CN108713006A - 球状锂霞石粒子及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

课题是提供一种球状锂霞石粒子及其制造方法，所述球状锂霞石粒子与以往相比圆形度高，并且具有大的负热膨胀率和高热传导率，具有高流动性、高分散性、高填充性，在半导体领域也能够应用。作为其解决手段，提供一种球状锂霞石粒子的制造方法以及采用该方法得到的球状锂霞石粒子，所述制造方法的特征在于，将含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O的原料粉末进行喷镀，形成球状粒子，将所述球状粒子在600～1100℃进行热处理，得到包含89％以上的锂霞石晶相的球状粒子。

Description

球状锂霞石粒子及其制造方法
技术领域
本发明涉及球状锂霞石粒子及其制造方法。
背景技术
无机材料的粒子被用作树脂填料，例如，作为半导体元件的密封材料用的填料使用二氧化硅(SiO2)。对于二氧化硅粒子的形状，如果是有棱角的形状则树脂中的流动性、分散性、填充性变差，并且也加剧制造装置的损耗。为了改善这些情况，广泛使用球状的二氧化硅粒子。
一般而言，球状二氧化硅采用喷镀法制造。喷镀时，通过使成为原料的粒子在火焰中穿过，粒子发生熔融，粒子形状由于表面张力而变为球状。经过熔融球状化的粒子彼此以不熔合的方式进行气流搬运而被回收，喷镀后的粒子被快速冷却。由于是从熔融状态快速冷却，因此二氧化硅基本上不合有晶体，具有非晶质(无定形)结构。
球状二氧化硅是非晶质的，因此其热膨胀率和热传导率低。非晶质二氧化硅的热膨胀率为0.5ppm/K，热传导率为1.4W/mK。这些物性与不具有结晶结构而具有非晶质(无定形)结构的石英玻璃的热膨胀率大致相同。
通过将热膨胀率低的非晶质二氧化硅与树脂混合，能够获得降低树脂的热膨胀率的效果。尤其是半导体的密封材料，通过将非晶质二氧化硅的填料与树脂混合，能够接近于半导体芯片的热膨胀率，能够抑制回流时的加热冷却和半导体器件的工作温度上升造成的翘曲和开裂的产生。但是，随着半导体芯片的高集成化等，产生了进一步降低填料的树脂混合物的热膨胀的必要。
非晶质二氧化硅的热膨胀率大致接近零，因此为了进一步降低树脂混合物的热膨胀，需要使用热膨胀率为负的材料。作为热膨胀率为负的材料，已知作为Li、Al、Si的复合氧化物的锂霞石(LiAlSiO4)。
锂霞石是热膨胀系数按晶轴而不同(a轴＝8.21×10-6/K，b轴＝-17.6×10-6/K)的特殊材料，为了具有负的膨胀率需要由晶体构成。
专利文献1中，提出了一种无机物粉末，具有选自β-锂霞石、β-锂霞石固溶体、β-石英、β-石英固溶体中的1种以上的晶相，-40℃～+600℃时的热膨胀率为负的热膨胀系数，粒度分布(中位径)的d90为150μm以下，并且，d50为1μm以上且50μm以下。
另外，专利文献2中，作为使β-石英固溶体和/或β-锂霞石固溶体析出而得到的结晶化玻璃构成的填料粉末，提出了一种在30～150℃的范围下的热膨胀系数为5×10-7/℃以下的填料粉末。
现有技术文献
专利文献1：日本特开2007-91577号公报
专利文献2：日本特开2015-127288号公报
发明内容
要求在多样的环境下利用半导体制品，尤其是在高温环境下利用的情况下，要求没有翘曲和开裂等。该情况下，具有负热膨胀率、且热传导率高的填料是有用的。而且为了以树脂混合物发挥这样的填料的特性，需要填料具有高流动性、高分散性，且形成为能够高填充的球状。
另外，在作为半导体密封材料的树脂填料使用的情况下，在密封过程和回流过程等中进行高温处理时由于半导体和/或基板等的热膨胀率与密封材料的热膨胀率之差，会发生翘曲和/或开裂等。作为密封材料用的填料，一直使用热膨胀率低的SiO2，但为了获得与半导体和/或基板等的热膨胀率接近的密封材料，要求热膨胀率更低的填料，进而要求具有负的膨胀率的填料。
