JPH02116643A - アルカリ亜鉛アルミノホスフェートガラスセラミック - Google Patents
アルカリ亜鉛アルミノホスフェートガラスセラミックInfo
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- JPH02116643A JPH02116643A JP1238354A JP23835489A JPH02116643A JP H02116643 A JPH02116643 A JP H02116643A JP 1238354 A JP1238354 A JP 1238354A JP 23835489 A JP23835489 A JP 23835489A JP H02116643 A JPH02116643 A JP H02116643A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
- C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
- C03C10/00—Devitrified 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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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、４００℃を越える見掛アニール点を有し、湿
気の作用に対して優れた耐性を示すガラスセラミックに
関する。
気の作用に対して優れた耐性を示すガラスセラミックに
関する。
（従来技術）
ガラスセラミック品の製造は米国特許第２．９２０゜９
７１号に始まるものである。ガラスセラミック品を調製
するための従来の方法は３つの一般的工程を含んでいる
。まず第１に、しばしば核剤を含んでいるガラス形成バ
ッチを溶融し、第２にその溶融物を、少くともガラスの
転移温度範囲、通常それより低い温度に冷却し、同時に
所望する形状のガラス品に成形し、第３にそのガラス品
をガラスの転移温度より高い温度で加熱処理して、現場
で結晶が成長するための核をガラス中に形成させる。
７１号に始まるものである。ガラスセラミック品を調製
するための従来の方法は３つの一般的工程を含んでいる
。まず第１に、しばしば核剤を含んでいるガラス形成バ
ッチを溶融し、第２にその溶融物を、少くともガラスの
転移温度範囲、通常それより低い温度に冷却し、同時に
所望する形状のガラス品に成形し、第３にそのガラス品
をガラスの転移温度より高い温度で加熱処理して、現場
で結晶が成長するための核をガラス中に形成させる。
この加熱処理は、生じた結晶が極めて均一な大きさとな
り、残りのガラス質マトリックス全体に亘ってこの結晶
が均一に配されるように制御されて行われる。このため
、ガラス品は、その中に核を形成するように転移温度よ
り少し高い温度まで加熱され、次にその核を中心に結晶
が成長するようにより高い温度まで加熱される。
り、残りのガラス質マトリックス全体に亘ってこの結晶
が均一に配されるように制御されて行われる。このため
、ガラス品は、その中に核を形成するように転移温度よ
り少し高い温度まで加熱され、次にその核を中心に結晶
が成長するようにより高い温度まで加熱される。
一般に、結晶は最終ボディの大部分を構成し、残るガラ
スの小部分は、結晶を作り上げる成分が除かれてしまっ
たため、先駆体ガラス品から遠くかけ離れた組成を有す
るようになる。存在する結晶の割合が極めて大きいので
、ガラスセラミック体の特性は、結晶形成前の最初のガ
ラス体の特性よりも結晶相の特性に近いものとなる。
スの小部分は、結晶を作り上げる成分が除かれてしまっ
たため、先駆体ガラス品から遠くかけ離れた組成を有す
るようになる。存在する結晶の割合が極めて大きいので
、ガラスセラミック体の特性は、結晶形成前の最初のガ
ラス体の特性よりも結晶相の特性に近いものとなる。
ガラスセラミック品中に形成される結晶の大きさ、同一
性および特徴は、ベースガラス組成と加熱処理の組合せ
によって決定される。このようにして、準安定な特性を
有する結晶を形成し得る。
性および特徴は、ベースガラス組成と加熱処理の組合せ
によって決定される。このようにして、準安定な特性を
有する結晶を形成し得る。
この結晶は、伝統的あるいは標準鉱物種に厳密には一致
していない組成および構造を有する。例えば、β−ゆう
輝石固溶体ＬＩ２０・ＡＪ！Ｚ ０３ｎｓ１０□などの
固溶体は広くガラスセラミック中に見られ、国立標準局
からの信頼すべきＸ線回折データがない結晶が形成され
ることもめずらしくない。このような状況により、ガラ
スセラミック業界の研究者は、未知相の結晶構造を既知
の結晶構造になぞらえて考える。それは、たとえその未
知相の組成がなぞらえた結晶の組成と遠くかけ離れてい
