DE1771324A1 - Glaskeramisches Koerpermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Glaskeramisches Koerpermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung

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DE1771324A1
DE1771324A1 DE19681771324 DE1771324A DE1771324A1 DE 1771324 A1 DE1771324 A1 DE 1771324A1 DE 19681771324 DE19681771324 DE 19681771324 DE 1771324 A DE1771324 A DE 1771324A DE 1771324 A1 DE1771324 A1 DE 1771324A1
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    • C03C10/00Devitrified glass ceramics, i.e. glass ceramics having a crystalline phase dispersed in a glassy phase and constituting at least 50% by weight of the total composition
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Description

Glaskeramisches Körpermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung "betrifft glaskeramisches Material aus dem Gebiet der Erdalkalialuminiumsilikate, wobei ein hexagonaler oder trikliner Erdalkali-Feldspat die Hauptkristallinene Phase darstellt.
Glaskeramische Körper werden durch gelenkte Kristallisation von Glaskörpern hergestellt. Im allgemeinen wird ein glasbildendes Ausgangsmaterial, dem ein kernbildendes Mittel zugesetzt ist, geschmolzen und die Schmelze zu einem glasartigen Körper gekühlt. Der Glaskörper wird sodann einer programmierten Hitzebehandlung in gewöhnlich zwei Phasen unterworfen. Zunächst wird der Glaskörper etwas über den Umformungsbereich des Glases zur Bildung von Kernen erhitzt. Sodann wird das kernhaltige Glas auf eine höhere Temperatur erhitzt, die normalerweise über dem Erweichungspunkt des Glases liegt, um das Wachsen von Kristallen an den Kernen zu bewirken. Da die Kristallisation an den zahllosen gebildeten Kernen auftritt, sind die Kristalle
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gleichmässig feingekörnt und homogen in einer glasartigen Matrize verteilt. Die Kristalle stellen im allgemeinen den Hauptteil des Materials dar und verleihen dem Material Eigenschaften, die mehr der Kristallphase als dem Originalglas entsprechen. Da jedoch der Körper in situ aus einem Glas kristallisiert ist, ist er frei von leeren Räumen und nicht porös. Glaskeramische Körper and bereits nach der US-Patentschrift 2 920 971 bzw. der deutschen Patentschrift 1 045 056 hergestellt.
Überraschenderweise wurde gefunden, dass Gläser nach Art der Erdalkalimetall-Aluminiumsilikate, in denen das Erdalkalimetall Calcium, Strontium und/oder Barium ist, in situ mit Kernen versehen und kristallisiert werden können, um glaskeramische Körper zu bilden, die Temperaturen über 1300° C aushalten, in manchen Fällen bis zu 1600 - 1700° C. Hinzu kommt, dass verschiedenes gewonnenes glaskeramisches Material ausreichend durchscheinend ist, um zur Herstellung von Umhüllungen für Lampen zu dienen, die bei hohen Temperaturen arbeiten.
Über eingehende Untersuchungen über kristallines Material auf dem Gebiet der hexagonalen Erdalkalimetallfellspatsysteme ist von Davis und Tuttle in "Two New Crystalline Phases of the Amorthite Composition, CaO.Al2O,.2SiO2&, Amer. J. Sei. (Bowen Volume), 107 - 114 (1952), und von Takeuchi in A Detailed Investigation of the Structure of Hexagonal Ba.AIpSi2Og with Reference to its ot-ß-Inversiony, Mineral. Journal, 2 (311-332) berichtet. Diese Untersuchungen haben gezeigt, dass in diesen Systemen die Anwesenheit von entweder einer oder beiden hexa-
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pi; ■■:■
gone1en und orthorhombisehen Einheitsformen allgemein ist und dass im Barium-Feldspatsystem ein Phasenübergang zwischen den beiden Formen temperaturabhängig ist. Daher sollte beachtet werden, dass der Hinweis auf hexagonale Erdalkalimetall-Feldspate auf die mögliche Gegenwart der orthorhombisehen Modifikation deutet, die die gleiche chemische Zusammensetaing oder eine Mischung der beiden Phasen hat.
