DE102016107934A1

DE102016107934A1 - Verfahren zur Herstellung hochbrechender Dünnglassubstrate

Info

Publication number: DE102016107934A1
Application number: DE102016107934.0A
Authority: DE
Inventors: Bernd Löffelbein; Frank Büllesfeld; Andreas Langsdorf
Original assignee: Schott AG
Current assignee: Schott AG
Priority date: 2016-04-28
Filing date: 2016-04-28
Publication date: 2017-11-02
Anticipated expiration: 2036-04-29
Also published as: CN107337339A; JP6643275B2; DE102016107934B4; JP2017214273A; US10505129B2; US20170338428A1; JP2020037511A; CN107337339B; CN112194349A

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Wiederziehverfahren zur Herstellung von Dünngläsern. Durch geeignete Verfahrensparameter und Glaseigenschaften wird es möglich sogar hochbrechende optische Gläser wiederzuziehen.

Description

Diese Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines hochbrechenden Dünnglases mittels Wiederziehen sowie ein hochbrechendes Dünnglas, das nach dem Verfahren erhältlich ist.
Einige Verfahren zur Herstellung hochbrechender Glassubstrate sind aus dem Stand der Technik bekannt. So nennt US 2013/0011607 A1 Gläser mit einem Brechungsindex von 1,55 bis 2,3. Diese Gläser sollen für die Bearbeitung im Down Draw- oder Floatverfahren, insbesondere Overflow Down Draw-Verfahren, geeignet sein, da sie im Hinblick auf ihre Zusammensetzung für dieses Verfahren optimiert wurden. Es wird auch Wiederziehen als mögliche Verarbeitungsmethode erwähnt, ohne dass Details dazu offenbart werden, wie diese Gläser im Wiederziehverfahren bearbeitet werden können. Die Gläser sind mit Hilfe erheblicher Anteile an Strontiumoxid für das Float- und Down Draw-Verfahren optimiert worden. Der in den Gläsern der US 2013/0011607 A1 tatsächlich erzielte Brechungsindex liegt in einem Bereich von 1,61 bis 1,66. Das Ziel, Gläser mit einem Brechungsindex von bis zu 2,3 als Dünngläser bereit zu stellen, wird in dem Dokument also ersichtlich verfehlt. Gleiches gilt entsprechend für US 2013/0230692 A1 .
Auch WO 2016/008866 A1 und WO 2016/008867 A1 lehren Dünngläser mit hohem Brechungsindex und setzen sich mit den Schwierigkeiten der Verarbeitung von Gläsern mit hohem Brechungsindex in Flachglasverfahren auseinander. Als Flachglasverfahren sind die sogenannten in line-Verfahren Down Draw und Overflow Fusion bevorzugt. Es wird aber auch das Wiederziehverfahren genannt. Dieses wird als ein Verfahren beschrieben, bei dem besonders große Kristallisationsgefahr besteht. Mit anderen Worten wird das Verfahren als besonders kritisch für hochbrechende optische Gläser dargestellt. Der Grund ist, dass beim Wiederziehen eine Vorform verwendet wird, die bereits einmal das Kristallwachstumsgebiet durchlaufen hat, d.h. das Glas wurde bereits einmal aus der Schmelze abgekühlt, so dass ein Temperaturbereich durchlaufen wurde, bei dem das Glas kristallisieren kann. Dieser Temperaturbereich ist von dem jeweiligen Glas abhängig. Daher können bereits Kristallisationskeime im Glas vorhanden sein, die dann schnell zur Entglasung beim Wiederziehen führen können. Die genannten Dokumente schlagen zur Lösung vor, optische Gläser mit besonders langem Viskositätsprofil, also einer nur gering ausgeprägten Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur, herzustellen. Wie häufig im Stand der Technik wird auch in diesen beiden Dokumenten eine Optimierung der Glaszusammensetzung angestrebt, um diese in Flachglasverfahren verarbeiten zu können.
Grundsätzlich besteht bei Gläsern mit hohem Brechungsindex das Problem, dass durch den Einsatz von Glasbestandteilen mit hohem Brechungsindex (z.B. TiO₂, ZrO₂, Nb₂O₅, BaO, CaO, SrO, ZnO, La₂O₃) auch die Kristallisationsneigung des Glases zunimmt. Eine Ausnahme ist PbO, welches aber aus ökologischen Gründen nicht verwendet werden sollte. Kristallisationsneigung bedeutet dabei, dass das Glas während der Herstellung in bestimmten Temperaturbereichen leichter Kristalle bildet und somit leichter entglast als andere Gläser, die keine ausgeprägte Kristallisationsneigung aufweisen. Den Verfahren zur Herstellung von dünnen Glassubstraten ist gemeinsam, dass eine Glasschmelze oder ein Glasprodukt für einen relativ langen Zeitraum bei einer erhöhten Temperatur gehalten werden muss, um die Formgebung zu ermöglichen. Dadurch steigt die Gefahr der Entglasung. Dies ist auch der Grund, weshalb im Stand der Technik Gläser mit hohem Brechungsindex üblicherweise nicht in Flachglasverfahren hergestellt wurden. Um dennoch dünne Gläser mit hohem Brechungsindex zu erhalten, wurden diese Gläser in einem klassischen Verfahren geschmolzen, in Barrenform gegossen und sehr schnell abgekühlt, etwa durch Pressen oder Walzen mit gekühlten Formen. Durch die schnelle Abkühlung durchläuft die Glasschmelze den Temperaturbereich, in welchem Kristallisation auftreten kann, so schnell, dass sich keine Kristalle bilden können. Die so erhaltenen Barren wurden dann durch Sägen und Polieren in dünne Glassubstrate weiter verarbeitet, was sehr unwirtschaftlich ist.
DE 10 2014 100 750 A1 beschreibt ein Wiederziehverfahren zur Herstellung von dünnen Glaskomponenten. Dabei wird eine Vorform insbesondere auf Temperaturen erhitzt, die Viskositäten von 10^5,8 dPas bis < 10^7,6 dPas entsprechen. Es werden dort auch optische Gläser wiedergezogen. Diese optischen Gläser gehören zu den Phosphat- und Fluorphosphatgläsern, welche Brechungsindices n_D im Bereich von 1,53 (z.B. Schott N-PK51) oder sogar nur 1,49 (z.B. Schott N-FK51A) aufweisen. Diese Gläser sind im Hinblick auf ihre Eigenschaften nicht mit den hochbrechenden Gläsern vergleichbar, die im Rahmen der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden.
Es liegt auf der Hand, dass gerade das Wiederziehverfahren besonders kritisch für Gläser mit hohem Brechungsindex ist. Schließlich wird beim Wiederziehverfahren eine Vorform verwendet, die bereits einmal den kritischen Temperaturbereich, in welchem Kristallbildung möglich ist, durchlaufen hat. Wenn sich bei diesem Abkühlen bereits Kristallkeime gebildet haben, so würden diese in dem Wiederziehverfahren schnell zur Kristallisation führen.
Es fehlt im Stand der Technik an einem Verfahren, das geeignet ist, auch solche Gläser mit hohem Brechungsindex in einem Flachglasverfahren zu Dünngläsern zu verarbeiten, die im Hinblick auf ihre Zusammensetzung nicht für diese Verfahren optimiert wurden. Das Verfahren sollte nicht nur geeignet sein, hochbrechende Dünngläser bereit zu stellen, sondern auch eine hohe Ausbeute zu erzielen. Vorzugsweise sollen in dem Verfahren auch Probleme gelöst werden, die sich durch die höhere Dichte und höheren thermischen Ausdehnungskoeffizienten ergeben, die häufig in Gläsern mit hohem Brechungsindex auftreten. Insbesondere soll das Verfahren Dünngläser erhältlich machen, die im Hinblick auf Oberflächenqualität, Spannungen und innere Qualität den üblichen hohen Anforderungen an optische Gläser genügen.
In der Praxis werden optische Gläser für eine bestimmte Anwendung im Hinblick auf ihre optischen Eigenschaften ausgewählt. Dabei spielt in der Regel nicht nur der Brechungsindex, sondern auch die Dispersion und viele andere Eigenschaften der Gläser eine Rolle. In den seltensten Fällen wird es möglich sein, eine Glaszusammensetzung im Hinblick auf die Darstellung als Dünnglas zu optimieren, ohne nicht auch einen oder mehrere der erwünschten Glaseigenschaften zu ändern. Üblicherweise werden die gewünschten Spezifikationen durch das technische Einsatzgebiet auf Kundenwunsch festgelegt. Der Hersteller von Gläsern kann also nicht beliebig die Zusammensetzung von Gläsern anpassen, weil er dadurch auch die gewünschten Eigenschaften verändern würde. Gläser sind Systeme aus einer Vielzahl von Komponenten, wobei eine Veränderung der relativen Menge einer Komponente unvorhersehbare Folgen auf eine Vielzahl von Eigenschaften des Glases haben kann.
Es wäre wünschenswert, ein Verfahren an der Hand zu haben, mit dem optische Gläser als Dünngläser erhältlich werden, ohne dass eine Optimierung der Glaszusammensetzung notwendig ist.
Beschreibung der Erfindung
Die vorliegende Erfindung stellt ein Verfahren bereit, mit dem Gläser mit hohem Brechungsindex zu Dünngläsern verarbeitet werden können. Das Verfahren der vorliegenden Erfindung ist den Wiederziehverfahren zuzurechnen. Wiederziehverfahren sind grundsätzlich aus dem Stand der Technik bekannt, beispielsweise aus US 3,635,687 A .
Beim Wiederziehen wird ein Glasstück („Vorform“ genannt) partiell erwärmt und über geeignete mechanische Betriebsmittel in die Länge gezogen. Wird die Vorform mit einer konstanten Geschwindigkeit in eine Heizzone eingefahren und das erwärmte Glas mit konstanter Geschwindigkeit gezogen, so wird eine von dem Verhältnis der Geschwindigkeiten abhängige Verkleinerung der Querschnittsform der Vorform erzielt.
Werden also z.B. stab- oder rohrförmige Vorformen eingesetzt, so entstehen wieder stab- oder rohrförmige Glaskomponenten, allerdings mit kleinerem Durchmesser. In ähnlicher Weise können auch plattenförmige Vorformen wiedergezogen werden. Die erfindungsgemäß herstellbaren Dünngläser können in ihrer Querschnittsform der Vorform ähnlich sein, so dass sie hinsichtlich ihrer Querschnittsform eine 1:1 verkleinerte Abbildung der Vorform darstellen. Sie können aber auch derart umgeformt werden, dass bei plattenförmigen Vorformen ein streifenförmiges Dünnglas mit verringerter Dicke entsteht.
Beim Wiederziehen von Gläsern wird in der Regel eine längliche Vorform einseitig in eine Halterung eingespannt und beispielsweise in einem Muffelofen am anderen Ende erwärmt. Sobald das Glas verformbar wird, wird dieses durch Aufbringen eines Zugs auf das in der Halterung eingespannte Ende der Vorform ausgezogen. Wird dabei die Vorform in die Muffel nachgeschoben, so ergibt sich bei geeigneter Temperaturwahl eine vom Querschnitt kleinere, aber geometrisch ähnliche Dünnglaskomponente.
Aus einer scheibenförmigen Vorform kann ebenso eine annähernd streifenförmige Dünnglaskomponente durch Wiederziehen erzeugt werden, welche eine deutlich geringere Dicke als die Vorform aufweist. Die Wahl der Geschwindigkeiten von dem Ausziehen der Dünnglaskomponente und dem Nachschieben der Vorform bestimmen den Umformungs- bzw. Verkleinerungsfaktor des Querschnitts.
Das Verfahren der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung eines hochbrechenden Dünnglases, welches folgende Schritte umfasst:

