可离子交换玻璃、玻璃-陶瓷及其制造方法

可离子交换玻璃、玻璃-陶瓷及其制造方法
【专利摘要】揭示了玻璃?陶瓷和可结晶成玻璃?陶瓷的前体玻璃。一个或多个实施方式的玻璃?陶瓷包括金红石、锐钛矿、镁铁钛矿或其组合作为主晶相。以摩尔％计，此类玻璃和玻璃?陶瓷可包括如下组成：约45?75的SiO2、约4?25的Al2O3、约0?10的P2O5、约0?8的MgO、约0?33的R2O、约0?8的ZrO2、约0?4的ZrO2、约0?12的B2O3以及约0.5?12的一种或多种成核剂。在一些玻璃?陶瓷制品中，总晶相占玻璃?陶瓷制品的高至20重量％。
【专利说明】可离子交换玻璃、玻璃-陶瓷及其制造方法
[0001]相关申请交叉参考
[0002] 本申请根据35U.S.C.§119,要求2014年6月30日提交的美国临时申请系列第61/ 468,173号以及2013年8月30日提交的美国临时申请系列第61/871,986号的优先权，本文以 该申请为基础并将其全文通过引用结合于此。
【背景技术】
[0003] 本发明涉及玻璃-陶瓷以及可结晶成玻璃-陶瓷的前体玻璃，它们分别可以或者都 可以通过离子交换过程进行强化;及其制造方法以及包含它们的制品。具体来说，本发明涉 及半透明或者不透明玻璃-陶瓷，其包含高至约20重量％的总晶相以及诸如锐钛矿、金红 石、镁铁钛矿或其组合之类的晶相，以及用于形成此类玻璃-陶瓷的前体玻璃。
[0004] 在过去十年，集中于作为电子器件，例如笔记本电脑、个人数字助理、便携式导航 仪、媒体播放器、移动电话、便携式存储装置以及其他此类器件(通常称作"便携式计算装 置"），同时它们变得小而轻，并且功能更强大。致力于此类较小装置的发展和可用性的一个 因素是增加通过不断地降低电子组件尺寸来增加计算密度和运行速度的能力。但是，更小、 更轻和功能更强大的电子器件的趋势存在关系便携式计算装置的某些组件的设计方面的 不断挑战。
[0005] 与便携式计算装置相关的组件遭遇特别的设计挑战，包括用于罩住各种内部/电 子组件的包封或外壳。该设计挑战通常来自两个冲突的设计目标:希望制造更轻和更薄的 包封或外壳，以及希望制造更坚固和更刚性的包封或外壳。更轻的包封或外壳(通常是具有 较少紧固件的薄的塑料结构)倾向于更为挠性，同时具有变弯和弯曲的趋势，这与更坚固和 更刚性的包封或外壳(通常是重量较重的具有更多紧固件的较厚的塑料结构)相反。不幸的 是，更坚固和更刚性的塑料结构的重量增加可能导致用户的不满意，然而，较轻结构的变弯 和弯曲可能损害便携式计算装置的内部/电子组件，这几乎肯定会导致用户的不满意。此 外，由于塑料的低硬度，塑料易于发生划痕，所以随着使用它们的外观变差。
[0006] 在已知的材料分类中，玻璃-陶瓷广泛地用于各种其他应用。例如，玻璃-陶瓷广泛 地用于厨房如炉灶、烹饪用具以及餐具，例如碗和餐盘等。透明的玻璃-陶瓷用于生产烤箱 和/或炉窗、光学元件以及镜面基材等。通常，通过在特定的温度下对(配制成可结晶的）前 体玻璃进行特定时间段的结晶化，使得玻璃基质中的晶体相成核和生长，来制造玻璃-陶 bL· 〇
[0007] 在一些情况下，希望形成用于便携式计算装置的玻璃-陶瓷制品具有特定光学性 质，例如不透明性和颜色。基于Si02-Al 203-Li20玻璃体系的已知玻璃-陶瓷包括具有β-石英 固溶体（"β-石英" ss或"β-石英"）作为主晶相或者β-锂辉石固溶体（"β-锂辉石ss"或"β-锂 辉石"）作为主晶相的那些。此类已知的玻璃-陶瓷会要求特定的热处理条件来实现所需的 颜色并展现出较低的强度，这可能是由于晶体的尺寸和形状、它们在玻璃中所建立的应力 以及残留玻璃的强度所导致的。此外，此类玻璃陶瓷还可能展现出不合乎希望的脆度水平， 这可能是由于高浓度的晶相所导致的。除此之外，此类玻璃-陶瓷倾向于具有阻碍使用高产 量成形方法(例如，浮法、狭缝拉制法或者熔合拉制法)的液相线粘度。例如，已知玻璃-陶瓷 由液相线粘度约为10kP的前体玻璃形成，这不适用于通常需要高于lOOkP或者高于200kP的 液相线粘度的熔合拉制法。因此，虽然玻璃-陶瓷展现出所需的性质，例如通常不能通过熔 合成形实现的高不透明性、各种半透明度以及表面光泽，但是此类玻璃-陶瓷不具有熔合成 形工艺所实现的质朴表面和薄度(例如，小于或等于2mm)的优势。
[0008] 基于上文所述的现有外壳或外罩的问题，存在对于玻璃-陶瓷和前体玻璃材料的 需求，它们是可离子交换的并且具有高的液相线粘度（即，允许诸如狭缝拉制以及融合拉制 等成型方法的液相线粘度），其以潜在更为成本节约的方式为便携式计算装置提供了改进 的外壳或外罩。此外，还存在对于如下材料的需求，其提供了改善的颜色性质(例如，白度水 平)和/或其他不透明颜色，同时以美观的方式解决了产生轻量化、牢固和刚性外壳或外罩 的设计挑战。

【发明内容】

[0009] 本发明的一个或多个方面属于玻璃-陶瓷或者玻璃-陶瓷制品，其具有包括锐钛 矿、金红石、镁铁钛矿或其组合的主晶相。在一个或多个实施方式中，本文所揭示的玻璃-陶 瓷制品包含的总晶相占玻璃-陶瓷制品的高至20体积％。在一些实施方式中，玻璃-陶瓷制 品包括主晶相，所述主晶相包含锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合。在一个或多个实施方 式中，主晶相包括短尺度(minor dimension)小于或等于约lOOOnm(例如，小于或等于约 500nm或者小于或等于约100nm)的晶体。主相中至少一部分的晶体可以具有长尺度(major dimension)，并且长尺度与短尺度的长宽比大于或等于约2。在一些实施方式中，长宽比可 以大于或等于约5。在一些实施方式中，总晶相可以是玻璃-陶瓷制品的约20重量％或更小、 约12重量％或更小或者约5重量％或更小。在特定情况下，总晶相可以包含镁铁钛矿，并且 总晶相可占玻璃-陶瓷制品的5重量％。
[0010] 本文所述的玻璃-陶瓷可以通过它们的成形工艺来进行表征。此类玻璃-陶瓷可以 通过浮法、熔合法、狭缝拉制法、薄辊法或其组合来形成。在一些实施方式中，玻璃-陶瓷可 以被成形为三维形状或者可以具有三维形状。在一个或多个实施方式中，前体玻璃组合物 以及玻璃的性质可以决定该加工灵活性。玻璃-陶瓷可展现出大于或等于约10千泊(kP)、大 于或等于约20kP、大于或等于约50kP或者大于或等于约100kP的液相线粘度。
[0011] 在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或 包含该组合物的玻璃)包含:约45-75的Si0 2、约4-25的Al2〇3、约0-10(或者约0.1-10)的P2〇5、 约0-8的MgO、约0-33的R 20、约0-8的ZnO、约0-4的Zr02、约0-12的B2O3以及约0.5-12的一种或 多种成核剂。在一个变化形式中，成核剂可以包括Ti0 2。在另一个变化形式中，组合物可展 现出约-4至约4的组成关系(R2〇-Al2〇 3)。在一个或多个实施方式中，R20可以包括Na20、Li20 和K 20中的一种或多种。在一个或多个【具体实施方式】中，以摩尔％计，组合物包括:约0-12的 Li20、约4-20的Na20和/或约0-2的Κ20。在甚至更具体的实施方式中，组合物可任选地包括： 非零含量至高至约2摩尔％的311〇2和/或约2-10摩尔％的8 2〇3。
[0012] 根据一个或多个实施方式的玻璃-陶瓷制品可包括从玻璃-陶瓷制品的表面延伸 到玻璃-陶瓷制品中一定深度的压缩应力层（"CS"层）。可以通过离子交换过程形成CS层。本 文所用术语"离子交换"或"IX"应理解为表示本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或玻璃)通过离 子交换过程进行化学强化，其中，用经加热的盐浴对玻璃-陶瓷(和/或玻璃)进行处理，所述 经加热的盐浴含有的离子的离子半径不同于玻璃-陶瓷(和/或玻璃)表面和/或块体中所存 在的离子。浴中的离子替换了玻璃-陶瓷(和/或玻璃）中的那些离子，所述那些离子的半径 可能较小(反之亦可，这取决于温度条件）。经受此类离子交换处理的玻璃-陶瓷和玻璃在本 文中可称作"经离子交换（IX)的玻璃-陶瓷"或者"经离子交换（IX)的玻璃"。在一个变化形 式中，CS层的压缩应力至少约为200MPa<XS层的深度（"DOL"）可以至少约为15um。本文所揭 示的玻璃-陶瓷制品可展现出至少lOkgf的维氏压痕裂纹开裂负荷。
[0013] 在一个变化形式中，本文所述的玻璃-陶瓷制品展现出CIELAB色空间坐标中存在 的颜色，其是采用具有光源的分光光度计的镜面反射测量所确定的。在一个例子中，当采用 具有光源D65的分光光度计测量时，玻璃-陶瓷制品展现出如下CIELAB色空间坐标:CIE a* 约为-2至约8;CIE b*约为-7至约30;以及CIE L*约为85至约100。在另一个例子中，当采用 具有光源F02的分光光度计测量时，玻璃-陶瓷制品展现出如下CIELAB色空间坐标:CIE a* 约为-1至约〇;CIE b*约为-8至约-3;以及CIE L*约为80至约100。当在测量中包含或者不含 镜面反射时，可以展现出这些色坐标。
[0014] 本发明的第二个方面属于本文所述的玻璃-陶瓷制品的玻璃前体。在一个或多个 实施方式中，玻璃前体可以是铝硅酸盐玻璃前体，其可以表征为包含可熔合成形组成。在一 个或多个实施方式中，玻璃前体组合物展现出大于或等于约10千泊（kP)、大于或等于约 20kP、大于或等于约50kP或者大于或等于约100kP的液相线粘度。在一个变化形式中，玻璃 前体组合物可展现出小于约1400°C或者小于约1200°C或者小于约1100°C的液相线温度。当 采用本领域已知方法进行评估时，玻璃-陶瓷制品可展现出这些液相线粘度和液相线温度 值。
[0015] 本发明的第三个方面属于制造玻璃-陶瓷制品的方法，所述玻璃-陶瓷制品具有包 括锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合的主晶相。在一个或多个实施方式中，方法包括使得 批料熔化以形成具有如下组成的玻璃制品，其包含:约45-75的Si0 2、约4-25的Al2〇3、约0-10 的 P2〇5、约 0.01 _8 的 MgO、约 0-3 3 的 R20、约 0-8 的 ZnO、约 0-4 的 Zr02、约 0-12 的 B2〇3 以及约 0.5-12的一种或多种成核剂。形成的玻璃制品可在玻璃制品的形成中展现出大于或等于约10kP 或者大于或等于约20kP的液相线粘度以及小于或等于约1400°C的液相线温度。在一个或多 个实施方式中，方法还可包括:在比玻璃制品的退火温度高约50°C的温度至约1100°C之间 的温度下，对玻璃制品进行一段时间的陶瓷化，以引起产生玻璃-陶瓷制品，其包含主晶相， 所述主晶相包括锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合；以及之后，将玻璃-陶瓷制品冷却至室 温。
[0016] 在一个选项中，方法可包括在玻璃制品和/或玻璃-陶瓷制品中形成压缩应力大于 或等于约200MPa的CS层。在一些实施方式中，CS层从玻璃制品和/或玻璃-陶瓷的表面延伸 进入玻璃制品和/或玻璃-陶瓷，D0L大于或等于约15um。可以通过离子交换处理形成CS层。
[0017] 在以下的详细描述中提出了本发明的其他特征和优点，其中的部分特征和优点对 本领域的技术人员而言，根据所作描述就容易看出，或者通过实施包括以下详细描述、权利 要求书以及附图在内的本文所述的各种实施方式而被认识。
