复合材料、热吸收组件和用于生产复合材料的方法

复合材料、热吸收组件和用于生产复合材料的方法
【专利摘要】在已知的具有熔融硅石基体的复合材料中，存在嵌入的含硅的相的区域。为了提供即使当在对不透气性和纯度方面施加严格要求时也适合于生产在用于热处理的高温过程中使用的组件的复合材料，根据本发明提出了不透气的复合材料，其具有小于0.5%的闭口孔隙度和至少2.19 g/cm3的比密度，并且在1000℃的温度下具有对2和8 μm之间的波长的至少0.7的光谱发射率。
【专利说明】复合材料、热吸收组件和用于生产复合材料的方法 技术背景
[0001] 本发明设及具有其中已嵌有含娃的相一"Si相"的区域的烙融娃石基体的复合材 料。
[0002] 本发明进一步设及由所述复合材料构成的热吸收组件，还设及用于生产它的方 法，其是通过由包含无定形烙融娃石粉末和含娃的粉末一"Si粉末"的粉末混合物和/或由 散布有含娃的相的无定形烙融娃石的混合粉末一"Si-Si化粉末"形成多孔成型体并压实所 述成型体W产生复合材料。 现有技术
[0003] 用于半导体组件和光学显示器的制造方法使用大量的装置，例如反应器、器械、载 体托盘、钟状物(bell)、相蜗、防护屏，或者更简单的组件，例如管、棒、板、法兰、环或者块。 它们需要满足关于纯度、化学和热稳定性W及机械强度方面的严格要求。它们可W由例如 不诱钢构成，但越来越多地由烙融娃石制成。其原因在于，考虑到高纯度，二氧化娃材料表 现出对于常规半导体材料的惰性。此外，烙融娃石W相对于多种处理介质的高化学稳定性 和相对于波动的溫度的高稳定性而著称。
[0004] 用于热处理单个半导体薄片的装置是由DE 69527918T2已知的。其包括圆顶形反 应容器和安装于反应容器外部，在顶部部分的加热器。反应容器被生产为不具有焊接部分 的一体烙融娃石体，并且在热暴露的顶部部分，反应容器由透明烙融娃石制成，并且在其他 方面由不透明烙融娃石制成。
[0005] 但是，烙融娃石是易碎的并且不能如例如金属那般容易地进行机械加工。根据US 6,486,084 B2,通过开始陈述的通用型复合材料改进了机械加工，其中，用包括娃、SiC、氮 化娃、氮化铁或碳化铁的第二相插入烙融娃石基体。在包含娃和烙融娃石的复合材料的情 况中，烙融娃石相的重量分数为约60%至85%"Si-Si〇2复合材料通过下述方法生产：混合具 有0.9皿的平均颗粒尺寸和99.99%的纯度的娃粉末和具有0.6 ym的平均颗粒尺寸的烙融 娃石粉末;热压粉末混合物W形成成型体;然后在减压下在1400°C下烧结该成型体W产生 复合材料。其具有1%的开口孔隙度。
[0006] 在肝02283015A中也描述了该种类的Si-Si〇2复合材料。元素娃相(也在下文称为 "Si相"）占不大于5wt%，并且W具有不大于100 WIi的颗粒尺寸的娃粉末为基础而提供。复合 材料即使在潮湿的气氛中也有高耐溫性和尺寸稳定性的特征。
[0007] 还将包含热吸收黑色烙融娃石的复合材料用于其中发生快速溫度改变的应用中， 例如，举例而言在灯辅助的RTP(快速热处理)体系的情况中。在此，一个特别的挑战是可重 复地在待处理的半导体薄片上建立均一的溫度分布。处理溫度方面的不均一可W导致不均 一的物理特性，例如举例而言，在颗粒尺寸方面和在渗杂物浓度方面，其可能会破坏电子电 路并降低产率(yield)。
[000引在EP 1580170A1中描述了黑色的、合成的烙融娃石的生产。其中，用还原性的、含 碳的介质(例如举例而言一氧化碳)在约100至800°C的高溫下处理多孔Si化材料，并且接着 使其在约1300至1900°C的溫度下玻璃化。碳含量为W重量计100-10000 ppm。
[0009]但是，当在氧化条件下使用该种类的组件时，需要W例如纯Si化的保护层的形式 保护碳免于氧化。然而，该种类的保护层可能会加强组件的反射。
[0010]技术目的 细颗粒的粉末可W容易地结块在一起，并且因此当生产已知的复合材料时的一个困难 是均一地混合细碎的烙融娃石粉末和细碎的金属或者半金属粉末。其结果是在复合材料内 的不均匀的相分布，其反过来促进了烙融娃石相的反玻璃化倾向。当配置在高溫过程中时， 包含复合材料的组件可能由于结晶化和破裂而导致故障。
[0011] 已知的复合材料展现出开口孔隙度并且由此不适合于其中高纯度或者不透气性 为重要因素的应用。遍及配置的过程中，污染物可W集中于开孔中并且到达待处理的材料。
[0012] 因此本发明的一个目的在于提供适合于生产组件的复合材料，所述组件即使当在 不透气性方面和纯度方面施加严格要求时也在用于热处理的高溫方法中使用。
[0013] 本发明的一个进一步的目的在于说明允许可重复地生产该种类的复合材料的方 法。