a. Bereitstellen einer Vorform aus Glas mit einer mittleren Breite B und einer mittleren Dicke D und mit einem Brechungsindex n_D von wenigstens 1,68 in einer Wiederziehvorrichtung,
b. Erwärmen zumindest eines Teils der Vorform,
c. Wiederziehen der Vorform zu einem Dünnglas mit einer mittleren Breite b und einer mittleren Dicke d,

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Die Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases liegt vorzugsweise nah an der unteren Entglasungsgrenze. Insbesondere beträgt diese Temperatur weniger als die Schmelztemperatur (T_m) des Glases, bevorzugt weniger als UEG + 0,7·(T_m – UEG), mehr bevorzugt weniger als UEG + 0,4·(T_m – UEG) und besonders bevorzugt weniger als UEG + 0,2·(T_m – UEG). Ein besonderer Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens ist, dass Gläser mit hohem Brechungsindex weit gehend ohne Berücksichtigung ihrer übrigen Eigenschaften in dem Verfahren der Erfindung verarbeitbar sind. Es muss also insbesondere nicht die Glaszusammensetzung im Hinblick auf die Kristallisationsneigung angepasst werden. Vielmehr ist das Verfahren dadurch an die Eigenschaften eines hochbrechenden Glases angepasst, dass der erwärmte Teil der Vorform während des Verfahrens für nicht länger als 30 min eine Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases aufweist und das Glas mit einer geeigneten Mindestabhängigkeit der Viskosität von der Temperatur in dem angegebenen Temperaturbereich gewählt wird. Der erwärmte Teil der Vorform weist während des Verfahrens vorzugsweise für wenigstens 2 s insbesondere wenigstens 10 s eine Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases auf.
Bevorzugt wird der erwärmte Teil der Vorform während des Verfahrens für nicht länger als 15 min, weiter bevorzugt für nicht länger als 6 min, mehr bevorzugt nicht länger als 4 min, besonders bevorzugt nicht länger als 2 min Temperaturen oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases aufweisen. Es hat sich gezeigt, dass durch eine so gestaltete Verfahrensführung die Kristallisation des Glases in einem für übliche optische Anwendungen akzeptablen Ausmaß gehalten werden kann. In dem erfindungsgemäßen Verfahren ist es vorgesehen, dass der erwärmte Teil der Vorform für eine Dauer von wenigstens 2 s, vorzugsweise wenigstens 10 s, insbesondere wenigstens 30 s und bevorzugt wenigstens 1 min, Temperaturen oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des jeweiligen Glases aufweist. Durch die Anwendung von Temperaturen oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases der Vorform tritt eine gewisse Kristallisation ein. Diese Kristallisation ist aber für optische Anwendungen akzeptabel, wenn der erwärmte Teil der Vorform nicht zu lang bei Temperaturen oberhalb der unteren Entglasungsgrenze gehalten wird und das Glas der Vorform das angegebene Mindestmaß an Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur in dem relevanten Temperaturbereich aufweist.
Das Glas der Vorform weist in dem erfindungsgemäßen Verfahren insbesondere eine Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur auf, die durch eine durchschnittliche Abnahme der Viskosität bei steigender Temperatur in einem Viskositätsbereich von 10⁸ bis 10⁵ dPas von wenigstens 3·10⁵ dPas/K, insbesondere wenigstens 5·10⁵ dPas/K, bevorzugt wenigstens 8·10⁵ dPas/K oder wenigstens 9·10⁵ dPas/K gekennzeichnet ist. Durch diese Vorkehrung wird erreicht, dass sich in dem relevanten Temperaturbereich die Viskosität des Glases schon bei kleiner Verringerung der Temperatur so stark erhöht, dass der für die Kristallisation kritische Viskositätsbereich schnell wieder verlassen und weitere Kristallisation unterbunden wird.
Aus praktischen Erwägungen sollte das Glas der Vorform vorzugsweise so gewählt sein, dass die durchschnittliche Abnahme der Viskosität von der Temperatur in einem Viskositätsbereich von 10⁸ bis 10⁵ dPas durchschnittlich höchstens 5·10⁶ dPas/K, insbesondere höchstens 2·10⁶ dPas/K, bevorzugt höchstens 1,5·10⁶ dPas/K, besonders bevorzugt höchstens 1,2·10⁶ dPas/K beträgt. Diese Obergrenze ist durch praktische Erwägungen veranlasst. So ist es bei einem Glas, welches extrem auf Temperaturschwankungen reagiert, äußerst schwierig, die Viskosität des Glases in dem gewünschten Bereich zu halten.
Aufgrund des hierin offenbarten Verfahrens stehen dem Fachmann also eine Vielzahl von Möglichkeiten zur Verfügung, Vorformen aus optischem Glas mit den gewünschten Eigenschaften für das Verfahren auszuwählen, ohne dass ein Glas für das Verfahren entwickelt werden muss. Die Auswahl eines Glases mit den geeigneten Eigenschaften im Hinblick auf die Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur bringt den Vorteil mit sich, dass die Viskosität besonders schnell – also mit kleinen Änderungen der Temperatur – gesteuert werden kann. Neben der Möglichkeit, den für Kristallisation kritischen Temperaturbereich schnell wieder zu verlassen und so die Zeit zu verkürzen, die das Glas bei Temperaturen oberhalb der unteren Entglasungsgrenze gehalten wird, ist diese Eigenschaft auch deshalb wichtig, weil Gläser mit hohem Brechungsindex in der Regel auch eine hohe Wärmekapazität aufweisen. Somit wird durch die hierin beschriebene Wahl der Gläser die Möglichkeit geschaffen, optische Gläser in bekannten Wiederziehvorrichtungen zu bearbeiten; besonders gut geeignet sind jedoch Vorrichtungen, die es ermöglichen, eine Verformungszone mit geringer Höhe einzustellen. Bei Vorformen aus Gläsern mit sehr „langem“ Viskositäts-Temperatur-Profil in dem relevanten Temperaturbereich müsste erheblicher Kühlaufwand betrieben werden, um die Wärme schnell genug abführen zu können. Die Folge wäre ein zu langes Verbleiben der Vorform bei kristallisationsgefährlichen Temperaturen und eine entsprechende Kristallbildung.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich in überraschend einfacher Weise Vorformen aus hochbrechenden Gläsern wiederziehen, so dass sich sehr kostengünstig dünne bzw. dünnwandige Glasprodukte mit besonders hoher Oberflächenqualität, besonders bevorzugt mit zumindest teilweise einer feuerpolierten Oberflächenqualität, herstellen lassen. Das erfindungsgemäße Verfahren kann für bekannte optische Gläser angewandt werden. Die Gläser weisen Brechungsindices n_D von mehr als 1,68, insbesondere mehr als 1,7, weiter bevorzugt mehr als 1,75, besonders bevorzugt mehr als 1,79 auf.
Die untere Entglasungsgrenze liegt für jedes Glas bei anderer Temperatur und Viskosität. Sie wird wie folgt bestimmt. Eine Probe von max. 300 mm Länge, 10 mm Breite und 5 mm Höhe (z.B. 10 mm × 10 mm × 5 mm) des zu untersuchenden Glases wird allseitig optisch poliert und anschließend bei verschiedenen Temperaturen (T_A, T_B, T_C, ..T_n) jeweils für 900 min getempert. Vorzugsweise liegen die Temperaturen höchstens 15 K auseinander. Dafür werden die Proben auf einem Pt10Rh-Blech platziert und in einem Gradientenofen angeordnet. Nach Abschluss des Temperns werden die Proben lichtmikroskopisch bei 40-facher Vergrößerung mit einseitiger Kantenbeleuchtung untersucht. Die untere Entglasungsgrenze ist die kleinste Temperatur, bei der Kristalle sichtbar werden.
Das Verfahren der Erfindung umfasst einen Schritt des Erwärmens wenigstens eines Teils der Vorform. Dieser Teil wird auf eine Temperatur T₂ erwärmt, bei der das Glas der Vorform verformbar ist. T₂ ist insbesondere eine Temperatur, bei der die Viskosität des Glases zwischen 10⁴ und 10⁸ dPas beträgt. Insbesondere ist T₂ eine Temperatur, die eine Viskosität bedingt, welche geringer ist als die Viskosität des Glases am Erweichungspunkt (EW). Bevorzugt weist das Glas der Vorform bei Temperatur T₂ eine Viskosität η₂ von weniger als 10^7,6 dPas, weiter bevorzugt höchstens 10^7,5 dPas, noch weiter bevorzugt höchstens 10^7,0 dPas, ganz besonders bevorzugt höchstens 10^6,5 dPas auf. In einer bevorzugten Ausführungsform wird die Verformungszone auf eine Temperatur T₂ erhitzt, die einer Viskosität des Glases der Vorform von eine Viskosität von wenigstens 10⁴ dPas und höchstens 10⁸ dPas, insbesondere 10^5,8 bis 10^7,6 dPas, insbesondere 10^5,8 bis < 10^7,6 dPas entspricht. Die Viskosität eines Glases ist von der Temperatur abhängig. Bei jeder Temperatur hat das Glas eine bestimmte Viskosität. Welche Temperatur T₂ notwendig ist, um die gewünschte Viskosität η₂ in der Verformungszone zu erzielen, hängt von dem Glas ab. Die Viskosität eines Glases wird nach DIN ISO 7884-2, -3, -4 bestimmt und die Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur unter Verwendung der VFT-Kurve (Vogel-Fulcher-Tammann-Gleichung) ermittelt.
