WO2015186656A1 - 透明セラミックスの製造方法及び透明セラミックス、磁気光学デバイス並びに焼結用希土類酸化物粉末 - Google Patents

透明セラミックスの製造方法及び透明セラミックス、磁気光学デバイス並びに焼結用希土類酸化物粉末 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a transparent ceramic for a magneto-optical device used as a material constituting a magneto-optical device such as an optical isolator, and the transparent ceramic.
  • the present invention also relates to magneto-optical devices such as a Faraday rotator and an optical isolator, and a rare earth oxide powder for sintering.
  • the optical isolator has three parts: a Faraday rotator, a polarizer disposed on the light incident side of the Faraday rotator, and an analyzer disposed on the light emitting side of the Faraday rotator.
  • the optical isolator utilizes the so-called Faraday effect that the plane of polarization rotates in the Faraday rotator when light is incident on the Faraday rotator while a magnetic field is applied to the Faraday rotator in parallel with the traveling direction of light. To do. That is, of the incident light, light having the same polarization plane as the polarizer passes through the polarizer and is incident on the Faraday rotator. This light is rotated by plus 45 degrees with respect to the traveling direction of the light in the Faraday rotator and emitted.
  • the Faraday rotation angle ⁇ is represented by the following formula (A).
  • ⁇ V ⁇ H ⁇ L (A)
  • V is a Verde constant determined by the material of the Faraday rotator
  • H is the magnetic flux density
  • L is the length of the Faraday rotator.
  • the Faraday rotator of the optical isolator As described above, it is important that the Faraday effect is large and the transmittance is high at the wavelength used. Further, when a polarized component different from the incident light is generated in the outgoing light, the different polarized component is transmitted through the polarizer, so that the return light is not sufficiently blocked.
  • Patent Document 1 As a material having a large Verde constant, (Tb x Re 1-x ) 2 O 3 : 0.4 ⁇ x ⁇ 1.0 Oxide single crystals and transparent oxide ceramics are disclosed.
  • Patent Document 2 the rare earth oxide represented by the general formula R 2 O 3 (R: rare earth element) has a cubic crystal structure and no birefringence. Therefore, it is described that a sintered body having excellent transparency can be obtained by completely removing pores and segregation of impurities.
  • Patent Document 3 it is effective to add a sintering aid to remove pores.
  • Patent Document 4 a method of removing pores by performing re-sintering after the hot isostatic pressing step is disclosed.
  • a sintering aid one or more sintering aids disclosed in Patent Document 3 are added, mixed, molded, calcined, sintered under vacuum, and further subjected to HIP (Hot Isostatic Pressing) treatment. Manufacturing.
  • the transparent oxide ceramics of (Tb x Re 1-x ) 2 O 3 : 0.4 ⁇ x ⁇ 1.0 basically has a cubic crystal structure,
  • the sintering aid reacts with the main component and a phase different from the cubic crystal precipitates in the crystal grains or at the grain boundaries, which may cause slight birefringence.
  • the ratio may decrease.
  • the precipitate has a minute size of 1 ⁇ m or less, when irradiated with laser light, the laser light is scattered there, and this scattering sometimes reduces the insertion loss.
  • the composition of the main component (Tb x Re 1-x ) 2 O 3 and the concentration of the sintering aid are segregated in the ceramic inner and outer peripheral parts, and the ceramic surface There were variations in extinction ratio and insertion loss.
  • Patent Document 5 yttrium oxide, scandium containing terbium oxide (chemical formula: Tb 2 O 3 ) in a molar ratio of 40% or more and having almost no absorption at a wavelength of 1064 nm.
  • a ceramic comprising a compound of at least one oxide of an oxide and a lanthanide rare earth oxide, (1) Using a starting material having a specific particle size distribution excellent in sinterability, (2) Using a sintering aid that is excellent in sinterability and that can maintain the crystal structure of the ceramic in cubic form, (3) Vacuum sintering at an optimum temperature or sintering in an oxygen-free atmosphere, and performing HIP treatment, (4) The sintered body obtained above is heat-treated in an oxygen-free atmosphere.
  • optical ceramics mainly composed of optically uniform rare earth oxides with little composition variation, with an insertion loss of 1.0 dB or less can be obtained. It has been described.
  • the output of a laser beam machine has been increased from 10 W to higher output, and from 20 W to several hundred W has come to be obtained.
  • the high-power laser beam passes through the Faraday optical material of the isolator that is a component of the laser processing machine, even if the insertion loss is about 1.0 dB, the decrease in the laser output after passing through cannot be ignored. It was. Further, when the irradiated light is absorbed by the Faraday optical material, the density and refractive index of the portion where the light absorption occurs and the peripheral portion thereof change.
  • the Faraday optical material when the Faraday optical material is irradiated with light having a high intensity such as laser light, a temperature distribution is generated in the center where heat is likely to accumulate in the Faraday optical material and on the outside where the heat is radiated. Since the refractive index of the passing part changes more greatly than the refractive index of the peripheral part, a lens action occurs. As a result, the laser beam that should be emitted in parallel is focused. This is called a thermal lens and has become an unstable element for stably oscillating laser light. Further, if there is a defect that causes light absorption in the optical material, the light absorbed by the defect is converted into heat.
  • defects include heterogeneous precipitates, pores that enter grain boundaries or grains, oxygen defects, or ion defects.
  • JP 2010-285299 A Japanese Patent No. 4033451 JP-A-5-330913 Japanese Patent No. 2638669 JP 2012-206935 A
  • ceramics mainly composed of oxides of terbium oxide and other rare earth elements (scandium, yttrium, lanthanum, europium, gadolinium, ytterbium, thulium, holmium, and lutetium) are likely to scatter and have insertion loss. Since the extinction ratio becomes smaller and the extinction ratio becomes smaller, efforts have been made to improve it, but it has been extremely difficult to apply to optical materials such as optical isolators whose optical requirements have become more stringent. .
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and the transparent ceramics of a rare earth oxide containing terbium oxide having a large Verde constant in a wavelength range of 1.06 ⁇ m (1,064 ⁇ 40 nm) are uniform and transparent in the plane.
  • the present invention provides the following transparent ceramic production method, transparent ceramic, magneto-optical device, and rare earth oxide powder for sintering.
  • Main components of terbium oxide (chemical formula: Tb 2 O 3 ) and at least one other rare earth oxide selected from oxides of yttrium oxide, scandium oxide, and lanthanide rare earth elements (excluding terbium) (A) at least one other rare earth ion selected from (a) terbium ion, (b) yttrium ion, scandium ion and lanthanide rare earth ion (excluding terbium ion),
  • the components (a), (b), and (c) are co-precipitated in an aqueous solution containing ions of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements, and the co-precipitates are separated by filtration and heat dehydrated Terbium oxide, yttrium oxide, scandium oxide, and lanthanide rare earth elements (excluding terbium)
  • a method for producing a transparent ceramic characterized by pressure firing.
  • the component (c) is at least one ion selected from titanium ion, zirconium ion, hafnium ion, calcium ion, and magnesium ion.
  • a transparent ceramics comprising a material and a sintering aid comprising an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements.
  • the transparent ceramic according to [6], wherein the content of the sintering aid is more than 0.5 parts by mass and not more than 5 parts by mass with respect to 100 parts by mass of the rare earth oxide.
  • the insertion loss at a wavelength of 1064 nm including the reflection loss of the end face on the inner surface of 90% or more of the measurement surface in the thickness direction of the 10 mm thick sample is 0.97 dB or less [6]
  • a magneto-optical device comprising the transparent ceramic according to any one of [6] to [9].
  • the optical characteristics of the transparent ceramic can be improved as compared with the conventional manufacturing method reported in JP 2012-206935 A (Patent Document 5).
  • a single crystal material such as an existing terbium gallium garnet that exhibits excellent optical properties in the visible to infrared region, which could not be obtained by a conventional manufacturing method by setting the sintering aid to a predetermined content.
  • Transparent ceramics with performance equal to or better than that can be provided.
  • optical loss and optical uniformity are superior to conventional ceramic materials, so light in a 1.06 ⁇ m wavelength region (1,064 ⁇ 40 nm) with very little birefringence component and very little scattering.
  • a suitable magneto-optical device for an isolator can be provided.
  • the method for producing a transparent ceramic according to the present invention includes terbium oxide (chemical formula: Tb 2 O 3 ) and at least one other selected from oxides of yttrium oxide, scandium oxide, and lanthanide rare earth elements (excluding terbium).
  • a method for producing a transparent ceramic mainly comprising a rare earth oxide of (1) (a) terbium ion, (B) at least one other rare earth ion selected from yttrium ions, scandium ions, and lanthanide rare earth ions (excluding terbium ions); (C) In an aqueous solution containing ions of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements, the components (a), (b), and (c) are coprecipitated, and the coprecipitate is filtered off.
  • Dehydrating (and firing) by heating and comprising terbium oxide and at least one other rare earth oxide selected from oxides of yttrium oxide, scandium oxide and lanthanide rare earth elements (excluding terbium), A sintering aid comprising a rare earth oxide having a terbium oxide ratio of 40 mol% or more and the remaining rare earth oxide as the balance, and an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements;
  • At least one other rare earth selected from (a) terbium ions and (b) yttrium ions, scandium ions and lanthanide rare earth ions (excluding terbium ions) having little absorption at a wavelength of 1.064 ⁇ m.
  • Components (a) to (c) are prepared by a so-called coprecipitation method using an aqueous solution containing ions of various elements, for example, at least one ion selected from titanium ions, zirconium ions, hafnium ions, calcium ions, and magnesium ions.
  • a raw material powder (sintering rare earth oxide powder) containing a rare earth oxide and a sintering aid comprising an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements is prepared. This production method is referred to as a three-component coprecipitation method.
  • a predetermined raw material is dissolved so that the components (a), (b), and (c) are contained in an acidic aqueous solution, for example, a 5N nitric acid aqueous solution.
  • an acidic aqueous solution for example, a 5N nitric acid aqueous solution.
  • the resulting hydroxides are heated and dehydrated to 500 ° C. or higher.
  • an oxide raw material powder is preferably produced.
  • the method for generating the precipitate is not limited to the method of adding the alkaline aqueous solution, and the above components (a), (b), and (c) may not be disproportionated when the precipitate is generated.
  • a method of precipitation as a salt can also be suitably used.
  • an alkaline aqueous solution such as aqueous ammonia is dropped into an acidic aqueous solution containing three component ions, and then a hydroxide is prepared.
  • a salt containing carbonate ions is dropped and once substituted with a carbonate from a hydroxide and matured, and then ammonia water is dropped again to re-substituted with a hydroxide.
  • the particles are precipitated in a stable particle shape without agglomeration.
  • the raw material for the component (a) is preferably terbium oxide powder (Tb 2 O 3 ) having a purity of 99% by mass or more, more preferably 99.9% by mass or more, or Tb 4 O having the same purity.
  • Tb 2 O 3 terbium oxide powder
  • Tb 4 O Tb 4 O having the same purity.
  • Powders or powders of other compounds such as terbium fluoride or nitride may be used as long as they are dissolved in an acidic aqueous solution and do not form complex ions and become terbium ions.
  • terbium oxide powder is more preferable because impurity ions may affect the reaction or firing.
  • the raw material for component (b) is at least one rare earth oxide powder selected from yttrium, scandium and lanthanide rare earths (excluding terbium) having a purity of 99% by mass or more, more preferably 99.9% by mass or more. preferable.
  • powders of other compounds such as fluorides or nitrides of these rare earth elements may be used as long as they are dissolved in an acidic aqueous solution and do not form complex ions and become those rare earth ions.
  • yttrium oxide, scandium, and lanthanide rare earth powder are more preferable because impurity ions may affect the reaction or firing.
  • the raw material for component (c) is preferably an oxide powder of at least one element selected from Group 2 and Group 4 elements having a purity of 99% by mass or more, more preferably 99.9% by mass or more. .
  • the raw material for component (a) and the raw material for component (b) are each weighed as a rare earth oxide in a predetermined molar ratio, and then oxidized relative to the total mass of the rare earth oxide.
  • the raw material for component (c) is weighed so that it becomes a predetermined amount as a product.
