JP2009184898A - Translucent ceramics - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、ＭｇＯに特定の成分が固溶した固溶体からなる透光性セラミックスに関する。 The present invention relates to a translucent ceramic made of a solid solution in which a specific component is dissolved in MgO.
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、気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、耐アルカリ性及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。 Since MgO (magnesium oxide or magnesia) has a cubic crystal structure and no birefringence, it is possible to obtain a sintered body having excellent translucency by removing pores and segregation of impurities. Such MgO is known to be an excellent material having a very high melting point of 2800 ° C. and having heat resistance, alkali resistance and high thermal conductivity. However, since MgO has an extremely high melting point, it has been difficult to synthesize large crystals that are optically superior with existing single crystal synthesis techniques.
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、従来より赤外用高温窓材、放電ランプ用エンベロープ、耐食部材等に適用すべく検討が盛んに行われている。 On the other hand, since ceramics (polycrystals) can be synthesized at a relatively low temperature below the melting point, high-temperature window materials for infrared rays are conventionally used for high-melting yttrium oxide (yttria) and other rare earth oxides like MgO. Studies have been actively conducted to apply to envelopes for discharge lamps, corrosion-resistant members, and the like.
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等が挙げられる（たとえば特許文献１）。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（特許文献２）、ＳｉＯ2と微量のＢ2Ｏ3を添加する方法（特許文献３）、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（特許文献４）等が挙げられる。 Examples of reports on polycrystalline translucent MgO sintered bodies include a method of improving the sinterability by dispersing MgO powder in an organic solvent and re-calcining (for example, Patent Document 1). As a method for adding the sintering aid, a method of adding a solution-like aluminum compound (Patent Document 2), a method of adding SiO 2 and a small amount of B 2 O 3 (Patent Document 3), scandium oxide, oxidation Examples include a method of adding 0.01 to 0.5 wt% of ytterbium and germanium oxide and baking in an inert atmosphere (Patent Document 4).
しかしながら、上記特許文献１の手法では、充分な透光性の焼結体を得ることは非常に困難であると共に、ＭｇＯの緻密化を促進する有機溶剤の役割が未解明であり、粉末の製造履歴によっては有機溶媒の添加効果が発現しない場合がある。また、上記特許文献２の手法においては、透過率に関する記述が無いために詳細は不明であるが、Ａｌ2Ｏ3単独で透光性の高い焼結体を作製するためには、非常に焼結性に優れた原料粉末を使用する必要がある。 However, with the method of Patent Document 1, it is very difficult to obtain a sufficiently light-transmitting sintered body, and the role of an organic solvent that promotes densification of MgO is not yet elucidated. Depending on the history, the effect of adding an organic solvent may not be manifested. Further, in the method of Patent Document 2, details are unknown because there is no description regarding the transmittance. However, in order to produce a sintered body having high translucency by using Al 2 O 3 alone, it is very difficult to burn. It is necessary to use a raw material powder having excellent binding properties.
さらに、上記特許文献３の手法では、Ｂ2Ｏ3が微量であってもＭｇＯの高温での機械的強度を低下させる上、低融点物である硼素化合物によって焼成炉が激しく汚染されるという欠点がある。また、特許文献４の手法においては、１７００℃以上という比較的高温で焼成しているにもかかわらず、透光性も全透過率で８０％程度であり、理論透過率（約８８％）には遠く及ばないという欠点がある。 また、これら焼結助剤を添加する方法では、比表面積は記載されていないため詳細は不明であるが、非常に微細なＭｇＯ粉末を用いている。粉体の粒子径が小さくなるほど焼結活性は高くなるが、粒子間の摩擦力が大きくなり、均一な組織の成形体を作製することは難しくなる。また収縮が大きくなり、亀裂が発生しやすくなる等の欠点もある。 Furthermore, in the method of Patent Document 3, the mechanical strength of MgO at a high temperature is reduced even when a small amount of B 2 O 3 is used, and the firing furnace is severely contaminated by a boron compound which is a low melting point material. There is. Further, in the method of Patent Document 4, although the light is baked at a relatively high temperature of 1700 ° C. or higher, the translucency is about 80% in total transmittance, and the theoretical transmittance (about 88%) is achieved. Has the disadvantage of not going far. Further, in the method of adding these sintering aids, since the specific surface area is not described, the details are unknown, but very fine MgO powder is used. As the particle size of the powder decreases, the sintering activity increases, but the frictional force between the particles increases and it becomes difficult to produce a compact with a uniform structure. There are also disadvantages such as increased shrinkage and easy cracking.
また、上記の諸事情に共通する最大の課題は、ＭｇＯ自体が極めて水分と反応しやすく、耐湿性・耐水性に大きな問題があり、例えばレンズ材料として長い時間使用するにつれ、表面が白濁し透過率が低下してしまうという致命的な問題もある。
本発明は、上記のような現状に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、簡易な方法により得られる透光性と耐湿性・耐水性に優れたＭｇＯの固溶体からなる透光性セラミックスを提供することにある。 The present invention has been made in view of the above-described situation, and the object of the present invention is to provide a translucent film made of a solid solution of MgO that is obtained by a simple method and has excellent translucency, moisture resistance, and water resistance. Is to provide a ceramic.
本発明の透光性セラミックスは、第１成分に第２成分が固溶した固溶体からなるものであって、該固溶体は、単結晶または多結晶体であり、該第１成分は、ＭｇＯであり、該第２成分は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、およびＺｎからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素または該元素を含む化合物であることを特徴とする。 The translucent ceramic of the present invention is composed of a solid solution in which the second component is dissolved in the first component, the solid solution being a single crystal or a polycrystal, and the first component is MgO. The second component is at least one element selected from the group consisting of Fe, Ni, Co, Cu, Mn, and Zn, or a compound containing the element.
