CN117321014A - 具有特定热膨胀性能的精密euvl组件 - Google Patents
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Landscapes
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Abstract
本发明涉及一种热膨胀性能得到改善的EUVL精密组件。
Description
技术领域
本发明涉及一种具有特定热膨胀性能的精密EUVL组件。
背景技术
EUV光刻(后文也称EUVL)是一种光刻工艺，其利用通常在5nm至50nm之间的电磁辐射(软X射线辐射)、更特别是波长为13.5nm(91.82eV)的电磁辐射。这就是所谓的极紫外辐射(EUV)。几乎所有材料均能完全吸收电磁波谱中的这一区域。因此，与DUV(深紫外，例如248nm和/或193nm)光刻法不同，EUV光刻不能使用光学透明的光掩模；相反，必须在低热膨胀的光掩模基板(后文也称为掩模基板或掩模衬底或中间掩模底版或光掩模底版或掩模底版或基板)上使用反射式多层堆叠系统作为光掩模(后文也称为掩模版、掩模版掩模、光掩模或掩模)。然而，使用反射式光掩模的缺点是，在EUV辐射范围内，多层堆叠的最大反射率相对较差，通常小于70％。无法由光掩模反射的辐射会被光掩模吸收，并以热量的形式传导至光掩模基板，并且在相关情况下，传导至光掩模载体(后文也称为掩模版载体或掩模载体或掩模台或光掩模台或掩模台)，从而可能会提高其温度、特别是随着辐射时间的增加。
然而，即使光掩模中轻微的热致变形也会导致被照射晶片上的成像误差，从而在芯片生产过程中造成产量损失。因此，为了防止光掩模基板出现上述局部变形或扭曲，对于光掩模基板，有必要使用热膨胀低或CTE(热膨胀系数)低的材料。
这一点尤为重要，因为未来为了提高产量，例如，通过更高的重复率和/或更高的单个脉冲能量，EUV光刻中使用的EUV光束源的平均功率将会增加，光掩模上的热负荷也会随之增加，并且在相关情况下光掩模载体上的热负荷也会增加。因此，光掩模和光掩模载体的主动冷却概念将变得越来越重要、特别是可能导致光掩模和光掩模载体的温度进一步变化。在这种情况下，还必须牢记，光掩模和/或光掩模载体上的热负荷不是恒定不变的，而是可能由于各种因素波动。这些因素包括暂时不均匀的照明时间，例如，因光掩模载体装入新的光掩模或因操作不稳定而停机造成的暂时照明时间不均匀。所述的热诱导变形可通过EUVL光刻装置的整个光学系统内的补偿机制(例如，在照明的光束整形中)进行部分补偿；然而，这种补偿是有限的，因此，将个体造成的(成像)误差最小化是非常有用的。这里不仅需要考虑照明过程中材料的热致变形，还需要考虑随时间变化的热特性(热迟滞)。然而，热迟滞相对较高的材料会妨碍所述补偿，因此也会妨碍避免光掩模部分上产生不必要的热成像误差。
特别地，对热性能有严格要求的其他精密EUVL组件为EUVL设备的光学系统中的EUVL面镜以及其上放置(Si-)晶片以进行曝光的晶片载体(下文也称为晶片台)。
在现有技术中，具有低热膨胀或低CTE(热膨胀系数)特征的材料和精密组件已是众所周知。在室温附近的温度范围内具有低热膨胀特征的已知材料是陶瓷、钛掺杂石英玻璃和玻璃陶瓷。具有低热膨胀特征的玻璃陶瓷、特别是锂铝硅酸盐玻璃陶瓷(LAS玻璃陶瓷)，其在例如US 4851372、US 5591682、EP 587979A、US 7226881、US 7645714、DE102004008824A和DE102018111144A中均有描述。用于精密组件的其它材料为堇青石陶瓷或堇青石玻璃陶瓷。
这类材料常用于精密组件，这些组件需要满足与特别严格的性能(例如，机械、物理、光学性能)相关的要求。它们尤其应用于陆基和空基天文学及地球观测、LCD光刻、微光刻和EUV光刻、计量学、光谱学以及测量技术等领域。本文的要求是，根据具体应用，组件尤其应具有极低的热膨胀。
一般来说，材料的热膨胀是由静态方法测定的，在该静态方法中，在特定温度区间开始和结束时测定测试样本的长度，然后利用长度差计算平均膨胀系数α或CTE(热膨胀系数)。然后以该温度区间的平均值报告CTE，例如，对于0℃至50℃的温度区间，报告为CTE(0；50)或α(0；50)。
为了满足不断增长的需求，已经开发出具有更匹配由该材料制成的组件的使用领域的CTE的材料。例如，平均CTE不仅可以针对标准温度区间CTE(0；50)进行优化，还可以例如针对实际应用温度附近的温度区间(例如，19℃至25℃的区间)进行优化，即，CTE(19；25)用于诸如EUV光刻等特定的光刻应用。除了测定平均CTE，还可以测定测试样本在极小温度区间内的热膨胀，并将其表示为CTE-T曲线。这种CTE-T曲线优选在一个或多个温度、优选在计划应用温度或接近计划应用温度的温度过零。在该CTE-T曲线的过零处，长度随温度变化的相对变化特别小。对于某些玻璃陶瓷，可通过适当的温度处理将CTE-T曲线的过零转移至组件的应用温度。除绝对CTE值外，CTE-T曲线在应用温度附近的斜率也应最小，以便在温度发生微小变化时组件的长度变化最小。就这些特定的零膨胀玻璃陶瓷而言，上述CTE或热膨胀的优化通常通过改变陶瓷化条件来实现，以保持恒定组成。
对于已知精密组件和材料、特别是玻璃陶瓷(例如，LAS玻璃陶瓷)的不利影响是“热迟滞”，下文简称“迟滞”。本文中的“迟滞”是指，即使冷却速率和加热速率的大小相同，以恒定加热速率加热时测试样本的长度变化不同于随后以恒定冷却速率冷却时测试样本的长度变化。如果根据加热或冷却温度以图表表示长度变化，其结果就是一个典型的迟滞环。迟滞环的形状取决于温度变化率等因素。温度变化越快，迟滞效应就越明显。迟滞效应清楚地表明，LAS玻璃陶瓷的热膨胀取决于温度和时间，即，例如，取决于温度变化率；这一点在个别专业文献中也有描述，例如，O.Lindig和W.Pannhorst的Thermal expansion andlength stability ofin dependence on temperature and time，APPLIEDOPTICS，第24卷，第20期，1985年10月；R.Haug等人的Length variation in/>Min the temperature range from-60℃ to+100℃，APPLIED OPTICS，第28卷，第19期，1989年10月；R.Jedamzik等人的Modeling of the thermal expansion behavior ofat arbitrary temperature profiles，Proc.SPIE，第7739卷，2010年；D.B.Hall的Dimensional stability tests over time and temperature for severallow–expansion glass ceramics，APPLIED OPTICS，第35卷，第10期，1996年4月。
由于表现出热迟滞的玻璃陶瓷的长度变化相对于温度变化延迟或提前，因此这种材料或用其制造的精密组件会表现出破坏性的等温长度变化，这意味着，在温度发生变化后，即使温度已经保持恒定(称为“等温保持”)，材料的长度也会发生变化，直至达到稳定状态。如果随后再次对材料进行加热和冷却，则会再次出现相同的效果。
在目前已知的LAS玻璃陶瓷中，尽管陶瓷化条件的变化与成分一致性，但仍无法在不影响其他性能的情况下消除热迟滞效应。
对于用于精密组件、特别是精密EUVL组件的材料(特别是玻璃陶瓷)的性能，温度范围通常为0℃至50℃、特别是10℃至35℃、或10℃至25℃、或19℃至25℃，其中22℃的温度通常称为室温。鉴于精密组件的许多应用发生在大于0℃至室温的温度范围内，因此不便采用具有热迟滞效应和长度等温变化的材料，因为诸如EUVL光掩模、EUVL光掩模载体、光刻面镜或EUVL面镜镜、EUVL晶片载体以及天文或太空面镜等光学元件可能会出现光学故障和成像误差。对于测量技术中使用的由玻璃陶瓷制成的其他精密组件(例如，精密标尺、干涉仪中的基准板)来说，可能会导致测量不准确。
某些已知材料，例如，陶瓷、钛掺杂石英玻璃以及特定玻璃陶瓷的平均热膨胀系数CTE(0；50)为0±0.1×10-6/K(相当于0±0.1ppm/K)。在本发明上下文中，在所述温度范围内具有如此低的平均CTE的材料被称为零膨胀材料。然而，平均CTE因此得到优化的玻璃陶瓷、特别是LAS玻璃陶瓷，通常在10℃至35℃的温度范围内具有热迟滞。换句话说，特别是在室温附近的应用中，例如，EUV光刻(即，22℃)中，这些材料会产生破坏性的迟滞效应，从而影响由这种材料生产的精密组件的精度。因此，开发了一种玻璃陶瓷材料(参见US4851372)，其在室温下没有明显的迟滞现象；然而，这种效应并没有消除，而只是转移至较低温度，因此，这种玻璃陶瓷在10℃及以下的温度表现出明显的迟滞现象，这一点同样具有破坏性。举例来说，如果由于EUVL应用中功率的增加，可能有必要将某些精密EUVL组件(例如，光掩模载体或光掩模)冷却至低于室温的温度，例如，冷却至大约10℃、大约12℃、大约14℃、大约16℃或18℃，那么这一点就变得更加重要。例如，EP 1411391 A2、US2015/0241796A1以及US20212/0026474A1中对EUVL光掩模和/或光掩模载体的冷却进行了描述。因此，为了表征材料在特定温度范围内的热迟滞，本发明考虑了材料在该范围内不同温度点的热特性。甚至有些玻璃陶瓷在22℃和5℃时没有明显的迟滞现象；然而，这些玻璃陶瓷的平均CTE(0；50)>0±0.1ppm/K，因而它们并非上述定义意义的零膨胀玻璃陶瓷。
对玻璃陶瓷材料的另一个要求是玻璃组件具有良好的可熔性，并且在工业规模的生产设备中易于引导熔体并对底层玻璃熔体进行均匀化，以便在完成玻璃陶瓷化后，满足对玻璃陶瓷或包含玻璃陶瓷的精密组件的CTE均匀性、内部质量(特别是少量夹杂物(尤其是气泡)、低水平条纹)和可抛光性的严格要求。
发明内容
因此，本发明的目的是提供一种精密EUVL组件以及一种玻璃陶瓷、特别是在EUV光刻的应用温度、更特别地至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、进一步优选至少在10℃至35℃的温度范围内、进一步优选在22℃或大约22℃，所述精密EUVL组件和所述玻璃陶瓷的热特性，例如热膨胀特性和/或热迟滞和/或CTE均匀性得到改善。
因此，本发明的目的是提供一种膨胀特性得到改善的精密EUVL组件(以下也称为精密组件)。
另一个目的是提供一种玻璃陶瓷，所述玻璃陶瓷可以工业化生产并且优选至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有零膨胀以及降低的热迟滞，特别适用于精密EUVL组件。
另一个目的是提供一种玻璃陶瓷，所述玻璃陶瓷可以工业化生产，更特别地至少在19℃至25℃的温度范围内、优选地至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选地至少在10℃至35℃的温度范围内具有零膨胀以及降低的热迟滞，特别适用于精密EUVL组件。
上述目的通过权利要求的主题实现。本发明具有多个方面。
根据第一方面，本发明涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选地至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选地至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且指数F<1.2，其中F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|。
根据另一方面，本发明涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且具有替代指数fT.i.，其选自替代指数f(20；40)<0.024ppm/k、替代指数f(20；70)<0.039ppm/K以及替代指数f(-10；30)<0.015ppm/K，优选为替代指数f(20；40)<0.024ppm/K。
根据另一方面，本发明涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且指数F<1.2，其中F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|。至少一种无机材料选自掺杂石英玻璃、玻璃陶瓷以及陶瓷、优选为钛掺杂石英玻璃、LAS玻璃陶瓷以及堇青石。
根据另一方面，本发明涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且具有替代指数fT.i.，其选自替代指数f(20；40)<0.024ppm/k、替代指数f(20；70)<0.039ppm/K以及替代指数f(-10；30)<0.015ppm/K，优选为替代指数f(20；40)<0.024ppm/K。所述精密EUVL组件包括选自掺杂石英玻璃、玻璃陶瓷以及陶瓷、优选为钛掺杂石英玻璃、LAS玻璃陶瓷以及堇青石的至少一种无机材料。
根据另一方面，本发明涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且指数F<1.2，其中F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|。其中，所述精密组件包括本发明的LAS玻璃陶瓷。
根据另一方面，本发明涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且具有替代指数fT.i.，其选自替代指数f(20；40)<0.024ppm/k、替代指数f(20；70)<0.039ppm/K以及替代指数f(-10；30)<0.015ppm/K，优选为替代指数f(20；40)<0.024ppm/K。其中，所述精密组件包括本发明的LAS玻璃陶瓷。
根据另一方面，本发明涉及一种选自光掩模或掩模版、光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版、光掩模载体或掩模台、面镜、面镜载体以及晶片载体或晶片台的精密EUVL组件，更具体地涉及一种光掩模或掩模版，和/或光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版和/或光掩模载体或掩模台。
根据另一方面，本发明涉及一种用于EUV(微)光刻面镜(也称为“EUVL面镜”)的基板，其包括本发明的精密组件。