作为获得负膨胀的填料的方法，有制作负热膨胀性玻璃陶瓷，采用球磨机等粉碎装置对该玻璃陶瓷粉碎由此获得的方法(专利文献1)。但是，通过粉碎得到的填料具有棱角，所以流动性、分散性低，存在无法以高填充率与树脂混合的问题。
另外，作为其他方法，曾提出以下方法，为了获得使β-石英固溶体和/或β-锂霞石析出而得到的结晶化玻璃构成的填料粉末，将以预定比例调合玻璃原料得到的原料批料熔融得到熔融玻璃，接着将熔融玻璃成形为预定形状(例如板状)，由此得到块状结晶性玻璃，进而，在预定条件下对块状结晶性玻璃进行热处理，由此使β-石英固溶体和/或β-锂霞石在内部析出，从而得到块状结晶化玻璃，对得到的块状结晶化玻璃实施预定的粉碎处理(专利文献2)。
该情况下也与专利文献1同样，通过粉碎得到的粒子具有棱角，因此流动性、分散性低，难以以高填充率与树脂混合。因此，专利文献2中，在将熔融玻璃成形得到块状结晶性玻璃并将该块状结晶性玻璃粉碎暂且制作结晶性玻璃粉末之后，可以通过对该结晶性玻璃粉末实施热处理使其结晶化来制作，在使结晶性玻璃粉末结晶化之前在火焰中喷雾进行热处理，由此结晶性玻璃粉末的表面软化流动，能够得到大致球状的填料粉末，另外，通过将熔融玻璃纺丝纤维化之后粉碎进行热处理，能够得到大致圆柱状的填料粉末。
但是，通过热处理使经粉碎的粉末的仅表面软化流动的大致球状的填料粉末、和将纤维化的玻璃粉碎热处理而成的大致圆柱状的填料粉末，与球状二氧化硅粒子那样将粒子整体熔融从而球状化的粒子相比圆形度低，所以流动性、分散性低，存在与树脂混合时的填充率无法提高到球状二氧化硅粒子那样程度的问题。
此外，这些方法中，需要一次形成均质的玻璃，因此在锂霞石那样负膨胀大的材料的情况下，无法均匀地熔融，所以需要形成SiO2比锂霞石多的组成、和/或添加Li、Al、Si以外的成分，将整体熔融。因此，难以获得目标的大的负热膨胀率。
另外，将整体玻璃化之后，进行由热处理带来的结晶化，因此完全结晶化变困难，残留非晶质成分，因此存在难以获得目标的大的负热膨胀率的问题。
本发明的目的是提供一种球状锂霞石粒子及其制造方法，所述球状锂霞石粒子与以往相比圆形度高，并且具有大的负热膨胀率和高热传导率，具有高流动性、高分散性、高填充性，能够应用于半导体领域。
通过本发明，提供以下的方案。
[1]
一种球状锂霞石粒子，其特征在于，含有45～55摩尔％(moL％)的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O且包含锂霞石晶相，所述球状锂霞石粒子的圆形度为0.90～1.0。
[2]
根据项目1所述的球状锂霞石粒子，其特征在于，热膨胀率为-2×10-6/K～-10×10-6/K。
[3]
根据项目1或2所述的球状锂霞石粒子，其特征在于，平均粒径(D50)超过1μm且为100μm以下。
[4]
一种球状锂霞石粒子的制造方法，是制造项目1～3的任一项所述的球状锂霞石粒子的方法，其特征在于，将含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O的原料粉末喷镀形成球状粒子，对所述球状粒子进行热处理，得到包含89％以上的锂霞石晶相的球状粒子。
[5]
根据项目4所述的球状锂霞石粒子的制造方法，将经喷镀的球状粒子在500～1000℃下进行1～48小时的热处理。
根据本发明，可提供过一种球状锂霞石粒子，其与以往相比圆形度高，并且具有大的负热膨胀率和高热传导率，具有高流动性、高分散性、高填充性，在半导体领域也能够应用。另外，根据本发明，可提供一种与以往的方法相比生产率高、且制造成本低的所述球状锂霞石粒子的制造方法。
具体实施方式
发明人为了解决上述课题而反复专心研究，结果发现通过将含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O的原料粉末进行喷镀以形成球状粒子，并对所述球状粒子进行热处理，由此可得到基本上完全结晶化了的粒子，并且该粒子的晶相是锂霞石晶相，并且能够实现与喷镀后的粒子同等的圆形度为0.90～1.0的圆形度极高的球状锂霞石粒子。
