制备具有高达500mm直径的掺杂石榴石结构的单晶的制作方法与工艺

制备具有高达500mm直径的掺杂石榴石结构的单晶发明领域本发明涉及制备铝酸镥和铝酸钇单晶，其具有掺杂有稀土和一些过渡元素的氧化物的一般组成(Lu,Y)3Al5O12(石榴石结构)，具有大直径，其用在制造闪烁检测器、固态激光器、成像或照明技术(主要是LED)的领域内。发明背景通常用于使具有一般结构A3B5C12(如Y3Al5O12(YAG)、Lu3Al5O12(LuAG)或(Lu,Y)3Al5O12(LuYAG))，且直径高达80mm并掺杂有多种元素的晶体生长的方法是Czochralski法。目前，这些晶体被作为用于非常高效的固态激光技术的有前景的材料而得到深入研究，但也具有其他用途诸如在闪烁器、光学元件、用于仪器或照明工程的部件以及在珠宝制造中。因此，制备具有较大直径的高品质的晶体倍受期望。还未制备出具有200mm或甚至更大的直径以及光学品质的这样的材料。晶体通过Czochralski法生长通常在铱坩埚内发生。YAG晶体的熔点是1950℃，LuAG的熔点是2050℃且铱的熔点是2440℃，而使用铱坩埚不会造成任何损坏的最大临界温度Tcrit是2300℃。由于大的径向温度梯度(坩埚壁与其中间处的熔体温度的差)，而大的径向温度梯度对制备光学品质的晶体是必须的，因而通过Czochralski法从铱坩埚来生长较大直径的YAG和LuAG晶体非常困难。晶体的生长区域通过坩埚盖与回火区域分离。晶体被牵拉到坩埚盖之上；通过将晶体牵拉到坩埚盖之上来解决除热，在坩埚盖之上，回火温度明显低于生长区域。因此，为了生长大的晶体，需要改变最初的Czochralski法或准备不同的方法。用于通过Czochralski法来生长具有大于80mm直径的YAG、LuAG以及GGG晶体的这样改动的技术的示例是第7476274号美国专利。因而，可以仅借助非常谨慎地控制相界面且保持其平面(不生长到熔体内)来生长晶体；且为了除去生长区域与回火区域之间的过渡处高的温度梯度，采用额外的加热(后热器)。经由光学过程控制来控制过程且通过调节旋转速度来维持过程期间的恒定生长。这样的过程复杂性对这些晶体的产率具有不利影响，且仍难以获得所需的大尺寸。专利CZ300631B6描述了制备用于闪烁检测器和固态激光器的掺杂有稀土的晶体。专利CZ248913描述了由单组分且甚至多组分氧化物熔体进行单晶的生长，且最大利用了坩埚内所包含的熔体。这通过温度方案调节和通过使用坩埚的顶部边缘的方向上的温度梯度来界定坩埚内的最大温度等温线的位置来实现。通过在坩埚内使材料结晶来完成过程。此方法的特定优势在于下述事实：不可能按照其在熔体内的浓度在晶体内引入相同数量的掺杂剂；因而，结果是不均匀的晶体。根据当前的需要程度并考虑到其技术应用，前述文献并不关注晶体的光学均匀性的问题。论文JP6183877A描述了通过Czochralski法进行的晶体生长，其中采用热电偶的布置来控制相界面处的温度。除了前述专利外，大直径的铝酸铱和稀土铝酸盐晶体直到现在仅使用HEM(热交换法)和TGT(温度梯度技术)法来制备，这两种方法均是设备密集型方法。HEM法(Khattak，C.P.和F.Schmid，Growthoftheworld’slargestsapphirecrystals.JournalofCrystalsGrowth，225(2001)572)采用大直径的钼坩埚，该钼坩埚被置于与相对小直径的热交换器末端接触的支撑体内的装置内。定向的种晶被置于坩埚的底部，在与热交换器接触的点处且坩埚被装载有熔体加载料。闭合装置并排空，然后逐渐升高加载料的温度。在熔化掉加载料之前，迫使氦气通过热交换器并在种晶所处的位置内的坩埚底部上洗涤，使得种晶并不完全熔化掉，而其仅有部分熔化掉。开始晶体生长，并通过进一步降低热交换器的温度来维持晶体生长。