Abschlußbericht

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Abschlußbericht

TECHNISCHE UNIVERSITÄT ILMENAU
Fakultät für Maschinenbau
Fachgebiet Glas- und Keramiktechnologie
Fachgebiet Antriebstechnik
Entwicklung und Anwendung
von Spezialgläsern und -glaskeramiken
für Mini- und Mikroaktuatoren
Abschlußbericht
Förderkennzeichen:
03N1013B0
Bewilligungszeitraum:
01.03.1996 bis 30.04.1999
Berichtszeitraum:
01.03.1996 bis 30.04.1999
Projektleiter:
Prof. Dr.-Ing. Dr. rer. oec. D. Hülsenberg
Prof. Dr.-Ing. habil. E. Kallenbach
Bearbeiter:
Dr.-Ing. A. Harnisch, Dipl.-Ing. K. Feindt,
Dr.-Ing. B. Straube, Dipl.-Ing. J. Schmidt,
Dipl.-Ing. A. Ehrhardt
Datum:
06.07. 1999
Verteiler:
Forschungszentrum Jülich GmbH -ProjektträgerVerbundpartner
Prof. Dr. Dr. D. Hülsenberg
Prof. Dr.-Ing. habil. E. Kallenbach
Gläser für Mini- und Mikroantriebe, Abschlußbericht, Berichtsteil der TU Ilmenau
2
Inhaltsverzeichnis
1
Zielsetzung ____________________________________________________________ 4
2
Arbeiten im Forschungsprojekt ____________________________________________ 5
2.1
2.1.1
2.1.2
3
Glasforschung _______________________________________________________5
Werkstoffentwicklung ________________________________________________________5
Herstellungstechnologie _______________________________________________________5
2.2
Strukturierungstechnologie ____________________________________________5
2.3
Anwendungsorientierte Eigenschaften von Bauteilen_______________________5
2.4
Fügeuntersuchungen an fotostrukturierten Glasbauteilen __________________6
2.5
Maskendesign _______________________________________________________6
2.6
Demonstratoraufbau und Untersuchungen an Demonstratoren ______________6
2.7
Zusammenarbeit mit anderen Projektpartnern ___________________________7
Ergebnisse im Berichtszeitraum ___________________________________________ 8
3.1
3.1.1
3.1.1.1
3.1.1.2
3.1.1.3
3.1.1.4
3.1.1.5
3.1.1.6
3.1.1.7
3.1.1.8
3.1.1.9
3.1.2
3.1.2.1
3.1.2.2
3.1.2.3
3.1.2.4
3.2
Glasforschung _______________________________________________________8
Werkstoffentwicklung ________________________________________________________8
Probenherstellung____________________________________________________________8
Voruntersuchungen __________________________________________________________8
Auswahl eines Glases mit einer erhöhten thermischen Ausdehnung ____________________13
Beeinflussung der Fotosensibilität von Glas LAS13 ________________________________13
Fotosensibles Glas FS LAS13 - Untersuchung der Glasstruktur _______________________20
Eigenschaftsvergleich zwischen Glas A und Glas FS LAS13 _________________________21
Strukturierbarkeit des Glases FS LAS13 nach dem Fotoformverfahren__________________24
Spannungsoptische Untersuchungen an Glas/Kupfer-Verbundstrukturen ________________28
Zusammenfassung zur Werkstoffentwicklung _____________________________________29
Herstellungstechnologie (Glasschmelze) _________________________________________30
Untersuchungen in Vorbereitung des kontinuierlichen Schmelzversuchs ________________30
Kontinuierlicher Schmelzversuch in der JSJ Jodeit GmbH ___________________________32
Auswertung _______________________________________________________________35
Zusammenfassung __________________________________________________________41
Strukturierungstechnologie ___________________________________________42
3.2.1
3.2.1.1
3.2.1.2
3.2.1.3
3.2.1.4
3.2.2
3.2.3
3.2.4
3.2.5
3.2.5.1
3.2.5.2
3.2.5.3
Standardprozeß_____________________________________________________________42
Beschreibung des Prozesses ___________________________________________________42
Belichtung ________________________________________________________________43
Temperaturbehandlung_______________________________________________________43
Ätzen ____________________________________________________________________44
Ätzabbruchverfahren ________________________________________________________44
Definierte Einstellung der Belichtungsenergiedichte und Variation der Grabensollbreite ____45
Mehrfachstrukturierungsprozeß ________________________________________________47
Modifizierte Maskentechnik___________________________________________________49
Prinzip der Variation der Maskentransmission_____________________________________49
Variationen der Strukturierungsparameter ________________________________________50
Erklärung der Vorgänge bei der Strukturieurng mittels modifizierter Masken anhand von
Beugungsberechnungen und Strukturvermessungen ________________________________53
3.2.5.4 Grundstrukturen und Bauteile _________________________________________________55
3.2.6
Gegenüberstellung der Strukturierungsverfahren ___________________________________57
3.2.7
Vergleich der Strukturierbarkeit der Gläser FS LAS13 und A_________________________59
3.3
Anwendungsorientierte Eigenschaften von Bauteilen______________________61
3.3.1
Mechanische Eigenschaften ___________________________________________________61
3.3.1.1 Bestimmung der Biegebruchspannung ___________________________________________61
3.3.1.2 Kraft-Weg-Kennlinien von Federstrukturen_______________________________________63
3.3.1.3
3.3.2
3.3.3
3.3.4
3.4
3.4.1
3.4.2
3.4.3
3.4.4
3.4.5
3.4.6
3.4.7
3.4.8
3.4.9
3.4.10
3.5
3.5.1
3.5.2
3.5.2.1
3.5.2.2
3.5.3
3.6
3.6.1
3.6.2
3.6.3
3.6.4
3.6.5
3.6.6
3.6.7
3.6.8
3.6.9
3.6.10
3.6.11
3
Dauerbelastung von Federstrukturen ____________________________________________64
Dauertest zur Medienbeständigkeit _____________________________________________65
Messungen an Ventilsitzen____________________________________________________67
Thermisches Verhalten von Glas/Metall-Verbundbauteilen___________________________69
Fügeuntersuchungen an fotostrukturierten Glasbauteilen _________________71
Glas/Glas-Fügen durch thermisches Bonden ______________________________________71
Grundlegende Parameteruntersuchungen _________________________________________71
Verformung von Bauteilen ____________________________________________________72
Fügen von strukturierten Bauteilen mit Membranen ________________________________74
Thermisches Bonden von Glas/Metall-Verbundstrukturen ___________________________74
Dichtheitsbestimmung an Fügebauteilen _________________________________________75
Kapseln von Magneten_______________________________________________________76
Fügen von Bauteilen aus dem neu entwickelten Glas FS LAS13 _______________________77
Fügeversuche an Ventilbauteilen _______________________________________________77
Fügeversuche am IFW-Jena ___________________________________________________78
Maskendesign ______________________________________________________78
Allgemeine konstruktive Grundsätze ____________________________________________78
Modifizierte Masken zur Tiefenstrukturierung_____________________________________79
Herstellung von Spulenstrukturen ______________________________________________79
Herstellung von Fluidkomponenten _____________________________________________80
Auflistung der Masken mit Zielstellung und Ergebnissen ____________________________82
Demonstratoraufbau und Untersuchungen an Demonstratoren _____________85
Aufbau von Sensorik und Meßtechnik ___________________________________________85
Haftmagnet ________________________________________________________________87
Hybridschrittmotor __________________________________________________________87
Elektrodynamischer Linearantrieb ______________________________________________89
Sauggreifer ________________________________________________________________90
Antriebsspule für Pinzettengreifer ______________________________________________91
Bistabiles Miniventil ________________________________________________________91
Miniventil mit Glasmembran __________________________________________________94
Miniventil mit Teflonmembran ________________________________________________94
Glasfedern für Mikrokraftaufnehmer ____________________________________________95
Synergieeffekte_____________________________________________________________97
4
Zusammenfassung und Wertung der Ergebnisse _____________________________ 99
5
Weitere Angaben _____________________________________________________ 102
5.1
Vergleich des Standes der Arbeiten mit dem geltenden Arbeitsplan ________102
5.2
Zielerreichung _____________________________________________________102
5.3
Inzwischen bekanntgewordene, relevante FE-Ergebnisse Dritter___________102
5.4
Erfindungen und Veröffentlichungen während der Projektlaufzeit _________102
5.5
Literaturverzeichnis ________________________________________________104
1
4
Zielsetzung
Hauptzielsetzung im Forschungsprojekt war die Nutzung von Erfahrungen und Potenzen von
Anwendern, Herstellern, stofflich-technologieorientierten Unternehmen und kompetenten
Forschungseinrichtungen, um durch Entwicklung und Anwendung von mikrostrukturierbaren
Gläsern und Glaskeramiken Mini- und Mikroantriebe, Lagerungen und Ventilbaugruppen
einer neuen Kategorie mit speziellen Eigenschaften aufzubauen. Die Hauptzielstellung
untergliederte sich in folgende wesentliche Teilziele:
•
•
•
•
•
•
•
•
Neuentwicklung spezieller mikrostrukturierbarer, bezüglich der thermischen Dehnung
besser an verschiedene Metalle (z.B. Nickel und Kupfer) angepaßter Glaswerkstoffe
Erforschung paßfähiger und flexibler neuer Strukturiertechnologien
Erforschung geeigneter Fügeverfahren für eine angepaßte Glas/Glas- und/oder
Glas/Metall-Verbindung als Voraussetzung für Multilayeranordnungen
Herstellung von Demonstratoren von Einzelkomponenten (Mini- und Mikroaktuatoren,
Ventilen und Fluidkomponenten, Sensor- und Meßelementen sowie Lagerungen) auf
Basis der neu entwickelten Gläser und Aufbau von Prototypen von Miniantrieben und
Fluidkomponenten
Untersuchungen an den Demonstratoren und Ableiten von Forderungen an
Glaswerkstoffe, Glas/Metall-Verbundstrukturen und Multilayerstrukturen
Überarbeitung/Optimierung der Antriebskonzeptionen und Untersuchungen zur
Anwendung von Glaskomponenten bei Lagerungen und Ventilen
Ableitung von Gestaltungsregeln für Bauteile aus Spezialgläsern und Glas/MetallVerbindungen
Aufbau fluidischer Systeme, wobei besonders belastete (thermisch und chemisch)
Komponenten (z.B. Ventilmehrfachsitze, temperatur- und medienbeständige Kanalsysteme, spezielle Ventilantriebe) aus Gläsern bzw. Glas/Metall-Verbundstrukturen
bestehen
Nach dem Ausscheiden der Firma Pasim Mikrosystemtechnik GmbH wurden von der TU
Ilmenau zusätzliche Zielstellungen bei der Erforschung von Linearantrieben übernommen.
Nach dem Ausscheiden der Firma Sensorglas wurden die Zielstellungen an der TU Ilmenau
auf die Bereitstellung von Halbzeugen aus fotostrukturierbarem Glas und die Erforschung von
Herstellungstechnologien der Gläser, bis hin zu einem Laborgroßversuch zur industriellen
Glasherstellung und der Suche nach einem neuen Industriepartner, erweitert.
2
Arbeiten im Forschungsprojekt
2.1
Glasforschung
2.1.1
Werkstoffentwicklung
5
Auf der Basis des fotostrukturierbaren Standardglases (Eigenentwicklung, Glas A) wurden
unterschiedliche Entwicklungsrichtungen zur Erhöhung der thermischen Ausdehnung bei
Gewährleistung der Fotostrukturierbarkeit untersucht. Dabei konnten prinzipiell Gläser mit
thermischen Ausdehnungskoeffizienten bis 15,8 ⋅ 10-6 K-1 gefunden werden. Gläser der
unterschiedlichen Entwicklungsrichtungen wurden bezüglich ihrer Eigenschaften und ihrer
Strukturierbarkeit
untersucht.
Anschließend
erfolgte
eine
Eingrenzung
der
Entwicklungsrichtungen sowie die Charakterisierung und Modifizierung von Eigenschaften an
einem speziellen Beispiel.
2.1.2
Herstellungstechnologie
Die unterschiedlichen fotostrukturierbaren Gläser wurden im Labormaßstab (diskontinuierlich, 750 g) geschmolzen und zu zylindrischen Rohglasblöcken gegossen.
Anschließend erfolgte die mechanische Weiterverarbeitung zu Halbzeugen (Glaswafern), die
die Basis für die nachfolgende Strukturierung (Bauteilherstellung) bildeten. Auf dieser Basis
konnte der gesamte Glasbedarf innerhalb des Forschungsprojektes abgedeckt werden.
Im Oktober 1998 erfolgte ein fünftägiger Laborgroßversuch in der JSJ Jodeit GmbH, Jena.
Während dieses Versuches wurde die Schmelze des fotostrukturierbaren Standardglases in
einem MF-beheizten Auslauftiegel untersucht. Unterschiedliche Prinzipien der Formgebung
konnten im Ansatz erprobt werden. Der Laborgroßversuch wurde durch umfangreiche
technologische Untersuchungen im Kleinmaßstab vorbereitet.
2.2
Strukturierungstechnologie
Der Vergleich unterschiedlicher Gläser erfolgte vorwiegend anhand des Standardprozesses der
Fotostrukturierung, wobei durchgehende Strukturen in einem Glaswafer erzeugt wurden. Für
die Herstellung von komplex strukturierten Glasbauteilen (Strukturen mit einer definierten
Tiefe bzw. mit unterschiedlichen Tiefen oder kombiniert mit durchgehenden Strukturen)
erfolgte die Untersuchung von verschiedenen Varianten des Fotostrukturierungsprozesses. Die
Prozeßvarianten wurden an Beispielstrukturen erprobt, bezüglich ihrer Vor- und Nachteile
charakterisiert, bewertet und zum Teil durch Berechnungen theoretisch untersetzt.
Die Belichtung von Glasproben mittels Laserstrahlung (UV-Laser mit unterschiedlicher
Wellenlänge) konnte in Grundversuchen erprobt werden.
2.3
Anwendungsorientierte Eigenschaften von Bauteilen
Für den Einsatz fotostrukturierter Gläser in der Meß-, Fluid- und Antriebstechnik sind die
mechanischen Eigenschaften des Werkstoffes und des Bauteils von entscheidender
Bedeutung. Aus diesem Grund erfolgte im Rahmen der Projektbearbeitung die Bestimmung
von mechanischen Eigenschaften: Im einzelnen wurden untersucht:
• Biegebruchverhalten und Biegebruchspannung an Biegebalken
• Kraft-Weg-Kennlinien von Federelementen mit variiertem Design
• Dauerbelastbarkeit von Federelementen
• Dichtverhalten von Ventilsitzen aus Glas
• Thermische Belastbarkeit von Glas/Kupfer-Verbunden
Die chemische Beständigkeit des Werkstoffes ist besonders für Anwendungen in der
Fluidtechnik entscheidend. An ausgewählten Gläsern erfolgte die Bestimmung der Wasser-,
6
Säure- und Laugenbeständigkeit sowie die Untersuchung des Angriffs verschiedener Medien
in einem Langzeitversuch.
2.4
Fügeuntersuchungen an fotostrukturierten Glasbauteilen
Für die Anwendung von Mehrebenenbauteilen (Multilayeranordnungen) ist das Fügen von
strukturierten Glaselementen erforderlich. Innerhalb des Forschungsprojektes war die
Untersuchung des thermischen Bondens Gegenstand. Aufbauend auf grundlegenden
Untersuchungen zu Temperaturbereich, Druckbereich und Fügezeit erfolgte die Untersuchung
des Fügens von strukturierten Bauteilen. Die Verbindung wurde charakterisiert und Verformungen bestimmt.
Die Untersuchungen zum Fügen Glas/Metall über Galvanikprozesse erfolgten bei Poly-Optik
GmbH und werden im entsprechenden Berichtsteil dargestellt.
2.5
Maskendesign
Das Design von Masken und die damit verbundenen Überlegungen und Berechnungen
bildeten die Grundlage für den Aufbau von Demonstratoren. Zusätzlich konnten mit variierten
Maskendesigns Erkenntnisse zur werkstoffgerechten Konstruktion und zur Strukturierungstechnologie gewonnen werden. Die entworfenen Bauelemente und Baugruppen lassen sich in
folgende Kategorien einteilen:
• Federelemente,
• Ventilsitze,
• Glas/Kupfer-Spulen für Linearantriebe,
• Teststrukturen zur Messung mechanischer Eigenschaften,
• Teststrukturen zur Bestimmung thermischer Eigenschaften,
• Proben zum Test der Strukturierungstechnologien,
• Sensorelemente für Mikrotribometer,
• Ventilbauteile und –baugruppen.
Im Rahmen der Projektbearbeitung wurden 17 verschiedene Fotolithographiemasken
entworfen und hergestellt.
2.6
Demonstratoraufbau und Untersuchungen an Demonstratoren
Beim Aufbau der Demonstratoren lag der Schwerpunkt bei der Entwicklung von
Miniantrieben aus photosensiblem Glas. Nach Aufnahme der Tetra GmbH in das Projekt
wurden in zunehmendem Maße auch Sensorelemente untersucht. Im einzelnen wurden an
folgenden Demonstratoren gearbeitet:
• Haftmagnet mit Glas/Kupfer-Spule,
• Elektrodynamische Antriebe mit Federführung,
• Miniaturisierter linearer Hybridschrittantrieb,
• Saugplatte für Sauggreifer,
• Antriebsspule für Miniaturgreifer,
• Bistabiles Miniventil,
• Glasmembranventil,
• Gekapseltes Glasventil,
• Glas/Teflon-Ventil,
• Sensorelemente für Mikrotribometer.
Zusätzlich ergaben sich insbesondere in anderen Fachgebieten der TU Ilmenau
Synergieeffekte, denen Teile aus mikrostrukturierbarem Glas zu Verfügung gestellt wurden.
2.7
7
Zusammenarbeit mit anderen Projektpartnern
Der Laborgroßversuch zur Glasherstellung wurde in enger Zusammenarbeit mit der JSJ Jodeit
GmbH und den Technischen Glaswerken Ilmenau GmbH durchgeführt. Hierdurch gelang es,
neben dem Erfahrungspotential der wissenschaftlichen Glasentwicklung (TU Ilmenau) auch
Erfahrungspotentiale bei der Schmelztechnologie von Spezialgläsern (JSJ Jodeit GmbH) und
der Glasverarbeitung sowie Herstellung im industriellen Maßstab (Technische Glaswerke
Ilmenau GmbH) zu nutzen.
Von der TU Ilmenau wurden die, für die gesamte Projektbearbeitung benötigten, Gläser als
Rohmaterialien bereitgestellt. Die Weiterbearbeitung zu Glaswafern erfolgte vorwiegend bei
Poly-Optik oder im Fremdauftrag.
Im Ergebnis des nächsten Weiterverarbeitungsschrittes (Strukturierung), der ausschließlich im
Aufgabenbereich der TU Ilmenau lag, waren strukturierte Bauteile vorhanden. Diese konnten
den Projektpartnern für Folgeuntersuchungen übergeben werden (z.B. Poly-Optik GmbH à
Galvanikteststrukturen, Tetra GmbH à Federelemente als Kraft-Weg-Wandler, Bürkert
GmbH à Demonstrations- und Fluidstrukturen), oder kamen zu Anwendungsuntersuchungen
an der TU Ilmenau zum Einsatz.
Durch die Weiterentwicklung der Strukturierungstechnologien und die Erarbeitung von
Strategien zum Fügen der Bauteile wurden die konstruktiven Möglichkeiten beim Einsatz von
Glasbauteilen wesentlich erweitert. Davon profitierten alle Anwender.
Die Zusammenarbeit mit der Firma Sensorglas muß als Schwachpunkt bei der Themenbearbeitung eingeschätzt werden. Hauptursache dafür war, daß die Forschungsergebnisse und
technischen Details von Sensorglas nicht in ausreichendem Maße offengelegt wurden, so daß
eine konstruktive Diskussion von Problemen nicht möglich war. Der Sachverhalt behinderte
die technologische Forschung zur Werkstoffherstellung nachhaltig.
Die Anwender (Pasim GmbH, Bürkert GmbH und Tetra GmbH) präzisierten innerhalb der
Projektbearbeitung ihre Anforderungen an die Werkstoffe, Bauteile und Entwürfe mehrfach
und trugen damit zu einem erfolgreichen und schnellen Entwicklungs- bzw. Entwurfsprozeß
bei.
Forschungs- und Anwendungsansätze sowie Probleme wurden innerhalb der Projektberatungen unter allen Forschungspartnern und darüber hinaus in bilateralen Treffen
diskutiert, bewertet sowie Lösungen erarbeitet. Dies erfolgte stets unter Berücksichtigung
werkstofflicher, technologischer, konstruktiver, anwendungsorientierter und kostenmäßiger
Gesichtspunkte.
3
Ergebnisse im Berichtszeitraum
3.1
Glasforschung
3.1.1
Werkstoffentwicklung
8
3.1.1.1 Probenherstellung
Die Herstellung der Gläser im Stadium der Voruntersuchungen erfolgte im 100 g Maßstab.
Ausgewählte Gläser wurden für weiterführende Untersuchungen zusätzlich im Maßstab 750 g
geschmolzen. Die Herstellung der Gemenge erfolgte aus chemisch reinen Rohstoffen. Eine
Ausführliche Darstellung zu Rohstoffen und Versuchsbedingungen ist bei Ehrhardt /Ehr99/ zu
finden.
3.1.1.2 Voruntersuchungen
Untersuchter Zusammensetzungsbereich
Für die Entwicklung fotostrukturierbarer Gläser und Glaskeramiken mit unterschiedlichen
thermischen Ausdehnungskoeffizienten, angepaßt an den Halbleiter Silizium einerseits und an
die Metalle Nickel und Kupfer andererseits, wurden die in Bild 1 dargestellten Glaszusammensetzungen aus dem ternären System Li2O-Al2O3-SiO2 ausgewählt. Die Gläser
enthalten neben den Hauptglaskomponenten Li2O, Al2O3 und SiO2 weiterhin K2O und Na2O
sowie die für die Fotostrukturierbarkeit wichtigen Mikrozusätze CeO2, Ag2O, SnO und Sb2O3.
Bild 1: Lage ausgewählter Glaszusammensetzungen im Stoffsystem Li2O-Al2O3-SiO2
9
Die genauen Glaszusammensetzungen können Anlage 1 entnommen werden. Ausgangspunkt
der Untersuchungen war das am Fachgebiet für Glas/Keramik-Technologie entwickelte
mikrostrukturierbare Glas der Zusammensetzung A (siehe Bild 1) /Bru90/. Dieses Glas liegt
im bisher bekannten Existenzbereich für fotosensible Gläser und besitzt im
Temperaturbereich von 20 °C bis 400 °C einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von
10,6⋅10-6 K-1 /Har98c/. Wird dieses Glas mit den Metallen Kupfer, Nickel oder mit dem
Halbleiter Silizium gefügt, so entstehen aufgrund der Ausdehnungsdifferenzen Spannungen in
der Fügezone. Durch die Entwicklung von Gläsern und Glaskeramiken mit höherer bzw.
niedrigerer thermischer Ausdehnung als Glas A können beim Fügen auftretende Spannungen
vermindert oder vermieden werden.
Eine Variation des linearen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Glas A kann durch
die Änderung der chemischen Glaszusammensetzung erfolgen. Mit zunehmender Alkalioxidkonzentration bei gleichzeitiger Verringerung des SiO2- und/oder Al2O3-Gehaltes wird
eine Erhöhung der thermischen Dehnung bewirkt (Entwicklungsrichtungen 4 bis 7 in Bild 1).
Eine Verringerung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten kann durch eine Absenkung
des Alkalioxidgehaltes erreicht werden (Entwicklungsrichtungen 1 bis 3).
Eine weitere Möglichkeit zur Beeinflussung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten ist
die Überführung eines mikrostrukturierten Glases in eine Glaskeramik. Eine Erhöhung des
thermischen Ausdehnungskoeffizienten wird erreicht, wenn die Phase Lithiummetasilikat
kristallisiert (Entwicklungsrichtung 3). Li-Metasilikat hat im Vergleich zum nicht kristallisierten Glas eine höhere Ausdehnung.
Glaskeramiken, die die Misch-Kristallphasen zwischen Hochquarz und β-Eukryptit enthalten,
weisen einen niedrigeren thermischen Ausdehnungskoeffizienten auf (Entwicklungsrichtungen 1, 2). Da diese Richtungen für das Forschungsprojekt nicht von Bedeutung sind,
sollen sie im folgenden nicht weiter diskutiert werden.
Beurteilung des Einschmelz-, Gieß- und Abkühlverhaltens
Gläser der Entwicklungsrichtung 3
Die Gläser der Entwicklungsrichtunge 3 zeichnen sich durch einen gegenüber Ausgangsglas A
geringeren Alkalioxidgehalt und höheren SiO2-Gehalt aus. Diese Änderung der
Glaszusammensetzung A führte beim Schmelzen der Gläser bei einer Temperatur von
1500 °C zu Viskositäten, die eine ausreichende Homogenisierung sowie das Ausgießen der
Glasschmelze nicht mehr in gewünschtem Maße zuließen. Eine Erhöhung der
Schmelztemperatur der Gläser auf 1550 °C bewirkte, daß sich das Schmelz- und Gießverhalten deutlich verbesserte.
Zur Vermeidung thermischer Spannungen werden die Gläser nach dem Schmelzvorgang
einem mehrstündigen Abkühlprozeß unterzogen. Die langsame Abkühlung beginnt bei einer
Temperatur oberhalb der Transformationstemperatur Tg des Glases, wobei die Viskosität des
Glases noch ausreichend gering ist, daß sich Strukturänderungen und damit der Abbau der
Spannungen in kurzer Zeit vollziehen können. Die entsprechende Temperatur wird oberer
Kühlpunkt (Annealing Point) genannt.
Gläser der Entwicklungsrichtungen 4 bis 7
Das Schmelzen der Gläser der Entwicklungsrichtungen 4 bis 7 konnte analog zum Ausgangsglas A bei einer Temperatur von 1500 °C erfolgen. Diese Gläser enthalten, bezogen auf Glas
A, höhere Alkalioxidanteile bei geringeren SiO2-Gehalten. Durch die Zugabe von Alkalien
wird das Glasnetzwerk durch Schaffung von Trennstellen aufgelockert, was zur Verringerung
der Viskosität der Gläser gegenüber Glas A führt.
Wurde der Abkühlprozeß der Gläser mit Alkaligehalten über 32 Mol-% bei einer Temperatur
von 530 °C begonnen (analog Glas A), dann zeigten die Gläser nach der mehrstündigen
10
Kühlung eine unerwünschte braune Färbung oder waren partiell kristallisiert. Ein Absenken
der Anfangskühltemperatur führte in der Regel zu farblosen und transparenten Gläsern.
Beurteilung der thermischen Ausdehnung
Die Untersuchung der Gläser der Entwicklungsrichtung 3 im 100 g Maßstab ergab thermische
Ausdehnungskoeffizienten α20-400 °C zwischen 9,54 und 9,62 ⋅ 10-6 K-1. Eine Erhöhung der
thermischen Ausdehnung ergibt sich erst nach erfolgter Kristallisation.
Die Gläser der Entwicklungsrichtungen 4 bis 7 sollten aufgrund ihres höheren Alkalioxidgehaltes eine im Vergleich zu Glas A höhere thermische Ausdehnung aufweisen. Ziel war
dabei die Entwicklung von fotostrukturierbaren Gläsern mit an die Metalle Kupfer und Nickel
angepaßten thermischen Ausdehnungen (Tabelle 1). Da für die Untersuchungen der
thermische Ausdehnungskoeffizient der Metalle im Temperaturbereich von 20 °C bis 400 °C
von Interesse war, wurde dieser zusätzlich mit der für die Gläser angewendeten
Meßeinrichtung bestimmt (Tabelle 1).
Tabelle 1: Thermische Ausdehnungskoeffizienten der Metalle Kupfer und Nickel
Metall
α0-100 °C [K-1] nach /Kri 51/
α20-400 °C [K-1] experimentell bestimmt
Kupfer
Nickel
16,5⋅10-6 K-1
13,1⋅10-6 K-1
18,7⋅10-6 K-1
15,1⋅10-6 K-1
Die für die Gläser der Entwicklungsrichtungen 4 bis 7 experimentell ermittelten thermischen
Ausdehnungskoeffizienten im Temperaturbereich von 20 °C bis 400 °C sowie deren
Transformationstemperaturen sind in Tabelle 2 dargestellt. Der thermische Ausdehnungskoeffizient steigt etwa linear mit dem Alkalioxidgehalt bei abnehmendem SiO2-Gehalt und
konstanter Al2O3-Konzentration (Bild 2).
Tabelle 2: Thermische Ausdehnungskoeffizienten der Gläser der Richtungen 4 bis 7
Entwicklungsrichtung
Glasbezeichnung
α20-400 °C [K-1]
Tg-Temperatur [°C]
4
4
5
6
7
8
9
10
11
12
13
14
10,42⋅10-6
11,30⋅10-6
11,83⋅10-6
11,25⋅10-6
11,77⋅10-6
12,63⋅10-6
12,06⋅10-6
13,69⋅⋅10-6
15,89⋅10-6
11,11⋅10-6
12,32⋅10-6
450
447
442
442
439
435
440
425
396
442
434
5
6
7
11
-6
-1
α20-400°C [10 K ]
16
15
14
13
12
11
10
25
30
R2O Gehalt [Mol-%]
35
40
R=(Li, Na, K)
Al2O3-Gehalt = 4 Mol-% = const.
Bild 2: Thermischer Ausdehnungskoeffizient in Abhängigkeit vom Alkalioxidgehalt bei
konstanter Al2O3-Konzentration
Für die Entwicklung von fotostrukturierbaren Gläsern mit an Kupfer und Nickel angepaßten
thermischen Ausdehnungen sind die Gläser der Entwicklungsrichtung 6 von besonderem
Interesse. Alle Gläser dieser Entwicklungsrichtung liegen jedoch außerhalb des bisher
bekannten Existenzbereiches fotosensibler Gläser. Glas 12 besitzt bereits einen an Nickel
angepaßten thermischen Ausdehnungskoeffizienten. Dieses Glas konnte aber nach der
Schmelze nicht farblos erhalten werden und wurde somit für weiterführende Untersuchungen
zur Fotosensibilität ausgeschlossen. Es wurde bei den Untersuchungen kein Glas mit einer mit
Kupfer identischen thermischen Ausdehnung gefunden.
Test auf Fotosensibilität
Ein Glas wurde als fotosensibel bezeichnet, wenn nach der UV-Belichtung und der
anschließenden thermischen Behandlung nur die belichteten Glasproben kristallisierten, die
unbelichteten Proben amorph und transparent blieben. Alle untersuchten Gläser sind
fotosensibel. Die untersuchten Gläser sind demnach prinzipiell für eine Strukturierung mit
dem Fotoformverfahren geeignet.
Die Gläser Nr. 4 bis Nr. 7 und Nr. 13 sind fotosensibel.
Die thermische Behandlung der Proben der Gläser Nr. 8, Nr. 10 und Nr. 14 bei 590 °C führte
neben der Volumenkristallisation der belichteten Proben in Schlieren bereits zur
unerwünschten partiellen Kristallisation der unbelichteten Probenbereiche. Durch eine
Absenkung der Tempertemperatur konnte, bei Beibehaltung der Volumenkristallisation der
belichteten Proben, die partielle Kristallisation der unbelichteten Probenbereiche verhindert
werden. Die Gläser Nr. 8, Nr. 10 und Nr. 14 sind demnach bei geeigneter Wahl der Parameter
der thermischen Behandlung fotosensibel.
Die Gläser Nr. 9 und Nr. 11zeigen keine fotosensiblen Eigenschaften (Volumenkristallisation
der belichteten und unbelichteten Probenbereiche).
12
Kristallisationsuntersuchungen der Gläser der Entwicklungsrichtung 3
Bei den Gläsern der Entwicklungsrichtung 3 wurde eine Erhöhung der thermischen Ausdehnung bei Überführung der Gläser in Glaskeramiken angestrebt. Ziel war, daß bei thermischer Behandlung der strukturierten Gläser nochmals die Kristallphase Lithiummetasilikat
entsteht. Li2O ⋅ SiO2 zeichnet sich durch eine hohe thermische Ausdehnung aus. Es ist anisotrop mit ∝ = 14,82 ⋅ 10-6 K-1 senkrecht zur Kristallwachstumsrichtung und ∝ = 9,31 ⋅ 10-6 K-1
parallel zur KWR.
Die Gläser der Entwicklungsrichtung 3 wurden hinsichtlich ihres Kristallisationsverhaltens
mittels Differentialthermoanalyse und Röntgendiffractometrie untersucht. In Bild 3 sind die
DTA-Kurven der unbelichteten Gläser dargestellt.
D T A [µV]
70
60
50
40
30
20
10
D T A G las 2
D T A G las 3
0
- 10
- 20
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
1200
Temperatur [°C]
Bild 3: DTA-Kurven der unbelichteten Gläser der Entwicklungsrichtung 3
In den DTA-Kurven beider Gläser ist im Temperaturbereich von 600 °C bis 750 °C eine
exotherme Reaktion zu verzeichnen. Diese Reaktion ist laut Röntgendiffractometrie auf die
Kristallisation von Lithiummetasilikat zurückzuführen.
Die DTA-Kurve von Glas 3 zeigt im Gegensatz zu Glas 2 im Temperaturbereich von 800 °C
bis 850 °C eine zweite exotherme Reaktion. Bei thermischer Behandlung des Glases 3 bei der
ermittelten Paektemperatur dieser exothermen Reaktion (830 °C) kristallisieren neben
Lithiummetasilikat weiterhin Lithiumdisilikat sowie SiO2.
