JP2011063467A - Production process for oxide ceramic, translucent spinel ceramic structure, and optical device for color crystal liquid projector - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、酸化物セラミックスの製造方法、透光性スピネルセラミックス構造体およびカラー液晶プロジェクター用光学素子に関するものであり、より特定的には、プロセスの簡易化および形成物の品質向上が可能な酸化物セラミックスの製造方法、上記製造方法を用いて形成される透光性スピネルセラミックス構造体およびカラー液晶プロジェクター用光学素子に関するものである。 The present invention relates to a method for producing an oxide ceramic, a translucent spinel ceramic structure, and an optical element for a color liquid crystal projector, and more specifically, an oxidation capable of simplifying the process and improving the quality of a formed product. The present invention relates to a manufacturing method of ceramics, a translucent spinel ceramic structure formed using the manufacturing method, and an optical element for a color liquid crystal projector.
通常、たとえば液晶プロジェクターの投射型表示装置に用いられる液晶画面は、表面を汚れや外気から保護する目的で、何らかの保護層を備えている。たとえばＣＲＴに用いる場合は、上記保護層として透明プラスチックを用いても十分な効果を奏する。また、たとえば携帯電話などの画面に用いる保護層は、特に強度を要求される。このため、当該保護層としてたとえばガラスを用いることがある。最近では、このような保護層を備える液晶画面は、表裏を透明化し、液晶パネルとして用いられることが多い。この場合、当該液晶パネルは、たとえば液晶画面の裏側の主表面に対向する方向から、当該液晶画面に向かって当てた光を集光、調整するための液晶プロジェクターを構成する一部品として市販される。このような液晶プロジェクターにおける、液晶画面を保護する保護層としての透明基板には、単に液晶画面の汚れや外気から保護する目的だけでなく、当該透明基板に近接する光源が発する熱による昇温を抑制する目的や、当該光により、液晶画面が吸熱した熱を放熱する目的とが加わる。すなわち、透明基板自身も昇温するため、透明基板には耐熱性が要求される。 In general, a liquid crystal screen used in a projection display device of a liquid crystal projector, for example, includes a protective layer for the purpose of protecting the surface from dirt and outside air. For example, when used for a CRT, a sufficient effect can be obtained even if a transparent plastic is used as the protective layer. In addition, for example, a protective layer used for a screen of a mobile phone or the like is particularly required to be strong. For this reason, for example, glass may be used as the protective layer. Recently, a liquid crystal screen provided with such a protective layer is often used as a liquid crystal panel by making the front and back transparent. In this case, the liquid crystal panel is commercially available as a component constituting a liquid crystal projector for collecting and adjusting the light applied toward the liquid crystal screen from the direction facing the main surface on the back side of the liquid crystal screen, for example. . In such a liquid crystal projector, the transparent substrate as a protective layer for protecting the liquid crystal screen is not only for the purpose of protecting the liquid crystal screen from dirt and outside air, but also for increasing the temperature due to heat generated by a light source adjacent to the transparent substrate. The purpose of suppressing and the purpose of releasing the heat absorbed by the liquid crystal screen by the light are added. That is, since the transparent substrate itself is also heated, the transparent substrate is required to have heat resistance.
以上のような使用用途における透明基板には、通常ガラスを用いることが考えられる。しかし、透明基板の放熱性を向上するために、たとえば特開２０００−２８４７００号公報（以下「特許文献１」という）において、透明基板としてガラスの代わりに単結晶サファイアを使用した投射型表示装置が開示されている。単結晶サファイアは、ガラスの２０倍から３０倍の熱伝導性を有するため、単結晶サファイアを用いた透明基板は、ガラスを用いた透明基板に比べて、放熱性を格段に向上することができる。さらに特許文献１には、単結晶サファイアは高価であるため、ガラスと単結晶サファイアとを組み合わせた材料を用いて透明基板を形成してもよいとの旨の開示もなされている。
It is considered that glass is usually used for the transparent substrate in the above usage. However, in order to improve the heat dissipation of the transparent substrate, for example, in Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-284700 (hereinafter referred to as “Patent Document 1”), there is a projection display device using single crystal sapphire instead of glass as a transparent substrate. It is disclosed. Since single crystal sapphire has
ところが単結晶サファイアには複屈折と呼ばれる特性がある。このため、単結晶サファイアを用いて透明基板などを形成する際には、形状を形成するための組立て時に結晶軸の方位を揃える処理を行なう必要がある。このため、単結晶サファイアを用いて透明基板などを形成する工程は、他の材質を用いて形成する工程に比べて作業が煩雑になる。このため、単結晶サファイアからなる透明基板は高価になる傾向がある。 However, single crystal sapphire has a characteristic called birefringence. For this reason, when forming a transparent substrate or the like using single crystal sapphire, it is necessary to perform a process for aligning the crystal axis orientation during assembly for forming the shape. For this reason, the process of forming a transparent substrate or the like using single crystal sapphire is more complicated than the process of using other materials. For this reason, a transparent substrate made of single crystal sapphire tends to be expensive.
そこで、より安価な焼結セラミックスとして、特開２００７−６５６９６号公報（以下「特許文献２」という）において、スピネルセラミックスを用いた液晶プロジェクター用透明基板が提案されている。スピネルセラミックスは、化学式がＭｇＡｌ２Ｏ４（ＭｇＯ・ｎＡｌ２Ｏ３（１≦ｎ≦３））である立方晶セラミックスであり、熱伝導率が高く透明な材料である。スピネルセラミックスを用いた透明基板などの構造体は、原料となるＭｇＯやＡｌ２Ｏ３などの粉末を混合し、成形、焼結する処理を経ることにより形成される。
Therefore, as a cheaper sintered ceramic, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-65696 (hereinafter referred to as “
上述したスピネルセラミックスは通常、以下の方法により形成する。たとえばＭｇＯやＡｌ２Ｏ３などの原料粉末を均一に混合して得た混合粉末を金型でプレス成形することにより成形体を形成する。この成形体を１６００℃〜１８００℃程度の温度で焼結して緻密な焼結体とする。そして当該焼結体を熱間静水圧加圧（ＨＩＰ）処理する。このようにすれば、当該焼結体中に含まれるポアを除去し、形成される焼結体を透明なものとする。スピネルセラミックスはこのような粉末焼結法により得られる旨が、上記の特許文献２にも記載されている。
The above-mentioned spinel ceramic is usually formed by the following method. For example, a compact is formed by press-molding a mixed powder obtained by uniformly mixing raw material powders such as MgO and Al 2 O 3 with a mold. This molded body is sintered at a temperature of about 1600 ° C. to 1800 ° C. to obtain a dense sintered body. Then, the sintered body is subjected to hot isostatic pressing (HIP) treatment. If it does in this way, the pore contained in the said sintered compact will be removed, and the sintered compact formed will be transparent. It is also described in
しかしながら粉末焼結法は多くの工程を要するため処理時間が長くなることがある。また粉末焼結法を用いた場合、成形体を形成するための原料粉末の混合が不十分であると、焼結が不十分となり、焼結体中にポアが残存しやすくなる。また、焼結が不十分であるために形成される焼結体が一部において透光性に乏しい（透明でない）状態となる可能性がある。また、粉末焼結法においてはプレス成形により成形体を形成する。このため、大きな成形体を形成する場合には大きなプレス装置が必要となる。つまりこの場合、プレス装置の設備コストが高くなり、形成される成形体（焼結体）のコストが高くなる。さらに、成形体のサイズが大きくなると、密度や透光性が不均一な焼結体が形成される可能性がある。 However, since the powder sintering method requires many steps, the processing time may be long. Further, when the powder sintering method is used, if the mixing of the raw material powder for forming the molded body is insufficient, the sintering is insufficient and pores are likely to remain in the sintered body. Moreover, since sintering is inadequate, the formed sintered body may be partially in a state of poor translucency (not transparent). In the powder sintering method, a compact is formed by press molding. For this reason, when forming a big molded object, a big press apparatus is needed. That is, in this case, the equipment cost of the press device is increased, and the cost of the formed body (sintered body) to be formed is increased. Furthermore, when the size of the molded body is increased, a sintered body having non-uniform density and translucency may be formed.
本発明は、以上の各問題に鑑みなされたものである。その目的は、簡易なプロセスで高品質な焼結体（酸化物セラミックス）を形成することが可能な酸化物セラミックスの製造方法を提供することである。同時に、上記製造方法を用いて形成される酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス構造体）およびカラー液晶プロジェクタ用光学素子を提供することである。 The present invention has been made in view of the above problems. The purpose is to provide a method for producing oxide ceramics that can form a high-quality sintered body (oxide ceramics) by a simple process. At the same time, it is to provide an oxide ceramic (translucent spinel ceramic structure) and an optical element for a color liquid crystal projector, which are formed by using the above manufacturing method.
本発明に係る酸化物セラミックスの製造方法は、Ｍｇ、Ｚｎ、Ａｌからなる群から選択される少なくとも一種の金属元素を含む酸化物セラミックスの製造方法である。上記製造方法には、コア部材の表面上に、気相合成法を用いて前記金属元素の酸化物微粒子堆積層を堆積させて微粒子堆積体を形成する工程と、上記微粒子堆積体を加熱する工程とを備える。 The method for producing oxide ceramics according to the present invention is a method for producing oxide ceramics containing at least one metal element selected from the group consisting of Mg, Zn, and Al. The manufacturing method includes a step of depositing an oxide fine particle deposition layer of the metal element on a surface of a core member by using a vapor phase synthesis method, and a step of heating the fine particle deposit. With.
