專利名稱：可結晶玻璃及其在制備具有優良可拋光表面的耐斷裂高剛性玻璃陶瓷中的應用的制作方法
技術領域：
本發明涉及一種含鎂的硅鋁酸鹽型耐斷裂高剛性可結晶玻璃、由其制備的具有優良可拋光表面的玻璃陶瓷、以及其在磁性存儲盤和反射鏡系統中或為此作為基片的應用。
對磁性存儲盤和磁光存儲器材料以及純光學存儲器材料和反光鏡材料的斷裂強度、高的比剛性和高的表面質量提出了高的要求。例如對硬盤驅動器在存儲密度和存取速度方面提出的越來越高的要求增加了作用于基片材料上的機械應力。為明顯減少存取時間，不僅需使存儲盤的轉數提高到大于15000rpm，而且需進一步減小讀出磁頭和磁盤表面的距離。為實現這點，需要具有高斷裂強度(K1c和彎曲斷裂強度)和非常高E-模量以及非常高比剛性和由此低顫動幅度的載體材料。此處，該材料在波紋度＜10nm(ISO 1305或DIN 4768)時具有非常低的表面粗糙度即Ra＜0.5nm是絕對必要的。另外，在制備磁涂層時該基片材料或載體材料需耐約400-450℃的熱應力，并且由于如在濺射過程中出現的高的溫度變化，該材料要耐溫度交變。最后該存儲器材料和反射鏡的熱膨脹應適配錄入設備(主軸和襯套)的熱膨脹。目前其均由鋼制成，以致熱膨脹系數α20_300為約12ppm/K是最佳的，但也容許較小的值。
目前應用鋁合金、玻璃和玻璃陶瓷作為磁性存儲盤的基片。盡管玻璃有較高的E-模量，但其缺點為小的K1c值。通過熱硬化或化學硬化也僅可有限改進。
與玻璃本身或鋁相比，玻璃陶瓷由于其在玻璃基體中嵌入的微晶的不均勻結構而具有不太好的可拋光性。因此玻璃陶瓷至今難以達到Ra＜0.5nm的所需表面粗糙度。其原因是其近表面的晶粒通常比圍繞其的玻璃相更硬。因此，在拋光工序中玻璃材料比晶粒磨去得更多，由此得到粗糙的表面。因此這種材料不適合大量應用。
玻璃陶瓷，也稱為高溫玻璃陶瓷，是一種多晶固體，其通過針對性的反玻璃化作用即通過對此特別適用的玻璃的結晶化而制備。該結晶化或陶瓷化通過加熱玻璃體或需要時也可通過輻照來實現。但這時該玻璃陶瓷材料還含有殘余量的其中嵌有晶體的玻璃相基體。因為通過常用的玻璃工業成形方法由其玻璃前體可形成玻璃陶瓷的各種任意形狀，并可具有許多所需特性如耐溫度交變、小的膨脹系數和好的電絕緣性，所以該玻璃陶瓷適于制備各種各樣的物品如燒煮臺面、炊具、高壓絕緣體、實驗室用品、骨代用品、或用于環境有害廢物如輻照過的核燃料捧的封閉。
經充分研究過的用于形成玻璃或玻璃陶瓷的體系是三元體系SiO2-Al2O3-MgO(MAS體系)。在該三元體系中存在各種組成范圍，其中存在不同的特定結晶相或這些結晶相是穩定的或是形成這些結晶相。至今在文獻中該玻璃陶瓷的描述僅局限于MAS體系的那些范圍，即其中出現晶相石英(SiO2)、鱗石英(SiO2)、頑輝石(MgO·SiO2)、堇青石(2MgO·2Al2O3·5SiO2)、鎂橄欖石(MgO·SiO2)、富鋁紅柱石(3Al2O3·2SiO2)以及也可能的尖晶石(MgO2·Al2O3)作為各熱力學穩定相，并由此也可稱為主晶相。
已知存在穩定玻璃的較窄的范圍已多次在文獻中描述，如在P.W.McMillen“Glass Ceramics”，Academic Press，London，NY，SanFrancisco，第二版(1997)，第18頁起。其中還描述，對從MAS體系玻璃轉變成玻璃陶瓷，可考慮以TiO2、ZrO2以及P2O5作為晶核形成劑。