Vorzugsweise liegt die Temperatur T₂ in einem Temperaturbereich von 650°C bis 800°C. Vorzugsweise ist die Temperatur T₂ die höchste Temperatur, die in dem Glas während des Verfahrens erreicht wird.
Eine Viskosität η₂, die kleiner ist als die Viskosität des entsprechenden Glases am Erweichungspunkt, ist vorteilhaft, weil die zum Ausziehen der Vorform benötigte Ziehkraft mit steigender Viskosität zunimmt. Eine niedrigere Viskosität ist also auch mit einer niedrigeren benötigten Ziehkraft verbunden. Allerdings haben Gläser mit hohem Brechungsindex auch eine hohe Dichte, so dass eine zu geringe Viskosität bei der Temperatur T₂ dazu führen kann, dass die Gravitation die Kontrolle der Ziehgeschwindigkeit erschwert. Mit anderen Worten sollte die Viskosität η₂ des Glases der Vorform nicht zu gering sein, da ansonsten ein gleichmäßiges Ausziehen des Glases erschwert wird. Das Glas der Vorform weist daher bevorzugt eine Viskosität η₂ bei T₂ von mindestens 10^4,0 dPas, weiter bevorzugt mindestens 10^4,5 dPas, noch weiter bevorzugt mindestens 10^5,0 dPas, ganz besonders bevorzugt mindestens 10^5,8 dPas auf.
Die nur kurze Verweildauer des in Schritt b erwärmten Teils der Vorform bei hohen Temperaturen wird durch verschiedene Maßnahmen beeinflusst; dies sind z.B. die angelegte Ziehkraft, das Viskositäts-Temperatur-Profil des Glases, die Ausgestaltung der Heizeinrichtung und die Dichte des Glases. Vorzugsweise wird die kurze Verweildauer des Glases bei den genannten Temperaturen unter anderem dadurch erreicht, dass die Vorform eine kleine Verformungszone aufweist. Insbesondere weist die Vorform eine Verformungszone auf, die definiert ist als der Teil der Vorform, welcher während des Verfahrens eine Dicke zwischen 0,95·D und 1,05·d aufweist. Es handelt sich bei der Verformungszone also um denjenigen Teil der Vorform, in welchem sich diese aufgrund der Erwärmung verformt. Die Dicke der Vorform im Bereich der Verformungszone ist kleiner als die ursprüngliche Dicke D, die finale Dicke d des Dünnglases ist aber noch nicht erreicht. Vorzugsweise herrscht in der Verformungszone eine Temperatur vor, bei der die Viskosität des Glases weniger als 10^7,6 dPas beträgt. Insbesondere liegt diese Temperatur in einem Bereich von 650°C bis 800°C. Es hat sich gezeigt, dass bei geringeren Temperaturen bzw. größeren Viskositäten eine zu starke Verringerung der Breite b im Vergleich zur Ursprungsbreite B erfolgt. Unterhalb einer Viskosität von 10^7,6 dPas ist es vorteilhaft, dass die Breite b gegenüber der ursprünglichen Breite B nur wenig reduziert wird. Dadurch können relativ große Flächen als Dünngläser hergestellt werden.
Die in dem Verfahren eingesetzte Vorform weist vorzugsweise eine Breite B von wenigstens 200 mm auf. In bevorzugten Ausführungsformen beträgt die Breite wenigstens 300 mm, mehr bevorzugt wenigstens 400 mm, weiter bevorzugt wenigstens 500 mm oder sogar wenigstens 700 mm. Wird eine Vorform mit vergleichsweise großer Breite B eingesetzt, so werden auch besonders breite Dünngläser mit dem Verfahren erhältlich. Das Verfahren zeichnet sich dadurch aus, dass eine starke Reduktion der Ausgangsdicke D möglich ist. Insbesondere ist es bevorzugt, dass die Dicke D der Vorform wenigstens 5 mm, mehr bevorzugt wenigstens 10 mm, weiter bevorzugt wenigstens 25 mm, beträgt. Dies hat den Vorteil, dass die Bereitstellung der Vorform aus einem Glas mit hohem Brechungsindex vergleichsweise einfach möglich ist. Es können beispielsweise herkömmliche Barren aus hochbrechenden Gläsern eingesetzt werden. Durch das erfindungsgemäße Verfahren lässt sich die Dicke D der Vorform erheblich reduzieren. Insbesondere beträgt die Dicke d des mit dem Verfahren erhältlichen Dünnglases weniger als 2 mm.
Damit eine hohe Ausbeute und damit ein wirtschaftliches Verfahren möglich ist, wird vorzugsweise eine Vorform von gewisser Länge L verwendet. Je größer die Länge L der Vorform ist, desto mehr Dünnglas kann in einem Arbeitsgang im Wiederziehverfahren hergestellt werden, bevor eine neue Vorform in die Wiederziehvorrichtung eingespannt werden muss. Vorzugsweise beträgt die Länge der Vorform L wenigstens 500 mm und weiter bevorzugt wenigstens 1000 mm.
Die Vorform kann in für optische Gläser üblicher Weise aus einem hochbrechenden Glas mit einem Brechungsindex η_D von wenigstens 1,68 hergestellt werden. Die Vorform hat eine Dicke D und eine Breite B sowie ein Breite-zu-Dicke-Verhältnis B/D. Durch das Wiederziehen kann eine Änderung des Verhältnisses B/D der Vorform, insbesondere eine Vergrößerung des Verhältnisses, erfolgen. Vorzugsweise gilt: b/d >> B/D.
Im Sinne der Erfindung kann eine Vorform, insbesondere eine platten-, barren- oder scheibenförmige Vorform, eines hochbrechenden Glaskörpers mit einer mittleren Dicke D und einer mittleren Breite B bereitgestellt werden. Zumindest ein Teilabschnitt, insbesondere die Verformungszone der Vorform, wird sodann erwärmt. Nachfolgend erfolgt das Ausziehen der Vorform bis zu einer mittleren Dicke d und einer mittleren Breite b, wodurch die Querschnittsform der Dünnglaskomponente festgelegt wird. Durch das Wiederziehen kann also eine Änderung der Geometrie des Querschnitts der Vorform quer zur Ziehrichtung erreicht werden.
Die Verformungszone betrifft dabei den Anteil der Vorform, in dem die Vorform eine Dicke zwischen 0,95·D und 1,05·d aufweist. Die Verformungszone weist vorzugsweise eine Höhe von höchstens 50·D, bevorzugt höchstens 10·D, besonders bevorzugt höchstens 6·D (insbesondere höchstens 100 mm), ganz besonders bevorzugt höchstens 5·D (insbesondere höchstens 40 mm) und besonders bevorzugt höchstens 4·D (insbesondere höchstens 30 mm) auf. Die Verformungszone erstreckt sich vorzugsweise über die gesamte Breite der Vorform. Mit „Höhe“ der Verformungszone ist deren Ausdehnung in der Richtung gemeint, in welche die Vorform gezogen wird. Außerhalb der Verformungszone ist die Temperatur der Vorform vorzugsweise kleiner als T₂. Dadurch findet die Verformung der Vorform im Wesentlichen ausschließlich im Bereich der Verformungszone statt. Darüber und darunter bleiben vorzugsweise sowohl die Dicke als auch die Breite konstant.
Es hat sich gezeigt, dass besondere Maßnahmen dazu beitragen, die Entglasung von Gläsern mit hohem Brechungsindex zu vermeiden. Dazu zählt insbesondere das Vorwärmen der Vorform auf eine Temperatur unterhalb der unteren Entglasungsgrenze. Dieser Schritt des Vorwärmens der Vorform wird vorzugsweise vor dem Schritt des Erwärmens der Vorform durchgeführt. Dadurch wird erreicht, dass sich die Temperatur bzw. Temperaturverteilung innerhalb der Vorform besser steuern lässt. Würde in dem Verfahren eine nicht vorgewärmte Vorform eingesetzt, so wäre es aufgrund der Wärmeverteilung in der Vorform schwieriger, die für die Verformung im Wiederziehverfahren notwendige Temperatur bzw. Viskosität in nur einem sehr kleinen Teil der Vorform zu erzielen. Vielmehr verteilte sich dann die Wärme in einem größeren Anteil der Vorform, so dass Teile der Vorform für einen zu langen Zeitraum eine Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases annehmen könnten.
Die Vorform wird also vorzugsweise vor dem Erwärmen vorgewärmt, insbesondere auf eine Temperatur T₁. Zu diesem Zweck weist die Wiederziehvorrichtung vorzugsweise eine Vorwärmzone auf, in welcher die Vorform auf eine Temperatur T₁ erwärmt werden kann. Die Vorwärmzone ist vorzugsweise in einem oberen Bereich der Wiederziehvorrichtung angeordnet. Die Temperatur T₁ entspricht in etwa einer Viskosität η₁ von 10¹⁰ bis 10¹⁴ dPas. Die Vorform wird also vorzugsweise vor dem Erwärmen im Schritt b des Verfahrens vorgewärmt. Dadurch wird eine schnellere Bewegung durch den Verformungsbereich ermöglicht, weil die Zeit, die benötigt wird, um die Temperatur T₂ zu erreichen, kürzer ist. Ebenfalls wird durch die Vorwärmzone vermieden, dass Gläser mit hohem Temperaturausdehnungskoeffizienten durch zu hohe Temperaturgradienten zerspringen. Vorzugsweise ist die Temperatur in den Randbereichen der Vorform während des Vorwärmens höher als in der Mitte der Vorform. Die Mitte ist derjenige Teil der Vorform, der zu den beiden Randbereichen in horizontaler Richtung gleichen Abstand hat. Damit wird besonders in dem kritischen Temperaturbereich von Raumtemperatur bis T_G ein Zerspringen der Vorform vermieden. Die Temperatur T₁ liegt vorzugsweise unterhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases der Vorform, und bevorzugt oberhalb von T_G. Ein besonderer Vorteil liegt darin, die Zeitspanne, innerhalb derer die Vorform einer Temperatur ausgesetzt ist, die oberhalb der unteren Entglasungsgrenze liegt, durch die Vorwärmung zu verringern und auf diese Weise eine ungewollte Entglasung sicher zu vermeiden.
