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Dokumentenidentifikation EP1837312 08.11.2007
EP-Veröffentlichungsnummer 0001837312
Titel Lithium-Aluminium-Silikatglas mit kurzen Keramisierungszeiten
Anmelder SCHOTT AG, 55122 Mainz, DE
Erfinder Siebers, Friedrich Dr., 55283 Nierstein, DE;
Schiffner, Ulrich Dr., 55126 Mainz, DE;
Schmidbauer, Wolfgang Dr., 55126 Mainz-Finthen, DE;
Schönberger, Klaus Dr., 55126 Mainz, DE
Vertragsstaaten AT, BE, BG, CH, CY, CZ, DE, DK, EE, ES, FI, FR, GB, GR, HU, IE, IS, IT, LI, LT, LU, LV, MC, NL, PL, PT, RO, SE, SI, SK, TR
Sprache des Dokument DE
EP-Anmeldetag 20.03.2006
EP-Aktenzeichen 060055936
EP-Offenlegungsdatum 26.09.2007
Veröffentlichungstag im Patentblatt 08.11.2007
IPC-Hauptklasse C03C 10/12(2006.01)A, F, I, 20070828, B, H, EP
IPC-Nebenklasse C03C 3/083(2006.01)A, L, I, 20070828, B, H, EP   C03C 3/095(2006.01)A, L, I, 20070828, B, H, EP   

Beschreibung[de]

Es ist generell bekannt, dass sich Gläser aus dem System L2O-Al2O3-SiO2 in Glaskeramiken mit Hochquarz-Mischkristallen oder Keatit-Mischkristallen als Hauptkristallphasen umwandeln lassen.

Die Erfindung betrifft ein Lithium-Alumino-Silikatglas das sich mit kurzen Keramisierungszeiten von kleiner 2,5 Stunden bevorzugt kleiner 100 Minuten in eine transparente Glaskeramik mit Hochquarz-Mischkristallen als vorherrschende Kristallphase umwandeln lässt und dabei ohne visuell störende Lichtstreuung (Trübung) oder Eigenfarbe ist.

Eine Schlüsseleigenschaft dieser Glaskeramiken ist, dass sie in einem Temperaturbereich von Raumtemperatur bis etwa 700°C über einen äußerst niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten &agr;20/700 < 1,5·10-6/K verfügen. Diese Glaskeramiken finden daher in transparenter Form Anwendung z.B. als Brandschutzglas, Kaminsichtscheiben, Kochgeschirr, Kochflächen, sowie als Substratmaterial für wafer stages oder für Spiegelträger für Teleskope und sowie für Reflektoren in Beamem.

Bei zahlreichen Anwendungen transparenter Glaskeramiken werden diese in flacher Form benötigt, beispielsweise in Form von Scheiben, als Sichtfenster für Kamine, für Brandschutzverglasungen, Kochflächen mit farbiger Unterseitenbeschichtung und Displayzwecke. Die Herstellung von solchem Flachglas aus der Glasschmelze, das als Ausgangsglas für die Herstellung von Glaskeramiken dient, erfolgt üblicherweise durch Walzen und neuerdings auch durch Floaten. Für eine wirtschaftliche Herstellung dieser Lithium-Alumino-Silikatgläser ist zum einen eine niedrige Schmelztemperatur und eine niedrige Verarbeitungstemperatur VA gewünscht, zum anderen darf das Glas bei der Formgebung keine Entglasung zeigen, das heißt, es dürfen sich keine störenden Kristalle bilden, die in den Ausgangsgläsern und daraus hergestellten Glaskeramiken die Festigkeit beeinträchtigen. Bei der Formgebung über Walzen ist der letzte Kontakt der Glasschmelze mit der Ziehdüse aus Edelmetall (üblicherweise Pr/Rh), bevor das Glas durch die Walzen geformt und abgekühlt wird.

Bei der großtechnischen Herstellung von Glaskeramik wird zunächst das Ausgangsglas über übliche Glasfertigungsverfahren hergestellt. Bei der Schmelze wird typischerweise Arsen- und/oder Antimonoxid als Läutermittel eingesetzt. Diese Läutermittel sind verträglich mit den geforderten Glaskeramikeigenschaften und führen zu guten Blasenqualitäten bei der Schmelze. Auch SnO2 wird insbesondere in Verbindung mit Hochtemperaturläuterung oberhalb 1700°C als Läutermittel eingesetzt.

