WO2007122985A1 - 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

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 Download PDF

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WO2007122985A1
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Satoshi Kuretake
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Murata Manufacturing Co., Ltd.
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    • G02—OPTICS
    • G02B—OPTICAL ELEMENTS, SYSTEMS OR APPARATUS
    • G02B1/00—Optical elements characterised by the material of which they are made; Optical coatings for optical elements
    • G02B1/02—Optical elements characterised by the material of which they are made; Optical coatings for optical elements made of crystals, e.g. rock-salt, semi-conductors
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B7/00—Recording or reproducing by optical means, e.g. recording using a thermal beam of optical radiation by modifying optical properties or the physical structure, reproducing using an optical beam at lower power by sensing optical properties; Record carriers therefor
    • G11B7/12—Heads, e.g. forming of the optical beam spot or modulation of the optical beam
    • G11B7/135—Means for guiding the beam from the source to the record carrier or from the record carrier to the detector
    • G11B7/1372—Lenses
    • G11B7/1374—Objective lenses

Definitions

  • the present invention relates to a translucent ceramic useful as an optical component such as a lens and a method for producing the same
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 for example, glass or plastic, or niobic acid is used. Single crystals such as lithium (LiNb0) are used.
  • Glass and plastics are used mainly for optical components such as lenses because they have a high light transmittance and can be easily processed into a desired shape.
  • single crystals such as LiNbO are mainly used in optical components such as optical waveguides by utilizing the electro-optical characteristics and birefringence.
  • Optical devices such as optical pickups using such optical components are required to be further reduced in size and thickness.
  • a LiNbO single crystal has a relatively high refractive index of 2.3, but birefringence occurs, so that it is difficult to use it for optical components such as lenses. Have.
  • Patent Documents As a material that does not cause birefringence and can provide excellent optical properties, for example, Patent Documents
  • a translucent ceramic having a main crystal phase of a perovskite structure of Ba ⁇ Sn, Zr (Mg, Ta) ⁇ 0 system is known.
  • This translucent ceramic exhibits a large refractive index of 2.01 or more at a wavelength of 587 nm (hereinafter referred to as the refractive index at a wavelength of 587 nm unless otherwise specified), and is advantageous for miniaturization of optical components and optical devices. It is.
  • the translucent ceramic described in Patent Document 3 has a problem that the bending strength is low because the crystal grain size is as large as several tens of ⁇ m. When thin optical parts are made using ceramics with low bending strength, it becomes difficult to guarantee the drop strength of the optical device.
  • Patent Document 1 JP-A-5-127078 (all pages, Fig. 1)
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-244865 (Claim 6, paragraph number 0024)
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2004-75512 (all pages, all figures)
  • the present invention has been made in view of the above-described circumstances, and the object thereof is to provide a translucent and light-transmitting material that has a high bending strength and does not have a large surface roughness Ra even after mechanochemical polishing. It is to provide sexual ceramics.
  • Another object of the present invention is to provide an optical component having excellent strength and low scattering, and an optical device using the same.
  • the translucent ceramic according to the present invention has a general formula: Ba (Zr Mg Ta) O (where 0.100 ⁇ x x y z v w
  • the main crystal phase is a perovskite type compound represented by
  • y, z and V are 1.80 ⁇ z / y ⁇ 2.20 And more restrictive conditions such as 1 ⁇ 000 ⁇ 1.050.
  • the translucent ceramic according to the present invention further includes at least one of SiO and BO.
  • the total content of these SiO and B 2 O is 100% of the perovskite compound 100 described above.
  • the amount is preferably 0.0025 parts by weight or more and 0.2 parts by weight or less with respect to parts by weight.
  • the translucent ceramic according to the present invention preferably has a linear transmittance of 50% or more, more preferably 60% or more, of visible light having a wavelength of 633 nm at a sample thickness of 0.6 mm.
  • linear transmittance means the linear transmittance of visible light having a wavelength of 633 nm at a sample thickness of 0.6 mm.
  • the present invention is also directed to a method of manufacturing a translucent ceramic as described above.
  • the method for producing a translucent ceramic according to the present invention comprises a step of preparing an unfired ceramic molded body obtained by forming a ceramic raw material powder into a predetermined shape, and a method for simultaneous firing having substantially the same composition as the ceramic raw material powder.
  • the present invention is further directed to an optical component made of the above-described translucent ceramic and an optical device on which the optical component is mounted.
  • the present invention in a translucent ceramic having no birefringence and high refractive index and high transmittance, the bending strength is increased and the surface roughness Ra after mechanochemical polishing is reduced. can do. Therefore, it is possible to obtain an optical component having excellent strength and little scattering, and an optical device using the optical component.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a biconvex lens 10 as a first example of an optical component constituted by using a translucent ceramic according to the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view showing a biconcave lens 11 as a second example of an optical component configured using the translucent ceramic according to the present invention.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view showing a meniscus lens 12 as a third example of an optical component configured using a translucent ceramic according to the present invention.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view showing an optical path length adjusting plate 13 as a fourth example of an optical component configured using the translucent ceramic according to the present invention.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view showing a spherical lens 14 as a fifth example of an optical component configured using the translucent ceramic according to the present invention.
  • FIG. 6 is a front view schematically showing an optical pickup 9 as an example of an optical device on which an optical component configured using a translucent ceramic according to the present invention is mounted.
  • the translucent ceramic according to the present invention has a general formula: Ba (Zr Mg Ta) O (where 0.100 ⁇ x x y z v w
  • the perovskite type compound represented by) is the main crystal phase. Since this main crystal phase is a paraelectric material, birefringence does not occur.
