(57)【要約】【課題】簡易な方法により光学材料に好適なＭｇＯ系セラミックスの製造方法を提供する。【解決手段】本ＭｇＯ系セラミックスの製造方法は、第１成分としてのＭｇＯの粉末と、第２成分としてのＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＺｎの酸化物からなる群から選ばれる少なくとも１種類の酸化物の粉末とを混合して、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末を形成する第１の工程Ｓ１と、固溶体粉末を成形して成形体を得る第２の工程Ｓ２と、成形体を焼結して焼結体を得る第３の工程Ｓ３と、を備える。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
第１成分としてのＭｇＯの粉末と、第２成分としてのＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＺｎの酸化物からなる群から選ばれる少なくとも１種類の酸化物の粉末とを混合して、前記第１成分に前記第２成分が固溶した固溶体粉末を形成する第１の工程と、
前記固溶体粉末を成形して成形体を得る第２の工程と、
前記成形体を焼結して焼結体を得る第３の工程と、を備えるＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項２】
前記第２成分がＺｎＯ、ＮｉＯおよびＣｕＯのいずれかである請求項１に記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項３】
前記第１成分および前記第２成分の金属元素の総量に対する前記第２成分の金属元素の比率は、２０ｍｏｌ％以上４０ｍｏｌ％以下である請求項１または請求項２に記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項４】
前記第１の工程において、前記混合は、メカニカルアロイング法により行なう請求項１から請求項３までのいずれかに記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項５】
前記メカニカルアロイング法は、遊星ボールミルを用いる請求項４に記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項６】
前記遊星ボールミルによる粉砕加速度は、１０Ｇ以上である請求項５に記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項７】
前記遊星ボールミルのボールとして、Ｆｅ系ボールを用いる請求項５または請求項６に記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項８】
前記Ｆｅ系ボールは、ステンレスボールである請求項７に記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項９】
前記焼結体を熱間等方圧プレス処理してＨＩＰ体を得る第４の工程をさらに備える請求項１から請求項８までのいずれかに記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【請求項１０】
ＭｇＯの理論密度に対する前記成形体の密度の百分率である前記成形体の相対密度が５４％以上である請求項１から請求項９までのいずれかに記載のＭｇＯ系セラミックスの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、光学材料などに好適に用いられるＭｇＯ系セラミックスの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＭｇＯ（酸化マグネシウムまたはマグネシア）は、その結晶構造が立方晶であり複屈折が無いため、空孔や不純物の偏析を除去することにより透光性に優れた焼結体を得ることが可能である。このようなＭｇＯは、融点が２８００℃と非常に高く、耐熱性、耐アルカリ性および高熱伝導性を有する優れた素材であることが知られている。しかしながら、ＭｇＯはその融点が極めて高いため、既存の単結晶合成技術では光学的に優れた大型結晶を合成することは困難であった。