在US-A-2920971(Stookey等人)中描述了含氧化鈦和氧化鎂的硅鋁酸鹽玻璃。其中通過熱后處理使堇青石析出作為結晶的鎂-鋁-硅酸鹽相。
在EP-A-0289903中描述了一種玻璃涂層/陶瓷涂層基片，其含有上述三元體系的組成，其中SiO2的重量含量為42-68％。
JA-91045027B(Nishigaki，J.等人)、JA-91131546A(Tanabe，N.等人)、JA-92106806A(Okubo，F等人)、EP 552377(Kawamura等人)描述了不同的玻璃組合物或玻璃陶瓷組合物。但該組合物不含結晶的鎂-鋁-硅酸鹽相或含少于33重量％的SiO2。
在EP-A-1067101、EP-A-1067102和EP-A-0941973中描述了含釔的MAS玻璃陶瓷作為存儲器介質的基片。其中證實，在由35-65摩爾％的SiO2、5-25摩爾％的Al2O3、10-40摩爾％的MgO和5-12摩爾％的TiO2組成的基礎玻璃混合料中加入0.8-10摩爾％的氧化釔可導致該玻璃更易熔融、具有優良的機械特性和經熱處理后所形成的玻璃陶瓷的E-模量＞130Gpa。該陶瓷含具有可變組成如MgO∶Al2O3∶SiO2＝2∶2∶5；1∶1∶3，1∶1∶4的高石英混晶或混合物以及頑輝石(MgO·Al2O3或MgO·0.5Al2O5·SiO2)作為結晶相。TiO2作為晶核形成劑，其另外在一定的范圍內補償了玻璃透明性的損失。Y2O3作為降低加工溫度的添加劑。但Y2O3含量＞10摩爾％是不希望的，因為它大大增加了玻璃的結晶化傾向。
至今常用的玻璃陶瓷通常含頑輝石、鎂橄欖石和堇青石作為主晶相。也描述了尖晶石相和假藍寶石相作為次生相。SiO2含量的下限為35重量％，通常SiO2下限為40或42-44重量％。至今都認為，在該SiO2濃度以下不可制備工業中可加工的玻璃。
在JA-A-2000-327365中描述含堿金屬玻璃的下限為25重量％的SiO2，在JA-A-11079785中描述無堿金屬玻璃的下限為30重量％。
本發明的目的在于提供具有低SiO2含量的新玻璃，但該玻璃在玻璃工業中是可加工的，并且可轉變成具有高E-模量的玻璃陶瓷。
此外本發明的目的還在于提供一種玻璃陶瓷，其可被拋光到所需的表面粗糙度，并可用作磁性存儲盤和反射鏡系統的基片。
所述目的是通過在權利要求中所定義的玻璃和由其所制得的玻璃陶瓷和其應用實現的。
意外地發現，如果在玻璃中加入Y2O3、Nb2O5和/或Ln2O3就可制備含低于前述的＞30重量％的小含量的形成晶格的SiO2并同時適于工業加工的玻璃和玻璃陶瓷。還意外發現，這種玻璃不僅是高剛性和耐斷裂的，而且在按需晶核形成或陶瓷化前其對晶相形成是穩定的，即可被冷卻以去應力。此外該玻璃陶瓷可被拋光到Ra＜0.5nm的所需表面粗糙度。
本發明的玻璃或由其制得的玻璃陶瓷由三元體系“SiO2-MgO-Al2O3”構成，并還含一定含量的B2O3。其SiO2的最小含量為5重量％，特別是10重量％，特別優選15重量％。其上限通常為33重量％或30重量％，優選28重量％，特別優選25重量％。