ここで、上記透光性セラミックスは、その厚みが１ｍｍである場合において、４２０〜６８０ｎｍの波長領域の光の直線透過率が８５％以上であることが好ましく、さらに８７％以上であることが好ましい。また、上記透光性セラミックスは、焼結体であることが好ましい。 Here, when the thickness of the translucent ceramic is 1 mm, the linear transmittance of light in the wavelength region of 420 to 680 nm is preferably 85% or more, and more preferably 87% or more. . The translucent ceramic is preferably a sintered body.
また、上記第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、該固溶体に占める第２成分の比率は、０．３ｍｏｌ％以上５ｍｏｌ％以下であることが好ましい。 Moreover, it is preferable that the said 2nd component is either ZnO, NiO, or CuO, and it is preferable that the ratio of the 2nd component to this solid solution is 0.3 mol% or more and 5 mol% or less.
また、上記透光性セラミックスは、上記固溶体以外の第二相を含まないことが好ましい。 Moreover, it is preferable that the said translucent ceramic does not contain 2nd phases other than the said solid solution.
また、本発明は、上記の透光性セラミックスを用いたカラー液晶プロジェクター用の光学素子にも関し、さらにその光学素子を用いたカラー液晶プロジェクターにも関する。 The present invention also relates to an optical element for a color liquid crystal projector using the above-described translucent ceramics, and further relates to a color liquid crystal projector using the optical element.
さらに、本発明は、上記の透光性セラミックスを製造する製造方法であって、上記固溶体の粉末または該粉末に焼結助剤を添加した混合粉末を調製する工程と、上記粉末または上記混合粉末を成形することにより成形体を得る工程と、上記成形体を焼結することにより焼結体を得る工程と、上記焼結体を熱間静水圧プレスすることにより透光性セラミックスを完成する工程と、を含む透光性セラミックスを製造する製造方法にも関する。 Furthermore, the present invention is a production method for producing the above-mentioned translucent ceramics, comprising the steps of preparing a solid solution powder or a mixed powder obtained by adding a sintering aid to the powder, and the powder or the mixed powder. The step of obtaining a molded body by molding a step, the step of obtaining a sintered body by sintering the molded body, and the step of completing translucent ceramics by hot isostatic pressing the sintered body And a manufacturing method for manufacturing translucent ceramics.
本発明の透光性セラミックスは、簡易な方法により得ることができ、透光性と耐湿性・耐水性に優れるという優れた効果を有する。 The translucent ceramic of the present invention can be obtained by a simple method and has an excellent effect of being excellent in translucency, moisture resistance and water resistance.
以下、本発明についてさらに詳細に説明する。
＜透光性セラミックス＞
本発明の透光性セラミックスは、第１成分に第２成分が固溶した固溶体からなり、該固溶体は単結晶であっても良いし、多結晶体であっても良い。このように本発明の透光性セラミックスは単結晶として作製してもよいし、多結晶体（焼結体）として作製してもよい。固溶体としたことにより融点が低下するので、サファイア単結晶の合成法として知られる安価なベルヌイ法やＣＺ法での合成も可能になる。また、焼結体を合成する場合でも、融点の低下により焼結温度が低下し、加圧焼結しなくても製造することが可能である。
Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
<Translucent ceramics>
The translucent ceramic of the present invention comprises a solid solution in which the second component is dissolved in the first component, and the solid solution may be a single crystal or a polycrystal. Thus, the translucent ceramic of the present invention may be produced as a single crystal or a polycrystalline body (sintered body). Since the melting point is lowered by using a solid solution, synthesis by an inexpensive Bernoulli method or CZ method known as a method for synthesizing a sapphire single crystal becomes possible. Further, even when a sintered body is synthesized, the sintering temperature is lowered due to the lowering of the melting point, and it can be produced without pressure sintering.
本発明の透光性セラミックスは、カラー液晶プロジェクターを初めとする光学材料に要求される下記のような特性を有している。
（１）光学的等方性、すなわち結晶系が立方晶であるため透光性に優れること
（２）熱伝導率が高いこと
（３）化学的に安定であること
（４）融点が低いこと
一般にＭｇＯは、融点が２８００℃と極めて高いことから単結晶を合成する際でもチョクラルスキー（ＣＺ）法やベルヌイ法では困難であり、このため極めて高価な電融法を取らざるを得ず極めて高価な材料となっている。また、ＭｇＯの原料粉末を焼結させてセラミックスを合成する際にも、融点が高いことは焼結性の低下に通じるため、高温が必要で、かつ、ホットプレス等の加圧焼結を用いて強制的に緻密化を図らざるを得ない。
The translucent ceramic of the present invention has the following characteristics required for optical materials including color liquid crystal projectors.
(1) Optical isotropy, that is, the crystal system is cubic, so that it has excellent translucency. (2) High thermal conductivity (3) Chemical stability (4) Low melting point In general, MgO has a very high melting point of 2800 ° C., so even when synthesizing a single crystal, it is difficult with the Czochralski (CZ) method or the Bernoulli method. Therefore, an extremely expensive electrofusion method must be used. It is an expensive material. Also, when synthesizing ceramics by sintering raw material powder of MgO, a high melting point leads to a decrease in sinterability, so a high temperature is required and pressure sintering such as hot pressing is used. Therefore, it must be forcibly densified.