[0018] 本说明书所述的数值的任意范围预期了该范围内的所有值，并且理解为支持叙述 了具有被怀疑的具体范围内的实际数值的终端的任意子范围的权利要求。举例一个假定的 示例性例子，本发明的约1-5的范围的陈述应该理解为支持任意如下范围的【主权项】
1-5; 1_4; 1-3; 1-2; 2-5; 2-4; 2-3; 3-5; 3-4;和4-5。此外，应理解的是，诸如"是"、"为"、"包括"、 "具有"以及"包含"等术语是方便用词，不理解为限制性术语，并且只要合适的话，包括术语 "包括"、"基本由……组成"以及"由....组成"等。
[0019] 从以下描述、附图和权利要求书能明显地看出本发明的上述及其他方面、优点和 显著特征。
【附图说明】
[0020] 图1所示是根据一个或多个实施方式的断裂韧度与Ti02的量之间的关系图；
[0021] 图2显示由实施例3-5形成的玻璃-陶瓷的XRD图案；
[0022]图3显不由实施例3形成的玻璃-陶瓷的扫描电子显微镜（SEM)背散射电子图像 (BEI)显微图；
[0023]图4显示由实施例4形成的玻璃-陶瓷的SEM显微图（BEI);
[0024]图5显示由实施例5形成的玻璃-陶瓷中的一种的SEM显微图（BEI);
[0025]图6显示由实施例44形成的玻璃-陶瓷的XRD图案；
[0026]图7显示图6所示的玻璃-陶瓷的SEM显微图（BEI);
[0027]图8显示由实施例63-68形成的玻璃-陶瓷的XRD图案；
[0028]图9显示由实施例63-68形成、并且厚度约为1.0mm的玻璃-陶瓷的透射光谱；
[0029]图10对比了各种热处理之后，由实施例94形成、并且厚度约为0.8mm的玻璃-陶瓷 的透射光谱；
[0030] 图11显示基于从表1所选择的实施例，Ti02含量、液相线粘度和液相线温度之间的 关系图；
[0031] 图12显示基于从表1所选择的实施例，CIELAB色坐标中的变量与组成关系（R2〇-AI2O3)的关系图；
[0032]图13显示由实施例63和65-68形成的玻璃-陶瓷的总透光率；图14显示图1所示的 玻璃-陶瓷的不透明性；
[0033]图15显示由实施例130-132形成的玻璃-陶瓷的晶相的X射线衍射谱图；
[0034]图16A和16B显示实施例131的玻璃-陶瓷的高角度环形暗场(HAADF)的映射图像； [0035]图17A-17D分别显示由实施例131形成的玻璃-陶瓷的元素 Mg、Ti、Al和Si的能量色 散X射线(EDX)映射图像；
[0036] 图18A所示是由实施例130-132以及比较例135形成的玻璃-陶瓷的CIELAB色空间 坐标a*和b*;
[0037] 图18B所示是由实施例130-132以及比较例135形成的玻璃-陶瓷的CIELAB色空间 坐标L*;
[0038] 图19显示在温度为430 °C的包含KN〇3的熔盐浴中经过两段不同时间（8小时和16小 时）的离子交换之后，（在920°C陶瓷化4小时之后）由实施例131形成的玻璃-陶瓷中存在的K +离子的浓度与深度的关系图；
[0039] 图20显示在温度为430°C的包含NaN03的熔盐浴中经过两段不同时间（8小时和16 小时）的离子交换之后，（在920°C陶瓷化4小时之后）由实施例131形成的玻璃-陶瓷中存在 的Na+离子的浓度与深度的关系图。
【具体实施方式】
[0040] 在本发明的示例性方面和/或实施方式的以下详述中，参照构成说明书的一部分 的附图，并且其中通过可实践本发明的具体方面和/或实施方式通过示意性方式显示了上 述参照。虽然以充分的细节描述了这些方面和/或实施方式以使得本领域技术人员能够实 践本发明，但是不应理解为由此对本发明的范围构成了限制。任何本领域和相关领域技术 人员基于本文能够想到的，对本文所描述的本发明特征的替代和进一步改进，以及本文所 描述的本发明原理的任何其它应用，都认为在本发明的范围内。
[0041] 如所述，本发明的各种方面和/或实施方式涉及包含玻璃陶瓷的制品，其可以表征 为半透明和/或不透明。在一些实施方式中，玻璃-陶瓷可以具有白色颜色，但是也考虑其他 颜色。玻璃-陶瓷材料可包含锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合的晶相，并且可以是可离子 交换的。
[0042] 本文所述的玻璃-陶瓷可用于各种电子器件或者便携式计算装置、光扩散器、汽 车、电器以及甚至是建筑应用。为此，希望将其前体玻璃配制成具有足够低的软化点和/或 足够低的热膨胀系数，从而与处理成复杂形状相容。因此，用于形成玻璃-陶瓷的前体玻璃 也是感兴趣的，并且在本文中更详细地描述。
[0043] 根据本发明的一个或多个方面，玻璃-陶瓷包括锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组 合作为主晶相。一种或多种实施方式的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或包含该组合 物的玻璃)包括，以摩尔％计:约45-75的Si0 2、约4-25的Al2〇3、约0-10的P2〇5、约0-8的MgO、约 0-33的R 20、约0-8的ZnO、约0-4的Zr02、约0-12的B2〇3以及约0.5-12的一种或多种成核剂。玻 璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或包含该组合物的玻璃)可以基本不含As 2〇3和Sb2〇3。如 本文所用术语"基本不含As 2〇3和Sb2〇3"表示玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或包含该 组合物的玻璃)包含小于约0.1重量％的六82〇 3或Sb2〇3。如下文进一步详述，玻璃或者玻璃-陶瓷的粘度和压痕裂纹开裂负荷性能受到前体玻璃组成的影响。
[0044] 在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，本文所述的玻璃-陶瓷制品（和/或前体玻 璃组合物和/或包含该组合物的玻璃）中存在的Si0 2的范围可以是：约45-75、约46-75、约 47-75、约48-75、约49-75、约50-75、约51-75、约52-75、约53-75、约54-75、约55-75、约56-75、约57-75、约58-75、约59-75、约60-75、约62-75、约45-74、约45-73、约45-72、约45-71、约 45-70、约45-69、约45-68、约45-67、约45-66、约45-65、约45-64、约45-63、约45-62、约45-61、约45-60、约46-70、约47-68、约48-66、约49-64、约50-62、约55-65、约51-64、约52-63、约 53-62、约54-62、约55-61、约54-60、约62-70、约62-69、约62-68,以及其间的所有范围和子 范围。
[0045] 在一个或多个【具体实施方式】中，Si02存在的量可以起到作为主要的形成玻璃的氧 化物的作用，或者提供玻璃或玻璃陶瓷，其具有足够的化学耐用性以用于使用玻璃或玻璃-陶瓷的应用。例如，玻璃或玻璃-陶瓷可用于触摸模块应用，并且可以进行改性以包含足够 的Si0 2从而展现出此类应用所需的化学耐用性以及为成形操作增加粘度。可以对Si02的含 量进行限制以控制前体玻璃组合物的熔化温度。在一些情况下，过量Si0 2(包括例如仅具有 Si02的前体玻璃组合物)会驱使200泊情况下的澄清温度超过典型玻璃熔化器中可达到的 澄清温度，从而不能从由此类前体玻璃组合物形成的玻璃或玻璃-陶瓷中有效地去除气泡。 因此，应该将Si〇2的含量维持在约45-75摩尔％，以平衡制造需求和良好的耐用性。在一些 实施方式中，陶瓷化成不透明、白色玻璃-陶瓷的具有最高液相线粘度的前体玻璃组合物包 含的Si0 2的量通常约为50-65摩尔％。本文所用术语"陶瓷化"和"热处理"可互换使用，以及 术语"进行陶瓷化"和"进行热处理"也可互换使用，并且包括对前体玻璃进行热处理以形成 玻璃-陶瓷。
[0046]在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，本文所述的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组 合物和/或包含该组合物的玻璃）中存在的Al2〇3的范围可以是：约4-25、约5-25、约6-25、约 7-25、约8-20、约9-25、约10-25、约11-25、约12-25、约4-24、约4-22、约4-20、约4-18、约4-16、约4-14、约4-13、约4-12、约5-25、约6-24、约7-22、约8-20、约9-18、约10-16、约10-14、约 11-13、约12-18、约12-17、约12-16、约12-15或者约13-15,以及其间的所有范围和子范围。 可以对Al 2〇3的量进行调节，从而作为玻璃成形氧化物和/或控制熔融前体玻璃组合物的粘 度。
[0047]在一个或多个实施方式中，前体玻璃组合物中，Al2〇3的量相对于其他碱金属或者 碱土金属的增加可以改善或者增加玻璃或玻璃-陶瓷的耐用性。不希望受限于理论，相信当 玻璃组合物中碱性氧化物(r2〇)的浓度大于或等于Al 2〇3的浓度时，在四面体配位中发现铝 离子，碱性离子作为电荷平衡剂。该四面体配位极大地强化了由此类前体玻璃组合物形成 的玻璃和/或玻璃-陶瓷的离子交换。这在本文表1所列的部分实施例中得以证实。在表1所 列的其他实施例中，碱性氧化物的浓度低于铝离子的浓度;在这种情况下，二价阳离子氧化 物(R0)也可以各种程度对四面体铝进行电荷平衡。虽然诸如钙、锌、锶和钡之类的元素行为 与两个碱性离子等同，但是镁离子的高场强度导致在四面体配位时它们不能完全电荷平衡 铝，导致形成五重-和六重-配位的铝。通常来说，ai 2〇3在可离子交换玻璃和玻璃-陶瓷中会 起到重要的作用，因为其实现强网络骨架（即高退火点），同时允许碱性离子的较快速的扩 散率。相比于重度改性或者纯铝玻璃，电荷平衡的玻璃还具有较高的粘度，所以Al 2〇3含量可 用于管理粘度。但是，当Al2〇3的浓度过高时，玻璃组合物可能展现出较高的液相线温度以及 因而具有较低的液相线粘度，所以在一些实施方式中，Al 2〇3浓度应该约为4-25摩尔％。此 外，过量的改性剂或者差异(R2〇-Al2〇 3)对于四价氧化物溶解性具有大的影响。当过量改性 剂低时，对于四价阳离子如Ti02、Zr0 2和Sn02具有低溶解度。这使得容易地使得结晶Ti02(锐 钛矿和金红石)沉淀，但是也提升了液相线温度。因此，一些实施方式中，差异(R 2〇-Al2〇3)应 该约为-4摩尔％至4摩尔％，以实现具有合理的液相线粘度的白色玻璃-陶瓷。为了实现具 有大于50kP的液相线粘度的白色玻璃-陶瓷的实施方式，差异（R 2〇-Al2〇3)可以约为-2摩 尔％至2摩尔％。因此，在一些实施方式中，Al 2〇3的量可以约为12-17摩尔％。