根据另一方面，本发明涉及一种用于EUV光掩模(也称为“(EUVL)光掩模底版”或“中间掩模底版”)的基板，其包括本发明的精密EUVL组件。
根据另一方面，本发明涉及一种包括本发明的精密EUV组件的EUV光掩模载体(也称为“掩模台”)。
根据另一方面，本发明涉及一种用于EUVL光掩模和/或EUVL光掩模载体的基板，其包括本发明的精密组件。其中，在20℃至30℃的温度范围内，所述组件的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.10|ppm、优选为≤|0.09|ppm、特别优选为≤|0.08|ppm、尤其优选为≤|0.07|ppm，和/或在20℃至35℃的温度范围内，所述组件的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.17|ppm、优选为≤|0.15|ppm、特别优选为≤|0.13|ppm、尤其优选为≤|0.11|ppm，和/或在20℃至40℃的温度范围内，所述组件的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.30|ppm、优选为≤|0.25|ppm、特别优选为≤|0.20|ppm、尤其优选为≤|0.15|ppm。
根据本发明另一方面，提供了一种LAS玻璃陶瓷、特别是用于根据本发明一个方面的精密EUVL组件的LAS玻璃陶瓷。所述LAS玻璃陶瓷在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且包含以下成分(基于氧化物的mol％)：
SiO2 60-71
Li2O 7-9.4
MgO+ZnO 0-<0.6
选自P2O5、R2O(其中，R2O可以是Na2O和/或K2O和/或Cs2O和/或Rb2O)和RO(其中，RO可以是CaO和/或BaO和/或SrO)的至少一种成分，以及
含量为1.5mol％至6mol％的成核剂，其中，成核剂是选自TiO2、ZrO2、Ta2O5、Nb2O5、SnO2、MoO3和WO3中的至少一种成分。
附图说明
图1示出了现有技术中已知材料的CTE-T曲线，这些材料例如用于精密组件，具有低纵向热膨胀。
图2示出了采用本发明同样方法确定的三种玻璃陶瓷样品的迟滞特性。该图来自R.Jedamzik等人的Modelingof the thermal expansion behavior of atarbitrary temperature profiles，Proc.SPIE，第7739卷，2010年。
图3至图8示出了已知玻璃陶瓷材料的迟滞曲线，这些材料可用于生产已知的精密组件，并且至少在10℃至35℃的温度范围内具有>0.1ppm的热迟滞(短划线＝冷却曲线，点虚线＝加热曲线)。
图9示出了现有技术玻璃陶瓷的迟滞曲线(短划线＝冷却曲线，点虚线＝加热曲线)，该玻璃陶瓷可用于生产精密组件，并且至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，但是陡峭的曲线轮廓表明该玻璃陶瓷不具有零膨胀。
图10和图11示出了本发明的精密组件或本发明的玻璃陶瓷(根据表1a中示例6和示例7的成分)的迟滞曲线，其至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞(短划线＝冷却曲线，点虚线＝加热曲线)。
图12和图13示出了本发明的精密组件和优选玻璃陶瓷(根据表1a中示例6和示例7的成分)的归一化△l/l0-T曲线(也称为dl/l0曲线)以及用于确定指数F的参考线，该指数F作为膨胀曲线在0℃至50℃的温度范围内的平坦度的度量。
图14至图17示出了可用于生产已知精密组件的已知材料的归一化△l/l0-T曲线，以及用于确定指数F的参考线，该指数F是膨胀曲线在-20℃或-10℃至70℃或80℃的温度范围内的平坦度的度量。
图18示出了图12和图13的精密组件或玻璃陶瓷在-30℃至+70℃的温度范围内的归一化△l/l0-T曲线。
图19示出了已知材料在-30℃至+70℃的温度范围内的归一化△l/l0-T曲线。
图20和图21示出了图12和图13的优选精密组件或优选玻璃陶瓷的CTE-T曲线优选地具有CTE平台。
图22和图23示出了图24和图25中的CTE-T曲线的斜率。
图24和图25示出了本发明两种成分示例的不同CTE曲线，这些曲线通过不同的陶瓷化参数建立。
图26示出了优选精密组件或优选玻璃陶瓷的CTE-T曲线的斜率，所述玻璃陶瓷的成分如表1a中示例17所示。
图27示出了本发明精密组件或优选玻璃陶瓷(成分如表1a中示例17所示)的归一化△l/l0-T曲线以及用于确定替代指数f(20；40)的参考线，该指数是膨胀曲线在20℃至40℃的温度范围内的平坦度的度量。
图28示出了图13中的精密组件或玻璃陶瓷的归一化△l/l0-T曲线，以及用于确定替代指数f(-10；30)的参考线，该指数是膨胀曲线在-10℃至30℃的温度范围内的平坦度的度量。
图29示出了图13中精密组件或玻璃陶瓷的归一化△l/l0-T曲线，以及用于确定替代指数f(20；70)的参考线，该指数是膨胀曲线在20℃至70℃的温度范围内的平坦度的度量。
图30示出了本发明精密组件或优选玻璃陶瓷(成分如表1a中示例14所示)的归一化△l/l0-T曲线以及用于确定替代指数f(-10；30)的参考线，该指数是膨胀曲线在-10℃至30℃的温度范围内的平坦度的度量。
图31和图33示出了本发明的精密组件或本发明的玻璃陶瓷(成分如表1b中示例2b、示例6b以及示例7b所示)的迟滞曲线，其至少在10℃至35℃温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞(短划线＝冷却曲线，点虚线＝加热曲线)。
图34示出了本发明精密组件和优选玻璃陶瓷(成分如表1b中的示例7b所示)的归一化△l/l0-T曲线(也称为dl/l0曲线)以及用于确定指数F的参考线，该指数F是膨胀曲线在0℃至50℃的温度范围内的平坦度的度量。
图35示出了基于不同陶瓷化的本发明精密组件或优选玻璃陶瓷(成分如表1b中示例7b所示)的归一化△l/l0-T曲线以及用于确定替代指数f(20；70)的参考线，该指数是膨胀曲线在20℃至70℃的温度范围内的平坦度的度量。
图36示出了本发明精密组件或优选玻璃陶瓷(成分如表1b中示例6b所示)的归一化△l/l0-T曲线(也称为dl/l0曲线)以及用于确定替代指数f(-10；30)的参考线，该指数是膨胀曲线在-10℃至30℃的温度范围内的平坦度的度量。
图37、图39和图41示出了优选精密组件或可用于生产优选精密EUVL组件的优选玻璃陶瓷(成分如图6b中的示例7b和示例9b所示)的CTE-T曲线优选具有CTE“平台”。
图38和图40示出了图37和图39的细节。
图42和图43示出了具有如表1b中示例6b和示例7b所示成分的优选精密组件或优选玻璃陶瓷的CTE-T曲线的斜率。
图44和图45示出了具有如表1b中示例6b和示例7b所示成分的优选精密组件或优选玻璃陶瓷的不同膨胀曲线，这些曲线通过不同的陶瓷化参数建立。
具体实施方式
首先描述的是本发明精密EUVL组件及其性能，然后描述了本发明的一种LAS玻璃陶瓷，特别地，其可用于生产精密EUVL组件。对精密EUVL组件的创造性及有利性能的描述也相应地适用于本发明的LAS玻璃陶瓷(以下简称“玻璃陶瓷”)及其有利发展。
在本发明的范围内，首次提供了一种兼具多种相关性能的精密EUVL组件：其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，即，零膨胀。此外，基于加热速率和冷却速率分别为36K/h、相当于0.6K/min(见图10和图11，以及图31至图33)，至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内，其具有<0.1ppm的热迟滞。具有如此低迟滞效应的精密EUVL组件被称为无迟滞组件。
至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞并且因此无迟滞的相应精密组件还可以有利地用于其他应用、特别是在室温或室温附近进行的测量技术中的应用，例如，精密规则或定位系统中。
根据本发明的第一变体，在0℃至50℃的温度范围，精密EUVL组件也具有<1.2的指数F，其中，F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|。换句话说，在该温度范围内，膨胀曲线(即，△l/l0-T曲线)显示出平坦轮廓(例如，参见图12、图13、图27以及图34)。
根据本发明的第二变体，精密EUVL组件还具有替代指数fT.i.，该指数选自替代指数f(20；40)<0.024ppm/K、替代指数f(20；70)<0.039ppm/K以及替代指数f(-10；30)<0.015ppm/K(例如，见图27至图30、图35以及图36)。
CTE
本发明的精密EUVL组件和玻璃陶瓷具有零膨胀，这意味着它们在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE为至多0±0.1×10-6/k。某些有利变体甚至在0℃至50℃的范围内的平均CTE为至多0±0.05×10-6/k。对于特殊应用，可能有利的是，在更大温度范围内，例如在-30℃至+70℃、优选在-40℃至+80℃的范围内，平均CTE至多为0±0.1×10-6/K，即，零膨胀。
为了测定本发明的玻璃陶瓷和精密EUVL组件以及对比示例的CTE-T曲线，首先对差分CTE(T)进行测定。差分CTE(T)是根据温度测定的。然后，根据下面的公式(1)定义CTE：
为了生成测试样本(精密组件或玻璃陶瓷)的长度△l/l0随温度变化的△l/l0-T曲线或膨胀曲线或曲线图，可以测量测试样本的长度从初始温度t0时的起始长度l0至温度t时的长度lt随温度的变化。这里，优选地，选择例如5℃、3℃或1℃的小温度区间来确定测量点。这种测量可以通过例如膨胀测定法、干涉测定法(例如法布里-珀罗法，即，评估注入材料的激光束共振峰的移动)或其他合适的方法进行。在本发明上下文中，选择膨胀测定法来测定CTE，其中，对于长度为100mm、直径为6mm的测试样本的棒状样品，温度区间为1℃。
所选的CTE测定方法的精度优选为至少±0.05ppm/K、优选为至少±0.03ppm/K。然而，CTE当然也可以通过精度至少为±0.01ppm/K、优选至少为±0.005ppm/K，或根据某些实施例，甚至至少为±0.003ppm/K或至少为±0.001ppm/K的方法来测定。
△l/l0-T曲线用于计算特定温度区间(例如，0℃至50℃的温度范围)的平均CTE。
通过△l/l0-T曲线的导数可获得CTE-T曲线。CTE-T曲线可用于测定某个温度区间内CTE-T曲线的过零，即，斜率。CTE-T曲线用于测定优选的CTE平台的形状和位置，该平台形成于某些变体(见下文和图20、图21以及图37、图39和图41)。
精密EUVL组件的一种有利配置具有高CTE均匀性。CTE均匀性的值(“CTE的总空间变化”)被理解为所谓的峰-谷值，即，从精密组件获取的样品的相应最高CTE值与最低CTE值之间的差。
确定CTE均匀性的方法是，从精密组件的不同位置提取大量样品，例如，至少5个、至少10个、至少20个、至少30个、至少40个或至少50个样品，并测定每个样品在规定温度范围内(例如，0℃至50℃或19℃至25℃温度范围内)的CTE值，其报告单位为ppb/K，其中，1ppb/K＝0.001×10-6/K。
所取样品的热膨胀或CTE值通常是通过上述静态方法测定的，其中，在特定温度区间开始和结束时确定测试样本的长度，然后利用长度差计算平均膨胀系数α或CTE(热膨胀系数)。然后，以该温度区间的平均值报告CTE，例如，对于0℃至50℃的温度区间，报告为CTE(0；50)或α(0；50)，或者对于19℃至50℃的温度区间，报告为CTE(19；25)。
因此，CTE均匀性与组件材料的CTE无关，而与所考虑的部分或整个精密组件上CTE的空间变化有关。例如，如果要测定特定组件在多个温度范围(例如，19℃至25℃以及0℃至50℃)内的CTE均匀性，则通常可以测定同一样品在这两个温度范围内的CTE均匀性。然而，在这种情况下，最好先测定相应样品在较窄温度范围的CTE，例如，CTE(19；25)，然后再测定在较宽温度范围的CTE，例如，CTE(0；50)。然而，特别有利的是，基于这些组件的不同样品，确定一个组件在不同温度范围内的CTE均匀性。
0℃至50℃的温度范围内的CTE均匀性，即，CTE(0；50)的空间变化，下文也称为CTE均匀性(0；50)。其他温度范围的CTE均匀性可类似地确定。因此，例如，19℃至25℃的温度范围内的CTE均匀性，即，CTE(19；25)的空间变化，在下文中也称为CTE均匀性(19；25)。
在一个有利实施例中，本发明的精密EUVL组件在整个位置组件上的CTE均匀性(0；50)至多为5ppb/K、优选至多为4ppb/K、最优选至多为3ppb/K，和/或在整个精密组件上的CTE均匀性(19；25)至多为5ppb/K、优选至多为4.5ppb/K、优选至多为4ppb/K、进一步优选至多为3.5ppb/K、进一步优选至多为3ppb/K、进一步优选至多为2.5ppb/K。WO2015/124710A中描述了一种用于确定CTE均匀性的方法和用于实现CTE均匀性的措施，其公开内容已全部纳入本专利申请。
热迟滞
针对本发明目的的精密EUVL组件和玻璃陶瓷至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞。因此，在19℃至25℃的温度范围内的任何温度、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内，经历温度变化后，玻璃陶瓷在随后的恒定温度的长度等温变化小于0.1ppm。在有利配置中，至少在5℃至35℃的温度范围内、优选至少在5℃至45℃的温度范围内、优选至少在>0℃至45℃的温度范围内、优选至少在-5℃至50℃的温度范围内，不存在迟滞。在其它有利实施例中，无迟滞的温度范围甚至更广。优选的应用温度范围为-60℃至100℃、优选为-40℃至+80℃。本发明的特定变体涉及玻璃陶瓷和精密EUVL组件，其应用温度TA例如在5℃至20℃的范围内，或TA为22℃、40℃、60℃、80℃和100℃，其优选在这些温度也是无迟滞的。本发明的进一步优选的变体涉及玻璃陶瓷和精密EUVL组件，其应用温度TA例如在5℃至40℃、优选10℃至35℃、进一步优选10℃至25℃、进一步优选19℃至25℃的范围内或TA为22℃。
