JP2020532483A - ガラスフリットから得られる吉岡石ガラスセラミック - Google Patents

Abstract

残留ガラスと、吉岡石相を含む結晶相とを含有するガラスセラミック材料が開示される。吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。フリットガラスを加熱処理してガラスセラミック材料を形成する工程を含む、ガラスセラミック材料の製造方法もまた開示される。該フリットガラスは、１５モル％〜３７モル％のＳｉＯ２；４０モル％〜４７モル％のＡｌ２Ｏ３；及び、２０モル％〜３０モル％のＣａＯを含有する。

Description

関連出願の相互参照

本出願は、その内容が依拠され、その全体がここに参照することによって本願に援用される、２０１７年８月３１日出願の米国仮特許出願第６２／５５２，６５７号の米国法典第３５編特許法１１９条に基づく優先権の利益を主張する。

本明細書は、概してガラスセラミックに関し、より詳細には、吉岡石ガラスセラミックに関する。

吉岡石は、アルミニウム、カルシウム、ケイ素、及び酸素を含む希少鉱物相である。しかしながら、吉岡石は、概して、バルクガラスの表面から結晶化する。したがって、少量の吉岡石相はバルクガラスの表面で生成されていたが、吉岡石の主結晶相を有するガラスセラミックの形成はこれまで知られていなかった。

一般に、ガラスセラミックはバルクガラスから得られ、内部の核形成はバルクガラスに核剤を加えることによって得られる。しかしながら、アルミナ、酸化カルシウム、及びシリカを含むガラスバルクを内部で核生成させて吉岡石の主相を形成させる方法は知られていない。したがって、前述のように、吉岡石相を有するガラスセラミックの形成を試みる場合、少量の吉岡石相のみがバルクガラスの表面に形成され、内部核形成は生じない。

したがって、吉岡石を主相として含むガラスセラミック、並びに吉岡石を主相として有するガラスセラミックの形成方法が必要とされている。

一実施形態によれば、ガラスセラミック材料は、非晶質ガラス相と、吉岡石相を含む結晶相とを含む。吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

別の実施形態では、ガラスセラミック材料の形成方法は、フリットガラスを加熱処理してガラスセラミック材料を形成する工程を含み、該フリットガラスは、１５モル％以上３７モル％以下の範囲のＳｉＯ_２；４０モル％以上４７モル％以下の範囲のＡｌ_２Ｏ_３；及び、２０モル％以上３０モル％以下の範囲のＣａＯ；を含有し、ガラスセラミック材料は、非晶質ガラス相；及び、吉岡石相を含む結晶相を含み、吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

別の実施形態では、電子機器は、電気部品と、該電気部品に電気的に接続されたガラスセラミック材料部品とを含み、該ガラスセラミック材料は、残留ガラスと、吉岡石相を含む結晶相とを含み、該吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

追加の特徴及び利点は、以下の詳細な説明に記載され、一部には、その説明から当業者に容易に明らかとなり、あるいは、以下の詳細な説明、特許請求の範囲、並びに添付の図面を含めた本明細書に記載される実施形態を実施することによって認識されよう。

前述の概要および以下の詳細な説明はいずれも、さまざまな実施形態を説明しており、特許請求される主題の性質及び特徴を理解するための概観又は枠組みを提供することを意図していることが理解されるべきである。添付の図面は、さまざまな実施形態のさらなる理解を提供するために含まれ、本明細書に組み込まれて、その一部を構成する。図面は、本明細書に記載されるさまざまな実施形態を例証しており、その説明とともに、特許請求の範囲の主題の原理及び動作を説明する役割を担う。

本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックのＤＳＣ曲線を示すグラフ 本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックのＴＭＡ曲線を示すグラフ 本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックのＳＥＭ写真 本明細書に開示され説明される実施形態によるジルコニアを含むガラスセラミックのＳＥＭ写真 本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックに対して行われたリング・オン・リング試験の結果のグラフ

これより、吉岡石を主相として含むガラスセラミック、並びにそのようなガラスセラミックの製造方法の実施形態について詳細に説明する。一実施形態では、ガラスセラミック材料は、非晶質ガラス相と、吉岡石相を含む結晶相とを含む。吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

本明細書に開示され説明される１つ以上の実施形態によるガラスセラミックは、吉岡石を主結晶相として含む。本明細書で用いられる場合、「主結晶相」という用語は、他の結晶相と比較して最も高い割合でガラスセラミック中に存在する結晶相を指す。一例として、２つの結晶相が存在するガラスセラミックでは、主結晶相は少なくとも５０．１質量％の量で存在する。別の例として、３つの結晶相が存在するガラスセラミックでは、主結晶相は、少なくとも３３．４質量％の量で存在する。実施形態では、吉岡石主結晶相は、ガラスセラミック中に、上述した最小量よりも多い量で存在することが理解されるべきである。吉岡石結晶相に加えて、幾つかの実施形態によるガラスセラミックは他の結晶相も含みうる。これら他の結晶相には、例えば、灰長石、ゲーレナイト、霞石、及び立方晶ジルコニアが含まれうる。幾つかの実施形態では、副結晶相は、６質量％より少ない量でガラスセラミック中に存在しうる。これらの副結晶相には、例えば、コランダム、クリストバライト、及び石英が含まれる。上述のさまざまな結晶相は、追加の成分が意図的に又は不純物として前駆体材料に添加された場合にのみ、ガラスセラミック中に存在することが理解されるべきである。例えば、霞石の結晶相は、前駆体ガラス中にＮａ_２Ｏが含まれている場合にのみ存在する。同様に、立方晶ジルコニア結晶相は、前駆体ガラス中にＺｒＯ_２が含まれている場合にのみ存在する。実施形態によるガラスセラミック中に存在しうるさまざまな結晶相について、以下に説明する。

