本發(fā)明涉及用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體及其制造方法，更具體地，涉及作為用來抑制中子射線等各種放射線的放射速度及其能量的減速材料、具有合適的致密的構造的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體及其制造方法。

背景技術：

氟化鈣(CaF₂)單晶體，氟化鎂(MgF₂)單晶體等氟化物應用在光學領域中，例如波長為160nm以下的真空紫外區(qū)域、以及3μm以上的遠紅外線區(qū)域等。這樣的超高純度的石英玻璃、光學玻璃等在市場上廣泛使用的硝材被作為光線透不過的特殊波長領域用的透鏡、棱鏡等使用，自然而然地成為高價的光學材料。

一般地，氟化物應用在光學用途以外的情況極少，將CaF₂單晶體、氟化鋰(LiF)單晶體或者氟化鋁(AlF₃)的單晶體作為放射線之一的中子射線的遮蔽物使用的情況是很少的。但是單晶體具有起因于結晶方位的減速性能的面方位依存性，或者由于亞晶粒等的構造欠缺引起的不均一性，且成為極其高價的物質。

放射線的種類大致可以分為阿爾法(α)射線、貝塔(β)射線、伽馬(γ)射線、艾克斯(X)射線以及中子射線，越是列在后面的射線，其穿透物質的能力(穿透力)越大。

穿透力最大的中子射線又按照所保有的能量水平，例如可以進行如下分類。括號內表示各種中子射線所具有的能量，其數(shù)值越大表示穿透力越大。

從穿透力小的一方開始，分類為低溫中子(～0.002eV)、熱中子(～0.025eV)、超熱中子(～1eV)、低速中子(0.03～100eV)、中速中子(0.1～500keV)、高速中子(500keV以上)。

但是有關中子射線的分類存在諸多說法，括號內的能量數(shù)值不是嚴密的，。例如，還有把進入上述中速中子的能量范圍內的40keV以下作為超熱中子能量的說法等。

有效利用中子射線的代表是在醫(yī)療領域的應用。其中對惡性癌等的腫瘤細胞照射中子射線進行破壞的放射線治療法近年來正在逐漸普及。

現(xiàn)在的放射線治療方法中，為了獲得醫(yī)療效果，而不得不一定程度使用高能量中子射線，在使用中子射線照射時，對患部以外的健康部位的影響無法去除，并伴隨副作用的狀況。因此，現(xiàn)狀是放射線治療只限定為對重度患者適用。

高能量中子射線照射正常細胞，會傷害DNA，引起皮膚炎癥和放射性貧血、白血球減少等副作用。而且，在治療后過一段時間以后，發(fā)生晚期障礙，也有在直腸和膀胱出現(xiàn)腫瘤，發(fā)生出血的情況。

近年為了不產生這樣的副作用和晚期障礙，正在研究將放射線精確地對準腫瘤進行照射的方法。其實例可以例舉，通過立體照射的對腫瘤部位準確地進行高線量照射的“強度調制放射線治療法(IMRT)”，與患者的呼吸和心臟跳動等體內活動相配合進行放射線照射的“動體追跡放射線治療法”，集中照射治療效果高的重粒子射線和陽子射線等的“粒子射線治療法”等。

中子的半衰期為約15分，很短，在短時間內崩壞放出電子和中微子，變?yōu)殛栕?。另外，中子不帶有電荷，因此在與原子核撞擊時容易被吸收。這種吸收中子的情況被稱為中子俘獲，利用這個性質的在醫(yī)療領域的應用實例是以下所示的“硼中子俘獲療法(Boron Neutron Capture Therapy：以下稱為BNCT)，是近年來正在引人注目的新的癌癥治療法。

這個BNCT方法是首先使惡性癌等的腫瘤細胞與通過注射而注入體內的硼藥劑發(fā)生反應，在該腫瘤部分形成硼化物的反應生成物。

對該反應生成物照射對人體的健全部位影響少的能量水平的中子射線(最好是主要由超熱中子射線和在其以下的低能量水平的中子射線構成的射線)，在與硼化合物之間，僅在極其微小的范圍內使其發(fā)生核反應，僅滅絕腫瘤細胞。

本來，癌細胞在繁盛增殖過程中容易將硼吸入其細胞內的，BNCT就是利用這個性質，有效地進行只破壞腫瘤部分的治療。

這個方法在大約60年前被提出，由于對患者的健全部位的影響小的原因等，從很久以前起就被作為優(yōu)異的放射線治療方法而引起注目，各國都一直在研究。

但是，中子射線發(fā)生裝置以及用來進行對治療有效的中子射線的種類選定的裝置的開發(fā)、對患者的患部以外的健全部位的影響的消除(即，使硼化合物僅在腫瘤部分形成)等的許多方面還留下重要的開發(fā)課題，還沒有達到作為一般治療方法普及的程度。沒有得到普及的關于裝置方面的大的原因可以例舉為由于裝置的小型化和高性能化不充分的緣故。

作為最新的BNCT方式，例如有以京都大學為中心的團隊正在進行的方法(非專利文獻1以及非專利文獻2)。在該方法中，中子射線發(fā)生裝置不是附帶在已經設立的的原子爐上，而是由設置有專用回旋加速器方式的加速器的治療專用裝置構成的。

有一種說法是據(jù)說僅僅該加速器重量就達到約60噸，尺寸也相當大。在回旋加速器方式中，在回旋加速器的圓形部利用離心力加速質子，使其沖擊對電極的金屬，如鈹(Be)制的板，產生高速中子射線。為了有效地產生中子射線，有必要擴大其圓形部的直徑，獲得大的離心力。這也是裝置大型化的原因之一。

進而，為了安全且有效地利用所產生的放射線(主要是中子射線)，需要遮蔽板等的用于放射線的遮蔽物(以下記為減速材料)。作為減速材料，選定 Pb、Fe、Al、聚乙烯以及含有CaF₂或LiF的聚乙烯。這些減速材料的減速性能不能說是很充分的，所以為了實施所必需的減速，減速材料的厚度就得相當厚，從而包括這個減速材料的減速系裝置的部分也成為裝置大型化的原因。

該BNCT在向一般醫(yī)院普及時，今后，裝置的小型化成為必須條件。當務之急是加速器的特別的小型化，加上通過減速性能高的減速材料的開發(fā)而實現(xiàn)治療效果的提高以及通過減速性能的提高實現(xiàn)減速系裝置的小型化。這里，就對于BNCT裝置的小型化和醫(yī)療效果的提高來說非常重要的減速材料進行記述。

如前所述為了安全且有效地利用放射線，需要在合適的地方配置具有合適性能的減速材料。為了有效地利用放射線中穿透能力最高的中子射線，正確把握各種物質對于中子射線的減速性能，實施有效的減速是重要的。

為了有效利用中子射線作為醫(yī)療用途而進行的粒子線種的選定，其中一例如下所示。

首先，盡力除去對身體有壞影響的高能量中子射線(例如高速中子射線、中速中子射線中的高能量部分)，進而減少醫(yī)療效果差的極低能量的中子射線(例如，熱中子射線和低溫中子射線)，提高醫(yī)療效果高的中子射線(例如，中速中子射線中的低能量部份、超熱中子射線)的比例。

由此，能夠作為有效的可以利用的醫(yī)療用粒子射線。中速中子射線內的低能量部分與超熱中子射線，對患者體內組織的深入性比較高，將這些低能量部分以及超熱中子射線，例如照射頭部時，只要不是相當深部的腫瘤，就不需要開顱手術，可以在不開顱的狀態(tài)下對患部進行有效的照射。

另一方面，熱中子射線等能量極低的中子射線，由于深入性低的緣故，在使用這些中子射線進行手術時，需要開顱手術，對患者的負擔也加重。

為了提高BNCT的治療效果，需要對患部大量照射以超熱中子射線為主體，包含一些熱中子射線的中子射線。

具體地，在照射時間為1小時程度時所需要的超熱和熱中子射線的量的基準是大概1x10⁹[n/cm²/sec]。因此，中子射線的發(fā)生源的加速器所射出的射束能量，在中子射線生成的對電極上使用鈹(Be)的情形下，大致需要5～10MeV。

以下對在使用加速器的BNCT用中子射線照射場的通過各種減速材料的粒子射線種類的選擇進行記述。

從加速器射出的射束沖擊對電極(此時為Be)，通過核反應產生的主要是高能量中子射線(高速中子射線)。為了減速高速中子射線，首先是使用非彈性散射截面積大的鉛(Pb)和鐵(Fe)等，將其減速到一定程度。對于該被減速到一定程度(大約～1MeV)的中子射線的的進一步減速，需要根據(jù)照射場所需要的中子射線能量進行最適化。

一般地，使用氧化鋁(Al₂O₃)、氟化鋁(AlF₃)、氟化鈣(CaF₂)、黑鉛或者重水(D₂O)等作為減速材料。通過將已被減速到1MeV附近的中子射線射入到這些減速材料，可以將其減速到適合BNCT治療(4keV～40keV)的超熱中子能量范圍。

上述非專利文獻1以及非專利文獻2中，使用Pb、Fe、聚乙烯、Al、CaF₂以及含有LiF的聚乙烯作為減速材料。這其中，聚乙烯和含有LiF的聚乙烯是為了防止高能量中子射線泄漏到照射場所以外，作為覆蓋裝置外部全體的安全用減速材料(主要是遮蔽用)的。

可以說在這些減速材料群中，使用Pb、Fe將高能量部分的中子射線減速至一定程度(前半階段的減速)的方法是適當?shù)?，但關于在減速到一定程度后的使用Al、CaF₂的后半階段的減速，不能說是合適的。

這是因為，在該后半階段中所使用的減速材料對于高速中子射線的遮蔽能力不是十分充分的，在被減速到一定程度的射線種類當中，還殘留很高比例的對健全組織有害的可能性高的高能量中子射線。

原因是作為后半階段的高能量部分中子射線的減速材料的CaF₂，其遮蔽蔽性能不充分，其中一部分高能量的中子射線沒有被遮蔽而是穿透了。

與CaF₂同時在后半階段使用的含有LiF的聚乙烯，覆蓋治療室一側的中子射線射出口以外的全部，是為了防止高速中子射線對患者的全身照射而設置的，不具有作為中子射線射出口處的減速材料的功能。

另外，前半階段的減速材料中的聚乙烯，與該后半階段的含有LiF的聚乙烯同樣地，覆蓋治療室一側以外的裝置外周的全部，是用來防止高速中子射線向該裝置周圍泄漏而設置的。

因此，期待開發(fā)出一種能夠代替后半階段的作為高速中子射線遮蔽材料的CaF₂，在抑制治療所必要的中等能量水平的中子射線衰減的同時，能夠遮蔽高能量中子射線且能夠使其減速的減速材料。

本發(fā)明的發(fā)明人根據(jù)各種調查、研究，發(fā)現(xiàn)了作為可以得到上述被減速到一定程度的中子射線(其能量大致為～1MeV)中被認為治療效果最高的超熱中子射線為主體的中子射線(能量為4keV～40keV)的減速材料的MgF₂燒結體或者MgF₂系物質，具體地是MgF₂-CaF₂二元系燒結體。作為MgF₂系物質除了MgF₂-CaF₂二元系燒結體以外，還可以例舉MgF₂-LiF二元系燒結體，MgF2-CaF₂-LiF三元系燒結體等。

到現(xiàn)在為止沒有發(fā)現(xiàn)將氟化鎂(MgF₂)作為中子射線減速材料使用的報告。更不用說，采用以MgF₂燒結體和MgF₂-CaF₂二元系燒結體作為這樣的中子射線的減速材料使用的報告就更沒有了。