[0014] 发明概述 关于材料，从开始说明的通用型的复合材料出发，根据本发明通过下述复合材料实现 了该目的，所述复合材料是不透气的，具有小于0.5%的闭口孔隙度和至少2.19 g/cm3的比 密度，并且在l〇〇〇°C的溫度下具有对2和8 WIi之间的波长的至少0.7的光谱发射率。
[0015] 本发明的复合材料的基体要么是不透明的，但优选半透明的或者透明的。基体W 非常细碎的方式插入有包含元素形式的娃(Si)的，并在此称为"Si相"的相的区域。Si相由 基于Si的合金构成、由渗杂的娃构成或者由未渗杂的娃构成。最简单的是，其是多晶的，尽 管其还可W是单晶或者无定形的。
[0016] 细碎的Si相区域在基体内首先起光学缺陷位的作用，并且在室溫下根据层厚度赋 予复合材料黑色或者带黑的灰色的视觉外观。第二，缺陷位还对通过复合材料整体的热吸 收具有影响。运基本上可W归因于半导性的元素娃的特性，由此在一方面，价带和导带之间 的能量(带隙能量)随着溫度下降，并且在另一方面，如果给予足够高的活化能，电子会从价 带被激发至导带，运是与吸收系数方面的显著提高有关的过程。导带的热活化占据意味着 半导性的娃(在下文也称为"元素娃"）在一定程度上对于某些波长(例如大于约1000 nm)而 言在室溫下是透明的并且在高溫下是不透明的。该效应取决于包括娃的结构（无定形/结 晶）和渗杂的因素，其在大于约600°C时是显而易见的，并且在大于约IOOCTC时达到饱和。 [00 17]根据基尔霍夫福射定律(Kirchhoff's radiation law),处于热平衡的真实物体 的光谱吸收率QA和光谱发射率EA互相一致。
(i)
[0018]考虑到定向半球的光谱反射率Rdh和透射率Tdh的知识，可W如下计算光谱发射率
ex; 巧 在本发明的复合材料的情况中，发射率为至少0.7,并且优选实际上大于0.75。基于可 忽略的小的透射率的假设，由此，对2和8 ym之间的波长而言的，并且在大于IOOCTC的溫度 下的反射率因此不大于0.3。本发明的复合材料必定作为热福射吸收体和漫射体，用于在大 于600°C，更特别地大于800°C并且非常优选1000°C或者更高的高溫下的热处理。
[0019] 运看起来初见是出人意料的。实际上，由于它们的低热导率，由烙融娃石制成的不 透明组件常常用作热绝缘体，例如作为隔热屏障。隔热屏障的功能是屏蔽位于其后方的部 件免于热源。因此隔热屏障必须适合于尽可能少地吸收热福射，和/或适合于尽可能多地将 其福射返回，运表现为低发射能力和高反射能力。
[0020] 相反，本发明的复合材料展现出对2 ym和8 ym之间，换而言之在红外福射波长范 围内的热福射的高吸收能力和发射能力。对热福射的高吸收能力降低了其在复合材料表面 的反射。W该方式，避免了被反射的热福射所导致的局部的、不可重复的加热的实例，并且 在复合材料的环境中得到了均一的溫度分布。
[0021] "光谱发射率"在此是指"法向光谱发射率"。该量基于在指定的"黑体边界条件" (BBC)下已知的并且发表于 "DETERMINING T肥 TRANSMITTANCE AND EMITTANCE OF TRANSPARENT AND SEMITRANSPARENT MATERIALS AT ELEVATED TEMPERATURES"；J. Manara、M. Keller、D. Kraus、M. Arduini-Schuster；5th European Thermal-Sciences Conference,The Netherlands (2008)中的测量原理而确定。
[0022] Si相非常细地并且均匀地分布于烙融娃石基体内。尽管其直接承受对着表面，但 不需要涂层来保护免于氧化。相反，涂层会在与复合材料的界面处导致额外的、不希望的反 射。
[0023] 此外，与传统的不透明烙融娃石相比，本发明的复合材料展现出出人意料的结构 特性。其是不透气的，也即是说，其不具有开口孔隙度，并且复合材料内的闭孔的体积分数 是相对低的，为小于0.5%。运也是至少2.19 g/cm3的出人意料的高密度的原因。透明的、未 渗杂的烙融娃石和元素娃的比密度是相似的，并且处于约2.2 g/cm3或者处于2.33 g/cm3 (娃)。
[0024] 复合材料内的大孔可能会有助于不希望的漫反射。复合材料的低孔隙度已限制了 该效应。此外，基体优选包含具有小于10 Mi的最大孔尺寸的小孔。孔主要形成于烧结的 Si化颗粒之间，并且通常具有非圆形的形态。
[0025] 由于低孔隙度和小的孔尺寸，基体的烙融娃石遍及大波长范围看起来不非常不透 明，而是更加半透明或者甚至是透明的。因此，热福射能够深入地穿透进入材料，并且W该 方式到达较低处的呈由Si相组成的区域的形式的吸收中屯、。因此其有助于更大的热吸收。
