JPH05301733A - シリカガラス及びその製造方法 - Google Patents
シリカガラス及びその製造方法Info
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- JPH05301733A JPH05301733A JP10955992A JP10955992A JPH05301733A JP H05301733 A JPH05301733 A JP H05301733A JP 10955992 A JP10955992 A JP 10955992A JP 10955992 A JP10955992 A JP 10955992A JP H05301733 A JPH05301733 A JP H05301733A
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- C03B37/01—Manufacture of glass fibres or filaments
- C03B37/012—Manufacture of preforms for drawing fibres or filaments
- C03B37/014—Manufacture of preforms for drawing fibres or filaments made entirely or partially by chemical means, e.g. vapour phase deposition of bulk porous glass either by outside vapour deposition [OVD], or by outside vapour phase oxidation [OVPO] or by vapour axial deposition [VAD]
- C03B37/01446—Thermal after-treatment of preforms, e.g. dehydrating, consolidating, sintering
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
- C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
- C03C3/00—Glass compositions
- C03C3/04—Glass compositions containing silica
- C03C3/06—Glass compositions containing silica with more than 90% silica by weight, e.g. quartz
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- C03C2201/06—Doped silica-based glasses
- C03C2201/08—Doped silica-based glasses containing boron or halide
- C03C2201/11—Doped silica-based glasses containing boron or halide containing chlorine
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- C03C2203/40—Gas-phase processes
- C03C2203/42—Gas-phase processes using silicon halides as starting materials
- C03C2203/44—Gas-phase processes using silicon halides as starting materials chlorine containing
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- C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高純度で、かつ耐熱性が高く、均質で、紫外
線吸収がないシリカガラス及びその製造方法を提供す
る。 【構成】 ガラス中に含まれるＯＨ基濃度が１０ｐｐｍ
以下、ハロゲン元素濃度が５０ｐｐｍ以下、全ての金属
不純物元素が各々１０ｐｐｂ以下であり、かつ、１２０
０℃における粘度がｌｏｇη＝１１．８０（Ｐａ・ｓｅ
ｃ）以上であるシリカガラス及びその製造方法。
線吸収がないシリカガラス及びその製造方法を提供す
る。 【構成】 ガラス中に含まれるＯＨ基濃度が１０ｐｐｍ
以下、ハロゲン元素濃度が５０ｐｐｍ以下、全ての金属
不純物元素が各々１０ｐｐｂ以下であり、かつ、１２０
０℃における粘度がｌｏｇη＝１１．８０（Ｐａ・ｓｅ
ｃ）以上であるシリカガラス及びその製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、シリカガラス及びその
製造方法に関するものであり、詳しくは、高純度で、耐
熱性が高く、高温における紫外線吸収がないシリカガラ
ス及びシリカ微粒子からなる多孔質体について前処理加
熱を行なった後に、チッ素化合物を含むガス雰囲気中で
熱処理して無水（脱ＯＨ）化し、次いで酸化処理した後
に、ガラス化するシリカガラスの製造方法に関するもの
である。
製造方法に関するものであり、詳しくは、高純度で、耐
熱性が高く、高温における紫外線吸収がないシリカガラ
ス及びシリカ微粒子からなる多孔質体について前処理加
熱を行なった後に、チッ素化合物を含むガス雰囲気中で
熱処理して無水（脱ＯＨ）化し、次いで酸化処理した後
に、ガラス化するシリカガラスの製造方法に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】近年、シリカガラスに対する物性向上の
要求がますます高まっている。シリカガラスの用途は多
岐にわたるが、中でも半導体製造に使用される治工具類
向けや液晶ディスプレー基板用とした場合、純度及び耐
熱性の向上が強く要求されている。
要求がますます高まっている。シリカガラスの用途は多
岐にわたるが、中でも半導体製造に使用される治工具類
向けや液晶ディスプレー基板用とした場合、純度及び耐
熱性の向上が強く要求されている。
【０００３】従来、半導体製造用治工具類や液晶ディス
プレー用基板等のような耐熱性を要求される用途には、
天然に産出する水晶を２０００℃を越える温度で溶融し
て得られるガラス（溶融シリカガラス）が使用されてい
た。
プレー用基板等のような耐熱性を要求される用途には、
天然に産出する水晶を２０００℃を越える温度で溶融し
て得られるガラス（溶融シリカガラス）が使用されてい
た。
【０００４】しかしながら、この溶融シリカガラスは天
然水晶を原料としているために、少量の金属不純物の存
在は不可避であった。そのため、これまで溶融シリカガ
ラスの多くの部分が半導体製造用治工具用として使用さ
れてきたが、ここ数年、半導体の集積度が飛躍的に向上
し、それに伴い治工具からの僅かな汚染が問題となって
きた。また、液晶ディスプレー基板においても従来は溶
融シリカガラスが使用されてきたが、近年のカラー化及
び高画質化に伴って半導体素子が組込まれるようにな
り、素子の誤動作防止のために使用するガラスの純度向
上が強く望まれるようになった。その結果、これらの分
野において使用きれるシリカガラスは、溶融シリカガラ
スから高純度な合成シリカガラスヘの転換が行われつつ
ある。
然水晶を原料としているために、少量の金属不純物の存
在は不可避であった。そのため、これまで溶融シリカガ
ラスの多くの部分が半導体製造用治工具用として使用さ
れてきたが、ここ数年、半導体の集積度が飛躍的に向上
し、それに伴い治工具からの僅かな汚染が問題となって
きた。また、液晶ディスプレー基板においても従来は溶
融シリカガラスが使用されてきたが、近年のカラー化及
び高画質化に伴って半導体素子が組込まれるようにな
り、素子の誤動作防止のために使用するガラスの純度向
上が強く望まれるようになった。その結果、これらの分
野において使用きれるシリカガラスは、溶融シリカガラ
スから高純度な合成シリカガラスヘの転換が行われつつ
ある。
【０００５】高純度な合成シリカガラスを得るための従
来の方法としては、１）四塩化ケイ素等の合成された高
純度原料を酸水素炎中で加水分解し、これを２０００℃
前後の高温に加熱し、堆積・ガラス化する直接法、２）
四塩化ケイ素等の高純度合成原料を加水分解してガラス
微粒子を発生，堆積させて一旦シリカ多孔質体とし、こ
の多孔質体を焼結によりシリカガラスとする気相法があ
げられる。
来の方法としては、１）四塩化ケイ素等の合成された高
