JPH11209167A - 低膨張長石質陶材およびその調整方法 - Google Patents
低膨張長石質陶材およびその調整方法Info
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- JPH11209167A JPH11209167A JP10310925A JP31092598A JPH11209167A JP H11209167 A JPH11209167 A JP H11209167A JP 10310925 A JP10310925 A JP 10310925A JP 31092598 A JP31092598 A JP 31092598A JP H11209167 A JPH11209167 A JP H11209167A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低い熱膨張率を有する金属又は陶材と組み合
わせて使用することができる低膨張長石質陶材および低
膨張長石陶材の調整方法を提供する。 【解決手段】 連続したガラス質基質相と、セシウム、
カルシウム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウ
ムの内の少なくとも一つによって安定化された立方晶系
白りゅう石が均一に分散する非連続の結晶相とからな
り、融解温度が約８００℃から約１２００℃である長石
質陶材組成物。
わせて使用することができる低膨張長石質陶材および低
膨張長石陶材の調整方法を提供する。 【解決手段】 連続したガラス質基質相と、セシウム、
カルシウム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウ
ムの内の少なくとも一つによって安定化された立方晶系
白りゅう石が均一に分散する非連続の結晶相とからな
り、融解温度が約８００℃から約１２００℃である長石
質陶材組成物。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、低熱膨張率を有す
る長石質陶材、低膨張長石質陶材の製法、および低膨張
長石質陶材を含む歯科修復に関する。本発明は、特に、
立方晶系白りゅう石（ｌｅｕｃｉｔｅ）を含む低膨張長
石質陶材、前記陶材の簡単で効率的な製法、および前記
陶材を含む歯科修復に関する。
る長石質陶材、低膨張長石質陶材の製法、および低膨張
長石質陶材を含む歯科修復に関する。本発明は、特に、
立方晶系白りゅう石（ｌｅｕｃｉｔｅ）を含む低膨張長
石質陶材、前記陶材の簡単で効率的な製法、および前記
陶材を含む歯科修復に関する。
【０００２】
【従来の技術】白りゅう石は、安定形の結晶質アルミノ
珪酸カリウムであり、室温において正方晶系立体配置を
有する。正方晶系白りゅう石は、「低温白りゅう石」と
しても知られ、長石質歯科陶材における強化材として使
用されてきた。このような歯科陶材材料は、たとえば、
米国特許第４，６０４，３６６号および第４，７９８，
５３６号に開示されている。正方晶系白りゅう石は高熱
膨張率を有するので、非連続層として分散された白りゅ
う石を含む長石質陶材は、それに対応する高熱膨張率を
有する。たとえば、Ｊｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ
Ｉｎｃ．（コネティカット州、Ｗａｌｌｉｎｇｆｏｒ
ｄ）よりＯＰＴＥＣ（商標）の商標で販売されている正
方晶系白りゅう石含有長石質陶材粉末を使用し、５０℃
から５５０℃の範囲において測定した場合、約１８．６
×１０-6／℃の熱膨張率を有する歯科陶材塊を得ること
ができる。
珪酸カリウムであり、室温において正方晶系立体配置を
有する。正方晶系白りゅう石は、「低温白りゅう石」と
しても知られ、長石質歯科陶材における強化材として使
用されてきた。このような歯科陶材材料は、たとえば、
米国特許第４，６０４，３６６号および第４，７９８，
５３６号に開示されている。正方晶系白りゅう石は高熱
膨張率を有するので、非連続層として分散された白りゅ
う石を含む長石質陶材は、それに対応する高熱膨張率を
有する。たとえば、Ｊｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ
Ｉｎｃ．（コネティカット州、Ｗａｌｌｉｎｇｆｏｒ
ｄ）よりＯＰＴＥＣ（商標）の商標で販売されている正
方晶系白りゅう石含有長石質陶材粉末を使用し、５０℃
から５５０℃の範囲において測定した場合、約１８．６
×１０-6／℃の熱膨張率を有する歯科陶材塊を得ること
ができる。
【０００３】正方晶系白りゅう石は約６２５℃に加熱さ
れると、立方晶系同質異像に変化し、１．２％の体積変
化を示す。この転移は、可逆であり、冷却すると、立方
晶系白りゅう石結晶はより安定な正方晶系同質異像に戻
る。正方晶系白りゅう石とは対照的に、白りゅう石の安
定化した立方晶系相は「高温白りゅう石」として知ら
れ、室温においては不安定であるが、６２５℃から９０
０℃の範囲において測定した場合、約３×１０-6／℃の
熱膨張率を有する。
れると、立方晶系同質異像に変化し、１．２％の体積変
化を示す。この転移は、可逆であり、冷却すると、立方
晶系白りゅう石結晶はより安定な正方晶系同質異像に戻
る。正方晶系白りゅう石とは対照的に、白りゅう石の安
定化した立方晶系相は「高温白りゅう石」として知ら
れ、室温においては不安定であるが、６２５℃から９０
０℃の範囲において測定した場合、約３×１０-6／℃の
熱膨張率を有する。
【０００４】ラフ（Ｒｏｕｆ）らによる“Ｃｒｙｓｔａ
ｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ Ｇｌａｓｓｅｓ ｉｎ ｔ
ｈｅ Ｐｒｉｍａｒｙ Ｆｉｅｌｄ ｏｆ Ｌｅｕｃｉ
ｔｅｉｎ ｔｈｅ Ｋ2Ｏ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2 Ｓｙｓ
ｔｅｍ”、Ｔｒａｎｓ．Ｊ．Ｂｒｉｔ．Ｃｅｒａｍ．Ｓ
ｏｃ．、７７：３６−３９（１９７８）に、粉末および
バルク試料の両者について、触媒としてＴｉＯ2、Ｚｒ
Ｏ2、およびＰ2Ｏ5を使用し、Ｋ2Ｏ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ
2の高粘性系において立方晶系白りゅう石を結晶化させ
る恒温熱処理方法が記載されている。ラフらの方法は、
高温を使用し長時間を要する方法であり、原料ガラス組
成物中に多量に存在するＫ2Ｏ（約１８重量％）によっ
て立方晶系白りゅう石を単独の結晶相として形成する方
法である。ラフらの方法によって生成される陶材のバル
ク試料には、その中に事実上均一に分散した立方晶系白
りゅう石が含まれていない。
ｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｏｆ Ｇｌａｓｓｅｓ ｉｎ ｔ
ｈｅ Ｐｒｉｍａｒｙ Ｆｉｅｌｄ ｏｆ Ｌｅｕｃｉ
ｔｅｉｎ ｔｈｅ Ｋ2Ｏ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2 Ｓｙｓ
ｔｅｍ”、Ｔｒａｎｓ．Ｊ．Ｂｒｉｔ．Ｃｅｒａｍ．Ｓ
ｏｃ．、７７：３６−３９（１９７８）に、粉末および
バルク試料の両者について、触媒としてＴｉＯ2、Ｚｒ
Ｏ2、およびＰ2Ｏ5を使用し、Ｋ2Ｏ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ
2の高粘性系において立方晶系白りゅう石を結晶化させ
る恒温熱処理方法が記載されている。ラフらの方法は、
高温を使用し長時間を要する方法であり、原料ガラス組
成物中に多量に存在するＫ2Ｏ（約１８重量％）によっ
て立方晶系白りゅう石を単独の結晶相として形成する方
法である。ラフらの方法によって生成される陶材のバル
ク試料には、その中に事実上均一に分散した立方晶系白
りゅう石が含まれていない。
【０００５】ハーマンソン（Ｈｅｒｍａｎｓｓｏｎ）ら
による“Ｏｎ ｔｈｅ Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏ
ｎ ｔｈｅ ｏｆ Ｇｌａｓｓｙ Ｐｈａｓｅ ｉｎ
Ｗｈｉｔｅｗａｒｅｓ”、Ｔｒａｎｓ．Ｊ．Ｂｒｉｔ．
Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．７７：３２−３５（１９７８）に
は、Ｋ2Ｏ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2の高粘性系において立方
晶系白りゅう石を結晶化させる熱処理方法が、同様に開
示されている。ハーマンソンらの開示によれば、室温に
おいて白りゅう石の立方晶系相を安定化させるために、
高含有量のＫ2Ｏ、長時間の加熱時間、および低有含量
のＣａＯ（約１重量％）が必要とされる。
による“Ｏｎ ｔｈｅ Ｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏ
ｎ ｔｈｅ ｏｆ Ｇｌａｓｓｙ Ｐｈａｓｅ ｉｎ
Ｗｈｉｔｅｗａｒｅｓ”、Ｔｒａｎｓ．Ｊ．Ｂｒｉｔ．
Ｃｅｒａｍ．Ｓｏｃ．７７：３２−３５（１９７８）に
は、Ｋ2Ｏ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2の高粘性系において立方
晶系白りゅう石を結晶化させる熱処理方法が、同様に開
示されている。ハーマンソンらの開示によれば、室温に
おいて白りゅう石の立方晶系相を安定化させるために、
高含有量のＫ2Ｏ、長時間の加熱時間、および低有含量
のＣａＯ（約１重量％）が必要とされる。
【０００６】プラサド（Ｐｒａｓａｄ）らによる“Ｃｒ
ｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｏｆＣｕｂｉｃ Ｌｅｕ
ｃｉｔｅ Ｂｙ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ａｄｄｉｔ
ｉｖｅｓ”、１９ｔｈ Ａｎｎｕａｌ Ｓｅｓｓｉｏ
ｎ、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ Ｆｏ
ｒ Ｄｅｎｔａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ、（１９９０）
に、長石質組成物に対する酸化セシウムの添加によっ
て、室温において立方晶系白りゅう石を安定化させるバ
ルク結晶化法が記載されている。この方法は、酸化セシ
ウムを含む原料混合物を１５５０℃において８時間加熱
するステップと、融成物を１０２５℃まで急速に冷却
し、得られる材料を１〜４時間恒温に保持して立方晶系
白りゅう石結晶のバルク結晶化を実施するステップと、
その後、組成物を空気中において放冷するステップと、
を含む。プラサドらの記載によれば、組成物は、立方晶
系白りゅう石と正方晶系白りゅう石との混合物よりな
り、高耐熱性材料であり、１２００℃を超える温度にお
いてのみ融解することができる。
ｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｏｆＣｕｂｉｃ Ｌｅｕ
ｃｉｔｅ Ｂｙ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ａｄｄｉｔ
ｉｖｅｓ”、１９ｔｈ Ａｎｎｕａｌ Ｓｅｓｓｉｏ
ｎ、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ Ｆｏ
ｒ Ｄｅｎｔａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ、（１９９０）
に、長石質組成物に対する酸化セシウムの添加によっ
て、室温において立方晶系白りゅう石を安定化させるバ
ルク結晶化法が記載されている。この方法は、酸化セシ
ウムを含む原料混合物を１５５０℃において８時間加熱
するステップと、融成物を１０２５℃まで急速に冷却
し、得られる材料を１〜４時間恒温に保持して立方晶系
白りゅう石結晶のバルク結晶化を実施するステップと、
その後、組成物を空気中において放冷するステップと、
を含む。プラサドらの記載によれば、組成物は、立方晶
系白りゅう石と正方晶系白りゅう石との混合物よりな
り、高耐熱性材料であり、１２００℃を超える温度にお
いてのみ融解することができる。
【０００７】前述した先行技術の方法は、いずれもイオ
ン交換ステップを開示していない。
ン交換ステップを開示していない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】歯科陶材の熱膨張率は
その歯科陶材が接触する金属または陶材材料の熱膨張率
と厳密に一致することが重要であることは、技術上公知