[0026] 标准分光计的空间分辨率不能不受散布的Si相的影响而确定基体的透射率。但 是，从在显微镜下不存在可见的气泡，基体的透明度或者半透明度是显而易见的。采用无气 泡的烙融娃石，在600 nm至2650皿的波长范围内在1 mm的路径长度下的直接光谱透射率 为至少0.3。
[0027] 由于本发明的复合材料不具有任何开口孔隙度，可W根据阿基米德原理进行简单 的密度测量。考虑复合材料的特定组成W及烙融娃石基体和Si相的比密度，由密度测量确 定孔隙度。
[0028] 通过复合材料的热吸收取决于Si相的比例。该相的比例越大，则吸收能力和发射 能力越高。因此S i相的重量分数应当优选为至少0.1 %。另一方面，S i相的高体积分数可能会 阻碍复合材料的生产。据此，Si相的重量分数优选不大于5%。
[0029] 本发明的复合材料的基体优选由具有W重量计不大于30 ppm的径基基团含量的 烙融娃石构成。
[0030] 径基基团的作用是降低烙融娃石的粘度。因此，就热负荷下的高尺寸稳定性而言， 径基基团是不利的。
[0031] 通常由红外透射测量确定透明烙融娃石的径基基团含量。但是，对于热吸收复合 材料，该测量方法不是容易适用的。针对该原因，基于在烙融娃石中的径基基团的吸收波长 范围内（在2.72 WIi处)的发射测量，通过与已知径基基团含量的标准进行比较，确定复合材 料的径基基团含量。
[0032] 基体由未渗杂或者渗杂的烙融娃石构成。从本发明的意义上而言，渗杂的烙融娃 石可WW高至20wt%的最大量包含除Si化W外的其他氧化、氮化或者碳化的组分。除娃W 夕hSi相也可W包含其他半金属或者金属，但不大于高至50wt%，更优选不大于20wt%。在一 个优选的实施方案的情况中，为了避免源自复合材料的污染的风险，做出的规定是，Si相由 具有至少99.99%的金属纯度的娃构成，并且基体具有至少99.99% Si化的化学纯度和不大 于1%的方石英含量。
[0033] 在生产复合材料的过程中，Si相中的娃可W吸收（take啡)氧、氮或者碳。金属纯 度是指相的金属和/或半金属成分的单独化学纯度，而不考虑任何非金属成分，例如氧化 物、氮化物、碳化物、氮氧化物等。
[0034] 1%或更小的基体中的低方石英含量确保了低的反玻璃化倾向和由此的运行中的 低的破裂风险。
[0035] 如果Si相展现出具有平均小于20 WIi但优选大于3 WIi的最大尺寸的非球形形态， 则可W达到特别高的发射率。
[0036] Si相的非球形形态还有助于高机械强度和就复合材料而言低的对破裂的倾向。 "最大尺寸"设及在磨片(ground section)中可W看到的具有Si相的独立区域的最长长度。 在磨片图像中的所有最长长度的中值形成如上说明的平均值。
[0037] 关于包含复合材料的热吸收组件，根据本发明，通过具有至少一个由复合材料形 成的表面的组件实现了上述目的，所述复合材料由其中已嵌有含娃的相一"Si相"的区域的 烙融娃石的基体构成，其是不透气的，并且其具有小于0.5%的闭口孔隙度和至少2.19 g/ cm3的比密度，并且在lOOOr的溫度下，其具有对2和8 ym之间的波长的至少0.7的光谱发射 率。
[0038] 本发明的组件整体地或者部分地由根据本发明的复合材料构成。当组件仅部分地 由复合材料构成时，所述材料形成至少部分表面。由于其化学组成，包含复合材料的涂层特 别适合于施用至烙融娃石，换而言之，特别适合于生产烙融娃石/复合材料组合件。组件或 者至少组件的表面具有上述针对本发明的复合材料所阐述的光学和结构特性，特别是关于 在2和10皿之间的波长下并在1000°C的溫度下的至少0.7,优选至少0.75的高发射率和不 大于0.3的低反射率。
[0039] 因此，至少在区域内，组件具备具有低孔含量并且具有W细碎但被包封的形式并 入其中的元素 Si相的烙融娃石基体。即使在大于约1 mm的薄层的情况中，组件在可见波长 范围内是不透明的，但另一方面在很大程度上具有通常的烙融娃石的化学和机械特性。
[0040] 因此，除了其用于设及高的热吸收和均一溫度分布要求的应用的用途之外，组件 还特别适合于其中高的热和化学稳定性W及高的针对腐蚀性气体和液体的抵抗性为重要 因素的应用。运样的对于组件的要求常常存在于半导体制造、光学和化学工程中。此外，组 件是在视觉上有吸引力的，并因此也考虑从艺术或者美学方面而来的用途。
[0041] 但是，复合材料的高发射率必定使组件更特别地用于热处理的情况中，其中可重 复并且均匀的溫度分布是重要的因素。
