CN108238717A - 用于生产不透明石英玻璃的方法，和由不透明石英玻璃制得的坯料 - Google Patents

用于生产不透明石英玻璃的方法，和由不透明石英玻璃制得的坯料 Download PDF

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Abstract

本申请涉及用于生产不透明石英玻璃的方法，和由所述不透明石英玻璃制得的坯料。在一种用于生产不透明石英玻璃的已知方法中，从含有精细的非晶形SiO2粒子和粗糙的SiO2增强体的滑流产生生坯且以烧结处理的方式将所述生坯烧结为由所述不透明石英玻璃制得的坯料。具有比密度DK1的所述增强体在此处内嵌于具有玻璃比密度DM的SiO2基质中。以此为起始物，为了提供较不易受裂解且甚至在较小壁厚的情况下显示均匀透射的不透明石英玻璃坯料，根据本发明建议使用可烧结增强体，所述可烧结增强体在烧结处理之前的比密度DK0低于所述玻璃比密度DM，且所述可烧结增强体由于所述烧结处理而达到与所述玻璃比密度DM相差小于10％的比密度DK1。

Description

用于生产不透明石英玻璃的方法，和由不透明石英玻璃制得 的坯料
技术领域
本发明涉及一种用于生产不透明石英玻璃的方法，所述方法是通过从含有精细的非晶形SiO2粒子和粗糙的SiO2增强体的滑流产生生坯且通过以烧结处理的方式将其烧结为由不透明石英玻璃制得的坯料。
此外，本发明处理SiO2增强体内嵌于具有玻璃比密度DM的多孔SiO2基质中的不透明石英玻璃坯料。
背景技术
用于从不透明石英玻璃生产不透明、闭孔材料的方法公开于DE 43 38 807 C1中。出于此目的，天然存在的石英原料经纯化，通过电融合融合至石英玻璃中，且石英玻璃随后研磨为具有大于99.99％纯度的SiO2的精细SiO2粒子。此SiO2颗粒具有80％的粒子具有在355-2000μm的范围内的尺寸，19％小于355μm且1％大于2000μm的粒度分布。此SiO2颗粒另外通过使用石英玻璃研磨珠在去离子水中湿磨240h而捣碎。在湿磨之后，粒度在0.45μm与50μm之间的范围内，其中约60％的SiO2粒子的粒度在1μm至10μm范围内。进而产生的分散液(也被称为“滑流”)具有约78％的固体含量且浇铸至石膏模中，干燥成生坯，且生坯通过在1400℃的温度下持续60分钟的保持时间烧结而压实，以获得不透明石英玻璃的闭孔组件。
获得的不透明石英玻璃材料的孔隙率在0.5％至2.5％范围内，其中至少80％的孔隙的孔径小于20μm，优选小于10μm。其特征在于至少99.9％SiO2的高化学纯度，在至少2.15并且优选地至多2.18g/cm3范围内的密度，和由其不透明度所致的低光谱透射。这定义与入射光强度相关的从某一波长的组件发射的光强度比例(不考虑由光透射期间的表面反射引起的损失)。在190nm至2650nm的波长范围内，光谱透射以几乎恒定水准低于10％。
由此不透明石英玻璃制成的组件因此尤其适合于高温下的热绝缘，且其还展现石英玻璃的典型和有利特性，如针对许多工艺介质的低热膨胀系数、高温稳定性和良好耐化学性。出于此原因，此类组件已持续多年尤其用于半导体制造以加工半导体组件和优化处理室中的热管理。组件通常采取反应器、设备、托架、钟、坩埚、保护罩或简单石英玻璃组件，如管、棒、板、凸缘、环或区块的形式。
但是，滑移浇铸法由于生坯在干燥和烧结期间的收缩而引起基本问题。确切地说，可能出现收缩和烧结裂纹。这些不能在低烧结温度下消除，而是仅以使玻璃完全熔融的方式，但是，这将意味着石英玻璃的不透明度的损失。在生坯的脱模期间，力必然作用于所述主体且可能由于低塑性而已经导致形成裂纹。
此问题随着组件尺寸增加而增加。这尤其适用于收缩裂纹形成。但是，由于烧结组件的不透明度，常规的透视法仅可检测接近表面的材料缺陷。为了检测和定位不透明组件的体积中的尤其重要的裂纹，需要复杂的检查方法，例如超声波检查方法，所述方法不始终产生可靠的结果。