てもそうする。実質的にバルクのガラスセラミック品を
製造する際には、核剤自体は通常、先駆体ガラスバッチ
に加えられ、後にそこから結晶が成長するための核を形
成させるが、その工程は必須ではない。従って、所望な
らば、熱結晶性ガラスを溶融し、急冷して結晶化を避け
ることもできる。その後、ガラスを細分割粉末（通常“
フリット°と称する）に微粉砕する。互いに焼結して一
体ボデイにする際に表面核形成が起り、その核は、ガラ
ス粉末がより高温に加熱される時に結晶が成長するため
の中心を与える。この工程は、コーティングおよび比較
的薄い断面の支持体エレメントを調製する際に特に有用
である。
していない組成および構造を有する。例えば、β−ゆう
輝石固溶体ＬＩ２０・ＡＪ！Ｚ ０３ｎｓ１０□などの
固溶体は広くガラスセラミック中に見られ、国立標準局
からの信頼すべきＸ線回折データがない結晶が形成され
ることもめずらしくない。このような状況により、ガラ
スセラミック業界の研究者は、未知相の結晶構造を既知
の結晶構造になぞらえて考える。それは、たとえその未
知相の組成がなぞらえた結晶の組成と遠くかけ離れてい
てもそうする。実質的にバルクのガラスセラミック品を
製造する際には、核剤自体は通常、先駆体ガラスバッチ
に加えられ、後にそこから結晶が成長するための核を形
成させるが、その工程は必須ではない。従って、所望な
らば、熱結晶性ガラスを溶融し、急冷して結晶化を避け
ることもできる。その後、ガラスを細分割粉末（通常“
フリット°と称する）に微粉砕する。互いに焼結して一
体ボデイにする際に表面核形成が起り、その核は、ガラ
ス粉末がより高温に加熱される時に結晶が成長するため
の中心を与える。この工程は、コーティングおよび比較
的薄い断面の支持体エレメントを調製する際に特に有用
である。
本出願と同時出願の“亜鉛含有ホスフェートガラス’
（ＺＩＮＣ−ｃＯＮＴＡＩＮＩＮＧ ＰＩＩＯ３ＰＩ
ＩＡＴＥ ｃＬＡｓｓＥｓ ）なる名称のＧ、Ｈ，ｌ３
ｅａｌ ｌおよびＣ，Ｊ、Ｑｕｌｎｎによる米国出願に
は、０−２５モル％のし１□Ｏ，０−２５モル％のＮａ
ｎｏおよびロー２５モル％のに２０から成る群より表示
された割合で選択される少くとも２つのアルカリ金属酸
化物から構成されるＲ２０の１０〜３５モル％と、１２
−５５モル％のＺｎＯと、そして２８−４０モル％のｐ
２ｏ、とから実質的に成るガラスの処方が開示されてい
る。そこには、低い転移温度（Ｔ ｇ）を示し、それに
よって低温での溶融および成形作業が可能であるガラス
組成の調製が記載されている。それらのガラスは、４５
０℃未満、好ましくは３５０℃未満の転移温度と、５０
０℃未満、好ましくは３５０℃−４５０℃の作業温度（
ガラスが約１０４−１０７ボアズの粘度を示す温度）を
有する。
（ＺＩＮＣ−ｃＯＮＴＡＩＮＩＮＧ ＰＩＩＯ３ＰＩ
ＩＡＴＥ ｃＬＡｓｓＥｓ ）なる名称のＧ、Ｈ，ｌ３
ｅａｌ ｌおよびＣ，Ｊ、Ｑｕｌｎｎによる米国出願に
は、０−２５モル％のし１□Ｏ，０−２５モル％のＮａ
ｎｏおよびロー２５モル％のに２０から成る群より表示
された割合で選択される少くとも２つのアルカリ金属酸
化物から構成されるＲ２０の１０〜３５モル％と、１２
−５５モル％のＺｎＯと、そして２８−４０モル％のｐ
２ｏ、とから実質的に成るガラスの処方が開示されてい
る。そこには、低い転移温度（Ｔ ｇ）を示し、それに
よって低温での溶融および成形作業が可能であるガラス
組成の調製が記載されている。それらのガラスは、４５
０℃未満、好ましくは３５０℃未満の転移温度と、５０
０℃未満、好ましくは３５０℃−４５０℃の作業温度（
ガラスが約１０４−１０７ボアズの粘度を示す温度）を
有する。
（発明の目的）
本発明の目的は、優れた耐薬品性をそこなわずに低い転
移温度による成形上の利点を保持しながら、ガラスの上
限使用温度を高める、すなわち少くとも４００℃を越え
る上限使用温度、好ましくは４５０℃を越える上限使用
温度を達成する手段を提供することである。
移温度による成形上の利点を保持しながら、ガラスの上
限使用温度を高める、すなわち少くとも４００℃を越え
る上限使用温度、好ましくは４５０℃を越える上限使用
温度を達成する手段を提供することである。
（発明の構成）
前記米国出願に開示されたガラス組成の限定された範囲
内の組成を有するガラスセラミック品の製造によって前
記目的を達成できることがわかった。
内の組成を有するガラスセラミック品の製造によって前
記目的を達成できることがわかった。
本発明のガラスセラミック品は、酸化物基準のモル％で
表わして、５−２５％のＬｌ ２０．０−１５％のＮａ
２Ｏおよび０−１０％のに２０から成るＲ２０を５−２
５％と、ＺｎＯを３５−５０％と、ＡＪ２□０３を０．
７５−８％と、そしてＲ２０，を２９−３７％とから実
質的に構成されるものである。
表わして、５−２５％のＬｌ ２０．０−１５％のＮａ
２Ｏおよび０−１０％のに２０から成るＲ２０を５−２