本発明に係る酸化物セラミックスとは、たとえば透光性を有する光ファイバの長尺形状を指す。長尺形状の光ファイバを形成する場合は、長尺形状を有するコア部材（コアロッド）の表面上に光ファイバを構成する材質（微粒子堆積体）を配置するための原料気体を供給する。原料気体を供給することによりコア部材の表面上に配置される微粒子堆積体は、たとえば粉末焼結法により形成される微粒子堆積体に比べて微粒子の平均粒径が小さく、相対密度が高い。ここで粒径とは、微粒子の形状を球形と近似した場合における球形の直径であり、平均粒径とは多数の微粒子の粒径の平均値である。 The oxide ceramic according to the present invention refers to a long shape of an optical fiber having translucency, for example. When a long optical fiber is formed, a raw material gas for supplying a material (fine particle deposit) constituting the optical fiber is supplied on the surface of a long core member (core rod). The fine particle deposit disposed on the surface of the core member by supplying the raw material gas has a smaller average particle diameter and higher relative density than the fine particle deposit formed by, for example, a powder sintering method. Here, the particle size is the diameter of a sphere when the shape of the fine particles is approximated to a sphere, and the average particle size is the average value of the particle sizes of many fine particles.
このため、当該微粒子堆積体を焼結することにより、表面や内部におけるポアなどの空孔（欠陥）の含有が少ない、高品質な酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス）を容易に形成することができる。また、当該透光性スピネルセラミックスがコア部材の表面上に形成された、高品質な光ファイバを容易に形成することができる。 For this reason, by sintering the fine particle deposit, high-quality oxide ceramics (translucent spinel ceramics) containing less pores (defects) such as pores on the surface and inside can be easily formed. Can do. In addition, a high-quality optical fiber in which the translucent spinel ceramic is formed on the surface of the core member can be easily formed.
上述した酸化物セラミックスにおける上記加熱する工程は、ＣＯガスを含まない雰囲気中にて上記微粒子堆積体に含まれるＨ２Ｏ分子を除去する工程と、ＣＯガスを含む雰囲気中にて上記微粒子堆積体に含まれるＯＨ基を除去する工程と、ＣＯガスを含まない雰囲気中にて上記微粒子堆積体に含まれるＣＯ分子を除去する工程とを含むことが好ましい。上記加熱する工程において、微粒子堆積体を透明化することが好ましい。 The heating step in the above-described oxide ceramic includes the steps of removing H 2 O molecules contained in the fine particle deposit in an atmosphere not containing CO gas, and the fine particle deposit in an atmosphere containing CO gas. It is preferable to include a step of removing OH groups contained in the substrate and a step of removing CO molecules contained in the fine particle deposit in an atmosphere not containing CO gas. In the heating step, the fine particle deposit is preferably made transparent.
気相合成法により合成された微粒子堆積体には、ガラスなどの非晶質や、結晶の微粒子堆積体を含む。しかし微粒子堆積体は大部分が非晶質から構成され、その表面近傍や内部に多くのＨ２Ｏ分子を含む。当該Ｈ２Ｏ分子は、微粒子堆積体の表層部に局在するＯＨ基に水素結合する形で存在すると考えられる。Ｈ２Ｏ分子がＯＨ基に水素結合する形で存在すれば、当該Ｈ２Ｏ分子とＯＨ基との間に間隙が多数存在することになる。したがって、微粒子堆積体の表面近傍や内部に含まれるＨ２Ｏ分子やＯＨ基を除去することにより、最終的に形成される酸化物セラミックス中に含まれるポアの原因となりうる分子等を除去することができる。 The fine particle deposits synthesized by the vapor phase synthesis method include amorphous and crystalline fine particle deposits such as glass. However, most of the fine particle deposits are made of amorphous, and contain a lot of H 2 O molecules in the vicinity of the surface or inside thereof. The H 2 O molecules are considered to exist in a form of hydrogen bonding to OH groups localized in the surface layer portion of the fine particle deposit. If H 2 O molecules are present in the form of hydrogen bonds to OH groups, a large number of gaps exist between the H 2 O molecules and the OH groups. Therefore, by removing H 2 O molecules and OH groups contained in the vicinity of or inside the fine particle deposit, molecules that may cause pores in the finally formed oxide ceramics are removed. Can do.
ここで、Ｈ２Ｏ分子の除去を行なう際には、大気圧前後の圧力を有する雰囲気内で加熱処理するよりも、大気圧よりも気圧が非常に小さい（すなわち真空に近い）減圧雰囲気下にて加熱処理する方が好ましい。このためＣＯガスを含まない雰囲気中にてＨ２Ｏ分子を除去する処理を行なうことが好ましい。なお、ここで雰囲気中にＣＯガスを含まないとは、雰囲気中にＣＯガスをほぼ実質的に含まないことをいう。より具体的には、たとえば当該雰囲気におけるＣＯガスの分圧が１００Ｐａ以下である場合を「ＣＯガスを含まない」と表現する。 Here, when removing the H 2 O molecules, the pressure is much lower than the atmospheric pressure (that is, close to vacuum) in a reduced pressure atmosphere, rather than heat treatment in an atmosphere having a pressure around atmospheric pressure. It is preferable to heat-treat. It is preferable to perform the process of removing of H 2 O molecules in an atmosphere that does not contain Therefore CO gas. Here, “the atmosphere does not contain CO gas” means that the atmosphere does not substantially contain CO gas. More specifically, for example, a case where the partial pressure of CO gas in the atmosphere is 100 Pa or less is expressed as “CO gas not included”.
ただしＯＨ基の除去を行なう際には、当該微粒子堆積体の周囲にＣＯガスを含ませることにより、ＯＨ基とＣＯガスとを化学反応させながら処理することが好ましい。このようにすれば、ＯＨ基を除去する処理の速度を高めることができる。なお、ここでＣＯガスを含むとは、たとえば当該雰囲気におけるＣＯガスの分圧が８０００Ｐａ以上である場合を「ＣＯガスを含まない」と表現する。 However, when removing the OH groups, it is preferable to treat the OH groups and the CO gas while chemically reacting them by including a CO gas around the fine particle deposit. In this way, the processing speed for removing OH groups can be increased. Note that the phrase “containing CO gas” herein refers to a case where the partial pressure of CO gas in the atmosphere is 8000 Pa or more, for example, “not containing CO gas”.
上記の加熱する工程において、加熱により微粒子堆積体が焼結する。しかしここで、ＯＨ基を除去するために用いたＣＯガスにより、微粒子堆積体の表面部や内部にはＣＯ分子が多数含まれることになる。このＣＯ分子を除去することにより、微粒子堆積体を透明化することができる。このＣＯ分子を除去する工程は、上述したＨ２Ｏ分子を除去する工程と同様に、ＣＯガスを含まず、大気圧よりも気圧が非常に小さい（すなわち真空に近い）減圧雰囲気下にて加熱処理することにより行なうことが好ましい。このようにすれば、ＣＯ分子を除去する処理の速度を高め、高効率に処理することができる。 In the heating step, the fine particle deposit is sintered by heating. However, here, the CO gas used to remove the OH groups contains a large number of CO molecules in the surface portion and inside of the fine particle deposit. By removing the CO molecules, the fine particle deposit can be made transparent. The step of removing the CO molecules is performed in a reduced-pressure atmosphere that does not contain CO gas and is much smaller than the atmospheric pressure (that is, close to vacuum), as in the above-described step of removing the H 2 O molecules. It is preferable to carry out by processing. In this way, the processing speed for removing CO molecules can be increased, and processing can be performed with high efficiency.
上述した酸化物セラミックスとはたとえばスピネルであることが好ましい。スピネルは熱伝導性および透光性が高い材質である。このため、上述した気相合成法を用いてスピネルを形成すれば、透光性に優れた光ファイバを構成することができるとともに、たとえばカラー液晶プロジェクターに含まれる光学素子にも用いることができる。カラー液晶プロジェクターの光学素子にスピネルからなる防塵窓を用いれば、透光性を確保しつつ、近接して配置される光源の熱から液晶パネルを保護し、かつ放熱することができる。 The oxide ceramic described above is preferably spinel, for example. Spinel is a material with high thermal conductivity and translucency. For this reason, if spinel is formed using the above-mentioned vapor phase synthesis method, an optical fiber having excellent translucency can be formed, and for example, it can also be used for an optical element included in a color liquid crystal projector. If a dustproof window made of spinel is used as an optical element of a color liquid crystal projector, the liquid crystal panel can be protected from the heat of a light source arranged in close proximity and radiated while ensuring translucency.
上述した、本発明に係るスピネルは、ＭｇＡｌ２Ｏ４、ＺｎＡｌ２Ｏ４、ＭｇＡｌ２Ｏ４とＺｎＡｌ２Ｏ４との固溶体からなる群から選択される少なくとも１種であることが好ましい。高い熱伝導性および高い透光性が要求される部材に対しては上述したスピネル材料を用いることが特に好ましい。 It described above, spinels according to the present invention is preferably at least one selected from the group consisting of a solid solution of MgAl 2 O 4, ZnAl 2 O 4, MgAl 2 O 4 and ZnAl 2 O 4. It is particularly preferable to use the above-described spinel material for a member that requires high thermal conductivity and high translucency.
上述した酸化物セラミックスの製造方法においては、前記加熱する工程の後に前記微粒子堆積体を緻密化する工程をさらに含むことがさらに好ましい。上述した加熱する工程により、後工程により発生しうるポアなどの空孔（欠陥）の原因となるものを除去した上で、加熱する工程により形成された微粒子堆積体を加熱して焼結する。このようにすれば、微粒子堆積体の平均粒径が小さく、間隙が少ないためポアなどの空孔（欠陥）が少なく、さらに透光性や熱伝導性に優れた酸化物セラミックスの結晶（透光性スピネルセラミックス）を容易に形成することができる。このような焼結や結晶化を確実に行なうためには、上記微粒子堆積体を結晶化する工程は、熱間静水圧加圧処理により行なうことが好ましい。 In the oxide ceramic manufacturing method described above, it is more preferable that the method further includes a step of densifying the fine particle deposit after the heating step. In the heating step described above, after removing those that cause pores (defects) such as pores that may be generated in the subsequent step, the fine particle deposit formed in the heating step is heated and sintered. By doing this, the average particle size of the fine particle deposit is small and there are few voids, so there are few pores (defects) such as pores, and oxide ceramic crystals (light transmissive) with excellent translucency and thermal conductivity. Can be easily formed. In order to reliably perform such sintering and crystallization, it is preferable that the step of crystallizing the fine particle deposit is performed by hot isostatic pressing.