本發(fā)明的發(fā)明人在提出本申請之前，已經就關于MgF₂單體(原料技術的專門用語，與“單獨”同義語)燒結體作為中子射線的減速材料使用的發(fā)明(專利文獻1：特愿2013-142704，以下稱為在先申請)提出了申請。

根據(jù)理化辭典，MgF₂是熔點1248℃、沸點2260℃，密度(即真密度) 3.15g/cm³的立方晶系的被稱為金紅石型構造的無色結晶。另一方面，CaF₂是熔點1418℃，沸點2500℃，密度(即真密度)3.18g/cm3，維氏硬度為4的屬于立方晶系的被稱為螢石構造的無色的結晶。

MgF₂單晶體透明度高，在0.2～7μm的廣范圍的波長范圍內可以得到高的光透過性、禁帶寬度寬、激光耐性高，所以主要作為準分子激光用的窗口材料使用。另外，MgF₂單晶體蒸鍍在透鏡的表面時，能夠發(fā)揮內部保護和防止亂反射的效果，無論哪一種都是應用在光學用途。

另一方面，由于MgF₂燒結體的多結晶構造，所以透明度低，沒有被使用于光學用途的情況。還有一方面，由于MgF₂燒結體對氟玻璃以及惰性氣體系等離子的耐性高，所以應用在半導體制造工序中的耐等離子性材料中，且已經提出了2,3的專利申請。但是卻沒有發(fā)現(xiàn)實際上被用于半導體制造工序的發(fā)表、報告。理由可以例舉為人們對MgF₂單結晶體的極其高價的印象強烈，或者如以下專利文獻2所記載那樣，以一般的方法所制造的MgF₂燒結體機械強度低等原因。

關于MgF₂燒結體，例如根據(jù)特開2000-302553號公報(以下專利文獻2)，MgF₂、CaF₂、YF₃、LiF等的氟化物陶瓷燒結體的最大的缺點是機械強度低。為了解決這個問題，而提出的發(fā)明是將這些氟化物與氧化鋁(AL₂O₃)以指定的比率混合、復合化的燒結體，在維持氟化物的優(yōu)異的耐蝕性的同時，可以得到高強度。

但是以該方法所制造的燒結體的耐蝕性和機械強度，不論哪種組合，得到的只不過是具有這些氟化物與氧化鋁的雙方特性的折中特性的物質，不能通過復合化成為超過雙方特性內的優(yōu)異特性的物質。而且，其用途限定為高耐蝕性用途，與本發(fā)明涉及的用途有很大不同。

同樣以MgF₂為基材的燒結體，在特開2000-86344號公報(下列文獻3)中有記載，但這也是限定為耐等離子性材料用途的燒結體。根據(jù)專利文獻3，該燒 結體由從Mg、Ca、Sr以及Ba的群中選出的至少一種堿土類金屬的氟化物組成，所述堿土類金屬以外的金屬元素的總量以金屬換算為100ppm以下，所述氟化物的結晶粒子的平均粒徑為30μm以下，且相對密度為95％以上。

但是該專利文獻3的實施例的一覽表(表1)中記載的材料是所述4種堿土類金屬的氟化物(即，MgF₂、CaF₂、SrF₂、BaF₂)各自單獨燒成的物質，沒有關于將這些氟化物混合、燒成而得的物質的記載。

此外，以MgF₂為基材的燒結體的耐等離子性材料的應用實例有特開2012-206913號公報(以下專利文獻4)所記載的。根據(jù)專利文獻4，由于MgF₂單體燒結體具有機械強度弱的缺點，所以為了填補該機械強度弱的缺點，采取至少混合一種Al₂O₃、AlN、SiC、MgO等的平均線熱膨脹系數(shù)比MgF₂低的非堿性金屬系分散粒子的方法。

但是將這種混合物的燒結體作為上述中子射線的減速材料使用時，由于MgF₂中混合的非堿性金屬的影響，與MgF₂單體的減速性能有很大差異，從而可以預知將這種混合物的燒結體應用到減速材料的用途是困難的。

進而以CaF₂為基材的燒結體應用在耐等離子性材料的實例有特開2004-83362號公報(以下專利文獻5)。專利文獻5中記載有使用氫氟酸，除去含有Mg的低純度原料中的Mg以外的不純物后，使高純度的CaF₂生成沉淀，以含有Mg50ppm以上，5重量％以下的高純度CaF₂作為起始原料的氟化物燒結體的制造方法。這里的問題是起始原料中所含有的Mg的形態(tài)，關于其形態(tài)沒有任何記載。另外，也沒有關于通過氫氟酸將低純度原料高純度化的方法。

于是，該行業(yè)人員類推低純度原料的高純度化的過程，一般較多采用的方法是在利用氫氟酸提高低純度原料的純度時，首先將該原料中的不純物盡可能地溶解在氫氧酸溶液中。在該溶解過程中作為主原料的成分(這里是Ca)與不純物一起溶解的情況下，隨后利用每個溶解了的成分的溶解度的差，進行沉淀分 離。

進一步詳細地看一下該發(fā)明的內容，推測Mg表現(xiàn)為與其他不純物不同的溶解舉動。在說明書的正文中總是以“Mg”標記的，且根據(jù)實施例的表1的記載，Mg以外的高濃度的不純物成分(例如Fe、Al、Na、Y)通過高純度化處理，其濃度全部低減，但只有Mg在處理前是2000ppm、處理后也是2000ppm，完全沒有濃度的變化。

由此可見，Mg是不易溶于氫氟酸的形態(tài)，即是金屬狀態(tài)的可能性高。假設以含有金屬Mg的CaF₂為起始原料，與本發(fā)明的以CaF₂和MgF₂的混合物為起始原料的情況相比，燒結過程大不相同，燒結體的特性也很大不同。

另一方面，最近公開了關于中子射線減速材料的發(fā)明。專利第5112105號(專利文獻6)。專利文獻6中公開的是“一種用于中子射線減速的減速材料，其特征在于，具有熔融含有氟化鈣(CaF₂)的原料所得到的第1減速層和由金屬鋁(Al)、或者氟化鋁(AlF₃)組成的第2減速層，所述第1減速層與所述第2減速層相鄰接設置。”

在專利文獻6中，公開了熔融含有CaF₂的原料而得到的第1減速層，其純度、成分、粒度以及處理方法等的原料條件以及加熱溫度、該保持時間、加熱爐的樣式等熔融條件都沒有記載，作為專利說明書來時是是極其不誠實的內容。在專利文獻6中，沒有任何啟示將MgF₂相關的物質作為中子射線減速材料使用相關內容的記載。

如前所述，在以往的文獻的記載中，完全沒有使用MgF₂燒結體作為放射線之一的中子射線減速材料的啟示。在這種狀況下，本發(fā)明的發(fā)明人發(fā)現(xiàn)通過改良MgF₂燒結體，可以將其作為放射線之一的中子射線用的減速材料使用，并完成了在先申請。

在在先申請中，首先粉碎處理高純度的MgF₂原料，實施2個階段的壓 縮、成型工序。即，使用單軸壓力成型法成形后，再使用冷等靜壓成型(CIP)法對該壓力成型體進行成型，形成CIP成型體。

接著，使用可以調整空氣的常壓爐，分3個階段在不同的加熱條件下進行燒成，盡力抑制MgF₂發(fā)泡的同時，制造致密構造的燒結體。

但是MgF₂極其容易發(fā)泡，實際上對該發(fā)泡進行控制不是很容易的。結果是以該方法制造的燒結體的相對密度(即100x燒結體的堆密度/真密度(％)的范圍是92～96％，相對密度的平均值是94～95％程度。

對用于中子射線減速材料的燒結體所期待的特性是能夠穩(wěn)定確保“相對密度的平均值至少在95％以上，更優(yōu)選該平均值為96％以上?！?/p>

因此本發(fā)明的發(fā)明人進一步進行開發(fā)，發(fā)現(xiàn)在將MgF₂-CaF₂二元系燒結體用在放射線用途上時，與MgF₂單體燒結體相比，燒結體的相對密度容易提高，而且通過實現(xiàn)燒結條件的適當化，能夠穩(wěn)定地制造密度更令人滿意的燒結體，并完成了本發(fā)明。

[專利文獻1]特願2013-142704號公報(2013年7月8日申請)

[專利文獻2]特開2000-302553號公報

[專利文獻3]特開2000-86344號公報

[專利文獻4]特開2012-206913號公報

[專利文獻5]特開2004-83362號公報

[專利文獻6]專利第5112105號公報

[非專利文獻1]田中浩基等，應用放射線及同位體69(2011)1642-1646

[非專利文獻2]田中浩基等，應用放射線及同位體69(2011)1646-1648

[非專利文獻3]熊田博明等，保健物理42(2007)23～37

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明是鑒于上述課題而完成的，目的在于提供一種在有效利用作為放射線之一的中子射線于醫(yī)療用途時，用來使該中子射線的能量減速而作為減速材料使用的具有優(yōu)異特性的能夠提高治療效果，能夠實現(xiàn)治療用裝置的小型化，且不像單晶體那么高價的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體及其制造方法。

單晶體具有起因于結晶方位的減速性能的面方位依存性，本發(fā)明的目的在于提供一種不具有單晶體那樣的面方位依存性，也沒有基于亞晶粒等的構造缺陷導致的不均一性，且具有極其致密構造的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體以及能夠穩(wěn)定制造這些燒結體的制造方法。

本發(fā)明人首先就適合作為對高能量中子射線的遮蔽(即減速)起作用的減速材料的物質(化合物)的選定進行了基本的考察。

即從比較調查各種物質對中子射線的減速性能開始。

這里對在中子射線的廣的能量范圍中被減速到中等能量程度的中子射線能否減速到可以對患者進行照射的能量程度進行了探討。

由于射入的中子射線的能量水平為中等程度，所以作為探討對象的化合物，設為包含比較輕元素系列的化合物的鹵素系化合物。首先想定的是氟化鈣(CaF₂)和氟化鎂(MgF₂)等的氟化物，氯化鈣(CaCl₂)、氯化鎂(MgCl₂)等的氯化物。

關于氯化物，在制造其加工物的加熱時，容易生成熔融鹽(液相)，不易發(fā)生利用固相與液相混在的固溶體的生成的燒結反應。即使生成了燒結體，由于具有化學活性，所以有穩(wěn)定性欠缺的可能。

與氯化物相比，氟化物的燒結體比較化學穩(wěn)定，所以認為氟化物更優(yōu)越，選定了氟化物。

對于減速材料所要求的基本特性，除了減速性能之外，還可以列舉產品形狀的維持特性，能夠防止制造產品的機械加工時以及操作時的損傷，在機械 強度方面性能優(yōu)異的材料是重要的。

燒結體的機械強度由粒子間結合部的微觀強度、燒結體的致密性、還有起因于其母體的結晶構造(多結晶或者單結晶或者非晶質等)的脆性度決定的。

所述燒結體的致密性由氣泡的大小、形狀、分布、數(shù)量等的脫泡狀態(tài)，換言之，由結合部以及原來的粒子的結合體(母體)的粗細程度、長度等的形狀決定的。

本發(fā)明的基本技術思想是

(1)通過兩種原料的混合，緩和燒結條件，即，與單一一種原料相比，可以進行低溫燒結。

(2)通過調整供給該燒結反應的原料的粒度，促進由于固相間反應引起的粒成長以及通過固溶體的形成而具有的強固的粒子間結合力的致密的燒結體。

(3)氟化物類原料被高溫加熱時，原料的一部分氣化(主要是氟化物的一部分熱分解(升華)，產生氟氣體)，產生氣泡(發(fā)泡)。通過在避免該發(fā)泡發(fā)生的低溫加熱下進行燒結，另外通過實現(xiàn)加熱過程(燒結加熱曲線)的適當化，得到致密的燒結體。