[0048]在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃 组合物和/或包含该组合物的玻璃)包含的碱性氧化物(R20,例如Li20、Na20、K 20、Rb2(^P/^ Cs20)的存在量约为0-40，约为0-33，约为0-20，约为8-20，或者约为12-18。在一个或多个具 体实施方式中，以摩尔％计，碱性氧化物(R2〇)的存在量可以是：约0.01-40、约0.1-40、约1-40、约2-40、约3-40、约4-40、约5，-40、约6-40、约7-40、约8-40、约9-40、约11-40、约12-40、 约0·01-39、约0·01-38、约0.01-37、约0·01-36、约0·01-35、约0·01-34、约0·01-33、约0.01-32、约0.01-31、约0.01-30、约0.01-29、约0.01-28、约0.01-27、约0.01-26、约0.01-25、约 0.01-33、约0.1-33、约1-33、约2-33、约3-33、约4-33、约5-33、约6-33、约7-33、约8-33、约9-33、约10-33、约11-33、约12-33、约0.01-20、约0.1-20、约1-20、约2-20、约3-20、约4-20、约 5-20、约6-20、约7-20、约8-20、约9-20、约10-20、约10-17、约11-20、约12-20、约1-19、约1-18、约1-17、约1-16、约1-15、约1-14、约1-13、约1-12、约1-19、约2-18、约3-17、约4-16、约5-15、约6-14、约7-13、约8-12或者约9-11，以及其间的所有范围和子范围。
[0049] 在一个或多个实施方式中，可以对碱性氧化物(R20)的量进行调节，以提供展现出 低熔化温度和/或低液相线温度的玻璃组合物。不希望受限于理论，相信加入碱性氧化物可 以增加玻璃和/或包含此类前体玻璃组合物的玻璃-陶瓷的热膨胀系数(CTE)和/或降低化 学耐用性。在一些情况下，可以通过添加碱性氧化物来对明显改变这些属性。玻璃组合物中 过量碱性物质的量还可决定用于形成玻璃-陶瓷的陶瓷化或热处理温度以及所得到的玻 璃-陶瓷的不透明度。在一个或多个实施方式中，在玻璃组合物中包含超过补偿ai 2〇3的少量 过量的碱性物质（即，〇〈R2〇-Al2〇 3 < 1)可以增强包含此类前体玻璃组合物的玻璃-陶瓷中所 需的白色颜色，并且可以提供展现出低液相线温度和高液相线粘度的前体玻璃组合物。此 外，在一些实施方式中，为了进行离子交换，在待进行交换的制品中存在少量碱性氧化物 (例如，Li 20和Na20)可有助于与较大的碱性离子(例如，K+进行离子交换）（例如，来自玻璃制 品的较小碱性离子与来自含较大碱性离子的熔盐浴的此类较大碱性离子进行交换）。通常 可以进行三种类型的离子交换:Na+交换Li+、K+交换Li+和/或K+交换Na+。在前体玻璃组合物 中，足够高浓度的小的碱性氧化物可有助于在玻璃和/或包含此类玻璃前体组合物的玻璃-陶瓷中产生大的压缩应力，因为压缩应力与从玻璃和/或玻璃-陶瓷交换出来的碱性离子的 数量成比例。
[0050] 在【具体实施方式】中，以摩尔％计，Na20的存在量可以是：约4-20、约5-20、约6-20、 约7-20、约8-20、约9-20、约10-20、约11-20、约12-20、约4-19、约4-18、约4-17、约4-16、约4-15、约4-14、约4-13、约4-12、约4-19、约5-18、约6-17、约7-17、约8-17、约9-17、约12-14、约 10-13或者约11-12,以及其间的所有范围和子范围。如本文所述，Na 20对于控制液相线温度 和粘度以及离子交换和Ti02溶解度也是重要的。因此，在一些实施方式中，Na 20的量约为4-20摩尔％，以实现可离子交换的白色玻璃-陶瓷，以及在一些实施方式中，约为8-17摩尔％， 以实现高于l〇〇kP的液相线粘度。
[0051 ] 在另一个【具体实施方式】中，以摩尔％计，存在的K20可以是约0-5、约0-4、约0-3、约 0-2、约0-1、约0.1-5、约0.1-4、约0.1-3、约0.1-2、约0.1-1、约1-5、约1-4、约1-3、约1-2,以 及其间的所有范围和子范围。在一个或多个实施方式中，Κ 20控制前体玻璃和玻璃-陶瓷的 CTE、折射率和离子交换速率。以Na20浓度的代价增加 Κ20浓度，当采用Κ+交换Na+时，以前体 玻璃和玻璃-陶瓷中压缩应力的代价增加了离子交换的速率。因此，当前体玻璃组合物包含 Na2〇且不包含K2O时（所以有更多的Na+尚子与K+尚子发生交换），在前体玻璃和/或玻璃-陶 瓷中实现了最高的压缩应力值。但是，对于固定的离子交换时间，当前体玻璃组合物中，高 至一半的Na 20被Κ20替换时，会在前体玻璃和玻璃-陶瓷中实现更深或者更大的D0L值。对于 非常高的Κ 20量，在陶瓷化过程中形成的白榴石增加了液相线温度并降低了液相线粘度，所 以在一些实施方式中，Κ20含量被限制到低于8摩尔％，以防止这种液相线温度增加和液相 线粘度下降。在一些实施方式中，Κ 20含量被限制到小于约2摩尔％，以实现高压缩应力。. [0052] 在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，存在的Li20的存在量可以是约0-15、约0- 12、约0-10、约0-5、约0-2、约Ο.1-15、约Ο.1-12、约Ο.1-10、约Ο.1-5、约1-15、约1-10、约1-5 或者约1-2,以及其间的所有范围和子范围。在一个或多个实施方式中，Li20可用作IX过程 中首要碱性物质。在高Li 20含量下，形成的锂辉石或者二硅酸锂晶体增加了液相线温度，因 而在一些实施方式中，Li20含量小于约12摩尔％以维持低液相线温度。由于前体玻璃和/或 玻璃-陶瓷中的Li+离子被含K+的离子交换浴快速中毒，因而在一些实施方式中，采用此类 浴，使得K+离子渗透进入前体玻璃和/或玻璃-陶瓷，前体玻璃组合物的Li 20含量小于2摩 尔％。
[0053] 在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或含该组合物的 玻璃）可以展现出如下组成标准：以摩尔％计，Li 20+Na20+K20的总和约4-30、约4-28、约4-26、约4-24、约4-22、约4-20、约4-18、约4-16、约4-14、约4-12、约4-10、约6-30、约8-30、约 10-30、约12-30、约14-30、约16-30、约16-30、约18-30或者约20-30,以及其间的所有范围和 子范围。
[0054] 在一些实施方式中，本文所述的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或含该组合 物的玻璃)展现出如下组成标准：以摩尔％计，差异(R 2〇-Al2〇3)约为-4至4,约为-3至3,约 为-2至2，约为-0.5至2，约为-1至1，约为0-1和约为-1至0，以及其间的所有范围和子范围。 在一个或多个实施方式中，差异（R2〇-Al 2〇3)的下限可以包括-4.0、一3.5、-3.0、-2.5、-2·0、-1·5、-1·0、-0·5、-0·4、-0·3、-0·2、-0·1，以及其间的所有范围和子范围。在一个或多 个实施方式中，差异(R2〇-Al 2〇3)的上限可以包括3.5、3.0、2.5、2.0、1.5、1.0、0.5、0.4、0.3、 0.2、0.1，以及其间的所有范围和子范围。
[0055] 在一个或多个实施方式中，本文所述的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或含 该组合物的玻璃）包括可表征为自成核的成核剂。如本文所用，成核剂指的是玻璃-陶瓷 (和/或前体玻璃组合物和/或含该组合物的玻璃）中的如下组分，其自身作为晶核的起始点 (即，是产生晶相的均质或无定形相中的不连续性或者缺陷），并且不需要其他组分来促进 成核。在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，本文所述的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合 物和/或含该组合物的玻璃）中存在的成核剂可以约为0.1-12、约为0.1-10、约为0.1-7、约 为1-5、约为2-4。在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，成核剂的存在量可以是约0.1-10、 约0.5-10、约1-10、约1-12、约1.5-10、约2-10、约2.5-10、约3-10、约0.1-7、约0.5-7、约1-7、 约1.5-7、约2-7、约2.5-7、约3-7、约0.1-6.5、约0.1-6、约0.1-5.5、约0.1-5、约2-5、约0.1-4.5、约0.1-4、约0.5-4、约1-4、约1.5-4或者约2-4,以及其间的所有范围和子范围。
[0056] 在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或含该组合物的 玻璃)包括Ti02,其可以以金红石和/或锐钛矿的形式存在(在玻璃的热处理后，形成玻璃-陶瓷）。在一个或多个实施方式中，采用Ti0 2并且其是"自成核"的，因为它不需要副成核剂 来使得锐钛矿和金红石晶体生长。金红石和锐钛矿都具有非常高的折射率，例如分别是 2.609和2.488,这导致当嵌入具有低折射率(例如，约为1.5)的玻璃中的时候，具有非常有 效的光散射。锐钛矿和金红石还是双折射的，并且通常在具有高长宽比的拉长晶粒中生长， 这进一步增加了它们的散射能力，导致在较低晶体含量下具有致密乳白外观的玻璃-陶瓷。 本文所用术语"致密乳白"指的是不透明或者对于裸眼看上去会是不透明的材料。当采用某 些光学仪器评价时，取决于厚度，表征为致密乳白的材料可能看上去不是完全不透明的，而 是半透明的，这是因为存在部分透明度（即，部分光通过材料）。通过包含小于约12摩尔％的 结晶组分(例如，Ti02)，可以在薄（即，厚度约为1mm)的横截面中实现该致密乳白外观。当采 用Ti02时，较高的Ti02水平(例如，>4摩尔％ )在约为1mm的厚度提供了非常不透明的玻璃-陶 瓷，而在相同厚度下，约为3摩尔％的1102提供了不透明玻璃-陶瓷。当Ti0 2低于3摩尔％时， 前体玻璃组合物的液相线粘度会非常高，但是得到的玻璃-陶瓷的不透明性开始受损，导致 半透明玻璃-陶瓷。此外，如果Ti0 2的浓度过低（〈1.5摩尔％ )，则前体玻璃不发生结晶。因 此，一些实施方式中，Ti02含量约为1-12摩尔％，以及一些实施方式包括约2-5摩尔％、约2-4.5摩尔％或者约2-4摩尔％，以提供所需的不透明性和液相线粘度。在一些实施方式中，玻 璃-陶瓷（和/或前体玻璃组合物和/或含该组合物的玻璃）包括大于或等于约2摩尔％的 Ti02,以产生镁铁钛矿相。在一些实施方式中，Ti02的量可以大于或等于约3摩尔％。
[0057]在一个或多个【具体实施方式】中，成核剂可以包括Zn0、Zr02、钛、铂、金、铑以及本领 域已知的其他成核剂。在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，成核剂(具体地，Zr02)的存 在量可以是约 0-4、约 0-3、约 0-2、约 0-1、约 0.1-4、约 0.1-3、约 0.1-2、约 0.1-1、约 1-4、约 1-3、约1-2,以及其间的所有范围和子范围。诸如铂、金、铑、银和铱之类的贵金属通常以非常 低浓度(0.005-0.1摩尔％)使用，因为它们会是非常有效但是昂贵的。
