专利名称：透光性陶瓷及其制造方法、以及光学部件和光学装置的制作方法
技术领域：
本发明涉及作为透镜等光学部件而有用的透光性陶瓷及其制造方法以及使用此的光学部件以及光学装置。
背景技术：
以往以来，作为载置于光拾取器等光学装置的透镜等光学部件的材料，如专利文献1和专利文献2所记载的那样，使用玻璃或塑料，或者铌酸锂(LiNbO3)等的单结晶。
关于玻璃和塑料，由于光透过率高，且容易加工为所望的形状，因此主要被用于透镜等光学部件。另一方面，LiNbO3的单结晶，利用电光学特性和双折射，而主要被用于光波导等光学部件。在使用这种光学部件的光拾取器等光学装置中，要求更加小型化和薄型化。
然而，在以往的玻璃和塑料中，其折射率为2.00以下，因此使用它们的光学部件和光学装置中小型化和薄型化方面存在极限。另外，在塑料中，不仅具有耐湿性较差的缺点，而且由于产生双折射，因此具有难于使入射光效率更高地透过和聚焦的缺点。
另一方面，关于例如LiNbO3单结晶，由于折射率高至2.3，且是双折射，因此，因此难于用于透镜等光学部件，具有用途受限制的缺点。
作为不产生双折射且能够赋予优良的光学特性的材料，如专利文献3所记载的那样，已知有Ba(Mg，Ta)O3系以及Ba(Zn，Ta)O3系透光性陶瓷。这些陶瓷表现出2.01以上的折射率(以下，只要没有特别说明，说的是波长633nm的折射率。)。
另外，最近要求作为光学特性的指标之一的异常分散性Δθg，F较大。所谓具有异常分散性，详细情况留作后述，但说的是，具有与通常的光学玻璃不同的波长分散性。异常分散性Δθg，F较大，则对于色像差的校正有用。以下，在本说明书中，用负值表示异常分散性，所谓异常分散性较大，是指其绝对值较大。
然而，专利文献3所公开的Ba(Mg，Ta)O3系以及Ba(Zn，Ta)O3系透光性陶瓷，采用由通式AB O3表示的钙钛矿(perovskite)结构，特别是其B位置元素采用由两种以上的元素的组合构成的复合钙钛矿结构。也就是说，主要是由Mg和/或Zn构成的二价的金属元素，与由Ta和/或Nb构成的5价元素以大致接近于1∶2的摩尔(モル)比存在，由此大致保持电中性。此外，通过用Sn、Zr等4价元素置换作为B位置元素的Mg、Ta和/或Zn，从而能够变化折射率和阿贝数等光学特性。
可是，在专利文献3所记载的透光性陶瓷中，存在异常分散性Δθg，F小的问题。例如，Ba{(Sn，Zr)Mg，Ta}O3系的Δθg，F为-0.013，Ba{Zr，Zn，Ta}O3系的Δθg，F为-0.006，Ba{(Sn，Zr)Mg，Nb}O3系的Δθg，F为-0.000。
专利文献1特开平5-127078号公报(全页，图1)专利文献2特开平7-244865号公报(权利要求6，段落编号0024)。
专利文献3国际公开第02/49984号国际公布文本(pamphlet)(全页，全图)。
发明内容
本发明针对上述实际情况而提出，其目的为提供一种具有高的折射率且异常分散性大的透光性陶瓷及其制造方法。
本发明的另一目的为提供一种能够以较小的外形尺寸发挥所望的光学特性的光学部件，以及使用该光学部件的光学装置。
关于本发明所涉及的透光性陶瓷，在第1方式中，以由通式Ba{MxB1yB2z}vOw所表示的组成为主要成分，其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr和Hf中选取的至少一种，并满足x+y+z＝1，0≤x≤0.45，1.00≤z/y≤1.04，以及1.00≤v≤1.05这些各个条件，w是为了保持电中性而必要的正数。
在上述第1方式中，优选为，B1是从Y、In、Sc、Tb、Ho和Sm中选择的至少一种，B2是从Ta和Nb中选择的至少一种。
关于本发明所涉及的透光性陶瓷，在第2方式中，以由通式Ba{Mx(B1sB31-s)yB2z}vOw所表示的组成为主要成分，其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，B3是2价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr以及Hf中选取的至少一种，并满足x+y+z＝1，0≤x≤0.9，1.00≤z/y≤2.40，1.00≤v≤1.05，以及0＜s＜1这些各个条件，w是为了保持电中性而必要的正数。