  • the ratio of the amounts weighed as the raw materials is the same as the three-component coprecipitation. It becomes the mass ratio (parts by mass) in the raw material powder obtained by the method.
  • this mixed powder may be dissolved in an acidic aqueous solution, or each raw material is dissolved in turn. May be.
  • the acidic aqueous solution to be used is not particularly limited as long as it dissolves without forming complex ions with the raw materials for the above three components and can contain ions of the components (a) to (c).
  • Nitric acid aqueous solution, sulfuric acid aqueous solution, hydrochloric acid aqueous solution and the like can be mentioned.
  • an acidic aqueous solution that dissolves all of the three component raw materials is preferable, and a nitric acid solution is more preferable.
  • a nitric acid solution is used, the residual amount of inorganic salt after firing is small.
  • the precipitant is not particularly limited as long as it can be added to an acidic aqueous solution containing three component ions to coprecipitate all the three component ions, and can be removed from the coprecipitate by washing with water and filtering.
  • ammonia water is more preferable in order to minimize impurity ions.
  • the oxide raw material obtained by the above method is selected from (A) terbium oxide and (B) yttrium oxide, scandium oxide, and lanthanide rare earth oxides (excluding terbium oxide) that hardly absorb at a wavelength of 1.064 ⁇ m.
  • a raw material powder containing a sintering aid made of an oxide of at least one element selected from group elements.
  • This raw material powder itself is not significantly different from conventional powders in physical aspects such as grain shape and orientation, but is characterized in that the reaction in sintering is performed uniformly even at the micro level.
  • a reflection electron image of an electron microscope is seen on a transparent ceramic that has been subjected to vacuum sintering, HIP (Hot Isostatic Press) using a conventional powder, white spots remain on the crystal grains (FIG. 2 (b)).
  • the backscattered electron image has large and small atomic numbers, and the difference in reflection intensity can be seen. Elements with heavy atomic numbers appear white. Therefore, the above-mentioned white spots indicate that elements with heavy atomic numbers remain segregated at the micro level even after the reaction.
  • the raw material powder of this time since white spots are not seen, it can be reacted even at the micro level (FIG. 2 (a)).
  • the purity of the prepared raw material powder is preferably 99% by mass or more, but is preferably 99.9% by mass or more, and more preferably 99.99% by mass or more for use as an optical application.
  • the oxide raw material powder is composed of the components (A) and (B) and the sintering aid of the component (C).
  • the main components (A) and (B) means that the total of oxides of components (A) and (B) is contained by 50% by mass or more of the raw material powder.
  • the total content of the component oxides (A) and (B) is preferably 80% by mass or more, more preferably 90% by mass or more, and still more preferably 95% by mass or more.
  • the sintering aid is an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements.
  • terbium oxide alone is said to undergo a phase transition from cubic to monoclinic at around 1400 to 1600 ° C. Therefore, when sintering rare earth oxide ceramics containing terbium oxide, the ceramic is heated to 1400 to 1600 ° C., so that a phase transition from monoclinic to cubic is unavoidable during sintering or cooling. Therefore, if a part of monoclinic crystal remains without undergoing this phase transition, the part becomes a precipitate as a different phase, which causes scattering. Further, the monoclinic crystal has anisotropy and therefore exhibits birefringence.
  • a sintering aid capable of smoothly phase transition from monoclinic to cubic.
  • sintering aids include oxides of Group 4 elements such as titanium, zirconium and hafnium, and oxides of Group 2 elements such as magnesium and calcium.
  • a Group 4 element oxide and a Group 2 element oxide may be used at the same time. These oxides do not absorb near the wavelength of 1.06 ⁇ m and are suitable for the transparent ceramic of the present invention.
  • Group 4 element oxides are known as stabilizers for sintering yttria, but are also effective as stabilizers in the transparent ceramics of the present invention.
  • Group 2 elements such as magnesium and calcium have strong ionicity and thus have high reaction activity and are easily dissolved in rare earth oxides.
  • a sintering aid that does not precipitate a different phase other than the cubic crystal of the crystal structure of the terbium oxide ceramic of component (C) for example, an oxide of a Group 4 element such as titanium, zirconium, hafnium and / or It is preferable to contain an oxide of a Group 2 element such as magnesium or calcium with respect to 100 parts by mass of the total of the (A) and (B) components, and more than 0.5 parts by mass and 5 parts by mass or less.
  • the content is more preferably 8 parts by mass to 5 parts by mass, and particularly preferably 1 part by mass to 4.8 parts by mass.
  • magneto-optics such as the insertion loss at a wavelength of 1064 nm including the reflection loss of the end face on the inner surface of 90% or more of the measurement surface in the thickness direction of the 10 mm thick sample as a transparent ceramic exceeds 0.97 dB.
  • the required characteristics as a material for a device may not be satisfied. That is, if it is 0.5 parts by mass or less, a stable effect as a sintering aid may not be obtained, and if it exceeds 5 parts by mass, it may not be solid-dissolved and may precipitate alone, which may cause scattering. There is.
  • Group 4 element oxide alone or a Group 2 element oxide may be used alone as a sintering aid, or these Group 4 element oxides and Group 2 element oxides may be used. May be contained at the same time. Since Group 4 elements are tetravalent ions and Group 2 elements are divalent ions, they are added simultaneously to compensate for the valence of the total amount of ions. Can be suppressed.
  • the primary particle diameter of the raw material powder used in the first step is preferably 100 to 2000 nm, and more preferably 200 to 1000 nm.
  • the primary particle diameter is less than 100 nm, handling is difficult, for example, molding is difficult, the density of the green compact is low, the shrinkage rate during sintering is large, and cracks may easily occur.
  • the said primary particle diameter exceeds 2000 nm, the sinterability of a raw material is scarce and it may be difficult to obtain a high-density and transparent sintered compact.
  • the measurement of this primary particle diameter is an average value of the long diameter of 100 primary particles in arbitrary visual fields by observation with a scanning electron microscope or an optical microscope.
  • Step 2 At least one of a dispersing agent such as ammonium polyacrylate and ammonium polycarboxylate, a binder such as methylcellulose and polyvinyl alcohol, etc., as necessary, in order to make the obtained raw material powder (coprecipitation raw material) uniform in particle size
  • a dispersing agent such as ammonium polyacrylate and ammonium polycarboxylate
  • a binder such as methylcellulose and polyvinyl alcohol, etc.
  • general mixing and grinding such as a ball mill is performed for several to several tens of hours.
  • the obtained slurry is subjected to solvent removal and granulation by a spray drying apparatus, and after molding a granule of several tens of ⁇ m, the produced granule is first molded with a predetermined mold, and CIP (Cold Isostatic Press: cold).
  • CIP Cold Isostatic Press: cold.
  • the calcined body is obtained by calcining the molded body at 400 to 1000 ° C. for the purpose of removing the added organic components (dispersant and binder).
  • the calcining atmosphere may be generally in the air or an oxidizing atmosphere.
  • the calcination time is generally about 60 to 180 minutes, although it depends on the calcination temperature.
  • the calcined body is fired at 1400 to 1800 ° C., more preferably 1400 to 1600 ° C., to obtain a fired body.
  • the firing atmosphere is not particularly limited as long as it is an atmosphere in which Tb 4 O 7 of terbium oxide changes to Tb 2 O 3 , that is, a non-oxidizing atmosphere.
  • a reducing atmosphere It may be either inside or in an inert gas atmosphere.
  • the pressure can be reduced from 10 2 Pa to 10 ⁇ 5 Pa.
  • the firing time is generally about 30 to 480 minutes although it depends on the firing temperature. In this step, it is desirable that the relative density of the fired body is 90% or more.
  • the fired body is preferably fired at 1400 to 1800 ° C., more preferably 1400 to 1600 ° C., to obtain a pressure fired body.
  • the method for performing the pressure firing is not particularly limited, and may be any one of, for example, an HP (Hot Press) method, an HIP (Hot Isostatic Press) method, and the like.
  • HP Hot Press
  • HIP Hot Isostatic Press
  • argon gas as a pressure medium and pressure firing within a range of 19 to 196 MPa for 1 hour or more at 1400 to 1800 ° C.
  • a transparent ceramic pressure transparent fired body
  • the pressure fired body obtained above may be further heat-treated at 1500 to 2000 ° C. in a non-oxidizing atmosphere (an atmosphere not containing oxygen) (referred to as an annealing step).
  • the transparent ceramic thus obtained is heated on the outer periphery of the ceramic in the third calcination step, the fourth step calcination step, the fifth step pressure calcination step, and the sixth step annealing step. Since carbon and tungsten, which are heater materials, and aluminum, silicon, and calcium, which are heat insulating materials, adhere as impurities and devitrify the transparent ceramics, both end faces in the thickness direction are chemically etched, mechanically ground or polished Need to be removed.
  • the chemical etching may be an inorganic acid such as hydrochloric acid, nitric acid, sulfuric acid and phosphoric acid, or an organic acid such as malic acid and citric acid as long as it is an acidic aqueous solution.
  • hydrochloric acid the outer peripheral surface can be etched away by several hundred ⁇ m by heating to 60 ° C. or higher.
  • a centerless grinding device or a cylindrical grinding device may be used as long as it is an outer peripheral surface, and a surface grinding device may be used to cut several hundred ⁇ m to several mm if it is at both end surfaces.
  • polishing rough polishing using a diamond slurry, SiC slurry or the like, followed by precision polishing such as colloidal silica may be performed to polish several hundred ⁇ m to several mm.
  • precision polishing such as colloidal silica
  • optical defects of Tb-rich phase and ZrO 2 can be reduced as the ceramic crystal structure, the uniformity of the crystal structure is improved, and the material properties as a magneto-optical device are improved. It is possible to improve.
  • the transparent ceramic according to the present invention is a transparent ceramic manufactured by the above-described method for manufacturing a transparent ceramic according to the present invention, and includes terbium oxide (chemical formula: Tb 2 O 3 ), yttrium oxide, scandium oxide, and lanthanide.
  • a rare earth oxide composed of at least one other rare earth oxide selected from oxides of rare earth elements (excluding terbium), with a molar ratio of terbium oxide of 40 mol% or more and the remaining rare earth oxide remaining
  • a sintering aid comprising an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements.
  • the transparent ceramic of the present invention contains an oxide represented by the following formula (I) as a main component rare earth oxide.
  • (Tb x R 1-x ) 2 O 3 (I) (In the formula (I), x is 0.4 ⁇ x ⁇ 1.0, and R is at least one other rare earth element selected from yttrium, scandium, and lanthanide rare earth elements (excluding terbium). )
  • R is not particularly limited as long as it contains at least one rare earth element selected from the group consisting of yttrium, scandium, lanthanum, europium, gadolinium, ytterbium, holmium and lutetium, Other elements such as erbium and thulium may be contained. However, it is most preferable that other elements are not included and only the rare earth element selected from the group consisting of yttrium, scandium, lanthanum, europium, gadolinium, ytterbium, holmium, and lutetium is used.
  • R may be one kind alone, or a plurality of R may be contained in any ratio. Of these, yttrium, scandium, and lutetium are preferred as R from the viewpoint of easy availability of raw materials.
  • x is 0.4 or more and less than 1.0. That is, the rare earth oxide represented by the formula (I) contains 40 mol% or more of Tb 2 O 3 in terms of molar ratio.
  • x is preferably 0.4 or more and 0.8 or less, and more preferably 0.45 or more and 0.75 or less. It is preferable that x is in the above range because a high Verde constant is obtained and the transparency is further excellent. In particular, it is preferable that x is 0.8 or less because cracking during cooling after crystal growth is suppressed and white turbidity of the crystal is suppressed.
  • the transparent ceramic of the present invention includes a sintering aid composed of an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements together with the rare earth oxide.
  • This sintering aid is preferably an oxide of at least one element selected from titanium, zirconium, hafnium, calcium and magnesium.
  • the content of the sintering aid composed of these oxides is preferably more than 0.5 parts by mass and not more than 5 parts by mass with respect to 100 parts by mass of the rare earth oxide, and not less than 0.8 parts by mass and not more than 5 parts by mass. It is more preferable that it is 1 part by mass or more and 4.8 parts by mass or less. If it is 0.5 parts by mass or less, a stable effect as a sintering aid cannot be obtained, and the insertion loss may exceed 0.97 dB. On the other hand, in the case of more than 5 parts by mass, the sintering aid component cannot be dissolved, but is precipitated alone, which causes laser light scattering, and in this case, the insertion loss may exceed 0.97 dB. is there.
