DE102013100821B4 - Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen - Google Patents

Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen Download PDF

Info

Publication number
DE102013100821B4
DE102013100821B4 DE102013100821.6A DE102013100821A DE102013100821B4 DE 102013100821 B4 DE102013100821 B4 DE 102013100821B4 DE 102013100821 A DE102013100821 A DE 102013100821A DE 102013100821 B4 DE102013100821 B4 DE 102013100821B4
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
phase
pore
pores
polycrystalline ceramic
polycrystalline
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
DE102013100821.6A
Other languages
English (en)
Other versions
DE102013100821A1 (de
Inventor
Yvonne Menke
Bernd Hoppe
Volker Hagemann
Peter Nass
Wolfram Beier
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Schott AG
Original Assignee
Schott AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to DE102013100821.6A priority Critical patent/DE102013100821B4/de
Application filed by Schott AG filed Critical Schott AG
Priority to PCT/EP2014/051512 priority patent/WO2014114790A1/de
Priority to CN201480006289.6A priority patent/CN104955786B/zh
Priority to JP2015554179A priority patent/JP6223468B2/ja
Priority to TW103102889A priority patent/TW201446703A/zh
Priority to KR1020157021289A priority patent/KR101747015B1/ko
Publication of DE102013100821A1 publication Critical patent/DE102013100821A1/de
Priority to US14/809,309 priority patent/US20150329777A1/en
Application granted granted Critical
Publication of DE102013100821B4 publication Critical patent/DE102013100821B4/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111—Fine ceramics
    • C04B35/115—Translucent or transparent products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/10—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on aluminium oxide
    • C04B35/111—Fine ceramics
    • C04B35/117—Composites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/06—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof by burning-out added substances by burning natural expanding materials or by sublimating or melting out added substances
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B38/00—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof
    • C04B38/06—Porous mortars, concrete, artificial stone or ceramic ware; Preparation thereof by burning-out added substances by burning natural expanding materials or by sublimating or melting out added substances
    • C04B38/063—Preparing or treating the raw materials individually or as batches
    • C04B38/0635—Compounding ingredients
    • C04B38/0645—Burnable, meltable, sublimable materials
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C09—DYES; PAINTS; POLISHES; NATURAL RESINS; ADHESIVES; COMPOSITIONS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; APPLICATIONS OF MATERIALS NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • C09K—MATERIALS FOR MISCELLANEOUS APPLICATIONS, NOT PROVIDED FOR ELSEWHERE
    • C09K11/00—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials
    • C09K11/08—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials containing inorganic luminescent materials
    • C09K11/77—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials containing inorganic luminescent materials containing rare earth metals
    • C09K11/7766—Luminescent, e.g. electroluminescent, chemiluminescent materials containing inorganic luminescent materials containing rare earth metals containing two or more rare earth metals
    • C09K11/7774—Aluminates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2111/00—Mortars, concrete or artificial stone or mixtures to prepare them, characterised by specific function, property or use
    • C04B2111/80—Optical properties, e.g. transparency or reflexibility
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3217—Aluminum oxide or oxide forming salts thereof, e.g. bauxite, alpha-alumina
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3224—Rare earth oxide or oxide forming salts thereof, e.g. scandium oxide
    • C04B2235/3225—Yttrium oxide or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3427—Silicates other than clay, e.g. water glass
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance
    • C04B2235/9646—Optical properties

Abstract

Polykristalline Keramik, umfassend eine polykristalline optokeramische Phase und eine Porenphase, wobei die Quantenausbeute der polykristallinen Keramik über 60% beträgt, wobei die Porenphase einen Anteil von wenigstens 2,5 Vol.-% an der polykristallinen Keramik hat und wobei die polykristalline Keramik bei einer Wellenlänge von 600 nm und einer Probendicke von 1 mm eine Remission von wenigstens 70% aufweist.