以上に述べた本発明に係る酸化物セラミックスの製造方法を用いれば、簡易につまり安価に、ポアが少なく熱伝導性や透光性に優れた高品質な透光性スピネルセラミックス構造体を形成することができる。その一例は上述した光ファイバやカラー液晶プロジェクター用光学素子である。 By using the method for producing oxide ceramics according to the present invention described above, a high-quality translucent spinel ceramic structure having a small amount of pores and excellent thermal conductivity and translucency can be formed easily, that is, at low cost. be able to. Examples thereof are the above-described optical fibers and optical elements for color liquid crystal projectors.
本発明の酸化物セラミックスの製造方法によれば、簡易なプロセスで、表面部や内部のポアが除去された高品質な焼結体（酸化物セラミックス）を形成することができる。同時に、上記製造方法を用いることにより、高品質な酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス構造体）やカラー液晶プロジェクタ用光学素子を提供することができる。 According to the oxide ceramic manufacturing method of the present invention, it is possible to form a high-quality sintered body (oxide ceramic) from which surface portions and internal pores are removed by a simple process. At the same time, by using the above manufacturing method, it is possible to provide a high-quality oxide ceramic (translucent spinel ceramic structure) and an optical element for a color liquid crystal projector.
以下、図面を参照しながら、本発明の各実施の形態について説明する。なお、各実施の形態において、同一の機能を果たす要素には同一の参照符号を付し、その説明は、特に必要がなければ繰り返さない。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. In each embodiment, elements having the same function are denoted by the same reference numerals, and the description thereof will not be repeated unless particularly necessary.
（実施の形態１）
本発明の実施の形態１においては、上記酸化物セラミックスの製造方法を用いて、透光性スピネルセラミックスからなる光ファイバが形成される。光ファイバは従来より、ＶＡＤ法などの気相法を用いて形成している。具体的には、コア部材として用いる長尺形状のコアロッドの表面上に、ＳｉＣｌ４（塩化ケイ素）ガスを酸水素バーナで燃焼する際に発生するシリカ（ＳｉＯ２）ガラスのスート（微粒子）を供給する。このとき、コアロッドは、延在するロッドを回転軸として回転させる。スートを吹き付けるようにコアロッドの表面上に供給することにより、当該コアロッドの表面上には多孔質であるシリカガラスの微粒子が堆積して微粒子堆積体（圧粉体）となる。ここで微粒子堆積体が堆積したコアロッドを加熱する。すると微粒子堆積体は焼結して緻密化する。同時にシリカガラスが透明化する。このようにして透明シリカガラスからなる光ファイバを形成している。
(Embodiment 1)
In Embodiment 1 of the present invention, an optical fiber made of a translucent spinel ceramic is formed using the above-described oxide ceramic manufacturing method. Conventionally, an optical fiber is formed using a vapor phase method such as a VAD method. Specifically, silica (SiO 2 ) glass soot (fine particles) generated when SiCl 4 (silicon chloride) gas is burned with an oxyhydrogen burner is supplied onto the surface of a long core rod used as a core member. To do. At this time, the core rod rotates with the extending rod as a rotation axis. By supplying soot on the surface of the core rod, fine particles of porous silica glass are deposited on the surface of the core rod to form a fine particle deposit (green compact). Here, the core rod on which the particulate deposit is deposited is heated. Then, the fine particle deposit is sintered and densified. At the same time, the silica glass becomes transparent. In this way, an optical fiber made of transparent silica glass is formed.
本発明者は鋭意研究により、上述したＶＡＤ法を用いた光ファイバの製造に際し、酸化物セラミックスを構成する材質として、シリカガラスの代わりにＭｇ、Ｚｎ、Ａｌからなる群から選択される少なくとも一種の金属元素を含む酸化物微粒子堆積層を堆積させれば、当該酸化物微粒子堆積層からなる微粒子堆積体は後工程において極めて容易に焼結されることを見出した。これは、上記酸化物微粒子堆積層はシリカガラスのスートに比べて粒径が極めて小さいためである。具体的には上記酸化物微粒子堆積層は平均粒径がナノオーダーのナノ粒子である。たとえば、ＳｉＣｌ４ガスの代わりにＡｌＣｌ３ガスとＭｇＣｌ２ガスとを上記コアロッドの表面上に供給して酸化物微粒子堆積層を堆積することにより形成される微粒子堆積体（圧粉体）は、ＳｉＣｌ４ガスにより形成される圧粉体に比べて領域間の組成の偏りが小さい。また上記ＡｌＣｌ３ガスとＭｇＣｌ２ガスとから形成される圧粉体は、ＳｉＣｌ４ガスにより形成される圧粉体に比べて焼結により容易に緻密化される。したがって、上記ＡｌＣｌ３ガスとＭｇＣｌ２ガスとを用いれば、表面部や内部にポアなどの欠陥が少ない酸化物セラミックスを容易に形成することができる。つまり、簡易化された工程により高品質な酸化物セラミックス（光ファイバ）を形成することができる。 The present inventor has conducted intensive research to produce at least one kind selected from the group consisting of Mg, Zn, and Al instead of silica glass as a material constituting the oxide ceramics when manufacturing the optical fiber using the VAD method described above. It has been found that if an oxide fine particle deposition layer containing a metal element is deposited, the fine particle deposit comprising the oxide fine particle deposition layer is very easily sintered in a subsequent process. This is because the oxide fine particle deposition layer has a very small particle size as compared with silica glass soot. Specifically, the oxide fine particle deposition layer is nanoparticles having an average particle size of nano-order. For example, a fine particle deposit (green compact) formed by supplying AlCl 3 gas and MgCl 2 gas instead of SiCl 4 gas on the surface of the core rod to deposit an oxide fine particle deposition layer is SiCl. Compared to the green compact formed by four gases, the compositional deviation between regions is small. The green compact formed from the AlCl 3 gas and the MgCl 2 gas is more easily densified by sintering than the green compact formed from the SiCl 4 gas. Therefore, if the AlCl 3 gas and the MgCl 2 gas are used, an oxide ceramic with few defects such as pores can be easily formed on the surface and inside. That is, high quality oxide ceramics (optical fiber) can be formed by a simplified process.
後述するように、上述したＡｌＣｌ３ガスとＭｇＣｌ２ガスとを用いることにより最終的に形成される酸化物セラミックスはスピネルである。したがって当該光ファイバを構成するスピネルの内部などのポアを除去し、かつ工程の所要時間を短縮すれば、透光性に優れた高品質の光ファイバを安価に提供することができる。 As will be described later, the oxide ceramic finally formed by using the above-described AlCl 3 gas and MgCl 2 gas is spinel. Therefore, if the pores such as the inside of the spinel constituting the optical fiber are removed and the time required for the process is shortened, a high-quality optical fiber excellent in translucency can be provided at low cost.
なお、ＡｌＣｌ３ガスやＭｇＣｌ２ガスを用いて酸化物セラミックスなどの透光性スピネルセラミックス構造体（光ファイバ）を形成する方法として、ＶＡＤ法以外の方法を用いてもよい。 A method other than the VAD method may be used as a method of forming a light-transmitting spinel ceramic structure (optical fiber) such as oxide ceramics using AlCl 3 gas or MgCl 2 gas.
ここで本発明の実施の形態１に係る光ファイバの製造方法について説明する。図１のフローチャートに示すように、まずコア部材を準備する工程（Ｓ１０）を実施する。具体的には、光ファイバのなす形状である長尺形状を有し、光ファイバを構成する酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス）を形成するための種部材であるコア部材を準備する工程である。 Here, a method of manufacturing the optical fiber according to Embodiment 1 of the present invention will be described. As shown in the flowchart of FIG. 1, first, a step of preparing a core member (S10) is performed. Specifically, in a step of preparing a core member that is a seed member for forming an oxide ceramic (translucent spinel ceramic) that has an elongated shape that is a shape formed by an optical fiber and that constitutes the optical fiber. is there.
形成しようとする光ファイバは、上述した長尺形状のコア部材と、コア部材の外側（表面上）に堆積するように配置された微粒子堆積体（焼結により酸化物セラミックスとなる）とからなる。コア部材としては、形成される光ファイバに光を通すための透光性材料、たとえば石英ガラスを用いることが好ましい。 An optical fiber to be formed includes the above-described long core member and a fine particle deposit (which becomes oxide ceramics by sintering) disposed so as to be deposited on the outside (on the surface) of the core member. . As the core member, it is preferable to use a translucent material for passing light through the optical fiber to be formed, for example, quartz glass.
次に図１のフローチャートに示すように、微粒子堆積体を形成する工程（Ｓ２０）を実施する。具体的には、上述したコア部材の表面上に微粒子堆積体を形成する工程である。 Next, as shown in the flowchart of FIG. 1, a step (S20) of forming a particulate deposit is performed. Specifically, this is a step of forming a fine particle deposit on the surface of the core member described above.
図２は、コア部材の表面上に微粒子堆積体を形成する態様を示す概略図である。工程（Ｓ２０）はたとえばＶＡＤ法を用いて行なうため、ＶＡＤ装置の内部にコア部材などをセットすることにより実施する。しかし工程（Ｓ２０）はＶＡＤ法以外の方法を用いて行なうこともできる。このため図２においてはＶＡＤ装置の描写を省略している。 FIG. 2 is a schematic view showing an aspect in which a fine particle deposit is formed on the surface of the core member. Since the step (S20) is performed using, for example, the VAD method, it is performed by setting a core member or the like in the VAD apparatus. However, the step (S20) can also be performed using a method other than the VAD method. For this reason, the illustration of the VAD device is omitted in FIG.