である。先行技術による白りゅう石含有歯科陶材は、一
般に、高熱膨張率を有するため、これらの歯科陶材は、
有意に低い熱膨張率を有する材料と組み合わせて使用す
ることができない。たとえば、Ｊｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎ
ｔｒｏｎ，Ｉｎｃ．（コネティカット州、Ｗａｌｌｉｎ
ｇｆｏｒｄ）が販売しているＳｌｉｐｐｅｒｙ Ｇｌａ
ｓｓ（登録商標）陶材などの低膨張率陶材前装材料は、
Ｊｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ，Ｉｎｃ．（コネティ
カット州、Ｗａｌｌｉｎｇｆｏｒｄ）が販売しているＯ
ＰＴＥＣ（商標）などの先行技術による高熱膨張率白り
ゅう石含有陶材と共に使用することができない。
その歯科陶材が接触する金属または陶材材料の熱膨張率
と厳密に一致することが重要であることは、技術上公知
である。先行技術による白りゅう石含有歯科陶材は、一
般に、高熱膨張率を有するため、これらの歯科陶材は、
有意に低い熱膨張率を有する材料と組み合わせて使用す
ることができない。たとえば、Ｊｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎ
ｔｒｏｎ，Ｉｎｃ．（コネティカット州、Ｗａｌｌｉｎ
ｇｆｏｒｄ）が販売しているＳｌｉｐｐｅｒｙ Ｇｌａ
ｓｓ（登録商標）陶材などの低膨張率陶材前装材料は、
Ｊｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ，Ｉｎｃ．（コネティ
カット州、Ｗａｌｌｉｎｇｆｏｒｄ）が販売しているＯ
ＰＴＥＣ（商標）などの先行技術による高熱膨張率白り
ゅう石含有陶材と共に使用することができない。
【０００９】したがって、本発明の目的は、低膨張長石
質陶材および低膨張長石陶材を生成できる方法を提供す
ることである。さらに、本発明は、歯科修復において低
膨張材料と組み合わせて使用できる立方晶系白りゅう石
強化型長石質歯科陶材組成物を提供することを目的とす
る。
質陶材および低膨張長石陶材を生成できる方法を提供す
ることである。さらに、本発明は、歯科修復において低
膨張材料と組み合わせて使用できる立方晶系白りゅう石
強化型長石質歯科陶材組成物を提供することを目的とす
る。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、長石質陶材組
成物であって、連続したガラス質基質相と、セシウム、
カルシウム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウ
ムの内の少なくとも一つによって安定化される立方晶系
白りゅう石を含み事実上均一に分散される非連続の結晶
相と、を含み、約８００℃から約１２００℃までの融解
温度を有することを特徴とする。
成物であって、連続したガラス質基質相と、セシウム、
カルシウム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウ
ムの内の少なくとも一つによって安定化される立方晶系
白りゅう石を含み事実上均一に分散される非連続の結晶
相と、を含み、約８００℃から約１２００℃までの融解
温度を有することを特徴とする。
【００１１】前記立方晶系白りゅう石は約０．５μｍか
ら約１０μｍまでの範囲の平均直径を有し、特に約１μ
ｍから約４μｍまでの範囲の平均直径を有することが望
ましい。
ら約１０μｍまでの範囲の平均直径を有し、特に約１μ
ｍから約４μｍまでの範囲の平均直径を有することが望
ましい。
【００１２】また、前記非連続の結晶相は、前記長石質
陶材組成物の約５重量％から約６５重量％であることが
望ましい。
陶材組成物の約５重量％から約６５重量％であることが
望ましい。
【００１３】さらに、前記長石質ガラス質基質相は、約
６５重量％から約７２重量％までのＳｉ０2、約１０重
量％から約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％から
約１０重量％までのＫ2Ｏ、および約５重量％から約１
０重量％までのＮａ2Ｏを含むことが望ましい。
６５重量％から約７２重量％までのＳｉ０2、約１０重
量％から約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％から
約１０重量％までのＫ2Ｏ、および約５重量％から約１
０重量％までのＮａ2Ｏを含むことが望ましい。
【００１４】さらに、前記長石質ガラス質基質相は、さ
らに、約０重量％から約２重量％までのＣａＯ、約０重
量％から約０．５重量％までのＭｇＯ、約０重量％から
約０．５重量％までのＣｅＯ2、および約０重量％から
約０．５重量％以下のＬｉ2Ｏを含むことが望ましい。
らに、約０重量％から約２重量％までのＣａＯ、約０重
量％から約０．５重量％までのＭｇＯ、約０重量％から
約０．５重量％までのＣｅＯ2、および約０重量％から
約０．５重量％以下のＬｉ2Ｏを含むことが望ましい。
【００１５】別の発明は、長石質陶材組成物を調製する
方法であって、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、およびＫ2Ｏからな
るガラス質、ならびにルビジウム、セシウム、カルシウ
ム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウムの内の
少なくとも一つの金属からなる金属塩、ならびに少なく
とも一つのアルカリ金属塩を含むアルミノ珪酸アルカリ
粉末を形成するステップと、前記アルミノ珪酸アルカリ
粉末を加熱し、アルカリ陽イオンと前記金属塩から放出
される金属陽イオンとのイオン交換を実施し、連続ガラ
ス質基質相と立方晶系白りゅう石を含む非連続結晶相と
を有する長石質陶材組成物を生成するステップと、を含
むことを特徴とする。
方法であって、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、およびＫ2Ｏからな
るガラス質、ならびにルビジウム、セシウム、カルシウ
ム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウムの内の
少なくとも一つの金属からなる金属塩、ならびに少なく
とも一つのアルカリ金属塩を含むアルミノ珪酸アルカリ
粉末を形成するステップと、前記アルミノ珪酸アルカリ
粉末を加熱し、アルカリ陽イオンと前記金属塩から放出
される金属陽イオンとのイオン交換を実施し、連続ガラ
ス質基質相と立方晶系白りゅう石を含む非連続結晶相と
を有する長石質陶材組成物を生成するステップと、を含
むことを特徴とする。
【００１６】また、前記金属塩は硝酸ルビジウムである
ことが望ましい。
ことが望ましい。
【００１７】さらに別の発明は、長石質陶材組成物を調
製する方法であって、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およ
びＮａ2Ｏを含むガラス質、ならびにセシウム、カルシ
ウム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウムの内
の少なくとも一つの金属塩を含むアルミノ珪酸アルカリ
粉末を形成するステップと、前記アルミノ珪酸アルカリ
粉末を加熱し、アルカリ陽イオンと前記金属塩から放出
される金属陽イオンとのイオン交換を実施し、連続ガラ
ス質基質相と立方晶系白りゅう石を含む非連続結晶相と
を有する長石質陶材組成物を生成するステップと、を含
むことを特徴とする。
製する方法であって、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およ
びＮａ2Ｏを含むガラス質、ならびにセシウム、カルシ
ウム、ストロンチウム、バリウム、またはタリウムの内
の少なくとも一つの金属塩を含むアルミノ珪酸アルカリ
粉末を形成するステップと、前記アルミノ珪酸アルカリ
粉末を加熱し、アルカリ陽イオンと前記金属塩から放出
される金属陽イオンとのイオン交換を実施し、連続ガラ
ス質基質相と立方晶系白りゅう石を含む非連続結晶相と
を有する長石質陶材組成物を生成するステップと、を含
むことを特徴とする。
【００１８】また、前記アルミノ珪酸アルカリ粉末は、
さらに、アルカリ金属塩を含むことが望ましい。
さらに、アルカリ金属塩を含むことが望ましい。
【００１９】さらに、前記アルカリ金属塩は、前記金属
塩の約１重量％から約１０重量％までの範囲の量で存在
することが望ましい。
塩の約１重量％から約１０重量％までの範囲の量で存在
することが望ましい。
【００２０】さらに、前記アルミノ珪酸アルカリ粉末
は、前記ガラス質と前記金属塩とを約２０：８０から約
８０：２０までの範囲の重量比で混合することによって
形成されることが望ましい。
は、前記ガラス質と前記金属塩とを約２０：８０から約
８０：２０までの範囲の重量比で混合することによって
形成されることが望ましい。
【００２１】さらに、前記長石質ガラスは、約６５重量
％から約７２重量％までのＳｉ０2、約１０重量％から
約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％から約１０重
量％までのＫ2Ｏ、および任意に約５重量％から約１０
重量％までのＮａ2Ｏを含むことが望ましい。
％から約７２重量％までのＳｉ０2、約１０重量％から
約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％から約１０重
量％までのＫ2Ｏ、および任意に約５重量％から約１０
重量％までのＮａ2Ｏを含むことが望ましい。
【００２２】さらに、前記長石質ガラスは、約０重量％
から約２重量％までのＣａＯ、約０重量％から約０．５
重量％までのＭｇＯ、約０重量％から約０．５重量％ま
でのＣｅＯ2、および約０重量％から約０．５重量％ま
でのＬｉ2Ｏを含むことが望ましい。
から約２重量％までのＣａＯ、約０重量％から約０．５
重量％までのＭｇＯ、約０重量％から約０．５重量％ま
でのＣｅＯ2、および約０重量％から約０．５重量％ま
でのＬｉ2Ｏを含むことが望ましい。
【００２３】本発明のこれらの目的およびさらに進んだ
目的は、長石質陶材組成物の製法によって達成され、本
製法は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏ、
ならびにルビジウム、セシウム、カルシウム、ストロン
チウム、バリウム、タリウムの少なくとも一つの金属塩
およびそれらの混合物を含むアルミノ珪酸アルカリを形
成するステップと、その粉末を加熱しアルカリ陽イオン
と前記金属塩から放出される金属陽イオンとのイオン交
換を実施し、連続ガラス質基質相および立方晶系白りゅ
う石を含む非連続結晶相を有する長石質陶材組成物を形
成するステップと、を含む。
目的は、長石質陶材組成物の製法によって達成され、本
製法は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏ、
ならびにルビジウム、セシウム、カルシウム、ストロン
チウム、バリウム、タリウムの少なくとも一つの金属塩
およびそれらの混合物を含むアルミノ珪酸アルカリを形
成するステップと、その粉末を加熱しアルカリ陽イオン
と前記金属塩から放出される金属陽イオンとのイオン交
換を実施し、連続ガラス質基質相および立方晶系白りゅ
う石を含む非連続結晶相を有する長石質陶材組成物を形
成するステップと、を含む。
【００２４】得られる長石質陶材組成物は、５０℃から
５５０℃の範囲において測定した場合、一般に、約８×
１０-6／℃から約１６×１０-6／℃の範囲の熱膨張率を
有する。非連続結晶相に存在する立方晶系白りゅう石は
約０．２５μｍから約１０μｍの範囲の平均直径を有す
る。非連続結晶相は、組成物の約５重量％から約６５重
量％の範囲で存在し、ガラス質基質相全体に事実上均一
に分散される。
５５０℃の範囲において測定した場合、一般に、約８×
１０-6／℃から約１６×１０-6／℃の範囲の熱膨張率を
有する。非連続結晶相に存在する立方晶系白りゅう石は
約０．２５μｍから約１０μｍの範囲の平均直径を有す
る。非連続結晶相は、組成物の約５重量％から約６５重
量％の範囲で存在し、ガラス質基質相全体に事実上均一
に分散される。
【００２５】本発明による長石質陶材組成物は、広範囲
の歯科修復の製作において使用することができる。一実
施形態においては、長石質陶材組成物は、全セラミック
歯科修復の低膨張コアとして使用される。別の実施形態
においては、長石質陶材組成物は、融解して低膨張金属
合金フレーム枠または低膨張コアとし、その上に平滑な
コーティングを形成することができる。また別の実施形