Description

  • Gegenstand der Erfindung sind polykristalline Keramiken mit gezielt eingestelltem Streuvermögen. Hierzu umfasst die polykristalline Keramik eine optokeramische Phase und eine Porenphase. Erfindungsgemäß sind auch ein Verfahren zur Herstellung solcher Keramiken und deren Verwendungen.
  • Die polykristallinen Keramiken werden vorzugsweise als Konverter eingesetzt. Ein Konverter ist geeignet, Licht einer bestimmten Wellenlänge zu absorbieren und Licht einer anderen Wellenlänge abzugeben.
  • Keramische Konverter sind aus dem Stand der Technik grundsätzlich bekannt. Allerdings umfassen herkömmlich Konvertermaterialien keine Porenphasen. Schließlich wurden die Herstellungsverfahren dahingehend optimiert, dass die Keramiken keine Poren aufwiesen. Außerdem sind aus dem Stand der Technik bekannte Konverter üblicherweise zum Betrieb in Transmission bestimmt und entsprechend aufgebaut. Die erfindungsgemäßen Konvertermaterialien sind hingegen zum Betrieb in Remission bestimmt.
  • Transparente Keramiken sind aus einer Reihe von Anwendungen weitläufig bekannt. Transluzentes, hexagonales Al2O3 wird zur Herstellung von Entladungskörpern für Hochdruckentladungslampen eingesetzt. Auch Sc2O3 und Y2O3 werden verwendet. Eudotiertes (Y,Gd)2O3, Pr:Ce:Gd2O2S, Ce-dotiertes Lutetium-Aluminium-Granat (LuAG) und dotierte Pyrochlore sind als Scintillationsmaterial für CT-Vorrichtungen bekannt. Aluminiumoxinitride, Spinell und nanoskaliges Al2O3 werden als hochfeste Materialien als antiballistische Schutzmedien eingesetzt. Y2O3 dient als IR-transmittives Medium für den Bereich VIS bis mid-IR sowie für chemisch resistente Fenster in Beschichtungsanlagen.
  • Transparente Selten-Erd-dotierte Yttrium-Aluminium-Granat(YAG)-Keramiken werden z. B. als Laserstäbe oder bei Dotierung mit Cer als Konvertermaterial eingesetzt.
  • Generell müssen zur Herstellung von hochtransparenten Keramiken zwei Voraussetzungen erfüllt sein. Zum einen muss durch geeignete Wahl an Pulver und im Zusammenspiel mit der Prozessführung (Pulveraufbereitung, Formgebung, Sinterung, ggf. heißisostatisches Pressen) ein porenfreies Gefüge hergestellt werden. Andernfalls kann ein Lichtstrahl an den im Korngrenzbereich oder im Korn eingeschlossenen Poren gestreut werden. Auch dürfen im Korngrenzbereich keine unkontrolliert zurückgebliebenen Zweitphasen positioniert sein. Ggf. eingesetzte Sinterhilfsmittel werden idealerweise als Komponenten in dem nur einphasigen Mischkristallgefüge eingebaut.
  • Auf der anderen Seite sind Anwendungen von transluzenten Keramiken bekannt, bei denen sehr bewusst Streuung eingestellt werden soll. Für CT-Scanner muss auf möglichst kurzer Weglänge (wenige mm) möglichst viel hochenergetische Anregungsstrahlung absorbiert werden.
  • Noch grösser ist die Forderung nach hoher Absorption auf kurzer Weglänge im Falle von Konvertern für LEDs. LED-Konvertermaterialien sind aktive Medien, die die Strahlung der LED-Lichtquelle mit relativ niedriger Wellenlänge (Primärstrahlung) direkt oder über eine Vielzahl von Zwischenschritten teilweise absorbieren, wobei Elektron-Loch-Paare erzeugt werden. Deren Rekombination führt zur Anregung eines in der Nähe befindlichen Aktivatorzentrums. Letzteres wird dabei in einen angeregten metastabilen Zustand gehoben. Dessen Relaxation führt, je nach Wahl des Aktivators, zur Emission von langwelligerem Licht (Sekundärstrahlung). Da das emittierte Licht eine niedrigere Energie aufweist als das Anregungslicht, wird diese Umwandlung auch ”down conversion” genannt. Zudem tritt ein Teil der nicht absorbierten Primärstrahlung durch den Konverter, wobei Primär und Sekundärstrahlung wiederrum einen Farbton ergeben, der sich von dem der Primärstrahlung unterscheidet.
  • Für Beleuchtungszwecke wird zumeist eine blaue LED mit einem gelben Leuchtstoff kombiniert, bei dem es sich zumeist um Cer-dotiertes Yttrium-Aluminium-Granat-Pulver handelt. Durch Mischung von teilweise transmittiertem blauem Licht und gelber Fluoreszenzstrahlung wird weißes Licht erzeugt. Ein geeigneter keramischer Konverter, z. B. ein Ce:YAG Konverter, muss hierbei auf einer Weglänge von < 1 mm, idealerweise < 0,5 mm blaue Strahlung einer anregenden blauen LED möglichst stark absorbieren, andernfalls die emittierte Strahlung in Vorwärtsrichtung abgeben können (geringe Remission). In diesen Fällen ist ein geeignetes Tailoring von Absorption, Emission und Remission durch das Materialgefüge oder die Materialzusammensetzung erforderlich.
  • Insbesondere die Aspekte hohe Quantenausbeute, hohe Stokes-Effizienz, hohe Absorptionseffizienz und hohe Lichtausbeute sind zudem von außerordentlicher Bedeutung für Konvertermaterialien. Daneben muss das Material wirtschaftlich herstellbar sein.
  • Im Stand der Technik sind keramische Konvertermaterialien für LED bekannt, die aus mindestens zwei Phasen bestehen. US 2006/0124951 A1 , US 2006/0250069 A1 und EP 1 980 606 A1 offenbaren Keramiken aus mindestens zwei Phasen z. B. Al2O3 und Ce:YAG für die Weißlichtkonversion aus blauem LED-Licht. Die Herstellung erfolgt über zufällige Kristallisation aus einer mit Al2O3 gezielt angereicherten YAG-Schmelze. Die Al2O3-Körner sind letztendlich zwischen den Ce:YAG eingebettet angeordnet. Dieser Schmelzprozess ist allerdings ungeeignet für die gezielte und reproduzierbare Einstellung eines Korngefüges. Die im Stand der Technik beschriebenen Konvertermaterialien werden so hergestellt, dass Porenfreiheit erzielt wird. Daher weisen die Konverter keine Porenphase auf.
  • In US 4 174 973 A sind Keramiken bestehend aus Yttria sowie 0,1–5 Gew.-% MgO bzw. MgAl2O4 offenbart. Die MgO-haltigen Verbindungen wirken bei der Sinterung als Hilfsmittel, die Sinterung selbst erfolgt bei sehr hohen Temperaturen oberhalb von 1850°C, bevorzugt bei 2100°C. Bei dieser Temperatur ist beispielsweise MgO in ein Yttriagitter einbaubar, es liegt also ein Mischsystem vor. Jedoch erfolgt beim Abkühlen unterhalb des Subsolidus eine Entmischung in MgO und Yttria. Das zwei-Phasen-Mischsystem ist wahrscheinlich für die verringerte Transmission des Materials verantwortlich, da die zwei Phasen unterschiedliche Brechwerte aufweisen. Eine Anleitung wie ein Mischsystem mit gezielt kontrollierter Gefügestruktur entsteht, wird nicht gegeben. US 4 174 973 A verweist auf Porenfreiheit als Vorteil des entwickelten Konvertermaterials.
  • Auch die Bereitstellung eines optokeramischen Konverters ist bekannt. So beschreibt US 2004/0145308 A1 eine LED mit mindestens einem polykristallinen Konverter der im Bereich der blauen Anregungsquelle angeordnet ist. Die einzelnen Konverter sind jedoch einphasig. US 2004/0145308 A1 verweist auf die mögliche Anwesenheit von Poren, deren Größe, Geometrie und Volumen allerdings nicht charakterisiert sind. Zudem ist die genaue Herstellung eines Konvertermaterials mit Poren nicht beschrieben. Bei den dort beschriebenen Materialien sind die Poren hauptsächlich in der Nähe der Materialoberfläche konzentriert.
  • Auch WO 2009/090580 A1 offenbart poröse keramische Elmente, die als LED-Konvertermaterial geeignet sind. Zu deren Herstellung werden Polystyrol oder Polyacrylat als Porenphasenbildner eingesetzt.
  • WO 2007/107917 A2 beschreibt ein Konversionselement umfassend ein keramisches Material mit einer Vielzahl von Poren. Das keramische Material umfasst YAGs.
  • DE 10349038 A1 beschreibt einen lumineszierenden keramischen Konverter umfassend ein gesintertes monolithisches keramisches Material mit sphärisch geformten Poren.
  • US 2003/0078156 A1 offenbart feuerfeste keramische Materialien mit Superemissionseigenschaften, jedoch ohne Porenphase. Die Keramiken sollen besondere Resistenz gegenüber Kriechverformung und Chemikalien aufweisen.
  • Porenphasenbildner zur Ausbildung der Poren sind beispielsweise aus WO 2011/094404 A1 bekannt. Dort wird die Verwendung von PMMA, Polyethylen oder Polytetrafluorethylen als Porenphasenbildnern offenbart. JP H08-48583 A offenbart die Verwendung von Polysaccharid-Partikeln bei der Herstellung von Biokeramiken, keinesfalls jedoch für die Herstellung von Optokeramiken.
  • Keine der Keramiken aus dem Stand der Technik ist so ausgestaltet, dass sie für den Remissionsbetrieb, insbesondere als Konverter einer Laserdiode, geeignet ist.
  • Es ist daher eine Aufgabe dieser Erfindung, Keramiken bereit zu stellen, die sich so herstellen lassen, dass das Ausmaß an Streuung gezielt eingestellt werden kann. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, Keramiken bereit zu stellen, die stabil gegenüber einer Anregung mit einer Laserdiode sind, d. h. die auch bei Temperaturen > 180°C noch für funktionsfähig sind. Außerdem sollen diese Keramiken kostengünstig herstellbar sein.
  • Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung wird durch die Gegenstände der Patentansprüche gelöst. Die Aufgabe wird gelöst durch eine polykristalline Keramik, die wenigstens eine Porenphase und wenigstens eine optokeramische Phase umfasst, vorzugsweise daraus besteht. Erfindungsgemäß sind auch ein Konverter, der diese Keramik umfasst oder aus ihr besteht sowie die Verwendung der Keramik als Konverter, vorzugsweise in Remission und insbesondere in Laserdioden.
  • Die optokeramische Phase ist kristallin, sie besteht vorzugsweise aus dicht angeordneten Kristalliten. Die optokeramische Phase weist insbesondere Dichten, bezogen auf die theoretische Dichte des jeweiligen Materials, von bevorzugt mindestens 85%, weiter bevorzugt mindestens 90% auf. Die optokeramische Phase weist insbesondere Dichten, bezogen auf die theoretische Dichte des jeweiligen Materials, von höchstens 99%, weiter bevorzugt höchstens 97%, weiter bevorzugt von höchstens 95% auf.
  • Die Porenphase umfasst Streuzentren mit gezielt eingestellter Größe, Volumen und Geometrie. Die Porenphase hat einen Anteil von wenigstens 2,5 Vol.-%, bevorzugt wenigstens 5 Vol.-% und besonders bevorzugt wenigstens 10 Vol.-% an der polykristallinen Keramik dieser Erfindung. Ist der Anteil der Porenphase geringer, kann die gewünschte Streuung nicht erzielt werden.
  • Der Anteil der Porenphase an der polykristallinen Keramik soll vorzugsweise 50 Vol.-%, weiter bevorzugt 40 Vol.-% und besonders bevorzugt 30 Vol.-% nicht übersteigen. Durch den Einbau eines vorteilhaften Anteils an Porenphase in die Keramik können wesentliche Eigenschaften des Materials, wie die Remission, bei höchster optischer Qualität kontrolliert werden.
  • Überraschenderweise sind die erfindungsgemäßen Keramiken trotz der Porenphase temperaturstabil. Wärme, die sich in den Poren sammelt, kann durch die Korngrenzen und keramischen Körner nach außen transportiert werden, ohne dass die Keramiken zerspringen. Daher sind die Keramiken auch für den Einsatz bei hohen Temperaturen geeignet.
  • Die polykristallinen Keramiken dieser Erfindung sind insbesondere für Anwendungen geeignet, die Streuung erfordern, wie insbesondere in Konvertern für Laserdioden. Insbesondere sind die erfindungsgemäßen Keramiken auch für den Einsatz bei hohen Temperaturen geeignet, die beispielsweise bei Konvertern für LD im Remissionsaufbau auftreten können. Auch in der medizinischen Bildgebung, insbesondere in CT-Vorrichtungen, können die Materialien dieser Erfindung verwendet werden. Daher ist auch ein Leuchtkörper erfindungsgemäß, der die polykristalline Keramik dieser Erfindung umfasst. Außerdem ist ein CT-Scanner erfindungsgemäß, der die polykristalline Keramik dieser Erfindung umfasst.
  • Die optokeramische Phase umfasst Kristallite, die vorzugsweise kubische Kristallstruktur aufweisen. Bevorzugt besteht die optokeramische Phase aus diesen Kristalliten. Die Kristallite können ausgewählt sein aus Granaten, kubischen Sesquioxiden, Spinellen, Perovskiten, Pyrochloren, Fluoriten, Oxinitriden und Mischkristallen aus zwei oder mehr der genannten Materialien. Die Kristallite können auch nicht-kubische Struktur aufweisen. Die Kristallite sind vorzugsweise oxidisch.
  • Die Kristallite weisen bevorzugt die chemischen Summenformel AxByOz mit x ≥ 1 und y ≥ 0 und x + y = 2/3z auf. A stammt dabei bevorzugt aus der Scandiumgruppe oder gehört zu den Lanthanoiden. B stammt bevorzugt aus der Borgruppe. Weiter bevorzugt ist A ausgewählt aus der Gruppe umfassend Yttrium, Scandium, Gadolinium, Ytterbium, Lutetium und Mischungen daraus. B ist vorzugsweise ausgewählt aus Aluminium, Gallium und Mischungen daraus. Noch weiter bevorzugt entspricht A Yttrium und B Aluminium mit x = 3 und y = 5. A kann auch eine Mischung der genannten Elemente sein, z. B. Y und Gd oder Y und Lu. B kann auch eine Mischung der genannten Elemente sein, d. h. Al und Ga.
  • Auch Kristallite mit einer Zusammensetzung der chemischen Summenformel AxByCwOz mit x, y, w ≥ 1 und x + y + w = 2/3z sind eine mögliche Ausführungsform der vorliegenden Erfindung.
  • Die Kristallite einer alternativen Ausführungsform der vorliegenden Erfindung haben eine chemische Zusammensatzung der Form AxByOz mit x, y ≥ 1 und y = 2x und x + y = 3/4z. Bei dieser Ausführungsform stammt A bevorzugt aus der Gruppe der Erdalkalimetalle oder aus der Zinkgruppe und B stammt bevorzugt aus der Borgruppe. Besonders bevorzugt entspricht A Magnesium oder Zink und B entspricht Aluminium.
  • Bevorzugte Granate sind Yttrium-Aluminium-Granat (YAG), Yttrium-Gadolinium-Aluminium-Granat (YGAG), Gadolinium-Gallium-Granat (GGG), Lutetium-Aluminium-Granat (LuAG), Lutetium-Aluminium-Gallium-Granat (LuAGG), Yttrium-Scandium-Aluminium-Granat (YSAG) und Mischungen daraus.
  • Bevorzugte kubische Sesquioxide sind Y2O3, Gd2O3, Sc2O3, Lu2O3, Yb2O3 und Mischungen daraus. Bevorzugte Oxinitride sind AlON, BaSiON, SrSiON und Mischungen daraus. Bevorzugte Spinelle sind ZnAl2O4, MgAl2O4 und deren Mischphasen.
  • In einer alternativen Ausführungsform weisen die Kristallite der optokeramischen Phase eine nicht-kubische Kristallstruktur auf. Bevorzugt sind nicht-kubische Sesquioxide wie insbesondere Gd2O3, La2O3, Al2O3, Lu2Si2O7 und Mischungen daraus.
  • Die optokeramische Phase kann ein oder mehrere optisch aktive Zentren umfassen. Die aktiven Zentren sind bevorzugt aus der Gruppe ausgewählt, die besteht aus Seltenerdionen und Übergangsmetallionen. Bevorzugt sind die aktiven Zentren ausgewählt aus der Gruppe der Seltenerdionen. Besonders bevorzugt sind die Ionen folgender Elemente: Ce, Cr, Eu, Nd, Tb, Er, Pr, Sm und Mischungen daraus. Weiter bevorzugt sind Ce, Cr, Eu, Tb, Pr, Sm und Mischungen daraus. Besonders bevorzugtes aktives Zentrum ist Ce. Das aktive Zentrum dient der Konversion von eingestrahlter Strahlung einer Wellenlänge in Strahlung einer anderen Wellenlänge.
  • Die optokeramische Phase umfasst das aktive Zentrum vorzugsweise in einem Masseanteil von wenigstens 0,01 Gew.-%, weiter bevorzugt wenigstens 0,03 Gew.-% und besonders bevorzugt wenigstens 0,045 Gew.-%. Das aktive Zentrum soll vorzugsweise in einem Anteil von nicht mehr als 1 Gew.-%, weiter bevorzugt nicht mehr als 0,7 Gew.-% und besonders bevorzugt nicht mehr als 0,55 Gew.-% vorliegen. Bei Einhaltung dieser Werte wird eine hervorragende Konversion erreicht.
  • Die optokeramische Phase kann transluzent oder transparent sein. Bevorzugt ist die optokeramische Phase transparent für sichtbares Licht.
  • Im Sinne dieser Erfindung ist eine Keramik oder eine Phase dann „transparent für sichtbares Licht”, wenn sie eine Reintransmission aufweist, die in einem 50 nm breiten Bereich innerhalb des Spektrums sichtbaren Lichts (von 380 nm bis 800 nm), größer als 25% ist. Diese Reintransmission der optokeramischen Phase ist vorzugsweise sogar größer als 60%, weiter bevorzugt größer 80%, weiter bevorzugt größer 90% und besonders bevorzugt größer 95%. Gemeint ist die Reintransmission bei einer Schichtdicke von 2 mm.
  • Die Porenphase umfasst mindestens ein Streuzentrum und ist in die optokeramische Phase eingebettet. Bevorzugt umfasst die Porenphase eine Vielzahl von Streuzentren, die in die optokeramische Phase eingebettet sind. Unter einem „Streuzentrum” im Sinne der vorliegenden Erfindung ist vorzugsweise eine Pore zu verstehen. Bevorzugt weisen die Poren Größen von 0,1 bis 100 μm, weiter bevorzugt von 0,5 bis 50 μm und besonders bevorzugt von 3 bis 5 μm auf.
  • Die erfindungsgemäße Keramik weist bevorzugt Poren mit einem Flächenanteil im Querschnitt von wenigstens 1%, mehr bevorzugt wenigstens 3% und noch weiter bevorzugt wenigstens 4% auf. Die erfindungsgemäße Keramik weist bevorzugt Poren mit einem Flächenanteil im Querschnitt von höchstens 25%, mehr bevorzugt höchstens 15% und noch weiter bevorzugt höchstens 10% auf. Wenn der Porenanteil zu hoch ist, ist die Keramik nicht hinreichend stabil und die gewünschten Remissionswerte können nicht erzielt werden.
  • Die Poren haben erfindungsgemäß Geometrien, die ausgewählt sind aus sphärischen Poren, ovoiden Poren und länglichen Poren.
  • Porengröße, Porenvolumen und Porengeometrie werden dabei über den Herstellprozess und die verwendeten Porenphasenbildner gezielt eingestellt. Zum einen korreliert eine Erhöhung der Sintertemperatur positiv mit der Größe der Poren. Zum anderen variieren die Poren in Größe und Form auch je nach verwendetem Porenphasenbildner. Hierbei kann zwischen sphärischen, ovoiden und länglichen Poren unterschieden werden.
  • Das Verhältnis vom maximalen zum minimalen Durchmesser jeweils einer Pore der sphärischen Poren liegt im Bereich von 1:1 bis 1,09:1. Das Verhältnis vom maximalen zum minimalen Durchmesser der ovoiden Poren liegt im Bereich von 1,1:1 bis 2,9:1. Das Verhältnis vom maximalen zum minimalen Durchmesser der länglichen Poren liegt im Bereich von 3:1 bis 15:1. Besonders bevorzugt sind ovoide Poren mit einem Verhältnis von 2,5:1. Zur Ermittlung des genannten Verhältnis ist der maximale Durchmesser der größte Durchmesser einer Pore, der minimale ist der kleinste Durchmesser derselben Pore.