[0042] 大量的用在集成电路生产中的运样的组件被公开于书籍"Technology of integrated circuits"，D. WidmanruH. Mader、H. Friedrich 著，Springer Verlag (2000) ,ISBN-10: 3-540-66199-9中，并且特别是在其第S章叩ilm Technology"中。
[0043] 半导体元件的关键成分常常是娃。在运样的半导体元件的热处理过程中，当使用 本发明的组件时，出现的特别的特征是组件的发射特征很大程度上遵照或符合半导体元件 的发射特征。其原因在于，复合材料的发射行为基本上是由并入的Si相确定的。
[0044] 本发明的组件被设计为例如在外延(epitaxy)或者化学气相沉积中用在氧化或者 热处理操作中的反应器、配件(fitting)或者薄片保持器。
[0045] 组件采取例如容器、碟、外壳的形式，作为扩展或者弯曲形式的实屯、体、中空体。在 简单的情况中，其被配置为板、环、法兰、圆顶、相蜗或者实屯、或中空的圆筒。复合材料可W W实屯、体或者层的形式存在。在后者的情况中，例如，W烙融娃石/复合材料组合件的形式 作为具有由多个同轴层组成的中空圆筒壁的中空圆筒，其中一个层由复合材料构成。
[0046] 关于本发明的用于生产复合材料的方法，从开始说明的通用型的方法出发，根据 本发明实现上述说明的目的，其在于成型体的形成包括注浆成型过程，其中生产在液体中 包含粉末混合物和/或混合粉末的悬浮液，通过除去液体固化悬浮液W形成生巧，并且通过 干燥从生巧形成成型体。
[0047] 在通用型的方法中，通过热压粉末混合物形成成型体。与此相对的是，本发明的方 法包括注浆成型过程，其中，在成型体之前生产生巧形式的中间体。注浆成型过程本身和生 巧中的中间态两者都允许具有来自最终的复合材料的结果的用于特性的设置和改变的措 施。
[004引例如，处理悬浮液中的初始粉末促进了互相之间的密切混合，W及建立在生巧中 的均匀分布。液体还具有固体组分之间的粘合剂或者活化剂的功能。在长时间的均化操作 过程中，液体可W改变粉末颗粒的表面并且特别地引起它们之间的相互作用，其在后续的 烧结中可W有助于更不渗透和更稳定结合。
[0049] 悬浮液可W基于有机溶剂，优选基于含醇基础或者更优选基于水性基础。水相的 极性性质可W有益于前述的烙融娃石颗粒相互之间W及与Si粉末颗粒之间的相互作用，由 此促进了生巧的干燥和烧结。
[0050] 在生巧态中，烙融娃石相和Si相的组合件是多孔的并且可W通过气相，W特别提 及的渗杂和反应性干燥来进行改性。
[0051] 生巧通常已具有接近待生产的组件的最终轮廓的形状。考虑的形状是例如实屯、 体、中空体或者在基础体上的层。生巧可W通过将悬浮液诱注至模具中得到。但是，其他用 于悬浮液的处理方法也是适合的，例如在抽吸、或者浸溃、喷雾、刷涂、抹涂、转移、沉积、刀 涂等的方式下将悬浮液引入模具。
[0052] 干燥生巧并且由其得到很大程度上不含水的成型体。但是，作为其生产的一个不 可避免的结果，生巧含有大量的径基基团。将其烧结W形成包含复合材料的、不透气的、机 械稳定的组件。在此，选择烧结溫度使得在Si相不烙化的同时，对烧结的复合材料而言所达 到的密度尽可能高。适合于烧结的参数(烧结溫度、烧结时间、气氛)可W基于简单的实验来 确定。
[0053] 尽管热干燥生巧，但是作为生产过程的一个不可避免的结果，成型体仍含有径基 基团。然而，已显现出的是，在其他的制造参数相同的情况下，在烧结的过程中径基基团的 含量出乎意料地显著下降至小于通常在烧结不含Si相的成型体之后存在的径基基团的含 量。因此，该径基基团含量的下降可归因于成型体中Si相的存在。
[0054] 在高溫下，Si相能够在表面上与存在的径基基团和/或与水反应，其根据例如下述 反应式：
在烧结成型体过程中的该反应可W看做本发明的复合材料的下述特性的基础： ?烧结时，存在的水和径基基团被用尽并转化成Si化。考虑到通过注浆成型法的生产技 术，经烧结的组件的径基基团含量出人意料地低，并且优选小于W重量计30 ppm。其结果是 就复合材料而言的相对高的粘度。
[0055] ?孔体积下降。任何含水孔都能够封闭。作为Si转化为Si化的结果，存在固相的体 积方面的增加，运是由于Si化的晶胞具有Si晶胞的约两倍的体积。在固体体积方面的增加 W孔体积为代价。因此，烙融娃石基体仅包含少量的，优选小的孔，其具有小于10 WIi的最大 孔尺寸和小于0.5%的闭口孔隙度。运在烙融娃石基体中产生了一定的光学透明度，其由下 述事实而明显：其在600 nm和2650 nm之间的波长范围内的直接光谱透射率优选为至少 0.3。复合材料整体获得了2.19 g/cm3或者更高的出人意料的高密度。