  • the above Ba corresponds to the so-called “A-site element” of the perovskite structure, and Zr, Mg and Ta are It corresponds to the so-called “B-site element”.
  • the molar ratio V between the B site element and the A site element is close to 1, and w is close to 3. As a result, the electrical neutrality of the main crystal phase composed of the perovskite type compound is maintained.
  • Mg is a divalent cation
  • Ta is a pentavalent cation
  • the molar ratio of Mg and Ta is close to 1: 2. This also contributes to the electrical neutrality of perovskite type compounds.
  • Zr is a tetravalent cation, which exists in the form of substituting Mg and Ta. Zr substitution changes the crystal system of the main crystal phase to cubic and improves translucency. When the Zr content X is 0.1 or more, the linear transmittance is 50% or more.
  • the translucent ceramic according to the present invention has, for example, a significant absorption of visible light and linear transmittance as long as the electrical neutrality is substantially maintained and the object of the present invention is not impaired.
  • the main crystal phase may contain elements other than Ba, Mg, Ta, and Zr.
  • each constituent element is mainly located at a predetermined site of the perovskite type compound, but if it is within a range not detracting from the object of the present invention, it is present at a certain amount of grain boundaries or at other sites. You can do it.
  • the greatest feature of the translucent ceramic according to the present invention is that Zr is adopted as a tetravalent element and Sn is not substantially contained.
  • crystal grain size is sufficiently small.
  • the crystal grain size gradually decreases as the Sn / Zr molar ratio decreases.
  • the Zr content X is 0.:! To 0.7.
  • the optical characteristics such as the refractive index can be freely changed.
  • X is less than 0.1
  • the linear transmittance is less than 50% as described above. Also, even if X exceeds 0.7, the linear transmittance is similarly less than 50%.
  • Ta is mono to Mg]; ⁇ z / yf, 1.83-0.333x ⁇ z / y ⁇ 2.17 + 0.333 x.
  • the linear transmittance is less than 50%.
  • the translucent ceramic according to the present invention preferably contains at least one of SiO and B 2 O as a subcomponent. That is, these subcomponents dissolve at the time of heating during firing to form a liquid phase, which effectively arranges the particles of the main crystal phase and promotes densification.
  • the translucent ceramic according to the present invention can densify the ceramic without accompanying large grain growth.
  • B 2 O is considered to have the same effect as SiO.
  • the appropriate total content of SiO and B 2 O is 0.0025 parts by weight or more and 0.2 parts by weight or less with respect to 100 parts by weight of the perovskite compound. As a result, the force S can be further reduced. However, if it exceeds 0.2 parts by weight, the linear transmittance is less than 50%.
  • SiO and / or BO may be added in the form of being added to the main component raw material prepared in advance, or may be added in the form of being added when mixing the raw material of the main component. Les.
  • Each of SiO and B 2 O may be a single powder, or may be a part of a glass component containing other components.
  • composition of the translucent ceramic according to the present invention may contain impurities that are inevitably mixed as long as the object of the present invention is not impaired.
  • impurities contained in oxides or carbonates used as raw materials or impurities mixed in during the production process include FeO,
  • Examples include rare earth oxides such as CaO, AlO, SrO, WO, BiO, SbO, PO, CuO and LaO.
  • the ceramic raw material powder is shaped into a predetermined shape.
  • the co-firing composition is in a powder state, and the firing step is particularly preferably carried out in a state where an unfired ceramic molded body is embedded in the powder of the co-firing composition.
  • the co-firing composition is not limited to powder, but may be a molded body or a sintered body.
  • the composition having the same composition is, for example, a powder obtained by calcining and pulverizing a raw material adjusted to have the same composition as the molded body.
  • the composition having the same composition preferably has the same composition as that of the molded article, but the composition may be substantially the same.
  • substantially the same composition means that the composition ratios may not be exactly the same as long as they are equivalent composition systems containing the same constituent elements.
  • the co-firing composition must have a composition that can provide translucency.
  • the pressure of the firing atmosphere may be 1 atm or less. That is, it is not necessary to perform pressure firing such as HIP (Hot Isostatic Press).
  • the antireflection film is preferably a film made of a dielectric such as MgO.
  • the linear transmittance is 73.4% and the refractive index is 2.0153
  • the theoretical maximum value of the linear transmittance is 78.6% according to Fresnel's law.
  • the relative transmittance to the theoretical value is 93.4%. This indicates that there is almost no transmission loss inside the sample. Therefore, if an antireflection film is formed on the surface of the sample, the linear transmittance obtained can be almost the theoretical value.
  • the translucent ceramic according to the present invention can be used for optical components such as lenses.
  • the biconvex lens 10 shown in FIG. 1 the biconcave lens 11 shown in FIG. 2, and the FIG. Shown in Such a meniscus lens 12, an optical path length adjusting plate 13 as shown in FIG. 4, and a spherical lens 14 as shown in FIG.
  • an optical device equipped with such an optical component will be described by taking an optical pickup as an example.
  • the optical pickup 9 irradiates a recording medium 1 such as a compact disc or a minidisc with a laser beam 8 that is coherent light, and the recording medium 1 is reflected from the reflected light. The recorded information is reproduced.
  • a recording medium 1 such as a compact disc or a minidisc with a laser beam 8 that is coherent light
  • a collimator lens 4 that converts laser light 8 from a semiconductor laser 5 as a light source into parallel light is provided, and a half mirror 3 is provided on the optical path of the parallel light. Yes.
  • the half mirror 3 travels straight through the incident light from the collimator lens 4, but the reflected light from the recording medium 1 changes its traveling direction by about 90 degrees, for example, by reflection.