純度原料を酸水素炎中で加水分解し、これを２０００℃
前後の高温に加熱し、堆積・ガラス化する直接法、２）
四塩化ケイ素等の高純度合成原料を加水分解してガラス
微粒子を発生，堆積させて一旦シリカ多孔質体とし、こ
の多孔質体を焼結によりシリカガラスとする気相法があ
げられる。
【０００６】これらの製造方法によって得られるシリカ
ガラスは高純度であり、金属不純物はｐｐｂ又はｐｐｔ
のレベルで実質上ないに等しい。
ガラスは高純度であり、金属不純物はｐｐｂ又はｐｐｔ
のレベルで実質上ないに等しい。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、シリカ
ガラスを半導体製造用治工具類や液晶ディスプレー基板
等に使用する場合には高純度とともに耐熱性も要求され
ているが、合成法によるシリカガラスは耐熱性に問題が
ある。
ガラスを半導体製造用治工具類や液晶ディスプレー基板
等に使用する場合には高純度とともに耐熱性も要求され
ているが、合成法によるシリカガラスは耐熱性に問題が
ある。
【０００８】すなわち、直接法により製造されたシリカ
ガラス中にはＯＨ基が１０００ｐｐｍ前後必ず含まれ
る。シリカガラス中にＯＨ基が含まれていると、ガラス
の耐熱性は悪くなる。直接法によって製造されたシリカ
ガラス中に含まれるＯＨ基は、後処理によってガラス中
から取り除くことは非常に困難である。
ガラス中にはＯＨ基が１０００ｐｐｍ前後必ず含まれ
る。シリカガラス中にＯＨ基が含まれていると、ガラス
の耐熱性は悪くなる。直接法によって製造されたシリカ
ガラス中に含まれるＯＨ基は、後処理によってガラス中
から取り除くことは非常に困難である。
【０００９】また、気相法により製造されたシリカ多孔
質体をガラス化したシリカガラスにも基本的にはＯＨ基
が含まれる。このシリカ多孔質体は、その後焼結により
ガラス化される。従って、気相法によるシリカガラスの
場合でも、ガラス微粒子を加水分解によって発生させて
いるため、シリカ多孔質体をそのまま何の処理もせずに
焼結、ガラス化すると、焼結条件により多少異なるが、
得られるシリカガラスには通常数１０〜数１００ｐｐｍ
のＯＨ基が含まれる。このため耐熱性は、直接法による
シリカガラスほどではないが溶融シリカガラスに比ベて
劣り、用途によっては十分ではない。
質体をガラス化したシリカガラスにも基本的にはＯＨ基
が含まれる。このシリカ多孔質体は、その後焼結により
ガラス化される。従って、気相法によるシリカガラスの
場合でも、ガラス微粒子を加水分解によって発生させて
いるため、シリカ多孔質体をそのまま何の処理もせずに
焼結、ガラス化すると、焼結条件により多少異なるが、
得られるシリカガラスには通常数１０〜数１００ｐｐｍ
のＯＨ基が含まれる。このため耐熱性は、直接法による
シリカガラスほどではないが溶融シリカガラスに比ベて
劣り、用途によっては十分ではない。
【００１０】なお、気相法が直接法と異なる点は、直接
法が原料を加水分解後直ちにガラス化してしまうのに対
し、気相法は一旦多孔質体の状態を経ることができるの
で、この多孔質体の状態で脱水処理やドープ処理等の様
々な処理をすることが可能となる。例えば、耐熱性を損
うＯＨ基をガラス中から除去したい場合には、シリカ多
孔質体の状態で脱水処理を行なう。脱水処理とは、シリ
カ多孔質体を塩素ガスのようなハロゲン元素を含むガス
雰囲気中で１０００℃前後で加熱する処理である。脱水
処理を施すことによりシリカ多孔質体にはＯＨ基が存在
しなくなり、その後焼結して得られるガラスにもＯＨ基
は含まれない。
法が原料を加水分解後直ちにガラス化してしまうのに対
し、気相法は一旦多孔質体の状態を経ることができるの
で、この多孔質体の状態で脱水処理やドープ処理等の様
々な処理をすることが可能となる。例えば、耐熱性を損
うＯＨ基をガラス中から除去したい場合には、シリカ多
孔質体の状態で脱水処理を行なう。脱水処理とは、シリ
カ多孔質体を塩素ガスのようなハロゲン元素を含むガス
雰囲気中で１０００℃前後で加熱する処理である。脱水
処理を施すことによりシリカ多孔質体にはＯＨ基が存在
しなくなり、その後焼結して得られるガラスにもＯＨ基
は含まれない。
【００１１】しかしながら、脱水処理を施して得られた
ガラスには、脱水処理の際に使用したハロゲン元素が通
常数１００〜数１０００ｐｐｍ含まれている。気相法は
そもそも光ファイバーを製造する目的で開発された方法
で、伝送損失を大きくするＯＨ基の存在は嫌うが、塩素
やフッ素のようなハロゲン元素は損失の原因とはならな
いために、その存在はこれまでのところ大きな問題とは
ならなかった。これに対し、シリカガラスを半導体製造
用治工具類や液晶ディスプレー基板に用いる場合、ハロ
ゲン元素の存在は共にガラスの耐熱性を損うために好ま
しいものではない。さらに、シリカガラス中に存在する
ハロゲン元素の場合、高温にさらされた際にハロゲンガ
スとなってガラスから雰囲気中に放出されるため、この
ガスにより周辺装置等が腐食されるという問題もあっ
た。
ガラスには、脱水処理の際に使用したハロゲン元素が通
常数１００〜数１０００ｐｐｍ含まれている。気相法は
そもそも光ファイバーを製造する目的で開発された方法
で、伝送損失を大きくするＯＨ基の存在は嫌うが、塩素
やフッ素のようなハロゲン元素は損失の原因とはならな
いために、その存在はこれまでのところ大きな問題とは
ならなかった。これに対し、シリカガラスを半導体製造
用治工具類や液晶ディスプレー基板に用いる場合、ハロ
ゲン元素の存在は共にガラスの耐熱性を損うために好ま
しいものではない。さらに、シリカガラス中に存在する
ハロゲン元素の場合、高温にさらされた際にハロゲンガ
スとなってガラスから雰囲気中に放出されるため、この
ガスにより周辺装置等が腐食されるという問題もあっ
た。
【００１２】従って、半導体製造用治工具類や液晶ディ
スプレー基板に使用するシリカガラスを製造する場合に
は、脱水処理に使用するガスとしてハロゲン元素を含ま
ないものを使用する必要がある。このようなガスとして
チッ素化合物ガス、中でも経済性，入手や取扱いの容易
さからアンモニアガスが知られている。アンモニアの場
合も塩素等のハロゲン元素含有ガスと同様に、シリカ多
孔質母材をアンモニアガス雰囲気中にて加熱処理する。
アンモニアで脱水処理した後にガラス化すれば、ＯＨ基
もハロゲン元素も含まれないシリカガラスを得ることが
できる。この場合、ガラス中には窒素が取り込まれる。
シリカガラス中の窒素がガラスの耐熱性に与える影響
は、ＯＨ基やハロゲン元素とは異なり、ガラスの耐熱性
を向上させるという良い結果をもたらす。実際、アンモ
ニアガスによって脱水処理を施した後にガラス化して得
られたシリカガラスは、耐熱性（その目安としての高温
における粘性）の著しい向上が観察された。
スプレー基板に使用するシリカガラスを製造する場合に
は、脱水処理に使用するガスとしてハロゲン元素を含ま
ないものを使用する必要がある。このようなガスとして
チッ素化合物ガス、中でも経済性，入手や取扱いの容易
さからアンモニアガスが知られている。アンモニアの場
合も塩素等のハロゲン元素含有ガスと同様に、シリカ多
孔質母材をアンモニアガス雰囲気中にて加熱処理する。
アンモニアで脱水処理した後にガラス化すれば、ＯＨ基
もハロゲン元素も含まれないシリカガラスを得ることが
できる。この場合、ガラス中には窒素が取り込まれる。
シリカガラス中の窒素がガラスの耐熱性に与える影響
は、ＯＨ基やハロゲン元素とは異なり、ガラスの耐熱性
を向上させるという良い結果をもたらす。実際、アンモ
ニアガスによって脱水処理を施した後にガラス化して得
られたシリカガラスは、耐熱性（その目安としての高温
における粘性）の著しい向上が観察された。
【００１３】しかしながら、アンモニアガスによって脱
水処理を施した後にガラス化して得られたシリカガラス
は、紫外線の透過率を調べると２４０ｎｍ付近に吸収が
発生している。この吸収は、半導体製造プロセス中のリ
ソグラフィー工程において焦点ずれ等の点で悪影響を与
える可能性のあるものである。
水処理を施した後にガラス化して得られたシリカガラス
は、紫外線の透過率を調べると２４０ｎｍ付近に吸収が
発生している。この吸収は、半導体製造プロセス中のリ
ソグラフィー工程において焦点ずれ等の点で悪影響を与
える可能性のあるものである。
【００１４】さらに、気相法によるシリカ多孔質体は、
原料を火炎加水分解することによって生じたガラス微粒
子を堆積させて得るものであるが、このガラス微粒子
は、反応場である火炎が温度分布をもつため、火炎中に
おける反応した場所によって生成時の熱履歴が異なる。
従って、ガラス微粒子の堆積体であるシリカ多孔質体は
その部位、例えば中心と外側では、微粒子の熱履歴の違
いに起因して物性が異なる。このシリカ多孔質体を何の