  • the transparent ceramic of the present invention is selected from (A) terbium oxide, (B) yttrium oxide, scandium oxide, and lanthanide rare earth oxide (excluding terbium oxide) prepared by the above-described three-component coprecipitation method. It is produced using a raw material powder containing at least one other rare earth oxide and (C) a sintering aid comprising an oxide of at least one element selected from Group 2 elements and Group 4 elements. It will be. This suppresses generation of Tb-rich phases and optical defects of ZrO 2 in the ceramic crystal structure as compared with ceramics produced by a conventional manufacturing method, and improves material properties for a magneto-optical device.
  • the transparent ceramic of the present invention preferably has an insertion loss at a wavelength of 1,064 nm including an end surface reflection loss of 90% or more in terms of the area ratio of the measurement surface in the thickness direction of a 10 mm thick sample. 97 dB or less, more preferably 0.96 dB or less. When this insertion loss exceeds 0.97 dB, light scattering at crystal grains or grain boundaries is very large, or light absorption at crystal grains is very large, and a thermal lens is assumed. It is difficult to use for a high power (for example, output 20 W) laser processing machine.
  • a high power for example, output 20 W
  • the measured values include surface reflections at both end faces of the sample.
  • Rms Root-mean-square
  • Rms is the root mean square roughness obtained as the square root of the mean of the square values of deviations relative to the arithmetic mean value of the cross-sectional profile at the reference length.
  • the V-shaped block on which the ceramic is placed can move in the direction perpendicular to the incident light, and thereby the in-plane distribution of the ceramic can be measured. Therefore, the in-plane distribution of 90% or more of the measurement surface is a result of measurement at each measurement point while moving the V-shaped block to 95% of the sample diameter.
  • the extinction ratio at a wavelength of 1064 nm in a plane of 90% or more of the measurement surface in the thickness direction of a sample having a thickness of 10 mm is preferably 35 dB or more, more preferably 36 dB or more.
  • the transparent ceramic of the present invention has a maximum incident power of a laser beam that does not generate a thermal lens when a laser beam having a wavelength of 1,064 nm is incident at a beam diameter of 1.6 mm in the thickness direction of a sample having a thickness of 10 mm.
  • the value is preferably 15 W or more, more preferably 20 W or more, and further preferably 25 W or more.
  • the thermal lens emits light having a predetermined incident power as a spatial light of 1.6 mm, and the transparent ceramic is inserted as a Faraday rotator there. This is obtained by reading the maximum incident power when the change in focal length is 0.1 m or less.
  • the transparent ceramic of the present invention is suitable for magneto-optical device applications.
  • the transparent ceramic of the present invention is suitably used as a Faraday rotator of an optical isolator having a wavelength of 1.06 ⁇ m (1,064 ⁇ 40 nm).
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of an optical isolator which is a magneto-optical device having a Faraday rotator as an optical element.
  • the optical isolator 100 includes a Faraday rotator 110, and a polarizer 120 and an analyzer 130 that are polarizing materials are provided before and after the Faraday rotator 110.
  • a polarizer 120, a Faraday rotator 110, and an analyzer 130 are arranged on the optical axis 112 in this order, and a magnet 140 is placed on at least one of the side surfaces. Is preferably housed inside the housing 150.
  • the isolator is preferably used for a fiber laser for a processing machine. That is, it is suitable for preventing the reflected light of the laser light emitted from the laser element from returning to the element and causing oscillation to become unstable.
  • Example 1 First, as raw materials for rare earth oxides, terbium oxide powder (Tb 2 O 3 , purity 99.9% by mass or more) manufactured by Shin-Etsu Chemical Co., Ltd., and yttrium oxide powder (Y 2 O 3 , purity 99.9% by mass) are used. The above were prepared and weighed so that Tb 2 O 3 : Y 2 O 3 was a molar ratio of 60:40. Furthermore, as a raw material for the sintering aid, zirconium oxide (ZrO 2 ) powder (purity of 99.9% by mass or more) manufactured by Daiichi Rare Element Chemical Co., Ltd. is used as a total of 100 parts by mass of the rare earth oxide.
  • ZrO 2 zirconium oxide
  • an aqueous ammonium hydrogen carbonate solution (NH 4 HCO 3 ) was added dropwise thereto and aged for 1 hour. Thereafter, ammonia water was further added to cause complete precipitation, followed by filtration and washing with ultrapure water, followed by drying.
  • the obtained dry powder was put in an alumina crucible and subjected to heat dehydration in the atmosphere at 700 ° C. for 3 hours to obtain a raw material powder.
  • a mixture is obtained by mixing them with a pot mill, and then the mixture is spray-dried to produce granules.
  • Granules with a diameter of several tens of ⁇ m were obtained. Molding was performed as a primary molding using the granules, and then a molded body was obtained by a cold isostatic (CIP) method at a pressure of 200 MPa as a secondary molding. The obtained molded body was calcined at 1000 ° C. in an oxygen atmosphere, and then fired in a vacuum furnace at 1700 to 1750 ° C. for 8 hours in a vacuum of 5 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa. Furthermore, the obtained sintered body was processed by a hot isostatic pressing (HIP) method at 1800 ° C., a pressure of 100 MPa, and 10 hours to obtain six kinds of ceramic samples having a diameter of 6 mm.
  • CIP cold isostatic
  • a polarizing element is set before and after each of the obtained ceramic samples, and then a hollow cylindrical neodymium-iron-boron magnet is covered so that the ceramic sample is arranged at the center of the cylinder.
  • a high power laser beam diameter: 1.6 mm
  • a high power laser beam with a wavelength of 1064 nm is incident from both end faces, insertion loss, total transmittance, scattering transmittance, extinction ratio
  • the maximum of the Verde constant and the incident power not generated by the thermal lens were measured.
  • the total transmittance was measured using a UV-visible spectrophotometer V-670 manufactured by JASCO Corporation.
  • the light was uniformly reflected by integrating the light with an integrating sphere coated with a high reflectivity material on the inner wall, and the light scattered by the turbidity of the sample was also measured by the intensity of the captured light, and obtained based on the following equation.
  • the wavelength at this time is 1,064 nm.
  • Total transmittance I / I 0 ⁇ 100 (In the formula, I represents transmitted light intensity (intensity of light transmitted through a sample having a length of 10 mm), and I 0 represents incident light intensity.)
  • the scattering transmittance was measured using a UV-visible spectrophotometer V-670 manufactured by JASCO Corporation.
  • the above integrating sphere is inserted and measured. At this time, by opening the part of the integrating sphere that hits the measurement optical path, the light that has been linearly transmitted passes through the integrating sphere, but is scattered by the turbidity of the sample. Light is captured by an integrating sphere. It measured by the intensity
  • the wavelength at this time is 1,064 nm.
  • Scattering transmittance I / I 0 ⁇ 100 (In the formula, I represents scattered light intensity (intensity of light scattered by a sample having a length of 10 mm), and I 0 represents incident light intensity.)
  • the extinction ratio is such that ceramics are placed on a V-shaped block, 20 mW coherent light having a wavelength of 1.064 ⁇ m is converged to a diameter of 0.3 mm by a 10 ⁇ objective lens, and vertically incident on the ceramics through a polarizer. .
  • the light at this time is linearly polarized light.
  • the light transmitted through the ceramic is put into a polarizer rotated 90 degrees with respect to the polarizer, and the light intensity is measured with a semiconductor light receiver.
  • the Verde constant V was determined based on the following equation.
  • the magnitude (H) of the magnetic field applied to the sample was a value calculated by simulation from the dimensions of the measurement system, the residual magnetic flux density (Br), and the holding force (Hc).
  • ⁇ V ⁇ H ⁇ L (Where, ⁇ is the Faraday rotation angle (min), V is the Verde constant, H is the magnitude of the magnetic field (Oe), and L is the length of the Faraday rotator (in this case, 1 cm).)
  • a high power laser beam having a wavelength of 1,064 nm is emitted as a spatial beam having a beam diameter of 1.6 mm, and a beam waist position F0 (m) is measured by a beam profiler. Thereafter, a measurement sample is placed in the spatial optical system, and the beam waist position F1 (m) of the emitted light is measured similarly.
  • the change amount ( ⁇ F) of the beam waist position at this time is expressed by the following equation.
  • ⁇ F (m) F0 ⁇ F1
  • terbium oxide powder (Tb 2 O 3 , purity 99.9% by mass or more) manufactured by Shin-Etsu Chemical Co., Ltd.
  • yttrium oxide powder (Y 2 O 3 , purity 99.9% by mass) are used.
  • the above were prepared and weighed so that Tb 2 O 3 : Y 2 O 3 was a molar ratio of 60:40.
  • zirconium oxide (ZrO 2 ) powder (purity of 99.9% by mass or more) manufactured by Daiichi Rare Element Chemical Co., Ltd. is used as a total of 100 parts by mass of the rare earth oxide.
  • each particle size (average primary particle size) of the terbium oxide powder, yttrium oxide powder and zirconium oxide powder was 0.1 to 1 ⁇ m.
  • These raw materials were used as six types of raw materials with varying contents of the sintering aid, and further, ethyl cellulose and an effective amount of polyvinyl alcohol as a dispersant and a binder were mixed in a pot mill to obtain six types of mixtures. Subsequently, granules having a particle size of several tens of ⁇ m were obtained by spray drying.
  • a molded body was obtained by a CIP method at a pressure of 200 MPa as a secondary molding.
  • the obtained molded body was calcined at 1000 ° C. in an oxygen atmosphere, and then fired in a vacuum furnace at 1650 to 1700 ° C. for 8 hours in a vacuum of 5 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa.
  • the obtained sintered body was processed by a hot isostatic pressing (HIP) method at 1800 ° C., a pressure of 100 MPa, and 10 hours to obtain six kinds of ceramic samples having a diameter of 6 mm.
  • HIP hot isostatic pressing
  • terbium oxide powder (Tb 2 O 3 , purity 99.9% by mass or more) manufactured by Shin-Etsu Chemical Co., Ltd.
  • yttrium oxide powder (Y 2 O 3 , purity 99.9% by mass) are used as raw materials for rare earth oxides.
  • the above were prepared and weighed so that Tb 2 O 3 : Y 2 O 3 was a molar ratio of 60:40.
  • This terbium oxide powder and yttrium oxide powder were mixed and dissolved in a 5N aqueous nitric acid solution.
  • aqueous ammonia (NH 4 OH) is added dropwise at a constant dropping rate while the aqueous solution is stirred to neutralize it, and further added dropwise to make it alkaline with a pH of 9 to 10 (chemical formula (Tb 0.6 Y 0.4 ) ( OH) 3 ) was precipitated (co-precipitated).
  • an aqueous ammonium hydrogen carbonate solution (NH 4 HCO 3 ) was added dropwise thereto and aged for 1 hour. Thereafter, ammonia water was further added to cause complete precipitation, followed by filtration and washing with ultrapure water, followed by drying. The obtained dry powder was put in an alumina crucible and heat dehydrated at 700 ° C.
  • Zirconium Oxide (ZrO 2 ) powder (purity: 99.9% by mass or more) manufactured by Daiichi Rare Element Chemical Co., Ltd. is used as a sintering aid for the obtained powder.
  • ZrO 2 Zirconium Oxide
  • it is made into parts by mass, it is weighed and added so as to have a content of 6 levels in the range of 0.4 to 5.3 parts by mass, and further, effective amounts of ethyl cellulose and polyvinyl alcohol are added as a dispersant and a binder, Six types of mixtures were obtained by mixing with a pot mill. Subsequently, granules having a particle size of several tens of ⁇ m were obtained by spray drying.
  • a molded body was obtained by a CIP method at a pressure of 200 MPa as a secondary molding.
  • the obtained molded body was calcined at 1000 ° C. in an oxygen atmosphere, and then fired in a vacuum furnace at 1650 to 1700 ° C. for 8 hours in a vacuum of 5 ⁇ 10 ⁇ 2 Pa.
