一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料及其制备方法

摘要

本发明一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料及其制备方法，特点是其摩尔组成按化学式表示为：(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3，其中x＝0～0.4，y＝0.10～0.25，M为Ga或In，制备方法包括按摩尔组成化学式选取Ge、Sb、M和S所占当量比例并加热混合的步骤；基础玻璃制备的步骤；然后测试获得基础玻璃样品核化温度300-380℃，晶粒生长温度320-420℃的步骤；最后核化、晶化获得半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料，优点是该材料具有明显增强的硬度、断裂韧性等机械性能并具有二阶非线性光学性能，其制备过程中能够根据需要设计和选择合适的玻璃组成，控制析出不具有反演对称中心的晶相。

权利要求

1.一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料，其特征在于它的摩尔组成按化学式表示为：(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yIn2S3，其中x=0.05～0.4，y=0.10～0.15。

2.一种权利要求1所述的半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料的制备方法，其特征在于包括以下步骤：

（1）选取原料：按摩尔组成化学式(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yIn2S3，选取Ge、Sb、In和S所占当量比例，选取单质Ge、Sb、In和S原料备用，其中x=0.05～0.4，y=0.10～0.15；

（2）在充满惰性气体的干燥环境中，将Ge、Sb、In和S原料混合后，置于石英安瓿中并-3

抽真空，真空度小于10 Pa，而后熔封石英安瓿并置于加热设备中；

（3）基础玻璃制备：对步骤（2）的加热设备加热至900℃～1000℃，熔制8～10小时后冷却，得到未退火玻璃，通过示差扫描量热分析仪测定未退火玻璃的玻璃转变温度，然后将未退火玻璃置于低于玻璃转变温度30℃的精密退火炉中退火，恒温2～5小时后随炉冷却至50℃以下，即获得基础玻璃；

（4）将步骤（3）制备的基础玻璃样品进行热学分析测试，通过分析热分析测试曲线中晶化峰面积与核化处理温度和晶化处理温度的函数关系，获得基础玻璃样品的核化温度处于

300-380℃，晶粒生长温度处于320-420℃；

（5）将步骤（3）制备的基础玻璃样品放入具有惰性气氛保护装置的晶化炉中，升温至步骤（4）所述的核化温度300-380℃，于此温下保温3-15小时，使玻璃内部产生大量分布均匀的晶核；然后升温到步骤（4）所述的晶粒生长温度320-420℃，恒温处理10-60小时，完成晶化；随炉冷却至室温，即获得半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料，其中晶化过程中，析出的纳米晶为In2S3，晶粒尺寸为10-100纳米，结晶度大于50%，在2-10微米光谱范围内透明。

3.根据权利要求2所述的一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤（3）中基础玻璃的制备具体包括如下步骤：对步骤（2）的加热设备加热，首先以小于2℃/分钟的升温速率缓慢升至330～340℃，并在此温度下保温1～3小时；然后以小于5℃/分钟的升温速率至750℃～780℃，保温1～2小时；接着以1℃/分钟的升温速率缓慢升至900℃～1000℃，保温8～10小时；而后以2～3℃/分钟的速率降温至800～

850℃；竖立石英安瓿，静置0.5～2小时后在空气或冰水混合物中淬冷盛有玻璃液的石英安瓿并晃动或振荡；最后置于低于玻璃转变温度30℃的精密退火炉中退火，恒温2～5小时后随炉冷却至50℃以下，即获得基础玻璃。

4.根据权利要求2所述的一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料的制备方法，其特征在于：步骤（4）中的玻璃转变温度由下述方法确定：通过示差扫描量热分析仪以10℃/分钟的升温速率获得差热曲线，然后通过外推切线法找出未退火玻璃转变的初始温度、终止温度，并以初始温度和终止温度的中点温度作为玻璃转变温度。

说明书

一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种硫系玻璃陶瓷材料，尤其涉及一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料及其制备方法

背景技术

[0002] 近年来，随着红外探测器技术及加工工艺的日益完善，红外探测光学系统的应用越来越广泛，使用环境越来越复杂，特别是大规模军事武器装备和多样商业民用的发展，对红外系统性能和成本的要求也就越来越高。涉及热成像、红外遥感/化学传感、红外激光调谐器件和红外固态激光器等领域的小型化集成化红外光学系统的开发对红外光学材料提出了更高的要求，有源红外光学材料的研发显得至关重要。