５％と、ＺｎＯを３５−５０％と、ＡＪ２□０３を０．
７５−８％と、そしてＲ２０，を２９−３７％とから実
質的に構成されるものである。
表面核形成による前記ガラス組成の結晶化は、その先駆
体ガラス体をその転移温度より約１００℃高い温度に維
持すると起こる。Ａｆ！Ｆ９． ＴＩ Ｏ２またはＺｒ
０２などの内部核剤をベースガラス組成に５モル９６
までの量で加えると、結晶化は大きく促進される。さら
に、全アルカリ金属酸化物の量を２１モル％より多くす
ると、および／またはＡＩ！□０３の濃度を２．５モル
％以上にすると、および／またはＰ２Ｏ３の量を３２モ
ル％以下にすると、結晶化はさらに急激に進行すると考
えられる。
体ガラス体をその転移温度より約１００℃高い温度に維
持すると起こる。Ａｆ！Ｆ９． ＴＩ Ｏ２またはＺｒ
０２などの内部核剤をベースガラス組成に５モル９６
までの量で加えると、結晶化は大きく促進される。さら
に、全アルカリ金属酸化物の量を２１モル％より多くす
ると、および／またはＡＩ！□０３の濃度を２．５モル
％以上にすると、および／またはＰ２Ｏ３の量を３２モ
ル％以下にすると、結晶化はさらに急激に進行すると考
えられる。
前記米国出願のガラス組成と同様に、Ｃａ Ｏ。
Ｍｇ ＯおよびＭｎＯを個々に存在させ、合計で１０モ
ル％までとするように加えても良い。Ｃｕ２Ｏ。
ル％までとするように加えても良い。Ｃｕ２Ｏ。
ＰｂＯおよびＳｎＯも、合計で１５モル％までとなるよ
うに個々に加えても良い。ＳｉＯ２は、約３モル％まで
の少量において許容される。しかしながら、核剤を除い
た全ての随意成分の合計は２０モル％を越えないように
し、好ましくは１０モル％以下とする。
うに個々に加えても良い。ＳｉＯ２は、約３モル％まで
の少量において許容される。しかしながら、核剤を除い
た全ての随意成分の合計は２０モル％を越えないように
し、好ましくは１０モル％以下とする。
上記のように規定された範囲の組成を有するガラス体の
結晶化は約４００℃−５００℃の範囲の温度に亘って起
こる。この時、主要結晶相（しばしば実質的に単一の結
晶相）は通常α−クリストバライトと類似した結晶構造
を有する。存在する結晶のＸ線回折パターンに関する文
献は見当らず、これら結晶の正確な化学式はよくわかっ
ていない。
結晶化は約４００℃−５００℃の範囲の温度に亘って起
こる。この時、主要結晶相（しばしば実質的に単一の結
晶相）は通常α−クリストバライトと類似した結晶構造
を有する。存在する結晶のＸ線回折パターンに関する文
献は見当らず、これら結晶の正確な化学式はよくわかっ
ていない。
しかし、リチウム、亜鉛、および／または鉛含有ホスフ
ェートから成ると考えられる。このようにして、これら
の結晶は、推定化学式Ｌｉ ＺｎＰＯ，を有するリチウ
ム含有亜鉛オルソホスフェートから主として成ると断定
された。ここで、Ｎａ＋および／またはに＋イオンが付
加的に存在して混合アルカリ亜鉛オルソホスフェート固
溶体を生じていることもありうる。Ｘ線回折分析は、あ
る組成において亜鉛ピロホスフェートＺｎ２Ｐ２Ｏ７と
類似した構造を有する少量の結晶が存在することも示し
ている。ここでも、これらの結晶が示すものと同じＸ線
回折パターンについて述べられている文献は見当らない
。Ｘ線回折結果から推１ｉ１１１される他の結晶種には
、Ｌｉ３ＰＯ４゜Ｌｉ ２ Ｎａ ＰＯ４、Ｌｌ ６
Ｚｎ ａ Ｐａ ０１７およびＰｂ！ｌ （ＰＯ４）
６がある。
ェートから成ると考えられる。このようにして、これら
の結晶は、推定化学式Ｌｉ ＺｎＰＯ，を有するリチウ
ム含有亜鉛オルソホスフェートから主として成ると断定
された。ここで、Ｎａ＋および／またはに＋イオンが付
加的に存在して混合アルカリ亜鉛オルソホスフェート固
溶体を生じていることもありうる。Ｘ線回折分析は、あ
る組成において亜鉛ピロホスフェートＺｎ２Ｐ２Ｏ７と
類似した構造を有する少量の結晶が存在することも示し
ている。ここでも、これらの結晶が示すものと同じＸ線
回折パターンについて述べられている文献は見当らない
。Ｘ線回折結果から推１ｉ１１１される他の結晶種には
、Ｌｉ３ＰＯ４゜Ｌｉ ２ Ｎａ ＰＯ４、Ｌｌ ６
Ｚｎ ａ Ｐａ ０１７およびＰｂ！ｌ （ＰＯ４）
６がある。
従来のガラスセラミック品と同様に、先駆体ガラスの結
晶化は、ガラスが暴露される温度が上る程、急速に進む
。例えば、加熱処理温度の上限では約０．２５時間程の
暴露時間で十分であるのに対し、加熱処理温度における
より低い領域の温度においては２４時間またはそれ以上
の暴露時間を要する。
晶化は、ガラスが暴露される温度が上る程、急速に進む
。例えば、加熱処理温度の上限では約０．２５時間程の
暴露時間で十分であるのに対し、加熱処理温度における
より低い領域の温度においては２４時間またはそれ以上
の暴露時間を要する。
あらゆる有意のバルク（ｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔ −ｂ
