CN113562977B - 一种玻璃陶瓷及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种玻璃陶瓷及其制备方法，属于玻璃材料技术领域。该玻璃陶瓷，包括40‑80%SiO₂，5‑25%Al₂O₃，1‑15%Li₂O，0.5‑25%Na₂O，0.1‑1%K₂O，0‑5%B₂O₃。本发明还提出一种玻璃陶瓷的制备方法，包括：S1、将前体玻璃升温至T1并保温，T1为540‑580℃；S2、将前体玻璃降温至T2保温，T2为480‑560℃，T1＞T2；S3、重复步骤S1‑S2，继续将前体玻璃升温至T3并保温，T3为560‑650℃，T3＞T1＞T2；S4、继续将步骤S3处理后的所述前体玻璃升温至700‑800℃并保温得到所述玻璃陶瓷。该玻璃陶瓷具有微观分层次结构和优异的力学性能。

Description

一种玻璃陶瓷及其制备方法

技术领域

本发明涉及玻璃材料技术领域，具体涉及一种玻璃陶瓷及其制备方法。

背景技术

随着移动电子装置如笔记本电脑、便携式导航仪、智能手机等向着更轻并且功能更强大的趋势发展，人们对其依赖性越来越高。使用频率的增加进而又对电子装置的封装或外壳材料提出了更高的要求，即将封装或外壳材料制造的更轻更薄，同时又将封装或外壳材料制造的更硬更牢固。

含有大量晶体的玻璃陶瓷（即微晶玻璃）通过延长微裂纹的生长路径，能大大提高材料的抗折强度和断裂韧性。玻璃陶瓷通常是对前体玻璃（母体玻璃）进行晶化热处理，使母体玻璃中生长出尺寸均一的各种晶体，无论晶体形貌是什么形貌，一般都可以起到增强的作用。并且某些体系的玻璃陶瓷还可以进行化学强化，在玻璃陶瓷表面产生一层压应力，这层压应力可抑制微裂纹的生长，进一步提高材料的机械性能。

在自然界的材料中，有证据表明微观分层次结构可以提高材料和系统的力学性能，珍珠质或珐琅质材料的断裂韧性都证明了这一点。然而，目前实用的玻璃陶瓷，无论透明与否，都呈现为玻璃陶瓷中的晶粒尺寸均一，且在基体中均匀分布，很难得到力学性能优异，具有微观分层次结构的玻璃陶瓷。

发明内容

本发明的目的在于克服上述技术不足，提供一种玻璃陶瓷及其制备方法，解决现有技术中很难得到具有微观分层次结构的玻璃陶瓷的技术问题，使力学性能进一步提高。

为达到上述技术目的，本发明的技术方案提供一种玻璃陶瓷，按照质量百分比计算，包括40-80%SiO₂，5-25%Al₂O₃，1-15%Li₂O，0.5-25%Na₂O，0.1-1%K₂O，0-5%B₂O₃，0-1%ZnO，0-1%CaO，0-1%MgO，0-1%BaO，2-6%P₂O₅，2-6%ZrO₂，0.1-1%SnO₂，质量百分比之和为100%；所述玻璃陶瓷的断裂韧性≥1.0Mpa·m^1/2，杨氏模量≥100Gpa。

进一步地，所述玻璃陶瓷具有两个以上的微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径为50-200nm；所述微观层级结构还包括由晶粒和/或非晶颗粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径为5-100 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相。

进一步地，所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率≥88%，在400-1000nm波段的平均透过率≥90%。