[0003] 在众多无定形红外材料中，硫系玻璃因其优异的透红外光学性能、较好的热/化学稳定性脱颖而出，已开始取代红外晶体材料应用于红外成像系统中。尤其得益于优异的-5 -1 -5 -1折射率热差dn/dT性能(相较Ge的44×10 K 和ZnSe的5.5×10 K ，硫系玻璃仅为～-5 -1
4×10 K )，硫系玻璃已作为重要的消热差光学元件在低成本高性能红外成像系统的设计与研制中不可或缺。然而硫系玻璃的应用仍受玻璃本质上较差热-机械性能的极大制约。
一种简单可行的解决办法是使硫系玻璃微晶化，制成透红外玻璃陶瓷改善其热-机械性能。此外玻璃陶瓷多样的微观结构(晶粒尺寸和分布、晶相类型等)更适于进行特定功能设计，例如半导体纳米晶具有良好的荧光发射性能和二阶非线性光学性能，与硫系玻璃基质复合是开发新型红外激光增益和调谐器件的理想候选材料。

[0004] 但是，硫系玻璃陶瓷制备过程中，适宜玻璃组成设计与选择、特定析出晶相(例如半导体纳米晶)控制等问题目前还未有涉及。其中，透红外III-S基半导体纳米晶(Ga2S3和In2S3)复合材料的性能与制备更未见相关的文献报道和专利。

发明内容

[0005] 本发明所要解决的技术问题是提供一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料及其制备方法，该材料具有明显增强的硬度、断裂韧性等机械性能和显著改善的抗化学腐蚀能力和热学性能，并具有二阶非线性光学性能，其制备过程中能够根据红外倍频功能需要设计和选择合适的玻璃组成，控制析出不具有反演对称中心的晶相。

[0006] 本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为：一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料，它的摩尔组成按化学式表示为：(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3，其中x＝0～0.4，y＝0.10～0.25，M为Ga或In。

[0007] 它的摩尔组成按化学式表示为：(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yGa2S3，其中x＝0～0.4，y＝0.15～0.25。

[0008] 它的摩尔组成按化学式表示为：(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yIn2S3，其中x＝0～0.4，y＝0.10～0.15。

[0009] 一种半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料的制备方法，包括以下步骤：

[0010] (1)选取原料：按摩尔组成化学式(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3，选取Ge、Sb、M和S所占当量比例，选取单质Ge、Sb、M和S原料备用，其中x＝0～0.4，y＝0.10～0.25，M为Ga或In；

[0011] (2)在充满惰性气体的干燥环境中，将Ge、Sb、M和S原料混合后，置于石英安瓿中-3并抽真空，真空度小于10 Pa，而后熔封石英安瓿并置于加热设备中；

[0012] (3)基础玻璃制备：对步骤(2)的加热设备加热至900℃～1000℃，熔制8～10小时后冷却，得到未退火玻璃，通过示差扫描量热分析仪测定未退火玻璃的玻璃转变温度，然后将未退火玻璃置于低于玻璃转变温度30℃(即玻璃转变温度减去30℃)的精密退火炉中退火，恒温2～5小时后随炉冷却至50℃以下，即获得基础玻璃；

[0013] (4)将步骤(3)制备的基础玻璃样品进行热学分析测试，通过分析热分析测试曲线中晶化峰面积与核化处理温度和晶化处理温度的函数关系，获得基础玻璃样品的核化温度处于300-380℃，晶粒生长温度处于320-420℃；

[0014] (5)将步骤(3)制备的基础玻璃样品放入具有惰性气氛保护装置的晶化炉中，升温至步骤(4)所述的核化温度300-380℃，于此温下保温3-15小时，使玻璃内部产生大量分布均匀的晶核；然后升温到步骤(4)所述的晶粒生长温度320-420℃，恒温处理10-60小时，完成晶化；随炉冷却至室温，即获得半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料。