Die Breite b der ausgezogenen Dünnglaskomponente nimmt mit steigender Viskosität in der Verformungszone zunehmend ab. Erhöht man beispielsweise die Ziehgeschwindigkeit, um eine Dicke d der Dünnglaskomponente von 100 µm zu erreichen, würde die Breite b der Dünnglaskomponente im Vergleich zur Breite B der Vorform deutlich verringert. Um eine flache Dünnglaskomponente mit einem hohen Verhältnis b/d zu erhalten, ist es daher vorteilhaft, wenn das Glas der Vorform in der Verformungszone eine Viskosität η₂ aufweist.
Vorzugsweise durchläuft die Vorform die Verformungszone während einer Dauer von weniger als 30 min, weiter bevorzugt weniger als 15 min und besonders bevorzugt weniger als 6 Minuten. Insbesondere beträgt die Verweildauer eines gegebenen Teils der Vorform bei der Temperatur T₂ weniger als 30 min, weiter bevorzugt weniger als 15 min und besonders bevorzugt weniger als 6 Minuten. Diese Anforderung ergibt sich aus der Notwendigkeit, das Glas für nur sehr kurze Zeiträume Temperaturen auszusetzen, in denen Kristallisation auftreten kann.
Ein bevorzugter Temperaturverlauf ist gekennzeichnet durch einen Anstieg der Temperatur des Glases von T₁ auf T₂ mit einer mittleren Rate von wenigstens 50 K/min, bevorzugt wenigstens 80 K/min, mehr bevorzugt wenigstens 95 K/min. Der Temperaturanstieg sollte so schnell wie möglich erfolgen, um das Glas der Vorform schnell auf Viskositäten zu bringen, bei denen das Glas wie gewünscht verformt werden kann. Gerade bei Gläsern mit hohem thermischen Ausdehnungskoeffizienten – also vielen hochbrechenden Gläsern – muss die Erwärmung aber unter einer gewissen Grenze bleiben. Es hat sich als vorteilhaft erwiesen, die Temperatur nicht schneller als mit 500 K/min, bevorzugt nicht schneller als 400 K/min, insbesondere nicht schneller als 250 K/min und besonders bevorzugt nicht schneller als 150 K/min von T₁ auf T₂ zu erwärmen.
Die Vergrößerung des Verhältnisses von Breite zu Dicke der Vorform wird bevorzugt im Wesentlichen dadurch erzielt, dass die Dicke d der hergestellten Dünnglaskomponente wesentlich kleiner ist als die Dicke D der Vorform. Die Dicke d beträgt vorzugsweise höchstens D/10, weiter bevorzugt höchstens D/30 und besonders bevorzugt höchstens D/75. Die Dünnglaskomponente weist dann eine Dicke d von vorzugsweise weniger als 10 mm, weiter bevorzugt weniger als 1 mm, mehr bevorzugt weniger als 100 µm, weiter bevorzugt weniger als 50 µm und besonders bevorzugt weniger als 30 µm auf. Mit der vorliegenden Erfindung ist es möglich, solche dünnen Dünnglaskomponenten in hoher Qualität und vergleichsweise großer Fläche herzustellen.
Die Breite b der hergestellten Dünnglaskomponente ist gegenüber der Breite B der Vorform vorzugsweise kaum verkleinert. Damit ist gemeint, dass das Verhältnis B/b vorzugsweise höchstens 2, weiter bevorzugt höchstens 1,6 und besonders bevorzugt höchstens 1,25 beträgt.
Das Verfahren kann in einer Wiederziehvorrichtung durchgeführt werden. Zum Zweck des Erwärmens kann die Vorform in die Wiederziehvorrichtung eingebracht werden. Die Wiederziehvorrichtung weist vorzugsweise eine Halterung auf, in welche die Vorform mit einem Ende eingespannt werden kann. Die Halterung befindet sich vorzugsweise in einem oberen Abschnitt der Wiederziehvorrichtung. Die Vorform ist dann mit ihrem oberen Ende in die Halterung eingespannt.
Die Wiederziehvorrichtung weist wenigstens eine Heizeinrichtung auf. Die Heizeinrichtung ist vorzugsweise in einem mittleren Bereich der Wiederziehvorrichtung angeordnet. Bei der Heizeinrichtung kann es sich vorzugsweise um einen elektrischen Widerstandsheizer, eine Brenneranordnung, einen Strahlungsheizer, einen Laser mit oder ohne Laserscanner oder eine Kombination aus diesen handeln. Die Heizeinrichtung ist vorzugsweise derart ausgebildet, dass sie die Vorform, die sich in einem Verformungsbereich befindet, so erwärmen kann, dass die erfindungsgemäß ausgestaltete Verformungszone erhalten wird, und insbesondere die Temperatur T₂ erreicht wird. Der Verformungsbereich ist ein Bereich, der sich vorzugsweise innerhalb der Wiederziehvorrichtung befindet. Die Heizeinrichtung erwärmt den Verformungsbereich und/oder einen Anteil der Vorform auf eine so hohe Temperatur, dass eine Vorform, die sich in dem Verformungsbereich befindet, innerhalb ihrer Verformungszone die Temperatur T₂ annimmt. Wenn eine Heizeinrichtung verwendet wird, die geeignet ist, gezielt nur einen Anteil der Vorform zu erhitzen, wie ein Laser, heizt sich der Verformungsbereich kaum auf.
Der Verformungsbereich weist vorzugsweise eine Höhe auf, die eine Verformungszone erzeugt, die eine Höhe von höchstens 50·D, bevorzugt höchstens 10·D, besonders bevorzugt höchstens 6·D (insbesondere höchstens 100 mm), ganz besonders bevorzugt höchstens 5·D (insbesondere höchstens 40 mm) und besonders bevorzugt höchstens 4·D (insbesondere höchstens 30 mm) aufweist. Je nach Beheizungsart und Abmessung der Vorform kann der Verformungsbereich daher unterschiedlich lang ausgeführt sein.
Die Vorform bzw. ein Anteil der Vorform, welcher unmittelbar zum Umformen vorgesehen ist, wird vorteilhaft zuerst auf eine Temperatur unterhalb der Kristallisationstemperatur, also einer Temperatur, bei der eine Kristallbildung einsetzt, und unterhalb des Erweichungspunktes des Glases erwärmt. Auf diese Weise kann eine Kristallbildung verhindert werden. Innerhalb des Verformungsbereichs wird die Vorform auf eine Temperatur T₂ erwärmt, welche oberhalb des Erweichungspunktes und insbesondere oberhalb der unteren Entglasungsgrenze liegt. Am Erweichungspunkt beträgt die Viskosität des Glases 10^7,6 dPas.
Von großer Bedeutung für die Erfindung ist es, dass das hochbrechende Glas für eine kurze Zeitspanne einer Temperatur ausgesetzt wird, welche oberhalb der unteren Entglasungsgrenze liegt. Die maximale Zeitspanne hängt dabei von der in der Verformungszone vorherrschenden Temperatur sowie von dem jeweiligen Glas ab. Vorzugsweise wird das Glas in dem Verfahren zu keinem Zeitpunkt auf eine Temperatur erhitzt, die oberhalb der oberen Entglasungsgrenze liegt.
Die Heizeinrichtung beheizt den Verformungsbereich und/oder einen Anteil der Vorform, der vorzugsweise nur so groß ist, dass in der Vorform die erfindungsgemäß ausgestaltete Verformungszone auf die Temperatur T₂ erwärmt wird. Die Teile der Vorform, die sich oberhalb und unterhalb der Verformungszone befinden, weisen vorzugsweise eine Temperatur auf, die kleiner als T₂ ist. Dies wird erfindungsgemäß bevorzugt dadurch erzielt, dass die Heizeinrichtung eine oder mehrere Blenden oder andere Kühlmittel umfasst, die diejenigen Teile der Vorform, die außerhalb des Verformungsbereichs liegen, abschatten bzw. kühlen. Alternativ oder zusätzlich kann eine Heizeinrichtung verwendet werden, die eine fokussierte oder begrenzte Erhitzung der Vorform im Verformungsbereich erlaubt, wie etwa ein Laser oder ein Laserscanner. Eine weitere alternative Ausführung betrifft eine Heizeinrichtung, die selbst nur eine geringe Höhe hat und sich nah an der Verformungszone befindet, so dass die Wärme nicht wesentlich in Bereiche außerhalb des Verformungsbereiches vordringt.
Die Heizeinrichtung kann ein Strahlungsheizer sein, dessen Heizwirkung über geeignete Strahlführungen und/oder -begrenzungen in den Verformungsbereich fokussiert bzw. eingeschränkt wird. Beispielsweise kann eine KIR(= kurzwelliges IR)-Heizung zum Einsatz kommen, wobei vorzugsweise durch Abschatten eine niedrige Verformungszone erzeugt wird. Es können auch gekühlte (gas-, wasser- oder luftgekühlte) Blenden zum Einsatz kommen. Als weitere Heizeinrichtung kann ein Laser eingesetzt werden. Zur Strahlführung des Lasers kann ein Laserscanner zum Einsatz kommen.
Die Vorrichtung kann eine Kühleinrichtung aufweisen, die vorzugsweise in einem unteren Bereich der Wiederziehvorrichtung, insbesondere unmittelbar unter dem Verformungsbereich, angeordnet ist. Dadurch wird das Glas vorzugsweise unmittelbar nach dem Verformen auf Viskositäten > 10⁹ dPas gebracht, so dass es sich nicht mehr nennenswert verformt. Diese Abkühlung erfolgt vorzugsweise derart, dass sich eine Viskositätsänderung von mindestens 10⁴ dPas/s, bevorzugt mindestens 10⁶ dPas/s, ergibt. Dies entspricht vorzugsweise, abhängig vom Glas der Vorform, etwa Temperaturen T₃ in einem Bereich von 400 bis 700°C, insbesondere von 450 bis < 650°C.