  • the obtained sintered body was processed by a hot isostatic pressing (HIP) method at 1800 ° C., a pressure of 100 MPa, and 10 hours to obtain six kinds of ceramic samples having a diameter of 6 mm.
  • HIP hot isostatic pressing
  • Example 1 and Comparative Examples 1A and 1B are shown in Tables 1 to 3. Each sample of Example 1 has improved optical characteristics as compared with the corresponding compositions of Comparative Examples 1A and 1B.
  • Example 2 In Example 1, the sintering assistant was made hafnium oxide (HfO 2 ), and the content thereof was changed to 6 levels. Otherwise, a ceramic sintered body was produced and evaluated in the same manner as in Example 1.
  • HfO 2 hafnium oxide
  • Comparative Example 2A In Comparative Example 1A, a sintered ceramic was produced and evaluated in the same manner as in Comparative Example 1A except that the sintering aid was hafnium oxide and the content thereof was changed to 6 levels.
  • Comparative Example 2B In Comparative Example 1B, the sintered assistant was made into hafnium oxide, and its content was changed to 6 levels. Otherwise, a ceramic sintered body was produced and evaluated in the same manner as in Comparative Example 1B.
  • Tables 4 to 6 show the results of Example 2 and Comparative Examples 2A and 2B. Each sample of Example 2 has improved optical characteristics as compared with the corresponding compositions of Comparative Examples 2A and 2B.
  • Example 3 In Example 1, rare earth oxide transparent ceramics containing terbium oxide were produced by changing to the raw materials and conditions shown in Tables 7 to 15, and optical characteristics such as insertion loss were measured. Examples 3 and 4 are obtained by changing the molar ratio of terbium oxide and yttrium oxide and the content of zirconium oxide in Example 1. In Examples 5 and 6, the molar ratio of terbium oxide and yttrium oxide and the content of hafnium oxide were changed in Example 2. In Example 7, the molar ratio of terbium oxide and yttrium oxide in Example 1 was changed to 70:30, and the content of the sintering aid was changed to titanium oxide (TiO 2 ).
  • Example 8 the combination of terbium oxide and lutetium oxide (Lu 2 O 3 ) in Example 1 was changed to a molar ratio of 80:20, and the zirconium oxide content was changed.
  • Example 9 the combination of terbium oxide and scandium oxide (Sc 2 O 3 ) in Example 1 was changed to a molar ratio of 70:30, and the sintering aid was changed to hafnium oxide (HfO 2 ). It is a thing.
  • Example 10 is a combination of terbium oxide, yttrium oxide and gadolinium oxide (Gd 2 O 3 ) in Example 1 with a molar ratio of 60:10:30, and a sintering aid is titanium oxide (TiO 2 ).
  • Example 11 the molar ratio of terbium oxide and yttrium oxide was changed to 50:50 in Example 1, and the content was changed by further combining the sintering auxiliary agent with zirconium oxide and titanium oxide (TiO 2 ). It is. All the above results are summarized in Tables 7 to 15.
  • FIG. 2 shows the results of observation of the crystal structures of the polished surfaces of Example 1-3 and Comparative Example 1A-3 as reflected electron images of an electron microscope.
  • Comparative Example 1A-3 (FIG. 2B)
  • white spots and ZrO 2 optical defects which are Tb-rich phases
  • Example 1-3 FIG. 2A
  • the crystal structure of the polished surface of Comparative Example 1B-3 was observed as a backscattered electron image of an electron microscope, white spots and ZrO 2 optical defects, which are Tb-rich phases similar to those in FIG. 2B, were observed. .
  • a heterogeneous phase was also observed.

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Abstract

　（ａ）テルビウムイオン、（ｂ）イットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類イオン、（ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオンを含む水溶液において（ａ）～（ｃ）成分を共沈させ、その共沈物をろ別、加熱脱水して、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなる希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末を作製し、この原料粉末を用いて結晶組織の均一性を向上して挿入損失を小さくした酸化テルビウムを含む希土類酸化物の透明セラミックスを作製する。

Description

透明セラミックスの製造方法及び透明セラミックス、磁気光学デバイス並びに焼結用希土類酸化物粉末
　本発明は、光アイソレータなどの磁気光学デバイスを構成する材料として用いられる磁気光学デバイス用透明セラミックスの製造方法及び透明セラミックスに関する。また、本発明は、ファラデー回転子及び光アイソレータなどの磁気光学デバイス並びに焼結用希土類酸化物粉末に関する。
　近年、レーザ加工機の進展に伴い、光と磁気との相互作用を利用した磁気光学デバイスが注目されている。その１つにアイソレータがあるが、これはレーザ光源から発振した光が途中の光学系で反射されて光源に戻ると、レーザ光源から発振した光を擾乱させて、不安定な発振状態になる現象を抑制するためのものである。そのため、この作用を利用して、光アイソレータはレーザ光源と光学部品との間に配置して利用されている。
　光アイソレータは、ファラデー回転子と、ファラデー回転子の光入射側に配置された偏光子と、ファラデー回転子の光出射側に配置された検光子との３つの部品を有する。光アイソレータは、ファラデー回転子に光の進行方向に平行に磁界を加えた状態で、光がファラデー回転子に入射すると、ファラデー回転子の中で偏光面が回転するという性質、いわゆるファラデー効果を利用する。即ち、入射光のなかで、偏光子と同じ偏光面を有する光が偏光子を通過して、ファラデー回転子に入射される。この光は、ファラデー回転子の中で、光の進行方向に対してプラス４５度回転されて出射する。
　これに対して、入射方向と逆方向からファラデー回転子に入射する戻り光は、最初に検光子を通過する際に、検光子と同じ偏光面を有する成分の光のみが検光子を透過し、ファラデー回転子に入射される。次にファラデー回転子の中で、戻り光の偏光面が、最初のプラス４５度から更にプラス４５度回転されるため、偏光子とプラス９０度の直角の偏光面となり、戻り光は偏光子を透過できなくなる。
　ファラデー回転角θは、下記式（Ａ）で表される。
　　　θ＝Ｖ×Ｈ×Ｌ　　　　（Ａ）
　式（Ａ）中、Ｖはベルデ定数でファラデー回転子の材料で決まる定数であり、Ｈは磁束密度、Ｌはファラデー回転子の長さである。光アイソレータとして用いる場合は、θ＝４５度になるように、Ｌを決定する。
　上記のような光アイソレータのファラデー回転子として用いられる材料では、ファラデー効果が大きく、かつその使用する波長において、透過率が高いことが重要である。
　更に、入射した光と異なる偏光成分が出射光内に生じると、この異なる偏光成分は、偏光子を透過するので、戻り光の遮断が不十分になる。
　この異なる偏光成分の発生状態の評価としては、ファラデー回転子として用いられる材料に対して、０度～９０度の偏光を入射し、その出射光を偏光子を通して受光器に入射して、受光器で光の強度を測定し、最大値（Ｉｍａｘ）と最小値（Ｉｍｉｎ）より、消光比（Ｓ）を次式で計算して評価する。
　　　Ｓ＝－１０ｌｏｇ（Ｉｍｉｎ／Ｉｍａｘ）　［単位ｄＢ］
　消光比は、大きいことが重要であり、一般的には３０ｄＢ以上が求められている。
　近年、その材料として、特開２０１０－２８５２９９号公報（特許文献１）においては、ベルデ定数の大きな素材として、（ＴｂxＲｅ1-x）2Ｏ3：０．４≦ｘ≦１．０の酸化物単結晶及び透明酸化物セラミックスが開示されている。
　また、特許第４０３３４５１号公報（特許文献２）において、一般式Ｒ2Ｏ3（Ｒ：希土類元素）で表される希土類酸化物は、その結晶構造が立方晶であり複屈折がない。そのため気孔や不純物の偏析を完全に除去することにより透明性に優れた焼結体を得ることが可能である、と記載されている。
　また、特開平５－３３０９１３号公報（特許文献３）で示されているように、気孔を除去するためには焼結助剤の添加が有効である。また、特許第２６３８６６９号公報（特許文献４）にあるように、熱間等方加圧成形工程の後に再焼結を行い、気孔を除去する方法が開示されている。焼結助剤として、特許文献３等で開示されている焼結助剤を一又は複数加え、混合し成形し仮焼した後に、真空下で焼結し、更にＨＩＰ（Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）処理し、製造する。