在坩埚底部处的部分熔化的种晶上开始结晶。在生长阶段期间，较冷的材料停留在坩埚底部附近处，而较热的材料处于坩埚的上部部分内，这使温度梯度稳定并使熔体内的对流最少。在生长期间，生长的晶体总是保持浸没在熔体表面之下且因而受到保护而避免受到因周围的熔体而产生的机械和温度扰动。这使熔体-晶体相界面稳定，在此情形中，熔体-晶体相界面是弯曲的且因而不需要均衡由旋转坩埚或晶体产生的这些不对称。通过受控地降低炉热交换器温度来实现加载料的完全固化。材料的待结晶的最后部分位于坩埚壁处。HEM法的主要不足在于在使用昂贵的氦气的过程中的高成本。HEM与TGT法之间的差别在于TGT并不使用氦气(也不使用任何其他气体)作为传热介质且通过合适的加热元件几何构型且通过使用水冷却的石墨电极产生温度梯度。将种晶插入到坩埚底部内的窄的圆柱形或圆锥形特征件内，其又被置于水冷却的金属(钼)支撑体上。在Bridgman-Stockbarger法中也采用类似的坩埚设计。基于上面陈述的原因，优选采用圆锥形坩埚来生长晶体。TGT法于1985年获得专利。然而，石榴石结构晶体(对于现在的YAG)仍未能展示可使用在制造所需的光学元件中的足够质量的参数(Yang，X.B.等人，Growthoflarge-sizedCe:Y3Al5O12(Ce:YAG)scintillationcrystalbythetemperaturegradienttechnique(TGT)。JournalofCrystalGrowth，311(2009)3692)。TGT法还描述在第101705516A号中国专利。大尺寸的铝酸盐还通过Bagdasarov法(也称为水平定向结晶)生长。晶体在船形坩埚内由熔体生长，晶体在横跨温度梯度的水平方向上被牵拉。通过使坩埚穿过加热区域来熔化生长的材料，其中在合适选择的温度梯度内产生晶相。为了获得具有正确取向的晶体，具有期望取向的晶种被置于船的窄部分内。这些晶体具有矩形的(非圆形的)形状且它们的光学特性通常被认为是不足够的。好几种其他方法被用于生长大直径的晶体。值得提及的主要是下面的方法:EFG、Stepanov、Stockbarger、Bridgman等。然而，无论就质量，还是甚至获得具有超过100mm直径的石榴石结构晶体的能力而言，这些方法不能用于生长前述大尺寸的晶体。Kyropoulos制备法也不用于生长大的YAG晶体。此方法主要用于生长大的蓝宝石和钛掺杂的蓝宝石单晶。由其他材料，采用此方法生长下述:CsI、CaF2、CsB3O5、LiF、KYb(WO4)2、NaCl、KCl、KBr以及一些大直径的半导体晶体诸如InP、GaAs以及ZnTe。该方法于1926年首先用于制备单晶(Z.Anorg.Chem.154(1926)308)。该制备单晶的方法可以借助坩埚的电阻加热以及感应加热来实施，具有任意的生长气氛组成(包括真空)和任意的坩埚材料。Kyropoulos法的主要原理部分从Czochralski的单晶制备方法开始进行(Z.Physik.Chem。92(1917)219)。用于Kyropoulos法的装置类似于用于Czochralski法的装置。如果我们比较Czochralski和Kyropoulos法的单晶制备技术，显然Czochralski法适合于制备较长的、较小直径的晶体，且相反，在Kyropoulos法中，生长的晶体不经由种晶被牵拉出熔体(Czochralski)，而生长通过种晶除热且通过降低熔体温度来控制，使得生长等温线(对应于生长晶体的熔点)进入到熔体内且在熔体表面下发生晶体生长。当熔化加载料后，其均匀化且当设置生长温度后，具有正方形或圆形截面且低速(2-5rpm)旋转的所需材料的定向的种晶被浸没到熔体内至坩埚的几何中心。对于Czochralski法，特征在于晶体直径是坩埚直径的至多0.6倍。