Gemäss der Erfindung wurde gefunden, dass folgende Stoffe geeignet als kernbildende Mittel für das erfindungsgemässe Material geeignet sind: ZnS, V2O , MoO,, CaF2, WO,, UiO, Au, Pt, Rh, Pd, Ir sowie eine Kombination von Fe2O, + FeO. Nach chemischen Analysen ist sowohl FeO als auch Fe2O, vorhanden. Verv/endbare Bereiche dieser Stoffe umfassen, in Gewichtsprozent, 0,2 - 2 ^ Fe2O, + FeO, 0,2 - 2<p ZnS, 0,25 - 2 <fo V5O5, 0,1 - 4 fo MoO,,0,5 - 4 c/o CaF2, 2 - 10 fo WO, und 0,1 - 2 $ NiO.
Die Edelmetalle sind so wirksame kernbildende Mittel, dass nur sehr kleine Mengen erforderlich sind, um einen befriedigend feinkörnigen Körper zu bilden, beispielsweise 0,0008 <fo Au, 0,0003 $> Pt, 0,008 <f0 Rh, 0,0008 <$> Pd und 0,02 $ Ir. Grössere Mengen können wirksam verwendet werden, sie sind jedoch nicht erforderlich und unrentabel. Etwa 1 fo stellt daher ein praktisches Maximum für diese Stoffe dar.
Tabelle I enthält Glaszusammensetzungen, die erfindungsgemäss verwendbar sind. Bei diesen Beispielen wurde das Grundmaterial im geeigneten Mengenverhältnis in der Kugelmühle vermählen,
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um eine gleichmässigere und homogenere Schmelze zu erreichen und dann in offenen Tiegeln bei 1600 - 1800° C innerhalb 4- 10 Stunden geschmolzen. Das Grundmaterial kann oxydisch oder anders zusammengesetzt sein, es wird beim Schmelzen in die gewünschte oxydische Zusammensetzung überführt. Sofern als kernbildende Stoffe Edelmetalle verwendet werden, werden sie im allgemeinen als Chloride, z.B. IrGl., H2PtOIg, PdCl2, RhCl, und AuCl, verwendet. Die Schmelzen wurden in Stahlformen gegossen, bei 800 - 900° C getempert und die Formstücke als Glas auf Raumtemperatur gekühlt.
Tabelle I SiO2 50,0 47,5 45,0 35,0 45,0 43,2 43,2 43,2
O3 30,0 31,5 30,0 35,0 45,0 36,7 36,7 36,7
CaO 20,0 21,0 25,0 30,0 10,0 20,1 20,1 20,1
MoO3 1,0 1,0 1,0 1,0 1,0 1,0
ZnS - ___ _ _ - 0,66 -
CaF2 - - - - - - -1,0
H 12. 11 I2. 12 Ii 15 Jü
SiO2 43,2 43,2 45,2 30,0 36,9 37,73 30,0 40,0
Al2O3 36,7 36,7 35,1 45,0 31,3 30,3 45,0 40,0
CaO 20,1 20,1 19,7
WO3 6,66 1,0 - 2,5 8,3 -
FeO+Fe2O3 - - 0,8 - - 0,68
SrO - 25,0 31,8 31,0 25,0 20,0 ZnS _-.._-_ o,66 0,66
TiO2 - - 0,07 - - 0,06
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κ2ο
SiO 2
Al2 °3
SrO
MoO 3
V2O 5
- 5 - I o, 8
Tabelle o, 11
(Portsetzung)
0 ,80 -
0 ,13 -
IS- 12 20 iLL j__
SiO2 30,0 25,0 35,0 50,0 46,7 20,0 30,0 36,9
Al2O3 45,0 55,0 45,0 33,0 26,4 40,0 20,0 31,3
SrO 25,0 20,0 20,0 17,0 26,9 40,0 50,0 31,8
MoO5 0,5 1,0 0,5 0,5 1,0 1,0 1,0 0,5
36,9 36,9 40,0 36,9 30,0 30,0 40,0 35,0
31,3 31,3 40,0 31,3 45,0 45,0 40,0 45,0
31,8 31,8 20,0 31,8 25,0 25,0 20,0 20,0
0,33 2,0 0,1
- - _o,5 0,66 -
2 - - - - - 1,5 3,33 -
Au _______ 0,0017
SiO2 36,9 36,9 30,0 40,0 46,7 40,0 36,9 36,9
