CN101108769A - 提升氧化物玻璃荧光强度的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种提升氧化物玻璃荧光强度的方法，主要是利用玻璃分相技术使氧化物玻璃形成一强结构玻璃相及一弱结构玻璃相，该强结构玻璃相是三度空间网状连续结构，该弱结构玻璃相是连续式网状分布或独立点状分布、较弱结构玻璃相容易接纳稀土离子，用以使多数稀土离子可进入、集中于弱结构玻璃相内，进而可借助稀土离子浓度与荧光效率的提升而大幅提升氧化物玻璃的荧光强度。
Description
技术领域
本发明与掺稀土元素的硅酸盐玻璃成分及制造技术有关，更详细地说是指一种可以形成微纳米分相的玻璃，借助玻璃分相技术使得玻璃内的多数稀土离子扩散至其中一相，进而提升稀土离子在玻璃中荧光发光强度而提升氧化物玻璃荧光强度的玻璃成分与方法。
背景技术
由于硅酸盐玻璃(含石英玻璃)是以氧化硅四面体的原子结构为主体所构成，此种原子结构造成掺杂的稀土元素(例如铕离子、钕离子、铒离子等)的数量大约在3mol％以下，否则容易造成玻璃结晶而失去透光性。相较于硅酸盐玻璃，磷酸盐玻璃的组成结构较松散，也就是说，磷酸盐玻璃的材料本性是可以容纳较多的稀土离子进入其玻璃构造中，目前已有多篇文献与专利述及高稀土掺杂量磷酸盐玻璃的化学组成与制造方法，请参阅相关文献数据，不在此赘述。由于磷酸盐具有高稀土离子掺杂能力(10mol％以上)，且熔炼温度(约600℃至1300℃之间)比硅酸盐玻璃(1300℃至1600℃之间)低许多，显示其所形成的玻璃原子结构较石英玻璃松散。另外还有一种玻璃系统是以硼酸盐为主要玻璃形成结构，这种玻璃的原子结构比硅酸盐玻璃松散，所以也同样会呈现出低熔点(约400℃至1200℃之间)，由于结构松散所以可以容纳的稀土离子要比硅酸盐玻璃多。
上述三种玻璃成分系统中，一般而言，因为硅酸盐玻璃的强度、耐水性、耐化学侵蚀性、光学性质与耐用度等因素，使得目前商业化玻璃成分中几乎全是硅酸盐玻璃作为产品制造的主流，磷酸盐玻璃与硼酸盐玻璃虽然具有低熔点与较高的稀土元素掺杂量的优点，但因其结构比硅酸盐玻璃弱，耐化学性质与强度等因素使得玻璃不耐用，所以在商业产品中使用率低。
既然硅酸盐玻璃(含石英玻璃)是目前掺稀土元素玻璃的主流，特别是用于制造雷射玻璃、光纤雷射、荧光玻璃、以及相关具有发光能力的玻璃材料，因此，如何突破硅酸盐玻璃仅能容纳低于3％稀土元素的技术瓶颈，就成为荧光玻璃材料与制造技术的迫切课题。
发明内容
本发明的主要目的即在提供一种提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其可提升玻璃中稀土元素的浓度与荧光效率，进而使荧光强度大幅提升。
为达成前述目的，本发明提供了一种提升氧化物玻璃荧光强度的方法，主要是利用玻璃分相技术使氧化物玻璃形成一强结构玻璃相及一弱结构玻璃相，该强结构玻璃相是三度空间网状连续结构，该弱结构玻璃相是连续式网状分布或独立点状分布、较弱结构玻璃相容易接纳稀土离子，用以使多数稀土离子可进入、集中于弱结构玻璃相内，进而可借助稀土离子浓度与荧光效率的提升而大幅提升氧化物玻璃的荧光强度。
附图说明
图1是本发明中添加不同浓度氧化铕对吸收光谱的变化图；
图2是本发明中添加不同浓度氧化铕对吸收光谱的另一变化图；
图3是本发明中掺铕硼硅酸钠玻璃在热处理700℃、时间12小时的显微相片；
图4是本发明中掺铕硼硅酸钠玻璃在热处理750℃、时间24小时的显微相片；
图5是本发明中掺铕硼硅酸钠玻璃在热处理700℃、时间60小时的显微相片；
图6是本发明中热处理时间对掺铕硼硅酸钠玻璃的荧光放射光谱影响的变化图；
图7是本发明中热处理时间对掺铕磷硅酸钠玻璃的荧光放射光谱影响的变化图；
图8是本发明玻璃分相前后的铕离子分布状况示意图；
图9是显示玻璃经过旋节分解机制(Spinodal decomposition)分相后的显微结构示意图；
图10是显示玻璃经过成核成长机制(nucleation and growth)分相后的显微结构示意图；
图11是由热力学中的玻璃分相自由能与化学成分变化图说明旋节分解相分离(spinodal decomposition)与成核成长相分离(nucleation and growth)的发生时机图。