在最终分析中，甚至复杂的检查方法防止断裂的组件变得无用且通常表示材料废物，其尤其在大型石英-玻璃组件的情况下且由于其制造涉及的时间和材料消耗而造成高成本。尽管表面附近的裂纹可通过机械后处理去除，但这需要加工之前的足够超尺寸。
公开上述类型方法和坯料的DE 10 2006 052 512 A1处理裂纹形成的问题。此公开案提出通过石英玻璃纤维来增强不透明石英玻璃。为了生产增强的多孔石英玻璃，以从DE 43 38 807 C1已知且由非晶形、细粉状SiO2粒子组成的滑流为起始物且将呈具有4％的重量百分比的石英玻璃纤维形式的添加物添加至此滑流。石英玻璃纤维为具有约14μm的外径和约20mm的平均长度的高纯度石英玻璃的固体纤维。通过与通过研磨产生且包含于滑流中且具有以约8μm的D50值和约40μm的D90值为特征的粒度分布的其它精细SiO2粒子比较，生坯中的石英玻璃纤维表示粗粒子。
石英玻璃纤维由于其密度和尺寸而使生坯稳定化且其减少由干燥和烧结引起的收缩。生坯基块和添加剂由非晶形SiO2组成且具有类似的物理和化学特性，其防止在生坯的干燥和烧结期间形成张力且已在湿态和生坯状态明显地有助于其机械稳定性。可进而减少裂纹形成且可促进生坯的处理。
在滑流的模具浇铸以及生坯的干燥和烧结之后，获得石英玻璃坯料，其中前述细粉状非晶形SiO2粒子形成嵌有呈玻璃状部分形式的石英玻璃纤维的不透明石英玻璃基质。
公布于URL：https://optics.msfc.nasa.gov/sites/optics.msfc.nasa.gov/files/27Heraeus Quartz Glass Opaque Optical Diffuser.pdf中的罗伯特索耶(RobertSawyer)等人的技术文章“二氧化硅不透明光学扩散体材料：HOD500(Silica OpaqueOptical Diffuser Material:HOD500)”描述一种石英玻璃扩散体材料，其具有大量孔径小于25μm的孔隙和250至约2500nm的波长范围内的几乎恒定的反射性。
EP 1 245 703 A公开一种使用滑移浇铸法生产由不透明、以合成方式产生的石英玻璃制成的不透气模制品的方法。多孔、预压实且完全玻璃化的粒化粒子用作SiO2起始物质。在回转窑中在1200℃下预压实的SiO2粒化粒子具有介于200至500μm范围内的粒度。
技术目标
尽管不透明石英玻璃基质中的玻璃状粒子部分降低裂纹的形成，其也对材料的透射特征具有影响。石英玻璃纤维占据的体积部分比多孔基质部分更透明。不透明度的差异在较小壁厚度的情况下尤其以透射的局部、非精确可再现的非均匀性形式显见且对于一些材料应用不合需要。
因此，本发明的目标为提供较不易受裂解且甚至在较小壁厚的情况下显示均匀透射的不透明石英玻璃坯料。此外，本发明的目标为指示一种允许根据滑移法制造不透明石英玻璃的方法。
发明内容
关于所述方法，根据本发明实现起始于上述类型的方法的此目标，因为使用可烧结增强体，所述可烧结增强体在烧结处理之前的比密度DK0低于玻璃比密度DM，且所述可烧结增强体由于烧结处理而达到与玻璃比密度DM相差小于10％的比密度DK1，且所述可烧结增强体具有至少500μm的平均粒度(D50值)。
所述增强引起生坯的机械稳定化且减少干燥和烧结期间的收缩。其促进坯料的产量接近最终轮廓。相比于一般方法，滑流与由多孔SiO2制成的可烧结增强体混合。可烧结增强体仅在生坯的后续烧结处理期间连同生坯基质另外经热压实，以使得其密度DK1恰好对应于理想情况下的基质的玻璃密度DM，但自其朝上或朝下相差不超过10％。百分比值的参考值为玻璃密度DM。
玻璃比密度DM为基质的平均密度。其独立于增强体的密度DK1且一般对应于不透明石英玻璃应具有的密度，例如根据本说明书或另一说明书，不管SiO2增强体是否包含于其中。其通常在2.10与2.18g/cm3之间的范围内，但优选地为至少2.15g/cm3，且其为确定不透明石英玻璃的透射特性中的决定因素。