[0058] 在一个或多个实施方式中，本文所述的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或包 含该组合物的玻璃)包括一种或多种二价阳离子氧化物，例如碱土氧化物和/或ZnO。可以包 含此类二价阳离子氧化物以改善前体玻璃组合物的熔化行为。对于离子交换性能，二价阳 离子的存在降低了碱性迀移率。当采用较大的二价阳离子氧化物(例如，CaO、SrO和BaO)时， 它们对于离子交换性能可能具有不利影响。此外，相比于较大的二价阳离子氧化物，较小的 二价阳离子氧化物通常有助于在IX玻璃和/或IX玻璃-陶瓷中建立压缩应力。因此，诸如MgO 和ZnO之类的二价阳离子氧化物对于改善应力松弛同时使得对于碱金属扩散率的负面作用 最小化具有优势。但是，当采用高浓度的MgO和ZnO时，可能存在此类二价阳离子氧化物分别 形成镁橄榄石(Mg 2Si04)、锌尖晶石(ΖηΑ12〇4)或者硅锌矿(Zn2Si0 4)的趋势，从而导致液相线 温度非常急剧地提升。在玻璃-陶瓷的一个或多个实施方式中，本文所揭示的玻璃和/或前 体玻璃组合物可以包括MgO和/或ZnO作为仅有的二价阳离子氧化物，并且可任选地排除其 他二价阳离子氧化物。因此，一些实施方式的MgO和ZnO含量小于8摩尔％，以维持合理的液 相线温度，以及在一些实施方式中，小于5摩尔％，以增强离子交换性能。
[0059] 在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃 组合物和/或含该组合物的玻璃）中存在的MgO可以是：约0-8、约0-6、约0-4、约0-3.5、约0-3、约0-2.5、约0-2、约0-1.5、约0-1、约0.1-4、约0.1-3.5、约0.1-3、约0.1-2.5、约0.1-2、约 0.1-1.5、约0.1-1、约0.5-3.5、约1-3、1.5至约2.5、约2-6或者约2-4,以及其间的所有范围 和子范围。例如，镁铁钛矿的高折射率（其通常约为2.3)为玻璃陶瓷提供了白色不透明颜 色。
[0060] 在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃 组合物和/或含该组合物的玻璃）中存在的ZnO可以是：约0-8、约0-7、约0-6、约0-5、约0-4、 约0-3.5、约0-3、约0-2.5、约0-2、约0-1.5、约0-1、约0.1-5、约0.1-4、约0.1-3.5、约0.1-3、 约0.1-2.5、约0.1-2、约0.1-1.5、约0.1-1、约0.5-4.5、约1-4、1.5至约3.5或者约2-3,以及 其间的所有范围和子范围。
[0061 ]本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或含该组合物的玻璃）的一个 或多个实施方式可包含P2〇5。例如，以摩尔％计，P2〇5的存在量可以是约0-10、约0-9、约0-8、 约0-7、约0-6、约0-5、约0-4、约0-3、约0-2、约0.1-10、约0.1-9约0.1-8、约0.1-7、约0.1-6、 约0.1-5、约 1-10、约 1-9、1 至约8、约 1-7、约 1-6、约 1-5、约 1.5-10、约2-10、约2.5-10、约3-10、约3.5-10、约4-10、约4.5-10、约5-10、约5.5-10、约6-9.5、约6-9、约6-8.5或者约6-8,以 及其间的所有范围和子范围。P 2〇5增加了离子交换速率，软化了前体玻璃，改善了耐破坏性， 并且还控制了得到的玻璃-陶瓷的颜色。在一些实施方式中，P 2〇5的存在量小于约12摩尔％， 以防止前体玻璃的过度软化。当P2〇5的量小于约6摩尔％时，得到的玻璃-陶瓷倾向于展现出 黄色、蓝色或棕色颜色或色调，这取决于存在的TiO#PP 2〇5的多少，并且耐破坏性下降。在一 个或多个实施方式中，将P2O5的量维持在约为6-9摩尔％。
[0062] 本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或含该组合物的玻璃）的一个 或多个实施方式可包含B2〇3。例如，以摩尔％计，B 2〇3的存在量可以高至1，或者以摩尔％计， 是如下范围：约0-12、约0-10、约0-8、约0-6、约0-4、约0-2、约0.1-12、约0.1-10、约0.1-8、约 0.1-6、约0·1-4、约0·1-2、约0.01-1、约0.1-1、约1-12、约2-12、约2-10、约2-5、约1-3、约2-4、约8-12、约8-10、约9-10或者约4-10,以及其间的所有范围和子范围。
[0063] 在一个或多个实施方式中，可以基于所需的玻璃和/或玻璃-陶瓷的耐破坏性，对 b2〇3和/或P2〇5的量进行调节。不希望受限于理论，相信B 2〇3和P2〇5可以降低熔化粘度并且有 效地帮助抑制锆石分解粘度（即，错石分解形成Zr0 2的粘度）。内05可改善扩散率并降低离子 交换时间。但是，在一些情况下，通过硼和磷形成的松软结构牺牲了部分压缩应力容量，并 且由于存在P 2〇5,该作用会是显著的。包含P2〇5产生了具有白色颜色的玻璃-陶瓷。在一些实 施方式总，包含特定量的B 2〇3可能导致具有浅蓝灰色颜色的玻璃-陶瓷。
[0064]在一些实施方式中，向前体玻璃中添加 B2〇3改善了得到的玻璃的耐破坏性。当硼没 有被碱性氧化物或者二价阳离子氧化物电荷平衡时，其会处于三方配位状态，这会使得玻 璃结构展开。绕着三方配位硼的网络没有绕着四面体配位硼的网络那么具有刚性，因为在 绕着三方配位硼的网络中的键倾向于是较不具有刚性或者甚至是松软的，因此玻璃可能在 形成裂纹之前容忍部分变形。应该对硼的量进行限制，以防止液相线温度的粘度下降，这可 能会排除使用熔合成形和其他此类成形方法。
[0065] 根据一个或多个实施方式的玻璃-陶瓷制品（和/或前体玻璃组合物和/或包含该 组合物的玻璃)还可包含非零量的Sn02至高至约2摩尔％。例如，存在的Sn0 2可以约为0-2,约 为0-1，约为0.01-2,约为0.01-1，约为0.1-2,约为0.1-1，或者约为1-2,以及其间的所有范 围和子范围。Sn0 2作为澄清剂减少气泡并改善玻璃质量，但是在高浓度下会与Ti02溶解度发 生竞争。在将Sn0 2用作澄清剂的实施方式中，其存在的范围可以约为0.01-2摩尔％，或者约 为0.07-1.2摩尔％，以改善质量而不对Ti0 2溶解度和液相线造成不利影响。
[0066] 本文所揭示的玻璃-陶瓷(和/或前体玻璃组合物和/或包含该组合物的玻璃)可以 基本不含As2〇3和Sb 2〇3。本文所用术语"基本不含As2〇3和Sb2〇3"表示玻璃-陶瓷制品（或者玻 璃组合物)包含的As 2〇3或Sb2〇3小于约0.1重量％。
[0067]在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷可以包含非零重量％的总晶相至高至约20 重量％。在一个或多个实施方式中，以摩尔％计，玻璃-陶瓷中存在的总晶相可以是约0.1-20、约0.1-18、约0.1-16、约0.1-14、约1-20、约2-20、约4-20、约6-20、约8-20、约10-20、约1-9、约2-8、约3-7、约4-7、约5-7或者约6-7,以及其间的所有范围和子范围。在一个或多个实 施方式中，总晶相可以占玻璃-陶瓷制品的约12重量％或更小，或者约5重量％或更小。可以 对前体玻璃组合物中的组分的量进行调节，以形成所需量的总晶相。在一个或多个具体实 施方式中，可以对Ti02的量进行调节，以提供所需量的晶相。不希望受限于理论，相信本文 所揭示的晶相部分提供了具有玻璃性质的玻璃-陶瓷。例如，在部件被陶瓷化、玻璃相占主 要重量百分比之后，这些低结晶度玻璃-陶瓷可以再成形、弯曲或者熔合，因而确定了玻璃-陶瓷大部分的热物理性质。在一些实施方式中，晶相可以被认为是低的，从而晶体可能是小 尺寸的，或者甚至在局部区域是不存在的。在一个或多个【具体实施方式】中，在一些局部区域 中的晶体可能具有尺寸为纳米规格的一个或多个尺度。在本文所揭示的一些实施方式中， 可以采用熔合成形技术或者需要材料成形展现出玻璃状性质或者通常由玻璃材料所展现 出的性质的其他技术，来形成玻璃-陶瓷。
[0068] 在一个例子中，本文所揭示的玻璃-陶瓷所展现的玻璃状性质包括改善的压痕裂 纹开裂负荷性能。不希望受限于理论，本发明所揭示的玻璃-陶瓷的一个或多个实施方式展 现出玻璃状性质，原因在于，压痕裂纹开裂负荷结果类似于当以相同方式对玻璃材料进行 测试时所获得的结果。因此，根据一个或多个实施方式的玻璃-陶瓷展现出相比于其他已知 玻璃-陶瓷更多的玻璃相，因而可以采用已知的玻璃成形技术形成，否则的话，如果存在较 大晶体相重量％或者较大的晶体的话则是不可行的。在具有较大量的晶体相(重量％ )的已 知玻璃-陶瓷中，存在的晶体可能在前体玻璃组合物中是数量较多或者可能是尺寸较大的， 因而，可用于形成玻璃-陶瓷的工艺可能由于存在晶体和/或晶相而受到限制。
[0069] 在一个或多个实施方式中，主晶相可包括锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合。本 文所用术语"主晶相"表示该晶相构成本文所述的玻璃-陶瓷中的所有晶相的最大重量％。 例如，在一个或多个实施方式中，锐钛矿晶相可占玻璃-陶瓷中的所有晶相的最大重量％。 在其他实施方式中，金红石晶相可占玻璃-陶瓷制品中的所有晶相的最大重量％。在其他实 施方式中，锐钛矿晶相、金红石晶相和镁铁钛矿晶相的任意两种组合或者全部三种可占玻 璃-陶瓷制品中的所有晶相的最大重量％。
[0070] 在一个或多个【具体实施方式】中，锐钛矿、金红石和镁铁钛矿可以单独或者以组合 的方式存在，存在的量高至玻璃-陶瓷的总晶相的100重量％。在一个或多个替代实施方式 中，锐钛矿、金红石和镁铁钛矿可以单独或者以组合的方式存在，以重量％计，存在的量占 总晶相的约 0.1-90、约l-90、约l-80、约l-70、约l-60、约10-100、20-100、约30-100、约40-100 、约20-90、约30-80、约40-70、约50-60或者约30-40，以及其间的所有范围和子范围。 [0071]可以通过调节前体玻璃组合物中Ti0 2和/或B2〇3的量，来改性总晶相中锐钛矿、金 红石和/或镁铁钛矿的量。如果Ti〇 2的量减少，可能在玻璃-陶瓷中形成除了锐钛矿、金红石 和/或镁铁钛矿之外的其他晶相。如本文所述，除了锐钛矿、金红石和/或镁铁钛矿之外的其 他晶相可展现出较低的折射率，因而提供的玻璃-陶瓷相比于含有锐钛矿和/或金红石和/ 或镁铁钛矿作为主晶相的玻璃-陶瓷可能不展现出相同的亮度或白度。例如，镁铁钛矿的高 折射率(其通常约为2.3)为玻璃陶瓷提供了白色不透明颜色。在一情况下，锐钛矿、金红石 和镁铁钛矿的任意一种或多种的总量被限制到小于玻璃-陶瓷的约20重量％、小于约15重 量％、小于约12重量％、小于约10重量％或者小于约5重量％，但是大于约0.1重量％。
[0072]在一些实施方式中，主晶相中存在的晶体可以进彳丁进一步表征。晶体可以是锐钦 矿、金红石、镁铁钛矿或其组合。在一些例子中，主晶相中的至少一部分晶体的短尺度约为 lOOOnm或更小、约为500nm或更小或者约为lOOnm或更小。在一些实施方式中，短尺度可以是 约10-1000nm、约10_500nm、约10_400nm、约50_1000nm、约100-1000nm、约100-1000nm、约 200_1000nm、约300_1000nm、约l_200nm、约10_200nm、约20_200nm、约30_200nm、约40-200nm、约50-200nm、约10-100nm、约50-100nm。所述主晶相中的至少一部分晶体可以具有一 定的长宽比，其定义为晶体的长尺度与晶体的短尺度之比。在一些情况下，长宽比可以大于 或等于约2或者大于或等于约5。