[0056] ?并入的Si相在表面上反应W形成Si化，其是在化学上与基体材料相同的反应产 物。残留的Si相被不渗透的Si化壳包围，并且被剩余的多孔基体材料所包封。运提高了 Si相 区域在烙融娃石基体中的固定，并且有助于就复合材料而言的高强度和不渗透性。另外，Si 相适合于热吸收，并且因此在高溫下，复合材料展现出高光谱发射率，其对于2和8 WIi之间 的波长而言在1000 °C下达到至少0.7的值。
[0057] 因此，W运种方式得到的材料具备具有低孔含量的、具有W细碎但被包封的形式 并入其中的元素 Si相的烙融娃石基体。包含该材料的组件采取实屯、体或者中空体的形式， 其部分或者完全由复合材料构成。
[005引悬浮液优选包含烙融娃石粉末和Si粉末的粉末混合物，所述Si粉末由具有至少 99.99%的金属纯度的娃构成，其具有Wl和20 WIi之间并且优选〉3 WIi的化7和2叫1的化0为特 征的颗粒尺寸分布，W及不大于5%的粉末混合物中的体积分数。
[0059]在该情况中，颗粒尺寸分布的"D97"是指经筛分的级分包含至少97%的具有1和20 y m之间并且优选〉3皿的尺寸的Si颗粒。2 WIi的化0是指不大于10%的颗粒可W指定为具有小 于2 WIi的颗粒尺寸的细级分。已显现的是，特别细碎的Si粉末可W导致栋色的着色，其对于 一些应用而言是不合需要的。因此，细碎的级分被有利地限定为小于粉末颗粒的10%，并且 化7优选3 Jim或者更高（如3曲1和20曲1之间）。该限定等同地应用于Si-Si〇2混合粉末中的任 何细碎的Si相。
[0060] I至20 ym之间的颗粒尺寸被证明是特别有利的，在一方面，运是鉴于热吸收体的 功能，并且在另一方面，在生巧和复合材料中，它们产生的应力太小W至于它们具有至多可 忽略的对光学特性和强度的影响。在上下文中，已发现特别适合的是，粉末混合物中的娃粉 末的体积分数不大于5%。
[0061] 即使在制备悬浮液之前，例如可W通过干混合，将Si粉末与烙融娃石粉末混合。但 是，如果将Si粉末混合入包含无定形烙融娃石粉末的液体中，运已证明是特别有利的。
[0062] 在该情况中，当添加 Si粉末时，烙融娃石粉末颗粒的悬浮液至少部分均化。在除去 液体之前混入Si粉末。在悬浮液中，均匀混合是特别容易实现的，并且当已将Si粉末混入 后，通过将悬浮液保持经8至96 h时间段的持续运动使悬浮液稳定化。
[0063] 在纯度要求严格的情况中，烙融娃石粉末颗粒的Si化含量为至少99.99wt%。
[0064] 烙融娃石颗粒的固体含量、颗粒尺寸和颗粒尺寸分布在干燥时对生巧收缩具有影 响。因此，可W通过使用相对粗糖的Si化颗粒降低干燥时的收缩。在本文中，已确立的烙融 娃石粉末是其中无定形烙融娃石颗粒具有高至200 ym的最大值，更优选100 ym的最大值的 颗粒尺寸的那些，具有1 ym和60 ym之间的颗粒尺寸的烙融娃石颗粒占烙融娃石粉末的最 大的体积分数。
[0065] 连同就悬浮液而言的高固体含量，在该尺寸范围内的烙融娃石颗粒展现出有利的 烧结特征和干燥时相比较而言低的收缩，并且相应地促进了生巧的无破裂干燥。运可W归 因于Si化颗粒互相之间的相互作用。
[0066] 在运一点上，具有W小于50叫1，优选小于40叫1的化0为特征的颗粒尺寸分布的烙 融娃石颗粒被证明是特别有利的。
[0067] 还对此有贡献的是其中通过湿法研磨初始的粒状Si化生产烙融娃石颗粒的程序。
[0068] 在运一点上，在均化悬浮液的过程中，作为研磨时间和无定形初始粒状物的添加 的函数设置所需要的颗粒尺寸分布。在湿法研磨的过程中，在悬浮液内形成每个尺寸的无 定形烙融娃石颗粒，其包括发展出上述相互作用和由互相之间的相互作用所导致的悬浮液 本身内的结合的颗粒。
[0069] 无定形烙融娃石颗粒的Si化含量优选为至少99.99wt%。使用运样的颗粒制备的悬 浮液的固体级分由达到至少99.99wt%的Si化构成。不提供该种类的粘合剂或者助剂。杂质 的水平优选小于W重量计1 ppm。该起始材料不造成任何污染或者结晶化的风险。经干燥的 生巧中的方石英分数应当不大于O.lwt%，运是由于否则烧结可能伴随有结晶化并因此伴随 有组件的丢弃。
[0070] 为了避免Si相在成型体的烧结过程中烙化，将成型体加热至低于半金属的烙化溫 度的烧结溫度。在此将成型体保持在烧结溫度下至少30分钟的时间段。