在上述第2方式中，优选为，B1是从Y、In、Sc、Tb、Ho和Sm中选择的至少一种，B2是从Ta和Nb中选择的至少一种，B3是从Mg和Zn中选择的至少一种。
关于本发明所涉及的透光性陶瓷，优选为，波长633nm的可见光相对于厚度0.4mm的试样的直线透过率(以下简单称为“直线透过率”)为20％以上。
另外，本发明所述所涉及的透光性陶瓷，为了抑制双折射而优选为是多晶体。
另外，本发明还面向制造上述那样的透光性陶瓷的方法。本发明所涉及的透光性陶瓷的制造方法的特征在于，具有对将陶瓷原料粉末成形为规定形状而成的未烧成的陶瓷成形体进行预制备的工序；对与所述陶瓷原料粉末实质上相同组成的同时烧成用组成物进行预制备的工序；在使同时烧成用组成物与所述未烧成的陶瓷成形体接触的状态下，在氧浓度为90体积％以上的气氛中对未烧成陶瓷成形体进行烧成的工序。
另外，本发明还面向由上述透光性陶瓷构成的光学部件以及载置有该光学部件的光学装置。
按照本发明，能够得到具有2.01以上的高折射率以及大至-0.021～0.014的异常分散性的透光性陶瓷。为此，能够得到一种光学部件，其小型且能够发挥所望的光学特性，并且对于玻璃等白色光学系统的色像差校正较为有用。
图1是表示作为使用本发明所涉及的透光性陶瓷而构成的光学构件的第1例的双凸透镜10的剖面图。
图2是作为表示使用本发明所涉及的透光性陶瓷而构成的光学构件的第2例的双凹透镜11的剖面图。
图3是表示作为使用本发明所涉及的透光性陶瓷而构成的光学构件的第3例的弯月透镜12的剖面图。
图4是表示作为使用本发明所涉及的透光性陶瓷而构成的光学构件的第4例的光路长度调整板13的剖面图。
图5是表示作为使用本发明所涉及的透光性陶瓷而构成的光学构件的第5例的球状透镜14的剖面图。
图6是图解地表示作为载置有使用本发明所涉及的透光性陶瓷而构成的光学构件的光学装置的一例的光拾取器9的正视图。
图7是在实验例中制作的、作为本发明的范围内的实验例的透光性陶瓷的直线透过率的波长依存性的图。
图中1-记录介质，2-物镜透镜，2-半反射镜，4-准直透镜，5-半导体激光器，6-聚焦透镜，7-受光元件，8-激光，9-光拾取器，10-双凸透镜，11-双凹透镜，12-弯月透镜，13-光路长度调整板，14-球状透镜。
实施方式本发明所涉及的透光性陶瓷的主要成分，具有由ABvOW(其中，1.00≤v≤1.05，w是用于保持电中性所必需的正数)所表示的钙钛矿结构。在A位置和B位置分别是多个价数的不同元素的组合的情况下，以A位置的总价数大致是2价，B位置的总价数是大致4价的方式，确定各元素的存在比。另外，w是大致近似于3的值，为了保持电中性也可以进行若干的增减。以下，对于本发明所涉及的透光性陶瓷，分为第1方式和第2方式而说明。
关于本发明的第1方式所涉及的透光性陶瓷，其主要成分由Ba{MxB1yB2z}vOw所表示。其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr以及Hf中选取的至少一种，x+y+z＝1，0≤x≤0.45，1.00≤z/y≤1.04，以及1.00≤v≤1.05，w是为了保持电中性而必要的正数。也就是说，该透光性陶瓷的主要成分，是复合钙钛矿结构，在其B位置，3价金属元素B1和5价金属元素B2以近似于1∶1的摩尔比而存在。这里，与专利文献3中所记载的的透光性陶瓷相比具有较大的异常分散性，是由该位置构成元素的种类和比率的不同引起的。
关于B1和B2的各金属元素的种类，只要能够保持钙钛矿结构且不存在丧失透光性等损害本发明目的的情况，则其种类不作特别的限定。具体来说，优选为，B1是从Y、In、Sc、Tb、Ho以及Sm中选取的至少一种。优选为，B2是Ta和/或Nb。在该优选实施方式的情况下，能够兼顾异常分散性提高以及高的直线透过率。