本发明的球状锂霞石粒子含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O。通过以该比例含有SiO2、Al2O3、Li2O，能够获得得到的粒子基本上完全由锂霞石晶体构成的粒子。当SiO2、Al2O3、Li2O从该比例脱离的情况下，生成锂霞石以外的晶相、和/或包含非晶质相，因此热膨胀率变大，无法得到目标的负热膨胀的粒子。
Si、Li、Al的比率可以采用例如原子吸光法、ICP质量分析(ICP-MS)测定。优选为原子吸光法。通过将采用这些分析方法得到的金属成分进行氧化物换算，可以算出SiO2、Al2O3、Li2O的比例。
本发明的球状锂霞石粒子希望晶相(结晶相)构成整体的99％以上。晶相的比例小于99％的情况下，包含与锂霞石晶体相比热膨胀大的非晶质，因此热膨胀率变大。
晶相的比例可以采用例如X射线衍射(XRD)测定。以XRD测定的情况下，可以根据结晶性峰的积分强度之和(Iu)与非晶质的晕部分的积分强度(Ia)利用下式计算。
X(晶相比例)＝Iu/(Iu+Ia)×100 (％)
本发明的球状锂霞石粒子希望晶相的90％以上由锂霞石晶相构成。晶相中的锂霞石晶体的比例小于90％的情况下，包含与锂霞石晶体相比热膨胀大的晶相，因此热膨胀率变大。
另外，为了获得更大的负膨胀效果，希望晶相中的锂霞石晶体的比例为99％以上。
锂霞石晶相的比例可以采用例如X射线衍射(XRD)测定。以XRD测定的情况下，可以根据锂霞石晶相的峰的积分强度之和(Iu’)与其他晶相的峰的积分强度之和(Ic)利用下式计算。
X’(锂霞石晶相比例)＝Iu’/(Iu’+Ic)×100 (％)
锂霞石晶相可以使用例如PDF 00-014-0667的峰的数据，根据各个峰的积分强度之和算出Ic。另外，锂霞石晶体有时根据成分比，晶体的衍射峰的形式不同，存在多个pdf数据，希望使用与检测出的峰最一致的锂霞石的pdf数据。另外，作为假晶体的假锂霞石(Pseudo Eucryptite、PDF01-070-1580)的晶相也能够获得与锂霞石同样的效果。
如上所述，本发明的球状锂霞石粒子，希望整体的99％以上由晶相构成，且其晶相中的90％以上由锂霞石晶相构成。因此，本发明的球状锂霞石粒子希望由89％以上(0.99×0.90≈0.89)的锂霞石晶相构成。余量可以包含假锂霞石晶相。
本发明的球状锂霞石粒子的圆形度为0.90以上。本发明中的圆形度由市售的流动式粒子像分析装置测定是简便的，从而优选。另外，相对大的粒子可以根据光学显微镜的显微镜照片，相对小的粒子可以根据扫描型电子显微镜(SEM)等的显微镜照片使用图像分析处理软件如下求出。拍摄至少100个粒子的样品照片，计测各个粒子(二次元投影图)的面积、周长。假定粒子为正圆，计算具有计测出的面积的正圆的圆周。通过圆形度＝圆周/周长的式子求出圆形度。圆形度＝1时为正圆。也就是说，圆形度越接近1，就越接近正圆。计算这样求出的各粒子的圆形度的平均值，得到本发明的粒子的圆形度。如果圆形度小于0.90，则在与树脂混合时的流动性、分散性、填充性不充分，并且促进将粒子与树脂混合的装置的损耗。
本发明的球状锂霞石粒子的热膨胀率可以为-2×10-6/K～-10×10-6/K。难以测定粒子单体的热膨胀率，因此本发明中的热膨胀率优选测定与树脂混合制作出的树脂组合物的热膨胀率，根据球状锂霞石粒子的填充率与树脂的热膨胀率来算出球状锂霞石粒子的热膨胀率。该情况下，树脂混合物的热膨胀率作为满足球状锂霞石粒子与树脂的热膨胀率的复合规则的热膨胀率算出。