  • Sowohl die ovoiden Poren als auch die länglichen Poren können je nach Ausführung der Erfindung in ihrer Größe variieren. Große ovoide Poren haben einen maximalen Durchmesser von 20–50 μm und einen minimalen Durchmesser von 10–20 μm. Kleine ovoide Poren haben einen maximalen Durchmesser von 2–6 μm und einen minimalen Durchmesser von 1–3 μm. Große längliche Poren haben einen maximalen Durchmesser von 20–50 μm und einen minimalen Durchmesser von 2–8 μm. Kleine längliche Poren haben einen maximalen Durchmesser von 5–15 μm und einen minimalen Durchmesser von 1–5 μm.
  • Eine bevorzugte Ausführungsform der Erfindung enthält vor allem Poren mit einem maximalen Durchmesser < 10 μm. Zu große Poren verringern die Quantenausbeute des Konversionsprozesses, da das konvertierte Licht in diesen dann gefangen ist.
  • Neben der Porengröße kann auch die Anzahl der Poren pro Volumeneinheit erfindungsgemäß eingestellt werden. Eine Verringerung der Porenanzahl pro Volumeneinheit wird insbesondere erzielt über eine Erhöhung der Sinterhilfsmittelkonzentration und/oder der Zugabe an Porenphasenbildner.
  • Die Dichte der Keramik beträgt bevorzugt mindestens 90%, weiter bevorzugt mindestens 93% der theoretischen Dichte. Die Dichte der Keramik beträgt bevorzugt höchstens 96,5%, weiter bevorzugt 95,5% der theoretischen Dichte. Die Dichte der Keramik wird erfindungsgemäß eingestellt über die Art und die Konzentration des Porenphasenbildners und/oder die Konzentration des Sinterhilfsmittels.
  • Die Poren entstehen durch gezielten Zusatz von Porenphasenbildnern im Herstellungsprozess. Die Porenphasenbildner umfassen bevorzugt natürliche oder synthetische Saccharide. Besonders bevorzugt bestehen die Porenphasenbildner aus natürlichen oder synthetischen Sacchariden. Bevorzugt sind die Porenphasenbildner ausgewählt aus Mono-, Di- oder Polysacchariden. Erfindungsgemäß können auch Mischungen verschiedener Saccharide als Porenphasenbildner verwendet werden.
  • Bevorzugt sind die Monosaccharide ausgewählt aus Fructose, Glucose, Mannose und Galaktose. Besonders bevorzugte Monosaccharide sind Glucose und Fructose. Disaccharide sind bevorzugt ausgewählt aus Lactose, Maltose und Saccharose. Disaccharide sind in Wasser leicht löslich, in Ethanol schwer löslich und in den meisten organischen Lösemitteln unlöslich. Da die Mischungen zur Herstellung der Konverterkeramiken vorzugsweise in alkoholischen Lösungen gemacht werden, sind Disaccharide besonders geeignet als Porenphasenbildner. Ein besonders bevorzugtes Disaccharid ist Saccharose. Bevorzugte Polysaccharide weisen mehr als 10 Monosaccharidbausteine auf. Als geeignete Monosaccharidbausteine haben sich Pentosen und Hexosen erwiesen, weiter bevorzugt ausgewählt aus Glucose, Galactose, Xylose, Fructose, Arabinose, Mannose, Mannuronsäure, Guluronsäure, Gulose und Mischungen daraus. Bevorzugt stellen die Polysaccharide Polykondensate aus Glucose-Monomeren dar. Weiter bevorzugt sind die Glucose-Monomere durch α-1,4- und/oder α-1,6-glykosidische Bindungen verbunden, besonders bevorzugt haben die Polysaccharide die allgemeinen Formel (C6H10O5)n. Die molare Masse der Polysaccharide beträgt bevorzugt > 105 g/mol. Die Polysaccharide sind bevorzugt ausgewählt aus Kartoffelstärke, Kartoffelmehl, Reisstärke, Maisstärke, Weizenstärke und Mischungen davon, weiter bevorzugt ausgewählt aus Reisstärke, Maisstärke, Weizenstärke und Mischungen davon. Besonders bevorzugt als Porenphasenbildner ist Reisstärke. Reisstärke erzeugt die homogenste Porenverteilung.
  • Die Partikelgröße der Polysaccharide beträgt vorzugsweise weniger als 200 μm. Weiter bevorzugt beträgt die Partikelgröße der Polysaccharide weniger als 185 μm, weiter bevorzugt weniger als 180 μm. Die Partikelgröße wird vorzugsweise lichtmikroskopisch bestimmt; dabei wird der Martin-Durchmesser bestimmt.
  • Stärke kann unter Hitzeeinwirkung ein Vielfaches ihres Eigengewichtes an Wasser physikalisch binden, aufquellen und verkleistern. Beim Erhitzen mit Wasser quillt die Stärke bei 47–57°C, die Schichten platzen, und bei 55–87°C (Kartoffelstärke bei 62,5°C, Weizenstärke bei 67,5°C) entsteht Stärkekleister, welcher je nach der Stärkesorte verschiedenes Steifungsvermögen besitzt. Maisstärkekleister besitzt ein größeres Steifungsvermögen als Weizenstärkekleister. Weizenstärkekleister besitzt ein größeres Steifungsvermögen als Kartoffelstärkekleister. Je nach Stärkesorte zersetzt sich der Stärkekleister mehr oder weniger leicht unter Säuerung. Durch geeignete Wahl des Porenphasenbildners kann die Geometrie und Homogenität der Verteilung der Poren eingestellt werden.
  • Zur Herstellung sphärischer Poren werden bevorzugt Kartoffelmehl, Kartoffelstärke oder Mischungen daraus eingesetzt. Um ovale Poren zu erhalten, wird bevorzugt Reisstärke eingesetzt. Zur Erzielung länglicher Poren wird bevorzugt Maisstärke verwendet.
  • In einer bevorzugten Ausführung der Erfindung ist die Porenphase homogen in die optokeramische Phase eingebettet. Eine inhomogene Verteilung der Poren verringert die Quantenausbeute des Konversionsprozesses. Je nach verwendetem Porenphasenbildner kann gezielt die Homogenität der Verteilung der Poren eingestellt werden. Der Einsatz von Kartoffelstärke als Porenphasenbildner führt zu einer eher inhomogenen Verteilung der Poren. Die Verwendung von Weizenstärke als Porenbildner führt zu einer homogeneren Verteilung der Poren über den Sinterkörper. Die homogenste Verteilung der Poren wird mit Reisstärke als Porenphasenbildner erzielt. Die Homogenität der Porenverteilung wird mit Hilfe von Rasterelektronenmikroskopie bestimmt.
  • Die für Konvertermaterialien bevorzugte hohe Quantenausbeute wird durch die vorzugsweise kubische Kristallstruktur der optokeramischen Phase und der hieraus folgenden Transparenz erreicht. Die Quantenausbeute wird zudem durch das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren und die Anwesenheit von Poren in der erfindungsgemäßen polykristallinen Keramik hoch gehalten. Quantenausbeute im Sinne der vorliegenden Erfindung ist dabei das Verhältnis zwischen der Anzahl der emittierten Photonen (Lichtquanten) pro Anzahl absorbierter Photonen. Die Quantenausbeute der erfindungsgemäßen polykristallinen Keramiken beträgt über 60%, weiter bevorzugt über 70%, noch weiter bevorzugt über 88% und besonders bevorzugt über 90%. Die Quantenausbeute ist besonders hoch, wenn Monosaccharide als Porenphasenbildner eingesetzt werden.
  • Die polykristalline Keramik hat bei einer Wellenlänge von 600 nm und einer Probendicke von 1 mm eine Remission von 70 bis 100%, bevorzugt 75 bis 95%, besonders bevorzugt 75 bis 90%. Polykristalline Keramiken mit solchen Remissionen eignen sich besonders gut als Konverter in Rückstreumodus, insbesondere als HBLED- und LD-Konverter.
  • Die Remission kann in einem Spektralphotometer mit einer Integrationskugel gemessen werden, vorteilhafterweise unter Einschluss des Fresnel-Reflexes. Dabei haben sich Probendicken von 1 mm als vorteilhaft erwiesen. Die Remission bei 600 nm ist ein Maß für die Streuung des Materials. Die Bewertung der Streuung sollte außerhalb des Anregungsspektrums, aber möglichst innerhalb des Emissionsspektrums vorgenommen werden. Die Wahl der Bewertungswellenlänge 600 nm erfüllt diese Bedingung. Je größer die Streuung ist, desto stärker remittiert das Material bei 600 nm.
  • Die erfindungsgemäße Aufgabe wird ferner durch ein Verfahren zur Herstellung erfindungsgemäßer polykristalliner Keramiken gelöst. Dieses Verfahren umfasst bevorzugt die folgenden Schritte:
    • a. Bereitstellen einer Mischung aus den Ausgangsmaterialien der optokeramischen Phase
    • b. Hinzufügen von Porenphasenbildnern, die wenigstens ein Saccharid umfassen, und gegebenenfalls Sinterhilfsmitteln zu der Mischung
    • c. Herstellen eines Formkörpers aus der Mischung
    • d. Sintern des Formkörpers
  • In einer bevorzugten Ausführungsform wird der im Schritt c) hergestellte Formkörper zusätzlich vorgesintert, vorzugsweise bei Temperaturen zwischen 500 und 1200°C. Dies hat den Vorteil, dass die aus den Porenphasenbildnern austretenden Carbonate vollständig aus dem Grünkörper herausgebrannt werden. Restcarbonate stören die Effizienz der Umwandlung. Am besten erfolgt die Entbinderung unter einem Gasfluss, wobei das Gas bevorzugt ausgewählt ist aus Sauerstoff, Formiergas, Argon, Stickstoff und Mischungen daraus. Besonders bevorzugt ist Sauerstoff, weil reduzierte Bestandteile wieder oxidiert werden können.