用于生长大晶体的另一种方法是SAPMAC(在冷却中心具有微牵拉和肩部的蓝宝石生长技术)法(Cryst.Res.Technol.8(2007)751。SAPMAC法基于通过引入冷却的种晶，加宽所需尺寸的截面，以及缓慢牵拉晶体与将其向内缓慢生长入熔体内的组合而将蓝宝石晶体牵拉出钼坩埚内包含的熔体。对于在氧化性气氛(氮气+氧气混合物)中生长晶体，在铱坩埚内的具有感应加热的炉内进行生长。在采用还原性(氩气+氢气混合物)气氛的情形中，在钼或钨坩埚内的电阻炉内进行生长。当生长掺杂的YAG或LuAG晶体时，采用任一种类型的生长气氛的决定因素是除了其他因素外，所要求的掺杂剂的氧化态。在生长YAG晶体：Yb3+、LuAG:Yb3+的情形中，需要采用氧化性气氛(氮气+氧气混合物)以防止Yb3+→Yb2+的还原，且生长必须在Ir坩埚内进行。另一方面，在期望存在Ce3+的YAG:Ce晶体的情形中，优选钼或钨坩埚和还原性气氛。发现大的石榴石结构晶体(掺杂有铈、镨、钕、镱、钐、钬、镝、铒、铽以及铥的氧化物，还有钒、镁和钛的氧化物的YAG、LuAG、GGG)用于许多应用中，主要应用包括闪烁和成像(如医学、安全、无损测试、仪器)、照明(与LED组合的晶片或常规的照明元件)，珠宝制造或激光(高效固态激光器)。从前述概述明显看出，目前不存在用于制造具有必要的光学质量、价格和尺寸的这些材料的令人满意的方法。发明描述和实施方案本发明的方法涉及制备掺杂有某些过渡金属和稀土元素的石榴石结构晶体，具有组成Y3Al5O12、Lu3Al5O12、Y(3-x)(RE,TM)xAl5O12或Lu(3-x)(RE,TM)xAl5O12)，其中(RE)是稀土元素Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb，(TM)是过渡金属元素V、Cr、Ti、Mn、Co且x是0到3。就将其在置于炉内的坩埚内制备，其中旋转的单晶晶种与熔体接触，同时含有一定体积的熔体的坩埚内的轴向温度梯度在0.1到10℃/cm的范围内，且优选在1到6℃/cm的范围内，且其中晶体生长到种晶上发生在单晶晶种与熔体的接触区域处而言，本发明的制备这些材料的新方法解决了前述不足，根据本发明的新方法在于氧化物体系的多组分混合物被均匀化并被压制成块，被预烧结至在氧化物晶格内发生掺杂剂的收缩和引入的陶瓷化转变温度；然后所述块被置于坩埚内并充分熔化。通过由于不同的轴向温度梯度引起的熔体流动或通过机械搅拌金属氧化物来搅拌并均匀化熔体同时从熔体去除微气泡，持续至少1小时的时段。之后，具有8×8mm的最小尺寸和100mm的长度的单晶晶种与坩埚内所包含的并置于生长炉内的均匀化熔体的表面接触。对于快速除热，单晶晶种被分别固定在陶瓷、金属或单晶的水冷却的固定器内，并以每分钟1直至20转的速度旋转，且以0.1到2mm/小时的速度被牵拉。过程快结束时，旋转速度和牵拉速度被降低至零。晶体生长率和晶体牵拉速度通过基于晶体的光学、重量或视觉监测的晶体/熔体界面处的温度调节来调节。晶锥的加宽以与晶轴至少60°的角度被保持均匀，直至坩埚直径(其最小直径为100mm)的至少80％的直径。当达到期望的晶体直径后，通过晶体/熔体界面处的温度调节来维持其直径与所获得的直径偏差最小，同时晶体在熔体下生长。基于晶体的光学、重量或视觉监测来调节晶体/熔体界面处的温度，通常通过调节炉的功率，但也通过其他方法诸如牵拉和旋转速度。通过使晶体与熔体分离完成过程，然而同时晶体总是保持在其生长的区域内，生长区域与回火区域相同，晶体的最终回火在正好低于晶体的熔化温度的回火区域内进行，持续至少2小时，且温度降低速率至多是100℃/小时。氧化物混合物的优选实施方案是在将单晶晶种置于坩埚内之前，通过在高于熔化温度的温度下熔化并搅拌至少2个小时，以增强其均匀性并去除微气泡。