Zusammenfassung der Ergebnisse der Voruntersuchungen
Im Rahmen der Voruntersuchungen wurden verschiedene Glaszusammensetzungen aus dem
ternären Stoffsystem Li2O-Al2O3-SiO2 hinsichtlich ihrer thermischen Ausdehnung, Fotosensibilität und ihres Kristallisationsverhaltens untersucht.
Die Untersuchungen zeigten, daß im bisher bekannten Existenzbereich fotosensibler
Gläser des Systems Li2O-Al2O3-SiO2 keine Gläser mit einem an Nickel und Kupfer
angepaßten Ausdehnungsverhalten erhalten werden können. Außerhalb des
Existenzbereiches fotosensibler Gläser wurden in der Entwicklungsrichtung 6
Glaszusammensetzungen gefunden, die sich in ihrem Ausdehnungsverhalten an Nickel
und Kupfer annähern. Diese Gläser waren nach den ersten Untersuchungen nicht
fotosensibel und sind somit für eine geplante Mikrostrukturierung zunächst ungeeignet.
13
Daher ergab sich als Zielstellung der weiteren Forschung, die Ursachen für den
Fotosensibilitätsverlust aufzuklären und die Fotosensibilität zurückzuerhalten.
Für die Entwicklung von Fotoglaskeramiken mit einer an Nickel und Kupfer angepaßten
Dehnung bilden außerdem die Gläser der Richtung 3 einen günstigen Ausgangspunkt.
3.1.1.3 Auswahl eines Glases mit einer erhöhten thermischen Ausdehnung
Für die Entwicklung wurde nach Auswertung der Voruntersuchungen Glas Nr. 11 aus der
Entwicklungsrichtung 6 (siehe Bild 1 und Anlage 1) gewählt. Die Zusammensetzung von Glas
Nr. 11 liegt außerhalb des bisher bekannten Existenzbereiches fotosensibler Gläser im
ternären Stoffsystem Li2O-Al2O3-SiO2. Nach den ersten Untersuchungen war Glas 11 nicht
fotosensibel. Aufgrund des im Rahmen der Voruntersuchungen ermittelten thermischen
Ausdehnungskoeffizienten von 13,7⋅⋅10-6 K-1 im Temperaturbereich von 20 - 400 °C wird
Glas 11 in den weiteren Ausführungen mit LAS13 (LAS - Lithiumaluminiumsilikatglas)
bezeichnet.
3.1.1.4 Beeinflussung der Fotosensibilität von Glas LAS13
Untersuchungen zur Klärung des Fotosensibilitätsverlustes von Glas LAS13
Voraussetzung für die Fotosensibilität ist die Anwesenheit von Ce3+- und Ag+-Ionen im Glas.
Ag+-Ionen fungieren als Akzeptor für die während der Belichtung mit UV-Strahlung durch die
Umwandlung von Ce3+- in Ce4+-Ionen freigesetzten Fotoelektronen. Die Fotoelektronen
lagern sich bei der thermischen Behandlung des belichteten Glases an die Ag+-Ionen an und
bilden Silberatome. Mit fortlaufender Temperaturbehandlung formieren sich die Silberatome
zu Agglomeraten, die als Keime für die Entstehung von Lithiummetasilikat dienen /Sto49,
Sto53, Ber66, Bru90/.
Transmissionsuntersuchungen in Abhängigkeit von der Wellenlänge am unbehandelten Glas
LAS13 sind in Bild 4 dargestellt. Daraus ist zu entnehmen, daß eine Absorptionsbande bei
310 nm vorhanden ist. Diese Bande läßt sich Ce3+-Ionen zuordnen /Hec94/.
Transmission [%]
90
80
70
60
50
40
30
20
10
0
200
250
300
350
400
Wellenlänge [nm]
450
500
Bild 4: Transmissionsverhalten des Glases LAS13 in Abhängigkeit von der Wellenlänge
Die thermische Behandlung des partiell belichteten Glases LAS13 führte zur Volumenkristallisation in den mit UV-Strahlung belichteten, aber auch den unbelichteten Glasbereichen. Dabei weist die Kristallphase unabhängig davon, ob mit UV-Strahlung belichtet
14
wurde oder nicht, eine einheitliche Braunfärbung auf. Diese Braunfärbung wird durch die
Einlagerung von Silberatomen in die Kristallphase hervorgerufen /Bru90/. Ausgehend von
dieser Kenntnis wird geschlußfolgert, daß bereits im unbelichteten Glas LAS13 Silberatome
vorliegen müssen.
Da in der Transmissionskurve (Bild 4) nur eine durch Ce3+-Ionen bedingte Absorptionsbande
auftrat (Silberatome würden eine charakteristische Bande im Wellenlängenbereich von 400 420 nm verursachen /Fan83, Wey51/.), ist davon auszugehen, daß die Empfindlichkeit des
Spektrofotometers zum Detektieren der Silberatome nicht ausgereicht bzw. die im Glas ggf.
gebildeten Silbercluster kleiner als 20 nm waren.
Zur Begutachtung der Struktur von Glas LAS13 im unbehandelten Zustand erfolgte die
Untersuchung mittels Rasterkraftmikroskop (Bild 5).
Bild 5: Struktur des Glases LAS13 (AFM-Aufnahme, max. Strukturhöhe 70 nm)
Bild 5 zeigt ein stark entmischtes Glas LAS13. Die Entmischungen weisen eine stark
hervortretende kugelförmige bzw. ovale Gestalt auf. Die Größe der Entmischungen beträgt
etwa 250 nm. Das Erscheinungsbild der Entmischungen deutet eher auf
Lithiummetasilikatkristalle als auf Glaströpfchen hin. Die chemische Zusammensetzung des
Glases LAS13 kommt der stöchiometrischen Zusammensetzung der Kristallphase
Lithiummetasilikat so nahe, daß mit großer Wahrscheinlichkeit bereits nach der Schmelze im
Glas Lithiummetasilikatkristalle geringer Größe vorliegen.
Bei Zusammenfassung der gewonnenen Erkenntnisse kann festgestellt werden, daß der
Fotosenibilitätsverlust von Glas LAS13 auf im Glas nach Ablauf der Schmelze
wahrscheinlich vorliegendes atomares Silber einerseits und vor allem andererseits auf bereits
im Glas befindliche Lithiummetasilikatkriställchen zurückzuführen ist. Die Bildung von
atomarem Silber im Glas während der Glasschmelze kann durch eine zu hohe Konzentration
der dem Grundglas zugegebenen Dotanden bzw. eine für diese Zusammensetzung zu stark
reduzierende Schmelzatmosphäre hervorgerufen werden. Für die Existenz von
Lithiummetasilikatkristallen im Glas ist die Grundglaszusammensetzung, besonders der im
Glas enthaltene Li2O- und SiO2-Gehalt, verantwortlich. In den nachfolgenden Untersuchungen
werden Einflußgrößen, wie Grundglaszusammensetzung, zugesetzte Dotandenkonzentration
sowie Schmelzatmosphäre, auf die Fotosensibilität von Glas LAS13 näher betrachtet.
15
Einfluß der Dotanden
CeO2- und Ag2O-Gehalt im Glas LAS13
Ceroxid und Silberoxid sind für fotosensibles Glas notwendige Zusätze. Nach /Wey51/ liegt
im Glas nach der Schmelze ein Gleichgewicht von Ce3+/Ce4+-Ionen und Ag+/Ag±0 vor. Das
Gleichgewicht ist wesentlich von der Glaszusammensetzung, der Konzentration von CeO2
und Ag2O sowie den Schmelzbedingungen (Temperatur, Zeit, Atmosphäre) abhängig /Pau65,
Pau76/.
Zur Beeinflussung der Fotosensibilität von Glas LAS13 wurden zunächst Untersuchungen zur
maximal möglichen Konzentration an Ag2O und CeO2 durchgeführt. Gegenüber der in
Anlage 1 angegebenen Dotandenkonzentration von Glas LAS13 wurden der Ag2O- und CeO2Gehalt bei Beibehaltung des Ausgangsverhältnisses von Ag2O zu CeO2 auf 25 % und 50 %
verringert. Die Konzentration der zum Grundglas LAS13 zugegebenen Dotanden ist mit
Angabe der jeweiligen Glasbezeichnung in Anlage 2 dargestellt.
Während Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25 nach der Schmelze transparent und farblos war, besaß
Glas LAS13/Ce0,5/Ag0,5 eine braune Färbung, was auf atomares Silber hinweist.
Ce3+-Ionen besitzen in Silikatgläsern eine charakteristische Absorptionsbande mit dem
Maximum bei einer Wellenlänge von 313 nm /Hec94/. Ce4+-Ionen absorbieren in
Silikatgläsern bei einer Wellenlänge von 240 nm. Ag+-Ionen verursachen im Glas eine
Absorptionsbande ebenfalls im UV-Bereich des Lichtes bei einer Wellenlänge von etwa
245 nm /Bac86/. Die Absorptionsbanden von Ce4+- und Ag+-Ionen sind in den meisten Fällen
im Glas wegen der Lage der Absorptionskante des Grundglases bei höheren Wellenlängen
nicht detektierbar. Ag±0 bewirkt eine Absorptionsbande bei einer Wellenlänge von 405 nm
/Fan83/. Die Lage und Ausprägung der Absorptionsbanden für verschiedene Wertigkeiten von
Cer und Silber verschieben sich außerdem in Abhängigkeit von der Grundglaszusammensetzung und dem zugegebenen Cer- und Silbergehalt /Wey51/.
Die Untersuchungen der spektralen Transmission der Gläser zeigen, daß Glas
LAS13/Ce0,5/Ag0,5 im Gegensatz zu Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25 neben der Absorptionsbande im Wellenlängenbereich von 300 - 320 nm eine weitere Bande mit einem Maximum
bei 420 nm aufweist (Bild 6). Die Absorptionsbande mit dem Maximum bei der Wellenlänge
von etwa 310 nm ist Ce3+-Ionen zuzuordnen. Die Bande mit dem Maximum bei 420 nm wird
durch Ag±0 hervorgerufen. Die durch Ce3+-Ionen im Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25
hervorgerufene Absorptionsbande läßt sich nur erahnen. Werden die Transmissionskurven
abgeleitet, so kann die im Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25 vorhandene Absorptionsbande von
Ce3+-Ionen besser erkannt werden (Bild 7).
Die Ausprägung der durch Ce3+-Ionen im Glas hervorgerufenen Absorptionsbande wächst mit
steigender CeO2-Konzentration. Die Absorptionskante des Glases verschiebt sich mit
steigendem CeO2-Gehalt zu höheren Wellenlängen. Diese Verschiebung wird durch den
wachsenden Anteil an gleichzeitig vorhandenen Ce4+-Ionen im Glas verursacht, die eine
breitgestreckte Absorptionsbande bei einer Wellenlänge von 240 nm aufweisen /Pau76/.
16
Transmission [%]
90
80
70
60
50
40
30
20
LAS13/Ag0,25/Ce0,25
10
LAS13/Ag0,5/Ce0,5
0
200
250
300
350
400
Wellenlänge [nm]
450
500
Bild 6: Transmissionsverhalten der Gläser LAS13 mit variiertem Ag2O- und CeO2-Gehalt
dT/dλ
20
LAS13/Ag0,25/Ce0,25
15
LAS13/Ag0,5/Ce0,5
10
5
0
-5
-10
250
275
300
325
350
375
400
425
450
Wellenlänge [nm]
Bild 7: 1.Ableitung der in Bild 6 dargestellten Transmissionskurven der Gläser LAS13
mit variiertem CeO2- und Ag2O-Gehalt
Aufgrund des im Glas LAS13/Ce0,5/Ag0,5 nach Ablauf der Schmelze vorliegenden
atomaren Silbers, scheidet dieses Glas für weitere Untersuchungen aus. Weitere
Untersuchungen wurden nur mit Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25 bei Zugabe von Sb2O3 und
SnO durchgeführt.
Sb2O3-Gehalt im Glas LAS13
Eine Zugabe von Sb2O3 zu einem Glas mit Ag2O- und CeO2-Gehalten verbessert die
Fotosensibilität /Pav86/. Sb2O3 wird aufgrund seiner Wirkung im Glas als thermischer
17
Sensibilisatior oder Schutzkolloid bezeichnet. Die Zugabe von Sb2O3 in kleinen Mengen
erhöht die Tendenz der Silberkolloidbildung bei der thermischen Behandlung des zuvor mit
UV-Strahlung belichteten Glases /Pan90/. Wird im Glas eine bestimmte Sb2O3- Konzentration
überschritten, kommt es aufgrund der Bildung von atomarem Silber während der
Glasschmelze zur unerwünschten Braunfärbung des Glases. Die Fotosensibilität geht verloren.
Zur Untersuchung des Einflusses von Sb2O3 auf die Fotosensibilität wurde dem Glas LAS13/
Ce0,25/Ag0,25 25 %, 50 %, 75 % und 100 % des in Anlage 1 aufgeführten Sb2O3-Gehaltes
zugegeben. Die genaue Zusammensetzung der Dotandenkonzentrationen sowie die
Bezeichnung der Gläser sind in Anlage 2 dargestellt.
Antimon kann im Glas in drei- und fünfwertiger Form auftreten /Wey51/. Da weder Sb3+noch Sb5+-Ionen mittels Transmissionsuntersuchungen in Gläsern nachgewiesen werden
können, ist es mit dieser Untersuchungsmethode nicht möglich, Aussagen zur Wertigkeit von
Antimon im Glas nach der Schmelze zu machen.
Der Einfluß von Antimon kann nach /Pan90/ indirekt über die Änderung der durch Ce3+-Ionen
oder Ag±0 hervorgerufenen Absorptionsbanden beobachtet werden. Die Transmissionsuntersuchungen des Glases LAS13/Ce0,25/Ag0,25 mit variiertem Sb2O3-Gehalt zeigten
jedoch im Vergleich zu der in Bild 6 dargestellten Transmissionskurve des Glases
LAS13/Ce0,25/ Ag0,25 keinen Unterschied. Auf die Darstellung der Transmissionskurven
soll deshalb verzichtet werden.
Bei der thermischen Behandlung von belichteten und unbelichteten Proben der untersuchten
Gläser ist ein deutlicher Einfluß von Sb2O3 auf die Fotosensibilität von Glas LAS13/Ce0,25/
Ag0,25 zu sehen.
Mit steigender Sb2O3-Konzentration ist eine Zunahme des Kristallisationsgrades im Volumen
der unbelichtet getemperten Glasproben zu verzeichnen. Die Kristallphase besitzt eine weiße
Färbung. Das Vorliegen von atomarem Silber im Glas nach der Schmelze kann demnach
ausgeschlossen werden. Die unbelichteten Gläser LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,25 und
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,5 enthalten viele kleine Kristalle. Der Nachweis erfolgte
lichtmikroskopisch.
Die Gläser LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,25 und LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,5 sind aufgrund
der Kristallbildung auch in unbelichteten Bereichen nur bedingt fotosensibel.
Die Gläser LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,75 und LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb1 wurden aufgrund
der starken Neigung der unbelichteten Glasproben zur Kristallisation von weiterführenden
Untersuchungen ausgeschlossen.
SnO-Gehalt im Glas LAS13
SnO wird aufgrund seiner zu Sb2O3 identischen Wirkung im Glas ebenfalls als thermischer
Sensibilisator oder Schutzkolloid bezeichnet /Pav86/. Nach /Bru90/ hat SnO auf die
Fotosensibilität eines Glases keinen Einfluß. In /Pan90/ dagegen ist dargestellt, daß eine
Erhöhung des SnO-Gehaltes zur Erhöhung der Fotosensibilität eines Glases führt.
Um den Einfluß von SnO auf die Fotosensibilität im Glas LAS13 zu untersuchen, wurde Glas
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,5 mit 25 %, 50 %, 75 % und 100 % des in Anlage 1 angegebenen
SnO-Gehaltes dotiert. Die in den Gläsern enthaltene Dotandenkonzentration wird mit der
entsprechenden Glasbezeichnung in Anlage 2 dargestellt.
Sn kann nach der Schmelze im Glas als Sn2+- und Sn4+-Ionen vorliegen. Analog zu Sb2O3
lassen sich durch Transmissionsuntersuchungen der Gläser keine Aussagen zur Wertigkeit
von Sn ableiten.
Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,5/Sn1 war im Gegensatz zu den anderen Gläsern nach dem
Schmelzen in Schlieren braun gefärbt. Dies deutet auf atomares Silber im Glas hin, das sich
bevorzugt in Schlieren anlagert. Bei der Untersuchung des Transmissionsverhaltens zeigt Glas
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/ Sb0,5/Sn1 im Gegensatz zu allen anderen Gläsern die für atomares
18
Silber typische Absorptionsbande bei einer Wellenlänge von 420 nm. Die Gläser
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/ Sb0,5 mit 25 %, 50 % und 75 % SnO-Konzentration unterscheiden
sich bezüglich Transmissionsverhalten in Abhängigkeit von der Wellenlänge nur
unwesentlich.
Durch die thermische Behandlung von belichteten und unbelichteten Proben kann der Einfluß
von SnO auf die Fotosensibilität besser beurteilt werden. Die unbelichteten Proben
kristallisieren stärker als bei alleiniger Zugabe von Sb2O3. Das durch die thermische
Behandlung kristallisierte unbelichtete Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25/ Sb0,5/Sn1 ist in
Schlieren braun gefärbt. Dies wird durch das sich bevorzugt in den Schlieren angereicherte
atomare Silber im Glas verursacht.
Nach Auswertung der Untersuchungen zum Einfluß von SnO auf die Fotosensibilität
von Glas wurde beschlossen, dem Glas LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb0,5 kein SnO
zuzusetzen.
Einfluß der Glasgrundzusammensetzung
Anhand von Bild 5 wurde festgestellt, daß das unbehandelte Glas eine Vielzahl kugelförmiger
bzw. ovaler Kristallite aufweist. Aufgrund des Erscheinungsbildes der Kristallite, ihrer
dichten Anordnung und der chemischen Zusammensetzung des Glases wird davon ausgegangen, daß es sich dabei um Lithiummetasilikatkriställchen handelt. Bei der thermischen
Behandlung des unbelichteten Glases tritt aus diesem Grund eine unerwünschte spontane
Kristallisation ein. Die Kristalle entziehen sich der visuellen Detektion, da sie deutlich
< 250 nm sind. Für die Existenz von Lithiummetasilikatkriställchen im unbehandelten Glas
LAS 13 ist die der stöchiometrischen Zusammensetzung der Kristallphase Lithiummetasilikat
sehr nahe kommende Glaszusammensetzung verantwortlich. Dabei spielt hauptsächlich der
dem Grundglas zugegebene Li2O- und SiO2-Gehalt eine große Rolle.
Zur Untersuchung des Einflusses der Li2O- und SiO2-Konzentration auf die Bildung von
Lithiummetasilikat-Kristallen bei der Abkühlung der Schmelze wurde die in Anlage 1
angegebene Grundglaszusammensetzung bzgl. des zugegebenen Li2O- und SiO2-Gehaltes
variiert. Dazu wurde der in Anlage 1 dargestellte Li2O-Gehalt im Glas LAS13 auf 90 %,
80 %, 75 % und 70 % verringert und gleichzeitig der SiO2-Gehalt zur Beibehaltung der
Gesamtkonzentration an Li2O und SiO2 erhöht. Die Glaszusammensetzungen sind mit der
jeweiligen Glasbezeichnung in Anlage 2 dargestellt.
Die Gläser waren nach der Schmelze farblos und transparent.
Die Braunfärbung des unbelichteten Glases sowie dessen Kristallisationsneigung bei der
Temperung nehmen ab. Die Intensität der Braunfärbung korreliert mit dem Li2O-Gehalt in der
Art, daß mit sinkendem Li2O-Gehalt die Braunfärbung schwächer wird bzw. bei 70 % Li2O
nicht mehr auftritt. Die Transmissionsuntersuchungen der Gläser mit variierter Grundglaszusammensetzung zeigten für kein Glas die für atomares Silber typische Absorptionsbande
bei einer Wellenlänge von 420 nm. Die Größe der Silbercluster war vermutlich für die
Ausbildung der Absorptionsbande zu klein oder die Empfindlichkeit des Spektrofotometers zu
gering.
Wird der Li2O-Gehalt gegenüber der in Anlage 1 dargestellten Zusammensetzung vom Glas
LAS13 auf 70 % abgesenkt, so findet bei thermischer Behandlung des belichteten Glases
keine Volumenkristallisation statt.
Bei der lichtmikroskopischen Begutachtung der unbelichtet getemperten Gläser LAS13/Li70
und LAS13/Li75 wurde im Gegensatz zu den anderen Gläsern keine Kristallbildung
festgestellt. Zur Begutachtung der Glasfeinstruktur von Glas LAS13/Li75 im unbehandelten
Zustand erfolgte die Untersuchung mittels Rasterkraftmikroskop. Die Glasfeinstruktur von
Glas LAS13/Li75 ist von der lokalen Glaszusammensetzung abhängig. Es existieren
19
Glasbereiche mit den in Bild 8 dargestellten ovalen oder nadelförmigen Entmischungen. Bei
anderen Glasbereichen sind keine Entmischungen detektierbar.
Bild 8: Mittels AFM aufgenommene Struktur des unbehandelten Glases LAS13/Li75
(maximale Strukturhöhe 60 nm)
Vergleicht man Bild 8 mit der vom Ursprungsglas LAS13 aufgenommenen Glasstruktur in
Bild 5, kann festgestellt werden, daß Glas LAS13/Li75 deutlich weniger zur Bildung von
Kristalliten neigt. Die Größe der Kristallite stimmt in etwa überein. Durch die Absenkung des
Li2O-Gehaltes im Glas LAS13/Li75 konnte die Tendenz der Bildung von Lithiummetasilikatkristallen im unbehandelten Glas deutlich verringert werden.
Die Gläser LAS13/Li70 und LAS13/Li75 sind bedingt fotostrukturierbar. Beide unbelichtet
getemperten Gläser neigen nicht zur Kristallbildung, sind aber aufgrund der Bildung von
atomarem Silber braun gefärbt. Die thermische Behandlung des belichteten Glases
LAS13/Li70 führt nicht zur gewünschten Volumenkristallisation. Die Gläser LAS13/Li80,
LAS13/Li90 und LAS13/Li100 sind für weitere Untersuchungen aufgrund der
Kristallisationsneigung der unbelichteten Gläser uninteressant.
Nach bisherigen Untersuchungen sollte zur Gewährleistung der Kristallisation der
belichteten Glasbereiche und Verhinderung der Kristallisation der unbelichteten
Bereiche der Li2O-Gehalt des Glases LAS13 auf 75 % abgesenkt werden.
Einfluß der Schmelzatmosphäre
Damit die für die Fotosensibilität wichtigen Ionen Ce3+ und Ag+ in der notwendigen Wertigkeit im Glas vorliegen, muß der Schmelzprozeß unter leicht reduzierenden Bedingungen stattfinden /Bru90/. Zu stark reduzierende Bedingungen während der Glasschmelze führen zur
unerwünschten Bildung von atomarem Silber.
Bisher wurden bei allen am Glas LAS13 durchgeführten Untersuchungen die Alkalioxide
durch Karbonate ins Glasgemenge eingebracht. Karbonate sind starke Reduktionsmittel. Bei
dem im Glas LAS13 hohen Alkalioxidgehalt kann die reduzierende Wirkung der hohen
Karbonatanteile zur Bildung von atomarem Silber führen.
Zur Untersuchung des Einflusses der Karbonatgehalte auf die Fotosensibilität wurden 50 %
und 100 % des in Anlage 1 angegebenen Li2O-Gehaltes durch Lithiumnitrat anstelle von
Lithiumkarbonat ins Glas eingebracht. Nitrate sind Oxidationsmittel und wirken einer stark
reduzierenden Schmelzatmosphäre entgegen. Die durch Lithiumnitrat in Glas LAS13
eingebrachte Konzentration an Li2O und die zugehörige Glasbezeichnung sind in Anlage 2
dargestellt.
20
Alle Gläser waren transparent und farblos. Transmissionsuntersuchungen an den
unbehandelten Gläsern ergaben, daß alle Gläser für Ce3+-Ionen typische Absorptionsbande
aufweisen. Im Verlauf der Transmissionskurve unterscheiden sich die Gläser nicht
voneinander.
Der Ersatz von Lithiumcarbonat durch Lithiumnitrat führt geringfügig zur Abnahme der
Silberkolloidbildung und der Kristallisationsneigung der unbelichtet getemperten Proben. Der
Einsatz von Lithiumnitrat wirkt sich jedoch nicht so stark wie erwartet auf die Fotosensibilität
aus. Im Rahmen der Untersuchungen wurde festgestellt, daß Glas LAS13/LiNO31 die
geringste Kristallisation der unbelichteten Glasbereiche zeigt.
Zusammenfassung der Erkenntnisse zur Fotosensibilität von Glas LAS13
Ursachen für den Fotosensibilitätsverlust von Glas LAS13 sind die Bildung von atomarem
Silber und Lithiummetasilikatkristallen im Glas während der Abkühlung. Die Entstehung von
atomarem Silber und Lithiummetasilikatkristallen wird entscheidend durch die dem
Grundglas zugegebene Dotantenkonzentration, die Grundglaszusammensetzung (Li2O- und
SiO2-Gehalt) sowie die Schmelzatmosphäre (Wirkung eingesetzter Rohstoffe) beeinflußt.
Um ein fotosensibles Glas zu erhalten, ist es sinnvoll, die in Anlage 1 dargestellte
Zusammensetzung unter Berücksichtigung der im Rahmen dieses Kapitels gewonnenen
Erkenntnisse zu modifizieren. Die modifizierte Zusammensetzung von Glas LAS13 ist in
Anlage 3 dargestellt. Das modifizierte Glas LAS13 wird in den weiteren Ausführungen
mit FS LAS13 bezeichnet.
3.1.1.5 Fotosensibles Glas FS LAS13 - Untersuchung der Glasstruktur
Die Fotosensibilität von Glas FS LAS13 wurde durch partielle Belichtung des Glases mit UVStrahlung und anschließender thermischer Behandlung nachgewiesen.
Für Untersuchungen der Glasfeinstruktur (Bild 9) und weiterer wichtiger Glaseigenschaften
wurde Glas FS LAS13 im 750 g Maßstab unter Einsatz der Rührtechnik mit dem Ziel, eine
große Menge homogenes Glas zu erhalten, geschmolzen.
Bild 9: AFM-Aufnahme der Struktur des Glases FS LAS13 (Strukturhöhe 525 nm)
Die Untersuchung der Glasstruktur erfolgte mittels AFM. Die Feinstruktur dieses Glases FS
LAS13 ist im Vergleich zu den bisher untersuchten Kleinstmengen anders aufgebaut. Das
Glas besitzt etwa 1 - 2 µm große Entmischungsbezirke mit kugelförmiger Gestalt. Diese
Entmischungen wurden auch von Baumgart /Bau98/ bei Untersuchung des Glases A
(Zusammensetzung in Anlage 1) in gleicher Art und Weise gefunden. Nach Baumgart sind die
21
Entmischungen thermisch bedingt, d.h. beim Abkühlvorgang des Glases entstanden, und
haben auf die Strukturierbarkeit des Glases nach dem Fotoformverfahren keinen Einfluß.
Neben den kugelförmigen Entmischungen sind im Glas FS LAS13 keine kleinen Kristallite
detektierbar. Die in Bild 9 zu sehende Struktur in den Entmischungen und in der umgebenden
Glasmatrix ist während der Rasterkraftmikroskopuntersuchung durch Aufladung des Glases
entstanden.
3.1.1.6 Eigenschaftsvergleich zwischen Glas A und Glas FS LAS13
Überblick
Einen Vergleich der thermischen, chemischen und elektrischen Eigenschaften von Glas A und
FS LAS13 zeigt (Tabelle 3). In den nachfolgenden Abschnitten werden Zusammenhänge zu
ausgewählten Eigenschaften ausführlich diskutiert.
Tabelle 3: Überblick über Eigenschaften von Glas A und FS LAS13
Eigenschaft
α 20 -400 °C
Transformationstemperatur Tg
Wärmeleitfähigkeit λ25 °C
λ150 °C
λ300 °C
Dichte
Brechzahl
chemische Beständigkeit
Wasser
Säure
Lauge
elektrische Eigenschaften
Tk100
ρ20 °C
ρ200 °C
Glas A
10,6⋅10-6 K-1
450 °C
1,19 W/mK
1,50 W/mK
2,06 W/mK
2,3758 g/cm3
1,522
Glas FS LAS13
13,1⋅10-6 K-1
433 °C
1,14 W/mK
1,42 W/mK
1,85 W/mK
2,4148 g/cm3
1,53
Klasse 5 (4 ml 0,01 n HCl) außerhalb der Klassifikation (11,1 ml 0,01 n HCl)
Klasse 2 (2,4 mg/dm2)
Klasse 3 (9,6 mg/dm2)
2
Klasse 2 (158 mg/dm )
Klasse 3 (190 mg/dm2)
134 °C
5,63⋅109 Ωcm
4,74⋅106 Ωcm
189 °C
4,25⋅109 Ωcm
6,49⋅107 Ωcm
Thermische Ausdehnung
Der thermische Ausdehnungskoeffizient von Glas FS LAS13 konnte gegenüber dem
Glas A um 2,8⋅⋅10 -6 K-1 erhöht werden. Ursache für die Erhöhung der thermischen Dehnung
ist der hohe Alkalioxidgehalt in Glas FS LAS13. Dieses Glas ist somit im
Ausdehnungsverhalten besser an die Metalle Nickel und Kupfer angenähert als Glas A (Bild
10).
Mit dem Glas A wurden bereits erfolgreich Glas/Kupfer-Verbunde realisiert. Der Einsatz von
Glas FS LAS13 für Glas/Kupfer-Verbunde bringt gegenüber dem Einsatz des Glases A
demnach weitere Vorteile bezüglich der thermischen Belastbarkeit der Verbundstrukturen.
22
dL/Lo
0,010
0,009
0,008
0,007
0,006
0,005
0,004
0,003
Kupfer
Nickel
Glas FS LAS13
Glas A
0,002
0,001
0,000
20
120
220
320
420
520
Temperatur [°C]
Bild 10: Dehnungs/Temperaturverhalten der Gläser A und FS LAS13 im Vergleich zu Nickel
und Kupfer
Wärmeleitfähigkeit
Tabelle 3 enthält experimentell ermittelte Wärmeleitfähigkeitswerte bei ausgewählten
Temperaturen. Die Darstellung aller für die Gläser A und FS LAS13 ermittelten
Wärmeleitfähigkeiten in Abhängigkeit von der Temperatur erfolgt in Bild 11.
Wärmeleitfähigkeit [W/mK]
2,5
2
1,5
1
Glas A
Glas FS LAS13
0,5
0
0
50
100
150
200
250
300
350
Temperatur [°C]
Bild 11: Wärmeleitfähigkeit der Gläser A und FS LAS13 in Abhängigkeit von Temperatur
23
Bei beiden Gläsern nimmt die Wärmeleitfähigkeit erwartungsgemäß mit steigender
Temperatur zu. Für eine hohe Wärmeleitfähigkeit von Gläsern ist eine starke Vernetzung
innerhalb des Glasnetzwerkes erforderlich. Das Einbringen von Alkaliionen in ein Glas führt
zur Ausbildung von Trennstellen und somit zur Lockerung der Glasstruktur. Unter dieser
Voraussetzung muß das Glas FS LAS13 mit einem höheren Alkaligehalt eine geringere
Wärmeleitfähigkeit in Abhängigkeit von der Temperatur als Glas A besitzen.
Chemische Beständigkeit
Die Untersuchung der Beständigkeit der Gläser A und FS LAS13 gegenüber Wasser, Säure
und Lauge erfolgte nach den bereits beschriebenen Verfahren.
Die chemische Beständigkeit des Glases FS LAS13 gegenüber Wasser, Säure und Lauge ist
generell schlechter als die des Glases A. Dieser Effekt ist durch den erhöhten Alkalioxidgehalt
zu erklären. Mit steigender Konzentration an Alkalioxiden, im besonderen Natrium- und
Kaliumoxid, erfolgt eine Lockerung der Bindungen und Aufweitung des [SiO4]-Netzwerkes.
Dadurch können die in den Hohlräumen locker gebundenen Alkaliionen durch die
Wasserstoffionen verdrängt und ausgetauscht werden. Mit zunehmender Elektronegativität
der Alkaliionen wächst die Bindungsstärke, und somit nimmt die Austauschbarkeit ab. Das
Lithiumion ist daher in der Glasstruktur fester, das Kaliumion dagegen schwächer als das
Natriumion gebunden. Die Auslaugung von lithiumhaltigen Gläsern ist deshalb geringer und
die von kaliumhaltigen Gläsern stärker als von natriumhaltigen.
Bei den in Tabelle 3 angegebenen, experimentell ermittelten Werte zur chemischen
Beständigkeit der Gläser FS LAS13 und A handelt es sich um Normprüfungen nach DIN, d.h.
die chemische Belastung ist intensiv. Die Zuordnung des neu entwickelten Glases FS LAS13
zu einer genormten Wasserbeständigkeitsklasse ist nicht möglich. Das heißt aber nicht, daß
sich das Glas in Wasser sofort auflöst, sondern zeigt lediglich, daß Korrosionserscheinungen
am Werkstoff nicht auszuschließen sind.
Neben der Normprüfung der chemischen Beständigkeit nach DIN wurden weiterführende
anwendungsorientierte Untersuchungen zur Beständigkeit der Gläser FS LAS13 und A
durchgeführt.
In Auswertung dieser weiterführenden Untersuchungen kann festgestellt werden, daß
die Gläser A und FS LAS13 bei Raumtemperatur und kurzer Einwirkzeit der Medien
gegenüber Wasser und HCl ausreichend beständig sind. Beide Gläser werden dagegen
bereits nach kurzzeitiger Lagerung in Lauge chemisch angegriffen und sind demnach
gegenüber Lauge nicht beständig.