这里，对异常分散性进行说明。通常，对光学玻璃的大多数，在部分分散比θg，F和阿贝数υd之间大致存在直线关系。将这种玻璃种类称作正常部分分散玻璃(正常玻璃normal glass)。另一方面，位于偏离该直线关系的位置的玻璃种类称为，异常部分分散玻璃(异常玻璃abnormalglass)。异常分散性的大小，由离开对成为正常玻璃的基准的NSL7和PBM2进行连接而得到的标准线的部分分散比的偏差，所表示。
部分分散比θg，F由式1所表达。
式1θg，F＝(ng-nF)/(nF-nc)(式中，n表示折射率，下标表示入射光的波长。其中g线的波长是435.83nm，F线的波长是486.13nm，C线的波长是656.27nm)。
另外，阿贝数υd由式2所表示。
式2υd＝(nd-1)/(nF-nc)(式中，n表示折射率，下标表示入射光的波长。其中d线的波长是587.56nm。)也就是说，所谓异常分散性高，是指折射率的波长分散与通常的玻璃光学材料不同，对于光学系统的色像差校正有用。
在本发明所涉及的透光性陶瓷中，异常分散性Δθg，F表示负的值，大至-0.021～-0.014。因此，在重视光学系统的色像差校正的光学系统中，本发明所涉及的透光性陶瓷较为优良。
关于本材料系中异常分散性变大的理由，详细情况并不清楚，但是可以像以下那样进行推测。即为了将异常分散性增大，不太变化nF、nC和nd，而希望较大地变化ng。在这四个折射率中，ng是最接近于紫外线波长的折射率。在如本发明所涉及的透光性陶瓷的结晶质材料中，通常认为，可见光区域的折射率的分散是由基于带隙的光的吸收引起的。这里，为了仅仅较大地变化ng，也可以变化能量较大、波长较短的光吸收的频度。为此，也可以变化价带的较深能级(準位level)中的态密度，或导带的较高处的态密度。在专利文献3所记载的透光性陶瓷中，B位置元素的Mg或Zn构成价带的较深能级，但是在本发明所涉及的透光性陶瓷中，通过在B位置元素使用3价的金属元素，特别是Y、In、Sc、Tb、Ho、Sm等，能够变化该价带的较深能级中的态密度。
接下来，对本发明的第1方式所涉及的透光性陶瓷的具体的组成范围进行说明。
本发明的第1方式所涉及的透光性陶瓷，其主要成分的组成式为Ba{MxB1yB2z}vOw。其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr以及Hf中选取的至少一种，x+y+z＝1，0≤x≤0.45，1.00≤z/y≤1.04，以及1.00≤v≤1.05的各条件，w是为了保持电中性而必要的正数。
上述的1.00≤z/y≤1.04和1.00≤v≤1.05，是赋予了用于由钙钛矿结构引起的透光性发现的最佳条件的范围。若z/y或者v的值处于上述范围以外，则直线透过率将低至不足20％。
另外，本发明所涉及的光透光性陶瓷中，其B位置也可以由Sn、Zr、Ti以及Hf的至少一种的4价元素所置换，由此光学特性变化。例如，折射率具有与置换量成比例进行变化的倾向。特别是，由Ti置换引起的折射率的提高较为显著。
另外，通过以适当的比率混合而置换Sn、Zr、Ti以及Hf的至少一种的4价元素，能够自由地调节透光性陶瓷的折射率。其中，这些4价元素M的置换量x中存在适当的范围。若x超过0.45，则直线透过率低至不足20％。
接下来，对本发明的第2方式所涉及的透光性陶瓷进行说明。
本发明第2方式所涉及的透光性陶瓷中，其主要成分为Ba{Mx(B1sB31-s)yB2z}vOw。其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，B3是2价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr以及Hf中选取的至少一种，x+y+z＝1，0≤x≤0.9，1.00≤z/y≤2.40，以及1.00≤v≤1.05，0＜s＜1，w是为了保持电中性而必要的正数。