態においては、長石質陶材組成物をインレー、アンレ
ー、または前装の製作に使用することができる。用語
「低膨張」は、本明細書においては、５０℃から５５０
℃の範囲において測定した場合、約８×１０-6／℃から
約１６×１０-6／℃までの範囲にある熱膨張率を指すも
のと理解されたい。
の歯科修復の製作において使用することができる。一実
施形態においては、長石質陶材組成物は、全セラミック
歯科修復の低膨張コアとして使用される。別の実施形態
においては、長石質陶材組成物は、融解して低膨張金属
合金フレーム枠または低膨張コアとし、その上に平滑な
コーティングを形成することができる。また別の実施形
態においては、長石質陶材組成物をインレー、アンレ
ー、または前装の製作に使用することができる。用語
「低膨張」は、本明細書においては、５０℃から５５０
℃の範囲において測定した場合、約８×１０-6／℃から
約１６×１０-6／℃までの範囲にある熱膨張率を指すも
のと理解されたい。
【００２６】
【発明の実施の形態】本発明の実施によって最初に形成
されるアルミノ珪酸アルカリ粉末は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ
3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏを含む長石質ガラスフリット
と、ルビジウム、セシウム、カルシウム、バリウム、ま
たはタリウムの少なくとも一つの金属塩との混合物を含
む。一実施形態においては、アルミノ珪酸アルカリ粉末
は、約６５重量％から約７２重量％までのＳｉＯ2、約
９重量％から約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％
から約１６重量％までのＫ2Ｏ、および約０．５重量％
から約１０重量％までのＮａ2Ｏを含む長石質ガラスフ
リットと、約２０重量％から約８０重量％までの金属塩
（アルミノ珪酸アルカリ粉末の全重量を基準として）
と、もしある場合は、粉末の残余の成分と、を含み、残
余成分は、たとえば、ＮａＮＯ3、Ｎａ2ＣＯ3、Ｌｉ
2Ｏ、ＢａＯ、ＣａＯ、Ｍｇ０、ＣｅＯ2、Ｂ2０3、Ｚｒ
Ｏ2、Ｔｉ０2，ＺｎＯ、ＢｉＯ2およびＰ2０5である
が、これに限定されるものではない。好適には、アルミ
ノ珪酸アルカリ粉末は、長石質ガラスを金属塩と混合す
ることによって形成される。長石質ガラスは、成分とし
てＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏを含み、
通常、たとえば、Ｌｉ2Ｏ、ＢａＯ、ＣａＯ、Ｍｇ０、
ＣｅＯ2、Ｂ2０3、ＺｒＯ2、Ｔｉ０2，ＺｎＯ、ＢｉＯ2
およびＰ2０5などの他の成分と組み合わさって含有され
る。長石質ガラスは、公知であり、市場において入手で
きる。好適な実施形態においては、長石質ガラスフリッ
トは、約６８．５重量％から約７１．０重量％のＳｉＯ
2、約１２．０重量％から約１３．５重量％までのＡｌ2
Ｏ3、約６．５重量％から約１０．５重量％までのＫ
2０、約６．０重量％から約９．５重量％までのＮａ
2Ｏ、約０．１５重量％から約２．０重量％までのＣａ
Ｏ、約０重量％から約０．５重量％までのＭｇ０、およ
び約０重量％から約０．４重量％までのＣｅＯ2を含
む。特に好適な実施形態においては、長石質ガラスは、
７１．０重量％のＳｉＯ2、１２．０重量％のＡｌ
2Ｏ3、８．０重量％のＫ2０、８．０重量％のＮａ2Ｏ、
０．２重量％のＣａＯ、０．４重量％のＭｇ０、および
０．４重量％のＣｅＯ2を含む。
されるアルミノ珪酸アルカリ粉末は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ
3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏを含む長石質ガラスフリット
と、ルビジウム、セシウム、カルシウム、バリウム、ま
たはタリウムの少なくとも一つの金属塩との混合物を含
む。一実施形態においては、アルミノ珪酸アルカリ粉末
は、約６５重量％から約７２重量％までのＳｉＯ2、約
９重量％から約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％
から約１６重量％までのＫ2Ｏ、および約０．５重量％
から約１０重量％までのＮａ2Ｏを含む長石質ガラスフ
リットと、約２０重量％から約８０重量％までの金属塩
（アルミノ珪酸アルカリ粉末の全重量を基準として）
と、もしある場合は、粉末の残余の成分と、を含み、残
余成分は、たとえば、ＮａＮＯ3、Ｎａ2ＣＯ3、Ｌｉ
2Ｏ、ＢａＯ、ＣａＯ、Ｍｇ０、ＣｅＯ2、Ｂ2０3、Ｚｒ
Ｏ2、Ｔｉ０2，ＺｎＯ、ＢｉＯ2およびＰ2０5である
が、これに限定されるものではない。好適には、アルミ
ノ珪酸アルカリ粉末は、長石質ガラスを金属塩と混合す
ることによって形成される。長石質ガラスは、成分とし
てＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏを含み、
通常、たとえば、Ｌｉ2Ｏ、ＢａＯ、ＣａＯ、Ｍｇ０、
ＣｅＯ2、Ｂ2０3、ＺｒＯ2、Ｔｉ０2，ＺｎＯ、ＢｉＯ2
およびＰ2０5などの他の成分と組み合わさって含有され
る。長石質ガラスは、公知であり、市場において入手で
きる。好適な実施形態においては、長石質ガラスフリッ
トは、約６８．５重量％から約７１．０重量％のＳｉＯ
2、約１２．０重量％から約１３．５重量％までのＡｌ2
Ｏ3、約６．５重量％から約１０．５重量％までのＫ
2０、約６．０重量％から約９．５重量％までのＮａ
2Ｏ、約０．１５重量％から約２．０重量％までのＣａ
Ｏ、約０重量％から約０．５重量％までのＭｇ０、およ
び約０重量％から約０．４重量％までのＣｅＯ2を含
む。特に好適な実施形態においては、長石質ガラスは、
７１．０重量％のＳｉＯ2、１２．０重量％のＡｌ
2Ｏ3、８．０重量％のＫ2０、８．０重量％のＮａ2Ｏ、
０．２重量％のＣａＯ、０．４重量％のＭｇ０、および
０．４重量％のＣｅＯ2を含む。
【００２７】本発明の実施によって使用される金属塩
は、一般式ＭＸに相当する塩の中から選択することが可
能であり、ここで、Ｍは、ルビジウム、セシウム、カル
シウム、ストロンチウム、バリウム、およびタリウムよ
りなる群から選択される金属陽イオンであり、Ｘは、硝
酸塩、酢酸塩、硫酸塩、炭酸塩、および塩化物よりなる
群から選択される陰イオンである。硝酸ルビジウムは、
本発明による方法の実施において、特に好適である。本
発明によるアルミノ珪酸アルカリ粉末においては、金属
塩とアルカリ金属塩との混合物を都合良く使用し、イオ
ン交換を促進することができる。いずれかの理論または
機構に拘束されることを欲するものではないが、硝酸ナ
トリウムなどのアルカリ金属塩の存在下において混合さ
れるたとえば硝酸ルビジウムなどの金属塩、すなわち、
約１重量％から約１０重量％の範囲の量の金属塩によっ
て生成される濃度勾配のために、長石質ガラスフリット
からのナトリウムの抽出が引き起こされ、イオン交換処
理が促進されると考えられる。本発明による高度に好適
な実施形態においては、硝酸ルビジウム、硝酸ナトリウ
ム、および下記の成分を有する長石質ガラスを使用し、
本発明の実施によるアルミノ珪酸アルカリ粉末を形成す
る。長石質ガラスの成分は、下記の通りである。
は、一般式ＭＸに相当する塩の中から選択することが可
能であり、ここで、Ｍは、ルビジウム、セシウム、カル
シウム、ストロンチウム、バリウム、およびタリウムよ
りなる群から選択される金属陽イオンであり、Ｘは、硝
酸塩、酢酸塩、硫酸塩、炭酸塩、および塩化物よりなる
群から選択される陰イオンである。硝酸ルビジウムは、
本発明による方法の実施において、特に好適である。本
発明によるアルミノ珪酸アルカリ粉末においては、金属
塩とアルカリ金属塩との混合物を都合良く使用し、イオ
ン交換を促進することができる。いずれかの理論または
機構に拘束されることを欲するものではないが、硝酸ナ
トリウムなどのアルカリ金属塩の存在下において混合さ
れるたとえば硝酸ルビジウムなどの金属塩、すなわち、
約１重量％から約１０重量％の範囲の量の金属塩によっ
て生成される濃度勾配のために、長石質ガラスフリット
からのナトリウムの抽出が引き起こされ、イオン交換処
理が促進されると考えられる。本発明による高度に好適
な実施形態においては、硝酸ルビジウム、硝酸ナトリウ
ム、および下記の成分を有する長石質ガラスを使用し、
本発明の実施によるアルミノ珪酸アルカリ粉末を形成す
る。長石質ガラスの成分は、下記の通りである。
【００２８】
【表１】 約２０：８０から約８０：２０までの長石質ガラス対金
属塩の重量比を使用し、本発明の実施によるアルミノ珪
酸アルカリ粉末を形成することができる。約５０：５０
の重量比の長石質ガラスと硝酸ルビジウムとの混合物が
特に良好な結果を生じることが見出されたが、本発明に
よる方法においては、他の金属塩および／または他の重
量比を都合良く使用することができると考えられる。
属塩の重量比を使用し、本発明の実施によるアルミノ珪
酸アルカリ粉末を形成することができる。約５０：５０
の重量比の長石質ガラスと硝酸ルビジウムとの混合物が
特に良好な結果を生じることが見出されたが、本発明に
よる方法においては、他の金属塩および／または他の重
量比を都合良く使用することができると考えられる。
【００２９】長石質ガラスと金属塩とを適切な混合比に
よって混合後、混合物は、適切な技術、たとえば、乳鉢
中における粉砕によって、粉末とすることができる。得
られる粉末は炉に入れられ、約２００℃から約９００℃
まで、好適には、約５５０℃から約６５０℃までの範囲
の温度に加熱される。加熱ステップの継続時間は、約４
時間から約４８時間までの広い範囲とすることが可能で
あり、真空あるいは加圧下、たとえば、オートクレーブ
または密封管、あるいは大気圧下において実施すること
ができる。加熱ステップによって、粉末の融解が引き起
こされ、その結果、金属陽イオン、たとえば、ナトリウ
ムおよびカリウム陽イオンの一部または全部と、金属
塩、たとえば、ルビジウム塩から放出される金属陽イオ
ンの一部または全部との間において、イオン交換が発生
する。温度の選択は、使用される金属塩の融解温度によ
って大幅に変わることは、当業者には理解される。適切
な温度の選択は、当業者のレベルによって十分実施でき
る。いずれかの理論または機構に拘束されることを欲す
るものではないが、金属陽イオンはガラス質基質中に拡
散し、ガラス質基質中における立方晶系白りゅう石の結
晶化および成長のための結晶核生成剤として作用すると
考えられる。
よって混合後、混合物は、適切な技術、たとえば、乳鉢
中における粉砕によって、粉末とすることができる。得
られる粉末は炉に入れられ、約２００℃から約９００℃
まで、好適には、約５５０℃から約６５０℃までの範囲
の温度に加熱される。加熱ステップの継続時間は、約４
時間から約４８時間までの広い範囲とすることが可能で
あり、真空あるいは加圧下、たとえば、オートクレーブ
または密封管、あるいは大気圧下において実施すること
ができる。加熱ステップによって、粉末の融解が引き起
こされ、その結果、金属陽イオン、たとえば、ナトリウ
ムおよびカリウム陽イオンの一部または全部と、金属
塩、たとえば、ルビジウム塩から放出される金属陽イオ
ンの一部または全部との間において、イオン交換が発生
する。温度の選択は、使用される金属塩の融解温度によ
って大幅に変わることは、当業者には理解される。適切
な温度の選択は、当業者のレベルによって十分実施でき
る。いずれかの理論または機構に拘束されることを欲す
るものではないが、金属陽イオンはガラス質基質中に拡
散し、ガラス質基質中における立方晶系白りゅう石の結
晶化および成長のための結晶核生成剤として作用すると
考えられる。
【００３０】イオン交換熱処理操作実施後、得られた粉
末を処理して粉末中に存在する未反応金属塩を事実上除
去し、精製粉末が得られる。ここで「事実上除去」とい
う表現は、本明細書においては、Ｘ線回折によって金属
塩が検出されないことを意味することを理解されたい。
金属塩を除去する適切な処理技術は、たとえば、蒸留水
などの適切な液体による粉末の溶解またはすすぎなどで
ある。すすぎ操作は、Ｘ線回折によって金属塩が検出で
きなくなるまで反復される。その後、得られる精製粉末
は、たとえば、１５０℃において２時間乾燥することが
できる。
末を処理して粉末中に存在する未反応金属塩を事実上除
去し、精製粉末が得られる。ここで「事実上除去」とい
う表現は、本明細書においては、Ｘ線回折によって金属
塩が検出されないことを意味することを理解されたい。
金属塩を除去する適切な処理技術は、たとえば、蒸留水