これに対して、図１に示すようにＭｇＯは、たとえばＺｎＯなどの第２成分に対して幅広い組成域で固溶体を形成し、また焼結助剤等を用いない場合はその固溶体は第二相を形成せず、立方晶を維持するので光学的等方性を確保することができ、かつ第二相が粒界に存在しないので透明になり易いという特性を有している。第二相が生成しない範囲は、ＺｎＯを第２成分とする系では、ＺｎＯが約２０ｍｏｌ％以下の範囲であり、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、またはＦｅを第２成分とする系では、第２成分の比率の多寡に係らず全比率範囲で固溶し第二相を生成することはない（全ての組成域に渡って固溶体を形成する）。 On the other hand, as shown in FIG. 1, MgO forms a solid solution in a wide composition range with respect to the second component such as ZnO, for example, and when no sintering aid is used, the solid solution is a second phase. In this case, the cubic crystal is maintained and optical isotropy can be ensured, and since the second phase does not exist at the grain boundary, it tends to be transparent. The range in which the second phase is not generated is a range in which ZnO is about 20 mol% or less in the system using ZnO as the second component, and the second component in the system using Ni, Co, Cu, or Fe as the second component. Regardless of the ratio, the solution does not form a solid solution in the entire ratio range to form a second phase (forms a solid solution over the entire composition range).
ＺｎＯを第二成分とする系において、ＺｎＯが２０ｍｏｌ％を超えると、ＭｇＯと屈折率の異なる六方晶型のＺｎＯが共析する（図１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、ＺｎＯが０．３ｍｏｌ％未満では融点の低下の度合いが小さくなるので、単純なＭｇＯ焼結体と差がなくなる。 In a system containing ZnO as the second component, when ZnO exceeds 20 mol%, hexagonal ZnO having a refractive index different from that of MgO is co-deposited (region indicated by MgO (SS) + ZnO (SS) in FIG. 1). Therefore, it is difficult to become optically transparent and birefringence is likely to occur. Further, when ZnO is less than 0.3 mol%, the degree of decrease in melting point is small, so there is no difference from a simple MgO sintered body.
本発明の透光性セラミックスは、ＭｇＯのこのような特性を利用したものである。なお、本発明の透光性セラミックスは、透光性という観点からは該固溶体以外の第二相を含まないことが好ましい。 The translucent ceramic of the present invention utilizes such properties of MgO. In addition, it is preferable that the translucent ceramics of this invention do not contain 2nd phases other than this solid solution from a viewpoint of translucency.
ところで、このようなＭｇＯの固溶体は、ＺｎＯ等の第２成分の固溶と共に融点および液相出現温度も低下するので単結晶も焼結セラミックス（多結晶体）も両者とも合成がしやすくなるというメリットを有している。 By the way, such a solid solution of MgO decreases the melting point and the liquid phase appearance temperature together with the solid solution of the second component such as ZnO, so that it is easy to synthesize both single crystals and sintered ceramics (polycrystals). Has a merit.
ここで、本発明の透光性セラミックスを構成する第１成分に第２成分が固溶した固溶体とは、第１成分であるＭｇＯと同じ結晶構造を有し、その粉末Ｘ線回折パターンはＭｇＯと実質的に同じであり、他のいかなる化合物の回折パターンも現れず、固溶している第２成分のイオン半径とその固溶量によって、わずかに回折角度がシフトするものを意味するものとする。基本的には、Ｍｇのイオン半径よりも小さなイオンが固溶した場合は、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。 Here, the solid solution in which the second component is dissolved in the first component constituting the translucent ceramic of the present invention has the same crystal structure as the first component, MgO, and its powder X-ray diffraction pattern is MgO. And the diffraction pattern of any other compound does not appear, meaning that the diffraction angle slightly shifts depending on the ionic radius of the second component in solid solution and the amount of the solid solution. To do. Basically, when ions smaller than the ion radius of Mg are dissolved, the lattice constant of MgO becomes small, and the diffraction pattern shifts to the high angle side.
通常、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を光学レンズとして使用すると、経時変化して表面が失透していく。この現象は特に焼結体に顕著であるが、ＺｎＯ等の第２成分を固溶させることで第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るので、本発明の固溶体は長期的にも化学的に安定した材料となる。 Normally, MgO is a ceramic that is very easy to react with moisture, and not only does it react with moisture in the air to form Mg (OH) 2 to devitrify, but also has the property of eventually decaying. When such MgO is used as an optical lens, the surface devitrifies with time. This phenomenon is particularly noticeable in the sintered body. However, by dissolving the second component such as ZnO, the surface activity of MgO as the first component is reduced and the reaction with moisture is suppressed. The solid solution becomes a chemically stable material even in the long term.
このような本発明の透光性セラミックスは、焼結体であることが好ましい。
＜第１成分＞
上記固溶体を構成する本発明の第１成分は、ＭｇＯである。一般に、ＭｇＯ粉末は耐湿性が低く、空気中で自然に表面がＭｇ（ＯＨ）2に転化してしまう。このようなＭｇＯ粉末を成形後焼結すると、表面のＭｇ（ＯＨ）2が５００℃程度までの温度範囲でＭｇＯに再度転化する。この時、大きな体積収縮が生じるために成形体の相対密度は大きく低下して極めて焼結性の低い成形体となってしまう。
Such a translucent ceramic of the present invention is preferably a sintered body.
<First component>
The first component of the present invention constituting the solid solution is MgO. In general, MgO powder has low moisture resistance, and the surface naturally converts to Mg (OH) 2 in the air. When such MgO powder is sintered after being formed, the Mg (OH) 2 on the surface is converted again to MgO in the temperature range up to about 500 ° C. At this time, since the volumetric shrinkage occurs, the relative density of the molded body is greatly reduced, resulting in a molded body with extremely low sinterability.