処理もせずに脱水処理（塩素等のハロゲン元素含有ガ
ス，アンモニアガス等）をしてガラスを得た場合、この
物性の違いがそのまま得られるガラスに引継がれる。そ
の一つである高温における粘性については、ガラスの中
心部と外側とでは同一温度における粘度が異なるという
ことになり、これはそのガラスを加工する際に、パイプ
やファイバー状に引いた場合に径が安定しない等の点で
大きな問題となる。
原料を火炎加水分解することによって生じたガラス微粒
子を堆積させて得るものであるが、このガラス微粒子
は、反応場である火炎が温度分布をもつため、火炎中に
おける反応した場所によって生成時の熱履歴が異なる。
従って、ガラス微粒子の堆積体であるシリカ多孔質体は
その部位、例えば中心と外側では、微粒子の熱履歴の違
いに起因して物性が異なる。このシリカ多孔質体を何の
処理もせずに脱水処理（塩素等のハロゲン元素含有ガ
ス，アンモニアガス等）をしてガラスを得た場合、この
物性の違いがそのまま得られるガラスに引継がれる。そ
の一つである高温における粘性については、ガラスの中
心部と外側とでは同一温度における粘度が異なるという
ことになり、これはそのガラスを加工する際に、パイプ
やファイバー状に引いた場合に径が安定しない等の点で
大きな問題となる。
【００１５】本発明は、以上の問題点に鑑みてなされた
ものであり、その目的は、金属不純物はもちろん、ＯＨ
基もハロゲン元素も含まず高純度で、かつ耐熱性が高
く、同一ガラス塊においては物性が異ならず均質で、高
温における紫外線吸収がないシリカガラス及びその製造
方法を提供することにある。
ものであり、その目的は、金属不純物はもちろん、ＯＨ
基もハロゲン元素も含まず高純度で、かつ耐熱性が高
く、同一ガラス塊においては物性が異ならず均質で、高
温における紫外線吸収がないシリカガラス及びその製造
方法を提供することにある。
【００１６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を解決するために鋭意検討した結果、高純度で耐熱
性が高く、均質で、紫外線の吸収もないシリカガラス
は、金属不純物元素の他に、従来ではあまり間題とされ
なかったＯＨ基やハロゲン元素も存在しないガラスであ
り、このようなシリカガラスを得るためには、シリカ微
粒子からなる多孔質体を乾燥雰囲気中にて加熱処理後、
脱水剤としてチッ素化合物ガスを使用して脱水処理を行
ない、次いで酸素ガス雰囲気中で加熱処理した後にガラ
ス化すればよいことを見出し、本発明を完成するに至っ
たものである。
課題を解決するために鋭意検討した結果、高純度で耐熱
性が高く、均質で、紫外線の吸収もないシリカガラス
は、金属不純物元素の他に、従来ではあまり間題とされ
なかったＯＨ基やハロゲン元素も存在しないガラスであ
り、このようなシリカガラスを得るためには、シリカ微
粒子からなる多孔質体を乾燥雰囲気中にて加熱処理後、
脱水剤としてチッ素化合物ガスを使用して脱水処理を行
ない、次いで酸素ガス雰囲気中で加熱処理した後にガラ
ス化すればよいことを見出し、本発明を完成するに至っ
たものである。
【００１７】すなわち、本発明は、ガラス中に含まれる
ＯＨ基濃度が１０ｐｐｍ以下、ハロゲン元素濃度が５０
ｐｐｍ以下、全ての金属不純物元素が各々１０ｐｐｂ以
下であり、かつ、１２００℃における粘度がｌｏｇη＝
１１．８０（Ｐａ・ｓｅｃ）以上であるシリカガラス及
びその製造方法である。
ＯＨ基濃度が１０ｐｐｍ以下、ハロゲン元素濃度が５０
ｐｐｍ以下、全ての金属不純物元素が各々１０ｐｐｂ以
下であり、かつ、１２００℃における粘度がｌｏｇη＝
１１．８０（Ｐａ・ｓｅｃ）以上であるシリカガラス及
びその製造方法である。
【００１８】以下、本発明についてさらに詳細に説明す
る。
る。
【００１９】本発明におけるシリカガラスは、ガラス中
に含まれるＯＨ基濃度が１０ｐｐｍ以下であり、ハロゲ
ン元素濃度が５０ｐｐｍ以下である。ＯＨ基濃度が１０
ｐｐｍ以下、ハロゲン元素濃度が５０ｐｐｍ以下である
と、耐熱性が高くなるが、さらに、耐熱性向上のために
ＯＨ基濃度が１ｐｐｍ以下が好ましい。
に含まれるＯＨ基濃度が１０ｐｐｍ以下であり、ハロゲ
ン元素濃度が５０ｐｐｍ以下である。ＯＨ基濃度が１０
ｐｐｍ以下、ハロゲン元素濃度が５０ｐｐｍ以下である
と、耐熱性が高くなるが、さらに、耐熱性向上のために
ＯＨ基濃度が１ｐｐｍ以下が好ましい。
【００２０】本発明におけるシリカガラスは、全ての金
属不純物元素が各々１０ｐｐｂ以下である。従って、金
属不純物が少なく、高純度である。
属不純物元素が各々１０ｐｐｂ以下である。従って、金
属不純物が少なく、高純度である。
【００２１】本発明におけるシリカガラスは、１２００
℃における粘度がｌｏｇη＝１１．８０（Ｐａ・ｓｅ
ｃ）以上である。ここに、ガラスにおける耐熱性を表示
するものとして、ガラスの粘度を測定する方法があり、
これは、１２００℃におけるガラスの粘度をビームベン
ディング法等により測定するものである。従来の溶融シ
リカガラスでは、１２００℃における粘度がｌｏｇη＝
約１１．７０（Ｐａ・ｓｅｃ）である。従って、本発明
のシリカガラスは従来の溶融シリカガラスより耐熱性が
高いものである。
℃における粘度がｌｏｇη＝１１．８０（Ｐａ・ｓｅ
ｃ）以上である。ここに、ガラスにおける耐熱性を表示
するものとして、ガラスの粘度を測定する方法があり、
これは、１２００℃におけるガラスの粘度をビームベン
ディング法等により測定するものである。従来の溶融シ
リカガラスでは、１２００℃における粘度がｌｏｇη＝
約１１．７０（Ｐａ・ｓｅｃ）である。従って、本発明
のシリカガラスは従来の溶融シリカガラスより耐熱性が
高いものである。
【００２２】また、本発明における製造方法は、気相法
等により得られたシリカ多孔質体を、第一の熱処理とし
て乾燥雰囲気にて熱処理を行ない、次いで、第二の熱処
理としてチッ素化合物を含むガス雰囲気中にて脱水処理
を行ない、さらに、第三の熱処理として酸素を含むガス
雰囲気中にて加熱処理を行ない、その後にガラス化する
ものである。
等により得られたシリカ多孔質体を、第一の熱処理とし
て乾燥雰囲気にて熱処理を行ない、次いで、第二の熱処
理としてチッ素化合物を含むガス雰囲気中にて脱水処理
を行ない、さらに、第三の熱処理として酸素を含むガス
雰囲気中にて加熱処理を行ない、その後にガラス化する
ものである。
【００２３】シリカ多孔質体を得るための方法は特に限
定するものではないが、例えば、四塩化ケイ素等の原料
を火炎加水分解してガラス微粒子を発生させ、このガラ
ス微粒子を堆積させてシリカ多孔質体を得る気相法があ
げられ、これには、例えば、外付けＣＶＤ法、内付けＣ
ＶＤ法、気相軸付け法（ＶＡＤ法）等がある。
定するものではないが、例えば、四塩化ケイ素等の原料
を火炎加水分解してガラス微粒子を発生させ、このガラ
ス微粒子を堆積させてシリカ多孔質体を得る気相法があ
げられ、これには、例えば、外付けＣＶＤ法、内付けＣ
ＶＤ法、気相軸付け法（ＶＡＤ法）等がある。
【００２４】第一の熱処理は、雰囲気としては水分を含
まない雰囲気であれば酸化性、還元性、不活性又は真空
等いずれの雰囲気でも限定するものではないが、Ｓｉ−
ＨやＳｉ−Ｏラジカル等の生成を避けるため、酸化性又
は不活性雰囲気であることが好ましい。第一の熱処理
は、得られるシリカガラスの均質性を向上させるための
予備焼結的なものであり、温度としては６００〜１４０
０℃で行なうことが必要である。温度が６００℃未満で
あると、予備焼結の効果が得られず、また、１４００℃
を超えると焼結が進行し、多孔質体の孔が閉じてしまい
これ以降の処理が不可能となる。なお、ガラス微粒子同
士の焼結がある程度進行し、しかし多孔質状態を保った
ままであるため１０００〜１З５０℃の範囲で行なうこ
とがより好ましい。また、第一の熱処理温度は、第二、
第三の熱処理温度より高くても差し支えない。処理時間
はシリカ多孔質母材の径によって異なるものであるが、
例えば、直径５００ｍｍ以下の場合には、効果・生産性
を考え合わせると１〜８時間とするのが好ましい。
まない雰囲気であれば酸化性、還元性、不活性又は真空
等いずれの雰囲気でも限定するものではないが、Ｓｉ−
ＨやＳｉ−Ｏラジカル等の生成を避けるため、酸化性又
は不活性雰囲気であることが好ましい。第一の熱処理
は、得られるシリカガラスの均質性を向上させるための
予備焼結的なものであり、温度としては６００〜１４０
０℃で行なうことが必要である。温度が６００℃未満で
あると、予備焼結の効果が得られず、また、１４００℃
を超えると焼結が進行し、多孔質体の孔が閉じてしまい
これ以降の処理が不可能となる。なお、ガラス微粒子同
士の焼結がある程度進行し、しかし多孔質状態を保った
ままであるため１０００〜１З５０℃の範囲で行なうこ