などの適切な液体による粉末の溶解またはすすぎなどで
ある。すすぎ操作は、Ｘ線回折によって金属塩が検出で
きなくなるまで反復される。その後、得られる精製粉末
は、たとえば、１５０℃において２時間乾燥することが
できる。
【００３１】イオン交換は、拡散作用を利用する処理で
あり、熱処理温度と同じように熱処理時間によっても制
御される。イオン交換処理時間によって、低膨張長石質
ガラス中の立方晶系白りゅう石結晶化の程度が決定され
る。
あり、熱処理温度と同じように熱処理時間によっても制
御される。イオン交換処理時間によって、低膨張長石質
ガラス中の立方晶系白りゅう石結晶化の程度が決定され
る。
【００３２】したがって、たとえば、本発明による一実
施形態においては、イオン交換熱処理は、約２００℃か
ら約５５０℃未満までの比較的低い温度において、約４
時間から約４８時間までの範囲の期間で実施することが
できる。このような条件下においては、アモルファス
（非晶質）材料が得られる。図１は、以下に述べる実施
例１によって生成される粉末の試料のＸ線回折パターン
を示す図である。図１によれば、イオン交換熱処理後に
得られた材料は、アモルファス（非晶質）であることが
明らかである。
施形態においては、イオン交換熱処理は、約２００℃か
ら約５５０℃未満までの比較的低い温度において、約４
時間から約４８時間までの範囲の期間で実施することが
できる。このような条件下においては、アモルファス
（非晶質）材料が得られる。図１は、以下に述べる実施
例１によって生成される粉末の試料のＸ線回折パターン
を示す図である。図１によれば、イオン交換熱処理後に
得られた材料は、アモルファス（非晶質）であることが
明らかである。
【００３３】次に、アモルファス材料は、炉に入れら
れ、好適には、真空下において加熱され、本発明による
長石質陶材が形成される。好適には、このアモルファス
材料は、約５５０℃から開始し、約０．５℃／分から約
５５℃／分までの範囲の昇温速度で昇温し、約１２００
℃までの温度範囲において加熱される。最高温度に到達
したとき、真空が解除される。真空が解除された後、粉
末は、約０分から約２５分間、好適には、約１分から約
３分間、最高温度を保持してもよい。好適な実施形態に
よれば、アモルファス材料は、熱処理前に、公知の技術
を使用し、たとえば、粉末としたアモルファス材料を従
来の歯科陶材強化液中において混合してスラリーを形成
し、手作業によってスラリーを分割金型中で濃縮し、所
望の寸法を有するプリフォームを形成するなどの方法を
使用し、バルクプリフォームとして成形される。次に、
得られたバルクプリフォームは、さらに加熱し、立方晶
系白りゅう石がガラス質基質相全体に事実上均一に分散
された非連続結晶相を有する長石質陶材を形成すること
ができる。
れ、好適には、真空下において加熱され、本発明による
長石質陶材が形成される。好適には、このアモルファス
材料は、約５５０℃から開始し、約０．５℃／分から約
５５℃／分までの範囲の昇温速度で昇温し、約１２００
℃までの温度範囲において加熱される。最高温度に到達
したとき、真空が解除される。真空が解除された後、粉
末は、約０分から約２５分間、好適には、約１分から約
３分間、最高温度を保持してもよい。好適な実施形態に
よれば、アモルファス材料は、熱処理前に、公知の技術
を使用し、たとえば、粉末としたアモルファス材料を従
来の歯科陶材強化液中において混合してスラリーを形成
し、手作業によってスラリーを分割金型中で濃縮し、所
望の寸法を有するプリフォームを形成するなどの方法を
使用し、バルクプリフォームとして成形される。次に、
得られたバルクプリフォームは、さらに加熱し、立方晶
系白りゅう石がガラス質基質相全体に事実上均一に分散
された非連続結晶相を有する長石質陶材を形成すること
ができる。
【００３４】図２は、このような追加熱処理後の図１の
試料のＸ線粉末回折パターンを示す図であり、ガラス質
基質相に加えて立方晶系白りゅう石の存在を明らかに示
す図である。図３は、走査形電子顕微鏡（ＳＥＭ）によ
って得られる顕微鏡写真を示す図であり、図３によっ
て、約０．５μｍから約１μｍまでの平均直径を有する
小さい双晶のない立方晶系白りゅう石結晶の存在が確認
される。ごく少量の双晶のある正方晶系白りゅう石結晶
が、本発明による方法を実施する場合に形成される場合
があり、その存在量は、全組成物の０．０５重量％未満
であると考えられる。
試料のＸ線粉末回折パターンを示す図であり、ガラス質
基質相に加えて立方晶系白りゅう石の存在を明らかに示
す図である。図３は、走査形電子顕微鏡（ＳＥＭ）によ
って得られる顕微鏡写真を示す図であり、図３によっ
て、約０．５μｍから約１μｍまでの平均直径を有する
小さい双晶のない立方晶系白りゅう石結晶の存在が確認
される。ごく少量の双晶のある正方晶系白りゅう石結晶
が、本発明による方法を実施する場合に形成される場合
があり、その存在量は、全組成物の０．０５重量％未満
であると考えられる。
【００３５】本発明の一態様によれば、立方晶系白りゅ
う石非連続結晶相の量は、イオン交換熱処理ステップの
継続時間を調節することによって制御できる。特に、結
晶相の量は、イオン交換熱処理の継続時間の増加と共に
増加することが見出された（図４〜図７）。
う石非連続結晶相の量は、イオン交換熱処理ステップの
継続時間を調節することによって制御できる。特に、結
晶相の量は、イオン交換熱処理の継続時間の増加と共に
増加することが見出された（図４〜図７）。
【００３６】本明細書に述べる長石質陶材組成物の重要
な一つの長所は、組成物中に存在する立方晶系白りゅう
石結晶は、約０．５μｍから約１０μｍ、好適には、約
１μｍから約４μｍの範囲の平均直径を有することであ
る。約１０μｍを超える直径は、望ましくない粗く、不
均一な表面を与え、人間の本来の歯列を摩減させ、口腔
内に不快感または炎症を生じさせる場合がある。生成さ
れる立方晶系白りゅう石の量は、長石質陶材組成物の全
重量を基準として約５重量％から約６５重量％、通常、
約２０重量％から約５０重量％の範囲である。立方晶系
白りゅう石の量は、全組成物重量の約６５重量％を超え
る場合があってもよい。得られる立方晶系白りゅう石組
成物の熱膨張率は、一般に、５０℃から５５０℃におい
て測定した場合、約８×１０-6／℃から約１６×１０-6
／℃までの範囲、好適には、約８×１０-6／℃から約１
２×１０-6／℃までの範囲である。対照的に、正方晶系
の白りゅう石を含む先行技術による長石質陶材組成物
は、通常、５０℃から５５０℃において測定した場合、
大体、約１８．６×１０-6／℃の熱膨張率を有する。本
発明による長石質陶材組成物の融解（熟成）温度は、広
く約８００℃から約１２００℃の範囲であり、通常、約
９００℃から約１１５０℃の範囲である。
な一つの長所は、組成物中に存在する立方晶系白りゅう
石結晶は、約０．５μｍから約１０μｍ、好適には、約
１μｍから約４μｍの範囲の平均直径を有することであ
る。約１０μｍを超える直径は、望ましくない粗く、不
均一な表面を与え、人間の本来の歯列を摩減させ、口腔
内に不快感または炎症を生じさせる場合がある。生成さ
れる立方晶系白りゅう石の量は、長石質陶材組成物の全
重量を基準として約５重量％から約６５重量％、通常、
約２０重量％から約５０重量％の範囲である。立方晶系
白りゅう石の量は、全組成物重量の約６５重量％を超え
る場合があってもよい。得られる立方晶系白りゅう石組
成物の熱膨張率は、一般に、５０℃から５５０℃におい
て測定した場合、約８×１０-6／℃から約１６×１０-6
／℃までの範囲、好適には、約８×１０-6／℃から約１
２×１０-6／℃までの範囲である。対照的に、正方晶系
の白りゅう石を含む先行技術による長石質陶材組成物
は、通常、５０℃から５５０℃において測定した場合、
大体、約１８．６×１０-6／℃の熱膨張率を有する。本
発明による長石質陶材組成物の融解（熟成）温度は、広
く約８００℃から約１２００℃の範囲であり、通常、約
９００℃から約１１５０℃の範囲である。
【００３７】本発明による別の実施形態においては、ガ
ラス質基質全体に事実上均一に分散される立方晶系白り
ゅう石を含む非連続結晶相を有する長石質陶材は、アル
ミノ珪酸アルカリ粉末と金属塩との混合物から得られる
粉末を、少なくとも約５５０℃から約１２００℃までの
温度において、使用原料から直接に立方晶系白りゅう石
の形成が生起するために十分な時間、加熱することによ
って、直接に形成することができる。したがって、たと
えば、実施例において示すように、５５０℃における４
８時間の熱処理、または６５０℃における８時間の熱処
理は、立方晶系白りゅう石形成を直接に生起させるため
には十分である。
ラス質基質全体に事実上均一に分散される立方晶系白り
ゅう石を含む非連続結晶相を有する長石質陶材は、アル
ミノ珪酸アルカリ粉末と金属塩との混合物から得られる
粉末を、少なくとも約５５０℃から約１２００℃までの
温度において、使用原料から直接に立方晶系白りゅう石
の形成が生起するために十分な時間、加熱することによ
って、直接に形成することができる。したがって、たと
えば、実施例において示すように、５５０℃における４
８時間の熱処理、または６５０℃における８時間の熱処
理は、立方晶系白りゅう石形成を直接に生起させるため
には十分である。
【００３８】さらに、本明細書に述べる別の実施形態に
よれば、長石質陶材組成物は、約６００℃から約１１０
０℃までの範囲内の温度において、約１時間から約４８
時間まで、好適には約１時間から約４時間まで熱処理す
ることができる。この追加熱処理操作の結果、立方晶系
白りゅう石の量の増加および、または立方晶系白りゅう
石の平均粒子サイズの増大が認められた。
よれば、長石質陶材組成物は、約６００℃から約１１０
０℃までの範囲内の温度において、約１時間から約４８
時間まで、好適には約１時間から約４時間まで熱処理す
ることができる。この追加熱処理操作の結果、立方晶系
白りゅう石の量の増加および、または立方晶系白りゅう
石の平均粒子サイズの増大が認められた。
【００３９】長石質陶材組成物の特性は、公知の原理を
適用することによって調整することができる。たとえ
ば、熱膨張率は、所望により、ＳｉＯ2の割合の調整お
よび、またはアルカリ金属酸化物の割合の調整によっ
て、調整することができる。融解点は、ＣａＯの割合の
調整および、またはアルカリ金属酸化物の割合の調整に
よって、調整することができる。たとえば、Ｎａ2Ｏ：
Ｋ2Ｏ比が増加すると、融解点が低下する。これらの原
理を適用し、本明細書に述べる長石質陶材組成物の熱膨
張率および融解温度を微調整することは、セラミックス
の当業者には公知である。
適用することによって調整することができる。たとえ
ば、熱膨張率は、所望により、ＳｉＯ2の割合の調整お
よび、またはアルカリ金属酸化物の割合の調整によっ
て、調整することができる。融解点は、ＣａＯの割合の
調整および、またはアルカリ金属酸化物の割合の調整に
よって、調整することができる。たとえば、Ｎａ2Ｏ：
Ｋ2Ｏ比が増加すると、融解点が低下する。これらの原
理を適用し、本明細書に述べる長石質陶材組成物の熱膨
張率および融解温度を微調整することは、セラミックス
の当業者には公知である。
【００４０】低膨張長石質陶材組成物は、広範囲の歯科
修復、たとえば、全セラミック修復、金属に融着した陶
材修復、インレー、アンレー、および前装などにおいて
使用することができる。長石質陶材組成物は、全セラミ
ック修復に対する低膨張セラミックコアとして使用でき
ることは予期される。特に好適な実施形態においては、
粉末化した長石質陶材組成物を緻密に充填し、次に、約
６００℃から約８５０℃までの温度において焼結して中
実プリフォーム（グリーンウェア）を形成し、または、
所望により、約９００℃から約１１５０℃までの温度に
おいて完全に融解して中実プリフォーム（ホワイトウェ
ア）を形成することが可能である。これらのプリフォー
ムを、その後ホットプレス法を使用して射出成形するこ
とにより、歯科修復を形成することができる。この方法
は、蝋（ワックス）の修復を生成することによって開始
される。蝋でできた原型は、金型から取り外され、「石
膏のような」放置すると固化する材料によって包まれま
たは取り巻かれる。チャネルまたは開口が、外層の外面
から蝋の原型に通じている。蝋は、焼尽処理中に外層か
ら除去される。長石質歯科陶材のプリフォーム（グリー
ンウェアまたはホワイトウェア）は、特殊のホットプレ
ス（たとえば、コネティカット州、Ｗａｌｌｉｎｇｆｏ
ｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．から
入手できるＯｐｔｉｍａｌ（商標）Ａｕｔｏｐｒｅｓｓ