これに対して、本発明のようにＭｇＯの固溶体粉末は耐湿性や耐水性が改善されるため、体積収縮による成形体の相対密度低下が少なく焼結性が向上するという利点を有する。この効果は、原料粉末粒径がナノサイズまで小さくなった時に顕著となる。ナノサイズ粉末は極めて焼結性が高いために、焼結温度を低下させることができるという利点があるが、固溶体ではない純粋なＭｇＯの場合、表面が活性であるためＭｇ（ＯＨ）2への転化が激しい。これに対して、ＭｇＯ固溶体粉末を用いることにより、ナノサイズの粉末原料を使用した場合でも焼結性に優れた成形体を得ることができるという利点がある。 On the other hand, since the MgO solid solution powder as in the present invention has improved moisture resistance and water resistance, it has the advantage that the relative density of the molded body is reduced by volume shrinkage and the sinterability is improved. This effect becomes remarkable when the raw material powder particle size is reduced to nano size. Nano-sized powder has the advantage that the sintering temperature can be lowered because of its extremely high sinterability. However, in the case of pure MgO that is not a solid solution, the surface is active, so it can be converted into Mg (OH) 2 . Intense conversion. On the other hand, by using MgO solid solution powder, there is an advantage that a molded body excellent in sinterability can be obtained even when a nano-sized powder raw material is used.
もちろん、このようなＭｇＯ固溶体からなる緻密な焼結体の耐湿性・耐水性自体も、純粋なＭｇＯからなる焼結体が有する耐湿性・耐水性に比し改善されることは言うまでもない。 Of course, it goes without saying that the moisture resistance / water resistance itself of such a dense sintered body made of MgO solid solution is improved as compared with the moisture resistance / water resistance of a sintered body made of pure MgO.
＜第２成分＞
上記固溶体を構成する本発明の第２成分は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、およびＺｎからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素または該元素を含む化合物である。上記の通り、このような第２成分は、ＭｇＯである第１成分に固溶することにより、その融点を低下させるとともに耐湿性や耐水性を改善するという優れた特性を付与するものである。
<Second component>
The second component of the present invention constituting the solid solution is at least one element selected from the group consisting of Fe, Ni, Co, Cu, Mn, and Zn, or a compound containing the element. As described above, such a second component provides excellent properties of lowering the melting point and improving moisture resistance and water resistance by being dissolved in the first component which is MgO.
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／ｍＫ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。 Such a second component is preferably either ZnO, NiO, or CuO, and particularly preferably ZnO. ZnO has a high thermal conductivity of about 56 W / mK itself, and Zn and Mg have similar ionic radii as shown in Table 1 below, and the degree of lattice distortion when ZnO is dissolved in MgO. This is because it has a merit that the thermal conductivity of MgO is not significantly reduced.
なお、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ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、これらの元素のイオン半径を考慮する必要がある。ＭｇＯの結晶系は岩塩構造（ＮａＣｌ型）であり、金属原子は６配位の二価イオンとなる。以下の表１は各種元素のイオン半径（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は次の式で表わされ、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。
Δｒ＝（Ｍｇのイオン半径−当該元素のイオン半径）／Ｍｇのイオン半径×１００（％）
Even when Fe, Ni, Co, or Cu is used, the melting point of MgO is lowered and the effect of forming a solid solution can be obtained as in the case of ZnO. However, whether or not the high thermal conductivity of MgO is greatly reduced needs to consider the ionic radii of these elements. The crystal system of MgO has a rock salt structure (NaCl type), and the metal atom becomes a hexacoordinate divalent ion. Table 1 below shows the ionic radii (各種) of various elements and the ion radius consistency Δr (%) with Mg ions. Δr is expressed by the following equation, and the smaller the absolute value, the closer to the ionic radius of Mg ions.
Δr = (Mg ion radius−ion radius of the element) / Mg ion radius × 100 (%)
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。 As is clear from Table 1, Cu has the highest matching Δr. However, since CuO has a small optical band gap (Eg = 1.4 eV), when 60 mol% or more is dissolved, the optical band gap of MgCuO Becomes 400 nm or more, and some visible light may be absorbed. On the other hand, Ni having relatively high ionic radius consistency following ZnO is preferable because the optical band gap (Eg = 3.7 eV) of NiO is large and the optical band gap of MgNiO exists in the ultraviolet region regardless of the composition. .
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。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。 On the other hand, Co has the same band gap as that of ZnO (Eg = 3.2 eV), and MgCoO is optically transparent, as in the case of Ni. Even in solid solution, the thermal conductivity tends to decrease. Since Fe and Mn have the lowest ionic radius matching, the thermal conductivity tends to decrease greatly.
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。 Empirically, the absolute value of the consistency Δr is preferably 5% or less, and Zn, Ni, and Cu satisfying this condition are preferable. In particular, any one of ZnO, NiO, or CuO is adopted as described above. Is preferred.
このような第２成分の上記固溶体に占める比率は、上記で定義したような本発明の固溶体が得られる範囲（図１においてＭｇＯ（ＳＳ）で示される領域）であれば特に限定されるものではないが、０．３ｍｏｌ％以上５ｍｏｌ％以下とすることが特に好ましい。５ｍｏｌ％を超えると熱伝導率の低下が大きく、０．３ｍｏｌ％未満では、熱伝導率はほとんど低下しないが、耐湿性や光学特性が純粋なＭｇＯと変わらなくなる。 The ratio of the second component to the solid solution is not particularly limited as long as the solid solution of the present invention as defined above can be obtained (region indicated by MgO (SS) in FIG. 1). Although it is not, it is particularly preferable that the content be 0.3 mol% or more and 5 mol% or less. If it exceeds 5 mol%, the thermal conductivity is greatly reduced. If it is less than 0.3 mol%, the thermal conductivity is hardly lowered, but the moisture resistance and optical properties are the same as pure MgO.
＜直線透過率＞
本発明の透光性セラミックスは、条件を選べばその厚みが１ｍｍである場合において、４２０〜６８０ｎｍの波長領域の光の直線透過率が８５％以上という優れた透光性を有するものを作製することもできる。その直線透過率は、より好ましくは８７％以上である。
<Linear transmittance>
The light-transmitting ceramic of the present invention has excellent light-transmitting properties such that the linear transmittance of light in the wavelength region of 420 to 680 nm is 85% or more when the thickness is 1 mm if conditions are selected. You can also. The linear transmittance is more preferably 87% or more.