MgO的最小含量為5重量％，優選8重量％，特別優選10重量％。MgO的上限為25重量％，優選20重量％。Al2O3的含量至少為25重量％，優選至少為30重量％。Al2O3的最高含量為40重量％，優選38重量％。氧化硼不是必須存在的，但B2O3的含量經常至少為1重量％，通常至少為2重量％，優選至少為3重量％，在本發明的組合物中B2O3含量的上限最大為15重量％，通常最大為12重量％，優選最大為10重量％或最大為9重量％。
在本發明的組合物中Y2O3、Ln2O3和Nb2O3組氧化物的含量至少為0.1重量％，通常至少為3重量％，優選至少為12重量％。這些氧化物的上限為30重量％，優選28重量％，特別優選上限為25重量％。各個氧化物的量通常為0.1-30重量％，優選Y2O3為10-30重量％，Ln2O3為0-20重量％或0-20重量％。這里Ln它括鑭系元素，特別是La、Ce、Pr、Nd、Eu、Yb、Ho和Er。本發明的組合物還可含通常的澄清劑和流動劑如Sb2O3、As2O3、SnO2作為其它組分，其量為適于此目的的通用含量。其上限對Sb2O3或As2O3各宜為最大5％，優選最大2％。
在一個優選實施方案中，本發明的玻璃或玻璃陶瓷含0-12重量％的TiO2、0-10重量的ZrO2、0-5重量％的CaO、0-5重量％的SrO、0-5重量的BaO、0-20重量％的ZnO。在本發明的一個優選實施方案中，該組合物含至少2重量％，優選至少4重量％的TiO2，其最大量優選為12重量％，特別是最高為10重量％。只要包含這些其余的氧化物ZrO2和ZnO，其最小量通常各為1或2重量％，最大量各占5或8重量％。
本發明的玻璃或玻璃陶瓷優選基本上不含堿金屬氧化物如Li2O、Na2O和K2O，這些氧化物僅作為由其余混合料組分所夾帶的雜質而夾含。“基本上不含堿金屬”意指其量最大為2重量％，通常最大為0.5重量％。
已表明，本發明的玻璃或玻璃陶瓷可含達10重量％，通常＜5重量％的過渡金屬氧化物，而不會明顯改變其所得到的特性如剛性、斷裂強度和結晶特性。通常在本發明的玻璃或玻璃陶瓷中所含的過渡金屬氧化物包括元素Fe、Co、Ni、Cr、Mn、Mo、V、Pt、Pd、Rh、Ru和W的氧化物，特別是MnO2、Fe2O3、NiO、CoO、Cr2O3、V2O5、MoO3和/或WO3。
在本發明的一個優選實施方案中，組分SrO、BaO和CaO的總和至少為1重量％，優選至少為2重量％，通常最大為5重量％，特別是最大為4重量％。在本發明的一個優選實施方案中，只要存在，氧化物TiO2和ZrO2，則其含量至少為1重量％，優選至少為2重量％，且優選最高為13重量％，特別是最高為10重量％。
本發明的玻璃或玻璃陶瓷具有高彈性模量即至少＞110GPa。通常該E-模量為大于120GPa。依陶瓷化程序不同，該玻璃陶瓷的E-模量可大于150Gpa，在某些情況下甚至＞200Gpa。(該E-模量按DIN EN 843-2，Punkt4，Verfahren Astatisches Biegeverfahren測定)。
本發明的玻璃陶瓷中，晶粒嵌入玻璃基體中，且晶粒的大小通常但不必須為＜100nm-約3μm。為了該玻璃陶瓷的優良可拋光性，晶粒大小特別優選為50-500nm。已發現，通過結晶化可由本發明玻璃組合物得到含尖晶石、假藍寶石和/或堇青石作為主晶相的玻璃陶瓷。即意外地還發現，如果避免了通常隨高E-模量一起引入的晶相即頑輝石、高石英或低石英以及高石英混晶(這用本發明的組合物是可能的)，則正好可得到所需的玻璃陶瓷特性。此外，按本發明所得的玻璃陶瓷具有含燒綠石結構A2B2O7的晶體，其中A3+是指鑭系元素和/或釔，B4+是指Zr、Ti、Sn和/或Ru。此外，該玻璃陶瓷可含通式為A2Si2O7的焦硅酸鹽，其中A3+是指鑭系元素、Y和/或Sc。但其優選為Y2Si2O7(焦硅酸釔、硅釷釔礦)或Y2Ti2O7(釔燒綠石)。
