WO2023112508A1 - 磁気光学素子用透明セラミックス、及び磁気光学素子 - Google Patents

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WO2023112508A1
WO2023112508A1 PCT/JP2022/040203 JP2022040203W WO2023112508A1 WO 2023112508 A1 WO2023112508 A1 WO 2023112508A1 JP 2022040203 W JP2022040203 W JP 2022040203W WO 2023112508 A1 WO2023112508 A1 WO 2023112508A1
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magneto
optical
optical element
transparent ceramics
less
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PCT/JP2022/040203
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恵多 田中
卓士 松本
真憲 碇
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信越化学工業株式会社
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    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C04B35/50—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on rare-earth compounds
    • G—PHYSICS
    • G02—OPTICS
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    • G02F1/00—Devices or arrangements for the control of the intensity, colour, phase, polarisation or direction of light arriving from an independent light source, e.g. switching, gating or modulating; Non-linear optics
    • G02F1/01—Devices or arrangements for the control of the intensity, colour, phase, polarisation or direction of light arriving from an independent light source, e.g. switching, gating or modulating; Non-linear optics for the control of the intensity, phase, polarisation or colour 
    • G02F1/09—Devices or arrangements for the control of the intensity, colour, phase, polarisation or direction of light arriving from an independent light source, e.g. switching, gating or modulating; Non-linear optics for the control of the intensity, phase, polarisation or colour  based on magneto-optical elements, e.g. exhibiting Faraday effect

Definitions

  • the present invention relates to transparent ceramics for magneto-optical elements and magneto-optical elements, and more particularly to magnetic ceramics containing paramagnetic garnet-type composite oxides containing terbium suitable for constituting magneto-optical elements such as optical isolators.
  • the present invention relates to transparent ceramics for optical elements and magneto-optical elements using the transparent ceramics for magneto-optical elements.
  • the optical isolator consists of a Faraday rotator, a polarizer arranged on the light entrance side of the Faraday rotator, and an analyzer arranged on the light exit side of the Faraday rotator. Also, the Faraday rotator applies a magnetic field parallel to the light traveling direction. At this time, the polarization line segment of the light rotates only in a fixed direction regardless of whether it moves forward or backward in the Faraday rotator. In addition, the Faraday rotator is adjusted to a length such that the polarization line segment of the light is rotated exactly 45 degrees.
  • the polarization of the advancing light matches the position of the polarizer and that of the analyzer, and is thus transmitted.
  • the polarized wave of the backward traveling light is rotated 45 degrees in the direction opposite to the shift angle direction of the plane of polarization of the polarizer which is shifted by 45 degrees from the position of the analyzer.
  • TGG crystal Tb 3 Ga 5 O 12
  • TSAG crystal ((Tb (3 ⁇ x) Sc x )Sc 2 Al 3 O 12 ) have been known as materials for use as the Faraday rotator constituting the optical isolator.
  • Patent Document 1 Patent Document 2
  • TGG crystals are currently widely used in standard fiber laser devices, but due to their high absorption coefficient, it is said that 80 W is the limit for lasers that can be used.
  • the TSAG crystal has a higher rotation angle performance and a lower absorption coefficient than the TGG crystal, so it can be used with a higher output laser than the TGG crystal.
  • due to the use of a large amount of expensive Sc 2 O 3 and poor production stability it is not a widely used material at present.
  • TAG ceramics Patent Document 3
  • YTAG ceramics Non-Patent Document 1
  • KTF single crystal Non-Patent Document 2
  • TAG (Tb 3 Al 5 O 12 ) ceramics has a high Verdet constant in comparison with TGG single crystals, and is said to be a material suitable for high-power applications.
  • YTAG ceramics in which some of the terbium in TAG ceramics is replaced with yttrium, has a lower Verdet constant than TAG ceramics, but its absorption coefficient is lower than that of TAG ceramics. have a nature.
  • KTF (KTb 3 F 10 ) single crystal has an absorption coefficient that is much lower than that of other materials, and is said to be capable of handling up to the highest power among known Faraday rotators.
  • these three types of Faraday rotators all have the problem of poor manufacturing stability.
  • the KTF single crystal has a low laser damage threshold and may be damaged by a short-pulse laser.
  • Thermal conductivity is a material-specific value and is affected by the crystal structure, composition, defects, grain boundaries, etc.
  • the grain boundaries are very thin at 1 nm or less, the effect of the grain boundaries on the thermal conductivity is small, and in the case of highly transparent ceramics without coloring etc., defects are considered to be very few.
  • the crystal structure and composition determine the thermal conductivity.
  • Non-Patent Document 3 and Non-Patent Document 4 are examples of investigations into the effect of composition on thermal conductivity. According to these non-patent documents, for example, when yttrium-aluminum garnet is doped with other rare earth elements, it can be seen that the thermal conductivity drops sharply. Thus, in order to increase the thermal conductivity, it is preferable to use a single composition as much as possible.
  • Non-Patent Document 5 describes a formula for the change in thermal conductivity when mixed. According to this formula, it can be seen that the thermal conductivity of the mixture is affected by the respective thermal conductivity, composition ratio, and atomic weight difference of the constituent atoms. In the examples so far, there is an atomic weight difference of about 70 to 80 because yttrium is substituted with a rare earth element. Therefore, it is conceivable that the thermal conductivity is rapidly lowered.
  • Non-Patent Document 5 shows the thermal conductivity when ytterbium is added to lutetium aluminum garnet. Since the difference in atomic weight between lutetium and ytterbium is as small as 2, it can be seen that the decrease in thermal conductivity is minimized. Therefore, it is considered effective to change Y to Lu in order to increase the thermal conductivity of (Tb, Y, Sc) 3 (Al, Sc) 5 O 12 .
  • Non-Patent Document 6 shows the Verdet constant and thermal conductivity of (Tb 0.72 Lu 0.28 ) 3 Al 5 O 12 single crystal.
  • the Verdet constant is slightly lower than that of the TGG single crystal, and the thermal conductivity is 1.4 times that of the TGG single crystal.
  • it is necessary to increase the proportion of Tb but it is known that it is difficult to produce a single crystal with a composition other than the above (Non-Patent Document 7). Therefore, no LuTAG-based Faraday rotator with a Verdet constant equal to or higher than that of the TGG single crystal and a thermal conductivity equal to or higher than that of the TGG single crystal has been found so far.
  • Patent Document 6 discloses (Tb, Lu, Sc) 3 (Al, Sc) 5 O 12 , but Sc has a large difference in atomic weight compared to Tb and Lu, so the thermal conductivity is reduced. cause a significant decrease.
  • the amount of Sc added is as large as at least about 0.10 wt % (converted to metal Sc), and there is concern about a decrease in thermal conductivity. Therefore, even with the composition of Patent Document 6, 150 W is the limit, and further increase in power is essential.
  • JP 2011-213552 A JP-A-2002-293693 Japanese Patent No. 6438588 Japanese Patent No. 5397271 Japanese Patent No. 6879264 Japanese Patent No. 6881390
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a transparent ceramic for a magneto-optical element that contains a paramagnetic garnet-type composite oxide containing terbium and lutetium and that can be mounted on a high-power laser of 200 W or more, and a porcelain-optical element. intended to provide
  • a transparent ceramic for a magneto-optical element which is a paramagnetic garnet-type composite oxide containing terbium, lutetium and aluminum represented by the following formula (1): and 100 mass ppm or more and 1000 mass ppm or less of Si as a sintering aid.
  • Tb1 -xLux 3Al5O12 ( 1 ) (In the formula, 0.05 ⁇ x ⁇ 0.45.)
  • the above transparent ceramics for magneto-optical elements may further contain 1000 ppm by mass or less of Sc as a sintering aid.
  • the above transparent ceramics for magneto-optical elements preferably has a thermal conductivity of 4.2 W/(m ⁇ K) or more at room temperature.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements preferably has an extinction ratio of 35 dB or more.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements preferably has a loss factor of 0.002 cm ⁇ 1 or less at 1064 nm.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements may have a crystal grain size of 1 ⁇ m or more and 40 ⁇ m or less.
  • the above transparent ceramics for magneto-optical elements preferably has an extinction ratio of 35 dB or more when irradiated with a laser having a wavelength of 1064 nm and an output of 200 W.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements preferably has a Verdet constant of 30 Rad/(T ⁇ m) or more.
  • a magneto-optical element which is constructed using the above transparent ceramics for magneto-optical elements.
  • the magneto-optical element is provided with the transparent ceramics for magneto-optical element as a Faraday rotator, and a polarizing material is provided before and after the optical axis of the Faraday rotator. It may be an optical isolator.
  • the paramagnetic garnet-type composite oxide and the sintering aid described above are included, while the thermal conductivity is higher than the conventional Faraday rotator, the absorption coefficient is also the best group. Therefore, even if a laser beam of 200 W or more is irradiated, the extinction ratio is 35 dB or more, that is, it is applicable for high-power laser applications. can provide
  • This transparent ceramic for a magneto-optical element includes a paramagnetic garnet composite oxide represented by the following formula (1), 100 mass ppm or more and 1000 mass ppm or less of Si as a sintering aid, and 1000 mass ppm or less of Sc. including. (Tb 1-x Lu x ) 3 Al 5 O 12 (1) (Wherein, 0.05 ⁇ x ⁇ 0.45)
  • terbium (Tb) is a material with the largest Verdet constant among paramagnetic elements other than iron (Fe). , it is the most suitable element for use in optical isolators in this wavelength range.
  • Lutetium (Lu) forms a garnet phase more stably than a perovskite phase when combined with aluminum to form a composite oxide, so it is an element that can be preferably used in this patent.
  • it does not have characteristic absorption (ff transition) in the visible to near-infrared region, and the atomic weight difference with terbium is as small as 16, so it is a Faraday rotator with high thermal conductivity. It is the most suitable element to add to develop
  • aluminum (Al) is a material having the smallest ionic radius among trivalent ions that can stably exist in oxides having a garnet structure, and is a paramagnetic garnet type containing Tb. It is an element that can make the lattice constant of an oxide the smallest. If the lattice constant of the garnet structure can be reduced without changing the Tb content, the Verdet constant per unit length can be increased, which is preferable.