【０００３】
一方セラミックス（多結晶体）は、融点以下の比較的低い温度での合成が可能であるため、ＭｇＯ同様高融点の酸化イットリウム（イットリア）やその他希土類酸化物に関して、赤外用高温窓材、放電ランプ用エンベロープ、耐食部材などに適用すべく検討が盛んに行われている。
【０００４】
多結晶透光性ＭｇＯ焼結体に関する報告例としては、ＭｇＯ粉末を有機溶媒に分散し、再仮焼して焼結性を改善する方法などが挙げられる（たとえば特許文献１を参照）。また焼結助剤を添加する方法としては、溶液状のアルミニウム化合物を添加する方法（たとえば特許文献２を参照）、ＳｉＯ2と微量のＢ2Ｏ3を添加する方法（たとえば特許文献３を参照）、酸化スカンジウム、酸化イッテルビウム、酸化ゲルマニウムを０．０１〜０．５ｗｔ％添加し、不活性雰囲気で焼成する方法（たとえば特許文献４を参照）などが挙げられる。
【特許文献１】特開昭５１−８０３１３号公報
【特許文献２】特開昭５９−５００６８号公報
【特許文献３】特開２０００−２８１４２８号公報
【特許文献４】特開昭４８−２８８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、ＭｇＯは耐水性に大きな課題があり、ＭｇＯは大気中の水分と室温（たとえば２５℃）で容易に反応して、ＭｇＯより密度の低いＭｇ(ＯＨ)2に転化する。このようなＭｇ(ＯＨ)2の粉末をプレス成形して焼結すると、Ｍｇ(ＯＨ)2は３００℃以上で再びＭｇＯに転化する。かかる転化の際に、成形体中の粒子に大きな体積収縮を生じるため、３００℃以上に加熱された成形体は、空孔が生じて、その相対密度が室温（たとえば２５℃）時に比べて低下する。そのため、かかる空孔を除去するために、さらに高い温度で処理して、成形体を緻密化する。かかる緻密化の際に、成形体に大幅な収縮が生じて焼結体にクラックが発生したり、成形体の相対密度（ＭｇＯの理論密度に対する成形体の密度の百分率をいう。以下同じ。）が低いために緻密化が不十分となり空孔が残存し、焼結体が光学的に透明にならない、という課題があった。
【０００６】
本発明は、上記の課題を解決するために、簡易な方法により光学材料に好適なＭｇＯ系セラミックスの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明は、第１成分としてのＭｇＯの粉末と、第２成分としてのＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＺｎの酸化物からなる群から選ばれる少なくとも１種類の酸化物の粉末とを混合して、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末を形成する第１の工程と、固溶体粉末を成形して成形体を得る第２の工程と、成形体を焼結して焼結体を得る第３の工程と、を備えるＭｇＯ系セラミックスの製造方法である。
【０００８】
ここで、第２成分はＺｎＯ、ＮｉＯおよびＣｕＯのいずれかとすることが好ましい。また、第１成分および第２成分の金属元素の総量に対する第２成分の金属元素の比率は、２０ｍｏｌ％以上４０ｍｏｌ％以下であることが好ましい。
【０００９】
また、上記第１の工程において、混合は、メカニカルアロイング法により行なうことが好ましい。さらに、このメカニカルアロイング法は、遊星ボールミルを用いることが好ましい。また、この遊星ボールミルによる粉砕加速度は、１０Ｇ以上であることが好ましい。また、遊星ボールミルのボールとしてＦｅ系ボールを用いることが好ましく、Ｆｅ系ボールはステンレスボールであることが好ましい。
【００１０】
また、上記焼結体を熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）処理してＨＩＰ体を得る第４の工程をさらに備えることが好ましい。また、ＭｇＯの理論密度に対する成形体の密度の百分率である成形体の相対密度は５４％以上であることが好ましい。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、簡易な方法により光学材料に好適なＭｇＯ系セラミックスの製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
