JP4605220B2 - 透光性セラミックおよびその製造方法、ならびに光学部品および光学装置 - Google Patents
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Description
本発明は、レンズ等の光学部品の材料として有用な透光性セラミックおよびその製造方法、ならびにそれを用いた光学部品および光学装置に関するものである。
従来より、光ピックアップ等の光学装置に搭載するレンズ等の光学部品の材料としては、たとえば特許文献１および特許文献２に記載されているように、ガラスもしくはプラスチック、またはニオブ酸リチウム（ＬｉＮｂＯ3 ）等の単結晶が用いられている。
ガラスおよびプラスチックは、光透過率が高く、所望の形状への加工が容易であることから、主としてレンズ等の光学部品に用いられている。他方、ＬｉＮｂＯ3 等の単結晶は、電気光学特性および複屈折を利用して、主として光導波路等の光学部品に用いられている。このような光学部品を用いた光ピックアップなどの光学装置ではさらなる小型化や薄型化が要求されている。
ところが、従来のガラスおよびプラスチックでは、その屈折率が１．９未満であることから、それらを用いた光学部品や光学装置において小型化や薄型化に限界がある。また、特にプラスチックでは、耐湿性が悪いという欠点を有するとともに、複屈折が生じることがあるため、入射光を効率良く透過および集光させることが難しいという欠点も有している。
他方、ＬｉＮｂＯ3 等の単結晶は、たとえば屈折率が２．３と比較的高い。しかしながら、ＬｉＮｂＯ3 等の単結晶は、複屈折が生じるため、レンズ等の光学部品に用いることが難しく、用途が限定されてしまうという欠点を有している。
複屈折を生じず、かつ優れた光学特性を与え得る材料として、Ｂａ（Ｍｇ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトまたはＢａ（Ｚｎ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトを主成分とする透光性セラミックが挙げられる。これらは、それぞれ、たとえば特許文献３および特許文献４に記載されている。
しかしながら、上記Ｂａ（Ｍｇ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトまたはＢａ（Ｚｎ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトを主成分とする透光性セラミックは、多結晶体であるため、その焼結体中に気孔（ボイド）が残存しやすいという本質的な問題を有している。すなわち、焼結体中にボイドが多く存在すると、透光性セラミックに光が通る際、光が散乱しやすくなり、その結果、光の透過率を低下させてしまう。
また、Ｂａ（Ｍｇ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトを主成分とする透光性セラミックにおいて、屈折率やアッベ数等の光学特性は、４価元素であるＳｎおよび／またはＺｒでＭｇおよび／またはＴａの一部を置換することにより変化させることができ、その変化量は置換量が増加するほど大きくなる。しかし、置換量の上限が０．４０と低いため、屈折率やアッベ数を大きく変化させることが難しい。たとえば、屈折率にして２．０７１〜２．０８２の範囲の変化しか得られていない。
同様に、Ｂａ（Ｚｎ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトを主成分とする透光性セラミックも、屈折率やアッベ数を大きく変化させることが難しい。
特開平５−１２７０７８号公報（全頁、図１）
特開平７−２４４８６５号公報（請求項６、段落「００２４」）
特開２００４−７５５１２号公報（全頁、全図）
特開２００４−７５５１６号公報（全頁、全図）
本発明は、上述した実情に鑑みてなされたものであり、その目的は、高い光透過率を有する、透光性セラミックおよびその製造方法を提供しようとすることにある。
本発明の他の目的は、光学特性を広範囲に変化させることが可能な透光性セラミックおよびその製造方法を提供しようとすることにある。
本発明のさらに他の目的は、上記の透光性セラミックを用いて構成された光学部品およびこの光学部品を用いた光学装置を提供することにある。
本発明に係る透光性セラミックは、第１の局面では、一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｍx Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種を含み、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、０≦ｓ≦０．９９、０．０１≦ｔ≦０．４５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦０．９、１．００≦ｚ／ｙ≦２．４０、および０．９７≦ｖ≦１．０５の各条件を満足し、ｗは電気的中性を保つための正の数である。）で表される組成のペロブスカイト型化合物を主成分としている。
本発明の第１の局面に係る透光性セラミックは、好ましくは、波長が６３３ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率が６０％以上である。