  • the optical pickup 9 is provided with an objective lens 2 for condensing incident light from the half mirror 3 on the recording surface of the recording medium 1.
  • the objective lens 2 is also used to efficiently send reflected light from the recording medium 1 toward the half mirror 3.
  • the traveling direction of the reflected light is changed by changing the phase by reflection.
  • the optical pickup 9 is provided with a condenser lens 6 for condensing the changed reflected light.
  • a light receiving element 7 for reproducing information from the reflected light is provided at the condensing position of the reflected light.
  • the translucent ceramic according to the present invention is used as the material of the object lens 2 in the optical pickup 9 configured as described above, the translucent ceramic of the present invention has a large refractive index. Therefore, the optical pickup 9 can be reduced in size and thickness.
  • the calcined powder was put into a ball minole together with water, an organic dispersant and an organic binder, and wet pulverized for 12 hours.
  • Ethyl cellulose was used as the organic binder. In addition to ethylcellulose, it has a function as a binder for ceramic molded bodies such as polybulal alcohol, and oxygen in the atmosphere at about 500 ° C before reaching the sintering temperature in the firing process. Can be used as an organic binder as long as it is gasified into carbon dioxide or water vapor and disappears.
  • the green ceramic molded body was placed in a powder having the same composition as the calcined powder.
  • the loaded compact was put into a firing furnace and heated in an air atmosphere to remove the binder.
  • oxygen was injected into the firing furnace while raising the temperature, and the oxygen concentration in the firing atmosphere was increased to about 98% by volume at 1650 ° C. While maintaining this firing temperature and oxygen concentration, the ceramic molded body was fired for 20 hours to obtain a sintered body.
  • the sintered body thus obtained was subjected to lapping of # 2000 and then subjected to mirror polishing so that the thickness of the sintered body was 0.6 mm.
  • diamond slurry was used as the polishing liquid so that the polished surface did not become skin-like.
  • a spectrophotometer (UV-2500) manufactured by Shimadzu Corporation was used to measure the linear transmittance in visible light having a wavelength of 633 nm.
  • the refractive index of visible light with a wavelength of 587 nm was measured using a metric coupler (MODEL2010) manufactured by Metricon.
  • MODEL2010 metric coupler manufactured by Metricon.
  • the bending strength by three-point bending was measured.
  • the average crystal grain size was determined from the surface observation image after holding each sample at 1550 ° C. for 1 hour using the Code method.
  • a mem- brane using a polishing slurry containing CeO polishing powder is applied to both main surfaces of the sintered body.
  • each of high-purity BaCO, MgCO, TaO and ZrO powders As raw materials, each of high-purity BaCO, MgCO, TaO and ZrO powders
  • Sample 1 which is an evaluation sample of the translucent ceramic is subjected to the same process as in Experimental Example 1.
  • Samples 101 to 103 and 160 to 162 had a Zr content x outside the range of 0.:! To 0.7, so the linear transmittance was less than 50%.
  • the linear transmittance is 50 because it was out of the range of 1.83 _0.333x to 2.17 + 0.333x. / o less than.
  • Samples other than the above samples are within the scope of the present invention. However, in the samples within the scope of the present invention, a linear transmittance of 50% or more is obtained, and the bending strength is 200 MPa. The surface roughness Ra, which is higher than the above, was reduced to less than 10 nm.
  • samples 201 to 213, which are evaluation samples of translucent ceramic, were obtained through the same process as in Experimental Example 1 except that the firing temperature was 1500 ° C. The same evaluation was performed in the same manner as in the case.
  • the total amount of SiO and / or BO is 0.0025 parts by weight or more and 0.2 parts by weight or less.
  • Samples added in the range obtained sufficient linear transmittance despite the low firing temperature of 1500 ° C.
  • the crystal grain size became very small at 2 zm or less.
  • the bending strength increased to 340 MPa or more and the surface roughness Ra decreased to 5 nm or less.
  • Sample 201 was within the scope of the present invention, but the firing temperature was as low as 1500 ° C, so the linear transmittance was low and the bending strength was low.
  • the embodiment of the present invention is not limited to the above-described experimental examples.
  • the form of the raw material is not limited to oxides or carbonates, but any form can be used as long as the desired characteristics can be obtained at the stage of the sintered body.
  • the oxygen concentration value of about 98% by volume in the above experimental example was the most preferable under the conditions of the experimental equipment used. Therefore, it is known that a sintered body having desired characteristics can be obtained if the oxygen concentration is not limited to about 98% by volume, and an oxygen concentration of 90% by volume or more can be secured.