本发明的第2方式所涉及的透光性陶瓷，通常是如下那样的固溶系即由3价金属元素和5价金属元素构成B位置并使它们以接近于1∶1的摩尔比存在的本发明第1方式所涉及的透光性陶瓷，与由2价的金属元素和5价的金属元素构成B位置并使它们以接近于1∶2的摩尔比存在的专利文献3所记载的透光性陶瓷，具有存在比s∶1-s。
通过上述那样的组成，不仅异常分散性，而且也能够幅度较宽地变化直线透过率、折射率、阿贝数等光学特性。
这里，对本发明的第2方式所涉及的透光性陶瓷的具体组成范围进行说明。
上述的1.00≤z/y≤2.40和1.00≤v≤1.05，是对用于由钙钛矿结构引起的透光性发现的最佳条件进行赋予的范围。若z/y或v的值为规定的范围之外，则直线透过率不足20％。
另外，即使在本发明的第2方式所涉及的透光性陶瓷中，其B位置也可以被Sn、Zr、Ti和Hf中的至少一种的4价元素所置换，由此光学特性变化。例如，折射率具有随着置换量而变化的倾向。特别是，由Ti置换引起的折射率的提高较为显著。
另外，在通过以适当的比率混合并置换Sn、Zr、Ti以及Hf的至少一种的4价元素，能够自如地调节透光性陶瓷的折射率。其中，这些4价元素M的置换量x存在适当的范围。若x超过0.90，则直线透过率不足20％。
另外，在本发明所涉及的透光性陶瓷的组成中，在不损失本发明的目的的范围中，也可以含有不可避免地混入的不纯物。例如，作为原料而使用的氧化物，或在碳酸盐中含有的不纯物和在制作工序中混入的不纯物，可以列举出SiO2、Fe2O3、B2O3、CaO、Al2O3、SrO、WO3、Bi2O3和Sb2O5，乃至La2O3。
接下来，对本发明所涉及的透光性陶瓷的制造方法进行说明。
为了制造透光性陶瓷，而准备将陶瓷原料粉末成形为规定形状而形成的未烧成的陶瓷成形体，并且准备与陶瓷原料粉末实质上相同组成的同时烧成用组成物。接下来，将同时烧成用组成物与未烧成的陶瓷成形体接触，在氧浓度为90体积％以上的气氛气中，实施对未烧成的陶瓷成形体进行烧成的工艺。
在上述的制造方法中，所谓同时烧成用组成物，是例如将以成为与上述陶瓷成形体相同组成的方式调整后的原料进行假烧后，粉碎而得到的粉末。借助于过该同时烧成用组成物，能够抑制上述陶瓷成形体中的挥发成分在烧成时挥发。因此，在烧成工艺中，优选为，以在同时烧成用组成物的粉末中埋入未烧成陶瓷成形体的状态而实施。另外，同时烧成用组成物不限于粉末，也可以是成形体或烧结体。
虽然，优选为，同时烧成用组成物具有与用于上述陶瓷成形体的陶瓷原料粉末相同的组成，但是也可以实质上相同组成。所谓同时烧成用组成物与用于未烧成的陶瓷成形体的陶瓷原料粉末实质上相同组成，是指是含有相同的构成元素的同等的组成系统，不是完全相同的组成比率也可以。另外，同时烧成用组成物，也可以并不一定具有能够赋予透光性的组成。
另外，烧成工艺中的压力，是大气压或其以下也无妨。也就是说，并不一定是HIP(Hot Isostatic Press)等加压气氛气。
另外，本发明所涉及的透光性陶瓷示出了较高的直线透过率，但若在表面上形成反射防止膜(AR＝Anti-Reflection膜)，则能够进一步提高直线透过率。该反射防止膜，优选为，由MgO等电介质构成。例如，在直线透过率为74.5％，且折射率为2.069的情况下，根据菲涅耳(Fresnel)法则，直线透过率的理论最大值是78.4％。此时，相对于理论值的相对透过率为95％。这里，示出了在试样内部几乎没有透过损失。因此，若在试样表面形成反射防止膜，则能够使所得到的直线透过率大致为理论值。
另外，本发明所涉及的透光性陶瓷，能够用于透镜等光学部件。例如，能够用于分别由图1～图5所示出的那样的双凸透镜10、双凹透镜11、弯月透镜12、光路长度调整板13、以及球状透镜14。
另外，关于载置有这种光学部件的光学装置，采用光拾取器作为例子，而进行说明。
如图6所示那样，光拾取器9，相对于CD或微型磁光盘(mini-disc)等记录介质1，照射作为相干光的激光8，并根据其反射光，对记录于记录介质1中的信息进行再生。