＜実施形態１＞
図１を参照して、本発明にかかるＭｇＯ系セラミックスの製造方法の一実施形態は、第１成分としてのＭｇＯの粉末と、第２成分としてのＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＺｎの酸化物からなる群から選ばれる少なくとも１種類の酸化物の粉末とを混合して、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末を形成する第１の工程Ｓ１と、固溶体粉末を成形して成形体を得る第２の工程Ｓ２と、成形体を焼結して焼結体を得る第３の工程Ｓ３と、を備える。
【００１３】
（第１成分）
本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法においては、第１成分としてＭｇＯが用いられる。ＭｇＯは、その結晶構造が立方晶であり複屈折がない。このため、空孔や不純物の偏析を除去することにより、透光性が高い焼結体が得られる。また、ＭｇＯは、耐熱性、耐アルカリ性および熱伝導性の高い材料である。
【００１４】
しかし、ＭｇＯは、融点が２８００℃と非常に高いため、単結晶を成長させる場合には、チョコラルスキー（ＣＺ）法、ベルヌイ法では困難であり、極めて高価な電融法を用いる必要がある。また、原料粉末を焼結させてセラミックスを製造する場合には、高い焼結温度が必要であり、また、ホットプレスなどの加圧焼結を用いて強制的に緻密化を図る必要がある。特に、ＭｇＯは、耐水性が低く、室温（たとえば２５℃）で、大気中の水分と容易に反応してＭｇＯよりも密度の低いＭｇ(ＯＨ)2に転化する。
【００１５】
このようなＭｇＯの粉末をプレス成形して焼結すると、Ｍｇ(ＯＨ)2は３００℃以上で再度ＭｇＯに転化する。かかる転化の際に、成形体中の粒子に大きな体積収縮を生じるため、３００℃以上に加熱された成形体は、空孔が生じて、その相対密度が室温（たとえば２５℃）時に比べて低下する。そのため、かかる空孔を除去するために、さらに高い温度で処理して、成形体を緻密化する。かかる緻密化の際に、成形体に大幅な収縮が生じて焼結体にクラックが発生したり、成形体の相対密度が低いために緻密化が不十分となり空孔が除去できない場合がある。
【００１６】
（第２成分）
そこで、本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法においては、第２成分としてＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＺｎの酸化物が用いられる。
【００１７】
図２を参照して、第１成分としてのＭｇＯに、第２成分としてたとえばＺｎＯを添加すると、第１成分（ＭｇＯ）に第２成分（ＺｎＯ）が幅広い組成領域で固溶した固溶体が形成される。かかる固溶体は、第２相を形成せず立方晶を維持するため光学的等方性が確保され、かつ第２相が粒界に存在しないため透明になりやすい。また、第１成分（ＭｇＯ）への第２成分（ＺｎＯ）の固溶とともに、融点および液相出現温度も低下するため、ＭｇＯ系セラミックスの製造が容易となる。また、第１成分（ＭｇＯ）中の金属元素（Ｍｇ）イオンと第２成分（ＺｎＯ）中の金属元素（Ｚｎ）イオンとのイオン半径が近い場合は、固溶体の格子歪みの程度が小さく、ＭｇＯの熱伝導度の低下が小さい。
【００１８】
ここで、第１成分（ＭｇＯ）に第２成分（ＺｎＯ）が固溶した固溶体（ＭｇＯの固溶体）とは、第１成分（ＭｇＯ）と同じ結晶構造を有し、その粉末Ｘ線回折パターンが第１成分（ＭｇＯ）と実質的に同じであり、他のいかなる化学物質の回折パターンも現れない。固溶している第２成分に含まれる金属元素のイオン半径と固溶量によって、わずかに回折角度がシフトするものと定義する。たとえば、Ｍｇのイオン半径よりも小さなイオンがＭｇＯに固溶したＭｇＯの固溶体は、ＭｇＯの格子定数が小さくなるため、回折パターンは高角度側にシフトする。
【００１９】