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Abstract

　複屈折がなく、かつ高屈折率および高透過率を示す、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において、高い抗折強度を有し、かつ光の散乱の少ないものを提供する。 　一般式：Ｂａ（ＺｒxＭｇyＴａz）vＯw（ただし、０.１００≦ｘ≦０.７００、１.８３－０.３３３ｘ≦ｚ／ｙ≦２.１７＋０.３３３ｘ、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、１.０００≦ｖ≦１.０４７＋０.０３３３ｘ、ｗは電気的中性を保つために必要な正の数）で表されるペロブスカイト型化合物を主結晶相とする、透光性セラミック。この透光性セラミックは、たとえば、光ピックアップ（９）の対物レンズ（２）として有利に用いることができる。

Description

明 細 書
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
技術分野
[0001] 本発明は、レンズ等の光学部品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。
背景技術
[0002] 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、例えば特許文献 1や特許文献 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（LiNb〇）等の単結晶が用いられている。
[0003] ガラスおよびプラスチックは、光透過率が高ぐ所望の形状への加工が容易である こと力 、主としてレンズ等の光学部品に用いられている。また、 LiNb〇等の単結晶 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レ、る。
[0004] ところ力 従来のガラスやプラスチックでは、その屈折率が 2.00以下であることから 、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 、プラスチックは、耐湿性が悪ぐそのうえ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のが難しいとレ、う欠点も有してレ、る。
[0005] 他方、たとえば LiNbO単結晶は、屈折率が 2.3と比較的高いものの、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ぐ用途が限定されてしまうという欠 点を有している。
[0006] 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、たとえば、特許文献
3に記載されるように、 Ba{ Sn, Zr (Mg, Ta) }0系のぺロブスカイト構造を主結晶相 とする透光性セラミックが知られている。この透光性セラミックは、波長 587nmにおい て 2.01以上の大きな屈折率（以下、特に断りのない限り、波長 587nmにおける屈折 率のことを言う。）を示し、光学部品および光学装置の小型化に有利である。 [0007] し力しながら、特許文献 3に記載の透光性セラミックでは、その結晶粒径が数十 μ m と大きいため、第 1に、抗折強度が低いという問題がある。抗折強度の低いセラミック を用いて薄型の光学部品を作製した場合、光学装置の落下強度等を保証しにくくな る。
[0008] 第 2に、透光性セラミックスをレンズ等の光学部品に加工する際、メカノケミカル研磨 による表面の研磨加工が必要となるが、研磨後の表面粗さ Raが大きくなるという問題 がある。研磨後の Raが大きいと、光の表面散乱が生じてしまうことがある。
[0009] なお、メカノケミカル研磨以外の研磨方法としては、ダイヤモンドスラリーを用いたメ 力二カル研磨が挙げられる。し力 この場合、セラミックの表面におけるスクラッチ傷 の発生を防ぐために研磨速度を遅くする必要があり、その結果、研磨時間が非常に 長くなつてしまうという問題に遭遇する。
特許文献 1 :特開平 5— 127078号公報 (全頁、図 1)
特許文献 2：特開平 7— 244865号公報 (請求項 6、段落番号 0024)
特許文献 3 :特開 2004— 75512号公報（全頁、全図）
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0010] 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、抗折強度が高 ぐかつメカノケミカル研磨を行なっても表面粗さ Raが大きくならなレ、、透光性セラミツ クを提供しょうとすることである。
[0011] 本発明の他の目的は、強度に優れ、かつ散乱の小さい光学部品、およびそれを用 レ、た光学装置を提供しょうとすることである。
課題を解決するための手段
[0012] 本発明に係る透光性セラミックは、一般式： Ba (Zr Mg Ta ) O (ただし、 0.100≤x x y z v w
≤0.700, 1.83 - 0.333x≤z/y≤2.17 + 0.333x, x + y + z = l、および 1.000≤ v≤1.047 + 0.0333xの各条件を満足し、 wは電気的中性を保っために必要な正の 数である。）で表されるぺロブスカイト型化合物を主結晶相としていることを特徴として いる。
[0013] 本発明に係る透光性セラミックにおいて、上記 y， zおよび Vは、 1.80≤z/y≤2.20 、および 1·000≤ν≤ 1.050といったより限定的な条件を満足することが好ましい。
[0014] 本発明に係る透光性セラミックは、 SiOおよび B〇のうち少なくとも一方をさらに含
2 2 3
み、これら SiOおよび B Oの合計の含有量が、前述のぺロブスカイト型化合物 100
2 2 3
重量部に対して 0.0025重量部以上かつ 0.2重量部以下であることが好ましい。
[0015] 本発明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 0.6mmにおける直線透過率が 50%以上であり、より好ましくは 60%以上で ある。以下、特に断りのない限り、単に「直線透過率」と言うときは、波長が 633nmで ある可視光の、試料厚み 0.6mmにおける直線透過率のことを言う。
[0016] 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。
[0017] 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。
発明の効果
[0018] 本発明によれば、複屈折がなぐかつ高屈折率および高透過率を示す透光性セラ ミックにおいて、その抗折強度を高ぐかつメカノケミカル研磨後の表面粗さ Raを小さ くすることができる。したがって、強度に優れ、散乱の少ない光学部品、およびそれを 用いた光学装置を得ることができる。
図面の簡単な説明
[0019] [図 1]本発明に係る透光性セラミックを用いて構成される光学部品の第 1の例としての 両凸レンズ 10を示す断面図である。