具体实施方式
下面结合附图对本发明进行详细描述。
首先，请参阅图1所示，本发明一较佳实施例的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，系以试药级石英砂(SiO2)、硼酸(H3BO3)、碳酸钠(Na2CO3)、氧化铕(Eu2O3)、磷酸二氢氨(NH3H2PO3)、氢氧化铝(Al(OH)3)等化合物为原料，所有原料均为粉状，使用前先在110℃干燥10小时，玻璃成分范围如表一：
表一、玻璃试样化学成分表
| 掺铕硼硅酸盐玻璃成分(NBS) | 掺铕磷硅酸盐玻璃成分(NPS) | ||
| 氧化物成分 | 穆尔百分比(％) | 氧化物成分 | 摩尔百分比(％) |
| SiO2 | 40-68 | SiO2 | 40-68 |
| B2O3 | 5-32 | P2O5 | 10-42 |
| Al2O3 | 0-8 | Al2O3 | 0-12 |
| Na2O | 0-22 | Na2O | 0-22 |
| Eu2O3 | 0.1-3 | Eu2O3 | 0.1-3 |
将上述玻璃成分的原料依照比例称量后混合均匀，放入白金坩埚内以10℃/min升温至1400-1500℃，持温30分钟，在精炼后于高温时浇铸在预热铁质模具上急冷形成玻璃，再经退火处理消除应力，即可得到玻璃试样。玻璃分相是指将上述退火后的玻璃样品用钻石线锯切割成为10mm×5mm×5mm的大小，并且将电阻式热电窑预温至570口750℃，再将样品放入电窑内，经预先设定的时间加以热处理后，取出玻璃样品并冷却至室温，再进行后续仪器分析与光谱量测，仪器分析与量测所使用的设备如下：
1、感应耦合电浆原子发射光谱仪(ICP-AES)(型号JY Ultra-2000)：进行元素分析，分别测试Si、B、Na、P、Eu等元素浓度。
2、扫瞄式电子显微镜(Scanning electronic microscopy，SEM)(型号JOELJSM-5600)：观察在不同热处理温度后的玻璃分相的显微结构，玻璃样品以0.25NHCl酸洗3min，超音波振荡30min后烘干，为避免电子束照射形成的表面电荷堆积，将试片予以镀金。
3、紫外可见光谱仪(UV-Visible-NIR spectroscopy)(型号Shimadzu-UV-2401PC)：将玻璃样品切成15mm×10mm，研磨抛光至厚度为2mm，放置于紫外可见光谱仪中测量吸收光谱，量测范围为350-600nm。
4、荧光光谱仪(Perkin Elmer Luminescence spectrometer LS-50B)：以荧光光谱仪测量荧光放射光谱(emission spectrum)，放射光谱以464nm当作激发光，量测范围为550口750nm。
玻璃试样依照前述表一中的成分，分别配置掺铕硼硅酸钠玻璃(59SiO2-33B2O3-8Na2O-xEu2O3，x＝0.5、1.0、1.5、2.0、2.5)，与掺铕磷硅酸钠玻璃(40SiO2-35P2O5-15Na2O-6Al2O3-1Eu2O3)，于1500℃熔炼后于室温下浇注成型，经过退火后，进行分析与测量。部分玻璃试样经过不同时间与温度的热处理形成玻璃分相，然后再次进行分析与测量。仪器分析与测量结果分别说明如后。
图1显示添加不同浓度氧化铕的硼硅酸钠玻璃内Eu3+离子的吸收光谱，可观察到Eu3+离子从7F0，1能阶电子转换到不同4f6组态的激发态，依序在577、531、525、464、413、393、376、361nm出现吸收峰，分别代表5D0←7F0、5D1←7F0、5D2←7F0、5D3←7F0、5L6←7F0、5GJ←7F0、5D4←7F0，随着Eu2O3增加，吸收峰强度增加。其中5D0←7F0、5D1←7F0、5D3←7F0吸收峰并不明显，5D0←7F0峰值几乎是零，这是因为其电子跃迁由J＝0到J′＝0不被允许，5D1←7F0、5D3←7F0是因为J＝0到跃迁至能阶J＝奇数时都是禁止的。因此，选择464nm当作荧光光谱的激发光源波长。