Elektrische Eigenschaften
Die experimentelle Bestimmung des spezifischen elektrischen Widerstandes in Abhängigkeit
von der Temperatur für die Gläser A und FS LAS 13 erfolgte nach dem bereits beschriebenen
Verfahren. Tabelle 3 enthält die bei Raumtemperatur und 200 °C ermittelten spezifischen
elektrischen Widerstände für beide untersuchten Gläser. In Bild 12 sind zusätzlich alle im
Temperaturbereich von 50 - 250 °C ermittelten Widerstandwerte für beide Gläser dargestellt.
24
spezifischer elektrischer Widerstand [Ω⋅cm]
250
200
Temperatur in °C
100
150
1,00E+11
1,00E+10
1,00E+09
1,00E+08
1,00E+07
Glas A
Glas FS LAS13
1,00E+06
1,00E+05
0,0019
0,0021
0,0023
0,0025
1/T [1/K]
0,0027
0,0029
0,0031
Bild 12: Spezifischer elektrischer Widerstand der Gläser A und FS LAS13 in Abhängigkeit
von der Temperatur
Glas FS LAS13 hat bei Raumtemperatur einen niedrigeren spezifischen elektrischen Widerstand als Glas A. Glas FS LAS13 enthält einen höheren Gehalt an Alkalien. Alkaliionen
lockern das Glasnetzwerk auf und sind leicht beweglich. Die elektrische Leitfähigkeit steigt
mit zunehmendem Alkaligehalt an. Demnach muß der bei Raumtemperatur für Glas FS
LAS13 ermittelte spezifische elektrische Widerstand geringer sein als der für Glas A.
Wird die Temperatur erhöht, so fällt bei beiden Gläsern der spezifische elektrische
Widerstand erwartungsgemäß ab. Durch die steigende Temperatur wird die Viskosität des
Glases verringert. Dies führt zur Erhöhung der Beweglichkeit der Alkaliionen. Die elektrische
Leitfähigkeit nimmt zu, was gleichbedeutend mit der Abnahme des spezifischen elektrischen
Widerstandes ist.
Bei Glas FS LAS13 sind im Vergleich zu Glas A ab einer Temperatur von 50 °C unerwartet
höhere Widerstandwerte zu verzeichnen. Die Ursachen konnten im Rahmen der Forschungsarbeiten noch nicht geklärt werden.
3.1.1.7 Strukturierbarkeit des Glases FS LAS13 nach dem Fotoformverfahren
Einfluß von Belichtungsintensität und Temperregime auf die Strukturierbarkeit
Zur Realisierung von Strukturen im µm-Bereich mit hohen Strukturqualitäten muß ein
möglichst hoher Löslichkeitsunterschied zwischen Kristall- und Glasphase vorhanden sein.
Die Untersuchungen zum Einfluß von Belichtungsintensität und Temperregime auf die
Strukturierbarkeit von Glas FS LAS 13 erfolgten an 1 mm dicken, polierten Glasproben. Die
Glasproben wurden mit dem Maskaligner JUB 2104.16 mit unterschiedlichen Intensitäten
partiell belichtet (Tabelle 4), anschließend nach verschiedenen Regimes thermisch behandelt
und zuletzt in 10 %-iger HF im Ultraschallbad bei 450 W Leistung 10 min stehend geätzt. Die
Bestimmung des Ätzratenverhältnisses von Kristall- und Glasphase erfolgte anhand des
Ausmessens von 100 µm breiten Grabenstrukturen.
Aus Tabelle 4 wird deutlich, daß die nach dem Ätzen ermittelte Breite an der Oberseite der
Grabenstruktur und die Strukturtiefe mit zunehmender Temperatur bei gleicher Zeit der
thermischen Behandlung ansteigt. Die aus Strukturtiefe und Strukturbreite berechneten
mittleren Ätzratenverhältnisse von Kristall- zu Glasphase werden durch die gewählte
25
Intensität der partiellen Belichtung nur unwesentlich beeinflußt. Bei der Variation des
Regimes zur thermischen Behandlung der partiell belichteten Gläser tritt eine stärkere
Beeinflussung des Ätzratenverhältnisses von Kristall- und Glasphase auf.
Der starke Angriff des Glases durch Fluorwasserstoffsäure verursacht eine hohe Aufätzung
der Strukturen an der Oberseite der Proben. Die Strukturen haben somit je nach Regime der
thermischen Behandlung Ätzwinkel von bis zu 9,5 °.
Die in Tabelle 4 ermittelten Ätzratenverhältnisse von Kristall- und Glasphase liegen deutlich
unter dem für Glas A gefundenen mittleren Ätzratenverhältnis von 20:1. Die Präzision der im
Glas FS LAS13 erzeugten Strukturen ist ebenfalls nicht so hoch wie in Glas A. Es wurde
teilweise ein Verschwimmen von Strukturen sowie ein Abrunden von Kanten beobachtet.
Tabelle 4: Einfluß von Belichtungsintensität und Temperregime auf die Strukturierbarkeit
von Glas FS LAS13
Probe
13/1A
13/2A
13/1B
13/2B
13/1C
13/2C
13/1D
13/2D
13/2E
13/2F
13/2G
Belichtungsintensität
[J/cm2]
3
6
3
6
3
6
3
6
6
6
6
Temperung mittlere
[°C/h]
Strukturtiefe
[µm]
590/1
250
220
590/2
265
235
570/2
230
215
550/2
190
195
550/4
245
530/8
205
530/16
230
mittlere Strukturbreite (Oberseite) [µm]
169,5
161
178,5
169,5
169
163,5
163,5
159,5
159,5
153,5
158,5
Ätzwinkel
[°]
7,9
7,9
8,5
8,4
8,6
8,4
9,5
8,7
6,9
7,4
7,3
mittleres
Ätzratenverhältnis
7,2
7,2
6,7
6,8
6,6
6,6
6,0
6,6
8,2
7,7
7,9
Die bisherigen Untersuchungen ergaben, daß für ein maximales Ätzratenverhältnis von
Kristall- und Glasphase Glas FS LAS13 mit einer Intensität von 6 J/cm2 partiell
belichtet und anschließend 4 h bei 550 °C thermisch behandelt werden muß.
Ursachen für das im Vergleich zu Glas A geringere Ätzratenverhältnis von Kristall- und
Glasphase des Glases FS LAS13
Chemische Beständigkeit des Glases FS LAS13 in 10 %-iger HF
Als Hauptursache für das bei der Strukturierung von Glas FS LAS13 im Vergleich zu Glas A
deutlich schlechtere Ätzratenverhältnis wird die verminderte chemische Beständigkeit des
Glases FS LAS13 vermutet.
Die Untersuchung des Angriffs des Glases FS LAS13 durch 10 %-ige HF erfolgte nach Hinz
/Hin65/. In Tabelle 5 ist der durch die Einwirkung von 10 %-iger HF auf das unbehandelte
Glas FS LAS13 experimentell ermittelte Gewichtsverlust pro cm2 Fläche und min Ätzzeit für
unterschiedliche Glasproben angeben.
Tabelle 5: Ätzrate vom unbehandelten Glas FS LAS13 in 10%-iger HF
Probe
Ätzrate [mg/(cm2⋅min)]
Mittelwert
1
2
1,04
0,84
0,93 mg/(cm2⋅min)
3
1,04
4
0,82
5
0,91
26
Der Ätzabtrag ist etwa um das 4fache höher als für Glas A. Ursache hierfür ist die chemische
Zusammensetzung des Glases FS LAS13. Dies enthält gegenüber Glas A einen geringeren
Anteil an SiO2. Fluorwasserstoffsäure ist im Gegensatz zu anderen Säuren in der Lage, das
SiO2-Gerüst im Glas zu zerstören. Die Zerstörung wird dann schneller ablaufen, wenn das
SiO2-Gerüst durch einen geringeren SiO2-Gehalt im Glas bereits geschwächt ist. Außerdem
lockert der höhere Anteil an Alkalioxiden das SiO2-Gerüst auf.
Untersuchung des bei der thermischen Behandlung von Glas FS LAS13 gebildeten Anteils an
Lithiummetasilikat
Neben der chemischen Beständigkeit des Glases beeinflußt der bei der thermischen
Behandlung im Glas kristallisierte Anteil an Lithiummetasilikat das Ätzratenverhältnis von
Kristall- und Glasphase in 10 %-iger HF. Je höher der Anteil an Lithiummetasilikat ist, desto
höher ist die Löslichkeit der partiell kristallisierten Bereiche im Glas. Aufgrund des für Glas
FS LAS13 ermittelten Ätzratenverhältnisses wird vermutet, daß der sich während der
thermischen Behandlung von 4 h bei 550 °C gebildete Lithiummetasilikatgehalt geringer ist
als bei Glas A. Der dem Glas zugeführte hohe Anteil an Na2O und K2O trägt nicht zur
Kristallisation bei.
Von Harnisch /Har98c/ wurde berechnet, daß bei der thermischen Behandlung von Glas A
aufgrund der gegebenen chemischen Zusammensetzung maximal 35 Gew.-%
Lithiummetasilikat kristallisieren kann. Die analoge Berechnung des bei thermischer
Behandlung von Glas FS LAS13 theoretisch maximal entstehenden Lithiummetasilikatgehaltes ergab nur 26 Gew.-%. Dies ist auf die in Glas FS LAS13 gegenüber Glas A deutlich
geringere Li2O-Konzentration zurückzuführen.
Praktisch wird bei der thermischen Behandlung beider Gläser nicht der maximal mögliche
Gehalt an Lithiummetasilikat entstehen. Zur Ermittlung des bei der Temperaturbehandlung
des Glases FS LAS13 von 4 h bei 550 °C und des Glases A von 1 h bei 590 °C gebildeten
Lithiummetasilikatanteils wurde die quantitative Röntgendiffractometrie angewandt /All94/.
Dazu war es erforderlich, zunächst eine Eichkurve aufzunehmen. Zur Aufnahme der
Eichkurve wurden dem zu untersuchenden Glas (in diesem Fall FS LAS13) bekannte Anteile
an synthetisiertem Lithiummetasilikat beigemengt. Die konkreten röntgendiffractometrischen
Untersuchungen wurden immer mit einer konstanten Einwaage der Substanz von 0,3 g, was
100 Gew.-% entspricht, durchgeführt. Die Intensität der auf den Röntgenspektren sichtbaren
Lithiummetasilikatpeaks wächst mit steigendem Lithiummetasilikatgehalt im Glas/Lithiummetasilikat-Gemisch. Der Untergrund, der durch den glasigen Anteil im Gemisch
hervorgerufen wird, verändert sich mit zunehmendem Lithiummetasilikatgehalt und damit
abnehmendem Glasanteil nur unwesentlich.
Lithiummetasilikat besitzt einen stängeligen Habitus, d.h. wird diese Substanz mit dem Glas
vermengt, richten sich die Lithiummetasilikatkristalle je nach Kristallgröße und
Probenpräparation unterschiedlich aus. Dieser Effekt wurde durch eine Zerkleinerung auf
Korngrößen kleiner 63 µm unterbunden.
Die Auswertung der Röntgenspektren erfolgte in der Art, daß von den 4 stärksten
Lithiummetasilikatpeaks jeweils die Fläche ermittelt und anschließend über die Summe der
Peakflächen mit Untergrund integriert wird. Die Summe der Peakflächen pro integrierte
Gesamtfläche mit Untergrund wird in Abhängigkeit vom Lithiummetasilikatgehalt in einem
Diagramm aufgetragen (Bild 13).
(∑
27
Flächen der 4 stärksten Lithiummetasilikatpeaks)/integrierte Gesamtfläche
2,5
2
1,5
1
getempertes Glas A
getempertes Glas FS LAS13
0,5
Eichproben
0
0
10
20
30
40
50
60
70
Li2SiO3-Gehalt [Gewichts-%]
80
90
100
Bild 13: Eichkurve zur Bestimmung des bei der thermischen Behandlung der Gläser FS
LAS13 und A gebildeten Anteils an Lithiummetasilikat und getemperte Gläser
Für das partiell kristallisierte Glas FS LAS13 und Glas A erfolgte die Auswertung analog. Der
aus Bild 13 ermittelte Gewichtsanteil an bei der thermischen Behandlung gebildetem
Lithiummetasilikat beträgt:
• für Glas FS LAS13 nach 4 h bei 550 °C
12 Gew.-% und
• für Glas A nach 1 h bei 590 °C
15 Gew.%.
Bei thermischer Behandlung des Glases A hat sich im Vergleich zu Glas FS LAS13
erwartungsgemäß etwas mehr Lithiummetasilikat gebildet.
Zur Optimierung des Ätzratenverhältnisses von Kristall- zu Glasphase des Glases FS LAS13
in 10 %-iger HF sollte untersucht werden, ob bei erneuter Variation des Regimes zur
thermischen Behandlung ein höherer Anteil an Lithiummetasilikat im Glas kristallisiert.
28
3.1.1.8 Spannungsoptische Untersuchungen an Glas/Kupfer-Verbundstrukturen
Die Herstellung der Probekörper aus Glas A und Glas FSLAS13 erfolgte auf Basis von
Maske 16 (Kapitel 3.5.3). Nach der Fotostrukturierung erfolgte das galvanische Füllen der
durchgehenden Strukturen. Verwendet wurde der kommerzielle Kupferelektrolyt FB 1 der
Fima Blasberg. Danach wurden Startschicht und Überwachsungen mechanisch entfernt und
die Proben feingeschliffen. Der Vergleich des Spannungszustandes erfolgte an Verbundstrukturen mit jeweils annähernd gleicher Kupfergeometrie. Der Ausgangsspannungszustand in
allen betrachteten Proben war annähernd gleich.
Feinkühlversuch
Im ersten Versuch wurden Glas/Kupfer-Verbundstrukturen auf Basis von Glas A und FSLAS13
auf 30 K oberhalb der Transformationstemperatur Tg erwärmt (Glas FSLAS13: 463 °C, Glas A:
480 °C) und anschließend definiert abgekühlt (Aufheizgeschwindigkeit 1 K/min, Abkühlgeschwindigkeit 0,5 K/min). Nach dem Abkühlen waren, ausgehend von allen Kupferstrukturen,
Risse im Glas vorhanden. Der Entstehungszeitpunkt der Risse konnte nicht bestimmt werden.
Zusätzlich traten eine oberflächliche, braune Verfärbung der Proben (Silberagglomerate) und
eine Kristallisation von Lithiummetasilikat in der Umgebung der Kupferstrukturen auf. Die
Beanspruchung war somit generell zu hoch, so daß Diffusionen und ungewünschte Keimbildung
im Grenzbereich Kupfer/Glas auftraten. Das entstandene Lithiummetasilikat kann infolge der
hohen anisotropen thermischen Ausdehnung auch der Grund für die Rißbildung sein.
Erwärmungstests
Bei diesem Test wurden Glas/Metall-Verbundstrukturen auf Basis von Glas A und FSLAS13
nebeneinander auf einer Heizplatte erwärmt (Aufheizgeschwindigkeit ca. 1 K/s) und
anschließend wieder abgekühlt (Abkühlung frei auf Heizplatte). Bei unterschiedlichen
Temperaturen wurde mittels Polarisationsmikroskop der Spannungszustand dokumentiert
(Bild 14).
Anhand von Bild 14 wird deutlich, daß bereits bei Raumtemperatur eine geringe Verspannung
vorliegt. Der Ausgangsspannungszustand in Glas A und FSLAS13 ist annähernd gleich. Bei
Temperaturerhöhung steigen die Spannungen in beiden Proben erwartungsgemäß an.
Weiterhin werden bei gleicher Temperatur in Glas FS LAS13 geringere Spannungen
registriert als in Glas A.
Der Versuch wurde bis 200 °C insgesamt 3 mal durchgeführt, wobei die Ergebnisse
reproduzierbar waren.
Bei einer Erwärmung auf 200 °C und nachfolgender Abkühlung traten in den Proben keine
Risse auf. Eine thermischen Belastung von 260 °C bewirkte an allen Strukturen (Glas A und
FSLAS13) Risse. Teilweise traten die Risse beim Erwärmen und teilweise erst bei bzw. nach
der Abkühlung auf.
Aus den Versuchen kann abgeleitet werden, daß in Verbundstrukturen auf Basis von
FSLAS13 geringere mechanische Spannungen vorliegen als in Verbundstrukturen auf Basis
von Glas A. Ein Einsatz von Glas/Metall-Verbundstrukturen kann bis 200 °C erfolgen. Bei
einer besseren Beherrschung der technologischen Parameter und des Designs könnten
Anwendungstemperaturen bis 300 °C erreicht werden.
29
Bild 14: Spannungsoptische Aufnahmen von erwärmten Glas/Kupfer-Verbundstrukturen bei
variierter Temperatur (links: Glas A, rechts: Glas FSLAS13; von oben nach unten:
30 °C, 100 °C, 200 °C, 260 °C; Höhere Farbintensität bzw. größere geometrische
Ausdehnung der Farbbereiche entspricht höheren mechanischen Spannungen.)
3.1.1.9 Zusammenfassung zur Werkstoffentwicklung
Zur Lösung der vielfältigen Problemstellungen in der Mikrosystemtechnik (MST) trägt die
Kombination unterschiedlicher Werkstoffe mit ihren spezifischen Eigenschaften bei. Dabei ist
es erforderlich, verschiedene Werkstoffe miteinander zu fügen, was eine annähernd gleiche
thermische Ausdehnung der zu kombinierenden Materialien voraussetzt.
30
Gläser und Glaskeramiken stellen aufgrund der Einstellbarkeit des linearen thermischen Ausdehnungskoeffizienten eine Bereicherung der in der MST Anwendung findenden Werkstoffe
dar. Ziel der Arbeiten war es, mikrostrukturierbare Gläser und Glaskeramiken zu entwickeln,
die im Ausdehnungsverhalten besser an die Metalle Kupfer und Nickel angepaßt sind als
kommerziell erhältliche mikrostrukturierbare Gläser.
Ausgangspunkt aller Untersuchungen war das am Fachgebiet Glas- und Keramiktechnologie
der TU Ilmenau entwickelte fotostrukturierbare Glas A (Anlage 1), das im Temperaturbereich
von 20 - 400°C einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 10,6⋅10-6 K-1 besitzt.
Eine Variation der thermischen Ausdehnung von Glas A kann einerseits durch die Änderung
der Glaszusammensetzung und andererseits durch die Überführung des Glases in eine
Glaskeramik realisiert werden. Für die Entwicklung von mikrostrukturierbaren Gläsern und
Glaskeramiken mit besser als Glas A an Nickel oder Kupfer angepaßten thermischen
Ausdehnungskoeffizienten wurden im Rahmen von Voruntersuchungen die in Anlage 1
dargestellten Gläser aus dem ternären Stoffsystem Li2O-Al2O3-SiO2 geschmolzen und auf ihre
thermische Ausdehnung, Fotosensibilität und ihr Kristallisationsverhalten untersucht. Die
Untersuchungen zeigten, daß im bisher bekannten Existenzbereich fotosensibler Gläser des
Stoffsystems Li2O-Al2O3-SiO2 keine Gläser mit an Kupfer oder Nickel angepaßten
thermischen Ausdehnung existieren.
Außerhalb der Existenzbereiches fotosensibler Gläser wurde die Glaszusammensetzung
LAS13 ermittelt (Anlage 1), die der thermischen Ausdehnung von Nickel und Kupfer deutlich
näher kommt als Glas A. Dieses Glas war nach ersten Untersuchungen nicht fotosensibel. Die
Fotosensibilität dieses Glases wird entscheidend vom Li2O- und SiO2-Gehalt, der
zugegebenen Konzentration an Dotanden und der Schmelzatmosphäre beeinflußt.
Durch die Modifikation des Glases LAS13 wurde ein fotosensibles Glas FS LAS13
(Anlage 2) mit α20-400 °C=13,1⋅⋅10-6 K-1 entwickelt. Dieses Glas ist mittels
Fotoformverfahren mikrostrukturierbar. Um nach bisherigen Untersuchungen ein
maximales Ätzratenverhältnis zwischen Kristall- und Glasphase von 8,2:1 zu erhalten,
muß Glas FS LAS13 mit 6 J/cm2 partiell belichtet und anschließend 4 h bei 550 °C
getempert werden. Das erhaltene Ätzratenverhältnis liegt dabei aufgrund der chemischen
Zusammensetzung des Glases FS LAS13 unter dem Ätzratenverhältnis von Glas A. Die in
Glas FS LAS13 minimal erreichbaren Strukturabmessungen liegen somit über denen von Glas
A.
3.1.2
Herstellungstechnologie (Glasschmelze)
3.1.2.1 Untersuchungen in Vorbereitung des kontinuierlichen Schmelzversuchs
In Vorbereitung des kontinuierlichen Schmelzversuchs wurden folgende Untersuchungen
durchgeführt:
• Einfluß der Schmelztemperatur auf die Fotosensibilität und Strukturierbarkeit
• Einfluß der thermischen Vergangenheit auf die Fotosensibilität
• Kristallwachstumsgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der Temperatur
• Viskositäts/Temperatur-Kurve
Die Schmelztemperaturen TS von 1500 °C, 1450 °C bzw. 1400 °C wurden untersucht.
In Auswertung der Literatur läßt sich übereinstimmend feststellen, daß Zerionen in
dreiwertiger Form im Ausgangsglas eine unbedingte Voraussetzung für die Fotostrukturierbarkeit sind /Sto49, Ber66, Kor72, Pav86, Bru90/. Während der Glasschmelze
bilden sich neben Ce3+-Ionen auch Ce4+-Ionen. Das Gleichgewicht dieser Ionen wird durch
technologische Parameter, wie Schmelztemperatur, Schmelzzeit und Schmelzatmosphäre
31
beeinflußt. An Hand von Transmissionsuntersuchungen sind Aussagen zu der sich im Glas
bevorzugt gebildeten Wertigkeit der Zerionen möglich.
Die Transmissionsuntersuchungen zeigten, daß sich die Variation der Schmelztemperatur zwischen 1400 °C und 1500 °C nicht erheblich auf die Ce3+-Konzentration
im Glas auswirkt.
Zur Beurteilung der Fotosensibilität und Strukturierbarkeit wurden die Gläser maskiert mit
einer Energiedichte von 5 J/cm² belichtet. Die Temperaturbehandlung erfolgte für alle Proben
mit dem konstanten Regime: 590 °C, 1 h. Im Bezug auf Strukturierbarkeit und Ätzratenverhältnisse ergaben die Untersuchungen an Teststrukturen im oberflächennahen Bereich jedoch
keine signifikanten Unterschiede.
Weiterhin wurde untersucht, inwieweit sich das fotostrukturierbare Glas A nach Abkühlen im
Ofen bei der vergleichsweise niedrigen Temperatur von 1000 °C aus einem Platintiegel gießen
läßt und wie sich ein Abkühlen der Glasschmelze im Schmelzaggregat auf 1000 °C auf die
Fotosensibilität auswirkt.
Untersuchungen bezüglich Transmission und Fotosensibilität ließen geringe, aber noch nicht
als kritisch eingeschätzte Unterschiede zum nach Standardtechnologie hergestellten
fotostrukturierbaren Glas erkennen.
Untersuchungen zur Bestimmung der Kristallwachstumsgeschwindigkeit im Glas A wurden in
der Fa. Jenaer Glaswerk GmbH durchgeführt. Die ermittelte Kristallwachstumsgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der Temperatur ist in Bild 15 dargestellt.
Bild 15: Kristallwachstumsgeschwindigkeit KG in Abhängigkeit von der Temperatur für das
fotostrukturierbare Standardglas (Glas A)
Daraus ist zu entnehmen, daß ein Kristallwachstum oberhalb 450 °C beginnt und KG mit
steigender Temperatur stark zunimmt. Das Maximum der Kristallwachstumsgeschwindigkeit liegt zwischen 700 °C und 850 °C. Eine nähere Eingrenzung ist aufgrund
der sehr dichten Kristallisation nicht möglich. Im Temperaturbereich zwischen 850 °C und
950 °C sinkt die Kristallwachstumsgeschwindigkeit bis auf den Wert Null.
Für die Versuchsdurchführung in einem Platinauslauftiegel bedeutet das, daß die
Temperatur an der Auslaufdüse größer als 950 °C sein muß, um beim kontinuierlichen
Versuchsbetrieb ein „Zuwachsen“ der Düse durch Kristalle zu verhindern.
Die Viskositätsmessungen erfolgten im Zentrum für Glas- und Umweltanalytik GmbH
Ilmenau. Es wurden folgende Werte gemessen bzw. approximiert:
• Transformationstemperatur Tg =
450 °C
32
• Littletonpunkt LP (berechnet)
=
620 °C
• Einsinktemperatur EP
=
899 °C
Mit Hilfe dieser Temperaturen, die jeweils definierten Viskositäten zuzuordnen sind, läßt sich
die Viskositäts/Temperatur-Kurve nach der Vogel-Fulcher-Tamann-Gleichung berechnen
(Bild 16).
Bild 16: Viskositäts/Temperatur-Kurve für Glas A
3.1.2.2 Kontinuierlicher Schmelzversuch in der JSJ Jodeit GmbH
Rohstoffe und Gemengebereitung
Tabelle 6 gibt einen Überblick über die verwendeten Rohstoffe und deren Herkunft.
Tabelle 6: Verwendete Rohstoffe
Glasoxid
Na2O
K2O
Li2O
Rohstoff
Kalzinierte Soda Na2CO3 98/100
-leichtK2CO3
Li2CO3
Al2O3
SiO2
Al(OH)3
Quarzmehl Dorsilit MIPUR 10000
Quarzmehl Millisil 3S
SnO
SnO
CeO2
Ag2O
CeCl3*7H2O
AgNO3
Sb2O3
Sb2O3
Bezugsquelle
Matthes & Weber
GmbH Duisburg
MERCK Darmstadt
ALFA, Johnson Matthey
Company Karlsruhe
TGI Ilmeanu
Gebr. Dorfner GmbH
Sand- und Tonwerk
Walbeck GmbH
Company Karlsruhe
MERCK Darmstadt
Company Karlsruhe
MERCK Darmstadt
33
Versuchsanlage und Schmelzbedingungen
Der kontinuierliche Schmelzversuch bei JSJ Jodeit GmbH wurde in einer
Mittelfrequenz-Schmelzanlage mit einem Platin-Auslauftiegel (Volumen 1,8 l)
durchgeführt.
Die wesentlichen Versuchsbedingungen und das Prinzip der Versuchsanlage sind in Bild 17
dargestellt.
Prinzip der Versuchsanlage
Versuchsbedingungen
Gemengedecke
F Pt-Schmelzgefäß ca. 1,8 l, MF-Heizung,
1450 bis 1550 °C
MF-Heizung
F Versuchsdauer 107 Stunden
Glasbad
F Gemenge diskontinuierlich nachgelegt
Strömungswalzen
F Düsentemperatur 1200 - 1300 °C
F Durchsatz 10 bis 18 g/min
F Temperatur im Auffangofen 1000 - 1150 °C
direkte Düsenheizung
F Verarbeitung durch:
Düse ca. 3 mm
Ÿ Pressen (mehrere Tropfen)
Ÿ Auffangen (Gießen)
Ÿ Prinzipversuche (Ziehen und Blasen)
Glastropfen
Auffangofen
Auffangtiegel
Bild 17: Wesentliche Versuchsbedingungen und Prinzip der Versuchsanlage
Die Versuchsanlage ließ nur das Austropfen der Glasschmelze zu. Das Einzeltropfengewicht
schwankte in Abhängigkeit vom Durchsatz zwischen 0,3 und 0,4 g.
Den zeitlichen Ablauf des Schmelzversuches bezüglich Schmelztemperatur und Rohstoffwechsel zeigt Bild 18.
1500°C
1450 °C
6.00
18.00
6.00
18.00
6.00
1550°C
18.00
6.00
18.00
6.00
18.00
*
30.09.
01.10.
02.10.
03.10.
04.10.
* Verdacht auf Kristallisation an der Düse
Temperatur des Auffangofens unterhalb der Düse
von 1050°C auf 1100°C erhöht
Quarzmehl Dorsilit MIPUP 10000
6.00
18.00
30.09.
6.00
Quarzmehl Millisil 3 S
18.00
01.10.
6.00
18.00
02.10.
6.00
18.00
03.10.
Bild 18: Schmelzablauf (Schmelztemperatur und Rohstoffwechsel)
6.00
18.00
04.10.
34
Probennahme
Um die Eigenschaften des fotostrukturierbaren Glases A über die gesamte Schmelzzeit
verfolgen zu können, wurden stündlich mehrere Tropfenhaufen (10 Einzeltropfen der Glasschmelze) auf einer Grafitplatte aufgefangen und ungeregelt an Luft auf Raumtemperatur
abgekühlt. Desweiteren wurden Preßlinge (zeitlicher Ablauf in Bild 19), bestehend aus ca.
20 Einzeltropfen, hergestellt und auf ihre Fotosensibilität untersucht.
6.00
18.00
30.09.
6.00
18.00
01.10.
6.00
18.00
02.10.
6.00
18.00
03.10.
6.00
18.00
04.10.
Bild 19: Test auf Fotosensibilität (Zeitpunkt durch Striche nach oben gekennzeichnet)
Zwischen den Einzelversuchen tropfte die Glasschmelze kontinuierlich weiter und wurde in
mit Wasser gefüllten Eimern gefrittet. Dieses Material wurde vor Ort bei Raumtemperatur
getrocknet und ist für Versuche zum Wiedereinschmelzen im Labor der TU Ilmenau
vorgesehen. Es ist davon auszugehen, daß während des Frittens OH--Ionen des Wassers in das
Glas eingebaut werden. Für vergleichende Untersuchungen wurden Glastropfen kontinuierlich
auf einem Edelstahlblech aufgefangen und ungeregelt an Luft abgekühlt. Das so erhaltene
Glas dient ebenfalls als Ausgangsmaterial für Wiedereinschmelzversuche im Labor an der TU
Ilmenau.
Versuche zur Formgebung
Ausgehend von Erkenntnissen im Labor und der durch die Versuchsanlage bedingte
Glastropfengröße erfolgten umfangreiche Preßversuche. Der Preßstempel wurde mittels
Handhebel auf eine örtlich veränderbare Unterlage (ebene Platte), mit der die Glastropfen
unmittelbar vor dem Preßvorgang aufgefangen wurden, gedrückt. Bei den Preßversuchen
erfolgte eine Variation des Preßformmaterials (Grafit, Edelstahl) und der Formtemperatur.
Die Preßlinge wurden auf ihre Fotosensibilität untersucht.
Desweiteren erfolgten Prinzipversuche zum Ziehen und Verblasen des fotostrukturierbaren
Glases. Dafür wurden Tropfen in einem Platintiegel, der im Auffangofen unter der
Auslaufdüse stand, gesammelt. Nach der Tiegelentnahme aus dem Ofen erfolgten Versuche
zum Glasblasen mit einer Glasmacherpfeife einerseits und andererseits Ziehversuche, wobei
Edelstahlbleche in die Glasschmelze eingetaucht und manuell gezogen wurden.
Wie aus der schematischen Darstellung der Versuchsanlage (Bild 17) hervorgeht, war es
während der Versuchszeit möglich, Glastropfen in einem Platintiegel aufzufangen und
während der Versuchszeit insgesamt 17 Walzen zu gießen.
Ausführliche Untersuchungen bezüglich physikalischer Eigenschaften, Kristallisationsverhalten und Strukturierbarkeit erfolgten an Gläsern der Walze 1 und der Walze 5.
Versuche zum Reboil-Verhalten
Versuche zum thermischen Reboil-Verhalten
Aus Untersuchungen zum thermischen Reboilverhalten der Glasschmelze lassen sich
Aussagen zur Blasenbildung, die durch Temperaturschwankungen oder mechanische
Beanspruchung der Glasschmelze hervorgerufen werden, ableiten. Ein während der Zieh- und
Blasversuche undefiniert abgekühlter Restglasposten (ca. 500...700 °C) wurde im PlatinTiegel im Kanthal-Ofen auf 1375 °C wiedererwärmt und 30 Minuten bei dieser Temperatur
gehalten. Anschließend erfolgte das Ausgießen der Schmelze in eine Grafitform (Durchmesser
35
54 mm). Sie kühlte in der mit Hochtemperaturwatte gedämmten Grafitform ungeregelt auf
Raumtemperatur ab.
Versuche zum mechanischen Reboil-Verhalten
Für die Beurteilung des mechanischen Reboilverhaltens sind Glastropfen über einen Zeitraum
von 30 Minuten im Platintiegel aufgefangen und anschließend in eine rechteckige Stahlform
(nicht vorgeheizt) ausgegossen worden. Diese Probe wurde mit Form in einen
Laborkammerofen bei einer Temperatur von 530 °C eingesetzt und 2,5 h bei dieser
Temperatur gehalten. Sie wird als Referenzprobe bei der Beurteilung der Blasigkeit der Gläser
benötigt.
Nach Säuberung des Pt-Tiegels wurden wiederum 30 Minuten lang Glastropfen aufgefangen.
Dann erfolgte ein Rühren der Glasschmelze mit einem Platinrührer (Drehzahl 10 min-1) bei
1140 °C -1200 °C für 30 Minuten. Nach dem Rühren wurde die Schmelze in eine rechteckige
Stahlform (nicht vorgeheizt) gegossen und nach einer Haltezeit von 25 Minuten bei 530 °C
zusammen mit der Referenzprobe ungeregelt abgetempert.
3.1.2.3 Auswertung
Prinzipielle Aussagen zum Schmelzverhalten
Nach Beendigung des Schmelzversuchs lassen sich folgende Erkenntnisse zum Schmelzverhalten des fotostrukturierbaren Glases A ableiten:
• Das fotostrukturierbare Glas A ist in der bei JSJ Jodeit GmbH vorhandenen MFAnlage kontinuierlich schmelzbar.
• Das Einschmelzen des Glases erfolgte ohne größere Probleme.