如果晶体在具有电阻加热和主要是钼或钨反射器的钨或钼坩埚内进行晶体生长，生长气氛是真空或还原性气氛，优选添加了具有至少1kPa分压氢气的氮气或氩气。为了更好地除热，期望采用更大的氢含量。如果生长在具备感应加热的铱坩埚内进行，生长气氛由氮气和氩气组成且包含至少10ppm的氧气。具有根据通式(Lu,Y)(3-x)(RE,TM)xAl5O12的单晶在真空或在还原性气氛(如在Ar+H2的气体混合物)中由相应的熔体生长，其中(RE，TM)包括元素Ce、Pr、Nd、Sm、Dy、Ho、V、Cr、Ti、Mn、Co且其中x＝0.002到0.05。具有根据通式(Lu,Y)(3-x)(RE,TM)xAl5O12的单晶在真空或在气体混合物Ar+H2的还原性气氛中由相应的熔体生长，其中(RE，TM)包括元素Eu、Tb、Er、Yb且其中x＝0.002到1.5。具有组成(Lu,Y)(3-x)(RE,TM)xAl5O12的单晶在具有至少10ppm的氧气的氮气或氩气的气体混合物的氧化性气氛中由相应的熔体生长，其中(RE，TM)包括元素Ce，Pr，Nd，Sm，Dy，Ho，V，Cr，Ti，Mn，Co且其中x＝0.002到0.05。具有组成(Lu,Y)(3-x)(RE,TM)xAl5O12的单晶在具有至少10ppm的氧气的氮气或氩气的气体混合物的氧化性气氛中由相应的熔体生长，其中(RE，TM)包括元素Eu、Tb、Er、Yb且其中x＝0.002到1.5。根据本发明，通过前述氧化物熔体的受控结晶来制备晶体而无需将晶体牵拉出回火区域。根据本方法，重要的是在取决于生长晶体的重量、直径和长度的精确规定的间隔内维持熔体内的轴向和径向温度梯度。这通过加热和屏蔽系统、加热元件的合适的几何形状且通过使用至加热系统中的计算机控制的功率输入来实现。根据图1组装了用于生长晶体的装置。图1显示了处于生长阶段的在熔体表面下的晶体7。在本方法中，通过使种晶1与熔体2接触来开始生长。当接触时，种晶与熔体表面紧密结合，使得种晶浸没在熔体下至多约0.1mm，且使得种晶的底面与熔体接合。种晶去除了大部分结晶热。种晶的直径必须是至少φ8mm或8×8mm的截面，且长度至少100mm以及必须被附接至金属固定器3。金属固定器也可以是水冷却的。从熔体之上设置种晶。在电阻加热(加热元件4)的情形中，回火区域内的期望的轴向梯度通过布置钼或钨圆柱体5和带矩形孔的不同厚度的水平不对称布置的钨和钼金属板反射器6来产生。选择单个水平反射器6的间距使得回火区域内的轴向温度梯度在1到6℃/cm之间的范围内，由此确保晶体7的稳态生长。使用确保坩埚9加热的成形的加热元件4和锥形的反射器8产生熔体内期望的轴向梯度，以防止生长的晶体固定到坩埚壁上或其底部。总之，晶体在所谓的回火区域10内生长，回火区域由坩埚的内部部分且由坩埚直至反射器8的第一层的空间划界。回火区域可以由具有独立的温度控制调节的若干子区域组成。在电阻加热的情形中，通过具有不同直径和高度的同心的钼和钨圆柱体来产生期望的径向梯度，使得熔体内的温度梯度在5℃/cm的范围内。在感应加热的情形中，种晶1再次被设置在固定器3上。通过布置同心设置的陶瓷圆柱体11和不对称分开的具有由陶瓷球粒或氧化锆毡圈13分开的圆孔的盘12来产生轴向和径向梯度，使得回火区域内的轴向和径向温度梯度在5℃/cm的范围内。在铱坩埚9内进行晶体7的生长；再次，晶体生长到熔体2内。在晶体生长和回火的整个时段期间内晶体并未离开的回火区域10由坩埚9、第一陶瓷圆柱体11以及最近的上部盘12划界。图2显示了合适布置的示例。本发明的其中一个特征在于在超过1500℃的温度下采用本方法用于多组分体系。本发明的方法显著不同于如用于生长蓝宝石所使用的方法、如SAPMAC法，其中体系仅仅是单组分。多组分体系在晶体的真正生长期间已经带来许多问题。当存在不同的相或浓度局部差异时，发生晶体开裂。