とがより好ましい。また、第一の熱処理温度は、第二、
第三の熱処理温度より高くても差し支えない。処理時間
はシリカ多孔質母材の径によって異なるものであるが、
例えば、直径５００ｍｍ以下の場合には、効果・生産性
を考え合わせると１〜８時間とするのが好ましい。
【００２５】第二の熱処理は、チッ素化合物ガスによる
脱水工程であり、チッ素化合物ガスを含む雰囲気であれ
ば１００％チッ素化合物ガス又は希釈したチッ素化合物
ガスいずれの雰囲気でも特に限定するものではない。な
お、チッ素化合物ガスを希釈する場合、その希釈ガスは
チッ素化合物ガスの脱水作用を妨げないガスであれば特
に限定するものではなく、例えば、Ｎ2 やＨｅ等の不活
性ガス等があげられる。また、希釈の割合は特に限定す
るものではないが、脱水反応が十分に進行するチッ素化
合物ガス１ｖｏｌ．％以上であることが好ましい。温度
としては、６００℃未満では脱水反応が十分に進行せ
ず、得られるガラスにＯＨ基が１０ｐｐｍ以上残存し、
また、１４００℃を超える温度ではシリカ多孔質母材が
多孔質状態から閉孔状態へと焼結が進行してしまい得ら
れるガラスには泡が残存してしまうため、脱水反応が十
分に進行し、かつ、多孔質状態を保ったままとなる６０
０〜１４００℃で行なう必要がある。処理時間はシリカ
多孔質母材の径によって異なるものであるが、例えば、
直径５００ｍｍ以下の場合、効果・生産性を考え合わせ
ると１〜１０時間とするのが好ましい。
脱水工程であり、チッ素化合物ガスを含む雰囲気であれ
ば１００％チッ素化合物ガス又は希釈したチッ素化合物
ガスいずれの雰囲気でも特に限定するものではない。な
お、チッ素化合物ガスを希釈する場合、その希釈ガスは
チッ素化合物ガスの脱水作用を妨げないガスであれば特
に限定するものではなく、例えば、Ｎ2 やＨｅ等の不活
性ガス等があげられる。また、希釈の割合は特に限定す
るものではないが、脱水反応が十分に進行するチッ素化
合物ガス１ｖｏｌ．％以上であることが好ましい。温度
としては、６００℃未満では脱水反応が十分に進行せ
ず、得られるガラスにＯＨ基が１０ｐｐｍ以上残存し、
また、１４００℃を超える温度ではシリカ多孔質母材が
多孔質状態から閉孔状態へと焼結が進行してしまい得ら
れるガラスには泡が残存してしまうため、脱水反応が十
分に進行し、かつ、多孔質状態を保ったままとなる６０
０〜１４００℃で行なう必要がある。処理時間はシリカ
多孔質母材の径によって異なるものであるが、例えば、
直径５００ｍｍ以下の場合、効果・生産性を考え合わせ
ると１〜１０時間とするのが好ましい。
【００２６】第三の熱処理は、酸化工程であるので酸素
を含む雰囲気であれば１００％酸素又は希釈した酸素い
ずれの雰囲気でも特に限定するものではない。酸素を希
釈する場合、その希釈ガスは酸素の酸化作用を妨げない
ガスであれば特に限定するものではなく、例えば、Ｎ2
やＨｅ等の不活性ガス等があげられる。また、希釈する
場合の割合は特に限定するものではないが、酸化反応が
十分に進行する酸素１ｖｏｌ．％以上であることが好ま
しい。温度としては、酸化反応が十分に進行し、かつ、
シリカ多孔質母材が多孔質状態を保ったままである６０
０〜１４００℃の範囲内において行なう必要がある。温
度が６００℃未満であると、酸化反応が十分に進行せ
ず、また、１４００℃を超えると焼結が進行し、多孔質
体の孔が閉じてしまいこれ以降の処理が不可能となる。
なお、第三の熱処理温度は、第二の熱処理で生じるおそ
れがある欠陥を補うために、第二の熱処理における処理
温度以上で行なうことが好ましい。処理時間はシリカ多
孔質母材の径によって異なるものであるが、例えば、直
径５００ｍｍ以下の場合、効果・生産性を考え合わせる
と１〜１０時間とするのが好ましい。
を含む雰囲気であれば１００％酸素又は希釈した酸素い
ずれの雰囲気でも特に限定するものではない。酸素を希
釈する場合、その希釈ガスは酸素の酸化作用を妨げない
ガスであれば特に限定するものではなく、例えば、Ｎ2
やＨｅ等の不活性ガス等があげられる。また、希釈する
場合の割合は特に限定するものではないが、酸化反応が
十分に進行する酸素１ｖｏｌ．％以上であることが好ま
しい。温度としては、酸化反応が十分に進行し、かつ、
シリカ多孔質母材が多孔質状態を保ったままである６０
０〜１４００℃の範囲内において行なう必要がある。温
度が６００℃未満であると、酸化反応が十分に進行せ
ず、また、１４００℃を超えると焼結が進行し、多孔質
体の孔が閉じてしまいこれ以降の処理が不可能となる。
なお、第三の熱処理温度は、第二の熱処理で生じるおそ
れがある欠陥を補うために、第二の熱処理における処理
温度以上で行なうことが好ましい。処理時間はシリカ多
孔質母材の径によって異なるものであるが、例えば、直
径５００ｍｍ以下の場合、効果・生産性を考え合わせる
と１〜１０時間とするのが好ましい。
【００２７】以上の方法により処理の終了したシリカ多
孔質母材を焼結して透明，ガラス化すればシリカガラス
を得ることができ、このガラス化は通常使用されている
方法を用いればよい。
孔質母材を焼結して透明，ガラス化すればシリカガラス
を得ることができ、このガラス化は通常使用されている
方法を用いればよい。
【００２８】
【実施例】本発明を以下の実施例によりさらに詳しく説
明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるもので
はない。
明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるもので
はない。
【００２９】実施例１ 四塩化ケイ素を酸水素炎バーナーで火炎加水分解してガ
ラス微粒子を発生させ、これをターゲット上に軸方向に
堆積させて約４００ｍｍ×１０００ｍｍのシリカ多孔質
母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式の電
気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰囲気
中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なった。
次いで、１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2 雰
囲気中、温度６００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガスに
てパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を行
なった。
ラス微粒子を発生させ、これをターゲット上に軸方向に
堆積させて約４００ｍｍ×１０００ｍｍのシリカ多孔質
母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式の電
気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰囲気
中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なった。
次いで、１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2 雰
囲気中、温度６００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガスに
てパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を行
なった。
【００３０】処理終了後、シリカ多孔質母材をゾーン加
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５００℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ７ｐｐｍ、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ
未満であった。
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５００℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ７ｐｐｍ、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ
未満であった。
【００３１】紫外線の透過率を測ったところ、特異な吸
収は観察されず、図１に示すように良好な透過性を示し
た。さらに、高温粘性測定のための試験片を中心から外
側に向って１０点切り出し、それぞれの１２００℃にお
けるガラスの粘度をビームベンディング法により測定し
たところ、ｌｏｇη＝１２．０７±０．０１（Ｐａ・ｓ
ｅｃ）であった。