在这种光拾取器9中，设置将来自作为光源的半导体激光器5的激光8变换为平行光的准直透镜4，并在其平行光的光路上设置半反射镜(half-mirror)3。该半反射镜3使来自准直透镜4的入射光通过而直行前进，但是对于来自记录介质1的反射光，通过反射使其行进方向变更约90度。
另外，在光拾取器9中，设置用于将来自半反射镜3的入射光聚焦到记录介质1的记录面上的物镜透镜2。该物镜透镜2还用于将来自记录介质1的反射光效率更高地向半反射镜3转送。在入射有反射光的半反射镜3中，通过反射使相位变化，从而变化上述反射光的行进方向。
此外，在光拾取器9中，设置用于将变更后的反射光聚焦的聚焦透镜6。于是，在反射光的聚焦位置，设置用于对来自反射光的信息进行再生的受光元件7。
在如此构成的光拾取器9中，将本发明所涉及的透光性陶瓷用作物镜透镜2的原材料时，本发明所涉及的透光性陶瓷有较大的折射率，光拾取器9的小型化和薄型化是可能的。
接下来，基于实验例对本发明所涉及的透光性陶瓷进行说明。
〔实验例1〕实验例1对应于本发明的前述的第1方式。
作为原料，准备各纯度的BaCO3、In2O3、Y2O3、Ta2O5、Nb2O5、SnO2、ZrO2、TiO2以及HfO2的各粉末。于是，对各原料进行称量，由球磨机进行16小时的湿式混合，从而得到由通式Ba{Mx(Y1-tInt)y(Ta1-uNbu)z}vOw(M是从Ti、Sn、Zr和Hf中选择的至少一种)所表示的、表1中示出的各试样。在将该混合物干燥后，在1200℃的温度下假烧3小时，而得到假烧粉末体。假烧后，w的值大致成为3。
另外，表1的“M元素种类含有量”一栏中，在M元素种类为一种元素的情况下，其含有量与x值相同，在元素种为两种的情况下，其各自的含有量的和为x值。
接下来，将上述的假烧粉末与水和有机结合剂(binder)一并放入球磨机中，进行16小时的湿式粉碎。作为有机结合剂，使用乙基纤维素(エチルセルロ一ス)。另外，除了乙基纤维素外，只要像聚乙烯醇(ポリビニルアルコ一ル)那样备有作为陶瓷成形体用结合剂的功能，并且在烧成工艺中在达到烧结温度前，在大约500℃的温度下与大气中的氧反应，以碳酸气或水蒸气等气化而消失，均可以作为有机结合剂而使用。
接下来，在对上述粉末进行干燥后，通过50目(mesh)的网筛而进行造粒，并用196Mpa的压力对所得到的粉末进行压制，而压制成形，由此得到直径30mm、厚度2mm的圆片状的未烧成的陶瓷成形体。
接下来，将上述未烧成的陶瓷成形体埋入到与包含于此的陶瓷原料粉末相同组成的粉末中。并将该埋入后的成形体放入到烧成炉中，在大气气氛气中进行加热，并进行脱结合剂处理。接下来，一边升温一边在大气气氛中注入氧，并在最高温度区域1650℃的温度下，将烧成气氛气中的氧浓度提高到约95体积％。并维持该烧成温度和氧浓度，对陶瓷成形体烧成20小时，而得到烧结体。
对如此而得到的烧结体进行镜面加工，加工成为厚度0.4mm的圆片状而成为透光性陶瓷试样。
对于上述试样的每个，测定对波长λ为633nm光的直线透过率和折射率。在作为该透光性指标的直线透过率的测定中，使用岛津制作所制造的分光光度计(UV-2500)。另外，本发明的目标为直线透过率是20％以上。并且，在折射率的测定中，使用Metricon社制棱镜耦合器(prism coupler)(MODEL2010)。
此外，在棱镜耦合器中，测定波长λ为409nm、532nm、和833nm的光的折射率。并且使用这4种波长(409nm、532nm、633nm和833nm)的折射率的值，根据波长和折射率的关系式(式3)，计算常数a、b、c，而计算波长和折射率的关系。
式3n＝a/λ4+b/λ2+c(n为折射率，λ为波长，a、b、和c是常数)。
根据该式计算出阿贝数(υd)计算所必要的3波长的(F线486.13nm、d线587.56nm、C线656.27nm)的折射率，并由前述的阿贝数的定义式(式2)计算出阿贝数。
此外，根据上述式3求出g线(435.83nm)的折射率ng，并由前述的式1计算出部分分散比θg，F。
异常分散性Δθg，F的计算中，使用本领域技术人员所熟知的以下方法。也就是说，将NSL7和PBM2作为基准玻璃种类，将θg，F图中连接这两种玻璃种类的直线与各个试样的θg，F的差，作为Δθg，F而求算。