本發明還發現，結晶相的折出順序對E-模量有決定性的影響。已表明，在小的尖晶石晶粒以及可能的小假藍寶石晶粒，特別是Mg2Al4SiO10型的主析出后，發生圍繞主晶粒的假藍寶石型和堇青石型的繼發次生晶相，特別是如在主晶粒上面的覆層。本發明還發現，二次析出相的SiO2含量和晶體結構與基礎玻璃的硅含量和釔含量有關，基礎玻璃的低SiO2含量有助于假藍寶石的形成。通過晶核形成劑(TiO2、ZrO2、P2O5)的選擇和其含量可按需控制主晶或晶核的晶粒大小。次生相晶粒的大小可由動力學或熱力學控制(利用擴散現象和外延現象)。作為三級晶相的是燒綠石、焦硅酸鹽、磷釔礦和/或金紅石。通過其析出可對其余的玻璃相含量并從而對所形成的玻璃陶瓷的E-模量產生影響。本發明還發現，在本發明玻璃陶瓷中的TiO2不單作為晶核形成劑起作用，還嵌入具有高E-模量的晶相中。意外地還發現，在本發明工藝過程中加入的如SnO2和As2O3等澄清劑結合進尖晶石相或燒綠石相中。這樣，按本發明還可進一步降低其余玻璃相的含量，同時可按需析出具有高E-模量的晶粒。
因為所述的熔體幾乎不含堿金屬，所以也不可能由于堿金屬擴散引起在存儲器基片上涂覆的磁性層或磁光層或光學層的腐蝕。
本發明還發現，用本發明的玻璃進行陶瓷化時，在玻璃陶瓷體的表面上形成玻璃質層，其厚度明顯大于在晶粒之間保留的殘余玻璃量。該玻璃質層使存儲器基片的半成品具有非常小的表面粗糙度。因為該玻璃相可比析出的晶體被更好地拋光，所以大大減少了后處理的耗費。
此外，本發明的玻璃或本發明的玻璃陶瓷具有非常好的機械特性如＞150MPa、特別是＞180Mpa的高彎曲斷裂強度(按DIN EN 843-1作為三點彎曲強度測定)，且其K1c(按A.G.Evans，E.A.Charles，J.Amer.Ceram.Soc.59(1976)371測定)為＞1.3MPam11/2。
本發明的玻璃通過在高于Tg溫度下的熱處理轉變成相應的玻璃陶瓷。此時該轉變溫度和晶體相的形成是借助已知方法如通過差熱分析(DTA)得出的保持曲線測定的。
為將玻璃轉變成玻璃陶瓷，要在轉變溫度下加熱直到晶粒相析出。通常在Tg以上約5-50℃，優選在Tg以上10-30℃下加熱玻璃直到有足夠的主晶粒形成。該玻璃的通常的玻璃轉變溫度為700-850℃。
用于形成主晶粒或晶核的保持時間與所需特性有關，并且通常至少為0.5小時，優選至少1小時，特別優選至少1.5小時。通常3天被認為是最長時間，作為形成主晶核的最長時間優選為2天和特別是1天。在大部分情況下，2-12小時是足夠的。接著加熱到更高溫度，在此溫度下析出主晶相。
該溫度通常為高于主晶粒形成溫度至少20℃，優選至少50℃。在特別情況下，在主晶相(次晶體)析出后，特別是將尖晶石、假藍寶石和/或堇青石再次加熱到更高的溫度，以由在主晶體和/或次晶體之間保留的殘余玻璃相析出其它晶體相如燒綠石、焦硅酸鹽、磷釔礦和/或金紅石以及它們的混合物被證明是合適的。