ＶＡＤ装置を用いて気相合成法により工程（Ｓ２０）を行なう場合、図２に示すように、長尺形状のコア部材１８の外側の表面上に微粒子堆積体を形成するための原料ガスを、ガラスバブラー容器５１、５２、５３から噴射させる。たとえばガラスバブラー容器５１からはＭｇＣｌ２のガスを、ガラスバブラー容器５２からはＺｎＣｌ２のガスを、ガラスバブラー容器５３からはＡｌＣｌ３のガスをコア部材１８の外側の表面上に供給する。そのためには、たとえばガラスバブラー容器５１の内部にＭｇの金属を、ガラスバブラー容器５２の内部にはＺｎの金属を、ガラスバブラー容器５３の内部にはＡｌの金属をセットし、ガラスバブラー容器５１、５２、５３のそれぞれの内部にＨＣｌガスを導入することが好ましい。このようにすれば、各ガラスバブラー容器の内部に投入された金属元素と、当該ガラスバブラー容器の内部に導入されたＨＣｌガスのＣｌ元素とを反応させることにより、ＭｇＣｌ２などのガスを供給させることができる。
When performing the step (S20) by a vapor phase synthesis method using a VAD apparatus, as shown in FIG. 2, a raw material gas for forming a fine particle deposit is formed on the outer surface of the
なお、形成させようとする微粒子堆積体の材質に応じて、たとえばガラスバブラー容器５３を設けずにＭｇＣｌ２ガスとＡｌＣｌ３ガスとのみをコア部材１８の外側の表面上に供給してもよい。あるいはたとえば、ガラスバブラー容器５３を設けずにガラスバブラー容器５２の内部に金属のＺｎとＡｌとをセットし、上述した３種類のガスを供給してもよい。
Depending on the material of the particulate deposit to be formed, for example, only the MgCl 2 gas and the AlCl 3 gas may be supplied onto the outer surface of the
上述した３種類（２種類）のガスは、図２に示すように互いに混合して混合ガス５５となる。このとき、図２には図示しないが混合ガス５５やコア部材１８の周囲にＨ２ガスとＯ２ガスとを導入する。Ｈ２ガスやＯ２ガスの導入には酸水素バーナを用いることが好ましい。このようにすれば、上述したＭｇＣｌ２ガスなどとＯ２ガスとが反応することにより、Ｍｇ−Ａｌ−Ｏ系やＺｎ−Ａｌ−Ｏ系の微粒子堆積体１９（スート）がコアロッドの表面上に堆積される。たとえばガラスバブラー容器５３を設けずにＡｌＣｌ３ガスとＭｇＣｌ２ガスとのみをコア部材１８の外側の表面上に供給した場合には、Ｍｇ−Ａｌ−Ｏ系の微粒子堆積体がコア部材１８の表面上に堆積される。なお、上記微粒子堆積体は５ｇ／分程度の速度で堆積されるように、各種ガスの流量を制御することが好ましい。また、コア部材１８の表面上に均一に微粒子堆積体１９が形成されるようにするため、図２に示すように、コア部材１８を延在方向に移動させたり、延在する軸周りに回転させながら混合ガス５５を供給することが好ましい。
The three types (two types) of gas described above are mixed with each other as shown in FIG. At this time, although not shown in FIG. 2, H 2 gas and O 2 gas are introduced around the
なお、図２においてはＭｇＣｌ２などのガスをコア部材１８の表面の近傍において互いに混合させて混合ガス５５を発生させ、コア部材１８の表面上に混合ガス５５を供給させている。しかしたとえば図２には図示しないが、ガラスバブラー容器５１、５２、５３のそれぞれから供給される各種のガスをコア部材１８から離れた場所にて混合させて混合ガス５５を発生させ、たとえばアルゴンガスなどの不活性キャリアガスにより所望のコア部材１８の近傍に混合ガス５５を搬送する方法を用いてもよい。
In FIG. 2, gases such as MgCl 2 are mixed with each other in the vicinity of the surface of the
以上のようにコア部材１８の表面上にＭｇ−Ａｌ−Ｏ系やＺｎ−Ａｌ−Ｏ系の微粒子堆積体（スート）を堆積させる処理（反応）を数時間から数十時間行なう。このようにすれば、図３に示すように、コア部材１８の表面上に円柱状の多孔質Ｍｇ−Ａｌ−Ｏ微粒子堆積体やＺｎ−Ａｌ−Ｏ微粒子堆積体（微粒子堆積体１９）が形成される。微粒子堆積体１９は、工程（Ｓ２０）により形成された時点では結晶化が進んでおらず、非晶質が主成分である。しかし微粒子堆積体１９の一部はＭｇＯやＡｌ２Ｏ３の微結晶（結晶微粒子堆積体）となっている場合もある。
As described above, the process (reaction) for depositing the Mg—Al—O-based or Zn—Al—O-based fine particle deposit (soot) on the surface of the
以上のように工程（Ｓ２０）においてはＭｇＣｌ２やＡｌＣｌ３などのガスを用いて微粒子堆積体１９を形成する。このため、このような形成方法を気相合成法という。本実施の形態１のように、気相合成法により微粒子堆積体１９を形成した場合、当該微粒子堆積体１９を構成する微粒子は平均粒径が十数ｎｍである。また当該微粒子堆積体１９の相対密度は６０％以上である。一方、従来から行なわれるプレス成形を用いた粉末焼結法で形成した成形体の成形密度（相対密度）は５０％〜６０％程度であり、成形体を構成する微粒子の平均粒径はミクロンオーダーである。したがって、粉末焼結法の代わりに気相合成法を用いて形成された、領域間の組成の偏差が小さいＭｇ、Ｚｎ、Ａｌなどの金属元素の酸化物微粒子堆積層（微粒子堆積体）は、容易に緻密に焼結される。また焼結により得られる酸化物セラミックス中に含まれるポアなどの空孔（欠陥）の割合を小さくすることができる。したがって、コア部材１８の表面上に高品質な酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス２０）を形成することができる。
As described above, in the step (S20), the
形成された微粒子堆積体１９に対して、図１のフローチャートに示すように微粒子堆積体を加熱する工程（Ｓ３０）を行なう。具体的には、微粒子堆積体１９を加熱することにより微粒子堆積体１９を後工程にて焼結する際にポアなどの発生要因となる分子等を除去する工程である。
A process (S30) of heating the particulate deposit is performed on the formed
図３に示すように、工程（Ｓ２０）を行なったＶＡＤ装置などの炉内にて、コア部材１８の表面上に堆積された微粒子堆積体１９を、コア部材１８の延在方向の軸周りに回転させながら、輪状ヒータ３０の内部に潜らせる。輪状ヒータ３０の内部は微粒子堆積体１９を加熱できる温度となっている。
As shown in FIG. 3, the
上述した工程（Ｓ３０）においては、図４のフローチャートに示すように、微粒子堆積体１９を加熱する際に、微粒子堆積体１９中に含まれるＨ２Ｏ分子を除去する工程（Ｓ３１）、ＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）、ＣＯ分子を除去する工程（Ｓ３３）を行なうことが好ましい。
In the step (S30) described above, as shown in the flowchart of FIG. 4, when the
微粒子堆積体１９を加熱する際には、当該微粒子堆積体１９を構成する組織中の間隙の原因となっているＨ２Ｏ分子やＯＨ基を除去することが好ましい。これは上述したように、Ｈ２Ｏ分子やＯＨ基は水素結合する形で存在しており、隣接するＨ２Ｏ分子同士の距離などが大きくなる傾向にあるためである。
When heating the
微粒子堆積体１９の表面部または内部に存在するＨ２Ｏ分子を除去する工程（Ｓ３１）は、ＶＡＤ装置などの炉内を大気圧に比べて非常に圧力の小さい減圧雰囲気下にて行なうことが好ましい。すなわちＣＯガスを実質的に含まない雰囲気中にて処理を行なうことが好ましい。このため、当該炉内を排気しながら処理を行なうことが好ましい。これは大気圧中よりも減圧雰囲気下の方が、当該雰囲気中に含まれる気体分子数が少ないためである。当該雰囲気中に含まれる気体分子数が少なければ、除去するためにＨ２Ｏ分子が放出される際に雰囲気中の気体分子に妨害される可能性が小さくなる。このため結果としてＨ２Ｏ分子の放出がスムーズに行なわれる。Ｈ２Ｏ分子が外部に放出される速度はＨ２Ｏ分子の拡散速度により支配されるためである。このためＨ２Ｏ分子を除去する工程（Ｓ３１）においてはＣＯガスを含まない減圧雰囲気下において処理を行なうことが効果的である。
The step (S31) of removing H 2 O molecules present on the surface or inside of the
これに対して、特に微粒子堆積体１９の表面部または内部に存在するＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）においては、処理を行なう炉内をＣＯガスを含む雰囲気とすることが好ましい。Ｈ２Ｏ分子を除去する場合と異なり、ＯＨ基を除去する場合は、焼結のために微粒子堆積体１９に与える熱エネルギによるＯＨ基の除去速度は極めて緩慢である。つまり、減圧雰囲気下にてＯＨ基の除去を行なっても処理の効率が低い。このため、ＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）においては、Ｈ２Ｏを除去する工程（Ｓ３１）と同様に炉内を排気するとともに、別途炉内にＣＯ含有ガスを供給して、微粒子堆積体１９の周囲をＣＯガスを含む雰囲気としながら、輪状ヒータ３０の内部に微粒子堆積体１９を潜らせて加熱する。このようにすれば、微粒子堆積体１９の表面部や内部に含まれるＯＨ基とＣＯガスとが化学反応するために、ＯＨ基を微粒子堆積体１９から除去することができる。化学反応を利用してＯＨ基を除去することにより、単にＯＨ基を微粒子堆積体１９から外部へ放出させるように除去する処理のみを行なう場合に比べて、処理の効率を高めることができる。
On the other hand, in the step of removing OH groups present on the surface or inside of the particulate deposit 19 (S32), it is preferable that the furnace in which the treatment is performed has an atmosphere containing CO gas. Unlike the case of removing H 2 O molecules, when removing OH groups, the removal rate of OH groups by thermal energy applied to the
以上の工程（Ｓ３１）および工程（Ｓ３２）は、微粒子堆積体１９が実質的に収縮せず、かつ十分にＨ２Ｏ分子やＯＨ基が除去できる加熱温度にて行なうことが好ましい。すなわち、工程（Ｓ３１）および工程（Ｓ３２）においては微粒子堆積体１９が焼結したり緻密化しない程度に加熱されることが好ましい。具体的にはたとえば輪状ヒータ３０の内部が１２００℃以上１３００℃以下となるように加熱することが好ましい。