Al2O3 31,3 31,3 45,0 40,0 26,4 40,0 31,3 31,3
SrO 31,8 31,8 25,0 20,0 26,9 20,0 31,8 31,8
Ir 0,02 1,0 ----- -
Eh - - 0,6 -
Pt - 0,0003 0,0065 - - -
Pd - 0.0008 0,017 -
FiO --__-__ o,2
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Tabelle I 1771324
(Portsetzung)
11 12 υ U la .46 17 48
15,0 22,0 22,0 20,0 30,0 40,0 45,0 42,0
23 35,0 27,1 37,1 45,0 40,0 40,0 25,0 17,1
BaO 50,0 50,9 40,9 35,0 30,0 20,0 30,0 40,9
HoO, 1,0 1,0 1,0 1,0 1,7 1,0 1,0 1,0
SiO2 45,0 22,0 32,0 30,0 32,0 32,0 32,0 32,0
Al2O5 10,0 27,1 27,1 20,0 27,1 27,1 27,1 27,1
BaO 45,0 50,9 40,9 50,0 40,9 40,9 40,9 40,9
MoO 1,0 1,0 2,0
WO, - 4,1 2,0 8,3
Ir ______ ito 0,023
SiO2 45,0 32,0 22,0 32,0 32,0 32,0 45,0 32,0
Al2O5 25,0 27,1 27,1 27,1 27,1 27,1 25,0 27,1
BaO 30,0 40,9 50,9 40,9 40,9 40,9 30,0 40,9
Rh 0,31,0-
Pt - 0,0017 0,17 -
Pd - 0,017 0,0033 -
Ni ------ 0,33 1,0
j55_jS6£7.68.69_2O7J.12
SiO 45,0 32,0 32,0 22,0 30,0 32,0 32,0 32,9
Al9O, 25,0 27,1 27,1 27,1 20,0 27,1 27,1 25,8
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Tabelle I (Fortsetsung)
BaO 30,0 40,9 40,9 50,9 50,0 40,9 40,9 40,6 V2O5 1,0 0,5 ----- -
CaP2 - - 1,7 0,8
Au - 0,0017 0,017 -
ZnS - - - - - -1,0-
0,05
- — 0,6 0,05
PeOn-Fe2O,
TiO2 - -
κ2ο - -
Na2O
Ί1 Ii
SiOp 30 50
AIpO3 40 30
SrO 30 -
CaO - 20
MoO3 2 1
WO- 2
Die Glaskörper aus den Schmelzen der in Tabelle I aufgezeigten Zusammensetzungen wurden in einen elektrischen Ofen eingebracht und bei einer Geschwindigkeit von je 5° C pro Minute auf eine Temperatur erhitzt, bei der Kernbildung und Kristallisation auftrat. Wie im obigen bereits erwähnt, kann die Kernbildung bei Temperaturen eintreten, die etwas höher als der Timformungstemperaturbereich des Glases liegt. Der Umformungstemperaturbereich des Glases ist der Temperaturbereich, innerhalb dem eine geschmolejsne Masse vermutlich
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zu einem amorphen festen Körper wird. Diese Temperatur liegt im allgemeinen in der Nähe des Temperungspunktes eines Glases. Bei den erfindungsgemässen Gläsern ist daher eine Temperatur von wenigstens etwa 850° C erforderlich, um ausreichende Kerne für das folgende Kristallwachstum zu bilden. Die höchste Temperatur, die zur Gewinnung von Kristallen in situ verwendet werden kann, hängt von der Strengflüssigkeit (refractoriness) des fertigen kristallisierten Körpers a"b. Daher sollte die Temperatur nicht so hoch sein, dass sie eine Deformierung des kristallisierten Körpers bewirkt. So können Temperaturen in Höhe von 1700° 0 in bestimmten Fällen, z.B. Beispiel 72, verwendet werden, jedoch beträgt die im allgemeinen angewandte Maximaltemperatur etwa HOO0 C. Die Glaskörper werden innerhalb des Kristallisationsbereiches solange gehalten, bis sie den gewünschten Kristallisationsgrad erreicht haben, und dann auf Raumtemperatur abgekühlt.