[図 2]本発明に係る透光性セラミックを用いて構成される光学部品の第 2の例としての 両凹レンズ 11を示す断面図である。
[図 3]本発明に係る透光性セラミックを用いて構成される光学部品の第 3の例としての メニスカスレンズ 12を示す断面図である。 [図 4]本発明に係る透光性セラミックを用いて構成される光学部品の第 4の例としての 光路長調整板 13を示す断面図である。
[図 5]本発明に係る透光性セラミックを用いて構成される光学部品の第 5の例としての 球状レンズ 14を示す断面図である。
[図 6]本発明に係る透光性セラミックを用いて構成された光学部品を搭載した光学装 置の一例としての光ピックアップ 9を図解的に示す正面図である。
符号の説明
[0020] 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
発明を実施するための最良の形態
[0021] 本発明に係る透光性セラミックは、一般式： Ba (Zr Mg Ta ) O (ただし、 0.100≤x x y z v w
≤0.700, 1.83-0.333x≤z/y≤2.17 + 0.333x, x+y+z = l、および 1.000≤ v≤1.047 + 0.0333xの各条件を満足し、 wは電気的中性を保っために必要な正の 数である。）で表されるぺロブスカイト型化合物を主結晶相とする。この主結晶相は常 誘電体であるため、複屈折を生じない。
[0022] 上記 Baはぺロブスカイト構造の通称「Aサイト元素」に相当し、 Zr、 Mgおよび Taは 通称「Bサイト元素」に相当する。 Bサイト元素と Aサイト元素のモル比 Vは 1に近い値 であり、また wは 3に近い値である。これにより、ぺロブスカイト型化合物からなる主結 晶相の電気的中性が保たれている。
[0023] Bサイト元素のうち、 Mgは 2価の陽イオン、 Taは 5価の陽イオンであり、 Mgと Taの モル比は 1 : 2に近い値となっている。これもぺロブスカイト型化合物の電気的中性に 寄与している。そして、 Zrは 4価の陽イオンであり、これは Mgおよび Taを置換する形 で存在する。 Zr置換により、主結晶相の結晶系が立方晶に変化し、透光性が向上す る。 Zrの含有量 Xが 0.1以上となると、直線透過率が 50%以上となる。
[0024] なお、本発明に係る透光性セラミックは、電気的中性がほぼ保たれ、かつ本発明の 目的を損なわない範囲であれば、たとえば可視光を大幅に吸収して直線透過率を下 げるようなことがなければ、主結晶相に Ba、 Mg、 Ta、 Zr以外の他の元素を含んでも 構わない。さらに、それぞれの構成元素は、主としてぺロブスカイト型化合物の所定 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あるならば、若干量粒界 に存在していたり、他のサイトに位置していたりしても構わない。
[0025] 本発明に係る透光性セラミックの最大の特徴は、 4価元素に Zrを採用し、 Snを実質 的に含まない点である。これにより、特許文献 3に記載の Ba{ Sn, Zr (Mg, Ta) }〇
3 系透光性セラミックと比較して、結晶粒径が十分に小さくなる。 Ba{ Sn, Zr (Mg, Ta) }0系において、 Sn/Zrモル比を減少させるに従い結晶粒径は徐々に小さくなるが
3
、完全にほぼ 0に近くすることで、結晶粒径は急激に小さくなる。したがって、結晶粒 径を微粒化させることを最優先させる場合、 4価元素には Zrを用い、 Snは含有させな い方がよい。これは、 Ba{ Sn, Zr (Mg, Ta) }0系材料と比較して、 Ba (Zr, Mg, Ta
3
) 0系材料では Bサイト元素の配列秩序性が向上し、これにより焼結時の原子配列に
3
大きなエネルギーを要するようになり、粒成長しにくくなつたためであると推測される。
[0026] 次に、 Zrの含有量 Xは 0.：!〜 0.7である。この範囲内で Zr量 xを制御することにより、 屈折率などの光学特性を自在に変化させることができる。 Xが 0.1未満の場合は、前 述のとおり直線透過率が 50%未満となる。また、 Xが 0.7を超えても同様に直線透過 率が 50%未満となる。
[0027] 次レヽで、 Taの Mgに対するモノレ];匕 z/yfま、 1.83-0.333x≤z/y≤ 2.17 + 0.333 xである。 z/yがこの範囲外となると、直線透過率が 50%未満となる。
[0028] 次 ίこ、 Βサイ卜の Αサイ卜 ίこ対するモノレ] viま、 1.000〜： 1.047 + 0.0333Xである。 v 力 Sこの範囲外となると、直線透過率が 50%未満となる。
[0029] さらに、 zZyが 1.80〜2.20であり、力、つ v力 S1.000〜： 1.050である場合、直線透過 率が 60%以上となるため、より好ましい。
[0030] 本発明に係る透光性セラミックは、副成分として、 SiOおよび B Oの少なくとも一方 を含むことも好ましい。すなわち、これらの副成分は、焼成時の昇温時に溶解して液 相となり、これが主結晶相の粒子を効果的に配列させ、緻密化を促進させる。
[0031] 上記ぺロブスカイト型化合物に SiOを添加した場合、 Si成分は、例えば YAG等の 他のセラミック等の場合とは異なり、主成分中へ置換固溶することはほとんどないと考 えられる。そのため、本発明に係る透光性セラミックでは大きな粒成長を伴うことなぐ セラミックを緻密化させることができる。 B Oも、 SiOと同様の作用を奏すると考えら れる。
[0032] SiOおよび B Oの適正な合計の含有量は、ぺロブスカイト型化合物 100重量部に 対し、 0.0025重量部以上かつ 0.2重量部以下である。これにより、結晶粒径をさらに 小さくすること力 Sできる。ただし、 0.2重量部を超えると、直線透過率が 50%未満とな る。
[0033] なお、 SiOおよび/または B Oは、予め用意した主成分原料に添加する形で含有 させてもよいし、主成分の生原料素材を混合するときに添加する形で含有させてもよ レ、。また、 SiOおよび B Oの各々は、単独の粉末でもよいし、他の成分を含んだガラ ス成分の一部であってもよレ、。
[0034] なお、本発明に係る透光性セラミックの組成には、本発明の目的を損わない範囲で 、不可避的に混入する不純物が含まれていてもよい。例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、 Fe〇、
Ca〇、 Al〇、 Sr〇、 W〇、 Bi〇、 Sb〇、 P〇、 Cu〇および La〇等の希土類酸 化物などが挙げられる。
[0035] 次に、本発明に係る透光性セラミックの製造方法について説明する。
[0036] 本発明に従って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を用意する工程と、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が実施される。