那么当将这些晶体投入应用时，出现基本的问题，其中单个组分之间甚至微小的差异都意味着晶体不是光学均匀的，不会闪烁或不可被用作激光器。本发明的另外的关键特征是氧化物混合物的完美的均匀性，这通过在开始生长过程之前彻底的过熔(through-melting)和熔体在坩埚内流动进行。借助这样的反射器和屏蔽的布置(图1或图2)来进行实际上由沿着坩埚的整个长度和直径的温度梯度引起的实际的熔体流动，产生坩埚的底部部分与顶部部分之间以及其外壁和内部之间的精确的温度梯度。为了更好地均匀化，当其熔化后，根据所采用的生长气氛，可以使用钼、钨或铱线将原材料进一步机械搅拌。本发明的另一个特征在于在将原材料置于炉内之前，用于制备原材料的条件。原材料被压制成块并被预烧结直至到发生固相进一步收缩和部分过反应(through-reaction)的温度。优选地，在压制之前，均匀地混合全部或一些氧化物。晶体生长可以分成两个阶段:i)晶体变宽成期望的直径；和ii)其圆柱形部分的生长。第一阶段的生长是计算机控制的，取决于坩埚直径，使得发生直径从种晶直径均匀地变宽至所要求的直径。该过程经由分别通过改变晶体的牵拉速度或旋转速度的计算机控制的温度(输入功率)变化(降低、升高)，通过监测给定时间间隔内的重量增加来调节。在此阶段期间，以1到20rpm的速度围绕其轴旋转的种晶被以0.1到2mm/小时的速度非常缓慢地牵拉出熔体。鉴于其旋转，晶体具有圆形横截面，即晶体的加宽是锥形的。晶体的横截面的斜边与其中心轴之间的角度在60°到88°的范围内。晶体的直径主要由坩埚的直径决定；晶体的圆柱体直径在坩埚直径的80％到98％的范围内。只要一发生晶体变宽至所要求的直径，那么生长受到进一步的控制，使得不发生直径的增加且不挤塞坩埚壁。最容易的方法在于温度(输入功率)调节。经由使用光学系统对生长的晶体称重或由操作者目视来进行增量和直径的监测。由整个坩埚内容物结晶，或在之前使晶体与剩余的熔体分离完成晶体生长。本方法的另一个特征在于不从坩埚空间或非常接近其上(回火区域)去除晶体并继续使晶体回火以消除内应力。此事实使本发明的方法明显不同于如Czochralski法。在回火区域的空间内，温度梯度被维持在1到10℃/cm的范围内，这构成用于生长大的晶体而不会在晶体的相对侧之间出现大的热膨胀差的基本先决条件。使晶体与熔体分离被优选用于具有不同分隔系数的多组分体系中。生长气氛是真空，其中进行溶解在熔体内的气体的去除并抑制生长晶体内的气泡捕获，氧化性气氛(在掺杂剂中如镱中需要较高氧化态的情形)或含有氢气的还原性气氛。鉴于其高热导率，优选采用含有具有至少1kPa分压的氢气的气氛。由于其高热导率，氢气去除结晶热且由此显著增强了过程的热稳定性和可控性，这随后反映在晶体的改进的光学参数上。本方法的另一个特征在于存在晶体在熔体表面下向内生长-这与美国专利第7476274号不同。晶体尺寸通常大于80mm，且上限由坩埚直径限定。因而晶体的直径尺寸可以达到500mm，其是与用目前已知的方法制备的石榴石结构晶体尺寸的倍数与如Czochralski法相比，晶体生长期间熔体内较低的温度梯度导致熔体内更大的温度分布均匀性。同时，生长的晶体内的温度梯度减小且因而还减小了由晶体内的温度分布梯度引起的生长的晶体内部的应力。材料的光学特性是非常良好的且晶体还包含程度低得多的或甚至根本不包含，通常在由Czochralski法生长到锥形相界面上的晶体中的中心核。完成结晶过程后，逐渐降低回火期间的温度。对于YAG晶体，温度优选被维持在正好低于熔化温度，持续较长的时间段(至少1小时)，以实现晶格弛豫。优选地，还可以采用短时间升高温度，使得可能发生晶体从坩埚壁或从残余熔体熔脱。仅仅在这时缓慢地降低晶体温度，速率最快为100℃/小时。与当前使用的用于生长石榴石结构晶体的方法相比，存在根本的不同。与HEM法相比，无需采用氦气冷却。