表1中示出了以上各试样的直线透过率、折射率、阿贝数、异常分散性的结果。
〔表1〕
在表1中，在试样编号上附加*号的是在本发明的范围以外。
本发明的范围以内的所有试样中，示出了异常分散性为-0.021～-0.014的较大的值。
与此相对，试样编号1和5中，z/y的值位于本发明的范围即1.00≤z/y≤1.04的范围外，因此直线透过率低至不足20％。
试样编号6和10的试样中，v的值是本发明的范围即1.00≤v≤1.05的范围外，因此直线透过率低至不足20％。
试样编号15的试样中，由于4价金属元素M的置换量x超过0.45，因此直线透过率不足20％。
在表1所示的试样中，对于得到了高的折射率和高的直线透过率的试样3，对可见光的波长带(λ＝350～900nm)的直线透过率的波长依赖性进行评价。图7示出了其结果。
另外，对于相同的试样3，测定λ＝633nm的TE模式和TM模式的各折射率。表2示出了其结果。
〔表2〕
在表2中，可知由于TE模式和TM模式中的各折射率是互相相同的值，因此不会产生双折射。
另外，对于试样3的组成，通过使用浇铸成形，而制造两英寸见方的陶瓷成形体，并在1650℃的温度下进行烧成而得到烧结体。经过该浇铸成形而制作的试样3a，除了将成形方法由压制成形变更为浇铸成形外，以与表1所示的试样3相同的方法制作。
对于经过上述的浇铸成形而制作的试样3a，利用与表1所示的试样3的情况相同的评价方法，评价直线透过率、折射率、和阿贝数。表3示出了其结果。在表3中，一并示出了经过压制成形而制作的表1所示的试样3的直线透过率、折射率、和阿贝数。
〔表3〕
如从表3所明了的那样，对于直线透过率、折射率和阿贝数的每个，对于压制成形和浇铸成形的情况，示出了相互等同或实质上等同的值。由此可知，本发明所涉及的透光性陶瓷的光学特性，与成形法无关，表现出优良的特性。
对于相同的试样3的组成，将烧成温度变为1700℃而制作烧结体。该试样3b，将烧成温度变化外，以与表1所示的试样3相同的方法进行制作。
对于变更了上述的烧成温度的试样3b，利用与表1所示的试样3相同的评价方法，而测定直线透过率、折射率和阿贝数。表4示出了测定结果。在表4中，一并示出了使用1650℃的烧成温度而进行烧成后的、所述表1所示的试样3的直线透过率、折射率和阿贝数。
〔表4〕
如从表4所能明了那样，对于直线透过率、折射率、阿贝数的各个，即使变化烧成温度，也示出了同等或实质上同等的值。由此，本发明所涉及的透光性陶瓷，也可以通过变更烧成温度而制作。
〔实验例2〕作为3价的金属元素，在实验例1中，使用In和Y，而在实验例2中，使用Sc、Tb、Ho和Sm。
作为原料，使用各个高纯度的BaCO3、Sc2O3、Tb2O3、Ho2O3、Sm2O3、Ta2O5、Nb2O5、SnO2、ZrO2、TiO2和HfO2的各粉末。并且，在将各原料粉末称量并在球磨机中以16小时湿式混合后，得到由通式Ba{MxB1yB2z}vOw(B1是三价金属元素，B2是五价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr和Hf中选择的至少一种)所表示的、表5中示出的各试样。假烧后，w的值成为大致3。
其后，通过与实验例1的情况相同的方法，制作透光性陶瓷试样，并由相同的方法，评价直线透过率、折射率、阿贝数和异常分散性。表5示出了其结果。
〔表5〕
表5示出的试样全部位于本发明的范围内，对于任何试样，均示出了异常分散性为-0.021～-0.014这样的较大的值。
〔实验例3〕实验例3与本发明的前述的第2方式相对应。
作为原料，准备各个高纯度的BaCO3、In2O3、Y2O3、MgCO3、ZnO、Ta2O5、SnO2、ZrO2、TiO2和HfO2的各粉末。并且，在将各原料粉末称量并在球磨机中以16小时湿式混合后，得到由通式Ba{Mx(B1sB31-s)yB2z}vOw(B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，B3是2价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr和Hf中选择的至少一种)所表示的、表6中示出的各试样。使该混合物干燥后，在1200℃的温度下假烧3小时，而得到假烧粉末体。假烧后，w值大致为3。