[0015] 步骤(3)中基础玻璃的制备具体包括如下步骤：对步骤(2)的加热设备加热，首先以小于2℃/分钟的升温速率缓慢升至330～340℃，并在此温度下保温1～3小时；然后以小于5℃/分钟的升温速率至750℃～780℃，保温1～2小时；接着以1℃/分钟的升温速率缓慢升至900℃～1000℃，保温8～10小时；而后以2～3℃/分钟的速率降温至800～850℃/分钟；竖立石英安瓿，静置0.5～2小时后在空气或冰水混合物中淬冷盛有玻璃液的石英安瓿并晃动或振荡；最后置于低于玻璃转变温度30℃的精密退火炉中退火，恒温2～5小时后随炉冷却至50℃以下，既获得基础玻璃。

[0016] 步骤(4)中的玻璃转变温度由下述方法确定：通过示差扫描量热分析仪以10℃/分钟的升温速率获得差热曲线，然后通过外推切线法找出未退火玻璃转变的初始温度、终止温度，并以初始温度和终止温度的中点温度作为玻璃转变温度。

[0017] 步骤(5)晶化过程中，析出的纳米晶为Ga2S3或In2S3，晶粒尺寸为10-100纳米，结晶度大于50％，在2-10微米光谱范围内透明。

[0018] 与现有技术相比，本发明的优点在于：本发明公开了可应用于红外光学、非线性光学等领域的新型IIIA族金属硫化物纳米晶复合透红外硫系玻璃陶瓷及其晶相控制析出的制备方法。III-S基半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷，它由Ga2S3或In2S3纳米晶粒和剩余玻璃基质复合，晶粒尺寸小于100nm，结晶度大于50％，在2-10微米光谱范围内透明。其可控制备方法是首先根据玻璃形成区，选择处在玻璃形成区边缘的、富待析出晶体组份的基质玻璃组成，使用熔融淬冷法制备出硫系玻璃，然后通过精密热处理，可分别控制析出Ga2S3或In2S3纳米晶粒，得到III-S基半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷。与基础硫系玻璃相比，本发明制备的III-S基半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷具有显著提高的热力学稳定性和抗环境冲击性能，同时具备了红外倍频功能。与以往硫系玻璃陶瓷制备方法相比，本发明提出的可控制备方法一改过往析晶处理盲目，析出晶相不可控的缺点，能够根据红外倍频功能需要设计和选择合适的玻璃组成，控制析出不具有反演对称中心的晶相，获得各类功能晶体复合的透红外功能硫系玻璃陶瓷。

[0019] 本发明的半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料，它的摩尔组成按化学式表示为：(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3，x取值为0～0.4，y取值为0.10～0.25，M为Ga或In，使提供的基础玻璃在GeS2-Sb2S3-M2S3(M＝Ga或In)准三元系统玻璃的玻璃形成区中处在形成范围边缘的位置，可确保在后期的热处理过程中，M2S3(M＝Ga或In)晶体能够实现分相成核的核化机制(GeS2-Sb2S3-M2S3玻璃的分相成核机制是指玻璃网络结构中[S3Ga-GaS3]或[S3In-InS3]类乙烷结构单元容易分相，形成晶核，这一分相成核机制可促进玻璃中匀质成核，热处理后得到高结晶度玻璃陶瓷样品)，并在析晶热处理工艺制度指导下能够进一步进行高密度核化和可控的晶粒生长，也为最终制得纳米晶尺寸小于100nm、结晶度大于50％、
2-10微米光谱范围内透明的III-S基半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料提供了保证；然后通过研究获得硫系玻璃的核化速率曲线和晶粒生长速率曲线，确定最佳的析晶热处理工艺制度，制得晶粒尺寸100nm以下、结晶度50％以上的透红外硫系玻璃陶瓷。

[0020] 本发明半导体纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3中加入xSb2S3，具有如下作用：1)Sb具有较大的原子量，引入后能够有效地提高和调整玻璃的线性折射率参数；2)不同于Ge、Ga或In原子，Sb具有三配位结构单元，引入后能够改善玻璃网络结构的刚性，使玻璃具有较好的结构韧性和热稳定性，使玻璃在较大的组成范围内成玻。总的来说是，Sb2S3的引入能够扩大玻璃的成玻区，有效调控玻璃的线性折射率、结构韧性和热稳定性等物化属性。