[0073] 玻璃-陶瓷制品中的其他晶相可以包括：霞石、β_锂辉石、β_石英、β_锂霞石、尖晶 石、Na2Ca3Al2(P〇4)2(Si〇4)2、Ca(P0 3)2、Ca2Si〇4 以及 Ca2.6Mg〇.4(P〇4)2 等。在一个或多个实施方 式中，除了锐钛矿、金红石和/或镁铁钛矿之外的晶相可表征为次晶相。在一个或多个实施 方式中，可以使得次晶相的量最小化，以提供展现出亮白颜色的玻璃-陶瓷。不希望受限于 理论，相信次晶相(例如，本文所述的那些)可能引入不合乎希望的其他颜色或者光学性质。 在一个或多个实施方式中，次晶相可能展现出无法提供合乎希望的亮白色颜色的较低折射 率。因此，在一个或多个实施方式中，可以对次晶相的重量％进行改性或者甚至使其最小 化，从而调节玻璃-陶瓷的白度和/或亮度。在一个或多个替代实施方式中，可以增加或减少 次晶相的重量％，从而调节玻璃-陶瓷的机械性质。
[0074]为了实现不透明性，（除了金红石、锐钛矿和/或镁铁钛矿之外的）这些其他晶相可 能需要使得它们的尺寸乘以它们的数量密度具有足够的乘积，以实现足够的不透明性的光 散射。较大的晶体可作为使得材料弱化并降低它们可用性的瑕疵。但是，金红石、锐钛矿和 镁铁钛矿具有高折射率、双折射并且通常以伸长的针状晶体伸长，这使得以较低重量百分 比分数提供了光学不透明性。由于金红石、锐钛矿和镁铁钛矿的散射如此有效，使得能够以 小晶体来制造不透明材料，从而玻璃-陶瓷的机械强度没有发生劣化。此外，金红石、锐钛矿 和镁铁钛矿的伸长的晶粒有助于使得玻璃-陶瓷坚韧化。例如，如图1所示，随着Ti0 2量的增 加，断裂韧度增加。
[0075]对于0.8mm的厚度，本文所揭示的玻璃-陶瓷可以在约380-780nm的波长范围上展 现出不透明度以及平均％不透明度2 85%。在一个或多个实施方式中，在380nm至约780nm 的可见光波长范围上，平均不透明度大于或等于86%、大于或等于87%、大于或等于88%、 大于或等于89%、大于或等于约90%、大于或等于约91%、大于或等于约92%、大于或等于 约93%、大于或等于约94%、大于或等于约95%、大于或等于约96%、大于或等于约97%以 及甚至大于或等于约98%。利用对比率方法，通过分光光度计（例如，X-rite公司提供的型 号Color i7的分光光度计)和不同光源(例如，F02、D65、A-10)来测量不透明度。在亮色背衬 和暗色背衬这两者上测量样品的不透明度。
[0076] 本文所述的玻璃-陶瓷可以通过它们的成形工艺来进行表征。此类玻璃-陶瓷可以 通过浮法、熔合法、狭缝拉制法、薄辊法或其组合来形成。在一些实施方式中，玻璃-陶瓷可 以被成形为三维形状或者可以具有三维形状。在一个或多个实施方式中，用于形成玻璃-陶 瓷的前体玻璃组合物以及玻璃的性质(例如，粘度)可以决定该加工灵活性。
[0077] 在其他方面，可以通过例如IX过程对玻璃-陶瓷和/或前体玻璃的至少一部分表面 进行强化。换言之，本文所述的玻璃-陶瓷和/或前体玻璃的至少一部分表面是可离子交换 的或者适于IX处理，从而产生IX玻璃-陶瓷或者IX玻璃。在一个或多个实施方式中，IX玻璃-陶瓷和/或IX玻璃可以包括从玻璃-陶瓷和/或玻璃表面延伸到玻璃-陶瓷和/或玻璃内的 DOL的CS层。在一个变化形式中，CS层所展现出的压缩应力可以至少约为200MPa、至少约为 250MPa、至少约为300MPa、至少约为350MPa、至少约为400MPa、至少约为450MPa、至少约为 500MPa、至少约为550MPa、至少约为600MPa、至少约为650MPa、至少约为700MPa，以及其间的 所有范围和子范围。在另一个实施方式中，D0L可以大于或等于约15um、大于或等于约20um、 大于或等于约25um、大于或等于约30um、大于或等于约35um、大于或等于约40um、大于或等 于约45um、大于或等于约50um或者大于或等于约75um。上限可以高至且包括约lOOum或 150um，以及其间的所有范围和子范围。
[0078] 在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷相比于由不同于本文所揭示的组合物的组 成所制作的其他玻璃-陶瓷制品可以以更高的速率进行离子交换。如本文其他地方所述，在 一个或多个实施方式中，相比于包含此类组成但是不包含P2〇5的其他前体玻璃组合物和/或 玻璃，包含P 2〇5有助于更快速的离子交换。
[0079] 应注意的是，除了单步骤离子交换过程，可采用多个离子交换过程来产生设计的 IX曲线，以增强性能。也就是说，通过采用配制成具有不同离子浓度的离子交换浴或者通过 采用配置成具有不同离子半径的不同离子物质的多个离子交换浴，在选定的D0L产生应力 曲线。
[0080] 根据一个或多个实施方式的玻璃-陶瓷可展现出优异的机械性质。例如，当采用维 氏压痕计测量，玻璃-陶瓷制品可展现出高的裂纹开裂阈值（"维氏压痕裂纹开裂阈值"）。此 类玻璃-陶瓷可以是IX玻璃-陶瓷制品。在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷可展现出至少 约lOkgf的维氏压痕裂纹开裂负荷。在一个或多个【具体实施方式】中，玻璃-陶瓷可展现出至 少约15kgf或者甚至至少约20kgf的维氏压痕裂纹开裂负荷。此类玻璃-陶瓷可以是IX玻璃-陶瓷，如本文所述，其在温度约为410°C的浴中进行了 1小时、2小时或者4小时的离子交换。
[0081] 在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷可展现出白色颜色或者可以表征为基本白 色。本文所用术语"基本白色"表示玻璃陶瓷具有CIELAB色空间坐标中存在的颜色，其是采 用分光光度计和不同光源的镜面反射测量所确定的。例如，采用光源D65测量时，玻璃-陶瓷 可展现出如下CIELAB色坐标:CIE a*约为-2至约8;CIE b*约为-7至约30;以及CIE L*约为 85-100。在一些实施方式中，当采用具有光源F02或D65的分光光度计测量时，玻璃-陶瓷可 展现出如下CIELAB色坐标:CIE a*约为-1至约0;CIE b*约为-8至约-3;以及CIE L*约为80-100。当在测量过程中包含或者不含镜面反射时，可以获得这些值。此外，甚至当用于形成玻 璃-陶瓷的加工条件变化时，玻璃-陶瓷展现出基本白色颜色。例如，甚至当热处理温度改变 差不多100°C时，玻璃-陶瓷展现出基本白色颜色。在一个变化形式中，当热处理温度变化超 过5 °C、10°C、20°C、30°C、40°C、50 °C、60°C、70°C、80°C、90°C和95 °C时，玻璃-陶瓷展现出基 本白色颜色。
[0082] 在一个或多个实施方式中，玻璃-陶瓷可展现出除了白色之外的颜色或色彩。在此 类实施方式中，在前体玻璃中可以存在金属离子形式的着色剂，例如Co、Cr、Cu、Sn、Mn、Sb、 Fe、B i、Ni、V、Se的过渡金属离子和氧化物，以及本领域已知的其他那些。
[0083]前体玻璃组合物和玻璃
[0084]本发明的第二个方面属于用于形成本文所述的玻璃-陶瓷的前体玻璃组合物以及 包含其的玻璃。根据一个或多个实施方式的玻璃-陶瓷可以由玻璃形成，例如，铝硅酸盐玻 璃，其具有如本文关于玻璃-陶瓷另外描述的前体玻璃组成。
[0085] 在一个或多个实施方式中，当经由例如下拉形成玻璃制品时，玻璃组合物展现出 大于或等于约20kP的液相线粘度以及小于约1400°C的液相线温度。前体玻璃组合物可以成 形为玻璃制品，其也展现出至少约20千泊(kP)的液相线粘度以及小于约1400°C的液相线温 度。在一个变化形式中，玻璃组合物和/或包含该组合物的玻璃可展现出至少约20kP或更 大、22kP或更大、24kP或更大、26kP或更大、28kP或更大、30kP或更大或者约50kP或更大的液 相线粘度，包括其间的所有范围和子范围。在另一个变化形式中，玻璃组合物和/或包含该 组合物的玻璃可展现出小于或等于约1350°C、小于或等于约1300°C、小于或等于约1250°C、 小于或等于约1200°C、小于或等于约1150 °C、小于或等于约1100°C、小于或等于约1050°C、 小于或等于约1000 °C、小于或等于约950 °C、小于或等于约900 °C的液相线温度，以及其间的 所有范围和子范围。前体玻璃组合物以及包含该组合物的玻璃可描述为是可结晶的。在一 些实施方式中，玻璃组合物可表征为可通过熔合拉制工艺成形，可通过狭缝拉制工艺成形， 可用过浮法工艺成形，可通过薄辊工艺成形，或其组合。在一些实施方式中，玻璃可以被成 形为三维形状或者可以具有三维形状。
[0086] 本发明的第三个方面属于形成配制成是可结晶成玻璃-陶瓷的前体玻璃的方法， 以及形成具有锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合作为主晶相的玻璃-陶瓷的方法。在一个 或多个实施方式中，方法包括使得批料熔化，形成具有本文其他地方所述的组成的玻璃。例 如，以摩尔％计，组合物可包括:约45-75的Si0 2、约4-25的Al2〇3、约0.1-10的P2〇5、约0.01-8 的MgO、约0-33的R 20、约0-8的ZnO、约0-4的Zr02、约0-12的B2〇3以及约0.5-12的一种或多种 成核剂。在一个或多个实施方式中，组合物可包含金属离子形式的一种或多种着色剂，例如 (：〇、0、〇1、311、111、313、？6、8丨、附、￥、36的过渡金属离子和氧化物，以及本领域已知的其他那 止匕 -、〇
[0087] 此外，将批料配制成产生本文所述的前体玻璃制品和组合物，其在澄清和均质化 之后，在低于约1600°C的温度形成熔融玻璃组合物。方法的其他方面包括将熔融前体玻璃 成形为本文所述的玻璃制品。方法还包括使得玻璃陶瓷化一段时间，从而导致产生玻璃-陶 瓷，其包含主晶相，所述主晶相包括锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合；以及之后，将玻璃-陶瓷冷却至室温。形成玻璃可以包括对玻璃进行下拉（通过例如狭缝拉制或者熔合拉制 法）、浮法加工或者薄辊。在一些实施方式中，方法可也包括将玻璃或者玻璃-陶瓷形成为三 维形状。
[0088] 在一个或多个实施方式中，前体玻璃组合物在成形过程(例如下拉过程）中，展现 出大于或等于约10千泊（kP)(例如，大于或等于20kP、大于或等于50kP或者大于或等于 1 OOkP)的液相线粘度以及小于约1400 °C的液相线温度。
[0089]对于原材料的选择，推荐低铁含量沙用作Si02源。可能需要进行预先酸处理，以降 低砂和其它批料中的铁含量。重要的是，确保对批料材料本身的处理不会引入超过500ppm 的铁氧化物。在一些实施方式中，如果希望亮白色玻璃-陶瓷的话，可以采用向玻璃和玻璃-陶瓷贡献少于200ppm的Fe2〇 3的原材料。可以将无水硼酸用作B2〇3源。本领域普通技术人员 可以根据玻璃-陶瓷的预计最终组成计算批料材料的用量。如上文所述，发现有益的澄清剂 是Sn0 2，非零量值至高至2摩尔％。
[0090]然后将混合的批料加入玻璃罐中，根据常规的玻璃熔融工艺进行熔融。玻璃熔融 领域的普通技术人员可以在上述组成范围内调节批料的组成，以精细调节玻璃的熔融容易 度，以便适应所述玻璃熔融罐的操作能力和温度。熔融玻璃可以使用常规的方法均匀化和 澄清。
[0091] 然后对均匀化的澄清的热均匀的熔融玻璃进行成形，使其形成所需的形状。可以 采用各种成形操作，例如浇铸、模塑、压制、辊压、浮法成形等。通常所述玻璃应当在低于液 相线粘度的粘度下成形（即温度高于液相线温度）。当采用压制时，首先将玻璃输送到高温 模具中，使用柱塞对其进行成形，制成具有所需形状、表面结构和表面粗糙度的玻璃制品。 为了得到低的表面粗糙度和精确的表面轮廓，需要使用精密柱塞对填充在模具中的玻璃粘 块进行压制。如果需要高红外透射性，还要求所述柱塞不会在玻璃制品的表面上引入红外 吸收氧化物或其它缺陷。然后将模塑品从所述模具中取出，转移到玻璃退火炉中，以从模塑 品中除去足够的应力用于进一步加工(在必需和需要的情况下）。然后，为了质量控制，对冷 却的玻璃模塑品进行化学性质和物理性质的检测和分析。可以测量表面粗糙度和轮廓，使 其符合产品规格。