本發明的玻璃陶瓷的熱膨脹系數(WAK)α20-600為4-9×10-6K-1(按DIN-ISO 7991測定)。
本發明的玻璃特別適于制備磁性存儲盤、磁光存儲器、反射鏡載體或為此用的基片。
本發明將以下面的實施例進行詳述。
圖1示出本發明玻璃的差熱分析研究的結果(即實施例1的DTA曲線)。
為確定本發明的基礎玻璃向玻璃陶瓷轉變的溫度-時間程序，估算了各晶相的形成溫度。這是借助于差熱分析進行的。結果中得到一組曲線(如同圖1)，其中相關于曲線基準(虛線)在曲線中放熱反應以峰(最大值)表示，吸熱反應以谷(最小值)表示。結晶反應通常是放熱的；結構狀態變化或聚集態變化通常是吸熱的。
對本發明的玻璃，第一個最小值在＞700℃的溫度范圍，常常也在高于740℃達到。DTA曲線下降到該最小值的拐點表明該玻璃的轉變溫度Tg(圖1中約780℃)。
在所標記的溫度間隔1中的平坦的最大值相應于晶核形成或主晶相析出的溫度范圍。在本發明的玻璃/玻璃陶瓷情況下，在此溫度范圍內發生從晶體結構分析不能進一步特征化的晶核或非常小的尖晶石晶粒(晶粒體積＜150nm3)的析出。
在所標記的溫度范圍2中包含明顯的峰。這表明在主晶核上的次晶相的放熱結晶反應。
在溫度范圍3中，通過不同的峰也明顯示出放熱反應，這些峰歸因于三級晶相的結晶作用。
在無峰或無谷的溫度間隔4中發生析出相的熟化、生長或也可能是內在的再結晶。但這些過程在整個＞Tg的溫度范圍內也是可能的，甚至在溫度間隔1、2和3中也是可能的。
以Fp標記的明顯的谷(圖1中約1415℃處)表征該玻璃陶瓷的熔點。
為制備本發明的玻璃陶瓷，該晶核或主晶粒優選在低于溫度間隔1的2/3的溫度下形成，其中選用較低半段內的溫度是有利的。該標記范圍1的較低1/3段內的溫度更為優選。在經過足夠長的保持時間后或形成足夠大量的主晶粒或晶核后，將其加熱到更高溫度，在此溫度下該玻璃陶瓷的主晶相析出或主晶粒顯示出明顯的生長。該溫度通常在標記的溫度間隔2中，并至少是高于晶核形成溫度20K，優選至少高50K，力求使該溫度范圍在圖1標記的范圍2中的最大峰的±50K范圍內。將該玻璃陶瓷保持在此溫度下，直到析出的晶粒達到足夠的大小。
接著將該材料加熱到更高溫度，通常是溫度間隔3和4的溫度。將該玻璃陶瓷保持在此溫度下，以使具有足夠晶粒大小的三級晶相的晶體析出。
為形成主晶相、次晶相或三級晶相而在各溫度下的保持時間依其生長速度而定，通常是至少15分鐘，優選至少30分鐘，其中保持時間為60-180分鐘，特別是90-120分鐘是特別有利的。保持時間的上限通常最大60小時，優選最大12小時。在大多情況下，也可在主晶相或晶核形成和熟化后加熱到另一較高溫度如加熱到圖1中的溫度間隔4內的溫度，以使次晶相和三級晶相同時析出晶體或再結晶。
在原始玻璃陶瓷化時，按本發明以5-15K/min，特別是以10K/min較快地加熱到稍低于Tg。然后以約3-8K/min，通常以約5K/min較慢地加熱到用于析出主晶相或晶核的溫度。在大多情況下，加熱速度也可為0.5-3K/min。次晶相或三級晶相析出結晶的較高溫度可以0.5-200K/min的非常不同的加熱速率來達到。該加熱速率的確定與各基體材料中的各晶相的生長速度有關。
下面給定的玻璃按如下制備在Pt/Rh坩堝中于1600-1700℃下熔化其加料量為100g-3kg的各種玻璃混合料，并澆注成板(0.5-3cm厚)。該玻璃板在Tg+20K下較慢地冷卻到室溫。