[0037] 上記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ことが特に好ましい。 なお、この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 レ、。
[0038] 同組成の組成物とは、たとえば、上記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。この同組成の組成物により、上記成形体中の 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。なお、この同組成の組成 物は、上記成形体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 レ、。実質的に同組成とは、同一の構成元素を含んだ同等の組成系であれば、全く同 一の組成比率でなくてもよいということを意味する。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レ、なくてもょレ、。
[0039] なお、本発明に係る透光性セラミックの製造方法によれば、その焼成時雰囲気の気 圧は、 1気圧またはそれ以下でも構わない。すなわち、特に HIP (Hot Isostatic Press )等の加圧焼成を行なう必要はなレ、。
[0040] 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力 表面に屈折率が 透光性セラミックより低レ、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。この反射防止膜は、 MgO等の誘電体からな る膜であることが望ましい。たとえば直線透過率が 73.4%であり、かつ屈折率が 2.01 53の場合、 Fresnelの法則より直線透過率の理論最大値は 78.6%となる。このとき、 理論値に対する相対透過率は 93.4%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。
[0041] 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に示すような両凸レンズ 10、図 2に示すような両凹レンズ 11、図 3に示 すようなメニスカスレンズ 12、図 4に示すような光路長調整板 13、および図 5に示すよ うな球状レンズ 14に利用することができる。
[0042] 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。
[0043] 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。
[0044] 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。
[0045] 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。
[0046] 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が設けられてレ、る。
[0047] このように構成される光ピックアップ 9におレ、て、本発明に係る透光性セラミックを対 物レンズ 2の素材として用いた場合、本発明の透光性セラミックは屈折率が大きいた め、光ピックアップ 9の小型化や薄型化が可能である。
[0048] 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。
[0049] [実験例 1]
素原料として、各々高純度の BaCO、 MgCO、 Ta O、 SnOおよび ZrOの各粉
3 3 2 5 2 2 末を準備した。そして、組成式： Ba{ (Sn Zr ) Mg Ta } O (wは電気的中性を保つ u 丄 u
ために必要な正の数)で表される、表 1に示す組成の原料が得られるように、各素原 料を秤量し、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、 130 0°Cで 3時間仮焼し、仮焼粉体を得た。このとき、 wの値はほぼ 3になっていた。
[0050] 次に、上記の仮焼粉体を、水、有機分散剤および有機バインダとともにボールミノレ に入れ、 12時間湿式粉砕した。有機バインダとしては、ェチルセルロースを用いた。 なお、ェチルセルロース以外でも、ポリビュルアルコール等のようにセラミック成形体 用の結合剤としての機能を備え、かつ焼成工程において焼結温度に達する前に、 5 00°C程度で大気中の酸素と反応して炭酸ガスや水蒸気などにガス化して消失するも のであれば、有機バインダとして用いることができる。
[0051] 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。
[0052] 次に、上記未焼成のセラミック成形体を、前記仮焼粉体と同組成の粉末中に坦め 込んだ。この坦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 ンダを行なった。引き続き、昇温しながら焼成炉内に酸素を注入し、 1650°Cにおい て、焼成雰囲気中の酸素濃度を約 98体積％まで上昇させた。この焼成温度および 酸素濃度を維持し、セラミック成形体を 20時間焼成して焼結体を得た。
[0053] このようして得られた焼結体に # 2000のラップ加工を行なった後、鏡面研磨加工を 施して、焼結体の厚みを 0.6mmとした。この鏡面研磨加工では、研磨面がゆず肌状 にならないよう、研磨液にダイヤモンドスラリーを用いた。
[0054] 得られた研磨後の試料にっレ、て島津製作所製分光光度計 (UV— 2500)を用いて 、波長 633nmの可視光における直線透過率を測定した。また、 Metricon社製プリ ズムカプラー（MODEL2010)を用いて、波長 587nmの可視光における屈折率を 測定した。さらに、 3点曲げによる抗折強度を測定した。また、各試料を 1550°Cにて 1時間保持した後の表面観察画像から、 Code法を用いて平均結晶粒径を求めた。
[0055] また、上記焼結体の両主面に対して、 CeO研磨粉を含む研磨スラリーを用いたメ
2
カノケミカル研磨を行なレ、、その表面について表面粗さ Raを測定した。
[0056] 以上のようにして求めた、結晶粒径、抗折強度、直線透過率、屈折率、および表面 粗さ Raが表 1に示されてレ、る。 [0057] [表 1]
Figure imgf000012_0001
[0058] 表 1を参照して、試料:!〜 5は、 4価元素における Snの含有モル比 uを変化させたも のである。 uが減少するに従い結晶粒径は小さくなる力 uが試料 4の u=0.05から試 料 5の u=0に変化する箇所にて、結晶粒径が急激に小さくなつた。本発明の範囲内 である試料 5では、結晶粒径が 10 /i m未満と小さくなつたため、抗折強度が 200MP a以上と高ぐ表面粗さ Raが lOnm未満と小さくなつた。
[0059] [実験例 2]
素原料として、各々高純度の BaCO、 MgCO、 Ta Oおよび Zr〇の各粉末を準
3 3 2 5 2
備した。そして、組成式: Ba (Zr Mg Ta ) O (wは電気的中性を保っために必要な 正の数）で表される、表 2に示す組成の原料が得られるように、各素原料を秤量し、ボ ールミルで 16時間湿式混合した。