ｕｌｋ）品では、親ガラス品をガラスの軟化点より高い
温度で加熱する際に注意を要する。あまりに急激な加熱
はガラス品の熱変形を引起すからである。
ｕｌｋ）品では、親ガラス品をガラスの軟化点より高い
温度で加熱する際に注意を要する。あまりに急激な加熱
はガラス品の熱変形を引起すからである。
中程度の粒状から大変細かい粒状に亘っての結晶化は得
られた製品の見掛アニール点を相当（通常ＩＱＯ℃かそ
れ以上）高め、それによって製品が熱変形を起す温度が
大きく高められ、その結果長期間使用温度が相当向上す
る。さらに、このガラスセラミック品の耐薬品性は親ガ
ラスのそれよりずっと優れたものとなる。
られた製品の見掛アニール点を相当（通常ＩＱＯ℃かそ
れ以上）高め、それによって製品が熱変形を起す温度が
大きく高められ、その結果長期間使用温度が相当向上す
る。さらに、このガラスセラミック品の耐薬品性は親ガ
ラスのそれよりずっと優れたものとなる。
モル％で表わした組成範囲を重量％で表わした組成範囲
に正確に変換することは厳密には不可能であるが、下記
の群は上記組成範囲を重量％とじて計算した概略値を示
している。
に正確に変換することは厳密には不可能であるが、下記
の群は上記組成範囲を重量％とじて計算した概略値を示
している。
Ｌｉ ２０ ２−１０ Ｚｎ
Ｏ３Ｏ−４５Ｎａ ２０ ０−１０ ＡＪ
ｚ ０３ ０．７５−５に２０ ０−１０
Ｐ２０ｓ ４５−５５Ｌｌ ２０＋Ｎａ ２０
＋に２０ ５−１５（実 施 例） 本発明を以下の実施例に基づいてさらに詳細に説明する
。
Ｏ３Ｏ−４５Ｎａ ２０ ０−１０ ＡＪ
ｚ ０３ ０．７５−５に２０ ０−１０
Ｐ２０ｓ ４５−５５Ｌｌ ２０＋Ｎａ ２０
＋に２０ ５−１５（実 施 例） 本発明を以下の実施例に基づいてさらに詳細に説明する
。
表１は、本発明の種々のガラス組成を酸化物基準のモル
％で表わしたものである。表ＩＡは表１と同じ組成を示
しているが、ここでは個々の成分を重量％に変換して表
示しである。ガラスのための実際のバッチ成分は、酸化
物や他の化合物など、互いに溶融した際に適切な割合の
所望する酸化物に変換するどのような材料から構成され
てもよい。
％で表わしたものである。表ＩＡは表１と同じ組成を示
しているが、ここでは個々の成分を重量％に変換して表
示しである。ガラスのための実際のバッチ成分は、酸化
物や他の化合物など、互いに溶融した際に適切な割合の
所望する酸化物に変換するどのような材料から構成され
てもよい。
例えば、Ｌ１２ＣＯ３はＬ１２０の供給源として使用さ
れる。核剤が使用される場合、フッ化物は単にＡ、９Ｆ
３として記録した。と言うのは、それがどのカチオンと
組み合わされるのか不明であり、またその含有量が比較
的少いためである。
れる。核剤が使用される場合、フッ化物は単にＡ、９Ｆ
３として記録した。と言うのは、それがどのカチオンと
組み合わされるのか不明であり、またその含有量が比較
的少いためである。
バッチ材料を混合し、均一溶融物を得るために互いにボ
ールミル粉砕し、次にシルカるつぼに充填した。ふたを
した後、るつぼを約１．０００℃で作動する炉に入れ、
約３時間その炉内に保持してバッチを溶融した。それぞ
れの溶融物をスチールモールドに注ぎ込み、約Ｂ′ｘ４
’ ｘｏ、５ ’ （約２０ＣＩＩＩＸ１０Ｃｍ×１
．３Ｃｍ）の寸法を有する長方形ガラススラブに成形し
、そのスラブを３００℃で一晩アニールした。
ールミル粉砕し、次にシルカるつぼに充填した。ふたを
した後、るつぼを約１．０００℃で作動する炉に入れ、
約３時間その炉内に保持してバッチを溶融した。それぞ
れの溶融物をスチールモールドに注ぎ込み、約Ｂ′ｘ４
’ ｘｏ、５ ’ （約２０ＣＩＩＩＸ１０Ｃｍ×１
．３Ｃｍ）の寸法を有する長方形ガラススラブに成形し
、そのスラブを３００℃で一晩アニールした。
上記記載は研究室での溶融および成形手順であるが、上
記組成は、商業的大規模溶融装置で溶融し、ガラス製造
業における従来からの成形技術を利用して所望する形状
の製品に成形できることに留意されたい。
記組成は、商業的大規模溶融装置で溶融し、ガラス製造
業における従来からの成形技術を利用して所望する形状
の製品に成形できることに留意されたい。
Ａｆ’ｚ ０３
Ｌ＋ ２ Ｏ
ａ２０
ｎＯ
ｇ Ｏ
ａＯ
Ａ、ｊ Ｆ３
■
Ａｆ！ｚ ０３
Ｎａｎ。
ｎＯ
ｇ ０
Ｃａｂ’
ｆｌＦ３
に２０
ｒＯ２
表
ＩＡ（重量％）
ｌ ｚＯ
Ｎａｎ。
ｎＯ
ｇ Ｏ
ａＯ
Ｊ Ｆ３
４８．７
２．１
２．８
５．８
４０．６
４８．７ ５２．９
２．２
３．５
３８４ ３６．４
１．１
４９．５
２．１
６．９ ３．２
Ｂ、５
３８．６
２．７
４８．３
２．１
３．１
６．４
３７．７
２．６
４８．８
２．６
３．２
６．６
３８．８
２ｏ５
Ａｊ！ｚ Ｏ３
ｉ２Ｏ
ａ２０
ｎＯ
ｇ Ｏ
ａＯ
、ＩＪ Ｆ。
ｒ ０２