為制備玻璃陶瓷，將玻璃按如下表中預先給定的程序進行熱處理。這時析出不同晶相的晶粒。該結晶以一步或多步溫度程序進行。例如數據800℃/2h、950℃/1h、1050℃/1h意指該玻璃在800℃下經受2小時熱處理，接著在950℃下經受1小時熱處理，最后在1050℃下經受1小時熱處理。
據證實尖晶石為首先出現的晶粒相，其在約750-900℃的溫度范圍內在1-2小時后形成。該尖晶石的晶體生長或假藍寶石或其它晶相的析出可在850-1050℃的第二步熱處理中于約2小時后發生。各別情況下該晶體的生長也可通過在約900℃下延長保持時間達到。在表中Sp表示尖晶石，Sa表示假藍寶石，Co表示堇青石，Ps表示焦硅酸釔，Pc表示釔燒綠石，Xe表示磷酸釔(磷釔礦)，Ru表示金紅石(TiO2)。
可從多方面描述該制備的玻璃和玻璃陶瓷的特征。E-模量和彎曲斷裂強度由彎曲斷裂實驗測出，K1c值按VICKERS方法通過測量徑向裂紋長度算出。密度可用浮力方法測定，熱膨脹系數可用膨脹測定法確定。晶相分析通過X-射線衍射法完成。晶體結構和構造由掃描電子顯微照片導出。按標準光澤進行掃描增強顯微鏡檢測(AFM)，它可提供表面特性。測量值的平均值給出表面粗糙度的給定值。這時Ra為測量值的算術平均值，rq(或rms)為測量值的幾何平均值。PV表示峰到谷即沿測量線段的最大/最小的間距。
實施例P 18531 2 3重量％ 重量％ 重量％SiO232.72 23.88 22.89B2O33.79 8.293.97P2O50.10 0.108.10Al2O337.02 30.38 29.12TiO22.90 5.575.34Y2O38.20 11.20 10.74MgO 15.37 12.81 12.28CaO 2.782.67SrO 2.061.97BaO 3.042.92結晶程序E-模量晶相 結晶程序E-模量晶相結晶程序E-模量晶相(GPa) (GPa) (GPa)玻璃態 90±6- -玻璃態 117±4- 玻璃態 109±3 -850℃/2h 134±4 Sp/Sa760℃/2h116±18 Sa/Ps 800℃/2h 125±10Sp/Sa930℃/0.5h900℃/1h850℃/1h 147±4 Sp(？)/Sa/(Co？) 760℃/4h124±9S a/Ps/Pc 760℃/4h 122±9 Sp/Sa/Xe950℃/1h 1040℃/1h 960℃/0.5h800℃/1h Sa/Co/Ps/Pc760℃/4h 127±7 Sp/Sa/Xe/Ru950℃/1h 1040℃/1h1050℃/1h1050℃/1h Sa/Co/Pc1150℃/1h
4 56重量％ 重量％ 重量％SiO222.47 21.3723.26B2O33.47 1.77 1.80P2O57.08 5.41 7.33Al2O333.05 33.6734.20TiO23.98 10.146.24Y2O316.69 14.3411.65MgO 13.06 13.3113.52CaOSrOBaO結晶程序晶相 結晶程序E-模量晶相結晶程序E(GPa)晶相玻璃態 - 玻璃態 146±4(Sp)玻璃態 -1000℃/1h Sa/Co/Xe 800℃/12h 125 (Sp？)/Sa600℃/60h 158 Sa760℃/4h1040℃/1h Sa/Xe/Pc/Ru