  • Die Mischung der Ausgangsmaterialien enthält vorzugsweise auch den optisch aktiven Bestandteil.
  • Pulver mit Primärpartikeln mit Durchmessern < 1 μm, bevorzugt nanoskaliger Größe (< 300 nm) werden im Verhältnis gemäß Zielzusammensetzung abgewogen. Die Zielzusammensetzung kann um den stöchiometrischen Bereich der Granatzusammensetzung variieren, d. h. entweder etwa 0,01–10 mol% in die Y2O3-reiche bzw. Gd2O3-reiche oder 0,01–10 mol% in die Al2O3-reiche bzw. Al2O3-Ga2O3-reiche Seite ragen. Nach Zugabe von Dispergier- und Bindemitteln wird das Gemenge vorzugsweise mit Ethanol gemischt. Dies erfolgt vorzugsweise mit Al2O3-Kugeln in einer Kugelmühle und besonders bevorzugt für 12 bis 16 h. Vor einer optionalen zweiten Mischung in einem Taumler für vorzugsweise 10 bis 24 h, wird dem Gemisch wahlweise Sinterhilfsmittel und/oder ein Porenphasenbildner hinzugegeben.
  • Das Sinterhilfsmittel ist bevorzugt ausgewählt aus TEOS, kolloidalem SiO2, SiO2-Nanopulver, SiO2-μm-Pulver und CaCO3. Ein besonders bevorzugtes Sinterhilfsmittel ist TEOS. TEOS wird bevorzugt verwendet in Konzentrationen von 0 bis 1 Gew.-%, besonders bevorzugt in Konzentrationen von 0,1 bis 0,5 Gew.-%. TEOS dient der optimalen Einstellung der Porenzahl.
  • Die Mahlsuspension wird wahlweise auf einem Rotationsverdampfer getrocknet oder in einem Sprühtrockner granuliert.
  • Das Pulver wird anschließend vorzugsweise uniaxial in Scheiben oder Stäbe verpresst. Die uniaxialen Druckbedingungen liegen vorzugsweise zwischen 10 und 50 MPa, die Druckzeiten vorzugsweise bei wenigen Sekunden bis 1 min. Der vorgeformte Pressling wird vorzugsweise in einer kaltisostatischen Presse nachverdichtet, wobei der Pressdruck vorzugsweise zwischen 100 und 300 MPa liegt. Das Druckübertragungsmedium ist vorzugsweise Wasser oder Öl.
  • Anschließend wird vorzugsweise in einem ersten thermischen Schritt ggf. Binder ausgebrannt. Die Temperzeit liegt vorzugsweise bei 1 bis 24 h. Die Temperatur liegt vorzugsweise zwischen 600 und 1000°C. Der ausgebrannte Grünkörper wird anschließend vorzugsweise in einem Kammerofen bevorzugt unter Sauerstofffluss, wahlweise auch direkt an Luft, in Stickstoff, Argon oder Helium oder in einem Vakuumsinterofen (insbesondere bei Unterdruck: 10–5–10–6 mbar) gesintert. Die Sintertemperaturen und Zeiten orientieren sich am Sinterverhalten des Gemenges, d. h. nach Bildung der Zusammensetzung erfolgt die weitere Verdichtung zu einer Keramik mit definiert eingestellten Poren. Im Falle von Ce:Y3Al5O12 bildet sich die Granatphase ab ca. 1350 bis 1450°C. Die Sinterung zu einem keramischen Körper erfolgt bei höheren Temperaturen, vorzugsweise zwischen 1550 und 1800°C für 2 bis 24 h.
  • Je nach Chemismus und Anfälligkeit des Systems auf Reduktion kann nach dem Sintern in einem weiteren thermischen Schritt die Probe wieder reoxidiert werden (z. B. 1000°C, 5 Stunden, O2-Fluss). Es entstehen vorzugsweise optisch transluzente und homogene Körper, die zu Konvertermaterialien weiter verarbeitet werden können.
  • Der Volumenanteil der Porenphasenbildner an der Mischung beträgt vorzugsweise wenigstens 1%, weiter bevorzugt wenigstens 2,5% und mehr bevorzugt wenigstens 10%. Der Anteil der Porenphasenbildner sollte vorzugsweise einen Wert von 50 Vol.-% nicht überschreiten. Ist der Volumenanteil zu gering, kann die gewünschte Remission nicht erzielt werden. Bei einem zu hohen Volumenanteil, wird die mechanische Stabilität beeinträchtigt.
  • Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren ermöglicht die Herstellung einer polykristallinen Keramik mit einer optokeramischen Phase und einer Porenphase. Durch gezielte Wahl der Porenphasenbildner und des Volumenanteils der Porenphase können die Remissionseigenschaften der polykristallinen Keramik gezielt eingestellt werden.
  • Durch die Einhaltung der Bedingungen des oben dargestellten Herstellungsprozesses werden erfindungsgemäße polykristalline Keramiken erhalten, die die genannten hervorragenden Eigenschaften aufweisen.
  • Figure DE102013100821B4_0001
  • Figure DE102013100821B4_0002
  • Beispiel 1
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,05 Gew.-% CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Pulver mit Primärpartikeln mit Durchmessern < 1 μm Durchmesser aus 2,5 mol Al2O3, 1,4965 mol Y2O3 und 0,0863 mol CeO2 werden im Verhältnis gemäß Zielzusammensetzung abgewogen. Nach Zugabe von Dispergier- und Bindemitteln wird das Gemenge mit Ethanol und Al2O3-Kugeln in einer Kugelmühle für 12 bis 16 h gemischt.
  • Die Mahlsuspension wird wahlweise auf einem Rotationsverdampfer getrocknet oder in einem Sprühtrockner granuliert.
  • Das Pulver wird anschließend uniaxial in Scheiben oder Stäbe verpresst. Die uniaxialen Druckbedingungen liegen bei 10 MPa, die Druckzeiten bei 30 s Der vorgeformte Pressling wird in einer kaltisostatischen Presse nachverdichtet, wobei der Pressdruck bei 200 MPa für 1 min liegt. Das Druckübertragungsmedium ist Wasser.
  • Anschließend wird in einem ersten thermischen Schritt Binder ausgebrannt. Die Temperzeit liegt bei 6 h und die Temperatur bei 700°C. Der ausgebrannte Grünkörper wird anschließend in einem Kammerofen unter angereichter O2-Atmosphäre, d. h. fließendem Sauerstoff in einem normalen Kammerofen gesintert. Die Sintertemperaturen und Zeiten orientieren sich am Sinterverhalten des Gemenges, d. h. nach Bildung der Zusammensetzung erfolgt die weitere Verdichtung zu einer Keramik mit definiert eingestellten Poren. Im Falle von Ce:Y3Al5O12 bildet sich die Granatphase ab ca. 1350 bis 1450°C. Die Sinterung zu einem keramischen Körper erfolgt bei höheren Temperaturen, zwischen 1650 und 1700°C für 3 h.
  • Es entstehen optisch transluzente und homogene Körper, die zu Konvertermaterialien weiter verarbeitet werden können.
  • Beispiel 2
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,2 Gew.-% CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde wie im Beispiel 1 durchgeführt mit der Abwandlung, dass nach dem Mischen in der Kugelmühle eine zweite Mischung in einem Taumler für 10 bis 24 h durchgeführt wurde. Durch das Mischen im Taumler findet einen Erhöhung der Homogenität statt, und es bilden sich so einphasige YAG Gefüge mit nur wenigen nicht reagierten Al2O3-Körnern.
  • Beispiel 3
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,2 Gewichtsprozent CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde wie im Beispiel 2 durchgeführt, wobei vor der zweiten Mischung im Taumler dem Gemisch 0,15 Gew.-% TEOS als Sinterhilfsmittel zugefügt wurde. Das TEOS wird durch Zugabe von Wasser aktiviert: Si(OC2H5)4 + 4H2O = Si(OH)4 + 4C2H5OH Si(OH)4 = Si(OH)2O + H2O = SiO2 + H2O
  • Es war unter dem REM sichtbar, dass die Porenzahl durch den Einsatz des Sinterhilfsmittels reduziert war.
  • Beispiel 4
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,2 Gewichtsprozent CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde wie im Beispiel 3 durchgeführt mit der Abwandlung, dass 0,3 Gew.-% TEOS eingesetzt wurden.
  • Es war unter dem REM sichtbar, dass die Porenzahl durch den Einsatz einer größeren Menge des Sinterhilfsmittels weiter reduziert war.
  • Beispiel 5
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus (Y,Gd)3Al5O12 mit 0,2 Gewichtsprozent CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde so wie im Beispiel 4 durchgeführt mit der Abwandlung, dass mit dem TEOS auch 20 Vol.-% Reisstärke (bezogen auf das Gemenge) zugefügt wurden.
  • Es war unter dem REM sichtbar, dass die Poren bei Einsatz von Reisstärke sehr homogen verteilt waren und eine ovoide Form hatten.
  • Beispiel 6
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,2 Gewichtsprozent CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde wie in Beispiel 5 geführt mit der Abwandlung, dass statt der Reisstärke 10 Vol.-% Kartoffelstärke eingesetzt wurden.
  • Es war unter dem REM sichtbar, dass die Poren bei Einsatz von Kartoffelstärke sehr groß und länglich waren.
  • Beispiel 7
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,2 Gewichtsprozent CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde wie in Beispiel 6 durchgeführt mit der Abwandlung, dass statt der Kartoffelstärke 10 Vol.-% Weizenstärke eingesetzt wurde.
  • Es war unter dem REM sichtbar, dass die Poren bei Einsatz von Weizenstärke länglich und kleiner als bei der Kartoffelstärke waren. Die Poren waren homogener verteilt als bei der Kartoffelstärke.
  • Beispiel 8
  • Herstellung einer transluzenten Keramik aus Y3Al5O12 mit 0,2 Gewichtsprozent CeO2 über uniaxiales Pressen (mit reaktivem Sintern)
  • Das Verfahren wurde wie im Beispiel 5 durchgeführt mit der Abwandlung, dass nur 10 Vol.-% Reisstärke eingesetzt wurden.
  • Es war unter dem REM sichtbar, dass die Poren bei Einsatz von Reisstärke sehr homogen verteilt waren und eine ovoide Form hatten.