４９．７ ５０．０ ４８．５ ４８．２ ４８．０
４ｇ、１ ５３．０２．７ ２．８ ２．Ｌ
２．１ ２．１ − ２．０３．５ ３．６
３．４ ３．１ ２゜５ ２．９ １．５７
．３ ？、４ ７．１ Ｂ、４ ４．５
５．９ ３．０３５．０ ３３．５ ３Ｂ、３ ３
７．７ ４０．ロ ４３．１ ３５．９０．９ １．８ １．１１ ２．６ ４．９ ４．８ ２．５ ４９．２ ２．７ ３．５ ７．３ ３７．３ ３５Ｍ Ｘ ２５ｆｆｌｆｆｉ Ｘ １５１１１１１１
の略寸法を有する試料を各ガラススラブから切断し、そ
の後耐薬品性を試験するために各試料を磨砕し、みがい
た。これらの試料および各ガラススラブの残りを電気加
熱炉に入れた。より急速なあるいはよりゆっくりとした
加熱も可能であるが、便宜上、炉内の温度を約り℃／分
の割合で表２に記録された温度まで上げていき、その温
度で表２に記録された時間の間保持した。その後、炉へ
の電流を切り、試料を入れたまま炉が室温まで冷却され
るままにしておいた。この後者の工程を“炉の速度によ
る冷却（ｃｏｏｌｉｎｇａｔ ｆｕｒｎａｃｅ ｒａｔ
ｅ ） ’ と称し、平均約２℃−３℃／分であった。
４ｇ、１ ５３．０２．７ ２．８ ２．Ｌ
２．１ ２．１ − ２．０３．５ ３．６
３．４ ３．１ ２゜５ ２．９ １．５７
．３ ？、４ ７．１ Ｂ、４ ４．５
５．９ ３．０３５．０ ３３．５ ３Ｂ、３ ３
７．７ ４０．ロ ４３．１ ３５．９０．９ １．８ １．１１ ２．６ ４．９ ４．８ ２．５ ４９．２ ２．７ ３．５ ７．３ ３７．３ ３５Ｍ Ｘ ２５ｆｆｌｆｆｉ Ｘ １５１１１１１１
の略寸法を有する試料を各ガラススラブから切断し、そ
の後耐薬品性を試験するために各試料を磨砕し、みがい
た。これらの試料および各ガラススラブの残りを電気加
熱炉に入れた。より急速なあるいはよりゆっくりとした
加熱も可能であるが、便宜上、炉内の温度を約り℃／分
の割合で表２に記録された温度まで上げていき、その温
度で表２に記録された時間の間保持した。その後、炉へ
の電流を切り、試料を入れたまま炉が室温まで冷却され
るままにしておいた。この後者の工程を“炉の速度によ
る冷却（ｃｏｏｌｉｎｇａｔ ｆｕｒｎａｃｅ ｒａｔ
ｅ ） ’ と称し、平均約２℃−３℃／分であった。
表２はまた、ガラスセラミックの外観の目視記述、ガラ
スセラミックの破断面に亘って評価された結晶化の質的
特徴、および耐薬品性の試験結果を表示している。耐薬
品性試験において、ガラスセラミックの磨砕されみがか
れた試料の各々を注意深く計量し、オートクレーブに入
れた。オートクレーブ内の温度を１５０℃に上げ、６９
ｐｓｌ（，４，９Ｋｇ／ａｄ）のスチーム雰囲気を発生
させた。
スセラミックの破断面に亘って評価された結晶化の質的
特徴、および耐薬品性の試験結果を表示している。耐薬
品性試験において、ガラスセラミックの磨砕されみがか
れた試料の各々を注意深く計量し、オートクレーブに入
れた。オートクレーブ内の温度を１５０℃に上げ、６９
ｐｓｌ（，４，９Ｋｇ／ａｄ）のスチーム雰囲気を発生
させた。
４時間の暴露後、試料をオートクレーブから取り出し、
周囲環境中で乾燥させ、再び計量して重量の変化を測定
し、その値を表２に示した。先駆体ガラスとの耐薬品性
における比較も表２に示した。
周囲環境中で乾燥させ、再び計量して重量の変化を測定
し、その値を表２に示した。先駆体ガラスとの耐薬品性
における比較も表２に示した。
ＩＪ
加熱処理
外観
表 ２
結晶化 重 量 変 化
１４５０℃−
１６時間
２４５０℃〜
１時間
３４２５℃〜
１時間
４４５０℃−
１時間
５４２５℃−
１時間
６４５０℃−
１時間
クリーム色中程度の粒状 ＋０．２％対＋１．７％（
先駆体ガラス）； 先駆体ガラスはフロストしていた。
先駆体ガラス）； 先駆体ガラスはフロストしていた。
クリーム色中程度の粒状
クリーム色
クリーム色
クリーム色
クリーム色
細粒状
チャート状破断
細粒状
チャート状破断
細粒状
チャート状破断
細粒状
チャート状破断
７４５０℃−クリーム色中程度の粒状
１時間 チャート状破断十０．５％対＋
１．１％ （先駆体ガラス） 十０．２％対＋２．１％ （先駆体ガラス）： 先駆体ガラスはフロストしていｔこ。
１．１％ （先駆体ガラス） 十０．２％対＋２．１％ （先駆体ガラス）： 先駆体ガラスはフロストしていｔこ。
十０．７％、わずかにフロスト；
対＋２．３％。
先駆体ガラスは激しくフロスト
８４２５℃−クリーム色中程度の粒状
１時間 チャート状破断例加暢理 外観
結晶化 重 量変 化
４２５℃−
１時間
４２５℃−
１時間
４２５℃−
１時間
クリーム色
クリーム色
クリーム色
中程度の粒状
チャート状破断
中程度の粒状
チャート状破断
中程度の粒状 十ｏ、ｇ％対＋ＩＪ％
チャート状破断 （先駆体ガラス）；先駆体ガラスは
フロストシていた。
フロストシていた。
１２ ４２５℃−