本発明に係る透光性セラミックは、第２の局面では、一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｔｉx1Ｍx2Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種を含み、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、０≦ｓ≦０．９２、０．０８≦ｔ≦０．４０、ｘ１＋ｘ２＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ１＋ｘ２≦０．９、０≦ｘ２≦０．６、１．００≦ｚ／ｙ≦２．４０、および０．９７≦ｖ≦１．０４の各条件を満足し、ｗは電気的中性を保つための正の数である。）で表される組成のペロブスカイト型化合物を主成分としている。なお、この第２の局面に係る透光性セラミックは、前述の第１の局面に係る透光性セラミックと比較して、大きくは、Ｂサイトにおいて置換される４価元素として、Ｔｉを必須としている点で異なっている。
本発明の第２の局面に係る透光性セラミックは、好ましくは、波長が６３３ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率が２０％以上である。
本発明の第２の局面に係る透光性セラミックは、上述の直線透過率に関して、より好ましくは、波長が６３３ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率に対する、波長が４５０ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率の比率が、０．８５以上である。
本発明に係る透光性セラミックは、第１および第２の局面のいずれについても、多結晶体であるとき、特に顕著な効果を発揮する。
本発明は、また、上述したような透光性セラミックを製造する方法にも向けられる。本発明に係る透光性セラミックの製造方法は、セラミック原料粉末を所定形状に成形してなる未焼成のセラミック成形体を用意する工程と、上記セラミック原料粉末と実質的に同組成の同時焼成用組成物を用意する工程と、同時焼成用組成物を未焼成のセラミック成形体に接触させながら、酸素濃度が９０体積％以上の雰囲気中で、未焼成のセラミック成形体を焼成する工程とを備えることを特徴としている。
本発明に係る透光性セラミックの製造方法において、好ましくは、同時焼成用組成物は粉末状態であり、焼成工程は、同時焼成用組成物の粉末に未焼成のセラミック成形体を埋め込んだ状態で実施される。
本発明は、さらに、前述した透光性セラミックからなる光学部品、およびこの光学部品が搭載されている光学装置にも向けられる。
本発明に係る透光性セラミックによれば、その主成分となるペロブスカイト型化合物：ＡＢv Ｏw （ｖおよびｗは電気的中性を保つための正の数。）のＡサイトにＣａを所定量含有するため、焼結体内のボイドを低減することができ、そのため、光透過率を高めることができる。なお、Ｃａによるボイド低減のメカニズムは不明である。
したがって、本発明に係る透光性セラミックを用いて構成した光学部品の透明度を高めることができ、これを搭載した光学装置の光学特性を優れたものとすることができる。
特に、本発明の第２の局面に係る透光性セラミックによれば、ペロブスカイト型化合物のＢサイトがＴｉで一部置換されているので、屈折率やアッベ数のような光学特性を広範囲に変化させることができるが、短波長域での光透過率が低くなる傾向がある。これは、Ｔｉの４価から３価への還元が原因であると考えられる。しかしながら、上記Ｃａは、そのメカニズムが不明であるが、この還元反応を抑制するものと考えられ、短波長域での光透過率を向上させる効果がある。
したがって、本発明の第２の局面に係る透光性セラミックを用いて構成した光学部品によれば、その透明度を広い波長域にて高めることができる。
１ 記録媒体
２ 対物レンズ
３ ハーフミラー
４ コリメータレンズ
５ 半導体レーザ
６ 集光レンズ
７ 受光素子
８ レーザ光
９ 光ピックアップ
１０ 両凸レンズ
１１ 両凹レンズ
１２ メニスカスレンズ
１３ 光路長調整板
１４ 球状レンズ
２ 対物レンズ
３ ハーフミラー
４ コリメータレンズ
５ 半導体レーザ
６ 集光レンズ
７ 受光素子
８ レーザ光
９ 光ピックアップ
１０ 両凸レンズ
１１ 両凹レンズ
１２ メニスカスレンズ
１３ 光路長調整板
１４ 球状レンズ
本発明に係る透光性セラミックの基本組成系は、（Ｂａ，Ｓｒ，Ｃａ）｛（Ｍｇ，Ｚｎ，Ｙ，Ｉｎ）（Ｔａ，Ｎｂ）｝Ｏ3 で表される。これは、本来、六方晶系の結晶構造を有する複合ペロブスカイトである。Ｂａ、ＳｒおよびＣａはペロブスカイトのＡサイトを占め、ＭｇおよびＺｎといった２価の元素、ＹおよびＩｎといった３価の元素、ならびにＴａおよびＮｂといった５価の元素はペロブスカイトのＢサイトを占める。
上述したペロブスカイト型化合物において、（Ｔａ，Ｎｂ）の（Ｍｇ，Ｚｎ，Ｙ，Ｉｎ）に対する比に相当する、本発明の第１の局面に係る透光性セラミックの主成分の組成を表す一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｍx Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw におけるｚ／ｙは、１．００〜２．４０の範囲であることにより、ペロブスカイト構造が保たれている。また、本発明の第２の局面に係る透光性セラミックの主成分の組成を表す一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｔｉx1Ｍx2Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw におけるｚ／ｙについても、１．００〜２．４０の範囲であることにより、ペロブスカイト構造が保たれている。