　しかし、特許文献１において、（ＴｂxＲｅ1-x）2Ｏ3：０．４≦ｘ≦１．０の透明酸化物セラミックスは、基本的に結晶構造が立方晶ではあるが、焼結助剤を入れることで、焼結助剤と主成分とが反応して立方晶とは異なる相が結晶粒内又は粒界に析出することで、わずかに複屈折を示すことがあり、そのため、消光比が低下することがあった。
　また、その析出物は１μｍ以下の微小な大きさであるため、レーザ光を照射すると、そこでレーザ光が散乱し、この散乱によって挿入損失が低下することがあった。
　また、セラミックスを焼結するときに、主成分である、（ＴｂxＲｅ1-x）2Ｏ3の組成や焼結助剤の濃度がセラミックスの内部と外周部において偏析が生じて、セラミックス面内に消光比や挿入損失のばらつきが生じていた。
　更に、特開２０１２－２０６９３５号公報（特許文献５）において、酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）をモル比で４０％以上含み、かつ波長１，０６４ｎｍにおいて吸収がほとんどないイットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類酸化物の少なくとも１種の酸化物との化合物からなるセラミックスであって、
（１）焼結性に優れた特定の粒度分布を有する出発原料を使用し、
（２）焼結性が優れ、かつセラミックスの結晶構造を立方晶に維持できる焼結助剤を使用し、
（３）最適温度で真空焼結又は酸素を含まない雰囲気で焼結させて、ＨＩＰ処理を行い、
（４）上記で得られた焼結体を、酸素を含まない雰囲気で熱処理する、
ことで、散乱の原因となる異相析出物又は気孔を低減することで、組成変動が少ない光学的に均一な希土類酸化物を主成分とする光学セラミックスで、挿入損失１．０ｄＢ以下のものが得られたことが記載されている。
　近年、レーザ加工機の出力は１０Ｗから更に高出力となり、２０Ｗから数百Ｗまでのものが得られるようになってきた。このとき、ハイパワーのレーザ光がレーザ加工機の構成部品であるアイソレータのファラデー光学材料を通過するため、挿入損失１．０ｄＢ程度であっても通過した後のレーザ出力の低下が無視できなくなってきた。更に、照射された光がファラデー光学材料に吸収されると、光吸収の起きた部分とその周辺部分の密度及び屈折率が変化する。つまり、レーザ光のように強度が大きい光がファラデー光学材料に照射されると、ファラデー光学材料の中では熱のたまりやすい中心部と熱が放射される外側では温度分布が発生し、レーザ光が通過する部分の屈折率が周辺部分の屈折率よりも大きく変化するため、レンズ作用を起こす。これにより本来は平行に出射されなくてはならないレーザ光が焦点を結んでしまうようになる。これを熱レンズと呼び、レーザ光を安定して発振するための不安定要素となっていた。
　また、光学材料に光吸収原因となる欠陥があると、その欠陥で吸収された光が熱に変換されるため、この熱レンズが更に大きくなる課題があった。
　そこで、この熱レンズを低減するために、光吸収の原因になる欠陥を更に減らす必要がある。その欠陥は、異相析出物、粒界もしくは粒内に入った気孔、酸素欠陥、もしくはイオン欠陥などが挙げられる。
特開２０１０－２８５２９９号公報 特許第４０３３４５１号公報 特開平５－３３０９１３号公報 特許第２６３８６６９号公報 特開２０１２－２０６９３５号公報
　以上のように、酸化テルビウムとその他の希土類元素（スカンジウム、イットリウム、ランタン、ユウロピウム、ガドリニウム、イッテルビウム、ツリウム、ホルミウム及びルテチウム）の酸化物とを主成分とするセラミックスは散乱が生じやすく、挿入損失が大きくなり、逆に消光比が小さくなるため、それを改善する取り組みが行われてきたが、光学的要求特性がより厳しくなってきた光アイソレータなどの光学材料に応用することが極めて困難であった。
　本発明は、上記事情に鑑みなされたもので、波長１．０６μｍ域（１，０６４±４０ｎｍ）でのベルデ定数が大きい酸化テルビウムを含む希土類酸化物の透明セラミックスについて面内において均一で、透明性が高く、散乱を少なくし、それによって挿入損失をより小さくできる透明セラミックスの製造方法及び透明セラミックス、加工機用ファイバーレーザの高出力化に伴い、そこに好適に使用される高品質の磁気光学デバイス並びに焼結用希土類酸化物粉末を提供することを目的とする。
　本発明は、上記目的を達成するため、下記の透明セラミックスの製造方法及び透明セラミックス、磁気光学デバイス並びに焼結用希土類酸化物粉末を提供する。
〔１〕　酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）と、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とを主成分とする透明セラミックスの製造方法であって、（ａ）テルビウムイオン、（ｂ）イットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類イオン、（ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオンを含む水溶液において（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分を共沈させ、その共沈物をろ別、加熱脱水して、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末を作製し、この原料粉末を用いて成形体を成形した後、該成形体を焼成し、次いで加圧焼成することを特徴とする透明セラミックスの製造方法。
〔２〕　上記原料粉末は、焼結助剤を希土類酸化物１００質量部に対して０．５質量部超５質量部以下含むことを特徴とする〔１〕記載の透明セラミックスの製造方法。
〔３〕　上記（ｃ）成分がチタンイオン、ジルコニウムイオン、ハフニウムイオン、カルシウムイオン及びマグネシウムイオンから選ばれる少なくとも１種のイオンである〔１〕又は〔２〕記載の透明セラミックスの製造方法。
〔４〕　更に、加圧焼成後の成形体を酸素を含まない雰囲気下で１５００～２０００℃で熱処理することを特徴とする〔１〕～〔３〕のいずれかに記載の透明セラミックスの製造方法。
〔５〕　上記焼成前に、成形体を仮焼することを特徴とする〔１〕～〔４〕のいずれかに記載の透明セラミックスの製造方法。
〔６〕　〔１〕～〔５〕のいずれかに記載の透明セラミックスの製造方法で製造される透明セラミックスであって、酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）と、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む透明セラミックス。
〔７〕　上記焼結助剤の含有量が希土類酸化物１００質量部に対して０．５質量部超５質量部以下である〔６〕記載の透明セラミックス。
〔８〕　上記焼結助剤がチタン、ジルコニウム、ハフニウム、カルシウム及びマグネシウムから選ばれる少なくとも１種の元素の酸化物である〔６〕又は〔７〕記載の透明セラミックス。
〔９〕　厚さ１０ｍｍの試料の厚さ方向において測定面の９０％以上の内面における端面の反射損失を含む波長１，０６４ｎｍの挿入損失が０．９７ｄＢ以下であることを特徴とする〔６〕～〔８〕のいずれかに記載の透明セラミックス。
〔１０〕　〔６〕～〔９〕のいずれかに記載の透明セラミックスを用いて構成される磁気光学デバイス。
〔１１〕　〔６〕～〔９〕のいずれかに記載の透明セラミックスをファラデー回転素子として用いる磁気光学デバイス。
〔１２〕　〔１１〕記載の磁気光学デバイスにおいて、ファラデー回転素子の前後に偏光材料を備える、１，０６４±４０ｎｍの波長域で使用される光アイソレータ用の磁気光学デバイス。
〔１３〕　（ａ）テルビウムイオン、（ｂ）イットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類イオン、（ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオンを含む水溶液において（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分を共沈させ、その共沈物をろ別、加熱脱水して得られる、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む焼結用希土類酸化物粉末。
　本発明によれば、特開２０１２－２０６９３５号公報（特許文献５）等で報告されている従来の製造方法よりも透明セラミックスの光学特性を改善することができる。特に、焼結助剤を所定の含有量とすることで従来の製造方法では得られなかった、可視光～赤外線領域で優れた光学特性を示し、既存のテルビウムガリウムガーネットなどのような単結晶材料と同等か、それ以上の性能をもつ透明セラミックスを提供できる。また、光学ロス、光学的均一性においても従来のセラミックス材料よりも優れているので、複屈折成分が非常に少なく、散乱も非常に少ない、波長１．０６μｍ域（１，０６４±４０ｎｍ）における光アイソレータ用の磁気光学デバイスとして好適なものを提供することができる。
光アイソレータの概略構成を示す断面図である。 実施例及び比較例の試料について結晶組織を観察した結果を示す図であり、（ａ）は実施例１－３の結果、（ｂ）は比較例１Ａ－３の結果である。
　以下に、本発明の具体的な実施形態について説明する。
［透明セラミックスの製造方法］
　本発明に係る透明セラミックスの製造方法は、酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）と、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とを主成分とする透明セラミックスの製造方法であって、
（１）（ａ）テルビウムイオン、
　　　（ｂ）イットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類イオン、
　　　（ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオン
を含む水溶液において（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分を共沈させ、その共沈物をろ別、加熱脱水（及び焼成）して、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末（焼結用希土類酸化物粉末）を作製する第１工程、
（２）上記原料粉末を成形して成形体を得る第２工程、
（３）上記成形体を仮焼きして仮焼体を得る第３工程、
（４）上記仮焼体を非酸化性雰囲気下で焼成して焼成体を得る第４工程、
（５）上記焼成体を加圧焼成して加圧焼成体を得る第５工程
を有することを特徴とする。
（第１工程）
　第１工程では、（ａ）テルビウムイオンと、（ｂ）波長１．０６４μｍにおいて吸収がほとんどないイットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選択される少なくとも１種のその他の希土類イオンと、（ｃ）酸化物となって酸化テルビウム系のセラミックスの結晶構造において立方晶以外の異相の析出を抑制する焼結助剤となる第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオン、例えばチタンイオン、ジルコニウムイオン、ハフニウムイオン、カルシウムイオン、マグネシウムイオンから選ばれる少なくとも１種のイオンとを含む水溶液を用いて、いわゆる共沈法によって（ａ）～（ｃ）成分を共沈させて、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末（焼結用希土類酸化物粉末）を作製する。この作製方法を３成分共沈法と称する。
　この３成分共沈法としては、例えば上記（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分が酸性水溶液、例えば５Ｎ硝酸水溶液に含まれるように所定の原材料を溶解し、この水溶液にアンモニア等のアルカリ水溶液を添加して上記（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分を水酸化物として沈殿（共沈）させ、これをろ別した後、得られた水酸化物を５００℃以上に加熱脱水して、酸化物原料粉末を作製するとよい。沈殿を生成させる方法はアルカリ水溶液を加える方法に限らず、上記（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分が沈殿生成時に不均化しなければよい。例えば、（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分が溶解した酸性水溶液にシュウ酸を加え、シュウ酸塩として沈殿させる方法、炭酸水素アンモニウムや炭酸アンモニウムなど炭酸イオンを含む塩を加えて、炭酸塩として沈殿させる方法も好適に利用できる。また、更に安定した粒子形状の粉末を得るための好ましい処理として、３成分のイオンを含む酸性水溶液にアンモニア水等のアルカリ水溶液を滴下して水酸化物を作製した後、炭酸水素アンモニウム水溶液等の炭酸イオンを含む塩を滴下して一旦、水酸化物から炭酸塩に置換し熟成させ、その後に再度アンモニア水を滴下して水酸化物に再置換させる方法が挙げられる。これによって粒子が凝集することなく、安定した粒子形状で沈殿するようになる。