根据DE 102015113548A中公开的方法和设备结构，其公开内容全部并入本专利申请，使用能够以±0.001ppm/K和±0.003ppm/K的绝对重现性确定CTE的精密膨胀仪，在测试样本(即，精密组件样品或玻璃陶瓷样品)的长度为100mm、直径为6mm的棒状样品上以1℃的温度区间测定本发明的精密EUVL组件和玻璃陶瓷以及对比示例的热迟滞。随后以36K/h的冷却速率将温度从50℃冷却至-10℃测定所分析的每个样品的长度△l/l0的变化。在-10℃等温保持5小时后，将样品以36K/h的加热速率加热至50℃,并根据温度记录长度△l/l0的变化。在-5℃、0℃、5℃、10℃、22℃、35℃、40℃时考虑测试样本的热迟滞特性。这些点代表了-10℃至50℃的温度范围，因为在所述温度区间内，迟滞会随着温度的升高而减小。因此，在22℃或35℃无迟滞的样品在高达50℃的范围内也不会出现迟滞。根据使用温度和生产精密EUVL组件的材料，可以有利地考虑其他温度点、尤其是19℃和/或25℃。
为了测定10℃时的热迟滞，在-10℃至50℃范围内以36K/h的速率加热和冷却样品时，分别记录五个温度8℃、9℃、10℃、11℃和12℃(即10℃以上的两个温度点和10℃以下的两个温度点)的长度变化的单独测量值。利用这五个温度测量点的加热曲线和冷却曲线的测量差值得出平均值，该平均值在表中列为以(ppm)为单位的“Hyst.@10℃”。
为了测定35℃时的热迟滞，相应地，在-10℃至50℃范围内以36K/h的速率加热和冷却样品时，分别记录五个温度33℃、34℃、35℃、36℃和37℃(即35℃以上的两个温度点和35℃以下的两个温度点)的长度变化的单独测量值。利用这五个温度测量点的加热曲线和冷却曲线的测量差值得出平均值，该平均值在表中列为以(ppm)为单位的“Hyst.@35℃”。
对上述其他温度点也采用了相应步骤。
图2至图8示出了用于精密组件的已知材料的热迟滞曲线。为了更好地进行比较，图中每种材料的y轴都选择了6ppm的范围。特别是在较低温度，冷却曲线(短划线)与加热曲线(点虚线)彼此明显隔开，这意味着它们具有明显不同的轮廓。在10℃时，两者之间的差异超过0.1ppm，根据对比示例，可达1ppm左右。换句话说，这些材料和由其制造的精密组件在至少10℃至35℃的相关温度范围内表现出相当大的热迟滞。
相反，本发明的精密EUVL组件和玻璃陶瓷不仅在19℃至25℃和10℃至35℃的范围内无迟滞(例如，参见图10和图11以及图31至图33，同样在y轴上以6ppm的范围表示)，而且有利地，至少在5℃至35℃的范围内或至少在5℃至45℃的范围内、优选至少在>0℃至45℃的范围内、优选至少在-5℃至50℃的温度范围内、还优选在甚至更高和甚至更低的温度都无迟滞。
指数F
为了描述测试样本(根据本发明第一变体的精密组件，或玻璃陶瓷)的膨胀特性，经常会报告TCL值，其中TCL表示“长度的总变化”。在本发明上下文中，报告的是0℃至50℃的温度范围内的TCL值。它是根据相应测试样本的归一化△l/l0-T曲线(在图中也称为dl/l0-T曲线)确定的，其中“归一化”是指0℃时的长度变化为0ppm。用于确定TCL的△l/l0-T曲线通过与本发明上下文中测定CTE的相同方法来创建。
TCL值是该温度范围内最大dl/l0值与最小dl/l0值之差：
TCL(0；50℃)＝|dl/l0最大值|+|dl/l0最小值| (2)，
其中，“dl”表示在相应温度的长度变化，而“l0”表示测试样本在0℃时的长度。在每种情况下，计算均基于dl/l0值的大小。
图14至图17示出了已知材料的膨胀曲线，从中可以分别读出dl/l0最大值和dl/l0最小值，从而计算出TCL值(另见下文)。在0℃至50℃的温度范围内，每条膨胀曲线均具有曲线轮廓。
相反，在本发明上下文中，在0℃至50℃的温度范围内膨胀曲线的平坦轮廓是根据本发明的精密EUVL组件的第一变体的另一特征，也是玻璃陶瓷的有利特征，特别是用于此类精密EUVL组件的玻璃陶瓷的有利特征。为了说明热膨胀曲线轮廓偏离简单线性轮廓的程度，引入了指数F，作为膨胀曲线的平坦度的度量，从而能够对CTE曲线进行分类：
F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)| (3)。
指数F是TCL(0；50)值(ppm)(见上文)和0℃和50℃温度点的膨胀值的差(ppm)的商。由于用于TCL测定的膨胀曲线根据定义以0℃长度变化为0ppm的方式进行归一化，因此“0℃和50℃的温度点的膨胀值的差”对应于表中所述的“50℃时的膨胀值”。指数F是根据50℃时的膨胀值的大小计算得出的。
这里有利的是，指数F<1.2、优选<1.1、优选至多1.05。指数F越接近1，膨胀曲线的轮廓越平坦。
图12以本发明示例的方式并参考了成分示例6的有利陶瓷化示出了精密组件或优选玻璃陶瓷的膨胀曲线。为便于表示，在y轴上选择了1.6ppm的部分。最大膨胀值(dl/l0最大值)在+50℃时出现(dl/l0为+0.57ppm，即，|0.57ppm|)，最小膨胀值(dl/l0最小值)为0ppm。在0℃与50℃的温度点的膨胀值的差(对应于“50℃时的膨胀值大小”)为0.57ppm。以此计算该材料的指数F如下：F(见表1a中示例6)＝0.57ppm/0.57ppm＝1。
图13示出了本发明的另一示例(成分如表1a中示例7所示)，其中，指数F同样为1。
图34以示例的方式并参考示例7b的有利陶瓷化(温度不超过830℃，时间3天)示出了另一种精密组件或优选玻璃陶瓷的膨胀曲线。为便于表示，在y轴上选择了2.4ppm的部分。最大膨胀值(dl/l0最大值)在+50℃时(dl/l0为+0.57ppm，即|0.57ppm|)出现，最小膨胀值(dl/l0最小值)为0ppm。0℃和50℃的温度点的膨胀值的差(对应于“50℃时的膨胀值”)为0.57ppm。以此计算该材料的指数F如下：F(见表1b中示例7b)＝0.57ppm/0.57ppm＝1。
图35同样示出了在表1b中示例7b的玻璃陶瓷的不同陶瓷化(温度不超过825℃，时间3天)下在-10℃至80℃的温度范围内，不同精密组件或玻璃陶瓷的膨胀曲线的有利平坦轮廓。
因此，本发明第一变体的精密EUVL组件和优选玻璃陶瓷在0℃至50℃的温度范围内具有非常平坦的膨胀曲线，这意味着在所考虑的温度范围内，它们不仅具有零膨胀，而且在纵向膨胀变化中波动小，因此在该范围内的差分CTE的波动也小。从图18可以明显看出，本发明的优选示例在更大温度范围内(例如，从-30℃至+70℃)也具有平坦的膨胀曲线轮廓。与此相比，图19中已知材料在相同温度范围内的膨胀曲线明显更陡峭。
与本发明优选精密EUVL组件和玻璃陶瓷相比，图14至图17示出了已知材料和由其制造的精密EUVL组件的膨胀特性，根据这些特性可以分别计算出指数F。如图14至图17和图19所示的材料或精密EUVL组件的膨胀特性是在与例如，如图12、图13、图18和图27至图30以及图34至图36所示的本发明的精密EUVL组件和玻璃陶瓷的膨胀特性相当的条件下，使用相同的膨胀仪确定的。总的来说，已知材料的膨胀曲线具有曲线轮廓。
图14示出了市售钛掺杂石英玻璃在与图34至图36相同的dl/l0部分中的膨胀曲线。显而易见地，+50℃时的膨胀值的大小(dl/l0最大值为+0.73ppm，即|0.73ppm|)和14℃时的膨胀值的大小(dl/l0最小值为-0.19ppm，即|0.19ppm|)的总和产生了约0.92ppm的TCL(0；50)值。0℃和50℃的温度点的膨胀值的差(对应于“50℃的膨胀值”)为0.73ppm。根据这一数据可计算出该材料的指数F如下：F(钛掺杂二氧化硅)＝0.92ppm/0.73ppm＝1.26。
已知LAS玻璃陶瓷或相应精密组件(见图15)的指数F相应地计算如下：F(已知LAS玻璃陶瓷)＝1.19ppm/0.11ppm＝10.82。
已知堇青石玻璃陶瓷或相应精密组件(见图16)的指数F相应地计算如下：F(已知堇青石玻璃陶瓷)＝2.25ppm/0.25ppm＝9。
已知烧结堇青石陶瓷或相应精密组件(见图17)的指数F相应地计算如下：F(已知烧结堇青石陶瓷)＝4.2ppm/2.71ppm＝1.55。
本发明的具有平坦的膨胀曲线轮廓的精密EUVL组件和优选玻璃陶瓷非常有利，因为这样的组件不仅可以针对随后的应用温度进行优化，而且在更高和/或更低的温度载荷下(例如在生产过程中)也具有类似的低热膨胀。用于微光刻、EUV(极紫外)光刻和微光刻(也简称为“EUV光刻”或“EUVL”)以及计量的精密组件通常在标准洁净室条件下使用，尤其是22℃的室温下使用。CTE可与该应用温度相匹配。然而，这些组件需要经受各种工艺步骤，例如，涂覆金属层以及清洁、图案化和/或曝光操作，在这些工艺步骤中，温度可能会高于或(在某些情况下)低于随后洁净室使用期间的普遍温度。此外，在使用EUVL组件时，可能会出现高于或低于22℃的典型TA温度，例如，在用EUVL辐射照射光掩模和/或光掩模载体时，光掩模和/或光掩模载体的温度较高，或在冷却光掩模和/或光掩模载体时，温度较低。因此，本发明的精密EUVL组件和优选玻璃陶瓷是非常有利的，它们具有<1.2的指数F，因此不仅在应用温度，而且在生产过程中的任何更高和/或更低的温度都具有优化的零膨胀。无迟滞和指数F<1.2等特性尤为有利，因为精密EUVL组件或玻璃陶瓷用于EUV光刻，即，例如，如果精密组件是EUV光刻面镜(也简称为“EUVL面镜”)或EUVL光掩模或其相应的基板或光掩模载体，因为在EUV光刻中，特别是面镜或光掩模或光掩模载体由于受到高能辐射照射而在局部或光束方向上加热非常不均匀。在光掩模的情况下，热量转移至光掩模载体也可能导致该载体变热。对于这种使用条件，有利的是，精密EUVL组件或玻璃陶瓷在应用温度附近的温度范围内具有低CTE-T曲线斜率(见下文)。
第一变体的优选精密EUVL组件和特别是用于精密EUVL组件的第一变体的优选玻璃陶瓷对于20℃至25℃范围内的随后应用温度(例如，如20℃或22℃)进行了更好优化，具有如下特征：在20℃至30℃的温度范围内，它们的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.10|ppm、优选为≤|0.09|ppm、特别优选为≤|0.08|ppm、尤其优选为≤|0.07|ppm，和/或在20℃至35℃的温度范围内，它们的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.17|ppm、优选为≤|0.15|ppm、特别优选为≤|0.13|ppm、尤其优选为≤|0.11|ppm。可选地或附加地，这种优化玻璃陶瓷和精密组件的特征可以是在20℃至40℃的温度范围内，它们的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.30|ppm、优选为≤|0.25|ppm、特别优选为≤|0.20|ppm、尤其优选为≤|0.15|ppm。例如，与基于不同温度区间的相对长度变化相关的特征可优选取自图12至图19的dl/l0曲线。至于相对长度变化(dl/l0)，其数据当然是基于各自数值的大小。
具有这种优选膨胀特性的零膨胀、无迟滞的精密EUVL组件特别适合用作EUVL面镜或EUVL面镜的基板，其在工作中由于例如相应的曝光掩模而使得光照区域和阴影区域被加热至不同程度。具有这种优选膨胀特性的零膨胀、无迟滞的精密EUVL组件同样特别适合用作EUVL光掩模基板和/或光掩模载体，其在操作中被加热至不同程度。由于上述的长度相对变化较小，与使用已知材料制造的相应精密EUVL组件相比，由优势玻璃陶瓷制成的上述精密EUVL组件的表面形貌的局部梯度(或局部斜度)较低。
本发明还涉及一种包括本发明精密组件的EUVL光掩模基板和EUVL光掩模载体，其中EUVL光掩模基板和EUVL光掩模载体具有如上所述的优选相对长度变化。
替代指数fT.i.
根据本发明第二变体的精密EUVL组件和特别适用于这种精密组件的优选玻璃陶瓷的特征在于如下所述的替代指数fT.i.。
为了描述测试样本(精密组件或玻璃陶瓷)的膨胀特性，根据本发明的精密EUVL组件和优选玻璃陶瓷的第二变体，报告TCL(T.i.)值，其中TCL表示“总长度变化”，T.i.表示所考虑的特定温度区间。
使用替代指数fT.i.可以考虑温度区间(T.i.)内的膨胀特性，优先考虑(20；40)、(20；70)和/或(-10；30)温度范围内的膨胀特性。因此，可以根据后续应用领域对膨胀特性进行更有效的分类。特别是对于包括玻璃陶瓷的精密EUVL组件，该玻璃陶瓷在所考虑的温度范围内表现出接近0ppm或在0ppm附近波动的非常平坦的膨胀曲线轮廓(例如，参见图35、图36)，这些膨胀特性总体上是有利的膨胀特性。作为指数F的替代或补充，引入膨胀曲线平坦度的进一步测量可以是有利的。
替代指数fT.i.具有单位(ppm/K)并且被定义为：
fT.i.＝TCL(T.i.)/温度区间(T.i.)的宽度 (4),
其中，T.i.描述了所考虑的特定温度区间。
TCL(T.i.)值是在每种情况下所考虑的温度范围(T.i.)内最高dl/l0值与最低dl/l0值之间的差，根据定义，用于测定TCL(T.i.)的膨胀曲线也以0℃的长度变化为0ppm的方式进行归一化。换句话说，例如：
TCL(20；40℃)＝|dl/l0最大值|+|dl/l0最小值| (5),
其中，“dl”表示相应温度的长度变化，而“l0”表示0℃时测试样本的长度。如果在所讨论的温度区间内，曲线在零附近波动(例如，图30、图35、图36)，则每次计算均以dl/l0值的大小为基础。否则，TCL(T.i.)是根据所考虑的特定温度区间(T.i.)内最大dl/l0值与最小dl/l0值之间的差确定的，这一点根据图(例如，图27、图29)是不言而喻的。一般来说，TCL(T.i.)的计算方法如下：
TCL(T.i.)＝|dl/l0最大值|+|dl/l0最小值| (6)。
根据公式(4)通过TCL(T.i.)值(ppm)(见上文)与温度区间(T.i.)宽度的商计算替代指数fT.i.，其中考虑了以(K)为单位的膨胀值差。在20℃与40℃之间考虑的温度区间的宽度等于20K。相反，如果考虑的是T.i.＝(20；70)或(-10；30)区间的膨胀曲线轮廓，则公式(4)的除数分别为50K或40K。
具有非常平坦的膨胀曲线轮廓的本发明精密EUVL组件和优选玻璃陶瓷是非常有利的，因为精密EUVL组件不仅可以针对随后的应用温度进行优化，而且可以针对例如预期可能更高和/或更低的温度负载进行优化。根据特定组件应用所需的规格，替代指数fT.i.适于定义合适的材料并提供相应的精密EUVL组件。具体的精密组件及其应用将在下文中介绍，并包括在本文中。