[0021] 用麦克条纹法测试样品的二次谐波产生性能，证实制备的M2S3(M＝Ga或In)纳米晶复合硫系玻璃陶瓷均具有基础玻璃所没有的二阶非线性光学性能；光致发光测试结果表明，含不同尺寸M2S3(M＝Ga或In)纳米晶的硫系玻璃陶瓷可调制出不同波长的发光信号；置于各种不同温湿度的大气环境和酸、碱性水溶液中若干天后，基础玻璃表面和本发明制备的硫系玻璃陶瓷材料相比，出现了更显著的被腐蚀迹象；热膨胀、硬度和断裂韧性等测试评估结果表明，和基础玻璃相比，相应硫系玻璃陶瓷的热膨胀系数明显降低、硬度和断裂韧性提高。

附图说明

[0022] 图1为实施例1和实施例2中基础玻璃组成选择的范围；

[0023] 图2为采用实施例1制备的硫系玻璃陶瓷的X射线衍射(XRD)图谱；

[0024] 图3为采用实施例2制备的硫系玻璃陶瓷的X射线衍射(XRD)图谱。

具体实施方式

[0025] 以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

[0026] 为了更好地理解本发明，下面结合实施例进一步阐明本发明的内容，但本发明的内容不仅仅局限于下面的实施例。

[0027] 实施例1

[0028] 一种透红外Ga2S3纳米晶复合硫系玻璃陶瓷材料，它的摩尔组成按化学式表示为：0.62GeS2·0.13Sb2S3·0.25Ga2S3，处于图1所示的Ga2S3晶体析出的玻璃组成范围内。

[0029] 具体制备方法如下：

[0030] (1)组成选择：如图1所示，根据需要析出的晶相(Ga2S3或In2S3)，确定相应的准二元或准三元玻璃系统如GeS2-Ga2S3、GeS2-Sb2S3-Ga2S3或GeS2-In2S3、GeS2-Sb2S3-In2S3的玻璃形成范围，然后选择处在形成范围边缘的富含待析出晶相组成的玻璃组成，从而确定摩尔组成化学式(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3中x、y值，富含待析出晶相组成指在选择玻璃组成时，要根据玻璃形成区选择Y值大的一边的玻璃组成范围。也就是图1中的阴影部分，本实施例中x取0.13，y取0.25；

[0031] (2)选取原料：按62GeS2·13Sb2S3·25Ga2S3的玻璃组成中Ge、Sb、Ga和S所占当量比例，选取纯度5N的单质Ge、Sb、Ga和S原料备用；

[0032] (3)在充满惰性气体的干燥环境中，将Ge、Sb、Ga和S原料混合后，置于石英安瓿-3中并抽真空，至真空度小于10 Pa，而后熔封石英安瓿并置于摇摆炉中；

[0033] (4)玻璃熔制：对步骤(2)的摇摆炉加热，首先以小于2℃/分钟的升温速率缓慢升至340℃，并在此温度下保温2小时；然后以小于5℃/分钟的升温速率至750℃，保温1小时；接着以1℃/分钟的升温速率缓慢升至950℃，保温10小时；而后以3℃/分钟的速率降温至850℃/分钟；竖立石英安瓿，静置1小时后在空气或冰水混合物中淬冷盛有玻璃液的石英安瓿；然后将石英安瓿中的未退火玻璃通过示差扫描量热分析仪测定未退火玻璃的玻璃转变温度为352℃，然后将未退火玻璃置于322℃(玻璃转变温度Tg-30℃)的精密退火炉中退火，恒温2～5小时后随炉冷却至50℃以下，即获得基础玻璃；

[0034] (5)析晶制度确定：将步骤(3)制备的基础玻璃样品进行差热分析测试，研究晶化峰面积与核化处理温度和晶化处理温度的函数关系，获得基础玻璃的核化速率曲线和晶粒生长速率曲线，确定最佳核化温度为360℃，最佳核化时间为5小时、最佳晶粒生长温度为380℃；