其后通过与实验例1的情况相同的方法，制作透光性陶瓷试样，并由相同的方法，评价直线透过率、折射率、阿贝数和异常分散性。表6示出了其结果。
〔表6〕
表6所示的试样全部在本发明的范围内，对于任何一个试样，均示出了异常分散性大至-0.021～-0.014的值。另外，试样编号217和218，由于基于Ti的置换量较大而使得折射率较大。
以上，与实施例相关地对本发明具体地进行了说明，但是本发明的实施方式不限于上述的实验例那样的方式。例如，原料的形态不限于氧化物或碳酸盐，只要是在作为烧结体的阶段为能够得到所望的特性的原料，何种方式均可。并且，关于烧成气氛气，上述实验例的大约95体积％的氧浓度的值，在所使用的实验设备的条件下是最为优选的。因此可知，氧浓度不限于95体积％，若能够确保90体积％以上的氧浓度，即能够得到具有所望特性的烧结体。
本发明所涉及的透光性陶瓷，直线透过率高、折射率大、折射率和阿贝数的调整范围大，不仅没有双折射，异常分散性也较高。因此，能够特别有利地适用于对色像差校正重视的光学系统。
权利要求
1.一种透光性陶瓷，其特征在于，以由通式Ba{MxB1yB2z}vOw所表示的组成为主要成分，其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr和Hf中选取的至少一种，并满足x+y+z＝1，0≤x≤0.45，1.00≤z/y≤1.04，以及1.00≤v≤1.05这些各个条件，w是为了保持电中性而必要的正数。
2.根据权利要求1所述的透光性陶瓷，其特征在于，所述B1是从Y、In、Sc、Tb、Ho和Sm中选择的至少一种，所述B2是从Ta和Nb中选择的至少一种。
3.一种透光性陶瓷，其特征在于，以由通式Ba{Mx(B1sB31-s)yB2z}vOw所表示的组成为主要成分，其中，B1是3价金属元素，B2是5价金属元素，B3是2价金属元素，M是从Ti、Sn、Zr以及Hf中选取的至少一种，并满足x+y+z＝1，0≤x≤0.9，1.00≤z/y≤2.40，1.00≤v≤1.05，以及0＜s＜1这些各个条件，w是为了保持电中性而必要的正数。
4.根据权利要求3所述的透光性陶瓷，其特征在于，所述B1是从Y、In、Sc、Tb、Ho和Sm中选择的至少一种，所述B2是从Ta和Nb中选择的至少一种，所述B3是从Mg和Zn中选择的至少一种。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的透光性陶瓷，其特征在于，波长633nm的可见光相对于厚度0.4mm的试样的直线透过率为20％以上。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的透光性陶瓷，其特征在于，所述透光性陶瓷为多晶体。
7.一种透光性陶瓷的制造方法，用于制造权利要求1～4中任一项所述的透光性陶瓷，其特征在于，具有对将陶瓷原料粉末成形为规定形状而成的未烧成的陶瓷成形体进行预制备的工序；对与所述陶瓷原料粉末实质上相同组成的同时烧成用组成物进行预制备的工序；在使所述同时烧成用组成物与所述未烧成的陶瓷成形体接触的状态下，在氧浓度为90体积％以上的气氛中对所述未烧成陶瓷成形体进行烧成的工序。
8.一种光学部件，其特征在于，由权利要求1～4中任一项所记载的透光性陶瓷构成。
9.一种光学装置，其特征在于，其载置有权利要求8所述的光学部件。
全文摘要
本发明公开一种透光性陶瓷，其以由通式1Ba{M
文档编号G02B1/00GK101052601SQ20058003743
公开日2007年10月10日 申请日期2005年10月14日 优先权日2004年11月9日
发明者金高祐仁 申请人:株式会社村田制作所