本发明第二变体的精密EUVL组件或优选玻璃陶瓷的替代指数f(20；40)<0.024ppm/K、优选为<0.020ppm/K、优选为<0.015ppm/K。将(20；40)温度范围内具有这种膨胀特性的无迟滞、零膨胀组件或玻璃陶瓷在室温下用作精密EUVL组件的效果特别好。这种精密组件和优选玻璃陶瓷的示例由图27示出，并且在图35中也很明显。
本发明第二变体的精密EUVL组件或优选玻璃陶瓷的替代指数f(20；40)<0.039ppm/K、优选为<0.035ppm/K、优选为<0.030ppm/K、优选为<0.025ppm/K、优选为<0.020ppm/K。在(20；70)温度范围内具有这种膨胀特性的无迟滞、零膨胀组件或玻璃陶瓷，同样可以作为精密EUVL组件使用，效果特别好。特别有利地，如果在较高的温度载荷下该组件也具有同样低的热膨胀，这可能发生在例如精密EUVL组件的生产过程中，但也可能发生在运行过程中，则这些负荷可能会在局部或大范围内发生。关于精密EUVL组件中出现的温度载荷的更多细节已经在上文中结合指数F进行了描述，为了避免重复，在此参考这些细节。图29和图35示出了这种精密组件和优选玻璃陶瓷的示例。
本发明第二变体的精密EUVL组件或优选玻璃陶瓷的替代指数f(-10；30)<0.015ppm/K、优选为<0.013ppm/K、优选为<0.011ppm/K。在(-10；30)温度范围内具有这种膨胀特性的无迟滞、零膨胀组件或玻璃陶瓷，作为精密组件使用的效果特别好，尤其是在温度可能低于室温的应用中，例如，作为天文学或太空地球观测中的面镜基板，以及在本发明的意义上，特别是用于冷却的EUVL光掩模或光掩模载体中。相应组件的描述如下。图28和图30以及图36示出了这种精密组件和有利的玻璃陶瓷的示例。
精密EUVL组件或玻璃陶瓷的一个特别有利的实施例具有至少两个替代指数f(T.i.)。
精密组件或玻璃陶瓷的一个特别有利的实施例具有指数F和至少一个替代指数f(T.i.)。
其他有利特征
某些有利精密EUVL组件和玻璃陶瓷甚至可能具有所谓的CTE平台(参见图20和21以及图37、39和41)。有利地，差分CTE具有接近0ppm/K的平台，即，在宽度为至少40K、优选为至少50K的温度区间TP中，差分CTE小于0±0.025ppm/K。CTE平台的温度区间称为TP。
因此，CTE平台理解为在CTE-T曲线的某段上延伸的区域，在该区域内，差分CTE不超过值0±0.025ppm/K、优选0±0.015ppm/K、更优选0±0.010ppm/K、进一步优选0±0.005ppm/K，即CTE接近0ppb/K。
在宽度为至少40K的温度区间TP中，差分CTE可以有利地小于0±0.015ppm/K，即0±15ppb/K。在一个优选实施例中，可以在至少50K的温度区间内形成0±0.01ppm/K，即0±10ppb/K的CTE平台。事实上，在图25中，7℃和50℃之间的中间曲线，即宽度超过40K的曲线上，示出了±0.01ppm/K，即0±10ppb/K的CTE平台。
有利地，温度区间TP在-10至+100℃的范围内、优选为0℃至80℃的范围内。
优选地，CTE平台的位置与该精密组件的应用温度TA相匹配。精密组件的优选应用温度TA介于-60℃至+100℃之间、更优选为-40℃至+80℃之间。本发明的特定变体涉及精密EUVL组件和玻璃陶瓷，其应用温度TA为0℃、5℃、10℃、22℃、40℃、60℃、80℃和100℃，优选地，TA为22℃或介于10℃至35℃之间、优选地介于10℃至25℃之间、更优选地介于19℃至25℃之间。CTE平台(即在温度区间Tp中差分CTE的偏差较小的曲线区域)也可以位于如下温度范围内，即[-10；100]、[0；80]、[0；30℃]、[10；40℃]、[20；50℃]、[30；60℃]、[40；70℃]和/或[50；80℃]。在更有利的精密EUVL组件或玻璃陶瓷中，CTE平台也可位于如下温度范围内，即[-10；30]、[0；50]、[10；25℃]、[19；25℃]、[20；40]和/或[20；70]。
参照表1b的示例6b，图37示出了在-10℃至90℃的整个温度范围内，该精密组件或玻璃陶瓷具有0±0.010ppm/K的CTE，即具有10-ppb的平台。在该曲线的局部细节图(见图38)中，很明显，在-5℃至32℃的温度范围内，该玻璃陶瓷的CTE为0±0.005ppm/K。这种玻璃陶瓷满足标准SEMIP37-1109中规定的关于EUVL基板和底版的平均CTE(19；25)的要求。
针对表1b中的示例7b，如图39所示，在不超过825℃的温度进行3天陶瓷化，从12℃开始，该精密组件或玻璃陶瓷的CTE为0±0.010ppm/K，即具有宽度大于40K的10-ppb平台。如图40所示，根据该示例，在16℃至40℃范围内，其CTE值为0±0.005ppm/K，因此同样符合SEMIP37-1109标准中对EUVL基板和底版的平均CTE(19；25)的要求。
针对表1b中的示例9b，如图41所示，在不超过830℃的温度进行3天陶瓷化，在-5℃至45℃的范围内，该精密组件或玻璃陶瓷的CTE为0±0.010ppm/K，即具有10-ppb平台。
精密EUVL组件和玻璃陶瓷具有平台，即具有最佳零膨胀系数，同时，结合膨胀曲线的平坦轮廓和指数F和/或替代指数fT.i.，可以提供与上文所述相同的优点。
根据本发明的一个有利实施例，在一个温度区间内，所述精密EUVL组件或玻璃陶瓷的CTE-T曲线具有至少30、优选为至少40K、更优选为至少50K的宽度，具有至少一个具有低斜率的曲线部分，更特别地，该斜率为至多0±2.5ppb/K2、有利地为至多0±2ppb/K2、有利地为至多0±1.5ppb/K2、优选为至多0±1ppb/K2、优选为至多0±0.8ppb/K2、甚至根据特定变体为至多0±0.5ppb/K2。
优选地，所述具有低斜率的温度区间与该精密EUVL组件的应用温度TA相匹配。该精密组件的优选应用温度TA介于-60℃至+100℃之间、更优选为-40℃至+80℃之间。本发明的具体变体涉及精密EUVL组件和玻璃陶瓷，其应用温度在10℃至35℃、优选为10℃至25℃、更优选为19℃至25℃的温度范围内，TA为0℃、5℃、10℃、22℃、40℃、60℃、80℃和100℃。具有低斜率的温度区间也可位于以下温度范围：[-10；100]、[0；80]、[0；30℃]、[10；40℃]、[20；50℃]、[30；60℃]、[40；70℃]、[10；25℃]、[19；25℃]和/或[50；80℃]。在其他有利的精密组件或玻璃陶瓷中，低斜率的温度区间也可位于如下温度范围内：[-10；30]、[0；50]、[10；25℃]、[19；25℃]、[20；40]和/或[20；70]。
结合表1a中示例6的组成，图22示出了在0℃至45℃的温度范围内有利精密EUVL组件或玻璃陶瓷的CTE-T曲线的斜率。在上述整个温度范围内，CTE的斜率均低于0±2.5ppb/K2；在宽度为至少30K的区间内，CTE的斜率甚至低于0±1.5ppb/K2。
如图23所示，很明显，在宽度为至少40K的0℃至40℃的整个温度范围内，与表1a中组成示例7所对应的有利精密EUVL组件或玻璃陶瓷的CTE斜率低于0±1.0ppb/K2；在宽度为至少30K的区间内甚至低于0±0.5ppb/K2。
如图26所示，很明显，在宽度为至少45K的0℃至45℃的整个温度范围内，与表1a中示例17所对应的有利精密EUVL组件或玻璃陶瓷的CTE斜率低于0±1.0ppb/K2；在宽度为至少30K的区间内甚至低于0±0.5ppb/K2。
结合表1b中示例6b的组成，图42示出了在0℃至45℃的温度范围内有利精密EUVL组件或玻璃陶瓷的CTE-T曲线的斜率。该CTE斜率在整个温度范围内低于0±1ppb/K2；在宽度为至少30K的区间内(从12℃左右开始)甚至低于0±0.5ppb/K2。
如图43所示，很明显，在宽度为至少45K的0℃至45℃的整个温度范围内，与表1b中示例7b所对应的有利精密组件或玻璃陶瓷的CTE斜率低于0±1.0ppb/K2；在宽度为至少40K的区间内(在所示的介于0℃至42℃之间的区域)甚至低于0±0.5ppb/K2。
具有这种膨胀特性的玻璃陶瓷和精密组件尤其适用于EUV光刻应用(例如，用作面镜或面镜基板、掩模或掩模底版，或用作光掩模载体或晶片载体)，因为在这一领域，对光学组件所用的材料和精密组件的要求越来越高，需要极低的热膨胀，接近应用温度时CTE-T曲线过零，特别地CTE-T曲线的斜率要低。在本发明中，精密EUVL组件或玻璃陶瓷的有利配置具有非常平坦的CTE轮廓，该轮廓同时表现出过零和非常低的CTE斜率，可能还有非常平坦的平台。
无论是否形成有利的CTE平台，低斜率这一特征都可以存在。
图24和25示出了如何通过改变陶瓷化温度和/或陶瓷化时间可以使CTE轮廓与不同的应用温度相匹配。如图24所示，明显地，可以通过将陶瓷化温度提高10K，使得CTE-T曲线的过零从例如12℃移至22℃。作为提高陶瓷化温度的替代方案，也可以相应地延长陶瓷化时间。图25示例性示出，例如通过将陶瓷化温度提高5K或10K来改善CTE-T曲线的非常平坦的轮廓。作为提高陶瓷化温度的替代方案，也可以相应地延长陶瓷化时间。
图44和45示出了如何通过改变陶瓷化温度和/或陶瓷化时间使膨胀曲线与不同的应用温度相匹配。
参照表1b中的示例6b，图44示出了可以通过选择处理起始生坯玻璃的最高陶瓷化温度来针对性地影响精密组件或玻璃陶瓷的最终膨胀曲线。点曲线示出了其母体生坯玻璃在不超过810℃的温度陶瓷化2.5天的玻璃陶瓷的膨胀曲线，而点短划线示出了其母体生坯玻璃在不超过820℃的温度陶瓷化2.5天的玻璃陶瓷的膨胀曲线。此外，图44示例性示出了根据本发明的玻璃陶瓷可进行后陶瓷化，这意味着通过对已陶瓷化的材料再次进行温度处理，可以有针对性地对玻璃陶瓷的膨胀曲线进行微调。在这种情况下，可以对在不超过810℃陶瓷化2.5天的玻璃陶瓷材料再次在810℃后陶瓷化1.25天，即保持时间缩短。这种后陶瓷化的效果以膨胀虚线曲线的形式示出。经过比较膨胀曲线，可以看出，后陶瓷化前后的膨胀曲线以及平均CTE(0；50)是不同的。然而，在测量精度方面，对后陶瓷化前后的样品进行XRD分析，平均晶体尺寸和晶相比例均相同。
针对表1b中的示例7b，图45示出了在对相同的起始生坯玻璃进行陶瓷化过程中通过不同的最大陶瓷化温度对膨胀曲线进行调节。其中，短划线示出了在不超过830℃的温度陶瓷化3天；点虚线示出了在不超过825℃的温度陶瓷化3天。
作为提高陶瓷化温度的替代方案，还可以相应地延长陶瓷化时间。
有利的精密EUVL组件和玻璃陶瓷还具有良好的内部品质。优选地，它们100cm3最多有5个杂质、更优选地每100cm3最多有3个杂质、最优选地每100cm3最多有1个杂质。本发明中，杂质理解为直径大于0.3mm的气泡和晶粒。
根据本发明的一种变体，提供了精密EUVL组件，例如光掩模基板、光掩模载体、EUVL面镜和/或晶片台，这些组件的直径或边长至多为800mm，厚度至多为250mm或100mm，而且其每100cm3最多有5个、优选最多有3个、更优选最多有1个直径大于0.03mm的杂质。
除了杂质的数量，检测到的杂质的最大直径也可作为衡量内部品质好坏的标准。在直径小于500mm或边长小于500mm的精密组件的总体积中，单个杂质的最大直径优选为至多0.6mm，而在应用的临界体积中，例如在接近表面处，单个杂质的最大直径优选为至多0.4mm。
在直径大于等于500mm小于2m，或边长大于等于500mm小于2m的玻璃陶瓷组件中，单个杂质的最大直径优选为至多3mm，而且在应用的临界体积，例如在接近表面处，优选为至多1mm。这可以有利于实现应用所需的表面品质。
一个实施例涉及尺寸相对较小的精密EUVL组件、特别是在(矩形)方形形状时具有边长(宽度和/或深度)或者在圆形面时具有以下直径：其直径为至少50mm、优选为至少100mm，和/或者不超过1500mm、优选不超过1000mm；和/或者厚度小于50mm、优选小于10mm，和/或者为至少1mm、更优选为至少2mm。这些精密组件可用于例如微光刻和EUVL光刻，例如用作光掩模基板和/或中间掩模台和/或隔板和/或测量技术/传感器的支架和/或光栅基板和/或盖板。
另一实施例涉及尺寸极小的精密组件，特别是边长(宽度和/或深度)或直径和/或厚度为几毫米(例如，至多20mm或至多10mm或至多5mm或至多2mm或至多1mm)的精密组件。这种精密组件可用于例如微光刻和EUVL光刻，例如作为轻质结构的盖板。
然而，也可以生产非常大的精密组件。因此，本发明的一个实施例涉及一种体积较大的组件。在本专利申请中，该术语意指这样的组件，其质量为至少300kg、优选为至少400kg、优选为至少500kg、优选为至少1t、更优选为至少2t、或根据本发明的一种变体为至少5t；和/或在(矩形)方形形状时，其边长(宽度和/或深度)为至少0.5m、更优选为至少1m、或为至多2m、优选为至多1.5m；和/或其厚度(高度)为至少50mm、优选为至少100mm、优选为至少200mm、更优选为至少250mm；或者当其为圆形时，其直径为至少0.5m、更优选为至少1m、更优选为至少1.5m，和/或其厚度(高度)为至少50mm、优选为至少100mm、优选为至少200mm、更优选为至少250mm。这种精密组件可用于例如EUV光刻和低NA系统外，作为高NA系统中所谓的第二代面镜。
使用本发明的玻璃陶瓷，可以生产出上述尺寸的精密EUVL组件。
在本发明的特定实施例中，该组件还可以更大，例如直径为至少1m或至少2m或更大，和/或厚度为50mm至400mm、优选为100mm至300mm。根据一种变体，本发明还涉及矩形组件，其中，优选地，至少一个表面的面积为至少1m2、优选为至少1.2m2、更优选为至少1.4m2、进一步优选为至少3m2或为至少4m2，和/或厚度为50mm至400mm、优选为100mm至300mm。一般来说，大体积组件的基底面积比高度大得多。不过，所研究的大体积组件的形状也可以近似于立方体或球体。
在精密EUVL组件的一个有利实施例中，它包括至少一种无机材料，其选自由以下各项构成的组：掺杂石英玻璃、玻璃陶瓷和陶瓷、优选是掺钛石英玻璃、LAS玻璃陶瓷和堇青石。
本发明还涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃的范围内的平均热膨胀系数CTE为至多0±0.1*10-6/K，至少在19至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10至35℃的温度范围内，具有＜0.1ppm的热迟滞，且其指数F＜1.2，其中，F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|，而且其还包括至少一种无机材料，该至少一种无机材料选自由以下各项构成的组：掺杂石英玻璃、玻璃陶瓷和陶瓷、优选为掺钛石英玻璃、LAS玻璃陶瓷和堇青石。