由于此烧结处理之前的SiO2增强体的比密度DK0低于玻璃比密度，SiO2增强体的比密度DK在生坯烧结期间接近玻璃比密度DM。
SiO2增强体应降低生坯中的裂解风险，但其存在应几乎不改变不透明石英玻璃的比密度和光学特性(如果可能的话)。因此，使用孔隙率经预调节以在烧结之后具有与标称玻璃比密度偏离小于+/-10％，优选小于+/-5％的比密度的SiO2增强体。理想地，SiO2增强体不影响复合物的比密度，即增强体与生坯的烧结处理之后的基质的不透明石英玻璃具有相同密度。
结果为具有多孔SiO2基质的多孔、不透明石英玻璃，其中分布有也由多孔SiO2制成的增强体，借此两种SiO2相(基质/增强体)就其密度DK1、DM来说，且因此就其透射特性来说没有差异，或差异尽可能地小。
SiO2增强体在生坯干燥和烧结期间的机械稳定化效应取决于其平均粒度(D50值)，其因此为至少500μm。D50值表示未达到累积粒子体积的50％(中位值)的粒度。增强体的粒度在烧结为成品坯料期间仅略微地变化。所述最小值是指生坯烧结为石英玻璃坯料之前的粒度分布。
增强体粒子的几何形状为规则的，但优选为不规则的。确切地说，SiO2增强体可通过压碎或研磨多孔模制品而获得，且必要时具有破碎表面。片段通常不具有球形形态，而是非球形、破碎形态，其在下文称为“多片形态”。这有益于SiO2片段的致密、平面聚结和互锁。SiO2增强体的断裂表面的此平面互锁形成一种“纸牌屋结构”，其实现较高密度的生坯且对湿强度具有积极作用。优选地至少80％的SiO2增强体，尤其优选地至少90％粒度大于100μm的SiO2增强体具有非球形多片形态，纵横比为至少2。
生坯为实心体、中空体或基体上的层。生坯通常通过将滑流倾倒至模具中获得。但是，其它加工方法也是适合的，如抽吸至模具中、浸渍、喷洒、涂刷、填充、剥离、牵拉、挤压等。
烧结处理的强度通过其温度和时间概况，简单地说，通过“烧结温度”和“烧结时间”确定。非晶形SiO2粒子和SiO2增强体在生坯中经受相同烧结处理，但其烧结活性不同。非晶形SiO2粒子的烧结活性主要通过其粒度、粒子密度(生坯密度)和粒度分布确定。这些参数连同最终产物的所需物理特性确定生坯的烧结处理的强度。这是在烧结之前维持的SiO2增强体的孔隙率的量度。非晶形SiO2粒子的烧结活性越高，烧结处理之前的SiO2增强体的初始密度DK0越低。在烧结处理之前，在标称玻璃比密度的85％至95％(2.10与2.18g/cm3)之间的范围内的SiO2增强体密度被证明是适合的指导。
SiO2增强体在SiO2基质中形成其自身的相，尽管理想地几乎不可见。如果增强体和基质的折射率彼此不同，那么其可不管其密度如何而充当光学缺陷。如果这是非所需的，那么两个相(基质/增强体)由尽可能相同的SiO2材料组成，优选地具有至少99.9重量％的SiO2含量。
优选地产生在1700nm和3200nm的测量波长处具有直接光谱透射TG的不透明石英玻璃，其中使用增强体，所述增强体由于烧结处理而在所述测量波长处实现自TG偏离小于0.05个百分点，优选地偏离小于0.02个百分点的直接光谱透射TK。偏差计算为差的量值│TG-TK│。测量波长1700和3200nm表示尽可能少地受显著吸收带影响的波长范围。不透明石英玻璃的透射TG是指纯基质材料(无SiO2增强体)和含有SiO2增强体的不透明石英玻璃。
生坯，即仍可烧结的SiO2增强体可通过已知成形工艺，如粒化工艺产生。但是，为了使SiO2基质与SiO2增强体之间的组成差异最小化，工艺变型为优选的，其中由于预压实，通过将精细的非晶形SiO2粒子压实为多孔模制品，且将多孔模制品捣碎为增强体而产生增强体。
待捣碎的多孔模制品为通过常规成形工艺，如按压、浇铸、粒化或塑性变形产生的部分致密体。通过粉碎获得的SiO2增强体由相同非晶形SiO2粒子组成，所述粒子也馈入至滑流以生产生坯，除了SiO2增强体表示先前已通过机械和/或热处理预压实的SiO2粒子的相当大的聚集体或聚结物。理想地，其仅在湿生坯和干生坯中产生强度增强效应，而在烧结之后，其不显示与多孔石英玻璃基质的任何显著的光学或机械差异。不透明石英玻璃因此不是通常意义上的复合物或复合材料，其中一种额外组分意图改变复合物的特性。