吉岡石は、実施形態によるガラスセラミックの主結晶相を構成する。吉岡石は、アルミニウム、カルシウム、ケイ素、及び酸素を含む三方晶−菱面体晶構造を有する。吉岡石構造はトリジマイトに由来すると考えられている。それは、式Ｃａ_{８−ｘ／２}□_ｘ／２Ａｌ_１６−ｘＳｉ_ｘＯ_３２を有する固溶体を形成し、実施形態ではＣａ_５．５Ａｌ_１１Ｓｉ_５Ｏ_３２に近い組成を有する。吉岡石結晶は、月の元素として最初に発見されたものであり、月に見られるアルミニウムが豊富なトリジマイト様の鉱物の驚異的な熱衝撃によって形成されたと考えられている。その発見以来、吉岡石及び、該吉岡石を主結晶相として含むガラスセラミックを合成的に再現する試みがなされてきた。しかしながら、吉岡石を主結晶相として含むガラスセラミックを得ることには、問題があることが証明されている。具体的には、アルミニウム、カルシウム、ケイ素、及び酸素を含むバルクガラスが該バルクガラスの表面で結晶化することがわかった。したがって、アルミニウム、カルシウム、ケイ素、及び酸素を含むバルクガラスを吉岡石構造へと内部核形成することは達成困難であり、このような内部核形成を促進する核剤は発見されていない。しかしながら、本明細書に開示され説明される実施形態によれば、吉岡石主結晶相を有するガラスセラミックは、以下でより詳細に論じられるように、ガラスフリットを特定の熱処理に供し、表面核形成を使用して強く結晶化された構造を形成することによって形成されうる。

本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックは、該ガラスセラミックの主結晶相として吉岡石相を含む。１つ以上の実施形態では、吉岡石結晶相は、ガラスセラミック中の結晶相の５５質量％以上を構成する。他の実施形態では、吉岡石結晶相は、ガラスセラミック中の結晶相の８０質量％以上、例えば、ガラスセラミック中の結晶相の８５質量％以上、ガラスセラミック中の結晶相の９０質量％以上、又はガラスセラミック中の結晶相の９５質量％以上を構成する。

吉岡石結晶相中の吉岡石結晶のサイズは特に制限されないが、幾つかの実施形態では、ＸＲＤスペクトルのリートベルト解析によって測定した吉岡石結晶の平均サイズは、１００ｎｍ以上１６０ｎｍ以下、例えば、１１０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下、１２０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下、１３０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下、１４０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下、又は１５０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下などである。他の実施形態では、吉岡石結晶は、１００ｎｍ以上１５０ｎｍ以下、例えば、１００ｎｍ以上１４０ｎｍ以下、１００ｎｍ以上１３０ｎｍ以下、１００ｎｍ以上１２０ｎｍ以下、又は１００ｎｍ以上１１０ｎｍ以下、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲の主寸法を有しうる。

幾つかの実施形態によるガラスセラミックは、吉岡石相より少ない量で存在する灰長石相を含みうる。灰長石は、カルシウム、アルミニウム、ケイ素、及び酸素を含む三斜晶構造を有する。灰長石はＣａＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の組成を有する。特定の理論に縛られるわけではないが、吉岡石は、一般に約９００℃〜約１０５０℃の温度範囲で結晶化する準安定相であると考えられる。高温で熱処理が行われると、吉岡石相は灰長石及びゲーレナイトなどの安定相へと変化する。

本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックは、該ガラスセラミック中の結晶相の３０質量％以下、例えば、ガラスセラミック中の結晶相の２５質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の２０質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の１５質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の１０質量％以下、又はガラスセラミック中の結晶相の５質量％以下の量の灰長石相を含む。

本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックは、該ガラスセラミック中の結晶相の３０質量％以下、例えば、ガラスセラミック中の結晶相の２５質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の２０質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の１５質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の１０質量％以下、又はガラスセラミック中の結晶相の５質量％以下の量のゲーレナイト相を含む。

実施形態によるガラスセラミックは、吉岡石相より少ない量で存在するゲーレナイト相を含みうる。ゲーレナイトは、カルシウム、アルミニウム、ケイ素、及び酸素を含む正方晶構造を有する。ゲーレナイトはＣａ_２Ａｌ（ＡｌＳｉＯ_７）の組成を有する。１つ以上の実施形態では、ゲーレナイト相は、依然として正方晶構造を有しつつ、Ｃａ_２Ｍｇ（Ｓｉ_２Ｏ_７）の組成を有する、オケルマナイトを含む固溶体として存在しうる。オケルマナイト成分は、マグネシウムが、意図的に、若しくは不純物又は微量成分として前駆体材料に導入される実施形態でのみ形成される。ゲーレナイトとして分類されたままであるためには、固溶体中のオケルマナイトの量は比較的低く、例えば、幾つかの実施形態では、５質量％以下、４質量％以下、３質量％以下、又は２質量％以下であることが理解されるべきである。特定の理論に縛られるわけではないが、吉岡石は一般に約９００℃〜約１０５０℃の温度範囲で結晶化する準安定相であるが、高温で熱処理した場合には、吉岡石相はゲーレナイトに変化すると考えられる。

幾つかの実施形態では、ガラスセラミックは、吉岡石相より少ない量で存在する霞石相を含みうる。霞石は六方晶構造を有する。霞石は（Ｎａ，Ｋ）ＡｌＳｉＯ_４の組成を有する。幾つかの事例では、霞石固溶体鉱物は、六方晶（Ｐ６_３）テクトケイ酸塩であり、その構造は、β−トリジマイト型のシリカの「密充填」された誘導体である。このような六方晶（Ｐ６_３）テクトケイ酸塩の一般式はＲ（Ａｌ，Ｓｉ，Ｂ）Ｏ_４であり、ここで、Ｒ＝Ｎａ，Ｋ，Ｃａ又は空位である。霞石相は、Ｎａ_２Ｏが意図的に又は非意図的に不純物又は微量成分として前駆体ガラスに含まれたガラスセラミックにのみ存在することが理解されるべきである。