本发明还涉及一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃的范围内的平均热膨胀系数CTE为至多0±0.1*10-6/K，至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选至少在10℃至35℃的温度范围内，具有＜0.1ppm的热迟滞，而且，还具有选自由以下各项构成的组的替代指数fT.i.：替代指数f(20；40)＜0.024ppm/K、替代指数f(20；70)＜0.039ppm/K和替代指数f(-10；30)＜0.015ppm/K，此外，还包括至少一种无机材料，该至少一种无机材料选自由以下各项构成的组：掺杂石英玻璃、玻璃陶瓷和陶瓷、优选为掺钛石英玻璃、LAS玻璃陶瓷和堇青石。
在一种有利改良方案中，该无机材料是一种无迟滞、零膨胀的LAS玻璃陶瓷。有利地，该LAS玻璃陶瓷中MgO和/或ZnO的含量低于0.6mol％。有利地，可含有60-71mol％的SiO2和7-9.4mol％的Li2O。该精密组件的一个有利变体包括根据本发明的LAS玻璃陶瓷，下文将详述其发明特征和有利改良。下文对该LAS玻璃陶瓷及其有利改良的说明也相应适用于包含这种LAS玻璃陶瓷的精密组件，因此，关于材料的有利组成和有利特征，请参考下文阐述。
此外，本发明还涉及一种根据本发明的精密EUVL组件，该组件选自以下各项组成的组：光掩模或中间掩模、光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版、光掩模载体或中间掩模台、面镜、面镜载体和晶片载体或晶片台，更特别地涉及光掩模或中间掩模，和/或光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版和/或光掩模载体或中间掩模台。
本发明还涉及根据本发明的精密EUVL组件的用途。
因此，根据本发明的精密EUVL组件可以有利地用于EUVL光刻。
本发明意义上的EUVL光刻还包括EUV微光刻。
因此，有利地，本发明还涉及根据本发明的精密EUVL组件在EUVL光刻中的用途，特别是用作光掩模或中间掩模、光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版、光掩模载体或中间掩模台、面镜、面镜载体和/或晶片载体或晶片台。
例如，精密EUVL组件可以是光学组件、特别是所谓的正入射镜，即辐射接近垂直入射的面镜，或所谓的掠入射镜，即辐射掠入射的面镜。这种面镜不仅包括基板，还包括反射入射辐射的涂层。特别是在针对X射线辐射镜的情况下，反射涂层例如可以是多层系统或多层，其在非掠入射时在X射线范围内具有反射率高的多个层。优选地，这种正入射镜的多层系统包括40至200对层，由例如Mo/Si、Mo/Bi、Ru/Si和/或MoRu/Be材料对中的一种交替层构成。
特别地，本发明的光学元件可以是X射线光学元件，即与X辐射、更特别是软X辐射或EUV辐射结合使用的光学元件、尤其是在反射中使用的中间掩模或光掩模、特别地用于EUV(微)光刻。有利地，该光学元件是掩模底版。更有利地，该精密组件可用作用于EUV光刻的面镜或用作面镜基板。
如前所述，根据本发明的精密EUVL组件或玻璃陶瓷的有利实施例在宽温度范围内具有平坦的CTE轮廓。例如，因为光掩模和/或光掩模载体被主动冷却，和/或由于使用了功率相对较高的EUV光束源和/或使用了相对较小的光掩模和光掩模载体，可能导致光掩模或光掩模载体局部升温，因此，在温度高于和/或低于常见应用温度的EUVL应用中，这些实施例是有利的。此外，在宽温度范围内具有所述平坦CTE轮廓的精密EUVL组件对在光掩模基板上应用的反射多层系统的附着力和/或坚固性是有利的，因为在光掩模的生产过程以及使用过程中发生温度变化时，拉应力可能减小。
如果在EUV光刻下，各个精密EUVL组件的CTE、CTE轮廓、热迟滞等热特性相互协调或相互匹配，特别是各精密EUVL组件具有非常相似或几乎相同的热特性，则可以产生诸多优点，特别是在成像品质方面。因此，有利地，尤其是光掩模基板和掩模载体使用相同的材料。
鉴于其机械稳定性很高，由有利玻璃陶瓷组成的根据本发明的精密EUVL组件可用于“高NA”EUVL装置或其他提高晶片处理量的EUVL装置。由于LAS玻璃陶瓷的弹性模量比其他材料(例如掺钛石英玻璃)要高，因此可以提高光掩模的动态定位精度。
根据本发明的精密EUVL组件、尤其是光掩模载体和/或晶片载体，可以是轻质结构。本发明的组件可进一步包括轻质结构，这意味着在组件的某些区域设置有空腔以减轻重量。与未处理的组件相比，通过轻量化处理，组件的重量优选地可以减轻至少80％、更优选地至少90％。
本发明还包括一种LAS玻璃陶瓷，尤其适用于本发明的精密EUVL组件，其中，该玻璃陶瓷在0至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE为至多0±0.1*10-6/K，而且，至少在19℃至25℃的温度范围内、优选为至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选为至少在10℃至35℃的温度范围内，热迟滞＜0.1ppm，此外，该玻璃陶瓷包括以下组分(基于氧化物，以mol％计)：
SiO2 60-71
Li2O 7-9.4
MgO+ZnO 0-＜0.6
至少一种选自由P2O5、R2O和RO构成的组的组分，其中，R2O可以为Na2O和/或K2O和/或Cs2O和/或Rb2O，RO可以为CaO和/或BaO和/或SrO；
含量为1.5mol％至6mol％的成核剂，其中，该成核剂是至少一种选自由以下各项构成的组的组分：TiO2、ZrO2、Ta2O5、Nb2O5、SnO2、MoO3和WO3。
在一种有利配置中，该精密EUVL组件可包括基板，其包括本发明的玻璃陶瓷。在另一有利配置中，该精密EUVL组件可包括根据本发明的玻璃陶瓷，或由其组成。
本发明首次提供一种零膨胀玻璃陶瓷，它至少在19至25℃的温度范围内、优选为至少在10至25℃的温度范围内、特别优选为至少在10至35℃的温度范围内，表现出小于0.1ppm的极低热迟滞。在下文中，在上述温度范围内，具有小于0.1ppm的小迟滞效应的材料称为“无迟滞”。由于如上所述，迟滞的程度取决于用于确定迟滞的温度变化率，因此，在本发明中，关于迟滞的说明涉及的加热率/冷却率为36K/h，即0.6K/min。在有利配置中，该LAS玻璃陶瓷至少在5℃至35℃的温度范围内或至少在5℃至40℃的温度范围内无迟滞、有利地至少在＞0℃至45℃的温度范围内、优选为至少在-5℃至50℃的温度范围内无迟滞。
上文已经详细介绍了与精密EUVL组件相关的CTE和热迟滞。所有说明，包括与现有技术相比的不同之处，也同样适用于根据本发明的LAS玻璃陶瓷。
在本发明中，该玻璃陶瓷指的是具有结晶相和玻璃相的无孔无机材料，其中，基体(即连续相)通常是玻璃相。要生产玻璃陶瓷，首先要将玻璃陶瓷的所有组分混合、熔融和澄清，然后浇铸出所谓的生坯玻璃。冷却后，通过重新加热(“受控体积结晶”)以受控方式使生坯玻璃结晶。生坯玻璃和由其制成的玻璃陶瓷的化学组成(分析)是相同的；陶瓷化仅改变了材料的内部结构。因此，下文提到玻璃陶瓷的组成时，其阐述同样适用于玻璃陶瓷的前体，即生坯玻璃。
在本发明中，首次认识到MgO和ZnO这两种组分会在所考虑的温度范围内产生热迟滞现象，因此，为了提供至少在10℃至35℃的温度范围内无迟滞现象的零膨胀LAS玻璃陶瓷，必须如下所述限制MgO和ZnO的含量。相反，迄今为止，一直认为在零膨胀LAS玻璃陶瓷中，有必要将这些玻璃组分进行组合或单独使用，以实现零膨胀并在相关温度范围内使材料的CTE-T曲线呈“平坦”状，即使CTE-T曲线的斜率较低。因此，会形成目标冲突，即无法同时实现该LAS玻璃陶瓷的零膨胀和无迟滞。
本发明不仅避免了MgO和ZnO的使用，而且在本发明规定的范围内选择SiO2和Li2O的含量，从而解决了这一目标冲突。在本发明中，已经确定在SiO2(60-71mol％)和Li2O(7-9.4mol％)含量所决定的范围内，可以惊人地获得零膨胀和无迟滞的玻璃陶瓷。
LAS玻璃陶瓷含有负膨胀晶相和正膨胀玻璃相，在本发明中，负膨胀晶相有利地包括高石英固溶体(也称为β-锂霞石)或由其构成。除了SiO2和Al2O3之外，Li2O也是固溶体的主要成分。如果存在，则将ZnO和/或MgO也置入固溶相，并与Li2O一起影响晶相的膨胀特性。这意味着，本发明的上述要求(减少，优选不用MgO和ZnO)对陶瓷化过程中形成的固溶体的性质和性能有重大影响。在已知的零膨胀玻璃陶瓷中，MgO和ZnO主要用于建立玻璃陶瓷所需的膨胀特性，而本发明则不同，本发明至少使用了一种选自由P2O5、R2O、RO所构成的组的组分，其中，R2O可以为Na2O和/或K2O和/或Rb2O和/或Cs2O，RO可以为CaO和/或BaO和/或SrO。与MgO和ZnO相反，所述碱土金属氧化物和碱金属氧化物(如果存在)仍保留在玻璃相中，而不会掺入高石英固溶体中。
在本发明的范围内，已经发现如果组成满足以下条件，则有利于提供零膨胀和无迟滞的玻璃陶瓷：摩尔含量SiO2+(5*摩尔含量Li2O)≥106或优选≥106.5、优选摩尔含量SiO2+(5*摩尔含量Li2O)≥107或≥107.5。替代地或附加地，“摩尔含量SiO2+(5*摩尔含量Li2O)”的有利上限可以是≤115.5或≤114.5或≤113.5。
在一个有利改良方案中，该玻璃陶瓷可以单独地或任意组合地包含以下以mol％计的组分：
在一个有利改良方案中，该玻璃陶瓷可以单独地或任意组合地包含以下以mol％计的组分：
进一步优选地，在上述针对R2O、RO和TiO2+ZrO2之和的极限范围内，该玻璃陶瓷中单独地或任意组合地存在以下以mol％计的组分：
在一个有利实施例中，该LAS玻璃陶瓷包括(基于氧化物，以mol％计)：
其中，该成核剂优选为TiO2和/或ZrO2。
在一个有利实施例中，该LAS玻璃陶瓷包括(基于氧化物，以mol％计)：
其中，该成核剂优选为TiO2和/或ZrO2。
在另一有利实施例中，该LAS玻璃陶瓷包括(基于氧化物，以mol％计)：
其中，该成核剂优选为TiO2和/或ZrO2。
该玻璃陶瓷中，二氧化硅(SiO2)的份额为至少60mol％、更优选为至少60.5mol％、还优选为至少61mol％、还优选为至少61.5mol％、进一步优选为至少62.0mol％。SiO2的份额为至多71mol％或小于71mol％、更优选为至多70mol％或小于70mol％、进一步优选为至多69mol％、还优选为至多68.5mol％。若SiO2的份额相对较大，混合物会更难熔融，熔体的粘度也更高，会使得在大规模工业生产设备中熔体难以均匀化。因此，SiO2含量不应超过71mol％、优选不超过70mol％。如果熔体的粘度高，熔体的处理温度Va就会升高。熔体的澄清和均匀化需要非常高的温度，但随着温度升高而增加的熔体侵蚀性会对熔融设备衬里造成腐蚀。此外，即使温度相对较高也可能不足以产生均匀的熔体，从而会导致生坯玻璃出现条纹和杂质(特别是气泡和熔融设备内衬的颗粒)，如此一来，在陶瓷化之后，所生产的玻璃陶瓷的性能均匀性(例如热膨胀系数的均匀性)就达不到要求。鉴于此，SiO2的含量优选地低于规定的上限。
Al2O3的份额优选为至少10mol％、优选为至少11mol％、优选为至少12mol％、更优选为至少13mol％、还优选为至少14mol％、还优选为至少14.5mol％、进一步优选为至少15mol％。如果含量太低，则不会形成低膨胀固溶体或形成的低膨胀固溶体太少。有利地，Al2O3的份额为至多22mol％、优选为至多21mol％、优选为至多20mol％、优选为至多19.0mol％、更优选为至多18.5mol％。Al2O3的含量过高会导致粘度增加，并使材料的不受控失透加剧。
根据本发明的玻璃陶瓷可以含有0至6mol％的P2O5，在某些有利实施例中可以含有0.1至6mol％的P2O5。有利地，该玻璃陶瓷的磷酸盐含量P2O5为至少0.1mol％、优选为至少0.3mol％、优选为至少0.5mol％、还优选为至少0.6mol％、更优选为至少0.7mol％、进一步优选为至少0.8mol％。P2O5基本上被融入玻璃陶瓷的晶相中，对晶相的膨胀特性有积极影响，因此对玻璃陶瓷的膨胀特性也有积极影响。此外，组分的熔融和熔体的澄清性也可以得到改善。然而，如果P2O5含量过高，在0℃至50℃的温度范围内，CTE-T曲线不会显示出有利的平坦轮廓。因此，玻璃陶瓷中P2O5的含量有利地为至多6mol％、优选为至多5mol％、更优选为至多4mol％、进一步优选为小于4mol％。根据个别实施例，玻璃陶瓷可以不含P2O5。
在本发明的范围内，组分SiO2、Al2O3和/或P2O5(即形成高石英固溶体的组分)的一定总量和比率可能有利于形成根据本发明的玻璃陶瓷。
该LAS玻璃陶瓷的基本成分SiO2和Al2O3的总份额(以mol％计)优选为至少75mol％、优选为至少78mol％、优选为至少79mol％、更优选为至少80mol％和/或优选为至多90mol％、优选为至多87mol％、优选为至多86mol％、更优选为至多85mol％。如果总量过高，则熔体的粘度曲线会偏向较高温度，这是不可取的，如上文关于组分SiO2所述。如果总量太低，则形成的固溶体太少。
该LAS玻璃陶瓷的基本成分SiO2、Al2O3和P2O5的总份额(以mol％计)优选为至少77mol％、有利地为至少81mol％、有利地为至少83mol％、更优选为至少84mol％和/或优选为至多91mol％、有利地为至多89mol％、更优选为至多87mol％、根据一种变体为至多86mol％。
P2O5与SiO2的摩尔比值优选为至少0.005、有利地为至少0.01、优选为至少0.012和/或优选为至多0.1、更优选为至多0.08、根据一种变体为至多0.07。
作为进一步的成分，该玻璃陶瓷含有氧化锂(Li2O)，其为至少7mol％、有利地为至少7.5mol％、优选为至少8mol％、特别优选为至少8.25mol％。Li2O的份额限制在至多9.4mol％、更优选为至多9.35mol％、更优选为至多或小于9.3mol％。Li2O是固溶相的一种成分，对玻璃陶瓷的热膨胀有很大作用。其不应超过9.4mol％的上限，否则会导致玻璃陶瓷的热膨胀系数CTE(0；50)为负；如Li2O的含量低于7mol％，则形成的固溶体太少，玻璃陶瓷的热膨胀系数为正值。