Die Erhitzungsgeschwindigkeit bis zur Kernbildung und Kristallisation ist gewählt, um die Glaskörper gegen Wärmeschocks und Deformierung zu schützen. Die 5°C/Minute-Geschwindigkeit wurde in den meisten Fällen als ausreichend zur Verhinderung von Brüchen infolge von Wärme schocks und übermässiger Deformierung der Glaskörper gefunden, da sie über ihre Erweichungspunkte hinaus erhitzt werden und bevor die Kristallisation weit genug vorgeschritten ist, um den Körper zu tragen. Die Kristallisation des Glases schreitet während der Hitzebehandlung schneller voran, als die Temperatur den "Liquidus11- der Kristallphase erreicht. Jedoch int bei Beginn der Kristallisation dan Verhältnis von Kristallen zn glasartiger Matrize sehr klein und
109848/0503 bad OBWHM.
der Glaskörper wird seine Form nicht behalten, wenn die Temperatur zu schnell ansteigt. Daher muss die Geschwindigkeit des Temperaturanstiegs in völliger Übereinstimmung mit der Geschwindigkeit der Kristallisation stehen. Andernfalls wird eine Deformierung infolge einer Erniedrigung der Viskosität das End- · produkt im allgemeinen weniger verwendungsfähig machen. Vorzugsweise wird daher die Temperatur bei einer Geschwindigkeit nicht über 5 Minuten pro Minute gesteigert, um.eine dichte und gleichmässige Kristallisation mit einer möglichst geringen Deformierung bei Erhitzung des Körpers über den Erweichungspunkt des Glases zu erreichen. Nichtsdestoweniger haben schnellere Erhitzungsgeschwindigkeiten zu sehr befriedigenden kristallisierten Produkten geführt, bei denen die Formen verhältnismässig klein waren, oder physikalische Trägermittel angewandt wurden.
Wenn eine noch wirksamere und rationellere Erhitzung erwünscht ist, kann die Hitzebehandlung unmittelbar im Anschluss an das Formen des Glases, solange es noch heiss ist, erfolgen, anstelle einer Abkühlung auf Raumtemperatur und folgender Wiedererhitzung. Daher kann die Form bis gerade unter den Umformungsbereich gekühlt und dann zur Kernbildung und Kristallisation wieder erhitzt werden.
Es ist zu bemerken, dass die Zeit, die zur Erzielung einer völligen Kristallisation notwendig iet, von der angewandten Krietallisationstemperatur abhängt. Wenn eine Temperatur nahe am Umformungsbereich des Glases, z.B. bei etwa 800 - 900° C, benutzt wird, ist eine verhältnismässig lange Zeit, etwa 4-8
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Stunden, nötig, während "bei Anwendung einer höheren Temperatur, z.B. 1400° C, Verweilzeiten von etwa 1/4 Stunde ausreichend sein können. Jedoch soll die Kristallisationageschwindigkeit vorzugsweise vollständig die Abnahme der Viskosität des Körpers ausgleichen (balance). Längere Erhitzungszeiten können angewandt werden, jedoch ohne wesentliche Verbesserung der Kristallisation.
In vereinfachter Form umfasst das Verfahren gemäss der Erfindung drei Stufen:
1. Schmelzen einer Grundmasse zur Bildung eines Glasprodukts von bestimmter Zusammensetzung;
2. gleichzeitiges Abkühlen der Schmelze auf eine Temperatur wenjgptens unterhalb des Umformungsbereiches des Glases und Bildung eines Formkörpers;
3. Hitzebehandlung des Glaskörpers bei etwa 850 - 1700° C während einer Zeit, die ausreicht, um die gewünschte Kristallisation zu erreichen. Wie oben erwähnt, können höhere Temperaturen angewandt werden, jedoch, verbessern Temperaturen über etwa H00° C die Kristallisation nicht und sind daher praktisch nicht rationell.