本実施形態の製造方法において用いられる第２成分は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、ＣｕおよびＺｎの酸化物からなる群から選ばれる少なくとも１種類の酸化物である。かかる第２成分は、第１成分であるＭｇＯに固溶してＭｇＯの固溶体を形成することによりその融点を低下させるとともに、ＭｇＯの表面活性を低下させて大気中の水分との反応性を抑制する。このため、第１成分（ＭｇＯ）の固溶体の粉末は、ＭｇＯ粉末に比べて、大気中の水分との反応が抑制され、低密度の水酸化物への転化が抑制される。そのため、かかる固溶体粉末をプレス成形して焼結する際、成形体の粒子の大きな体積収縮が生じないため、成形体の相対密度の低下が抑制される。さらに高い温度で処理して、成形体を緻密化する際に、成形体に大幅な収縮が生じず焼結体にクラックが発生するのが抑制され、緻密化が十分進み空孔の除去が進むため、光学的に透明なセラミックスが得られやすくなる。
【００２０】
このような第２成分は、ＺｎＯ、ＮｉＯ、またはＣｕＯのいずれかであることが好ましく、特にＺｎＯであることが好ましい。ＺｎＯはそれ自体の熱伝導率が５６Ｗ・ｍ-1・Ｋ-1程度と高く、また、以下の表１の通りＺｎとＭｇとはイオン半径が近似しており、ＺｎＯがＭｇＯに固溶した場合に格子歪みの程度が小さく、ＭｇＯの熱伝導率を大きく低下させることがないというメリットを有しているためである。
【００２１】
なお、ＦｅＯ、ＮｉＯ、ＣｏＯ、ＣｕＯまたはＭｎＯを用いても上記ＺｎＯと同様に、ＭｇＯの融点は低下し、かつ固溶体を形成する効果が得られる。しかし、ＭｇＯの高い熱伝導率が大きく低下しないか否かは、これらの金属元素のイオン半径を考慮する必要がある。ＭｇＯの結晶構造は塩化ナトリウム（ＮａＣｌ）構造であり、金属元素原子は６配位の二価イオンとなる。以下の表１は、各種金属元素のイオン半径（Å）、ならびにＭｇイオンとのイオン半径の整合性Δｒ（％）を示している。なお、Δｒは次の式（ｉ）で表わされ、
Δｒ＝（当該金属元素のイオン半径−Ｍｇのイオン半径）／Ｍｇのイオン半径×１００（％）    ・・・（ｉ）
式（ｉ）において、その絶対値が小さいものほどＭｇイオンのイオン半径に近似することを示している。
【００２２】
【表１】
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【００２３】
表１より明らかなように、整合性Δｒが最も高いのはＣｕであるが、ＣｕＯは光学バンドギャップ（Ｅｇ＝１．４ｅＶ）が小さいため、６０ｍｏｌ％以上固溶させると、ＭｇＣｕＯの光学バンドギャップが４００ｎｍ以上となり、一部の可視光が吸収されることがある。一方、ＺｎＯに続いて比較的イオン半径の整合性の高いＮｉは、ＮｉＯの光学バンドギャップ（Ｅｇ＝３．７ｅＶ）が大きく、組成に関わらずＭｇＮｉＯの光学バンドギャップは紫外域に存在するため好ましい。
【００２４】
これに対して、ＣｏはバンドギャップがＺｎＯとほぼ同じで（Ｅｇ＝３．２ｅＶ）、Ｎｉの場合と同様に、ＭｇＣｏＯは光学的に透明であるが、イオン半径の整合性が低いので少量の固溶でも熱伝導率は低下する傾向にある。また、Ｆｅ、Ｍｎはイオン半径の整合性が最も低いので熱伝導率の低下が大きくなる傾向にある。
【００２５】
経験的には、整合性Δｒの絶対値が５％以下であることが好ましく、この条件を満たすＺｎ、Ｎｉ、Ｃｕが好ましく、特に上記の通りＺｎＯ、ＮｉＯ、またはＣｕＯのいずれかを採用することが好ましい。
【００２６】
第１成分および第２成分の金属元素の総量に対する第２成分の金属元素の比率は、第２成分がＺｎＯの場合、第１成分に第２成分が固溶した固溶体が得られる範囲であれば特に制限はないが、第１成分に第２成分が固溶した単相の固溶体が得られる範囲（図２においてＭｇＯ（ＳＳ）で示される領域）が好ましく、２０ｍｏｌ％以上４０ｍｏｌ％以下とすることが特に好ましい。４０ｍｏｌ％を超えると、ＭｇＯ（立方晶）と屈折率の異なる六方晶のＺｎＯ（第２成分）が共析する（図２においてＭｇＯ（ＳＳ）+ＺｎＯ（ＳＳ）で示される領域）ので、光学的に透明になりにくく、複屈折も起こりやすくなる。また、２０ｍｏｌ％未満では融点の低下の度合いが小さくなるので、高い焼結温度が必要となる。
【００２７】
また、第２成分がＮｉＯ、ＣｏＯ、ＣｕＯまたはＦｅＯの場合は、第２成分の比率の多寡にかかわらず、全比率範囲において第１成分（ＭｇＯ）と固溶して、全組成領域において第２相の形成のない固溶体を形成する。