本發(fā)明的目的在于通過同時應用以上(1)、(2)、(3)的全部技術思想，能夠穩(wěn)定地制造用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系氟化物燒結體，所述MgF₂-CaF₂二元系氟化物燒結體在作為放射線，特別是中子射線的減速材料所必要的減速性能以及減速性能以外的基本特性的機械強度(維持形狀)特性方面性能優(yōu)異。

本發(fā)明中主要是作為用于中子射線的減速材料進行記述的，但是本燒結體不限于中子射線，作為埃克斯射線、伽馬射線等其他放射線的遮蔽用材料也具有優(yōu)異的性能。

關于技術思想(1)，如圖4所示與MgF₂單一燒結體相比，其燒結條件 在良好的范圍內的相對密度，例如各自的最高到達相對密度有增加0.5～1.5％左右的傾向。另外，MgF₂-CaF₂二元系燒結體在其堆密度增大的二次燒結溫度的溫度范圍變寬，表示容易達到穩(wěn)定的燒結條件。

關于技術思想(2)，有關通過原料粒度調整的效果如下所記載。

其主要目的在于通過使原料的粒度條件適當化，促進在低溫加熱下的燒結(以下稱為“低溫燒結”)。

作為原料的條件是用后述那樣的粉碎方法將起始原料用的各種高純度原料粉(原料粉的平均粒徑是中位徑約為140μm)進行細?；螅┙o后續(xù)的處理工程，對燒成好的燒結體的特性進行了評價。其結果是：

(i)使粒度分布范圍縮小，具體地，最大粒徑在50μm以下，優(yōu)選該粒徑在30μm以下，

(ii)粒度分布的優(yōu)選狀態(tài)是如果將以橫軸表示粒徑(單位：μm)，縱軸表示粒徑比例(每種粒徑所占的比例，單位重量％)的粒度分布曲線的形狀，劃分為像表現(xiàn)山脈形狀那樣的“1山形”、“亞1山形”、“2山形”、“3山形”的話，不是“2山形”或者“3山形”，而是“1山形”或者“亞1山形”的分布狀態(tài)。

(iii)平均粒徑為中位徑在6μm以下，優(yōu)選4μm以下。

得知通過同時滿足這些(i)(ii)(iii)項的條件，能夠實現(xiàn)燒結體的高密度化，能夠顯著提高中子射線減速材料的減速性能。

接著，說明上述技術思想(3)的發(fā)泡現(xiàn)象。使用示差熱分析計一邊對起始原料加溫一邊調查試料的重量變化與吸放熱量的變化，結果是發(fā)現(xiàn)起始原料的配合比例少許不同，大概在800～850℃左右開始有極少的重量減少。認為這是由于結合性弱，例如附著在臨時燒結體基材上的氟，溶解在基材中的氟，首先解離、分解的緣故。進一步進行加溫的話，大概在850～900℃的溫度附近，成為重量減少曲線的拐點，重量減少變得活躍。

對該示差熱分析的結果和后述的預備燒結試驗的燒結條件以及該燒結體的構造的調查結果，具體為1.燒結體的氣泡發(fā)生情況，2.燒結部的組織構造狀況，3.燒結體的堆密度等的調查結果等進行綜合考察。預想到在該重量減少曲線的拐點溫度以上進行加熱時，MgF₂或者CaF₂中所結合的氟元素的一部分開始分解，產生氟氣體，成為產生微細氣泡的原因。

因此，將該拐點的溫度850～900℃稱作發(fā)泡開始溫度(Tn)。根據(jù)組成不同開始氣化的溫度也稍微不同，MgF₂為主體組成(MgF₂占70～99.8％重量％，余下為為CaF₂)的情況下，從大約800℃起開始氣化，從大約850℃起氣化相當活躍(拐點，即發(fā)泡開始溫度Tn定為850℃)。另外，CaF₂為主體組成(MgF2占10～40重量％，余下為CaF₂)的情形下，從大約850℃起開始氣化，從大約900℃起氣化相當活躍(相同地，Tn定為900℃)。MgF₂占40～70重量％，余下的為CaF₂的情形下，上述兩種情形的中間程度，即大約在825℃以上的溫度范圍開始氣化，大約從875℃開始氣化非常活躍(同樣Tn定為875℃)。

即，在MgF₂為主體組成(MgF₂占70～99.8重量％，余下為CaF₂)的情形下，從大約800℃開始升華，從大約850℃起升華活躍，發(fā)泡開始。CaF₂為主體組成(MgF₂占10～40重量％，余下為CaF₂)的情形下，約從850℃開始升華，約從900℃起升華活躍，發(fā)泡開始。在其中間的配合比例的MgF₂占40～70重量％，余下為CaF₂的情形下，從825℃開始升華，約從875℃開始升華活躍，發(fā)泡開始。

如這樣氟化物升華(從固相，不經液相而變?yōu)闅庀嗟默F(xiàn)象，此時與“氣化”是同義語)的話，由于產生氟氣體，所以在燒結體中生成細微氣泡。產生的氣泡的形狀近似球形，用電子顯微鏡(SEM)觀察燒結體的斷裂面，可以看到氣泡的斷面為接近完全圓形的圓形。該氣泡的尺寸以斷裂面的所看到的徑表示，則小氣泡的徑為數(shù)μm起，大的氣泡的徑為20～40μm程度。小的數(shù)μm的氣泡形狀幾乎接近圓形，大的氣泡中圓形的很少，大多是細長形狀，或者有棱角的形狀、不 定形的形狀。從這些形狀可以推測小的是剛發(fā)生的氣泡，大的是幾個所產生的氣泡集合起來形成的氣泡，或者在燒結過程中粒子間的空隙等沒有脫泡殘留下來。

對于一個堆密度的數(shù)值，相對密度的數(shù)值以范圍表示是由于在MgF₂與CaF₂二元系燒結體的情形下，該兩者的真密度(MgF₂為3.15g/cm³、CaF₂為3.18g/cm³)不同的緣故，根據(jù)其混合比例不同，混合物的真密度也就有稍微不同。這里，其混合物的真密度值按以下方式確定，算出相對密度。

(1)MgF₂為主體組成，即MgF₂占70重量％以上、99.8重量％以下(本申請中記為70～99.8重量％)，余下的為CaF₂的情形下的真密度為3.15g/cm³,

(2)MgF₂占40重量％以上、不到70重量％(同40～70重量％)，余下為CaF₂的情形下的真密度為3.16g/cm^3，

(3)MgF₂占10重量％以上、不到40重量％(同10～40重量％)，余下為CaF₂的情況下的真密度為3.17g/cm³

為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明涉及的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體(1)的特征在于，含有MgF₂和0.2重量％以上、90重量％以下的CaF₂，其堆密度為2.96g/cm³以上，具有對放射線減速性能，特別是對中子射線的減速性能優(yōu)異的致密的多結晶構造。

根據(jù)上述用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體(1),燒結體的組織構造的部位產生的差比較小，而且熔融體的生成量得到抑制，固溶體(固相與液相的混合相)的結晶生長得到抑制，脆性部分的發(fā)生減少，燒結體的強度被提高。因此，可以得到能夠作為中子射線減速材料的具有優(yōu)異的減速性能，且機械強度提高，能夠滿足中子射線減速材料所要求的全部的特性的燒結體。

另外，本發(fā)明涉及的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體(2)，其特征在于，具有彎曲強度為15MPa以上、維氏硬度為90以上的機械強 度。

根據(jù)上述用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體(2)，是具有強固的粒子間結合力，結合部的微觀強度提高，機械強度顯著提高的燒結體。由此，可以提供作為中子射線減速材料的具有更加優(yōu)異的減速性能，且機械強度也極其優(yōu)異的燒結體。

另外，本發(fā)明涉及的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法(1)，其特征在于，包括：在MgF₂粉末中混合0.2～90重量％的CaF₂粉末，還添加0.02～1重量％的燒結助劑的混合工序；使用壓力成型機在5MPa以上的的成型壓下對前工序所配合的原料粉末進行成型的工序；使用冷等靜壓成型(CIP)機，在5MPa以上的成型壓下，對壓力成型品進行成型的工序；在大氣氣氛中，在600～700℃的溫度范圍內，對CIP成型品加熱，進行的臨時燒結工序；假設臨時燒結體的發(fā)泡開始溫度為(Tn)℃，在(Tn-100)℃起至(Tn)℃的溫度范圍內加熱，在大氣或者惰性氣體氣氛中進行的燒結工序；與前工序相同的氣氛下，900～1150℃的溫度范圍內，加熱，形成致密構造的燒結體的工序。

根據(jù)上述用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法(1),燒成的燒結體具有強固的粒子間結合力，結合部的微觀強度高，曾是課題的機械強度也顯著提升，可以作為用于中子射線減速材料的材料，可以在實用上毫無問題的使用。另外，通過MgF₂-CaF₂的配合比例、加熱氛圍、加熱溫度模式等的選定，能夠提高燒結體的致密度。另外，燒結而成的燒結體的結晶構造為多結晶，與單結晶相比，脆性度得到明顯改善。另外，與MgF₂單體燒結體相比，在該燒結條件良好范圍內的最高到達相對密度可以得以提高，擴大堆密度增大的二次燒結溫度的溫度范圍，使穩(wěn)定的燒結條件很容易實現(xiàn)。

另外，本發(fā)明涉及的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法(2)，其特征在于，在上述用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結 體的制造方法(1)中，將配合原料的粒度分布曲線形狀作為亞1山形或者1山形粒度分布，其最大粒徑為50μm以下，其粒徑為中位徑在6μm以下。

根據(jù)上述用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法(2)，通過更加細?；鹗荚虾透s小粒度范圍，提高充填密度，能夠促進燒結反應，促進通過固相間反應的粒子之間的凝集和結合的低溫燒結。因此能夠顯著提高燒成的燒結體的機械強度。

另外，本發(fā)明涉及的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的燒結方法(3)，其特征在于，在上述用于放射線減速材料用的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法(1)或者(2)中，所述燒結工序的惰性氣體氣氛是由氮氣、氦氣、氬氣、氖氣中選出的一種氣體或者將復數(shù)種的氣體混合的氣體組成。

根據(jù)上述用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法(3)，能夠使得燒結過程的脫泡容易，也容易提高燒結體的相對密度。

附圖說明

圖1是表示粉碎MgF₂單一原料時的粒度分布的一個實例的圖。

圖2是MgF₂-CaF₂二元系的狀態(tài)圖。

圖3是表示制造MgF₂-CaF₂二元系燒結體的工序流程的圖。

圖4是表示MgF₂-CaF₂二元系燒結體與MgF₂單一燒結體的二次燒結溫度與相對密度關系的圖。

圖5是表示將燒結工序的氛圍氣體變更為氮氣和氦氣時的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的二次燒結溫度與相對密度的關系的圖。

圖6是表示改變原料配合比例的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的中子射線減速性能的測定結果的表(表1)。

圖7是表示實施例、比較例的測定數(shù)據(jù)的表(表2)。

具體實施方式

下面根據(jù)圖示說明本發(fā)明涉及的對放射線的減速性能，特別是對中子射線的減速性性能優(yōu)異的具有致密的多結晶構造的用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體及其制造方法的實施方式。