Tabelle II gibt die Hitzebehandlungsbereiche der Glaskörper an, wobei di,e Hauptkristallphase durch X-Strahlendefraktionsanalyse sowie der Bruchmodul (kg/cm ) und Wärmeausdehnungskoeffizient über 25° - 1000° C (x10"7) nach «blichen Methoden bestimmt wurden. In einigen Fällen wurden die kristallisierten Glaskörper direkt vom heissen Ofen entnommen und in der Umgebungsatmosphäre
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auf Raumtemperatur abgekühlt, während andere Glaskörper einfach durch Abschalten der elektrischen Ofenheizung und Abkühlenlassen des Ofens mit den darin befindlichen Körpern auf Raumtemperatur abgekühlt wurden. Diese Abkühlgeschwindigkeit betrug etwa 2-3° C/Minute.
Tabelle II
Beispiel
Nr.
Erwärmung Kristallphase Wärmeaus-
dehnungs-
koeffi-
zient
Bcich-
modul
1 1 1/2 Std.bei 96O0C Hexagonaler Calcium-
Feldspat mit Spuren
von triklinem Feldspat
2 Il Il
3 Il Il
4 Il It
5 11 Il
6 Il It 74 1050
7 It It
8 It Il
9 Il It
10 Il Il
11 Il ti
12 Il Hexagonaler Strontium
feldspat mit Spuren von
triklinem Feldspat
13 It tt
H It tt
15 η 11
16 ti It
17 tt tt
18 tt Il
19 ti It
20 It tt
Il Il
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Tabelle II
(Fortsetzung)
Beispiel Erwärmung Kristallphase Wärmeaus- Bruch-
dehnungs- modul koeffizient
22 1 1/2 Std.bei 96O0C Hexagonaler Strontrium-
feldspat mit Spuren von triklinem Feldspat
23 ti «
24 M "
25 ti η
.26 " »
27 tt tt
28 η "
29 μ η
30 " "
31 " "
32 1 1/2 Std.bei 110O0C "
33 « „
34 tt tt
35 tt it
36 » »
37 tt „
38 » »
39 tt. „
40 1 1/2 Std.bei 96O0C »
41 " Hexagonaler Barium Feldspat
42 » " 43
44 ι. ti
45 ι. ι· 46
47 « "
48 " ■" 49
50 " "
51 " Μ ■■
52 η ι·
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Tabelle II (Fortsetzung)
Beispiel Erwärmung Kristallphase Wärmeaus- Bruch«
dehmmgs- modul koeffizent
53 1 1 1/ 2 Std.bei 960~G Hexagonal M 11000G er
54 .bei It
55 1/2 Std η Il
56 ti Il
57 Il It
58 It It
59 It It
60 It It
61 1 Il 9600O It
62 • bei It
63 1/2 Std, η It
64 Il Il
65 It Il
66 Il It
67 1 It 11000G It
68 ,bei ti
69 1 1/2 Std. ti 96O0C tt
70 It bei It
71 1 1/2 Std. Il 17000O ti
72 1 bei 105O0O Trikliner ti
72 1/2 Std. bei ti
73 1/2 Std. Si
80 1200
Feldspat
74 3 Std.bei 110O0G Hexagonaler Galoium-
Feldspat mit wesentlichem Anteil an triklinem Feldapat
Tabelle II zeigt deutlich die Wirksamkeit der kernbildenden Stoffe bei der Herstellung von glaskeramisehen Körpern, wobei ein hexagonaler Erdalkalimetall-Feldspat normalerweise die Hauptkristallphase
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-H-
darstellt. Natürlich können, wenn zwei oder drei Erdalkalimetalle im Glas vorliegen, feste Lösungen des Feldspats gebildet werden. Obwohl der hexagonale und/oder orthorhombische Feldspat im wesentlichen die Gesamtkristallphase darstellt, sind auch kleinere Mengen an triklinem oder monoklinem Feldspat gebräuchlich. In wenigen Fällen wie bei Beispiel 73 kann die trikline Form im wesentlichen die einzige Kristallphase bilden. Mullite und Oristobalite sind auch in Zusammensetzungen mit niedrigem RO-Gehalt festgestellt. Die Kristalle selbst sind verhältnismässlg gleichmassig feinkörnig, im wesentlichen alle kleiier als 20 Mikron im Durchmesser und in der Hauptsache über 1 Mikron im Durchmesser gross. Obwohl der Kristallgehalt der Produkte von der Hitzebehandlung der OriginalGlaskörper abhängt und von dem Grad, in dem die Komponenten des Grundmaterials zur Bildung von Kristallphasen geeignet sind, wurde gefunden, dass der Kristallgehalt des Glaskörpers wenigstens bei und im allgemeinen über 50 Gewichtsprozent liegt, wobei höhere Kiistallgehalte vorgezogen werden.