Nach dem Einschmelzen und Läutern erfährt das Glas üblicherweise eine Heißformgebung durch Walzen, Gießen, Pressen oder neuerdings Floaten. Anschließend wird das Ausgangsglas durch gesteuerte Kristallisation in den glaskeramischen Artikel überführt. Diese Keramisierung erfolgt in einem zweistufigen Temperaturprozess, bei dem zunächst durch Keimbildung bei einer Temperatur zwischen 600 und 800°C Keime, üblicherweise aus ZrO2/TiO2-Mischkristallen, erzeugt werden. Auch SnO2 kann an der Keimbildung beteiligt sein. Bei anschließender Temperaturerhöhung wachsen bei der Kristallisationstemperatur von 800 bis 900°C die Hochquarz-Mischkristalle auf diesen Keimen auf. Falls erwünscht, können die Hochquarz-Mischkristalle anschließend noch in Keatit-Mischkristalle umgewandelt werden. Die Umwandlung in Keatit-Mischkristalle erfolgt bei Temperaturerhöhung in einem Temperaturbereich von ca. 900 bis 1200°C. In der Regel sind Glaskeramiken mit Keatit-Mischkristallen als Hauptphase transluzent oder opak und verfügen über einen weißen Farbton, der durch Zusatz von Farboxiden verändert werden kann. Mit dem Übergang von Hochquarz- zu Keatit-Mischkristallen erhöht sich der thermische Ausdehnungskoeffizient der Glaskeramik und die Transparenz verringert sich durch die mit der Vergrößerung der Kristalle einhergehende Lichtstreuung.

Für die Qualität transparenter Glaskeramiken mit Hochquarz-Mischkristallen als Hauptkristallphase sind Transparenz und geringe Eigenfarbe maßgeblich. Transparenz bedeutet, dass die Glaskeramiken über hohe Lichttransmission im sichtbaren Bereich sowie geringe Lichtstreuung (Trübung) verfügen sollen. Die geringe Lichtstreuung wird über eine hohe Keimdichte erreicht, die dazu führt, dass die aufwachsenden Hochquarz-Mischkristalle mit ihrer Größe unterhalb des Bereiches der Wellenlänge des sichtbaren Lichtes liegen. Typischerweise liegt die mittlere Kristallitgröße der Hochquarz-Mischkristalle im Bereich 20 bis 80 nm. Eine hohe Keimdichte setzt ausreichende Gehalte an Keimbildnern sowie ausreichende Keimbildungszeiten während der Keramisierung voraus.

Nachteilig an diesen Glaskeramiken ist, dass sie regelmäßig über eine schwache Eigenfärbung verfügen, die an sich unerwünscht ist.

Die Eigenfarbe transparenter Glaskeramikplatten kann verschiedene Ursachen haben. In den Gemengerohstoffen für die Schmelzen ist das färbende Element Fe als Verunreinigung enthalten. Auch die Verwendung der Läutermittel Sb2O3 und CeO2 führt zu einer geringen Eigenfarbe. Die beschriebene bräunlich gelbe Eigenfärbung der transparenten Glaskeramiken beruht maßgeblich auf elektronischen Übergängen an Farbkomplexen, die im Bereich des sichtbaren Lichtes absorbieren und an denen die für die Keimbildung notwendige Komponente, das Ti-lon, beteiligt ist. Der häufigste absorbierende Farbkomplex ist die Ausbildung von benachbarten Fe- und Ti-lonen, zwischen denen elektronische Charge-Transfer-Übergänge stattfinden. Sn/Ti-Komplexe bewirken ebenfalls eine Eigenfarbe. Die Fe/Ti-Farbkomplexe führen zu einer rotbraunen, die Sn/Ti-Farbkomplexe zu einer gelbbraunen Verfärbung. Die Ausbildung dieser benachbarten Farbkomplexe findet bereits beim Abkühlen des Ausgangsglases und insbesondere beim späteren Keramisieren der Glaskeramiken statt. In der Schmelze sind die Ionen noch gleichmäßig verteilt, beim Abkühlen, bei hohen Temperaturen und beim Keramisieren lagern sie sich bevorzugt aneinander an. Beim Keramisieren der transparenten Glaskeramiken verstärkt sich dadurch die Eigenfarbe gegenüber dem Ausgangsglas ganz beträchtlich. Durch Absorption im kurzwelligen Teil des sichtbaren Spektrum erhalten die transparenten Flachgläser und besonders die daraus hergestellten Glaskeramiken eine deutliche Eigenfarbe, die mit der Dicke stark zunimmt.

Die Keramisierung der Lithium-Alumino-Silikatgläser aus den Glaskeramiken findet üblicherweise in Rollenöfen oder Tunnelöfen statt. Um Unebenheiten der Platten während der Keramisierung zu vermeiden, ist es erforderlich, dass diese Öfen eine sehr gute Temperaturhomogenität besitzen, damit die Plattenober- und Unterseite der Ausgangsgläser gleichzeitig kristallisiert. Ansonsten kommt es verfahrensbedingt zur Verwerfungen. Wegen dieser hohen Anforderungen und der damit verbundenen hohen Anschaffungskosten der Keramisierungsöfen ist es wirtschaftlich vorteilhaft, wenn die Öfen mit hohen Durchsatz gefahren werden können, das heißt, dass die Gesamtkeramisierungszeit so kurz wie möglich gehalten wird. Dies führt aber zu dem Zielkonflikt, dass die Ausgangsgläser über eine ausreichende Menge an Keimbildnern verfügen müssen, damit bei der Umwandlung in die Glaskeramik keine Lichtstreuung an großen Kristalliten stattfindet (Tyndall-Effekt).