• Die derzeit verwendeten Rohstoffe, besonders die Alkalicarbonate und das Tonerdehydrat, setzen sehr viele Gase frei. Dadurch bedingt, kam es zur Bildung von
„Gemengebrücken“ (oberflächlich versinterte Gemengeschicht im Einlegebereich, die
den Abtransport entstandener Gase behindert).
• Die Kristallisationsneigung an der Auslaufdüse ist durch eine ausreichend hohe
Düsentemperaturen (T > 1100 °C) beherrschbar.
• Ein kontinuierliches Nachlegen des Gemenges bzw. diskontinuierliches Nachlegen in
kurzen Zeitabständen begünstigt ein gleichmäßiges Einschmelzen.
Tests auf Fotosensibilität über die Versuchszeit
In Auswertung dieser Tests wurde festgestellt:
• Eine Selektivität zwischen belichteten und unbelichteten Bereichen ist vorhanden.
• Technisch nutzbare Kristallisationen sind bei einer Schmelztemperatur bis 1450 °C
noch nicht zu erreichen.
• Die Fotosensibilität nimmt mit steigender Schmelztemperatur, bezogen auf den
Temperaturbereich zwischen 1450 °C und 1550 °C, zu.
• Die Fotosensibilität hängt - neben der Schmelztemperatur - stark von den eingesetzten
Rohstoffen ab. Bei der Verwendung des Quarzmehls Dorsilit MIPUR 10000 ist die
Kristallisation in den belichteten Bereichen nicht so stark ausgeprägt wie bei
Verwendung des Quarzmehls Millisil 3S.
Dynamische Viskositätsmessung
Diese Messung war erforderlich, da der in Vorbereitung des Schmelzversuchs berechneten
Viskositäts/Temperatur-Kurve nur Meßwerte der Viskosität bei Temperaturen unterhalb von
900 °C zugrunde gelegt wurden und somit die berechneten Viskositäten oberhalb 900 °C nur
als Orientierung dienen können.
36
Bild 20 zeigt die gemessenen Viskositätswerte im Vergleich zu den berechneten Werten.
Daraus geht hervor, daß die nach VFT berechneten und die gemessenen Viskositäten bei
Temperaturen oberhalb 1300 °C sehr gut übereinstimmen.
Bild 20: Viskositäts/Temperatur-Kurve des fotostrukturierbaren Glases
Auswertung der Versuche zum Reboil-Verhalten
Thermisches Reboil-Verhalten
Nach dem Gießen und Abtempern wurde eingeschätzt, daß keine wesentliche Blasenbildung
infolge des Wiederaufheizens auftrat. Das deutet darauf hin, daß das Glas thermisch
reboilfest ist. Eine quantitative Auswertung der Anzahl der Blasen erfolgte in diesem
Zusammenhang nicht.
Mechanisches Reboil-Verhalten
Beim Vergleich der beiden Proben wurden Unterschiede in der Blasigkeit festgestellt. Die
gerührte, abgetemperte Probe weist im Vergleich zur Referenzprobe mehr Blasen auf. Eine
quantitative Auswertung der Blasen war nicht sinnvoll, da beide Glasproben zusätzlich
Gießblasen enthielten.
Auswertung der Formgebungsversuche
Aus den Formgebungsversuchen läßt sich ableiten, daß das Glas durch Pressen verarbeitet
werden kann. Werden mehrere Tropfen aufgefangen und zusammen verpreßt, sind
Inhomogenitäten im Preßling unvermeidbar. Werkzeugtemperaturen unter 500 °C sind zu
niedrig, um die Inhomogenitäten im Preßling wieder auszuheilen.
Die Preßlinge wurden auf ihre Fotosensibilität untersucht, um gegebenenfalls einen Einfluß
des Preßwerkzeugmaterials (Edelstahl bzw. Grafit) auf die Fotosensibilität zu
charakterisieren.
Es zeigte sich, daß die Proben unabhängig vom verwendeten Formenmaterial in den
belichteten Bereichen vergleichbar gut kristallisierten, während die unbelichteten Bereiche
transparent und farblos geblieben sind. Weiterhin ist festzustellen, daß die Temperatur des
Preßwerkzeugs im untersuchten Temperaturbereich keinen visuell erkennbaren Einfluß auf
die Fotosensibilität hat.
Das Glas kann prinzipiell durch Ziehen und Blasen verarbeitet werden. Dabei muß die
Verarbeitungstemperatur deutlich höher als bei Standardverfahren gewählt werden.
37
Nach dem Ziehen aus dem Tiegel ohne definierte Kühlbedingungen sind im Bortenbereich des
Glasbandes unter dem Mikroskop Kristalle erkennbar. Das unterstreicht erneut die aus den
Kristallisationsuntersuchungen abgeleitete Aussage, daß der Temperaturbereich zwischen
500 °C und 950 °C schnell durchfahren werden muß. Für weitere technologische Versuche
zum Ziehen sind definierte Kühlbedingungen erforderlich.
Untersuchungen an Glasscheiben der Walzen 1 und 5
Transmission
Im Mittelpunkt der Untersuchung stand die Detektion der für den Fotostrukturierungsprozeß
erforderlichen Ce3+-Ionen. Aus Bild 21 geht hervor, daß die Konzentration der Ce3+-Ionen
einerseits vom eingesetzten Quarzmehl und andererseits von den Schmelzbedingungen/Schmelzaggregat abhängig ist. Die höchste Konzentration an Ce3+-Ionen ist im
fotostrukturierbaren Glas, das im Labor nach Standardtechnologie hergestellt wurde,
vorhanden. Beim Einsatz des Quarzmehls Dorsilit MIPUR 10000 ist die Ce3+-Konzentration
am geringsten. Dieses Ergebnis steht im Zusammenhang mit der schlechteren Kristallisation
beim Einsatz von Dorsilit, wie bereits gezeigt wurde.
100
90
Transmission [%]
80
70
60
50
40
Labor
30
1.Wa/Dorsilit
20
5.Wa/Millisil
10
0
250
270
290
310
330
350
370
390
410
Wellenlänge [nm]
Bild 21: Transmission der fotostrukturierbaren Gläser aus dem Schmelzversuch im Vergleich
zu einem im Labor geschmolzenen fotostrukturierbaren Glas
Dichte
Die Dichte wurde mit dem AccuPyc1330 der Fa. Micromeritics GmbH bestimmt (Bild 22).
Aus Bild 22 ist zu entnehmen, daß die Dichte der im kontinuierlichen Schmelzversuch
hergestellten Gläser geringfügig größer ist, verglichen mit einem im Labor hergestellten
fotostrukturierbaren Glas. Das wird auf die unterschiedlichen Herstellungsbedingungen
zurückgeführt.
38
Bild 22: Dichte der untersuchten Gläser
Thermische Ausdehnung
Die Messung der thermischen Ausdehnung erfolgte mit dem Kieselglasdilatometer TMA 402
der Fa. Netzsch. Dabei wurden die Probe mit einer Geschwindigkeit von 5 K/min aufgeheizt
und der lineare thermische Ausdehnungskoeffizient α20-400°C sowie die Transformationstemperatur Tg aus der Dehnungs/Temperatur-Kurve bestimmt (Bild 23).
Bild 23: Dehnungs/Temperatur-Kurven der untersuchten Gläser
Daraus geht hervor, daß sich die Gläser, hergestellt während des kontinuierlichen Schmelzversuchs, im Bezug auf ihr Ausdehnungsverhalten nicht von dem im Labor hergestellten Glas
unterscheiden. Die Ausdehnungskoeffizienten α20-400°C und Transformationstemperaturen
enthält Tabelle 7.
39
Tabelle 7: Linearer thermischer Ausdehnungskoeffizient α20-400°C und Transformationstemperatur Tg der untersuchten Gläser
Labor
Walze 1
Walze 5
α20-400°C [10-6 K1
]
10,60
10,54
10,65
Tg [°C]
450
437
439
Untersuchungen zum Kristallisationsverhalten mittels Differentialthermoanalyse (DTA)
Die Untersuchungen von belichteten und unbelichteten Proben wurden mit einer STA 409 der
Fa. Netzsch durchgeführt. Die Temperaturen der exothermen Reaktion in den DTA-Kurven
(Kristallisation von Lithiummetasilikat) sind in Tabelle 8 zusammengefaßt. Erwartungsgemäß
hat die exotherme Reaktion in den belichteten Proben ihr Maximum bei einer geringeren
Temperatur als im unbelichteten Zustand.
Tabelle 8: Temperaturen der exothermen Reaktion
Labor
Walze 1
Walze 5
unbelichtet
683
686
682
belichtet
679
679
678
Aus den DTA-Untersuchungen wird deutlich, daß sich die Lage des exothermen Peaks
für unbelichtete und belichtete Gläser der Walze 1 und 5 nicht wesentlich von der des im
Labor hergestellten fotostrukturierbaren Glases unterscheidet. Ein Einfluß der
verschiedenen Quarzmehle auf das Kristallisationsverhalten kann mit Hilfe der DTAUntersuchungen nicht nachgewiesen werden.
Untersuchungen zur Strukturierbarkeit
Zur Beurteilung der Strukturierbarkeit der Gläser erfolgte eine maskierte UV-Belichtung der
polierten Glasscheiben mit einem Maskaligner. An die Belichtung schloß sich eine
Temperaturbehandlung im Laborkammerofen bei 590 °C, 1 h an. Anschließend wurden die
getemperten Glasscheiben in jeweils 100 ml 10 %-iger Flußsäure unter Ultraschalleinwirkung
(Ultraschalleistung 450 W) 10 Minuten geätzt und die Strukturen ausgemessen sowie das
Ätzratenverhältnis von belichtet getemperten zu unbelichtet getemperten Bereichen bestimmt
(Tabelle 9).
Tabelle 9: Übersicht über ermittelte Ätzratenverhältnisse
Labor
Walze 1
Walze 5
Ätzratenverhältnis
20
13
17
Das im Labor hergestellte Glas und Glas der Walze 5 weisen ähnlich hohe Ätzratenverhältnisse auf, wobei die aufgetretenen Unterschiede auf Homogenitätsschwankungen in
den Gläsern zurückgeführt werden.
Die vergleichsweise geringe Ätzrate des Glases der Walze 1 zeigt deutlich den Einfluß der
eingesetzten Rohstoffe, im speziellen Fall des verwendeten Quarzmehls. Der niedrige Ce3+Gehalt im Glas der Walze 1 (Bild 21), ist mit einer geringeren Fotosensibilität verbunden, was
sich schließlich in der niedrigeren Ätzrate wiederspiegelt.
40
Gefügeuntersuchungen mittels Rasterkraftmikroskopie (AFM)
Um Aussagen zum Gefüge des Glases zu erhalten, erfolgten Untersuchungen mit dem Rasterkraftmikroskop TMX 2000 Explorer SPM der Fa. TopoMetrix. Die Proben wurden vor der
Untersuchung an Luft gebrochen und im contact-Modus analysiert.
Die AFM-Bilder zeigen Unterschiede im Glasgefüge zwischen Walze 1 und Walze 5.
Bild 24: Glasgefüge von Proben aus der
Walze 1
Bild 25: Glasgefüge von Proben aus der
Walze 5
Im Glas der Walze 1 sind im Gegensatz zum Glas der Walze 5 keine Kriställchen erkennbar.
Die Gläser der Walzen 1 und 5 unterscheiden sich bezüglich des eingesetzten Quarzmehls
voneinander, sind aber in ihrer Schmelztechnologie (Schmelztemperatur, Verweilzeit im
Tiegel, thermische Vergangenheit beim Kühlen auf Raumtemperatur) vergleichbar. Daher
liegt die Vermutung nahe, daß die Ursache für die Kriställchen (150 ... 500 nm) beim
unterschiedlichen Quarzmehl und dadurch bedingte veränderte Redoxverhältnisse in der
Glasschmelze (vgl. Transmissionsuntersuchungen, (Bild 21) liegt.
Im Vergleich zum fotostrukturierbaren Glas, hergestellt im Labor (Bild 26), ist festzustellen,
daß das Gefüge des im Labor hergestellten Glases keine Kristalle aufweist und auch viel
homogener erscheint als das Glasgefüge der Walzen 1 und 5. Unterschiede in der Rauhigkeit
bzw. Homogenität des Gefüges vom im Labor hergestellten Glas und vom Glas der Walze 1
können durch die verschiedenen Schmelztechnologien bedingt sein.
In Auswertung der Gefügeuntersuchungen ist es nicht möglich, die Unterschiede im
Kristallisationsverhalten und damit verbunden die unterschiedlichen Ätzraten zu
erklären.
Bild 26: Glasgefüge eines im Labor hergestellten fotostrukturierbaren Glases
41
3.1.2.4 Zusammenfassung
Der eine Woche dauernde Schmelzversuch bei der JSJ Jodeit GmbH in Jena hat gezeigt,
daß es in der verwendeten Versuchsanlage (MF-beheizter Platinauslauftiegel) möglich
ist, fotostrukturierbares Glas im kontinuierlichen Versuchsbetrieb herzustellen.
Besonders hervorzuheben ist dabei, daß während des gesamten Versuchsbetriebes farbloses,
transparentes Glas mit mehr oder weniger intensiv ausgeprägten fotosensiblen Eigenschaften
erhalten wurde.
Die Ergebnisse des Schmelzversuches stellen den Einfluß der verwendeten Rohstoffe,
nachgewiesen durch den Einsatz verschiedener Quarzmehle, auf die Fotosensibilität deutlich
heraus. Weiterhin ist bei der Auswahl der Rohstoffe darauf zu achten, daß beim Einschmelzen
der Rohstoffe keine Probleme durch Gasabspaltung auftreten.
Im Bezug auf die Fotosensibilität ist eine Schmelztemperatur von 1550 °C zu favorisieren.
Die Kristallisationsneigung an der Auslaufdüse läßt sich durch eine ausreichend hohe
Düsentemperatur (T > 1100 °C) beherrschen.
Vergleichende Untersuchungen bezüglich Glaseigenschaften und Fotosensibilität zwischen im
Labor und während des Schmelzversuches hergestelltem Glas zeigen, daß es im wesentlichen
keine Unterschiede gibt. Eigenschaftsschwankungen sind auf die unterschiedlichen
technologischen Parameter (Verweilzeit im Ofen, Verdampfungserscheinungen, Gießtemperatur) während der Glasschmelze sowie die eingesetzten Rohstoffe zurückzuführen.
Durch prinzipielle Versuche zur Formgebung wurde der Nachweis erbracht, daß sich das Glas
durch Pressen, Blasen und Ziehen verarbeiten läßt.
Durch die versuchstechnisch bedingten, geringen Tropfenvolumina ließen sich keine
homogenen Preßlinge herstellen. Versuche zur Verbesserung der Homogenität durch
Vorheizen des Preßwerkzeuges zeigten, daß Werkzeugtemperaturen von 500 °C nicht
ausreichten, um Inhomogenitäten im Preßling auszuheilen. Ein Einfluß des Werkzeugmaterials und der Werkzeugtemperatur (untersucht bis 500 °C) auf die Fotosensibilität konnte
nicht nachgewiesen werden. Es wird davon ausgegangen, daß mit größeren Tropfenvolumina
homogene Preßlinge herstellbar sind.
Speziell für eine Verarbeitung durch Ziehen sind weitere technologische Untersuchungen
nötig, wobei definierte Kühlbedingungen erforderlich sind.
3.2
Strukturierungstechnologie
3.2.1
Standardprozeß
42
3.2.1.1 Beschreibung des Prozesses
Die fotostrukturierbaren Gläser sind durch einen lithographiebasierenden Prozeß mikrostrukturierbar /Sto49, Sto53/. Der Prozeß gliedert sich in die Schritte:
• Belichtung (Initiierung),
• Temperung (Entwicklung) und
• Ätzen (Strukturierung),
die auch als Hauptschritte (Bild 27) bezeichnet werden.
Ausgangsglaswafer
Belichtung (maskiert, UV-Licht)
Temperung
Ätzen (selektiv)
Bild 27: Hauptprozeßschritte des Fotostrukturierungsprozesses
Durch diesen Standardprozeß können im Glas durchgehende Mikrostrukturen erzeugt
werden (Bild 28). Die Strukturgeometrien sind zweidimensional beliebig und werden nur
durch die minimalen Strukturbreiten, die ihrerseits von der Dicke des durchzustrukturierenden
Glaswafers abhängig sind, begrenzt. Typische minimale Strukturgeometrien sind abhängig
vom verwendeten fotostrukturierbaren Glas und liegen bei ca. 100 µm im 1000 µm dicken
Glaswafer. Die sinnvoll anwendbare Waferdicke und damit auch die Strukturtiefe liegt
zwischen 200 und 2000 µm /Har98c/.
Bild 28: Teststrukturen, hergestellt in fotostrukturierbarem Glas (Die schwarz sichtbaren
Bereiche sind Durchbrüche im Glasteil.)
43
3.2.1.2 Belichtung
Die Belichtung des Glases erfolgt in Waferform mit in der Siliziumbearbeitung üblichen
Maskalignern oder mit Laserstrahlung.
Dabei müssen zwei Bedingungen erfüllt werden:
• Die Lichtquelle muß Licht einer geeigneten Wellenlänge abgeben.
• Das Licht muß in das Glasteil eindringen können.
In der Literatur /Sto56, Hül90, Bru90, Spe93, Schm94, Kon94, Yab94, Die96/ werden von
unterschiedlichen Autoren unterschiedliche Wellenlängenbereiche als wirkungsvolle
Strahlungsanteile angegeben. Als Masken kamen Chrom (Absorbermaterial, strukturiert) /
Kieselglas (Substrat) –Masken zur Anwendung. Kieselglasträger wurden wegen der hohen
Transmission im Wellenlängenbereich 300-320 nm angewendet. Ausführliche Darstellung
zum Maskendesign erfolgen im Abschnitt 3.5. Die Maskenkosten stellen vor allem für geringe
Stückzahlen einen erheblichen Teil der Prozeßkosten dar, so daß für eine low-cost
Prozeßvariante insbesondere bei geringen Präzisionsanforderungen nach alternativen
Maskenmaterialien gesucht werden sollte. Im Rahmen des Forschungsprojektes wurden
Untersuchungen zur Belichtungsenergiedichte, zum wirksamen Spektralbereich und zur
Anwendung von Laserstrahlung durchgeführt. Die Versuche sind ausführlich in /Har98c/
dargestellt.
Aus den Ergebnissen der Einzelversuche sowie einer zusammenfassenden Bewertung läßt sich
ableiten, daß
• die Belichtungswirkung vom konkreten Bereich der Wellenlänge und von der
realisierten Belichtungsenergiedichte abhängt,
• die Initiierung von Fotoelektronen innerhalb eines breiten Wellenlängenbereiches
möglich ist (punktuell wurde der Bereich 248 nm bis 337 nm untersucht),
• zur Bildung einer Mindestkonzentration an Fotoelektronen ein Schwellwert der
Belichtungsenergiedichte erreicht werden muß, für die Belichtung mit dem verwendeten
Maskaligner 0,5 J/cm², so daß bei nachfolgender Temperung eine selektiv ätzbare
Kristallphase entsteht,
• der Wellenlängenbereich zwischen 300 und 320 nm der Hauptsensitivitätsbereich ist
und bei einer Belichtung innerhalb dieses Wellenlängenbereiches der geringste
Schwellwert der Belichtungsenergiedichte aufgebracht werden muß sowie
• der erforderliche Schwellwert der Belichtungsenergiedichte für andere Belichtungswellenlängen mit größer werdender Entfernung vom Hauptsensitivitätsbereich
ansteigt.
3.2.1.3 Temperaturbehandlung
Nach der Belichtung erfolgt die thermische Behandlung zur partiellen Kristallisation der
belichteten Bereiche.
Während der Temperaturbehandlung entsteht in den belichteten Bereichen ein Gemisch aus
Lithiumetasilikatkristallen und Restglasphase. Theoretisch ist es damit zu erklären, daß die
stöchiometrische Zusammensetzung von Lithiummetasilikat (Li2O ⋅ SiO2) nicht identisch mit
der Glaszusammensetzung ist, so daß selbst bei maximal möglicher Kristallisation von
Lithiummetasilikat immer ein Rest an Glasbestandteilen (Restglasphase) vorhanden sein muß.
Die vorhandenen Verhältnisse von Kristall- und Restglasphase sind insbesondere für die
Optimierung (zeitlich und qualitätsbezogen) des Ätzprozesses von Bedeutung.
Für die Vergleichbarkeit der in den nächsten Kapiteln beschriebenen Einzelversuche und
wegen der einfachen Versuchsdurchführung wurde, wie bereits mehrfach gesagt, für das
Ausgangsglas A ein Standardtemperregime von 1 Stunde bei 590 °C und für Glas FS LAS 13
ein Regime von 4 Stunden bei 550 °C angewendet. Dieses Regime stellt einen sinnvollen
Kompromiß zwischen zeitlichem Aufwand und erreichbarer Strukturqualität (Präzision,
44
Oberflächenrauheit und Steilheit der Kanten sowie Ebenheit der Oberfläche) dar. Die Proben
wurden in den heißen Ofen eingesetzt und aus dem heißen Ofen entnommen. Als
Temperunterlagen kamen mit Bornitrid beschichtete Edelstahlplatten zum Einsatz. Die
Temperung erfolgte in einem Laborkammerofen LM 312.14 der Firma Linn Elektro Therm.
Die Tempertemperatur liegt für beide Gläser mehr als 100 K über Tg, der Transformationstemperatur des Glases. Bei dieser Temperatur fängt das Glas bereits zu erweichen an, so daß
Ebenheitsfehler der Unterlagen und die Oberflächenspannung zu Verformungen der
Glaswafer führen. Insbesondere bei Waferdicken unterhalb von 500 µm treten Verformungen
um mehr als 100 µm auf. Um die Verformungen zu begrenzen, erfolgte das Tempern der
Glaswafer in einem definierten Zwischenraum zwischen zwei beschichteten Platten. Ein
Plattenabstand von 0,1 mm über der maximalen Waferdicke stellt dabei einen sinnvollen
Kompromiß zwischen Oberflächenbeschädigung und Verformung dar.
3.2.1.4 Ätzen
Nach der partiellen Kristallisation der Glaswafer erfolgt während des Ätzprozesses das
Herauslösen der belichteten Bereiche.
Praktische Versuche ergaben Abhängigkeiten des Ätzabtrages von der Strukturgröße, dem
Austauschverhalten von Ätzlösung und Ätzrückständen in den Strukturen sowie der Art und
dem Gebrauchszustand des Ätzmittels (Gebrauchszeit, d.h. Anreicherung an Gelöstem,
Temperatur).
Für die Versuche wurden folgende Bedingungen gewählt:
• Ätzmittel:
verdünnte Flußsäure (HF 10 %)
• Temperaturbereich:
zwischen 15 und 40 °C
• Ätzmittelwechsel:
nach maximal 2 h Ätzzeit
• Ätzmittelmenge:
mindestens 1 ml/cm² (bezogen auf Probenoberfläche)
• Prozeßunterstützung: Ultraschalleinkopplung (Ultraschallbad Sonorex Super,
450 W, Bandelin)
Die einzelnen Probenserien wurden unter vergleichbaren Bedingungen, in der Regel gemeinsam in einem Ätzprozeß, bearbeitet. Der Abbruch des Ätzprozesses erfolgte nach
Erreichen der erforderlichen Strukturtiefe.
Während des Ätzens bildet sich an der Oberfläche der partiell kristallisierten Bereiche der
Proben infolge des schnelleren Lösens der Kristalle ein poröses Gerüst der Restglasphase.
Dieses Gerüst bricht mit fortschreitendem Ätzprozeß mechanisch aus und bleibt als
krümeliger Bodensatz im Ätzgefäß zurück. Für den partiell kristallisierten Bereich ergibt sich
somit eine Behinderung des Angriffes auf die Kristallphase und damit eine geringere
Ätzgeschwindigkeit gegenüber reinem Lithiummetasilikat.
3.2.2
Ätzabbruchverfahren
Das Strukturierungsprinzip der Tiefenstrukturierung durch Ätzabbruch basiert auf dem
Standardprozeß der Fotostrukturierung und unterscheidet sich ausschließlich im Prozeßschritt
des Ätzens. Der Ätzprozeß ist einseitig oder zweiseitig möglich (Bild 29). Eine ausführliche
Darstellung erfolgte in /Har98c/.
Einseitiger Prozeß
45
Zweiseitiger Prozeß
Ausgangsglaswafer
Belichtung
Temperung mit
Kristallbildung
Einseitige Abdeckung
Ätzprozeß
Bild 29: Hauptprozeßschritte bei der Tiefenstrukturierung durch Ätzabbruch für
den einseitigen und zweiseitigen Ätzprozeß
Mit steigender Ätzzeit, damit auch größerer Strukturtiefe nimmt die Ätzgeschwindigkeit ab.
Die Streuung der erreichten Strukturtiefe steigt im Gegensatz dazu stark an. Das führt beispielsweise bei 30 min Ätzzeit zu Strukturtiefen zwischen 620 und 880 µm für den
betrachteten Bereich der Graben-Sollbreite.
Für die Anwendung von Glasbaugruppen in Antrieben sind oft Strukturen großer Tiefe
erforderlich, wobei die verbleibende Materialdicke am Strukturgrund möglichst gering sein
sollte. Wegen der großen Streuung der Strukturtiefe ist das Ätzabbruchverfahren für derartige
Aufgabenstellungen ungeeignet. Ein zusätzliches Problem stellen die am Strukturgrund
vorhandenen, angelösten Bereiche, bestehend aus Kristallphase und Restglasphase mit einer
stark erhöhten Rauhigkeit, dar.
Besonders günstig ist das Verfahren, wenn nur geringe Strukturtiefen ohne gleichzeitige
Durchstrukturierung benötigt werden und keine optischen Anforderungen an Bauteile
bestehen.
3.2.3
Definierte Einstellung der Belichtungsenergiedichte und Variation der
Grabensollbreite
Die Transmission des verwendeten Glaswerkstoffes nimmt mit der Dicke ab /Schm94/. Dieser
Effekt ist für eine tiefenbegrenzte Strukturierung nutzbar. Ausführliche Darstellungen der
Abhängigkeiten enthält /Har98c/.
Feine Stegstrukturen sind besonders für Glasbauteile in Mikroantrieben interessant. Die
realisierbare Stromstärke wird durch den spezifischen elektrischen Widerstand des
Leiterwerkstoffes, die zulässige Erwärmung sowie den vorhandenen Leiterquerschnitt
bestimmt und liegt bei Einsatz durchgehender Spulenstrukturen oberhalb 10 A /Har95a/.
Praktisch ist die sinnvoll anwendbare Stromstärke durch den Aufwand bei der Antriebssteuerung auf unter 5 A begrenzt, so daß das technologische Potential ausreichende Reserven
einschließt. Ein Beispiel einer strukturierten Glasspule mit unterschiedlicher Vergrößerung
zeigt Bild 30.
Einen Ausschnitt aus einer Glas/Metall-Verbundspule, wie sie für antriebstechnische Aufgabenstellungen eingesetzt wird, zeigt Bild 31.
46
Die realisierbare Windungszahl hängt bei vorgegebenem Design wesentlich von der Größe der
ungenutzten Fläche, d.h. von der Breite der Isolationsstege zwischen den Einzelwindungen,
ab. Wichtige Bedingung ist dabei die Realisierung eines ausreichend hohen
Isolationswiderstandes zwischen den Einzelwindungen.
Bild 30: Strukturierte Glasspule (Die hellen Bereiche sind die Seitenwände der Glasstege.
Die Ätzstruktur der Oberfläche der Seitenwände ist sichtbar.)
Glas-Steg
Kupfer-Windung
Bild 31: Ausschnitt aus einer Glas/Metall-Verbundspule
Die Tκ100-Temperatur, das ist die Temperatur, bei der der spezifische elektrische Widerstand
ρ = 108 Ωcm ist, von 134 °C für Glas A garantiert eine sichere Isolationswirkung des
Glaswerkstoffs bis über 100 °C. Zusätzlich ist wegen der großen Leiterquerschnitte und der
daraus resultierenden geringen Spulenwiderstände mit Spannungsabfällen von < 0,1 V über
den Einzelwindungen zu rechnen, so daß bei Glasstegbreiten ≥ 10 µm keine unzulässig
geringen Isolationswiderstände zu erwarten sind.
Vom mechanischen Gesichtspunkt ist in Abhängigkeit vom konkreten Spulendesign eine
Mindestglasstegbreite an der Oberfläche der Glasspulenkörper (Bild 30) von 10 µm ebenfalls
ausreichend. Aus technologischer Sicht müssen die im vorhergehenden Abschnitt diskutierte
Aufätzung sowie die auftretende Breitenschwankung berücksichtigt werden.
Bild 32 zeigt die Abätzung von Stegen einer Sollbreite bs von 100 µm (Absorberbreite der
Maskenstruktur), die sich aus der Differenz zwischen der Sollbreite und der Istbreite ergibt.
47
bs-bi [µm]
100
80
60
40
2
20
1,2
0
60 40 30
20 12 10
8 6 4
2
D [J/cm²]
0,4
tE [min]
Bild 32: Abätzung bs - bi von Stegen der Sollbreite = 100 µm in Abhängigkeit von
der Belichtungsenergiedichte D und von der Ätzzeit tE
In Abhängigkeit von der Ätzzeit und von der Belichtungsenergiedichte werden die Glasstege
an der Oberfläche zum Teil völlig weggeätzt, was nach der Metalleinlagerung zum
Windungsschluß führen würde. Zur Vermeidung derartiger Windungsschlüsse müssen
Mindest-Sollstegbreiten beim Maskenlayout eingehalten werden.
In einem 800 µm dicken Wafer sind durchgehend strukturierte Stege, z.B. in Form einer
Glasspule mit Stegbreiten an der Oberfläche unterhalb von 30 µm, herstellbar (Bild 30).
3.2.4
Mehrfachstrukturierungsprozeß
Mehrfachstrukturierungs- oder allgemeiner Mehrfachbearbeitungsprozesse sind in der
Mikroelektronik und der Mikrostrukturtechnik allgemein üblich.
Im ersten Bearbeitungsschritt werden dabei zusätzlich zur jeweiligen ersten Nutzstruktur
Justiermarken auf die Substrate aufgebracht. Die für Nachfolgeprozesse erforderlichen
Masken enthalten ebenfalls Justiermarken, so daß unter Verwendung einer Relativpositioniertechnik Maske und Substrat für Nachfolgebearbeitungsschritte in Überdeckung
gebracht werden können.
Bei Anwendung einer derartigen Strukturierungstechnik auf die Bearbeitung fotostrukturierbarer Gläser sind verschiedene Prozeßmodifizierungen möglich. Folgende grundlegende
Anforderungen sind zu beachten:
• Im ersten Bearbeitungsschritt sollten die Bauteilrohgeometrie, durchgehende Strukturen
und die Justiermarken strukturiert werden.
• Die Anzahl der Folgestrukturierungsschritte ist möglichst gering zu halten, da sich bei
jedem Strukturierungsschritt die Oberflächenqualität verschlechtert.
• In den Folgestrukturierungsschritten dürfen jeweils nur Strukturen mit geringeren Tiefen
hergestellt werden.
Praktisch erfolgte die Fertigung von zweifach und dreifach strukturierten Bauteilen nach zwei
unterschiedlichen technologischen Abläufen (Bild 33).
Zweifachstrukturierungsprozeß
48
Dreifachstrukturierungsprozeß
Ausgangsglaswafer
Erste Belichtung
Tempern
Ätzprozeß
Zweite Belichtung
Dritte Belichtung
Tempern
Ätzprozeß
Bild 33: Technologien zur Herstellung von mehrfach strukturierten Bauteilen
Bei den Folgebelichtungen ist die Belichtungsenergiedichte gegenüber der Erstbelichtung
deutlich zu verringern, so daß es nicht zur vollständigen Kristallisation über die Gesamtdicke
kommt. Dies gilt besonders für den Dreifachstrukturierungsprozeß, da hier keine zusätzliche
Probenabdeckung an der Waferunterseite möglich ist.
Mit dem Verfahren gelingt es, Glasbauteile herzustellen, die eine definierte
Außenkontur, durchgehende Strukturen und definiert abgestufte, nicht durchgehende
Strukturen mit mehreren hundert Mikrometern Tiefe besitzen. Spulenstrukturen mit
extrem geringen Isolationsstegbreiten (strukturtiefenabhängig, minimal ca. 10 µm) sind
herstellbar. Diese Strukturen sind besonders für antriebstechnische Aufgabenstellungen von
Interesse.
Bild 34 zeigt eine antriebstechnische Struktur, bei der die Leiterzüge über einen schmalen
Steg geführt wurden, hergestellt nach dem Zweifachstrukturierungsprozeß (Bild 33) und ein
zweiseitig strukturiertes Bauteil für einen elektrodynamischen Antrieb (27 x 20 mm²),
hergestellt nach dem Dreifachstrukturierungsprozeß (Bild 33) vor dem abschließenden
Ätzschritt.
49
Bild 34: Zweifach strukturiertes und dreifach strukturiertes Glasbauteil
Die Oberflächen an den Strukturseitenwänden und im Strukturgrund sind Ätzflächen, wobei
speziell im Strukturgrund angeätzte Kristallisationsreste vorhanden sind.
Die Genauigkeit der Relativposition von Strukturen, hergestellt durch unterschiedliche
Belichtungsschritte, hängt bei der Mehrfachstrukturierung von Glas im wesentlichen von der
Gestalt, der Position und der Aufätzung der Justiermarken sowie von Positionierungsfehlern
des verwendeten Maskaligners ab. Durch die Anwendung spezieller Justiermarken wurden in
Bauteilen von 20 x 25 mm² Positionsabweichungen kleiner ± 20 µm realisiert. Als
Justiermarken kamen Kreuzstrukturen mit einer Graben-Sollbreite von 50 µm und einer
Grabenlänge von 450 µm zur Anwendung, die beim ersten Belichtungsschritt auf das
Glasbauteil übertragen wurden. Während des Ätzschrittes kam es zur Aufätzung der
Strukturen, so daß Kreuzstrukturen (50 µm Stegbreite) der zweiten Maske gut in Überdeckung
gebracht werden konnten.