實施方式所涉及的MgF₂-CaF₂二元系燒結體的制造方法如圖3所示，在高純度(純度為99.9重量％以上)的MgF₂粉末中以0.2～90重量％的比例(內乘)混合高純度(純度為99.9重量％以上)的CaF₂粉末，相對于所述混合物100,添加如0.02～1重量％(外乘)的羧甲基纖維素(CMC)溶液作為燒結助劑，混勻后作為起始原料(原料配合工序)。

使用單軸壓力成型機在5MPa以上的成型壓力下，將該起始原料成型(單軸壓力成型工序)，將該壓力成型體用冷等靜壓成型(CIP)機在5MPa以上的成型壓力下進行成型(CIP成型工序)。

對該CIP成型體在大氣氣氛中，600～700℃的溫度范圍內進行加熱，實施臨時燒結工序(臨時燒結工序)。

將該臨時燒結體在大氣中或者惰性氣體氣氛中在發(fā)泡開始溫度Tn的正下方的溫度范圍，即從(Tn-100℃)到Tn的溫度范圍內進行比較長時間的加熱(具體為3～12小時)，使燒結均勻地進行(一次燒結工序)。

上述發(fā)泡開始溫度Tn的正下方的溫度范圍，是通過示差熱分析計的測定而確定的溫度范圍，該溫度范圍根據(jù)MgF₂與CaF₂的原料的配合比例在約750～900℃的范圍內變化。如上所述，MgF₂為主體組成時，在750～850℃之間的溫度范圍內變化，CaF₂為主體組成時，在800～900℃的溫度范圍內變化，而在該中間的組成時，在775～875℃的溫度范圍內變化。

接著，在同樣的氣氛中，在固溶體開始生成的溫度領域附近(如圖2所示的MgF₂-CaF₂二元系狀態(tài)中的開始生成固溶體的溫度的980℃前后的溫度領域)，即900～1150℃的溫度范圍內，進行較短時間(0.5～8小時)的加熱，之后冷卻，制得致密構造的MgF₂-CaF₂二元系燒結體(二次燒結工序)。

將燒結工序分為一次和二次的二個工序的理由是為了盡力抑制發(fā)泡，并極力縮小在每個燒結體部位(例如外周部與中心部)的燒結進行程度的差異。

在制造大型的致密的燒結體時是特別重要的技術。這里所說的大型是指后述的實施例所涉及的壓力成型體，220mmx220mmx高85mm的尺寸相當于大型，而小型指以下記載的壓力成型體，直徑80mmx高50mm的尺寸相當于小型。

在為了掌握大致的燒結工序的合適加熱條件而進行的試驗中，以MgF₂-CaF₂二元系和MgF₂單體作為起始原料，試料的尺寸采用上述的大型，在二個階段的燒結工序中都采用氮氣環(huán)境。一次燒結為840℃，保持6個小時，在隨后接著進行的二次燒結中，加熱時間為2個小時，加熱溫度進行各種變更，測定了燒結體的相對密度。

其結果如圖4所示，MgF₂-CaF₂二元系、MgF₂單體的任一種情況下，只要是二階段的燒結工序，都能在寬的加熱條件范圍內確保相對密度為95％以上，特別是MgF₂-CaF₂二元系在好的條件范圍(950～1050℃的加熱)時，可以得到96～97％的相對密度。

與此相對，如后述的比較例11與12那樣，當只有一階段的燒結工序時，相對密度為94％以下。

在主原料的MgF₂粉末中混合副原料CaF₂粉末的目的在于MgF₂單體的熔點高達1252℃，而且生成固溶體的溫度領域以部分虛線表示的那樣，是不明確的，通過混合CaF₂后，使燒結反應如圖2所示的狀態(tài)圖那樣，固溶體生成領域為更加明確的范圍。

Ca與Mg在元素周期表的同一族的相鄰周期，推測特性相似，從而通過適量地混合Ca的氟化物CaF₂，可以實現(xiàn)熔點的低溫化和固溶體生成的溫度條件的明確化。通過配合CaF₂，能夠從圖2中的開始生成固溶體的溫度領域表示線的左端部的虛線領域向位于右方的中間配合比例的實線領域靠近。結果是燒結溫度條件的適當化變得容易。作為相對于MgF₂的混合物，除了Ca的氟化物CaF₂之外，可以例舉Li的氟化物LIF。

燒結助劑選定以上所述的CMC和上述的硬脂酸鈣(SAC)的2種，變更各自的添加比例，確認這些燒結助劑的添加效果。為了進行對比，也同時進行了不使用燒結助劑的試驗。

將主原料的MgF₂與副原料的CaF₂的混合比例在0～97.5重量％(內乘)的范圍內進行各種變化。在球磨機內進行混勻半天后，分別以0～2重量％(外乘)的比例添加二種燒結助劑，使用罐磨機混勻一晝夜后作為起始原料。

使用氧化鋁制的，內徑為280mm、長度400mm的球磨機。放入其中的球使用的是φ5：1800g、φ10：1700g、φ20：3000g、φ30：2800g的氧化鋁制的球。罐磨機使用的是氧化鋁制、內徑200mm、長度250mm的。

將該配合原料以指定的量充填到木制的模板內，使用單軸壓力成型機，在單軸加壓壓力為5MPa以上的條件下壓縮、成型。實施例使用的模型的內部尺寸為220mmx220mmxH150mm，小型試驗用的模型的內部尺寸為直徑80mm、高度100mm。

將該壓力成型體裝入厚的塑料袋里，脫氣、封口后放入冷等靜壓成型機(CIP)內。在分割為2部分構造的成型部(內徑350mmxH120mm)內裝填所述壓力成型體，將成型部密封，在所述加壓成型體放入其中的所述塑料袋與所述成型部的空隙間充滿凈水后，施加5MPa以上的水壓，進行等方加壓處理，形成CIP成型體。

將該CIP成型體在大氣氣氛中，550～750℃的加熱溫度、加熱時間3～18小時的范圍內進行各種條件改變，實施臨時燒結。

觀察這些臨時燒結體的外觀等之后，在事先的預備試驗中已經預料到的良好的燒結條件下，燒結臨時燒結體。燒結工序是在氮氣氛圍中、用6個小時時間以一定速度從室溫升溫至600℃，保持該溫度8小時；接著用2個小時時間以一定速度從室溫升溫至1000℃，保持該溫度1個小時的條件下實施的。然后用20個小時的時間冷卻到100℃。

取出燒結體后，觀察其外觀、內部的致密化狀況等，調查合適的原料配比、原料處理條件和臨時燒結條件等。

其結果是主原料的MgF₂中的副原料CaF₂的混合比例，在不到0.2重量％時，幾乎沒有發(fā)現(xiàn)由于CaF₂的混合而使燒結性能得到改良的結果。與MgF₂單體的情形下相同，燒結體的內部與外周部的致密化的差異容易變大，由此可以判斷為了通過混合而改善燒結性能，則0.2重量％以上的配合比是必須的。

另一方面，90.1重量％以上的情形下，與燒結體的外周部相比，在內部殘留很多大的氣泡，致密化不充分。

由這些狀況可以判斷為了使燒結體的內部與外周部的致密化的差異小，即燒結性能為良好狀態(tài)，則向MgF₂中混合CaF₂的比例為0.2～90重量％。為了使燒結體的內部與外周部的致密化的差異更加縮小，均質度優(yōu)異，則優(yōu)選的混合比例為1.5～80重量％。由此可以判斷，CaF₂混合的合適的范圍是0.2～90重量％，更優(yōu)選的是1.5～80重量％。

兩種燒結助劑在效果方面沒有發(fā)現(xiàn)大的差異，在該助劑的配合比例在不足0.02重量％時，成型體的形狀維持性能差，另外，配合比例超過1.1重量％時，發(fā)現(xiàn)在臨時燒結體或者燒結體上有被認為是該燒結助劑的殘留物的著色。由此判斷燒結助劑的配合比例的合適范圍為0.02～1重量％。

在上述使用小型試驗用木制模型的單軸加壓試驗中，在單軸壓力成型機的成型壓不足5MPa時，在操作時壓力成型體容易變形，當將成型壓力從5MPa 逐漸增大時，則加壓成型體的堆密度也逐漸增大，發(fā)現(xiàn)臨時燒結體與燒結體的堆密度雖然幅度很小，但也有增大的傾向。將成型壓逐漸增大，增大到100MPa。即使將成型壓增加到20MPa以上，也沒有發(fā)現(xiàn)臨時燒結體、燒結體的性能提高。由此可知，單軸壓力機的成型壓的適當值為5MPa以上，優(yōu)選20MPa。

CIP機成型壓不足5MPa時，在操作時CIP成型體容易變形，將成型壓從5MPa起逐漸增加，則CIP成型體的堆密度也逐漸增大，可以發(fā)現(xiàn)臨時燒結體與燒結體的堆密度雖然幅度很小，但也有增大的傾向。實施將CIP成型壓逐漸增大到60MPa，發(fā)現(xiàn)即使將成型壓增大到20MPa以上，臨時燒結體、燒結體的性能也沒有大幅度的提高。由此可知，CIP機的成型壓的合適值為5MPa以上，優(yōu)選20MPa。

CIP成型體的在大氣氛圍中的臨時燒結條件的調查是在以下條件下實施的。將相對于MgF₂混合3重量％的CaF₂，添加0.1重量％的CMC作為燒結助劑的混合物作為起始原料。使用上述小型試驗用的木制模型，單軸壓力成型機的成型壓力設定為20MPa、CIP機的成型壓設定為20MPa，使用在這些條件下形成的CIP成型體，進行臨時燒結條件的調查。

在加熱溫度不到600℃時，比較成型體的尺寸，僅僅有一點點收縮，在710℃以上時收縮速度太快，收縮的控制非常困難，因此臨時燒結溫度的合適范圍定為600～700℃。

在600℃時，通過收縮速度的評價，判斷8～9個小時的加熱時間為最合適的，4～10個小時是合適的。700℃時，6～8個小時是最合適的，4～10小時是合適的。通過這些結果，將臨時燒結工序的加熱條件定為在大氣氛圍中600～700℃，4～10個小時。

在制造用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元系燒結體方面，認為對燒結體的性能最有影響的是燒結工序。通過截止目前的調查、試驗等，已經明確了該燒結工序之前的工序的合適條件。

首先嘗試對用于放射線減速材料的MgF₂-CaF₂二元燒結體的被認為是優(yōu)選的燒結工序以及燒結機構進行了整理。

對用來表現(xiàn)燒結工序的進行程度的用語“一次凝集過程”、“二次凝集過程”進行說明?！耙淮文^程”是指燒結的前半階段的現(xiàn)象，在該初期階段粒子與粒子的間隔逐漸變窄，粒子之間的空隙也變窄。還進一步進行的話，粒子之間的接觸部分變大，其之間的空隙更小。只是該空隙的大多數(shù)是開氣孔，與周圍環(huán)境相通。截止到該階段為止稱為“一次凝集過程”。

另一方面，一次凝集過程結束，再進一步進行燒結，開氣孔就漸漸地減少，逐漸變成閉氣孔。大體上，該閉氣孔化階段和隨后的脫泡、致密化階段，總稱為“二次凝集過程”。

實施形態(tài)涉及的制造方法中，通過原料混合、粒度調整、混勻、二個階段的成型(單軸壓力成型與CIP成型)、臨時燒結等，使臨時燒結體的粒子間空隙變小，而且該空隙不是集合在一起而是均勻分散(一次凝集過程的前半階段)。