  • aluminum is a light metal, its diamagnetism is weaker than that of gallium, and it is expected to have the effect of relatively increasing the magnetic flux density generated inside the Faraday rotator, which can also increase the Verdet constant per unit length. preferable.
  • the Verdet constant of TAG ceramics is improved by 1.25 to 1.5 times that of TGG. Therefore, even if the relative concentration of terbium is reduced by replacing part of the terbium ions with lutetium ions, it is possible to keep the Verdet constant per unit length to the level equal to or higher than TGG or slightly lower, It is a preferred constituent element in the present invention.
  • the range of x is preferably 0.05 ⁇ x ⁇ 0.45, more preferably 0.1 ⁇ x ⁇ 0.4. If x is less than 0.05, the effect of substituting a portion of terbium with lutetium cannot be obtained, and the conditions are substantially the same as those for producing TAG. Therefore, a high-quality ceramic sintered body with low scattering and low absorption can be stably produced. It is not preferable because it becomes difficult to Moreover, when x exceeds 0.45, the Verdet constant at a wavelength of 1064 nm becomes less than 30 rad/(T ⁇ m), which is not preferable.
  • the total length required to rotate the laser beam with a wavelength of 1064 nm by 45 degrees exceeds 25 mm, which is longer than that of the TGG single crystal, which is not preferable.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements of the present invention contains the composite oxide represented by the above formula (1) as a main component. Further, as an auxiliary component, Si, which plays a role as a sintering aid, is added in the range of 100 mass ppm or more and 1000 mass ppm or less. When Si is added as a sintering aid in this predetermined amount, precipitation of perovskite-type heterogeneous phases is suppressed, so that the transparency of the transparent ceramics for magneto-optical elements can be ensured. Furthermore, the Si added in this predetermined amount vitrifies during sintering at 1400° C. or higher to bring about a liquid-phase sintering effect, and can promote densification of the garnet-type ceramic sintered body.
  • the extinction ratio when a 200 W laser beam with a wavelength of 1064 nm is irradiated to a transparent ceramic for magneto-optical elements having a length (optical path length) of 20 mm is less than 35 dB.
  • the amount to be added should be 1000 mass ppm or less.
  • Si can be added, for example, as a Si-based inorganic compound such as SiO 2 or a Si-based polymer compound such as tetraethoxysilane (TEOS).
  • TEOS tetraethoxysilane
  • the lower limit of the amount of Si added is preferably 200 mass ppm or more, more preferably 500 ppm or more.
  • the upper limit of the amount of Si added is preferably 800 ppm by mass or less.
  • Sc may be added at 1000 ppm by mass or less as a sintering aid. Addition of Sc suppresses precipitation of perovskite-type heterogeneous phases in the same manner as Si, and improves the transparency of the transparent ceramics for magneto-optical elements. Also, since Sc is an element that can form a solid solution in both the A site and the B site of the garnet structure, the more the amount of Sc added, the easier the production of transparent ceramics. However, the atomic weight of Sc is 44.96, which is a large difference in atomic weight compared to Tb and Lu, which are the main components. Therefore, a large amount of addition leads to deterioration of thermal conductivity. Therefore, it is not preferable to add more than 1000 mass ppm.
  • Sc can be added, for example, as an Sc-based inorganic compound such as Sc 2 O 3 .
  • the lower limit of the amount of Sc to be added is preferably 100 ppm by mass or more.
  • the upper limit of the amount of Sc to be added is preferably 800 ppm or less.
  • the total content of Si and Sc is preferably 1000 ppm by mass or less.
  • the "addition amount” indicates the amount of intentionally added sintering aid. Therefore, when the addition amount is 0 mass ppm, intentional addition of sintering aid The case where the raw material powder contains the corresponding element as an impurity is excluded.
  • Contains as a main component means that the transparent ceramics for magneto-optical elements contains 90% by mass or more of the composite oxide represented by the above formula (1).
  • the content of the composite oxide represented by formula (1) is preferably 99% by mass or more, more preferably 99.9% by mass or more, and preferably 99.99% by mass or more.
  • the transparent ceramics for a magneto-optical element of the present invention is composed of the main component and subcomponents described above, but may further contain other elements.
  • Other elements include rare earth elements such as yttrium (Y) and cerium (Ce), and various impurity groups such as sodium (Na), calcium (Ca), magnesium (Mg), phosphorus (P), and tungsten (Ta). ), molybdenum (Mo) and the like can be typically exemplified.
  • the content of other elements is preferably 10 parts by mass or less, more preferably 0.1 parts by mass or less, and 0.001 parts by mass or less when the total amount of Tb is 100 parts by mass. is particularly preferred.
  • the transparent ceramics for a magneto-optical element of the present invention has a colorless and transparent appearance, and has a loss factor of 0.002 cm ⁇ 1 or less at a wavelength of 1064 nm with an optical path length of 20 mm.
  • the lower limit of the loss number is not particularly limited, it may be, for example, 0.0001 cm ⁇ 1 or more.
  • the "loss factor" is a factor that indicates the performance of transparent ceramics and is represented by the following formula.
  • Loss factor [cm ⁇ 1 ] 10 ⁇ log(I/I 0 )/(sample length [cm]) (In the formula, I is the intensity of transmitted light (intensity of light transmitted straight through a sample with a length of 20 mm), and I0 is the intensity of incident light.)
  • the thermal conductivity of the paramagnetic garnet-type ceramics of the present invention is 4.2 W/(m ⁇ K) or higher.
  • Methods for measuring thermal conductivity are broadly divided into steady-state methods and unsteady methods.
  • Steady-state methods include a heat flow meter method, and unsteady methods include a laser flash method, a periodic heating method, and a hot wire method. You may measure by the measuring method.
  • the laser flash method is the most preferable measurement method from the viewpoint that the sample size can be smaller than other measurement methods and it is easy to produce truly transparent ceramics.
  • the upper limit of the thermal conductivity is not particularly limited, it may be, for example, 8.0 W/(m ⁇ K) or less.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements of the present invention preferably has a Verdet constant of 30 rad/(T ⁇ m) or more at a wavelength of 1064 nm, more preferably 36 rad/(T ⁇ m) or more. If the Verdet constant is 36 rad/(T ⁇ m) or more, it is particularly preferable because it is easy to replace the TGG single crystal, which is an existing material, without changing the design of parts. Although the upper limit of the Verdet constant is not particularly limited, it may be, for example, 60 rad/(T ⁇ m) or less.
  • the transparent ceramic for magneto-optical elements of the present invention has an extinction ratio of 35 dB or more as a single ceramic element.
  • material defects such as distortion and point defects are dramatically reduced, so that the extinction ratio of a single material element is stably controlled at 35 dB or more.
  • the upper limit of the extinction ratio is not particularly limited, it may be 50 dB or less, for example.
  • the transparent ceramics for a magneto-optical element of the present invention has an extinction ratio of 35 dB or more when a laser beam with a wavelength of 1064 nm is incident with an incident power of 200 W with an optical path length of 20 mm.
  • a high-power laser heat generation corresponding to the absorption amount of the transparent ceramics is observed, and the heat generation causes a temperature distribution corresponding to thermal conductivity, resulting in thermal birefringence.
  • the extinction ratio is 35 dB or more at low power (for example, 1 W)
  • the extinction ratio is lowered by high power irradiation.
  • the extinction ratio at high power is less than 35 dB, the laser light source is highly likely to be damaged, which is not preferable.
  • the upper limit of the extinction ratio at high power is not particularly limited, it may be, for example, 50 dB or less.
  • changes in emitted beam focal position and emitted beam diameter are affected by the same heat generation and thermal conductivity as the extinction ratio during high-power irradiation. These are called thermal lens effects, and are phenomena that occur because a temperature distribution due to heat generation produces a refractive index distribution.
  • the rate of change between the beam focal position when the sample is not placed and the beam focal position when the beam passes through the sample is less than 10%.
  • the change in beam diameter from the initial beam diameter through the sample is preferably less than 10%.
  • pass/fail judgment can be made based on any one of change in extinction ratio, change in focus position, and change in beam diameter.
  • the raw material powder is pressed into a predetermined shape, degreased, and then sintered to produce a sintered body having a relative density of at least 95% or more.
  • hot isostatic pressing (HIP) treatment is preferably performed. If the HIP treatment is performed as it is, the transparent ceramics for magneto-optical elements will be reduced to cause some oxygen deficiency. Therefore, it is preferable to restore the oxygen deficit by performing a slightly oxidizing HIP treatment or annealing treatment in an oxidizing atmosphere after the HIP treatment. As a result, it is possible to obtain transparent ceramics for magneto-optical elements containing a transparent paramagnetic garnet-type composite oxide free from defect absorption.
  • the raw materials and each step are described below.
  • raw material As raw materials used in the present embodiment, metal powders of terbium, lutetium, scandium and aluminum, aqueous solutions of nitric acid, sulfuric acid, uric acid and the like, or oxide powders of the above elements can be suitably used.
  • the preparation of oxide powder for transparent ceramics is roughly divided into breakdown type and build-up type, but there is no particular limitation as long as it can be made transparent.
  • the build-up method is a method of pulverizing various powders to prepare an oxide powder for transparent ceramics, which has an advantage in terms of productivity, but has a problem in uniformity of composition.
  • the build-up method is a method of obtaining powder by nucleation and grain growth from a solution of various elements, and has the great merit of uniformity of composition, but is a method with difficulties in productivity and reproducibility. In the present invention, it is not particularly limited as long as it can be made highly transparent.
  • the breakdown method it is most preferable to weigh various oxide powders and sintering aids and perform wet or dry pulverization.
  • the purity of various oxide powders is preferably 99.9% or higher, more preferably 99.99% or higher.