（商標）ホットプレス）中に置き、軟化させ、加圧下で
外層の開口に強制的に送り込む。軟化したプリフォーム
材料は、蝋の原型によって生成された空洞内を満たすこ
とになる。冷却後、固化したセラミックが外層から引き
出される。所望により、本発明による陶材の一つ以上の
層をセラミックコアに塗布することおよび、または色を
修復の表面に焼き付けて、歯の色を模擬することができ
る。
修復、たとえば、全セラミック修復、金属に融着した陶
材修復、インレー、アンレー、および前装などにおいて
使用することができる。長石質陶材組成物は、全セラミ
ック修復に対する低膨張セラミックコアとして使用でき
ることは予期される。特に好適な実施形態においては、
粉末化した長石質陶材組成物を緻密に充填し、次に、約
６００℃から約８５０℃までの温度において焼結して中
実プリフォーム（グリーンウェア）を形成し、または、
所望により、約９００℃から約１１５０℃までの温度に
おいて完全に融解して中実プリフォーム（ホワイトウェ
ア）を形成することが可能である。これらのプリフォー
ムを、その後ホットプレス法を使用して射出成形するこ
とにより、歯科修復を形成することができる。この方法
は、蝋（ワックス）の修復を生成することによって開始
される。蝋でできた原型は、金型から取り外され、「石
膏のような」放置すると固化する材料によって包まれま
たは取り巻かれる。チャネルまたは開口が、外層の外面
から蝋の原型に通じている。蝋は、焼尽処理中に外層か
ら除去される。長石質歯科陶材のプリフォーム（グリー
ンウェアまたはホワイトウェア）は、特殊のホットプレ
ス（たとえば、コネティカット州、Ｗａｌｌｉｎｇｆｏ
ｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．から
入手できるＯｐｔｉｍａｌ（商標）Ａｕｔｏｐｒｅｓｓ
（商標）ホットプレス）中に置き、軟化させ、加圧下で
外層の開口に強制的に送り込む。軟化したプリフォーム
材料は、蝋の原型によって生成された空洞内を満たすこ
とになる。冷却後、固化したセラミックが外層から引き
出される。所望により、本発明による陶材の一つ以上の
層をセラミックコアに塗布することおよび、または色を
修復の表面に焼き付けて、歯の色を模擬することができ
る。
【００４１】本発明による陶材は、５０℃から５５０℃
までにおいて測定した場合、一般的に、約１６×１０-6
／℃未満、通常、１２×１０-6／℃未満の熱膨張率を有
するので、同様に低い熱膨張率を有する金属フレーム
枠、たとえば、チタン金属合金上に、または、低膨張セ
ラミック、たとえば、アルミニウム含有陶材（Ｖｉｔａ
ｄｕｒ−Ｎ（商標）の商標で、カリフォルニア州、Ｂａ
ｌｄｗｉｎ ＰａｒｋのＶｉｄｅｎｔ社から入手でき
る）上に、塗布することができる。陶材組成物の一つ以
上の層を、低膨張金属合金フレーム枠またはセラミック
に塗布し、別々に焼成することができる。所望により、
たとえば、ＴｉＯ2、ＳｎＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｎＯ、Ｃｅ
Ｏ2、などの不透明化剤を含む長石質陶材の不透明層
を、フレーム枠に塗布し焼成することができる。その
後、その代わりに、またはそれと組み合わせて、一つ以
上の従来の顔料、たとえば、バナジン酸塩、マンガン酸
塩、クロム酸塩、または他の遷移金属化合物を含む長石
質陶材の色調層を塗布し、所望の色調に着色することが
できる。所望により、たとえば、酸化セリウム、酸化テ
ルビウム、酸化イットリウム、などの蛍光発生剤、また
は他の従来の添加剤も陶材に組み込み、本来の歯列を模
擬することができる。不透明および、または蛍光色調層
（単数または複数）は、次に、所望により、本発明によ
る長石質陶材組成物によって被覆することができる（焼
成前または後に）。この方法によれば、特別の効果、た
とえば、歯肉領域における色調とは異なる修復の先端に
おける色調を得ることができる。陶材層は、たとえば、
長石質陶材粉末を水に懸濁させたペーストをフレーム枠
に塗布するような普通の方法によってフレーム枠に塗布
し、所望の外形を形作り、次に焼成することができる。
までにおいて測定した場合、一般的に、約１６×１０-6
／℃未満、通常、１２×１０-6／℃未満の熱膨張率を有
するので、同様に低い熱膨張率を有する金属フレーム
枠、たとえば、チタン金属合金上に、または、低膨張セ
ラミック、たとえば、アルミニウム含有陶材（Ｖｉｔａ
ｄｕｒ−Ｎ（商標）の商標で、カリフォルニア州、Ｂａ
ｌｄｗｉｎ ＰａｒｋのＶｉｄｅｎｔ社から入手でき
る）上に、塗布することができる。陶材組成物の一つ以
上の層を、低膨張金属合金フレーム枠またはセラミック
に塗布し、別々に焼成することができる。所望により、
たとえば、ＴｉＯ2、ＳｎＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＺｎＯ、Ｃｅ
Ｏ2、などの不透明化剤を含む長石質陶材の不透明層
を、フレーム枠に塗布し焼成することができる。その
後、その代わりに、またはそれと組み合わせて、一つ以
上の従来の顔料、たとえば、バナジン酸塩、マンガン酸
塩、クロム酸塩、または他の遷移金属化合物を含む長石
質陶材の色調層を塗布し、所望の色調に着色することが
できる。所望により、たとえば、酸化セリウム、酸化テ
ルビウム、酸化イットリウム、などの蛍光発生剤、また
は他の従来の添加剤も陶材に組み込み、本来の歯列を模
擬することができる。不透明および、または蛍光色調層
（単数または複数）は、次に、所望により、本発明によ
る長石質陶材組成物によって被覆することができる（焼
成前または後に）。この方法によれば、特別の効果、た
とえば、歯肉領域における色調とは異なる修復の先端に
おける色調を得ることができる。陶材層は、たとえば、
長石質陶材粉末を水に懸濁させたペーストをフレーム枠
に塗布するような普通の方法によってフレーム枠に塗布
し、所望の外形を形作り、次に焼成することができる。
【００４２】本陶材は、インレー、アンレー、または前
装として使用し、アマルガム、金、または他の陶材を代
替することができる。本発明による長石質陶材は、イン
レー、アンレー、または前装として調製することができ
る。その方法は、陶材粉末を水スラリーの形態として適
切な耐熱性外層金型（たとえば、コネティカット州、Ｗ
ａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏ
ｎ Ｉｎｃ．によって販売されているＳｙｎｖｅｓｔ
（商標）耐熱性金型）の形状を形成するステップと、次
に、陶材を焼成して約８００℃から約１２００℃までの
範囲の温度とし陶材の適切な熟成／融解を実施するステ
ップと、を含む。所望により、当業者は、ホイル法を使
用することが可能であり、ホイル法においては、プラチ
ナの薄片（０．００２５ｃｍ（０．００１インチ））ま
たは石膏金型に適応する他の適切なホイルを使用し、陶
材を適切な幾何学的形状に保持し、ホイルまたは陶材を
石膏金型から取り外し、陶材を焼成し、陶材の適切な熟
成または融解を実施する。得られる融解試料は、調製さ
れた歯の上に置かれ、その結果、滑らかな表面が隣接す
る歯と接触することになる。
装として使用し、アマルガム、金、または他の陶材を代
替することができる。本発明による長石質陶材は、イン
レー、アンレー、または前装として調製することができ
る。その方法は、陶材粉末を水スラリーの形態として適
切な耐熱性外層金型（たとえば、コネティカット州、Ｗ
ａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏ
ｎ Ｉｎｃ．によって販売されているＳｙｎｖｅｓｔ
（商標）耐熱性金型）の形状を形成するステップと、次
に、陶材を焼成して約８００℃から約１２００℃までの
範囲の温度とし陶材の適切な熟成／融解を実施するステ
ップと、を含む。所望により、当業者は、ホイル法を使
用することが可能であり、ホイル法においては、プラチ
ナの薄片（０．００２５ｃｍ（０．００１インチ））ま
たは石膏金型に適応する他の適切なホイルを使用し、陶
材を適切な幾何学的形状に保持し、ホイルまたは陶材を
石膏金型から取り外し、陶材を焼成し、陶材の適切な熟
成または融解を実施する。得られる融解試料は、調製さ
れた歯の上に置かれ、その結果、滑らかな表面が隣接す
る歯と接触することになる。
【００４３】以下の実施例は、本発明の実施を示すもの
である。
である。
【００４４】
【実施例】実施例１．下記の成分を含む低膨張長石質ガ
ラス（ニュージャージー州，ＳｏｍｅｒｓｅｔのＡｍｅ
ｒｉｃａｎ Ｔｈｅｍｏｃｒａｆｔ Ｃｏｒｐ．より入
手）と、硝酸ルビジウム（９９％、マサチューセッツ
州、Ｗａｒｄ ＨｉｌｌのＪｏｈｎｓｏｎ Ｍａｔｔｈ
ｅｙ社から入手）とを、同じ割合で混合した。
ラス（ニュージャージー州，ＳｏｍｅｒｓｅｔのＡｍｅ
ｒｉｃａｎ Ｔｈｅｍｏｃｒａｆｔ Ｃｏｒｐ．より入
手）と、硝酸ルビジウム（９９％、マサチューセッツ
州、Ｗａｒｄ ＨｉｌｌのＪｏｈｎｓｏｎ Ｍａｔｔｈ
ｅｙ社から入手）とを、同じ割合で混合した。
【００４５】
【表２】 粉末は粉砕してモルタルとして混合し、陶材るつぼに入
れ、４５０℃において４時間加熱し、長石質陶材から抽
出されるナトリウムおよびカリウムイオンと硝酸ルビジ
ウムから放出されるルビジウムイオンとの交換を実施し
た。得られたイオン交換された粉末材料を、続いて、水
ですすぎ、１５０℃において２時間乾燥した。乾燥後、
Ｘ線回折を実施し（図１）、得られた材料はアモルファ
スであることが明らかとなった。
れ、４５０℃において４時間加熱し、長石質陶材から抽
出されるナトリウムおよびカリウムイオンと硝酸ルビジ
ウムから放出されるルビジウムイオンとの交換を実施し
た。得られたイオン交換された粉末材料を、続いて、水
ですすぎ、１５０℃において２時間乾燥した。乾燥後、
Ｘ線回折を実施し（図１）、得られた材料はアモルファ
スであることが明らかとなった。
【００４６】アモルファス材料は、歯科陶材強化液（Ｕ
ｎｉｖｅｒｓａｌ Ｐｏｒｃｅｌａｉｎ（商標）強化
液、コネティカット州、ＷａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅ
ｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．製）を使用して
混合し、スラリーとした。スラリーを分割金型に入れ、
手作業で濃縮し、棒状体（４×８×２５ｍｍ）を形成し
た。陶材オーブン内で、真空下において、毎分５５℃の
昇温速度で棒状体を加熱し、６００℃から開始し１０３
８℃まで昇温し、その温度において真空を解除した。大
気圧下において２分間、１０３８℃に保持した。試料に
ついてＸ線粉末回折を実施し、ガラス質層に加えて立方
晶系白りゅう石が存在することが明らかとなった（図
２）。走査型電子顕微鏡による試料の検査を実施し、約
０．５μｍから約１μｍまでの範囲のサイズを有する小
さい双晶のない結晶の存在が明らかとなった（図３）。
ｎｉｖｅｒｓａｌ Ｐｏｒｃｅｌａｉｎ（商標）強化
液、コネティカット州、ＷａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅ
ｎｅｒｉｃ／Ｐｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．製）を使用して
混合し、スラリーとした。スラリーを分割金型に入れ、
手作業で濃縮し、棒状体（４×８×２５ｍｍ）を形成し
た。陶材オーブン内で、真空下において、毎分５５℃の
昇温速度で棒状体を加熱し、６００℃から開始し１０３
８℃まで昇温し、その温度において真空を解除した。大
気圧下において２分間、１０３８℃に保持した。試料に
ついてＸ線粉末回折を実施し、ガラス質層に加えて立方
晶系白りゅう石が存在することが明らかとなった（図
２）。走査型電子顕微鏡による試料の検査を実施し、約
０．５μｍから約１μｍまでの範囲のサイズを有する小
さい双晶のない結晶の存在が明らかとなった（図３）。
【００４７】実施例２．〜５．および比較例１．〜２．
結晶化度百分率に対するイオン交換処理の継続時間の効
果を調査した。低膨張長石質ガラスと硝酸ルビジウムと
を、同じ割合で新たに混合し、４５０℃において、それ
ぞれ４、８、２４、および４８時間熱処理した（それぞ
れ、実施例２〜５）。１０３８℃における焼成前に４８
時間イオン交換した粉末のＸ線回折は、ガラス質層のみ
を示したので、イオン交換した材料のアモルファス特性
が確認された。粉末は、実施例１に記載のように、すす
ぎ後、乾燥した。棒状体を調製し、実施例１に記載のよ
うに、１０３８℃まで昇温し、１０３８℃において大気
圧下で２分間熟成した。試料のＸ線粉末回折によって、