Das erfindungsgemäße Verfahren umfasst vorzugsweise weiterhin das Kühlen des Glases nach dem Austreten aus dem Verformungsbereich. Das weitere Kühlen des Glases auf Viskositäten > 10⁹ dPas kann durch natürliches Abkühlen bei Umgebungs- bzw. Raumtemperatur (z.B. 10 bis 25°C) erfolgen. Das Glas kann aber auch aktiv in einem Fluid gekühlt werden, wie beispielsweise einem Gasstrom. Besonders bevorzugt wird das Glas durch eine dem Verformungsbereich folgende Kühlzone geführt und dort mit moderater Kühlrate abgekühlt, so dass die Restspannungen mindestens ein anschließendes Querschneiden sowie das Abtrennen von Borten ohne einlaufende Risse erlauben.
Vorzugsweise wird das Abkühlen auf eine Temperatur T₃, bei der das Glas eine Viskosität von mehr als 10⁹ dPas aufweist, durch Abkühlen mit moderater Geschwindigkeit erreicht. Damit ist gemeint, dass die Abkühlung des Dünnglases von der Temperatur T₂ auf eine Temperatur T₃ vorzugsweise mit einer mittleren Kühlrate erfolgt, die höchstens 1000 K/min oder höchstens 500 K/min, insbesondere höchstens 250 K/min beträgt. Die Gläser mit hohem Brechungsindex, die erfindungsgemäß bearbeitet werden, weisen häufig hohe thermische Ausdehnungskoeffizienten auf. Dies führt bei zu schneller Abkühlung zu Spannungen im Glas. Daher wird vorzugsweise mit moderaten Kühlraten abgekühlt. Je langsamer abgekühlt wird, desto länger muss die Wiederziehvorrichtung ausgestaltet werden, denn der Vorgang des Wiederziehens läuft weiter während abgekühlt wird. Folglich sollte die mittlere Kühlrate auch nicht zu klein sein. Insbesondere beträgt die mittlere Kühlrate wenigstens 30 K/min, weiter bevorzugt wenigstens 60 K/min und besonders bevorzugt wenigstens 100 K/min. Es hat sich gezeigt, dass auf diese Weise die Spannungen in dem Dünnglas den hohen Anforderungen an optische Gläser genügen, ohne dass die Abkühlstrecke in der Wiederziehvorrichtung unnötig lang ausgestaltet werden muss. In bevorzugten Ausführungsformen wird das Glas alternativ oder zusätzlich mit den genannten Kühlraten durch einen Temperaturbereich gekühlt, der einer Abkühlung von 10¹² auf 10¹³ dPas entspricht.
Der Verformungsbereich ist vorzugsweise so angeordnet und/oder die Heizeinrichtung ist so ausgestaltet, dass sich die Verformungszone in der Vorform ausbildet. Durch die Erhitzung der Verformungszone der Vorform sinkt die Viskosität des Glases an der entsprechenden Stelle so stark ab, dass die Vorform gezogen werden kann.
Hierdurch wird die Vorform unter annähernder Beibehaltung ihrer Breite deutlich länger. Durch das Ziehen der Vorform nimmt die Dicke D also ab. Da die Vorform vorzugsweise mit einem oberen Ende in eine Halterung eingespannt ist, die sich vorzugsweise in einem oberen Bereich der Wiederziehvorrichtung befindet, kann das Ziehen der Vorform bereits allein durch Einwirkung der Schwerkraft bewirkt werden, was allerdings erfindungsgemäß vermieden werden soll, insbesondere dadurch, dass die Viskosität η₂ in dem bevorzugten Bereich liegt. In einer bevorzugten Ausführungsform kann die Wiederziehvorrichtung eine Zugeinrichtung umfassen, welche vorzugsweise an einem Anteil der Vorform unterhalb des Verformungsbereichs, insbesondere am unteren Ende der Vorform, einen Zug ausübt.
Die Zugeinrichtung ist vorzugsweise in einem unteren Bereich der Wiederziehvorrichtung angeordnet. Dabei kann die Zugeinrichtung so ausgestaltet sein, dass sie Rollen aufweist, die an entgegengesetzten Seiten der Vorform ansetzen. Die Vorform kann mit einem unteren Ende an einer zweiten Halterung lösbar befestigt sein. Die zweite Halterung ist insbesondere Bestandteil der Zugeinrichtung. An der zweiten Halterung kann beispielsweise ein Gewicht befestigt werden, welches dann die Vorform in die Länge zieht.
Bevorzugt ist die angewandte Ziehkraft kleiner als 350 N pro 400 mm Vorformbreite (B), weiter bevorzugt kleiner als 300 N pro 400 mm Vorformbreite, noch weiter bevorzugt kleiner als 100 N pro 400 mm Vorformbreite, ganz besonders bevorzugt kleiner als 50 N pro 400 mm Vorformbreite. Bevorzugt ist die Ziehkraft größer als 1 N pro 400 mm Vorformbreite, weiter bevorzugt größer als 5 N/ pro 400 mm Vorformbreite, noch weiter bevorzugt größer als 10 N pro 400 mm Vorformbreite, ganz besonders bevorzugt größer als 20 N pro 400 mm Vorformbreite. Es hat sich gezeigt, dass bei Anwendung der genannten Ziehkräfte im Zusammenspiel mit der Viskosität des Glases in der Verformungszone eine vorteilhafte Verringerung der Dicke der Vorform unter weitgehender Beibehaltung der Breite erzielt werden kann.
In einer bevorzugten Ausführungsform wird die Vorform in Richtung des Verformungsbereichs nachgeschoben, so dass das Verfahren kontinuierlich betrieben werden kann. Zu diesem Zweck umfasst die Wiederziehvorrichtung vorzugsweise eine Nachschubeinrichtung, die geeignet ist, die Vorform in den Verformungsbereich zu bewegen. Dadurch kann die Wiederziehvorrichtung in kontinuierlichem Betrieb eingesetzt werden. Die Nachschubeinrichtung bewegt die Vorform vorzugsweise mit einer Geschwindigkeit v₁ in den Verformungsbereich, die kleiner ist als die Geschwindigkeit v₂, mit der die Vorform gezogen wird. Hierdurch wird die Vorform in die Länge gezogen. Das Verhältnis von v₁ zu v₂ beträgt insbesondere v₁/v₂ < 1, vorzugsweise höchstens 0,8, weiter bevorzugt höchstens 0,4 und besonders bevorzugt höchstens 0,1. Der Unterschied dieser beiden Geschwindigkeiten bestimmt, in wie weit die Breite und Dicke der Vorform verkleinert wird.
Erfindungsgemäß ist auch ein Dünnglas, das insbesondere nach einem erfindungsgemäßen Verfahren herstellbar ist, mit einem Brechungsindex n_D von wenigstens 1,68 und einer Dicke von weniger als 2 mm, wobei der Brechungsindex wenigstens um 0,001 kleiner ist als der theoretische Brechungsindex. Besonders bevorzugt ist der Brechungsindex des Glases sogar um wenigstens 0,004, besonders bevorzugt wenigstens 0,008 kleiner als der theoretische Brechungsindex. In alternativen Ausführungsformen ist der Brechungsindex sogar um wenigstens 0,05 oder um wenigstens 0,1 kleiner als der theoretische Brechungsindex.
Der theoretische Brechungsindex wird ermittelt, indem zunächst der Brechungsindex des Dünnglases ermittelt wird, das Dünnglas nach der Herstellung erneut auf eine Temperatur erwärmt wird, die T_G + 20 K entspricht, und sodann mit einer Kühlrate von 2 K/h auf eine Temperatur von 20°C abgekühlt wird. Danach wird der Brechungsindex erneut gemessen (= theoretischer Brechungsindex) und die Differenz zum Brechungsindex vor dieser erneuten Abkühlung festgestellt.
Das erfindungsgemäße Dünnglas ist bevorzugt kristallfrei. Zur Feststellung der Kristallfreiheit wird eine optisch polierte Probe lichtmikroskopisch mit einseitiger Kantenbeleuchtung und 40-facher Vergrößerung betrachtet. Die erfindungsgemäßen Proben enthalten insbesondere auf einer Prüffläche von 4 cm² keine Kristalle, die größer sind als 50 µm, insbesondere keine Kristalle, die größer sind als 20 µm, bevorzugt keine Kristalle, die größer sind als 5 µm und besonders bevorzugt keine Kristalle, die größer sind als 1 µm. Mit „Größe“ ist der Martin-Durchmesser gemeint. Dennoch kann das erfindungsgemäße Glas kleinere Kristalle enthalten, die sich aufgrund der Verweildauer des Glases oberhalb der unteren Entglasungsgrenze bilden konnten. Diese Kristalle sind allerdings sehr klein, da die Verweildauer bei Temperaturen oberhalb der unteren Entglasungsgrenze zwar die Bildung von Kristallen ermöglicht hat, das Kristallwachstum aber aufgrund der Temperaturführung und der starken Abhängigkeit der Viskosität des Glases von der Temperatur schnell wieder unterbrochen wurde. Somit weisen die Dünngläser eine sehr gute innere Qualität auf. Insbesondere weisen die Dünngläser vorzugsweise keine sogenannte Mittelschliere auf wie sie bei Overflow Fusion- und New Down Draw-Verfahren charakteristisch ist.