本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックは、該ガラスセラミック中の結晶相の３０質量％以下、例えば、ガラスセラミック中の結晶相の２５質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の２０質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の１５質量％以下、ガラスセラミック中の結晶相の１０質量％以下、又はガラスセラミック中の結晶相の５質量％以下の量の霞石相を含む。

幾つかの実施形態では、ガラスセラミックは、吉岡石相より少ない量で存在する立方晶ジルコニア相を含みうる。立方晶ジルコニアは、ＺｒＯ_２の結晶相であり、立方晶構造を有する。立方晶ジルコニア相は、ＺｒＯ_２が意図的に又は非意図的に不純物又は微量成分として前駆体ガラスに含まれたガラスセラミックにのみ存在することが理解されるべきである。

本明細書に開示され説明される実施形態によるガラスセラミックは、該ガラスセラミック中の結晶相の１５質量％以下、例えば、ガラスセラミック中の結晶相の１０質量％以下、又はガラスセラミック中の結晶相の５質量％以下の量の立方晶ジルコニア相を含む。

１つ以上の実施形態では、ガラスセラミック物品は、ガラスセラミックの結晶構造の６質量％未満、例えば、ガラスセラミックの結晶構造の５質量％未満、ガラスセラミックの結晶構造の４質量％未満、ガラスセラミックの結晶構造の３質量％未満、ガラスセラミックの結晶構造の２質量％未満、又はガラスセラミックの結晶構造の１質量％未満を構成する、１つ以上の副相を含みうる。幾つかの実施形態によれば、これらの少量成分には、熱処理の際に形成されうる、コランダム及びクリストバライトが含まれる。コランダムは三方晶構造を有する酸化アルミニウムの結晶形である。クリストバライトはシリカの結晶形であり、正方晶構造を有する。

実施形態によるガラスセラミックは、主結晶相としての吉岡石に加えて、上記の結晶相のうちの１つ以上を含みうる。ガラスセラミックは主に結晶相を含み、残留ガラスも少量だけ含む。結晶は基礎ガラスの組成に非常に近い組成を有することから、残留ガラスの量は一般に少量である。１つ以上の実施形態では、ガラスセラミックは、８０質量％以上の結晶相、例えば、８５質量％以上の結晶相、９０質量％以上の結晶相、９５質量％以上の結晶相、又は９８質量％以上の結晶相を含む。したがって、実施形態では、ガラスセラミックは、２０質量％以下の残留ガラス、例えば、１５質量％以下の残留ガラス、１０質量％以下の残留ガラス、５質量％以下の残留ガラス、又は２質量％以下の残留ガラスを含む。

ガラス転移温度（Ｔ_ｇ）と結晶化温度との間に十分な差があるガラスセラミック組成物を有することにより、高密度かつ低多孔性のガラスセラミックが可能となる。ガラスセラミックの組成は、ガラスセラミックの密度にも影響を与えうる。幾つかの実施形態では、ガラスセラミックの密度は、２．０ｇ／ｃｍ^３以上、例えば、２．２ｇ／ｃｍ^３以上、２．４ｇ／ｃｍ^３以上、２．６ｇ／ｃｍ^３以上、２．８ｇ／ｃｍ^３以上、又は３．０ｇ／ｃｍ^３以上でありうる。１つ以上の実施形態では、ガラスセラミックの密度は、２．０ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、例えば、２．１ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、２．２ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、２．３ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、２．５ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、２．６ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、２．７ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、２．８ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下、又は２．９ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下でありうる。他の実施形態では、ガラスセラミックの密度は、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．９ｇ／ｃｍ^３以下、例えば、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．８ｇ／ｃｍ^３以下、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．７ｇ／ｃｍ^３以下、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．６ｇ／ｃｍ^３以下、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．５ｇ／ｃｍ^３以下、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．４ｇ／ｃｍ^３以下、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．３ｇ／ｃｍ^３以下、２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．２ｇ／ｃｍ^３以下、又は２．０ｇ／ｃｍ^３以上２．１ｇ／ｃｍ^３以下、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲である。

実施形態によるガラスセラミックの別の有利な特性は熱膨張係数（ＣＴＥ）である。ガラスセラミックのＣＴＥは高温でも比較的一定のまま維持されうる。実施形態では、ガラスセラミックのＣＴＥは、２５℃〜３００℃で測定して、４８×１０^−７／Ｋ以上５２×１０^−７／Ｋ以下、例えば約５０×１０^−７／Ｋなどでありうる。ガラスセラミックのＣＴＥは、実施形態では、２５℃〜７００℃で測定して、５３×１０^−７／Ｋ以上５７×１０^−７／Ｋ以下、例えば約５５×１０^−７／Ｋでありうる。同様に、ガラスセラミックのＣＴＥは、実施形態では、２５℃〜９００℃で測定して、５４×１０^−７／Ｋ以上５８×１０^−７／Ｋ以下、例えば約５６×１０^−７／Ｋでありうる。したがって、ＣＴＥは、例えば７００℃以上の温度などの高温で測定した場合、比較的一定に保たれる。

上記結晶構造、特徴、及び特性を有するガラスセラミックは、前駆体ガラスのある特定の組成物から作られるガラスフリットを使用することによって形成することができる。特定の理論に縛られるわけではないが、ガラスフリットを使用することによって、出発粉末として用いられるフリット粒子の表面で核形成が起こると考えられる。ひとたびフリットが形成されたら、フリットに結合剤を加えてペーストを作り、次にこれを所望の形状へと成形する。結合剤は熱処理によって除去されるが、温度のさらなる上昇によって焼結が促進され、次いで結晶化が促進される。結晶の存在が材料の粘度を高め、焼結を防ぐことから、非多孔質材料を得るために、フリットを結晶成長の開始前に焼結してもよい。実施形態によるガラスセラミックを形成するための方法及び前駆体材料の詳細が以下に提供される。