収は観察されず、図１に示すように良好な透過性を示し
た。さらに、高温粘性測定のための試験片を中心から外
側に向って１０点切り出し、それぞれの１２００℃にお
けるガラスの粘度をビームベンディング法により測定し
たところ、ｌｏｇη＝１２．０７±０．０１（Ｐａ・ｓ
ｅｃ）であった。
【００３２】比較例１ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度５００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガスに
てパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を行
なった。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度５００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガスに
てパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を行
なった。
【００３３】処理終了後、シリカ多孔質母材をゾーン加
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５００℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ２０ｐｐｍ、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐ
ｂ未満であった。
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５００℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ２０ｐｐｍ、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐ
ｂ未満であった。
【００３４】紫外線の透過率を測ったところ、特異な吸
収は観察されず、図１に示すように良好な透過性を示し
た。さらに、高温粘性測定のための試験片を中心から外
側に向って１０点切り出し、それぞれの１２００℃にお
けるガラスの粘度をビームベンディング法により測定し
たところ、ｌｏｇη＝１１．６５±０．０１（Ｐａ・ｓ
ｅｃ）であった。
収は観察されず、図１に示すように良好な透過性を示し
た。さらに、高温粘性測定のための試験片を中心から外
側に向って１０点切り出し、それぞれの１２００℃にお
けるガラスの粘度をビームベンディング法により測定し
たところ、ｌｏｇη＝１１．６５±０．０１（Ｐａ・ｓ
ｅｃ）であった。
【００３５】比較例２ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度６００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。処理終了後、第三の熱処理を行なわ
ず、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉に備え
られた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて１５０
０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下端より
透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られたガラス
の一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃｌ、全
金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ７ｐｐ
ｍ、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ未満であった。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度６００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。処理終了後、第三の熱処理を行なわ
ず、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉に備え
られた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて１５０
０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下端より
透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られたガラス
の一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃｌ、全
金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ７ｐｐ
ｍ、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ未満であった。
【００３６】紫外線の透過率を測ったところ、図２に示
すように波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測さ
れる吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のための
試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それぞ
れの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンディ
ング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１２．０９±
０．０３（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
すように波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測さ
れる吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のための
試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それぞ
れの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンディ
ング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１２．０９±
０．０３（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
【００３７】実施例２実施例１と同様の方法により、ほ
ぼ同サイズのシリカ多孔質母材を得た。この シリカ多孔質母材を均等加熱方式の電気炉に備えられた
炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰囲気中、温度１０００
℃で２時間第一の熱処理を行なった。続いて１０ｖο
ｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2 雰囲気中、温度７０
０℃で２時間第二の熱処理（脱水処理）を行なった。第
二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガスにてパージした後、５
ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％Ｎ2 雰囲気中、温度１
０００℃で２時間第三の熱処理を行なった。
ぼ同サイズのシリカ多孔質母材を得た。この シリカ多孔質母材を均等加熱方式の電気炉に備えられた
炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰囲気中、温度１０００
℃で２時間第一の熱処理を行なった。続いて１０ｖο
ｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2 雰囲気中、温度７０
０℃で２時間第二の熱処理（脱水処理）を行なった。第
二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガスにてパージした後、５
ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％Ｎ2 雰囲気中、温度１
０００℃で２時間第三の熱処理を行なった。