Um ausreichende Keimbildung sicherzustellen, sind aber Mindestgehalte des Keimbildners TiO2 erforderlich, da dieser Keimbildner nur mit Nachteilen bei Schmelze und Entglasung durch den alternativen Keimbildner ZrO2 ersetzt werden kann. Dies bedeutet, dass die gewünschten schnellen Keramisierungszeiten und kurzen Keimbildungszeiten über die dafür benötigten Gehalte an TiO2 zu einer verstärkten Eigenfarbe führen.

Es hat viele Anstrengungen gegeben, diese störende, auf einem Fe/Ti-Komplex beruhende Eigenfarbe zu verringern oder zu vermeiden.

Die Verringerung des Fe-Gehaltes ist nur bis zu einem bestimmten Grad eine wirtschaftlich umsetzbare Maßnahme. Durch die großtechnisch verfügbaren Gemengerohstoffe für die Herstellung des Glases und durch Abrieb aus Anlagenteilen für die Herstellung und Homogenisierung des Gemenges entsteht immer ein gewisser Eintrag von Fe2O3 in das Gemenge. Aufgrund der Kosten für hochreine Rohstoffe und konstruktive anlagentechnische Sondermaßnahmen ist es wirtschaftlich nicht mehr vertretbar, in transparenten Glaskeramiken den Fe2O3-Gehalt unter ca. 50 ppm zu verringern. Üblicherweise liegt der Fe2O3-Gehalt in der Größenordnung von ca. 100 bis 500 ppm.

Ansätze zur Verringerung des Fe/Ti-Farbkomplexes beschreibt die US 4438210 . Hier werden transparente Glaskeramiken mit geringer Eigenfarbe erhalten, die 2-6 Gew.-% TiO2 und 0-2 Gew.-% ZrO2 als Keimbildner und bis etwa 0,1 Gew.-% Fe2O3 als Verunreinigungen enthalten, indem die Komponente MgO im wesentlichen weggelassen wird.

Die JP 03-23237 A beschreibt die Herstellung transparenter Glaskeramiken ohne Eigenfarbe. Diese Glaskeramiken vermeiden den Zusatz von TiO2 als Keimbildner und basieren auf einer Mischkeimbildung durch ZrO2/SnO2. Die dazu notwendigen SnO2-Gehalte betragen mehr als 1 Gew.-%. Bei diesen hohen SnO2-Gehalten verschlechtert sich jedoch die Entglasungsfestigkeit des Glases. Im Bereich der Formgebung, da bei Viskositäten um die Verarbeitungstemperatur VA von 104 dPas eine störende Sn-haltige Kristallphase auskristallisiert. Dadurch kommt es zu einer unzulässigen Verringerung der Festigkeit der Gläser und der daraus hergestellten Glaskeramiken. Auch hat sich gezeigt, dass hohe SnO2-Gehalte zu einem starken Angriff der Glasschmelze auf Edelmetalleinbauten, wie Rührer, Elektroden führen. Dadurch wird die Lebensdauer der Edelmetalleinbauten verkürzt.

In der Schrift JP 05-193985 wird eine ebenfalls TiO2-freie Glaskeramik bevorzugt für Anwendungen in Brandschutzverglasungen beschrieben, die den Zusatz von Nd2O3 in Gehalten von 0,2-1 Gew.-% hat, um die durch Fe-lonen erzeugte Eigenfarbe zu überfärben. Die Glaskeramiken werden durch 3-7 Gew.-% ZrO2 gekeimt. Bei diesen hohen ZrO2-Gehalten verschlechtert sich jedoch die Entglasungsfestigkeit des Glases im Bereich der Formgebung bei Viskositäten um die Verarbeitungstemperatur VA. Es kristallisiert ZrO2 (Baddeleyit) als störende Kristallphase aus.

Die US 4093468 beschreibt den Einsatz von Nd2O3 für die Überfärbung des durch den Fe/Ti-Farbkomplex verursachten Farbstichs. Aus dieser Schrift sind transparente Glaskeramiken nahezu ohne Eigenfarbe bekannt, die als Keimbildner TiO2 in Gehalten 0,5-6 Gew.-% enthalten, einen Gehalt an Fe2O3 über Verunreinigung bis zu 500 ppm und die durch Zusatz von 0,03-0,75 Gew.-% Nd2O3 überfärbt werden. Diese Schrift beschreibt, dass sich das Nd2O3 im Gegensatz zu den üblichen Färbemitteln wie Co, Se, Cu, Cr, Mn, Ni V besonders gut dazu eignet, den durch den Fe/Ti-Farbkomplex erzeugten Farbstich zu neutralisieren.