[0071 ]加工实施例 本发明通过加工实施例和附图在下文进行更详细的阐述。作为单独的图， 图1:显示图示说明生产在半导体制造中使用的本发明的烙融娃石组件的一个实施方 案的流程图，其基于根据本发明的一个程序； 图2:显示在不同溫度下对具有5wt%的Si相的样品的作为波长的函数的法向发射率的 图； 图3:显示在不同溫度下对具有2wt%的Si相的样品的作为波长的函数的法向发射率的 图； 图4:显示在不同溫度下对具有Iwt%的Si相的样品的作为波长的函数的法向发射率的 图；和 图5:显示在室溫下用于比较的两个来自现有技术的不同样品的作为波长的函数的法 向发射率的图。
[0072]参照图1，使用由烙融娃石制成的用于薄片的处理的RTP反应器的隔热环的生产， 通过下述实施例阐述本发明的方法。
[007；3]样品 1 对于一批10 kg的基础浆料(slip)l(Si化/水浆料），在具有烙融娃石内衬和约20升的 容量的桶式磨中，将通过烙融天然原二氧化娃材料得到的，并且具有250 ym和650 ym之间 的颗粒尺寸的8.2 kg无定形粒状烙融娃石2与1.8 kg的具有小于3帖的电导率的去离子水 3混合。粒状烙融娃石2已预先在热氯处理的过程中进行纯化；运确保了方石英含量小于 lwt%〇
[0074] 在漉床上W23 rpm使用烙融娃石研磨球研磨该混合物3天的时间段直至基础浆料 1均匀并且具有78%的固体含量。在研磨程序过程中，由于将Si化传递入溶液中，抑降低至约 4。
[0075] 随后，将研磨球从所得到的基础浆料1中除去，并且W例如赋予83wt%的固体含量 的量，W具有99.99%的金属纯度的娃粉末4的形式进行渗混(a血iX化re )。
[0076] 娃粉末4基本上由具有窄的颗粒尺寸分布的非球形的粉末颗粒构成，其化7为约10 ym并且其具有小于2 WIi的颗粒尺寸的细级分已预先除去。通过连续混合将娃粉末4均一地 分散在基础浆料1中。
[0077] 将填充有娃粉末4的浆料均化另外12小时。W该方式得到的均匀浆料5具有83%的 固体含量。作为整体的固体含量比例的娃粉末的重量分数为5%，并且由于Si化和Si相似的 比密度，体积分数也同样几乎为5%，更精确地，为4.88%。在完全均化的浆料5中的Si化颗粒2 展现出W约8 WIi的化0和约40 WIi的化0为特征的颗粒尺寸分布。
[0078] 将浆料5诱注至商业压注机中的压注模具中，并且通过多孔聚合物膜脱水W形成 多孔生巧6。生巧6具有用于处理薄片的RTP反应器的环的形状。
[0079] 为了除去结合水的目的，在通风炉中在约90°C下干燥生巧6五天，并且在冷却后， 将得到的多孔巧料7机械地加工成几乎为待生产的烙融娃石环8的最终尺寸。
[0080] 为了烧结巧料7，将其在烧结炉中在空气下经一小时的过程加热至1390 °C的加热 溫度，并且保持在该溫度下5 h。WrC/min的冷却速率(ramp)进行冷却至1000°C的炉溫，并 且在此后不加调节，将炉关闭。
[0081] 表面擦磨所得的烙融娃石环8 W产生约1 WIi的平均表面粗糖度Ra。其由具有 2.1958 g/cm3的密度的不透气的复合材料构成，其中，在不透明的烙融娃石基体中互相分 离的元素 Si相的非球形区域均匀地分布，运些Si相区域的尺寸和形态很大程度上对应于所 使用的Si粉末的尺寸和形态。最大尺寸为平均（中值)约1至10 ym。复合材料在空气中对于 高至约1200 °C的溫度是稳定的。
[0082] 在视觉方面，基体是半透明至透明的。当在显微镜下观察时，其不展现出开孔，并 且最多展现出具有平均小于10皿的最大尺寸的闭孔;基于密度计算的孔隙度为0.37%，假 设2.2 g/cm3的理论基体密度和2.33 g/cm3的理论Si相密度。
[0083] 并入的Si相有助于不透明度并且还对复合材料整体的热特性具有影响。该复合材 料展现出在高溫下高的热福射吸收。运通过具有该材料的发射率的光谱曲线的图2的图显 /J、- O
[0084] 在室溫下的发射率W常规的方式使用叫bricht球进行测量。运允许测量定向半球 光谱反射率Rdh和定向半球光谱透射率Tdh，由此计算法向光谱发射率。
[00化]基于前述的BBC测量原理，通过FTIR分光计（Bruker IFS 66v傅里叶变换红外仪 (FTIR))进行在高溫下在2至18 ym的波长范围内的测量，在所述分光计上通过额外的光学 系统连接BBC样品室。该样品室在样品托（samp 1 e mount)之前和之后的半空间中具有可调 节溫度的黑体围绕物和带有检测器的光束出口。将样品在单独的炉中加热至预定的溫度， 并且为了进行测量，将其移入具有设置至预定溫度的黑体围绕物的样品室的光束路径内。 由检测器捕获的强度由发射组分、反射组分和透射组分构成，也即是说，由样品自身发射的 强度、由从前半空间冲击（impinging)在样品上并被所述样品反射的强度，W及从后半空间 冲击在样品上并被所述样品透射的强度构成。必须进行=次测量W确定单独的发射率、反 射率和透射率的参数。