１時間
１３ ４５０℃−
１時間
１４ ４２５℃−
１時間
１４ ４５０℃＝
１時間
１５ ４２５℃−
１時間
１５ ４５０℃−
１時間
クリーム色
クリーム色
細粒状
チャート状破断
細粒状
チャート状破断
結晶化せず
結晶化せず
結晶化せず
結晶化せず
例１４および１５は、要求される範囲内に組成を維持す
る必要性を示している。例１．４．６．７および１１は
、本発明のガラスセラミックが、それらの先駆体ガラス
と比較して、湿気の作用に対する耐性が改良されている
ことを示している。本発明のガラスセラミックは、商業
的にわずか約１％以下の重量変化を起すのみであると考
えられる。
る必要性を示している。例１．４．６．７および１１は
、本発明のガラスセラミックが、それらの先駆体ガラス
と比較して、湿気の作用に対する耐性が改良されている
ことを示している。本発明のガラスセラミックは、商業
的にわずか約１％以下の重量変化を起すのみであると考
えられる。
例１の先駆体ガラスのアニール点は３５５℃と測定され
た。このガラスを４５０℃で１６時間加熱処理して得ら
れたガラスセラミック体の見掛アニール点は、示差熱分
析法によって５７５℃と測定された。
た。このガラスを４５０℃で１６時間加熱処理して得ら
れたガラスセラミック体の見掛アニール点は、示差熱分
析法によって５７５℃と測定された。
例１１の先駆体ガラスのアニール点は３２５℃とΔ―ｊ
定され、このガラスを４５０℃で１時間加熱処理して得
られたガラスセラミック体の見掛アニール点は、示差熱
分析法によって５６０℃と測定された。これらより明ら
かなように、各ガラスセラミックの見掛アニール点はそ
の親ガラスのアニール点より２００℃以上も高かった。
定され、このガラスを４５０℃で１時間加熱処理して得
られたガラスセラミック体の見掛アニール点は、示差熱
分析法によって５６０℃と測定された。これらより明ら
かなように、各ガラスセラミックの見掛アニール点はそ
の親ガラスのアニール点より２００℃以上も高かった。
これらの高い見掛アニール点と共に湿気の作用に対する
極めて大きい耐性により、これらのガラスセラミックは
食品調理や食品のちりつけなどを含む広い範囲の用途に
使用できる。さらに、本発明の先駆体ガラスが比較的低
い作業温度において示す粘度特性によって、押出、射出
成形およびプラスチック成形業界において従来から用い
られている他の技法により複雑な形状の製品に成形する
ことができるため、本発明のガラスセラミックが有用で
ある製品の範囲が極めて広いものとなっている。
極めて大きい耐性により、これらのガラスセラミックは
食品調理や食品のちりつけなどを含む広い範囲の用途に
使用できる。さらに、本発明の先駆体ガラスが比較的低
い作業温度において示す粘度特性によって、押出、射出
成形およびプラスチック成形業界において従来から用い
られている他の技法により複雑な形状の製品に成形する
ことができるため、本発明のガラスセラミックが有用で
ある製品の範囲が極めて広いものとなっている。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）酸化物基準のモル％で表わして、 Ｌｉ＿２Ｏ ５−２５ ＺｎＯ ３５−５０Ｎａ＿２Ｏ
０−１５ Ａｌ＿２Ｏ＿３ ０．７５−６Ｋ＿２Ｏ
０−１０ Ｐ＿２Ｏ＿５ ２９−３７Ｌｉ＿２Ｏ＋Ｎａ
＿２Ｏ＋Ｋ＿２Ｏ ５−２５から実質的に構成され、４
００℃より高い見掛アニール点と湿気の作用に対する優
れた耐性を有するガラスセラミック。 ２）ＡｌＦ＿３、ＴｉＯ＿２およびＺｒＯ＿２から成る
群より選択される少くとも１つの核剤を合計５％まで含
むことを特徴とする請求項１記載のガラスセラミック。 ３）合計１０％までのＣａＯ、ＭｇＯおよび／またはＭ
ｎＯと、合計１５％までのＣｕ＿２Ｏ、ＰｂＯおよび／
またはＳｎＯと、合計３％までのＳｉＯ＿２とから成る
群より表示された割合で選択される少くとも１つの要素
を合計２０％まで含むことを特徴とする請求項１記載の
ガラスセラミック。 ４）ＣａＯ、ＭｇＯ、ＭｎＯ、Ｃｕ＿２Ｏ、Ｐｂおよび
ＳｉＯ＿２の合計が１０％を越えないことを特徴とする
請求項３記載のガラスセラミック。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US07/258,673 US4874724A (en) | 1988-10-17 | 1988-10-17 | Alkali zinc aluminophosphate glass-ceramics |
| US258673 | 1988-10-17 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02116643A true JPH02116643A (ja) | 1990-05-01 |
Family
ID=22981628