【００２８】
（第１工程）
図１を参照して、本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法における第１の工程Ｓ１は、第１成分としてのＭｇＯの粉末と、第２成分としてのＦｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、ＭｎおよびＺｎの酸化物からなる群から選ばれる少なくとも１種類の酸化物の粉末とを混合して、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末を形成する工程（固溶体粉末形成工程）である。
【００２９】
ここで、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末は、第１成分に第２成分が固溶した固溶体を含むものであれば特に制限はないが、第１成分に第２成分が固溶した単相の固溶体（図２においてＭｇＯ（ＳＳ）で示される領域の固溶体）の粉末、すなわち第１成分に第２成分が固溶した固溶体の相のみで形成されている粉末であることが好ましい。固溶体粉末が、複数の相を有する固溶体で形成されていると、光学的に透明になりにくく、複屈折も起こりやすくなる。
【００３０】
第１成分に第２成分が固溶した固溶体の粉末を製造するには、通常は、第１成分の粉末と、その第１成分と固溶体を形成する第２成分の粉末と、を混合して、適度な温度で仮焼して固溶体粉末を作製して、かかる固溶体粉末を成形および焼結する。
【００３１】
しかし、上記の仮焼により得られる固溶体粉末は、粒成長または微細粉末の凝集が生じているため、仮焼後成形および焼結前に、解砕または粉砕処理が必要となる。
【００３２】
本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法は、その第１の工程において、第１成分の粉末と第２成分の粉末とを混合して、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末を形成するため、固溶体化させるための原料粉末の熱処理（仮焼）、およびその後の解砕または粉砕処理が不要となり、短時間で効率的にＭｇＯ系セラミックスを製造することができる。
【００３３】
第１の工程において、第１成分の粉末と第２成分の粉末との混合は、第１成分に第２成分が固溶した固溶体粉末が形成される方法であれば特に制限はないが、混合の際に大きなエネルギーを加えることができるメカニカルアロイング法により行なうことが好ましい。ここで、メカニカルアロイング法とは、固体粉末を機械的に微細に混合する方法をいう。メカニカルアロイング法は、たとえば、ボールミルを用いて、ボールの衝突エネルギーを利用して、第１成分の粉末と第２成分の粉末との折りたたみと圧延を繰り返し起こさせて、両粉末を微細に混合することができる。
【００３４】
メカニカルアロイング法には、特に制限はないが、粉末の混合の際に大きなエネルギーを加えることができる観点から、遊星ボールミルを用いることが好ましい。遊星ボールミルを用いることにより、第１成分の粉末と第２成分の粉末とを原子レベルで混ぜ合わせることができる。遊星ボールミルにより粉砕加速度（合成加速度ともいう。以下同じ。）は、１０Ｇ以上であることが好ましい。遊星ボールミルにより１０Ｇ以上の粉砕加速度で、第１成分の粉末と第２成分の粉末とを混合することにより、短時間で均一な固溶体粉末が得られる。遊星ボールミルのボールは、特に制限はないが、ＦｅがＭｇＯに広い範囲の組成領域で固溶する観点から、Ｆｅ系ボールが好ましい。さらに、Ｆｅ系ボールとしては、ステンレスボールがより好ましい。ステンレスボールは、高硬度で錆びにくく、またステンレスボールに含まれるＮｉおよびＣｒもＭｇＯに広い範囲の組成領域で固溶するからである。
【００３５】
また、第１の工程において、第１成分および第２成分の粉末に焼結助剤を添加して混合することにより、固溶体粉末と焼結助剤との混合粉末を形成することもできる。
【００３６】
（第２の工程）
