘ１０−”Ｔ
ｏｒｒまで引上げる。

アダマンタンを加熱昇華し、ガス導入口１４より真空室
１１に導入する。流量１１００５ＣＣで水素を流し、フ
ィラメント温度２１００℃、電極間距離１５ｍｍ、基板
バイアス−２００Ｖ、圧力１３０Ｔｏｒｒの条件下、１
０分間の堆積で２μｍの膜が形成された。成膜中の型、
８度は９００℃〜９１０℃であった。

真空室１１から取りだしたダイヤモンド膜２をコートし
た型ｌを実施例１と同じ研磨装置５０内の型ホルダ−５
２に設置した。研磨装置５ｏを３ｘｌＯ−３Ｔｏｒｒま
で排気した後、ガス導入口５８から水素ガスを１１００
５ＣＣの流量で研磨装置５０内に導入した。平均粒径０
．５μｍのダイヤモンド粉末を含んだＦｅ板５１及び型
ホルダ−５２を６０Ｏｒｐｍで回転させた。この時ヒー
ター５９．６０を用いＦｅ板５１を９５０℃に加熱した
。Ｆｅ板の表面形状は直径８０ｍｍの平板状にした。５
時間研磨した後、表面粗さを測定するとＲｍａｘ　１９
０人であった。

型上のダイヤモンド膜のラマンスペクトルを測定すると
、鋭い１３３３ｃｍ−’のピークとプロトな１５８０ｃ
ｍ−’のピークが観測された。反射電子線回折ではダイ
ヤモンドのみが観測された。

これらの結果より型上の膜は、ダイヤモンドとアモルフ
ァス状炭素からなることが解った。

次に、この型を用いて実施例１と全く同様に硝材に軟化
点５ｐ＝４７０℃、ガラス転移点７ｇ＝４２０℃のＫＦ
６　（ホーヤ製）を用いてガラスレンズのプレス成形を
行った。

このようにして連続５０００回の成形を行ない１００回
毎に１００個のガラスレンズをサンプリングして表面粗
さを測定したところ、５０００回目の表面粗さの平均は
Ｒｍａｘ２１５人であった。

［発明の効果］ 以上説明してきた様に炭素含有物質の濃度を高くしかつ
選択的にダイヤモンドを型表面にコートすることによっ
て得られる本発明の光学素子形成用型は、ダイヤモンド
のみからなる膜に比べ、ガラス成形時のガラスとの反応
を抑え、成形品の表面荒さを保証しかつダイヤモンド膜
形成時の堆積速度を２〜３倍速くすることが可能になっ
た。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一例であるダイヤモンド粒子間のみに
アモルファス炭素が存在する形態の模式図、第２図は選
択堆積の一例及び核形成密度の高い領域のバターニング
の例の模式図、第３図及び第４図は本発明に関わる光学
素子の成形用型の一態様を示す断面図で、第３図はプレ
ス成形前の状態、第４図はプレス成形後の状態を示す。 第５図は型母材の表面に多結晶ダイヤモンド膜を被覆す
るマイクロ波ＣＶＤ法装置である。第６図は研磨装置で
ある。第７図は光学素子成形用型を使用するレンズの成
形装置を示す断面図である。 ｌ：型の母材　　　　　２：被覆材 ３、ガラス素材　　　　４：成形されたレンズ５、型母
材　　　　　　６：レジスト ７・ダイヤモンドの核　８：ダイヤモンド９：ダイヤモ
ンド粒子　ｌＯ：アモルファス炭素：排気口 ・ガス導入口 ・導波管 スリースタブ １１・真空室 １３：型母材 １５：型ホルダ− １７：ブランジャー １９：電源部へ ５０：研磨装置　　　　５１ ５２：型ホルダ− ５３：　５４　：エアベアリング ５５　：　５６　：モータ ５７：排気口 ５９．６０．ヒーター １０２：成形装置 １０４：取入れ用置換室 １０６：成形室 １０８：蒸着室 １１０：取り出し用置換室 １１２．１１４．１１６．ゲ １１８：レール　　　　１２０ １２２、ロッド　　　　１２４ １２６：バルブ　　　　１２８ ５８：ガス導入口 金属板 トバルブ パレット ・シリンダ ヒーター １３０、上型 １３４、１３６ １３８、１４０ １４２：容器 １４６　蒸着物質 ＋５０　　シリンダ １３２：下型 ：ロッド ・シリンダ １４４、ヒーター １４８・ロッド バルブ

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. （１）ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型に
   おいて、型母材の少なくとも成形面にはダイヤモンド結
   晶とアモルファス炭素の共存相からなる膜が被覆されて
   いることを特徴とする、光学素子成形用型。
2. （２）ダイヤモンド結晶が単結晶であることを特徴とす
   る、請求項１記載の光学素子成形用型。
3. （３）アモルファス炭素がダイヤモンド結晶間に存在す
   ることを特徴とする、請求項１記載の光学素子成形用型
   。
4. （４）ガラス製光学素子のプレス成形に使用される型の
   製造方法において、型母材の少なくとも成形面に気相法
   によってダイヤモンド結晶とアモルファス炭素の共存相
   を堆積することを特徴とする、光学素子成形用型の製造
   方法。
5. （５）気相法がマイクロ波プラズマＣＶＤ法、高周波プ
   ラズマＣＶＤ法、直流プラズマＣＶＤ法、直流アーク熱
   プラズマＣＶＤ法、高周波熱プラズマＣＶＤ法、燃焼炎
   法、熱フィラメント法または電子アシストプラズマＣＶ
   Ｄ法であることを特徴とする、請求項４記載の光学素子
   成形用型の製造方法。
6. （６）ダイヤモンド結晶としてダイヤモンド単結晶を堆
   積することを特徴とする、請求項４記載の光学素子成形
   用型の製造方法。
7. （７）ダイヤモンド単結晶を選択堆積法によって堆積す
   ることを特徴とする、請求項６記載の光学素子成形用型
   の製造方法。
8. （８）堆積したダイヤモンド結晶とアモルファス炭素の
   共存相の表面粗さが光学素子成形用型としての面精度を
   十分に満たしていない場合には、型表面を研磨すること
   を特徴とする、請求項４ないし７記載の光学素子成形用
   型の製造方法。