机械预压实例如通过单轴或均衡加压实现，且热预压实通过无压力或压力支持的烧结，如气压烧结实现。预压实的模制品和通过粉碎自其产生的SiO2增强体具有低于标称玻璃比密度DG的密度DK0。
在优选程序中，预压实方法包括预烧结处理，其中设定最大预烧结温度，所述最大预烧结温度在20至100℃的范围内低于烧结处理期间的最大烧结温度。
SiO2增强体在此处经受双重热压实，即通过模制品的预烧结处理和通过在里面含有增强体的生坯的实际烧结处理。预烧结温度低于烧结温度以防止增强体的密度由于双重压实而过多地偏离玻璃比密度，且因此防止其光谱透射TK过多地偏离透射TG和不透明石英玻璃基质的给定的视觉可识别半透明度。
增强体粒子的几何形状为规则的，但优选为不规则的。确切地说，SiO2增强体可通过压碎或研磨多孔模制品而获得，且必要时具有破碎表面。片段通常不具有球形形态，而是非球形、破碎形态，其在下文称为“多片形态”。这有益于SiO2片段的致密、平面聚结和互锁。SiO2增强体的断裂表面的此平面互锁形成一种“纸牌屋结构”，其实现较高密度的生坯且对湿强度具有积极作用。优选地至少80％的SiO2增强体，尤其优选地至少90％粒度大于100μm的SiO2增强体具有非球形多片形态，纵横比为至少2。
尤其就生坯在干燥和烧结期间的有效稳定化来说，已证明在SiO2增强体具有至少1000μm、优选地至少1500μm并且尤其优选地至少5000μm的平均粒度(D50值)时有用。D50值表示未达到累积粒子体积的50％(中位值)的粒度。
也已证明SiO2增强体的平均粒度与精细的非晶形SiO2粒子的平均粒度(D50值)的比率在1:5与1:500之间有利。
非晶形SiO2粒子的粒度通常在至多200μm的最大值，优选地至多100μm的最大值范围内，其中具有在1μm与60μm之间的范围内的粒度的SiO2粒子表示最大体积分率。其粒度分布通常由小于50μm，优选小于40μm的D50值定义。相比之下，SiO2增强体的粒度优选地在0.1与10mm之间的范围内。
滑流中的SiO2增强体与精细的非晶形SiO2粒子的体积比优选地在1:3与3:1之间。此体积比也对应于烧结之后的SiO2基质与SiO2增强体的优选体积比。
增强用以使生坯机械稳定化。自其产生的不透明石英玻璃的物理特性应不干扰所述增强(如果可能的话)。从这个观点来看，所述增强的体积分率应与所需要的一样大，但尽可能小。另一方面，使用增强，其使生坯机械稳定化且减少干燥和烧结期间的收缩，但其对不透明石英玻璃的物理特性，且确切地说所述不透明石英玻璃的透射具有尽可能小的影响正是本发明的效应。从这个观点来看，增强的体积分率应尽可能高。增强体的最小体积(高于比率1:3)是由于在浇铸滑流中不应存在其隔离。朝上(高于比率3:1)，增强体的体积分率受空隙形成的风险限制，空隙形成的风险可导致形成孔隙或空隙。取决于生坯的几何形状，SiO2增强体的体积比例因此在33％与67％之间，优选地在40％与60％之间。
在烧结生坯之后获得的不透明石英玻璃的坯料为实心体、中空体或其在底座主体上形成不透明石英玻璃层。其用于生产由较不易受裂解的不透明石英玻璃制成的组件。不透明度通过200nm与2500nm之间的波长范围内的直接光谱透射低于2％的事实显示。因此，大于95％的高反射率导致红外波长范围。坯料的近表面层可为透明的。
就此坯料来说，根据本发明实现起始于上文所提到的类型的坯料的上述技术目标，因为SiO2增强体为多孔的且比密度DK1与基质的比密度DM相差小于10％，且SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少500μm。
因此，在根据本发明的坯料中，不透明石英玻璃基质含有尽可能均匀地分布且待分配至原始SiO2增强体，但孔隙率与基质没有差异，或仅略微有差异的多孔石英玻璃区域。相对于玻璃密度DM的偏差不大于+/-10％。