Allerdings gibt die Schrift keinen Hinweis darauf, wie durch Optimierung der Keimbildner eine hohe Transparenz, d.h., geringe Trübung und hohe Lichttransmission in kurzen Keramisierungszeiten zu erreichen ist. Die Beispiele dieses Patentes enthalten ungünstige Keimbildnerkombinationen, so hohe TiO2-Gerhalte oder zu geringe Keimbildnerkonzentrationen. Bedingt durch den fehlenden Einsatz der Alkalien Na2O und K2O besitzen die Gläser darüber hinaus eine unzureichende Entglasungfestigkeit. Über den Einfluss des Läutermittels auf die Ausbildung des Fe/Ti-Farbkomplexes wird keine Aussage gemacht.

Das Prinzip des Überfärbens eines vorhandenen, unerwünschten Farbstichs führt naturgemäß zu stärkerer Absorption des Lichts und erniedrigt damit die Lichttransmission. Da die vorhandenen Absorptionsbanden durch komplementäre Absorptionsbanden des Überfärbemittels neutralisiert werden, ergibt sich insgesamt eine erniedrigte Lichtransmission.

Ein weiteres Problem entsteht beim Recyclen der Glaskeramik. Bekanntlich wird Altglas, z.B. Behälterglas, aber auch Flachglas, in großem Umfang gesammelt und in Form von Scherben der Wiederverwertung zugeführt. Gelangt unter diese Scherben auch Glaskeramik, führt dies zu Problemen, weil die Zusammensetzungen aus dem Li2O-Al2O3-SiO2-Glassystem über höhere Schmelztemperaturen verfügen und sich dadurch beim Wiederaufschmelzen der Kalk-Natron-Gläser und deren Formgebung sehr störend bemerkbar machen. Im Bereich des Recyclings von Altscherben werden zunehmend optische Verfahren eingesetzt, die die Scherben aufgrund ihrer unterschiedlichen Absorptionsbanden trennen.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Lithium-Alumino-Silikatglas zu finden,

  • das sich mit Keramisierungszeiten von unter 2,5 Stunden in eine Glaskeramik mit Hochquarz-Mischkristallen als vorherrschende Kristallphase umwandeln lässt,
  • das eine neutrale Farbe und eine gute Transparenz aufweist,
  • das eine äußerst geringe Trübung besitzt und
  • das in optischen Scherbensortieranlagen aufgrund seiner optischen Eigenschaften sicher erkannt und von Gebrauchsglasscherben getrennt werden kann.

Diese Aufgabe wird durch das in Patentanspruch 1 beschriebene Lithium-Alumino-Silikatglas gelöst.

Die Gehalte der keimbildenden Komponenten TiO2, ZrO2, SnO2 müssen innerhalb relativ enger Grenzen gehalten werden. Dabei sind jedoch bestimmte Mindestgehalte dieser Verbindungen erforderlich, um bei den angestrebten kurzen Keramisierungszeiten vom weniger als 2,5 Stunden, bevorzugt weniger als 100 Minuten während der Keimbildung Keime in hoher Dichte zu erzeugen, damit nach dem Aufwachsen der Hochquarz-Mischkristalle transparente Glaskeramiken ohne Trübung realisierbar sind. Durch die hohe Keimdichte bleibt die mittlere Kristallitgröße der Hochquarz-Mischkristalle auf Werte < 80 nm begrenzt, wodurch eine störende Lichtstreuung vermieden wird. Für eine effektive Keimbildung sind Mindestgehalte an TiO2 und ZrO2 erforderlich.

Die Trübung (engl.: haze) soll weniger als 1 %, bevorzugt weniger als 0,5% betragen (gemessen für eine 3,6 mm dicke Platte mit beidseitig polierten Oberflächen). Trübung ist nach ASTM D 1003 der prozentuale Anteil durchgelassenen Lichts, der vom eingestrahlten Lichtbündel im Mittel um mehr als 2.5° abweicht.