3.2.5
Modifizierte Maskentechnik
3.2.5.1 Prinzip der Variation der Maskentransmission
Untersuchungen zur Strukturierung von Gräben bestätigten eine Beeinflussung der
Kristallisationstiefe in Abhängigkeit von der Belichtungsenergiedichte für StrukturSollbreiten unterhalb von 80 µm. Während des nachfolgenden Ätzprozesses lassen sich
Strukturen unterhalb von 40 µm Sollbreite deutlich schlechter tiefenätzen als vergleichbar
behandelte Strukturen mit größeren Strukturbreiten.
Die Beobachtungen lassen sich wie folgt zusammenfassen:
Bei Strukturgrößen, die deutlich kleiner als 100 µm sind, sinkt mit der
Verkleinerung des Strukturdurchmessers bs der Maske die erreichbare
Belichtungstiefe sowie die Kristallisations- und Ätztiefe während der
Folgeprozesse.
Im Gegensatz zum Standardprozeß setzt man große Strukturflächen der Maske aus einem
Raster sehr feiner Strukturen zusammen. Somit ist eine definierte Tiefenstrukturierung mit
variabler Strukturtiefe möglich. Dabei werden Strukturen mit geringen Öffnungsbreiten in der
Maskenstruktur nur in eine geringe, begrenzte Tiefe strukturiert. Andere Strukturen, die von
größeren Öffnungsbreiten der Maskenstrukturen ausgehen, lassen sich bis in größere Tiefen
strukturieren. Ein vollständiges Durchstrukturieren ist gegeben, wenn von vollflächig
transparenten Maskenflächen ausgegangen wird (Bild 35).
50
UV-Bestrahlung
Maske
Ausgangsglaswafer
Bestrahlter, getemperter
Glaswafer
Strukturierter Glaswafer
Bild 35: Schematische Darstellung der prinzipiell realisierbaren Strukturtiefeunterschiede
in Abhängigkeit von der Maskenstruktur
Zur gezielten Nutzung dieses Prinzips für eine dreidimensionale Mikrostrukturierung werden
in den folgenden Abschnitten die technologischen Einflußparameter eingegrenzt bzw. ihre
Wirkung im Zusammenhang untersucht.
3.2.5.2 Variationen der Strukturierungsparameter
Für eine genauere Betrachtung der Vorgänge bei der Tiefenstrukturierung mittels modifizierter Masken machen sich einige Begriffsvereinbarungen erforderlich.
Eine makroskopische Maskenstruktur wird in ein Raster mit der Periode i aus mikroskopischen Streifenöffnungen der Breite o und Absorberstreifen der Breite g aufgeteilt. Das
Verhältnis zwischen o und g wird als Öffnungsverhältnis o/g definiert. Der Maskentransmissionsgrad TA wird flächenbezogen definiert und stellt den geometrischen Anteil der
Öffnungsfläche an der Gesamtfläche der Struktur dar. Die Rastergeometrie der angewendeten
Streifenraster ist über die Rasterperiode i und die Rasteröffnung o (i; o) eindeutig definiert.
Die Abhängigkeit der Ätztiefe von der extern eingestellten Belichtungsenergiedichte und von
der Öffnungsbreite der Maske für eine konstante Ätzzeit von 40 min und eine konstante
Rasterperiode i von 40 µm ist in Bild 36 dargestellt. Es wird deutlich, daß eine
Vorausbestimmung der Strukturtiefe über die eingebrachte Belichtungsenergie möglich ist.
Dabei kann die wirksame Belichtungsenergie durch die äußere aufgebrachte
Belichtungsenergiedichte der Belichtungseinrichtung oder durch eine Variation der
Öffnungsbreite der Maske gezielt eingestellt werden.
Die zusätzliche Abhängigkeit der Strukturtiefe von der Ätzzeit für verschiedene Transmissionsgrade TA bei einer konstanten Rasterperiode von 20 µm ist in Bild 37 dargestellt. Die
geätzte Strukturtiefe nähert sich für längere Ätzzeiten einem Grenzwert, wobei dieser Grenzwert vom jeweiligen Maskentransmissionsgrad bestimmt wird. Nach diesem Grenzwert der
Ätzzeit wurde alles kristallisierte Material herausgelöst. Die zum Erreichen des Grenzwertes
erforderliche Ätzzeit ist ebenfalls vom Transmissionsgrad abhängig.
51
600
D [J/cm²]
h [µm]
500
2
400
4
300
6
8
200
100
0
0
0,5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
o [µm]
Bild 36: Strukturtiefe h in Abhängigkeit von der Öffnungsbreite o der Maske und von
der Belichtungsenergiedichte D (i = 40 µm, t E = 40 min)
500
400
h [µm]
TA [1]
0,05
300
0,1
200
0,15
0,2
100
0
0
20
40
60
80
100
120
tE [min]
Bild 37: Strukturtiefe h in Abhängigkeit von der Ätzzeit tE für unterschiedliche
Transmissionsgrade TA der Maske (i = 20 µm)
Bild 38 zeigt die Ätzgeschwindigkeit in Abhängigkeit vom Transmissionsgrad der Maske und
von der Ätzzeit. Die zeitabhängige Reduzierung der Ätzgeschwindigkeit bzw. der eintretende
Ätzstop ist hier besonders deutlich zu erkennen. Weiterhin ist zu erkennen, daß die Begrenzung der Ätzgeschwindigkeit für unterschiedliche Transmissionsgrade verschieden stark ist.
52
120
100
0,2
0,15
0,1
TA [1]
0,05
80
60
40
10
8
6
4
2
0
20
vE [µm/min]
12
tE [min]
Bild 38: Ätzgeschwindigkeit vE in Abhängigkeit vom Transmissionsgrad TA und von der
Ätzzeit tE (Ätztiefe)
h [µm]
Die Ätzgeschwindigkeit am Beginn des Ätzvorgangs, d.h. für kurze Ätzzeiten ist geringer als
die Ätzgeschwindigkeit der maximal kristallisierten Bereiche (TA = 1) nicht erreicht wird.
Mit sinkendem Transmissionsgrad der Maske nimmt die Ätzgeschwindigkeit stark ab.
Betrachtet man die Ätzgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der Zeit, erkennt man eine
deutliche Abnahme, die bei höherem Transmissionsgrad ausgeprägter auftritt, aber im
untersuchten Zeitbereich nicht auf den Wert der glasigen Bereiche absinkt. Für geringe Transmissionsgrade geht die Ätzgeschwindigkeit auf den Wert für die Glasbereiche (unbelichtet)
zurück, was bedeutet, daß ein vollständiger Ätzstop auftritt. Der rasante Abfall der
Ätzgeschwindigkeit im Bereich von tE = 20 bis 40 min für TA > 0,05 ist durch den sinkenden
Kristallisationsgrad mit zunehmender Strukturtiefe zu erklären. Daraus ist abzuleiten, daß
Strukturen geringerer Tiefe mit wesentlich größerer Präzision und in geringerer
Abhängigkeit von den konkreten Ätzbedingungen herstellbar sind als Strukturen mit
größerer Tiefe.
1200
1000
800
600
400
200
0
i [µm]
10
20
30
40
0
0,1
0,2
0,3
0,4
TA [1]
Bild 39: Strukturtiefe h in Abhängigkeit vom Transmissionsgrad TA und von der
Rasterperiode i der Maske (D = 6 J/cm², tE = 140 min)
Für Transmissionsgrade zwischen 0,1 und 0,3 ist ein eindeutiger Bezug dahingehend zu
erkennen, daß eine größere Rasterbreite auch eine größere Strukturtiefe bedingt (Bild 39). Das
wurde erwartet, da bei einem konstanten Transmissionsgrad der Maske das betrachtete
Volumen entsprechend der flächenbezogenen Definition des Transmissionsgrades auch einer
konstanten Energiedichte der Belichtung ausgesetzt war. Diese Beobachtung legt sofort die
Vermutung nahe, daß zwar die Energiedichte konstant war, aber die Verteilung der Energie im
53
Volumen Unterschiede zeigt. Die Anstiegsänderung der Kurven bei hohen Transmissionsgraden (TA > 0,3) ist mit ungleichmäßigem Ätzverhalten infolge der großen Strukturtiefe zu
erklären. Im Bereich mittlerer Transmissionsgrade (TA = 0,1 bis 0,3) ist eine annähernd
lineare Änderung der Strukturtiefe mit dem Transmissionsgrad gegeben. Für niedrigere
Transmissionsgrade (TA < 0,1) gibt es für die Rasterperioden i = 10 µm und i = 20 µm eine
Abweichung vom linearen Verhalten. Diese tritt in Abhängigkeit von der Rasterperiode i
unterschiedlich stark auf und ist über die Änderung des Transmissionsgrades nicht erklärbar.
Es muß vermutet werden, daß die Linearitätsabweichung durch Beugungseffekte
hervorgerufen wird.
3.2.5.3 Erklärung der Vorgänge bei der Strukturieurng mittels modifizierter Masken
anhand von Beugungsberechnungen und Strukturvermessungen
Eine ausführliche Darstellung der Beugungsberechnungen und Meßwerte erfolgte in /Har98c/
und soll an dieser Stelle nur kurz angerissen werden.
Im ersten Schritt wurde die berechnete normierte Gesamtintensität, die die normierte Summe
der berechneten Intensitäten aller Punkte Pi der betrachteten Fläche darstellt, bestimmt. Eine
Darstellung der normierten Gesamtintensität für unterschiedliche Rastergeometrien (i; o) ist in
Bild 40 zu sehen.
0,3
Jn ges [1]
0,25
0,2
0,15
0,1
0,05
40;8
40;4
40;3
40;2
40;1
30;2
20;4
20;3
20;2
20;1
10;2
0
i; o [µm; µm]
Bild 40: Normierte Gesamtintensität Jn ges in Abhängigkeit von der Rastergeometrie (i; o)
Innerhalb einer Rasterperiode i nimmt dabei die normierte Gesamtintensität mit zunehmender
Öffnungsbreite o annähernd linear zu (Bei der Darstellung in Bild 40 ist die geänderte
Schrittweite zwischen den Werten von 40;4 und 40;8 zu berücksichtigen.). Verglichen mit
dem Einfluß einer Änderung des Transmissionsgrades, ist für unterschiedliche Rasterbreiten,
aber konstante Transmissionsgrade (d.h. o/i = const.), die normierte Gesamtintensität annähernd konstant, d.h. die berechneten Werte entsprechen der flächenmäßigen Definition des
Transmissionsgrades.
Wird die normierte Gesamtintensität auf die jeweils erreichte Strukturtiefe bezogen ergibt sich
die ätztiefenbezogene normierte Gesamtintensität Jn ges/h (Bild 41), der Beugungseinfluß wird
deutlich.
54
Jn ges/h [1/mm]
3
2,5
2
1,5
1
0,5
40;8
40;4
40;3
40;2
40;1
30;2
20;4
20;3
20;2
20;1
10;2
0
i; o [µm; µm]
Bild 41: Ätztiefenbezogene normierte Gesamtintensität Jn ges/h in Abhängigkeit von der
Rastergeometrie (i; o)
Bei 20 µm Rasterperiode ist zu geringeren Öffnungsbreiten hin eine deutliche Überhöhung der
tiefenbezogenen normierten Gesamtintensität zu beobachten, was über die flächenbezogene
Definition des Transmissionsgrades nicht erklärbar ist. Einen Beitrag zur Erklärung werden
die im folgenden dargestellten Ergebnisse der Beugungsabschätzung liefern.
Um eine Erklärung zu finden, muß die Intensitätsverteilung über die gesamte betrachtete
Fläche dargestellt werden (Bild 42 und Bild 43). Die Höhe des Intensitätswertes ist in den
Bildern durch die Intensität der Schwärzung dargestellt. Je intensiver die Schwärzung ist,
desto höher ist der örtlich berechnete Intensitätswert. In den Bildern wird der extreme
Geometrieeinfluß, speziell für kleine Öffnungsbreiten, deutlich.
Bild 42: Intensitätsverteilung über der betrachteten Gesamtfläche
(Rasterperiode i = 20 µm, Rasteröffnung o = 1 µm)
55
Bild 43: Intensitätsverteilung über der betrachteten Gesamtfläche
(Rasterperiode i = 20 µm, Rasteröffnung o = 4 µm)
Die Intensitätsverteilung weist bei größerer Öffnungsbreite einzelne Kanäle auf, die sich in
größerer Tiefe immer mehr aufweiten, aber genau den entsprechenden Maskenstrukturen
zuzuordnen sind. Die Ätzuntersuchungen bestätigen diese Erkenntnis.
Verringert man bei gleicher Rasterperiode die Öffnungsbreite, dann wird die Aufweitung
immer stärker, so daß keine genaue Zuordnung der Intensitätsverteilung zur Maskenstruktur
erkennbar ist. Verkleinert man die Maskenöffnung weiter, werden die Beugungseffekte immer
ausgeprägter, und die den Maskenstrukturen zuordenbaren Kanäle erhöhter Intensität
verschwinden nahezu vollständig (Bild 42). Bei einer Rasterperiode von i = 20 µm und einer
Öffnungsbreite von o = 1 µm (Bild 42) erkennt man in einem Bereich bis zu einer Tiefe von
ca. 200 µm eine extrem niedrige Intensität. Dies ist bedingt durch eine ausgeprägte
gegenseitige Auslöschung der betrachteten Elementarwellen in diesem Bereich. Darüber
hinaus fehlen auch Kanäle einer erhöhten Intensität infolge des Einflusses der
Maskenöffnungen.
Die Auswirkungen der Effekte sind eine im Vergleich zu analogen Transmissionsgraden
deutliche Überhöhung der tiefenbezogenen normierten Gesamtintensität nach Bild 41, woraus
die tiefenbegrenzende Wirkung abzuleiten ist.
Die Problematik des Strukturentwurfes wird im Abschnitt 3.5 behandelt.
3.2.5.4 Grundstrukturen und Bauteile
Die Basis für vielfältige Komponenten bilden strukturierte Flächen in unterschiedlicher Tiefe.
Eine entsprechende Teststruktur stellen Treppenstrukturen (Strukturflächen 1 x 3 mm²) mit
variierter Rasterperiode und variiertem Öffnungsverhältnis (Bild 44) dar. Von besonderem
Interesse für eine sichere technologische Prozeßführung war die Verringerung des Einflusses
der Strukturgeometrie (z.B. die Herstellung von schmalen Gräben) auf die erzielbare
Strukturtiefe. Die Versuche zeigten, daß bei der Strukturierung von Gräben (Breite
ca. 100 µm), die gleichen Strukturierungsbedingungen vorausgesetzt, eine vergleichbare
Strukturtiefenabstufung erreicht werden kann wie bei strukturierten Flächen (Bild 44). Dabei
ergaben sich keine signifikanten Unterschiede in der absoluten Strukturtiefe.
56
Bild 44: Treppen- und Kegelstumpfstruktur, hergestellt mittels modifizierter Maskentechnik
Die wesentliche Besonderheit der Arbeit mit modifizierten Masken ist die gleichzeitige
Herstellung von Strukturen unterschiedlicher Strukturtiefe. Wählt man dabei eine sehr geringe
Abstufung zwischen den einzelnen Strukturtiefen, ist eine Herstellung von gezielt geneigten
Strukturflächen möglich. Dabei kann mit konstanter Rasterperiode und variierter
Öffnungsbreite oder mit variabler Rasterperiode gearbeitet werden. Die Rasterung der
Strukturtiefe ist in Bild 44 bei der Kegelstumpfstruktur deutlich erkennbar. Für sehr fein
abgestufte Öffnungsbreiten geht die gerasterte Neigungsfläche in eine kontinuierlich geneigte
Fläche über.
Für Anwendungen auf dem Gebiet der Fluidtechnik sind rotationssymmetrische Strukturen
von Bedeutung (Bild 44 rechts).
Als Teststrukturen wurden kegelförmige Löcher und Kegelstümpfe gewählt. Die Neigung der
Strukturflächen kann analog zur Strukturierung von rechteckigen Flächen eingestellt werden.
Ein spezielles Problem stellen Unregelmäßigkeiten in der Rastergeometrie dar. Dies sind
Ecken, Kreuzungen, Unterbrechungen und Verzweigungen von Gräben. An den Unregelmäßigkeitsstellen kommt es je nach deren Art zu Überätzungen in der Tiefe oder zu einer
Begrenzung der Tiefenätzung. Eine genauere Darstellung erfolgt im Kapitel 3.5.
Eine konkrete Anwendung der modifizierten Maskentechnik stellt die Herstellung von tiefenstrukturierten Spulenstrukturen dar. Dabei ist die Außenkontur der Spule aus dem Waferverbund herauszulösen, und gleichzeitig sind die Windungen bis in eine definierte, möglichst
gleichmäßige Tiefe zu strukturieren. Bild 45 zeigt die mittlere Strukturtiefe von Spulenstrukturen (15 x 18 mm²) in Abhängigkeit vom Transmissionsgrad für unterschiedliche
Versuchsserien. Zur Abschätzung der Reproduzierbarkeit wurden die Prozeßparameter der
einzelnen Versuchsserien konstant gehalten. Bei geringeren Transmissionsgraden ist dabei die
Streuung sehr gering, während sie mit steigendem Transmissionsgrad und der damit größer
werdenden Strukturtiefe zunimmt.
57
500
h [µm]
400
300
0,2
0,175
200
100
0,15
0
TA [1]
0,125
1
2
3
4
Serie
Bild 45: Mittlere Strukturtiefe h von Spulenstrukturen in Abhängigkeit vom
Transmissionsgrad TA für unterschiedliche Versuchsserien
3.2.6
Gegenüberstellung der Strukturierungsverfahren
Die einzelnen Verfahren eignen sich für verschiedene Strukturierungsaufgaben unterschiedlich gut. Um einen besseren Überblick zu geben, sind die Vor- und Nachteile der
einzelnen Verfahren in Tabelle 10 zusammengefaßt.
Bild 46 zeigt ausgewählte Strukturierungsbeispiele.
58
Tabelle 10: Bewertung der Strukturierungsverfahrern
Verfahren
Standardverfahren
•
•
•
Ätzabbruchverfahren •
•
•
Vorteile
einfache Prozeßführung
hohe Prozeßstabilität
einseitig oder beidseitig geneigte Strukturwände
einfache Prozeßführung
sehr feine Stege realisierbar
einseitige oder zweiseitige Strukturierung
•
•
•
•
•
•
Definierte Einstellung • kurze Prozeßzeiten
der Energiedichte
• Kombination mit Ätzabbruchverfahren
Tiefenstrukturierung
oberflächlich
modifizierter Gläser
• sehr exakte Begrenzung der Strukturtiefe
• keine Kristallreste am Strukturgrund
Mehrfachstrukturierungsverfahren
• durchgehende Strukturen und bis zu zwei
weitere Strukturtiefen möglich
• sehr feine Strukturen realisierbar
Modifizierte
Maskentechnik
• geringer Prozeßaufwand
• variable Strukturtiefe (wenige µm bis
durchgehend)
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
•
Nachteile
nur durchgehende Strukturen
beim einseitigen Ätzen HF beständige
Abdeckung erforderlich
große Tiefenstreuung
Kristalle am Strukturgrund, d.h. nicht
transparent
nur eine Strukturtiefe möglich, d.h.
keine gleichzeitige Durchstrukturierung
bei einseitigem Prozeß Oberflächenschutzschicht erforderlich
starke Abhängigkeit der Strukturtiefe von der
Sollgeometrie
nur geringe Parameterstreuungen bei der
Prozeßführung zulässig
zusätzlicher Prozeß der Diffusion
spezielles Ausgangsglas nötig
hohe Prozeßzeiten bei großen Strukturtiefen
nur eine Strukturtiefe realisierbar
hoher Prozeßaufwand
Justiermarken erforderlich
Maskensatz erforderlich
Relativposition von Strukturen aus
unterschiedlichen Prozeßstufen nicht exakt
sehr aufwendiger Entwurf des Layouts
hohe Maskenkosten
Anwendung
Federn
Lochplatten
Sensorbauteile
Fluidbauteile
BIO-Chips
Fluidbauteile
BIO-Chips
spulenförmige
Gräben
Fluidbauteile
Antriebsstrukturen
Fluidbauteile
Komplexstrukturen aller
Gebiete
59
Bild 46: Strukturierungsbeispiele
oben links:
oben rechts
Federstruktur
Säulenstruktur
unten links
unten rechts
Spulenstruktur
dreifach Ventilsitz
Standardverfahren
Ätzabbruchverfahren kombiniert mit
gesteuerter Belichtungsenergiedichte
Mehrfachstrukturierungsprozeß
Modifizierte Maskentechnik
Potentiale zur Kostenreduzierung bestehen insbesondere bei einer Verfahrensvereinfachung
(z.B. beim Belichtungsprozeß.
3.2.7
Vergleich der Strukturierbarkeit der Gläser FS LAS13 und A
Die bisher durchgeführten Untersuchungen ergaben, daß Glas FS LAS13 im Gegensatz zu
Glas A ein geringeres Ätzratenverhältnis von Kristall- zu Glasphase in 10 %-iger HF besitzt.
Das im Vergleich zu Glas A geringere Ätzratenverhältnis hat großen Einfluß auf die Größe
der minimal realisierbaren Strukturabmessungen sowie der Strukturbreiten bzw.
Strukturdurchmesser im Vergleich zu Sollabmessungen.
Zur genauen Untersuchung des Einflusses des Ätzratenverhältnisses auf die realisierbaren
Strukturabmessungen wurden Proben beider Gläser strukturiert. In Bild 47 sind die für beide
60
Gläser minimal und maximal erhaltenen Strukturdurchmesser in Abhängigkeit vom
Istdurchmesser aufgetragen.
Bei Glas FS LAS13 muß nach Ablauf der Strukturierung mit einer maximalen
Strukturaufätzung von größer 200 µm gerechnet werden. Bei Glas A ist dagegen nach
Ablauf der Strukturierung nur eine Aufätzung der Strukturen von rund 100 µm zu
verzeichnen. Strukturdurchmesser unterhalb von 20 µm sind bei der zugrundegelegten
Ausgangsgeometrie generell nicht stabil herzustellen. Die starken Sprünge bei der minimalen
Strukturbreite von FS LAS13 in Bild 47 im Bereich von < 50 µm Solldurchmesser sind auf
einen relativ frühen Ätzabbruch und Inhomogenitäten im Werkstoff zurückzuführen, so daß
noch nicht alle feinen Strukturen durchgeätzt waren. Bei erhöhter Ätzzeit ist davon
auszugehen, daß alle Strukturen > 20 µm Sollduchmesser vollständig durchstrukturiert sind
und keine Sprünge mehr auftreten. Zusammenfassend kann festgestellt werden, daß sich Glas
A im Bezug auf minimal erreichbare Strukturabmessungen und Strukturaufätzungen etwa um
den Faktor 2 besser strukturieren läßt als Glas FS LAS13.
Istdurchmesser [µm]
350
300
250
200
150
100
maximaler Istdurchmesser FS LAS13
minimaler Istdurchmesser FS LAS13
50
maximaler Istdurchmesser A
minimaler Istdurchmesser A
0
0
20
40
60
80
100
120
140
Solldurchmesser [µm]
Bild 47: Minimaler und maximaler Strukturdurchmesser in Abhängigkeit vom Solldurchmesser für die Gläser FS LAS13 und A
Bei der Strukturierung mittels modifizierter Maskentechnik gibt es ebenfalls Unterschiede
zwischen den Gläsern FS LAS13 und A. Bild 48 zeigt die Strukturtiefe h in Abhängigkeit von
der Rasteröffnung o, der Energiedichte D und dem Rasterabstand i für die Gläser FS LAS13
und A.
500
61
Glas A
D=4 J/cm², i=20 µm
h [µm]
400
D=6 J/cm², i=20 µm
D=4 J/cm², i=40 µm
300
D=6 J/cm², i=40 µm
FS LAS13
200
D=4 J/cm², i=20 µm
D=6 J/cm², i=20 µm
100
D=4 J/cm², i=40 µm
D=6 J/cm², i=40 µm
0
0
1
2
3
4
o [µm]
Bild 48: Strukturtiefe h in Abhängigkeit von der Rasteröffnung o, der Energiedichte D und
dem Rasterabstand i für die Gläser FS LAS13 und A
Es wird deutlich, daß beim Glas FS LAS13 mit geringeren Öffnungsbreiten größere
Strukturtiefen erreicht werden als bei Glas A. Daraus ist abzuleiten, daß Glas FS LAS13
sensibler reagiert und damit die Einstellbarkeit der Strukturtiefe über die Öffnungsbreite
schwieriger ist bzw. nur ein geringerer Bereich zur Variation der Öffnungsbreiten zur
Verfügung steht. Für die Strukturierung von Glas FS LAS 13 und Glas A sind somit
unterschiedlich gestaltete Masken erforderlich.
3.3
Anwendungsorientierte Eigenschaften von Bauteilen
3.3.1
Mechanische Eigenschaften
3.3.1.1 Bestimmung der Biegebruchspannung
Die Ermittlung der Biegebruchspannung σb von Glasproben erfolgte mittels einer 3-PunktBiegeprüfanordnung /Har98c/.
Die Versuchsanordnung und -parameter sind in Bild 49 dargestellt. Tabelle 11 enthält die
Meßwerte.
3 Punkt-Biegeversuch
F
Probenquerschnitt:
Auflageabstand:
Losgröße:
Prüfgeschwindigkeit:
statistische Sicherheit:
s
l
Bild 49: Versuchsanordnung zum Biegeversuch
ca. 1 x 0,9 mm²
l = 20 mm
> 20
0,1 mm/min
95 %
62
Tabelle 11: Mechanische Kennwerte mikrostrukturierbarer Gläser
Bearbeitung
Maximalkraft F [N]
Auslenkung s [mm]
E-Modul [GPa]
Bruchspannung [MPa]
Weibull-Modul
Festigkeit für Ausfallhäufigkeit 63 % [MPa]
gesägt
5,3 ± 0,3
0,17 ± 0,02
82,1 ± 0,4
194 ± 20
5,1
212
Glas A (FS21)
gesägt/geätzt
fotostrukt.
5,1 ± 0,45
7,4 ± 1,2
0,29 ± 0,03
0,42 ± 0,07
81,9 ± 1,3
78,1 ± 1,2
275 ± 23
385 ± 61
6,3
6,2
298
320
kristallisiert
5,7 ± 0,5
0,26 ± 0,03
83,9 ± 0,5
266 ± 26
5,4
292
entwickeltes Glas (FS LAS13)
fotostrukt.
kristallisiert
4,4 ± 0,6
3,1 ± 0,3
0,33 ± 0,05
0,31 ± 0,03
65,1 ± 2
65,8 ± 1,6
250 ± 32
214 ± 19
3,8
6
277
230
Die Meßwerte wurden bezüglich Steifigkeit des Meßsystems und Nullpunkt des Kraftanstiegs
korrigiert. Als Steuermodus der Prüfmaschine wurde die Wegsteuerung gewählt, da hierdurch
Fehler bei der Messung sehr kleiner Kräfte ohne Einfluß blieben. Die gemessenen
Festigkeiten sind generell relativ hoch. Der Hauptgrund dafür besteht in der geringen
Probengröße, wodurch die Schädigungswahrscheinlichkeit reduziert ist.
Eine Kristallisation der Gläser bringt keine Erhöhung der Festigkeitswerte. Dies gilt sowohl
für das Standardglas als auch für das neu entwickelte Glas.
Die Festigkeit von Bauteilen aus fotostrukturiertem Glas ist gegenüber Bauteilen
hergestellt über mechanische Bearbeitungsprozesse wesentlich höher. Die Gründe
hierfür liegen im ausschließlich chemischen Strukturierungsprinzip, so daß keinerlei
mechanische Schädigungen der strukturierten Bauteiloberfläche vorhanden sind, die als
Ausgangsstellen für Brüche wirken.
Eine Auswertung der Festigkeitsmessungen nach der Weibull-Verteilung liefert für
fotostrukturiertes Standardglas (Glas A) zusätzlich das Ergebnis einer chargenmäßigen
Schwankung der Festigkeit. Diese Schwankung der Festigkeit ist wahrscheinlich auf eine
unterschiedliche thermische Vergangenheit der Probenkörper oder die Lage der Prüfkörper
während der Messung zurückzuführen. Infolge des Temper- und nachfolgenden Ätzprozesses
kommt es zu Schädigungen der Oberfläche an einzelnen Stellen, die die Rauhigkeit und den
gemessenen Festigkeitswert stark beeinflussen. Zudem sind derartige Schädigungen an der
Probenunterseite, möglicherweise bedingt durch den Kontakt mit der Temperunterlage bzw.
deren Beschichtung, wesentlich stärker. Berücksichtigt man weiterhin, daß bei der
Festigkeitsbestimmung eine Probenwendung, d.h., Unterseite beim Strukturierungsprozeß lag
bei der Messung oben, nicht beachtet wurde, sind durch diese Effekte die erheblichen
Streuungen im Meßwert der Festigkeit von fotostrukturiertem Glas begründbar. In Tabelle 11
sind Werte der Charge mit geringerer Festigkeit angegeben.
Durch ein Überätzen wurde die Rauhigkeit der Seitenflächen nur geringfügig gesenkt.
Dennoch konnte durch das Überätzen eine Steigerung der Festigkeit um ca. 25 % beobachtet
werden. Der Grund hierfür kann nur in einer Abrundung der Rißspitzen im Mikrobereich
bestehen.
Auf ähnliche Weise ist auch die erhebliche Steigerung der Festigkeit von fotostrukturierten
Probenkörpern gegenüber geschnittenen, nicht säurebehandelten Proben des gleichen Glases
zu erklären. Während die Seitenflächen der geschnittenen Proben durch einen mechanischen
Prozeß aufgerauht wurden, resultieren die aufgerauhten Seitenflächen der fotostrukturierten
Proben aus einem rein chemischen Löseprozeß. Die beim mechanischen Prozeß initiierten
Mikrorisse verfügen über sehr scharfe Rißspitzen. Im Gegensatz dazu verfügen die geätzten
Probenflächen zwar über eine sehr hohe Rauhig- und Welligkeit, jedoch im Kerbgrund auch
über sehr große Radien, die die Bruchausbildung beeinträchtigen und damit festigkeitssteigernd wirken.
63
3.3.1.2 Kraft-Weg-Kennlinien von Federstrukturen
Als Grundlage für den Einsatz von strukturierten Glasbauteilen als elastische Verformungselemente waren Untersuchungen zur Herstellung und zum mechanischen Verhalten von
Federbauteilen nötig. Innerhalb der gewählten Außengeometrie von 10 x 10 mm² wurden
verschiedene Designvarianten zur elastischen Aufhängung einer Platte im Mittelpunkt erprobt.
Dabei erfolgte die Variation von Federgeometrie, Glasstegbreite und Anzahl der Einzelfedern.
Bild 50 zeigt Beispiele der hergestellten Federtypen.
F [mN]
1000
800
I3
600
I4
G3
G4
400
200
0
0
200
400
600
800
1000
s [µm]
Bild 50: Glasfedern mit variiertem Design und gemessene Kraft-Weg-Kennlinien
Die Herstellung der Federstrukturen erfolgte nach der Standardtechnologie der
Fotostrukturierung.
Für die Verformungselemente wurden die Kraft-Weg-Kennlinien bei Auslenkung des
elastischen Mittelteils in Normalenrichtung zur Federoberfläche aufgenommen. Als
Meßeinrichtung diente ein modifizierter Härteprüfer (Maximalkraft Fmax = 1 N, maximale
Auslenkung smax = 2000 µm). Die Meßwerte wurden um den systematischen Fehler der
Meßeinrichtung korrigiert. Der Wiederholungsfehler der Meßeinrichtung im oberen Kraftbereich (ab 30 % von Fmax) lag unter 1 %. Eine mechanische Hysterese der Federelemente bei
Umkehr der Meßrichtung wurde nicht beobachtet. In Bild 50 sind die typischen Kraft-WegKennlinien dargestellt. Federkonstanten zwischen 0,05 und 60 N/mm wurden realisiert. In
Abhängigkeit von den Ausgangswaferdicken, den jeweiligen Strukturierungsparametern und
Glasinhomogenitäten schwankten die Federsteggeometrien und damit auch die gemessenen
Federkonstanten für die einzelnen Federtypen.
Neben der Variation des Federdesigns stellt die Änderung des Federquerschnitts eine weitere
Möglichkeit zur Beeinflussung der Federsteifigkeit dar. Der konkrete Einfluß einer Änderung
des Federquerschnitts hängt dabei vom konkreten Belastungsfall des Federsteges ab.
Von besonderem Interesse ist eine definierte Einstellung der Federkonstante von einzelnen
Federelementen. Dies ist bei Federn aus fotostrukturierbarem Glas durch ein nachträgliches
isotropes Überätzen der Federn möglich. In Bild 51 sind die Kraft-Weg-Kennlinien von drei
unterschiedlich lange geätzten Federn im Vergleich zum Ausgangszustand (ungeätzt)
dargestellt.
64
Ätzen: AF [µm²]
1000
800
ohne
180000
ohne
197190
ohne
194300
F [mN]
20 min 120120
600
40 min 87450
60 min 42230
400
200
0
0
500
1000
1500
2000
s [µm]
Bild 51: Kraft-Weg-Kennlinie von Federelementen (Typ G4) in Abhängigkeit von der Ätzzeit
bei nachträglichem isotropen Überätzen
Bei geeignetem Design ist eine Einstellung der Federkonstanten in einem sehr weiten Bereich
möglich. Die Federstegbreite ist jedoch nach unten begrenzt, da die mechanische Stabilität in
Abhängigkeit von der Probendicke und dem Federdesign bei Steg-Istbreiten an der Oberfläche
von ca. < 10 µm nicht mehr gegeben ist.