Ｂサイト元素は合計で４価になる必要がある。Ｂ１が２価の元素（Ｍｇ、Ｚｎ）で、Ｂ２が５価の元素（Ｔａ、Ｎｂ）のとき、ｙ：ｚは１：２に近い値となり、Ｂ１が３価の元素（Ｉｎ、Ｙ）で、Ｂ２が５価の元素（Ｔａ、Ｎｂ）のとき、ｙ：ｚは１：１に近い値となる。Ｂ１は、２価の元素と３価の元素との混合でもよいため、ｚ／ｙは、上述したように、１．００〜２．４０といった広い範囲をとる。
ｚ／ｙが上記範囲を外れた場合、焼結性が悪くなり、可視光の直線透過率が低下する。ペロブスカイトのＢサイトのＡサイトに対する比ｖが、本発明の第１の局面では、０．９７〜１．０５の範囲に設定され、他方、本発明の第２の局面では、０．９７〜１．０４の範囲に設定されるのも同じ理由である。なお、Ｏの含有比ｗは３に近い値となる。
また、この複合ペロブスカイトは、そのＢサイトが、本発明の第１の局面では、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆの少なくとも１種といった４価の元素で置換されることにより、他方、本発明の第２の局面では、Ｔｉ、ならびにＳｎ、ＺｒおよびＨｆの少なくとも１種といった４価の元素で置換されることにより、その結晶構造が立方晶系に変化し、透光性が発現する。この４価の元素の種類・組合せ・置換量を調節することにより、直線透過率、屈折率、アッベ数などの光学特性を自在に変化させることができる。なお、上記Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆは、あくまで一例であり、４価元素で結晶構造を立方晶に変化させることができるものであれば、他の元素を用いても構わない。ただし、この４価元素の置換量、すなわち、第１の局面ではｘが、他方、第２の局面ではｘ１＋ｘ２が、０．９を超えると、直線透過率が低下するため、好ましくない。
本発明の第２の局面における上記４価元素にはＴｉが必須となっているが、これは、Ｔｉが存在すると、上記光学特性の変化幅を非常に大きくできるという利点があるためである。
これに関して、前述の特許文献３（特開２００４−７５５１２号公報）に開示されているＢａ（Ｍｇ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトを主成分とする透光性セラミックにおいて、屈折率やアッベ数等の光学特性は、４価元素であるＳｎおよび／またはＺｒでＭｇおよび／またはＴａの一部を置換することにより変化させることができ、その変化量は置換量が増加するほど大きくなる。しかし、置換量の上限が０．４０と低いため、屈折率やアッベ数を大きく変化させることが難しい。たとえば、屈折率にして２．０７１〜２．０８２の範囲の変化しか得られていない。
他方、上記のＢａ（Ｍｇ，Ｔａ）Ｏ3 系ペロブスカイトを主成分とする透光性セラミックにおいて、Ｍｇおよび／またはＴａの一部を置換する４価の置換元素に、本発明のように、Ｔｉが含まれていると、その置換量の上限を０．９０と高くすることができ、そのため、屈折率やアッベ数を大きく変化させることができる。たとえば、屈折率にして、２．０８〜２．３６程度と幅広い範囲で変化させることができる。
ただし、Ｔｉの含有量ｘ１とその他の４価元素の含有量ｘ２との和が０．９を越えると、直線透過率が２０％未満となり、好ましくない。また、Ｔｉの存在下では、他の４価元素の含有量ｘ２は０．６以下であることが好ましい。０．６を超えると、直線透過率が２０％未満となるためである。
本発明の透光性セラミックにおいて、第１および第２の局面の双方に共通して最も特徴的であるのが、Ａサイト元素にＣａが含まれることである。
本発明の第１の局面において、Ｃａの置換量ｔが０．０１以上になると、セラミック焼結体におけるボイドが２０体積ｐｐｍ以下となり、入射光が散乱する不具合が低減される。ただし、ｔが０．４５を超えると、直線透過率が６０％を下回る。なお、直線透過率に関して、これが６０％以上であることが望ましいが、仮に６０％を下回っても、透光性セラミックとして使用できなくなるということではない。
本発明の第２の局面では、Ａサイト元素にＣａが含まれることにより、波長が６３３ｎｍである可視光の直線透過率に対する、波長が４５０ｎｍである可視光の直線透過率の比率（以下、「Ｆ値」と言う。）が向上する、すなわち、短波長域の直線透過率が相対的に向上し、透光性セラミックにおける着色が低減する。
上記の効果が顕著になるのが、Ｃａの置換量ｔが０．０８以上のときであり、上記Ｆ値が０．８５以上となる。ただし、ｔが０．４０を超えると、直線透過率が２０％未満となるため、好ましくない。
上記のＣａをはじめとするそれぞれの構成元素は、主として、ペロブスカイト化合物の所定のサイトに位置するが、本発明の目的を損なわない範囲でならば、若干量、粒界に存在していたり、他のサイトに位置したりしていてもよい。
また、本発明に係る透光性セラミックには、本発明の目的を損なわない範囲で、製造上不可避的に混入し得る不純物が含まれていてもよい。たとえば原料として用いる酸化物もしくは炭酸塩に含まれる不純物や作製工程中で混入する不純物として、Ｆｅ2 Ｏ3 、Ｂ2 Ｏ3 、Ａｌ2 Ｏ3 、ＷＯ3 、Ｂｉ2 Ｏ3 、Ｓｂ2 Ｏ5 、Ｐ2 Ｏ5 およびＣｕＯ、ならびにＬａ2 Ｏ3 等の希土類酸化物などが挙げられる。
また、焼結助剤としてＳｉＯ2 を添加すると、セラミックの焼結性を向上させることができる。言い換えると、ＳｉＯ2 の添加は、粒成長をあまりさせずに、粒成長した場合と同等の焼結密度を得ることを可能にする。このように粒成長を抑えると、ＣｅＯ2 系研磨剤（スクラッチが入りにくい研磨剤）を用いたときのレンズ加工研磨後の凹凸が減少し、このことによっても、透過率の若干の向上をもたらすことができる。