  • the primary particle size of various powders is preferably 0.05 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less. If the particle size is less than 0.05 ⁇ m, it is not only difficult to control the uniformity of the ceramics due to the high agglomeration of the particles, but also rapid densification occurs in the sintering process, making it difficult to control the discharge of air bubbles, which is preferable. no.
  • the pulverization treatment may be wet or dry, and any of ball mill treatment, bead mill treatment, jet mill treatment, and homogenizer treatment can be suitably used.
  • the pulverization treatment is preferably carried out until the median value (D50) of the particle size distribution of the primary particles is less than 1 ⁇ m.
  • a method of synthesizing powder from a solution containing various elements which may contain not only the main component but also a sintering aid) and firing at 1300°C or less is preferable.
  • Precursors of various elements are exemplified by chlorides, nitrates, carbonates and sulfates, and are not particularly limited.
  • the method for synthesizing the powder is exemplified by a coprecipitation method, a complex polymerization method, and a uniform precipitation method, and is not particularly limited as long as highly transparent ceramics can be produced.
  • the primary particle size is preferably 0.05 ⁇ m or more in any synthesis method, and the shape is not particularly limited.
  • the powder may be subjected to wet or dry pulverization after sintering, and the pulverization method is not particularly limited as in the case of the breakdown type.
  • organic additives such as dispersants, binders, plasticizers, and lubricants may be added.
  • wet pulverization is performed and added to the slurry. Preferred because the method is the most stable. There are no particular restrictions on the amount of addition, as long as the desired properties are obtained.
  • a normal press molding process can be suitably used. That is, a very common pressing process of filling a mold and pressurizing from a certain direction, a CIP (Cold Isostatic Pressing) process or a WIP (Warm Isostatic Pressing) process of sealing and storing in a deformable waterproof container and pressurizing with hydrostatic pressure. A process can be used suitably.
  • the applied pressure may be appropriately adjusted while confirming the relative density of the molded article to be obtained, and is not particularly limited.
  • a hot pressing process, a discharge plasma sintering process, a microwave heating process, or the like, in which not only the molding process but also sintering is performed at once during molding can be suitably used.
  • a molded body by a cast molding method instead of a press molding method. Molding methods such as pressure casting, centrifugal casting, and extrusion can also be employed by optimizing the combination of the shape and size of the starting material oxide powder and various organic additives.
  • a normal degreasing process can be suitably used. That is, it is possible to go through a temperature rising degreasing process using a heating furnace. Also, the type of atmosphere gas at this time is not particularly limited, and air, oxygen, hydrogen, etc. can be suitably used.
  • the degreasing temperature is also preferably 270° C. or higher and 1000° C. or lower. If the temperature is lower than 270°C, it is difficult to completely remove the organic additive. On the other hand, if the temperature is higher than 1000°C, densification proceeds before the sintering process, so a transparent sintered body with low scattering is obtained. become difficult to obtain.
  • a general sintering process can be suitably used in the manufacturing method of the present embodiment. That is, a heating sintering process such as a resistance heating method or an induction heating method can be preferably used.
  • the atmosphere at this time is not particularly limited, and various atmospheres such as inert gas, oxygen gas, hydrogen gas, helium gas, etc., or sintering under reduced pressure (in vacuum) is also possible, but highly transparent. It is most preferred to sinter in a vacuum, which allows for
  • the sintering temperature in the sintering step of the present embodiment is preferably 1400-1780°C, particularly preferably 1450-1750°C.
  • the sintering temperature is within this range, densification is promoted while suppressing the precipitation of heterogeneous phases, which is preferable.
  • a sintering holding time of about several hours in the sintering process of the present embodiment is sufficient, but the relative density of the sintered body must be densified to at least 93%. If it is less than 93%, it is not suitable because a transparent body cannot be obtained in the subsequent HIP process. It is necessary to control the sintering holding time so that the relative density of the sintered body is 93% or more.
  • the crystal grain size in the sintering step is preferably 1 ⁇ m or more and 40 ⁇ m or less, more preferably 5 ⁇ m or more and 35 ⁇ m or less.
  • a crystal grain size of less than 1 ⁇ m is not suitable because minute compositional deviation between crystal grains deteriorates transparency. Moreover, if it is 40 ⁇ m or more, there is a risk of desulfurization occurring in the subsequent polishing process, which is not preferable. It is preferable to set the sintering temperature and the sintering holding time so that the crystal grain size falls within the corresponding range.
  • the average particle size of the sintered particles is obtained by measuring the particle size of the sintered particles of the target sintered body with a metallurgical microscope. be done. That is, a metallurgical microscope is used for the pre-sintered body, and a reflected image of the surface of the sintered body is photographed using a reflection mode with a 50-fold objective lens. Specifically, taking into account the effective image size of the objective lens, the entire optically effective area of the target sintered body is photographed, and the photographed image is analyzed. At this time, first draw a diagonal line on each photographed image, count the total number of sintered particles crossed by the diagonal line, and then divide the diagonal length by the total number of counts to obtain the average particle size of the sintered particles in the image. defined as Furthermore, after summing the average grain size of each photographed image read in the analysis process, the value obtained by dividing by the number of photographed images is taken as the average sintered grain size of the target sintered body.
  • Hot isostatic pressing (HIP)
  • a step of performing a hot isostatic pressing (HIP) treatment can be additionally provided after the sintering step.
  • an inert gas such as argon or nitrogen, or Ar—O 2 can be suitably used as the type of pressurized gas medium.
  • the pressure applied by the pressurized gas medium is preferably 50-300 MPa, more preferably 100-300 MPa. If the pressure is less than 50 MPa, the effect of improving transparency may not be obtained, and if the pressure exceeds 300 MPa, even if the pressure is increased, no further improvement in transparency can be obtained. It is preferable that the applied pressure is 196 MPa or less, which can be processed by a commercially available HIP device, because of its simplicity.
  • the treatment temperature (predetermined holding temperature) at that time is set in the range of 1000 to 1780°C, preferably 1100 to 1730°C. If the heat treatment temperature exceeds 1780° C., the risk of generating oxygen deficiency increases, which is not preferable. Also, if the heat treatment temperature is less than 1000° C., the effect of improving the transparency of the sintered body is hardly obtained.
  • the holding time of the heat treatment temperature is not particularly limited, but holding for too long increases the risk of generating oxygen deficiency, which is not preferable. Typically, it is preferably set within the range of 1 to 3 hours.
  • the heater material, heat insulating material, and treatment container for HIP treatment are not particularly limited, but graphite, molybdenum (Mo), tungsten (W), and platinum (Pt) can be suitably used. Gadolinium is also suitable for use.
  • platinum (Pt) can be used as the heater material, the heat insulating material, and the treatment container, and the pressurized gas medium can be Ar—O 2 . It is preferable because it can prevent the occurrence of chipping.
  • graphite is preferable as a heater material and a heat insulating material. It is preferable to select either yttrium oxide or gadolinium oxide as the double container and then fill the container with an oxygen release material so as to minimize the amount of oxygen deficiency generated during the HIP treatment.
  • sintering treatment may be performed again in order to further reduce scattering, and then HIP treatment may be further performed.
  • the number of sintering treatments and HIP treatments is not particularly limited, and may be repeated until low scattering is achieved.
  • oxygen deficiency recovery treatment oxygen deficiency recovery treatment
  • a temperature lower than the HIP treatment temperature typically 1000 to 1500° C.
  • the holding time in this case is not particularly limited, but it may be carried out for a period of time sufficient for recovery of oxygen deficiency, preferably 10 hours or longer, more preferably 20 hours or longer.
  • the optical surface precision is preferably ⁇ /2 or less, particularly preferably ⁇ /8 or less, when the measurement wavelength ⁇ is 633 nm.
  • the optical loss can be further reduced by appropriately forming an antireflection film on the optically polished surface.
  • a transparent ceramic for a magneto-optical element which contains a paramagnetic garnet-type composite oxide containing terbium and lutetium as a main component and has a thermal conductivity of 4.2 W/mK or more at room temperature.
  • the Verdet constant at a wavelength of 1064 nm is 30 rad/(T m) or more, and the extinction ratio is 35 dB or more when a laser beam with a wavelength of 1064 nm is incident with a beam diameter of 1.6 mm and an incident power of 200 W with an optical path length of 20 mm. It is possible to provide transparent ceramics for certain magneto-optical devices.
  • a magneto-optical element according to the present invention is constructed using the above-described transparent ceramics for a magneto-optical element.
  • the above-mentioned transparent ceramics for magneto-optical elements can be used as a magneto-optical material.
  • a polarizer and an analyzer are used. are set such that their optical axes are deviated from each other by 45 degrees to configure and use the magneto-optical element.
  • the transparent ceramics for magneto-optical elements according to the present invention is suitably used as a Faraday rotator of an optical isolator with a wavelength of 0.9 to 1.1 ⁇ m.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing an example of an optical isolator, which is a magneto-optical element provided with a Faraday rotator made of the transparent ceramics for magneto-optical element of the present invention as an optical element.
  • the optical isolator 100 includes a Faraday rotator 110 made of the above-described transparent ceramics for magneto-optical elements, and a polarizer 120 and an analyzer 130 made of a polarizing material inside a housing 102. . These are arranged in the order polarizer 120, Faraday rotator 110, analyzer 130 along the optical axis 104 of the Faraday rotator.
  • Optical isolator 100 also includes magnets 140 around Faraday rotator 110 in housing 102 for applying a magnetic field to Faraday rotator 110 .
  • Such an optical isolator 100 can be suitably used in an industrial fiber laser device (not shown).
  • the optical isolator can prevent the reflected light of the laser light emitted from the laser light source from returning to the light source and causing the oscillation to become unstable.
  • the ball mill media 2 mm alumina balls (manufactured by Nikkato Co., Ltd.) were used. 1 wt % of polyvinyl alcohol (manufactured by Kanto Kagaku Co., Ltd.) was added as a binder to the slurry obtained by ball milling, and the mixture was granulated by spray drying. The obtained granules were subjected to uniaxial press molding and CIP treatment so as to have a predetermined shape, and were degreased in air at 500° C. in a muffle furnace.