結晶相の量は、熱処理時間の増加と共に増加することが
明らかとなった（図４から図７まで）。棒状体につい
て、アルキメデス法を使用し密度を測定した。密度測定
結果によって、イオン交換処理時間が増加すると、結晶
相が増加することが確認された。結果を、下記の表３に
示す。熱処理時間と平均密度の関係を、グラフとして図
５に示す。
結晶化度百分率に対するイオン交換処理の継続時間の効
果を調査した。低膨張長石質ガラスと硝酸ルビジウムと
を、同じ割合で新たに混合し、４５０℃において、それ
ぞれ４、８、２４、および４８時間熱処理した（それぞ
れ、実施例２〜５）。１０３８℃における焼成前に４８
時間イオン交換した粉末のＸ線回折は、ガラス質層のみ
を示したので、イオン交換した材料のアモルファス特性
が確認された。粉末は、実施例１に記載のように、すす
ぎ後、乾燥した。棒状体を調製し、実施例１に記載のよ
うに、１０３８℃まで昇温し、１０３８℃において大気
圧下で２分間熟成した。試料のＸ線粉末回折によって、
結晶相の量は、熱処理時間の増加と共に増加することが
明らかとなった（図４から図７まで）。棒状体につい
て、アルキメデス法を使用し密度を測定した。密度測定
結果によって、イオン交換処理時間が増加すると、結晶
相が増加することが確認された。結果を、下記の表３に
示す。熱処理時間と平均密度の関係を、グラフとして図
５に示す。
【００４８】
【表３】 比較例１は、実施例１の長石質ガラスを手作業で濃縮し
て棒状体（４×８×２５ｍｍ）とし、棒状体を、陶材オ
ーブン中で真空下において、６００℃から開始し毎分５
５℃の昇温速度で１０３８℃まで昇温して得た棒状体に
対応する。真空は１０３８℃において解除し、棒状体
は、大気圧下で１０３８℃において２分間焼成した。比
較例２は、Ｏｐｔｅｃ（商標）高強度陶材（コネティカ
ット州、ＷａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ／Ｐ
ｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．製）を手作業で濃縮して棒状体
（４×８×２５ｍｍ）とし、棒状体を、陶材オーブン中
で真空下において、６００℃から開始し毎分５５℃の昇
温速度で１０３８℃まで昇温して得た棒状体に対応す
る。真空は１０３８℃において解除し、棒状体は、大気
圧下で１０３８℃において２分間焼成した。密度測定の
結果によれば、イオン交換処理によって、長石質ガラス
の密度は、未処理対照（比較例１〜２）と比較して有意
に増加したので、ナトリウムおよびカリウムイオンと、
たとえば、ルビジウムなどの金属イオンとのイオン交換
が発生したことが明らかとなった。
て棒状体（４×８×２５ｍｍ）とし、棒状体を、陶材オ
ーブン中で真空下において、６００℃から開始し毎分５
５℃の昇温速度で１０３８℃まで昇温して得た棒状体に
対応する。真空は１０３８℃において解除し、棒状体
は、大気圧下で１０３８℃において２分間焼成した。比
較例２は、Ｏｐｔｅｃ（商標）高強度陶材（コネティカ
ット州、ＷａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ／Ｐ
ｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．製）を手作業で濃縮して棒状体
（４×８×２５ｍｍ）とし、棒状体を、陶材オーブン中
で真空下において、６００℃から開始し毎分５５℃の昇
温速度で１０３８℃まで昇温して得た棒状体に対応す
る。真空は１０３８℃において解除し、棒状体は、大気
圧下で１０３８℃において２分間焼成した。密度測定の
結果によれば、イオン交換処理によって、長石質ガラス
の密度は、未処理対照（比較例１〜２）と比較して有意
に増加したので、ナトリウムおよびカリウムイオンと、
たとえば、ルビジウムなどの金属イオンとのイオン交換
が発生したことが明らかとなった。
【００４９】実施例５の微細構造を、図９に示す。立方
晶系白りゅう石結晶の平均直径は、０．６４±０．０２
μｍであり、結晶化度百分率は１８．９±２．８％であ
った。少数の大きな正方晶系白りゅう石結晶が認められ
た。この結晶の数は、４時間イオン交換後より明らかに
多かった。
晶系白りゅう石結晶の平均直径は、０．６４±０．０２
μｍであり、結晶化度百分率は１８．９±２．８％であ
った。少数の大きな正方晶系白りゅう石結晶が認められ
た。この結晶の数は、４時間イオン交換後より明らかに
多かった。
【００５０】実施例６．〜８．実施例１に記載したよう
に、４８時間、硝酸ルビジウムとイオン交換を実施後、
１０３８℃まで昇温し、大気圧下で１０３８℃において
２分間焼成して調製した３点の試料（実施例６〜８）に
ついて、熱膨張率を記録した。代表的な熱膨張曲線を、
図１０に示す。実施例６〜８に対する平均熱膨張率は、
２５℃から５５０℃までにおいて測定した場合、８．７
８８±０．０８７×１０-6／℃であった。
に、４８時間、硝酸ルビジウムとイオン交換を実施後、
１０３８℃まで昇温し、大気圧下で１０３８℃において
２分間焼成して調製した３点の試料（実施例６〜８）に
ついて、熱膨張率を記録した。代表的な熱膨張曲線を、
図１０に示す。実施例６〜８に対する平均熱膨張率は、
２５℃から５５０℃までにおいて測定した場合、８．７
８８±０．０８７×１０-6／℃であった。
【００５１】実施例９．〜１４．および比較例３．さら
に、長石質陶材組成物の粒子サイズおよび結晶化度百分
率に対する熱処理温度の効果を調査した。ガラス粉末
は、実施例１に記載のように、４８時間、硝酸ルビジウ
ムとイオン交換を実施して調製した。試料（棒状体）
は、実施例１に記載のように、１０３８℃まで昇温し、
大気圧下で１０３８℃において２分間焼成し、さらに、
４時間、８００℃、８５０℃、９００℃、９５０℃、ま
たは１０３８℃において、熱処理した。結果を、下記の
表４に示す。
に、長石質陶材組成物の粒子サイズおよび結晶化度百分
率に対する熱処理温度の効果を調査した。ガラス粉末
は、実施例１に記載のように、４８時間、硝酸ルビジウ
ムとイオン交換を実施して調製した。試料（棒状体）
は、実施例１に記載のように、１０３８℃まで昇温し、
大気圧下で１０３８℃において２分間焼成し、さらに、
４時間、８００℃、８５０℃、９００℃、９５０℃、ま
たは１０３８℃において、熱処理した。結果を、下記の
表４に示す。
【００５２】
【表４】 Ｘ線回折によれば、実施例１０〜１３の場合、唯一の結
晶相として立方晶系白りゅう石が存在する（図１１、１
２、１３、および１４）。幾つかの回折ピークを分割す
ることによって、実施例１４においては、１０３８℃に
おいて４時間処理後、正方晶系ルビジウム白りゅう石が
存在することが明らかとなった（図１５）。ＳＥＭ検査
によれば、平均粒子サイズは、実施例１２（図１６およ
び１７）および実施例１３（図１８および１９）の場合
は、他のすべての実施例の場合より有意に大きい（ｐ＜
０．０００３）。イオン交換によって、長石質ガラス中
の立方晶系白りゅう石結晶化が促進され、４２．９重量
％に達し、平均粒子サイズは１．０４μｍであった。
晶相として立方晶系白りゅう石が存在する（図１１、１
２、１３、および１４）。幾つかの回折ピークを分割す
ることによって、実施例１４においては、１０３８℃に
おいて４時間処理後、正方晶系ルビジウム白りゅう石が
存在することが明らかとなった（図１５）。ＳＥＭ検査
によれば、平均粒子サイズは、実施例１２（図１６およ
び１７）および実施例１３（図１８および１９）の場合
は、他のすべての実施例の場合より有意に大きい（ｐ＜
０．０００３）。イオン交換によって、長石質ガラス中
の立方晶系白りゅう石結晶化が促進され、４２．９重量
％に達し、平均粒子サイズは１．０４μｍであった。
【００５３】実施例１５〜１８ 追加熱処理を実施した試料の結晶化度百分率に対するイ
オン交換処理時間の効果を以下のようにして評価した。
実施例１に記載の粉末の別々の混合物４点を、４５０℃
において、４、８、２４、および４８時間、イオン交換
処理し（それぞれ、実施例１５〜１８）、長石質ガラス
から抽出される主としてナトリウムイオンおよびそれよ
り少量のカリウムイオンと、硝酸ルビジウムから放出さ
れるルビジウムイオンとの交換を実施した。得られるイ
オン交換された粉末材料は、次に、別々にすすぎ、１５
０℃において２時間乾燥した。得られるアモルファス材
料は、歯科陶材強化液（Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ Ｐｏｒｃ
ｅｌａｉｎ ｂｕｉｌｄ−ｕｐ ｌｉｑｕｉｄ、コネテ
ィカット州、ＷａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ
／Ｐｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．製）を使用して別々に混合
してスラリーとし、手作業で濃縮して分割金型に入れ、
棒状体（４×８×２５ｍｍ）を形成した。棒状体を、陶
材オーブン中で真空下において、６００℃から開始し毎
分５５℃の昇温速度で１０３８℃まで昇温し、その温度
において真空を解除した。棒状体は、大気圧下において
１０３８℃に２分間保持した。棒状体は、さらに、８０
０℃において４時間処理した。Ｘ線粉末回折によれば、
結晶相の量は、イオン交換処理時間の増加と共に増加し
た（図２０、２１、２２および２３）。
オン交換処理時間の効果を以下のようにして評価した。
実施例１に記載の粉末の別々の混合物４点を、４５０℃
において、４、８、２４、および４８時間、イオン交換
処理し（それぞれ、実施例１５〜１８）、長石質ガラス
から抽出される主としてナトリウムイオンおよびそれよ
り少量のカリウムイオンと、硝酸ルビジウムから放出さ
れるルビジウムイオンとの交換を実施した。得られるイ
オン交換された粉末材料は、次に、別々にすすぎ、１５
０℃において２時間乾燥した。得られるアモルファス材
料は、歯科陶材強化液（Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ Ｐｏｒｃ
ｅｌａｉｎ ｂｕｉｌｄ−ｕｐ ｌｉｑｕｉｄ、コネテ
ィカット州、ＷａｌｌｉｎｇｆｏｒｄのＪｅｎｅｒｉｃ
／Ｐｅｎｔｒｏｎ Ｉｎｃ．製）を使用して別々に混合
してスラリーとし、手作業で濃縮して分割金型に入れ、
棒状体（４×８×２５ｍｍ）を形成した。棒状体を、陶
材オーブン中で真空下において、６００℃から開始し毎
分５５℃の昇温速度で１０３８℃まで昇温し、その温度
において真空を解除した。棒状体は、大気圧下において
１０３８℃に２分間保持した。棒状体は、さらに、８０
０℃において４時間処理した。Ｘ線粉末回折によれば、
結晶相の量は、イオン交換処理時間の増加と共に増加し
た（図２０、２１、２２および２３）。
【００５４】実施例１９ 下記の実施形態は、長石質ガラスと硝酸ルビジウムとの
イオン交換後の立方晶系カリウム白りゅう石ネットワー
クへのルビジウムの取り込みを示す。
イオン交換後の立方晶系カリウム白りゅう石ネットワー
クへのルビジウムの取り込みを示す。
【００５５】長石ガラス中の立方晶系白りゅう石の結晶
化は、長石質ガラス粉末と硝酸ルビジウムとの低温での
イオン交換によって促進される。ルビジウムは、結晶核
形成剤として作用し、その後立方晶系カリウム白りゅう
石ネットワークに含まれると仮定する。ルビジウムイオ
ンはカリウムイオンより大きいので、白りゅう石構造に
おいてカリウムイオンの一部をルビジウムで置換する
と、格子定数が増加することになり格子定数は僅かに変
化する。したがって、立方晶系カリウム白りゅう石ネッ
トワーク中にルビジウムが存在する直接の証拠は、立方
晶系白りゅう石の格子定数の測定によって得ることがで
きる（ＭａｒｔｉｎおよびＬａｇａｃｈｅ（１９７
５））。正方晶系白りゅう石ネットワーク中のルビジウ
ムまたはセシウムの量とセル容積との間には一次式で表
される関係が存在することが示された。
化は、長石質ガラス粉末と硝酸ルビジウムとの低温での
イオン交換によって促進される。ルビジウムは、結晶核
形成剤として作用し、その後立方晶系カリウム白りゅう
石ネットワークに含まれると仮定する。ルビジウムイオ
ンはカリウムイオンより大きいので、白りゅう石構造に
おいてカリウムイオンの一部をルビジウムで置換する
と、格子定数が増加することになり格子定数は僅かに変
化する。したがって、立方晶系カリウム白りゅう石ネッ
トワーク中にルビジウムが存在する直接の証拠は、立方
晶系白りゅう石の格子定数の測定によって得ることがで
きる（ＭａｒｔｉｎおよびＬａｇａｃｈｅ（１９７
５））。正方晶系白りゅう石ネットワーク中のルビジウ
ムまたはセシウムの量とセル容積との間には一次式で表