图2所显示的荧光放射光谱为使用464nm激发光，对掺杂不同浓度氧化铕的硼硅酸钠玻璃进行测量。结果显示Eu3+离子的放射光谱在5D0能阶自发放射回7F0，1，2，3，4能阶，并且依序在578、591、615、652、700nm等波长位置出现放射峰，各放射峰值分别代表5D0→7F0、5D0→7F1、5D0→7F2、5D0→7F3、5D0→7F4等能阶的能量转换。图5与图6的结果均为尚未分相的玻璃试样，结果显示随着玻璃中所掺杂的铕离子浓度越高，光吸收强度与荧光放射强度均会增加，但增加幅度有限，铕离子浓度自0.5摩尔增加到2.5摩尔的荧光强度仅增加不到3倍，而铕离子浓度超过2.5摩尔时，玻璃容易产生失透，甚至结晶而变成不透明的状况。
玻璃试样经过热处理分相之后再经过酸蚀表面处理，并以扫瞄式电子显微镜(SEM)观察，放大倍率约10000至15000倍，可以清楚看到分相的形状，图3至图5分别显示掺铕硼硅酸钠玻璃59SiO2-33B2O3-8Na2O-2Eu2O3，与掺铕磷硅酸钠玻璃40SiO2-35P2O5-15Na2O-6Al2O3-2Eu2O3的分相玻璃试样的显微结构照片，掺铕硼硅酸钠玻璃59SiO2-33B2O3-8Na2O-2Eu2O3玻璃试样在热处理700℃、时间为12小时时其微结构仍然为旋节分解的型态，如图3所示，且富硅酸盐的分相尺寸已达约400nm，酸洗掉的区域更为宽广可以看到玻璃表面的下层为贯通的多孔玻璃。相同成分的玻璃试样在热处理为750℃、时间为24小时，微结构不再是旋节分解的相分离形态，如图4所示，而是成核成长的形成液滴状相分离型态。
表二、分相试片酸洗后的酸液ICP分析
| 富硼玻璃相的化学成分(mole％) | SiO2 | B2O3 | Na2O | Eu2O3 |
| 59SiO2-33B2O3-8Na2O-2Eu2O3的分相玻璃试样的富硼玻璃相 | 20.35 | 60.28 | 14.9 | 4.36 |
将图3中的分相玻璃试样进行酸洗，可以用0.5N的稀盐酸(HCl)在60℃下将富硼玻璃相酸洗而溶解到稀盐酸中，再将此酸洗液以电浆耦合原子放射光谱进行化学成分分析，所测得到成分就是富硼玻璃相的化学成分，实际检测结果显示富硼玻璃相中的氧化铕浓度高达4.36mole％，相较于玻璃原始成分中氧化铕为2mole％，可知在进行玻璃分相过程中(热处理中)，有约2.36mole％的氧化铕离开富硅玻璃相而进入富硼玻璃相，由此实验结果明确证明本发明中所称的借助纳米分相技术将稀土离子聚集于结构较为松散的玻璃相，并由此进而造成稀土离子有机会在结构松散的玻璃相中提升荧光强度的机会。
图5为掺铕磷硅酸钠玻璃40SiO2-35P2O5-15Na2O-6Al2O3-2Eu2O3的玻璃试样，热处理温度为750℃，时间为60小时，出现成核成长机制的液滴状分相型状，磷硅酸盐玻璃呈现出比硼硅酸盐玻璃分相速率较慢的趋势，热处理60小时后的分相尺寸约100nm，明显比硼硅酸盐玻璃的分相速率要慢。
图6与图7中所示的实验结果显示，随着玻璃试样的热处理时间增加，也就是给予玻璃分相越多时间，亦即让稀土离子有更多时间扩散进入结构松散玻璃相(例如：富硼玻璃相与富磷玻璃相)中，对于同一个玻璃试样而言，其荧光强度明显因为玻璃分相的逐渐发展而呈现荧光强度逐渐增加的趋势，图6中所示是热处理时间对掺铕硼硅酸钠玻璃59SiO2-33B2O3-8Na2O-1Eu2O3的分相玻璃试样荧光放射光谱的影响，由图中5D0→7F2的荧光放射峰作比较，可知加热210分钟的(e)光谱峰值与未热处理的(a)光谱峰值，两者比较，荧光强度增加约9倍，这是极大的技术突破。同理，图7中所示为热处理时间对掺铕磷硅酸钠玻璃40SiO2-35P2O5-15Na2O-6Al2O3-2Eu2O3的荧光放射光谱的影响，实验成果也如同前者一样，同样以5D0→7F2的荧光放射峰作比较，对于加热60小时的光谱峰值与未热处理的光谱峰值比较，荧光强度增加约8.8倍。图8为玻璃分相前后的铕离子分布情况示意图，借以说明铕离子在分相前后的差异。
具体而言，本发明是将掺有稀土元素的硼硅酸盐玻璃与磷硅酸盐玻璃经过分相后形成纳米分相构造的玻璃，此纳米分相结构说明如下：