本明細書に記載されるガラスセラミックは、以下を含む前駆体材料から形成することができる：１５モル％以上３７モル％以下の範囲のＳｉＯ_２、４０モル％以上４７モル％以下の範囲のＡｌ_２Ｏ_３、及び２０モル％以上３０モル％以下の範囲のＣａＯ。シリカ、アルミナ、及び酸化カルシウムは、吉岡石結晶構造の主成分であり、実施形態では、吉岡石が形成されることを確実にするために正確にバランスをとらなければならない。例えば、シリカ、アルミナ、及び酸化カルシウムが上記に開示された範囲外の量で添加される場合、吉岡石以外の結晶構造がかなりの量で形成される可能性がある。

シリカ、アルミナ、及び酸化カルシウムに加えて、実施形態では、添加剤を添加して、ガラスセラミックにある特定の物理的、機械的、電気的、光学的、又は熱的特性を提供することができる。これらの添加成分には、０モル％以上７モル％以下の範囲のＮａ_２Ｏ、及び０モル％以上１５モル％以下の範囲のＺｒＯ_２が含まれる。ＭｇＯ、ＢａＯ、ＳｒＯ、Ｋ_２Ｏ、ＴｉＯ_２などの他の成分を、少量（例えば、それぞれ＜５質量％、全体で＜２０質量％など）、加えることができる。

１つ以上の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＳｉＯ_２の量は、１５モル％以上３７モル％以下、例えば、１７モル％以上３５モル％以下、１９モル％以上３３モル％以下、２１モル％以上３１モル％以下、２３モル％以上２９モル％以下、又は２５モル％以上２７モル％以下の範囲、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。他の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＳｉＯ_２の量は、２０モル％以上３０モル％以下、例えば、２２モル％以上３０モル％以下、２４モル％以上３０モル％以下、２６モル％以上３０モル％以下、又は２８モル％以上３０モル％以下の範囲でありうる。さらに他の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＳｉＯ_２の量は、２０モル％以上２８モル％以下、例えば、２０モル％以上２６モル％以下、２０モル％以上２４モル％以下、又は２０モル％以上２２モル％以下の範囲、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。

１つ以上の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＡｌ_２Ｏ_３の量は、４０モル％以上４７モル％以下、例えば、４１モル％以上４７モル％以下、４２モル％以上４７モル％以下、４３モル％以上４７モル％以下、４４モル％以上４７モル％以下、４５モル％以上４７モル％以下、又は４６モル％以上４７モル％以下の範囲、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。他の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＡｌ_２Ｏ_３の量は、４０モル％以上４６モル％以下、例えば、４０モル％以上４５モル％以下、４０モル％以上４４モル％以下、４０モル％以上４３モル％以下、４０モル％以上４２モル％以下、又は４０モル％以上４１モル％以下の範囲、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。

１つ以上の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＣａＯの量は、２０モル％以上３０モル％以下、例えば、２２モル％以上３０モル％以下、２４モル％以上３０モル％以下、２６モル％以上３０モル％以下、又は２８モル％以上３０モル％以下の範囲、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。他の実施形態では、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中のＣａＯの量は、２０モル％以上２８モル％以下、例えば、２０モル％以上２６モル％以下、２０モル％以上２４モル％以下、又は２０モル％以上２２モル％以下の範囲、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。

１つ以上の実施形態では、Ｎａ_２Ｏは、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中に添加剤として、０モル％以上７モル％以下、例えば、１モル％以上６モル％以下、２モル％以上５モル％以下、又は３モル％以上４モル％以下の範囲で含まれうる。前駆体材料に加えられるＮａ_２Ｏの量が７モル％を上回る場合、吉岡石結晶相の代わりに霞石結晶相が形成される可能性がある。

幾つかの実施形態では、ＺｒＯ_２は、実施形態によれば、前駆体材料及び／又はガラスセラミックの組成物中に添加剤として、０モル％以上１５モル％以下、例えば、２モル％以上１４モル％以下、４モル％以上１２モル％以下、６モル％以上１０モル％以下、又は約８モル％の範囲で含まれうる。

ガラスフリットからガラスセラミックを製造するには、ガラスを溶融し粉砕して粉末にするだけでなく、粉末の予備成形／プレス成形体を事前に形成し、それを高密度化及び結晶化する必要がある。したがって、１つ以上の実施形態では、フリットからガラスセラミックを首尾よく加工するには、焼結及び結晶化が調整された、設計されたセラミック化サイクルが必要である。例えば、実施形態では、焼結工程が結晶化工程よりもはるかに早く行われる場合には、その挙動は高密度バルクガラスの従来のセラミック化に近いものである。しかしながら、他の実施形態では、結晶化工程が焼結工程よりもはるかに早く行われる場合、結晶化した本体は全密度まで焼結せず、多孔質のままである可能性がある。このプロセスについては、以下に詳細に説明する。

１つ以上の実施形態では、ガラス溶融物は、従来のガラス溶融方法によって、前駆体材料（先に開示された前駆体材料及び該前駆体材料の量など）を溶融することによって調製される。例えば、実施形態では、前駆体材料は、白金るつぼ内で一緒に混合され、１３５０℃〜１５５０℃、例えば、１４００℃〜１５００℃、又は約１４５０℃の温度に予熱されたオーブン内に置かれる。その後、前駆体材料を予熱温度から約１６５０℃の温度へと加熱する。この加熱は、約１０分〜３０分など、急速に行ってもよく、あるいは約２〜３時間など、よりゆっくりと行ってもよい。ひとたび約１６５０℃へと加熱したら、前駆体材料を１６５０℃で２〜３時間保持して前駆体材料を完全に溶融する。前駆体材料を溶融するための例示的な加熱温度及び時間を上に提示したが、前駆体材料を溶融する方法は限定されず、温度及び加熱時間に関係なく、溶融物を提供する任意の適切な方法を使用することができることが理解されるべきである。