在隨后的燒結工序的升溫過程中，加熱溫度逐漸上升，在比臨時燒結溫度(600～700℃)還稍微低的溫度范圍(500～550℃)附近起，粒子之間開始集合。接著，比固溶體開始生成的溫度的980℃還低的多的溫度范圍起，固相間反應開始,與此同時，粒子間的凝集也進行，粒子間距離變短，空隙變小。

據(jù)說一般情況下，固相間反應是在比固溶體開始生成的溫度低10％程度或者更低的溫度范圍起開始的。本發(fā)明的發(fā)明人通過預備試驗等的觀察結果，認為固相間反應從比一般所說的上述溫度還低很多的溫度范圍開始，從大概500～550℃開始。

其根據(jù)是可以例舉在臨時燒結溫度下限的600℃時，由于固相間反應的燒結已經進行了相當程度，臨時燒結體與CIP成形體相比，收縮較嚴重。

在該溫度范圍內，固相間反應以緩慢的反應速度進行，在750℃附近，或者在 其之上的980℃以下的溫度范圍內，以相當快的反應速度進行。只是，在所設想的臨時燒結程度比較低的溫度(600～700℃)的短時間的加熱時，大部分的空隙依然保持開氣孔狀態(tài)(該狀態(tài)為一次凝集過程的前半階段)。

另外，這里應該注意的是如上所述，在約850～900℃以上的溫度范圍內，原料的一部分氣化，發(fā)生微細氣泡(發(fā)泡氣泡)的舉動。在實施約1000℃以上加熱時，該發(fā)泡氣泡的發(fā)生顯著，所以必須盡可能地進行短時間的加熱。

實施形態(tài)涉及的制造方法中，將燒結工序分為2個階段，在一次燒結工序中，在不發(fā)生發(fā)泡氣泡的比較低的溫度范圍內進行長時間加熱，對整體進行幾乎均一的燒結。燒結體的微觀構造為開氣孔是主體，但其中一部分為閉氣孔化狀態(tài)(一次凝集過程的后半階段結束，一部分處于二次凝集過程)。

在二次燒結工序中，在開始生成固溶體的980℃前后的比較高的溫度范圍內進行所必要的最小限度的時間的加熱。燒結體的微觀構造為一邊盡力抑制發(fā)泡氣泡的生成一邊進行燒結反應，幾乎全部的開氣孔都變?yōu)殚]氣孔，即二次凝集過程結束，成為高密度的燒結體。

這里附注一下原料粒子的微觀舉動。推定CaF₂粒子存在于主原料的MgF₂粒子的周圍，與MgF₂粒子發(fā)生界面反應。當加熱溫度在超過固溶體開始生成的980℃的附近開始，CaF₂粒子從所存在的粒子界面附近開始熔融，MgF₂-CaF₂二元系化合物的固溶體開始生成。推定該固溶體填滿粒子間的空隙，其中一部分由于毛細現(xiàn)象微細的空隙也被填入。

另一方面，即使加熱溫度不到980℃，如前述那樣，在約750℃以上保持比較長時間的加熱的話，固相間反應容易進行，隨著時間的經過，空隙漸漸減少，發(fā)生閉氣孔化。與其同時閉氣孔內的氣體成分擴散到燒結體的本體(母體)內，發(fā)生脫泡，成為氣泡少的致密的燒結體(該狀態(tài)為二次凝集過程)。

這里也需要注意的是，在發(fā)泡開始溫度Tn以上(根據(jù)原料MgF₂與CaF₂ 的混合比例不同，該發(fā)泡開始溫度也產生差異)，即超過850～900℃的溫度的加熱下，由于原料氣化而產生的微細氣泡(發(fā)泡氣泡)的生成。這是由于設想發(fā)泡氣泡中包含氟氣體，該氣體是比較重的元素，很難擴散到燒結體的本體內的緣故。采取的對策是盡可能避免在氣化溫度范圍內的加熱。在必須不得不的情形下，要在盡可能低的溫度下加熱，或者應該控制為短時間的加熱。

這里將該發(fā)泡氣泡與在燒結工序中閉氣孔化，沒能脫泡而殘留下來的氣泡(以下稱為“殘留氣泡”)在外觀上的差異進行記載。通常的比較短的時間的加熱下發(fā)生的發(fā)泡氣泡，其尺寸大概為直徑數(shù)μm、形狀近似真正球狀。另一發(fā)明，殘留氣泡不是真正球狀而是不定形狀的，尺寸也是大中小各種各樣，從形狀的差異可以進行區(qū)分。但是在遠遠超過1160℃的高溫加熱或者超過1160℃的長時間加熱的情形下，發(fā)泡氣泡之間或者殘留氣泡與發(fā)泡氣泡集合起來，生成大的不定形的氣泡，這種情況下，氣泡的由來的判別是困難的。

隨著二次凝集過程的進行，粒子間的空隙變小，空隙的全部或者大部分被粒子或者燒結體的橋部分等包圍，成為閉氣孔(氣泡)。根據(jù)條件不同分開為通過空隙(開氣孔)脫氣，或者氣泡內的氣體滲透到粒子、燒結體的橋部分等的本體(母體)內，脫氣，不形成氣泡的情形(稱為脫泡現(xiàn)象)。

該粒子間的空隙是成為閉氣孔，即氣泡，還是脫氣不成為氣泡是決定燒結體的致密化達成度、乃至決定燒結體特性方面的重要要素。

特別是在惰性氣體中的He、Ne等輕元素氣體氛圍下的燒結時，越是輕元素，越容易擴散到細孔內或者燒結體的本體內，毛細現(xiàn)象和脫泡現(xiàn)象得以促進，氣泡很難殘存，致密化變得容易。

為了像這樣使全體致密化，將所述的一次凝集過程(具體地假定一次凝集過程分為前半工序和后半工序)與二次凝集過程，按照各自的過程使整體幾乎同時地，幾乎均勻地進行凝集是重要的。

本實施方式涉及的發(fā)明分為主要是相當于一次凝集過程的前半階段的臨時燒結工序和主要是相當于一次凝集過程的后半階段的一次燒結工序和主要是相當于二次凝集過程的二次燒結工序進行的，兩個凝集過程使燒結體全體能夠容易均一地進行。

但是因為這樣將燒結工序分為臨時燒結、燒結的兩個過程，如果加熱條件不合適，則致密化程度就會產生顯著差異。例如，在臨時燒結工序中，超過適當范圍的高溫下進行加熱，或者在燒結工序的升溫階段急速加熱，或者該工序的保持溫度為超過適當范圍的高溫的話，在燒結體的外周部和內部，致密化程度就會產生顯著差異。不適當?shù)募訜?，使得燒結體內部的致密化過程中的脫氣變得困難，從而使得內部的致密化不充分。

另外，這就意味著根據(jù)尺寸的燒結工序的加熱溫度方式的合適化是重要的。特別是在制造大型的燒結體時，因為燒結體的外周部與內部的致密化程度容易產生大的差異，致密的加熱條件的控制就成為必要的。

為了明確試料尺寸和燒結狀態(tài)的關系，本發(fā)明的發(fā)明人實施了使用單軸壓力成型機的模板的內部尺寸為直徑80mm、高度100mm所成型的樣品的小型試驗和使用該模板的內部尺寸為220mmx22mmx高150mm所成型的樣品的大型試驗。

結果是小型試驗的情形下，即使一個燒結工序根據(jù)加熱條件不同，也有得到相對密度為超過95％的高密度的燒結體的情形。另一方面，大型試驗的情形下，在一個燒結工序中，與小型試驗同樣的加熱條件下，得到的都是不到94％的低密度燒結體。

這里重要的是，臨時燒結體的整體已經幾乎均勻地進展到一次凝集的前半階段，所以提供給該燒結工序的試驗的臨時燒結體都是已經進展到一次凝集的前半階段的狀態(tài)的臨時燒結體。

燒結工序試驗的概要

以在主原料MgF₂中混合3重量％的CaF₂的混合物和作為比較材料的MgF₂單體作為起始原料。添加0.1重量％的CMC作為燒結助劑。使用所述大型試驗用模板，在單軸壓力成型機的成型壓為20MPa，CIP成型機的成型壓在20MPa的條件下，對該配合原料進行成型。

使用該CIP成型體，在大氣氛圍中，實施650℃6個小時的臨時燒結，形成臨時燒結體。

在氮氣氛圍中，作為一次燒結工序保持840℃6個小時，之后，用2個小時時間使其升溫至二次燒結溫度。

二次燒結溫度設定為從700℃起到1250℃的每50℃的間隔，保持各自的溫度2個小時。

然后停止加熱，保持原樣進行約20個小時的自然冷卻(所謂的爐冷處理)，在達到所設定的取出溫度的100℃以下時取出。

進行這樣的二階段燒結工序的燒結試驗的結果，如圖3所示，在從900℃到1150℃的范圍的燒結溫度的情形下，燒結體的堆密度大部分為超過為2.96g/cm³的高密度。該二元系配合原料的真密度為3.15g/cm³，相對密度為94.0％，MgF₂單體的情形下的真密度也是3.15g/cm³，相對密度為94.0％.

在燒結溫度不足900℃的情形和燒結溫度為1160℃以上的任一種情況下相對密度在94.0％以下(堆密度為2.96g/cm³)。MgF₂-CaF₂二元系原料的燒結體的相對密度與MgF₂單體的情形相比，在良好的燒結條件的范圍內，具有高出0.5～1.5％程度的傾向。

觀察這些燒結體的斷面，燒結溫度不足900℃的燒結體的斷面發(fā)現(xiàn)了雖然很少，但是有開氣孔，燒結部分的橋幅窄，認為是燒結進行的不充分。

燒結溫度在1160℃以上，特別是1200℃以上的燒結體，成為內部發(fā)生了無數(shù)個氣泡那樣的多孔的浮石狀的組織，另外，在斷面的全面發(fā)現(xiàn)了無數(shù)個在 燒結體全體的直徑為數(shù)～數(shù)10μm的近似真球形狀的微細氣泡和徑為10μm以上的不確定形狀的氣泡(發(fā)泡氣泡與集合氣泡)。

另外，根據(jù)本發(fā)明人的利用示差熱分析計的另外的調查，得知在將這些MgF₂-CaF₂二元系配合原料升溫時，在溫度為800～850℃(隨著CaF₂的相對于MgF₂的混合比例的增加，該溫度范圍逐漸增高)左右起重量明顯開始減少，從850～900℃左右起急速減少。這意味著通過約800～850℃以上的加熱，MgF₂或者CaF₂開始分解·氣化，產生氟氣的升華現(xiàn)象開始。

由于氟升華而產生的發(fā)泡現(xiàn)象，在約850～900℃以上的加熱時變得顯著，在燒結體全體形成微細氣泡。所產生的發(fā)泡氣泡，根據(jù)燒結工序的進行程度、在燒結體的發(fā)生部位的不同，決定是脫泡、還是作為氣泡殘留等的舉動。例如如果是一次凝集過程，由于燒結體整體還是處于開氣孔狀態(tài)，所以大半部分的發(fā)泡氣泡通過開氣孔脫泡，作為氣泡殘留下來的很少。如果是二次凝集過程，由于主要處在閉氣孔狀態(tài)，所以大多數(shù)發(fā)泡氣泡不能脫泡，而作為氣泡殘留下來。另外，迅速地完成二次凝集過程的燒結，能夠抑制發(fā)泡，減少殘留氣泡。