(1)对于硼硅酸盐玻璃而言，此处所称的分相为富硼的玻璃相(boron-richphase)与富硅的玻璃相(silica-rich phase)，由先前说明可知，硼酸盐玻璃结构较硅酸盐玻璃结构松散，因此，在分相过程中玻璃内的稀土离子有利于优先扩散进入富硼玻璃相中，也可以说是稀土离子在富硼玻璃相中有较高的溶解度。此富硼玻璃相可以是如海绵状(三度空间网状结构)散布于富硅玻璃相中(如图9所示)，或是如水滴状(独立颗粒)分布于富硅玻璃相中(如图10所示)。
(2)对于磷硅酸盐玻璃而言，此处所称的分相为富磷的玻璃相(phosphate-richphase)与富硅的玻璃相(silica-rich phase)，由先前说明可知，磷酸盐玻璃结构较硅酸盐玻璃结构松散，因此，在分相过程中玻璃内的稀土离子有利于优先扩散进入富磷玻璃相中，也可以说是稀土离子在富磷玻璃相中有较高的溶解度。此富磷玻璃相可以是如海绵状(三度空间网状结构)散布于富硅玻璃相中(如图9所示)，或是如水滴状(独立颗粒)分布于富硅玻璃相中(如图10所示)。
玻璃分相简述：
玻璃分相(phase separation)是在高温熔融淬冷得到非晶质玻璃再重新加热，玻璃内部原子或分子因扩散重新排列，由于玻璃成分中有同类分子丛聚的现象，类似油在水中不互溶的情形。许多研究发现混溶间隙(miscibility Gaps)现象在二元或三元玻璃成分系统中出现，研究理论说明相分离发生在低于某临界温度(Tc)，以减低系统的总自由能，在Na2O-B2O3-SiO2与Na2O-P2O5-SiO2玻璃成分系统中，均有相关研究报告发现玻璃分相现象，其发生原因与机制此处不再赘述。
一般而言，玻璃的分相行为可以分为旋节分解(Spinodal decomposition)和成核成长(nucleation and growth)两大机制，如图11所示，图的上方为二元系统在温度改变时，组成和自由能变化的示意图，下方是二元系统温度对组成(T-x)的相图。
(1)旋节分解相分离(spinodal decomposition)：
如图11所示，发生旋节分解的相分离是在自由能曲线向下凹的区域，当成分无限微小变动时，相分离就会产生，所以新相的形成并不需要跨越活化能障，各分离相的组成随时间连续变动直到达成平衡状态，而大部分的旋节分解相分离的微结构会形成三度空间互相连结(three-dimensional interconnective structure)的海绵状结构，如图9所示。
(2)成核成长相分离(nucleation and growth)：
成核成长的过程又可称为古典成核理论(classical nucleation theory，CNT)，简单的说就是在母相中析出第二相的过程，会发生成核成长相分离是在自由能曲线向上凹的区域，新相的产生需要克服一个活化能障，产生新相的组成不随时间的改变而有所变动。经由成核成长的相分离显微形态为在母相中形成液滴状的独立颗粒，除非在热处理时间改变让分相颗粒长大而互相结合，否则其连通性很差。
稀土离子发光原理简述：
稀土元素掺杂于玻璃载体中，f轨域电子在接受适当的电磁波或光波能量后发生电子跃升至高能阶，短暂停留后再将所吸收的能量以某种形式释放而降回原先的基态能阶。此时，若释放的能量是以电磁波方式且对应的频率是在紫外、可见光区或是红外光区，则产生荧光或磷光现象。如图10所示，以4阶变化的能量转换为例，由能阶1至4为基态电子吸收外来光源而跃升至能阶4，在电子下降时，由4→3及2→1为热辐射方式释放能量，而3→2则以发光方式进行，此时若能以光学共振腔体收集此种放射光，即可作为雷射的基础，详细的雷射光学原理请参阅相关文献，不在此赘述。
简言之，电子进行能阶跃升与下降并同时放射荧光时，会发生下列三种过程：
(1)吸收外来光源(absorption)；(2)激发性放射(stimulated emission)；(3)自发性放射(spontaneous emission)。若同时考虑电子降阶所引发的激发放射光与热辐射两项主要释能过程，在绝对温度T、吸收光频率为v14且达到热平衡状态时，如图10中所示，由Boltzmann关系式可以显现基态与激发态的电子数量n1与n4：
n4＝n1 exp(-hv14/kT) (1)
上式中h为卜郎克常数(Planck’s constant)，k为波兹曼常数(Boltzmann constant)。至于电子经由自发性放射路径的反应速率与经由激发性放射路径的速率比值可由下列公式得知，