Das Dünnglas dieser Erfindung ist im Vergleich zu herkömmlichen optischen Gläsern vergleichsweise schnell abgekühlt worden, damit die Abkühlstrecke in der Wiederziehvorrichtung eine gewisse Länge nicht überschreiten muss. Damit geht eine im Vergleich zu herkömmlichen optischen Gläsern hohe fiktive Temperatur einher, die einen thermischen Schrumpf bei erneuter Kühlung zur Folge hat. Das Glas weist aufgrund seiner Kühlhistorie einen Brechungsindex auf, der sich bei erneutem Abkühlen von einer Temperatur T_G + 20K auf eine Temperatur von 20°C mit einer konstanten Kühlrate von 2 K/h um einen Wert von vorzugsweise wenigstens 0,001, insbesondere wenigstens 0,004, bevorzugt wenigstens 0,008 erhöht. In alternativen Ausführungsformen ist der Brechungsindex nach dem Abkühlen um wenigstens 0,02, mehr bevorzugt wenigstens 0,05 und besonders bevorzugt wenigstens 0,01 erhöht. Damit weist das Glas einen im Vergleich zum langsam gekühlten Barren hohen thermischen Schrumpf auf. Es hat sich gezeigt, dass die Varianz des thermischen Schrumpfes zwischen mehreren Dünngläsern geringer ist, wenn der thermische Schrumpf groß ist. Mit anderen Worten ist die durchschnittliche Abweichung vom erwarteten thermischen Schrumpf geringer als bei langsamer gekühlten Gläsern.
Es ist ein Vorteil dieser Erfindung, dass sie Dünngläser erhältlich macht, die über eine hervorragende Oberflächenqualität verfügen. Insbesondere ist die Oberflächenqualität erkennbar an einer Rauheit R_a von höchstens 20 nm. Die Rauheitstiefe wird entsprechend DIN EN ISO 4287 bestimmt.
Das Dünnglas weist vorzugsweise eine Dichte von mehr als 2,6 g/cm³, insbesondere mehr als 2,85 g/cm³, bevorzugt mehr als 3 g/cm³ auf. Besonders bevorzugt beträgt die Dichte des Dünnglases wenigstens 3,2 g/cm³, weiter bevorzugt wenigstens 4 g/cm³, weiter bevorzugt wenigstens 5 g/cm³ und besonders bevorzugt wenigstens 6 g/cm³. Da Vorform und Dünnglas aus dem gleichen Glas bestehen, gelten diese Werte auch für das Glas der Vorform entsprechend. Die Dichte des Glases sollte aber auch nicht zu hoch sein, da sich das kontrollierte Ziehen der Vorform bei zu hoher Masse des Glases als schwierig gestalten kann. Daher ist die Dichte insbesondere auf höchstens 8 g/cm³, insbesondere höchstens 7 g/cm³ begrenzt.
Das Glas weist vorzugsweise eine Liquidusviskosität von weniger als 10³ dPas, insbesondere weniger als 10^2,5 dPas oder sogar weniger als 10² dPas auf. Gläser mit dieser Eigenschaft sind für dieses Verfahren geeignet, weil zur Kristallisation neigende Gläser, bei denen der Kristallbildungsbereich stark in den niedrig-viskosen Bereich verschoben ist, ein Prozessfenster nahe UEG im hoch-viskosen Bereich eröffnet wird. Bislang wurden solche Gläser als nicht ziehbar angesehen.
Das Dünnglas zeigt vorzugsweise einen mittleren linearen thermischen Ausdehnungskoeffizienten (Coefficient of Thermal Expansion, CTE) von mehr als α_+20/+300°C = 7·10^–6 K^–1. Bevorzugt beträgt der CTE des Dünnglases mehr als α_+20/+300°C = 8,2·10^–6 K^–1, weiter bevorzugt wenigstens α_+20/+300°C = 9·10^–6 K^–1, weiter bevorzugt wenigstens α_+20/+300°C = 10·10^–6 K^–1 und besonders bevorzugt wenigstens α_+20/+300°C = 11·10^–6 K^–1. Da Vorform und Dünnglas aus dem gleichen Glas bestehen, gelten diese Werte auch für das Glas der Vorform entsprechend.
Das Dünnglas zeigt vorzugsweise ein Verhältnis seiner Breite b zu seiner Dicke d von höchstens 200.000 zu 1 und wenigstens 20:1. Das Dünnglas dieser Erfindung kann insbesondere gerollt vorliegen. Das bedeutet, dass das Glas als dünnes Glasband aufgerollt wird. Dabei hat das Dünnglas vorzugsweise eine Dicke d von weniger als 2 mm, insbesondere weniger als 1 mm, mehr bevorzugt weniger als 0,5 mm, insbesondere weniger als 0,2 mm und besonders bevorzugt weniger als 0,1 mm. Vorzugsweise weist das Dünnglas eine Länge l von wenigstens 5 m, weiter bevorzugt wenigstens 10 m und besonders bevorzugt wenigstens 20 m auf.
Alternativ kann das Dünnglas in Form eines kreisrunden Wafers, z.B. 6-Zoll- oder 12-Zoll oder in Form eines Sheets vorliegen. Die Breite b des Glases beträgt vorzugsweise mehr als 100 mm, weiter bevorzugt mehr als 200 mm, mehr bevorzugt wenigstens 300 mm und besonders bevorzugt wenigstens 400 mm. In bestimmten Ausführungsformen ist die Breite b des Dünnglases auf weniger als 200 mm begrenzt.
Mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens können Dünnglaskomponenten erzeugt werden, welche eine Dicke d von weniger als 2000 µm, weniger als 1000 µm, weniger als 500 µm, weniger als 100 µm, bevorzugt weniger als 50 µm, besonders bevorzugt weniger als 40 µm, weniger als 30 µm, weniger als 20 µm, weniger als 10 µm aufweisen, wobei vorzugsweise zumindest eine Oberfläche der Dünnglaskomponente zumindest abschnittsweise eine feuerpolierte Oberflächenqualität aufweist. Hier ist mit „Dicke“ insbesondere die mittlere Dicke in der Mitte des Dünnglases gemeint. Mit der „Breite“ ist vorzugsweise die mittlere Breite des Nettobandes gemeint, insbesondere ohne Berücksichtigung von Borten im Randbereich oder ohne Berücksichtigung des Randbereichs. Das Nettoband schließt vorzugsweise das Dünnglas in seiner horizontalen Ausdehnung insoweit ein als es eine Dicke hat, die höchstens 10 µm oder höchstens 20 µm größer ist als die Dicke in der Mitte des Dünnglases. Die dickeren Randbereiche bzw. Borten zählen also nicht zum Nettoband.
Unter einer feuerpolierten Oberfläche ist eine aus einem Heißformgebungsprozess resultierende Glasoberfläche zu verstehen, die ohne einen Kontakt der Glasschmelze mit einem Fremdmaterial wie beispielsweise einer Pressform oder einer Walze entstanden ist. Feuerpolierte Oberflächen zeichnen sich in der Regel durch eine sehr geringe Rautiefe aus, die mit konventionellen mechanischen Nachverarbeitungsprozessen nicht erreicht wird. Ferner können feuerpolierte Oberflächen durch Verdampfung von Glaskomponenten wie B₂O₃ oder Alkalien eine geringfügig gegenüber dem Bulkmaterial veränderte chemische Zusammensetzung aufweisen. Insbesondere weisen feuerpolierte Oberflächen nicht die für eine mechanische Kaltnachbearbeitung typischen Schleif- oder Polierspuren auf. Eine feuerpolierte Glasoberfläche kann daher von einer mechanisch polierten Glasoberfläche durch entsprechende Analytik klar unterschieden werden.
Die Dünnglaskomponente kann bevorzugt bandförmig ausgebildet sein mit zwei Oberflächen und einer umlaufenden Kante, wobei zumindest eine Oberfläche der Dünnglaskomponente zumindest abschnittsweise eine feuerpolierte Oberflächenqualität mit einem Ra <= 20 nm aufweist.
Dabei kann die Dünnglaskomponente ein Breite-Dicke-Verhältnis b/d von höchstens 200.000:1, bevorzugt höchstens 20.000:1 und besonders bevorzugt höchstens 200:1 aufweisen. Vorzugsweise ist die Breite b der Dünnglaskomponente wesentlich größer als deren Dicke d. Insbesondere ist es bevorzugt, wenn für das Breite-Dicke-Verhältnis ein Wert von wenigstens 2:1, weiter bevorzugt wenigstens 20:1 und besonders bevorzugt wenigstens 100:1 vorliegt. Die erfindungsgemäßen Dünnglaskomponenten können eine sehr hohe Oberflächenqualität aufweisen, welche besonders bevorzugt, zumindest teilweise, von feuerpolierter Qualität ist.
Die erfindungsgemäßen Dünngläser zeichnen sich durch exzellente geometrische Eigenschaften, insbesondere im Nettobereich, aus. Dazu zählt insbesondere eine Dickentoleranz von weniger als 60 µm, bevorzugt weniger als 50 µm, mehr bevorzugt weniger als 40 µm, insbesondere weniger als 30 µm, besonders bevorzugt weniger als 20 µm oder sogar weniger als 10 µm. Dazu zählt insbesondere auch eine Gesamtdickenvarianz (Total Thickness Variation, TTV nach SEMI MF 1530) von weniger als 35 µm, bevorzugt weniger als 30 µm, mehr bevorzugt weniger als 25 µm, besonders bevorzugt weniger als 15 µm und besonders bevorzugt weniger als 7 µm. Die TTV ist die Differenz der Dicken der Dünnglaskomponente an ihrer dicksten und ihrer dünnsten Stelle, vorzugsweise im Nettobereich (also ohne Randbereich/Borten). Zu den hervorragenden geometrischen Eigenschaften zählt insbesondere auch ein Warp nach DIN 50441-5 von weniger als 4000 µm, bevorzugt weniger als 2000 µm, mehr bevorzugt weniger als 1500 µm und besonders bevorzugt weniger als 300 µm oder sogar weniger als 200 µm. Diese Angaben gelten insbesondere für eine Fläche von 200 mm × 200 mm. Die Dünngläser dieser Erfindung zeigen vorzugsweise einen Slope (TTV pro 25,4 mm) von weniger als 40 µm, vorzugsweise weniger als 35 µm, insbesondere weniger als 25 µm, mehr bevorzugt weniger als 20 µm, weiter bevorzugt weniger als 10 µm oder weniger als 5 µm.
Das mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Dünnglas eignet sich zur Verwendung in verschiedensten optischen Anwendungen wie z. B. als Displayglas (z.B. in OLED, LCD 2D oder 3D Displays); im Bereich Beleuchtung (z.B. OLED), Wafer-Level-Optics und/oder als Filterglas.
Beispiele
Beispiel 1