不过，可以优选采用含氢气的气氛。与HEM和TGT法相比的根本区别是炉设置，其中与目前的方法不同，这些方法采用设置在熔体下的种晶(从底部向上结晶)且不将其从熔体中牵拉出(从顶部到底部结晶)。这允许熔体更好地均匀化且导致晶体更好的光学特性。与Bagdasarov法相比，本发明的方法采用从熔体流动的结晶，这导致生长的晶体更好的均匀性。附图说明图1显示了借助电阻加热的熔体表面下的处于生长阶段中的晶体7。图2显示了借助感应加热的熔体表面下的处于生长阶段中的晶体7。实施例实施例1在图1的装置中，在Ar+10-40vol.％的氢气的保护性气氛中生长Lu3-xPrxAG晶体，其中x＝0.002-0.05(x＝Pr在晶体内的摩尔百分数)。在由钨元件4加热的电阻加热炉内的具有3dm3体积的W坩埚内进行生长。原材料(LuAG、Lu2O3以及Al2O3烧结物)和“镨着色剂”(20wt％Pr6O11和80wt％Al2O3的混合物中的Pr6O11)以29.93wt％Al2O3+(65.07-69.87)wt％Lu2O3+(0.2-5)wt％Pr6O11的化学计量比被称重到坩埚9中。原材料被置于钨坩埚9内，钨坩埚9内被置于回火区域10内，回火区域10由W或Mo圆柱体5和水平(horizontal)6和锥形反射器8组成，容纳坩埚和熔体的空间内的轴向温度梯度是1℃/cm。原材料通过坩埚的底部部分与顶部部分之间的温度差引起的熔体的强制流动被熔化并均匀化。被固定在由高导热率金属(钼)制造的固定器3内的<111>取向的种晶1与氧化物熔体表面2接触。接着其以0.2mm/小时的速度被牵拉。晶锥以与晶轴80°的角度被加宽直至坩埚内径的94％的值，然后通过调节炉输入功率连同光学监测晶体直径保持所述直径恒定。当获得期望的重量时，暂停牵拉和旋转且晶体被结晶到熔体内。接着晶体经历计算机控制的在刚好低于熔点的温度下进行的回火，持续2小时，和计算机控制的冷却至室温，以80℃/小时降低。结果得到具有平坦的相界面且重10kg的浅绿色的LuAG:Pr单晶。实施例2在图2的装置中，在氮气+0.1vol.％的氧气的保护性气氛中生长Lu3-xYbxAG晶体，其中x＝0.002-0.5(x＝镱在晶体内的摩尔百分数)。在感应加热炉内的具有1dm3体积的铱坩埚9内进行生长。烧结物(均匀压制的原材料LuAG、Lu2O3以及在1500℃下退火的Lu2O3)和所谓的“镱着色剂”(50wt％Yb2O3和在1500℃下退火的50wt％Al2O3)以29.93wt％Al2O3+(20.07–69.87)wt％Lu2O3+(0.2-50)wt％Yb2O3的化学计量比被称重到坩埚中。原材料被置于铱坩埚9内，铱坩埚9内被置于回火区域10内，回火区域10由陶瓷圆柱体11、绝热毡或球粒13以及水平盘12组成，使得容纳坩埚和熔体的空间内的轴向温度梯度是2℃/cm。熔化原材料。被固定在由高导热率材料(蓝宝石)制造的固定器3内的<110>取向的种晶1与氧化物熔体表面2接触。接着其以0.1-0.5mm/小时的速度被牵拉。旋转速度是2rpm。晶锥以与晶轴70°的角度被加宽直至坩埚内径的90％的值，然后通过称重晶体的重量增量来保持直径恒定。当获得期望的重量(取决于晶体从其中生长的坩埚体积)时，晶体通过快速提升机被抬升3mm且经受计算机控制的冷却至室温。结果得到具有平坦的相界面且重1到5kg的无色的LuAG:Yb单晶。实施例3在图2的装置中，在氮气+0.1vol.％的氧气的保护性气氛中生长Lu3-xYbxAG晶体，其中x＝0.002-0.5(x＝Yb在晶体内的摩尔百分数)。在感应加热炉内的2dm3的铱坩埚内进行生长。牵拉速度是0.1-0.5mm/小时。旋转速度是4rpm。原材料(YAG、Al2O3以及Y2O3)和“镱着色剂”(50wt％Yb2O3和50wt％Al2O3的混合物)以42.45wt％Al2O3+(0.2-50)wt％Lu2O3+(7.55-57.55)wt％Yb2O3的化学计量比被称重到坩埚中。