図１を参照して、本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法の第２工程Ｓ２は、上記第１の工程で得られた固溶体粉末を成形して成形体を得る工程（成形工程）である。かかる成形工程においては、固溶体粉末だけでなく、固溶体粉末と焼結助剤との混合粉末を成形して成形体を得てもよい。固溶体粉末を成形する方法には、特に制限はなく、このような成形体を得ることができる方法であれば、いずれの方法をも採用できる。たとえば、各成形型を用いる成形法、プレス成形法などを採用できる。また、成形のためのバインダーを添加してもよい。
【００３７】
ＭｇＯの理論密度に対する成形体の密度の百分率である成形体の相対密度は、５４％以上であることが好ましい。成形体の相対密度が５４％未満であると、成形体を焼結して得られる焼結体は、緻密化が不十分であり、セラミックスとしての特性が低くなる。かかる観点から、成形体の相対密度は、５５％以上がより好ましく、６０％以上がさらに好ましい。
【００３８】
（第３の工程）
図１を参照して、本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法の第３の工程Ｓ３は、上記第２の工程で得られた成形体を焼結して焼結体を得る工程（焼結工程）である。成形体の焼結温度は、固溶体粉末を形成する固溶体の融点に依存して変化させればよい。焼結は一部に液相が出現する温度で行なうと液相焼結となり緻密化しやすい。もちろん、固相焼結でも焼結温度が融点に近づくほど緻密化はしやすい。液相焼結を行なうと、ホットプレスなどの加圧焼結をしなくても設備的に安価な常圧焼結でも容易に緻密化させることができる。もちろん、このような液相焼結の場合でもホットプレスしても構わない。
【００３９】
このような焼結工程において、一般的な焼結炉を使用することを考慮した場合、１２００〜２０００℃程度で焼結することが好ましいので、この温度で液相が出現するように固溶体中の固溶種、固溶量を調整することが好ましい。
【００４０】
なお、焼結を容易にするため、上記の固溶体粉末を形成する工程において、固溶体の粉末に対して焼結助剤を添加して混合粉末を調製することもできる。この場合は、上記の焼結温度や後述の熱間等方圧プレス（ＨＩＰという。以下同じ。）温度は、焼結助剤が液相に変化する温度に依存して決めればよい。焼結助剤としては、たとえば、ＳｃとＡｌの酸化物を適当な比率で添加するなどの手段を採用することができる。なお、このような焼結助剤を用いた場合、最終的に得られるＭｇＯ系セラミックスは固溶体以外の第二相を含むこととなるため、そのような第二相の含有が所望されない場合は焼結助剤を使用しないことが好ましい。
【００４１】
このようにして得られる焼結体は、ＭｇＯの固溶体で形成されているため、透光性、耐熱性、耐水性および熱伝導性が高く複屈折の無いセラミックスであり、光学材料などに好ましく用いられる。
【００４２】
なお、ＭｇＯは極めて水分と反応しやすいセラミックスであり、空気中の水分と反応してＭｇ(ＯＨ)2を形成し失透していくだけでなく、やがて崩壊していく性質を持つ。このようなＭｇＯを光学材料として使用すると、経時変化して表面が失透していく。この現象は、特にＭｇＯの焼結体に顕著である。
本実施形態のＭｇＯ系セラミックス（焼結体）は、第１成分であるＭｇＯにＺｎＯなどの第２成分を固溶させたＭｇＯの固溶体の焼結体であり、第１成分であるＭｇＯの表面活性が低下し水分との反応が抑制されているため、長期的にも化学的に安定した材料となる。
【００４３】
＜実施形態２＞
図１を参照して、本発明にかかるＭｇＯ系セラミックスの製造方法の他の実施形態は、上記実施形態１の第３の工程で得られた焼結体を熱間等方圧プレス（ＨＩＰ）処理してＨＩＰ体を得る第４の工程Ｓ４をさらに備える。
【００４４】
（第４の工程）
本実施形態のＭｇＯ系セラミックスの製造方法の第４の工程は、実施形態１の第３の工程で得られた焼結体をＨＩＰ処理してＨＩＰ体を得る工程（ＨＩＰ処理工程）である。かかるＨＩＰ処理工程により、焼結体中の空孔が十分に除去され、高い透光性を有するＨＩＰ体が得られる。
【００４５】