Es konnte gefunden werden, dass sich die geforderte schnelle Keramisierung und die dafür benötigten kurzen Keramisierungszeiten mit dem Keimbildnern ZrO2, TiO2 und SnO2 dann erreichen lassen, wenn bestimmte Bedingungen eingehalten werden. Die Keimbildungswirkung von SnO2 und TiO2 (in Gew.-%) ist ungefähr gleich, weshalb diese beiden Komponenten zusammen betrachtet werden können. Die keimbildende Wirkung des ZrO2 (in Gew.-%) ist deutlich stärker. Daher lassen sich Kombinationen der Keimbildner ZrO2 und (TiO2+SnO2) mit gleicher keimbildenden Wirkung darstellen, die auf einer Geraden in einem entsprechenden Diagramm liegen (Figur 1). Für die erfindungsgemäße geringe Trübung bei kurzen Keramisierungszeiten ergibt sich eine untere Grenzgerade für den Mindestgehalt der Keimbildner: ZrO 2 = - 0 , 87 ( TiO 2 + SnO 2 ) + 3 , 65.

Für die bevorzugte Mindestgehalte der Keimbildner (in Gew.-%) gilt damit: ZrO 2 + 0 , 87 ( TiO 2 + SnO 2 ) 3 , 65

Zu hohe Keimbildnergehalte führen jedoch zu einer Verschlechterung des Entglasungsverhaltens bei der Formgebung, wie bereits ausgeführt wurde. Um sicherzustellen, dass die obere Entglasungstemperatur (OEG) unterhalb der Verarbeitungstemperatur VA liegt, muss die obere Grenze für die Keimbildnergehalte (in Gew.-%) der Bedingung folgen: ZrO 2 + 0 , 87 ( TiO 2 + SnO 2 ) 4 , 3

Die obere Grenze ist ebenfalls in Figur 1 dargestellt.

Zusammengefasst lautet die Beziehung: 3 , 65 ZrO 2 + = , 87 TiO 2 + SnO 2 4 , 3

Die Summe der TiO2- und SnO2-Gehalte soll allerdings 2,7 Gew.-% nicht übersteigen, weil diese Komponenten an der Bildung der für die Eigenfarbe Fe/Ti- und Sn/Ti Farbkomplexe beteiligt sind.

Weitere Grenzen ergeben sich aus der Forderung nach einer guten Entglasungsfestigkeit ZrO 2 < 2 , 5 Gew . - % SnO 2 < 0 , 4 Gew . - %

Der Gehalt an SnO2 soll 0,4 Gew.-% nicht übersteigen, weil es sonst bei Formgebung in der Nähe des Verarbeitungspunktes VA zu einer unerwünschten Entglasung in Form einer Sn-haltigen Kristallphase kommt. Enstprechendes gilt für den Gehalt an ZrO2, bei dem eine Obergrenze von < 2,5 Gew.-% eingehalten werden soll, damit es nicht zur Entglasung in Form einer ZrO2-haltigen Kristallphase (Baddeleyit) kommt. Dies wird durch die obere Entglasungsgrenze ausgedrückt, die unterhalb der Verarbeitungstemperatur VA liegen soll. Mit diesen Bedingungen kann in einem Diagramm (Figur 1) der zulässige Bereich der Keimbildnergehalte definiert werden. Für ZrO2 sind Mindestgehalte von 1,3 Gew.-% und für &Sgr;SnO2+TiO2 von 1,3 Gew.-% erforderlich, um eine geringe Trübung (Haze) von weniger als 1 % sicherzustellen.

Bei den erfindungsgemäßen Lithium-Alumino-Silikatgläsern und den daraus hergestellten transparenten Glaskeramiken wird die störende auf Fe/Ti- und/oder Sn/Ti-Farbkomplexen beruhende Eigenfarbe durch Zusätze von Nd2O3 in Gehalten von 50-4000 ppm verringert. Unterhalb von 50 ppm Nd2O3 ist die Wirkung nicht mehr zuverlässig und oberhalb von 4000 ppm wird entweder die Transmission der Gläser schlecht (bei zu hohen Fe2O3-Gehalten) oder die Eigenfarbe des Nd-lons wird störend. Bevorzugt werden Gehalte von 100 bis 4000 ppm und insbesondere 200 bis 3000 ppm Nd2O3. Ganz besonders bevorzugt wird eine obere Grenze für den N2O3-Gehalt von weniger als 2000 ppm. Die Gehalte Nd2O3 sind notwendig, um das erfindungsgemäße Ziel einer Verringerung der Eigenfarbe der gefloateten Flachgläser und der daraus hergestellten transparentren Glaskeramiken durch Überfärbung zu erreichen.

Weiterhin dienen sie dazu, die erfindungsgemäßen Flachgläser und die daraus hergestellten Glaskeramiken eindeutig zu markieren und die Recyclingfähigkeit zu verbessern.