3.3.1.3 Dauerbelastung von Federstrukturen
Um Voraussagen zur Lebensdauer sowie zur Ermüdung von dynamisch belasteten Deformationselementen, hergestellt aus fotostrukturierbarem Glas, treffen zu können und damit
die Sicherheit für den Einsatz derartiger Elemente wesentlich zu erhöhen, wurden
mikrostrukturierte Bauteile aus diesem Werkstoff einer dynamischen Werkstoffprüfung
unterzogen. Für die Messungen sind zwei prinzipiell verschiedene Ansätze denkbar:
1. Bestimmung der maximalen Auslenkung eines Federelementes bis zum Bruch.
Belastung weiterer Federelemente mit kontinuierlich reduzierter Auslenkung und
Detektion der Anzahl der Lastwechsel bis zum Bruch.
2. Zugrundelegen einer geringen, aber konstanten Auslenkung. Belastung mehrerer Federn
mit unterschiedlichen Lastspielen. Untersuchung der Kraft-Weg-Kennlinie der unterschiedlich belasteten Federn.
Beide Verfahren haben ihre Berechtigung und finden in Abhängigkeit von den gewünschten
Aussagen Anwendung.
Die erste Variante liefert dabei konkrete Aussagen zur möglichen Maximalbelastung und läßt
die Bestimmung eines Grenzwertes der Dauerfestigkeit zu. Eine langsame Änderung von
Bauteileigenschaften ist jedoch nicht erkennbar. Die zweite Variante läßt keine Aussagen zur
möglichen Maximalbelastung zu. Es können aber sehr gut Änderungen in den elastischen
Bauteileigenschaften bestimmt werden.
Für die Versuche wurde in Abstimmung mit Anwendern die Variante 2 favorisiert, da ein
Einsatz der mikrostrukturierten Glaselemente im Grenzbereich der Belastbarkeit bislang nicht
geplant ist und die lastspielabhängige Langzeit-Eigenschaftsänderung damit für den Ausfall
der Baugruppe ausschlaggebend sein wird.
Die angewendeten Belastungsfrequenzen für Schwellast sollten dabei realitätsnah gewählt
werden und sind für die geplanten Einsatzfälle mit unter 5 Hz anzunehmen. Ein wesentliches
65
Problem stellen die daraus resultierenden extrem langen Versuchszeiten dar. Für die
praktischen Versuche wurde eine Belastungsfrequenz von 5 Hz gewählt.
Unter diesen Voraussetzungen erfolgte die Belastung von Federelementen des Typs G4 mit
106; 0,5 ⋅ 107, 107, 0,5 ⋅ 108 und 108 Lastwechseln bei einer mittleren Auslenkung von
400 µm. Die Kraft-Weg-Kennlinien vor und nach der Belastung für 107 bis 108 Lastwechsel
sind im Bild 52 dargestellt.
1000
LW
ohne
800
10exp7
F [mN]
5*10exp7
10exp8
600
400
200
0
0
100
200
300
400
500
600
700
s [µm]
Bild 52: Kraft-Weg-Kennlinien von Federelementen (Typ G4) in Abhängigkeit von der
Lastwechselzahl LW einer dynamischen Belastung
Unabhängig von der Belastung (Lastwechselzahl) trat keine Veränderung des Kraft-WegVerhaltens ein.
Daraus ist abzuleiten, daß unter den gewählten Belastungsbedingungen für die
Anwendung von mikrostrukturiertem Glas als Konstruktionswerkstoff von ideal
elastischem Verhalten ausgegangen werden kann. Eine Ermüdung des Werkstoffes tritt
im untersuchten Lastwechselbereich nicht auf.
Dauerbelastungstests unter erhöhten Temperaturen konnten zum Projektende nicht mehr
rechtzeitig abgeschlossen werden.
3.3.2
Dauertest zur Medienbeständigkeit
Um die chemische Beständigkeit der fotostrukturierbaren Gläser für mögliche Anwendungsfelder näher zu spezifizieren, wurden das fotostrukturierbare Standardglas (Glas A) und das
neu entwickelte Glas FS LAS13 in verschiedenen, von den Projektpartnern ausgewählten
Agenzien gelagert. Folgende Agenzien kamen zum Einsatz:
• destilliertes Wasser
• Tiutol KF (3,9 % Aktivchlor, Natronlauge, Stabilisator, Korrosionsschutz)
• HCl 18,5 %
• NaOH 1 molar
• Methanol
• Aceton
• Benzin (Super bleifrei)
• Motorenöl HD SAE 15 W 40
66
Neben den verschiedenen Glaszusammensetzungen wurden geschliffene und polierte
Oberflächen in die Untersuchungen einbezogen. Die gesamte Versuchsdauer betrug 160 Tage,
wobei der flächenbezogene Masseverlust in zeitlichen Abständen bestimmt wurde.
In Auswertung der Versuche zeigt sich, daß die ausgewählten Medien die Gläser unterschiedlich stark angreifen. In Bild 53 ist der flächenbezogene Masseverlust MV in
Abhängigkeit von den einwirkenden Agenzien und von der Zeit am Beispiel des
fotostrukturierbaren Standardglases (Glas A, geschliffene Oberfläche) dargestellt. Da sich alle
untersuchten Gläser prinzipiell ähnlich verhalten, soll der Einfluß der chemischen Agenzien
nur für das fotostrukturierbare Standardglas dargestellt werden. Es zeigt sich, daß das Glas
durch die Lösungen NaOH und Tiutol am stärksten angegriffen wird. Durch die Lauge
wird das SiO2-Gerüst geschädigt, so daß die Korrosion für silikatische Gläser mit
zunehmender Zeit immer weiter fortschreitet. Das Ergebnis deckt sich mit den vorne
beschriebenen Prüfungen zur Laugenbeständigkeit. Der Masseverlust steigt erwartungsgemäß
nicht linear mit der Zeit an, woraus abzuleiten ist, daß mit zunehmender Zeit eine Art
Passivierung der Glasoberfläche eintritt bzw. die Chemikalie mit gelösten Glasbestandteilen
gesättigt wird. Werden die Proben im Gegensatz zu den durchgeführten Versuchen einer
strömenden Flüssigkeit ausgesetzt, ist es sehr wahrscheinlich, daß ein derartiger Effekt nicht
mehr auftritt.
0,0300
MV [mg/mm²]
0,0250
0,0200
0,0150
0,0100
160
80
0,0050
Zeit [Tage]
Motorenöl
Benzin
10
Aceton
Methanol
Wasser dest.
HCl 18,5 %
Tiutol
20
NaOH 1 mol
0,0000
40
Bild 53: Flächenbezogener Masseverlust MV des Glases A in Abhängigkeit von der Zeit
und von den korrosiven Medien (geschliffene Probenoberfläche)
Die Oberflächenbearbeitung zeigt einen deutlichen Einfluß auf die chemische
Beständigkeit. Dies äußert sich dahingehend, daß die geschliffenen Proben (Bild 53)
einen rund doppelt so hohen Massenverlust aufweisen wie die polierten (Bild 54).
(Unterschiedliche Ordinatenmaßstäbe von Bild 53 und Bild 54 beachten.) Dies ist
verständlich, da eine Oberfläche mit erhöhter Rauheit auch eine deutlich größere Fläche für
den Medienangriff darstellt. Der geringfügige Masseverlust bei 40 Tagen und einem Angriff
von Motorenöl, Methanol, HCl, Benzin und Wasser ist auf Meßungenauigkeiten
zurückzuführen.
67
0,0140
MV [mg/mm²]
0,0120
0,0100
0,0080
0,0060
160
0,0040
80
0,0020
Zeit [Tage]
Motorenöl
Benzin
10
Aceton
Methanol
HCl 18,5 %
Wasser dest.
Tiutol
NaOH 1 mol
0,0000
40
20
Bild 54: Flächenbezogener Masseverlust MV des Glases A in Abhängigkeit von der Zeit
und von den korrosiven Medien (polierte Probenoberfläche)
Die unterschiedlichen Gläser verhalten sich beim Medienangriff analog.
3.3.3
Messungen an Ventilsitzen
Für den Aufbau von Mikroventilen aus Glas wurden zahlreiche Messungen zur Ermittlung des
Dichtverhaltens von Glas/Glas-Ventilsitzen durchgeführt. Die Messungen erfolgten unter dem
Gesichtspunkt, die Leckrate zu minimieren.
In Form und Schneidenbreite variierte Testsitze wurden in eine Meßvorrichtung eingeklebt.
Diese ermöglicht das Öffnen und Schließen des Ventilsitzes durch Drehen der Vorrichtung,
wobei der Schließkörper, der ein Glasplättchen trägt, den Ventilsitz mit seiner Gewichtskraft
von 200 mN schließt.
Bild 55: Meßvorrichtung zur Leckratenbestimmung
Die Leckrate wurde mit Hilfe einer Experimentieranordung zur Messung des durchströmten
Volumens ermittelt. Bei einem konstanten Druck von 2 bar wurde die Zeit toffen, in der 500 ml
68
durch den geöffneten Ventilsitz, sowie die Zeit tzu, in der das gleiche Volumen durch den
geschlossenen Ventilsitz strömen, gemessen. Die Leckrate wurde als das Verhältnis von toffen
zu tzu in Prozent berechnet.
Bild 56: Meßanordnung zur Leckratenbestimmung
Die Messungen konnten konusförmig ineinandergreifende
Sitzpaarungen von der Eignung ausschließen (siehe Bild 57).
Die gemessenen Leckraten waren in der Regel nicht unter
50%.
Konusförmiger Sitz
Die Messung an schneidenförmigen Ventilsitzen ergab
geringere Leckraten von bis zu 0.2 %. Es wurden
da
Unterschiede bei gleichen Sitzpaarungen verschiedener Wafer
0.5
festgestellt. Die Ursache ist die zum Teil erheblich
unterschiedliche Oberflächenqualität der Wafer. Beim
Polieren verschmierte Poren bilden die Grundlage für
Schneidenförmiger Sitz
unterschiedlich starken Ätzangriff. Die aufgeätzten Poren sind
Bild 57: GetesteteVentilsitze über der gesamten Fläche verteilt, unabhängig ob diese
belichtet wurde oder nicht. Oberflächen mit vielen Poren sind
für Ventilsitze ungeeignet. Das sorgsame Polieren des Wafers vor dem Ätzen verbessert die
Funktionsfähigkeit des Ventilsitzes.
Es wurden sowohl normale Einfachsitze (Bild 58 links) als auch Mehrfachsitze bestehend aus
drei Einzelsitzen, im nachfolgenden Dreisitze genannt (Bild 58 rechts), vermessen. Der
Dreisitz wurde mit der Zielstellung der verbesserten Kippstabilität eines beweglichen
Schließkörpers entworfen. Der Gesamtquerschnitt der drei Ventilöffnungen wird auf den
Querschnitt eines einzelnen Sitzes angepaßt.
69
Bild 58: Ventilsitze unterschiedlicher Schneidenbreite (links), Dreisitz (rechts)
10
Leckrate [%]
8
6
4
2
0
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Schneidenbreite [µm]
Bild 59: Leckrate in Abhängigkeit der Schneidenbreite bei Einfachsitzen.
35
Leckrate [%]
30
25
20
15
10
5
0
0
100
200
300
400
500
600
700
800
Schneidenbreite [µm]
Bild 60: Leckrate in Abhängigkeit der Schneidenbreite bei Dreisitzen
Die geringste Leckrate tritt bei Schneidenbreiten von 100 bis 300 µm auf. Bei
Einfachsitzen konnte eine minimale Leckrate von 0,2 % gemessen werden. Bedingt durch
potentielle Lecks an drei Stellen ist die gemessene Leckrate von 0,7 % an den Dreisitzen
erwartungsgemäß etwas höher.
3.3.4
Thermisches Verhalten von Glas/Metall-Verbundbauteilen
Die Temperaturmessungen erfolgten mittels einer Infrarot-Temperaturkamera an
verschiedenen Spulen mit unterschiedlicher Bestromung. Vor der Messung wurden die Spulen
mit Speziallack für Temperaturmessungen geschwärzt. Der Strahlungskoeffizient des Lackes
beträgt ε = 0,95.
Mit den untersuchten Glas/Kupferspulen konnten Maximaltemperaturen bis 330 °C
nachgewiesen werden (bedingt durch den Meßbereichsendwert der Kamera max.
330 °C). Bei diesen Temperaturen ist weder eine Auflösung des Kupfer-Glas-Verbundes
noch ein Springen oder Reißen der Glasträgerstruktur zu beobachten. Für technische
70
Anwendungen muß ein anderes Lot verwendet werden, da das bisher genutzte Lot bei den
hohen Endtemperaturen bereits schmilzt und die elektrische und mechanische Kontaktbildung
nicht immer gegeben ist.
350
ϑ
°C
250
200
Spule für
Mikrogreifer
150
Spule für
Haftmagnet
100
50
0
0
500
1000
1500
2000
mA
3000
I
Bild 61: Abhängigkeit der Maximaltemperatur vom Strom durch die Spulenstrukturen
Es wurden Dauertests an Glas/Kupferspulen durchgeführt. Die Testspulen wurden 1000 h
bei konstantem Strom 1,5 A betrieben, sowie 7000 h im Aussetzbetrieb (15 min
Einschaltdauer bei 1,5 A, 15 min stromlose Pause). An den Testexemplaren konnten keine
sichtbaren Veränderungen festgestellt werden. Es gab keine Ausfälle.
Zur Ermittlung der Haltbarkeit von Glas-Kupfer-Verbunden unter extremen Bedingungen
wurden Spulenproben unterschiedlich hohen Temperaturen ausgesetzt. Die Proben wurden in
einem Muffelofen erhitzt. Nach der thermischen Behandlung der Glas-Kupfer-Verbundspulen
wurden die Lötpads der Spulen zur Kontaktherstellung von den Ablagerungen befreit. Die
Meßreihen zeigen keine interpretierbaren Ergebnisse bezüglich der Veränderlichkeit der
elektrischen Eigenschaften.
Die Einwirkung von Temperaturen über 200 °C bewirkt eine deutliche Oxidation an der
Oberfläche der Spulen. Beim „Freilegen“ der Lötpads ist zu beobachten, daß das
Kupfer deutlich an Festigkeit verliert und zunehmend brüchig wird.
3.4
Fügeuntersuchungen an fotostrukturierten Glasbauteilen
3.4.1
Glas/Glas-Fügen durch thermisches Bonden
71
Das thermische Bonden stellt im Gegensatz zum Kleben oder auch Löten ein Verfahren dar,
das ohne Zusatzstoffe (z.B. Kleber oder Lote) auskommt. Diese Bedingung wurde von den
Anwendern, insbesondere mit Bezug auf die geforderte hohe chemische Beständigkeit der
gefügten Bauteile, die bei diesem Verfahren nicht durch eine weniger beständige
Zwischenschicht eingeschränkt wird, gestellt.
In Abgrenzung zum Diffusionsschweißen kann durch die erhöhte Prozeßtemperatur und das
dabei auftretende geringfügige Fließen eine wesentlich schlechtere Oberflächenqualität der
Fügepartner (Ätzoberflächen) zugelassen werden.
Für das Verfahren sprechen folgende werkstofflichen und technologischen Vorteile:
• Die mechanische, thermische und chemische Beständigkeit der Fügeverbindung wird
nicht durch Zusatzwerkstoffe verringert.
• Es treten keine zusätzlichen Probleme bezüglich unangepaßter thermischer Ausdehnungskoeffizienten auf.
• Es müssen keine Zusatzwerkstoffe selektiv aufgebracht werden.
• Lediglich die Einzelteile sind zu positionieren und zu fixieren.
• Der Prozeß ist voll batchfähig.
Beim thermischen Bonden werden die vorgefertigten Glasbauteile (Einzelteile einer
komplexen Baugruppe) oder auch Glaswafer gereinigt, zueinander positioniert und durch die
Einwirkung von Temperatur und Druck über eine definierte Zeit zur Verbindung gebracht.
Wichtigste Voraussetzung ist die kontinuierliche Viskositätsverringerung eines Werkstoffes
bei Temperaturerhöhung, wie sie für Gläser typisch ist. Es wird ein geringfügiges Erweichen
der Glasbauteile zugelassen, so daß Oberflächenunregelmäßigkeiten bzw. -rauheiten
ausgeglichen werden und sich eine stabile werkstoffgerechte Fügeverbindung ausbilden kann.
3.4.2
Grundlegende Parameteruntersuchungen
Im Rahmen von Vorversuchen wurden die Prozeßparameter grundlegend eingegrenzt. Es
konnte nachgewiesen werden, daß Normalatmosphäre für das thermische Bonden von
fotostrukturiertem Glas geeignet ist, während Schutzgas (Stickstoffspülung) und Vakuum zu
Beeinflussungen des Werkstoffes führten und sich nicht begünstigend auf die Verbindungsbildung auswirkten. Eine höhere Oberflächenqualität der Bauteile führte zu besseren
Verbindungen. Je höher die Fügetemperatur war, desto besser haften die Fügepartner
aneinander, desto größer ist aber auch die Bauteilverformung.
Basierend auf den Vorversuchen, waren während der ersten Versuchsserie die wesentlichen
Prozeßparameter einzugrenzen. Als Nebenbedingungen für den Fügeprozeß waren folgende
Forderungen zu berücksichtigen:
• einfache Prozeßführung (Temperatur-Zeit-Regime, Fügevorrichtung, Atmosphäre,
Probenvorbereitung),
• Minimierung der Bauteilverformung bei sicherer Verbindungsbildung.
Im ersten Schritt wurde mit einem einstufigen Temperaturprozeß bei konstantem Druck p und
unstrukturierten Fügeteilen mit einer Ausgangsfläche A1 = 10 mm² gearbeitet. Die Temperatur
θ und die Zeit t wurden variiert und die verbundene Fläche AV visuell abgeschätzt
(Tabelle 12).
72
Tabelle 12: Versuche zum thermischen Bonden, Variation von Zeit und Temperatur
Nr.
A1
A2
A3
A4
A5
B1
B2
B3
B4
B5
C1
C2
C3
C4
C5
θ [°C]
450
450
450
450
450
475
475
475
475
475
500
500
500
500
500
t [min]
30
60
90
120
960
30
60
90
120
960
30
60
90
120
1020
AV [%]
0
0
0
0
0
0
0
0
15
100
0
30
25
25
95
Nr.
D1
D2
D3
D4
E1
E2
E3
E4
θ [°C]
525
525
525
525
550
550
550
550
Ausgangsfläche:
Oberfläche:
Reinigung:
Atmosphäre:
Fügedruck:
t [min]
30
60
90
120
30
60
90
120
AV [%]
40
95
100
100
70
100
100
100
10 mm²
Ätzfläche
Acetonspülung
unbeeinflußt
0,05 MPa
Unter Berücksichtigung des Temperatur-Viskositäts-Verhaltens von Gläsern und der
Vorversuche war zu erwarten, daß eine Erhöhung von Fügetemperatur und Fügezeit die
Verbindungsbildung begünstigt. Die Versuchsergebnisse entsprechend Tabelle 12 bestätigen
diese Vermutung.
Die Versuche zeigten, daß für 475 °C extrem lange Fügezeiten (ca. 1000 h) zu einer
sicheren Verbindungsbildung erforderlich sind, während für 525 °C bereits eine
Fügezeit von 60 min befriedigende Ergebnisse lieferte.
3.4.3
Verformung von Bauteilen
Die Prozeßführung beim thermischen Bonden stellt einen Kompromiß zwischen auftretender
Bauteilverformung und fehlerfreier Ausbildung der Verbindung dar.
Um die Verformung V zu minimieren, galt es im zweiten Schritt, Parameterkombinationen zu
finden (Temperatur, Druck und Zeit), die eine sichere Verbindung bei minimaler Deformation
gewährleisten. Dazu erfolgte die Variation des Fügedrucks in dem vorab eingegrenzten
Temperaturbereich. Die gewählte Fügezeit von 90 min ermöglicht nach Tabelle 12 eine
sichere Verbindungsbildung. Die durchschnittliche Verformung der Bauteile wurde aus den
Meßwerten der Probendicke vor bzw. nach dem Fügeprozeß berechnet (Tabelle 13, Bild 62).
73
Tabelle 13: Versuche zum thermischen Bonden, Druckvariation
θ
[°C]
525
525
525
525
500
500
500
500
Nr.
F1
F2
F3
F4
G1
G2
G3
G4
p
[MPa]
0,005
0,02
0,05
0,2
0,005
0,02
0,05
0,2
AV
[%]
60
100
100
90
10
40
40
80
θ
[°C]
H1
512
H2
512
H3
512
H4
512
Probenform:
Oberfläche:
Fügezeit:
Atmosphäre:
V
[%]
0,71
1,17
3,27
5,84
0,07
0,22
0,57
1,53
Nr.
p
AV
V
[MPa] [%]
[%]
0,005 40
0,14
0,02
95
0,43
0,05
80
0,93
0,2
80
2,17
Rahmen auf Platte
Ätzfläche, A1 = 38 mm²
90 min
unbeeinflußt
6
5
q
V [%]
500 °C
4
512 °C
525 °C
3
2
1
0
0,001
0,01
0,1
1
p [MPa]
Bild 62: Mittlere Verformung V von Fügeproben in Abhängigkeit vom Fügedruck p
und von der Fügetemperatur θ
Bei Anwendung von Temperaturen < 512 °C ist die Verbindungsbildung im untersuchten
Druckbereich bei 90 min Fügezeit nicht sicher gewährleistet. Eine Druckerhöhung bewirkt
dabei eine stärkere Verformung, ohne daß ein ausreichendes Fließen zum Ausgleich von
Unebenheiten eintritt. Eine Temperatur von 525 °C ermöglicht bereits bei einem Druck
von 0,02 MPa und einer Fügezeit von 90 min eine vollständige Verbindung. Eine
Erhöhung des Fügedrucks bewirkt nur eine stärkere Deformation der Bauteile. Durch
angepaßte Oberflächenbearbeitung und weitere Prozeßoptimierung ist eine Verringerung der
Fügezeit möglich. Zusätzlich kann duch Parallelisierung des Fügeprozesses eine
Produktivitätssteigerung erreicht werden.
Entsprechend der Versuchsergebnisse ist davon auszugehen, daß die Viskositätsänderung des
Glases bei Temperaturerhöhung den entscheidenden Einflußparameter für den Fügevorgang
darstellt. Bei Druckerhöhung ist ebenso wie bei Temperaturerhöhung der makroskopische
Ausgleich von oberflächlichen Unebenheiten, d.h. eine ausreichende Annäherung beider
Probenoberflächen, möglich. Jedoch ermöglicht erst eine ausreichende Viskositätsverringerung durch Temperaturerhöhung Fließ- und Diffusionsvorgänge im Mikrobereich, die
die Voraussetzung für eine vollflächige Verbindung darstellen.
3.4.4
74
Fügen von strukturierten Bauteilen mit Membranen
Benötigt man komplexe Glasbauteile mit Membranen, so hat man für die Herstellung zwei
prinzipielle Möglichkeiten:
1. Herstellung eines Kompaktbauteils durch thermisches Bonden und anschließendes
mechanisches Nachbearbeiten bis zur geforderten Membrandicke
2. Thermisches Bonden einer Glasmembran auf ein kompaktes strukturiertes Bauteil
Der 1. Weg wurde im Rahmen der Projektbearbeitung am Beispiel von Ventilbauteilen
erfolgreich beschritten, jedoch ist der Prozeßaufwand bezüglich der Einhaltung der
Membrandicke dabei sehr hoch. Schwankungen in der Materialdicke wirken sich ungünstig
auf die Durchführung des abschließenden Polierprozesses aus, und bei dünnen Membranen
treten undefinierbare Verformungen auf, so daß alternativ der 2. Weg erprobt wurde.
Verformung [%]AA
Dabei wurden jeweils ein strukturiertes Bauteil (fotostrukturierte Platte mit ringförmiger
Öffnung, Innendurchmesser von 8 oder 9,5 mm) und eine Membran aus Glas A durch
thermisches Bonden miteinander gefügt. Druck und Fügezeit wurden konstant gehalten
(0,05 MPa, 90 min).
Die verwendeten Membrandicken betrugen zwischen 100 und 180 µm. Nach dem Fügeprozeß
erfolgten die Berechnung der Bauteilverformung (Bild 63) und die Messung der
Membrandicke.
Bei allen Versuchen gelang eine sichere Verbindung zwischen Membran und strukturiertem
Bauteil. Die Bauteilverformung nimmt mit zunehmender Fügetemperatur stark zu.
Die Dicke der Membran nach dem Fügeprozeß lag bei allen Versuchen im Bereich der
Dickenschwankung der Ausgangsmembran. Die Verformung der Membran konnte nicht
genau bestimmt werden, war aber gering. Ein Zusammenhang zwischen Temperaturerhöhung
und Verformung der Membran im Innenbereich des Ringes konnte, unabhängig von ihrer
Anordnung beim Fügen (oberhalb bzw. unterhalb des Ringes), nicht beobachtet werden.
Außerhalb des strukturierten Ringes traten undefinierte Verformungen auf, die mit steigender
Temperatur zunahmen. Der Temperaturbereich zwischen 525 und 545 °C eignet sich am
besten zum Fügen von Bauteilen mit Membranen.
16
12
8
4
0
520
530
540
550
560
570
580
590
Temperatur [°C]
Bild 63: Verformung von Bauteilen beim thermischen Bonden von Membranen in
Abhängigkeit von der Temperatur
3.4.5
Thermisches Bonden von Glas/Metall-Verbundstrukturen
Zur Herstellung von Komplexstrukturen, bestehend aus strukturierten Glasbauteilen und
Glas/Metall-Verbundspulen, wie sie auf antriebstechnischem und fluidtechnischem Gebiet
benötigt werden, wurde das Fügen von galvanisierten Bauteilen mit Glasstrukturen untersucht.
75
Dabei werden die Glas/Kupfer-Spulen beim Fügeprozeß ca. 90 min einer Temperaturbelastung im Bereich um 500 °C ausgesetzt. Dieser Temperaturprozeß bewirkt
Wechselwirkungen zwischen Kupfer und der Atmosphäre (z.B. Oxidationen) sowie
Wechselwirkungen zwischen Kupfer und Glas.
Bondversuche wurden an verschiedenen Spulenstrukturen bei 525 °C im Druckbereich
zwischen 0,03 und 0,1 MPa an Luft durchgeführt. Es konnten stabile Verbindungen
hergestellt werden.
Als Probleme erwiesen sich starke Verzunderungen der Kupferoberfläche, die durch
mechanische Nachbearbeitungsschritte wieder entfernt werden konnten.
Zusätzlich traten Wechselwirkungen Glas/Kupfer auf, die sich in einer Braunfärbung
der an das Kupfer angrenzenden Glasbereiche äußerten (Bild 64). Die Intensität der
Braunfärbung nimmt mit zunehmendem Abstand von der Kupferwindung ab. Der
Glas/Kupfer-Verbund ist -davon unabhängig- mechanisch stabil. In verdünnter Flußsäure tritt
eine erhöhte Löslichkeit im Grenzbereich Glas/Kupfer auf, was auf eine beginnende
Kristallisation schließen läßt. Diese Kristallisation wird durch die Wirkung des in das Glas
diffundierten metallischen Kupfers als Kristallkeim ausgelöst. Die Ergebnisse, die hier im
Zusammenhang mit dem thermischen Bonden von Glas/Kupfer-Verbundspulen gewonnen
wurden, bestätigen die Ergebnissen von Temperversuchen an Glas/Kupfer-Verbundstrukturen.
Bild 64: Querschliff durch eine Glas/Kupfer-Verbundspule
3.4.6
Dichtheitsbestimmung an Fügebauteilen
Zur Prüfung der Dichtheit der thermischen Bondverbindung wurden fotostrukturierte Glasscheiben auf Glasplatten gebondet. Die Versuchsbedingungen waren:
• Temperatur:
540 °C
• Druck:
0,05 MPa
• Fläche:
115 mm²
• Gerät:
Laborkammerofen der FA. LINN
16 Versuchskörper wurden hergestellt und anschließend visuell beurteilt. Die verbundene
Fläche betrug nicht immer 100 %, in zwei Fällen wurde ungleichmäßig belastet.
Alle Proben wurden entsprechend Bild 65 einer Grobleckprüfung unterzogen. Keine der
Proben zeigte ein grobes Leck.
Versuchsanordnung:
p
76
Versuchsparameter:
• Druck:
• Medien:
• Testzeit:
0,4 MPa
Luft, Wasser
1 min
Wasser
Ergebnis:
Probe
Keine der 16 Proben weist
ein grobes Leck auf.
Bild 65: Versuchsanordnung und Versuchsparameter zur Grobleckprüfung
Feinleckprüfungen wurden in Abstimmung mit den Anwendern im Rahmen des Projektes
nicht durchgeführt.
3.4.7
Kapseln von Magneten
Es trat die Frage auf, ob es möglich ist, in Glas gekapselte Magnetscheiben in Ventilen
einzusetzen. Als Magnetmaterialien kamen runde Plättchen aus Bariumhexaferrit (BHF) und
Samarium-Cobalt (SmCo) zur Anwendung. Die Magneten lagen beim Kapseln innerhalb
eines Formkörpers aus fotostrukturiertem Glas, der an Unter- und Oberseite mit einer
Glasmembran thermisch gebondet wurde. Das Bonden erfolgte für Samarium-Cobalt in einem
einstufigen und für Bariumhexaferrit in einem zweistufigen Prozeß. Eine Prinzipdarstellung
und die Hauptparameter zeigt Bild 66.
Prinzip:
Parameter:
Glasmembran
Materialien:
Bariumhexaferrit
Magnet
Strukturiertes Glasteil
Samarium-Cobalt
Temperatur:
525 °C
Druck:
0,05 Mpa
Zeit:
90 min
Glasmembran
Bild 66: Prinzip des Kapselns von Magneten
Bei beiden Varianten gelang es, Magneten zu kapseln. Beim zweistufigen Prozeß traten
während der zweiten Prozeßstufe braune Verfärbungen des Glaskörpers auf, was auf die
Bildung von Silberagglomeraten schließen läßt.
Die gekapselten Magnete waren nach dem Fügen sehr empfindlich gegen Stoßbelastung
im Bereich der Glasmembran. Brüche traten vorwiegend im Grenzbereich zwischen
Membran und strukturiertem Glasteil auf.
Es wurde die Magnetisierung der Magnete (gekapselt und ungekapselt) gemessen. Aus diesen
Daten erfolgte die Berechnung der Flußdichte B und der Polarisation J. Aus Gründen der
Übersichtlichkeit wurde die Polarisation nur Ausschnittsweise dargestellt (Bild 67). Die
maximale Feldstärke bei der Messung des SmCo-Magneten betrug rund 10.000 kA/m.
SmCo - Magnet
SmCo - Magnet gekapselt
77
1,2
J[T]
0,8
BHF - Magnet gekapselt
BHF - Magnet
0,4
0,0
-4.000
-3.000
-2.000
-1.000
0
-0,4
1.000
2.000
3.000
4.000
äußeres Feld [ kA/m ]
-0,8
-1,2
Bild 67: J-H-Kennlinie von SmCo- und BHF-Magneten (gekapselt und ungekapselt)
Durch die hohen Temperaturen beim Bonden verlieren die Magneten weitgehend ihre
magnetischen Kennwerte. Deshalb wurden die Magneten aus SmCo17 nach dem Bonden
wieder aufmagnetisiert. Mit dem Meßgerät FH36 und der Sonde HS-MNA-1904VH wurde
direkt auf der Oberfläche der Glasmembran eine Flußdichte von 106 mT gemessen.
Unterschiede zur Flußdichte eines unter gleichen Bedingungen gemessenen werksneuen
Magneten konnten nicht festgestellt werden.
3.4.8
Fügen von Bauteilen aus dem neu entwickelten Glas FS LAS13
Die Transformationstemperatur des neu entwickelten Glases liegt 17 K unter der des
Standardglases. Für erste Fügeversuche an unstrukturierten, polierten Bauteilen des neu
entwickelten Glases wurde aus diesem Grunde die Fügetemperatur gegenüber dem
Standardglas gesenkt.
Im Temperaturbereich 490 °C bis 510 °C gelang bei einem Druck von 0,05 MPa der
Fügeprozeß.
3.4.9
Fügeversuche an Ventilbauteilen
Zur Erforschung der Fügeparameter für größere Bauteile (> 500 mm²) wurden Fügeversuche
an Ventilbauteilen (Bauteile: siehe Ventilentwurf eines 3/2-Wegeventil, Kapitel 3.6.7)
durchgeführt. Dabei kamen beide Gläser (Glas A und Glas FS LAS13) zur Anwendung. Für
die Fügeversuche wurde von den Parametern der Vorversuche ausgegangen. Im Temperaturbereich von 525 bis 540 °C wurde der Fügevorgang erfolgreich durchgeführt. Es wurden
8 FS LAS13 Bauteile und 6 Glas A Bauteile gefügt. Die Verformung war dabei bei der im
Vergleich zu 490 ... 510 °C erhöhten Temperatur für das Glas FS LAS13 wesentlich höher,
was durch die niedrigere Transformationstemperatur erklärt werden kann. Der Einfluß des
Fügedrucks (zwischen 0,03 und 0,08 MPa) auf die Verbindungsbildung war zu
vernachlässigen.
Als Probleme bei den Laborversuchen traten insbesondere ungleichmäßige Belastungen,
Verunreinigungen und Positionierungenauigkeiten auf. Die Probleme sind im wesentlichen
auf die Versuchstechnik und die Versuchsbedingungen zurückzuführen.