本发明还提出了一种玻璃陶瓷的制备方法，包括以下步骤：

S1、将前体玻璃按照1-10℃/min的速率升温至T1并保温，T1为540-580℃；

S2、将所述前体玻璃降温至T2保温，T2为480-560℃，T1＞T2；

S3、重复步骤S1-S2，继续将所述前体玻璃升温至T3并保温，T3为560-650℃，T3＞T1＞T2；

S4、继续将步骤S3处理后的所述前体玻璃升温至700-800℃并保温得到所述玻璃陶瓷。

进一步地，在步骤S1中，在T1下的保温时间为1-4h。

进一步地，在步骤S2中，将所述前体玻璃降温至T2的速率为1-20℃/min，在T2下的保温时间为1-4h。

进一步地，在步骤S3中，在T3下的保温时间为1-4h。

进一步地，在步骤S4中，在700-800℃下的保温时间为0.1-4h。

进一步地，在步骤S4之前还包括：将所述前体玻璃继续升温至T4并保温，T4为610-690℃，T4>T3；在T4下的保温时间为1-4h。

与现有技术相比，本发明的有益效果包括：该玻璃陶瓷按照质量百分比计算，包括40-80%SiO₂，5-25%Al₂O₃，1-15%Li₂O，0.5-25%Na₂O，0.1-1%K₂O，0-5%B₂O₃，0-1%ZnO，0-1%CaO，0-1%MgO，0-1%BaO，2-6%P₂O₅，2-6%ZrO₂，0.1-1%SnO₂，质量百分比之和为100%；所述玻璃陶瓷的断裂韧性≥1.0Mpa·m^1/2，在各组分的配合下，SiO₂，Al₂O₃，ZrO₂能使玻璃粘度变大的氧化物具有使分级尺寸结构的各层级尺寸减小的作用；而Li₂O，Na₂O，K₂O，B₂O₃能使玻璃粘度变小的氧化物具有使分级尺寸结构的各层级尺寸增大的作用；而CaO，MgO，ZnO，BaO替代SiO₂，Al₂O₃, ZrO₂能使分级尺寸结构的各层级尺寸变大，替代部分Li₂O，Na₂O，K₂O，特别是B₂O₃能使分级尺寸结构的各层级尺寸变小，B₂O₃有助于降低前体玻璃的熔化温度，调整前体玻璃和玻璃陶瓷中残余玻璃相的熔体粘度，有利于促进玻璃陶瓷中晶体的生长，可以使分级尺寸结构的各层级尺寸都变大；P₂O₅可以提高玻璃陶瓷中晶体的整体比例，P₂O₅可以导致晶粒尺寸的增加，P₂O₅可以促进分级尺寸结构现象的产生，同时使分级尺寸结构的各层级尺寸增加，与其他组分配合使得该玻璃陶瓷具有微观分层次结构和优异的力学性能。

将前体玻璃按照1-10℃/min的速率第一次加热到540-580℃进行保温时，前体玻璃将发生分相，这种分相是独立的球形分相均匀分布在前体玻璃中，球形分相是富硅铝相，分相的机理是成核生长机理。在分相过程中前体玻璃分为富磷相和富硅铝相，然而富硅铝相中依然有少量磷元素，富磷相中也有少量硅元素，但此时前体玻璃内没有任何析晶现象。随着保温时间的延长，分相在该温度下将达到平衡状态，分相结构随温度的变化非常缓慢，几乎可以忽略不计。此时，将第一次分相后的前体玻璃降温至480-560℃进行保温，在这一相对低温的保温过程中，富磷相和富硅铝相可再次达到产生属于分相的成核条件，但分相区域不会生长。通过重复步骤S1-S2，分相颗粒将形成多个尺寸，这将导致最终晶粒之间相互融合的可能性更大，更容易形成具有三维连通的骨架结构，而不是形成晶粒均匀分布的微晶玻璃形貌。随后，在S3步骤中，从分相边界处开始，晶体在非富磷相的其它相中生长。由于经过多次分相，分相颗粒的尺寸并不均匀，因此分相边界处的晶粒尺寸也有大小之分，随着晶化温度的升高或时间的延长，晶粒之间有紧密接触或融合的可能，特别是小晶粒能被大晶粒融合，同时小晶粒被融合后剩余的残余玻璃相向富磷相中聚集，从而形成具有三维连通结构的残余玻璃相和具有三维连通状的骨架支柱（这些三维骨架支柱是由晶体颗粒紧密连接在一起构成）交织在一起，得到的玻璃陶瓷具有微观分层次结构和优异的力学性能。

附图说明

图1是本发明实施例1制得的玻璃陶瓷的SEM图。

图2是本发明实施例2制得的玻璃陶瓷的SEM图。

图3是本发明实施例3制得的玻璃陶瓷的SEM图。

图4是本发明对比例1制得的玻璃陶瓷的SEM图。

具体实施方式

本具体实施方式提供了一种玻璃陶瓷，按照质量百分比计算，包括40-80%SiO₂，5-25%Al₂O₃，1-15%Li₂O，0.5-25%Na₂O，0.1-1%K₂O，0-5%B₂O₃，0-1%ZnO，0-1%CaO，0-1%MgO，0-1%BaO，2-6%P₂O₅，2-6%ZrO₂，0.1-1%SnO₂，质量百分比之和为100%；所述玻璃陶瓷的断裂韧性≥1.0Mpa·m^1/2，杨氏模量≥100Gpa。