Es wurde auch gefunden, dass feste Lösungen dieser Feldspate hergestellt werden können, wenn GeO„ teilweise eingesetzt wird für SiO2, Ga2O, teilweise für Al2O, und Na2O teilweise für CaO. Im Falle von GeOp und Ga2O, können diese Bestandteile in Mengen bis zu e'twa 30 Gewichtsprozent vorliegen. Bei Na2O sollte jedoch der Anteil auf weniger als etwa 10 $ beschränkt werden, da die Feuerfestigkeit (refractoriness) der glaskeramischen Körper beeinträchtigt wird. Tabelle III gibt einige Beispiele von Glaszusammensetzungen, die nach dem Schmelzen und Formen 1 1/2 Stun-
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den bei 960° 0 behandelt wurden, um gleichmässig feingekörnte glaskeramische Körper zu bilden, in denen die Hauptkristallphase eine feste Lösung eine» hexagonalen Erdalkalimetall-Feldspates war.
75 3 T 76 a b e 1 1 e III 79
Beispiel 18, 9 44,5 77 78 48,3
SiO2 27, 2 31,7 38,9 48,3 33,3
Al2O3 28, 6 - 27,5 33,3 -
BaO 25, - - - -
GeO2 - 12,1 - - - -
Ga2O, - 11,7 10,1 - 16,1
- OaO - - - 16,1 -
SrO - 6 - 23,5 - 2,3
Na2O 1, 1,6 - 2,3 2,0
MoO3
NiO
1,6 0.^5
Beispiel 75 ergibt einen glaskeramischen Körper, bei dem die Hauptkristallphase aus einer festen Lösung eines hexagonalen Barium-Feldspates mit GeO2 besteht. Beispiel 76 und 77 liefern glaskeramische Körper, in denen die Hauptkristallphase eine feste Lösung eines hexagonalen Calcium-Feldspates mit Ga3O bzw. eine feste Lösung eines hexagonalen Strontium-Feldspates mit Ga3O3 ist. Beispiel 78 und 79 ergeben Körper aus einer festen Lösung eines hexagonalen Galcium-Feldspates mit als Hauptkristallphase.
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Die im obigen angegebenen Werte von SiO9, Al2O-, HO und kernbildenden Stoffen sind so bestimmt, dass sie zu glaskeramisehen Körpern mit einem hexagonalen oder ggf. triklinen Erdalkalimetall-Feldspat als im wesentlichen einziger Kristallphase führen. Verschiedene verträgliche Metalloxyde wie K9O, B90_, MgO und TiO9 können ebenfalls in kleinen Mengen ale Hilfsstoffe beim Schmelzen und Formen der Glaskörper vorhanden sein, jedoch neigen derartige Zusätze dazu, die Feuerfestigkeit der Produkte zu verringern. Wegen der geringen Beweglichkeit der Erdalkalimetall-Kationen zeigen die erfindungsgemässen Produkte einen hohen spezifischen Widerstand, d.h. eine Dielektrizitätskonstante bei Raumtemperatur von etwa 7,5/1 Kilocyklus. Aus dem gleichen Grunde können geringere Anteile an Alkalimetall-Kationen ohne stärkere Erniedrigung des elektrischen spezifischen Widerstandes der glaskeramischen Körper vorhanden sein. Trotzdem werden vorzugsweise weniger als etwa 5 Gewichtsprozent der Gesamt-Alkalioxyde und weniger als etwa 10 Gewichtsprozent aller verträglichen Metalloxyde verwendet.
Beispiel 72 stellt eine besonders vorteilhafte Zusammensetzung dar, da sie zu einem Produkte mit einer hohen Dielektrizitätskonstante führt, das nach einem mehrstündigen Erhitzen bei 1650° C noch eine gute Durchsichtigkeit beibehält.