一方、この直線透過率の上限はＭｇＯの屈折率（１．７５）から算出され、約８８％となるのが理想である。ここで、この直線透過率とは、厚みが１ｍｍである透光性セラミックスの表面に対する垂直方向（すなわち厚みの深さ方向）の光の透過率を示す。このような直線透過率は、分光光度計により測定することができる。 On the other hand, the upper limit of the linear transmittance is calculated from the refractive index of MgO (1.75), and ideally about 88%. Here, the linear transmittance indicates the transmittance of light in the direction perpendicular to the surface of the translucent ceramic having a thickness of 1 mm (that is, the depth direction of the thickness). Such linear transmittance can be measured with a spectrophotometer.
＜用途＞
本発明の透光性セラミックスは、上記のような特性を有するため、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用いることができる。そして本発明は、このような光学素子を用いたカラー液晶プロジェクターにも関する。
<Application>
Since the translucent ceramics of the present invention have the characteristics as described above, they satisfy the physical properties required for ordinary optical lenses and can be used particularly as optical elements for color liquid crystal projectors. The present invention also relates to a color liquid crystal projector using such an optical element.
＜製造方法＞
本発明の透光性セラミックスを製造する製造方法は、上記第１成分に上記第２成分が固溶した固溶体の粉末または該粉末に焼結助剤を添加した混合粉末を調製する工程と、該粉末または該混合粉末を成形することにより成形体を得る工程と、該成形体を焼結することにより焼結体を得る工程と、該焼結体を熱間静水圧プレスすることにより透光性セラミックスを完成する工程と、含む。
<Manufacturing method>
The production method for producing the translucent ceramic of the present invention comprises a step of preparing a solid solution powder in which the second component is dissolved in the first component or a mixed powder in which a sintering aid is added to the powder; A step of obtaining a molded body by molding the powder or the mixed powder, a step of obtaining a sintered body by sintering the molded body, and a translucency by hot isostatic pressing the sintered body And a step of completing ceramics.
上記本発明の製造方法において、固溶体の粉末または該粉末に焼結助剤を添加した混合粉末を調製する工程は、特に限定されることはなくこのような粉末を得ることができる調製方法であればいずれの方法をも採用することができる。たとえば、ＭｇＯと、ＺｎＯ等の第２成分との粉末を混合した後、一旦仮焼して固溶体に変化させ、再度粉砕することにより所望の粉末とすることができる。なお、ＭｇＯと第２成分の粉末とを用いることに代えて各元素を含む水酸化物や塩化物を原料として用いることにより所望の粉末を得ることもできる。なお、均一に混合する好ましい方法としては遊星ボールミルなどがある。遊星ボールミルで混合する場合、ボールとして汎用されるＦｅ製ボールを使うと、Ｆｅを自然に固溶させることも可能である。 In the production method of the present invention, the step of preparing a solid solution powder or a mixed powder obtained by adding a sintering aid to the powder is not particularly limited, and may be a preparation method capable of obtaining such a powder. Any method can be adopted. For example, after mixing a powder of MgO and a second component such as ZnO, it is temporarily calcined to be changed into a solid solution and pulverized again to obtain a desired powder. In addition, it can replace with using MgO and the powder of a 2nd component, and can also obtain a desired powder by using the hydroxide and chloride containing each element as a raw material. A preferred method for uniformly mixing includes a planetary ball mill. When mixing with a planetary ball mill, if a ball made of Fe that is widely used as a ball is used, it is also possible to naturally dissolve Fe.
次いで、上記で調製された粉末または混合粉末を成形することにより成形体を得る工程も、特に限定されること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することができる。 Next, the step of obtaining a molded body by molding the powder or mixed powder prepared above is not particularly limited, and any method can be adopted as long as such a molded body can be obtained. can do.
続いて、上記で得られた成形体を焼結することにより焼結体を得る工程における焼結温度は、上記で調製された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。 Then, what is necessary is just to change the sintering temperature in the process of obtaining a sintered compact by sintering the molded object obtained above depending on melting | fusing point of the solid solution prepared above. If the sintering is performed at a temperature at which a liquid phase appears in part, it becomes liquid phase sintering and tends to be densified. Of course, even solid-phase sintering tends to be densified as the sintering temperature approaches the melting point. When liquid phase sintering is performed, even if pressure sintering such as hot pressing is not performed, it can be easily densified by atmospheric pressure sintering which is inexpensive in terms of equipment. Of course, hot pressing may be performed even in such liquid phase sintering.
このような焼結体を得る工程において、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。 In consideration of using a general sintering furnace in the step of obtaining such a sintered body, it is preferable to sinter at about 1200 to 2000 ° C., so that a liquid phase appears at this temperature. It is preferable to adjust the solid solution species and the solid solution amount in the solid solution.
なお、焼結を容易にするため、上記の固溶体の粉末を調製する工程において、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ＨＩＰ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、例えば、ＳｃとＡｌの酸化物を適当な比率で添加する等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、最終的に得られる透光性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。 In order to facilitate sintering, in the step of preparing the solid solution powder, a mixed powder can be prepared by adding a sintering aid to the solid solution powder. In this case, the sintering temperature and the HIP temperature described later may be determined depending on the temperature at which the sintering aid changes to the liquid phase. As a sintering aid, for example, means such as adding an oxide of Sc and Al at an appropriate ratio can be employed. When such a sintering aid is used, the translucent ceramic finally obtained contains a second phase other than the solid solution. Therefore, when the inclusion of such a second phase is not desired. It is preferred not to use a sintering aid.