[0060] 以後、実験例 1の場合と同じ工程を経て、透光性セラミックの評価試料である試料 1
01〜162を得て、実験例 1の場合と同じ方法で同じ評価を行なった。この評価結果 が表 2に示されている。
[0061] [表 2]
試料 X V 直線透過率 結晶粒径 抗折強度 Ra y z z/y 屈折率
番号 (%) ( ^ m) (MPa) (nm)
101 0.050 0.317 0.633 1.000 2.00 12.3 - 1.5 138 3.2
102 0.050 0.317 0.633 1.025 2.00 46.1 2.087 3.6 350 5.6
103 0.050 0.317 0.633 1.050 2.00 15.7 2.087 5.2 280 6.1
104 0.100 0.333 0.667 1.025 1.70 36.1 2.088 2.5 162 4.2
105 0.100 0.321 0.643 1.025 1.80 72.1 2.088 4.5 303 5.3
106 0.100 0.300 0.600 1.025 2.00 77.3 2.089 5.3 314 5.5
107 0.100 0.281 0.563 1.025 2.20 73.8 2.090 6.2 265 7.6
108 0.100 0.273 0.545 1.025 2.30 25.4 2.090 6.3 242 7.0
109 0.100 0.300 0.600 0.990 2.00 30.4 2.088 3.8 230 5.0
1 10 0.100 0.300 0.600 1.000 2.00 72.1 2.088 4.6 31 1 5.8
1 1 1 0.100 0.300 0.600 1.050 2.00 74.5 2.090 7.8 251 8.3
1 12 0.100 0.300 0.600 1.060 2.00 13.8 2.090 8.7 229 9.2
113 0.100 0.321 0.643 1.000 1.80 65.3 2.088 5.1 303 6.5
1 14 0.100 0.281 0.563 1.000 2.20 70.9 2.089 6.4 274 6.8
1 15 0.100 0.321 0.643 1.050 1.80 73.1 2.089 6.8 267 フ.1
1 16 0.100 0.281 0.563 1.050 2.20 67.7 2.091 8.6 240 8.8
1 17 0.400 0.231 0.462 1.025 1.60 23.9 2.099 4.8 158 5.0
1 18 0.400 0.222 0.444 1.025 1.70 67.4 2.100 6.4 274 7.1
1 19 0.400 0.214 0.429 1.025 1.80 77.1 2.100 6.3 280 6.2
120 0.400 0.200 0.400 1.025 2.00 77.8 2.102 7.2 259 8.6
121 0.400 0.188 0.375 1.025 2.20 76.3 2.102 8.5 241 8.5
122 0.400 0.182 0.364 1.025 2.30 72.8 2.102 8.6 263 9.2
123 0.400 0.176 0.353 1.025 2.40 13.1 2.103 9.0 240 9.6
124 0.400 0.200 0.400 0.990 2.00 28.8 2.100 5.9 196 6.3
125 0.400 0.200 0.400 1.000 2.00 71.3 2.101 6.2 253 8.1
126 0.400 0.200 0.400 1.060 2.00 73.2 2.103 8.5 241 8.9
127 0.400 0.200 0.400 1.070 2.00 25.6 2.103 8.9 236 9.5
128 0.400 0.222 0.444 1.000 1.70 58.6 2.100 7.1 238 7.3
129 0.400 0.214 0.429 1.000 1.80 71.3 2.100 7.0 258 7.5
130 0.400 0.188 0.375 1.000 2.20 74.6 2.102 8.5 236 9.2
131 0.400 0.182 0.364 1.000 2.30 66.9 2.102 8.7 259 9.4
132 0.400 0.214 0.429 1.050 1.80 76.1 2.102 8.2 245 8.6
133 0.400 0.188 0.375 1.050 2.20 72.3 2.103 9.5 240 9.4
134 0.400 0.222 0.444 1.060 1.70 68.8 2.102 7.6 231 7.3
135 0.400 0.214 0.429 1.060 1.80 72.4 2.102 8.0 262 8.6
136 0.400 0.188 0.375 1.060 2.20 68.8 2.103 9.7 210 8.9
137 0.400 0.182 0.364 1.060 2.30 55.1 2.104 9.4 225 9.4
138 0.700 0.120 0.240 1.025 1.50 9.5 2.107 6.5 1 12 6.8
139 0.700 0.1 15 0.231 1.025 1.60 56.1 2.107 7.3 267 7.9
140 0.700 0.107 0.214 1.025 1.80 68.6 2.108 8.9 236 8.6
141 0.700 0.100 0.200 1.025 2.00 70.1 2.109 8.9 248 9.5
142 0.700 0.094 0.188 1.025 2.20 65.4 2.109 9.6 231 8.8
143 0.700 0.088 0.176 1.025 2.40 58.4 2.1 10 9.8 213 8.6
144 0.700 0.086 0.171 1.025 2.50 32.6 2.1 10 10.2 203 10.9
145 0.700 0.100 0.200 0.990 2.00 10.1 2.107 6.3 135 7.5
146 0.700 0.100 0.200 1.000 2.00 65.4 2.107 9.1 242 9.3
147 0.700 0.100 0.200 1.050 2.00 70.3 2.1 10 9.6 213 9.7
148 0.700 0.100 0.200 1.070 2.00 58.6 2.1 1 1 9.5 230 9.7
149 0.700 0.100 0.200 1.080 2.00 22.4 2.1 1 1 10.9 222 12.4
150 0.700 0.1 15 0.231 1.000 1.60 51.1 2.106 6.7 250 7.3
151 0.700 0.107 0.21 1.000 1.80 62.4 2.107 6.7 279 7.0
152 0.700 0.094 0.188 1.000 2.20 67.9 2.107 7.3 247 7.9
153 0.700 0.088 0.176 1.000 2.40 63.2 2.108 7.9 261 8.4