[0086] 图2的图W及进一步图3和4的图各自显示了遍及2至18皿的波长范围，并且对于 室溫和1200°C之间的不同样品体溫度而言，作为测量波长A的函数的法向发射率e的曲线 (W皿计和W对数图的形式）。
[0087] 图2显示了在2至约4 WIi的波长范围中，具有5wt%的Si相的样品1的发射率强烈取 决于样品体的溫度。样品体的加热越强烈，则在该波长范围内的发射率越高，在1000°c和 1200°C之间不再有明显的本质区别。在加热至1000°C和1200°C的样品的情况中，在2和8皿 之间的整个波长范围内的法向发射率大于0.75;在3皿的波长处为0.79。
[0088] 原则上，发射率基本上随波长而增加，但展现出在约9 WIi的大约测量福射处的显 著的最小值。所述最小值可W归因于由基体的烙融娃石造成的反射。
[0089] 特别由下述现象，并入Si相的作用和通过注浆成型途径的生产技术是明显的： ?随着样品体的溫度升高，在2和5皿之间的波长范围内存在发射率的提高。在1200°C 的最大测量溫度下，也达到了在该波长范围内的最大发射率。在l〇〇〇°C的样品体溫度下，在 2和8皿之间的整个波长范围内发射率大于70%。因此，在该波长范围内，材料展现出低反射 率和低透射率。
[0090] ?在对于烙融娃石中的径基基团的吸收和发射而言为特征的约2.72 ym的波长范 围内，不存在显著的作用。特别地，运通过比较在室溫下的测量样品的光谱发射曲线(如图2 中对于样品1所示的）和根据图5的对比样品的光谱发射的曲线而得W明确。如在下文更详 细地阐述的对比样品Cl的生产除了在烧结条件(参见表1)方面的小区别之外，主要区别在 于基础浆料不包含添加的Si。图5的图显示在0.25皿和约3.5皿之间的波长范围内，对比 样品的材料具有在2.72皿处的明显的发射带，其可W归因于该材料的径基基团含量。该发 射带对于样品U W及此外在如图3和4所示的样品2和3的情况中）的复合材料而言完全不存 在。由各自的在室溫下的发射测量，考虑容错，样品1至3的遍及样品厚度进行平均的径基基 团含量为不大于W重量计20 ppm。尽管非反应性地干燥生巧(不使用干燥试剂，例如氣或者 氯），也得到了低径基基团含量的事实显示Si相在将复合材料烧结至高密度的过程中消耗 了径基基团。
[0091] 使用如上所述的注浆成型法，进一步W在实验上变化的组成和各自的工艺参数生 产复合材料。表1报告了运些参数和在样品上测得的结果。
[0092] 图3显示了样品2(具有2 wt%的Si相）的发射率的光谱曲线，并且图4显示了样品3 (具有1 wt%的Si相)的曲线。在2至4 WIi的波长范围内的各自发射率的最大值的比较显示出 出人意料的结果，该结果为测量具有最小的Si相含量的样品（样品3,具有1 wt%)显示出所 有测量的样品之中最高的发射率，在3000皿和1000°C下为0.85。运可W归因于下述事实： 具有小的Si相含量，材料的较低处的层比更高的水平对发射率做出更大的贡献。因此，在具 有小于1 wt%的Si相含量的情况下，甚至更高的发射率在原则上是可能的。
[0093] 在其在RTP反应器的预期用途的过程中，W该方式生产的复合材料的环包围待处 理的薄片。该环的内径与薄片的外径相一致。RTP装置的加热元件通常配置为位于薄片和环 的组合的上方和/或下方平面的IR发射体阵列。复合材料的环减轻了在薄片边缘处的过度 快速冷却的影响，并且因此有助于遍及整个薄片表面的均一溫度分布。
[0094] 原则上，复合材料必定用于其中高的热吸收和低的热反射，或者特别均匀的溫度 分布为重要因素的应用。其可W采取宽泛多样的几何形式，例如反应器、器械、载体托盘、钟 状物、相蜗或者防护屏的形式，或者更简单的组件例如管、棒、板、法兰、环或者块的形式。其 他实施例包括下述： ?作为用于半导体组件或显示器的热调节的储热元件的用途，特别包括短时间氧化和 热处理过程。
[0095] ?作为在高速外延的情况中用于同质和异质两者的过程中的反应器或者圆顶的 用途。
[0096] ?作为特别在高溫下关于2和8皿之间的IR福射的热保护和包覆元件的用途。
[0097] .用于艺术或者设计应用的用途。
[009引对比例1(样品Cl) 本发明的复合材料的高密度、低孔隙度和高发射率基本上可W归因于Si相包含物的性 质、尺寸和分布。
[0099] 运通过与不具有相应的Si相包含物的商业不透明烙融娃石环进行比较而显示。该 种类的材料和其生产描述于DE 4440104A1中。除了使用含Si起始材料W生产基础浆料W及 关于烧结条件的略微不同之外，该材料的生产与实施例1的生产相一致。其具有约2.16 g/ cm3的密度和2.5%的闭口孔隙度，并且其主要起漫反射体的作用，运由下述事实而明显：在 190至2650 nm的波长范围内，W恰好1 mm的路径长度，其具备基本上恒定的小于10%的直接 光谱透射率。