本发明的球状锂霞石粒子的平均粒径(D50)可以超过1μm且为100μm以下。如果平均粒径超过100μm，则在作为半导体密封材料用的填料等利用的情况下，粒径变得过粗，容易引起出口堵塞、模具损耗，并且粒径大，因此粒子整体难以结晶化。因此，优选为50μm以下。另外，平均粒径为1μm以下时粒子变得过细，也就是说粒子的表面积比变大，容易发生粒子彼此的熔合或烧结造成的结合，变得无法大量填充。
更希望使用平均粒径为3μm以上的粒子。在由热处理进行结晶化的情况下，高温促进结晶化的程度，能够得到特性好的结晶性球状粒子，这样的高温下平均粒径小于3μm的粒子容易引起凝聚，圆形度变低。通过使用3μm以上的粒子，即使在结晶化程度充分推进的温度下也能够不引起凝聚地结晶化。
再者，在此的平均粒径是采用基于激光衍射法的粒度分布测定而测定出的粒径。激光衍射法得到的粒度分布可以利用例如Malvern公司制的Mastersizer 3000测定。
在此所说的平均粒径也称为中位径，采用激光衍射法等方法测定粒径分布，将粒径的频率累积达到50％的粒径作为平均粒径(D50)。
对于本发明的制造方法进行说明。本发明的球状锂霞石粒子可以采用包括以下工序的方法制造。即，本发明的制造方法包括以下工序：
(i)调制含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O的原料粉末，
(ii)将调制出的原料粉末进行喷镀，
(iii)将经喷镀的球状粒子在500～1000℃进行1～48小时的热处理(保持)，
(iv)将经热处理(保持)的球状粒子进行冷却。
并且，采用该方法制造出的球状锂霞石粒子具有99％以上的晶相，其晶相中的90％以上由锂霞石晶相构成，因此由89％以上(0.99×0.90≈0.89)的锂霞石晶相构成。球状锂霞石粒子的余量可以包含假锂霞石晶相。
喷镀前的原料希望使用含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O的原料粉末。
作为喷镀前的原料，可以混合使用SiO2、Al2O3、Li2O各自的粉末。另外，可以将SiO2、Al2O3、Li2O以包含任一成分的复合氧化物成为目标组成的方式混合使用。另外，也可以使用碳酸盐、硝酸盐、氢氧化物、氯化物等。
喷镀前的原料希望使用上述组成的原料，在喷镀前预先混合、熔融，或者在高温使其反应，使用将含有成分均匀化的原料。成分不均匀的情况下，在将喷镀后的粒子热处理时生成锂霞石以外的晶体，有无法得到作为目标的负膨胀的粒子的顾虑。
另外，喷镀前的原料更希望使用包含锂霞石晶相的粉末。通过对喷镀前的原料使用包含锂霞石晶相的粉末，锂霞石晶体在喷镀后的粒子中容易析出，其成为晶核，通过其后的热处理即使在低温下也能够使粒子整体由锂霞石晶体构成。
此外，通过对喷镀前的原料使用锂霞石的粒子，通过喷镀、热处理，能够在保持锂霞石组成的情况下获得球状的锂霞石粒子。因此，希望将包含SiO2、Al2O3、Li2O或这些成分的原料混合，将其熔融，或者在高温下使其反应，将形成的锂霞石作为喷镀前的原料使用。
在通过喷镀制作本发明的球状锂霞石粒子的情况下，通过调节喷镀之前的原料粒径，能够将喷镀后的球状粒子的粒径设为目标范围。在通过喷镀制作球状粒子的情况下，如果不发生原料粒子的凝聚和/或喷镀时的粒子彼此的接合，则能够获得粒径与原料大致相同的球状粒子。另外，本发明的球状锂霞石粒子的平均粒径在用于将粒子整体结晶化为锂霞石晶相的热处理前后基本上没有变化。
为了提高热处理后的圆形度，需要提高喷镀后的球状粒子的圆形度，因此喷镀得到的球状粒子的圆形度可以为0.90以上。通过在喷镀阶段原料粉末的各个粒子发生熔融，能够容易得到圆形度高的粒子。在喷镀时原料的粉末粒子不熔融的情况下，熔融体的表面张力带来的球状化不充分发生，会形成喷镀前的原料粉末的有棱角的形状残留的非球状粒子。因此，原料粉末的喷镀中，希望向原料发生熔融的1600℃以上的火焰中供给原料粉末进行喷镀。
另外，本发明的球状锂霞石粒子的圆形度在喷镀后的热处理(保持)前后基本上不下降，因此提高喷镀后的球状粒子的圆形度很重要。