Claims (10)

  1. Polykristalline Keramik, umfassend eine polykristalline optokeramische Phase und eine Porenphase, wobei die Quantenausbeute der polykristallinen Keramik über 60% beträgt, wobei die Porenphase einen Anteil von wenigstens 2,5 Vol.-% an der polykristallinen Keramik hat und wobei die polykristalline Keramik bei einer Wellenlänge von 600 nm und einer Probendicke von 1 mm eine Remission von wenigstens 70% aufweist.
  2. Polykristalline Keramik nach Anspruch 1, wobei die Keramik sphärische Poren, ovoide Poren, längliche Poren oder Mischungen dieser Porenformen umfasst.
  3. Polykristalline Keramik nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Poren Durchmesser von 0,1 bis 100 μm aufweisen.
  4. Polykristalline Keramik nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Poren homogen in der optokeramischen Phase verteilt sind.
  5. Polykristalline Keramik nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die optokeramische Phase mindestens ein optisch aktives Zentrum umfasst.
  6. Polykristalline Keramik nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, hergestellt in einem Herstellungsverfahren, bei dem die Ausgangsmaterialien mit Porenphasenbildnern gemischt wurden und die Porenphasenbildner aus Sacchariden ausgewählt sind.
  7. Verwendung einer polykristallinen Keramik nach einem der vorangegangen Ansprüche als Bestandteil eines Konverters zur Konversion von Licht einer ersten Wellenlänge in eine zweite Wellenlänge.
  8. Verwendung einer polykristallinen Keramik nach Anspruch 7, wobei es sich bei dem Konverter um einen LD-Konverter handelt.
  9. Verfahren zur Herstellung einer polykristallinen Keramik gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6, umfassend eine optokeramische Phase und eine Porenphase, das die folgenden Schritte umfasst: a. Bereitstellen einer Mischung aus den Ausgangsmaterialien der optokeramischen Phase, b. Hinzufügen von Porenphasenbildnern, die wenigstens ein Saccharid umfassen, und gegebenenfalls Sinterhilfsmitteln zu der Mischung, c. Herstellen eines Formkörpers aus der Mischung und d. Sintern des Formkörpers.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, wobei die Porenphasenbildner in einer Menge von wenigstens 1 Vol.-% bezogen auf die Mischung eingesetzt werden.
DE102013100821.6A 2013-01-28 2013-01-28 Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen Active DE102013100821B4 (de)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102013100821.6A DE102013100821B4 (de) 2013-01-28 2013-01-28 Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen
CN201480006289.6A CN104955786B (zh) 2013-01-28 2014-01-27 多晶陶瓷、其制备方法和用途
JP2015554179A JP6223468B2 (ja) 2013-01-28 2014-01-27 多結晶セラミックス、その製造および使用
TW103102889A TW201446703A (zh) 2013-01-28 2014-01-27 多晶陶瓷及其製法與用途
PCT/EP2014/051512 WO2014114790A1 (de) 2013-01-28 2014-01-27 Polykristalline keramiken, deren herstellung und verwendungen
KR1020157021289A KR101747015B1 (ko) 2013-01-28 2014-01-27 다결정 세라믹, 이의 제법 및 이의 용도
US14/809,309 US20150329777A1 (en) 2013-01-28 2015-07-27 Polycrystalline ceramics, their preparation and uses