The above steps (S31) and (S32) are preferably performed at a heating temperature at which the
またＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）は、Ｈ２Ｏを除去する工程（Ｓ３１）の開始後所定の時間が経過した後に開始することが好ましい。すなわちＨ２Ｏを除去する工程（Ｓ３１）が概ね完了し、微粒子堆積体１９の表面部や内部にＨ２Ｏ分子がほとんど残留しない状態にした上でＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）に進むことが好ましい。仮に微粒子堆積体１９にＨ２Ｏ分子が多量に残留した状態でＯＨ基の除去を行なうと、ＯＨ基の除去が緩慢になるためである。
The step of removing OH groups (S32) is preferably started after a predetermined time has elapsed after the start of the step of removing H 2 O (S31). That is, the step of removing H 2 O (S 31) is almost completed, and the process proceeds to the step of removing OH groups (S 32) after leaving almost no H 2 O molecules on the surface and inside of the
また、Ｈ２Ｏ分子が除去される速度は、Ｈ２Ｏ分子を除去する工程における加熱温度や炉内の圧力だけでなく、たとえば微粒子堆積体１９の形状、比表面積、かさ密度などにも依存する。このためＨ２Ｏ分子を除去する工程（Ｓ３１）からＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）に移行するタイミングは実験的に決定することが好ましい。
Moreover, the rate at which
上述したようにＯＨ基を除去する工程（Ｓ３２）においてはＣＯガスを含む雰囲気中にて処理を行なうことが好ましい。このため工程（Ｓ３２）においては減圧雰囲気下にて処理を行なうことが好ましい工程（Ｓ３１）に比べて炉内の圧力を高くして処理を行なうことになる。しかしながら工程（Ｓ３２）においても残留したＨ２Ｏ分子の除去も併せて行なうことができることが好ましい。このため、工程（Ｓ３２）においても炉内の圧力は低いことが好ましい点においては工程（Ｓ３１）と相違ない。したがって、工程（Ｓ３２）においては工程（Ｓ３１）に対して炉内にＣＯガスを含有した分だけ炉内の圧力を高くすることが好ましい。つまり、工程（Ｓ３２）においては工程（Ｓ３１）に対してＣＯガス以外のガスを新たに導入しないことが好ましい。 As described above, in the step of removing OH groups (S32), the treatment is preferably performed in an atmosphere containing CO gas. For this reason, in the step (S32), the processing is performed with the pressure in the furnace being increased as compared with the step (S31) which is preferably performed in a reduced pressure atmosphere. However, it is preferable that the remaining H 2 O molecules can also be removed in the step (S32). For this reason, also in the step (S32), it is not different from the step (S31) in that the pressure in the furnace is preferably low. Therefore, in the step (S32), it is preferable to increase the pressure in the furnace by the amount containing the CO gas in the furnace compared to the step (S31). That is, in the step (S32), it is preferable that no gas other than the CO gas is newly introduced into the step (S31).
以上の工程（Ｓ３１）および工程（Ｓ３２）において、加熱により微粒子堆積体１９のＨ２Ｏ分子やＯＨ基を除去すれば、微粒子堆積体１９は後工程において焼結することにより容易に緻密化され、ポアなどの含有が少ない焼結体とすることができるものとなる。しかしＨ２Ｏ分子とＯＨ基とのみを除去し終えた段階では、微粒子堆積体１９は透光性に乏しい状態である。焼結により形成される酸化物セラミックスを透光性に優れたスピネル（透光性スピネルセラミックス２０）とするためには、上述した工程（Ｓ３１）や工程（Ｓ３２）の脱水処理を施した後にＣＯ分子を除去する工程（Ｓ３３）を行なうことが好ましい。これは微粒子堆積体１９の表面部や内部などに元々存在するＣＯ分子、および工程（Ｓ３２）をＣＯガス雰囲気中にて行なうことにより微粒子堆積体１９の表面部などに新たに付着するＣＯ分子を除去する工程である。
In the above steps (S31) and (S32), if the H 2 O molecules and OH groups of the
工程（Ｓ３３）はＣＯ分子を除去する工程であるため、工程（Ｓ３１）と同様に、ＣＯガスを含まない減圧雰囲気下にて行なうことが好ましい。つまり当該炉内を排気しながら行なうことが好ましい。このようにすれば、微粒子堆積体１９の表面部や内部のＣＯガスを高効率に外部に拡散させることにより放出することができる。ただし当該炉内を排気しながら、当該炉内にたとえばＨｅガスなどの不活性ガスを供給し、微粒子堆積体１９を不活性ガス雰囲気に曝露しながら処理を行なってもよい。
Since the step (S33) is a step of removing CO molecules, it is preferably performed in a reduced pressure atmosphere not containing CO gas, as in the step (S31). That is, it is preferable to carry out while exhausting the inside of the furnace. In this way, the surface portion of the
なお工程（Ｓ３３）においては、加熱温度は微粒子堆積体１９の緻密化が進行しない程度の温度にすることが好ましい。具体的にはたとえば輪状ヒータ３０の内部が１２００℃以上１３００℃以下となるように加熱することが好ましい。これは上記加熱温度を微粒子堆積体１９の緻密化が進行する程度に高くすると、当該微粒子堆積体１９の内部に含まれるＣＯ分子が外部に放出されにくくなることがあるためである。微粒子堆積体１９の内部に含まれるＣＯ分子が除去されずに残留すれば、最終的に形成される透光性スピネルセラミックス２０の透光性が低下することに繋がる。
In the step (S33), the heating temperature is preferably set to a temperature at which the
以上の各処理を行なうことによりコア部材１８の表面上に形成される微粒子堆積体１９は、光ファイバの主要な構成要素としての役割を有することができる程度の透光性を有するものとなる。しかし上述したようにＣＯ分子を除去する工程（Ｓ３３）においては緻密化がなされていない。そこでＣＯ分子を除去する工程（Ｓ３３）により図１の微粒子堆積体を加熱する工程（Ｓ３０）が形成されたところで、図１に示す微粒子堆積体を緻密化する工程（Ｓ４０）を行なう。
The
工程（Ｓ４０）においては、加熱した輪状ヒータ３０の内部に微粒子堆積体１９を潜らせることにより当該微粒子堆積体１９を加熱する。このとき先の工程（Ｓ３０）のＣＯ分子を除去する工程（Ｓ３３）において炉内を減圧雰囲気下とした状態を保つことが好ましい。ここでの加熱温度は、微粒子堆積体１９を焼結して緻密化することが可能な温度であるため、一般に先の工程（Ｓ３０）における加熱温度より高いことが好ましい。しかし微粒子堆積体１９を従来の粉末焼結法により形成した場合に比べて、上述した工程（Ｓ１０）、工程（Ｓ２０）を用いて形成した微粒子堆積体１９は低温で容易に焼結、緻密化させることができる。また焼結による緻密化により形成される酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス２０）の内部におけるポアなどの含有割合を小さくすることができる。これは上述したとおり工程（Ｓ１０）、工程（Ｓ２０）により形成される微粒子堆積体１９は平均粒径が十数ｎｍと小さく、かつ相対密度が高いためである。たとえば従来の粉末焼結法によるプレス成形を用いて形成したＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３成形体は緻密化させるために１７００℃程度に加熱する必要がある。しかし上記の微粒子堆積体１９はそれよりも低い温度、具体的には１５５０℃以上１６５０℃以下に加熱することにより緻密に焼結することができる。
In the step (S40), the
上述したように、緻密化するための加熱を低温で行なうことができるため、容易に緻密化を進行させることができる。これは低温で短時間で焼結することができるために、微粒子堆積体１９の微粒子同士が結合して粒成長する可能性を抑制することができるためである。粒成長が起こると粒間の間隙が大きくなるために緻密化が起こりにくくなったり、形成される酸化物セラミックス中にポアが多数発生する可能性が高くなる。またポアの発生を抑制することにより、酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス２０）の透光性の低下を抑制することもできる。以上のように焼結すれば、それまで非晶質であった微粒子堆積体１９をほぼ完全に結晶化することができる。
As described above, since the heating for densification can be performed at a low temperature, the densification can easily proceed. This is because, since sintering can be performed at a low temperature in a short time, it is possible to suppress the possibility that the fine particles of the