  • Thermal conductivity measurement The thermal conductivity was measured according to JIS R 1611-1997 (thermal diffusivity, specific heat and thermal conductivity test method for fine ceramics by laser flash method). A disk-shaped transparent ceramic sintered body having a diameter of 10 mm and a thickness of 2 mm was prepared, and laser irradiation was performed on one side thereof. The difference in temperature rise between the laser-irradiated surface and the opposite surface was measured, and the thermal diffusivity ⁇ was determined by the half-time method. The density ⁇ was measured by the Archimedes method, and the specific heat C was measured by the differential scanning thermogravimetric method. Thermal conductivity was determined by the product of thermal diffusivity ⁇ , density ⁇ , and specific heat C.
  • the extinction ratio was measured using an optical system made in-house using a light source made by NKT Photonics, a collimator lens, a polarizer, a work stage, an analyzer, a power meter made by Gentec, and a Ge photodetector, and a beam of light with a wavelength of 1064 nm.
  • the light is transmitted through the sample while the diameter is set as large as 3 mm ⁇ , and in this state, the light intensity I 0 ' is measured when the polarization plane of the analyzer is matched with the polarization plane of the polarizer, and then the polarization of the analyzer.
  • each ceramic sample obtained was inserted into the center of a neodymium-iron-boron magnet with an outer diameter of 32 mm, an inner diameter of 6 mm, and a length of 40 mm.
  • a high-power laser beam diameter 1.6 mm
  • a high-power laser beam with a wavelength of 1064 nm was incident from both end faces to determine the Faraday rotation angle ⁇ .
  • the Faraday rotation angle .theta. was an angle at which the maximum transmittance was obtained when the polarizer on the output side was rotated.
  • the Verdet constant was calculated based on the following formula.
  • Table 1 shows the results of characterization of various transparent ceramics. It can be seen that when the A site is replaced with Lu, the thermal conductivity is 4.2 W/mK or more and the loss factor is lowered. As a result, the extinction ratio at 200 W irradiation was 35 dB or more. On the other hand, when the A site is replaced with Y, the loss factor is about the same, but the thermal conductivity is greatly reduced, so the extinction ratio at 200 W irradiation is less than 35 dB. From these results, it was found that Lu is more preferable than Y as the element that substitutes the A site, and it can be used as a Faraday rotator for high power exceeding 200 W.
  • Examples 5 to 11, Comparative Examples 5 to 8 Transparent ceramics were produced in the same manner as in Example 2, except that the amounts of TEOS and Sc 2 O 3 added were varied. Table 2 shows the results. When the amount of Sc added was 1000 ppm by mass or less, a rapid decrease in thermal conductivity was not observed, and the extinction ratio at 200 W irradiation was 35 dB or more. However, when more than 1000 ppm by mass of Sc was added, the transparency stability improved, but the thermal conductivity decreased, and the extinction ratio at 200 W irradiation fell below 35 dB. Therefore, it was found that the amount of Sc to be added is preferably 1000 ppm by mass or less.
  • the amount of Sc is reduced, it becomes difficult to achieve transparency, but it becomes possible to achieve transparency by adjusting the amount of Si.
  • the amount of Si is in the range of 100 ppm by mass to 1000 ppm by mass, there is no particular effect on the extinction ratio during high-power irradiation.
  • optical isolator 102 housing 104 optical axis 110 Faraday rotator 120 polarizer 130 analyzer 140 magnet

Abstract

本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは、下記式（１）で表されるテルビウム、ルテチウム及びアルミニウムを含有する常磁性ガーネット型複合酸化物と、焼結助剤として１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍ以下のＳｉとを含む。　（Ｔｂ１‐ｘＬｕｘ）３Ａｌ５Ｏ１２・・・（１） （式中、０．０５≦ｘ≦０．４５である。）　本発明の磁気光学素子は、上記磁気光学素子用透明セラミックスをファラデー回転子１１０として備え、ファラデー回転子の光学軸１０２上の前後に偏光子１２０と検光子１３０を備えた波長帯０．９μｍ以上１．１μｍ以下で利用可能な光アイソレータである。

Description

磁気光学素子用透明セラミックス、及び磁気光学素子
　本発明は、磁気光学素子用透明セラミックス、及び磁気光学素子に関し、より詳細には、光アイソレータなどの磁気光学素子を構成するのに好適なテルビウムを含有する常磁性ガーネット型複合酸化物を含む磁気光学素子用透明セラミックス、及びこの磁気光学素子用透明セラミックスを用いた磁気光学素子に関する。
　近年、高出力化が可能となってきたこともあり、ファイバーレーザーを用いたレーザー加工機の普及が目覚しい。ところで、レーザー加工機に組み込まれるレーザー光源は、外部からの光が入射すると共振状態が不安定化し、発振状態が乱れる現象が起こる。特に発振された光が途中の光学系で反射されて光源に戻ってくると、発振状態は大きく撹乱される。これを防止するために、通常、光アイソレータが光源の手前等に設けられる。
　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からなる。また、ファラデー回転子は、光の進行方向に平行に磁界を加えて利用する。このとき、光の偏波線分はファラデー回転子中を前進しても後進しても一定方向にしか回転しなくなる。更に、ファラデー回転子は光の偏波線分が丁度４５度回転される長さに調整される。ここで、偏光子と検光子の偏波面を前進する光の回転方向に４５度ずらしておくと、前進する光の偏波は偏光子位置と検光子位置で一致するため透過する。他方、後進する光の偏波は検光子位置から４５度ずれている偏光子の偏波面のずれ角方向とは逆回転に４５度回転することになる。すると、偏光子位置における戻り光の偏波面は偏光子の偏波面に対して４５度－（－４５度）＝９０度のずれとなり、偏光子を透過できない。こうして前進する光は透過、出射させ、後進する戻り光は遮断する光アイソレータとして機能する。