このＨＩＰ処理工程において、圧力媒体は特に限定されるものではないが、工業的に入手可能な不活性ガスを用いることが好ましい。ＨＩＰ処理温度は、概ね１２００℃以上とすることが好ましい。１２００℃よりも低いと空孔を完全に除去することができず、焼結温度を超えると粒成長が進行し、残留空孔を生じる傾向がある。このため、ＨＩＰ処理温度の上限は焼結温度を超えないことが好ましい。一方、ＨＩＰ処理圧力は５００気圧（５０．７ＭＰａ）以上２０００気圧（２０２．７ＭＰａ）以下とすることが好ましい。５００気圧（５０．７ＭＰａ）を下回ると充分な効果が得られず、また２０００気圧（２０２．７ＭＰａ）を超えても透光性をさらに向上させることにはならず、装置が大掛かりなものとなるため好ましくない。また、ＨＩＰ処理時間は０．５時間以上であれば十分であり、たとえば０．５時間以上２時間以下とし、得られるＭｇＯ系セラミックスの厚さなどにより種々時間を変更して行なえばよい。このようなＨＩＰ処理時間は最高温度での保持時間に依存して変化する。
【００４６】
このようにして得られる本実施形態のＭｇＯ系セラミックス（ＨＩＰ体）は、実施形態１のＭｇＯ系セラミックス（焼結体）に比べて、透光性がより高く複屈折の無いセラミックスであり、光学レンズなどの光学材料に好ましく用いられる。
【００４７】
上記実施形態１および２において得られるＭｇＯ系セラミックス（焼結体およびＨＩＰ体）は、透光性、耐熱性および耐水性が高く複屈折が無いため、通常の光学レンズに要求される物性を満足し、特にカラー液晶プロジェクター用の光学素子として好ましく用いられる。
【実施例】
【００４８】
＜実施例１＞
（ａ）原料粉末
第１成分の粉末として、平均粒径５μｍで純度９９．９９ｗｔ％のＭｇＯ粉末を用いた。第２成分の粉末として、平均粒径３μｍで純度９９．９９ｗｔ％のＺｎＯ粉末、平均粒径１０μｍで純度９９．９９ｗｔ％のＦｅＯ粉末、平均粒径３μｍで純度９９．９９ｗｔ％のＣｏＯ粉末、平均粒径３．８μｍで純度９９．９９ｗｔ％のＮｉＯ粉末または平均粒径４．５μｍで純度９９．９９ｗｔ％のＣｕＯ粉末を用いた。
【００４９】
（ｂ）固溶体粉末を形成する工程（第１の工程）
表２を参照して、サンプルＮｏ．１〜３、７〜９については、第１成分（ＭｇＯ）の粉末と第２成分の粉末とを所定の組成比となるように配合し、直径３ｍｍのステンレス（ＳＵＳ３０４）ボール、ＳｉＣ（ＳＣ３６０）ボールまたはアルミナ（Ａｌ2Ｏ3）ボールを加えて、ステンレス製ポットを用いた遊星ボールミルを用いて所定の破砕加速度で所定時間混合することにより、メカニカルアロイニング（ＭＡ）して、固溶体粉末を得た。
【００５０】
また、サンプルＮｏ．４および５については、第１成分（ＭｇＯ）の粉末と第２成分の粉末とを所定の組成比となるように配合し、直径３ｍｍのステンレス（ＳＵＳ３０４）ボールを加えて、通常のボールミル（ＢＭ）を用いて所定時間混合して、固溶体粉末を得た。サンプルＮｏ.６については、第１成分（ＭｇＯ）の粉末に第２成分の粉末を配合することなく、直径３ｍｍのステンレス（ＳＵＳ３０４）ボールを加えて、通常のボールミル（ＢＭ）を用いて所定時間混合した。さらに、サンプルＮｏ．４〜６で得られた粉末を酸化アルミニウム（Ａｌ2Ｏ3）製の坩堝に入れて、大気中１３６０℃で１３時間仮焼成した後、通常のボールミル（ＢＭ）を用いて１時間解砕処理した。
【００５１】
なお、粉末Ｘ線回折により、上記で得られた固溶体粉末の生成相を同定した。結果を表２にまとめた。表２の「生成相」欄における「ＭｇＯ」とは生成相がＭｇＯの立方晶であることを示す。また「ＺｎＯ」とは、生成相がＺｎＯの六方晶であることを示す。また、ピクノメータで固溶体粉末の真密度を測定し、第１成分（ＭｇＯ）と第２成分の理論上の真密度（理論密度）の値から、固溶体粉末中の第１成分および第２成分の組成（ｍｏｌ％）を計算した結果、第１成分（ＭｇＯ）の粉末と第２成分の粉末の配合の組成（ｍｏｌ％）と同じであった。ここで、各成分の組成は、全成分の金属元素の全体に対する各成分の金属元素の組成を意味する。
【００５２】
（ｃ）成形体を得る工程（第２の工程）
上記で形成された各固溶体粉末５０ｇに、バインダーとして積水化学製ＰＶＢ−ＢＬ１（商品名）を０．２２ｇ添加してエタノール２０ｇを加え、ナイロンポットおよびナイロンボールを用いて２４時間混合した後回収した。
【００５３】