原材料被熔化且晶体以0.1-0.5mm/小时的速度被牵拉到<111>取向的种晶上。当获得期望的重量(取决于晶体从其中生长的坩埚体积)时，晶体通过快速提升机被抬升3mm且经受计算机控制的冷却至室温。结果得到具有平坦的相界面且重2到7kg的无色的YAG:Yb单晶。实施例4在图1的装置中，在Ar+10到40vol％氢气的保护性气氛中生长Lu3-xCexAG晶体，其中x＝0.002-0.05(x＝Ce在晶体内的摩尔百分数)。在借助钨元件加热的感应加热炉内的2dm3的Mo坩埚内进行生长。牵拉速度是0.1-0.5mm/小时。旋转速度是2rpm。原材料(LuAG、Lu2O3以及Al2O3烧结物)和“氧化铈着色剂”(20wt％CeO2+80wt％Al2O3的混合物)以29.93wt％Al2O3+(65.07-69.87)wt％Lu2O3+(0.2-5)wt％CeO2的化学计量比被称重到坩埚中。原材料被熔化且晶体以0.1-0.5mm/小时的速度被牵拉到<111>或<110>取向的种晶上。当获得期望的重量(取决于晶体从其中生长的坩埚体积)时，晶体通过快速提升机被抬升10mm且经受计算机控制的冷却至室温。结果得到具有平坦的相界面且重8kg的黄色的YAG:Ce单晶。实施例5在图1的装置中，在Ar+10到40vol％氢气的保护性气氛中生长Y3-xCexAG晶体，其中x＝0.002-0.05(x＝Ce在晶体内的摩尔百分数)。在借助钨元件加热的电阻加热炉内的10dm3的W坩埚内进行生长。牵拉速度是0.1mm/小时。旋转速度是1rpm。原材料(LuAG、Al2O3以及Y2O3烧结物)和“氧化铈着色剂”(20wt％CeO2+80wt％Al2O3的混合物中的CeO2)以42.45wt％Al2O3+(52.55-57.35)wt％Lu2O3+(0.2-5)wt％CeO2的化学计量比被称重到坩埚中。原材料被熔化且晶体以0.1-0.5mm/小时的速度被牵拉到<111>取向的种晶上。当获得期望的重量(取决于晶体从其中生长的坩埚体积)时，晶体通过快速提升机被抬升15mm且经受计算机控制的冷却至室温。结果得到具有平坦的相界面、200mm直径且重28kg的黄色的YAG:Ce单晶。实施例6在根据图1的装置中，在Ar+40vol％氢气的保护性气氛中生长YAG(Y3Al5O12)晶体。在借助碳加热元件加热的电阻加热炉内的0.15-3dm3的Mo或W坩埚内进行生长。牵拉速度是0.1-0.5mm/小时。旋转速度是2rpm。原材料，YAG烧结物被称重到坩埚内且当熔化后，其以0.1-0.5mm/小时的速度被牵拉到<111>或<110>取向的种晶上。当获得期望的重量时，晶体通过快速提升机被抬升3mm且经受计算机控制的冷却至室温。结果得到具有平坦的相界面且重2到8kg的无色晶体。实施例7在根据图2的装置中，在氮气+0.1vol％氧气的保护性气氛中生长LuAG(Lu3Al5O12)晶体。在感应加热炉内的0.75-2dm3的铱坩埚内进行生长。牵拉速度是0.1-0.5mm/小时。旋转速度是2rpm。原材料(LuAG烧结物)被称重到坩埚内、熔化且晶体以0.1-0.5mm/小时的速度被牵拉到<111>或<110>取向的种晶上。当获得期望的重量(取决于晶体从其中生长的坩埚体积)时，晶体通过快速提升机被抬升3mm且经受计算机控制的冷却至室温。结果得到具有平坦的相界面且重2.5到10kg的无色LuAG单晶。工业应用性本发明可以被用于制造未掺杂或掺杂有稀土和一些过渡金属元素的氧化物，且直径大于80mm的铝酸镥和铝酸钇单晶，其用在制造闪烁和成像(如医学、安全、无损测试、仪器)、照明(与LED组合的晶片或常规的照明元件)，珠宝制造或激光(高效固态激光器)的领域中。