由此，從一次凝集過程向二次凝集過程的過渡最好是以燒結體整體，且盡可能地使每個部位的程度無差異地進行推移。但是，以燒結體整體，且使每個部位的程度沒有差異地進行從一次凝集過程向二次凝集過程的過渡是不容易的。

于是本發(fā)明人考慮了以下的方法。

在發(fā)泡開始溫度Tn(850～900℃)直下方的溫度范圍，具體地從(Tn-100℃)到Tn之間的溫度范圍內的比較低的加熱溫度下進行比較長時間的加熱，完成一次凝集過程和二次凝集過程的前半部分。然后在開始生成固溶體的溫度(980℃)范圍附近進行較短時間的加熱，完成二次凝集過程的后半部分。這樣進行燒結，就能夠使燒結體整體配合燒結進行程度，而且能夠極力抑制發(fā)泡的發(fā)生。

接著，記述燒結條件的適當化。

與上述燒結條件變更試驗相同地，在主原料MgF₂中混合3重量％的CaF₂。添加0.1重量％的CMC作為燒結助劑。使用大型試驗用的模型，在單軸壓力成型機的成型壓為20MPa、CIP成型機的成型壓在20MPa的條件下進行成型。使用該CIP成型體，在大氣中，650℃下保持6個小時，進行臨時燒結。

燒結工序的條件為氮氣氛圍，在加熱方式中，采用升溫、降溫條件各自所要時間為4、6、8個小時的3種情況進行預備試驗。結果是4小時時燒結體上發(fā)生小的龜裂，其他都是良好的，所以定為6、8小時中的時間短的6個小時。

氛圍為氮氣氛圍，加熱溫度為在700～1250℃的范圍內變化，保持時間為2、3、4、5、6、8、10、12、14、16、18個小時的11種情況下進行試驗。

結果是不到750℃時，與保持時間無關致密化不充分，另外，750℃的加熱、保持時間在4個小時以下時，致密化不充分。另一方面超過1160℃的加熱溫度時，與保持時間無關，由于燒結速度太快，所以產生氣泡很多。保持時間18個小時時，燒結體外周的一部分發(fā)泡，有發(fā)生外觀形狀崩壞的情況。

再詳細觀察這些結果，在750℃加熱、保持時間為14、16個小時的情形下，燒結狀態(tài)良好。

在800℃加熱、保持時間為10、12個小時的情形下燒結狀態(tài)是良好的，6、8個小時時有點燒結不充分，14小時以上不能判斷良好與否。

830℃、10、12個小時的情形下，燒結狀態(tài)良好。

850℃時，8、10、12個小時的情形下燒結狀態(tài)是良好的，5個小時時有點燒結不充分，14個小時以上不能判斷良好與否。

900℃、5～12個小時時，燒結狀態(tài)是良好的，4個小時有些燒結不充分，14個小時以上時不能判斷良好與否。

1000℃、5～12個小時時，燒結狀態(tài)是良好的，4個小時有些燒結不充分，14個小時以上時發(fā)泡增多。

1100℃、4～8個小時燒結狀態(tài)是良好的，3小時以下有些燒結不充分，10個小時以上時發(fā)現(xiàn)發(fā)泡增多。

1150℃、2、3個小時時，燒結狀態(tài)良好，4個小時以上時發(fā)現(xiàn)很多發(fā)泡。

1160℃以上時，與保持時間無關，任一種情形下都是發(fā)泡增多，是不能判斷良好與否或者過度溶解等的不良結果。

這里750～850℃的比較低的加溫溫度的情況時，保持時間在6～12小時時，為良好的燒結狀態(tài)，保持時間在3～5個小時時，稍微有點燒結不充分。實施方式涉及的方法中，由于還有接下來的二次燒結工序，所以在該工序(相對于一次燒結工序)的評價是將保持時間為3～12個小時定位為良好的加熱條件。

接著，為了調查加熱溫度和與燒結體的堆密度的關系，使用與上述同樣的臨時燒結體，使加熱溫度在600～1300℃的溫度范圍內變化(保持時間固定為6個小時)。

結果為加熱溫度為850℃時堆密度大致為2.96g/cm³(相對密度為94.0％)。堆密度比這個值高的燒結體，在后工序的操作中，不發(fā)生變形之類的問題，判斷為致密化程度充分。另一方面，加熱溫度超過1160℃時，燒結體外周的一部分發(fā)泡，發(fā)生外觀形狀變形之類的問題。

由上述燒結條件調查結果和上述加熱溫度與堆密度的關系的調查結果可以判斷將燒結工序作為一個加熱工序時的加熱溫度在850～1150℃范圍，保持時間在3～12個小時的條件為合適的。

但是這其中明顯的是例如，實施900℃14小時以上，1000℃14小時以上，1100℃10小時以上,1150℃8小時以上的的比較長時間的加熱的情形下，發(fā)泡氣泡增多，其中一部分集合成長為大的氣泡的情況。這樣的燒結體存有在隨后的機械加工工序中的加工時，從大的氣泡部分發(fā)生龜裂，成為破裂的原因等的缺陷。

根據(jù)上述狀況，將燒結工序的基本方針定為極力抑制發(fā)泡，使燒結反 應充分進行，制造在隨后的機械加工工序中具有良好的加工性的燒結體。

在燒結工序的最初階段(一次燒結工序)中，極力不使其產生發(fā)泡，使燒結緩慢進行，極力不在燒結體內部和其外周部的燒結的進行程度上產生差異。

因此加溫溫度定為上述的700～1150℃的范圍內。由于發(fā)泡開始溫度Tn，在MgF₂為主體原料時，為850℃，所以在低于該溫度的850℃以下，另一方面，由于在比該Tn低100℃以上的溫度下的加熱時，燒結不充分，所以燒結工序的最初階段的加熱溫度定為(Tn-100℃)至Tn之間，在MgF₂為主體原料時，定為750～850℃。

一次燒結工序的合適的加熱條件為加熱溫度在(Tn-100℃)到Tn之間，保持時間為3～12個小時。即使將CaF₂相對于MgF₂的配合比例在0.5～90重量％之間變化，該條件加熱也是同樣的傾向。

在提高燒結體的燒結反應的階段，即二次燒結工序的加熱在固溶體開始生成的溫度的980℃前后的溫度范圍，即900～1150℃為合適的。關于保持時間，目標是提高燒結反應，而且為了抑制發(fā)泡時間盡量短，在保持時間不到0.5個小時時，燒結反應很難得以提高，超過9個小時則發(fā)泡過多，所以0.5～8個小時為適當?shù)摹?/p>

以下，對關于將氛圍氣體由氮氣變?yōu)楹獾那樾蜗?，二次燒結過程的加熱溫度與保持時間的合適條件的調查進行說明。

在主原料的MgF₂中混合3重量％的CaF₂后作為起始原料，添加0.1重量％的CMC作為燒結助劑。

使用大型試驗用的壓力成型模板，設定單軸壓力成型機的成型壓為20MPa，CIP成型機的成型壓為20MPa。使用該CIP成型體在大氣氛圍中，實施650℃6個小時的臨時燒結，得到臨時燒結體。

一次、二次燒結過程的氛圍氣體都使用氦氣，首先一次燒結為840℃、保持6小時。然后用2個小時時間將二次燒結溫度從700℃到1250℃的范圍，每 50℃變更一次，在該目標溫度下保持2小時。之后停止加熱，保持原樣用約20個小時自然冷卻(所謂爐冷)，在設定的取出溫度的100℃以下時取出。

進行上述二階段燒結工序的燒結試驗的結果，如圖5所示，在900到1150℃的溫度范圍內，燒結體的堆密度，個別的燒結體的大半部分達到超過2.96g/cm³的高密度。該二元系配合原料的真密度為3.15g/cm³，相對密度為94.0％，MgF₂單體時的真密度也是3.15g/cm³，相對密度為94.0％。

不足900℃的燒結溫度的情形與1160℃以上的燒結溫度的情形下，相對密度都是低于94.0％(堆密度為2.96g/cm³)。氦氣氛圍下的燒結比氮氣氛圍下的燒結，在良好的燒結條件的范圍內的相對密度有增高0.5～1％程度的傾向。

氦氣氛圍下的堆密度增高的原因認為是與氮氣相比，氦氣在燒結體的本體(母體)內的擴散速度快的緣故。在相同的本體內氦氣氣體容易擴散，所以在燒結工序中，燒結進行，在空隙變成閉氣孔時，其閉氣孔的一部分沒有成為氣孔而消滅。或者推定發(fā)生閉氣孔的尺寸變小。

然而雖然氦氣的效果在如上所述的合適的燒結條件范圍內能夠帶來良好的結果，但另一方面，其效果不是萬能的，在合適的燒結條件以外的領域沒有發(fā)現(xiàn)明顯的效果。

成為這種結果的原因是在合適范圍外的燒結條件下，例如，加熱條件不足的情形下，提高過低的燒結速度是有界限的，另外，在改善加熱條件過剩的情形下的燒結體的每個部位的燒結速度不均一性時，氦氣的向本體內的擴散性的提高程度沒有充分改善的緣故。

在為氦氣的情形下，當燒結工序的加熱溫度不到900℃時，與保持時間無關，另外，保持時間在4小時以下時，致密化不夠充分。在1160℃以上的情形時，與在氮氣中相同地與保持時間無關，燒結速度太快，發(fā)生大量氣泡，保持時間在16小時以上時有發(fā)泡，外觀形狀變形的情況。

因此，斷定以MgF₂為主體混合CaF₂作為起始原料時，與燒結工序的惰性氛圍氣體的種類不相關，燒結溫度在900～1150℃為適當范圍。進一步該溫度為930～1100℃時，將該燒結體提供給機械加工時也不易發(fā)生破裂等構造上的缺陷，機械加工性能良好。因此，判斷更優(yōu)選的燒結溫度是930～1100℃的溫度范圍。

因此，在氦氣氛圍中的燒結工序的合適的加熱條件與上述氮氣氛圍的情形相同，在一次燒結工序中，為750℃以上，不到發(fā)泡開始溫度的范圍，二次燒結工序為900～1150℃的溫度范圍。

作為惰性氣體不限定為氮氣、氦氣、即使氬氣或者氖氣也能得到同樣的效果。另外關于氖氣，預想其與氦氣相同，對于該燒結體的本體的溶解度，擴散性高，所以能夠更加促進脫泡現(xiàn)象，可以期待與氦氣同等的效果。

這些燒結工序的加熱條件在合適范圍的情形下，燒成的燒結體的狀態(tài)總是全體都致密，在該燒結體中沒有發(fā)現(xiàn)在一般的陶瓷燒結體等所看到的局部的大的空隙、龜裂等明顯的缺陷部位。

MgF₂粉末以及CaF₂粉末的各自的粒度調整是使用以氧化鋁制的罐磨機的容器作為球磨機，尺寸為內徑200mm、長度250mm，在其中注入徑20mm:3000g，徑30mm：2800g的氧化鋁制的球,，然后在其中加入約3000g的各個原料粉末，然后使其旋轉指定時間來進行的。每隔2、3天停止旋轉，取粉末樣品，實施這些樣品的測量。

粒度分布的測定，是根據(jù)JIS F1629的“用激光衍射、散射法測定精細陶瓷原料粒度分布的方法”，使用島津制作所制的“激光衍射式粒度分布測定裝置(型號SALD-2000)”進行的。此時試料的調整是根據(jù)JISR1622的“用來測定精密陶瓷原料粒度分布的試料調整通則”進行的。