原始SiO2增强体的相界在显微镜下仍可见，但其不充当光学缺陷，或如果可能，那么不充当光学缺陷。
借助于微观图像分析测定先前增强体的粒度。所述最小值是指烧结的石英玻璃坯料中的粒度分布。
优选地借助于根据本发明的滑移浇铸方法获得坯料。其为实心体、中空体或坯料在底座主体上形成不透明石英玻璃层。坯料充当由不透明石英玻璃制成的组件或通过简单机械或热后处理，如机械表面磨光而进一步加工为由不透明石英玻璃制成的组件。
根据本发明的坯料的有利构造由附属权利要求产生。就附属权利要求中指定的坯料的构造是基于根据本发明的方法的权利要求书中指定的程序来说，对于对应方法权利要求项的以上陈述作出参考以用于补充解释。
定义和测量方法
以上描述以及测量方法的个别方法步骤和术语以补充方式定义于下文。定义为本发明的描述的组成部分。在以下定义中的一个与其余的描述之间的内容矛盾的情况下，应以描述中陈述的内容为准。
石英玻璃
石英玻璃在本文中定义为具有至少90摩尔％的SiO2含量的高度硅质玻璃。
滑流
术语“滑流”用于液体和SiO2固体颗粒的悬浮液。通过蒸馏或去离子化纯化的水可用作液体以使杂质含量最小化。
粒度和粒度分布
精细的非晶形SiO2粒子的粒度和粒度分布通过D50值来表征。这些值获自显示累积SiO2粒子体积作为粒度的函数的粒度分布曲线。D50值指示未达到累积SiO2粒子体积的50％的粒度。根据ISO 13320，通过散射光和激光衍射光谱法测定粒度分布。
用显微镜测定粗糙的SiO2增强体的粒度和粒度分布。对于纵横比大于2的非球形SiO2增强体，通过使用粒子的所谓的“弗雷特直径(Feret diameter)”的微观图像分析测定最长尺寸，如标准DIN 66141和ISO-13322-2中所定义。
多片状SiO2增强体和纵横比
在粉碎部分压实的多孔SiO2模制品期间，产生原始模制品的片段，其显示断裂表面且通常显示纵横比(也称为“结构比”)为至少2的多片状、非球形形态。“纵横比”为分率粒子的最大结构宽度与其厚度的比率。至少2的纵横比因此意指最大结构宽度为其厚度的至少两倍。
烧结
“烧结”或“热压实”是指其中生坯在大于1100℃的高温下处理的工艺步骤。烧结/压实在空气、惰性气体或真空中发生。真空意指小于2mbar的绝对气压。
测量孔隙体积
多孔材料的“孔隙体积”是指由材料内的空腔占据的自由体积。孔隙体积例如借助于孔隙计测量，其中非润湿液体(如汞)在外部压力影响下抵抗相对的表面张力按压至多孔材料的孔隙中。这需要的力与孔径成反比，且因此除总孔隙体积以外，也可测定样品的孔径分布。压汞法仅记录2nm以上的孔径(中孔和大孔)。“微孔”为孔径小于2nm的孔隙。其对于孔隙率和比表面积的贡献是借助于氮吸收，使用V-t法测定，其中样品保持于不同压力和77K下。所述方法与BET法类似，压力范围延伸至较高压力以使得也覆盖材料的非微孔部分的表面。
粒度和粒度分布
精细的非晶形SiO2粒子的粒度和粒度分布通过D50值来表征。这些值获自显示累积SiO2粒子体积作为粒度的函数的粒度分布曲线。D50值指示未达到累积SiO2粒子体积的50％的粒度。根据ISO 13320，通过散射光和激光衍射光谱法测定粒度分布。
在SiO2增强体的情况下，用显微镜测定粒度和粒度分布。对于纵横比大于2的非球形SiO2增强体，通过使用粒子的所谓的“弗雷特直径”的微观图像分析测定最长尺寸，如标准DIN 66141和ISO-13322-2中所定义。
测量光学透射
透射以光谱方式测定为190至4800nm的波长范围内的直接光谱透射；这意味着不扣除测量样品的表面上的反射损失。测量样品的射线可透厚度为3mm。
附图说明
现在参考实施例和图式更详细地解释本发明。详细地说，
图1显示用于解释基于根据本发明的方法制造石英玻璃筒的过程序列的流程图，
图2显示用于解释制造用于图1的过程序列的SiO2增强体的流程图，
图3显示作为比较实例的具有光学不均匀体积部分的不透明石英玻璃坯料的照片，且