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102013100821.6A DE102013100821B4 (de) 2013-01-28 2013-01-28 Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE102013100821A1 DE102013100821A1 (de) 2014-07-31
DE102013100821B4 true DE102013100821B4 (de) 2017-05-04

Family

ID=50179560

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE102013100821.6A Active DE102013100821B4 (de) 2013-01-28 2013-01-28 Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20150329777A1 (de)
JP (1) JP6223468B2 (de)
KR (1) KR101747015B1 (de)
CN (1) CN104955786B (de)
DE (1) DE102013100821B4 (de)
TW (1) TW201446703A (de)
WO (1) WO2014114790A1 (de)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MY177277A (en) * 2014-03-03 2020-09-10 Covalent Mat Corporation Wavelength converting member
JP6141948B2 (ja) * 2015-11-30 2017-06-07 大電株式会社 紫外線発光蛍光体、発光素子、及び発光装置
US10947448B2 (en) * 2017-02-28 2021-03-16 Nichia Corporation Method for manufacturing wavelength conversion member
CN108017412A (zh) * 2017-12-13 2018-05-11 魏健 一种植入量子技术功能的陶瓷球的制备方法
CN110615679B (zh) * 2019-06-25 2022-07-01 苏州创思得新材料有限公司 一种高光效陶瓷荧光片
CN113024252A (zh) * 2019-12-09 2021-06-25 上海航空电器有限公司 白光激光照明用多级孔结构陶瓷荧光体及其制备方法
CN117185832A (zh) * 2022-06-01 2023-12-08 深圳市绎立锐光科技开发有限公司 复相荧光陶瓷、复相荧光陶瓷的制备方法以及发光装置
DE102022113940A1 (de) 2022-06-02 2023-12-07 Schott Ag Verfahren zum Feststellen eines thermischen Qualitätsmaßes eines Probenkörpers