幾つかの実施形態では、溶融物を冷たい小さいフレームに注ぐことによって、該溶融物をガラスペレットへと形成することができる。幾つかの実施形態では、残留応力を緩和するために、小さいバルクガラスペレットをポストアニールしてもよい。他の実施形態では、溶融物を水に注ぐことにより、ガラスをガラスフリットへと形成し、ガラス破片を得ることができる。これらのガラス破片又は成形ガラスペレットは、２０μｍ以上５０μｍ以下、例えば、２５μｍ以上４５μｍ以下、３０μｍ以上４０μｍ以下、又は約３５μｍの粒径範囲を有するフリットへと粉砕されうる。例えば、幾つかの実施形態では、ガラスフリットを形成するために、ガラスの破片又はペレットは、６時間以上１０時間以下、例えば約８時間の持続時間の間、ボールミル粉砕され、次いで適切なふるいを通してふるいにかけられうる。特定の粒径分布及びボールミル粉砕時間が上に開示されているが、異なる粒径分布及びボールミル粉砕時間が実施形態に応じて使用されうることが理解されるべきである。

セラミック化又は焼結サイクルの準備をするために、実施形態では、上述のように形成されたガラスフリットを０．５バール（５０ｋＰａ）以上２．０バール（２００ｋＰａ）以下、例えば、０．５バール（５０ｋＰａ）以上１．５バール（１５０ｋＰａ）以下、又は約１．０バール（１００ｋＰａ）の圧力下で冷間プレスした。ガラスフリットのこの冷間プレスにより、２ｍｍ以上１０ｍｍ以下、例えば、３ｍｍ以上９ｍｍ以下、４ｍｍ以上８ｍｍ以下、又は５ｍｍ以上７ｍｍ以下、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲の直径を有するフリットペレットが形成される。ガラスフリットペレットの特定のサイズが上に開示されているが、異なるサイズのフリットペレットが実施形態に応じて形成されうることが理解されるべきである。

セラミック化プロセスは、実施形態で処理されるピースの組成及びサイズに応じて異なるが、セラミック化プロセスの持続時間は、１時間以上２４時間以下、例えば２時間以上２２時間以下、３時間以上２０時間以下、４時間以上１８時間以下、６時間以上１６時間以下、７時間以上１４時間以下、８時間以上１２時間以下、又は９時間以上１１時間以下、並びにそれらの間のすべての範囲及び部分範囲でありうる。セラミック化プロセスの温度は、実施形態では、６００℃以上１２００℃以下、例えば、６５０℃以上１１５０℃以下、７００℃以上１１００℃以下、７５０℃以上１０５０℃以下、８００℃以上１０００℃以下、又は８５０℃以上９５０℃以下でありうる。本明細書で用いられる場合、「セラミック化プロセス」は焼結及び結晶化の両方を含みうることが理解されるべきである。

ガラスフリットの組成は、ガラスフリットのＴ_ｇとガラスフリットの結晶化温度、すなわちガラスフリットの主結晶相の結晶化温度との間に大きい勾配が存在するように選択される。これにより、結晶化が始まる前にガラスフリットが完全に焼結可能になる。しかしながら、Ｔ_ｇと結晶化温度との差が大きすぎると、結晶化前のガラスの流れによって材料の過度の軟化が生じる可能性があり、初期のピース形状を維持することが非常に困難になる。したがって、Ｔ_ｇと結晶化温度との差は、１つ以上の実施形態では、焼結と硬度との適切なバランスを達成するようにバランスがとられる。以上を踏まえた上で、実施形態では、ガラスフリットの主結晶相の結晶化温度とガラスフリットのＴ_ｇとの差は、１２０℃超、例えば、１３０℃超、１４０℃超、１５０℃超、１６０℃超、１７０℃超、又は１８０℃超である。この差は、１０℃／分の加熱速度での示差走査熱量（ＤＳＣ）測定によって測定することができる。

上記に加えて、ガラスセラミックがフリットから作られる実施形態では、例えば、圧延、プレス、成形、積層造形、キャスティング、テープキャスティング、及びプリントなどのプロセスにより、ガラスセラミックを複雑な形状へと形成することができる。

バルクガラスからガラスセラミックを形成するのではなく、ガラスフリットからガラスセラミックを形成すると、ガラスセラミックの結晶構造に、フリット粒子接触面のネットワークに沿って又はそのネットワーク内に境界が形成され、焼結及び圧密化後も残る。これらの境界は、結晶構造、微細構造、又は化学の不連続性に起因して、並びに結晶化及びセラミック化中の分離及び離溶プロセスに起因して、多くのガラスセラミックで可視化され、３Ｄの「ゴースト」ネットワークを形成する。「ゴーストネットワーク」は粒界ネットワークと似ているが、フリット粒子のレベルでスケーリングする。したがって、ゴースト境界は、例えば、セラミック化プロセスで結晶化及び焼結によって形成された２つの接合した結晶化ガラスフリット粒子を２つのフリット粒子から分離することができる。焼結フリット圧縮体を含む実施形態では、フリットの境界は３Ｄの連続ネットワークを構成する。これらのゴーストネットワークには、ガラスセラミックの電気的、熱的、及び物理的特性を改善するために、例えばジルコン及びナトリウムなどのさまざまな異なる成分を施すことができる。