　上記光アイソレータを構成するファラデー回転子として用いられる材料では、従来からＴＧＧ結晶（Ｔｂ３Ｇａ５Ｏ１２）とＴＳＡＧ結晶（（Ｔｂ（３－ｘ）Ｓｃｘ）Ｓｃ２Ａｌ３Ｏ１２）が知られている（特許文献１、特許文献２）。ＴＧＧ結晶は現在標準的なファイバーレーザー装置用として広く搭載されているが、高い吸収係数を有するために、使用できるレーザーは８０Ｗが限界と言われている。一方、ＴＳＡＧ結晶は、ＴＧＧ結晶よりも高い回転角性能、及び低い吸収係数を有するために、ＴＧＧ結晶よりも高い出力のレーザーに対応可能である。しかしながら、高価なＳｃ２Ｏ３を多量に使うこと、生産の安定性が悪いことなどにより、現在のところ普及している材料となっていない。
　また、他のファラデー回転子材料として、ＴＡＧセラミックス（特許文献３）、ＹＴＡＧセラミックス（非特許文献１）、ＫＴＦ単結晶（非特許文献２）が開発されている。ＴＡＧ（Ｔｂ３Ａｌ５Ｏ１２）セラミックスは、ＴＧＧ単結晶比較で、ベルデ定数が高く、ハイパワー用途に適している材料と言われている。ＴＡＧセラミックスのテルビウムの一部をイットリウムに置き換えたＹＴＡＧセラミックスは、ＴＡＧセラミックスよりベルデ定数は劣るが、吸収係数がＴＡＧセラミックスよりも低いために、ＴＡＧセラミックスでは不可能であったハイパワー領域まで到達可能性がある。最後のＫＴＦ（ＫＴｂ３Ｆ１０）単結晶は、吸収係数が他材料よりも圧倒的に低く、これまで知られているファラデー回転子の中で最もハイパワーまで対応可能と言われている。しかしながら、これら３種類のファラデー回転子は、いずれも製造安定性が悪いことが課題である。また、ＫＴＦ単結晶に関しては、レーザー損傷閾値も低く、短パルスのレーザーでは損傷を起こす可能性もある。
　我々はこれまで、新しい磁気光学材料として、Ｃ型希土類型の（Ｔｂ,Ｙ）２Ｏ３（特許文献４）やガーネット型の（Ｔｂ,Ｙ,Ｓｃ）３（Ａｌ,Ｓｃ）５Ｏ１２（特許文献５）を開発してきた。前者のＣ型希土類型ファラデー回転子は、高いベルデ定数を有するものの、吸収係数も高いため、ハイパワー用途として用いるには限界があった。一方、後者のガーネット型は、ベルデ定数はＴＧＧ単結晶比０．９～１．３倍であるが、吸収係数がＴＧＧ単結晶以下となるため、ハイパワー用途として最適と考えられる。さらに、Ｓｃを少量添加することにより、ＹＴＡＧよりも製造安定性が改善されている。
　しかしながら、（Ｔｂ,Ｙ,Ｓｃ）３（Ａｌ,Ｓｃ）５Ｏ１２は吸収係数が小さいものの、熱伝導率も低く、２００Ｗを超えるハイパワー用途には適さないことが判明した。ファラデー回転子にはパワーレーザー光を照射すると、ファラデー回転子に温度分布が生じ、熱レンズ効果が生じる。熱レンズ効果は吸収係数と熱伝導率に依存し、吸収係数は小さいほどよく、熱伝導率は高いほうが良い。ＹＴＡＧ並みの低吸収であり、かつ熱伝導率が高い材料が望まれるが、これまではそのような材料は存在しなかった。
　熱伝導率は、材料固有の値であり、結晶構造、組成、欠陥、粒界などに影響される。透明セラミックスの場合、粒界は１ｎｍ以下と非常に薄いため、粒界による熱伝導率の影響は小さく、また着色等のない高度に透明なセラミックスの場合では、欠陥は非常に少ないと考えられ、実際に室温においては単結晶と同等レベルの熱伝導率が得られる。そのため、熱伝導率を決めているのは、結晶構造や組成となる。
　組成による熱伝導率への影響を調べた例として、非特許文献３や非特許文献４がある。これらの非特許文献によると、例えばイットリウムアルミニウムガーネットに他の希土類をドープすると急激に熱伝導率が低下することがわかる。このように、熱伝導率を上げるためには、なるべく単一組成であることが好ましく、所謂混ぜ物をしてしまうと熱伝導率が低下する恐れがあるとわかる。
　非特許文献５には、混ぜ物をした際の熱伝導率の変化についての式が記述されている。この式によると、混ぜ物の熱伝導率は、それぞれの熱伝導率と、組成比、そして構成する原子の原子量差が影響していることがわかる。これまでの例では、イットリウムに希土類が置換されるため、およそ７０～８０程度の原子量差がある。よって、急激に熱伝導率が低下することが考えられる。
　一方、熱伝導率が原子量差に影響しているのならば、原子量差が小さいほど熱伝導率の低下が小さいことが考えられる。非特許文献５には、ルテチウムアルミニウムガーネットにイッテルビウムを添加した際の熱伝導率が示されている。ルテチウムとイッテルビウムは、原子量差が２と小さいため、熱伝導率の低下は最小限に抑えられていることがわかる。よって、（Ｔｂ,Ｙ,Ｓｃ）３（Ａｌ,Ｓｃ）５Ｏ１２の熱伝導率を上げるためには、ＹをＬｕに変更することが効果的と考えられる。
　非特許文献６には、（Ｔｂ０．７２Ｌｕ０．２８）３Ａｌ５Ｏ１２単結晶のベルデ定数および熱伝導率が示されている。ベルデ定数はＴＧＧ単結晶より少し低く、熱伝導率はＴＧＧ単結晶比で１．４倍と示されている。ベルデ定数を上げるには、Ｔｂの割合を増やす必要があるが、単結晶の場合は上記組成以外を作ることは難しいと知られている（非特許文献７）。よって、ベルデ定数がTGG単結晶以上であり、且つ熱伝導率がＴＧＧ単結晶以上のＬｕＴＡＧ系ファラデー回転子はこれまでのところ見つかっていない。
　特許文献６には、（Ｔｂ,Ｌｕ,Ｓｃ）３（Ａｌ,Ｓｃ）５Ｏ１２が示されているが、ＳｃはＴｂやＬｕと比較して、原子量差が大きいために、熱伝導率を大きく低下させる要因になる。特許文献６では、Ｓｃの添加量が最低でも０．１０ｗｔ％程度（金属Ｓｃ換算）と多く、熱伝導率の低下が懸念される。よって、特許文献６の組成であっても、１５０Ｗが限界であり、更なるハイパワー化が必須になる。
特開２０１１－２１３５５２号公報 特開２００２－２９３６９３号公報 特許第６４３８５８８号公報 特許第５３９７２７１号公報 特許第６８７９２６４号公報 特許第６８８１３９０号公報
"Fabrication and Properties of (TbxY1‐x)3Al5O12 Transparent Ceramics by Hot Isostatic pressing"，Optical Materials，７２，５８－６２（２０１７） "Promising Materials for High Power Laser Isolator"，Laser Tech Journal，Vol.１３，Issue３，１８－２１（２０１６） "Effects of rare-earth doping on thermal conductivity in Y3Al5O12 crystals"，Optical Materials，Vol.３１，Issue５，７２０－７２４（２００９） "Crystal growth and properties of (Lu,Y)3Al5O12"，Journal of Crystal Growth，Vol 260，Issue２，１５９－１６５（２００４） "Thermal and laser properties of Yb:LuAG for kW thin disk lasers"，Optical Express，Vol.１８，Issue２０，２０７１２－２０７２２（２０１０） "Magneto-optical property of terbium-lutetium-aluminum garnet crystals"，Optical Materials，６６，２０７－２１０（２０１７）
　本発明は上記事情に鑑みなされたもので、テルビウム及びルテチウムを含有する常磁性ガーネット型複合酸化物を含み、２００Ｗ以上のハイパワーレーザーに搭載可能な磁気光学素子用透明セラミックス、及び磁器光学素子を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明は、その一態様として、磁気光学素子用透明セラミックスであって、下記式（１）で表されるテルビウム、ルテチウム及びアルミニウムを含有する常磁性ガーネット型複合酸化物と、焼結助剤として１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍ以下のＳｉとを含むものである。
　（Ｔｂ１‐ｘＬｕｘ）３Ａｌ５Ｏ１２・・・（１）
（式中、０．０５≦ｘ≦０．４５である。）
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、焼結助剤として更に１０００質量ｐｐｍ以下のＳｃを含んでもよい。
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、室温における熱伝導率が４．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上であることが好ましい。
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、消光比が３５ｄＢ以上であることが好ましい。
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、１０６４ｎｍにおける損失係数が０．００２ｃｍ－１以下であることが好ましい。
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、セラミックスの結晶粒径が１μｍ以上４０μｍ以下であってもよい。
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、波長１０６４ｎｍ、出力２００Ｗのレーザーを照射した際の消光比が３５ｄＢ以上であることが好ましい。
　上記磁気光学素子用透明セラミックスは、ベルデ定数が３０Ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以上であることが好ましい。
　また、本発明は、別の態様として、磁気光学素子であって、上記磁気光学素子用透明セラミックスを用いて構成されるものである。
　上記磁気光学素子は、上記磁気光学素子用透明セラミックスをファラデー回転子として備え、該ファラデー回転子の光学軸上の前後に偏光材料を備えた波長帯０．９μｍ以上１．１μｍ以下で利用可能な光アイソレータであってよい。
　本発明によれば、上述した常磁性ガーネット型複合酸化物と焼結助剤とを含むことから、従来のファラデー回転子と比較して、熱伝導率が高い一方、吸収係数も最良のグループであるため、２００Ｗ以上のレーザー光を照射しても消光比が３５ｄＢ以上、つまりハイパワーレーザー用途として適用可能である、真に実用的な磁気光学素子用透明セラミックス、及びそれを用いた磁器光学素子を提供できる。
本発明に係る磁気光学素子用透明セラミックスをファラデー回転子として用いた光アイソレータの構成例を示す断面模式図である。
［磁気光学素子用透明セラミックス］
　先ず、本発明に係る磁気光学素子用透明セラミックスの一実施の形態について説明する。この磁気光学素子用透明セラミックスは、下記式（１）で表される常磁性ガーネット複合酸化物と、焼結助剤として１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍ以下のＳｉと、１０００質量ｐｐｍ以下のＳｃとを含む。
　（Ｔｂ１－ｘＬｕｘ）３Ａｌ５Ｏ１２・・・（１）
（式中、０．０５≦ｘ≦０．４５である）