次に、本発明に係る透光性セラミックを製造する方法について説明する。
透光性セラミックを製造するため、セラミック原料粉末を所定形状に成形してなる未焼成のセラミック成形体が用意されるとともに、このセラミック原料粉末と実質的に同組成の同時焼成用組成物が用意される。次いで、同時焼成用組成物を未焼成のセラミック成形体に接触させながら、酸素濃度が９０体積％以上の雰囲気中で、未焼成のセラミック成形体を焼成する工程が実施される。
上記の製造方法において、同時焼成用組成物とは、たとえば、上記セラミック成形体と同じ組成となるように調整した原料を仮焼し、粉砕して得られた粉末である。この同時焼成用組成物により、上記セラミック成形体中の揮発成分が焼成時に揮発することを抑制することができる。したがって、焼成工程では、同時焼成用組成物の粉末に未焼成のセラミック成形体を埋め込んだ状態で実施されることが好ましい。なお、同時焼成用組成物は、粉末に限らず、成形体または焼結体であってもよい。
同時焼成用組成物は、上記セラミック成形体のためのセラミック原料粉末と同じ組成を有することが好ましいが、実質的に同組成であればよい。同時焼成用組成物が未焼成のセラミック成形体のためのセラミック原料粉末と実質的に同組成であるとは、同一の構成元素を含んだ同等の組成系であることを意味し、全く同一の組成比率でなくてもよい。また、同時焼成用組成物は、必ずしも透光性を与え得る組成を有していなくてもよい。
なお、焼成工程における圧力は、大気圧もしくはそれ以下で構わない。すなわち、ＨＩＰ（Ｈｏｔ Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ Ｐｒｅｓｓ）等の加圧雰囲気である必要はない。
また、本発明に係る透光性セラミックは高い直線透過率を示すが、表面に反射防止膜（ＡＲ膜＝Ａｎｔｉ−Ｒｅｆｌｅｃｔｉｏｎ膜）を形成すれば、さらに、直線透過率を高めることができる。たとえば直線透過率が７４．８％であり、かつ屈折率が２．１１４の場合、Ｆｒｅｓｎｅｌの法則より、直線透過率の理論最大値は７６．０％となる。このとき、理論値に対する相対透過率は９８．４％となる。これは、試料内部での透過損失がほとんどないことを示している。したがって、試料表面に反射防止膜を形成すれば、得られる直線透過率をほぼ理論値とすることができる。
また、本発明に係る透光性セラミックは、レンズ等の光学部品に用いることができ、たとえば、図１ないし図５にそれぞれ示すような両凸レンズ１０、両凹レンズ１１、メニスカスレンズ１２、光路長調整板１３、および球状レンズ１４に利用することができる。
また、このような光学部品を搭載した光学装置について、光ピックアップを例にとり、説明する。
図６に示すように、光ピックアップ９は、コンパクトディスクやミニディスク等の記録媒体１に対して、コヒーレントな光であるレーザ光８を照射し、その反射光から記録媒体１に記録された情報を再生するものである。
このような光ピックアップ９においては、光源としての半導体レーザ５からのレーザ光８を平行光に変換するコリメータレンズ４が設けられ、その平行光の光路上にハーフミラー３が設けられている。このハーフミラー３は、コリメータレンズ４からの入射光を通して直進させるが、記録媒体１からの反射光については、その進行方向を反射によりたとえば約９０度変更するものである。
また、光ピックアップ９には、ハーフミラー３からの入射光を記録媒体１の記録面上に集光するための対物レンズ２が設けられている。この対物レンズ２は、また、記録媒体１からの反射光を効率良くハーフミラー３に向かって送るためのものでもある。反射光が入射されたハーフミラー３では、反射により位相が変化することで、上記反射光の進行方向が変更される。
さらに、光ピックアップ９には、変更された反射光を集光するための集光レンズ６が設けられている。そして、反射光の集光位置に、反射光からの情報を再生するための受光素子７が設けられている。
このように構成される光ピックアップ９において、本発明に係る透光性セラミックは、その直線透過率が高いため、たとえば、対物レンズ２、ハーフミラー３、コリメータレンズ４および集光レンズ６の各素材として有利に用いることができる。
次に、本発明に係る透光性セラミックを実験例に基づいて説明する。なお、以下に説明する実験例１〜７のうち、実験例１および２は本発明の第１の局面に対応し、実験例３〜７は本発明の第２の局面に対応している。
［実験例１］
原料として、各々高純度のＢａＣＯ3 、ＳｒＣＯ3 、ＣａＣＯ3 、ＺｎＯ、ＭｇＣＯ3 、Ｙ2 Ｏ3 、Ｉｎ2 Ｏ3 、Ｔａ2 Ｏ5 、Ｎｂ2 Ｏ5 、ＳｎＯ2 、ＺｒＯ2 およびＨｆＯ2 の各粉末を準備した。そして、一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｍx Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種であり、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、ｗは電気的中性を保つための任意の正の数である。）で表される、表１ないし表５に示す各試料が得られるように、各原料粉末を秤量し、次いで、各原料粉末にＳｉＯ2 を１００重量ｐｐｍの含有率となるように添加した後、ボールミルで１６時間湿式混合した。この混合物を乾燥させたのち、１３００℃で３時間仮焼し、仮焼粉体を得た。仮焼後、ｗの値はほぼ３になっていた。