【００３８】処理終了後、シリカ多孔質母材をゾーン加
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５３０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐ
ｐｂ未満であった。
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５３０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐ
ｐｂ未満であった。
【００３９】紫外線の透過率を測ったところ、特異な吸
収は観察されず、実施例１と同様であった。さらに、高
温粘性測定のための試験片を中心から外側に向って１０
点切り出し、それぞれの１２００℃におけるガラスの粘
度をビームベンディング法により測定したところ、ｌｏ
ｇη＝１２．３５±０．０１（Ｐａ・ｓｅｃ）であっ
た。
収は観察されず、実施例１と同様であった。さらに、高
温粘性測定のための試験片を中心から外側に向って１０
点切り出し、それぞれの１２００℃におけるガラスの粘
度をビームベンディング法により測定したところ、ｌｏ
ｇη＝１２．３５±０．０１（Ｐａ・ｓｅｃ）であっ
た。
【００４０】比較例３ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、第一の熱処理は
行なわずに、１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度７００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後、第三の熱処理は行
なわずに、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉
に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて
１５３０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下
端より透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られた
ガラスの一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃ
ｌ、全金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ
１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ未満であっ
た。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、第一の熱処理は
行なわずに、１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度７００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後、第三の熱処理は行
なわずに、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉
に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて
１５３０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下
端より透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られた
ガラスの一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃ
ｌ、全金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ
１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ未満であっ
た。
【００４１】紫外線の透過率を測ったところ、比較例１
と同様に、波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測
される吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のため
の試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それ
ぞれの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンデ
ィング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１２．４３
±０．０４（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
と同様に、波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測
される吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のため
の試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それ
ぞれの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンデ
ィング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１２．４３
±０．０４（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
【００４２】比較例４ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、第一の熱処理は
行なわずに、１０ｖｏｌ．％Ｃｌ2 −９０ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度８００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後、第三の熱処理は行
なわずに、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉
に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて
１５００℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下
端より透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られた
ガラスの一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃ
ｌ、全金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ
１ｐｐｍ未満、１５００ｐｐｍ、１０ｐｐｂ未満であっ
た。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、第一の熱処理は
行なわずに、１０ｖｏｌ．％Ｃｌ2 −９０ｖｏｌ．％Ｎ
2 雰囲気中、温度８００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後、第三の熱処理は行
なわずに、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉
に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて
１５００℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下
端より透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られた
ガラスの一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃ
ｌ、全金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ
１ｐｐｍ未満、１５００ｐｐｍ、１０ｐｐｂ未満であっ
た。
【００４３】紫外線の透過率を測ったところ、比較例１
と同様に、波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測
される吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のため
の試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それ