本明細書に開示され説明されるガラスセラミック材料は、電子及び非電子的用途、並びにタッチ用途に使用することができる。本明細書に開示され説明されるガラスセラミック複合材料のさらなる使用には、導電性の基板貫通ビアとして機能することなどによる電子回路基板としての使用が含まれる。幾つかの実施形態では、電子機器は、電気部品と、該電気部品に電気的に接続されたガラスセラミック材料部品とを含み、該ガラスセラミック材料は、残留ガラスと、吉岡石相を含む結晶相とを含み、該吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

本明細書に開示され説明されるガラスセラミック材料はまた、三次元（３Ｄ）プリンティング技術を使用して複雑な形状へと形成することができる。本明細書に開示され説明されるガラスセラミック材料はガラスフリットから開始するため、それらを３Ｄプリンティングプロセスで使用して、複雑な形状を有するガラスセラミック物品を形成することができる。例えば、小さいフリット粒子は、従来の３Ｄプリンティング技術を使用して、互いに塗布され、所望の形状を形成することができる。フリット粒子は、幾つかの実施形態では、３Ｄプリンティングプロセスを支援するために、液体担体、結合剤、又は他の添加剤に加える必要がありうることが理解されるべきである。ひとたびフリット粒子が所望の形状で塗布されると、上で概説した焼結プロセスを使用してフリット粒子を焼結し、所望の形状を有するガラスセラミック物品を形成することができる。

第１の項は、非晶質ガラス相；及び、吉岡石相を含む結晶相を含むガラスセラミック材料を含み、吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

第２の項は、結晶相が、灰長石相、ゲーレナイト相、霞石相、及び立方晶ジルコニア相のうちの１つ以上を含む、第１の項に記載のガラスセラミック材料を含む。

第３の項は、吉岡石相が結晶相の５５質量％以上を構成する、第１及び第２の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第４の項は、吉岡石相が結晶相の８０質量％以上を構成する、第１〜第３の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第５の項は、吉岡石相が結晶相の９０質量％以上を構成する、第１〜第４の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第６の項は、吉岡石相が、１００ｎｍ以上１６０ｎｍ以下の平均結晶サイズを有する吉岡石結晶を含む、第１〜第５の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第７の項は、吉岡石相が、１３０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下の平均結晶サイズを有する吉岡石結晶を含む、第１〜第６の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第８の項は、ガラスセラミック材料が８０質量％以上の結晶相を含む、第１〜第７の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第９の項は、ガラスセラミック材料が９５質量％以上以上の結晶相を含む、第１〜第８の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第１０の項は、ガラスセラミック材料が２．０ｇ／ｃｍ^３以上の密度を有する、第１〜第９の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第１１の項は、ガラスセラミック材料が２．０ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下の密度を有する、第１〜第１０の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第１２の項は、ガラスセラミック材料が２０質量％以下の残留ガラスを含む、第１〜第１１の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含む。

第１３の項は、フリットガラスを加熱処理してガラスセラミック材料を形成する工程を含む、ガラスセラミック材料の形成方法を含み、ここで、フリットガラスは、１５モル％以上３７モル％以下の範囲のＳｉＯ_２；４０モル％以上４７モル％以下の範囲のＡｌ_２Ｏ_３；及び、２０モル％以上３０モル％以下の範囲のＣａＯ；を含み、ガラスセラミック材料は、非晶質ガラス相；及び、吉岡石相を含む結晶相を含み、吉岡石相はガラスセラミック材料の主結晶相を構成する。

第１４の項は、フリットガラスを加熱処理する工程が、フリットガラスを焼結し、該フリットガラスを結晶化することを含む、第１３の項に記載の方法を含む。

第１５の項は、フリットガラスが、２０モル％以上３０モル％以下のＳｉＯ_２；４０モル％以上４７モル％以下のＡｌ_２Ｏ_３；及び、２０モル％以上３０モル％以下のＣａＯを含む、第１３の項及び第１４の項のいずれかに記載の方法を含む。

第１６の項は、ガラスセラミック材料が２．０ｇ／ｃｍ^３以上の密度を含む、第１３〜第１５の項のいずれかに記載の方法を含む。

第１７の項は、主結晶相の結晶化温度とフリットガラスのガラス転移温度との差が１２０℃以上である、第１３〜第１６の項のいずれかに記載の方法を含む。

第１８の項は、主結晶相の結晶化温度とフリットガラスのガラス転移温度との差が１４０℃以上である、第１３〜第１７の項のいずれかに記載の方法を含む。

第１９の項は、フリットガラスを加熱処理する工程が、６００℃以上１２００℃以下の温度に加熱することを含む、第１３〜第１８の項のいずれかに記載の方法を含む。

第２０の項は、電気部品と、該電気部品に電気的に接続された第１〜第１２の項のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含むガラスセラミック材料部品とを備えた、電子機器を含む。

以下の実施例によって実施形態がさらに明らかになるであろう。

前駆体材料を、以下の表１に示される量で、白金るつぼ内で一緒に混合した。表１に記載されている組成は質量％で提示されている。

実験に必要なガラスの量に応じて、２つの溶融サイクルを使用した。以下に提示される両方のサイクルで、同じ特性を有するガラスが得られた。

サイクル１：
２５０ｇの原材料を次のサイクルで、白金るつぼ内で溶融した：１５００℃に予熱された炉への導入；１５００℃から１６５０℃まで１０分で加熱；及び、１６５０℃で２時間溶融。

サイクル２：
１２００ｇの原材料を次のサイクルで、白金るつぼ内で溶融した：１４００℃に予熱された炉への導入；１４００℃から１６５０℃まで３時間で加熱；及び、１６５０℃で３時間溶融。

次に、溶融したガラスを水に注ぎ、ガラスの破片を形成した。次に、２０μｍ〜５０μｍの範囲の粒径を有するフリットガラスを得るために、ガラス破片を粉砕し、ふるいにかけた。