图4显示不同烧结样品的透射曲线的图示。
具体实施方式
现在以举例的方式参看制造用于处理半导体晶片的石英玻璃反应器的凸缘来解释根据本发明的方法。
生产多孔SiO2增强体(图2)
产生均质基料滑流1。对于10kg基料滑流(SiO2-水滑流)批料，8.2kg通过使天然石英原料熔化获得且粒度在250μm与650μm之间的范围内的非晶形石英玻璃颗粒2在内衬有石英玻璃且具有大致20公升的容量的滚筒式磨机中混合，其中1.8kg的去离子水具有小于3μS的导电性。石英玻璃颗粒2已在热氯化工艺中预清洁；注意确保方石英含量小于1重量％。
借助于石英玻璃的研磨珠，在滑滚体上持续3天以23rpm研磨此混合物，直到形成具有78％的固体含量的均质基料滑流1。在湿磨过程中，石英玻璃颗粒另外经捣碎且pH由于溶解SiO2而减少到约4。
研磨珠随后从以此方式获得的基料滑流1去除且再使滑流均质化12小时。因此获得的均质基料滑流1含有非晶形SiO2粒子，其具有通过约8μm的D50值和约40μm的D90值来表征的粒度分布。
将滑流倒入商业压铸机器的压铸模具中且通过多孔塑料膜脱水以形成多孔生坯26。为了去除结合水，在通风烘箱中在大致200℃下持续五天干燥生坯26且接着在烧结炉中在空气中预烧结以形成多孔模制品27。
对于预烧结，生坯26在一小时内在烧结炉中在空气中加热至指定最大温度且在此温度下保持2小时。
初步测试
在1250、1300、1350、1400和1450℃的不同最大温度下以实验方式进行生坯26的预烧结。以此方式获得的模制品27仍为开孔的，如染料渗入测试所显示。其由前述研磨石英玻璃颗粒的热压实聚结物组成。
为了确定根据本发明的方法的最优孔隙率，模制品27使用以下标准烧结处理再次烧结，所述标准烧结处理对应于生坯的常用烧结处理，如在下图1中所解释：在烧结炉中在空气中；在一小时内加热至1450℃；在此温度下的保持时间：1h。
从双重烧结的模制品27中的每一个产生用于透射测量的烧结样品，所述样品研磨至3mm的厚度。为了制备参考样品，生坯26仅在标准烧结处理(1450℃/5h)期间压实一次。此参考样品的光学和机械特性对应于不透明石英玻璃的标准材料的光学和机械特性。确切地说，此材料显示2.17g/cm3的指定标称比密度和相关低光学透射。
图4中的图表将透射测量的结果显示为经190至约4800nm的波长范围λ的以％计的直接光谱透射TG或TK(无反射)。单烧结参考样品的透射曲线称作“R”；其表示在不添加SiO2增强体的情况下的玻璃基质的透射TG且具有2.16g/cm3的标称密度。双重烧结样品的透射曲线显示烧结处理的烧结温度1450℃和增强体的对应预烧结温度。这些透射曲线表示双重烧结的SiO2增强体比透射TK。
因此，烧结两次且在1350℃下预烧结的样品显示经整个波长范围的透射曲线(TK)，其几乎与参考样品R的透射曲线(TG)一致。在1250℃和1300℃下预烧结的样品也在其透射图中显示与TG的极大类似性，但在1400℃和1450℃下烧结的样品并非如此。这些样品由于过烧结而显示增加的半透明度。波长1700nm和3200nm处的TG与TK之间的差异在下表1中被视为代表透射特性的相似度。
表1：以百分点计的透射差│TG-TK│的量
在SiO2增强体已在1350℃的温度下热预压实的测量样品中获得SiO2增强体与基质之间的最小透射差。在最终烧结处理之后，这些达成直接光谱透射TK，其相比于在1700nm和3200nm的波长下的参考样品的不透明石英玻璃的光谱透射TG，在1700nm的测量波长处相差几乎不可量测的量(约零)且在3200nm的测量波长处相差仅0.01百分点。
预烧结的模制品27捣碎为SiO2增强体4且用盐酸洗涤。通过筛分捣碎粒子获得具有不同粒度分率的样品。
表2：SiO2增强体的粒度分率
样品 粒度分率
1 0.5-1mm
2 1-4mm
3 1.5-4mm
4 5-10mm
5 10-20mm
生产添加有SiO2增强体的不透明石英玻璃坯料(图1)