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Claims (4)

Patentansprüche
1. Glaskeramisches Körpermaterial, das gegen Temperaturen über 1300° C widerstandsfähig ist und aus feinkörnigen in einer glasartigen Matrize verteilten Kristallen besteht, dadurch gekennzeichnet, dass die primäre Kristallphase ein hexagonaler Erdalkalimetall-Feldspat oder ein trikliner Erdalkalimetall-Feldspat ist und das glaskeramische Material, berechnet auf Gewichtsprozent Oxydbasis und mit Ausschluss der kernbildenden Stoffe, aus 12 - 53 # SiO0, 0 - 30 # GeO0 besteht, wobei der Gesamtgehalt an SiO2 plus GeO2 12 - 53 # ist, ferner aus 10 - 58 # Al2O- und 0 -30 ft Ga 0 besteht, wobei der Gesamtgehalt an Al2O, plus Ga2O, 10 - 58 # ist, weiterhin aus 0 - 35 $> CaO, 0 - 53 $> SrO und 0 - 55 $> BaO besteht, wobei der Gesamtgehalt an Erdalkalimetalloxyden (HO) 10 - 55 % ist, weiterhin aus 0 - 10 # Na3O und 0-10 anderer verträglicher Komponenten besteht, und ausserdem das Material zusätzlich einen oder mehrere kernbildende Stoffe in Form von 0,2 - 2 ^ ϊβ2°3 + ^60' °»2 ~ 2^ ZnS» 0,25 - 2 $> V2O5, 0,1 - 4 S* MoO3, 0,5 - 4 ^ CaF2, 2 - 10 $ WO-, 0,1 - 2 # NiO, 0,0008 - 1 # Au, 0,0003 - 1 % Pt, 0,008 - 1 $> Rh, 0,0008 - 1 # Pd und 0,02 - 1 $> Ir enthält.
2. Glaskerömisohes Körpermaterial ij.aoh Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dasB die Kristalle wenigstens 50 Gewichtsprozent des Körpers darstellen und einen Durohmesser unter 20 Mikron haben.
1098*8/0503
3. Verfahren zur Herstellung von glaskeramischen Körpermaterial nach Anspruch 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass (a) eine Glasgrundlage hergestellt wird, die zur Bildung eines Glases aus 12 - 53 S^ SiO2, O -30 $> GeOp, 12 - 53 #
+ GeO2, 10 - 58 £ Al3O3, O - 30 £ Ga3O5, 10 - 58 % - + Ga2O5, O - 35 S* CaO, O - 53 $> SrO, O - 55 # BaO, 10 - 55 # Gesamt-Erdalkalimetalloxyden, 0 - -10 £ Na3O und 0 - 10 ia anderen Glaskomponenten mit Ausnahme von kernbildenden Stoffen geeignet ist,
(b) dass der Glasgrundlage ein oder mehrere kernbildende Stoffe in Form von 0,2 - 2 £ Pe3O5 + FeO, 0,2 - 2 # ZnS, 0,25 - 2 % V2O5, 0,1 - 4 $> MoO5, 0,5 - 4 J* CaF2, 2 - 10 £ WO5, 0,1 - 2 £ NiO, 0,0008 - 1 £ Au, 0,0003 - 1 56 Pt, 0,008 - 1 £ Rh, 0,0008 - 1 % Pd und 0,02 - 1 # Ir zugesetzt werden,
(c) dass die Glasgrundlage zusammen mit den kernbildenden Stoffen geschmolzen wird,
(d) dass ein Glaskörper aus der Schmelze geformt und das Glas unter den Umformungsbereich gekühlt wird,
(e) dass der Glaskörper innerhalb eines Temperaturbereiches von 850 - 1700° C eine ausreichende Zeit zur Bildung von Kristallen aus hexagonalem Erdalkalimetall-Feldspat oder triklinem Erdalkalimetall-Feldspat im Glas erhitzt wird,
(f) und dass der kristallisierte Körper auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
4. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Glaskörper auf etwa 850 - 14OO0 C I/4 bis 8 Stunden erhitzt wird.
109848/0503
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