　ここで、（ａ）成分用の原材料としては、好ましくは純度９９質量％以上、より好ましくは純度９９．９質量％以上の酸化テルビウム粉末（Ｔｂ2Ｏ3）又は同程度の純度のＴｂ4Ｏ7粉末、あるいは、酸性水溶液に溶解し錯イオンを形成せず、テルビウムイオンとなるのであれば、テルビウムのフッ化物又は窒化物等の他の化合物の粉末でもよい。このとき、不純物イオンが反応又は焼成時に影響を与えることあるため、酸化テルビウム粉末がより好ましい。
　（ｂ）成分用の原材料としては、純度９９質量％以上、より好ましくは純度９９．９質量％以上のイットリウム、スカンジウム及びランタニド希土類（テルビウムを除く）から選ばれる少なくとも１種の希土類酸化物粉末が好ましい。あるいは、酸性水溶液に溶解し錯イオンを形成せず、それらの希土類イオンとなるのであれば、それらの希土類元素のフッ化物又は窒化物等の他の化合物の粉末でもよい。このとき、不純物イオンが反応又は焼成時に影響を与えることがあるため、酸化イットリウム、スカンジウム及びランタニド希土類粉末がより好ましい。
　（ｃ）成分用の原材料としては、純度９９質量％以上、より好ましくは純度９９．９質量％以上の第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素の酸化物粉末が好ましい。
　これらの原材料について、最終的に作製する透明セラミックスの組成に対応する量をそれぞれ秤量し、酸性水溶液に溶解する。即ち、まず（ａ）成分用の原材料と（ｂ）成分用の原材料とを希土類酸化物として所定のモル比になるようにそれぞれ秤量し、次いでそれらの希土類酸化物としての合計質量に対して酸化物として所定量となるように（ｃ）成分用の原材料を秤量する。なお、（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分用の原材料がいずれも酸化物であって酸性水溶液に全て完全に溶解する場合には、原材料として秤量した量の比率がそのまま３成分共沈法で得られる原料粉末における質量比（質量部）となる。
　上記秤量した（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分用の原材料の溶解としては、これら原材料を混合した後、この混合粉末を酸性水溶液に溶解してもよいし、各原材料を順次溶解してもよい。
　使用する酸性水溶液は、上記３成分用の原材料と錯イオンを形成させることなく溶解し、（ａ）～（ｃ）成分のイオンを含むようにできるものであれば特に制限はなく、例えば５Ｎの硝酸水溶液、硫酸水溶液、塩酸水溶液等が挙げられる。このとき、３成分用の原材料それぞれを全て溶解する酸性水溶液が好ましく、硝酸溶液がより好ましい。硝酸溶液を用いると、焼成後の無機塩の残量が少ない。
　沈殿剤は、３成分のイオンを含む酸性水溶液に添加して３成分のイオンを全て共沈させ、水洗、ろ別によって共沈物から除去可能なものであれば特に制限はなく、例えばアンモニア水（ＮＨ4ＯＨ）、シュウ酸（（ＣＯＯＨ）2）、炭酸水素アンモニウム（ＮＨ4ＨＣＯ3）、炭酸アンモニウム（（ＮＨ4）2ＣＯ3）等が挙げられる。このうち、不純物イオンを極力少なくするため、アンモニア水がより好ましい。
　以上の方法で得られる酸化物原料は、（Ａ）酸化テルビウムと、（Ｂ）波長１．０６４μｍにおいて吸収がほとんどないイットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類酸化物（酸化テルビウムを除く）から選択される少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、（Ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末である。
　この原料粉末そのものには、粒形状、配向性などの物理面では、従来の粉末とは、大きな違いは見られないが、焼結での反応がミクロレベルでも均一に行われるという特徴がある。従来の粉末を用いて真空焼結、ＨＩＰ（Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓ）などを行った透明セラミックスを電子顕微鏡の反射電子像を見ると、結晶粒に、白い斑点が残ってしまう（図２（ｂ））。反射電子像は、原子番号の大小で、反射強度の違いを見ることができ、原子番号の重い元素は白く見える。そのため、上記の白い斑点は、原子番号の重い元素が反応後もミクロレベルで偏析して残っていることを示している。一方、今回の原料粉末の場合は、白い斑点が見られないので、ミクロレベルでも均一に反応できることを示している（図２（ａ））。
　作製した原料粉末の純度は９９質量％以上が好ましいが、光学用途として用いるためには９９．９質量％以上がより好ましく、９９．９９質量％以上が更に好ましい。
　この場合、（Ａ）酸化テルビウムと（Ｂ）その他の希土類酸化物とは、その総和をモル比で１（１００モル％）とし、（Ａ）酸化テルビウムが４０モル％以上、好ましくは４０～６０モル％、残部が（Ｂ）その他の希土類酸化物である。実質的に、上記酸化物原料粉末は、上記（Ａ）、（Ｂ）成分と（Ｃ）成分の焼結助剤とからなるものである。
　（Ａ）及び（Ｂ）成分を主成分として含むとは、（Ａ）、（Ｂ）成分の酸化物の合計を原料粉末の５０質量％以上含有することを意味する。この（Ａ）、（Ｂ）成分酸化物の合計含有量は、８０質量％以上であることが好ましく、９０質量％以上であることがより好ましく、９５質量％以上であることが更に好ましい。
　（Ｃ）焼結助剤は、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物である。
　ここで、焼結助剤としては、酸化テルビウム系のセラミックスの結晶構造において立方晶以外の異相の析出を抑制するものが好ましい。即ち、酸化テルビウム単体では、１４００～１６００℃付近で立方晶から単斜晶に相転移するといわれている。従って、酸化テルビウムを含む希土類酸化物のセラミックスを焼結するときに、１４００～１６００℃まで加熱するため、どうしても焼結時もしくは冷却時に単斜晶から立方晶に相転移を生じてしまう。従って、この相転移をせずに、単斜晶が一部残ってしまうと、その部分が異相として析出物となり、散乱の原因となる。また、単斜晶は、異方性があるので、複屈折を示すことになる。そこで、単斜晶から立方晶にスムーズに相転移できる焼結助剤を添加することが好ましい。このような焼結助剤としては、チタン、ジルコニウム、ハフニウムなどの第４族元素の酸化物、マグネシウム、カルシウムなどの第２族元素の酸化物が挙げられる。また、第４族元素の酸化物と第２族元素の酸化物を同時に使用してもよい。これらの酸化物は波長１．０６μｍ付近に吸収がなく、本発明の透明セラミックスに好適である。また、第４族元素の酸化物は、イットリアを焼結するときの安定化材として知られているが、本発明の透明セラミックスにおいても安定化材として有効である。なお、マグネシウム、カルシウムなどの第２族元素はイオン性が強いため反応活性度が高く、希土類酸化物に固溶しやすい。
　一方、上記以外の元素では、波長１．０６μｍ付近に吸収がみられること、希土類酸化物に固溶しにくいため、焼結助剤として反応せず、単独で析出してしまうこと、活性度が高すぎて結晶粒の大きさが最適範囲とならないこと、又は長期間において徐々に水分と反応することからセラミックスが吸湿性を示して失透することなどの問題があり、本発明における焼結助剤として不適である。
　上記原料粉末では、（Ｃ）成分の酸化テルビウム系のセラミックスの結晶構造の立方晶以外の異相を析出させない焼結助剤、例えばチタン、ジルコニウム、ハフニウムなどの第４族元素の酸化物及び／又はマグネシウム、カルシウムなどの第２族元素の酸化物を（Ａ）、（Ｂ）成分合計の希土類酸化物１００質量部に対して０．５質量部超５質量部以下含有することが好ましく、０．８質量部以上５質量部以下含有することがより好ましく、１質量部以上４．８質量部以下含有することが特に好ましい。上記範囲を外れると透明セラミックスとして厚さ１０ｍｍの試料の厚さ方向において測定面の９０％以上の内面における端面の反射損失を含む波長１，０６４ｎｍの挿入損失が０．９７ｄＢ超となるなど磁気光学デバイス用の材料としての要求特性を満たさなくなるおそれがある。即ち、０．５質量部以下であると焼結助剤として安定した効果が得られない場合があり、５質量部超では固溶できずに単独で析出してしまい、散乱の原因となるおそれがある。
　なお、第４族元素の酸化物を単独、又は第２族元素の酸化物を単独で焼結助剤として利用してもよいし、これら第４族元素酸化物と第２族元素酸化物とを同時に含有するようにしてもよい。第４族元素は４価イオンであり、第２族元素は２価イオンであるため、それらを同時に添加してイオン総量の価数を補償する、いわゆる電荷補償という形でドープすることでイオン欠陥を抑えることが可能である。
　第１工程で使用する原料粉末の一次粒子径は、１００～２０００ｎｍが好ましく、２００～１０００ｎｍとすることがより好ましい。上記一次粒子径が１００ｎｍ未満の場合は、ハンドリングが困難であり、例えば成型が難しい、圧粉体の密度が低く、焼結時の収縮率が大きく、クラックが入りやすくなるおそれがある。また、上記一次粒子径が２０００ｎｍを超える場合は、原料の焼結性が乏しく、高密度かつ透明な焼結体を得るのが難しい場合がある。なお、この一次粒子径の測定は、走査型電子顕微鏡又は光学顕微鏡による観察により任意の視野における１００個の一次粒子の長径の平均値である。
（第２工程）
　次に、得られた原料粉末（共沈原料）に、粒径を揃えるため、必要に応じてポリアクリル酸アンモニウム、ポリカルボン酸アンモニウムなどの分散剤、メチルセルロース、ポリビニルアルコールなどのバインダー等の少なくともいずれかを加え、更に溶媒として純水又はエチルアルコールなどを使って、数～１０数時間、ボールミルなどの一般的な混合粉砕を行う。
　得られたスラリーは、スプレードライ装置により溶媒除去と造粒を行うことで、数十μｍの顆粒を成型した後、作製した顆粒を、所定の金型で一次成型、ＣＩＰ（Ｃｏｌｄ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓ：冷間静水等方圧）による二次成型を行うことにより、好適に成形体を作製することができる。
（第３工程）
　第３工程では、添加した有機成分（分散剤とバインダー）を除去する目的で上記成形体を４００～１０００℃で仮焼することにより仮焼体を得る。仮焼雰囲気は、一般的には大気中、又は酸化性雰囲気とすればよい。仮焼時間は、仮焼温度にもよるが、一般的には６０～１８０分程度とすればよい。本工程では仮焼体の相対密度を５０％以上にすることが望ましい。
（第４工程）
　第４工程では、上記仮焼体を好ましくは１４００～１８００℃、より好ましくは１４００～１６００℃で焼成することにより焼成体を得る。焼成雰囲気は、酸化テルビウムのＴｂ4Ｏ7がＴｂ2Ｏ3に変化する雰囲気、即ち非酸化性雰囲気であれば特に限定されず、例えば真空（１０2Ｐａ～１０-5Ｐａ）中、還元雰囲気中、不活性ガス雰囲気中等のいずれであってもよい。なお、真空中で焼成を実施する場合は１０2Ｐａ～１０-5Ｐａの減圧条件下とすることができる。焼成時間は、焼成温度にもよるが、一般的には３０～４８０分程度とすればよい。本工程では焼成体の相対密度を９０％以上にすることが望ましい。
（第５工程）
　第５工程では、上記焼成体を好ましくは１４００～１８００℃、より好ましくは１４００～１６００℃で加圧焼成することにより加圧焼成体を得る。加圧焼成する方法は、特に限定されず、例えばＨＰ（Ｈｏｔ　Ｐｒｅｓｓ）法、ＨＩＰ（Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓ）法などのいずれであってもよい。特に、本発明では、圧力が均一に掛かることで歪が入りにくいＨＩＰ法を好適に用いることができる。例えば、圧力媒体としてアルゴンガスを用い、圧力を１９～１９６ＭＰａの範囲内で、１時間以上、１４００～１８００℃にて加圧焼成することにより、透明なセラミックス（加圧透明焼成体）を得ることができる。
（その他の工程（第６工程））
　本発明では、必要に応じて、更に上記で得られた加圧焼成体を非酸化性雰囲気（酸素を含まない雰囲気）下で１５００～２０００℃で熱処理してもよい（アニール工程という）。
　このようにして得られた透明セラミックスは、セラミックス外周部に、第３工程の仮焼工程、第４工程の焼成工程、第５工程の加圧焼成工程、第６工程のアニール工程において、加熱ヒータからヒータ材料であるカーボンやタングステン、断熱材料であるアルミニウム、ケイ素、カルシウムなどが不純物として付着して透明セラミックスを失透させることから、厚み方向の両端面を化学的エッチング、機械研削又は研磨することにより、除去する必要がある。
　化学エッチングは、酸性水溶液であれば、塩酸、硝酸、硫酸、リン酸などの無機酸でも、リンゴ酸、クエン酸などの有機酸でもよい。例えば、塩酸の場合は、６０℃以上に加熱して外周面を数百μｍエッチング除去できる。
　機械研削であれば、外周面であれば、センタレス研削装置でも、円筒研削装置でもよく、両端面であれば、平面研削装置を用いて、数百μｍ～数ｍｍを削ってもよい。
　研磨であれば、ダイヤスラリー、ＳｉＣスラリーなどを用いて粗研磨してから、コロイダルシリカなどの精密研磨を行って、数百μｍ～数ｍｍを研磨してもよい。
　これらの化学エッチング、機械研削又は研磨することで、光学特性に優れた、光学素子を形成することができる。
　本発明の透明セラミックスの製造方法によれば、セラミックス結晶組織としてＴｂリッチ相やＺｒＯ2の光学欠陥を少なくすることができ、結晶組織の均一性が向上して、磁気光学デバイスとしての材料特性を改善することが可能である。
［透明セラミックス］