回収後の固溶体粉末を成形型に装填し、直径２０ｍｍ、厚さ２ｍｍのディスク状成形体を作製した。このようにして得られた成形体の相対密度（ＭｇＯの理論密度に対する成形体の密度の百分率）をアルキメデス法により測定した。結果を表２にまとめた。
【００５４】
（ｄ）焼結体を得る工程（第３の工程）
上記で得られた各成形体を真空炉にて１００℃／ｈｒで所定の温度（表２記載の焼結温度）まで昇温し、その温度で１時間保持した後に炉内で自然冷却させて焼結体を得た。焼成時の真空度は１０-2Ｐａ以下とした。焼結体の相対密度（ＭｇＯの理論密度に対する焼結体の密度の百分率）をアルキメデス法により測定した。また、生成相を粉末Ｘ線回折により確認した。結果を表２にまとめた。表２の「生成相」欄における「ＭｇＯ」とは生成相がＭｇＯの立方晶であることを示す。また「ＺｎＯ」とは、生成相がＺｎＯの六方晶であることを示す。
【００５５】
（ｅ）ＨＩＰ体を得る工程（第４の工程）
上記で得られた各焼結体をＡｒガス中８００℃／ｈｒで所定の温度（表２記載のＨＩＰ温度）まで昇温し、１０００気圧（１０１．３ＭＰａ）の圧力下で１時間保持してＨＩＰ（熱間等方圧プレス）処理を行なうことによりＨＩＰ体（厚さ１ｍｍ）を得た。このようにして得られたＨＩＰ体の相対密度（ＭｇＯの理論密度に対するＨＩＰ体の密度の百分率）をアルキメデス法により測定した。結果を表２にまとめた。なお、表２におけるサンプルＮｏ．１〜５および７〜９が本発明の実施例であり、サンプルＮｏ．６が比較例である。
【００５６】
（ｆ）評価
（ｆ−１）直線透過率
上記で得られたＭｇＯ系セラミックス（ＨＩＰ体）は、ダイヤモンドスラリーを用いて鏡面研磨を行ない、分光光度計にて直線透過率（厚さ１ｍｍ）を測定した。その結果、波長４２０ｎｍ〜６８０ｎｍにおける直線透過率は４２０ｎｍで最も低くなるため、各実施例及び比較例のサンプルにおいては４２０ｎｍにおける直線透過率を測定した。結果を表２にまとめた。
【００５７】
（ｆ−２）耐水性
上記で得られたＭｇＯ系セラミックス（ＨＩＰ体）の耐水性の加速試験を行なうことにより耐水性を評価した。すなわち、各ＭｇＯ系セラミックスを遊星ボールミルで加速度が１５０Ｇで１０分間粉砕して、ＢＥＴ比表面積値が約０．３ｍ2／ｇになるまで粉末状にし、これを９８℃の沸騰水中に５時間浸漬することにより浸漬後の重量増加比率を測定した。重量増加が大きくなるほど耐水性に劣っていることを示す。結果を表２の「耐水試験時重量増加率（ｗｔ％）」の欄にまとめた。
【００５８】
（ｆ−３）熱伝導率
上記で得られたＭｇＯ系セラミックス（ＨＩＰ体）（厚さ１ｍｍ）から直径１０ｍｍの試験片を切り出し、レーザーフラッシュ法により室温（たとえば２５℃）での熱伝導率を測定した。結果を表２にまとめた。
【００５９】
【表２】
2009263198.tif 000004
【００６０】
表２より明らかなように、本発明の実施例（サンプルＮｏ．１〜５および７〜９）のＭｇＯ系セラミックスは、比較例（サンプルＮｏ．６）のＭｇＯ系セラミックスに比べて、光学材料などに好適な透光性、耐水性および熱伝導性を有するセラミックスを、より短時間で効率的に低コストで製造することができる。なお、サンプルＮｏ．１においては、直線透過率が低くなったが、これは混合が十分でなく、固溶体中にＭｇＯ相とＺｎＯ相の複数の相が形成されたためと考えられる。
【００６１】
以上のように本発明の実施の形態および実施例について説明を行なったが、上述の各実施の形態および実施例の構成を適宜組み合わせることも当初から予定している。
【００６２】
今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】本発明にかかるＭｇＯ系セラミックスの製造方法を示すフローチャートである。
【図２】ＭｇＯ−ＺｎＯ系固溶体の状態図である。
【符号の説明】
【００６４】
Ｓ１  第１の工程、Ｓ２  第２の工程、Ｓ３  第３の工程、Ｓ４  第４の工程。
【図１】
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【図２】
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