154 0.700 0.107 0.214 1.050 1.80 68.3 2.109 7.3 253 8.0
155 0.700 0.094 0.188 1.050 2.20 64.1 2.110 8.8 240 9.4
156 0.700 0.1 15 0.231 1.070 1.60 63.6 2.1 10 8.5 251 9.5
157 0.700 0.107 0.214 1.070 1.80 64.5 2.1 11 7.6 236 9.0
158 0.700 0.094 0.188 1.070 2.20 58.1 2.1 1 1 9.5 248 9.6
159 0.700 0.088 0.1 76 1.070 2.40 50.5 2.1 12 9.0 240 9.7
160 0.800 0.067 0.133 1.000 2.00 21.1 2.1 1 1 6.4 236 6.8
161 0.800 0.067 0.133 1.025 2.00 46.3 2.1 12 8.6 248 9.6
162 0.800 0.067 0.133 1.050 2.00 35.6 2.1 13 1 1.1 224 13.4 [0062] 試料 101〜103および 160〜162は、 Zrの含有量 xが 0.：!〜 0.7の範囲外であった ため、直線透過率が 50%未満となった。
[0063] 試料 104、 108、 117、 123、 138および 144ίま、 Taの Mgに対するモノレ匕 / 力 S
、 1.83 _0.333x〜2.17 + 0.333xの範囲外であったため、直線透過率が 50。/o未 満となった。
[0064] 試料 109、 112、 124、 127、 145および 149fま、 Bサイトの Aサイトに対するモノレ];匕 Vが、 1.000〜1.047 + 0.0333xの範囲外であったため、直線透過率が 50。/。未満と なった。
[0065] 上記の試料以外の試料が本発明の範囲内のものであるが、本発明の範囲内の試 料においては、 50%以上の直線透過率が得られ、また、抗折強度が 200MPa以上 と高ぐ表面粗さ Raが 10nm未満と小さくなつた。
[0066] [実験例 3]
素原料として、各々高純度の BaCO、 MgCO、 Ta O、 ZrOの各粉末を準備した
3 3 2 5 2
。そして、実験例 1の試料 5と同じ組成になるように各素原料を秤量し、ボールミルで 1 6時間湿式混合した。この混合物を乾燥させたのち、 1300°Cで 3時間仮焼し、仮焼 粉体を得た。
[0067] 上記仮焼粉体 100重量部に対し、表 3の組成になるよう、 SiOおよび B Oを秤量し
2 2 3 て混合した後、焼成温度が 1500°Cである以外は実験例 1の場合と同じ工程を経て、 透光性セラミックの評価試料である試料 201〜213を得て、実験例 1の場合と同じ方 法で同じ評価を行なった。
[0068] [表 3]
試料 si。2l B203量 直線透過率 結晶粒径 抗折強度 Ra
屈折率
番号 (重量部） (重量部） (%) ( i m) (MPa) i>nm)
201 0 0 0.2 - 0.8 73 -
202 0.0025 0 70.3 2.095 1.2 348 3.2
203 0.05 0 77.2 2.095 1.5 365 3.4
204 0.2 0 74.6 2.095 1.7 360 3.1
205 0.3 0 46.3 2.095 1.9 339 3.6
206 0 0.0025 68.6 2.095 1.4 352 3.0
207 0 0.05 75.8 2.095 1.5 378 3.6
208 0 0.2 70.2 2.095 1.8 364 3.2
209 0 0.3 32.1 2.095 1.7 331 3.8
210 0.0015 0.0010 68.9 2.095 1.2 349 2.9
21 1 0.025 0.025 77.4 2.095 1.6 370 3.4
212 0.10 0.10 75.5 2.095 1.7 372 3.2
213 0.15 0.15 45.8 2.094 2.0 365 3.8
[0069] 表 3を参照して、試料 202〜204、 206〜208および 210〜212のように、 Si〇お よび/または B〇を合計 0. 0025重量部以上かつ 0. 2重量部以下の範囲で添加し た試料は、焼成温度が 1500°Cと低いにもかかわらず、十分な直線透過率を得た。ま た、結晶粒径が 2 z m以下と非常に小さくなり、その結果、抗折強度が 340MPa以上 と高くなり、表面粗さ Raが 5nm以下と小さくなつた。
[0070] 他方、試料 205、 209および 213は、 Si〇および B Oの合計量が、ぺロブスカイト 型化合物 100重量部に対し 0.2重量部を超えたため、直線透過率が 50%未満とな つに。
[0071] なお、試料 201は、本発明の範囲内のものであるが、焼成温度が 1500°Cと低かつ たため、直線透過率が低ぐかつ抗折強度が低くなつた。
[0072] 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ぐ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レ、。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 ぐ 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

請求の範囲
[1] 一般式： Ba (Zr Mg Ta ) O (ただし、 0· 100≤χ≤0· 700、 1.83 - 0.333x≤z/y x y z v w
≤2.17 + 0.333x, x + y + z = l、および 1.000≤v≤ 1.047 + 0.0333xの各条件を 満足し、 wは電気的中性を保っために必要な正の数である。）で表されるぺロブス力 イト型化合物を主結晶相とする、透光性セラミック。
[2] 1.80≤z/y≤2.20,および 1.000≤v≤ 1.050の各条件を満足する、請求項 1に 記載の透光性セラミック。
[3] SiOおよび B Oのうち少なくとも一方をさらに含み、前記 SiOおよび B〇の合計
2 2 3 2 2 3 の含有量が、前記ぺロブスカイト型化合物 100重量部に対して 0.0025重量部以上 かつ 0.2重量部以下である、請求項 1に記載の透光性セラミック。
[4] 波長が 633nmである可視光の、試料厚み 0.6mmにおける直線透過率が 50%以 上である、請求項 1に記載の透光性セラミック。
[5] 多結晶体である、請求項 1に記載の透光性セラミック。
[6] 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ェ 程と
を備える、透光性セラミックの製造方法。
[7] 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からなる光学部品。
[8] 請求項 7に記載の光学部品が搭載されている光学装置。
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