该玻璃陶瓷可以含有至少一种碱土金属氧化物，其选自由CaO、BaO、SrO构成的组，该组统称为“RO”。组RO中的组分基本上保留在玻璃陶瓷的无定形玻璃相中，对于保持陶瓷材料的零膨胀非常重要。如果CaO+BaO+SrO的总和过高，就无法实现本发明所要求的CTE(0；50)。因此，RO的份额有利地为至多6mol％或至多5.5mol％、优选为至多5mol％、有利地为至多4.5mol％、优选为至多4mol％、优选为至多3.8mol％、进一步优选为至多3.5mol％、还优选为至多3.2mol％。如果玻璃陶瓷含有RO，其有利的下限可以为至少0.1mol％、有利地为至少0.2mol％、优选为至少0.3mol％、还优选为至少0.4mol％。根据个别实施例，玻璃陶瓷可以不含RO。
CaO的份额可以优选为至多5mol％、有利地为至多4mol％、有利地为至多3.5mol％、有利地为至多3mol％、进一步优选为至多2.8mol％、更优选为至多2.6mol％。有利地，该玻璃陶瓷可以含有CaO，其份额为至少0.1mol％、有利地为至少0.2mol％、优选为至少0.4mol％、优选为至少0.5mol％。有利地，该玻璃陶瓷可以含有组分BaO，其份额为至少0.1mol％、优选为至少0.2mol％和/或最多4mol％、有利地为最多3mol％、有利地为最多2.5mol％、优选为最多2mol％、优选为最多1.5mol％、还优选为最多1.4mol％，BaO是一种很好的玻璃形成剂。该玻璃陶瓷可以含有SrO，其含量为至多3mol％、有利地为至多2mol％、优选为至多1.5mol％、优选为至多1.3mol％、优选为至多1.1mol％、更优选为至多1mol％、还优选为至多0.9mol％和/或优选为至少0.1mol％。根据个别实施例，该玻璃陶瓷不含CaO和/或BaO和/或SrO。
该玻璃陶瓷中可选地含有氧化钠(Na2O)和/或氧化钾(K2O)和/或氧化铯(Cs2O)和/或氧化铷(Rb2O)，即可以是不含Na2O和/或不含K2O和/或不含Cs2O和/或不含Rb2O这样的变体。有利地，Na2O的份额可以为至多3mol％、优选为至多2mol％、优选为至多1.7mol％、优选为至多1.5mol％、优选为至多1.3mol％、优选为至多1.1mol％。有利地，K2O的份额可以为至多3mol％、优选为至多2.5mol％、优选为至多2mol％、优选为至多1.8mol％、优选为至多1.7mol％。有利地，Cs2O的份额可以为至多2mol％、优选为至多1.5mol％、优选为至多1mol％、优选为至多0.6mol％。有利地，Rb2O的份额可以为至多2mol％、优选为至多1.5mol％、优选为至多1mol％、优选为至多0.6mol％。根据个别实施例，该玻璃陶瓷不含Na2O和/或K2O和/或Cs2O和/或Rb2O。
Na2O、K2O、Cs2O和Rb2O可分别且彼此独立地以至少0.1mol％、优选为至少0.2mol％、更优选为至少0.5mol％的份额包含在该玻璃陶瓷中。组分Na2O、K2O、Cs2O和Rb2O基本上保留在玻璃陶瓷的无定形玻璃相中，对于保持陶瓷材料的零膨胀非常重要。
因此，有利地，Na2O、K2O、Cs2O和Rb2O的含量之和R2O可以为至少0.1mol％、优选为至少0.2mol％、有利地为至少0.3mol％、优选为至少0.4mol％。有利地至少0.2mol％的低R2O含量可以有助于扩大使玻璃陶瓷膨胀曲线呈现平坦轮廓的温度范围。有利地，Na2O、K2O、Cs2O和Rb2O的含量之和R2O可以为至多6mol％、优选为至多5mol％、优选为至多4mol％、优选为至多3mol％、优选为至多2.5mol％。如果Na2O+K2O+Cs2O+Rb2O的总和太小或太大，则可能无法实现本发明所需的CTE(0；50)。根据个别实施例，玻璃陶瓷可以不含R2O。
该玻璃陶瓷可以含有最多0.35mol％的氧化镁(MgO)。另一有利上限可以为最多0.3mol％、最多0.25mol％、最多0.2mol％、最多0.15mol％、最多0.1mol％或最多0.05mol％。特别优选地，根据本发明的玻璃陶瓷不含MgO。如上所述，该玻璃陶瓷中的组分MgO会在0℃至50℃的温度范围内引起热迟滞。玻璃陶瓷中MgO的含量越少，在上述温度范围内的迟滞就越小。
该玻璃陶瓷可含有最多0.5mol％的氧化锌(ZnO)。另一有利上限可以为最多0.45mol％、最多0.4mol％、最多0.35mol％、最多0.3mol％、最多0.25mol％、最多0.2mol％、最多0.15mol％、最多0.1mol％、或最多0.05mol％。特别优选地，根据本发明的玻璃陶瓷不含ZnO。如上所述，本发人已发现，玻璃陶瓷中的组分ZnO会在0℃至50℃的温度范围内引起热迟滞。玻璃陶瓷中ZnO的含量越少，在上述温度范围内的迟滞就越小。
就本发明玻璃陶瓷的无迟滞性而言，必须满足MgO+ZnO小于0.6mol％的条件。MgO+ZnO之和的另一有利上限是可以为最多0.55mol％、最多0.5mol％或小于0.5mol％、最多0.45mol％、最多0.4mol％、最多0.35mol％、最多0.3mol％、最多0.25mol％、最多0.2mol％、最多0.15mol％、最多0.1mol％或最多0.05mol％。
该玻璃陶瓷还含有至少一种晶体成核剂，该晶体成核剂选自由以下各项构成的组：TiO2、ZrO2、Ta2O5、Nb2O5、SnO2、MoO3、WO3。该成核剂可以是上述两种或更多种以上组分的组合。另一有利成核剂可以是HfO2。在有利实施例中，该玻璃陶瓷因此包括HfO2和至少一种晶体成核剂，该晶体成核剂选自由以下各项构成的组：TiO2、ZrO2、Ta2O5、Nb2O5、SnO2、MoO3、WO3。该成核剂的份额总和优选为至少1.5mol％、优选为至少2mol％或大于2mol％、更优选为至少2.5mol％、根据某些变体为至少3mol％。其上限可以为最多6mol％、优选为最多5mol％、优选为最多4.5mol％或最多4mol％。在特别有利变体中，所述上限和下限适用于TiO2和ZrO2的总和。
该玻璃陶瓷中可含有氧化钛(TiO2)，其份额优选为至少0.1mol％、有利地为至少0.5mol％、优选为至少1.0mol％、优选为至少1.5mol％、优选为至少1.8mol％和/或优选为至多5mol％、有利地为至多4mol％、更优选为至多3mol％、更优选为至多2.5mol％、优选为2.3mol％。根据本发明的玻璃陶瓷不含TiO2的变体也是可能的。
有利地，玻璃陶瓷还可以含有氧化锆(ZrO2)，其为至多3mol％、优选为至多2.5mol％、更优选为至多2mol％、优选为至多1.5mol％或至多1.2mol％。ZrO2的份额可以优选为至少0.1mol％、更优选为至少0.5mol％、至少0.8mol％或至少1.0mol％。根据本发明的玻璃陶瓷不含ZrO2的变体也是可能的。
根据本发明的一些有利变体，该玻璃陶瓷可以单独地或总计包括0至5mol％的Ta2O5和/或Nb2O5和/或SnO2和/或MoO3和/或WO3，这些组分可例如用作替代或附加成核剂，或用于调节折射率等光学性能。HfO2同样可以作为替代或附加成核剂。例如，为了调节光学性能，在一些有利变体中可以包含Gd2O3、Y2O3、HfO2、Bi2O3和/或GeO2。
该玻璃陶瓷可以进一步包含一种或多种份额大于0.05mol％或为至少0.1mol％和/或至多为1mol％的常规澄清剂，这些澄清剂选自由As2O3、Sb2O3、SnO2、SO4 2-、F-、Cl-、Br-或其混合物构成的组。然而，澄清剂氟会降低玻璃陶瓷的透明度，因此，如果存在这种组分，有利地将其限制为最多0.5mol％、优选为最多0.3mol％、优选为最多0.1mol％。该玻璃陶瓷优选地不含氟。
本发明的一个有利实施例是一种LAS玻璃陶瓷、特别地用于精密EUVL组件或EUVL精密组件，其中，该玻璃陶瓷使用As2O3作为澄清剂。
在该LAS玻璃陶瓷或精密EUVL组件的另一有利实施例中，该LAS玻璃陶瓷含有最多0.05mol％的As2O3，作为澄清剂。有利地，该玻璃陶瓷中As2O3的含量≤0.04mol％、优选≤0.03mol％、优选≤0.025mol％、优选≤0.02mol％、优选≤0.015mol％。有利地，玻璃陶瓷中As2O3的含量越低越好。该玻璃陶瓷的特别优选变体基本上不含As2O3，其中，“基本上不含As2O3或无As”是指组分As2O3并不是作为一种组分有意添加到组成中，而最多是作为一种杂质包含在内，其中，对于不含As2O3的玻璃陶瓷，As2O3的杂质极限≤0.01mol％、优选≤0.005mol％。根据一个特定实施例，该玻璃陶瓷不含As2O3。
研究发现，在本发明规定的范围内，即使根据一个有利实施例以更环保的方式澄清玻璃陶瓷，即含有最多0.05mol％的As2O3，并且优选基本上不含As2O3，令人惊讶的是，也可以获得零膨胀和无迟滞的玻璃陶瓷。
为了在降低As2O3含量的情况下提供无迟滞和零膨胀玻璃陶瓷的有利实施例，或者甚至在不使用As2O3的情况下也能达到所需的内部品质，特别地指气泡数量少和条纹很少，一种有利实施例是使用至少一种化学澄清剂。
在一个有利实施例中，该玻璃陶瓷可以具有至少一种替代氧化还原澄清剂和/或至少一种蒸发澄清剂和/或至少一种分解澄清剂，作为化学澄清剂，替代As2O3或作为小份额(最多0.05mol％)As2O3的补充。由于As2O3也是一种氧化还原澄清剂，因此在本发明的范围内，作为As2O3的替代品或补充使用的氧化还原澄清剂被称为“替代氧化还原澄清剂”。
在一个有利变体中，该玻璃陶瓷中可检测到的化学澄清剂的总含量(如果玻璃陶瓷中存在As2O3则不含As2O3)可以在0mol％到1mol％的范围内。在一个有利实施例中，可在该玻璃陶瓷中检测到的澄清剂的总含量(不含As2O3)大于0.01mol％、优选为至少0.05mol％、优选为至少0.1mol％、优选为至少0.15mol％、有利地为至少0.2mol％和/或最多1mol％、优选为最多0.7mol％、优选为最多0.5mol％、优选为最多0.4mol％。一些有利变体还可以含有至多0.3mol％、优选为至多0.25mol％或至多0.2mol％的澄清剂。可以在玻璃陶瓷的分析中检测出各组分的份额。这尤其适用于下文提到的所有澄清剂，但所述硫酸盐组分除外。
氧化还原澄清剂含有多价离子，这些离子出现在至少两种彼此处于温度依赖性平衡的氧化态，在高温下会释放出气体，通常是氧气。因此，某些多价金属氧化物可用作氧化还原澄清剂。在一个有利变体中，替代氧化还原澄清剂可以是至少一种选自Sb2O3、SnO2、CeO2、MnO2、Fe2O3所组成的组的组分。但原则上，如果其他氧化还原化合物在澄清相关温度范围内释放出澄清气体，并转化为具有不同金属离子价态的氧化物或金属形式，这些氧化还原化合物也是适用的。例如，DE19939771A中描述了许多此类化合物。优选地，选择在低于1700℃的温度释放出澄清气体(特别是氧气)的替代氧化还原澄清剂，例如Sb2O3、SnO2、CeO2。
对该玻璃陶瓷的分析可用于确定As2O3的含量和/或至少一种替代氧化还原澄清剂的含量，专家可据此得出所用澄清剂的类型和数量。例如，该替代氧化还原澄清剂可以作为氧化物添加到混合物中。
在一个有利变体中，替代氧化还原澄清剂的总含量可以在0mol％至1mol％的范围内。在一个有利实施例中，可在该玻璃陶瓷中检测到的替代氧化还原澄清剂的总含量大于0.01mol％、优选为至少0.05mol％、优选为至少0.1mol％、优选为至少0.15mol％、有利地为至少0.2mol％和/或为至多1mol％、优选为至多0.7mol％、优选为至多0.5mol％、优选为至多0.4mol％。一些有利变体还可以含有至多0.3mol％、优选为至多0.25mol％或至多0.2mol％的替代氧化还原澄清剂。
该玻璃陶瓷可含有0mol％至1mol％的氧化锑(Sb2O3)作为替代氧化还原澄清剂。在一个有利实施例中，该玻璃陶瓷含有Sb2O3，其份额超过0.01mol％、优选为至少0.05mol％、有利地为至少0.1mol％、有利地为至少0.15mol％、优选为至少0.2mol％和/或优选为至多1mol％、有利地为至多0.7mol％、更优选为至多0.5mol％、进一步优选为至多0.4mol％、优选为至多0.3mol％。由于Sb2O3被认为对环境有害，因此有利地在澄清过程中尽可能少地使用Sb2O3。该玻璃陶瓷的一个优选实施例是基本上不含Sb2O3或无Sb，其中，“基本上不含Sb2O3”是指Sb2O3并非作为原料组分有意添加到组成中，而最多是作为杂质包含在内，其中，对于不含Sb2O3的玻璃陶瓷，其杂质极限最多为0.01mol％、优选为最多0.005mol％。根据特定实施例，该玻璃陶瓷不含Sb2O3。
该玻璃陶瓷可含有0mol％至1mol％的氧化锡(SnO2)作为替代氧化还原澄清剂。在一个有利实施例中，该玻璃陶瓷含有SnO2，其份额超过0.01mol％、优选为至少0.05mol％、有利地为至少0.1mol％、有利地为至少0.15mol％、优选为至少0.2mol％、优选为至少0.3mol％和/或优选为至多1mol％、有利地为至多0.7mol％、更优选为至多0.6mol％。在某些变体中，有利地，其上限为至多0.5mol％、进一步优选为至多0.4mol％、更优选为至多0.3mol％。如果SnO2的含量过高，可能会难以控制生坯玻璃的陶瓷化过程，因为SnO2含量较高时不仅会起到澄清剂的作用，还会起到晶体成核剂的作用。根据本发明，该玻璃陶瓷不含SnO2或无Sn的变体是可能且有利的，即不向混合物中添加含Sn的原料来澄清底层生坯玻璃，其中，因原料或工艺引入的SnO2的杂质极限为至多0.01mol％、优选为最多0.005mol％。
该玻璃陶瓷可以含有0mol％至1mol％的CeO2和/或MnO2和/或Fe2O3作为替代氧化还原澄清剂。可以分别且彼此独立地包含这些组分，其份额优选地超过0.01mol％、优选为至少0.05mol％、有利地为至少0.1mol％、有利地为至少0.15mol％、优选为至少0.2mol％和/或优选为至多1mol％、优选为至多0.7mol％、更优选为至多0.5mol％、进一步优选为至多0.4mol％、优选为至多0.3mol％。该玻璃陶瓷的优选变体不含CeO2和/或MnO2和/或Fe2O3，即没有含Ce的原料和/或含Mn的原料和/或含Fe的原料被添加到混合物中以澄清底层生坯玻璃，其中，因原料或工艺引入的CeO2和/或MnO2和/或Fe2O3的杂质极限为最多0.01mol％、优选为最多0.005mol％。
蒸发澄清剂是指在高温下会因其蒸气压力而挥发的组分，因而在熔体中形成的气体会起到澄清作用。
在一个有利变体中，该蒸发澄清剂可以含有卤素组分。