ぞれの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンデ
ィング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１１．２８
±０．０４（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
と同様に、波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測
される吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のため
の試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それ
ぞれの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンデ
ィング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１１．２８
±０．０４（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
【００４４】実施例３ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度１０００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガス
にてパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％
Ｎ2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を
行なった。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度１０００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガス
にてパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％
Ｎ2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を
行なった。
【００４５】処理終了後、シリカ多孔質母材をゾーン加
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５５０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐ
ｐｂ未満であった。
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５５０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐ
ｐｂ未満であった。
【００４６】紫外線の透過率を測ったところ、特異な吸
収は観察されず、実施例１と同様であった。さらに、高
温粘性測定のための試験片を中心から外側に向って１０
点切り出し、それぞれの１２００℃におけるガラスの粘
度をビームベンディング法により測定したところ、ｌｏ
ｇη＝１２．４３±０．０１（Ｐａ・ｓｅｃ）であっ
た。
収は観察されず、実施例１と同様であった。さらに、高
温粘性測定のための試験片を中心から外側に向って１０
点切り出し、それぞれの１２００℃におけるガラスの粘
度をビームベンディング法により測定したところ、ｌｏ
ｇη＝１２．４３±０．０１（Ｐａ・ｓｅｃ）であっ
た。
【００４７】実施例４ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１３００℃で４時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度１０００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガス
にてパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％
Ｎ2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を
行なった。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１３００℃で４時間第一の熱処理を行なっ
た。続いて１０ｖｏｌ．％ＮＨ3 −９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度１０００℃で２時間第二の熱処理（脱水
処理）を行なった。第二の熱処理後炉芯管内をＮ2 ガス
にてパージした後、５ｖｏｌ．％Ｏ2 −９５ｖｏｌ．％
Ｎ2 雰囲気中、温度１０００℃で２時間第三の熱処理を
行なった。
【００４８】処理終了後、シリカ多孔質母材をゾーン加
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５５０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐ
ｐｂ未満であった。
熱方式の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％
Ｈｅ雰囲気にて１５５０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下
ろしていき、下端より透明ガラス化してシリカガラスを
得た。得られたガラスの一部を切断し、ガラス中に含ま
れるＯＨ基、Ｃｌ、全金属元素の定量分析を行なったと
ころ、それぞれ１ｐｐｍ未満、５０ｐｐｍ未満、１０ｐ
ｐｂ未満であった。
【００４９】紫外線の透過率を測ったところ、特異な吸
収は観察されず、実施例１と同様であった。さらに、高
温粘性測定のための試験片を中心から外側に向って１０
点切り出し、それぞれの１２００℃におけるガラスの粘
度をビームベンディング法により測定したところ、ｌｏ
ｇη＝１２．４０±０．０１（Ｐａ・ｓｅｃ）であっ
た。
収は観察されず、実施例１と同様であった。さらに、高
温粘性測定のための試験片を中心から外側に向って１０
点切り出し、それぞれの１２００℃におけるガラスの粘
度をビームベンディング法により測定したところ、ｌｏ
ｇη＝１２．４０±０．０１（Ｐａ・ｓｅｃ）であっ
た。
【００５０】比較例５ 実施例１と同様の方法により、ほぼ同サイズのシリカ多
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。次いで１０ｖｏｌ．％Ｃｌ2 ・９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度８００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。処理終了後、第三の熱処理を行なわ
ず、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉に備え
られた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて１５０
０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下端より
透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られたガラス
の一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃｌ、全
金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ１ｐｐ
ｍ未満、５００ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ未満であった。
孔質母材を得た。このシリカ多孔質母材を均等加熱方式
の電気炉に備えられた炉芯管に挿入し、１００％Ｎ2 雰
囲気中、温度１０００℃で２時間第一の熱処理を行なっ
た。次いで１０ｖｏｌ．％Ｃｌ2 ・９０ｖｏｌ．％Ｎ2
雰囲気中、温度８００℃で２時間第二の熱処理（脱水処
理）を行なった。処理終了後、第三の熱処理を行なわ
ず、シリカ多孔質母材をゾーン加熱方式の電気炉に備え
られた炉芯管に挿入し、１００％Ｈｅ雰囲気にて１５０
０℃の加熱ゾーンに徐々に引き下ろしていき、下端より
透明ガラス化してシリカガラスを得た。得られたガラス
の一部を切断し、ガラス中に含まれるＯＨ基、Ｃｌ、全
金属元素の定量分析を行なったところ、それぞれ１ｐｐ
ｍ未満、５００ｐｐｍ未満、１０ｐｐｂ未満であった。