SALD-2000的光源使用波長為680nm的半導體激光，對比該波長大的粒徑的粒子(約1μm以上)的感度良好，測量精度高。另一方面，關于對于亞微米級的微 粒子的感度，雖然進行了努力提高測定感度，但是與大的粒徑的粒子相比，測定精度還是很低。

因此，認為實際上亞微米級的微粒子比解析的結果要多。換言之，認為“實際上粒度分布是微粒子的比例比解析結果多，平均粒徑是比表示的數(shù)值小的數(shù)值的可能性大”。在本發(fā)明中，還是記載按照上述測定方法得到的粒度測定值。

在圖1中，顯示了對MgF₂原料實施上述粉碎時的粒度分布。3天時間的粉碎后中徑約為10μm，5天時間的粉碎后該粒徑為約8μm，1周時間的粉碎后該粒徑為約6μm，2周時間的粉碎后該粒徑為約5μm，4周時間的粉碎后該粒徑約為3μm。關于MgF₂原料與CaF₂原料混合的情形，也能夠得到與MgF₂原料單體的情形相同的粒度分布。

接著，利用電子顯微鏡對原來的原料粉末和由上述的經過3周時間粉碎的平均粒徑約為4μm的粒子進行各自的粒子的外觀形狀的觀察。原來的原料粉末的粒子中不確定形狀的粒子隨處可見，大部分是有棱角形狀的粒子為主體，而經過3周時間粉碎后的粒子的大部分為發(fā)圓的，由于粉碎使得原來的原料粉末的粒子的棱角部分的大多數(shù)被磨耗，從而近似球形。

另外，能夠將該經粒度調整的粉末的粒度分布曲線形狀看作山脈的形狀來表現(xiàn)，如果將看著像“2山”或者“3山”連綿的形狀時，稱作“2山型”或者“3山型”，則粉碎期間為3天和5天時，粗粒部的比例明顯多，成為“2山型”或者“3山型”。粉碎期間為1周和2周時，粗粒部的比例相當減少，30μm以上的粗粒部殘留數(shù)重量％，50μm以上的粗粒部幾乎都沒有了，粒度分布曲線形狀在粒徑10～15μm一帶平穩(wěn)的傾斜部分僅殘留一點點，幾乎接近1山型(該狀態(tài)稱為“亞1山型”)。粉碎期間在4周時30μm以上的粗粒部幾乎都沒有了，粒度分布曲線形狀為幾乎近似正規(guī)分布的狀態(tài)(該狀態(tài)稱為“1山型”)。

像這樣通過原料的粉碎，粒子形狀為發(fā)圓的接近球形，粗粒子的比例減少粒度分 布曲線形狀由“2山型”或者“3山型”向“亞1山型”，進而向“1山型”很大變化。該變化對燒結過程的燒結反應帶來顯著的良好的影響。

實施例

以下基于附圖說明本發(fā)明涉及的實施例，但是本發(fā)明并不限定為這些實施例。

這里對燒結體所進行的特性評價試驗進行說明。試制大型燒結體(燒結體的大致尺寸為約205mmx約205mmx高約70mm)，實施切成必要的樣品形狀等的機械加工，制作用來評價的樣品。

為了評價對于中子射線的減速性能，如上述非專利文獻1以及非專利文獻2所示那樣，首先使從加速器射出的射束沖擊作為對電極的Be制的板，通過核反應產生主要為高能量的中子射線(高速中子射線)。

接著使用非彈性散射截面積大的Pb和Fe作為前半減速材料，在抑制中子射線衰減的同時將前述高速中子射線減速到一定程度(大致為～1MeV)。

接著用被減速了的中子射線照射用來評價的減速材料(后半減速材料)，通過調查被減速后的中子射線的內容，對減速材料進行評價。

關于中子射線的內容的調查方法，按照上述“非專利文獻3”所記載的方法。

所評價的減速材料是對MgF₂和CaF₂的原料配合比進行幾種變更所得的材料。經過上述各種原料配合工序、成型工序、燒結工序，制作相對密度在一定范圍(95.0±0.5％)的高密度的MgF₂-CaF₂二元系燒結體。后半減速材料的總厚度為600mm的一定值。

這里對在被減速材料減速了的中子射線中，對治療有效的具有中等水平的能量的超熱中子射線的線量和對患者帶來壞影響(副作用)的可能性大的具有高水平能量的高速中子射線以及伽馬射線殘留到哪種程度進行了評價。其結果如6(表 1)所示。

對治療有效的超熱中子射線的線量，雖然隨著在MgF₂中混合的CaF₂的量的增加而有稍許變化，但是超熱中子射線的中子束(線量)的位數(shù)不論哪種情況都是9的乘方的程度，不依存于混合比例，從而確保了治療所需的充分的線量。

另一方面，對患者帶來壞影響的可能性高的高速中子射線的混入率(透過減速材料后的全部中子射線線量中高速中子射線線量所占的比例)在混合CaF₂為數(shù)～10重量％的情形時是最小的，在遠遠超出這些混合比例，混合比例增加20重量％、40重量％時，混入率逐漸增加。CaF₂為100重量％時，混入率最大。

此外，除高速中子射線之外，有可能對患者帶來壞影響的伽馬射線的混入率(透過減速材料后的全部中子射線線量中伽馬射線線量所占的比例)不依存于在MgF₂中混合的CaF₂的比例，為E^-14(負14次方)程度的低位數(shù)。伽馬射線的影響不依存于CaF₂的配合比例，很小。

由這些結果可以判明在以MgF₂為主體混合2～10重量％的CaF₂的情形時，作為減速材料是最具有優(yōu)異性能的。除了該混合比例以外，例如0.2重量％以上、不滿2重量％，或者10.1重量％以上、90重量％以下的情形，也是可以應用于治療的水平的中子射線的內容。

以上的評價結果限定為燒結體的相對密度在大概一定范圍內(95.0±0.5％)的情形。燒結體的相對密度越高，高速中子射線的殘留線量就越減少，相反，其相對密度越低，高速中子射線的殘留線量就越增加。因此，燒結體的密度提高是重要的，這一點是沒有變化的。

用于中子射線的減速材料的的減速性能，在致密構造的MgF₂-CaF₂二元系燒結體時，只要燒結體的堆密度為2.96g/cm³以上就足夠了。

另外，中子射線的減速材料除了對減速性能有要求外，對機械強度也有要求。本發(fā)明涉及的用于放射線減速材料的燒結體，通過以下的機械強度的調查，得以 驗證作為BNCT的減速系裝置內的減速材料的材料，具有在切斷、研磨、洗凈、干燥等的加工成型以及在向減速系裝置設置時等的操作時都可以毫無問題的使用的充分的機械強度。另外，即使被中子射線照射，是能夠耐得住該照射沖擊的極其優(yōu)異的減速材料。

機械強度的調查是針對彎曲強度和維氏硬度進行的。彎曲強度按照JISC2141，試料尺寸4mmx46mmxt3mm，對上下面進行光學磨光，按照3點彎曲試驗JISR1601，進行試驗。維氏硬度是按照JISZ2251-1992，使用島津制作所制的商品名為“微型硬度計(Micro Hardness Tester)”的機器，100g負荷，負荷時間為5秒的條件，施壓，測定壓痕的對角長，通過進行以下的硬度換算來求得。

硬度＝0.18989xP/(d)²

這里，P：負荷(N)，d：壓痕對角線長(mm)

[實施例1]

在作為主原料的高純度MgF₂粉末中(平均粒徑4μm，純度為99.9重量％以上)以1.5重量％的比例混合CaF₂粉末(平均粒徑4μm，純度99.9重量％以上)，在球磨機中混勻12個小時。然后相對于所述混合物100，以0.1重量％的比例添加羥甲基纖維素(CMC)溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12個小時后將所得混合物作為起始原料。

將該起始原料充填到單軸壓力成型機的模板內(模板的內尺寸為220mmx220mmx高150mm)內，將單軸的壓力加到20MPa，進行壓縮，成形。將該壓力成形體(尺寸約220mmx220mmxt85mm)放入厚的塑料袋內，脫氣，將封入的成形體裝填到冷等靜壓成型(CIP)機的成型部(內部尺寸：直徑350mmx高120mm)。在裝入了所述壓力成型體的所述塑料袋與所述CIP成型部的間隙內填滿凈水后，在室溫下施加20MPa的等靜壓，進行CIP成型。

將該CIP成型體在大氣氛圍中實施650℃、6個小時的臨時燒結，作為 臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍下用6個小時時間以一定的速度從室溫起升溫到800℃，并保持該溫度8個小時，之后，用2個小時時間以一定速度升溫至1050℃，保持該溫度1.5個小時。然后停止加熱，保持原狀，用大約20個小時的時間自然冷卻(即爐冷處理)，達到所設定的取出溫度的100℃以下時取出。

由外觀的堆體積和重量得出燒結體的堆密度為3.02g/cm³(該配合原料的真密度為3.15g/cm³,相對密度為95.9％。以下記為“真密度3.15g/cm³，相對密度95.9％”)，燒結狀態(tài)良好。由于燒結體的外觀為方形的形狀，所以這里所說的”堆密度”是采取通過測量的該方形的2邊邊長與厚度，計算求出堆體積，再用所述堆體積除以另外測量的重量來求得的方法。以下，進行了同樣的操作。

使用從該燒結體采取的試料，進行中子射線減速性能及各種特性評價試驗。其結果如圖7(表2)所示。以下，實施例、比較例都是一樣的。另外，作為比較材料的MgF₂燒結體單體以及CaF₂燒結體單體也與實施例、比較例同樣地進行了中子射線減速性能、機械強度的測定。

實施例1的燒結體呈現(xiàn)出優(yōu)異的中子射線減速性能，另外，關于機械強度方面，在后序工序的操作等方面也沒有問題發(fā)生，是非常良好的減速材料。

[實施例2]

在作為主原料的MgF₂粉末中(平均粒徑6μm，純度99.9重量％)以0.2重量％的比例混合CaF₂粉末(平均粒徑6μm，純度99.9重量％)，在球磨機中混勻12個小時。然后，在與上述實施例1的情形同樣的成型條件下制作CIP成型體，將該CIP成型體在大氣氛圍中實施640℃、6小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氦氣氛圍中用6個小時時間以一定速度從室溫升溫至800℃，保持該溫度5個小時后，用4個小時的時間以一定速度升溫至920℃，保持該 溫度1個小時。然后爐冷到取出溫度的100℃取出。燒結體的堆密度為2.97g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度94.3％)，有些輕，但是在外觀上沒有發(fā)現(xiàn)燒結狀態(tài)異常。

中子射線減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例3]

與上述實施例1的情形相同，MgF₂粉末中以2重量％的比例混合CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加1.0重量％的硬脂酸鈣(SAC)作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。

使用單軸壓力成型機，在30MPa的加壓壓力下加壓成型，然后，使用冷等靜壓成型機(CIP)，在CIP壓力為30MPa下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中實施700℃、6個小時的臨時燒結，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在大氣氛圍中用6小時的時間以一定速度從室溫升溫至840℃，保持該溫度8小時。然后用2個小時的時間以一定速度升溫至1150℃，保持該溫度0.75小時。然后爐冷到取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為3.06g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度97.1％)，燒結狀態(tài)良好。

中子射線減速性能以及機械強度的評價結果如表2所示，任一種都是良好的。

[實施例4]

在與上述實施例1的情形相同的MgF₂粉末中混合3重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加0.03重量％的CMC溶液，作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時，將混合物作為起始原料。