在某些实施例中，所述玻璃陶瓷具有两个以上的微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径为50-200nm；所述微观层级结构还包括由晶粒和/或非晶颗粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径为5-100 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相。

在某些实施例中，所述玻璃陶瓷具有三维连通的晶体骨架结构；所述骨架结构的直径为50-200nm，透过率≥90%。

在某些实施例中，所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率≥87%，在400-1000nm波段的平均透过率≥89%。

本具体实施方式还提出一种玻璃陶瓷的制备方法，包括以下步骤：

S1、将前体玻璃按照1-10℃/min的速率升温至T1并保温1-4h，T1为540-580℃；

S2、将所述前体玻璃按照速率1-20℃/min降温至T2保温1-4h，T2为480-560℃，T1＞T2；

S3、重复步骤S1-S2，继续将所述前体玻璃升温至T3并保温1-4h，T3为560-650℃，T3＞T1＞T2；

S4、继续将步骤S3处理后的所述前体玻璃升温至700-800℃并保温0.1-4h得到所述玻璃陶瓷。

在某些实施例中，在步骤S4之前，还包括将所述前体玻璃继续升温至T4并保温1-4h，T4为610-690℃，T4>T3。

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

实施例1

本实施例提出一种玻璃陶瓷，由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照1℃/min的速率升温至580℃并保温1h；

S2、将所述前体玻璃按照1℃/min的速率降温至480℃保温4h；

S3、重复步骤S1-S2一次，继续将所述前体玻璃升温至600℃并保温1h；

S4、继续将所述前体玻璃升温至750℃并保温2h得到所述玻璃陶瓷。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为2.2Mpa·m^1/2，雾度为0.12，结合图1，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为50-150nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为20-70 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为88%，在400-1000nm波段的平均透过率为90%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为125GPa。

实施例2

本实施例提出一种玻璃陶瓷，由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照5℃/min的速率升温至550℃并保温2h；

S2、将所述前体玻璃按照5℃/min的速率降温至490℃保温3h；

S3、重复步骤S1-S2一次，继续将所述前体玻璃升温至560℃并保温4h；

S4、继续将所述前体玻璃升温至700℃并保温0.1h得到所述玻璃陶瓷。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为1.0Mpa·m^1/2，雾度为0.2；结合图2，所述玻璃陶瓷具有两个以上的微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为30-200nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为5-30nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为89%，在400-1000nm波段的平均透过率为91%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为118GPa。

实施例3

本实施例提出一种玻璃陶瓷，由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照10℃/min的速率升温至580℃并保温3h；

S2、将所述前体玻璃按照10℃/min的速率降温至480℃保温1h；

S3、重复步骤S1-S2一次，继续将所述前体玻璃升温至580℃并保温2h；

S4、继续将所述前体玻璃升温至800℃并保温0.5h得到所述玻璃陶瓷。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为1.5Mpa·m^1/2，雾度为0.2，结合图3，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为150-200nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为70-100 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为87%，在400-1000nm波段的平均透过率为89%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为130GPa。

实施例4

本实施例提出一种玻璃陶瓷，由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照8℃/min的速率升温至580℃并保温4h；

S2、将所述前体玻璃按照8℃/min的速率降温至560℃保温2h；

S3、重复步骤S1-S2一次，继续将所述前体玻璃升温至650℃并保温3h；

S4、继续将所述前体玻璃升温至720℃并保温1h得到所述玻璃陶瓷。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为1.4Mpa·m^1/2，雾度为0.12，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为160-200nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为40-50 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为89%，在400-1000nm波段的平均透过率为92%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为105GPa。

实施例5

本实施例提出一种玻璃陶瓷，由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照5℃/min的速率升温至540℃并保温2.5h；

S2、将所述前体玻璃按照5℃/min的速率降温至500℃保温3.5h；

S3、重复步骤S1-S2一次，继续将所述前体玻璃升温至570℃并保温1.5h；

S4、继续将所述前体玻璃升温至740℃并保温1.5h得到所述玻璃陶瓷。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为1.5Mpa·m^1/2，雾度为0.12，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为120-160nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为40-70 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为88%，在400-1000nm波段的平均透过率为91%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为115GPa。