在一种有利变体中，该蒸发澄清剂可以包括至少一种具有澄清作用的卤素、特别是从由氯(Cl)、溴(Br)和碘(I)组成的组中选出的卤素。具有澄清作用的优选卤素为氯。氟不是具有澄清作用的卤素，因为其在低温下就会被挥发。不过，该玻璃陶瓷仍可以含有氟。但氟可能会降低玻璃陶瓷的透明度，因此，如果含有氟，其含量优选地限制为最多0.5mol％、优选为最多0.3mol％、优选为最多0.1mol％。该玻璃陶瓷优选地不含氟。
可以以不同形式来添加该具有澄清作用的卤素。在一个实施例中，卤素可以作为碱金属阳离子或碱土金属阳离子的盐或卤化铝加入混合物中。在一个实施例中，卤素可以作为盐使用，而盐中的阳离子与玻璃陶瓷中作为氧化物存在的阳离子相对应。具有澄清作用的卤素可以作为卤素化合物使用、特别是卤化物。合适的卤化物尤其是氯阴离子、溴阴离子和/或碘阴离子与碱金属阳离子或碱土金属阳离子或铝阳离子的盐。优选示例为氯化物，如LiCl、NaCl、KCl、CaCl2、BaCl2、SrCl2、AlCl3及其组合。也可以使用相应的溴化物和碘化物，如LiBr、LiI、NaBr、NaI、KBr、KI、CaI2、CaBr2及其组合。其他例子还有BaBr2、BaI2、SrBr2、SrI2及其组合。
在一个有利变体中，具有澄清作用的卤素(即Cl和/或Br和/或I)的总含量可以在0mol％到1mol％之间。在一个有利实施例中，该玻璃陶瓷中可检测到的具有澄清作用的卤素总含量超过0.03mol％、优选为至少0.04mol％、优选为至少0.06mol％、优选为至少0.08mol％、优选为至少0.1mol％、优选为至少0.15mol％、优选为至少0.2mol％和/或为至多1mol％、优选为至多0.7mol％、优选为至多0.5mol％、优选为至多0.4mol％。一些有利变体还可以含有至多0.3mol％、优选为至多0.25mol％或至多0.2mol％的具有澄清作用的卤素。所述含量是指在该玻璃陶瓷中可检测到的卤素含量。对于本领域的技术人员来说，使用这些数据计算澄清所需的卤素或卤化物的量属常规问题。
该玻璃陶瓷中可以含有0mol％到1mol％的氯(以原子方式测定，并表示为Cl)。在一个有利实施例中，该玻璃陶瓷含有Cl，其份额超过0.03mol％、有利地为至少0.04mol％、有利地为至少0.05mol％、有利地为至少0.1mol％、有利地为至少0.15mol％、优选为至少0.2mol％和/或优选为至多1mol％、有利地为至多0.7mol％、更优选为至多0.5mol％、进一步优选为至多0.4mol％、优选为至多0.3mol％。一些有利的玻璃陶瓷可以不含Cl，即在混合物中不添加含Cl的原料来澄清底层生坯玻璃。Cl最多作为一种杂质包含在内，其中，Cl杂质限制为至多0.03mol％。
上述范围和限制同样适用于具有澄清作用的卤素Br，以及上述范围和限制同样适用于具有澄清作用的卤素I。该玻璃陶瓷的优选变体不含Br和/或I。
作为蒸发澄清剂和/或替代氧化还原澄清剂的替代或补充，该化学澄清剂可以包含至少一种分解澄清剂。该分解澄清剂是一种无机化合物，其会在高温下分解，释放出澄清气体，而且其分解产物具有足够高的气体压力、特别是大于105Pa。该分解澄清剂可以优选地是含有过氧阴离子的盐、特别是硫酸盐组分。该分解澄清剂优选地包含硫酸盐组分。作为硫酸盐加入的组分在分解后，会在高温下释放出SO2和O2，这有助于熔体的澄清。
可以以不同的形式添加该硫酸盐组分。在一个实施例中，硫酸盐作为碱金属阳离子或碱土金属阳离子的盐一起加入混合物中。在一个实施例中，硫酸盐可以作为盐使用，而盐中的阳离子与玻璃陶瓷中作为氧化物存在的阳离子相对应。举例来说，以下组分可有利地用作硫酸盐源：Li2SO4、Na2SO4、K2SO4、CaSO4、BaSO4、SrSO4。
在本发明的范围内，在材料分析中将硫酸盐测定为SO3。然而，由于LAS玻璃陶瓷对硫酸盐的溶解度很低，因此在熔融后无法再通过通常的X射线荧光分析检测出熔体产品中的硫酸盐组分(即SO3)。因此，在硫酸盐澄清的示例性实施例(见下文)中，给出了根据玻璃熔体的合成使用了多少mol％的SO4 2-或多少mol％的SO3。例如，可以通过分析玻璃陶瓷中的残余气体含量(SO2)来确定已经用作澄清剂的硫酸盐组分。
在合成过程中，通过至少一种相应的硫酸盐化合物，向用硫酸盐组分澄清过的有利玻璃陶瓷中添加SO3，其份额超过0.01mol％、优选为至少0.05mol％、有利地为至少0.1mol％、有利地为至少0.15mol％、优选为至少0.2mol％和/或优选为至多1mol％、优选为至多0.7mol％、更优选为至多0.5mol％、进一步优选为至多0.4mol％、优选为至多0.3mol％。无硫酸盐(即不含SO3或SO4 2-)的澄清的玻璃陶瓷是可能且有利的。因此，在玻璃陶瓷的合成过程中加入的澄清硫酸盐的份额可以为0mol％到1mol％的SO3。
根据本发明的一个变体，该玻璃陶瓷或底层玻璃可以使用适宜的金属硫化物作为分解澄清剂进行澄清，如US2011/0098171A中所述。在一个实施例中，硫化物中阳离子对应于玻璃陶瓷中作为氧化物存在的阳离子。合适的金属硫化物的示例有碱金属硫化物、碱土金属硫化物和/或硫化铝，它们在氧化条件下会在熔体中释放出SO3。为了使金属硫化物能够很好地发挥澄清剂的作用，可以有利地将其与氧化剂，优选为硝酸盐和/或硫酸盐结合使用。
有利地As2O3含量小的玻璃陶瓷或有利地不含As2O3的玻璃陶瓷可以具有化学澄清剂的组合。在这种情况下，以下组合可能是有利的，相应的玻璃陶瓷优选地在单个组分和/或总和的上述限制范围内具有所述澄清剂。有利实施例包括：
分别具有最多0.05mol％的As2O3的SnO2和/或Sb2O3；或
不含As2O3的组合，例如：Sb2O3与SnO2；Sb2O3与Cl；Sb2O3与SO3；或
不含As2O3且不含Sb2O3的组合，例如：SnO2与Cl，SnO2与SO3，Cl与SO3。
替代地，只用一种澄清剂澄清的玻璃陶瓷也是有利的，例如只含有Sb2O3或只含有SnO2作为澄清剂的玻璃陶瓷。
上述方案是用化学澄清剂对熔体进行澄清，其原理在于添加分解并释放气体的化合物，或在较高温度挥发的化合物，或在较高温度的平衡反应中释放气体的化合物，作为前述方案的替代或补充，有利地，还可以使用已知的物理澄清工艺，例如通过升温来降低玻璃熔体的粘度、真空澄清、高压澄清等。
在本发明的一个有利变体中，该混合物可以含有硝酸盐(NO3)，硝酸盐在熔融和澄清过程中充当氧化剂并确保熔体中存在氧化条件，从而提高所用澄清剂(特别是替代氧化还原澄清剂)的效果。在一个实施例中，硝酸盐可以作为盐使用，而盐中的阳离子与玻璃陶瓷中作为氧化物存在的阳离子相对应。相应例子可以为：硝酸铝、碱金属硝酸盐、碱土金属硝酸盐、硝酸锆，但硝酸铵也可以有利地作为硝酸盐源。可以使用硝酸盐化合物或几种硝酸盐化合物的混合物。如果该混合物中含有硝酸盐化合物或硝酸盐化合物混合物以支持澄清过程，则NO3总量优选为至少0.4mol％、优选为至少0.5mol％、优选为至少0.8mol％、优选为至少1mol％和/或有利地为至多5mol％、优选为至多4mol％。在某些有利变体中，也可以使用至多3mol％的硝酸盐。鉴于硝酸盐的挥发性，在玻璃或玻璃陶瓷中无法再检测到硝酸盐。
上述玻璃组成可选地单独或总计地含有含量为0-3mol％的着色氧化物，例如Nd2O3、Fe2O3、CoO、NiO、V2O5、MnO2、CuO、CeO2、Cr2O3、或稀土氧化物。优选的变体不含着色氧化物。
B2O3会对玻璃陶瓷的透明度产生负面影响。因此，在一个有利变体中，这种组分的含量限制为＜0.2mol％、优选为至多0.1mol％。优选的变体不含B2O3。
根据本发明的一个有利实施例，该组成不含上述未提及的组分。
根据本发明的一个有利实施例，根据本发明的玻璃陶瓷或生坯玻璃优选包含上述组分或优选组分SiO2、Al2O3、Li2O、P2O5、R2O、RO和成核剂，其份额优选为至少90mol％、更优选为至少95mol％、最优选为至少99mol％。
根据玻璃陶瓷的一种有利改良方案，它基本上不含选自由以下各项构成的组的一种或多种玻璃组分：MgO、ZnO、PbO、B2O3、CrO3、F、Cd化合物。
根据本发明，“不含X”或“不含组分X”是指该玻璃陶瓷基本上不含组分X，即这种组分最多作为杂质存在于该玻璃中，而不是作为单独组分添加到该组成。至于杂质、特别是带MgO和/或ZnO的杂质，在不含MgO和/或ZnO的变体中，就各组分而言不应超过0.03mol％、优选0.01mol％的极限。对于其他玻璃组分，就单个组分而言，其杂质含量可以更高，最多可达0.1mol％、优选最多为0.05mol％、有利地最多为0.01mol％、有利地最多为0.005mol％、对于某些组分、有利地最多为0.003mol％。这里，X代表任何所需的组分，例如PbO。上述限制不涉及澄清剂，如上文所述澄清剂有自己的杂质限制。
根据本发明的玻璃陶瓷以高石英固溶体为主晶相。该主晶相是指在晶相中体积份额最大的晶相。高石英固溶体是一种亚稳相，根据结晶条件的不同，其组成和/或结构会发生变化，或转化为另一种晶相。含高石英固溶体的热膨胀率非常低，甚至热膨胀率会随着温度的升高而降低。在一个有利实施例中，该晶相中不含β-锂辉石且不含正方硅石。
该LAS玻璃陶瓷的有利实施例中，晶相的含量低于70vol％和/或有利地高于45vol％。该晶相由高石英固溶体构成，该高石英固溶体也称为β-锂霞石固溶体。该高石英固溶体的平均晶粒尺寸有利地＜100nm、优选＜80nm、优选＜70nm。晶粒尺寸小，玻璃陶瓷的透明度就高，抛光效果也更好。在某些有利变体中，该高石英固溶体的平均晶粒尺寸可以≤60nm、优选≤50nm。通过已知方式借助于X射线衍射分析方法来确定晶相、晶相份额和平均晶粒尺寸。
根据本发明的一个实施例，生产出一种透明的玻璃陶瓷。由于具有透明度，因此可以更好地评估这种玻璃陶瓷的许多特性，特别是其内部品质。根据本发明的玻璃陶瓷是透明的，即在350至650nm的波长范围内，其内部透射率为至少70％。B2O3和/或氟含量较高会降低透明度。因此，有利变体不含上述一种或两种组分。此外，在本发明范围内生产的玻璃陶瓷没有气孔和裂缝。在本发明范围内，“无气孔”是指气孔率小于1％、优选小于0.5％、更优选小于0.1％。裂缝是指原本连续结构中的间隙，即不连续性。
为了能在大规模工业生产车间生产出均匀的玻璃陶瓷，有利的是，该玻璃陶瓷所基于的生坯玻璃(以及由此玻璃陶瓷)的处理温度Va有利地为最高1330℃、优选为最高1320℃。一些有利变体的处理温度为最高1310℃、或最高1300℃、或低于1300℃。该处理温度Va是指熔体粘度为104dPas的温度。均匀性主要是指玻璃陶瓷在较大体积上的CTE均匀性以及较小数量的杂质(优选没有杂质)，如气泡和颗粒。这是玻璃陶瓷的品质特性，也是用于精密EUVL组件、特别是用于超大型精密EUVL组件的先决条件。
处理温度由玻璃陶瓷的组成决定。特别是形成玻璃网络的组分SiO2被视为是提高粘度和由此处理温度的决定性组分，因此应根据上述规定来选择最高SiO2含量。
CTE
根据本发明的玻璃陶瓷是零膨胀的(见表1a和1b)，即在0至50℃范围内，它们的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1*10-6/K。某些有利变体在0至50℃的范围内甚至具有至多0±0.05*10-6/K的平均热膨胀系数。对某些应用有利的是，在相对较宽的温度范围内，例如在-30℃至+70℃、优选在-40℃至+80℃的范围内，平均CTE至多为0±0.1*10-6/K。关于平均CTE和差分CTE的更多细节，上文已结合本发明的精密EUVL组件进行了描述。相关公开内容全部纳入该玻璃陶瓷的描述中。
热迟滞
在本发明的范围内，玻璃陶瓷至少在19至25℃的温度范围内、优选至少在10至25℃的温度范围内、特别优选至少在10至35℃的温度范围内具有小于0.1ppm的热迟滞，因此是无迟滞的(参见图10和11以及图31至33)。在有利实施例中，这种无迟滞性至少存在于5至35℃的温度范围内、优选至少存在于5至45℃的温度范围内、优选至少存在于>0℃至45℃的温度范围内、优选至少存在于-5℃至50℃的温度范围内。特别优选地，无迟滞的温度范围更宽，因而该材料或组件也适于在至少高达100℃、优选甚至高于100℃的温度进行应用。
关于热迟滞的更多细节，已在上文结合本发明的精密EUVL组件中进行了描述。相关公开内容全部纳入该玻璃陶瓷的描述中。
图2至图9示出了已知LAS玻璃陶瓷的热膨胀曲线，这些曲线都是用与本发明的LAS玻璃陶瓷(图10和图11以及图31至图33)相同的方法绘制的。在图3至图8所示的材料中，冷却曲线(短划线)和加热曲线(点虚线)在温度较低时明显彼此相隔一定距离。在10℃时，相差超过0.1ppm，在个别对比示例中相差可达约1ppm。换句话说，在至少10℃至35℃的相关温度范围内，这些材料具有显著的热迟滞性。
图2至图5示出的所讨论的LAS玻璃陶瓷(表2中的对比示例7、9和10)均含有MgO和ZnO，并且在10℃至35℃的较宽温度区间内具有热迟滞。图6和图7示出了不含MgO但含有ZnO的LAS玻璃陶瓷(表2中的对比示例8和14)的迟滞曲线。这两种材料在低于15℃时都表现出强烈的热迟滞现象。图8示出了不含ZnO但含有MgO的LAS玻璃陶瓷(表2中的对比示例15)的迟滞曲线。这种材料同样在低于15℃时表现出强烈的热迟滞现象。从图9中可以看出，这种已知材料(表2中的对比示例1)没有热迟滞，但曲线陡峭的轮廓表明它不是零膨胀材料。此处，平均CTE为-0.24ppm/K。
在根据本发明的LAS玻璃陶瓷中，MgO和/或ZnO含量非常低、或者优选不含MgO和ZnO。如从图10和图11以及图31至图33中可以看出非让，加热曲线和冷却曲线至少在10℃至35℃的温度范围内重叠。然而，这些材料不仅在10℃至35℃的温度范围内无迟滞现象，而且至少在5℃至35℃的温度范围内、优选至少在5℃至45℃的温度范围内、优选至少在>0℃至45℃的温度范围内无迟滞现象。图11中的示例7至少在-5℃至50℃的温度范围内、优选在甚至更高或更低的温度也是无迟滞的。
指数F
可以有利的是，该LAS玻璃陶瓷的膨胀曲线在0℃至50℃的温度范围内具有平坦的轮廓。可以用指数F来衡量膨胀曲线的平坦程度，从而表示热膨胀曲线偏离单一线性曲线的程度，其中，F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|。因此，有利的是，指数F＜1.2、优选＜1.1、优选至多为1.05。指数F越接近1，膨胀曲线越平坦。图12、图13、图18和图34示出了无论是在0℃至50℃的温度范围内，还是在-30℃至70℃的更大温度范围内，该LAS玻璃陶瓷的有利实施例的膨胀曲线都具有平坦轮廓(此处F＝1)。相比之下，图14至图17和图19示出了，在上述温度范围内，已知材料的膨胀曲线呈现出明显的更陡且弯曲的轮廓。
替代指数fT.i
.