次いで、上記で得られた焼結体（一次焼成体）を熱間静水圧プレスすることにより透光性セラミックスを完成する工程を経て、本発明の透光性セラミックスを得ることができる。このように最終的に熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）処理を施すことにより透光性セラミックス中の気孔および残留ポアが十分に排除され、透光性（４２０〜６８０ｎｍの波長領域の光の直線透過率）が飛躍的に向上したものとなる。したがって、本発明において最終段階で熱間静水圧プレスすることは極めて重要なプロセスである。 Subsequently, the translucent ceramics of the present invention can be obtained through a process of completing the translucent ceramics by hot isostatic pressing the sintered body (primary fired body) obtained above. Thus, by finally performing a hot isostatic pressing (HIP) treatment, pores and residual pores in the translucent ceramic are sufficiently eliminated, and translucency (linear transmission of light in the wavelength region of 420 to 680 nm). Rate) is dramatically improved. Therefore, hot isostatic pressing at the final stage in the present invention is a very important process.
この熱間静水圧プレスする工程において、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。処理温度（ＨＩＰ温度）は、概ね１２００℃以上とすることが好ましい。１２００℃よりも低いと気孔を完全に除去することが出来ず、焼結温度を超えると粒成長が進行し、残留ポアを生じる傾向がある。このため、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、処理圧力は５００気圧以上２０００気圧以下とすることが好ましい。５００気圧を下回ると充分な効果が得られず、また２０００気圧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、処理時間は０．５時間以上であれば充分であり、例えば０．５時間以上２時間以下とし、得られる透光性セラミックスの厚み等により種々時間を変更して行なえばよい。このような処理時間は最高温度での保持時間に依存して変化する。 In the hot isostatic pressing step, the pressure medium is not particularly limited, but it is preferable to use an industrially available inert gas. The treatment temperature (HIP temperature) is preferably about 1200 ° C. or higher. When the temperature is lower than 1200 ° C., the pores cannot be completely removed, and when the sintering temperature is exceeded, grain growth proceeds and residual pores tend to be generated. For this reason, it is preferable that the upper limit of the processing temperature does not exceed the sintering temperature. On the other hand, the treatment pressure is preferably 500 atm or more and 2000 atm or less. If the pressure is less than 500 atm, a sufficient effect cannot be obtained, and if it exceeds 2000 atm, the translucency is not further improved and the apparatus becomes large, which is not preferable. Further, it is sufficient that the treatment time is 0.5 hours or longer, for example, 0.5 hours or longer and 2 hours or shorter, and various times may be changed depending on the thickness of the obtained translucent ceramic. Such processing time varies depending on the holding time at the maximum temperature.
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。 EXAMPLES Hereinafter, although an Example is given and this invention is demonstrated in detail, this invention is not limited to these.
＜実施例１＞
（ａ）固溶体の粉末を調製する工程
濃度０．５Ｍ（ｍｏｌ・ｄｍ-3）の高純度塩化マグネシウム溶液５Ｌと濃度０〜０．５Ｍ（ｍｏｌ・ｄｍ-3）の範囲でそれぞれ濃度を変えた各高純度塩化亜鉛溶液５Ｌとを濃度１．０Ｍ（ｍｏｌ・ｄｍ-3）の炭酸ナトリウム溶液１０Ｌに１００ｍｌ／ｍｉｎの速さで滴下し、４０℃で１日間養生を行なった。養生後、濾過及び超純水を用いた水洗を数回繰り返した後、１３５℃の乾燥機に入れて１日間乾燥した。得られた塩基性炭酸塩をアルミナ製坩堝に入れ、１３５０℃で１５時間仮焼することにより、比表面積１１ｍ2／ｇの高純度酸化マグネシウム・亜鉛系複合粉末（すなわち第１成分であるＭｇＯに第２成分であるＺｎＯが固溶した固溶体の粉末）を作製し、表２記載のサンプルＮｏ．１〜９の原料粉末を得た。
<Example 1>
(A) was changed each concentration range of the high-purity magnesium chloride solution 5L and concentration 0~0.5M (mol · dm -3) step the concentration 0.5M to prepare Powder solid solution (mol · dm -3) 5 L of each high-purity zinc chloride solution was added dropwise at a rate of 100 ml / min to 10 L of a sodium carbonate solution having a concentration of 1.0 M (mol · dm −3 ), followed by curing at 40 ° C. for 1 day. After curing, filtration and washing with ultrapure water were repeated several times, and then put in a dryer at 135 ° C. and dried for 1 day. The obtained basic carbonate was placed in an alumina crucible and calcined at 1350 ° C. for 15 hours to obtain a high-purity magnesium oxide / zinc-based composite powder having a specific surface area of 11 m 2 / g (ie, MgO as the first component). Sample solution No. 2 in Table 2 was prepared. 1 to 9 raw material powders were obtained.
これらの複合粉末の粉末Ｘ線回折を行なうことにより生成相を同定した。ピクノメータで複合粉末の真密度を測定し、ＭｇＯとＺｎＯの真密度の値から、複合粉末の組成を計算した結果、仕込み原料のＭｇＣｌ2とＺｎＣｌ2の濃度と比例することが確認できた。 The product phase was identified by performing powder X-ray diffraction of these composite powders. The true density of the composite powder was measured with a pycnometer, and the composition of the composite powder was calculated from the true density values of MgO and ZnO. As a result, it was confirmed that the composite powder was proportional to the concentrations of MgCl 2 and ZnCl 2 as raw materials.