R＝exp(hv/kT-1) (2)
根据上述理论与公式，F.Gan提出掺杂过渡金属离子后能产生雷射效应的玻璃载体成分应具有下列特性：
1、高激发光截面(stimulated emission cross section)；
2、吸收光波区域宽广(broad absorption bands for optical pumping)；
3、高荧光转换效率(fluorescence conversion efficiency)；
4、高荧光量子效率(fluorescence quantum efficiency)；
5、荧光放射的低能阶能量hv应远大于KT值(hv＞＞KT for terminal laserlevel)；
6、激发态电子不会继续吸收光源而被激发至更高的能阶。
表三、掺杂单一稀土元素的雷射玻璃种类与雷射波长
| 掺杂离子 | 转换能阶 | 雷射波长(m) | 温度(K) | 玻璃种类Glass host |
| Eu3+ | 5D07F2 | 615 | 300 | Borosilicate |
| Nd3+ | 4F3/24F9/2 | 0.921 | 77 | Silicate，borate |
| 4F3/24I11/2 | 1.047-1.08 | 300 | Silicate，borate，germinate，phosphate，fluorophosphatefluoride，tellurite，chloride | |
| 4F3/24I13/2 | 1.32-1.37 | 300 | Borate，silicate，phosphate，fluoride | |
| Ho3+ | 5I75I8 | 1.95-2.08 | 77,300 | Silicate，fluoride |
| Er3+ | 4I13/24I15/2 | 1.53-1.55 | 77,400 | Silicate，phosphate， |
| 2.7 | 300 | Fluoride | ||
| Tm3+ | 3H43H6 | 1.85-2.02 | 77 | Silicate fluoride |
| Yb3+ | 2F5/22F3/2 | 1.01-1.06 | 77 | Borate，silicate |
| Gd3+ | 7P7/28S7/2 | 0.312 | 77 | Silicate |
就周期表元素中可以发生能阶跃升与荧光效应，亦能满足上述的六项条件的，首推具有4fn电子组态的稀土族元素与少数过渡元素。稀土元素在近紫外至近红外光区的吸收峰与放射峰主要决定于各元素本身的价电子轨域，但由于稀土离子的外围电子与周围环境间也有相互作用力，因此导致电子能阶会受到周围玻璃结构的影响，作光谱分析时可观察到同一稀土离子掺杂于不同的玻璃中会出现光谱波峰飘移与波形改变的现象。
本发明中同时应用玻璃分相技术将玻璃经过热处理后形成纳米尺寸的结构松散相(富硼玻璃相与富磷玻璃相)及结构致密相(富硅玻璃相)，同时利用稀土元素在前者的溶解度较大，使得多数稀土离子在加热过程中逐渐扩散至前者，形成纳米聚集现象(nano-gathering effect)，此时由于稀土离子在结构松弛的玻璃成分(富硼玻璃相与富磷玻璃相)中的浓度逐渐提升，且荧光效率也较高的情况下，玻璃分相前后的荧光强度可以大幅提升。目前实验数据证明，掺有百分之一摩尔的氧化铕的硼硅酸盐玻璃，对同一玻璃试样做比较，将玻璃试样经不同热处理时间并形成纳米分相后，随着热处理时间增加，也就是玻璃分相程度越高，相同测试条件下铕离子所释放的荧光可以增强为玻璃分相前的9倍；同样的情况也发生在掺有一摩尔氧化铕的磷硅酸盐玻璃，对同一玻璃试样做比较，将掺铕的磷硅酸盐玻璃试样经不同热处理时间并形成纳米分相后，随着热处理时间增加，也就是玻璃分相程度越高，相同测试条件下，铕离子在玻璃分相后所释放的荧光可以增强为玻璃分相前的8.8倍；实验结果也显示，无论富硼玻璃相或富磷玻璃相是经由旋节分解相分离(spinodaldecomposition)机制所形成的连续海绵状交错分布，或是经由成核成长相分离机制(nucleation and growth)所形成的独立水滴状分布，这两种分相机制所造成的荧光增强效果类似，只要玻璃分相在微纳米尺寸间，且玻璃未产生失透现象前，都有相同效果。上述相关的实验条件与细节在后续的实施例中有详细说明。