对于某些有利变体，根据组件的应用领域，也可以预见在另一温度区间(T.i.)、优选是在温度范围(20；40)、(20；70)和/或(-10；30)内，膨胀曲线呈现平坦的轮廓。替代指数fT.i.的单位为(ppm/K)，其定义为fT.i.＝TCL(T.i.)/温度区间宽度(T.i.)，其中，T.i.表示考量的各个温度区间。有利地，如图27至30、35和36中所示，该玻璃陶瓷的替代指数f(20；40)＜0.024ppm/K和/或替代指数f(20；70)＜0.039ppm/K和/或替代指数f(-10；30)＜0.015ppm/K。
关于指数F、替代指数fT.i.、以及在20℃-30℃、20℃-35℃和/或20℃-40℃的温度范围内的相对长度变化(dl/l0)的更多细节，已在上文结合根据本发明的精密EUVL组件进行了描述。相关公开内容全部纳入该玻璃陶瓷的描述中。
其他有利特征
图20和21以及图37至41示出了该LAS玻璃陶瓷的有利实施例具有CTE平台。具有平台的，即在宽温度范围内具有最优零膨胀的玻璃陶瓷具有与上文所述的膨胀曲线的平坦轮廓、指数F以及替代指数fT.i.相同的优点。
有利地，差分CTE具有接近0ppm/K的平台，即在宽度为至少40K、优选为至少50K的温度区间TP中，差分CTE小于0±0.025ppm/K。其中，CTE平台的温度区间用TP表示。有利地，在宽度为至少40K的温度区间TP中，差分CTE可以小于0±0.015ppm/K。
上文结合精密EUVL组件所描述的图22、图23和图26以及图42和图43示出了该LAS玻璃陶瓷的有利实施例具有CTE曲线，其斜率在宽温度范围内非常小。有利地，在宽度至少为30K的温度区间内，该CTE-T曲线的斜率≤0±2.5ppb/K2、优选≤0±2ppb/K2、优选≤0±1.5ppb/K2、特别优选≤0±1ppb/K2，根据某些变体≤0±0.8ppb/K2，根据特定变体甚至≤0±0.5ppb/K2。
无论是否形成有利的CTE平台，低斜率这一特征都可能存在。
根据本发明的玻璃陶瓷或由根据本发明的玻璃陶瓷制成的有利精密EUVL组件优选地具有根据ASTM C1259(2021)测得的弹性模量，该弹性模量为75GPa至100GPa、优选为80GPa至95GPa。如上所述，将上述有利的精密EUVL组件应用于“高NA”EUVL装置或其他具有更高晶片处理量的EUVL装置中是非常有利的，因为通过更高的弹性模量可以提高光掩模的动态定位精度。
关于CTE平台、CTE-T曲线的斜率、CTE-T曲线的过零以及通过改变陶瓷化温度和/或陶瓷化时间使CTE轮廓或膨胀轮廓适应不同应用温度(例如，见图24、25、44、45)等的更多有利细节，已在上文结合根据本发明的精密EUVL组件进行了描述。相关公开内容全部纳入该玻璃陶瓷的描述中。
示例
表1a、1b和2示出了根据本发明的玻璃陶瓷，特别地用于精密EUVL组件的根据本发明的玻璃陶瓷的示例的组成和对比示例的组成及其性能。
表1a所列的组成是用氧化物、碳酸盐和硝酸盐等商业原料按常规生产工艺熔融而成的。首先，在规定的特定最高温度对根据表1a生产的生坯玻璃进行陶瓷化特定时间。
例如，WO 2015/124710A1中描述了用于精密组件，尤其是大型精密组件的玻璃陶瓷的生产。
表1示出了本发明的23个示例(Ex.)，这些示例至少在10℃至35℃的温度范围内无迟滞现象，且膨胀率为零。示例6、18、19和20仅在0℃左右开始出现热迟滞，示例11、17和23仅在-5℃开始出现热迟滞。示例7、12、14、15和22在-5℃至45℃的整个温度范围内都没有迟滞现象。此外，指数F＜1.2，这意味着在0℃至50℃的温度范围内，所有示例的膨胀曲线的轮廓有利地都是平坦的。此外，这些示例的处理温度都等于或低于1330℃，因此可以在工业规模的生产厂中生产出均匀度很高的玻璃陶瓷。表1a、1b和2中的处理温度是根据DIN ISO7884-1标准(2014—《肖特股份公司玻璃技术手册-目录》(Schott Techn.Glas-Katalog))测得的。
在示例5中，在不超过780℃的温度陶瓷化2.5天后，针对更多温度区间测定平均CTE，结果如下：CTE(20；300℃)：-0.17ppm/K；CTE(20；500℃)：-0.02ppm/K；CTE(20；700℃)：0.17ppm/K。
在示例7中，测定了在19℃至25℃的温度范围内的平均CTE，结果表明，示例7的CTE(19；25)为-1.7ppb/K。
表1b所列的组成是用氧化物、碳酸盐和硝酸盐等商业原料按常规生产工艺熔熔融而成的，其中，使用了不同的澄清剂或澄清剂组合。在本发明中，显著减少了作为澄清剂的As2O3，或使用不含As2O3的澄清剂。在使用SnO2和硫酸盐澄清的示例7b中，将在合成过程中加入0.19mol％的以Na2SO4形式存在的SO3，约相当于0.22mol％的SO4 2-。在对生坯玻璃和玻璃陶瓷的X射线荧光分析中，SO3的含量低于＜0.02wt％的检测极限。首先，在所指定的最高温度对根据表1b生产的生坯玻璃进行陶瓷化指定时间。在示例6b和示例7b中，还生产了采用不同陶瓷化参数(尤其是不同最高温度)进行陶瓷化的样品，参见上文结合附图所作阐述。
例如，WO2015/124710A1中描述了用于精密组件(尤其是大型精密组件)的玻璃陶瓷的生产。
表1b示出了本发明的15个示例(Ex.)，这些示例至少在10℃至35℃的温度范围内无迟滞现象，且膨胀率为零。示例1b、8b和13b仅在5℃左右开始出现热迟滞，示例2b和9b仅在-5℃左右开始出现热迟滞。示例3b、5b、6b和7b在-5℃至45℃的整个温度范围内都没有热迟滞现象。此外，指数F＜1.2，这意味着在0℃至50℃的温度范围内，所有示例的膨胀曲线的轮廓有利地都是平坦的。此外，这些示例的处理温度都等于或低于1330℃，因此可以在工业规模的生产厂中生产出均匀度高的玻璃陶瓷。如表1a、1b和2所示的处理温度是根据DINISO 7884-1(《肖特股份公司玻璃技术手册-目录》(Schott Techn.Glas-Katalog))测得的。
在示例7b中，在不超过810℃的温度陶瓷化2.5天后，针对更多温度区间测定平均CTE，结果如下：CTE(20；300℃)：+0.13ppm/K；CTE(20；500℃)：+0.34ppm/K；CTE(20；700℃)：+0.59ppm/K。
对于示例6b和7b，测定在19℃至25℃的温度范围内的平均CTE，示例6b的CTE(19；25)为0.77ppb/K，示例7ba的CTE(19；25)为0.37ppb/K。
示例10b采用SnO2进行澄清。此外，还含有作为氧化剂的硝酸盐，特别地将组分BaO和Na2O均用作硝酸盐原料，以便使熔体氧化。
示例15b采用SnO2进行澄清。SnO2同时用作成核剂。另一种成核剂是ZrO2。
表2示出了对比示例(Comp.Ex.)。对比示例1、2、5和6既不包括MgO也不包括ZnO，但其平均CTE(0；50)大于0±0.1*10-6/K，这意味着这些对比示例并非零膨胀。此外，对比示例1和2的处理温度大于1330℃。这些材料非常粘稠，因此不可能在工业规模的生产厂中使用它们来制造具有高均匀性的组件。
对比示例7至13和15均含有MgO和/或ZnO，其中，多数为零膨胀。然而，至少在10℃至35℃的温度范围内，这些对比示例的热迟滞大大超过0.1ppm。在室温(即22℃)下，除对比示例14外，这组对比示例都存在热迟滞现象。此外，对比示例9虽然为零膨胀率，但从指数F的高值可以看出，在0℃至50℃的温度范围内，其膨胀曲线的轮廓陡峭，这一点是不利的。
下表中，与组分有关的数据栏为空表示没有特意添加或不含这些组分。
表3a列出了表1a中本发明的某些有利示例和一个对比示例在不同温度区间的计算出的替代指数f(T.i.)，从中可以明显看出，在指定温度范围内，每个示例的膨胀曲线都比对比示例更平坦。
表3b列出了表1b中本发明的某些有利示例和一个对比示例在不同温度区间的计算出的替代指数f(T.i.)，从中可以明显看出，在指定温度范围内，每个示例的膨胀曲线都比对比示例更平坦。
表4a示出了不同组件尺寸的、具有表1a所示的根据本发明示例7的组成的有利组件的CTE均匀性，从中可以看出，所研究的组件在0℃至50℃的温度范围内和19℃至25℃的温度范围内都具有极高的CTE均匀性。
表4b示出了不同组件尺寸的、具有表1b所示的根据本发明示例6b的组成的有利组件的CTE均匀性，从中可以看出，所研究的组件在0℃至50℃的温度范围内和19℃至25℃的温度范围内都具有极高的CTE均匀性。此外，还报告了根据ASTM C 1259(2021)测定的弹性模量。
很明显，对于专家来说，可以根据玻璃陶瓷或包含玻璃陶瓷的精密EUVL组件的应用温度，选择具有所需特性、尤其是热迟滞和/或平均CTE和/或CTE均匀性的玻璃陶瓷。
表1a：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表1a(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表1a(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表1a(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表1b：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表1b(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表1b(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表2：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表2(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表2(续表)：组成、陶瓷化及性能(mol％)
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表3a：选自表1a的示例及对比示例的替代指数fT.i
表3b：选自表1b的示例及对比示例的替代指数fT.i.
| fT.i.[ppm/K] | Ti-掺杂SiO2 | 示例6b | 示例7b | 示例9b |
| 20-40℃ | 0.024 | 0.004 | 0.0015 | 0.007 |
| 20-70℃ | 0.039 | 0.0036 | 0.005 | 0.023 |
| -10-30℃ | 0.015 | 0.003 | 0.012 |
CTE均匀性
通过采取WO2015/124710A1中所述的旨在提高CTE均匀性的措施，生产出进行了确定各自CTE均匀性测试的组件。
根据表1a中示例7和表1b中示例6b的玻璃陶瓷的组成，首先，在28m3的熔融槽中熔融生坯玻璃数天，其中，将温度保持在1600℃左右。As2O3或Sb2O3的分解会产生澄清气体，这些气体会带走较小的气态杂质，并使熔体均匀化。在澄清阶段和随后的冷却阶段，该玻璃熔体会进一步均匀化。特别是通过控制槽表面的温度，引发熔体对流，以促进均匀化。在随后可能持续数天的冷却阶段，该玻璃熔体的温度降至约1400℃，然后将其倒入边长1.7m、高500mm的模具中。
在以下条件下进行陶瓷化：
首先，以0.5℃/h的加热速率将相应的生坯玻璃砖(或坯料)加热到630至680℃之间的温度。然后,将加热速率降至0.01℃/h并继续加热，直至温度达到770至830℃之间的温度。保持该温度约60小时。接着，以-1℃/h的冷却速率将坯料冷却至室温。
在去除边缘区域后，将按上述方法生产的玻璃陶瓷按以下尺寸切割为数块：
–500*500*100mm
–700*700*200mm
–1400*1400*300mm。
所获得的陶瓷化块的CTE均匀性测定方法如下。
为了确定组件的CTE均匀性(0；50)和CTE均匀性(19；25)，从相应的玻璃陶瓷组件上切割出64个样品，并分别进行测量。测定组件的64个样品中每个样品的CTE(0；50)，并且测定另外64个样品的CTE(19；25)。通过静态方法来确定所取样品的热膨胀，在该静态方法中，在特定温度区间(即0℃到50℃或19℃到25℃)的开始和结束时确定各自样品的长度，并根据长度差计算出平均膨胀系数α或CTE。然后，将CTE上报为该温度区间的平均值，例如0℃至50℃的温度区间的CTE上报为CTE(0；50)或α(0；50)、19℃至25℃的温度区间的CTE上报为CTE(19；25)。随后，确定最高和最低CTE(0；50)或最高和最低CTE(19；25)之间的差值(峰-谷值)。该差值越小(例如3ppb)，则所测组件内的CTE差异越小，CTE均匀性越高。
表4a和表4b汇总了在0至50℃和19至25℃的温度范围内测定的CTE均匀性。
表4a
表4b
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Claims (11)
1.一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃的范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选地至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且指数F<1.2，其中，F＝TCL(0；50℃)/|膨胀(0；50℃)|。
2.一种精密EUVL组件，其在0℃至50℃范围内的平均热膨胀系数CTE至多为0±0.1×10-6/K，并且至少在19℃至25℃的温度范围内、优选地至少在10℃至25℃的温度范围内、特别优选地至少在10℃至35℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞，并且具有替代指数fT.i.，其选自替代指数f(20；40)<0.024ppm/k、替代指数f(20；70)<0.039ppm/K以及替代指数f(-10；30)<0.015ppm/K。
3.根据权利要求1或2所述的精密EUVL组件，其中，在宽度至少为30K的温度区间内的CTE-T曲线的斜率至多为0±2.5ppb/K2、优选至多为0±2ppb/K2、最好至多为0±1.5ppb/K2、优选至多为0±1ppb/K2。
4.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其差分CTE具有接近0ppm/K的平台，即，在宽度至少为40K、优选至少为50K的温度区间TP内，其差分CTE小于0±0.025ppm/K。
5.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其CTE均匀性(0；50)至多为5ppb/K、优选至多为4ppb/K、最优选至多为3ppb/K，和/或CTE均匀性(19；25)至多为5ppb/K、优选至多为4.5ppb/K、优选至多为4ppb/K、进一步优选至多为3.5ppb/K、进一步优选至多为3ppb/K、进一步优选至多为2.5ppb/K。
6.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其至少在5℃至45℃的温度范围内、有利地至少在>0℃至45℃的温度范围内、优选至少在-5℃至50℃的温度范围内具有<0.1ppm的热迟滞。
7.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其在20℃至30℃温度范围内的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.10|ppm、优选为≤|0.09|ppm、特别优选为≤|0.08|ppm、尤其优选为≤|0.07|ppm，和/或在20℃至35℃温度范围内的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.17|ppm、优选为≤|0.15|ppm、特别优选为≤|0.13|ppm、尤其优选为≤|0.11|ppm。
8.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其在20℃至40℃温度范围内的相对长度变化(dl/l0)为≤|0.30|ppm、优选为≤|0.25|ppm、特别优选为≤|0.20|ppm、尤其优选为≤|0.15|ppm。
9.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其包括至少一种无机材料，所述无机材料选自掺杂石英玻璃、玻璃陶瓷以及陶瓷、优选为钛掺杂石英玻璃、LAS玻璃陶瓷以及堇青石。
10.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件，其中，所述精密组件选自光掩模或中间掩模、光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版、光掩模载体或中间掩模台、面镜、面镜载体以及晶片载体或晶片台，更具体地，涉及光掩模或中间掩模，和/或光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版和/或光掩模载体或中间掩模台。
11.根据前述权利要求中任一项所述的精密EUVL组件在EUVL光刻中的用途，特别是用作光掩模或中间掩模、光掩模基板或中间掩模底版或掩模底版、光掩模载体或中间掩模台、面镜、面镜载体和/或晶片载体或晶片台。
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