上述实施例1-5的玻璃陶瓷的各组分配比如表1所示。

表1 实施例1-5各组分百分占比

组分	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	实施例5
						SiO2（%）	70	40	55	80	50
Al2O3（%）	7	18	25	5	10
						Li2O（%）	7	1	5	1	15
Na2O（%）	4.5	25	0.5	1	12
						K2O（%）	0.5	0.1	1	0.2	0.1
B2O3（%）	1	5	3	1	2
						ZnO（%）	1	0.1	0.5	0.4	0.5
CaO（%）	0.5	1	0.1	0.4	0.5
						BaO（%）	0.2	1	0.8	1	0.4
P2O5（%）	2	6	5	6	4
						ZrO2（%）	6	2	4	3	5
SnO2（%）	0.3	0	0.1	1	0.5

实施例6

本实施例提出的玻璃陶瓷与实施例1的区别在于，在步骤S3中，重复步骤S1-S2的次数为3次。制得的玻璃陶瓷断裂韧性为2.3Mpa·m^1/2，雾度为0.1，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为50-150nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为30-60nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为88%，在400-1000nm波段的平均透过率为91%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为130GPa。

实施例7

本实施例提出的玻璃陶瓷与实施例1的区别在于，在步骤S4之前还包括步骤：将所述前体玻璃继续升温至610℃并保温4h。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为2.2Mpa·m^1/2，雾度为0.12，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为60-180nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为40-100 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为88%，在400-1000nm波段的平均透过率为90%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为130GPa。

实施例8

本实施例提出的玻璃陶瓷与实施例1的区别在于，在步骤S4之前还包括步骤：将所述前体玻璃继续升温至690℃并保温1h。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为2.3Mpa·m^1/2，雾度为0.12，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为60-180nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为40-100 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为88%，在400-1000nm波段的平均透过率为90%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为135GPa。

实施例9

本实施例提出的玻璃陶瓷与实施例1的区别在于，在步骤S4之前还包括步骤：将所述前体玻璃继续升温至650℃并保温2h。

制得的玻璃陶瓷断裂韧性为2.3Mpa·m^1/2，雾度为0.12，所述玻璃陶瓷具有两个微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径约为60-180nm；所述微观层级结构还包括由晶粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径约为40-100nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为88%，在400-1000nm波段的平均透过率为91%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为133GPa。

对比例1

本对比例与实施例1的区别在于，没有步骤S2和重复步骤，具体地：

本对比例提出一种玻璃陶瓷，由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照1℃/min的速率升温至580℃并保温1h；

S3、继续将所述前体玻璃升温至600℃并保温1h；

S4、继续将所述前体玻璃升温至750℃并保温2h得到所述玻璃陶瓷。

本对比例制得的玻璃陶瓷断裂韧性为0.8Mpa·m^1/2，雾度为0.3；结合图4，所述玻璃陶瓷分相颗粒的尺寸较为均一，晶粒之间相互融合的可能性很小，不容易形成具有三维连通的骨架结构，而是形成晶粒均匀分布的形貌；所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率为86%，在400-1000nm波段的平均透过率为90%；所述玻璃陶瓷的杨氏模量为82GPa。

检测实施例1-9及对比例1制得的玻璃陶瓷的力学性能，包括抗折强度（MPa）和维氏硬度（MPa)，结果如表2所示。

表2 实施例1-9及对比例1提出的玻璃陶瓷的抗折强度和维氏硬度

玻璃陶瓷	抗折强度（MPa）	维氏硬度（MPa)
			实施例1	815	804
实施例2	811	799
			实施例3	808	796
实施例4	809	801
			实施例5	806	802
实施例6	832	826
			实施例7	829	821
实施例8	824	814
			实施例9	828	817
对比例1	675	709

从表2可以看出，本发明提出的玻璃陶瓷具有优异的抗折强度和维氏硬度，增加重复步骤S1-S2的次数可以提高其抗折强度和维氏硬度，另外在步骤S4之前增加一个温度下的保温与能够提高其抗折强度和维氏硬度；但没有经过步骤S2和重复步骤的对比例1的玻璃陶瓷的抗折强度和维氏硬度明显较低。