一般掺稀土元素的玻璃在未经玻璃分相技术处理前，无法具有此处所称的荧光增强功能，此一功能必须在合适的玻璃成分、正确的玻璃热处理形成纳米尺寸的玻璃分相，以及能导引多数稀土离子在玻璃分相过程中扩散进入结构松散玻璃相(富硼玻璃相与富磷玻璃相)，在上述三项条件同时具备的条件下才能达到荧光增强功能，因此，本发明所揭示的技术显然可满足上述三项条件。
综上所述，本发明提升氧化物玻璃荧光强度的玻璃成分与方法，是利用玻璃微纳米分相现象与稀土离子在不同玻璃成分系统中的溶解度差异性所制造的纳米结构，达到大幅提升稀土离子在玻璃内的荧光发光强度。此一技术可以应用于任何以掺稀土元素玻璃为发光材料的器件(device)，例如：雷射玻璃、光纤雷射、平面显示器、光学传感器等领域。
Claims (9)
1.一种提升氧化物玻璃荧光强度的方法，利用玻璃分相技术使氧化物玻璃形成一强结构玻璃相及一弱结构玻璃相，该强结构玻璃相是三度空间网状连续结构，该弱结构玻璃相是连续式网状分布或独立点状分布，较弱结构玻璃相容易接纳稀土离子，用以使多数稀土离子可进入、集中于弱结构玻璃相内，进而可借助稀土离子浓度与荧光效率的提升而大幅提升氧化物玻璃的荧光强度。
2.根据权利要求1所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，至少包含以下步骤：
a)备取含稀土元素的氧化物玻璃材料；
b)将氧化物玻璃材料予以熔融、制成玻璃；
c)将玻璃热处理使其产生分相作用、形成纳米尺寸的强结构玻璃相与弱结构玻璃相，用以使稀土离子可扩散至弱结构玻璃相中，形成纳米聚集现象(nano-gathering effect)。
3.根据权利要求2所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述氧化物玻璃材料是硅酸盐玻璃材料。
4.根据权利要求3所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述氧化物玻璃材料是硼硅酸盐玻璃或磷硅酸盐玻璃。
5.根据权利要求4所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述氧化物玻璃材料包含有碱金属氧化物(alkali oxides)或玻璃修饰体(glass modifier)的氧化物成份，以促进玻璃分相的形成。
6.根据权利要求4所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述硼硅酸盐玻璃的主要成分为40-68％二氧化硅(SiO2)、5-32％硼酸(B2O3)、0-8％氧化铝(Al2O3)、0-22％氧化纳(Na2O)、0.1-3氧化铕(Eu2O3)。
7.根据权利要求4所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述磷硅酸盐玻璃的主要成分为40-68％二氧化硅(SiO2)、10-42％磷酸(P2O3)、0-12％氧化铝(Al2O3)、0-22％氧化纳(Na2O)、0.1-3氧化铕(Eu2O3)。
8.根据权利要求1所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述玻璃分相技术是将玻璃切割为预定尺寸后加热预先时间以热处理，再将玻璃冷却至室温。
9.根据权利要求8所述的提升氧化物玻璃荧光强度的方法，其特征在于，所述玻璃分相技术是将玻璃加热至摄氏500～820度并维持预定时间。
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2006
- 2006-07-19 CN CNA2006100993787A patent/CN101108769A/zh active Pending
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