Zusätze von Nd haben den Vorteil, dass dieses Element der rotbraunen Färbung durch Fe/Ti- bzw. der gelbbraunen Färbung durch Sn/Ti-Komplexe besonders gut entgegenwirkt. Der Farbpunkt gemessen in den verschiedenen Farbsystemen, wie z.B. im CIE- oder dem CIELAB-(kurz Lab-) Farbsystem wird durch Nd gut in Richtung des Unbuntpunktes verschoben. Weiterhin verfügt das Nd als färbendes Ion aus der 4f-Gruppe des Periodensystems über sehr viele charakteristische Absorptionsbanden, die eine eindeutige Markierung ermöglichen. Bei der Umwandlung in die transparente Glaskeramik werden diese Absorptionslinien nur wenig verändert.

Die Markierung des Glases bzw. der daraus hergestellten transparenten Glaskeramik lässt sich daher sehr einfach mit handelsüblichen Spektrometern nachweisen. Dies erlaubt dem Hersteller des Originalproduktes die Wiedererkennung seines Produktes und sichert auch bei möglichen Schadensfällen eine erleichterte Zuordnung im Sinne der Produkthaftung. Eine Unterscheidung von transparenten Glaskeramiken verschiedener Hersteller ist sonst nur über aufwendige analytische Messmethoden möglich, wie sie nur in wenigen Speziallabors bereitstehen.

Die charakteristischen Absorptionslinien des Nd ermöglichen auch eine Erkennung und Trennung in Aufbereitungsprozessen beim Recycling von Altscherben aus Kalk-Natron-Glas. Besonders vorteilhaft ist der Zusatz von Nd zur Markierung wegen der charakteristischen Absorptionslinien und seiner Eigenschaft, im Infraroten zu fluoreszieren. Durch die genannten Eigenschaften kann vermieden werden, dass Scherben aus transparenter Glaskeramik, die wegen der geringen Eigenfarbe leicht z.B. mit normalen Fensterscheiben aus niedrigschmelzenden Kalk-Natron-Gläsern verwechselt werden können, in deren Aufbereitungsprozess und Wiedereinschmelzen gelangen. Die Gefahr besteht darin, dass sich durch die hohen Schmelztemperaturen der Lithium-Alumino-Silikatgläser (und -glaskeramiken) verglichen mit denen von Kalk-Natron-Gläsern nicht aufgeschmolzene Relikte bilden. Dies führt im günstigsten Fall noch zu visuell erkennbaren Relikten in den Kalk-Natron-Glasprodukten, im ungünstigsten Fall kann es zum Verstopfen von Kanälen oder Düsen im Formgebungsprozess und damit zum Totalausfall bei der Produktion der Kalk-Natron-Gläser führen.

Die erfindungsgemäßen Lithium-Alumino-Silikatgläser sollen weniger als 400 ppm, bevorzugt weniger als 200 ppm Fe2O3 enthalten. Höhere Gehalte führen dazu, dass auch höhere Gehalte des Überfärbemittels Nd benötigt werden, um den Farbstich Fe/Ti zu neutralisieren. Das führt zu niedriger Lichttransmission und einem visuell wahrnehmbaren Graustich. Die Gehalte an Fe2O3 sollen in wirtschaftlich vertretbarem Maße minimiert werden, geringere Gehalte als ca. 50 ppm sind wegen der hohen Kosten für Fe-arme Gemengerohstoffe nicht mehr wirtschaftlich.

Zusätze von CoO in einer Gesamtmenge bis zu 50 ppm zum Nd-Zusatz sind vorteilhaft, um den Farbpunkt der transparenten Glaskeramik noch genauer in Richtung Unbuntpunkt einzustellen. Der Nd-Zusatz allein verschiebt den Farbpunkt nicht exakt in Richtung Unbuntpunkt, so dass diese leichte Korrektur vorteilhaft sein kann. Bevorzugt wird eine Menge von CoO von 1 bis 50 ppm. Bevorzugt wird jedoch, eine Obergrenze für das CoO von 40 ppm, insbesondere von 30 ppm nicht zu überschreiten. Für Feinkorrekturen der Farborte können auch weitere Färbemittel, wie z.B. Cr Ni, V, Cu, Mn, Ce zugesetzt werden. Die Gesamtmenge sollte 100 ppm nicht übersteigen.

Die Oxide Li2O, Al2O3 und SiO2 sind in den bevorzugten, in den Ansprüchen angegebenen Grenzen notwendige Bestandteile der Hochquarz- und/oder Keatit-Mischkristallphasen. Ein Mindestgehalt an Li2O von 3 Gew.-% ist im allgemeinen erforderlich, jedoch führen Li2O-Gehalte von über 4,5 Gew.-% beim Herstellprozess häufig zu einer ungewollten Entglasung. Ein Gehalt von 3,2 bis 4,3 Gew.-% Li2O führt zu besonders guten Ergebnissen.