フリットガラスの結晶化能力を、１０℃／分の加熱速度のＤＳＣによって調査した。ＤＳＣ解析の典型的な例が図１に示されており、試料２で観察された主な発熱ピークは、吉岡石の形成に起因するものである。ＺｒＯ_２の添加により（試料７〜９）、ＺｒＯ_２の沈殿に起因する、より低い温度での小さい発熱ピークが出現する。ＺｒＯ_２は、焼結能力に影響を与えないほどに十分に少量で結晶化する。Ｔ_ｇ及び結晶化温度が表１に報告されている。幾つかの相が結晶化する場合、表１に示されている温度が最も強いピークに対応する。

フリットガラスの焼結能力は、１０℃／分の加熱速度で、冷間プレスされたフリットペレット（直径５ｍｍのロッド）の熱機械分析（ＴＭＡ）によって調査した。典型的な例が図２に与えられており、これは、総収縮が約１３％であることを示している。ペレットに対して行われた実験は、ＴＭＡ実験においてこの量の収縮を示すガラスが、高密なガラスセラミックを獲得可能にすることを示した。

次に、フリットを冷間プレスして、直径５ｍｍ〜４０ｍｍ、厚さ２ｍｍ〜５ｍｍのペレットにした。ガラスセラミックを得るために、ペレットを、表１に示すように空気中でセラミック化に供し、その加熱速度は常に１０℃／分であった。

Ｘ線回折（ＸＲＤ）の解析によって相アセンブリを調べた。場合によっては、結晶相のそれぞれのパーセンテージと結晶子の平均サイズを定量化するために、リートベルト解析を行った。残留ガラスの量は考慮に入れなかった。下記表２は、リートベルト解析から得られたデータを示している。Ｐｈｉｌｉｐｓ Ｘ’Ｐｅｒｔ Ｐｒｏ回折計（ＣｏＫα放射線）をＸ線回折に使用した。スペクトルは２０〜１００°（２θ）で取得した。

幾つかの事例では、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）分析を実行して、微細構造を観察した。図３は、９６０℃で５時間後の吉岡石ガラスセラミック（試料２）のＳＥＭである。この材料は、ペレットから表面核生成によって得られていた。粒界のＣａＯ濃度が高いことから、結晶間の境界は明るいコントラストを示している。図４は、９６０℃で５時間後のＺｒＯ_２を含む吉岡石ガラスセラミック（試料７）のＳＥＭである。この材料は、ペレットから表面核生成によって得られていた。星形で１μｍ未満のサイズの白い斑点は、ジルコニア結晶である。

前駆体材料にジルコニアを添加すると、ＺｒＯ_２（立方晶）の沈殿が観察される。この相には、それを安定化させる一部のＣａＯも含まれうる。試料７及び９のＤＳＣが図１に与えられており、試料２と比較すると、吉岡石の結晶化に起因するピークの前に、９６０℃付近に小さい発熱ピークが観察される。このピークは、ＺｒＯ_２の沈殿に起因している。

場合によっては、ガラスセラミックの熱膨張係数及び破壊係数を測定した。

実施例２の熱膨張係数（ＣＴＥ）を測定した。得られた値は次の通りである：２５〜３００℃で５０×１０^−７Ｋ^−１、２５〜７００℃で５５×１０^−７Ｋ^−１、２５〜９００℃５６×１０^−７Ｋ^−１。

図５は、ＺｒＯ_２を含まない試料３、及びＺｒＯ_２を含む試料７のガラスセラミックの故障分布でのリング・オン・リング（ＲＯＲ）応力を示している。測定は、直径３２ｍｍ、厚さ２．１ｍｍの試料に対して行った。材料の強度は、破壊の発生時の応力として定義される。ＲＯＲ試験は、平坦なガラスセラミック試験片を試験するための表面強度測定であり、「先端セラミックスの単温等価曲げ強さの標準温度試験方法（Standard Test Method for Monotonic Equibiaxial Flexural Strength of Advanced Ceramics at Ambient Temperature）」と題されたＡＳＴＭ Ｃ１４９９−０９（２０１３）は、本明細書に記載されるＲＯＲ試験方法の基礎として機能する。ＡＳＴＭ Ｃ１４９９−０９の内容は、ここに参照することによってその全体が本明細書に組み込まれる。ＲＯＲ試験では、サイズの異なる２つの同心リング間にガラスセラミックを配置し、等二軸曲げ強度（すなわち、２つの同心リング間の曲げに供されたときに材料が維持できる最大応力）を決定した。荷重リングと支持リングの直径の比Ｄ１／Ｄ２は０．２〜０．５の範囲でありうる。幾つかの実施形態では、Ｄ１／Ｄ２は０．５である。荷重リングと支持リングとは、支持リングの直径Ｄ２の０．５％以内に同心円状に整列させる必要がある。試験に用いられるロードセルは、選択された範囲内の任意の荷重で±１％以内の正確さでなければならない。試験は、２３±２℃の温度及び４０±１０％の相対湿度で行われる。固定具の設計では、荷重リング４３０の突出面の半径ｒは、ｈ／２≦ｒ≦３ｈ／２の範囲にあり、ここで、ｈはガラスセラミック試料の厚さである。荷重及び支持リングは、硬度ＨＲｃ＞４０の硬化鋼でできていた。ＲＯＲ固定具は市販されている。確率分布は、取得したデータの統計的表示として使用することができる。６３．２％の故障確率に対応するワイブルスケールパラメータは、それぞれ７０ＭＰａ及び８９ＭＰａである。ワイブル形状パラメータは、それぞれ２６及び１４である。これらの結果は、ＺｒＯ_２を添加すると強度が向上することを示している。