7 8重量％重量％SiO221.23 22.70B2O30.00 1.77P2O510.03 7.20Al2O326.41 31.70TiO29.41 8.11Y2O318.61 14.00MgO 9.97 13.10CaO 1.32 1.42SrO 1.22BaO 1.81結晶程序E-模量晶相結晶程序E(GPa)晶相(GPa)玻璃態--- 玻璃態 135 -800℃/12h125 (Sp？)/Sa 800℃/12h 137 Sp/Sa800℃/60h134 Sa 800℃/48h 148 Sp/Sa760℃/4h Sa/Xe/Pc/Ru 800℃/12h 180 Sa/Xe/Pc/Ru1040℃/1h 1040℃/1h縮寫Sp尖晶石；Sa假藍寶石；Co堇青石；Ps焦硅酸釔；Pc釔燒綠石；Xe磷酸釔(磷釔礦)；Ru金紅石(TiO2)( )次要的相？未清楚辨明的相
權利要求
1.一種用于制備E-模量＞110Gpa的高剛性耐斷裂玻璃陶瓷的含鎂的硅鋁酸鹽型可結晶化的玻璃，其特征在于具有下列含量5-33重量％的SiO225-40重量％的Al2O35-25重量％的MgO0-15重量％的B2O30.1-30重量％的Y2O3、Ln2O3、As2O3和/或Nb2O50.1-10重量％的P2O5。
2.權利要求1的玻璃，其特征在于，其堿金屬含量＜2重量％。
3.上述權利要求之一的玻璃，其特征在于，該玻璃的過渡金屬氧化物的含量最大為10重量％。
4.權利要求3的玻璃，其特征在于，所述過渡金屬氧化物是MnO2、Fe2O3、NiO、CoO、Cr2O3、V2O5、MoO3、WO3。
5.上述權利要求之一的玻璃，其特征在于，該玻璃含0-5重量％的CaO、0-5重量％的SrO和/或0-5重量％的BaO。
6.上述權利要求之一的玻璃，其特征在于，該玻璃含0-12重量％的TiO2、0-10重量％的ZrO2和/或0-20重量％的ZnO。
7.上述權利要求之一的玻璃，它是在Tg以上5-50℃的溫度下通過消除應力2分鐘至1小時而得到的。
8.一種通過加熱權利要求1-7之一的玻璃而得到的玻璃陶瓷。
9.權利要求1-7之一的玻璃在制備玻璃陶瓷中的應用。
10.權利要求9的應用，其特征在于，按照由差熱分析所得的保持曲線加熱所述玻璃直到析出晶粒相。
11.權利要求9或10的應用，其特征在于，將所述玻璃加熱到第一晶核形成溫度至少30分鐘，以形成主晶核，然后加熱到第二主結晶溫度至少30分鐘，在此溫度下在主晶核上形成尖晶石、假藍寶石和/或堇青石類的晶相，且需要時再加熱到更高溫度至少0.5小時，以形成磷釔礦(YPO4)、焦硅酸釔(Y2Si2O7)以及釔燒綠石(Y2Ti2O7)和/或金紅石(TiO2)類的晶相。
12.權利要求9-11的應用，其用于制備磁性存儲盤、磁光存儲器和反射鏡載體。
全文摘要
本發明涉及一種含鎂的硅鋁酸鹽型可結晶化的玻璃，該玻璃適于制備具有優良可拋光表面的高剛性耐斷裂玻璃陶瓷，其特征在于如下含量5－33重量％的SiO
文檔編號C03C10/00GK1684918SQ03822925
公開日2005年10月19日 申請日期2003年9月26日 優先權日2002年9月27日
發明者D·斯普倫格爾, T·查豪, R·利巴爾德 申請人:肖特股份有限公司