　本発明に係る透明セラミックスは、上述した本発明に係る透明セラミックスの製造方法で製造される透明セラミックスであって、酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）と、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含むものである。
　即ち、本発明の透明セラミックスは、下記式（Ｉ）で表わされる酸化物を主成分の希土類酸化物として含有する。
　（ＴｂxＲ1-x）2Ｏ3　　　（Ｉ）
（式（Ｉ）中、ｘは、０．４≦ｘ＜１．０であり、Ｒはイットリウム、スカンジウム及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類元素である。）
　上記式（Ｉ）中、Ｒとしては、イットリウム、スカンジウム、ランタン、ユウロピウム、ガドリニウム、イッテルビウム、ホルミウム及びルテチウムよりなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素を含むものであれば特に限定されず、エルビウム、ツリウムなどのその他の元素を含有してもよい。ただし、その他の元素を含まず、イットリウム、スカンジウム、ランタン、ユウロピウム、ガドリニウム、イッテルビウム、ホルミウム及びルテチウムよりなる群から選択される少なくとも１種の希土類元素のみからなる場合が最も好ましい。ここで、Ｒは一種単独であってもよいし、複数のＲが任意の比率で含まれていてもよい。また、これらの中でも原料が入手容易であるという観点から、Ｒとしてはイットリウム、スカンジウム、ルテチウムが好ましい。
　式（Ｉ）中、ｘは０．４以上１．０未満である。即ち、式（Ｉ）で表わされる希土類酸化物は、モル比率換算でＴｂ2Ｏ3を４０モル％以上含有する。ｘが０．４未満であると、高いベルデ定数を得ることができない。
　また、ｘは０．４以上０．８以下であることが好ましく、０．４５以上０．７５以下であることがより好ましい。ｘが上記範囲内であると高いベルデ定数が得られ、更に透明性に優れるので好ましい。特に、ｘが０．８以下であると、結晶育成後の冷却中のクラックの発生が抑制され、結晶の白濁が抑制されるので好ましい。
　また、本発明の透明セラミックスは、上記希土類酸化物と共に、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤を含む。この焼結助剤は、チタン、ジルコニウム、ハフニウム、カルシウム及びマグネシウムから選ばれる少なくとも１種の元素の酸化物であることが好ましい。
　これらの酸化物からなる焼結助剤の含有量は、希土類酸化物１００質量部に対して０．５質量部超５質量部以下であることが好ましく、０．８質量部以上５質量部以下であることがより好ましく、１質量部以上４．８質量部以下であることが更に好ましい。０．５質量部以下では焼結助剤として安定した効果が得られず、挿入損失が０．９７ｄＢを超えてしまうおそれがある。一方、５質量部超の場合は、焼結助剤成分が固溶できずに単独で析出してしまい、レーザ光散乱の原因となり、この場合も挿入損失が０．９７ｄＢを超えてしまうおそれがある。
　本発明の透明セラミックスは、上述した３成分共沈法により作製された、（Ａ）酸化テルビウムと、（Ｂ）イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類酸化物（酸化テルビウムを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物と、（Ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末を用いて作製されてなるものである。これにより、従来の製造方法で作製されたセラミックスよりもセラミックス結晶組織においてＴｂリッチ相やＺｒＯ2の光学欠陥の発生が抑制され、磁気光学デバイス用としての材料特性が改善される。
　即ち、本発明の透明セラミックスは、厚さ１０ｍｍの試料の厚さ方向において測定面の面積率にして９０％以上の内面における端面の反射損失を含む波長１，０６４ｎｍの挿入損失が好ましくは０．９７ｄＢ以下であり、より好ましくは０．９６ｄＢ以下である。この挿入損失が０．９７ｄＢを超える場合、結晶粒又は粒界での光散乱が非常に大きく、あるいは結晶粒での光吸収が非常に大きく、熱レンズとなることから、本発明で想定しているハイパワー（例えば出力２０Ｗ）用レーザ加工機の用途等に用いることは困難である。
　上記挿入損失は、セラミックスをＶ字ブロックに載置し、波長１，０６４ｎｍの数ｍＷのコヒーレント光を、セラミックスに対して垂直に入射して半導体受光器で光強度を測定する。このとき、該セラミックスを挿入しない場合の光強度を基準として、それに対する光強度の低下をｄＢ単位で表現したものである。なお、ここで用いるセラミックスは、表面粗さＲｍｓを１ｎｍ以下、表面の平面度をλ／４以下（λ＝６３３ｎｍである）、両端面の平行度を０．５°以下に研磨した直径６ｍｍ、厚さ１０ｍｍの試料である。また、測定値は試料両端面の表面反射を含んだものである。
　なお、Ｒｍｓ（Ｒｏｏｔ－ｍｅａｎ－ｓｑｕｒｅ）とは、基準長さにおける断面プロファイルの算術平均値に対する偏差の２乗値の平均に対する平方根として得られる２乗平均平方根粗さである。
　また、セラミックスを載置しているＶ字ブロックは、入射光に対して垂直方向に移動することができ、これによりセラミックスの面内分布を測定することが可能である。従って、測定面の９０％以上の面内分布は、Ｖ字ブロックを試料直径の９５％まで移動しながら各測定ポイントにおいて測定した結果である。
　また、本発明の透明セラミックスは、厚さ１０ｍｍの試料の厚さ方向において測定面の９０％以上の面内における波長１，０６４ｎｍの消光比が好ましくは３５ｄＢ以上、より好ましくは３６ｄＢ以上である。
　上記消光比は、セラミックスをＶ字ブロックに載置し、波長１，０６４ｎｍの２０ｍＷのコヒーレント光を１０倍の対物レンズで直径０．３ｍｍに収束させ、セラミックスに対して、偏光子を通して垂直に入射させる。このときの光は直線偏光になっている。セラミックスの透過光を、前記の偏光子に対して９０度回転した偏光子を入れて、半導体受光器で光強度を測定する。このとき、該セラミックスを挿入しない場合の光強度をＩ0（ｍＷ）として、セラミックスを挿入した場合の光強度をＩ（ｍＷ）とすると、消光比は、次式で表される。
　　　消光比＝－１０ｌｏｇ（Ｉ／Ｉ0）
　なお、測定面の９０％以上の面内分布はＶ字ブロックを試料直径の９５％まで移動しながら各測定ポイントにおいて測定する。
　また、本発明の透明セラミックスは、厚さ１０ｍｍの試料の厚さ方向において波長１，０６４ｎｍのレーザ光をビーム径１．６ｍｍで入射させた場合、熱レンズが発生しないレーザ光の入射パワーの最大値が好ましくは１５Ｗ以上、より好ましくは２０Ｗ以上、更に好ましくは２５Ｗ以上である。
　上記熱レンズは、セラミックスの試料の前後に偏光素子をセットする構成において、所定の入射パワーの光を１．６ｍｍの空間光にして出射させ、そこへ透明セラミックスをファラデー回転子として挿入した際の焦点距離の変化が０．１ｍ以下となるときの最大入射パワーを読み取ることにより求める。
［磁気光学デバイス］
　本発明の透明セラミックスは、磁気光学デバイス用途に好適である。特に、本発明の透明セラミックスは、波長１．０６μｍ域（１，０６４±４０ｎｍ）の光アイソレータのファラデー回転子として好適に使用される。
　図１は、ファラデー回転子を光学素子として有する磁気光学デバイスである、光アイソレータの一例を示す断面模式図である。
　図１において、光アイソレータ１００は、ファラデー回転子１１０を備え、該ファラデー回転子１１０の前後には、偏光材料である偏光子１２０及び検光子１３０が備えられている。また、光アイソレータ１００は、偏光子１２０－ファラデー回転子１１０－検光子１３０が光軸１１２上にこの順で配置され、それらの側面のうちの少なくとも１面に磁石１４０が載置され、磁石１４０は筐体１５０の内部に収納されていることが好ましい。
　また、上記アイソレータは加工機用ファイバーレーザに好適に使用される。即ち、レーザ素子から発したレーザ光の反射光が素子に戻り、発振が不安定になるのを防止するのに好適である。
　以下に、実施例及び比較例を挙げて、本発明を更に具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
［実施例１］
　まず希土類酸化物の原材料として、信越化学工業（株）製の酸化テルビウム粉末（Ｔｂ2Ｏ3、純度９９．９質量％以上）と、酸化イットリウム粉末（Ｙ2Ｏ3、純度９９．９質量％以上）とを用意し、Ｔｂ2Ｏ3：Ｙ2Ｏ3がモル比で６０：４０となるように秤量した。更に、焼結助剤の原材料として、第一稀元素化学工業（株）製酸化ジルコニウム（ＺｒＯ2）粉末（純度９９．９質量％以上）を上記希土類酸化物を合計で１００質量部とした場合に０．４～５．２質量部の範囲で６水準の含有量となるように秤量した。これらの３種類の原材料を焼結助剤の含有量を変化させた６種類の原材料としてそれぞれ５Ｎ硝酸水溶液に溶解した。
　次に、それぞれをこの水溶液を攪拌しながらアンモニア水（ＮＨ4ＯＨ）を一定滴下速度で滴下して中和し、更に滴下してｐＨ９～１０のアルカリ性として水酸化物（化学式（Ｔｂ0.6Ｙ0.4）（ＯＨ）3）とＺｒ（ＯＨ）4）を沈殿（共沈）させた。
　次いで、これに炭酸水素アンモニウム水溶液（ＮＨ4ＨＣＯ3）を滴下して１時間熟成した。その後、更にアンモニア水を加え、完全に沈殿させ、ろ過と超純水での洗浄を行って、乾燥した。得られた乾燥粉末をアルミナるつぼに入れて大気中で７００℃で３時間の加熱脱水を行って原料粉末を得た。
　次に、得られた原料粉末に対して更に分散剤及びバインダーとしてエチルセルロースとポリビニルアルコールを有効量添加した後、これらをポットミルで混合することにより混合物を得、次いでこの混合物をスプレードライすることにより粒径数十μｍの顆粒を得た。この顆粒を用いて一次成型として金型成形を行った後、二次成型として２００ＭＰａの圧力で冷間静水等方圧（ＣＩＰ）法により成形体を得た。
　得られた成形体を酸素雰囲気中、１０００℃で仮焼した後、真空炉で５×１０-2Ｐａの真空中、１７００～１７５０℃にて８時間焼成した。
　更に、得られた焼結体を１８００℃、圧力１００ＭＰａ、１０時間の熱間等方加圧（ＨＩＰ）法で処理を行って直径６ｍｍのセラミックスの６種類の試料を得た。
　こうして得られたそれぞれのセラミックス焼結体を、長さ１０ｍｍになるように研削及び研磨処理し、次いでそれぞれのサンプルの光学両端面を光学面精度λ／８（λ＝６３３ｎｍ）で最終光学研磨し、更に中心波長が１，０６４ｎｍとなるように設計された反射防止膜をコートした。
　図１に示すように、得られた各セラミックスサンプルの前後に偏光素子をセットしてから中空円筒状のネオジム－鉄－ボロン磁石をその円筒中心にセラミックサンプルが配置されるように被せ、ＩＰＧフォトニクスジャパン（株）製ハイパワーレーザ（ビーム径１．６ｍｍ）を用いて、両端面から、波長１，０６４ｎｍのハイパワーレーザ光線を入射して、挿入損失、全透過率、散乱透過率、消光比、ベルデ定数並びに熱レンズの発生しない入射パワーの最大値を測定した。
（挿入損失の測定方法）
　挿入損失は、セラミックスをＶ字ブロックに載置し、波長１．０６４μｍの２０ｍＷのコヒーレント光を、１０倍の対物レンズで直径０．３ｍｍに収束させ、セラミックスに対して垂直に入射させる。セラミックスの透過光について、半導体受光器で光強度を測定する。このとき、該セラミックスを挿入しない場合の光強度をＩ0（ｍＷ）として、セラミックスを挿入した場合の光強度をＩ1（ｍＷ）とすると、挿入損失は、次式で表される。
　　　挿入損失＝－１０ｌｏｇ（Ｉ1／Ｉ0）
（全透過率及び散乱透過率の測定方法）
　全透過率は、日本分光（製）の紫外可視分光光度計Ｖ－６７０を用いて測定した。内壁に高反射率素材を塗布した積分球で光を多重反射させて光を均一にし、試料の濁りで散乱した光なども捕捉した光の強度により測定され、以下の式に基づいて求めた。このときの波長は１，０６４ｎｍである。
　　　全透過率＝Ｉ／Ｉ0×１００
　　　（式中、Ｉは透過光強度（長さ１０ｍｍの試料を透過した光の強度）、Ｉ0は入射光強度を示す。）
　散乱透過率は、日本分光（製）の紫外可視分光光度計Ｖ－６７０を用いて測定した。上記の積分球を入れて測定するが、このとき、測定光路に当る積分球の部分を開放とすることで、直線透過した光は積分球から抜けていくが、一方、試料の濁りで散乱した光は積分球で捕捉される。その捕捉した光の強度により測定し、以下の式に基づいて求めた。このときの波長は１，０６４ｎｍである。
　　　散乱透過率＝Ｉ／Ｉ0×１００
　　　（式中、Ｉは散乱光強度（長さ１０ｍｍの試料で散乱した光の強度）、Ｉ0は入射光強度を示す。）
（消光比の測定方法）
　消光比は、セラミックスをＶ字ブロックに載置し、波長１．０６４μｍの２０ｍＷのコヒーレント光を１０倍の対物レンズで直径０．３ｍｍに収束させ、セラミックスに対して、偏光子を通して垂直に入射させる。このときの光は直線偏光になっている。セラミックスの透過光を、前記の偏光子に対して９０度回転した偏光子を入れて、半導体受光器で光強度を測定する。このとき、該セラミックスを挿入しない場合の光強度をＩ0（ｍＷ）として、セラミックスを挿入した場合の光強度をＩ（ｍＷ）とすると、消光比は、次式で表される。
　　　消光比＝－１０ｌｏｇ（Ｉ／Ｉ0）
（ベルデ定数の測定方法）