喷镀得到的球状粒子的平均粒径(D50)可以超过1μm且为100μm以下。通过使用喷镀，使用原料粒径为目标值的最终制品的粒径，能够容易调节粒径。另外，热处理中，球状粒子的粒径基本上不变化。因此，本发明的方法中，能够容易实现所希望的平均粒径的球状锂霞石粒子。
喷镀得到的球状粒子由非晶质相和/或晶相构成。喷镀时原料的粉末基本上熔融，在其后的冷却过程中固化。一般的喷镀中，喷镀后的粒子在短时间被快速冷却，因此包含非晶质，但在喷镀本发明组成的原料的情况下，锂霞石晶相在冷却过程析出，其在其后的热处理时变为晶核，因此能够容易生成锂霞石晶体。
本发明的球状锂霞石粒子可以通过将喷镀后的球状粒子在500～1000℃进行热处理来得到。通过在该温度范围进行热处理，能够得到热处理造成的粒子彼此的熔合和烧结造成的凝聚少的粒子。另外，通过在该温度范围进行热处理，喷镀时生成的非晶质结晶化，能够使粒子整体成为锂霞石相晶体。
在小于500℃的温度下进行热处理的情况下，结晶化不推进，喷镀时生成的非晶质相残存，因此难以得到成为目标的负热膨胀率大的粒子。
另外，在高于1000℃的温度下进行热处理的情况下，粒子的熔合和/或烧结造成的粒子彼此变为结合强的凝聚体，为了形成目标粒径的粒子需要进行粉碎等处理，但这会变为破碎状的粒子，所以不优选。
在通过热处理发生粒子凝聚的情况下，只要粒子彼此的结合不强，就可以通过利用喷射磨机等的粒子损伤小的破碎方法进行处理，由此得到目标的高圆形度的球状粒子。
为了在热处理后得到没有凝聚的粒子或者以粒子损伤小的破碎方法得到球状粒子，希望根据喷镀后的非晶质含量等适当调整热处理的温度和时间。
另外，热处理的处理时间希望根据与热处理温度的组合选择适当的处理时间(保持时间)。作为处理时间希望使用1～48小时。
经热处理的粒子具有负热膨胀率，所以热处理后的冷却条件不特别限定，即使进行例如快速冷却也不会发生开裂。因此，可以根据冷却装置的使用条件等设定冷却条件，例如可以将冷却速度设为10～600℃/小时。
这样得到的本发明的球状锂霞石粒子具有高流动性、分散性，能够向树脂进行高填充，对降低半导体密封材料等的树脂组合物的热膨胀率非常有效，能够难以发生树脂组合物的开裂和翘曲。
本发明的球状锂霞石粒子能够作为填料与树脂混合用于树脂组合物。在将树脂组合物作为密封材料使用的情况下，树脂可以使用o′-甲酚酚醛树脂、联苯树脂等，但树脂的种类不特别限定于此。
另外，本发明的球状锂霞石粒子与树脂混合使用的情况下，可以与SiO2、Al2O3等的粒子一同与树脂混合使用，通过根据树脂组合物的用途调整粒子的配比，能够调整热膨胀率。
实施例
以下，示出实施例和比较例，更具体地说明本发明。不过，本发明不被下述实施例限定性地解释。
将对各种组成和粒径不同的原料粉末进行喷镀而得到的粒子在大气中以100℃/小时的升温速度升温到700℃，保持6小时之后，以100℃/小时的降温速度冷却到常温。
将得到的粒子的平均粒径、组成、圆形度、热膨胀率示于表1。
在此，得到的粒子的平均粒径采用基于激光衍射法的粒度分布测定测定，组成采用原子吸光法分析，晶相采用X射线衍射测定。另外，圆形度使用流动式粒子像分析装置测定。另外，将得到的粒子与环氧树脂混合，制作树脂混合物，测定树脂组合物的RT～300℃的热膨胀率，将环氧树脂的热膨胀率设为119×10-6/K，算出粒子的热膨胀率。
根据X射线衍射可确认，本发明中的No.1～6的样品全都包含90％以上的锂霞石的晶相。No.1～6的样品中，可得到圆形度为0.91～0.97的高圆形度的球状粒子，热膨胀率为-2.6～-7.6×10-6/K，为负的热膨胀率。No.7的样品中，粒径小，因此由于热处理而变为牢固的凝聚体，无法作为粒子使用。No.8～10的本发明的组成范围外的例子中，热膨胀率为0.4～2.1×10-6/K，只能得到正的热膨胀率。