78
3.4.10 Fügeversuche am IFW-Jena
Am IFW-Jena (Institut für Fügetechnik und Werkstoffprüfung) steht eine Anlage zum
thermischen Fügen und feldunterstützten Fügen von 4-Zoll-Wafern zur Verfügung.
Da die Ergebnisse der Laborversuche beim Fügen von größeren Bauteilen nicht befriedigend
waren, wurde diese Anlage für die Verbindung von Ventilbauteilen erprobt.
Es erfolgten 15 Fügeversuche an Ventilbauteilen. Das Aufheizregime, die Fügetemperaturen,
der Druck, die geometrischen Bedingungen (Zwischenlagen) und die Vorbehandlung wurden
variiert. Die Druckbeaufschlagung erfolgte nach dem Aufheizen und gleichmäßigen
Durchwärmen der Proben. Vor dem Abkühlen wurde entlastet.
Auch das IFW ermittelte die Fügetemperatur als dominierenden Prozeßparameter. Mit
Zwischenlagen erwiesen sich 490 °C, ohne Zwischenlagen 510 °C als günstigste Prozeßtemperatur. Elastische Zwischenlagen wirken sich günstig auf den Fügeprozeß aus, bewirken
aber eine stärkere Deformation der Glasbauteile. Der Fügedruck ist im untersuchten Bereich
(0,04 bis 0,34 MPa) nahezu bedeutungslos für die Ausbildung einer stabilen Verbindung.
Von extremem Einfluß auf die Ausbildung der Verbindung ist die Oberflächenbeschaffenheit
der Ausgangsbauteile. Diese Teile weisen, bedingt durch den Ätzprozeß zu ihrer Herstellung
und Unterschieden in der Polierqualität, eine stark streuende Oberflächenqualität auf, was sich
auf den Fügeprozeß nachteilig auswirkt.
Für zukünftige Fügeversuche bzw. eine industrielle Nutzung des Prozesses müssen die
Oberflächenbedingungen stabil sein, d.h. bei den Bearbeitungsprozessen müssen
Parametervariationen vermieden werden.
3.5
Maskendesign
Die entworfenen Masken wurden im Maskenzentrum Dresden als Chrommasken auf
Kieselglasträger gefertigt. Wichtig ist, daß keine herkömmlichen Borsilikatgläser als
Maskensubstrat verwendet werden, da diese für UV-Licht im Bereich um 300 nm nicht
genügend transparent sind. Die Masken wurden mit dem CAD-Programm AutoCAD
gezeichnet. Dabei sind grundsätzlich nur die Elemente 2D-Polylinen und Kreise zu
verwenden. Polylinien dürfen entweder offen mit einer definierten Breite oder geschlossen mit
Breite Null verwendet werden. Geschlossene Flächen kann man entweder als Chrom oder als
Glas (Öffnung) herstellen.
3.5.1
Allgemeine konstruktive Grundsätze
Der Ätzprozeß der belichteten Bereiche wird stets von einem isotropen Ätzprozeß der nicht
belichteten Bereiche überlagert. Die isotrope Aufätzung muß durch ein Korrekturmaß bei der
Maskenerstellung berücksichtigt werden. Bedingt durch die unterschiedlichen
Materialeigenschaften gelten für die Gläser FS21 und FSLAS13 verschiedene Richtlinien.
Alle Richtlinien wurden empirisch an 1mm dicken Wafern gewonnen.
Für das Standardglas FS21 wird von einer Aufätzung von ca. 50 µm ausgegangen. Bei
FSLAS13 beträgt die Aufätzung mindestens 100 µm. Wird eine Seite des Wafers mit einer
Ätzschutzschicht versehen, muß die doppelte Aufätzung berücksichtigt werden. (Bild 68)
doppelseitig geätzt
einseitig geätzt
Bild 68: Aufätzung an strukturierten Glaswafern
79
Bei Federelementen mit hohem Aspektverhältnis (50 bis 100 µm Breite zu 1000 µm
Höhe) hat sich bewährt, die Stegbeite auf der Maske nicht schmaler als 200 µm zu
gestalten. Die Verringerung der Stegbreite kann über einen isotropen Ätzpozeß erfolgen. Die
überätzen Federn sind wesentlich stabiler als Federn gleicher Breite, die nach kurzem Ätzen
noch Kristallphase enthalten.
Tiefe, schmale Strukturen in Bereichen unter 200 µm ätzen prinzipiell stärker auf als breitere
Strukturen.
Bei der Konstruktion von Teilen aus Glas muß generell auf Kerbspannungen geachtet werden.
Alle konkaven Ecken sollten deshalb abgerundet werden, um Rißbildungen zu
vermeiden. Sinnvoll sind Rundungsradien zwischen 50 und 200 µm.
Zur Trennung der Bauteile haben sich 500 µm breite Gräben, die über wenige 500 µm
breite Stege verbunden sind, bewährt.
3.5.2
Modifizierte Masken zur Tiefenstrukturierung
Das modifizierte Verfahren zur gezielten Tiefenstrukturierung setzt die Veränderung der
Transmission über die Maskengeometrie voraus (siehe Kapitel 3.2.5).
Bildlich dargestellt, erfolgt die Belichtung über eine Maske mit verschiedenen Graustufen.
Diese Graustufen werden mit Hilfe eines Rasters erzeugt. Ein Raster aus parallelen bzw.
konzentrischen Linien ist für die Variation der Transmission am besten geeignet. Der
Datenumfang von Linien ist gegenüber Punktrastern vergleichsweise gering. Die
Transmission läßt sich bei parallelen Linien besser einstellen als beim Kreuzraster, bei dem
die Linienbreite quadratisch eingeht.
Beim Entwurf der Maske mußte auf die minimal herstellbare Auflösung der Maske geachtet
werden. Eine Auflösung von 0.1 µm stellt zur Zeit das Minimum bei der Herstellung von
Standard-Chrommasken dar.
Anhand der Untersuchungen (siehe Kapitel 3.2.5 ) an Ätzproben konnte der Abstand
zwischen den Linien auf 20 µm und die relevante Öffnungsbreite für die Belichtung auf 1 bis
4 µm festgelegt werden. Das Raster von 20 µm stellt einen Kompromiß zwischen Rauhigkeit
auf dem geätzten Grund und der einstellbaren Transmission dar. Raster im 40 µm Abstand
erzeugen eine relativ rauhe, wellige Oberfläche auf dem Strukturgrund. Raster im 10 µm
Anstand lassen keinen großen Spielraum bei der Veränderung der Transmission zu.
Theoretisch sind bei den verwendeten Linienbreiten bis zu 30 unterschiedliche Tiefen
einstellbar.
Um schräge Flächen herzustellen, kann die Linienbreite variiert werden. Der Neigungswinkel
und die Ebenheit der Oberfläche von Schrägen werden durch die Diskretisierung des
Linienrasters eingeschränkt.
3.5.2.1 Herstellung von Spulenstrukturen
Die Herstellung von Glasteilen für Glas/Metall-Verbunde mittels modifizierten Verfahrens
zur Tiefenstrukturierung hat sich bestens bewährt.
Da keine vollständige Durchätzung der Spulenstruktur erfolgt, kann die Startschicht für die
Galvanik über Bedampfen aufgebracht werden. Im Handling erwiesen sich die so hergestellten
Spulen wesentlich unempfindlicher gegen Bruch als die durchgeätzen Strukturen. Dies ist vor
allem auf die geringere mechanische Beanspruchung während der Galvanikprozesse
zurückzuführen.
Die Leiterzüge der Spule wurden durch 3 oder 4 im 20 µm Raster nebeneinander liegende
Linien mit einer Öffnungsbreite von 3 µm erzeugt (Bild 69). Die Öffnungsbreite kann im
Bereich von 2 bis 4 µm variiert werden.
80
3 µm breit
20 µm
Bild 69: Maskendesign zur Tiefenstrukturierung
Das Linienmuster ätzt auf Gräben mit typisch 150 µm Breite und 250 µm Tiefe auf. Auf einen
Millimeter Breite können maximal 4 bis 5 Windungen realisiert werden. Der Isolationssteg
zwischen den Leiterzügen sollte nach dem Ätzen noch mindestens 50 µm betragen.
Ein Problem stellen Breitenunterschiede, beispielsweise zwischen Anschlußpad und
Leiterzug, mit einem Faktor von ca. 10 dar. Diese Unterschiede bewirken bei den
angewendeten Belichtungsenergiedichten eine größere Strukturtiefe des Anschlußpads. Bei
einer nachfolgenden Galvanoformung tritt zusätzlich eine schnellere Füllung von feinen
Strukturen auf, woraus ein extremer Unterschied zwischen den erforderlichen Expositionszeiten zum vollständigen Füllen von Pad und Leiterzug resultiert, was für die Prozeßführung
bei der Galvanoformung und die mechanische Folgebearbeitung ungünstig ist. Ein
Lösungsansatz, der eine wesentliche Verbesserung darstellte, ist die modifizierte Padgestaltung dahingehend, daß die gesamte Padfläche als mäanderförmig verlaufender Leiterzug
ausgeführt wurde.
Zur Herstellung von Glas/Kupfer-Verbunden im Waferformat benötigt man eine gemeinsame
Elektrode für die Galvanik. Die elektrische Verbindung der einzenen Bauteile kann durch
einen sehr feinen Leiterzug hergestellt werden, welcher bei der nachfolgenden mechanischen
Bearbeitung weggeschliffen wird. Auf der Maske ist dafür eine Linie mit 1 µm Breite
vorzusehen.
3.5.2.2 Herstellung von Fluidkomponenten
Bei der Herstellung von Ventil- und Saugkammern treten im Verhältnis zur Rasterbreite von
20 µm relativ große Flächen auf. Große Flächen erfordern ein Linenraster mit sehr vielen
Einzellinien. Für rotationssysmetrische Teile bietet sich zunächst ein Raster aus
konzentrischen Kreisen an. Allerdings wird die Maske diskret über Pattern von 0.1 µm
Kantenlänge gefertigt. Alle Kreise müssen bei der Produktion der Maske mit einer
Genauigkeit von 0.1 µm approximiert werden. Bei einem mittleren Durchmesser von 3.5 mm,
einer Anzahl von 100 Kreisen und einer Linienbeite von 2 µm sind dafür ca. 200 Mio.
Berechnungen notwendig.
Der Rechenaufwand kann beträchtlich reduziert werden, wenn parallele Linien (Streifen) zur
Erzeugung der Graustufen verwendet werden. Die Daten von rechteckigen digitalisierten
Flächen lassen sich bei der Maskenherstellung direkt übernehmen. Im Bereich der
Schneidenschräge werden weiterhin konzentrische Kreise verwendet. In Bild 70 ist das
erforderliche Design dargestellt.
81
Düsenloch
Schneidenschräge
Ventilboden
Bild 70: Makendesign zur gesteuerten Tiefenstrukturierung von Ventilsitzen
Zur Strukturierung des Ventilssitzes wird mit einem Kreis der Linenbreite von 1 µm
begonnen. Im 20 µm Abstand folgen konzentrische Kreise mit wachsender Linenbreite in
0.1 µm Staffelung. Am Ventilboden besteht das Muster aus parallelen Linen mit einer
Linenbreite von 2 µm. Zwischen dem letzen Kreis und dem parallelem Raster muß ein
Abstand von 20 µm bis 30 µm verbleiben, um die Transmission nicht zu verändern.
Die Verzweigung von Fluidkanälen oder Leiterzügen erfordert ein spezielles Design. Um
Fehler beim Maskenlayout zu vermeiden, erfolgte eine Untersuchung anhand einer
Teststruktur, wobei Grabenverzweigungen (Bild 71) mit unterschiedlichem Abstand realisiert
wurden.
Bild 71: Verzweigung einer Grabenstruktur bei modifizierter Tiefenstrukurierung
In Abhängigkeit vom Abstand bildet sich eine unterschiedliche Gestalt des Kreuzungspunktes
aus (Bild 72).
82
Bild 72: Grabenverzweigungen mit unterschiedlichem Grabenabstand
Die Messungen ergaben, daß nahezu unabhängig von der Belichtungsenergiedichte und
vom Transmissionsgrad, d.h. auch unabhängig von der Strukturtiefe, ein Optimum
zwischen 20 und 30 µm Strukturabstand existiert. Werden die Strukturabstände derartig
gewählt, können Überätzungen und Reststege im wesentlichen vermieden werden. Die
Ergebnisse wurden im Maskendesign berücksichtigt und mehrfach bestätigt.
3.5.3
Auflistung der Masken mit Zielstellung und Ergebnissen
Die Masken dienten zum Austesten der Strukturierungsmöglichkeiten der entwickelten Gläser
und beinhalteten die von den Projektpartnern gewünschten Komponenten für Demonstratoren.
Die nachfolgende Beschreibung gibt eine kurze Übersicht über die Zielstellung und
Ergebnisse der einzelnen Maskenentwürfe.
Maske 1
Die mit dieser Maske realisierten Federstrukturen dienten zahlreichen Meßzwecken. Unter
anderem wurden Untersuchungen zur Einstellung der Federkonstante und Dauertests
durchgeführt (Kapitel 3.3.1.2 und 3.3.1.3). Außerdem wurden Teile für den Demonstrator
Hybridschrittantrieb hergestellt (Kapitel 3.6.3). Ein Teil mit durchgeätzen Schlitzen für die
Eisenrückschlüsse bildet die Grundlage für einen justierten mehrfachen Belichtungsprozeß.
Ein weiteres Ziel war die Herstellung von Glas/Kupfer-Verbunden mit zwei Kupferlayern,
jeweils auf der Ober- und Unterseite des Glasteils. Anhand eines Designs für einen
elektrodynamischen Antrieb, wurde klar, daß eine Belichtung von 2 Seiten mit
anschließendem Ätzstop keine befriedigten Ergebnisse bringt.
Maske 2
Mit Hilfe einer zweiten justierten Belichtung konnte die Spulenstruktur für die Antriebsspule
des Hybridschrittantriebes hergestellt werden. Der Nachweis für die Herstellungsmöglichkeit von komplexen Glasbauteilen wurde erbracht.
Glas/Kupfer-Spulen dieser Maske wurden für einen kleinen Haftmagneten verwandt.
Die Teststrukturen zur Tiefenstrukturierung brachten die Erkenntnis, daß parallele
Linenraster in der Transmision leichter als gekreuzte Linienraster einstellbar sind.
83
Maske 3
Anhand der mit dieser Maske gefertigten Biegebalken konnten Erkenntnisse zu den
mechanischen Eigenschaften fotosensibler Gläser gewonnen werden (Kapitel 3.3.1).
Herausragende Erkenntnis dieser Messungen war die hohe Bruchfestigkeit der geätzten
Glasstrukturen im Vergleich zu gesägten Streifen.
Eine elastische Glasstruktur und eine Glas/Kupfer-Spule wurden zum Aufbau eines elektrodynamischen Versuchsantriebs (Kapitel 3.6.4)verwandt.
Weitere Entwürfe dienten der Erprobung der Herstellung von Glas/Kupfer-Spulen und zu
Strukturierungstests.
Maske 4
Diese Maske diente zum Erproben einer neuen Strukturierungstechnolgie (Kapitel 3.2.5),
bei der gezielte Tiefenstrukturierung möglich wird. Durch unterschiedliche starke Belichtung
in Teilbereichen des Glases kann dabei die Ätztiefe eingestellt werden. Die Erzielung von
Graustufen kann durch unterschiedliche Muster von dünnen Strichen erreicht werden. Die
Maske enthält eine Vielzahl von Strichrastervarianten für die Belichtung. Die Auswertung der
Maske bildete die Grundlage für die Anwendung des zum Patent angemeldeten Verfahrens
zur gesteuerten Tiefenstrukturierung.
Zusätzlich wurde eine Spulenstruktur für eine Aufmagnetisierungsspule von dünnen
magnetischen Schichten gefertigt.
Maske 5
Die Maske beinhaltet verschiedenste Spulenstrukturen für die Kupfergalvanik. Der Firma
Poly-Optik konnten damit Galvanikversuche im Wafermaßstab ermöglicht werden. Die
Herstellung der Strukturen für die Leiterbahnen erfolgte erstmals über das Verfahren der
gesteuerten Tiefenstrukturierung. Die hergestellten Spulen waren gegenüber den bisher
hergestellten Spulen deutlich beständiger.
Eine Planarspule wurde zum Aufbau eines elektrodynamischen Linearantriebes für
Mikrogreifer (Kapitel 3.6.6) verwendet.
Maske 6
Ausgehend von einem Ventilentwurf mit einem bistabilen Magnet als Schließkörper erfolgte
auf dieser Maske die Umsetzung eines Prototyps. Dabei wurden 3 Ventile in einen ¼ Wafer
integriert (Kapitel 3.6.7).
Maske 7
Als Teststrukturen wurden Teile für Ventilsitze (Kapitel 3.3.3) entworfen. Der
Zeichnungsumfang und der Schwierigkeitsgrad der Maske stieß an die derzeitigen
technologischen Grenzen der Fertigung im Maskenzentrum für Mikrostrukturierung Dresden.
Insbesondere eine hohe Anzahl von konzentrischen Kreisen bereitet bei der Datenaufbereitung
einen enormen Rechenaufwand. Bei nachfolgenden Masken wurden die Daten konzentrischer
Kreise bewußt gering gehalten.
Die Maske beinhaltet die Strukturen für die Herstellung von Glasteilen für Sauggreifer
(Kapitel 3.6.5).
Maske 8
Der CAD-Enwurf von TETRA für die herzustellenden Verformungskörper aus Glas
(Kapitel 3.6.10) konnte problemlos umgesetzt werden. Für die Anfertigung von elastischen
Verformungskörpern aus photosensiblem Glas sprechen das gute Aspektverhältnis und die
guten elastischen Eigenschaften von Glas. Durch die Möglichkeit, runde Formen herzustellen,
84
lassen sich spannungsarme Federgelenke konstruieren. In Bezug auf Aspektverhältnis und
Formgebung ergeben sich Vorteile zu Naßätzverfahren in Silizium.
Maske 9
Die Maske beinhaltet zahlreiche Strukturen von Parallelfedern (Kapitel 3.6.4) für die
Führung von Antrieben. Zudem wurden eine Vielzahl von Testfedern gleichen Designs
untergebracht, um bei Messungen von Wafer- und Chargenschwankungen unabhängig zu
sein.
Maske 10
Die Strukturierung des neuentwickelten Glases FSLAS13 erfordert aufgrund der geänderten
Eigenschaften andere Regeln beim Maskenentwurf. Beim Entwurf der Maske wurde die
höhere Aufätzung der belichteten Bereiche berücksichtigt. Das Linienraster für die gesteuerte
Tiefenstrukturierung wurde auf 40 µm festgelegt. Die Maske enthält neben Testmustern für
die Strukturierung auch eine Anzahl von Spulenstrukturen für Linearantriebe (Kapitel 3.6.4)
und galvanisch zu füllenden Teilen.
Maske 11
Anhand
einer
Skizze
von
JENOPTIK
wurde
eine
Maske
für
einen
Kapillarelektrophoresechip (Bild 94) erstellt. Die Besonderheit der Struktur stellen die für
photostukturierbares Glas sehr kleinen Kanalbreiten von 60 µm dar. Auf der Maske wurden
sowohl Linienbreiten von 40 µm als auch von 2,5 µm realisiert. Die 40 µm Linien eignen sich
für eine schwache Belichtung und anschließender Ätzung mit Ätzstop. Eine andere
Herangehensweise ist die Aufätzung voll belichteter 2,5 µm Strukturen bei gleichzeitiger
Durchätzung der äußeren Kanten.
Es stellte sich heraus, daß für die Realisierung kleinster Strukturbreiten das Ätzabbruchverfahren am besten geeignet ist.
Maske 12
Anhand der Untersuchungen an Ventilsitzen der Maske 7 konnte der Bereich der optimalen
Schneidenbreite eingeschränkt werden. Auf dieser Maske erfolgten neue Entwürfe mit einer
feineren Staffelung der Schneidenbreite. Ein Teil der Bauteile diente zur Herstellung eines
Ventils mit Glasmembran (Kapitel 3.6.8).
Maske 13
Diese Maske beinhaltet im wesentlichen Federelemente für Mikrokraftsensoren (Kapitel
3.6.10). Zusätzlich sind spiralförmige Federn enthalten.
Maske 14
Ziel dieser Maske war die Herstellung von Säulenstrukturen bis zu 5 µm Durchmesser zur
Abformung von Kunststoffen. Durch vielfältige Variationen im Design von Säulenbreite und
Abstand konnten die gewünschten 5 µm Säulen hergestellt werden.
Maske 15
Die Maske enthält Scheiben mit Ventilsitzen zur Herstellung von Demonstratoren, Strukturen
für Sauggreifer und Biegebalken zur Messung von Kriechvorgängen.
85
Maske 16
Zum Vergleich der mechanischen Spannungen an Glas/Kupfer-Verbundstrukturen wurden
Teststrukturen aus 5 mm langen Schlitzen erzeugt. Die Schlitze wurden galvanisch mit
Kupfer gefüllt und dienten zu spannungsoptischen Vergleichsmessungen von FS21 und
FSLAS13 (Kapitel 3.1.1.8). Zusätzlich sind ausgewählte Demonstratoren zur Präsentation
enthalten.
Maske 17
Die Maske beinhaltet Miniaturgreifer, die im Rahmen einer studentischen Arbeit an der
Fakultät Maschinenbau entworfen wurden.
3.6
Demonstratoraufbau und Untersuchungen an Demonstratoren
3.6.1
Aufbau von Sensorik und Meßtechnik
Zum Aufbau von Experimentierantrieben und den damit verbundenen Meß- und
Ansteueraufgaben wurde die Meßsoftware DASYLAB mit den dazugehörigen PCEinsteckkarten und ein geeigneter PC verwendet. Zur Ansteuerung von Experimentierantrieben wurden verschiedene auf die PC-Karten abgestimmte analoge Leistungsendstufen
entwickelt und aufgebaut.
Umschaltbare Leistungsendstufe
Der Aufbau dieser linearen Leistungsendstufe für mittlere Leistungen (imax.=3A, umax.=+/-30V)
erfolgt mittels eines integrierten Leistungsverstärkers vom Typ OPA 571. Der realisierte
Aufbau ermöglicht drei Betriebsarten (Strom- und Spannungseinprägung sowie
Schalterbetrieb). Mit Hilfe dieser Endstufe (Bild 73) ist es möglich die meisten
Experimentierantriebe anzusteuern. Als entscheidende Nachteile sind die relativ hohe
Störempfindlichkeit und die Neigung zu Eigenschwingungen zu nennen.
+UB
1N4001
9,1k
OPA 541
+
UE
IO
0,22
1k
1N4001
1k
9,1k
RL
UO
-UB
1k
1
1
S
2
3
Schalterstellungen:
S=1 Spannungseinprägung
S=2 Schalterbetrieb
S=3 Stromeinprägung
Bild 73: Analoge Leistungsendstufe mit OPA541
Endstufe für Betrieb mit Stromeinprägung
Für Anwendungen mit geringeren Strömen (imax=1A) wurde eine zweite Endstufe entwickelt.
Diese Endstufe unterscheidet sich von der oben beschriebenen im wesentlichen durch einen
86
einfacheren und deutlich störunempfindlicherem Aufbau. In einer Erweiterungsstufe sind auch
Ströme bis zu 4,5 A möglich.
+UB
+UB
1N4001
9,1k
+
UE
OPA 544
+IO
10k
1N4001
1k
-UB
-UB
1
10n
-IO
1
10k
Bild 74: Analoge Leistungsendstufe mit OPA544
Für Messungen an Magnetfeldern sowie für Temperaturmessungen in schwer zugänglichen
Aufbauten kommen im Allgemeinen Sensoren (Hall-Elemente, Pt-100-Temperatursensoren)
zum Einsatz, die mit einer Konstantstromquelle gespeist werden. Da das Meßergebnis durch
gestörte Betriebsströme (Rauschen, Amplitudenschwankungen) beeinflußt wird, ist eine
temperaturkompensierte Konstantstromquelle aufgebaut worden. Die Temperaturkompensation wird durch die entgegengesetzten Temperaturgradienten des Stromquellen-IC
und der Diode erreicht. Der Betriebsbereich dieser Quelle liegt zwischen 0,5...10mA
Ausgangsstrom. Mit dieser Quelle ist es möglich, genaue Messungen mit Pt-100-Elementen
sowie Hallsensoren durchzuführen.
+UB
LM334
27
270
1N457
Iconst
Bild 75: Stromquelle für Temperaturmessungen mit Pt100
Ansteuerelektronik zum Erzeugen definierter bipolarer Stromimpulse
Zur Reduzierung thermischer Verluste und zur Energieeinsparung werden in zunehmender
Zahl bistabile Aktoren, z.B. in Ventilen, eingesetzt. Diese Aktoren verharren ohne
Leistungsaufnahme in ihren definierten Endpositionen. Nur für Bewegungsvorgänge werden
die Antriebselemente, z.B. Planarspulen, kurz bestromt. Für die Rückbewegung wird die
Stromrichtung des Implulses geändert.
Eine Schaltung zur Ansteuerung (Erzeugung der Stromimpulse) wird im folgenden
beschrieben. Die Anordnung besteht aus zwei Hauptkomponenten: Impulsformerschaltkreis
und Endstufe. Als Impulsformer kommen monostabile Multivibratoren zum Einsatz (2-fachCMOS-Monostabiler-Multivibrator, Typ Harris CD 14538). Diese Monoflops erzeugen durch
Triggerung auf die Flanken des Eingangssignals (Ein/Ausschalten eines Schalters,
87
Rechteckspannung) die entsprechenden Impulse zum Schalten des Aktors/Ventils. Die
Impulsdauer wird durch die Beschaltung des IC`s mit je einem Widerstand und Kondensator
bestimmt (T=R*C). Diese Impulse werden über Treiberstufen an eine als Vollbrücke
ausgeführte Endstufe geführt. Je nach Auslegung der Betriebsspannung und des
Innenwiderstands stellt sich der Strom durch den jeweils durchgesteuerten Zweig und somit
durch den Aktor ein.
Betriebsspannung
Impulsformer
SteuerEingang
Ventilantriebsspulen
1/2 CD 14538
1/2 CD 14538
Bild 76: Prinzipbild der Ansteuerelektronik für bistabile Magnetsysteme
3.6.2
Haftmagnet
Mittels einer durchgehend strukturierten Glas/Kupfer-Planarspule wurde ein kleiner
Haftmagnet realisiert (siehe Bild 77).
magnetischer
Stahl
Spule
Bild 77: Haftmagnet mit Planarspule aus einer Glas/Metall-Verbundstruktur
Der Aufbau dieses ersten Demonstrators sollte die Funktionsfähigkeit eines Aktors mit einer
Glas/Metall-Verbundstruktur zeigen. Der aufgebaute Haftmagnet erreicht bei geringer
thermischer Belastung eine Haltekraft von ca. 2 N.
3.6.3
Hybridschrittmotor
Auf Grundlage der Konstruktionsunterlagen und dem vorhandenen Stator der ehemaligen
Firma PASIM wurde ein Demonstrator aufgebaut. Trotz Veränderungen am konstruktiven
88
Aufbau konnten die gewünschten Funktionsparameter nicht erreicht werden. Bei der ersten
Anordnung wurde der Läufer beidseitig auf Führungsschienen gelagert. Die Justage des
geforderten Arbeitsluftspaltes von <10 µm war mit dieser Konstruktion nicht möglich. Die
Reibkräfte in der Führung waren zu hoch. Die Ursache liegt in den hohen Normalkräften von
ca. 30 N, bedingt durch die relativ großen Abmessungen der Permanentmagneten
(2 x1 x12 mm). Abhilfe könnte eine Verringerung der Magnetdicke schaffen. Damit werden
aber auch die erreichbaren Vortriebskräfte vermindert. Die gefertigte Konstruktion wurde auf
eine Durchflutung von 10 A ausgelegt. Laut Berechnung waren Vortriebskräfte im Bereich
von 0,5-1 N zu erwarten. Eine weitere Abschwächung dieser schon in der Prognose relativ
geringen Vortriebskräfte kann nicht empfohlen werden.
Auch eine zweite Anordnung (Bild 79) unter Verwendung von Präzisionsführungen
ermöglichte die Justage des geforderten Luftspaltes nicht. Die hohen Reibkräfte der
Anordnung und der zu große reale Luftspalt sind die Ursache, daß die aus der Simulation zu
erwartenden Vortriebskräfte (0,5...1N) nicht nachgewiesen werden konnten.
Eisenrückschluß
Fvor
FN
Dauermagnet
strukturierte Glasplatte
Luftspalt
<10µm
Stator
Bild 78: Prinzipzkizze Hybridschrittmotor
17mm
Läufer
Stator
Bild 79: Experimentieraufbau Hybridschrittmotor
Die Minimierung des Luftspaltes bei gleichzeitiger reibarmer Führung ist durch die Kopplung
der Waferaufnahme mit einer aerostatischen Führung möglich. Der Aufbau würde aber durch
die Steifigkeit des Luftschlauches beeinflußt, so daß die resultierende Kraftdifferenz in
Bewegungsrichtung so klein wird, das eine sinnvolle Funktion des Demonstrators in Frage
gestellt werden muß. Eine Abhilfe könnte nur durch ein Luftlager mit schaltbaren Luftdüsen
im Stator erreicht werden
Die durchgeführten Untersuchungen haben gezeigt, daß der Aufbau von Linearhybridschrittmotoren mit Planarspulen aus Glas aus folgenden Gründen nicht sinnvoll ist:
89
• Die Schrittgenauigkeit des Hybridschrittmotors wird durch die Fertigungsgenauigkeit der
weichmagnetischen Flußleitstücke bestimmt und ist weitgehend unabhängig von der
Präzision der Spulenherstellung und damit von der Glasstrukturierung.
• Durch den planaren Aufbau der Spule können nur wenige Windungszahlen und damit
keine ausreichend hohen Durchflutungen zur Kompensation der Permanentmagneten
erzielt werden. Trotz hoher thermischer Belastbarkeit ist es nicht sinnvoll, die derzeitigen
Glas/Kupfer Spulen mit Dauerströmen größer 1 A zu belasten.
• Die zu erwartenden Vortriebskräfte sind bei geringen Durchflutungen im Vergleich zu den
Normalkräften zu klein.
Die Verwendung von Glas/Kupfer-Spulen ist nach dem jetzigen Erkenntnisstand nur dann
sinnvoll, wenn die hohe Präzision der Glasstrukturierung und eine planare Spule erforderlich
sind. Zusammenfassend kann gesagt werden, daß sich für Motoren nach dem Reluktanzoder Hybridschrittprinzip keine Vorteile aus der Glastechnologie ergeben. Für planare
Motoren nach dem elekrodynamischen Prinzip ergeben sich, bedingt durch die hohe
mechanische
Stabilität
bei
höherer
Strombelastbarkeit
und
hoher
Fertigungsgenauigkeit, Vorteile gegenüber Leiterplatten oder gedruckten Dickschichten.
Ein erfolgversprechendes Anwendungsbeispiel für eine Glas/Kupfer-Spule ist im Kapitel
3.6.6 ausgeführt.
3.6.4
Elektrodynamischer Linearantrieb
Der vorgestellte Aufbau eines elektrodynamischen Versuchsantriebes dient als Machbarkeitsstudie. Der Antrieb wurde aus einer Glasfeder, einem kleinen Permanentmagneten und einer
Glas/Metall-Verbundspule zusammengefügt (Bild 80). Bestromt man die Spule, bewegt sich
der Magnet, geführt durch die Feder, um wenige Zehntel Millimeter. Der Antrieb hat eine
Abmessung von 9 x 11 x 2 mm3.
Glas/
Kupfer
Spule
Glasfeder
Permanentmagnet
Bild 80: REM-Aufnahme der Glasfeder
Linearantrieb
Ein zweiter Antrieb besitzt eine verbesserte Führung. Die Führung besteht aus
kaskadenförmigen Anordnung von Parallelfedern (Bild 81) die eine exakte lineare Führung
ermöglichen. Durch die Kaskadierung wird die Feder insgesamt weicher. Als Spule wird eine
FSLAS13/Kupfer-Spule verwendet.
Spule
Permanentmagnet
90
Feder
Bild 81: Parallelfeder zur Führung (links)und elektrodynamischer Linearantrieb (rechts)
3.6.5
Sauggreifer
Im Fachgebiet Antriebstechnik bestand die Möglichkeit zur Zusammenarbeit bei der
Entwicklung von Demonstratoren. Für das BMBF-Projekt „Entwicklung und Erprobung von
fertigungsgerechten Montage- und Fügeverfahren zum Aufbau von Mikrosystemen (MFV)“
konnten einzelne Teile aus strukturiertem Glas angefertigt werden.
Ein Sauggreifer kann kleinste Teile mittels eines Unterdruckes greifen und halten. Im oberen
Teil der Druckkammer wird zur Beobachtung des Vorganges eine Miniaturkamera eingebaut.
Die Saugplatte schließt die Druckkammer unten ab. Sie muß aus optisch durchlässigem
Material bestehen. Im Bild 82 ist die Saugplatte dargestellt, wobei der rechte Teil des Bildes
den Blick durch die Saugplatte auf einen festgehaltenen Si-Chip zeigt.
Bisher wurden mit Laser bearbeitete Glasscheiben eingesetzt. Oftmals ist es jedoch
erforderlich, daß die zu greifenden Teile nur an bestimmten Stellen Kontakt mit der Platte
haben dürfen, um z.B. empfindliche Strukturen auf einem Si-Chip nicht zu zerstören. Die
benötigen dreidimensionalen Strukturen ließen sich nicht mit dem Laser herstellen.
Mit Hilfe der gesteuerten Tiefenstrukturierung ist es möglich, diese Bereiche zu strukturieren.
In einem Arbeitsschritt können sowohl die Saugschlitze als auch der geforderte Absatz
sowie ein Fadenkreuz herstellt werden.