なお、以上の工程（Ｓ４０）の態様は図５に示すとおりである。図５においては微粒子堆積体１９が形成されたコア部材１８を、延在する軸周りに回転させながら図の下側から上側へ向かう方向に移動させている。このため、微粒子堆積体１９は図５の上側から順に焼結され、焼結体としての酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス２０）をコア部材１８の周囲に形成することができる。すなわち図５において透光性スピネルセラミックス２０とされる領域は、微粒子堆積体１９が焼結され緻密化することにより、延在方向（図の上下方向）に交差する断面積が小さくなった領域である。図５における透光性スピネルセラミックス２０と微粒子堆積体１９との両方が、工程（Ｓ２０）において微粒子堆積体１９として形成された領域である。
In addition, the aspect of the above process (S40) is as showing in FIG. In FIG. 5, the
ただし、上述した輪状ヒータ３０を用いて形成された透光性スピネルセラミックス２０の内部に若干量のポアが残存した場合は、輪状ヒータ３０による焼結（緻密化）処理の後に、熱間静水圧加圧処理（ＨＩＰ）を行なうことが好ましい。このようにすれば、さらに確実に焼結、結晶化がなされ、内部におけるポアが除去された透光性スピネルセラミックス２０を形成することができる。
However, when a slight amount of pores remain in the
以上の手順により、図６に示すように、コア部材１８の表面上には微粒子堆積体１９が焼結された、スピネルからなる酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス２０）が形成される。本実施の形態１により、透光性スピネルセラミックス構造体としての光ファイバが形成される。
Through the above procedure, as shown in FIG. 6, oxide ceramics (translucent spinel ceramics 20) made of spinel, in which the
なお、上述したように工程（Ｓ２０）において原料ガスとしてＭｇＣｌ２ガス、ＺｎＣｌ２ガスおよびＡｌＣｌ３ガスを用いた場合には、形成される透光性スピネルセラミックス２０はＭｇＡｌ２Ｏ４、ＺｎＡｌ２Ｏ４、またはＭｇＡｌ２Ｏ４とＺｎＡｌ２Ｏ４との固溶体である。これらの材質はいずれも、透光性に優れており光ファイバのコア部材１８の外周部に形成する部材に用いるに適した材質である。しかしＭｇ、Ｚｎ、Ａｌの金属元素を用いて形成される透光性スピネルセラミックス２０のスピネルはたとえばＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＺｎＯであってもよい。さらにたとえば工程（Ｓ２０）においてＩｎ、Ｇａなどの金属元素を用いることにより、ＩｎやＧａを含有するスピネルを透光性スピネルセラミックス２０として形成してもよい。具体的にはたとえばＭｇＩｎ２Ｏ４、ＭｇＧａ２Ｏ４、ＺｎＩｎ２Ｏ４やＺｎＧａ２Ｏ４などを透光性スピネルセラミックス２０として適用することができる。
As described above, when MgCl 2 gas, ZnCl 2 gas, and AlCl 3 gas are used as source gases in the step (S20), the formed light-transmitting
（実施の形態２）
本発明の実施の形態２においては、上記酸化物セラミックスの製造方法を用いて、透光性スピネルセラミックスからなる透明基板であるカラー液晶プロジェクター用光学素子が形成される。
(Embodiment 2)
In
図７を参照して、本発明の実施の形態２におけるカラー液晶プロジェクター１００においては、メタルハライドランプやキセノンランプなどの光源１から出射された光は、リフレクター２により反射され、紫外線カットフィルター３などを透過した後、インテグレータ偏光変換光学系４に導かれる。インテグレータ偏光変換光学系４を通過した光は、光の波長に応じて透過する光と反射する光とを選択可能なダイクロイックミラー５により、赤（Ｒ）、緑（Ｇ）、青（Ｂ）の３原色に分解される。次に、３原色に分解された光のそれぞれは、必要に応じて全反射ミラー６において反射され、偏光板７および防塵窓８を通過した後、液晶パネル１１を通過し、クロスダイクロイックプリズム９において合成される。そして、合成された光は、投射レンズ系１０を通して、カラー液晶プロジェクター１００の外部に投射されることにより、画像の投影が実現される。
Referring to FIG. 7, in the color
ここで、上記カラー液晶プロジェクター１００に含まれる防塵窓８などの光学素子には、透光性を確保しつつ、近接して配置される光源１の熱から液晶パネル１１を保護し、かつ放熱する機能も求められる。このためには、防塵窓８が緻密な組織から構成されることが要求される。また、光源１の熱によって温度も上昇するため、防塵窓８には耐熱性が求められる。これに対し、本実施の形態における光学素子である防塵窓８は、以下に示す構成を有する透明基板であることにより、当該要求に対応することが可能となっている。
Here, the optical element such as the
すなわち、カラー液晶プロジェクター１００に含まれる防塵窓８の、特に外周部は、図８を参照して、スピネルからなる透光性スピネルセラミックス２０からなっている。透光性スピネルセラミックス２０を構成するアルミナ粒子などのスピネルは、熱伝導率が高く、かつ透明な材料である。そのため、防塵窓８は、透光性を確保しつつ、近接して配置される光源１の熱から液晶パネル１１を保護し、かつ放熱する機能を有している。また、上記透光性スピネルセラミックス２０からなっていることにより、防塵窓８は、十分な耐熱性も有している。
That is, particularly the outer peripheral portion of the
上述したカラー液晶プロジェクター１００に含まれる防塵窓８は、本実施の形態１の光ファイバと同様に、図１に示すコア部材を準備する工程（Ｓ１０）において、たとえば石英ガラスからなるコア基板を準備する。微粒子堆積体を形成する工程（Ｓ２０）においては実施の形態１と同様に上記コア基板の表面上にＡｌＣｌ３ガスなどの原料ガスを供給して微粒子堆積体を形成する。これは、防塵窓８に用いる透光性スピネルセラミックス２０は、アルミナ粒子（Ａｌ２Ｏ３）を含むことが好ましいためである。
The dust-
以下、微粒子堆積体を加熱する工程（Ｓ３０）、微粒子堆積体を緻密化する工程（Ｓ４０）についても、実施の形態１に順じた手法により行なうことが好ましい。このようにすれば、特に外周部が緻密化された透光性スピネルセラミックス２０からなる、高い透光性と熱伝導性とを有する防塵窓８を形成することができる。したがって、図７に示すカラー液晶プロジェクター１００の性能を高めることができる。
Hereinafter, the step of heating the fine particle deposit (S30) and the step of densifying the fine particle deposit (S40) are also preferably performed by a method in accordance with the first embodiment. In this way, it is possible to form the dust-
本実施の形態２は、以上に述べた各点についてのみ、本実施の形態１と異なる。すなわち実施の形態２について、上述しなかった構成や条件、手順や効果などは、全て実施の形態１に順ずる。 The second embodiment is different from the first embodiment only in each point described above. In other words, the configuration, conditions, procedures, effects, and the like not described above for the second embodiment are all in accordance with the first embodiment.
上述した本実施の形態１に係る製造方法を用いて、光ファイバを形成する要領で試験用の透光性スピネルセラミックスの試料を形成した。また、比較用として従来から用いられる粉末焼結法を用いて透光性スピネルセラミックスの試料を作製した。ここでは本実施の形態１に係る製造方法を用いて形成した３台の試料をそれぞれＡ１、Ａ２、Ａ３とし、比較用として形成した３台の試料をそれぞれＢ１、Ｂ２、Ｂ３とした。以下にそれぞれの試料を作製した手順について説明する。 Using the manufacturing method according to the first embodiment described above, a test sample of translucent spinel ceramics was formed in the manner of forming an optical fiber. Moreover, the sample of the translucent spinel ceramics was produced using the powder sintering method conventionally used for the comparison. Here, the three samples formed using the manufacturing method according to the first embodiment are designated as A1, A2, and A3, respectively, and the three samples formed for comparison are designated as B1, B2, and B3, respectively. The procedure for producing each sample will be described below.
試料Ａ１、Ａ２、Ａ３は本実施の形態１に係る製造方法を用いて形成しているため、図１のフローチャートに従って作製された。すなわちまずコア部材を準備する工程（Ｓ１０）として、長尺形状を有し、延在する方向に交差する断面が直径１０ｍｍの円形である石英ガラス製の部材を準備した。これは光ファイバを製造するためのコアロッドとして用いるものである。 Since the samples A1, A2, and A3 were formed using the manufacturing method according to the first embodiment, they were manufactured according to the flowchart of FIG. That is, as a step of preparing a core member (S10), a quartz glass member having a long shape and a circular shape with a cross section intersecting in the extending direction having a diameter of 10 mm was prepared. This is used as a core rod for manufacturing an optical fiber.