原料として、各々高純度のＢａＣＯ3 、ＳｒＣＯ3 、ＣａＣＯ3 、ＺｎＯ、ＭｇＣＯ3 、Ｙ2 Ｏ3 、Ｉｎ2 Ｏ3 、Ｔａ2 Ｏ5 、Ｎｂ2 Ｏ5 、ＳｎＯ2 、ＺｒＯ2 およびＨｆＯ2 の各粉末を準備した。そして、一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｍx Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種であり、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、ｗは電気的中性を保つための任意の正の数である。）で表される、表１ないし表５に示す各試料が得られるように、各原料粉末を秤量し、次いで、各原料粉末にＳｉＯ2 を１００重量ｐｐｍの含有率となるように添加した後、ボールミルで１６時間湿式混合した。この混合物を乾燥させたのち、１３００℃で３時間仮焼し、仮焼粉体を得た。仮焼後、ｗの値はほぼ３になっていた。
なお、表１ないし表５中の「Ｍの元素種と含有量」、「Ｂ１の元素種と含有量」および「Ｂ２の元素種と含有量」の各欄での表示について、Ｍ、Ｂ１およびＢ２の元素種が各々１種類の場合は、各含有量が、それぞれ、ｘ、ｙおよびｚの値と同じであり、元素種が２種類以上である場合は、それぞれの含有量の和が、それぞれ、ｘ、ｙおよびｚの値となっている。
次に、上記仮焼粉体を水および有機バインダとともにボールミルに入れ、１６時間湿式粉砕した。有機バインダとしては、エチルセルロースを用いた。
次に、上記粉砕物を乾燥させた後、５０メッシュの網（篩）を通して造粒し、得られた粉末を１９６ＭＰａの圧力で押圧してプレス成形することにより、直径３０ｍｍおよび厚さ２ｍｍの円板状の未焼成のセラミック成形体を得た。
次に、上記未焼成のセラミック成形体を、そこに含まれるセラミック原料粉末と同組成の粉末中に埋め込んだ。この埋め込まれた成形体を焼成炉に入れ、大気雰囲気中で加熱し、脱バインダ処理を行なった。引き続き、昇温しながら炉内に酸素を注入し、最高温度域の１６００〜１７００℃において、焼成雰囲気中の酸素濃度を約９８体積％にまで上昇させた。ここで、最高温度については、材料組成により最適な温度が適宜選択され、たとえば試料１１の場合は１６２５℃であった。この焼成温度および酸素濃度を維持し、成形物を２０時間焼成して焼結体を得た。なお、焼成時の全圧は１気圧以下とした。
このようして得られた焼結体を鏡面加工し、厚さ０．４ｍｍの円板状に仕上げて透光性セラミックの試料とした。
上記の試料のそれぞれについて、波長λが６３３ｎｍにおける直線透過率および残存ボイド量を測定した。透光性の指標である直線透過率の測定には、島津製作所製分光光度計（ＵＶ−２５００）を用いた。また、残存ボイド量の測定には、透過型顕微鏡を用いた。そして、観察倍率４５０倍または１５００倍にて、ｚ方向（試料厚み方向）に観察されるボイド数およびボイド径を各３視野について測定し、これらの結果から残存ボイド量を求め、これを体積換算してボイド体積率を算出した。
以上のように求めた直線透過率およびボイド体積率が、表１ないし表５に示されている。
表１ないし表５において、試料番号に＊を付したものは、本発明の範囲外の試料である。
本発明の範囲内の試料９〜１３、１５〜２３、２５〜２７、３５〜４０、４２〜４５、４７〜６１および６３〜７３によれば、表１ないし表５に示すように、０≦ｓ≦０．９９、０．０１≦ｔ≦０．４５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦０．９、１．００≦ｚ／ｙ≦２．４０、および０．９７≦ｖ≦１．０５の各条件を満足しているので、直線透過率が６０％以上であり、ボイド体積率が２０体積ｐｐｍ未満であった。
他方、本発明の範囲外の試料１、８、２４および２９では、ｖが０．９７未満であるので、前述した焼成工程では焼結しなかった。また、ｖが１．０５を超える、本発明の範囲外の試料７、１４、２８および３３でも、異相が残存し、そのため、直線透過率が６０％を大幅に下回った。特に、試料７では、ボイド体積率が２０体積ｐｐｍ以上となり、試料２８および３３では、ボイド体積率が測定不可能であった。
また、上記試料１、７、８、１４、２４、２８、２９および３３を除く、本発明の範囲外の試料２〜６では、ｔが０．０１未満であるので、Ｃａ含有の効果が現れず、ボイド体積率が２０体積ｐｐｍ以上となった。特に、試料２では、直線透過率が６０％を大幅に下回った。試料３０〜３２では、ｔが０．４５を超えているので、直線透過率が６０％を下回った。
また、試料３４では、ｘが０であるので、直線透過率が６０％を下回った。試料４１では、ｘが０．９を超えるので、直線透過率が６０％を大幅に下回り、ボイド体積率が測定不可能であった。
また、試料４６では、ｚ／ｙが２．４０を超えるので、直線透過率が６０％を大幅に下回り、ボイド体積率が測定不可能であった。試料６２では、ｚ／ｙが１．００未満であるので、前述した焼成工程では焼結しなかった。
［実験例２］
上記実験例１において作製した比較例としての試料４と実施例としての試料１９とについて、ＴＭＡ法（熱機械分析法）により、昇温速度を５℃／分としながら、焼成前の寸法を基準とする収縮率を求めた。図７には、収縮率を縦軸に、温度を横軸にとった、ＴＭＡ曲線が示されている。
上記実験例１において作製した比較例としての試料４と実施例としての試料１９とについて、ＴＭＡ法（熱機械分析法）により、昇温速度を５℃／分としながら、焼成前の寸法を基準とする収縮率を求めた。図７には、収縮率を縦軸に、温度を横軸にとった、ＴＭＡ曲線が示されている。
図７からわかるように、比較例としての試料４に比べて、実施例としての試料１９の方が、収縮が早く始まり、また、収縮が落ち着いた時点での収縮率の絶対値も大きくなっている。このような収縮挙動の差がボイド体積率の差に反映しているものと考えられる。