[0092] 为了生产本发明的玻璃-陶瓷制品，将由此制备的玻璃制品置于结晶窑中，进行陶 瓷化过程。需要对窑的温度-时间曲线进行程序控制和优化，以确保玻璃模塑和其它玻璃制 品（例如玻璃板等)形成本文所述的玻璃-陶瓷制品。如上文所述，玻璃组成以及陶瓷化工艺 过程中的热历程决定了最终产品中的最终晶相、其聚集体和微晶大小。在一个或多个实施 方式中，在约为700-100(TC的温度范围对玻璃制品进行一段时间的热处理，其足以产生晶 体，因而产生玻璃-陶瓷。通常，首先将玻璃制品加热至成核温度(Τη)范围，在此温度下开始 形成晶核。然后将它们加热至甚至更高的最高结晶温度Τ。，以获得所需的晶相。经常需要将 制品在Tc保持一段时间，以使得结晶达到所需程度。为了获得本发明的玻璃-陶瓷制品，成 核温度!'11约为700-800°(：，以及结晶温度约为800-1000°(：。结晶之后，使得制品离开结晶窑， 并冷却至室温。本领域技术人员可以调节Tn、Tc以及结晶循环的温度-时间曲线，以便适应 上述范围内的不同玻璃组成。本发明的玻璃-陶瓷制品可有利地展现不透明白色色泽。
[0093] 在一个或多个实施方式中，方法包括：（i)以约为5°C/分钟的速率将玻璃加热至 700-800°C的成核温度(Τη)或者直至玻璃展现出约为10 9-1013泊(例如，约为101()-1012泊）的 粘度；（ii)将玻璃维持在成核温度，保持1-8小时(或者具体来说，约为1-4小时）的时间以产 生成核的玻璃；（iii)以约为5°C/分钟的速率将经成核的玻璃加热至约比玻璃的退火温度 (例如800°C)高50°C至约为1100°C的结晶温度(Tc)或者直至经成核的玻璃展现出约为10 7-1〇12泊(例如，约为l〇8_l〇n泊)的粘度；（iv)将经成核的玻璃维持在结晶温度保持约为2-8小 时(或者更具体来说，约为2-4小时）的时间，以产生包含本文所述的玻璃-陶瓷的制品和/或 玻璃-陶瓷；以及(v)将包含玻璃-陶瓷的制品和/或玻璃-陶瓷冷却至室温。可以对玻璃或者 成核的玻璃所加热到的粘度和/或温度进行调节，以维持所需的玻璃或玻璃-陶瓷的形状。 可以通过改性陶瓷化温度和/或时间，来对得到的玻璃-陶瓷的不透明度进行改性。例如，采 用较低的成核和/或结晶温度以及较短的成核和/或结晶时间可以形成较浅的乳白色(或者 没有那么不透明的玻璃陶瓷），而采用较高的成核和/或结晶温度以及较长的成核和/或结 晶时间可以形成更为不透明的玻璃-陶瓷。如本文其他地方所述，还可以对成核剂的量进行 调节，从而对不透明性进行改性。
[0094] 除了前体玻璃的组成之外，还对步骤（iii)和（iv)的温度-时间曲线进行精确规 定，从而产生所需的晶相;所需的晶相总重量;所需的主晶相和/或次晶相与残留玻璃的比 例;所需的主晶相和/或次晶相与残留玻璃的晶相集合;主晶相和/或次晶相中所需的晶粒 尺寸或者晶粒尺寸分布；以及，进而根据本发明的方面和/或实施方式所得到的玻璃-陶瓷 和/或玻璃-陶瓷制品的最终完整性、质量、颜色和/或不透明性。
[0095] 方法可包括使得玻璃-陶瓷经受离子交换处理，以提供IX玻璃-陶瓷。在一个或多 个替代实施方式中，方法包括使得玻璃制品经受离子交换处理，以提供IX玻璃制品，之后使 得玻璃制品进行陶瓷化或者甚至不对玻璃制品进行陶瓷化。在一个或多个实施方式中，还 可使得前体玻璃经受离子交换处理，以提供IX玻璃。在一个或多个实施方式中，例如，钾(K) 离子可以替换玻璃-陶瓷(和/或玻璃制品）中的钠(Na)离子或者被其替换，这同样取决于IX 温度条件。或者，具有较大原子半径的其它碱金属离子，例如，（Rb)铷或铯(Cs)可以替换玻 璃-陶瓷(和/或玻璃制品）中较小的碱金属离子。类似地，其它碱金属盐，例如但不限于硫酸 盐以及卤化物等，可以用于离子交换过程。
[0096] 预期可以发生两种类型的离子交换，即用较大离子替换较小离子和/或用较小离 子替换较大离子。在一个或多个实施方式中，方法涉及:在温度约为300-500°C (例如，约为 360-450 °C )的KN〇3浴中持续高至10小时的时间，来对玻璃制品进行离子交换(具体来说，用 钾离子交换钠）。在一个一些方面和/或实施方式中，方法涉及通过将玻璃-陶瓷制品（和/或 玻璃制品）放入温度为330-450°C的NaN0 3浴中，持续高至10小时的时间，来对玻璃制品进行 离子交换（具体地，用钠离子交换锂）。在其他方面和/或实施方式中，可以采用钾/钠混合 浴，在类似的温度和时间（例如，80/20的KN0 3/NaN03浴，或者相容温度的60/40的ΚΝ03/ NaN03)，完成离子交换过程。在其他方面和/或实施方式中，考虑二步骤离子交换过程，其 中，第一步骤在含Li的盐浴中完成；例如，熔盐浴可以是包括Li 2S04作为主要成分，但是用 Na2S〇4、K2S〇4或Cs2S〇4进行稀释，以产生熔浴的足够浓度的高温硫酸盐浴。该离子交换步骤 的功能是用含Li盐浴中存在的较小的锂离子替代玻璃-陶瓷制品中较大的钠离子。第二离 子交换步骤的功能是将Na交换到玻璃-陶瓷制品（和/或玻璃制品）中，并且可以如上在温度 为320-430°C的NaN0 3浴中完成。还可以在含有Ag或Cu离子的浴中对玻璃-陶瓷进行离子交 换，以赋予材料抗微生物或者抗病毒属性。
[0097]在一个或多个实施方式中，使得玻璃-陶瓷(和/或玻璃制品）经受IX处理，以形成 至少一个表面的至少一部分经受IX过程的IX玻璃-陶瓷制品（和/或玻璃制品），从而所述至 少一个表面的IX部分展现出D0L大于或等于整个制品厚度的2%的CS层同时在表面中展现 出至少300MPa的压缩应力（ 〇s)。本领域技术人员已知的任意IX工艺都是合适的，只要可以 实现了上文所述的D0L和压缩强度(〇s)即可。
[0098] 在更为具体的实施方式中，可以将本文所述的玻璃-陶瓷结合到装置的外壳或外 罩中，并且可以展现出2mm的总厚度以及D0L大于或等于约40um且压缩应力（ 〇s)大于或等于 约500MPa的CS层。同样地，实现这些特征的任意IX过程都是合适的。
[0099] 应注意的是，除了单步骤离子交换过程，可采用多个离子交换过程来产生设计的 IX曲线，以增强性能。也就是说，通过采用配制成具有不同离子浓度的离子交换浴或者通过 采用配置成具有不同离子半径的不同离子物质的多个离子交换浴，在选定的D0L产生应力 曲线。
[0100] 根据本发明方法的一个或多个实施方式制造得到的玻璃-陶瓷可展现出CIELAB色 空间坐标中存在的颜色，其是采用具有各种光源(例如，光源D65或F02)的分光光度计，由镜 面反射测量确定的。在测量中可以包含或者不含镜面反射，如本文其他地方所述。在一个或 多个实施方式中，由于在本文所揭示的玻璃-陶瓷中的少量的总晶相，离子交换处理更为有 效。相信少量的总晶相在玻璃-陶瓷中留下了更大部分的玻璃，其可以经由离子交换过程进 行强化。不希望受限于理论，在一个或多个实施方式中，使得本文所揭示的玻璃或玻璃-陶 瓷在温度约为430Γ的KN03的熔盐浴中进行高至16小时的离子交换过程导致玻璃-陶瓷展 现出高的压痕裂纹开裂负荷值(例如，约为l〇-15kgf)。不希望受限于理论，相信（陶瓷化过 程期间的）快速冷却过程导致前体玻璃中较高的假想温度，相信这导致了经受离子交换的 基材中改善的耐开裂性(改善的压痕裂纹开裂负荷形式）。因此，使得前体玻璃经受假想过 程或者通过采用(具有快速冷却速率的)熔合工艺形成前体玻璃，也可导致展现出改善的压 痕裂纹开裂负荷的玻璃-陶瓷。
[0101] 在以下实施例中，将描述前体玻璃组合物、前体玻璃和玻璃-陶瓷的各种特性。特 性可包括CIELAB色空间坐标、半透明度、不透明度、粘度、退火点、应变点、介电参数、晶相 和/或晶体尺寸的特性、元素曲线、压缩应力曲线、维氏硬度、CTE、断裂韧度(K 1C)。
[0102] 通过本领域技术人员已知的方法，通过(包括镜面的）总反射测量或者（不包括镜 面)的反射，来确定用于描述本文所述的玻璃-陶瓷的颜色的CIELAB色坐标(例如，CIE L*、 CIE a*和CIE b*;或者CIE L*、a*和b*;或者L*、a*和b*)。
[0103] 根据本发明的方面和/或实施方式的前体玻璃的粘度可以是本领域技术人员已知 的方法，例如，ASTM C965-96和ASTM C1350M-96所描述的那些。
[0104]可以采用本领域技术人员已知的方法，例如，ASTM C598(及其后续内容，其全文通 过引用结合入本文），"通过束弯曲的玻璃的退火点和应变点的标准测试方法（Standard Test Method for Annealing Point and Strain Point of Glass by Beam Bending)''， ASTM国际，美国宾夕法尼亚州康斯霍肯(0)11此〇11〇(31?511，？4，1^)，来测量本文所述的前体玻 璃的退火点和应变点。
[0105] 通过本领域技术人员已知的X射线衍射(XRD)分析技术，利用诸如荷兰飞利浦公司 (Philips,Netherlands)制造的型号为PW1830(Cu Κα福射)衍射计之类的市售可得设备，来 确定晶相集合的晶相和/或晶相的晶体尺寸的特性。通常从5-80度的2Θ获得光谱。
[0106] 通过本领域技术人员已知的分析技术，例如，电子微探针(ΕΜΡ);Χ射线光致发光谱 (XPS);二次离子质谱(SIMS)等，来确定对前体玻璃和玻璃-陶瓷的表面进行表征的元素曲 线。
[0107] 可以采用常规光学技术和仪器，例如，购自Luceo有限公司和/或折原实业有限公 司（这两家都位于日本东京）的市售可得表面应力计型号FSM-30、FSM-60、FSM-6000LE、FSM-7000H等，以常规方式测量本文所述的玻璃-陶瓷和前体玻璃的表面CS层的压缩应力（〇 s)、 平均表面压缩和D0L。在一些情况下，可能需要额外分析来确定精确应力曲线。
[0108] 可以通过本领域技术人员已知的方法，例如，ASTM C1327(及其后续，全部通过引 用结合入本文）"先进陶瓷的维氏压痕硬度的标准测试方法(Standard Test Methods for Vickers Indentation Hardness of Advanced Ceramics)"ASTM国际，美国宾夕法尼亚州 康斯霍肯((：〇11此〇11〇(31? 511，？4，1^)所述的那些，来表征前体玻璃和/或玻璃-陶瓷的维氏硬 度。
[0109] 可以通过本领域技术人员已知的方法，例如，ASTM E228(及其后续，全部通过引用 结合入本文）"利用推动杆膨胀计的固体材料的线性热膨胀系数的标准测试方法(Standard Test Method for Linear Thermal Expansion of Solid Materials with a Push-Rod Dilatometer)"ASTM国际，美国宾夕法尼亚州康斯霍肯（Conshohocken，PA，US)所述的那些， 来表征前体玻璃和/或玻璃-陶瓷的热膨胀系数(CTE)。