【００５１】紫外線の透過率を測ったところ、比較例１
と同様に波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測さ
れる吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のための
試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それぞ
れの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンディ
ング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１１．４６±
０．０２（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
と同様に波長２４０ｎｍ付近に酸素欠陥が原因と推測さ
れる吸収が観察された。さらに、高温粘性測定のための
試験片を中心から外側に向って１０点切り出し、それぞ
れの１２００℃におけるガラスの粘度をビームベンディ
ング法により測定したところ、ｌｏｇη＝１１．４６±
０．０２（Ｐａ・ｓｅｃ）であった。
【００５２】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれぱ、高純度で、耐熱性が高く、均質で、高温にお
ける紫外線吸収がないシリカガラスを得ることができる
効果を有するものである。このため、このシリカガラス
は、高純度と高耐熱性を兼ね備えていなければならない
半導体製造用治工具や液晶ディスプレー基板等の素材と
して好適に用いられる。
によれぱ、高純度で、耐熱性が高く、均質で、高温にお
ける紫外線吸収がないシリカガラスを得ることができる
効果を有するものである。このため、このシリカガラス
は、高純度と高耐熱性を兼ね備えていなければならない
半導体製造用治工具や液晶ディスプレー基板等の素材と
して好適に用いられる。
【図面の簡単な説明】
【図１】紫外線の透過率を示す図である。
【図２】紫外線の透過率を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成４年５月２１日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００１
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、シリカガラス及びその
製造方法に関するものであり、詳しくは、高純度で、耐
熱性が高く、紫外線吸収がないシリカガラス及びシリカ
微粒子からなる多孔質体について前処理加熱を行なった
後に、チッ素化合物を含むガス雰囲気中で熱処理して無
水（脱ＯＨ）化し、次いで酸化処理した後に、ガラス化
するシリカガラスの製造方法に関するものである。
製造方法に関するものであり、詳しくは、高純度で、耐
熱性が高く、紫外線吸収がないシリカガラス及びシリカ
微粒子からなる多孔質体について前処理加熱を行なった
後に、チッ素化合物を含むガス雰囲気中で熱処理して無
水（脱ＯＨ）化し、次いで酸化処理した後に、ガラス化
するシリカガラスの製造方法に関するものである。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１５】本発明は、以上の問題点に鑑みてなされた
ものであり、その目的は、金属不純物はもちろん、ＯＨ
基もハロゲン元素も含まず高純度で、かつ耐熱性が高
く、同一ガラス塊においては物性が異ならず均質で、紫
外線吸収がないシリカガラス及びその製造方法を提供す
ることにある。
ものであり、その目的は、金属不純物はもちろん、ＯＨ
基もハロゲン元素も含まず高純度で、かつ耐熱性が高
く、同一ガラス塊においては物性が異ならず均質で、紫
外線吸収がないシリカガラス及びその製造方法を提供す
ることにある。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００５２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００５２】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
によれぱ、高純度で、耐熱性が高く、均質で、紫外線吸
収がないシリカガラスを得ることができる効果を有する
ものである。このため、このシリカガラスは、高純度と
高耐熱性を兼ね備えていなければならない半導体製造用
治工具や液晶ディスプレー基板等の素材として好適に用
いられる。
によれぱ、高純度で、耐熱性が高く、均質で、紫外線吸
収がないシリカガラスを得ることができる効果を有する
ものである。このため、このシリカガラスは、高純度と
高耐熱性を兼ね備えていなければならない半導体製造用
治工具や液晶ディスプレー基板等の素材として好適に用
いられる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 多賀 俊幸 山口県防府市大字大崎276番地の1264 (72)発明者 津久間 孝次 茨城県土浦市富士崎１丁目18番７号 (72)発明者 秋山 智幸 茨城県土浦市富士崎１丁目18番７号
Claims (2)
- 【請求項１】 ガラス中に含まれるＯＨ基濃度が１０ｐ
ｐｍ以下、ハロゲン元素濃度が５０ｐｐｍ以下、全ての
金属不純物元素が各々１０ｐｐｂ以下であり、かつ、１
２００℃における粘度がｌｏｇη＝１１．８０（Ｐａ・
ｓｅｃ）以上であることを特徴とするシリカガラス。 - 【請求項２】 シリカ多孔質体を水分を含まない雰囲気
中、６００〜１４００℃の温度で第一の熱処理を行な
い、次いで、チッ素化合物を含むガス雰囲気中、６００
〜１４００℃の温度で第二の熱処理を行ない、さらに、
酸素を含むガス雰囲気中、６００〜１４００℃の温度で
第三の熱処理を行なった後にガラス化することを特徴と
する請求項１に記載のシリカガラスの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10955992A JPH05301733A (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | シリカガラス及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10955992A JPH05301733A (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | シリカガラス及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05301733A true JPH05301733A (ja) | 1993-11-16 |
Family
ID=14513309
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10955992A Pending JPH05301733A (ja) | 1992-04-28 | 1992-04-28 | シリカガラス及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05301733A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5949945A (en) * | 1996-02-27 | 1999-09-07 | Hitachi Cable, Ltd. | Optical waveguide, optical module and optical system using the same |
| JP2008280247A (ja) * | 2002-07-31 | 2008-11-20 | Shinetsu Quartz Prod Co Ltd | 合成石英ガラス体 |
-
1992
- 1992-04-28 JP JP10955992A patent/JPH05301733A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5949945A (en) * | 1996-02-27 | 1999-09-07 | Hitachi Cable, Ltd. | Optical waveguide, optical module and optical system using the same |
| JP2008280247A (ja) * | 2002-07-31 | 2008-11-20 | Shinetsu Quartz Prod Co Ltd | 合成石英ガラス体 |
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