DE1771324A1 - Glaskeramisches Koerpermaterial und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents
Glaskeramisches Koerpermaterial und Verfahren zu seiner HerstellungInfo
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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
109848/0603
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.
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 |
109848/0503
Tabelle II
(Fortsetzung)
(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
109848/0503
-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-
1098 48/0503
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.
BAD ORIGINAL 109848/0503
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.
109848/0503
Claims (4)
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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