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1238354A Pending JPH02116643A (ja) | 1988-10-17 | 1989-09-13 | アルカリ亜鉛アルミノホスフェートガラスセラミック |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4874724A (ja) |
| EP (1) | EP0365238B1 (ja) |
| JP (1) | JPH02116643A (ja) |
| KR (1) | KR900006246A (ja) |
| AT (1) | ATE92447T1 (ja) |
| AU (2) | AU4273289A (ja) |
| BR (1) | BR8905048A (ja) |
| CA (1) | CA1333072C (ja) |
| DE (1) | DE68908075T2 (ja) |
| ES (1) | ES2044136T3 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030046668A (ko) * | 2001-12-06 | 2003-06-18 | 주식회사 해광 | 도전성 및 저온 소성의 세라믹스재료 |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4920081A (en) * | 1988-10-17 | 1990-04-24 | Corning Incorporated | R2 O-Al2 O3 /B2 O3 -P2 O5 glasses |
| US5022921A (en) * | 1990-10-19 | 1991-06-11 | Corning Incorporated | Phosphate glasses for glass molds |
| US5021366A (en) * | 1990-10-19 | 1991-06-04 | Corning Incorporated | Fluorine-free phosphate glasses |
| US5153151A (en) * | 1991-05-06 | 1992-10-06 | Corning Incorporated | High index fluorine-free phosphate glasses |
| US5122484A (en) * | 1991-05-23 | 1992-06-16 | Corning Incorporated | Zinc phosphate low temperature glasses |
| US5246890A (en) * | 1992-08-03 | 1993-09-21 | Corning Incorporated | Non-lead sealing glasses |
| US5529961A (en) * | 1994-12-30 | 1996-06-25 | Corning Incorporated | Cuprous pyrophosphate glasses |
| US5529960A (en) * | 1994-12-30 | 1996-06-25 | Corning Incorporated | Cuprous metaphosphate glasses |
| US7211532B2 (en) * | 1995-11-15 | 2007-05-01 | Kabushiki Kaisha Ohara | Alkali ion conductive glass-ceramics and electric cells and gas sensors using the same |
| US5702995A (en) * | 1995-11-15 | 1997-12-30 | Kabushiki Kaisha Ohara | Lithium ion conductive glass-ceramics |
| US6667258B2 (en) | 2001-01-19 | 2003-12-23 | Corning Incorporated | Zinc phosphate glass compositions |
| CN107592857B (zh) * | 2016-05-10 | 2020-08-28 | 住田光学玻璃公司 | Ltp或latp晶粒的制造方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1174475A (en) * | 1967-06-22 | 1969-12-17 | English Electric Co Ltd | Glass-Ceramics. |
| US3519445A (en) * | 1967-11-06 | 1970-07-07 | Corning Glass Works | Al2o3-p2o5-b2o3 glass-ceramic articles and methods |