［実験例３］
原料として、各々高純度のＢａＣＯ3 、ＳｒＣＯ3 、ＣａＣＯ3 、ＺｎＯ、ＭｇＣＯ3 、Ｙ2 Ｏ3 、Ｉｎ2 Ｏ3 、Ｔａ2 Ｏ5 、Ｎｂ2 Ｏ5 、ＳｎＯ2 、ＺｒＯ2 、ＴｉＯ2 およびＨｆＯ2 の各粉末を準備した。そして、一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｔｉx1Ｍx2Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種であり、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、ｗは電気的中性を保つための正の数である。）で表される、表６ないし表１０に示す各試料が得られるように、各原料粉末を秤量し、ボールミルで１６時間湿式混合した。この混合物を乾燥させたのち、１３００℃で３時間仮焼し、仮焼粉体を得た。仮焼後、ｗの値はほぼ３になっていた。
原料として、各々高純度のＢａＣＯ3 、ＳｒＣＯ3 、ＣａＣＯ3 、ＺｎＯ、ＭｇＣＯ3 、Ｙ2 Ｏ3 、Ｉｎ2 Ｏ3 、Ｔａ2 Ｏ5 、Ｎｂ2 Ｏ5 、ＳｎＯ2 、ＺｒＯ2 、ＴｉＯ2 およびＨｆＯ2 の各粉末を準備した。そして、一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｔｉx1Ｍx2Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種であり、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、ｗは電気的中性を保つための正の数である。）で表される、表６ないし表１０に示す各試料が得られるように、各原料粉末を秤量し、ボールミルで１６時間湿式混合した。この混合物を乾燥させたのち、１３００℃で３時間仮焼し、仮焼粉体を得た。仮焼後、ｗの値はほぼ３になっていた。
なお、表６ないし表１０中の「Ｍの元素種と含有量」、「Ｂ１の元素種と含有量」および「Ｂ２の元素種と含有量」の各欄での表示について、Ｍ、Ｂ１およびＢ２の元素種が各々１種類の場合は、各含有量が、それぞれ、ｘ２、ｙおよびｚの値と同じであり、元素種が２種類以上である場合は、それぞれの含有量の和が、それぞれ、ｘ２、ｙおよびｚの値となっている。
次に、上記仮焼粉体を水および有機バインダとともにボールミルに入れ、１６時間湿式粉砕した。有機バインダとしては、エチルセルロースを用いた。
次に、上記粉砕物を乾燥させた後、５０メッシュの網（篩）を通して造粒し、得られた粉末を１９６ＭＰａの圧力で押圧してプレス成形することにより、直径３０ｍｍおよび厚さ２ｍｍの円板状の未焼成のセラミック成形体を得た。
次に、上記未焼成のセラミック成形体を、そこに含まれるセラミック原料粉末と同組成の粉末中に埋め込んだ。この埋め込まれた成形体を焼成炉に入れ、大気雰囲気中で加熱し、脱バインダ処理を行なった。引き続き、昇温しながら炉内に酸素を注入し、最高温度域の１６００〜１７００℃において、焼成雰囲気中の酸素濃度を約９８体積％にまで上昇させた。ここで、最高温度については、材料組成により最適な温度が適宜選択され、たとえば試料１１４の場合は１６２５℃であった。この焼成温度および酸素濃度を維持し、成形物を２０時間焼成して焼結体を得た。なお、焼成時の全圧は１気圧とした。
このようして得られた焼結体を鏡面加工し、厚さ０．４ｍｍの円板状に仕上げて透光性セラミックの試料とした。
上記の試料のそれぞれについて、可視光領域、より具体的には、波長λが６３３ｎｍおよび４５０ｎｍのそれぞれにおける直線透過率を測定した。これら直線透過率の測定には、実験例１の場合と同様、島津製作所製分光光度計（ＵＶ−２５００）を用いた。
また、上記波長λが６３３ｎｍおよび４５０ｎｍのそれぞれにおける直線透過率から、Ｆ値、すなわち、波長λが６３３ｎｍである可視光の直線透過率に対する、波長が４５０ｎｍである可視光の直線透過率の比率を算出した。
さらに、上記の試料のそれぞれについて、波長λが６３３ｎｍにおける屈折率を測定した。屈折率の測定には、Ｍｅｔｒｉｃｏｎ社製プリズムカプラー（ＭＯＤＥＬ２０１０）を用いた。
また、プリズムカプラーにて、波長λが４０５ｎｍ、５３２ｎｍおよび８３０ｎｍでの屈折率も測定した。そして、これら４波長（４０５ｎｍ、５３２ｎｍ、６３３ｎｍおよび８３０ｎｍ）での屈折率の値を用いて、波長と屈折率との関係式：式１より、定数ａ、ｂおよびｃを算出し、波長と屈折率との関係を求めた。
式１：ｎ＝ａ／λ4 ＋ｂ／λ2 ＋ｃ
（式１において、ｎは屈折率、λは波長、ａ、ｂおよびｃは定数。）
式１から、アッベ数（νd ）算出に必要な３波長（Ｆ線：４８６．１３ｎｍ、ｄ線：５８７．５６ｎｍ、Ｃ線：６５６．２７ｎｍ）での屈折率を求め、アッベ数の定義式：式２からアッベ数を算出した。
（式１において、ｎは屈折率、λは波長、ａ、ｂおよびｃは定数。）
式１から、アッベ数（νd ）算出に必要な３波長（Ｆ線：４８６．１３ｎｍ、ｄ線：５８７．５６ｎｍ、Ｃ線：６５６．２７ｎｍ）での屈折率を求め、アッベ数の定義式：式２からアッベ数を算出した。
式２：νd ＝（ｎd −１）／（ｎF −ｎC ）
（式２において、ｎd 、ｎF およびｎC は、それぞれ、ｄ線、Ｆ線およびＣ線における屈折率。）
以上のように求めた直線透過率、Ｆ値、屈折率およびアッベ数が、表６ないし表１０に示されている。
（式２において、ｎd 、ｎF およびｎC は、それぞれ、ｄ線、Ｆ線およびＣ線における屈折率。）
以上のように求めた直線透過率、Ｆ値、屈折率およびアッベ数が、表６ないし表１０に示されている。