在一些情况下，完成S1，S2步骤后将前体玻璃继续加热到560-650℃进行保温时（S3步骤），就开始产生析晶，然后在S4步骤时发生晶体的固相反应或晶型转变。在一些情况下，在S4步骤才产生析晶，步骤S3的作用和S1，S2相同，只影响分相的形貌。在一些情况下，升高析晶温度和/或延长析晶时间，都有利于小晶粒向大晶粒融合。在一些情况下，升高析晶温度和/或延长析晶时间，都有利于小晶粒向大晶粒融合，甚至导致低层级结构的消失，而产生具有三维连通骨架结构。在一些情况下，升高分相温度和/或延长分相时间，也有利于分相的小颗粒向大颗粒融合，可以导致具有微观连通骨架结构的产生。

以上所述本发明的具体实施方式，并不构成对本发明保护范围的限定。任何根据本发明的技术构思所做出的各种其他相应的改变与变形，均应包含在本发明权利要求的保护范围内。

Claims (10)

1.一种玻璃陶瓷，按照质量百分比计算，包括40-80%SiO₂，5-25%Al₂O₃，1-15%Li₂O，0.5-25%Na₂O，0.1-1%K₂O，0-5%B₂O₃，0-1%ZnO，0-1%CaO，0-1%MgO，0-1%BaO，2-6%P₂O₅，2-6%ZrO₂，0.1-1%SnO₂，各组分质量百分比之和为100%，其中B₂O₃，ZnO，CaO，MgO，BaO的含量都不为零；所述玻璃陶瓷的断裂韧性≥1.0Mpa·m^1/2，杨氏模量≥100Gpa；

所述玻璃陶瓷由以下步骤制得：

S1、将前体玻璃按照1-10℃/min的速率升温至T1并保温，T1为540-580℃；

S2、将所述前体玻璃降温至T2保温，T2为480-560℃，T1＞T2；

S3、重复步骤S1-S2，继续将所述前体玻璃升温至T3并保温，T3为560-650℃，T3＞T1＞T2；

S4、继续将步骤S3处理后的所述前体玻璃升温至700-800℃并保温得到所述玻璃陶瓷。

2.根据权利要求1所述的玻璃陶瓷，其特征在于，所述玻璃陶瓷具有两个以上的微观层级结构；所述微观层级结构包括由三维连通状的骨架支柱形成的较高层级结构，所述较高层级结构的直径为50-200nm；所述微观层级结构还包括由晶粒和/或非晶颗粒连接形成的较低层级骨架结构，所述较低层级骨架结构的直径为5-100 nm；在所述较高层级结构的空隙中填充有玻璃相。

3.根据权利要求1所述的玻璃陶瓷，其特征在于，所述玻璃陶瓷具有三维连通的晶体骨架结构；所述骨架结构的直径为50-200nm，透过率≥90%。

4.根据权利要求1所述的玻璃陶瓷，其特征在于，所述玻璃陶瓷在360-450nm波段的平均透过率≥87%，在400-1000nm波段的平均透过率≥89%。

5.一种权利要求1所述的玻璃陶瓷的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1、将前体玻璃按照1-10℃/min的速率升温至T1并保温，T1为540-580℃；

S2、将所述前体玻璃降温至T2保温，T2为480-560℃，T1＞T2；

S3、重复步骤S1-S2，继续将所述前体玻璃升温至T3并保温，T3为560-650℃，T3＞T1＞T2；

S4、继续将步骤S3处理后的所述前体玻璃升温至700-800℃并保温得到所述玻璃陶瓷。

6.根据权利要求5所述的玻璃陶瓷的制备方法，其特征在于，在步骤S1中，在T1下的保温时间为1-4h。

7.根据权利要求5所述的玻璃陶瓷的制备方法，其特征在于，在步骤S2中，将所述前体玻璃降温至T2的速率为1-20℃/min，在T2下的保温时间为1-4h。

8.根据权利要求5所述的玻璃陶瓷的制备方法，其特征在于，在步骤S3中，在T3下的保温时间为1-4h。

9.根据权利要求5所述的玻璃陶瓷的制备方法，其特征在于，在步骤S4中，在700-800℃下的保温时间为0.1-4h。

10.根据权利要求5所述的玻璃陶瓷的制备方法，其特征在于，在步骤S4之前还包括：将所述前体玻璃继续升温至T4并保温，T4为610-690℃，T4>T3；在T4下的保温时间为1-4h。

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