この開示では、範囲の使用は、それらの間のすべての範囲及び部分範囲を含めた、列挙された範囲を含むように読まれるべきであることが理解されるべきである。

特許請求の範囲に記載の主題の精神および範囲から逸脱することなく、本明細書に記載される実施形態にさまざまな修正および変更を加えることができることは、当業者にとって明らかであろう。したがって、本明細書は、このような修正および変更が添付の特許請求の範囲およびそれらの等価物の範囲内に入る限り、本明細書に記載されるさまざまな実施形態の修正および変更に及ぶことが意図されている。

以下、本発明の好ましい実施形態を項分け記載する。

実施形態１
ガラスセラミック材料であって、
非晶質ガラス相；及び
吉岡石相を含む結晶相
を含有し、
前記吉岡石相が前記ガラスセラミック材料の主結晶相を構成する、
ガラスセラミック材料。

実施形態２
前記結晶相が、灰長石相、ゲーレナイト相、霞石相、及び立方晶ジルコニア相のうちの１つ以上を含む、実施形態１に記載のガラスセラミック材料。

実施形態３
前記吉岡石相が前記結晶相の５５質量％以上を構成する、実施形態１又は２に記載のガラスセラミック材料。

実施形態４
前記吉岡石相が前記結晶相の８０質量％以上を構成する、実施形態１〜３のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態５
前記吉岡石相が前記結晶相の９０質量％以上を構成する、実施形態１〜４のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態６
前記吉岡石相が１００ｎｍ以上１６０ｎｍ以下の平均結晶サイズを有する吉岡石結晶を含む、実施形態１〜５のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態７
前記吉岡石相が１３０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下の平均結晶サイズを有する吉岡石結晶を含む、実施形態１〜６のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態８
前記ガラスセラミック材料が前記結晶相を８０質量％以上含む、実施形態１〜７のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態９
前記ガラスセラミック材料が前記結晶相を９５質量％以上含む、実施形態１〜８のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態１０
前記ガラスセラミック材料が２．０ｇ／ｃｍ^３以上の密度を有する、実施形態１〜９のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態１１
前記ガラスセラミック材料が２．０ｇ／ｃｍ^３以上３．０ｇ／ｃｍ^３以下の密度を有する、実施形態１〜１０のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態１２
前記ガラスセラミック材料が残留ガラスを２０質量％以下で含む、実施形態１〜１１のいずれかに記載のガラスセラミック材料。

実施形態１３
ガラスセラミック材料の形成方法であって、
フリットガラスを加熱処理して前記ガラスセラミック材料を形成する工程
を含み、
前記フリットガラスが、
１５モル％以上３７モル％以下の範囲のＳｉＯ_２；
４０モル％以上４７モル％以下の範囲のＡｌ_２Ｏ_３；及び
２０モル％以上３０モル％以下の範囲のＣａＯ
を含有し、かつ
前記ガラスセラミック材料が、
非晶質ガラス相；及び
吉岡石相を含む結晶相
を含有し、
前記吉岡石相が前記ガラスセラミック材料の主結晶相を構成する、
ガラスセラミック材料。

実施形態１４
前記フリットガラスを加熱処理する工程が、前記フリットガラスを焼結し、前記フリットガラスを結晶化することを含む、実施形態１３に記載の方法。

実施形態１５
前記フリットガラスが、
２０モル％以上３０モル％以下のＳｉＯ_２；
４０モル％以上４７モル％以下のＡｌ_２Ｏ_３；及び
２０モル％以上３０モル％以下のＣａＯ
を含有する、実施形態１３又は１４に記載の方法。

実施形態１６
前記ガラスセラミック材料が２．０ｇ／ｃｍ^３以上の密度を含む、実施形態１３〜１５のいずれかに記載の方法。

実施形態１７
前記主結晶相の結晶化温度と前記フリットガラスのガラス転移温度との差が１２０℃以上である、実施形態１３〜１６のいずれかに記載の方法。

実施形態１８
前記主結晶相の結晶化温度と前記フリットガラスのガラス転移温度との差が１４０℃以上である、実施形態１３〜１７のいずれかに記載の方法。

実施形態１９
前記フリットガラスを加熱処理する工程が６００℃以上１２００℃以下の温度に加熱することを含む、実施形態１３〜１８のいずれかに記載の方法。

実施形態２０
電子機器であって、
電気部品；及び
前記電気部品に電気的に接続された実施形態１〜１２のいずれかに記載のガラスセラミック材料を含むガラスセラミック材料部品
を備えた、電子機器。

Claims (5)

1. ガラスセラミック材料であって、
   非晶質ガラス相；及び
   吉岡石相を含む結晶相
   を含有し、
   前記吉岡石相が前記ガラスセラミック材料の主結晶相を構成する、
   ガラスセラミック材料。
2. 前記結晶相が、灰長石相、ゲーレナイト相、霞石相、及び立方晶ジルコニア相のうちの１つ以上を含む、請求項１に記載のガラスセラミック材料。
3. 前記吉岡石相が前記結晶相の８０質量％以上を構成する、請求項１又は２に記載のガラスセラミック材料。
4. ガラスセラミック材料の形成方法であって、
   フリットガラスを加熱処理して前記ガラスセラミック材料を形成する工程
   を含み、
   前記フリットガラスが、
   １５モル％以上３７モル％以下の範囲のＳｉＯ_２；
   ４０モル％以上４７モル％以下の範囲のＡｌ_２Ｏ_３；及び
   ２０モル％以上３０モル％以下の範囲のＣａＯ
   を含有し、かつ
   前記ガラスセラミック材料が、
   非晶質ガラス相；及び
   吉岡石相を含む結晶相
   を含有し、
   前記吉岡石相が前記ガラスセラミック材料の主結晶相を構成する、
   ガラスセラミック材料。
5. 前記フリットガラスを加熱処理する工程が、前記フリットガラスを焼結し、前記フリットガラスを結晶化することを含む、請求項４に記載の方法。

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