使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下加壓成型，使用冷等靜壓成型(CIP)機在30MPa的CIP壓下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中實施660℃、8小時的臨時燒結，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍中用6個小時的時間以一定的速度從室溫升溫至 830℃，保持該溫度6小時后，用2個小時的時間以一定速度升溫至1080℃，保持該溫度2小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。燒結體的堆密度為3.07g/cm³(真密度為3.15g/cm³、相對密度為97.5％)，燒結狀態(tài)良好。

中子射線減速性能以及機械強度的評價結果如表2所示，任一種都是良好的。

[實施例5]

在與上述實施例1的情形相同的MgF₂粉末中混合7.5重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加0.07重量％的硬脂酸鈣(SAC)作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時，將混合物作為起始原料。

使用單軸壓力成型機在40MPa的加壓壓力下加壓成型，然后使用冷等靜壓成型機(CIP)在40MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中實施690℃、8小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍中用6個小時時間以一定速度從室溫升溫至830℃，保持該溫度9個小時后，用2個小時的時間以一定速度升溫至1080℃，保持該溫度2小時。然后爐冷到取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為3.06g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度為97.1％)，燒結狀態(tài)良好。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示，任一種都是良好的。

[實施例6]

在主原料的MgF₂粉末(平均粒徑5μm、純度99.9重量％)中以18重量％的比例混合CaF₂粉末(平均粒徑5μm，純度99.9重量％)，在球磨機中混勻12個小時。然后添加0.3重量％的CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。

使用單軸壓力成型機在6MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在15MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中 實施630℃、8小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至820℃，保持該溫度6小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至930℃，保持該溫度4小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為2.98g/cm³(真密度為3.15g/cm³，相對密度94.6％)，燒結狀態(tài)良好。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例7]

在與上述實施例6的情形相同的MgF₂粉末中混合25重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加0.1重量％的CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。然后使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在30MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中實施650℃、6個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至840℃，保持該溫度5小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1150℃，保持該溫度0.5小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為3.01g/cm³(真密度為3.15g/cm³，相對密度95.6％)，燒結狀態(tài)良好。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例8]

在與上述實施例1的情形相同的MgF₂粉末中混合50重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加1重量％的CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。使用單軸壓力成型機在7MPa的加 壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在12MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中實施600℃、5個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至860℃，保持該溫度8小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1080℃，保持該溫度2小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。燒結體的堆密度為3.02g/cm³(真密度為3.16g/cm³，相對密度95.6％)，雖然有些輕，但是在外觀上沒有發(fā)現(xiàn)異常。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例9]

在與上述實施例2的情形相同的MgF₂粉末中混合50重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加1重量％的CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在30MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣氛圍中實施610℃、7個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣氛圍中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至860℃，保持該溫度8小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至970℃，保持該溫度4小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為3.00g/cm³(真密度為3.16g/cm³，相對密度94.9％)，雖然有些輕，但是在外觀上沒有發(fā)現(xiàn)燒結狀態(tài)異常。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例10]

在與上述實施例1的情形相同的MgF₂粉末中混合75重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加0.07重量％的SAC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。使用單軸壓力成型機在8MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在10MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施650℃、5個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至880℃，保持該溫度8小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1060℃，保持該溫度3小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，雖然取出。燒結體的堆密度為3.02g/cm³(真密度為3.17g/cm³，相對密度95.3％)，有些輕，但是在外觀上沒有發(fā)現(xiàn)燒結狀態(tài)異常。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例11]

在與上述實施例6的情形相同的MgF₂粉末中混合88重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加1重量％的CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在30MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施650℃、5個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至880℃，保持該溫度8小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至950℃，保持該溫度4小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。燒結體的堆密度為3.01g/cm³(真密度為3.17g/cm³，相對密度95.0％)，雖然有些輕，但是在外觀上沒有發(fā)現(xiàn)燒結 狀態(tài)異常。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[實施例12]

在與上述實施例1的情形相同的MgF₂粉末中混合88重量％的CaF₂粉末，在球磨機中混勻12個小時。然后添加1重量％的CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時后，將混合物作為起始原料。使用單軸壓力成型機在8MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在10MPa的CIP壓力下進行CIP成型。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施650℃、5個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至880℃，保持該溫度8小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1120℃，保持該溫度2個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為3.04g/cm³(真密度為3.17g/cm³，相對密度95.9％)，雖然有些輕，但是在外觀上沒有發(fā)現(xiàn)燒結狀態(tài)異常。

中子射線的減速性能以及機械強度的評價結果，如表2所示任一種都是良好的。

[比較例1]

在主原料的MgF₂粉末(平均粒徑8μm、純度99.9重量％)中混合1.5重量％的CaF₂粉末(平均粒徑8μm、純度99.9重量％)，在球磨機中混勻12個小時。然后以0.07重量％的比例添加SAC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時，將混合物作為起始原料。

與上述實施例1的情形同樣地，使用單軸壓力成型機在20MPa的加壓壓力下，加壓成型，然后使用冷等靜壓成型(CIP)機在20MPa的CIP壓力下進行CIP成型。 將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施550℃、8個小時的臨時燒結工序，得到臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至670℃，保持該溫度6小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1200℃，保持該溫度2小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。

燒結體的堆密度為2.93g/cm³(真密度為3.15g/cm³，相對密度93.0％)，是輕的燒結體。觀察燒結體內部，存在無數(shù)個直徑在0.1mm以上的大的氣泡。這些大的氣泡被認為是由于以12重量％的比例混合較多的熔點低的MgF₂粉末，且最終的燒結工序的加熱溫度在1200℃的高溫加熱，所以容易發(fā)泡，微細的發(fā)泡氣泡之間或者發(fā)泡氣泡與殘留氣泡集合起來形成的。

中子射線的減速性能以及機械強度方面不充分的處處可見。

[比較例2]

在主原料的MgF₂粉末(平均粒徑10μm、純度99.9重量％)中以0.2重量％的比例混合CaF₂粉末(平均粒徑10μm、純度99.9重量％)，與比較例1的情形相同地進行原料調整后，作為起始原料。

使用單軸壓力成型機在4MPa的加壓壓力下加壓成型，與實施例1的情形同樣地，將該壓力成型體在4MPa的成型壓力下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、6小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至830℃，保持該溫度5小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至950℃，保持該溫度4小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。

燒結體的堆密度為2.90g/cm³(真密度為3.15g/cm³，相對密度92.1％)，很輕。將該燒結體浸入到在純水中加入少量墨水液體而著色了的液體中約1個小時，提起來之后觀察其斷裂面。外周部全體被該墨水液體的顏色所染色。認為這是由于 燒結不充分而殘留很多開氣孔的緣故。

發(fā)現(xiàn)有中子射線的減速性能以及機械強度方面不充分的。

[比較例3]

在主原料的MgF₂粉末(平均粒徑12μm、純度99.9重量％)中以5重量％的比例混合CaF₂粉末(平均粒徑12μm、純度99.9重量％)，在球磨機中混勻12個小時。然后以1.0重量％的比例添加CMC溶液作為燒結助劑，在罐磨機中混合12小時，將混合物作為起始原料。

與實施例1的情形相同地，使用單軸壓力成型機在20MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓制成型體在20MPa的壓力下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施700℃、10小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至900℃，保持該溫度10個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1200℃，保持該溫度4個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。

看到燒結體的外周部的一部分有剝落的地方。該剝落被認為是發(fā)泡氣泡和殘留氣泡等在外周部聚集，外周部的一部分由于氣泡的內壓產生開裂導致的。另外，由于有形狀變形的地方，所以堆密度是不能測量的狀態(tài)。

[比較例4]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合5重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在3MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該加壓成型體與上述實施例1的情形相同地，在在3MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、10小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至900 ℃，保持該溫度5個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1200℃，保持該溫度2個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。

燒結體的一部分的邊緣部存在缺口。因此堆密度為概算的值，約為2.29g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度92.7％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例5]

在與上述比較例1相同的MgF₂粉末中混合25重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體與上述實施例1的情形相同地，在30MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施550℃、8小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至870℃，保持該溫度6個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1160℃，保持該溫度3個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。燒結體的堆密度為2.93g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度93.0％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例6]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合25重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在4MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該加壓成型體與上述實施例1的情形相同地，在4MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、6小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至830℃，保持該溫度5個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至950℃，保持該溫 度4個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。燒結體的堆密度為2.91g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度92.4％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例7]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合50重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在20MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體與上述實施例1的情形相同地，在20MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施550℃、8小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至880℃，保持該溫度5個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1200℃，保持該溫度2個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。燒結體的堆密度為2.91g/cm³(真密度3.16g/cm³、相對密度92.1％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例8]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合50重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在4MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體與上述實施例1的情形相同地，在4MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、6小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至850℃，保持該溫度5個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至960℃，保持該溫度4個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為2.92g/cm³(真密度3.16g/cm³、相對密度92.4％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的燒結體。

[比較例9]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合88重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在20MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體與上述實施例1的情形相同地，在20MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施530℃、8小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至900℃，保持該溫度6個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1160℃，保持該溫度4個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為2.90g/cm³(真密度3.17g/cm³、相對密度91.5％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例10]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合88重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在4MPa的壓力下，加壓成型，將該壓力成型體與上述實施例1的情形相同地，在4MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、6小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至860℃，保持該溫度6個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至970℃，保持該溫度5個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為2.93g/cm³(真密度3.17g/cm³、相對密度92.4％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例11]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合3重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體在30MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施660℃、8小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至1060℃，保持該溫度2個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。

燒結工序只進行了一個階段(只進行了一次燒結，二次燒結中的二次燒結)。燒結體的堆密度為2.93g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度93.0％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較例12]

在與上述比較例1的情形相同的MgF₂粉末中混合25重量％的CaF₂粉末，同樣地將調整后的原料作為起始原料。使用單軸壓力成型機在30MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體在30MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施650℃、6小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至1150℃，保持該溫度1.5個小時，然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。

燒結工序只進行了一個階段(只進行一次燒結、二次燒結中的二次燒結)。燒結體的堆密度為2.90g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度92.1％)。

發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能，機械強度不充分的。

[比較材料1]

將與上述實施例6的情形相同的MgF₂單體進行與實施例1的情形相同的原料調整，作為起始原料。與實施例1同樣地，使用單軸壓力成型機在20MPa的 加壓壓力下，加壓成型，將該加壓成型體在20MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、6個小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至840℃，保持該溫度6個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1100℃，保持該溫度2個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃，取出。燒結體的堆密度為2.97g/cm³(真密度3.15g/cm³、相對密度94.3％)。

中子射線的減速性能如表2所示，與實施例相比較毫不遜色，是良好的。另一方面，機械強度如表2所示在良好的水平范圍內，但是相當于實施例中的低強度的水平。順便說一下，該比較材料1相當于在先申請的燒結體。

[比較材料2]

將上述副原料的CaF₂粉末與上述實施例6的情形相同地進行原料調整，作為起始原料。與實施例1同樣地，使用單軸壓力成型機在20MPa的加壓壓力下，加壓成型，將該壓力成型體在20MPa的成型壓下進行CIP成型，得到CIP成型體。將該CIP成型體在大氣環(huán)境中實施600℃、6小時的臨時燒結工序，作為臨時燒結體。

將該臨時燒結體在氮氣環(huán)境中用6個小時的時間以一定速度從室溫升溫至880℃，保持該溫度6個小時后，用2個小時時間以一定速度升溫至1130℃，保持該溫度2個小時。然后爐冷至取出溫度的100℃后取出。

燒結體的堆密度為3.00g/cm³(真密度3.18g/cm³、相對密度94.3％)。

機械強度是良好的，但是發(fā)現(xiàn)有中子射線減速性能不充分水平的情形。