[0110] 可以通过本领域技术人员已知的方法，例如，ASTM C1421(及其后续，全部通过引 用结合入本文）"在环境温度下确定先进陶瓷的断裂韧度的标准测试方法(Standard Test Methods for Determination of Fracture Toughness of Advanced Ceramics at Ambient Temperature)"ASTM国际，美国宾夕法尼亚州康斯霍肯（Conshohocken，PA,US)和/ 或采用人字形节距短棒(CNSB)试样和/或基本根据ASTM E1304 C1421(及其后续，全部通过 引用结合入本文）"金属材料的平-直(人字形-节距）断裂韧度的标准测试方法(Standard Test Method for Plane-Strain(Chevron-Notch)Fracture Toughness of Metallic Mater ial s)" ASTM国际，美国宾夕法尼亚州康斯霍肯(Conshohocken，PA，US)所述的那些，来 表征前体玻璃和/或玻璃-陶瓷的断裂韧度(K 1C)。
[0111]实施例
[0112] 下面将通过以下实施例来进一步阐明各种实施方式，其并不旨在以任意方式限制 本发明。
[0113] 因为单个组分的总和总计或者非常接近约100,出于所有实践目的，记录值视为表 示摩尔％。实际的前体玻璃批料成分可能包含任何材料，氧化物或其他化合物，当与其他批 料组分熔融在一起时将以适当比例转化为所需的氧化物。
[0114] 实施例1-116:在铂坩埚中，采用配制成在熔化和精炼之后产生1000g的前体玻璃 的原材料批料，来制造表1中所列出的示例性前体玻璃前体。将每个含有经配制的原材料批 料的坩埚放入预加热至1575-1650°C的炉中，经配制的原材料批料熔化和精炼产生熔融前 体玻璃，然后将其浇铸成前体玻璃饼状物，将其在玻璃组合物的退火点或者退火点附近退 火1小时。以这种方式，然后可以将示例性前体玻璃的单个饼状物切割成多片，以及通过放 入编程至具有不同或相似温度-时间循环的静态炉中，从而使一块或多块片材经受多个此 类不同和/或相似的热处理(成核和结晶）。表1所列的示例性前体玻璃的多个饼状物所经受 的一些温度-时间循环的例子包括：
[0115] i)将饼状物引入设定为室温至500 °C的炉中；
[0116] ii)以5°C/分钟(min)热处理至成核温度(Tn)，如表1II所示(例如，750°C);
[0117] iii)在Τη保持2小时；
[0118] iv)以5°C/分钟（min)从Τη加热至结晶温度（Tc)，如表1II所示（例如，850-1050 °C);以及
[0119] v)结晶温度(Tc)保持4小时；以及
[0120] vi)冷却至室温。
[0121] 表1所列出的经过热处理的前体玻璃饼状物在上文所述的玻璃-陶瓷的热处理之 后，来对表1所列出的属性进行分析。通过X射线荧光(XRF)和/或通过ICP，或者以批料的形 式，对表1所列的前体玻璃进行分析，以确定前体玻璃的组分。通过纤维伸长来确定退火点、 应变点和软化点。通过浮力法来确定密度。热膨胀系数(CTE)的每个值都是室温与300 °C之 间的平均值。采用共振超声光谱确定每个前体玻璃的弹性模量。每种前体玻璃的折射率是 对于589.3nm而言的。通过径向压缩方法来测定应力光学系数(SOC"）值。基于24小时和72小 时梯度舟测试，来记录液相线温度测量。
[0122] 表1:前体玻璃组成
[0123]














































[0170]
[0171] 实施例A:如上文所述，对实施例3、4、5和44的前体玻璃的每个饼状物进行热处理， 以形成玻璃-陶瓷。然后玻璃-陶瓷分别在包含KN03的浴中进行离子交换，温度约为410°C， 持续时间直至D0L约为50um。在表1I中分别提供这些玻璃-陶瓷的CS和D0L测量，根据本文其 他方面所述的方法。对于由实施例3-5的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷，采用玻璃前体的S0C和 RI来确定玻璃-陶瓷的CS和D0L。对于由实施例44的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷，以1550nm波 长进行测试，S0C和RI分别假定为31.8和1.5。
[0172] 表1I:实施例3、4、5和44的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷的CS和D0L数据
[0174] 如表1I所示，由实施例44的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷在一半的时间内实现了与 基于实施例3、4和5的玻璃-陶瓷几乎相同的D0L。
[0175] 实施例B:在接近软化点对由实施例3-5的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷进行约20小 时的热处理。对得到的玻璃-陶瓷进行XRD分析，如图2所示是显示了结果的XRD图案。XRD图 案表明，由实施例3-5的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷具有金红石的主晶相。图3-5分别显示由 实施例3、4和5的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷的SEM显微图。玻璃-陶瓷暴露于0.5%的HF蚀刻 剂30秒，之后以25kx的放大倍数和60度倾斜拍摄SEM和SEM显微图进行评估。在图3-5中，可 以看出表明了金红石晶相的"针状"结构。钛中富集了针状结构。
[0176] 由实施例44的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷在750 °C热处理2小时，然后在875°C热处 理4小时。温度以约为5 °C/分钟的速率从750 °C增加到875 °C。对得到的玻璃-陶瓷进行XRD分 析；图6显示结果的XRD图案。XRD图案表明，由实施例44的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷具有锐 钛矿的主晶相。如图7所示是由实施例44的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷的SEM显微图。玻璃-陶瓷暴露于0.5%的HF蚀刻剂30秒，之后以25kx的放大倍数和60度倾斜拍摄SEM和SEM显微 图进行评估。在图6中，可以看出表明了锐钛矿晶相的针状亮结构。钛中富集了针状亮结构。
[0177] 实施例C:由实施例63-68的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷在825°C热处理2小时，然后 在1000 °C热处理4小时。温度以约为5 °C/分钟的速率从825 °C增加到1000 °C。对得到的玻璃-陶瓷进行XRD分析；图8显示结果的XRD图案。XRD图案表明，由实施例63的前体玻璃形成的玻 璃-陶瓷具有锐钛矿的主晶相，以及由实施例64-68的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷具有金红 石的主晶相。
[0178] 图9显示由实施例63的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷制品的透射光谱，在750 °C热处 理2小时然后在875°C热处理4小时之后的厚度为1.0mm。图9还显示由实施例65-68的前体玻 璃形成的玻璃-陶瓷制品的透射光谱，在850°C热处理2小时然后在925°C热处理4小时之后 的厚度为1 .〇mm。
[0179] 图10显示由实施例94的前体玻璃形成的玻璃-陶瓷制品的透射光谱，厚度分别为 0.8mm。以如下方式对具有根据实施例94的组成的玻璃制品进行热处理，来分别获得玻璃-陶瓷制品：1)在750 °C热处理2小时，然后在900 °C热处理4小时；2)在800 °C热处理2小时，然 后在875°C热处理4小时；3)在800°C热处理2小时，然后在900°C热处理4小时；以及4)在800 °C热处理2小时，然后在925 °C热处理4小时。
[0180]图11显示基于表1所示的实施例，显示了液相线温度和液相线粘度与Ti02含量的 关系图。采用梯度舟法来测量液相线温度。将碎玻璃装载到铂舟中，保持24小时。然后用光 学显微镜检测玻璃，观察到晶体的最高温度鉴定为液相线。通过旋转圆柱体法来测量粘度 与温度的关系。将该数据用于计算液相线温度下的粘度(液相线粘度）。如图11所示，大致随 着Ti0 2含量的增加，液相线粘度下降；以及大致随着Ti02含量的增加，液相线温度增加。
[0181] 图12显示基于表1所示的实施例，CIELAB色坐标中的变量与组成关系(R2〇-Al2〇 3) 的关系图。该图显示，当R2〇-Al2〇3 = 0.8时，L*具有最大值97。当(R2〇-Al2〇3)的值增加，b*开 始增加。对于〇.8_厚的样品，所有样品的不透明度为98-99%。
[0182] 可以通过玻璃-陶瓷的扫描电子显微镜图像，来评估根据一个或多个实施方式的 玻璃-陶瓷中的晶体的晶粒尺寸。例如，如图3-5所示，一些金红石晶体显示出小于或等于 lum、小于或等于400nm或者小于或等于200nm的长度。同样如图3-5所示，一些金红石晶体显 示出小于或等于约50nm的宽度。
[0183] 实施例D:对根据表1所示的实施例的玻璃-陶瓷制品的颜色进行分析。颜色测量存 在于CIELAB色空间坐标中，如表1II所示，采用光源D65的分光光度计，通过镜面反射测量来 确定。
[0184] 表1II:热处理条件和SCI颜色测量



























[0214]
[0215] 实施例E:采用维氏压痕计来测量实施例44的前体玻璃组合物形成的玻璃-陶瓷的 压痕裂纹开裂负荷。根据本文所述的方法形成玻璃-陶瓷，IX以及压痕阈值结果如下表1V所 不。
[0216] 表1V:包含实施例44的玻璃的玻璃-陶瓷的维氏压痕裂纹开裂负荷
[0218]实施例F:测量实施例63和65-68的各种光学性质，包括总透射、不透明度、透射颜 色、反射颜色和折射率。由实施例63和65-68的每种前体玻璃分别形成一个玻璃-陶瓷样品。 样品的长度和宽度尺度为1英寸（即，每个样品为1平方英寸）。每个样品的厚度如下表V所 示。样品分别进行抛光，具有平坦表面并展现出白色颜色。
[0219] 表V:用于光学测量的实施例63、65-68的厚度
[0222] 在测试之前，每个样品的表面采用用HPLC等级反应物醇湿润化的Texwipe TX-609 擦拭器进行拖曳擦拭清洁。然后用具有150mm直径球形检测器的Perkin-Elmer 950#2分光 光度计来测量样品的2500nm-250nm总透射率和总反射率。使用以下参数：
[0223] 光谱带宽-PMT_3.0nm
[0224] PbS-伺服，增益（Servo, Gain)-18
[0225] 扫描速度-420nm/分钟
[0226] 扫描步阶尺寸-2nm
[0227] 平均信号时间-0.2秒
[0228] 孔隙-无
[0229] 将每个样品固定在球形入口端，收集被样品传输的离轴散射光（如果存在的话）， 从而获得总透射率测量。用白色背衬和黑色背衬这两者确定不透明度，来测量总反射率。使 用下式计算％不透明度：
[0230] %不透明度=% R黑色背衬/ % R白色背衬X100。
[0231] 实施例63和65-68的总透射率如图13所示。实施例63和65-68的不透明度如图14所 示。实施例63和65-68的平均不透明度如下表VI所示。
[0232] 表VI:实施例63和65-68的平均％不透明度。
[0233]