[0100] 图5的图显示在室溫下在0.25 WIi和18皿之间的波长范围内的该材料的光谱发射 率(来自两次测量运行）。在可见光波长范围至约2 WIi中，发射率小于10%，该事实可W主要 归因于不透明烙融娃石的高反射率。在约2.7 ym的波长处，已在先前提及的吸收或者发射 带是明显的，该带可归因于烙融娃石中的径基基团，在该烙融娃石的情况中，其总计达W重 量计约300 ppm。
[0101]发射率的图基于复合材料整体。对于样品4和5,运些值没有确定(n.d.)。在列乂 r 中，报告了上述对比例的数据。
【主权项】
1. 具有其中已嵌有含硅的相一"Si相"的区域的熔融硅石基体的复合材料，其特征在 于，所述复合材料是不透气的，具有小于〇. 5%的闭口孔隙度和至少2.19 g/cm3的比密度，并 且在1000°C的温度下具有对2和8 μπι之间的波长的至少0.7的光谱发射率。2. 根据权利要求1所述的复合材料，其特征在于，所述基体包含具有小于10 Mi的最大 孔尺寸的孔。3. 根据权利要求1或2所述的复合材料，其特征在于，Si相的重量分数不大于5%。4. 根据前述权利要求任一项所述的复合材料，其特征在于，所述基体由具有不大于以 重量计30 ppm的羟基基团含量的熔融硅石构成。5. 根据前述权利要求任一项所述的复合材料，其特征在于，所述Si相由具有至少 99.99%的金属纯度的硅构成，并且所述基体具备至少99.99% Si02的化学纯度和不大于1% 的方石英含量。6. 根据前述权利要求任一项所述的复合材料，其特征在于，所述Si相展现出具有平均 小于20 μπι但优选大于3 μπι的最大尺寸的非球形形态。7. 具有至少一个由根据前述权利要求1至6中任一项所述的复合材料形成的表面的热 吸收组件，所述复合材料由其中已嵌有含硅的相一"Si相"的区域的熔融硅石基体构成，其 是不透气的，具有小于0.5%的闭口孔隙度和至少2.19 g/cm3的比密度，并且在1000°C的温 度下具有对2和8 μπι之间的波长的至少0.7的光谱发射率。8. 根据权利要求7所述的组件，其特征在于，其被设计为在外延或者化学气相沉积中用 在氧化或者热处理操作中的反应器、配件或者组件。9. 根据权利要求7和8中任一项所述的组件，其特征在于，其被设计为板、环、法兰、圆 顶、坩埚或者实心或中空的圆筒。10. 用于生产根据权利要求1至6中任一项所述的复合材料的方法，其通过由包含无定 形熔融硅石粉末和含硅粉末一 "Si粉末"的粉末混合物和/或由包含散布有含硅的相的无定 形熔融硅石的混合粉末一 "Si-Si02粉末"形成多孔成型体并且压实所述成型体以产生复合 材料，其特征在于，成型体的形成包括注浆成型过程，其中，生产在液体中包含粉末混合物 和/或混合粉末的悬浮液，通过除去液体固化所述悬浮液以形成生坯，并且通过干燥由所述 生坯形成成型体。11. 根据权利要求10所述的方法，其特征在于，所述悬浮液包含熔融硅石粉末和Si粉末 的混合物，所述Si粉末由具有至少99.99%的金属纯度的硅构成，其具有以1至20 μπι之间并 且优选>3 μπι的D97和2 μπι的D1Q为特征的颗粒尺寸分布，并具有不大于5%的粉末混合物中的 体积分数。12. 根据权利要求11所述的方法，其特征在于，将Si粉末混合入包含熔融硅石粉末的液 体中。13. 根据前述权利要求10至12中任一项所述的方法，其特征在于，所述熔融硅石粉末包 含具有高至不大于200 μπι，优选不大于100 μπι的颗粒尺寸的无定形颗粒，具有1 μπι和60 μπι 之间的颗粒尺寸的Si02颗粒占熔融硅石粉末的最大的体积分数。14. 根据权利要求13所述的方法，其特征在于，所述熔融硅石粉末颗粒具有以小于50 μ m，优选小于40 μπι的D5Q为特征的颗粒尺寸分布，并且具有至少99.99wt%的Si02含量。15. 根据权利要求10至14中任一项所述的方法，其特征在于，通过湿法研磨初始的粒状 Si02生产熔融硅石粉末颗粒。16.根据权利要求10至15中任一项所述的方法，其特征在于，将成型体加热至低于硅的 熔化温度的烧结温度。
【文档编号】C03B20/00GK105873874SQ201480061685
【公开日】2016年8月17日
【申请日】2014年11月6日
【发明人】G.沙伊赫, C.申克, F.维泽利, N.乔利奇, C.诺伊曼, S.莫里茨, D.米歇尔, A.阿塔诺斯
【申请人】贺利氏石英玻璃股份有限两合公司, 贺利氏石英美国有限责任公司