　式（１）において、テルビウム（Ｔｂ）は、鉄（Ｆｅ）を除く常磁性元素のなかで最大のベルデ定数をもつ材料であり、特にガーネット構造を有する酸化物中に含有される場合、波長１０６４ｎｍにおいて完全に透明であるため、この波長域の光アイソレータに使用するには最も適した元素である。
　ルテチウム（Ｌｕ）は、アルミニウムと化合して複合酸化物を形成する場合に、ペロブスカイト相よりもガーネット相を安定して形成するため、本特許においては好ましく利用することのできる元素である。また、他の希土類元素と比較して、可視～近赤外領域に特性吸収（ｆ－ｆ遷移）を持たず、さらにテルビウムとの原子量差は１６と小さいため、熱伝導率の高いファラデー回転子を開発するのに添加するには最適な元素である。
　式（１）のＢサイトにおいて、アルミニウム（Ａｌ）はガーネット構造を有する酸化物中で安定に存在できる３価のイオンの中で最小のイオン半径を有する材料であり、Ｔｂ含有の常磁性ガーネット型酸化物の格子定数を最も小さくすることのできる元素である。Ｔｂの含有量を変えることなくガーネット構造の格子定数を小さくすることができると、単位長さあたりのベルデ定数を大きくすることができるため好ましい。さらにアルミニウムは軽金属であるためガリウムと比較すると反磁性が弱く、ファラデー回転子内部に生じる磁束密度を相対的に高める効果が期待され、こちらも単位長さ当たりのベルデ定数を大きくすることができるため好ましい。実際ＴＡＧセラミックスのベルデ定数はＴＧＧのそれの１．２５～１．５倍に向上する。そのためテルビウムイオンの一部をルテチウムイオンで置換することでテルビウムの相対濃度を低下させた場合でも、単位長さ当りのベルデ定数をＴＧＧ同等以上、ないしは若干下回る程度にとどめることが可能となるため、本発明においては好適な構成元素である。
　式（１）中、ｘの範囲は０．０５≦ｘ≦０．４５が好ましく、０．１≦ｘ≦０．４がより好ましい。ｘが０．０５未満の場合、ルテチウムでテルビウムの一部を置換する効果が得られず実質ＴＡＧを作製する条件と変わらなくなり、そのため低散乱、低吸収の高品質なセラミック焼結体を安定製造することが困難となるため好ましくない。また、ｘが０．４５を超える場合、波長１０６４ｎｍでのベルデ定数が３０ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）未満となるため好ましくない。更にテルビウムの相対濃度が過剰に薄まると、波長１０６４ｎｍのレーザー光を４５度回転させるのに必要な全長が２５ｍｍを超えて長くなり、ＴＧＧ単結晶よりも長くなるので好ましくない。
　本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは、上記式（１）で表される複合酸化物を主成分として含む。更に副成分として、焼結助剤としての役割をはたすＳｉを１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍ以下の範囲で添加する。焼結助剤としてＳｉをこの所定量で添加すると、ペロブスカイト型の異相析出が抑制されるため、磁気光学素子用透明セラミックスの透明性を確保することができる。更にこの所定量で添加されたＳｉは１４００℃以上での焼結中にガラス化して液相焼結効果をもたらし、ガーネット型セラミック焼結体の緻密化を促進することができる。ただし、１０００質量ｐｐｍを超えてＳｉを添加すると、長さ（光路長）２０ｍｍの磁気光学素子用透明セラミックスに波長１０６４ｎｍの２００Ｗレーザー光線を照射した際の消光比が３５ｄＢを下回ってしまうため、Ｓｉの添加量は１０００質量ｐｐｍ以下にする必要がある。
　なお、焼結助剤としてＳｉは、例えば、ＳｉＯ２等のＳｉ系無機化合物や、テトラエトキシシラン（ＴＥＯＳ）等のＳｉ系高分子化合物として添加することができる。その際、金属Ｓｉ換算で１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍ以下になるよう、添加量を調整することが好ましい。Ｓｉの添加量の下限は、２００質量ｐｐｍ以上が好ましく、５００ｐｐｍ以上がより好ましい。Ｓｉの添加量の上限は、８００質量ｐｐｍ以下が好ましい。
　また、焼結助剤としてＳｉに加えてＳｃを１０００質量ｐｐｍ以下で添加してもよい。Ｓｃを添加することで、Ｓｉと同様に、ペロブスカイト型の異相析出が抑制され、磁気光学素子用透明セラミックスの透明性を向上することができる。また、Ｓｃは、ガーネット型構造のＡサイトとＢサイトの両方に固溶することができる元素であるので、添加量が多いほど透明セラミックスの製造は容易となる。しかしながら、Ｓｃの原子量は４４．９６であり、主成分とするＴｂやＬｕと比較して、原子量差が大きい。そのため、多量な添加は熱伝導率の悪化につながる。よって、１０００質量ｐｐｍより多く添加することは好ましくはない。
　Ｓｃは、例えば、Ｓｃ２Ｏ３等のＳｃ系無機化合物として添加することができる。Ｓｃの添加量の下限は、１００質量ｐｐｍ以上が好ましい。Ｓｃの添加量の上限は、８００ｐｐｍ以下が好ましい。また、ＳｉとＳｃの合計で、１０００質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。
　なお、本明細書において「添加量」とは、意図的に焼結助剤を添加する量を示しており、よって、添加量０質量ｐｐｍという場合は、意図的な焼結助剤の添加はないことを示し、原料粉末に該当元素が不純物として含まれる場合は除外している。
　また、「主成分として含む」とは、磁気光学素子用透明セラミックスが上記式（１）で表される複合酸化物を９０質量％以上含むことを意味する。式（１）で表される複合酸化物の含有量は９９質量％以上であることが好ましく、９９．９質量％以上であることがより好ましく、９９．９９質量％以上であることが好ましい。
　本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは、上記の主成分と副成分とで構成されるが、更に他の元素を含有していてもよい。その他の元素としては、イットリウム（Ｙ）、セリウム（Ｃｅ）等の希土類元素、あるいは様々な不純物群として、ナトリウム（Ｎａ）、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、燐（Ｐ）、タングステン（Ｔａ）、モリブデン（Ｍｏ）等が典型的に例示できる。
　その他の元素の含有量は、Ｔｂの全量を１００質量部としたとき、１０質量部以下であることが好ましく、０．１質量部以下であることが更に好ましく、０．００１質量部以下であることが特に好ましい。
　本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは無色透明の外観を呈しており、その光路長２０ｍｍでの波長１０６４ｎｍにおける損失係数が０．００２ｃｍ－１以下である。損失数の下限は、特に限定されないが、例えば、０．０００１ｃｍ－１以上としてもよい。なお本発明において、「損失係数」とは、下記式によってあらわされる、透明セラミックスの性能を示す係数である。
　損失係数［ｃｍ－１］＝１０×ｌｏｇ（Ｉ／Ｉ０）／（サンプル長［ｃｍ］）
（式中、Ｉは透過光強度（長さ２０ｍｍのサンプルを直線透過した光の強度）、Ｉ０は入射光強度を示す。）
　本発明の常磁性ガーネット型セラミックスの熱伝導率は４．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上である。熱伝導率の測定方法は定常法と非定常法に大別され、定常法は熱流計法、非定常法はレーザーフラッシュ法、周期加熱法、熱線法が挙げられるが、本発明においては何れの測定方法で測定しても良い。中でもレーザーフラッシュ法は、他の測定方法よりもサンプルサイズが小さくてもよく、真に透明なセラミックスを作りやすい観点から、最も好ましい測定方法である。熱伝導率の上限は、特に限定されないが、例えば、８．０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下としてもよい。
　本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは、波長１０６４ｎｍでのベルデ定数が３０ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以上であることが好ましく、３６ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以上であることがより好ましい。ベルデ定数が３６ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以上であると、既存材料であるＴＧＧ単結晶との置き換えを、部品の設計変更無しにおこなえるため簡便で特に好ましい。ベルデ定数の上限は、特に限定されないが、例えば、６０ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以下としてもよい。
　本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは、セラミックス素子単体として消光比が３５ｄＢ以上である。本発明のガーネット組成範囲であると、歪みや点欠陥などの材料欠陥が劇的に低減されるため、材料素子単体の消光比は安定して３５ｄＢ以上に管理される。消光比の上限は、特に限定されないが、例えば、５０ｄＢ以下としてもよい。
　また、本発明の磁気光学素子用透明セラミックスは、光路長２０ｍｍとして波長１０６４ｎｍのレーザー光を入射パワー２００Ｗで入射した場合の消光比が３５ｄＢ以上である。ハイパワーレーザー照射時では、透明セラミックスの吸収量に応じた発熱が観測され、その発熱によって熱伝導率に応じた温度分布を生じ、結果として熱複屈折が生じる。すると、ローパワー（例えば１Ｗ）で消光比が３５ｄＢ以上であっても、ハイパワー照射によって消光比が低下してしまう。ハイパワーでの消光比が３５ｄＢを下回ってしまうと、レーザー光源の損傷を起こす可能性が高いため、好ましくはない。ハイパワーでの消光比の上限は、特に限定されないが、例えば、５０ｄＢ以下としてもよい。
　なお、上記ハイパワー照射時の消光比と同じ発熱と熱伝導率によって影響されるのが、出射ビーム焦点位置変化、出射ビーム径変化である。これらは熱レンズ効果と呼ばれ、発熱による温度分布によって屈折率分布が生じるために起きる現象である。出射ビーム焦点位置変化の場合、サンプルを置かない時のビーム焦点位置と、サンプルをビームが通過した際のビーム焦点位置の変化率が１０％未満であることが好ましく、出射ビーム径変化の場合は、初期のビーム径とサンプルを通過した際のビーム径の変化率が１０％未満であることが好ましい。本発明においては、ハイパワー照射試験の際、合否判定では消光比変化、焦点位置変化、ビーム径変化のいずれかで判断しても可能である。
［磁気光学素子用透明セラミックスの製造方法］