次に微粒子堆積体を形成する工程（Ｓ２０）は、図９に示す光ファイバ製造用のＶＡＤ装置を用いて実施した。図９の金属元素載置室９９には、ＣＶＤ装置用のガラスバブラー容器５１、５２、５３が載置されている。これらは図２に示すガラスバブラー容器５１、５２、５３と同様のものである。そしてガラスバブラー容器５１には粒径１ｍｍのＭｇ金属塊、ガラスバブラー容器５２にはほぼ同粒径のＺｎ金属塊、ガラスバブラー容器５３にはほぼ同粒径のＡｌ金属塊を装填した。この金属元素載置室９９に接続されたＨＣｌガスボンベ９７から、金属元素載置室９９の内部にＨＣｌガスを供給した。このＨＣｌガスと各ガラスバブラー容器に装填された各金属元素とを反応させることにより、金属元素載置室９９の内部にＭｇＣｌ２ガス、ＺｎＣｌ２ガスおよびＡｌＣｌ３ガスを発生させた。そしてこれらのガスを混合させることにより、金属元素載置室９９の内部に混合ガス５５を発生させた。この混合ガス５５をＶＡＤ装置５０の内部に導入可能な状態とした。
Next, the step (S20) of forming the particulate deposit was performed using the VAD apparatus for optical fiber production shown in FIG. In the metal
上の表１は、試料Ａ１、Ａ２およびＡ３のそれぞれに対して工程（Ｓ２０）の処理を施す際に用いた原料ガスの種類や供給量、そして処理後に形成された微粒子堆積体１９の相対密度を示す。
Table 1 above shows the type and supply amount of the raw material gas used when performing the process (S20) on each of the samples A1, A2 and A3, and the relative density of the
表１に示すように、上述したＭｇＣｌ２ガス、ＺｎＣｌ２ガスおよびＡｌＣｌ３ガスの３種類のガスを用いて処理を行なったのは試料Ａ３のみである。試料Ａ１および試料Ａ２については、ＺｎＣｌ２ガスを供給せず、ＭｇＣｌ２ガスとＡｌＣｌ３ガスのみを金属元素載置室９９の内部にて発生および混合させることにより発生させた混合ガス５５を用いて微粒子堆積体１９を形成した。
As shown in Table 1, only the sample A3 was processed using the above-described three kinds of gases, MgCl 2 gas, ZnCl 2 gas, and AlCl 3 gas. For sample A1 and sample A2, ZnCl 2 gas is not supplied, and a
一方、ＶＡＤ装置５０の内部には、工程（Ｓ１０）で準備したコア部材１８の延在する方向に関する一方の端部をチャック９１に固定させたものを載置した。ＶＡＤ装置５０の下部には金属元素載置室９９からの混合ガス５５や、酸水素バーナ９５からのＨ２ガスやＯ２ガスをＶＡＤ装置５０の内部に供給するためのガス供給部材９２が載置されている。またＶＡＤ装置５０の内部を減圧雰囲気とするための排気を行なう排気装置９３が接続されている。ＶＡＤ装置５０の上部にはコア部材１８（微粒子堆積体１９）を加熱するためのヒータ９０、ＶＡＤ装置５０の内部に不活性ガスであるＨｅガスを供給するためのＨｅガスボンベ８７が接続されている。
On the other hand, in the
工程（Ｓ２０）では、上述したような構成を有する図９の装置を用いて、コア部材１８の表面上に微粒子堆積体１９を形成した。具体的には、図９に示すようにコア部材１８のチャック９１を固定した一方の端部がＶＡＤ装置５０の上側となるようにコア部材１８をセットした。そしてＶＡＤ装置５０の内部にて、ガス供給部材９２から噴射される混合ガス５５およびＨ２ガス、Ｏ２ガスを用いて、コア部材１８の表面上にＭｇ−Ａｌ−Ｏ系やＺｎ−Ａｌ−Ｏ系の微粒子堆積体１９を形成した。各試料に対して微粒子堆積体１９を形成するために用いた混合ガスの組成および物質量の割合は、表１中の「原料ガス種類」「原料ガス供給量」に示す。
In the step (S20), the
微粒子堆積体１９は特に図９における下側のコア部材１８（チャック９１で固定されている側と反対側）から堆積させた。なおこのとき、当該混合ガス５５などを１９時間反応させることにより、微粒子堆積体１９を形成した。
The
形成後の微粒子堆積体１９の相対密度は、表１に示すとおり、試料Ａ１、Ａ２、Ａ３のいずれも６５．３％であった。これは以下のようにして算出した。まず形成した微粒子堆積体１９の一部の領域を相対密度の測定用にするために輪切りに切断した。そして切断した各試料に対して粉末Ｘ線回折を行なった。これにより、当該微粒子堆積体１９を構成するＭｇＣｌ２やＡｌＣｌ３などの各物質の強度の検量線を作成した。その結果から各物質の含有量を算出し、当該算出した含有量と、各物質の真密度とから当該微粒子堆積体１９の理論密度を計算した。その後、試料のかさ密度と上記理論密度とから、微粒子堆積体１９の相対密度を計算した。
As shown in Table 1, the relative density of the
次に微粒子堆積体を加熱する工程（Ｓ３０）を、ＶＡＤ装置５０の上側に配置されているヒータ９０を用いて行なった。具体的には、微粒子堆積体１９が形成されたコア部材１８を、図９の下側から上側へ向けて引き上げながら、微粒子堆積体１９部分を加熱した。上述したように工程（Ｓ３０）は図４のフローチャートに示す工程（Ｓ３１）、工程（Ｓ３２）および工程（Ｓ３３）からなる工程である。
Next, the step (S30) of heating the particulate deposit was performed using the
上の表２においては、上述した微粒子堆積体を加熱する工程（Ｓ３０）の工程（Ｓ３１）、工程（Ｓ３２）および工程（Ｓ３３）を各試料に対して行なった際の、加熱温度（℃）、各処理時のＶＡＤ装置５０の内部の圧力（Ｐａ）、各工程における上記温度や圧力の保持時間（ｈｒ）を示している。なおここで温度とは、ヒータ９０に挟まれた加熱領域の温度を指し、保持時間（ｈｒ）とは上述したヒータ９０に挟まれた加熱領域を各温度に保持した時間（処理に要した時間）を示す。
In Table 2 above, the heating temperature (° C.) when performing the step (S31), the step (S32), and the step (S33) of the step (S30) of heating the fine particle deposit described above on each sample. The internal pressure (Pa) of the
また、工程（Ｓ３１）は基本的に減圧雰囲気下で行なっているため、処理時の装置内の圧力は試料Ａ１〜Ａ３のいずれにおいても８０Ｐａであったが、装置内の雰囲気については表２に示すように「真空」とみなしている。また、工程（Ｓ３２）はＣＯガスを装置内に供給しながら行なった。このため、装置内の圧力のうちＣＯガスによる分圧を示す「ＣＯ分圧（Ｐａ）」を表２に示している。工程（Ｓ３３）においても同様に「ＣＯ分圧（Ｐａ）」を示しているが、工程（Ｓ３３）においてはＣＯガスを装置内に供給せずに除去する処理を行なっているため、測定結果はいずれの試料を処理した際にも０Ｐａとなった。 In addition, since the step (S31) is basically performed under a reduced pressure atmosphere, the pressure in the apparatus during the treatment was 80 Pa in any of the samples A1 to A3, but the atmosphere in the apparatus is shown in Table 2. As shown, it is considered “vacuum”. The step (S32) was performed while supplying CO gas into the apparatus. For this reason, Table 2 shows “CO partial pressure (Pa)” indicating the partial pressure of CO gas among the pressures in the apparatus. Similarly, in the step (S33), “CO partial pressure (Pa)” is shown. However, in the step (S33), since the CO gas is removed without being supplied into the apparatus, the measurement result is It became 0 Pa when any sample was processed.
以上の手順により微粒子堆積体１９の表面部や内部に含まれる水分やＣＯ分子が除去された段階で、微粒子堆積体を緻密化する工程（Ｓ４０）に進んだ。ここではまず試料Ａ１、Ａ２、Ａ３のすべてに対し、図９のＶＡＤ装置５０のヒータ９０を用いた焼結を行なった。具体的には、上述した工程（Ｓ３０）と同様に、微粒子堆積体１９が形成されたコア部材１８を、図９の下側から上側へ向けて引き上げながら、微粒子堆積体１９が焼結して緻密化される程度に工程（Ｓ３０）よりも微粒子堆積体１９部分を加熱した。ここでヒータ９０により微粒子堆積体１９が焼結、緻密化される仕組みは、上述した図５における輪状ヒータ３０を用いた加熱と同様である。
At the stage where moisture and CO molecules contained in the surface and inside of the
上の表３の「ヒータ９０による焼結」の欄には、上述した微粒子堆積体を緻密化する工程（Ｓ４０）のうち、ヒータ９０による焼結を行なった際の、加熱温度（℃）、ＶＡＤ装置５０の内部の圧力（Ｐａ）、上記温度や圧力の保持時間（ｈｒ）を示している。なおここで温度とは、表２と同様に、ヒータ９０に挟まれた加熱領域の温度を指し、保持時間（ｈｒ）とは上述したヒータ９０に挟まれた加熱領域を各温度に保持した時間（処理に要した時間）を示す。また表３中、「圧力（Ｐａ）」の欄に※印を施し「※１００」と表記しているが、これは１００Ｐａを僅かに上回っていることを示す。
In the column of “Sintering by
ここで上記焼結を行ない、微粒子堆積体１９が酸化物セラミックス（透光性スピネルセラミックス２０）となった各試料の相対密度を、加熱前の微粒子堆積体１９の相対密度と同様の手順により測定した。その結果を表３の「ヒータ９０による焼結」の欄の「焼結後の相対密度（％）」の欄に示す。加熱による試料に含まれる水分などの除去、焼結による試料の緻密化により、焼結前に比べて相対密度が著しく上がっていることがわかる。
Here, the sintering was performed, and the relative density of each sample in which the
またサイズに関しては、各焼結体（透光性スピネルセラミックス２０）の延在方向の長さは３０ｍｍであり、焼結体の延在方向に交差する断面における円形の直径（外枠の直径）は１００ｍｍであった。 Regarding the size, the length of each sintered body (translucent spinel ceramic 20) in the extending direction is 30 mm, and the circular diameter in the cross section intersecting the extending direction of the sintered body (the diameter of the outer frame). Was 100 mm.
ここで各試料Ａ１〜Ａ３をＶＡＤ装置５０から取り出し、試料Ａ２およびＡ３に対してはさらに、微粒子堆積体（焼結体である透光性スピネルセラミックス２０）に対してＨＩＰによる焼結を、１０００気圧の圧力下にて行なった。表３の「ＨＩＰによる焼結」の欄には、そのときの各試料に対する加熱温度（℃）および上記加熱温度を保持して焼結した時間（保持時間（ｈｒ））を示している。そしてＨＩＰによる焼結を終えた後における各試料（焼結体である透光性スピネルセラミックス２０）の相対密度を測定した。その結果は、表３の「ＨＩＰによる焼結」の「焼結後の相対密度（％）」の欄に示すとおり、いずれも９９．９％であった。つまりＨＩＰによる焼結を行なうことにより、ＨＩＰを行なわなかった試料Ａ１や、ＨＩＰを行なう前の試料Ａ２、試料Ａ３に比べて、相対密度をさらに上げることができた。
Here, each of the samples A1 to A3 is taken out from the
また、試料Ａ１については上述したヒータ９０による焼結を行なった後の透光性スピネルセラミックス２０、試料Ａ２および試料Ａ３についてはＨＩＰによる焼結を行なった後の透光性スピネルセラミックス２０に対して透過率を測定した。
Further, for sample A1, light-transmitting
具体的には、まず透過率の測定に先立ち、ダイヤモンドスラリーを用いて、測定用に輪切りに切断した試料の切断面を光学的鏡面研磨した。その後、分光光度計を用いて、各試料の焼結体（透光性スピネルセラミックス２０）の厚み１．０ｍｍ分を透過する光の直線透過率を、当該光の波長を４２０ｎｍから６８０ｎｍまで変化させて測定した。その結果、上記波長範囲の中で最も波長の短い４２０ｎｍの光が最も透過率が低かった。このため、表３中には各試料の４２０ｎｍの光の透過率を「４２０ｎｍの透過率（％）」の欄に示した。 Specifically, first, prior to the measurement of transmittance, a cut surface of a sample cut into a ring for measurement was optically mirror-polished using diamond slurry. Thereafter, using a spectrophotometer, the linear transmittance of light transmitted through a thickness of 1.0 mm of the sintered body (translucent spinel ceramic 20) of each sample is changed from 420 nm to 680 nm. Measured. As a result, 420 nm light having the shortest wavelength in the above wavelength range had the lowest transmittance. Therefore, in Table 3, the 420 nm light transmittance of each sample is shown in the column of “420 nm transmittance (%)”.