另外，将对与No.2的样品相同的原料进行喷镀得到的粒子在大气中以100℃/小时的升温速度升温到450～1100℃，保持预定时间之后，以100℃/小时的降温速度冷却到常温。将得到的粒子的组成、圆形度、热膨胀率示于表2。以500～1000℃进行了热处理的No.11～16的样品的圆形度为0.91～0.97，为高圆形度，热膨胀率也为-2.1～-9.1×10-6/K，可得到负的热膨胀率的粒子。以450℃进行了热处理的No.17的样品在X射线衍射下可见到非晶质的图案，热膨胀率为2.1×10-6/K，是正的热膨胀率。另外，以1100℃进行了热处理的No.18的样品中，引起粒子的凝聚，得不到球状的粒子。表1
实施例 实施例 实施例 实施例 实施例
No. 1 2 3 4 5
平均粒径(D50) μm 1.4 6.5 29 91 118
SiO2 mol％ 50.6 50.4 54.7 53.7 45.8
Al2O3 mol％ 24.1 21.3 20.8 25.6 27.2
Li2O mol％ 25.3 28.3 24.5 20.7 27.0
圆形度 0.92 0.97 0.95 0.93 0.91
热膨胀率 ×10-6/K -7.6 -4.9 -2.6 -3.1 -2.8
实施例 比较例 比较例 比较例 比较例
No. 6 7 8 9 10
平均粒径(D50) μm 24 0.8 15 23 21
SiO2 mol％ 49.6 56.4 44.1 56.1 54.7
Al2O3 mol％ 29.1 21.2 31.2 25.9 19.1
Li2O mol％ 21.3 22.4 24.7 18.0 26.2
圆形度 0.94 凝聚 0.91 0.90 0.92
热膨胀率 ×10-6/K -3.4 - 1.4 2.1 0.4
表2
实施例 实施例 实施例 实施例 实施例
No. 11 12 13 14 15
热处理温度 ℃ 500 600 700 800 900
热处理保持时间 小时 48 24 6 6 4
SiO2 mol％ 50.4 50.4 50.4 50.4 50.4
Al2O3 mol％ 21.3 21.3 21.3 21.3 21.3
Li2O mol％ 28.3 28.3 28.3 28.3 28.3
圆形度 0.97 0.97 0.97 0.96 0.94
热膨胀率 ×10-6/K -2.1 -3.3 -4.9 -6.4 -8.3
实施例 比较例 比较例
No. 16 17 18
热处理温度 ℃ 1000 450 1100
热处理保持时间 小时 1 48 1
SiO2 mol％ 50.4 50.4 50.4
Al2O3 mol％ 21.3 21.3 21.3
Li2O mol％ 28.3 28.3 28.3
圆形度 0.91 0.97 凝聚
热膨胀率 ×10-6/K -9.1 2.1 -7.8

Claims (5)

1.一种球状锂霞石粒子，其特征在于，含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O且包含锂霞石晶相，所述球状锂霞石粒子的圆形度为0.90～1.0。
2.根据权利要求1所述的球状锂霞石粒子，其特征在于，热膨胀率为-2×10-6/K～-10×10-6/K。
3.根据权利要求1或2所述的球状锂霞石粒子，其特征在于，平均粒径D50超过1μm且为100μm以下。
4.一种球状锂霞石粒子的制造方法，是制造权利要求1～3的任一项所述的球状锂霞石粒子的方法，其特征在于，将含有45～55摩尔％的SiO2、20～30摩尔％的Al2O3、20～30摩尔％的Li2O的原料粉末进行喷镀，形成球状粒子，对所述球状粒子进行热处理，得到包含89％以上的锂霞石晶相的球状粒子。
5.根据权利要求4所述的球状锂霞石粒子的制造方法，其特征在于，将经喷镀的球状粒子在500～1000℃进行1～48小时的热处理。
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