　次に、本発明に係る磁気光学素子用透明セラミックスを製造する方法の一実施の形態について説明する。本実施の形態では、先ず、原料粉末を所定形状にプレス成形した後に脱脂を行い、次いで焼結して、相対密度が最低でも９５％以上に緻密化した焼結体を作製する。その後工程として熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）処理を行うことが好ましい。なおＨＩＰ処理をそのまま施すと、磁気光学素子用透明セラミックスが還元されて若干の酸素欠損を生じてしまう。そのため微酸化ＨＩＰ処理、乃至はＨＩＰ処理後に酸化囲気でのアニール処理を施すことにより酸素欠損を回復させることが好ましい。これにより、欠陥吸収のない透明な常磁性ガーネット型複合酸化物を含む磁気光学素子用透明セラミックスを得ることができる。以下に、原料および各工程について説明する。
（１．原料）
　本実施の形態で用いる原料としては、テルビウム、ルテチウム、スカンジウム、アルミニウムからなる金属粉末、ないしは硝酸、硫酸、尿酸等の水溶液、あるいは上記元素の酸化物粉末等が好適に利用できる。
　透明セラミックス用酸化物粉末の調製は、ブレイクダウン式とビルドアップ式の２つに大別されるが、透明化可能であれば特に限定されない。ビルドアップ式は、各種粉末を粉砕して透明セラミックス用酸化物粉末を調整する方法であり、生産性にメリットはあるが、組成の均一性において課題がある。一方、ビルドアップ式は、各種元素の溶液から核生成、粒成長させて粉末を得る方法であり、組成の均一性に大きなメリットがあるが、生産性や再現性に難がある方法である。本発明においては、高度に透明化可能であれば特に限定されない。
　ブレイクダウン式においては、各種酸化物粉末と焼結助剤を秤量し、湿式、または乾式で粉砕処理を行うことが最も好ましい。各種酸化物粉末の純度は９９．９％以上が好ましく、９９．９９％以上がより好ましい。また、各種粉末の一次粒子径は０．０５μｍ以上１００μｍ以下が好ましい。０．０５μｍ未満であると、粒子の凝集性が高いためにセラミックスの均一性を制御することが難しいだけでなく、焼結工程において急速な緻密化を生じ、気泡排出の制御が難しくなるので好ましくはない。また、１００μｍを超えると、湿式粉砕、または乾式粉砕で微粒子まで粉砕することができないため不適である。粉砕処理は湿式、乾式どちらでも構わず、ボールミル処理、ビーズミル処理、ジェットミル処理、ホモジナイザー処理のいずれも好適に利用することが可能である。粉砕処理は、一次粒子の粒度分布の中心値（Ｄ５０）が１μｍ未満となるまで処理することが好ましい。
　ビルドアップ式においては、各種元素を含む溶液（主成分だけでなく焼結助剤を含んでも良い）から粉末を合成し、１３００℃以下で焼成する方法が好ましい。各種元素の前駆体は、塩化物、硝酸塩、炭酸塩、硫酸塩が例示され、特に限定されない。また粉末の合成方法は、共沈法、錯体重合法、均一沈殿法が例示され、高度に透明なセラミックスが製造可能であるなら特に限定されない。いずれの合成法であっても一次粒子径は０．０５μｍ以上が好ましく、その形状は特に限定されない。得られた粉末の性状によっては、焼成後、湿式、または乾式で粉砕処理を施してもよく、ブレイクダウン式と同様、特に粉砕方法には限定されない。
　なお、その後の製造歩留まり安定性や品質向上のために分散剤、結合剤、可塑剤、潤滑剤等の有機添加剤を添加してもよく、その場合は湿式粉砕を行い、スラリー中に添加する方法が最も安定するため、好ましい。添加量に関しては特に制限はなく、目標とする特性が得られれば良い。
（２．成形）
　本実施の形態の製造方法においては、通常のプレス成形工程を好適に利用できる。即ち、ごく一般的な、型に充填して一定方向から加圧するプレス工程や、変形可能な防水容器に密閉収納して静水圧で加圧するＣＩＰ（Ｃｏｌｄ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）工程やＷＩＰ（Ｗａｒｍ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ）工程が好適に利用できる。なお、印加圧力は得られる成形体の相対密度を確認しながら適宜調整すればよく、特に制限されない。あるいはまた、成形時に成形工程のみでなく一気に焼結まで実施してしまうホットプレス工程や放電プラズマ焼結工程、マイクロ波加熱工程なども好適に利用できる。更にプレス成形法ではなく、鋳込み成形法による成形体の作製も可能である。加圧鋳込み成形や遠心鋳込み成形、押出し成形等の成形法も、出発原料である酸化物粉末の形状やサイズと各種の有機添加剤との組合せを最適化することで、採用可能である。
（３．脱脂）
　本実施の形態の製造方法においては、通常の脱脂工程を好適に利用できる。即ち、加熱炉による昇温脱脂工程を経ることが可能である。また、この時の雰囲気ガスの種類も特に制限はなく、空気、酸素、水素等が好適に利用できる。脱脂温度も２７０℃以上１０００℃以下が好ましい。２７０℃を下回ると、有機添加剤を完全に除去することが難しく、一方１０００℃より高い温度では、緻密化が焼結工程より前で進行してしまうため、低散乱となる透明焼結体を得ることが難しくなる。
（４．焼結）
　本実施の形態の製造方法においては、一般的な焼結工程を好適に利用できる。即ち、抵抗加熱方式、誘導加熱方式等の加熱焼結工程を好適に利用できる。この時の雰囲気は特に制限されず、不活性ガス、酸素ガス、水素ガス、ヘリウムガス等の各種雰囲気、あるいはまた、減圧下（真空中）での焼結も可能であるが、高度に透明化が可能となる真空中で焼結することが最も好ましい。
　本実施の形態の焼結工程における焼結温度は、１４００～１７８０℃が好ましく、１４５０～１７５０℃が特に好ましい。焼結温度がこの範囲にあると、異相析出を抑制しつつ緻密化が促進されるため好ましい。
　本実施の形態の焼結工程における焼結保持時間は数時間程度で十分だが、焼結体の相対密度は最低でも９３％以上に緻密化させなければいけない。９３％未満では、続いてのＨＩＰ工程で透明体を得ることができないため、不適である。焼結体の相対密度が９３％以上となるように、焼結保持時間を管理する必要がある。
　焼結工程での結晶粒径は、１μｍ以上４０μｍ以下が好ましく、５μｍ以上３５μｍ以下が更に好ましい。結晶粒径が１μｍを下回ると、結晶粒間の微小な組成ずれにより、透明度が悪くなるため不適である。また、４０μｍ以上では、後工程の研磨加工において、脱硫が発生するリスクがあるため、好ましくはない。結晶粒径を該当範囲となるように、焼結温度、焼結保持時間を設定することが好ましい。
　なお、焼結粒子の平均粒径（平均焼結粒径）は、対象焼結体の焼結粒子の粒径を金属顕微鏡で測定して求められるものであり、詳しくは以下のようにして求められる。
　即ち、予備焼結体について金属顕微鏡を使用し、反射モードを用いて、５０倍の対物レンズを使用して焼結体表面の反射像を撮影する。詳しくは、対物レンズの有効画像サイズを考慮して対象焼結体の光学有効面積の全領域を撮影し、その撮影した画像について解析処理を行う。このとき、まず各撮影像に対角線を描き、当該対角線が横切る焼結粒子の総数をカウントし、その上で対角線長をこのカウント総数で割った値をその画像中の焼結粒子の平均粒径と定義する。更に解析処理で読み取った各撮影画像の平均粒径を合算したうえで、撮影枚数で割った値を対象焼結体の平均焼結粒径とする。
（５．熱間等方圧プレス（ＨＩＰ））
　本実施の形態の製造方法においては、焼結工程を経た後に更に追加で熱間等方圧プレス（ＨＩＰ（Ｈｏｔ　Ｉｓｏｓｔａｔｉｃ　Ｐｒｅｓｓｉｎｇ））処理を行う工程を設けることができる。
　なお、このときの加圧ガス媒体種類は、アルゴン、窒素等の不活性ガス、又はＡｒ－Ｏ２が好適に利用できる。加圧ガス媒体により加圧する圧力は、５０～３００ＭＰａが好ましく、１００～３００ＭＰａがより好ましい。圧力５０ＭＰａ未満では透明性改善効果が得られない場合があり、３００ＭＰａ超では圧力を増加させてもそれ以上の透明性改善が得られない。印加圧力は市販のＨＩＰ装置で処理できる１９６ＭＰａ以下であると簡便で好ましい。
　また、その際の処理温度（所定保持温度）は１０００～１７８０℃、好ましくは１１００～１７３０℃の範囲で設定される。熱処理温度が１７８０℃超では酸素欠損発生リスクが増大するため好ましくない。また、熱処理温度が１０００℃未満では焼結体の透明性改善効果がほとんど得られない。なお、熱処理温度の保持時間については特に制限されないが、あまり長時間保持すると酸素欠損発生リスクが増大するため好ましくない。典型的には１～３時間の範囲で好ましく設定される。
　なお、ＨＩＰ処理するヒーター材、断熱材、処理容器は特に制限されないが、グラファイト、ないしはモリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、白金（Ｐｔ）が好適に利用でき、処理容器としてさらに酸化イットリウム、酸化ガドリニウムも好適に利用できる。特に処理温度が１５００℃以下である場合、ヒーター材、断熱材、処理容器として白金（Ｐｔ）が使用でき、且つ加圧ガス媒体をＡｒ－Ｏ２とすることができるため、ＨＩＰ処理中の酸素欠損の発生を防止できるため好ましい。
　処理温度が１５００℃以上である場合にはヒーター材、断熱材としてグラファイトが好ましいが、この場合は処理容器としてグラファイト、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）のいずれかを選定し、さらにその内側に二重容器として酸化イットリウム、酸化ガドリニウムのいずれかを選定したうえで、容器内に酸素放出材を充填しておくと、ＨＩＰ処理中の酸素欠損発生量を極力少なく抑えられるため好ましい。
　なお、本ＨＩＰ処理後、更なる低散乱とするために、再度焼結処理を施しても良く、その後さらにＨＩＰ処理を施しても良い。焼結処理、ＨＩＰ処理に関して、回数は特に制限されず、低散乱が達成されるまで繰り返してよい。
（６．アニール処理）
　本実施の形態の製造方法においては、ＨＩＰ処理を終えた後に、得られた透明セラミックス焼結体中に酸素欠損が生じてしまい、かすかに薄灰色の外観を呈する場合がある。その場合には、前記ＨＩＰ処理温度以下、典型的には１０００～１５００℃にて、酸素雰囲気下、または大気雰囲気下でアニール処理（酸素欠損回復処理）を施すことが好ましい。この場合の保持時間は特に制限されないが、酸素欠損が回復するのに十分な時間以上行えばよく、１０時間以上が好ましく、２０時間以上がより好ましい。
　該酸素アニール処理により、たとえＨＩＰ処理工程でかすかに薄灰色の外観を呈してしまった透明セラミックス焼結体であっても、すべて無色透明の欠陥吸収のない磁気光学素子用透明セラミックス体とすることができる。
（７．光学研磨）
　本実施の形態の製造方法においては、上記一連の製造工程を経た磁気光学素子用透明セラミックスについて、その光学的に利用する軸上にある両端面を光学研磨することが好ましい。このときの光学面精度は測定波長λ＝６３３ｎｍの場合、λ／２以下が好ましく、λ／８以下が特に好ましい。なお、光学研磨された面に適宜反射防止膜を成膜することで光学損失を更に低減させることも可能である。
　以上のようにして、テルビウム及びルテチウムを含有した常磁性ガーネット型複合酸化物を主成分として含み、室温における熱伝導率が４．２Ｗ／ｍＫ以上である磁気光学素子用透明セラミックスを提供することができる。また、波長１０６４ｎｍでのベルデ定数が３０ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以上であり、光路長２０ｍｍとして波長１０６４ｎｍのレーザー光をビーム径１．６ｍｍ、入射パワー２００Ｗで入射した場合の消光比が３５ｄＢ以上である磁気光学素子用透明セラミックスを提供することができる。