一方、比較用である試料Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３は、粉末焼結法を用いて形成しているため、上述した試料Ａ１、Ａ２、Ａ３を形成する際に用いた原料ガスの代わりに原料粉末を用いている。用いた原料粉末の種類および当該原料粉末を混合した割合（原料粉末供給量）を下の表４に示す。 On the other hand, the samples B1, B2, and B3 for comparison are formed using a powder sintering method, so that the raw material powder is used instead of the raw material gas used when forming the above-described samples A1, A2, and A3. Used. Table 4 below shows the types of raw material powders used and the ratio of the raw material powders mixed (raw material powder supply amount).
表４に示す各原料粉末は、すべて純度が９９．９９％以上のものを使用した。各原料粉末としては、平均粒径が０．３μｍのＭｇＯ粉末、ＺｎＯ粉末およびＡｌ２Ｏ３粉末を組み合わせて使用した。これらを表４の配合比となるように配合したものを、成形プレスを用いて圧力２５０ｋｇ／ｃｍ２で成形することにより、直径２０ｍｍ、厚みが５ｍｍである成形体を作製した。これらの成形体に対して、上述した試料Ａ１、Ａ２、Ａ３と同様の手順により、相対密度測定用に一部切り取った試験片を用いて相対密度を測定した。その結果を表４中の「成形体の相対密度（％）」の欄に示す。 Each raw material powder shown in Table 4 had a purity of 99.99% or more. As each raw material powder, a combination of MgO powder, ZnO powder and Al 2 O 3 powder having an average particle size of 0.3 μm was used. These were blended so as to have the blending ratios shown in Table 4 and molded at a pressure of 250 kg / cm 2 using a molding press to produce a molded body having a diameter of 20 mm and a thickness of 5 mm. With respect to these molded bodies, the relative density was measured using a test piece partially cut out for measuring the relative density by the same procedure as that of the samples A1, A2, and A3 described above. The results are shown in the column of “Relative density (%) of molded product” in Table 4.
次に、形成した成形体を従来から焼結用に用いる焼結炉内に投入し、焼結炉内を大気雰囲気、大気圧に設定し、所定温度で焼結した。下の表５の「焼結炉での焼結」の欄には、そのときの各試料に対する加熱温度（℃）および上記加熱温度を保持して焼結した時間（保持時間（ｈｒ））を示している。そして焼結炉による焼結を終えた後における各試料（焼結体である透光性スピネルセラミックス）の相対密度を測定した。その結果を表５の「焼結炉での焼結」の「焼結後の相対密度（％）」の欄に示している。 Next, the formed body was put into a sintering furnace conventionally used for sintering, and the inside of the sintering furnace was set to an atmospheric atmosphere and atmospheric pressure, and sintered at a predetermined temperature. In the column of “Sintering in a sintering furnace” in Table 5 below, the heating temperature (° C.) for each sample at that time and the time for which the above heating temperature was maintained (the holding time (hr)) are shown. Show. And the relative density of each sample (Translucent spinel ceramics which are sintered bodies) after sintering by a sintering furnace was measured. The result is shown in the column of “Relative density (%) after sintering” of “Sintering in sintering furnace” in Table 5.
表５より、当該焼結後の焼結体の相対密度は、試料Ｂ１〜Ｂ３のいずれも９７％台であり、試料Ａ１〜Ａ３をヒータ９０を用いて焼結した後における相対密度である９９％には届かなかったことがわかる。
From Table 5, the relative density of the sintered body after the sintering is in the 97% range for all of the samples B1 to B3, and is the relative density after the samples A1 to A3 are sintered using the
また試料Ｂ２、Ｂ３に対してはさらに、当該焼結体に対してＨＩＰによる焼結を１０００気圧の圧力下にて行なった。表５の「ＨＩＰによる焼結」の欄には、そのときの各試料に対する加熱温度（℃）および上記加熱温度を保持して焼結した時間（保持時間（ｈｒ））を示している。またＨＩＰによる焼結を終えた後における各試料（焼結体である透光性スピネルセラミックス２０）の相対密度を測定した結果を、表３と同様に示している。その結果は試料Ｂ２が９９．３％、試料Ｂ３が９９．８％であった。しかし試料Ａ２およびＡ３のＨＩＰ焼結後における相対密度である９９．９％よりはやや低くなっていることがわかる。
For samples B2 and B3, the sintered body was further sintered with HIP under a pressure of 1000 atm. In the column of “Sintering with HIP” in Table 5, the heating temperature (° C.) for each sample and the time (staining time (hr)) of sintering while holding the heating temperature are shown. Moreover, the result of having measured the relative density of each sample (the
さらに試料Ａ１〜Ａ３と同様に、試料Ｂ１については上述した焼結炉による焼結を行なった後の透光性スピネルセラミックス、試料Ｂ２および試料Ｂ３についてはＨＩＰによる焼結を行なった後の透光性スピネルセラミックスに対して透過率を測定した。４２０ｎｍの光に対する直線透過率を、表５中の「４２０ｎｍの透過率（％）」の欄に示している。この結果、試料Ｂ１については透過が確認できなかったが、試料Ｂ２およびＢ３については試料Ａ１〜Ａ３と同様の透過率が確認された。 Further, similarly to the samples A1 to A3, the translucent spinel ceramics after the sintering by the sintering furnace described above for the sample B1, and the translucent after the sintering by HIP for the samples B2 and B3 The transmittance was measured with respect to conductive spinel ceramics. The linear transmittance for 420 nm light is shown in the column of “420 nm transmittance (%)” in Table 5. As a result, although transmission could not be confirmed for sample B1, the same transmittance as that of samples A1 to A3 was confirmed for samples B2 and B3.
以上のように本発明の各実施の形態および実施例について説明を行なったが、今回開示した各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。 As described above, the embodiments and examples of the present invention have been described. However, the embodiments and examples disclosed this time should be considered as illustrative in all points and not restrictive. It is. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.
本発明は、簡易なプロセスで、ポアが少なく緻密度の高い高品質な焼結体（酸化物セラミックス）を形成する技術として、特に優れている。 The present invention is particularly excellent as a technique for forming a high-quality sintered body (oxide ceramics) with a small amount of pores and a high density by a simple process.
１ 光源、２ リフレクター、３ 紫外線カットフィルター、４ インテグレータ偏光変換光学系、５ ダイクロイックミラー、６ 全反射ミラー、７ 偏光板、８ 防塵窓、９ クロスダイクロイックプリズム、１０ 投射レンズ系、１１ 液晶パネル、１８ コア部材、１９ 微粒子堆積体、２０ 透光性スピネルセラミックス、３０ 輪状ヒータ、５０ ＶＡＤ装置、５１，５２，５３ ガラスバブラー容器、５５ 混合ガス、８７ Ｈｅガスボンベ、９０ ヒータ、９１ チャック、９２ ガス供給部材、９３ 排気装置、９５ 酸水素バーナ、９７ ＨＣｌガスボンベ、９９ 金属元素載置室、１００ カラー液晶プロジェクター。 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Light source, 2 Reflector, 3 Ultraviolet cut filter, 4 Integrator polarization conversion optical system, 5 Dichroic mirror, 6 Total reflection mirror, 7 Polarizing plate, 8 Dust-proof window, 9 Cross dichroic prism, 10 Projection lens system, 11 Liquid crystal panel, 18 Core member, 19 particulate deposit, 20 translucent spinel ceramics, 30 ring heater, 50 VAD device, 51, 52, 53 glass bubbler container, 55 mixed gas, 87 He gas cylinder, 90 heater, 91 chuck, 92 gas supply member , 93 exhaust system, 95 oxyhydrogen burner, 97 HCl gas cylinder, 99 metal element mounting chamber, 100 color liquid crystal projector.
Claims (9)
コア部材の表面上に、気相合成法を用いて前記金属元素の酸化物微粒子堆積層を堆積させて微粒子堆積体を形成する工程と、
前記微粒子堆積体を加熱する工程とを備える、酸化物セラミックスの製造方法。 A method for producing an oxide ceramic containing at least one metal element selected from the group consisting of Mg, Zn, and Al,
Forming a particulate deposit on the surface of the core member by depositing the oxide particulate deposition layer of the metal element using a vapor phase synthesis method;
And a step of heating the fine particle deposit.
ＣＯガスを含まない雰囲気中にて前記微粒子堆積体に含まれるＨ２Ｏ分子を除去する工程と、
ＣＯガスを含む雰囲気中にて前記微粒子堆積体に含まれるＯＨ基を除去する工程と、
ＣＯガスを含まない雰囲気中にて前記微粒子堆積体に含まれるＣＯ分子を除去する工程とを含む、請求項１に記載の酸化物セラミックスの製造方法。 The heating step includes
Removing H 2 O molecules contained in the fine particle deposit in an atmosphere containing no CO gas;
Removing OH groups contained in the particulate deposit in an atmosphere containing CO gas;
The method for producing oxide ceramics according to claim 1, further comprising a step of removing CO molecules contained in the fine particle deposit in an atmosphere not containing CO gas.
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20150337430A1 (en) * | 2012-12-18 | 2015-11-26 | Ulvac, Inc. | Film formation method and film formation apparatus |
| WO2020195721A1 (en) * | 2019-03-28 | 2020-10-01 | タテホ化学工業株式会社 | Spinel powder |
| CN115594497A (en) * | 2022-10-31 | 2023-01-13 | 安徽大学（Cn） | High-entropy ceramic with spinel structure and preparation method and application thereof |
-
2009
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| CN115594497B (en) * | 2022-10-31 | 2023-07-18 | 安徽大学 | High-entropy ceramic with spinel structure and preparation method and application thereof |
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