表６ないし表１０において、試料番号に＊を付したものは、本発明の範囲外の試料である。
本発明の範囲内の試料１０３〜１０５、１０７〜１１８、１２０〜１２５、１２７〜１３１、１３３〜１３９、１４１〜１４５、１４７、１４９〜１５８および１６０〜１７４によれば、表６ないし表１０に示すように、０≦ｓ≦０．９２、０．０８≦ｔ≦０．４０、ｘ１＋ｘ２＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ１＋ｘ２≦０．９、０≦ｘ２≦０．６、１．００≦ｚ／ｙ≦２．４０、および０．９７≦ｖ≦１．０４の各条件を満足しているので、直線透過率が２０％以上であり、Ｆ値が０．８５以上であった。また、屈折率が２．０１以上と大きく、しかも屈折率の変化幅が２．０７４（試料１６５）〜２．３４０（試料１３９）と大きく、かつアッベ数の変化幅が１５．２（試料１３９）〜２８．１（試料１３５）と大きい。
また、たとえば試料１３５〜１３９の間で比較すればわかるように、Ｔｉの含有量ｘ１の増加に伴って、屈折率がより大きくなり、また、アッベ数がより小さくなっている。
他方、本発明の範囲外の試料１２６および１５９では、ｚ／ｙが１．００〜２．４０の範囲を外れているので、焼結性が悪くなり、そのため、直線透過率が２０％未満となった。
また、本発明の範囲外の試料１０６および１１９については、ｖが０．９７〜１．０４の範囲から外れているため、上記の場合と同様、焼結性が悪くなり、そのため、直線透過率が２０％未満となった。
また、本発明の範囲外の試料１４０および１４８では、ｘ１＋ｘ２が０．９を超えているので、直線透過率が２０％未満となった。
また、本発明の範囲外の試料１４６については、ｘ２が０．６を超えているので、直線透過率が２０％未満となった。
本発明の範囲外の試料１０１および１０２と本発明の範囲内のたとえば試料１０３との間で比較すると、これらはいずれもｘ１が０．２４であって、Ｔｉを含有している。これに対して、Ｃａの含有量ｔについて比較すると、試料１０１では、ｔが０であり、すなわちＣａを含有しておらず、そのため、Ｆ値が０．９未満となった。そこで、試料１０２、１０３のように、Ｃａの含有量ｔを０．０４、０．０８というように増加させると、Ｆ値については、ｔが０．０４の試料１０２では向上しなかったが、ｔが０．０８である試料１０３では、０．８５以上となった。このことから、Ｆ値の向上のためには、Ｃａの含有量ｔが０．０８以上とされなければならないことがわかる。
［実験例４］
表６に示した試料１０１と試料１１４とについて、可視光の波長域（３５０〜９００ｎｍ）における直線透過率を測定した。図８には、その測定結果が示されている。
表６に示した試料１０１と試料１１４とについて、可視光の波長域（３５０〜９００ｎｍ）における直線透過率を測定した。図８には、その測定結果が示されている。
試料１０１は、比較例であり、前述したように、ｔが０であり、すなわちＣａを含まない組成である。他方、試料１１４は、本発明の実施例であり、ｔが０．２であって、Ｃａを含んでいる。図８を参照すれば、試料１０１は、測定波長の全域にわたって、試料１１４より透過率が低いうえ、波長４００〜７００ｎｍの範囲内における特に４５０ｎｍ付近にて大きな吸収が存在していることがわかる。これに対して、試料１１４では、４００ｎｍ以上においてほぼフラットな透過率を示していることがわかる。このことは、焼結体が無色化して透過率の波長依存性が小さいことを表し、すなわちＦ値が１に近いことを意味している。
［実験例５］
次に、同じく試料１１４について、λ＝５８７．５６２ｎｍ（ｄ線）におけるＴＥモードおよびＴＭモードでの屈折率を測定したところ、両者とも２．１３６９であり、複屈折が生じていないことがわかった。
次に、同じく試料１１４について、λ＝５８７．５６２ｎｍ（ｄ線）におけるＴＥモードおよびＴＭモードでの屈折率を測定したところ、両者とも２．１３６９であり、複屈折が生じていないことがわかった。
ここで、試料１１４のλ＝６３３ｎｍにおける直線透過率は、表６に示すように、７６．２％であり、屈折率（λ＝６３３ｎｍ）は２．１２７であった。一般に、直線透過率の測定においては、空気中から試料に対して垂直に光が入射するため、試料の表面と裏面（すなわち試料と空気との界面）にて光が反射する。屈折率が２．１２７である場合、試料の表裏面での反射を差し引いた直線透過率の理論最大値は７７．０％になる。試料１１４の場合、直線透過率が７６．２％であるから、理論値に対する相対透過率は９９．０％となる。これは、焼結体内部での透過損失がほとんどないことを示している。したがって、試料１１４の表面に反射防止膜を形成すれば、得られる直線透過率をほぼ理論値とすることができる。このように、本発明に係る透光性セラミックは、光学素子として利用可能な優れた特性を有するものである。
［実験例６］
表６ないし表１０に示した試料のうち、高い直線透過率が得られた試料１１４の組成について、鋳込み成形を適用することによって、２インチ（５０．８ｍｍ）角の未焼成のセラミック成形体を作製し、１６２５℃で焼成して焼結体を得た。この鋳込み成形を経て作製された試料１１４ａは、成形方法をプレス成形から鋳込み成形に変更した以外は、前述した実験例３において得た試料１１４の場合と同じ方法で作製したものである。
表６ないし表１０に示した試料のうち、高い直線透過率が得られた試料１１４の組成について、鋳込み成形を適用することによって、２インチ（５０．８ｍｍ）角の未焼成のセラミック成形体を作製し、１６２５℃で焼成して焼結体を得た。この鋳込み成形を経て作製された試料１１４ａは、成形方法をプレス成形から鋳込み成形に変更した以外は、前述した実験例３において得た試料１１４の場合と同じ方法で作製したものである。