| JPS51130417A (en) * | 1975-05-08 | 1976-11-12 | Matsushita Electric Works Ltd | Glass |
| JPS52133313A (en) * | 1976-04-30 | 1977-11-08 | Matsushita Electric Works Ltd | Composite of glass |
| DD247888A1 (de) * | 1984-01-24 | 1987-07-22 | Univ Schiller Jena | Phosphatglaskeramik |
| JPS6136137A (ja) * | 1984-07-26 | 1986-02-20 | Matsushita Electric Works Ltd | 低融点ガラス組成物 |
| JPS61295257A (ja) * | 1985-06-25 | 1986-12-26 | Matsushita Electric Works Ltd | フオトクロミツクコ−テイングガラス組成物 |
-
1988
- 1988-10-17 US US07/258,673 patent/US4874724A/en not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-07-20 CA CA000606239A patent/CA1333072C/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-09-13 JP JP1238354A patent/JPH02116643A/ja active Pending
- 1989-10-04 BR BR898905048A patent/BR8905048A/pt not_active Application Discontinuation
- 1989-10-06 KR KR1019890014416A patent/KR900006246A/ko not_active Application Discontinuation
- 1989-10-10 AU AU42732/89A patent/AU4273289A/en not_active Abandoned
- 1989-10-13 AT AT89310558T patent/ATE92447T1/de not_active IP Right Cessation
- 1989-10-13 EP EP89310558A patent/EP0365238B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-10-13 ES ES89310558T patent/ES2044136T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1989-10-13 DE DE89310558T patent/DE68908075T2/de not_active Expired - Fee Related
-
1992
- 1992-12-16 AU AU30230/92A patent/AU640581B1/en not_active Ceased
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20030046668A (ko) * | 2001-12-06 | 2003-06-18 | 주식회사 해광 | 도전성 및 저온 소성의 세라믹스재료 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE68908075T2 (de) | 1994-02-03 |
| AU640581B1 (en) | 1993-08-26 |
| AU4273289A (en) | 1990-04-26 |
| KR900006246A (ko) | 1990-05-07 |
| EP0365238A3 (en) | 1990-12-27 |
| US4874724A (en) | 1989-10-17 |
| EP0365238B1 (en) | 1993-08-04 |
| BR8905048A (pt) | 1990-05-08 |
| CA1333072C (en) | 1994-11-15 |
| DE68908075D1 (de) | 1993-09-09 |
| EP0365238A2 (en) | 1990-04-25 |
| ES2044136T3 (es) | 1994-01-01 |
| ATE92447T1 (de) | 1993-08-15 |
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