[0035] (6)纳米晶化处理：将步骤(4)制备的基础玻璃样品放入具有惰性气氛保护装置的晶化炉中，升温至360℃的核化温度，保温5小时，使玻璃内部产生大量分布均匀的晶核；然后升温到380℃的最佳晶粒生长温度，恒温20小时，进行晶粒生长处理；随炉冷却至室温，得到Ga2S3纳米晶复合的玻璃陶瓷材料。

[0036] 将实施例1制备的含Ga2S3纳米晶的硫系玻璃陶瓷材料进行XRD测试，结果表明如图2所示，通过麦克条纹测试可以观察到，相比基础玻璃没有二次谐波产生效应，所得Ga2S3纳米晶复合硫系玻璃陶瓷拥有的二次谐波信号强度为Y切石英晶体的0.02倍；将基础玻璃和Ga2S3纳米晶复合硫系玻璃陶瓷分别置于温度为50℃，湿度为80％RH的大气环境和40g/L的NaCl溶液中，基础玻璃的表面出现更明显的侵蚀现象；与基础玻璃相比，Ga2S3纳-2 -2
米晶复合硫系玻璃陶瓷的维氏硬度从基础玻璃的175kg·mm 提高至224kg·mm ；热膨胀-6 -1 -6 -1 -1/2
系数从基础玻璃的13.2×10 K 降低至9.5×10 K ；断裂韧性从0.176MPa·mm 增强到-1/2
0.350MPa·mm 。图2中横坐标是X射线入射角度。

[0037] 实施例2

[0038] 一种透红外In2S3纳米晶复合硫系玻璃陶瓷，它的摩尔组成按化学式表示为：0.65GeS2·0.20Sb2S3·0.15In2S3，处于图2所示的In2S3晶体析出的玻璃组成范围内。

[0039] 具体制备方法如下：

[0040] (1)组成选择：如图1所示，根据需要析出的晶相(Ga2S3或In2S3)，确定相应的准二元或准三元玻璃系统如GeS2-Ga2S3、GeS2-Sb2S3-Ga2S3或GeS2-In2S3、GeS2-Sb2S3-In2S3的玻璃形成范围，然后选择处在形成范围边缘的富含待析出晶相组成的玻璃组成，从而确定摩尔组成化学式(1-x-y)GeS2·xSb2S3·yM2S3中x、y值，富含待析出晶相组成指在选择玻璃组成时，要根据玻璃形成区选择Y值大的一边的玻璃组成范围。也就是图1中的阴影部分，本实施例中x取0.20，y取0.15；

[0041] (2)选取原料：按照65GeS2·20Sb2S3·15In2S3玻璃组成中Ge、Sb、In和S所占当量比例，选取纯度5N的单质Ge、Sb、In和S原料备用；

[0042] (3)在充满惰性气体的干燥环境中，将Ge、Sb、In和S原料混合后，置于石英安瓿-3中并抽真空，至真空度小于10 Pa，而后熔封石英安瓿并置于摇摆炉中；

[0043] (4)玻璃熔制：对步骤(2)的摇摆炉加热，首先以小于2℃/分钟的升温速率缓慢升至340℃，并在此温度下保温2小时；然后以小于5℃/分钟的升温速率至750℃，保温1小时；接着以1℃/分钟的升温速率缓慢升至960℃，保温10小时；而后以3℃/分钟的速率降温至830℃/分钟；竖立石英安瓿，静置1小时后在空气或冰水混合物中淬冷盛有玻璃液的石英安瓿；然后将石英安瓿中的未退火玻璃通过示差扫描量热分析仪测定未退火玻璃的玻璃转变温度为310℃，然后将未退火玻璃置于280℃(Tg-30℃)的精密退火炉中退火，恒温3小时后随炉冷却至室温，取出后加工获得基础玻璃；

[0044] (5)析晶制度确定：将步骤(3)制备的基础玻璃样品进行差热分析测试，研究析晶峰信息，获得基础玻璃的核化速率曲线和晶粒生长速率曲线，确定最佳核化温度为332℃，最佳核化时间为4小时、最佳晶粒生长温度为355℃；

[0045] (6)纳米晶化处理：将步骤(4)制备的基础玻璃样品放入具有惰性气氛保护装置的晶化炉中，升温至332℃的核化温度，保温4小时，使玻璃内部产生大量分布均匀的晶核；然后升温到355℃的最佳晶粒生长温度，恒温30小时，进行晶粒生长处理；随炉冷却至室温，得到In2S3纳米晶复合的玻璃陶瓷材料。