In einer Schmelzwanne zur Herstellung von optischen Gläsern werden Barren aus einem Glas mit einem Brechungsindex n_D von 1,80 und einem CTE von 10 ppm/K hergestellt. Dieses Glas weist oberhalb von 640°C eine Kristallisationsgeschwindigkeit > 0,01 µm/min auf. Die Barren weisen eine Breite von 160 mm und eine Dicke von 14 mm auf. Aus dem Endlosbarren werden Einzelstücke mit einer Länge von 1 m vereinzelt. Diese werden mit Hilfe von Schleif und Polierverfahren bearbeitet, so dass eine quaderförmige Vorform entsteht mit den Maßen 1000 × 160 × 8 mm³.
Diese Vorform wird in eine Wiederziehanlage eingebracht und das Temperaturprofil so eingestellt, dass ein Viskositätsverlauf gemäß 9 resultiert. Das Glas weist für einen Zeitraum von 2 Minuten eine Temperatur oberhalb seiner unteren Entglasungsgrenze auf. Das Glas zeigt eine durchschnittliche Abnahme der Viskosität bei steigender Temperatur in einem Viskositätsbereich von 10⁸ bis 10⁵ dPas von 10·10⁵ dPas/K.
Die Preform wird mit einer Geschwindigkeit von 30 mm/min in den Ofen eingefahren und das Anziehstück mit einer Geschwindigkeit von 810 mm/min abgezogen. Es entsteht ein Glasband mit einer Breite von 100 mm und einer Nettobreite von 50 mm. Im Nettobereich weist das Band eine Dicke von ca. 0,3 mm auf. Die Oberflächen sind feuerpoliert.
Proben werden auf Kristalle untersucht. Sie weisen keine Kristalle auf.
Beispiel 2
Aus Glasbarren eines Glases mit einer durchschnittlichen Abnahme der Viskosität bei steigender Temperatur in einem Bereich von 10⁸ bis 10⁵ dPas von 3,2·10⁵ dPas/K und einem CTE von 3,25 ppm/K werden Preformen der Abmessung 100 × 50 × 2 mm³ durch Schleifen und Polieren hergestellt. Diese werden in eine Vorrichtung gespannt, so dass sie mit einer Geschwindigkeit von 1 mm/s in einen Vorwärmofen gefahren werden und anschliessend eine Laserlinie eines CO₂-Lasers passieren. Die Laserlienie wird über einen Scanner erzeugt. Der Strahldurchmesser ist auf 2 mm eingestellt am Ort des Glases. Das linienförmig erwärmte Glas wird über die Schwerkraft abgezogen. Der Viskositätsverlauf kann 10 entnommen werden. Das Glas weist für einen Zeitraum von 3 Sekunden eine Temperatur oberhalb seiner unteren Entglasungsgrenze auf. Es entsteht ein Band mit der Bruttobreite von 40 mm und einer Dicke von 0,05 mm bis 1 mm. Das so erhaltene Band weist eine feuerpolierte Oberfläche und keine Kristalle größer 50 µm auf.
Die Zeichnungen zeigen:
1: schematisch den Aufbau einer beispielhaften erfindungsgemäßen Ausführungsform einer Wiederziehvorrichtung in einer Seitenansicht,
2: schematisch eine Vorform,
3: schematisch den Aufbau mit einem Laser,
4: schematisch die Wirkungsweise eines möglichen Strahlungsheizers als Heizeinrichtung,
5: den Einfluss der Höhe der Verformungszone beim Wiederziehen,
6: eine mögliche Dickenverteilung,
7: beispielhaft die mittlere Breite b (Bruttobreite) einer ausgezogenen Dünnglaskomponente sowie die benötigte Ziehkraft jeweils in Abhängigkeit von der Viskosität des Glases der Vorform, und
8: beispielhaft das Verhältnis der mittleren Breite b (Bruttobreite) zur mittleren Dicke d (Nettodicke) der ausgezogenen Dünnglaskomponente sowie die benötigte Ziehkraft jeweils in Abhängigkeit von der Viskosität des Glases der Vorform in der Verformungszone.
9: den Viskositätsverlauf beim Wiederziehen gemäß Beispiel 1.
10: den Viskositätsverlauf beim Wiederziehen gemäß Beispiel 2. Detaillierte Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen Bei der nachfolgenden detaillierten Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen bezeichnen um der Klarheit willen gleiche Bezugszeichen im Wesentlichen gleiche Teile in oder an diesen Ausführungsformen.
1 zeigt den schematischen Aufbau einer beispielhaften erfindungsgemäßen Ausführungsform einer Wiederziehvorrichtung in einer Seitenansicht. In der Wiederziehvorrichtung wird eine Vorform 1 von oben nach unten durch die Vorrichtung bewegt. Die Wiederziehvorrichtung weist zwei Heizeinrichtungen 2 auf, die in einem mittleren Bereich der Vorrichtung angeordnet sind. In dieser Ausführungsform sind die Heizeinrichtungen mit Blenden 3 so abgeschirmt, dass sich ein Verformungsbereich 4 bildet. Ein Anteil der Vorform 1, der sich in dem Verformungsbereich 4 befindet, wird derart erwärmt, dass er die Temperatur T₂ erreicht. Auch die Verformungszone 5 mit der Höhe H ist gezeigt. Die Vorform 1 wird durch eine Zugeinrichtung 6, die hier in Form zweier angetriebener Rollen ausgeführt ist, nach unten gezogen. Dadurch, dass die Nachschubeinrichtung 7, hier ebenfalls in Form von Rollen ausgestaltet, die Vorform 1 langsamer nachschiebt als die Zugeinrichtung 6 zieht, verformt sich die Vorform 1 im Verformungsbereich 4. Die Vorform 1 wird dadurch dünner, die Dicke nach der Verformung d ist kleiner als diejenige vor der Verformung D.
Bevor die Vorform 1 dem Verformungsbereich 4 zugeführt wird, wird sie mit Hilfe einer Vorwärmeinrichtung 8, hier symbolisiert durch eine Brennerflamme, auf die Temperatur T₁ vorgewärmt. Nach Durchlaufen des Verformungsbereiches 4 wird die Vorform 1 einer Kühleinrichtung 9 zugeführt, die hier durch einen Eiskristall symbolisiert wird.
2 zeigt schematisch eine Vorform mit einer Länge L, einer Dicke D und einer Breite B. Es sind auch die Randbereiche R gezeigt, die sich von dem Rand der Vorform in Richtung der Mitte erstrecken. Bevorzugt nehmen die Randbereiche R einen Anteil von wenigstens 1% und höchstens 50% der Breite der Vorform ein, so dass auf jeden Randbereich wenigstens 0,5% und höchstens 25% der Breite der Vorform entfallen. Insbesondere erstrecken sich die Randbereiche R über einen Anteil von wenigstens 2% und höchstens 30%, bevorzugt wenigstens 5% höchstens 20% und besonders bevorzugt wenigstens 7% höchstens 15% der Breite der Vorform. In den Randbereichen ist die Temperatur beim Vorwärmen vorzugsweise höher als in der Mitte der Vorform, insbesondere wenigstens 5°C oder wenigstens 20°C höher.
3 zeigt schematisch den Aufbau einer Heizeinrichtung mit einem Laser 10. Der Strahl des Lasers wird mit Hilfe eines Scannerspiegels 11 auf das Glas gelenkt. Durch die Bewegung des Scannerspiegels wird die Verformungszone gleichmäßig erwärmt. Nicht gezeigt ist eine optionale Strahlformungsoptik.
4 zeigt schematisch die Wirkungsweise eines möglichen Strahlungsheizers, der als Heizeinrichtung 2 zum Einsatz kommen kann. Abhängig von seinem Abstand zur Vorform 1 ist die Höhe der Verformungszone 5 unterschiedlich. In der Abbildung ist auch gezeigt, wie mittels Abschattung bzw. einer Blende 3 die Verformungszone 5 begrenzt werden kann, um eine möglichst niedrige Verformungszone 5 zu erhalten. Sowohl der Abstand als auch die Ausgestaltung der Heizeinrichtung können also zur Einstellung der Höhe der Verformungszone 5 dienen.
5 zeigt, wie die Breiten eines Glasprodukts von der Höhe der Verformungszone beim Wiederziehen abhängen. Es ist erkennbar, dass eine niedrigere Verformungszone den Effekt hat, dass die Verringerung der Breite der Vorform reduziert wird.
6 zeigt, wie die Dicke d eines flachen Glasproduktes über die Breite b des Produktes verteilt ist. Daran kann erkannt werden, dass die Borten an den Rändern des Glasproduktes relativ schmal sind. Der Anteil, der eine homogene niedrige Dicke aufweist, kann für die Anwendung des Glasproduktes genutzt werden, die Borte muss in der Regel entfernt werden. Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren ist die Ausbeute besonders hoch.
7 zeigt beispielhaft die mittlere Breite b (Bruttobreite) der ausgezogenen Dünnglaskomponente und die zum Ausziehen benötigte Ziehkraft jeweils in Abhängigkeit von der Viskosität des Glases der Vorform in der Verformungszone für den Fall einer 4 mm dicken und 400 mm breiten Vorform, die mit 5 mm/min in eine 40 mm hohe Muffel eingefahren wird. Das Glas wird mit 200 mm/min abgezogen. Es ist deutlich zu erkennen, dass die benötigte Ziehkraft mit steigender Viskosität zunehmend ansteigt. Des Weiteren ist ersichtlich, dass die mittlere Breite b des erhaltenen Produktes mit steigender Viskosität zunehmend abnimmt.
8 zeigt beispielhaft das Verhältnis der mittleren Breite b (Bruttobreite) zur mittleren Dicke d (Nettodicke) der ausgezogenen Glaskomponente und die zum Ausziehen benötigte Ziehkraft jeweils in Abhängigkeit von der Viskosität des Glases der Vorform in der Verformungszone für den Fall einer 4 mm dicken und 400 mm breiten Vorform, die mit 5 mm/min in eine 40 mm hohe Muffel eingefahren wird. Das Glas wird mit 200 mm/min abgezogen. Es ist ersichtlich, dass das Breiten-Dicken-Verhältnis b/d des erhaltenen Produktes mit steigender Viskosität zunehmend abnimmt. Im Vergleich zu der in 6 gezeigten Abnahme der mittleren Breite b mit steigender Viskosität nimmt das Verhältnis b/d mit steigender Viskosität relativ noch stärker ab.
Bezugszeichenliste