比較として、Ｚｎ（第２成分）を添加しない粉末も調製した（サンプルＮｏ．１０と１１）。また、原料粉末に対して、焼結助剤としてのＳｃ2Ｏ3とＡｌ2Ｏ3とを、それぞれＳｃが９５０ｗｔｐｐｍ、Ａｌが５５ｗｔｐｐｍの濃度となるように添加した原料も調製した（サンプルＮｏ．１１と１２）。 As a comparison, a powder not added with Zn (second component) was also prepared (Sample Nos. 10 and 11). In addition, a raw material was prepared by adding Sc 2 O 3 and Al 2 O 3 as sintering aids to the raw material powder so that the concentrations of Sc were 950 wtppm and Al were 55 wtppm, respectively (sample no. 11 and 12).
このようにして得られた各原料粉末のＭｇＯおよび第２成分の比率（ｍｏｌ％）、第２成分イオン半径、Δｒ等を表２に示す。 Table 2 shows the ratio of MgO and the second component (mol%), the second component ionic radius, Δr, and the like of each raw material powder thus obtained.
（ｂ）成形体を得る工程
上記で調製された各原料粉末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、ナイロンポット及びナイロンボールを用いて２４時間混合した後回収した。
(B) Step of obtaining a molded body To each 50 g of the raw material powder prepared above, 0.22 g of PVB-BL1 (trade name) manufactured by Sekisui Chemical is added as a binder, 20 g of ethanol is added, and a nylon pot and a nylon ball are used. And then collected for 24 hours.
回収後の原料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の理論値に対する密度を％表示したもの。以下同じ）をアルキメデス法により測定し、その結果を表２に示す。 The recovered raw material powder was loaded into a mold to produce a disk-shaped molded body having a diameter of 20 mm and a thickness of 2 mm. The relative density of the molded body thus obtained (the density of MgO with respect to the theoretical value expressed in%, hereinafter the same) was measured by Archimedes method, and the results are shown in Table 2.
（ｃ）焼結体を得る工程
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た。焼成時の真空度は１０-2Ｐａ以下とした。焼結体の相対密度をアルキメデス法により測定した。また、生成相を粉末エックス線回折により確認した。それらの結果を表２に示す。なお、生成相の表記に関し、「ＭｇＯ」とは生成相がＭｇＯの立方晶であることを示し、「ＭｇＯ＋ＺｎＯ」とはＭｇＯの立方晶とＺｎＯの六方晶とが共析したことを示す。
(C) Step of obtaining a sintered body Each molded body obtained above is heated to a predetermined temperature (sintering temperature described in Table 2) at 100 ° C./hr in a vacuum furnace and held at that temperature for 1 hour. Then, it was naturally cooled in the furnace. The degree of vacuum during firing was set to 10 −2 Pa or less. The relative density of the sintered body was measured by the Archimedes method. The product phase was confirmed by powder X-ray diffraction. The results are shown in Table 2. Regarding the notation of the generated phase, “MgO” indicates that the generated phase is MgO cubic, and “MgO + ZnO” indicates that the MgO cubic and the hexagonal ZnO were eutectoid.
（ｄ）透光性セラミックスを完成する工程
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気圧の圧力下で１時間保持してＨＩＰ処理（熱間静水圧プレス）を行なうことにより透光性セラミックス（厚み１ｍｍ）を得た。このようにして得られた透光性セラミックス（ＨＩＰ体とも記す）の相対密度をアルキメデス法により測定し、その結果を表２に示す。なお、表２記載のサンプルＮｏ．１〜９および１２が本発明の実施例であり、サンプルＮｏ．１０と１１が比較例である。
(D) Step of completing translucent ceramics Each sintered body obtained above is heated to a predetermined temperature (HIP temperature shown in Table 2) at 800 ° C./hr in Ar gas, and the pressure is 1000 atm. Was held for 1 hour to perform HIP treatment (hot isostatic pressing) to obtain translucent ceramics (thickness 1 mm). The relative density of the thus obtained translucent ceramics (also referred to as HIP body) was measured by Archimedes method, and the results are shown in Table 2. In addition, sample No. Examples 1 to 9 and 12 are examples of the present invention. 10 and 11 are comparative examples.
＜評価＞
（１）直線透過率
上記で得られた各透光性セラミックスは、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（厚み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。その結果を表２に示す。
<Evaluation>
(1) Linear transmittance Each translucent ceramic obtained above was mirror-polished using diamond slurry, and the linear transmittance (thickness 1 mm) was measured with a spectrophotometer. As a result, the linear transmittance at a wavelength of 420 nm to 680 nm was lowest at 420 nm, and thus the linear transmittance at 420 nm was measured in the samples of the examples and comparative examples. The results are shown in Table 2.
（２）耐水性
上記で得られた各透光性セラミックス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、各透光性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。その結果を表２（「耐水試験時重量増加率（ｗｔ％）」の項）に示す。
(2) Water resistance Water resistance was evaluated by conducting a water resistance acceleration test of each of the translucent ceramics obtained above. That is, each translucent ceramic was pulverized with a planetary ball mill at an acceleration of 150 G for 10 minutes to form a powder until the BET specific surface area value reached about 0.3 m 2 / g, and this was placed in boiling water at 98 ° C. for 5 hours. The weight increase ratio after immersion was measured by immersion. It shows that it is inferior to water resistance, so that a weight increase becomes large. The results are shown in Table 2 ("weight increase rate during water resistance test (wt%)").
（３）熱伝導率
上記で得られた各透光性セラミックス（厚み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での熱伝導率を測定した。その結果を表２に示す。
(3) Thermal conductivity A test piece having a diameter of 10 mm was cut out from each translucent ceramic (thickness 1 mm) obtained above, and the thermal conductivity at room temperature was measured by a laser flash method. The results are shown in Table 2.