Zur Vermeidung zu hoher Viskositäten des Glases und zur Unterdrückung der Neigung zu unerwünschter Entglasung von Mullit bei der Formgebung ist der Al2O3-Gehalt bei einem bevorzugten Mindestgehalt von 19 Gew.-% auf bevorzugt maximal 25 Gew.-%, insbesondere 24 Gew.-% begrenzt. Der SiO2-Gehalt soll bevorzugt maximal 69 Gew.-%, insbesondere 68 Gew.-% betragen, weil diese Komponente die Viskosität des Glases stark erhöht. Somit sind für das Einschmelzen der Gläser und hinsichtlich der Temperaturbelastung bei der Formgebung höhere Gehalte von SiO2 unvorteilhaft. Der Mindestgehalt an SiO2 soll bevorzugt 55 Gew.-%, insbesondere 60 Gew.-% betragen.

Als weitere Komponenten können MgO, ZnO und P2O5 in die Kristallphasen eingebaut werden. Der ZnO-Gehalt ist wegen der Problematik der Bildung unerwünschter Kristallphasen wie Zn-Spinell bei der Keramisierung begrenzt auf Werte von höchstens 2,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 2,0 Gew.-%,. Der MgO-Gehalt ist auf maximal 2,0 Gew.-%, bevorzugt bis zu 1,5 Gew.-% begrenzt, weil er sonst den Ausdehnungskoeffizienten der Glaskeramik unzulässigerweise erhöht. Für geringe Eigenfarbe sind MgO-Gehalte von weniger als 0,8 Gew.-% und besonders von weniger als 0,6 Gew.-% vorteilhaft. Ein MgO-Mindestgehalt von 0,1 Gew.-% wird in der Regel benötigt, damit die thermische Ausdehnung der Glaskeramik nicht auf negative Werte unter -0,3 x 10-6/K fällt.

Die Zugabe der Alkalien Na2O, K2O, der Erdalkalien CaO, SrO, BaO, sowie von B2O3 verbessern die Schmelzbarkeit und das Entglasungsverhalten des Glases bei der Formgebung. Die Gehalte müssen jedoch begrenzt werden, weil diese Komponenten im wesentlichen in der Restglasphase der Glaskeramik verbleiben und die thermische Ausdehnung in unzuverlässiger Weise erhöhen. Auch können höhere Gehalte das Kristallisationsverhalten bei der Umwandlung des Glases in die Glaskeramik beeinträchtigen und wirken sich ungünstig auf die Temperaturbelastbarkeit der Glaskeramik aus. Die Summe der Alkalien Na2O+K2O soll mindestens 0,2 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,3 Gew.-% betragen. Die Zugabe von P2O5 kann bis zu 3 Gew.-% betragen und ist bevorzugt auf 1,5 Gew.-% begrenzt. Die Zugabe von P2O5 ist günstig für die Entglasungsfestigkeit, höhere Gehalte wirken sich jedoch ungünstig auf die Säurebeständigkeit aus.

Die erfindungsgemäßen Gläser werden unter Verwendung der für Gläser aus dem Li2O-Al2O3-SiO2-System üblichen Läutermittel Arsenund/oder Antimonoxid geläutert. Auch SnO2 kann insbesondere in Verbindung mit einer Hochtemperaturläuterung > 1700°C alternativ oder in Kombination in Mengen von bis zu 0,3 Gew.-% zugesetzt werden. Andere Läuterzusätze wie z.B. CeO2, Sulfatverbindungen, Chloridverbindungen, Fluoridverbindungen können der Glasschmelze zugesetzt werden. Der Gesamtgehalt der Läutermittel und -zusätze soll 2 Gew.-% nicht übersteigen.

Der Wassergehalt der erfindungsgemäßen Gläser liegt, abhängig von der Wahl der Gemengerohstoffe und den Prozessbedingungen bei der Schmelze, üblicherweise zwischen 0,015 und 0,06 mol/l. Dies entspricht&bgr;OH-Werten von 0,16 bis 0,64 mm-1.

Das erfindungsgemäße Glas besitzt bevorzugt eine Zusammensetzung (in Gew.-% auf Oxidbasis) von: Li2O 3,0-4,5 Na2O 0-1,5 K2O 0-1,5 &Sgr;Na2O+K2O 0,2-2,0 MgO 0-2,0 CaO 0-1,5 SrO 0-1,5 BaO 0-2,5 ZnO 0-2,5 B2O3 0-1,0 Al2O3 19-25 SiO2 55-69 TiO2 1,4-2,7 ZrO2 1,3-2,5 SnO2 0-0,4 &Sgr;SnO2+TiO2 < 2,7 P2O5 0-3,0 Nd2O3 100-4000 ppm CoO 0-40 ppm
ggf. mit Zusätzen chemischer Läutermittel wie As2O3, Sb2O3, CeO2 und optional weiterer Läuterzusätze, wie zum Beispiel Sulfatverbindungen, Chloridverbindungen, Fluoridverbindungen in Gesamtmengen bis zu 2 Gew.-%. Der Nd-Gehalt ist in diesen Angaben umgerechnet auf Oxidbasis (Nd2O3), wobei die Art des Nd-Zusatzes im Gemenge nicht auf das angegebene Oxid beschränkt ist, sondern beliebige Nd-Verbindungen zugesetzt werden können.