［磁気光学素子］
　更に、本発明に係る磁気光学素子の一実施形態について説明する。本発明に係る磁気光学素子は、上記の磁気光学素子用透明セラミックスを用いて構成されるものである。上記の磁気光学素子用透明セラミックスは磁気光学材料として利用することができ、具体的には、磁気光学素子用透明セラミックスにその光学軸と平行に磁場を印加したうえで、偏光子、検光子とを互いにその光軸が４５度ずれるようにセットして磁気光学素子を構成、利用することが好ましい。特に、本発明に係る磁気光学素子用透明セラミックスは、波長０．９～１．１μｍ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、本発明の磁気光学素子用透明セラミックスからなるファラデー回転子を光学素子として備える磁気光学素子である光アイソレータの一例を模式的に示す断面図である。図１に示すように、光アイソレータ１００は、その筐体１０２の内部に、上記の磁気光学素子用透明セラミックスからなるファラデー回転子１１０と、偏光材料からなる偏光子１２０及び検光子１３０とを備える。これらは、ファラデー回転子の光学軸１０４に沿って、偏光子１２０、ファラデー回転子１１０、検光子１３０の順序で配置されている。偏光子１２０の偏光振動面と検光子１３０の偏光振動面は、相対角度が４５°になるよう配置される。また、光アイソレータ１００は、筐体１０２内のファラデー回転子１１０の周囲に、ファラデー回転子１１０に磁界を印加するための磁石１４０を備える。
　このような光アイソレータ１００は産業用ファイバーレーザー装置（図示省略）に好適に利用できる。レーザー光源から発したレーザー光の反射光が光源に戻り、発振が不安定になるのを光アイソレータによって防止することができる。
　下記に実施例を挙げて本発明について詳細に説明する。
［実施例１～４、比較例１～４］
（透明セラミックスの製造）
　純度９９．９９９％以上の酸化テルビウム粉末（Ｔｂ４Ｏ７、信越化学工業株式会社製）、酸化ルテチウム粉末（Ｌｕ２Ｏ３、信越化学工業株式会社製）、酸化アルミニウム粉末（Ａｌ２Ｏ３、大明化学工業株式会社製、グレードＴＭ－ＤＡＲ）、焼結助剤としてのテトラエトキシシラン（Ｓｉ（ＯＣ２Ｈ５）４、キシダ化学株式会社製、以下、ＴＥＯＳという）および酸化スカンジウム粉末（Ｓｃ２Ｏ３、信越化学工業株式会社製）を所定量秤量し、エタノール（関東化学株式会社製）を分散媒として湿式ボールミル処理を施した。なお、ボールミルのメディアは２ｍｍアルミナボール（ニッカトー株式会社製）を用いた。ボールミル処理によって得られたスラリーに、結合剤としてポリビニルアルコール（関東化学株式会社製）を１ｗｔ％添加し、スプレードライにて顆粒化した。得られた顆粒から所定の形状となるように一軸プレス成型及びＣＩＰ処理を施し、マッフル炉にて５００℃で大気脱脂した。続いて真空焼結処理（１０－３Ｐａ、１６００℃）とその後のＨＩＰ処理（１９８ＭＰａ、１６００℃）を施し、１４５０℃にて１０時間、大気アニールを実施した。得られた透明体はφ５ｍｍ×Ｌ２０ｍｍ、光学面精度はλ／８となるように研磨・加工された。なお、比較例１～４は実施例の酸化ルテチウム粉末を無添加、あるいは酸化イットリウム粉末（Ｙ２Ｏ３、信越化学工業社製）に変更した以外は同様の方法で透明化した。
（損失係数測定）
　損失係数は、ＮＫＴ　Ｐｈｏｔｏｎｉｃｓ社製の光源とＧｅｎｔｅｃ社製のパワーメータ並びにＧｅフォトディテクタを用いて内製した光学系を用い、波長１０６４ｎｍの光をビーム径１ｍｍφの大きさで透過させたときの光の強度により測定され、以下の式に基づき求めた。
　損失係数［ｃｍ－１］＝１０×ｌｏｇ（Ｉ／Ｉ０）／（サンプル長［ｃｍ］）
（式中、Ｉは透過光強度（長さ２０ｍｍのサンプルを直線透過した光の強度）、Ｉ０は入射光強度を示す。）
（熱伝導率測定）
　熱伝導率はＪＩＳ　Ｒ　１６１１－１９９７（ファインセラミックスのレーザーフラッシュ法による熱拡散率、比熱、熱伝導率試験法）に則り、測定した。直径１０ｍｍ、厚さ２ｍｍの円盤状の透明セラミックス焼結体を準備し、片面へレーザー照射を実施した。レーザー照射面とその反対面との温度上昇の差を測定し、ハーフタイム法にて熱拡散率αを決定した。密度ρはアルキメデス法で測定し、比熱Ｃは示差走査熱重量法にて測定した。熱伝導率は、熱拡散率α、密度ρ、比熱Ｃの積で決定した。
（消光比の測定方法）
　消光比は、ＮＫＴ　Ｐｈｏｔｏｎｉｃｓ社製の光源と、コリメータレンズ、偏光子、ワークステージ、検光子、Ｇｅｎｔｅｃ社製のパワーメータ並びにＧｅフォトディテクタを用いて内製した光学系を用い、波長１０６４ｎｍの光をビーム径３ｍｍφと大きく設定した状態でサンプル中を透過させ、この状態で検光子の偏光面を偏光子の偏光面と一致させた際の光の強度Ｉ０’を測定し、続いて検光子の偏光面を９０度回転して偏光子の偏光面と直交させた状態で再度受光強度Ｉ’を測定したうえで、以下の式に基づいて計算により求めた。
　消光比（ｄＢ）＝－１０×ｌｏｇ１０（Ｉ’／Ｉ０’）
（ハイパワー照射時の消光比評価）
　ハイパワー照射時の消光比の測定はＪＩＳ　Ｃ　５８７７－２：２０１２を参考に行った。直線偏光である波長１０６４ｎｍ、出射パワー２００Ｗ、直径１．６ｍｍのコリメートされたＣＷレーザー光を用いて測定した。このレーザー光の光軸上にサンプル、ＰＢＳ、パワーメータを配置した。まず、レーザー光の偏光に対して平行になるようにＰＢＳを配置して透過光強度Ｐ//を読み取った。続いて偏光に対して垂直になるようにＰＢＳを配置して透過光強度Ｐ⊥を読み取った。入射強度２００Ｗにおける消光比（ｄＢ）は以下の式を用いて算出した。
　消光比（ｄＢ）＝－１０×ｌｏｇ１０（Ｐ⊥／Ｐ//）
（アイソレータ搭載）
　図１に示すように、得られた各セラミックスサンプルを外径３２ｍｍ、内径６ｍｍ、長さ４０ｍｍのネオジム－鉄－ボロン磁石の中心に挿入し、その両端に偏光子を挿入した後、ＩＰＧフォトニクスジャパン株式会社製のハイパワーレーザー（ビーム径１．６ｍｍ）を用いて、両端面から、波長１０６４ｎｍのハイパワーレーザー光線を入射して、ファラデー回転角θを決定した。ファラデー回転角θは出射側の偏光子を回転させた時に、最大の透過率を示す角度とした。以下の式に基づき、ベルデ定数を算出した。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（Ｒａｄ）、Ｖはベルデ定数（Ｒａｄ／Ｔ・ｍ）、Ｈは磁界の大きさ（Ｔ）、Ｌはファラデー回転子の長さ（この場合、０．０２０ｍ）である。）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　表１に各種透明セラミックスの特性評価結果を示す。ＡサイトをＬｕで置換した場合、熱伝導率が４．２Ｗ／ｍＫ以上であり、かつ損失係数は低下していることがわかる。結果として、２００Ｗ照射での消光比は３５ｄＢ以上であった。一方、ＡサイトをＹに置換した場合、損失係数は同程度である一方、熱伝導率が大きく下がっているため、２００Ｗ照射での消光比が３５ｄＢを下回っている。これらの結果から、Ａサイトを置換する元素は、ＹよりもＬｕのほうが好ましく、２００Ｗを超えるハイパワー用のファラデー回転子として使用可能と分かった。
［実施例５～１１、比較例５～８］
　ＴＥＯＳとＳｃ２Ｏ３の添加量を変化させた以外は、実施例２と同様に透明セラミックスを作製した。結果を表２に示す。Ｓｃの添加量が１０００質量ｐｐｍ以下であれば、熱伝導率の急激な低下がみられず、２００Ｗ照射時の消光比が３５ｄＢ以上であった。しかし、Ｓｃを１０００質量ｐｐｍより多く入れると、透明化の安定性は向上するが、熱伝導率が下がってしまい、２００Ｗ照射時の消光比が３５ｄＢを下回ってしまった。よって、Ｓｃの添加量は１０００質量ｐｐｍ以下が好ましいと分かった。なお、Ｓｃの量を少なくすると、透明化が難しくなるが、Ｓｉの量を調整することによって透明化が可能となる。Ｓｉの量も１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍまでの範囲では特にハイパワー照射時の消光比に影響はなく、０質量ｐｐｍだと異相発生により、透明化しないことがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　なお、これまで本発明を上記実施形態をもって説明してきたが、本発明は上記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
１０２　筐体
１０４　光学軸
１１０　ファラデー回転子
１２０　偏光子
１３０　検光子
１４０　磁石
 

Claims (10)

  1. 　下記式（１）で表されるテルビウム、ルテチウム及びアルミニウムを含有する常磁性ガーネット型複合酸化物と、焼結助剤として１００質量ｐｐｍ以上１０００質量ｐｐｍ以下のＳｉとを含む磁気光学素子用透明セラミックス。
    　（Ｔｂ１‐ｘＬｕｘ）３Ａｌ５Ｏ１２・・・（１）
    （式中、０．０５≦ｘ≦０．４５である。）
  2. 　焼結助剤として更に１０００質量ｐｐｍ以下のＳｃを含む請求項１に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  3. 　室温における熱伝導率が４．２Ｗ／（ｍ・Ｋ）以上である請求項１又は２に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  4. 　消光比が３５ｄＢ以上である請求項１から３のいずれか一項に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  5. 　１０６４ｎｍにおける損失係数が０．００２ｃｍ－１以下である請求項１から４のいずれか一項に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  6. 　セラミックスの結晶粒径が１μｍ以上４０μｍ以下である請求項１から５のいずれか一項に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  7. 　波長１０６４ｎｍ、出力２００Ｗのレーザーを照射した際の消光比が３５ｄＢ以上である請求項１から６のいずれか一項に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  8. 　ベルデ定数が３０Ｒａｄ／（Ｔ・ｍ）以上であることを特徴とする請求項１から７のいずれか一項に記載の磁気光学素子用透明セラミックス。
  9. 　請求項１から８のいずれか一項に記載の磁気光学素子用透明セラミックスを用いて構成される磁気光学素子。
  10. 　上記磁気光学素子用透明セラミックスをファラデー回転子として備え、該ファラデー回転子の光学軸上の前後に偏光材料を備えた波長帯０．９μｍ以上１．１μｍ以下で利用可能な光アイソレータである請求項９記載の磁気光学素子。
     
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