Saugschlitz
Fadenkreuz
Bild 82: Unterseite der Sauggreiferplatte und Blick durch die Kamera auf ein Si-Chip (rechts)
3.6.6
91
Antriebsspule für Pinzettengreifer
Für einen Pinzettengreifer wurde eine planare Spule mit hoher Festigkeit und hoher
Strombelastbarkeit benötigt. Mit Hilfe der gesteuerten Tiefenstrukturierung wurde eine
Glas/Kupfer-Spule gefertigt, welche den Anforderungen gerecht wird. In Bild 83 ist die REMAufnahme der Spule und der Gesamtaufbau des Pinzettengreifers dargestellt. Die
Glas/Kupfer-Spule wurde in ein elastisches Greiferteil eingeklebt. Sie bewegt sich in
Abhängigkeit der Stromstärke zwischen Permanentmagneten. Die Antriebsbewegung der
Spule bewirkt die Greifbewegung des Federmechanismus.
Glassteg
Kupferwindung
Planarspule
Bild 83: REM-Bild einer Glas/Kupfer-Spule für einen Pinzettengreifer (rechts)
3.6.7
Bistabiles Miniventil
Ausgehend von den vorhandenen Designentwürfen und den technologischen Besonderheiten
bei der Glasstrukturierung wurde ein elektromagnetisch betätigtes Ventil entworfen.
Zum Schalten nutzt man die Kraftwirkung magnetischer Felder von HochenergieDauermagneten. Ein Permanentmagnet wird zwischen zwei Scheiben aus Trafoblech
angeordnet. Genau in der Mitte der Scheiben entsteht ein Kräftegleichgewicht, welches nicht
stabil ist. Der Magnet wird daher immer von einer Blechscheibe angezogen und bleibt an
dieser kleben. Bestromt man die unter den Scheiben angeordneten Spulen so, daß das
Magnetfeld zwischen der naheliegenden Scheibe vermindert und der gegenüberliegenden
Scheibe verstärkt wird, bewegt sich der Magnet auf die andere Seite. Der Vorteil dieser
bistabilen Anordnung besteht darin, daß im Ruhezustand keine Energie zum Erzeugen der
Haltekraft benötigt wird. Der erforderliche relativ hohe Spulenstrom zum Schalten wird nur
kurzzeitig benötigt. Damit sinkt die thermische Belastung, und die Stromdichte in der Spule
kann erhöht werden. Dieser Betriebsfall ist bedeutsam für Spulen des untersuchten Typs aus
Glas und Kupfer, da die Anzahl der Windungen durch den planaren Aufbau konstruktiv
begrenzt ist, und nur bei relativ hohen Strömen hohe Durchflutungen erreicht werden können.
92
Druckanschluß
Blechscheibe
Spule
Arbeitsanschluß
Permanentmagnet
Rücklauf
Bild 84: 3 miniaturisierte 3/2 Wegeventile aus photosensitivem Glas
Die Abmaße des Mikroventils wurden unter Berücksichtigung der momentanen
technologischen Möglichkeiten bei der Glasstrukturierung ausgewählt. Aus einem 1 mm
dicken Wafer erhält man nach dem Ätzen und Polieren eine ca. 0.8 mm dicke Glas/KupferSpule. Man benötigt 3 übereinander geschichtete Wafer, um eine Ventilkammer herzustellen.
Damit ist die Höhe des Aufbaus vorgegeben.
10
Druckanschluß
Eisenscheibe
6
Spule
Glasdicke
Arbeitsanschluß
0,8
Rücklauf
Permanentmagnet
Isolierung
Bild 85: Prinzipieller Aufbau des Mikroventils
Der Durchmesser ergibt sich aus den angestrebten technischen Daten des Ventils:
- 3/2-Wege-Ventil
- Druckbereich
- kleinster Kanalquerschnitt
bistabil
1 bis 6 bar
Durchmesser 0.4 mm
Die erforderliche Kraft zum Schließen gegen den maximalen Ventildruck beträgt:
F = P ⋅ A = 75 mN
Die Simulation des Magnetkreises erfolgte mittels FEM-Berechnungen. Die Schließkraft
hängt vom Abstand zwischen Eisenscheibe und Permanentmagnet ab. Setzt man die Höhe der
Spule als konstant an (0,3mm), bleibt zur Variation des Anstandes nur die Dicke das Glases
93
zwischen Spule und Unterseite des Wafers. Dieser Parameter wird nachfolgend Glasdicke
genannt.
Glasdicke
in mm
Kraft in N
0,15
0,1
0,2
0,05
0,3
0
0,4
0
0,05
0,1
0,15
-0,05
0,2
Weg in mm
-0,1
0,5
0,6
-0,15
Bild 86: Kraftverlauf ohne Bestromung
Der Parameter Glasdicke wurde in der FEM-Simulation variiert, um den Einfluß auf die
Magnetkraft beurteilen zu können. Im Diagramm (Bild 86) ist deutlich die Bistabilität zu
erkennen. Bei Glasdicken von 0,2-0,4 mm liegt die erreichbare Magnetkraft sicher über der
erforderlichen Schließkraft. Für die Funktionsfähigkeit des Ventils spielt nur der Abstand
zwischen Blechscheibe und Permanentmagnet eine Rolle. Bei Abständen von 0,7-0,9 mm
ist der Antrieb funktionsfähig. Fertigungstoleranzen bei der Herstellung der Spule können
durch Schleifen oder Polieren des galvanisierten Wafers ausgeglichen werden.
Kraft in N
0,15
0,1
Glasdicke
in mm
0,05
0,2
0,3
0
0
1
2
3
4
5
0,4
0,5
-0,05
-0,1
-0,15
Strom in A
Bild 87: Kraftverlauf bei Bestromung (Anfangszustand negative Kraft)
Die Stromstärke, bei der das Ventil schaltet, ist ebenfalls von der Glasdicke abhängig. Der
Strom muß so hoch sein, daß die Kraft die Nullinie durchläuft. Je nach Dicke benötigt man
20-30 A Durchflutung. Bei 10 Windungen der Spule fließen Ströme von 2-3 A. Die kurzen
Stromimpulse können durch einen Kondensator erzeugt werden.
Bei Experimenten mit dem Funktionsmuster zeigte sich, daß das Antriebsprinzip funktioniert.
Die Leckrate des Ventils lag aufgrund der fehlenden Ventilsitze über 50 %. Zur Herstellung
94
des Ventilsitzes muß der Wafer von beiden Seiten strukturiert werden. Die beidseitige
Strukturierung von photosensitven Glasteilen funktioniert mit den bisher vorhandenen
Strukturierungsverfahren nicht zufriedenstellend.
Zudem war bei diesem ersten Demonstrator der verwendete Magnet nicht gekapselt, so daß
die vollständige chemische Beständigkeit nicht gegeben war. Deshalb wurden weitere VentilDemonstratotren in Angriff genommen.
3.6.8
Miniventil mit Glasmembran
Bei der zweiten Variante eines Mikroventils für aggressive Medien wird die Antriebskraft von
außen aufgebracht. Der Ventilsitz schließt mittels einer elastischen Glasmembran. Das Öffnen
erfolgt durch den Betriebsdruck des Ventils, indem die Membran ausgelenkt wird. Damit die
Membran mechanisch nicht zu sehr belastet wird, ist eine konstruktive Begrenzung des Hubes
vorzusehen.
Die Fertigung der Membran erfolgte aus Glasrohkörpern über Säge-, Schleif- und
Polierbearbeitung. Für das Versuchsventil wurde eine 60 µm dicke Membran auf den
Ventilkörper geklebt.
Elektromagnet
Membran
Ventilkörper
Bild 88: Prinzipskizze des Mikroventils (Variante 1) und REM-Aufnahme des Ventilsitzes
3.6.9
Miniventil mit Teflonmembran
Die Herstellung der Anschlüsse für vollständig in Glas gekapselte Ventile stellte sich als
problematisch heraus. Aufgrund der unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten
kann man Anschlußröhrchen aus anderen Gläsern nicht auf photosensibles Glas bonden.
Deshalb wurde eine Ventilvariante aufgebaut, die einen Kompromiß bezüglich der Werkstoffwahl darstellt. Aus photosensitivem Glas werden die Teile mit hoher Formgenauigkeit
(Ventilsitz) gefertigt. Anschluß und Gehäuseteile sowie die Membran sind aus PTFE
hergestellt (Bild 89). Der Glas-Ventilsitz und die Teflonmembran setzt man in einen
Teflongrundkörper und verspannt die Einzelteile mit dem Antriebsteil. Somit wird eine sehr
gute Dichtheit erreicht. Der Stößel preßt im Betriebsfall die Membran auf den Sitz und
verschließt das Ventil.
95
Stößel (vom Antrieb)
Teflonmembran
Ventilsitz aus mikrostrukturiertem Glas
Teflongrundkörper
Bild 89: Prinzipdarstellung des Aufbaus mit PTFE- und Glaselementen
Bild 90: Aufbau des Miniventils mit Teflonkörper
3.6.10 Glasfedern für Mikrokraftaufnehmer
Der Einsatz von photostrukturierbarem Glas für Federlemente gewinnt aufgrund der
ermittelten hervorragenden Materialeigenschaften immer mehr an Bedeutung. Infolge der
Hysteresefreiheit der physikalischen Eigenschaften von Glas eignet es sich für
hochpräzise Sensoren. Bei dem von der Firma TETRA konzipierten Mikrokraftaufnehmer
wird der Federweg anhand der Durchbiegung einer Sensorfeder durch eine äußere Kraft
gemessen. Da die Federkonstante in Glas konstant bleibt, kann eine exakte Rückrechnung des
gemessenen Federweges auf die Kraft erfolgen.
Eine Parallelfeder eignet sich wegen seiner linearen Führungsbahn besonders gut für die
Kraftmessung. Die gemessene Durchbiegung ist proportional dem zur Führungsbahn parallel
gerichtetem Kraftvektor. Die Berechnung der Parallelfeder kann analytisch oder über FEM
96
erfolgen (Bild 91 u. Bild 92). Die analytische Formel (1) läßt sich über die Durchbiegung
eines eingespannten Balken ermitteln.
F
F/2
x/2
x
l/2
l
Bild 91: Herleitung der Formel mittels einseitig
eingespannter Biegefeder
Bild 92: Durchbiegung simuliert mit FEMProgramm ANSYS
F
2 = 3E I
3
x
 l
 
2
 2
F 24 E I
=
x
l3
(1)
Zur Berechnung der Durchbiegung wird das Flächenträgheitsmoment benötigt. Beim Ätzen in
Flußsäure wird entsprechend der Ätzrate auch die Glasphase isotrop angeätzt. Die daraus
resultierenden Ätzwinkel müssen bei der Berechnung der Flächenträgheitsmomente
berücksichtigt werden (Tabelle 14).
Tabelle 14: Flächenträgheitsmomente für Glasfedern
Keine Berücksichtigung der Aufätzung
y
Mit Berücksichtigung der Aufätzung
y
a
h
h
x
b
bh 3
Ix =
12
hb 3
Iy =
12
x
b
h3
( 3a + b)
Ix =
48
h 3
Iy =
a + b 3 + a 2 b + ab 2 )
(
48
(2)
(3)
Die Berechnungsformeln konnten durch Vergleiche der Meßergebnissen von TETRA mit
Berechnungsergebnissen validiert werden
97
Tabelle 15: Vergleich der Meßergebnisse von TETRA mit Berechnungen
Feder1
Feder2
Feder3
Balkenzahl
2
2
2
Balkenlänge l [mm]
24
25
25
Balkenhöhe h [mm]
0,65
0,75
0,5
Balkenbreite b [mm]
0,2
0,16
0,15
Aufätzung [mm]
0,05
0,05
0,05
E-Modul (gemessen) [N/mm2]
80e3
80e3
80e3
Federkonstante (berechnet) [N/m]
28,2
12,3
6,4
Schwingende Masse [g]
(interpoliert *)
0,065
0,075
0,05
Periodendauer (berechnet) [ms]
9,5
15,2
17,6
Periodendauer (gemessen) [ms]
9,7
15,2
19,4
* gemessene schwingende Masse an 0,55 mm Wafer = 0,055 g
Bild 93: Meßfeder für Mikrokraftaufnehmer
3.6.11 Synergieeffekte
Zusätzlich zu den Demonstratoren, die im Rahmen des Projekts entstanden, konnten durch
Zusammenarbeit mit anderen Fachbereichen der TU Ilmenau und Jenoptik Mikrotechnik
GmbH weitere Muster aufgebaut werden.
Der Kapillarelektrophoresechip (Bild 94) beruht auf Konstruktionsunterlagen der Firma
JENOPTIK und wurde zu Testzwecken hergestellt. Als sehr positiv stellt sich die in
fotosensitivem Glas erreichbare hohe Strukturtiefe der Kapillaren von 200 µm heraus. Die
Greiferstrukturen (Bild 95) entstanden im Rahmen von Diplom- und Promotionsarbeiten
/Sal97/,/Zö98/ an der Fakultät Maschinenbau. Der Vorteil der Glasstrukturierung liegt in der
spannungsoptimierten abgerundeten Konstruktion von Kanten und Übergängen.
98
Das Modell eines Mittelohrimplantats (Bild 96) zeigt die konstruktiven Möglichkeiten von
fotosensiblem Glas.
Bild 94: Kapillarelektrophoresechip (links) Kreuzung von Kapillaren (rechts)
Bild 95: Greifer aus photosensiblem Glas (/Sal97/ links, /Zö98/ rechts)
Bild 96: Modell eines Mittelohrimplantats (F. Wauro, F. Bartels, Patent DE 19647579.1)
4
99
Zusammenfassung und Wertung der Ergebnisse
Gläser und Glaskeramiken stellen aufgrund der Einstellbarkeit des linearen thermischen Ausdehnungskoeffizienten eine Bereicherung der in der MST Anwendung findenden Werkstoffe
dar. Ziel der Arbeiten war es, mikrostrukturierbare Gläser zu entwickeln,
• die im Ausdehnungsverhalten besser als die vorhandenen an die Metalle Kupfer und
Nickel angepaßt sind,
• neue Strukturierungs- und Weiterverarbeitungsverfahren zu erforschen sowie
• Anwendungsfelder zu erschließen.
Ausgangspunkt aller Untersuchungen war das am Fachgebiet für Glas- und Keramiktechnologie der TU Ilmenau entwickelte fotostrukturierbare Glas A, das im Temperaturbereich von 20
- 400°C einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 10,6⋅10-6 K-1 besitzt.
Eine Variation der thermischen Ausdehnung von Glas A kann einerseits durch die Änderung
der Glaszusammensetzung und andererseits durch die Überführung des Glases in eine
Glaskeramik realisiert werden. Für die Entwicklung wurden verschiedene Gläser aus dem
ternären Stoffsystem Li2O-Al2O3-SiO2 geschmolzen und auf ihre thermische Ausdehnung,
Fotosensibilität und ihr Kristallisationsverhalten untersucht. Die Voruntersuchungen zeigten,
daß im bisher bekannten Existenzbereich fotosensibler Gläser keine mit einer an Kupfer oder
Nickel angenäherten thermischen Ausdehnung existieren.
Außerhalb des Existenzbereiches fotosensibler Gläser wurde die Glaszusammensetzung
LAS13 ermittelt, die der thermischen Ausdehnung von Nickel und Kupfer deutlich näher
kommt als Glas A. Dieses Glas war nach ersten Untersuchungen nicht fotosensibel. Die
Fotosensibilität dieses Glases wird entscheidend vom Li2O- und SiO2-Gehalt, der
zugegebenen Konzentration an Dotanden und der Schmelzatmosphäre beeinflußt.
Durch die Modifikation des Glases LAS13 wurde ein fotosensibles Glas FS LAS13 mit
α20-400 °C=13,1⋅⋅10-6 K-1 entwickelt. Dieses Glas ist mittels Fotoformverfahren
mikrostrukturierbar. Günstige Bearbeitungsbedingungen für Glas FS LAS13 sind eine
Belichtungsenergiedichte von 6 J/cm2 und eine Temperung von 4 h bei 550 °C. Das
Ätzratenverhältnis von ≈ 8 liegt dabei aufgrund der chemischen Zusammensetzung des Glases
FS LAS13 deutlich unter dem Ätzratenverhältnis von Glas A. Die in Glas FS LAS13 minimal
erreichbaren Strukturabmessungen liegen somit über denen von Glas A (bei 800 µm Dicke an
der Oberseite bei 200 µm).
Im Hinblick auf eine geplante industrielle Fertigung der Gläser wurden Technologieversuche
durchgeführt.
Der Schmelzversuch bei der JSJ Jodeit GmbH in Jena hat gezeigt, daß es in der
verwendeten Versuchsanlage (MF-beheizter Platinauslauftiegel) möglich ist, fotostrukturierbares Glas im kontinuierlichen Versuchsbetrieb herzustellen. Besonders
hervorzuheben ist dabei, daß während des gesamten Versuchsbetriebes farbloses,
transparentes Glas mit mehr oder weniger intensiv ausgeprägten fotosensiblen Eigenschaften
erhalten wurde.
Die Ergebnisse des Schmelzversuches stellen den Einfluß der verwendeten Rohstoffe auf die
Fotosensibilität, nachgewiesen durch den Einsatz verschiedener Quarzmehle, deutlich heraus.
Im Bezug auf die Fotosensibilität ist eine Schmelztemperatur von 1550 °C zu favorisieren.
Die Kristallisationsneigung an der Auslaufdüse läßt sich durch eine ausreichend hohe
Düsentemperatur (T > 1100 °C) beherrschen.
Vergleichende Untersuchungen bezüglich Glaseigenschaften und Fotosensibilität zwischen im
Labor und während des Schmelzversuches hergestelltem Glas zeigen, daß es im wesentlichen
keine Unterschiede gibt. Eigenschaftsschwankungen sind auf die unterschiedlichen
100
technologischen Parameter (Verweilzeit im Ofen, Verdampfungserscheinungen, Gießtemperatur) während der Glasschmelze zurückzuführen.
Durch prinzipielle Versuche zur Formgebung wurde der Nachweis erbracht, daß sich das Glas
durch Gießen, Pressen, Blasen und Ziehen verarbeiten läßt.
Bei Anwendung des Standardprozesses der Fotostrukturierung ist die Herstellung von
zweidimensional beliebig gestalteten Glasbauteilen mit durchgehenden Strukturen möglich.
Begrenzungen bestehen lediglich bei maximal möglichen Strukturtiefen, einzuhaltenden
Mindeststegbreiten und minimalen Lochdurchmessern, die glasabhängig sind.
Aufbauend auf dieser Technologie wurden Modifizierungen des Standardstrukturierungsprozesses untersucht.
Bei Anwendung des Ätzstopverfahrens ist es möglich, sehr feine Strukturen mit einer
definierten Strukturtiefe herzustellen. Die minimalen, stabil herstellbaren Stegbreiten liegen in
Abhängigkeit von der Strukturtiefe bei ca. 10 µm. Die Nachteile dieser Technologien
bestehen in der relativ geringen Tiefenselektivität und der damit verbundenen großen
Strukturtiefestreuung, der geringen Flexibilität bei der Herstellung unterschiedlicher
Strukturtiefen und den vorhandenen Kristallen am Strukturgrund.
Mehrfachstrukturierungsprozesse stellen die zweite grundlegende Möglichkeit zur Modifizierung der Standardtechnologie dar. Hierzu wird der Strukturierungsprozeß mehrfach
durchlaufen. Es ergibt sich für die Anwendung eine Kombination der Vorteile der durchgehenden Strukturierung und der definierten Tiefenstrukturierung. Nachteilig auf die Präzision der strukturierten Bauteile wirkt sich der erforderliche Justierschritt für jede Folgebelichtung aus. Mit der vorhandenen Technik sind derzeit Positionsabweichungen der Einzelbelichtungsschritte von < ± 20 µm realisierbar.
Mit dem Prinzip der im Transmissionsgrad modifizierten Masken können dreidimensional
beliebige hinterschneidungsfreie Strukturen hergestellt werden. Dieser entscheidende Vorteil
hebt dieses Verfahren deutlich gegenüber den bisher dargestellten hervor und stellt eine völlig
neue Qualität dar.
Die Modifizierung der Masken wird dabei durch eine zusätzliche Feinstruktur (geometrisches
Raster im Mikrometerbereich) der ansonsten transparenten Maskenbereiche realisiert. Im
Ergebnis dessen treten bei der Belichtung neben Transmissionsverringerungen in
Abhängigkeit von der konkreten Maskenstruktur Beugungserscheinungen auf, wodurch die
Strukturtiefe und die Oberflächenbeschaffenheit der strukturierten Bereiche beeinflußt werden
können. Im Ergebnis der Forschungen liegen umfangreiche Abhängigkeiten der
geometrischen Kenngrößen der Strukturen von den Masken- bzw. Prozeßparametern vor und
bilden damit die Grundlage für eine technische Anwendung des Prozesses.
Um Komplexbauteile realisieren zu können, ist neben der Strukturierungstechnik auch eine
angepaßte Aufbau- und Verbindungstechnik erforderlich. Dieser Anforderung werden insbesondere das thermische Glasbonden zum Verbinden von strukturierten Glaselementen und
die Mikrogalvanoformung zur Kombination mit Metallen gerecht.
Das thermische Glasbonden wurde gegenüber allen anderen möglichen Fügeverfahren
favorisiert, da eine werkstoffgerechte Verbindung ohne Zusatzstoffe realisierbar ist. Der Fügeprozeß wird dabei deutlich über der Transformationstemperatur (Tg = 450 °C) durchgeführt,
wodurch Deformationen der Bauteile unvermeidbar sind. Bei einer Temperatur von 525 °C,
einem Druck von 0,03 MPa und einer Fügezeit von 90 min lassen sich Glasbauteile fügen, so
daß eine sichere Verbindung entsteht und eine Verformung von < 3 % gewährleistet werden
kann. Der Nachweis einer Eignung des Fügeverfahrens für strukturierte Bauteile konnte
erbracht werden.
Bei der Charakterisierung der hergestellten Glasbauteile standen entsprechend dem
Anwenderinteresse mechanische Parameter im Vordergrund, so daß die Voraussetzungen für
101
eine Anwendung von mikrostrukturiertem Glas als Konstruktionswerkstoff der Mikrotechnik
geschaffen wurden. Für Prüfkörper aus fotostrukturiertem Glas konnte eine
Biegebruchfestigkeit von > 300 MPa gemessen werden, die im wesentlichen durch die
verwendete Probengeometrie (klein, entsprechend den anwendungsbezogenen Geometrien)
und die Ätzoberfläche erklärbar ist.
Anhand von konkreten Federstrukturen erfolgte die Aufnahme von Kraft-Weg-Kennlinien.
Die ermittelten Federkonstanten überdeckten dabei einen Bereich von 0,03 bis 62 N/mm.
Als besonderer Vorteil ist die Einstellbarkeit der Federkennlinie über einen
nachträglichen isotropen Ätzprozeß zu bewerten, wodurch eine zusätzliche Variante der
Anpassung an bereits bestehende Teilsysteme (z.B. ein Antriebssystem) gegeben ist.
Dauerversuche bestätigten die erwartete hohe Leistungsfähigkeit der elastischen
Glaselemente, wodurch aus Anwendersicht die Sicherheit beim Einsatz wesentlich
erhöht wird.
Haupteinsatzgebiete der fotostrukturierten Glasbauteile sind bisher Deformationsstrukturen, Greiferbauteile, antriebstechnische und fluidtechnische Bauelemente, wobei
die Greiferbauteile eine Sonderform der Deformationsstrukturen darstellen. Bei den einzelnen
Anwendungsfällen stehen die Vorteile, die der Einsatz der Fertigungstechnologie und die
speziellen Werkstoffeigenschaften (z.B. hohe chemische Beständigkeit, hohe thermische
Belastbarkeit und hervorragende mechanische Eigenschaften) bieten im Vordergrund.
Fotostrukturierbares Glas eignet sich hervorragend zur Herstellung von miniaturisierten
komplexen Federelementen. Eine hohe konstruktive Freiheit ergibt sich durch die
mögliche Gestaltung von abgerundeten Strukturen, welche für die Herstellung von
spannungsoptimalen Konstruktionen vorteilhaft sind. Glasfedern eigen sich sowohl als
Führungen für Antriebe als auch für Sensorelemente.
Glas/Kupfer-Verbundspulen lassen sich bei miniaturisierten elektrodynamischen
Linearantrieben einsetzen, bei denen es neben hoher Strombelastbarkeit auch auf
geometrische Präzision ankommt. Zur Herstellung von Glas/Kupfer-Verbunden stehen
Technologien zur gesteuerten Tiefenstrukturierung und zur Galvanik, sowie das neue Glas
FSLAS13 zur Verfügung.
Bauteile für Fluidkomponenten bilden eine weitere Gruppe möglicher Anwendungen. Die
Palette der Anwendungen reicht von Sauggreifen über Ventilsitze und Baugruppen für
Ventile bis hin zu komplexen aus mehreren Schichten aufgebauten Teilen wie den
Kapillarelektrophoresechip.
Resümierend wird festgestellt, daß ein in der thermischen Dehnung an Nickel und Kupfer
angenähertes fotostrukturierbares Glas entwickelt wurde sowie fotostrukturierbare Gläser und
die vorgestellten Technologien zur Bauteilefertigung mit den Standardverfahren der
Mikrosystemtechnik konkurrieren können und für spezielle Anwendungen Vorteile
aufweisen.
Insbesondere
die
nahezu
beliebige
Strukturierbarkeit,
die
Kombinationsmöglichkeit mit Metallen über Mikrogalvanoformungsprozesse und die Verbindungstechnik über ein werkstoffgerechtes Fügeverfahren stellen eine leistungsfähige
technologische Basis dar, die für die Fertigung von Komplexbauteilen vielfältige Möglichkeiten bietet. Für den Anwender werden, beispielsweise im Vergleich zum LIGA-Verfahren,
die Nachteile (z.B. die geringere Absolutpräzision) durch wesentlich geringere Kosten und
eine höhere Flexibilität aufgewogen.
102
5
Weitere Angaben
5.1
Vergleich des Standes der Arbeiten mit dem geltenden Arbeitsplan
Durch die zweimonatige Themenverlängerung wurden alle Rückstände aufgeholt. Die
Arbeiten wurden planmäßig abgeschlossen.
5.2
Zielerreichung
Die Zielstellung der Arbeiten an der TU Ilmenau wurde erreicht. Das gilt auch für die
Erweiterung der Aufgabenstellung, die während der Projektbearbeitung erfolgen mußte.
5.3
Inzwischen bekanntgewordene, relevante FE-Ergebnisse Dritter
keine
5.4
Erfindungen und Veröffentlichungen während der Projektlaufzeit
Patentanmeldungen:
Anordnung zur gesteuerten Tiefenstrukturierung von fotostrukturierbarem Glas
Patentnummer: 198 46 751.6-51
Anmeldetag:
12. Oktober 1997
Anmelder:
Poly-Optik GmbH
Erfinder:
Alf Harnisch, Karsten Feindt, Thomas Frank
Veröffentlichungen:
/Har96/
/Hül96a/
/Vol96/
/Str96/
/Ehr96/
/Zöp96/
/Hül96b)
/Ehr97a/
/Har97a/
/Fei97a/
/Bau97/
/Ehr97b/
/Har97b/
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IWK der TU Ilmenau, Sept. 1996, Ilmenau, Proc. Bd. I S. 47 - 51
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/Str97/
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/Hül97a/
/Har97c/
/Sal97/
/Hül97b/
/Hül97c/
/Fei98a/
/Hül98a/
/Hül98b/
/Kal98/
/Fei98a/
/Har98a/
/Hül98c/
/Bau98/
/Hül98d/
/Har98b/
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/Bru90/
/Die96/
/Fan83/
/Har95/
/Hec94/
/Hin65/
/Hül90/
/Kon94/
/Kor72/
/Kri51/
/Pan90/
/Pav86/
/Pau65/
/Pau76/
/Sal97/
/Schm90/
/Schm94/
/Spe93/
/Sto49/
/Sto53/
/Sto56/
/Val94/
/Wey51/
/Yab94/
/Zö98/
Anlagen
105
Anlage 1: Chemische Zusammensetzungen der untersuchten
Gläser
Allen Gläsern zugegebene Dotandenkonzentrationen
Dotand
Konzentration in Gew.-%
CeO2
0,033
Ag2O
0,246
Sb2O3
0,4
SnO
0,07
Ausgangsglas A
Glaszusammensetzung in Mol-%
Glaszusammensetzung in Gew.-%
Glas
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
A
69,32
3,98
21,78
2,46
2,46
74,29
7,2
11,61
4,14
2,74
Glas
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
2
71,53
3,49
21,52
1,01
2,45
77,5
6,43
11,61
1,72
2,74
3
73,17
2,5
21,32
0,59
2,42
80
4,64
11,61
1,01
2,74
Glas
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
4
66,42
6,38
22,12
2,54
2,54
70
11,43
11,61
4,4
2,76
5
62,63
7,9
22,47
3,5
3,5
65
13,93
11,61
5,71
3,75
6
58,8
9,89
22,85
4,23
4,23
60
17,14
11,61
6,79
4,46
Anlagen
106
Glas
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
7
66,26
5,57
22,07
3,05
3,05
70
10
11,61
5,06
3,33
8
62,52
7,28
22,42
3,89
3,89
65
12,86
11,61
6,35
4,18
9
58,61
8,83
22,78
4,89
4,89
60
15,36
11,61
7,86
5,17
Glas
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
10
65,95
3,99
21,96
4,05
4,05
70
7,2
11,61
6,75
4,44
11
61,91
4,04
22,21
5,92
5,92
65
7,2
11,61
9,77
6,42
57,79
4,08
22,45
7,84
7,84
60
7,2
11,61
12,78
8,41
(LAS13)
12
Glas
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
SiO2
Al2O3
Li2O
K2O
Na2O
13
69,16
3,13
21,71
3
3
74,29
5,71
11,61
5,06
3,33
14
68,83
1,57
21,6
4
4
74,29
2,88
11,61
6,77
4,45
Anlagen
107
Anlage 2: Untersuchungen zur Fotosensibilität des Glases LAS13
1. Variation der Dotandenkonzentration
Darstellung der Glasbezeichnung mit zugegebenem Dotandengehalt:
Glasbezeichnung
AgNO3
Sb2O2
CeCl3⋅7H2O
[Gew.-%]
[Gew.-%]
[Gew.-%]
LAS13/Ce0,25/Ag0,25
0,0083
0,0615
LAS13/Ce0,5/Ag0,5
0,0165
0,1230
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,1
0,25
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,2
0,5
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,3
0,75
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,4
0,1
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,2
0,5/Sn0,25
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,2
0,5/Sn0,5
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,2
0,5/Sn0,75
LAS13/Ce0,25/Ag0,25/Sb 0,0083
0,0615
0,2
0,5/Sn1
Erklärung der Glasbezeichnung am Beispiel Ce0,25/Ag0,25/Sb0,25/Sn0,25:
• Ce0,25 - 25 % des in Anlage 1 angegebenen CeO2-Gehaltes
• Ag0,25 - 25 % des in Anlage 1 angegebenen Ag2O-Gehaltes
• Sb0,25 - 25 % des in Anlage 1 angegebenen Sb2O3-Gehaltes
• Sn0,25 - 25 % des in Anlage 1 angegebenen SnO-Gehaltes
SnO
[Gew.-%]
0,0175
0,035
0,0525
0,07
Anlagen
108
2. Variation des Lithiumoxidgehaltes
Darstellung der variierten Glaszusammensetzungen mit Glasbezeichnung:
LAS13/Li70 LAS13/Li75 LAS13/Li80 LAS13/Li90
SiO2 [Gew.-%]
68,48
69,7
67,37
66,16
Li2O [Gew.-%]
8,13
8,71
9,24
10,45
Al2O3 [Gew.-%] 7,2
7,2
7,2
7,2
Na2O [Gew.-%] 6,42
6,42
6,42
6,42
K2O [Gew.-%]
9,77
9,77
9,77
9,77
0,033
0,033
0,033
0,033
CeCl3⋅7H2O
[Gew.-%]
AgNO3 [Gew.-%] 0,246
0,246
0,246
0,246
Sb2O3 [Gew.-%] 0,4
0,4
0,4
0,4
SnO [Gew.-%]
0,07
0,07
0,07
0,07
LAS13/Li100
65
11,61
7,2
6,42
9,77
0,033
0,246
0,4
0,07
Erklärung der Glasbezeichnung am Beispiel Li70:
• Li - Lithiumoxid
• 70 - Anteil des in Anlage 1 Glas Nr. 11 angegebenen Lithiumoxidgehaltes in [%]
3. Variation des Lithiumoxidrohstoffes
Grundglaszusammensetzung LAS13 aus Anlage 1
Anteil des als Lithiumnitrat bzw. Lithiumcarbonat eingebrachten Lithiumoxides:
Glasbezeichnung
Anteil Li2O als Li2CO3
Anteil Li2Oals LiNO3
eingebracht [Gew.-%]
eingebracht [Gew.-%]
LAS13/Li2CO31
11,61
LAS13/Li2CO30,5/LiNO30,5 5,805
5,805
LAS13/LiNO31
11,61
Erklärung der Glasbezeichnung am Beispiel Li2CO31:
• 100 % Li2O als Lithiumcarbonat eingebracht
Anlagen
109
Anlage 3: Chemische Zusammensetzungen des fotosensiblen
Glases FS LAS13
Grundglas
Dotanden
Glaskomponente
SiO2
Li2O
Al2O3
Na2O
K2O
CeO2
Ag2O
Sb2O3
SnO
Anteil [Mol-%]
66,53
17,14
4,15
6,09
6,09
Anteil [Gew.-%]
67,9
8,71
7,2
6,42
9,77
0,033
0,246
0,4
0,07
Der gesamte Anteil an Li2O wird als Lithiumnitrat ins Glasgemenge eingebracht.

Abschlußbericht

Transcrição

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