　ベルデ定数Ｖは、以下の式に基づいて求めた。なお、サンプルに印加される磁界の大きさ（Ｈ）は、上記測定系の寸法、残留磁束密度（Ｂｒ）及び保持力（Ｈｃ）からシミュレーションにより算出した値を用いた。

　θ＝Ｖ×Ｈ×Ｌ
　（式中、θはファラデー回転角（ｍｉｎ）、Ｖはベルデ定数、Ｈは磁界の大きさ（Ｏｅ）、Ｌはファラデー回転子の長さ（この場合、１ｃｍ）である。）
（熱レンズの発生しない入射パワーの最大値の測定方法）
　波長１，０６４ｎｍのハイパワーレーザ光を、ビーム径１．６ｍｍの空間光にして出射させ、ビームプロファイラにより、ビームウエスト位置Ｆ０（ｍ）を計測する。その後、上記空間光学系に測定試料を配置し、同じく出射光のビームウエスト位置Ｆ１（ｍ）を計測する。このときのビームウエスト位置の変化量（ΔＦ）は次式により表される。
　　　ΔＦ（ｍ）＝Ｆ０－Ｆ１
　なお、ΔＦの変化は入力レーザパワーの増大に伴い大きくなるが、ΔＦ＝０．１ｍ以下となるときの最大入射レーザパワー［Ｗ］を熱レンズを無視できる値（熱レンズの発生しない入射パワーの最大値）として求めた。
［比較例１Ａ］
　まず希土類酸化物の原材料として、信越化学工業（株）製の酸化テルビウム粉末（Ｔｂ2Ｏ3、純度９９．９質量％以上）と、酸化イットリウム粉末（Ｙ2Ｏ3、純度９９．９質量％以上）とを用意し、Ｔｂ2Ｏ3：Ｙ2Ｏ3がモル比で６０：４０となるように秤量した。更に、焼結助剤の原材料として、第一稀元素化学工業（株）製酸化ジルコニウム（ＺｒＯ2）粉末（純度９９．９質量％以上）を上記希土類酸化物を合計で１００質量部とした場合に０．３～５．５質量部の範囲で６水準の含有量となるように秤量した。なお、上記酸化テルビウム粉末、酸化イットリウム粉末、酸化ジルコニウム粉末の各粒径（平均一次粒子径）は、いずれも０．１～１μｍであった。
　これらの原料を焼結助剤の含有量を変化させた６種類の原材料とし、更に分散剤及びバインダーとしてエチルセルロースとポリビニルアルコールの有効量とをポットミルで混合することにより６種類の混合物を得た。次いで、スプレードライすることによって、粒径数十μｍの顆粒を得た。この顆粒を用いて一次成型として金型成形を行った後、二次成型として２００ＭＰａの圧力でＣＩＰ法により成形体を得た。
　得られた成形体を酸素雰囲気中、１０００℃で仮焼した後、真空炉で５×１０-2Ｐａの真空中、１６５０～１７００℃にて８時間焼成した。
　更に、得られた焼結体を１８００℃、圧力１００ＭＰａ、１０時間の熱間等方加圧（ＨＩＰ）法で処理を行って直径６ｍｍのセラミックスの６種類の試料を得た。
　こうして得られたそれぞれのセラミックス焼結体を、長さ１０ｍｍになるように研削及び研磨処理し、次いでそれぞれのサンプルの光学両端面を光学面精度λ／８（λ＝６３３ｎｍ）で最終光学研磨し、更に中心波長が１，０６４ｎｍとなるように設計された反射防止膜をコートし、実施例１と同様の評価を行った。
［比較例１Ｂ］
　まず希土類酸化物の原材料として、信越化学工業（株）製の酸化テルビウム粉末（Ｔｂ2Ｏ3、純度９９．９質量％以上）と、酸化イットリウム粉末（Ｙ2Ｏ3、純度９９．９質量％以上）とを用意し、Ｔｂ2Ｏ3：Ｙ2Ｏ3がモル比で６０：４０となるように秤量した。この酸化テルビウム粉末と酸化イットリウム粉末とを混合し、５Ｎ硝酸水溶液に溶解した。
　次に、この水溶液を攪拌しながらアンモニア水（ＮＨ4ＯＨ）を一定滴下速度で滴下して中和し、更に滴下してｐＨ９～１０のアルカリ性として水酸化物（化学式（Ｔｂ0.6Ｙ0.4）（ＯＨ）3）を沈殿（共沈）させた。
　次いで、これに炭酸水素アンモニウム水溶液（ＮＨ4ＨＣＯ3）を滴下して１時間熟成した。その後、更にアンモニア水を加え、完全に沈殿させ、ろ過と超純水での洗浄を行って、乾燥した。得られた乾燥粉末をアルミナるつぼに入れて大気中で７００℃で３時間の加熱脱水を行って粉末を得た。
　次に、得られた粉末に対して焼結助剤として第一稀元素化学工業（株）製酸化ジルコニウム（ＺｒＯ2）粉末（純度９９．９質量％以上）を上記希土類酸化物を合計で１００質量部とした場合に０．４～５．３質量部の範囲で６水準の含有量となるように秤量して添加し、更に分散剤及びバインダーとしてエチルセルロースとポリビニルアルコールを有効量添加した後、ポットミルで混合することにより６種類の混合物を得た。次いで、スプレードライすることによって、粒径数十μｍの顆粒を得た。この顆粒を用いて一次成型として金型成形を行った後、二次成型として２００ＭＰａの圧力でＣＩＰ法により成形体を得た。
　得られた成形体を酸素雰囲気中、１０００℃で仮焼した後、真空炉で５×１０-2Ｐａの真空中、１６５０～１７００℃にて８時間焼成した。
　更に、得られた焼結体を１８００℃、圧力１００ＭＰａ、１０時間の熱間等方加圧（ＨＩＰ）法で処理を行って直径６ｍｍのセラミックスの６種類の試料を得た。
　こうして得られたそれぞれのセラミックス焼結体を、長さ１０ｍｍになるように研削及び研磨処理し、次いでそれぞれのサンプルの光学両端面を光学面精度λ／８（λ＝６３３ｎｍ）で最終光学研磨し、更に中心波長が１，０６４ｎｍとなるように設計された反射防止膜をコートし、実施例１と同様の評価を行った。
　以上の実施例１及び比較例１Ａ，１Ｂの結果を表１～表３に示す。
　実施例１の各試料は、比較例１Ａ，１Ｂの対応する組成のものよりも光学特性が改善されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
［実施例２］
　実施例１において、焼結助剤を酸化ハフニウム（ＨｆＯ2）としてその含有量を６水準に変化させ、それ以外は実施例１と同様にしてセラミックス焼結体を作製して評価した。
［比較例２Ａ］
　比較例１Ａにおいて、焼結助剤を酸化ハフニウムとしてその含有量を６水準に変化させ、それ以外は比較例１Ａと同様にしてセラミックス焼結体を作製して評価した。
［比較例２Ｂ］
　比較例１Ｂにおいて、焼結助剤を酸化ハフニウムとしてその含有量を６水準に変化させ、それ以外は比較例１Ｂと同様にしてセラミックス焼結体を作製して評価した。
　以上の実施例２及び比較例２Ａ，２Ｂの結果を表４～表６に示す。
　実施例２の各試料は、比較例２Ａ，２Ｂの対応する組成のものよりも光学特性が改善されている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
［実施例３～１１］
　実施例１において、表７～表１５に示した原料及び条件に変更して、酸化テルビウムを含む希土類酸化物透明セラミックスを作製し、挿入損失等の光学特性を測定した。
　実施例３，４は、実施例１において酸化テルビウムと酸化イットリウムのモル比及び酸化ジルコニウムの含有量を変更したものである。
　実施例５，６は、実施例２において酸化テルビウムと酸化イットリウムのモル比及び酸化ハフニウムの含有量を変更したものである。
　実施例７は、実施例１において酸化テルビウムと酸化イットリウムのモル比を７０：３０に変更し、更に焼結助剤を酸化チタン（ＴｉＯ2）としてその含有量を変更したものである。
　実施例８は、実施例１において酸化テルビウムと酸化ルテチウム（Ｌｕ2Ｏ3）の組み合わせとしてそのモル比を８０：２０とし、更に酸化ジルコニウムの含有量を変更したものである。
　実施例９は、実施例１において酸化テルビウムと酸化スカンジウム（Ｓｃ2Ｏ3）の組み合わせとしてそのモル比を７０：３０とし、更に焼結助剤を酸化ハフニウム（ＨｆＯ2）としてその含有量を変更したものである。
　実施例１０は、実施例１において酸化テルビウム、酸化イットリウム及び酸化ガドリニウム（Ｇｄ2Ｏ3）の組み合わせとしてそのモル比を６０：１０：３０とし、焼結助剤を酸化チタン（ＴｉＯ2）としてその含有量を変更したものである。
　実施例１１は、実施例１において酸化テルビウムと酸化イットリウムのモル比を５０：５０に変更し、更に焼結助剤を酸化ジルコニウムと酸化チタン（ＴｉＯ2）の組み合わせとしてその含有量を変更したものである。
　以上の結果をすべて表７～表１５にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　また、実施例１－３と比較例１Ａ－３の研磨面の結晶組織を電子顕微鏡の反射電子像として観察した結果を図２に示す。
　比較例１Ａ－３（図２（ｂ））では、図中の楕円で囲んだ部分などに見られるようにＴｂリッチ相である白斑点やＺｒＯ2の光学欠陥が観察された。一方、実施例１－３（図２（ａ））ではこのような異相や欠陥は認められず均一な組織となっていることが分かる。
　また、比較例１Ｂ－３の研磨面の結晶組織を電子顕微鏡の反射電子像として観察したところ、図２（ｂ）と同様なＴｂリッチ相である白斑点やＺｒＯ2の光学欠陥が観察された。また、異相も観察された。
　なお、これまで本発明を図面に示した実施形態をもって説明してきたが、本発明は図面に示した実施形態に限定されるものではなく、他の実施形態、追加、変更、削除など、当業者が想到することができる範囲内で変更することができ、いずれの態様においても本発明の作用効果を奏する限り、本発明の範囲に含まれるものである。
１００　光アイソレータ
１１０　ファラデー回転子
１１２　光軸
１２０　偏光子
１３０　検光子
１４０　磁石
１５０　筐体

Claims (13)

  1. 　酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）と、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とを主成分とする透明セラミックスの製造方法であって、（ａ）テルビウムイオン、（ｂ）イットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類イオン、（ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオンを含む水溶液において（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分を共沈させ、その共沈物をろ別、加熱脱水して、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む原料粉末を作製し、この原料粉末を用いて成形体を成形した後、該成形体を焼成し、次いで加圧焼成することを特徴とする透明セラミックスの製造方法。
  2. 　上記原料粉末は、焼結助剤を希土類酸化物１００質量部に対して０．５質量部超５質量部以下含むことを特徴とする請求項１記載の透明セラミックスの製造方法。
  3. 　上記（ｃ）成分がチタンイオン、ジルコニウムイオン、ハフニウムイオン、カルシウムイオン及びマグネシウムイオンから選ばれる少なくとも１種のイオンである請求項１又は２記載の透明セラミックスの製造方法。
  4. 　更に、加圧焼成後の成形体を非酸化性雰囲気下で１５００～２０００℃で熱処理することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項記載の透明セラミックスの製造方法。
  5. 　上記焼成前に、成形体を仮焼することを特徴とする請求項１～４のいずれか１項記載の透明セラミックスの製造方法。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項記載の透明セラミックスの製造方法で製造される透明セラミックスであって、酸化テルビウム（化学式：Ｔｂ2Ｏ3）と、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む透明セラミックス。
  7. 　上記焼結助剤の含有量が希土類酸化物１００質量部に対して０．５質量部超５質量部以下である請求項６記載の透明セラミックス。
  8. 　上記焼結助剤がチタン、ジルコニウム、ハフニウム、カルシウム及びマグネシウムから選ばれる少なくとも１種の元素の酸化物である請求項６又は７記載の透明セラミックス。
  9. 　厚さ１０ｍｍの試料の厚さ方向において測定面の９０％以上の内面における端面の反射損失を含む波長１，０６４ｎｍの挿入損失が０．９７ｄＢ以下であることを特徴とする請求項６～８のいずれか１項記載の透明セラミックス。
  10. 　請求項６～９のいずれか１項記載の透明セラミックスを用いて構成される磁気光学デバイス。
  11. 　請求項６～９のいずれか１項記載の透明セラミックスをファラデー回転素子として用いる磁気光学デバイス。
  12. 　請求項１１記載の磁気光学デバイスにおいて、ファラデー回転素子の前後に偏光材料を備える、１，０６４±４０ｎｍの波長域で使用される光アイソレータ用の磁気光学デバイス。
  13. 　（ａ）テルビウムイオン、（ｂ）イットリウムイオン、スカンジウムイオン及びランタニド希土類イオン（テルビウムイオンを除く）から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類イオン、（ｃ）第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１種の元素のイオンを含む水溶液において（ａ）、（ｂ）、（ｃ）成分を共沈させ、その共沈物をろ別、加熱脱水して得られる、酸化テルビウムと、イットリウム酸化物、スカンジウム酸化物及びランタニド希土類元素（テルビウムを除く）の酸化物から選ばれる少なくとも１種のその他の希土類酸化物とからなり、モル比率として酸化テルビウムが４０モル％以上、その他の希土類酸化物が残部である希土類酸化物と、第２族元素及び第４族元素から選ばれる少なくとも１つの元素の酸化物からなる焼結助剤とを含む焼結用希土類酸化物粉末。
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