[0234] 在梅特里肯型号2010棱镜连接器（Metricon Model 2010Prism Coupler)上，以 633nm进行折射率测量。梅特里肯2010棱镜连接器以全自动折射计运行，其中，可以测量块 体材料和/或膜的折射率。通过梅特里肯2010棱镜连接器，以如下原理测量块体材料(例如， 实施例63和65-68)的折射率。如果折射率η的材料与折射率为n P的棱镜连接，导向到棱镜基 底上的激光会被完全反射，直到入射角Θ变得小于临界角Θ。，其中：
[0235] 9c = arcsin(n/nP)
[0236] 采用光探测器测量0C(参见图1)，因为探测器上的强度随着Θ下降到低于临界角而 急剧下降。由于np是已知的，所以可以通过上式确定η。
[0237] 用于折射率测量的仪器参数如下：
[0238] 基材模式
[0239] 半步阶台间隔
[0240] 棱镜：200-?-1，编号1073.6
[0241] 连接负荷:约3.5镑
[0242] 3次重复扫描
[0243] 源：1550nm 激光
[0244] 所使用的仪器根据ASTM推荐的方案采用绝对物理标准或者国家标准技术研究所 (NIST)可追溯的标准进行定期校准。
[0245] 透射颜色结果、反射颜色结果(黑色背衬)和折射率结果见表VIIA、VIIB和VIIC。
[0246] 表VIIA:实施例64和65-58的透射颜色结果。



[0252] 对于透射颜色，波长范围为380-780nm，光谱间隔为2nm。采用A光源CIE、F02光源 CIE、D65光源和10度标准观察角来获得三色、色度和CIE L*a*b*测量。
[0253] 表VIIB:实施例63和65-58的反射颜色结果。



[0259] 对于透射和反射颜色，波长范围为380-780nm，光谱间隔为2nm。采用CIE光源F02和 D65以及10度标准观察角来获得三色、色度和CIE L*a*b*测量。
[0260] 表VIIC:实施例63和65-68的折射率。
[0261]
[0262]实施例117-128:以实施例1-116相同的方式来制造表VIII所列的示例性前体玻璃 组合物，并形成熔融前体玻璃，然后以实施例1-116相同的方式浇铸成前体玻璃饼状物。然 后如上文关于实施例1-116所述，对前体玻璃的饼状物进行热处理以形成玻璃-陶瓷。以实 施例1-116相同的方式，对于得到的玻璃-陶瓷，同样对表VIII所列的属性进行分析。
[0263] 表VII:前体玻璃组合物




[0271]
[0272] 比较例129、实施例130-134以及比较例135:以实施例1-128相同的方式来制造表1X所列的示例性前体玻璃组合物，并形成熔融前体玻璃，然后以实施例1-128相同的方式浇 铸成前体玻璃饼状物。然后如上文关于实施例1-128所述，对实施例130-134和比较例135的 前体玻璃的饼状物进行热处理以形成玻璃-陶瓷。以实施例1-128相同的方式，对于得到的 玻璃-陶瓷，同样对表1X所列的属性进行分析。由比较例129形成的玻璃没有经过热处理形 成玻璃 _陶瓷。
[0273] 表1X:前体玻璃组成
[0274]


[0279]通过由前体玻璃形成玻璃粉末，然后使得玻璃粉末在梯度炉中等温保持72小时， 来确定比较例129、实施例130-134和比较例135的液相线温度。分别由高温粘度的测量来确 定比较例129、实施例130-134和比较例135的液相线温度时的粘度。确定由比较例129形成 的玻璃(其未经热处理成玻璃-陶瓷）以及实施例130-134和比较例135的玻璃-陶瓷的压痕 阈值。实施例130-134和比较例135的玻璃-陶瓷在指定盐浴中进行离子交换，时间和温度见 表1X所列，之后用维氏压痕计进行测试。采用形成实施例130-134和比较例135的玻璃-陶瓷 相同的工艺来形成由比较例129形成的玻璃，但是其没有经过离子交换，展现出约为10-15kgf的维氏压痕开裂负荷值。对比而言，采用熔合拉制工艺将比较例129的前体玻璃组合 物成形为玻璃制品，得到的玻璃制品展现出约为20_25kgf的维氏压痕开裂负荷值。
[0280] 图15显示在920°C陶瓷化4小时之后，由实施例130-132形成的玻璃陶瓷的晶相的X 射线衍射谱图。谱图显示在所有3种玻璃-陶瓷中存在镁铁钛矿。玻璃-陶瓷的余下部分仍为 无定开多。
[0281] 图16A和16B显示在920 °C陶瓷化4小时之后，实施例131的玻璃-陶瓷的高角度环形 暗场(HAADF)的映射图像。图17A-17D分别显示在920 °C陶瓷化4小时之后，由实施例131形成 的玻璃-陶瓷的元素 Mg、Ti、Al和Si的能量色散X射线(EDX)映射图像。不希望受限于理论，图 16A-B和图17A-D中的玻璃-陶瓷可展现出半透明性或不透明性，这取决于晶相中晶体的尺 寸或者形成的镁铁钛矿相的量。
[0282] 图18A和18B显示由实施例130-132和比较例135形成的玻璃-陶瓷的CIELAB色空间 坐标L*、a*和b*的图示，其是采用具有光源F02和包括镜面反射的分光光度计(购自X-rite 公司，型号Color i7)测得的。在图18A和18B中，方形数据点和菱形数据点分别表示在920°C 陶瓷化4小时以及在940°C陶瓷化4小时之后测得的色坐标。
[0283] 图19显示在温度为430 °C的包含KN〇3的熔盐浴中经过两段不同时间（8小时和16小 时）的离子交换之后，（在920°C陶瓷化4小时之后）由实施例131形成的玻璃-陶瓷中存在的K +离子的浓度与深度的关系图。
[0284] 图20显示在温度为430°C的包含NaN03的熔盐浴中经过两段不同时间（8小时和16 小时）的离子交换之后，（在920°C陶瓷化4小时之后）由实施例131形成的玻璃-陶瓷中存在 的Na+离子的浓度与深度的关系图。
[0285] 可对本文所述的材料、方法和制品作出各种改进和变化。考虑到本文揭示的材料、 方法和制品的说明和实施，本文所述的材料、方法和制品的其它方面将是显而易见的。本说 明书和实施例应视为示例。
【主权项】
1. 一种玻璃-陶瓷制品，其包括： 包含锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合的主晶相；以及以摩尔％计的如下组成，该组 成包括： 约45-75的SiO2; 约 4-25 的 Al2O3; 约 0-10 的 P2O5; 约0-8的MgO; 约 0-33 的 R2O; 约0-8的ZnO; 约0-4的Zr〇2; 约0.5-12的TiO2;以及 约 0-12 的 B2O3; 其中，R2O包括Na2O、Li2O和K2O中的一种或多种。2. 如权利要求1所述的玻璃-陶瓷制品，其特征在于，（R2O-Al2O3)约为-4至约4。3. 如前述任一项权利要求所述的玻璃-陶瓷制品，其特征在于，以摩尔％计，所述组成 包括： 约 0-12 的 Li2O; 约4-20的Na2O;以及 约 0-2 的 K2O。4. 如前述任一项权利要求所述的玻璃-陶瓷制品，其特征在于，以摩尔％计，所述组成 包括以下任意一种或多种:约2-10的B2O 3;以及约为0.1-10的P2〇5。5. 如前述任一项权利要求所述的玻璃-陶瓷制品，所述玻璃-陶瓷制品还包括小于或等 于5重量％的总晶相，其中，所述总晶相包括镁铁钛矿。6. 如权利要求1所述的玻璃-陶瓷制品，所述玻璃-陶瓷制品还包括高至20重量％的总 晶相。7. 如前述任一项权利要求所述的玻璃-陶瓷制品，所述玻璃-陶瓷制品还包括从所述玻 璃-陶瓷制品的表面延伸到压缩应力层深度的压缩应力层，所述压缩应力层包括大于或等 于约200MPa的压缩应力以及大于或等于约15um的压缩应力层深度。8. 如前述任一项权利要求所述的玻璃-陶瓷制品，所述玻璃-陶瓷制品还展现出大于或 等于约IOkgf的维氏压痕裂纹开裂负荷。9. 一种玻璃-陶瓷制品，其包括： 包含锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合的主晶相； 其中，所述玻璃-陶瓷制品是由液相线粘度大于或等于约IOkP的前体玻璃形成的。10. 如权利要求9所述的玻璃-陶瓷制品，其特征在于，所述主晶相包括短尺度小于或等 于1000 nm的晶体，并且其中，所述晶体包括长尺度以及所述长尺度与短尺度的长宽比，其大 于或等于约2。11. 如权利要求9或10所述的玻璃-陶瓷制品，其特征在于，锐钛矿与金红石的总量小于 所述玻璃-陶瓷制品的约12重量％。12. 如权利要求9-11中任一项所述的玻璃-陶瓷制品，其特征在于，镁铁钛矿的量小于 所述玻璃-陶瓷制品的约5重量％。13. 如权利要求9-12中任一项所述的玻璃-陶瓷制品，所述玻璃-陶瓷制品还包括： 选自以下任意一个的由镜面反射测量确定的存在于CIELAB色空间坐标中的颜色： 约为-2至约8的CIE a*，约为-7至约30的CIE b*，和约为85至约100的CIE L*;以及 约为-1至约0的CIE a*，约为-8至约-3的CIE b*，和约为80至约100的CIE L*。14. 如权利要求9-13中任一项所述的玻璃-陶瓷制品，所述玻璃-陶瓷制品还展现出大 于或等于约IOkgf的维氏压痕裂纹开裂负荷。15. -种铝硅酸盐玻璃前体，以摩尔％计，其包括如下组成： 约45-75的SiO2; 约 4-25 的 Al2O3; 约 0-10 的 P2O5; 约0-8的MgO; 约 0-33 的 R2O; 约0-8的ZnO; 约0-4的Zr〇2; 约0.5-12的TiO2;以及 约 0-12 的 B2O3; 其中，R2O包括Na2O、Li2O和K2O中的一种或多种。16. 如权利要求15所述的铝硅酸盐玻璃前体，其特征在于，以摩尔％计，所述组成包括： 约 0-12 的 Li2O; 约4-20的Na2O;以及 约 0-2 的 K2O。17. 如权利要求15或16所述的铝硅酸盐玻璃前体，其特征在于，所述组成展现出大于或 等于约10千泊(kP)的液相线粘度。18. 如权利要求15-17中任一项所述的铝硅酸盐玻璃前体，其特征在于，所述组成展现 出小于约1400°C的液相线温度。19. 一种制造玻璃-陶瓷制品的方法，所述玻璃-陶瓷制品具有包含锐钛矿、金红石、镁 铁钛矿或其组合的主晶相，所述方法包括： 使得批料熔化并形成玻璃制品，以摩尔％计，所述玻璃制品具有如下组成： 约45-75的SiO2; 约 4-25 的 Al2O3; 约 0-10 的 P2O5; 约0.01-8的MgO; 约 0-33 的 R2O; 约0-8的ZnO; 约0-4的Zr〇2; 约0.5-12的TiO2;以及 约 0-12 的 B2O3; 其中，R2O包括Na20、Li20和K2O中的一种或多种；以及 其中，在形成所述玻璃制品的过程中，所述玻璃制品展现出大于或等于约10千泊(kP) 的液相线粘度以及小于约1400°c的液相线温度； 在比所述玻璃制品的退火温度高约50°C的温度至约1100°C之间的温度下，对所述玻璃 制品进行一段时间的陶瓷化，以引起产生玻璃-陶瓷制品，其包含主晶相，所述主晶相包括 锐钛矿、金红石、镁铁钛矿或其组合；以及 使得所述玻璃-陶瓷制品冷却至室温。20.如权利要求19所述的方法，所述方法还包括使得所述玻璃-陶瓷制品经受离子交换 处理，从而在所述玻璃-陶瓷制品内实现压缩应力大于或等于约200MPa的压缩应力层，其 中，所述压缩应力层从所述玻璃制品的表面延伸进入所述玻璃制品中，压缩应力层深度大 于或等于约15um〇
【文档编号】C03C21/00GK105899469SQ201480059079
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2014年8月27日
【发明人】M·J·德内卡, 付强, T·M·格罗斯, 郭晓菊, S·利基凡尼奇库, J·C·莫罗
【申请人】康宁股份有限公司