1: Vorform
2: Heizeinrichtung
3: Blende
4: Verformungsbereich
5: Verformungszone
6: Zugeinrichtung
7: Nachschubeinrichtung
8: Vorwärmeinrichtung
9: Kühleinrichtung
10: Laser
11: Scannerspiegel

ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
Zitierte Patentliteratur

US 2013/0011607 A1 [0002, 0002]
US 2013/0230692 A1 [0002]
WO 2016/008866 A1 [0003]
WO 2016/008867 A1 [0003]
DE 102014100750 A1 [0005]
US 3635687 A [0010]

Zitierte Nicht-Patentliteratur

DIN ISO 7884-2, -3, -4 [0023]
DIN EN ISO 4287 [0058]
DIN 50441-5 [0068]

Claims

Verfahren zur Herstellung eines hochbrechenden Dünnglases, umfassend die Schritte: a. Bereitstellen einer Vorform aus Glas mit einer mittleren Breite B und einer mittleren Dicke D mit einem Brechungsindex von wenigstens 1,68 in einer Wiederziehvorrichtung, b. Erwärmen zumindest eines Teils der Vorform, c. Wiederziehen der Vorform zu einem Dünnglas mit einer mittleren Breite b und einer mittleren Dicke d, wobei der erwärmte Teil der Vorform für eine Dauer von höchstens 30 min eine Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases aufweist, und wobei das Glas der Vorform eine Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur aufweist, die durch eine durchschnittliche Abnahme der Viskosität bei steigender Temperatur in einem Viskositätsbereich von 10⁸ bis 10⁵ dPas von wenigstens 3·10⁵ dPas/K gekennzeichnet ist.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei das das Erwärmen in Schritt b ein Erwärmen auf eine Temperatur T₂ umfasst, bei welcher das Glas der Vorform eine Viskosität von wenigstens 10⁴ dPas und höchstens 10⁸ dPas aufweist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei das Glas der Vorform eine Abhängigkeit der Viskosität von der Temperatur aufweist, die durch eine durchschnittliche Abnahme der Viskosität in einem Viskositätsbereich von 10⁸ bis 10⁵ dPas von wenigstens 5·10⁵ dPas/K gekennzeichnet ist.
Verfahren nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der erwärmte Teil der Vorform für eine Dauer von wenigstens 3 s, insbesondere wenigstens 30 s, eine Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases aufweist.
Verfahren nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei der erwärmte Teil der Vorform für eine Dauer von höchstens 15 min, insbesondere höchstens 6 min, eine Temperatur oberhalb der unteren Entglasungsgrenze des Glases aufweist.
Verfahren nach wenigstens einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Verfahren einen Schritt des Abkühlens aufweist, bei dem das Glas von einer Temperatur, die einer Viskosität von 10¹² dPas entspricht auf eine Temperatur abgekühlt wird, die einer Viskosität von 10¹³ dPas entspricht, wobei die durchschnittliche Kühlrate bei der Abkühlung höchstens 1000 K/min, insbesondere höchstens 500 K/min, beträgt.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei das Glas der Vorform vor dem Erwärmen in Schritt b wenigstens teilweise vorgewärmt wird, insbesondere auf eine Temperatur T₁, bei der das Glas eine Viskosität von 10¹⁰ bis 10¹⁴ dPas aufweist.
Verfahren nach Anspruch 7, wobei die Temperatur in den Randbereichen der Vorform während des Vorwärmens höher ist als in der Mitte der Vorform.
Dünnglas, insbesondere herstellbar nach einem Verfahren der vorher gehenden Ansprüche, mit einem Brechungsindex von wenigstens 1,68 und einer mittleren Dicke d von weniger als 2 mm, wobei das Glas eine Liquidusviskosität von weniger als 10³ dPas, insbesondere weniger als 10^2,5 dPas aufweist.
Dünnglas nach Anspruch 9 mit wenigstens einer, insbesondere zwei feuerpolierten Oberflächen, gekennzeichnet durch eine Rauheit Ra von höchstens 20 nm.
Dünnglas nach Anspruch 9 oder 10 beziehungsweise Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, wobei der Brechungsindex wenigstens um 0,001 kleiner ist als der theoretische Brechungsindex.
Dünnglas nach einem der Ansprüche 9 bis 11 beziehungsweise Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8 oder 11, wobei das Glas eine Dichte von mehr als 2,6 g/cm³, insbesondere mehr als 2,85 g/cm³, aufweist.
Dünnglas nach einem der Ansprüche 9 bis 12 beziehungsweise Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, 11 oder 12, wobei das Glas einen mittleren linearen thermischen Ausdehnungskoeffizienten α_+20/+300°C von mehr als 7·10^–6 K^–1, insbesondere mehr als 8,2·10^–6 K^–1, aufweist.
Dünnglas nach einem der vorhergehenden Ansprüche 9 bis 13, mit einem Warp von weniger als 1500 µm, insbesondere weniger als 300 µm.
Verwendung eines Dünnglases nach einem der Ansprüche 9 bis 14 als Displayglas (z.B. in OLED, LCD 2D oder 3D Displays); im Bereich Beleuchtung (z.B. in OLED), Wafer-Level-Optics und/oder als Filterglas.