表２より明らかなように、本発明の実施例の透光性セラミックスは、比較例の透光性セラミックス（サンプルＮｏ．１０と１１）に比し直線透過率に優れているとともに耐水性にも優れていた。しかもこのような本発明の実施例の透光性セラミックスは、比較的低温で作製することができることから簡易な方法により得られるものであることは明らかである。 As is clear from Table 2, the translucent ceramics of the examples of the present invention have excellent linear transmittance and water resistance as compared with the translucent ceramics of the comparative examples (sample Nos. 10 and 11). It was excellent. Moreover, since the translucent ceramics of the examples of the present invention can be produced at a relatively low temperature, it is apparent that they can be obtained by a simple method.
＜実施例２＞
実施例１において、（ａ）固溶体の粉末を調製する工程における原料として、塩化亜鉛に代えて塩化コバルト（サンプルＮｏ．２１）、塩化ニッケル（サンプルＮｏ．２２）、塩化銅（サンプルＮｏ．２３）をそれぞれ用いた以外は全て実施例１と同様して透光性セラミックスを作製し、実施例１と同様にして評価を行なった。その結果を表３に示す（表記内容は表２と同じ意味である）。なお、サンプルＮｏ．２１〜２３の全てが本発明の実施例である。
<Example 2>
In Example 1, (a) As a raw material in the step of preparing the solid solution powder, cobalt chloride (sample No. 21), nickel chloride (sample No. 22), copper chloride (sample No. 23) instead of zinc chloride A translucent ceramic was produced in the same manner as in Example 1 except that each was used and evaluated in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 3 (notation contents have the same meaning as in Table 2). Sample No. 21 to 23 are all examples of the present invention.
表３より明らかなように、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕを固溶させた場合でも実施例１のＺｎを固溶させた場合と同様に本発明の実施例の透光性セラミックス（サンプルＮｏ．２１〜２３）は、直線透過率に優れているとともに耐水性にも優れていた。しかもこのような本発明の実施例の透光性セラミックスは、比較的低温で作製することができることから簡易な方法により得られるものであることは明らかである。 As is apparent from Table 3, even when Co, Ni, and Cu are dissolved, the translucent ceramics (sample Nos. 21 to 21) of the example of the present invention are used in the same manner as when Zn of Example 1 is dissolved. 23) was excellent in linear transmittance and water resistance. Moreover, since the translucent ceramics of the examples of the present invention can be produced at a relatively low temperature, it is apparent that they can be obtained by a simple method.
以上の通り、本発明によれば、ＭｇＯの優れた熱伝導性、光学的透明性を生かし、耐水・耐湿性に優れた新規な透光性セラミックスを、通常よりも低温で作製することができる。 As described above, according to the present invention, a novel translucent ceramic excellent in water resistance and moisture resistance can be produced at a lower temperature than usual by utilizing the excellent thermal conductivity and optical transparency of MgO. .
本発明の透光性セラミックスは可視光の透過率（直線透過率）が高く、かつ高熱伝導率に起因する高い放熱性を有するので、本発明の透光性セラミックスをカラー液晶プロジェクター用の光学素子として用いると、明るさと耐久性のいずれもが良好で、優れた画像を長時間安定的に表示できるカラー液晶プロジェクターが得られる。さらに高コントラストで均一性に優れた画像を長時間安定に表示できる。本発明の透光性セラミックスを偏光板や位相差板に応用することにより、セラミックスとしてはサファイヤに匹敵し得るほどに明るく、軸合わせが不要で、昇温が少ないため偏光層や１／２波長膜などの劣化を防止して、高輝度のカラー画像を長時間安定に表示することができる。 Since the translucent ceramic of the present invention has high visible light transmittance (linear transmissivity) and high heat dissipation due to high thermal conductivity, the translucent ceramic of the present invention is an optical element for a color liquid crystal projector. When used as a color liquid crystal projector, both brightness and durability are good and an excellent image can be stably displayed for a long time. Furthermore, an image with high contrast and excellent uniformity can be displayed stably for a long time. By applying the translucent ceramics of the present invention to polarizing plates and retardation plates, the ceramics are bright enough to be comparable to sapphire, no alignment is required, and since the temperature rise is low, the polarizing layer and 1/2 wavelength Deterioration of the film and the like can be prevented, and a high-luminance color image can be stably displayed for a long time.
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。 Although the embodiments and examples of the present invention have been described as described above, it is also planned from the beginning to appropriately combine the configurations of the above-described embodiments and examples.
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。 It should be understood that the embodiments and examples disclosed herein are illustrative and non-restrictive in every respect. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
Claims (10)
前記固溶体は、単結晶または多結晶体であり、
前記第１成分は、ＭｇＯであり、
前記第２成分は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、およびＺｎからなる群より選ばれる少なくとも１種の元素または該元素を含む化合物である、透光性セラミックス。 A translucent ceramic comprising a solid solution in which the second component is dissolved in the first component;
The solid solution is a single crystal or a polycrystal,
The first component is MgO;
The translucent ceramic, wherein the second component is at least one element selected from the group consisting of Fe, Ni, Co, Cu, Mn, and Zn, or a compound containing the element.
前記固溶体の粉末または該粉末に焼結助剤を添加した混合粉末を調製する工程と、
前記粉末または前記混合粉末を成形することにより成形体を得る工程と、
前記成形体を焼結することにより焼結体を得る工程と、
前記焼結体を熱間静水圧プレスすることにより透光性セラミックスを完成する工程と、
を含む透光性セラミックスを製造する製造方法。 It is a manufacturing method which manufactures the translucent ceramics in any one of Claims 1-7,
Preparing a powder of the solid solution or a mixed powder obtained by adding a sintering aid to the powder;
Obtaining a molded body by molding the powder or the mixed powder;
Obtaining a sintered body by sintering the molded body;
Completing the translucent ceramic by hot isostatic pressing the sintered body;
The manufacturing method which manufactures translucent ceramics containing this.
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20110510 |