如参看图2在上文所述地产生相同均质基料滑流1。在去除研磨珠之后，将相同体积的具有1.5至4mm的粒度分率(表2的样品3)和72％的体积密度的SiO2增强体4的干燥块体添加至基料滑流1。用增强添加物填充的滑流5再经均质化12小时。因此获得的均质滑流5含有精细的非晶形SiO2粒子，其具有通过约8μm的D50值和约40μm的D90值来表征的粒度分布，且其所述均质滑流含有呈具有1与4mm之间的粒度的经预烧结和捣碎的模制品(27)形式的粗粒SiO2增强体4。SiO2增强体4的体积含量为总固体的50％。
将滑流5倒入具有180mm的内径和300mm的高度的模具中，如上图2所示。必要时，如果SiO2增强体在不被基料滑流润湿的情况下从浇铸表面突出，那么再填充滑流。
在脱水之后获得的圆柱形生坯6具有180mm的直径和280mm的高度。这些对于滑移浇铸坯来说是极大尺寸。其如上文所述地干燥且接着经机械处理且研磨为半成品7。将半成品7馈入至烧结炉中且在空气中在1小时内加热至1450℃的加热温度且在此温度下保持2小时。以15℃/min的冷却斜变对500℃的炉温进行冷却且接着在封闭烧结炉的情况下不调整。
使用此方法，产生根据表2具有相同体积含量但不同粒子分率的SiO2增强体添加物的另外的不透明石英玻璃坯料。使用超声测量装置对因此获得的石英玻璃筒8检验裂纹在任何情况下不产生结果。但是，使用样品2、3和4产生的生坯被证明更稳定且更易于在加工期间处理。
石英玻璃筒8的特征在于不透明石英玻璃基质，其中属于前述多孔SiO2增强体的不透明多孔石英玻璃区域是均匀分布的。图3显示来自所述筒的碎片30，其通过施加增强添加物产生，所述增强添加物在图4中带有温度信息1450℃。在半透明边缘31中，可识别不均匀性，其归因于在烧结处理之后，密度在未掺杂石英玻璃的密度(2.2g/cm3)范围内的高度压实的SiO2增强体。
此石英玻璃不满足光学均匀性的极高要求。相比之下，在通过使用增强添加物产生的石英玻璃筒中不可辨别不均匀性，所述增强添加物在图4中带有温度信息1350℃。此石英玻璃具有完全均匀的白色视觉效应。在此状况下，可分配至双重热压实SiO2增强体的区域具有在不透明石英玻璃的标称比密度范围内，即约2.17g/cm3的密度。

Claims (23)

1.一种用于生产不透明石英玻璃的方法，其中生坯产生自含有精细的非晶形SiO2粒子的滑流且粗糙的SiO2增强体和所述生坯以烧结处理的方式烧结为由不透明石英玻璃制得的坯料，其中具有比密度DK1的增强体内嵌于具有玻璃比密度DM的SiO2基质中，其特征在于使用可烧结增强体，所述可烧结增强体在所述烧结处理之前的比密度DK0低于所述玻璃比密度DM，且所述可烧结增强体由于所述烧结处理达到与所述玻璃比密度DM相差小于10％的比密度DK1，且所述可烧结增强体具有至少500μm的平均粒度(D50值)。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于使用由于所述烧结处理达到与所述玻璃比密度DM相差小于5％的比密度DK1的增强体。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于产生在1700nm和3200nm的测量波长处具有直接光谱透射TG的不透明石英玻璃，和使用由于所述烧结处理而在所述测量波长处达到与TG相差小于0.05百分点的直接光谱透射TK的增强体。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于使用由于所述烧结处理而在所述测量波长处达到与TG相差小于0.02百分点的直接光谱透射TK的增强体。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于所述标称玻璃比密度具有在2.10与2.18g/cm3之间的值，且所述SiO2增强体在所述烧结处理之前的所述比密度在所述值的85％至95％之间。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于所述标称玻璃比密度具有2.15与2.18g/cm3之间的值，且所述SiO2增强体在所述烧结处理之前的所述比密度在所述值的85％至95％之间。