される関係が存在することが示された。
【００５６】格子定数αは、立方晶系カリウム白りゅう
石の場合は１３．４３オングストローム（１オングスト
ロームは１０-10ｍ）に等しく（Ｈｅｒｍａｎｓｓｏｎ
およびＣａｒｌｓｓｏｎ（１９７８））、立方晶系ルビ
ジウム白りゅう石の場合は１３．６０オングストローム
に等しい（ＫｏｓｏｒｕｋｏｖおよびＮａｄｅｌ（１９
８５））。カリウムイオンをルビジウムイオンで１００
％置換した場合に対応する格子定数の変化は、０．１７
オングストロームである。
石の場合は１３．４３オングストローム（１オングスト
ロームは１０-10ｍ）に等しく（Ｈｅｒｍａｎｓｓｏｎ
およびＣａｒｌｓｓｏｎ（１９７８））、立方晶系ルビ
ジウム白りゅう石の場合は１３．６０オングストローム
に等しい（ＫｏｓｏｒｕｋｏｖおよびＮａｄｅｌ（１９
８５））。カリウムイオンをルビジウムイオンで１００
％置換した場合に対応する格子定数の変化は、０．１７
オングストロームである。
【００５７】ルビジウムによるイオン交換によって得ら
れた実施例１の低膨張長石質ガラス中の立方晶系白りゅ
う石の格子定数、およびルビジウムによって置換された
カリウムの量の計算値を要約して表５に示す。
れた実施例１の低膨張長石質ガラス中の立方晶系白りゅ
う石の格子定数、およびルビジウムによって置換された
カリウムの量の計算値を要約して表５に示す。
【００５８】
【表５】 カリウム白りゅう石ネットワークに組み込まれるルビジ
ウムの量は、イオン交換処理の継続時間の増加およびイ
オン交換処理の温度の上昇と共に増加することが分か
る。すべてイオン交換された長石質陶材において形成さ
れる結晶相は、下記の化学式を有する立方晶系白りゅう
石である。
ウムの量は、イオン交換処理の継続時間の増加およびイ
オン交換処理の温度の上昇と共に増加することが分か
る。すべてイオン交換された長石質陶材において形成さ
れる結晶相は、下記の化学式を有する立方晶系白りゅう
石である。
【００５９】
【化１】ＲｂXＫ(1-X)Ｓｉ2Ｏ6 白りゅう石ネットワーク中のルビジウムよって置換され
たカリウムの量が分かれば、ネットワーク中のルビジウ
ムの重量％を計算することができる。たとえば、材料Ｄ
の場合は、１０％のカリウムサイトがルビジウムイオン
によって占拠され、これは白りゅう石中の３．８重量％
のルビジウムに換算される。材料Ｄは３７．９％のＲｂ
／Ｋ白りゅう石を含み、結果として、セラミック材料は
１．４４％のルビジウムを含むことになる。
たカリウムの量が分かれば、ネットワーク中のルビジウ
ムの重量％を計算することができる。たとえば、材料Ｄ
の場合は、１０％のカリウムサイトがルビジウムイオン
によって占拠され、これは白りゅう石中の３．８重量％
のルビジウムに換算される。材料Ｄは３７．９％のＲｂ
／Ｋ白りゅう石を含み、結果として、セラミック材料は
１．４４％のルビジウムを含むことになる。
【００６０】セラミックを、さらに、１０３８℃におい
て４時間、熱処理すると、白りゅう石ネットワーク中の
カリウムサイトを占めるルビジウムの量は減少し、同時
に、材料中に第２相が出現する。この第２相は正方晶系
ルビジウム白りゅう石であり、ほとんど１００％のカリ
ウムサイトがルビジウムによって占められている。この
結果は、高温または比較的長時間の処理によって、ルビ
ジウムイオンが立方晶系カリウム白りゅう石ネットワー
クに一層完全に拡散することが促進されるという事実に
よって説明することができる。
て４時間、熱処理すると、白りゅう石ネットワーク中の
カリウムサイトを占めるルビジウムの量は減少し、同時
に、材料中に第２相が出現する。この第２相は正方晶系
ルビジウム白りゅう石であり、ほとんど１００％のカリ
ウムサイトがルビジウムによって占められている。この
結果は、高温または比較的長時間の処理によって、ルビ
ジウムイオンが立方晶系カリウム白りゅう石ネットワー
クに一層完全に拡散することが促進されるという事実に
よって説明することができる。
【００６１】実施例２０．実施例１の低膨張長石質ガラ
スと硝酸ルビジウムとを、同じ割合で混合し、４８時
間、４５０℃、５００℃、５２５℃、５５０℃、５７５
℃において熱処理した。一つの混合物を６５０℃におい
て８時間熱処理した。粉末をすすぎ、硝酸ルビジウムを
除去し、１５０℃において２時間乾燥した。乾燥後の粉
末について，Ｘ線解析分析を実施した。分割金型を使用
しセラミック棒状体（２５×６×８ｍｍ）を形成し、１
０３８℃から１１５０℃までの範囲の温度において、２
分間から１０分間焼成した（表６）。
スと硝酸ルビジウムとを、同じ割合で混合し、４８時
間、４５０℃、５００℃、５２５℃、５５０℃、５７５
℃において熱処理した。一つの混合物を６５０℃におい
て８時間熱処理した。粉末をすすぎ、硝酸ルビジウムを
除去し、１５０℃において２時間乾燥した。乾燥後の粉
末について，Ｘ線解析分析を実施した。分割金型を使用
しセラミック棒状体（２５×６×８ｍｍ）を形成し、１
０３８℃から１１５０℃までの範囲の温度において、２
分間から１０分間焼成した（表６）。
【００６２】
【表６】 棒状体について、２５℃と６５０℃の間における熱膨張
および熱収縮を、毎分３℃の昇温速度および毎分１０℃
の冷却速度において記録した。粉末化試料を、Ｘ線回折
によって分析した。仕上げをした試料について、走査型
顕微鏡検査を実施した。各試料について４枚の顕微鏡写
真を使用し、結晶化度百分率を評価した。
および熱収縮を、毎分３℃の昇温速度および毎分１０℃
の冷却速度において記録した。粉末化試料を、Ｘ線回折
によって分析した。仕上げをした試料について、走査型
顕微鏡検査を実施した。各試料について４枚の顕微鏡写
真を使用し、結晶化度百分率を評価した。
【００６３】未精製粉末に関するＸ線回折（ＸＲＤ）分
析によれば（図２４（ａ）〜（ｆ））、試料は、４５０
℃、５００℃、および５２５℃においてイオン交換処理
後はアモルファス（ガラス質基質のみ）であった。立方
晶系白りゅう石は、５５０℃においてイオン交換した粉
末には少量存在し、５７５℃においてイオン交換した粉
末には多量に存在した。６５０℃において８時間イオン
交換した粉末は、非常に多量の立方晶系白りゅう石（Ｒ
ｂXＫ(1-X)Ｓｉ2Ｏ6）および少量の正方晶系ルビジウム
白りゅう石を含有した。格子定数測定値からの計算によ
れば、立方晶系白りゅう石ネットワークのカリウムサイ
トの２５．２９％がルビジウムによって占められてい
た。１回焼成後のＸ線回折分析から得た結果を、表７お
よび図２５（ａ）〜（ｆ）に要約して示す。
析によれば（図２４（ａ）〜（ｆ））、試料は、４５０
℃、５００℃、および５２５℃においてイオン交換処理
後はアモルファス（ガラス質基質のみ）であった。立方
晶系白りゅう石は、５５０℃においてイオン交換した粉
末には少量存在し、５７５℃においてイオン交換した粉
末には多量に存在した。６５０℃において８時間イオン
交換した粉末は、非常に多量の立方晶系白りゅう石（Ｒ
ｂXＫ(1-X)Ｓｉ2Ｏ6）および少量の正方晶系ルビジウム
白りゅう石を含有した。格子定数測定値からの計算によ
れば、立方晶系白りゅう石ネットワークのカリウムサイ
トの２５．２９％がルビジウムによって占められてい
た。１回焼成後のＸ線回折分析から得た結果を、表７お
よび図２５（ａ）〜（ｆ）に要約して示す。
【００６４】
【表７】 熱膨張率測定の結果を、表８に示す。
【００６５】
【表８】 イオン交換処理の温度によって、ガラス質組成物中の立
方晶系白りゅう石結晶の生成が促進されることは、マイ
クロ写真（図２６〜図２９）より明らかである。
方晶系白りゅう石結晶の生成が促進されることは、マイ
クロ写真（図２６〜図２９）より明らかである。
【００６６】高倍率に拡大することによって、小サイズ
の結晶（ほぼ２μｍ）が５７５℃において４８時間イオ
ン交換した材料中に存在することが確認された（図３
０）。膨張計による測定結果によれば、セラミックの熱
膨張は、イオン交換温度の上昇と共に増加する。しか
し、立方晶系白りゅう石は、６２５℃から９００℃まで
の温度において非常に低い熱膨張率（ほぼ３×１０-6／
℃）を有する。したがって、セラミック中の立方晶系白
りゅう石の増加によって熱膨張率が増加する可能性はな
い。この現象を説明する一つの仮説は、高温のイオン交
換においては、ガラス質基質がイオン交換処理によっ
て、たとえば、ナトリウム、カリウムのようなアルカリ
イオンを奪われ、その結果、材料の熱膨張が増加すると
いうものである。
の結晶（ほぼ２μｍ）が５７５℃において４８時間イオ
ン交換した材料中に存在することが確認された（図３
０）。膨張計による測定結果によれば、セラミックの熱
膨張は、イオン交換温度の上昇と共に増加する。しか
し、立方晶系白りゅう石は、６２５℃から９００℃まで
の温度において非常に低い熱膨張率（ほぼ３×１０-6／
℃）を有する。したがって、セラミック中の立方晶系白
りゅう石の増加によって熱膨張率が増加する可能性はな
い。この現象を説明する一つの仮説は、高温のイオン交
換においては、ガラス質基質がイオン交換処理によっ
て、たとえば、ナトリウム、カリウムのようなアルカリ
イオンを奪われ、その結果、材料の熱膨張が増加すると
いうものである。
【００６７】さらに、本発明の異形および変形は、前述
した説明から当業者には明らかになり、また特許請求の
範囲に包含されるものである。
した説明から当業者には明らかになり、また特許請求の
範囲に包含されるものである。
【図１】 本発明の実施例１の方法によって生成される
アモルファス材料のＸ線回折パターンを示す図である。
アモルファス材料のＸ線回折パターンを示す図である。
【図２】 本発明の実施例１の方法によって生成される
長石質陶材組成物のＸ線回折パターンを示す図である。
長石質陶材組成物のＸ線回折パターンを示す図である。
【図３】 図２の長石質組成物のＳＥＭ顕微鏡写真を示
す図である。
す図である。
【図４】 イオン交換熱処理時間４時間の長石質組成物
のＸ線回折パターンを示す図である
のＸ線回折パターンを示す図である
【図５】 イオン交換熱処理時間８時間の長石質組成物
のＸ線回折パターンを示す図である。
のＸ線回折パターンを示す図である。
【図６】 イオン交換熱処理時間２４時間の長石質組成
物のＸ線回折パターンを示す図である。
物のＸ線回折パターンを示す図である。
【図７】 イオン交換熱処理時間４８時間の長石質組成
物のＸ線回折パターンを示す図である。
物のＸ線回折パターンを示す図である。
【図８】 本発明による長石質歯科陶材の平均密度とイ
オン交換熱処理時間との関係を示すグラフである。
オン交換熱処理時間との関係を示すグラフである。
【図９】 ４８時間のイオン交換処理後、６００℃から
開始し、５５℃／分の昇温速度で１０３８℃まで昇温
し、その温度に２分間保持し熱処理を実施して得られる
試料のＳＥＭ顕微鏡写真である。
開始し、５５℃／分の昇温速度で１０３８℃まで昇温
し、その温度に２分間保持し熱処理を実施して得られる
試料のＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図１０】 本発明による長石質陶材組成物の代表的な
熱膨張曲線を示すグラフである。
熱膨張曲線を示すグラフである。
【図１１】 熱処理温度８００℃の長石質組成物のＸ線
回折パターンを示す図である。
回折パターンを示す図である。
【図１２】 熱処理温度８５０℃の長石質組成物のＸ線
回折パターンを示す図である。
回折パターンを示す図である。
【図１３】 熱処理温度９００℃の長石質組成物のＸ線
回折パターンを示す図である。
回折パターンを示す図である。
【図１４】 熱処理温度９５０℃の長石質組成物のＸ線
回折パターンを示す図である。
回折パターンを示す図である。
【図１５】 熱処理温度１０３８℃の長石質組成物のＸ
線回折パターンを示す図である。
線回折パターンを示す図である。
【図１６】 図１２の試料の２０００倍のＳＥＭ顕微鏡
写真を示す図である。
写真を示す図である。
【図１７】 図１２の試料の４０００倍のＳＥＭ顕微鏡
写真を示す図である。
写真を示す図である。
【図１８】 図１３の試料の２０００倍のＳＥＭ顕微鏡
写真を示す図である。
写真を示す図である。
【図１９】 図１３の試料の４０００倍のＳＥＭ顕微鏡
写真を示す図である。
写真を示す図である。
【図２０】 イオン交換熱処理時間４時間の長石質組成
物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図で
ある。
物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図で
ある。
【図２１】 イオン交換熱処理時間８時間の長石質組成