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0848583A (ja) * 1994-08-10 1996-02-20 Asahi Optical Co Ltd 多孔質セラミックスの製造方法及び該方法に用いる圧粉体
US20030078156A1 (en) * 2001-08-23 2003-04-24 Lowden Richard A. Creep resistant refractory with controlled optical emission
DE10349038A1 (de) * 2002-10-22 2004-05-13 Osram Opto Semiconductors Gmbh Lichtquelle mit einer LED und einem Lumineszenzkonversionskörper und Verfahren zum Herstellen des Lumineszenzkonversionskörpers
WO2007107917A2 (en) * 2006-03-21 2007-09-27 Philips Intellectual Property & Standards Gmbh Electroluminescent device
WO2009090580A1 (en) * 2008-01-15 2009-07-23 Koninklijke Philips Electronics N.V. Light scattering by controlled porosity in optical ceramics for leds
WO2011094404A1 (en) * 2010-01-28 2011-08-04 Osram Sylvania Inc. Luminescent ceramic converter and method of making same

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4174973A (en) 1979-01-29 1979-11-20 Gte Laboratories Incorporated Transparent yttria ceramics containing magnesia or magnesium aluminate
JP4836348B2 (ja) * 2001-04-19 2011-12-14 株式会社ニッカトー 耐久性にすぐれたアルミナ質焼結体からなる熱処理用部材
EP1588991B1 (de) 2003-01-20 2019-04-17 Ube Industries, Ltd. Keramikverbundwerkstoff für die optische umwandlung
KR100800207B1 (ko) 2004-06-24 2008-02-01 우베 고산 가부시키가이샤 백색 발광 다이오드 장치
EP1980606B1 (de) 2006-01-19 2017-09-06 Ube Industries, Ltd. Keramikverbundlichtumwandlungsglied und davon gebrauch machende leuchtvorrichtung
CN101878540B (zh) * 2007-11-29 2013-11-06 日亚化学工业株式会社 发光装置及其制造方法
CN102106003B (zh) * 2008-07-22 2013-09-11 皇家飞利浦电子股份有限公司 用于发光器件的光学元件及其制备方法
WO2012005308A1 (ja) * 2010-07-07 2012-01-12 旭硝子株式会社 発光素子用反射枠体、発光素子用基板、および発光装置

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0848583A (ja) * 1994-08-10 1996-02-20 Asahi Optical Co Ltd 多孔質セラミックスの製造方法及び該方法に用いる圧粉体
US20030078156A1 (en) * 2001-08-23 2003-04-24 Lowden Richard A. Creep resistant refractory with controlled optical emission
DE10349038A1 (de) * 2002-10-22 2004-05-13 Osram Opto Semiconductors Gmbh Lichtquelle mit einer LED und einem Lumineszenzkonversionskörper und Verfahren zum Herstellen des Lumineszenzkonversionskörpers
WO2007107917A2 (en) * 2006-03-21 2007-09-27 Philips Intellectual Property & Standards Gmbh Electroluminescent device
WO2009090580A1 (en) * 2008-01-15 2009-07-23 Koninklijke Philips Electronics N.V. Light scattering by controlled porosity in optical ceramics for leds
WO2011094404A1 (en) * 2010-01-28 2011-08-04 Osram Sylvania Inc. Luminescent ceramic converter and method of making same

Also Published As

Publication number Publication date
CN104955786A (zh) 2015-09-30
WO2014114790A1 (de) 2014-07-31
TW201446703A (zh) 2014-12-16
US20150329777A1 (en) 2015-11-19
CN104955786B (zh) 2018-06-29
KR101747015B1 (ko) 2017-06-14
KR20150103281A (ko) 2015-09-09
JP2016510299A (ja) 2016-04-07
JP6223468B2 (ja) 2017-11-01
DE102013100821A1 (de) 2014-07-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE102013100821B4 (de) Polykristalline Keramiken, deren Herstellung und Verwendungen
DE102006027307B4 (de) Verfahren zur Herstellung einer Sinterglaskeramik und deren Verwendung
DE112006001722B4 (de) Leuchtstoff und Verfahren zu dessen Herstellung sowie Verwendung des Leuchtstoffs
DE2042379C3 (de) Verfahren zur Herstellung einer lichtdurchlässigen Alumiiiiumoxid-Keramik
DE102009055987B4 (de) Spinell-Optokeramiken
EP2831016A1 (de) Kompositkeramik, die einen konversionsleuchtstoff und ein mit einem negativen thermischen ausdehnungskoeffizienten material enthält
DE102011080832A1 (de) Verbundwerkstoff aus Keramik
DE102009000552B4 (de) Aktive Optokeramiken mit kubischer Kristallstruktur, deren Herstellung und Verwendungen
DE102013100832A1 (de) Stark streuender keramischer Konverter sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung
DE4293404C2 (de) Seltenerdmetalloxid-Aluminiumoxid- Siliciumdioxid-Sinterkörper und Verfahren zu seiner Herstellung
DE102005016732A1 (de) Bauteil mit einer Reflektorschicht
DE112015004083T5 (de) Zinkoxid-Sinterkörper und Verfahren zur Herstellung desselben
DE102018009312A1 (de) Ein Verfahren zur Herstellung eines Wellenlängen umwandelnden Elements, und wellenlängen umwandelndes Element
WO2015091393A1 (de) Konversionselement, bauelement und verfahren zur herstellung eines bauelements
DE3723774C2 (de)
DE112015004076B4 (de) Mg-enthaltender Zinkoxid-Sinterkörper und Verfahren zur Herstellung desselben
DE102009055984A1 (de) Gefärbte Spinell-Optokeramiken
DE102014105470A1 (de) Schichtverbund, Verfahren zu dessen Herstellung, sowie dessen Verwendungen
EP3428132A1 (de) Quarzglasbauteil mit hoher thermischer stabilität, halbzeug dafür und verfahren zur herstellung desselben
DE112020002257T5 (de) Mehrschichtiger keramischer konverter mit stratifizierter streuung
DE102013100429B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines pulverförmigen Precursormaterials und Verwendung eines mit dem Verfahren hergestellten pulverförmigen Precursormaterials
EP2949633B1 (de) Transparente Spinellkeramiken und Verfahren zu ihrer Herstellung
DE112019001280T5 (de) Wellenlängen-Umwandlungselement und Licht emittierende Vorrichtung unter Verwendung derselben
DE102015102842A1 (de) Leuchtstoffkompositkeramik sowie Verfahren zu deren Herstellung
DE19528758C1 (de) Leuchtstoffkeramik, Verfahren zur Herstellung und Verwendung

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R016 Response to examination communication
R016 Response to examination communication
R016 Response to examination communication
R018 Grant decision by examination section/examining division
R020 Patent grant now final