[0046] 将按实施例2制备含In2S3纳米晶的硫系玻璃陶瓷材料进行XRD测试，结果如图3所示，通过麦克条纹测试可以观察到，相比基础玻璃没有二次谐波产生效应，所得In2S3纳米晶复合硫系玻璃陶瓷拥有的二次谐波信号强度为Y切石英晶体的0.1倍；分别置于温度为50℃，湿度为80％RH的大气环境和40g/L的NaCl溶液中，基础玻璃的表面出现更明显-2 -2的侵蚀现象；维氏硬度从基础玻璃的164kg·mm 提高至206kg·mm ；热膨胀系数从基础玻-6 -1 -6 -1 -1/2
璃的12.2×10 K 降低至9.2×10 K ；基础玻璃的断裂韧性为0.194MPa·mm ，而在实施例2所得的In2S3纳米晶复合硫系玻璃陶瓷中未观察到明显的裂纹传播。

[0047] 实施例3-4

[0048] 在下述各实施例中，玻璃和玻璃陶瓷的制备方法同实施例1，所采用的不同玻璃组成和性能测试结果分别列于表1和表2。

[0049] 表1实施例3-4的玻璃组成

[0050]序号 GeS2 Sb2S3 Ga2S3
实施例3 0.70 0.10 0.20
实施例4 0.79 0.05 0.16

[0051] 表2实施例3-4的基础玻璃和玻璃陶瓷的性能测试结果

[0052]

[0053] 注：表中二次谐波信号强度是与Y切石英晶体的比值。

[0054] 实施例5-6

[0055] 在下述各实施例中，玻璃和玻璃陶瓷的制备方法同实施例2，所采用的不同玻璃组成和性能测试结果分别列于表3和表4。

[0056] 表3实施例5-6的玻璃组成

[0057]序号 GeS2 Sb2S3 In2S3
实施例5 0.72 0.15 0.13
实施例6 0.85 0.05 0.10

[0058] 表4实施例5-6的基础玻璃和玻璃陶瓷的性能测试结果

[0059]

[0060] 注：表中二次谐波信号强度是与Y切石英晶体的比值。

[0061] 上述实施例中晶化峰面积与核化处理温度的函数关系描述如下：

[0062] 晶化峰面积与核化处理温度之间没有函数关系，其关系曲线是根据实验结果得到的。物理意义可描述如下：众所周知，玻璃的热分析测试曲线中晶化峰的产生是因为玻璃以晶核为中心的晶体生长所释放出的热量产生的。假设晶化峰面积A与玻璃中总晶核数成线性关系，那么在一个较高升温速率下，对于单位体积玻璃其晶化峰面积A与玻璃成核速率I就有如下关系：

[0063]

[0064] 其中，k为常数，Nq为初始晶核数，t为核化处理时间，U为晶粒生长速率。核化处理时间固定(3-15小时)。玻璃成核速率I与核化处理温度Tn呈抛物线关系，由此可得到A与核化处理温度Tn的关系。

[0065] 上述实施例中晶化峰面积与晶化处理温度之间的关系描述如下：

[0066] 同样地，它们之间也没有函数关系，其关系曲线也是根据实验结果获得的。实验结果的物理意义是：将玻璃样品置于晶化处理温度TG处理不同时间(晶粒生长时间tG1和tG2)，可知该样品的晶粒生长仅基于玻璃的初始晶核生长，那么通过测试其热分析曲线可以确定出样品的初始晶核数。对于质量相同(m1＝m2)的一组玻璃样品，在温度T下进行晶粒生长处理，其晶粒生长速率与晶化峰面积存在如下关系：

[0067]

[0068] 其中，tG1和tG2分别是质量为m1和m2样品在温度T下的晶粒生长处理时间，A1和A2分别是相应热分析曲线中晶化峰的面积。由此，也可以得到玻璃晶粒生长速率U与晶化处理温度TG之间关系曲线，从而确定最佳晶化处理温度等参数。

[0069] 本发明的各玻璃组成的上下限取值以及区间值都能实现本发明，在此就不一一列举实施例。