物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図で
ある。
物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図で
ある。
【図２２】 イオン交換熱処理時間２４時間の長石質組
成物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図
である。
成物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図
である。
【図２３】 イオン交換熱処理時間４８時間の長石質組
成物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図
である。
成物に追加熱処理した試料のＸ線回折パターンを示す図
である。
【図２４】 未精製のイオン交換処理粉末の種々の温度
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
におけるＸ線回折パターンを示す図である。
【図２５】 １回焼成後のイオン交換処理粉末から生成
されるセラミック試料の種々の温度におけるＸ線回折パ
ターンを示す図である。
されるセラミック試料の種々の温度におけるＸ線回折パ
ターンを示す図である。
【図２６】 イオン交換処理温度の上昇による立方晶系
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である
【図２７】 イオン交換処理温度の上昇による立方晶系
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図２８】 イオン交換処理温度の上昇による立方晶系
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図２９】 イオン交換処理温度の上昇による立方晶系
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
白りゅう石結晶の生成を示すＳＥＭ顕微鏡写真である。
【図３０】 ５７５℃において４８時間イオン交換処理
後のアルミノ珪酸アルカリ粉末から生成されるセラミッ
ク試料のＳＥＭ顕微鏡写真である。
後のアルミノ珪酸アルカリ粉末から生成されるセラミッ
ク試料のＳＥＭ顕微鏡写真である。
Claims (20)
- 【請求項１】 長石質陶材組成物であって、 連続したガラス質基質相と、 セシウム、カルシウム、ストロンチウム、バリウム、ま
たはタリウムの内の少なくとも一つによって安定化され
る立方晶系白りゅう石を含み事実上均一に分散される非
連続の結晶相と、 を含み、約８００℃から約１２００℃までの融解温度を
有することを特徴とする長石質陶材組成物。 - 【請求項２】 請求項１に記載の長石質陶材組成物にお
いて、前記立方晶系白りゅう石は約０．５μｍから約１
０μｍまでの範囲の平均直径を有することを特徴とする
長石質陶材組成物。 - 【請求項３】 請求項２に記載の組成物において、前記
立方晶系白りゅう石は約１μｍから約４μｍまでの範囲
の平均直径を有することを特徴とする長石質陶材組成
物。 - 【請求項４】 請求項１から３のいずれかに記載の長石
質陶材組成物において、前記非連続の結晶相は、前記長
石質陶材組成物の約５重量％から約６５重量％であるこ
とを特徴とする長石質陶材組成物。 - 【請求項５】 請求項１から４のいずれかに記載の長石
質陶材組成物において、前記長石質ガラス質基質相は、
約６５重量％から約７２重量％までのＳｉ０2、約１０
重量％から約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、約５重量％か
ら約１０重量％までのＫ2Ｏ、および約５重量％から約
１０重量％までのＮａ2Ｏを含むことを特徴とする長石
質陶材組成物。 - 【請求項６】 請求項１から５のいずれかに記載の長石
質陶材組成物において、前記長石質ガラス質基質相は、
さらに、約０重量％から約２重量％までのＣａＯ、約０
重量％から約０．５重量％までのＭｇＯ、約０重量％か
ら約０．５重量％までのＣｅＯ2、および約０重量％か
ら約０．５重量％以下のＬｉ2Ｏを含むことを特徴とす
る長石質陶材組成物。 - 【請求項７】 請求項１から６のいずれかに記載の長石
質陶材組成物を含む歯科陶材修復。 - 【請求項８】 金属フレーム枠またはセラミックコアお
よびそれらの上に融着される少なくとも一つのコーティ
ングを含む歯科陶材修復であって、 前記コーティングは請求項１から６のいずれかに記載の
長石質陶材組成物を含むことを特徴とする歯科陶材修
復。 - 【請求項９】 請求項１から６のいずれかに記載の長石
質陶材組成物を含むインレー、アンレー、または前装。 - 【請求項１０】 長石質陶材組成物を調製する方法であ
って、 ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、およびＫ2Ｏからなるガラス質、な
らびにルビジウム、セシウム、カルシウム、ストロンチ
ウム、バリウム、またはタリウムの内の少なくとも一つ
の金属からなる金属塩、ならびに少なくとも一つのアル
カリ金属塩を含むアルミノ珪酸アルカリ粉末を形成する
ステップと、 前記アルミノ珪酸アルカリ粉末を加熱し、アルカリ陽イ
オンと前記金属塩から放出される金属陽イオンとのイオ
ン交換を実施し、連続ガラス質基質相と立方晶系白りゅ
う石を含む非連続結晶相とを有する長石質陶材組成物を
生成するステップと、 を含むことを特徴とする長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１１】 請求項１０に記載の長石質陶材組成物
を調製方法において、 前記金属塩は硝酸ルビジウムで
あることを特徴とする長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１２】 長石質陶材組成物を調製する方法であ
って、 ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｋ2Ｏ、およびＮａ2Ｏを含むガラ
ス質、ならびにセシウム、カルシウム、ストロンチウ
ム、バリウム、またはタリウムの内の少なくとも一つの
金属塩を含むアルミノ珪酸アルカリ粉末を形成するステ
ップと、 前記アルミノ珪酸アルカリ粉末を加熱し、アルカリ陽イ
オンと前記金属塩から放出される金属陽イオンとのイオ
ン交換を実施し、連続ガラス質基質相と立方晶系白りゅ
う石を含む非連続結晶相とを有する長石質陶材組成物を
生成するステップと、 を含むことを特徴とする長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１３】 請求項１２に記載の長石質陶材組成物
の調製方法において、 前記アルミノ珪酸アルカリ粉末
は、さらに、アルカリ金属塩を含むことを特徴とする長
石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１４】 請求項１０、１１、または１３のいず
れかに記載の方法において、 前記アルカリ金属塩は、前記金属塩の約１重量％から約
１０重量％までの範囲の量で存在することを特徴とする
長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１５】 請求項１０から１４のいずれかに記載
の長石質陶材組成物の調製方法において、 前記アルミノ珪酸アルカリ粉末は、前記ガラス質と前記
金属塩とを約２０：８０から約８０：２０までの範囲の
重量比で混合することによって形成されることを特徴と
する長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１６】 請求項１０から１５のいずれかに記載
の長石質陶材組成物の調製方法において、前記長石質ガ
ラスは、約６５重量％から約７２重量％までのＳｉ
０2、約１０重量％から約１５重量％までのＡｌ2Ｏ3、
約５重量％から約１０重量％までのＫ2Ｏ、および任意
に約５重量％から約１０重量％までのＮａ2Ｏを含むこ
とを特徴とする長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１７】 請求項１０から１６のいずれかに記載
の長石質陶材組成物の調製方法において、前記長石質ガ
ラスは、さらに、約０重量％から約２重量％までのＣａ
Ｏ、約０重量％から約０．５重量％までのＭｇＯ、約０
重量％から約０．５重量％までのＣｅＯ2、および約０
重量％から約０．５重量％までのＬｉ2Ｏを含むことを
特徴とする長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１８】 請求項１０から１７のいずれかに記載
の長石質陶材組成物の調製方法において、さらに、歯科
修復中に前記長石質陶材組成物を形成するステップを含
むことを特徴とする長石質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項１９】 請求項１８に記載の長石質陶材組成物
の調製方法において、前記修復は、さらに、金属フレー
ム枠またはセラミックコアを含むことを特徴とする長石
質陶材組成物の調製方法。 - 【請求項２０】 請求項１０から１９のいずれかに記載
の長石質陶材組成物の調製方法において、さらに、イン
レー、アンレー、または前装中に前記長石質陶材組成物
を形成するステップを含むことを特徴とする長石質陶材
組成物の調製方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US08/960,684 | 1997-10-30 | ||
| US08/960,684 US5994246A (en) | 1996-11-05 | 1997-10-30 | Low expansion feldspathic porcelain |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11209167A true JPH11209167A (ja) | 1999-08-03 |
Family
ID=25503479
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10310925A Pending JPH11209167A (ja) | 1997-10-30 | 1998-10-30 | 低膨張長石質陶材およびその調整方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5994246A (ja) |
| JP (1) | JPH11209167A (ja) |
| DE (1) | DE19850266A1 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010189236A (ja) * | 2009-02-19 | 2010-09-02 | National Institute Of Advanced Industrial Science & Technology | 高熱膨張率及び低熱伝導率を有する絶縁基板 |
| JP2011102199A (ja) * | 2009-11-10 | 2011-05-26 | Shiga Prefecture | 透光性陶磁器用練り土及び透光性陶磁器 |
| CN113526872A (zh) * | 2020-04-13 | 2021-10-22 | 华为技术有限公司 | 微晶玻璃、电子设备及微晶玻璃的制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US6133174A (en) * | 1997-10-15 | 2000-10-17 | Jeneric/Pentron Incorporated | Machinable leucite-containing porcelain compositions and methods of manufacture |
| US6086662A (en) * | 1997-10-15 | 2000-07-11 | Jeneric/Pentron Incorporated | Low fusing dental porcelains containing tetragonal rubidium-leucite |
| DE19852516A1 (de) * | 1998-11-13 | 2000-05-25 | Degussa | Keramische Dentalrestauration |
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