このように鋳込み成形を経て作製された試料１１４ａについて、実験例３の場合と同様の評価方法にて、直線透過率を評価した。その結果を表１１に示す。表１１には、プレス成形を経て作製された、実験例３において得た試料１１４についての直線透過率も併せて示されている。
表１１からわかるように、直線透過率について、プレス成形の場合と鋳込み成形の場合とは、互いに同等または実質的に同等の値を示している。このことから、本発明に係る透光性セラミックの光学特性は、成形法に関わらず、優れた特性を示すことがわかる。
［実験例７］
同じく試料１１４の組成について、焼成温度を１７００℃に変えて、試料１１４ｂに係る焼結体を作製した。この試料１１４ｂの作製には、焼成温度を変えた以外は、実験例３において作製した試料１１４の場合と同じ条件を適用した。
同じく試料１１４の組成について、焼成温度を１７００℃に変えて、試料１１４ｂに係る焼結体を作製した。この試料１１４ｂの作製には、焼成温度を変えた以外は、実験例３において作製した試料１１４の場合と同じ条件を適用した。
そして、焼成温度を変えた試料１１４ｂについて、実験例３の場合と同じ評価方法にて、直線透過率を測定した。測定結果を表１２に示す。表１２には、前述の実験例３において得た試料１１４（焼成温度：１６２５℃）についての直線透過率も併せて示されている。
表１２からわかるように、直線透過率について、焼成温度を変えても、互いに同等または実質的に同等の値を示している。このことから、本発明に係る透光性セラミックは、焼成温度を変えて作製されてもよいことがわかる。
以上、本発明を、実験例に関連して具体的に説明したが、本発明の実施の態様は、上記実験例のような態様に限定されるものではない。たとえば、原料の形態は酸化物もしくは炭酸塩に限定されるものではなく、焼結体とした段階で所望の特性が得られる原料であれば、どのような形態でもよい。また、焼成雰囲気について、上記実験例の約９８体積％という酸素濃度の値は、使用した実験設備の条件下において最も好ましいものであった。したがって、酸素濃度は約９８体積％に限定されるものではなく、９０体積％以上の酸素濃度が確保できれば、所望の特性を備えた焼結体が得られることがわかっている。
Claims (10)
- 一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｍx Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種を含み、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、０≦ｓ≦０．９９、０．０１≦ｔ≦０．４５、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦０．９、１．００≦ｚ／ｙ≦２．４０、および０．９７≦ｖ≦１．０５の各条件を満足し、ｗは電気的中性を保つための正の数である。）で表される組成のペロブスカイト型化合物を主成分とする、透光性セラミック。
- 波長が６３３ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率が６０％以上である、請求項１に記載の透光性セラミック。
- 一般式：（Ｂａ1-s-t Ｓｒs Ｃａt ）（Ｔｉx1Ｍx2Ｂ１y Ｂ２z ）v Ｏw （ただし、Ｍは、Ｓｎ、ＺｒおよびＨｆのうちの少なくとも１種を含み、Ｂ１は、Ｍｇ、Ｚｎ、ＹおよびＩｎのうちの少なくとも１種であり、Ｂ２は、ＴａおよびＮｂのうちの少なくとも１種であり、０≦ｓ≦０．９２、０．０８≦ｔ≦０．４０、ｘ１＋ｘ２＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ１＋ｘ２≦０．９、０≦ｘ２≦０．６、１．００≦ｚ／ｙ≦２．４０、および０．９７≦ｖ≦１．０４の各条件を満足し、ｗは電気的中性を保つための正の数である。）で表される組成のペロブスカイト型化合物を主成分とする、透光性セラミック。
- 波長が６３３ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率が２０％以上である、請求項３に記載の透光性セラミック。
- 波長が６３３ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率に対する、波長が４５０ｎｍである可視光の、試料厚み０．４ｍｍにおける直線透過率の比率が、０．８５以上である、請求項４に記載の透光性セラミック。
- 多結晶体である、請求項１ないし５のいずれかに記載の透光性セラミック。
- 請求項１ないし６のいずれかに記載の透光性セラミックを製造する方法であって、
セラミック原料粉末を所定形状に成形してなる未焼成のセラミック成形体を用意する工程と、
前記セラミック原料粉末と実質的に同組成の同時焼成用組成物を用意する工程と、
前記同時焼成用組成物を前記未焼成のセラミック成形体に接触させながら、酸素濃度が９０体積％以上の雰囲気中で、前記未焼成のセラミック成形体を焼成する工程と
を備える、透光性セラミックの製造方法。 - 前記同時焼成用組成物は粉末状態であり、前記焼成工程は、前記同時焼成用組成物の粉末に前記未焼成のセラミック成形体を埋め込んだ状態で実施される、請求項７に記載の透光性セラミックの製造方法。
- 請求項１ないし６のいずれかに記載の透光性セラミックからなる光学部品。
- 請求項９に記載の光学部品が搭載されている光学装置。
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