7.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其特征在于由于预压实，精细的非晶形SiO2粒子预压实为多孔模制品，且将所述多孔模制品捣碎为增强体而产生所述增强体。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于预压实包含预烧结处理，其中设定最大预烧结温度，所述最大预烧结温度在20-100℃的范围内低于所述烧结处理中的最大烧结温度。
9.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少1000μm。
10.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少1500μm。
11.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少5000μm。
12.根据权利要求9所述的方法，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度与所述精细的非晶形SiO2粒子的平均粒度(D50值)的粒度比在1:5与1:500之间。
13.根据权利要求10所述的方法，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度与所述精细的非晶形SiO2粒子的平均粒度(D50值)的粒度比在1:5与1:500之间。
14.根据权利要求11所述的方法，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度与所述精细的非晶形SiO2粒子的平均粒度(D50值)的粒度比在1:5与1:500之间。
15.根据权利要求1到6中任一权利要求所述的方法，其特征在于所述滑流中的所述SiO2增强体与所述精细的非晶形SiO2粒子的体积比在1:3与3:1之间。
16.一种不透明石英玻璃坯料，其中SiO2增强体内嵌于具有玻璃比密度DM的多孔SiO2基质，其特征在于所述SiO2增强体为多孔的且比密度DK1与所述基质的比密度DM相差小于10％，且所述SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少500μm。
17.根据权利要求16所述的坯料，其特征在于所述不透明石英玻璃在1700nm和3200nm的测量波长处具有直接光谱透射TG，且所述增强体在所述测量波长处显示与TG相差小于0.05百分点的直接光谱透射TK。
18.根据权利要求17所述的坯料，其特征在于所述增强体在所述测量波长处显示与TG相差小于0.02百分点的直接光谱透射TK。
19.根据权利要求16到18中任一权利要求所述的坯料，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少1000μm。
20.根据权利要求16到18中任一权利要求所述的坯料，其特征在于所述SiO2增强体的平均粒度(D50值)为至少1500μm。
21.根据权利要求16到18中任一权利要求所述的坯料，其特征在于所述SiO2增强的平均粒度(D50值)为至少5000μm。
22.根据权利要求16到18中任一权利要求所述的坯料，其特征在于所述基质产生自精细的非晶形SiO2粒子，其中所述SiO2增强体的平均粒度与所述精细的非晶形SiO2粒子的平均粒度(D50值)的粒度比在1:5与1:500之间。
23.根据权利要求16到18中任一权利要求所述的坯料，其特征在于所述SiO2增强体与所述基质的体积比在1:3与3:1之间。
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