In einer besonders bevorzugten Ausführungsform der Erfindung besitzt das Glas eine Zusammensetzung in Gew.-% auf Oxidbasis von: Li2O 3,2-4,3 Na2O 0,2-1,0 K2O 0-0,8 &Sgr;Na2O+K2O 0,3-1,5 MgO 0,1-1,5 CaO 0-1,0 SrO 0-1,0 BaO 0-2,5 ZnO 0-2,0 Al2O3 19-24 SiO2 60-68 TiO2 1,4-2,7 ZrO2 1,3-2,2 SnO2 0-0,3 &Sgr;SnO2+TiO2 < 2,7 P2O5 0-1,5 Nd2O3 200-3000 ppm CoO 0-30 ppm
ggf. mit Zusätzen chemischer Läutermittel wie As2O3, Sb2O3, CeO2 und Läuterzusätzen wie Sulfat-, Chlorid-, Fluoridverbindungen in Gesamtgehalten bis zu 1,5 Gew.-%.

Bei niedrigen Läutermittelgehalten von As2O3, Sb2O3 und/oder auch SnO2, kann es erforderlich sein, die chemische Läuterung mit einer Hochtemperaturläuterung oberhalb 1700°C zu kombinieren, falls gute Blasenqualitäten mit Blasenzahlen von unter 5 Blasen/kg Glas (bezogen auf Blasengrößen größer als 0,1 mm) gewünscht sind.

Für die Eigenfarbe ist es besonders günstig, wenn die Glaskeramikplatte als Läutermittel As2O3, ggf. mit weiteren Läuterzusätzen wie Sulfat-, Chlorid-, Fluoridverbindungen in Gesamtgehalten bis zu 1 Gew.-% enthält und ohne die Läutermittel Sb2O3 und SnO2 geläutert ist.

Durch die Verwendung von 0,1-0,4 Gew.-% SnO2 als Läutermittel in Kombination mit einer Hochtemperaturläuterung oberhalb 1700°C ist es möglich, auf die unter Umweltgesichtspunkten ungünstigen Läutermittel As2O3, Sb2O3 zu verzichten und entglasungsstabile Ausgangsgläser (OEG < VA) mit guten Blasenqualitäten zu erhalten. Da jedoch Sn mit Ti einen gefärbten Sn/Ti-Komplex bildet, wird zum Läutern eine Menge von 0,1 bis 0,3 Gew.-% SnO2 bevorzugt.

Das erfindungsgemäße Lithium-Alumino-Silikatglas ist typischerweise gekennzeichnet durch eine Verarbeitungstemperatur VA unter 1350°C, um die Einschmelzbarkeit des Glases zu begünstigen und um die thermische Belastung der Anlagenkomponenten bei der Formgebung zu begrenzen. Die obere Entglasungstemperatur OEG liegt dabei unterhalb der Verarbeitungstemperatur VA.

Nach Umwandlung in die transparente Glaskeramik mit Hochquarz-Mischkristallen als Hauptkristallphase soll der thermische Ausdehnungskoeffizient &agr;20/700 nicht mehr als 0,5·10-6/K von der Nullausdehnung abweichen. Bevorzugt soll die Abweichung weniger als 0,3·10-6/K betragen. Mit den niedrigen thermischen Ausdehnungskoeffizienten wird eine hohe Temperaturunterschiedsfestigkeit der Glaskeramik erreicht. Eine bevorzugte Ausgestaltung der Erfindung besteht darin, neben der geringen Trübung auch eine geringe Eigenfarbe und eine hohe Lichttransmission bereitzustellen. Die transparente Glaskeramik verfügt dann über eine Trübung mit Haze-Wert < 1 %, bevorzugt < 0,5% (bei 3,6 mm Dicke), in Transmission bei 4 mm Dicke über eine Buntheit im CIELAB-Farbsystem von C* < 3,5 und eine Lichttransmission (brightness) Y von > 80%, bevorzugt > 85%. Diese Kombination von Eigenschaften ist möglich mit den aufeinander abgestimmten erfindungsgemäß niedrigen Fe2O3-Gehalten, der Beschränkung der Gehalte der Überfärbungsmittel Nd2O3 auf weniger als 2000 ppm und CoO auf weniger als 20 ppm in Kombination mit den genau definierten Gehalten an den Keimbildnern TiO2, SnO2 und ZrO2.

Die erfindungsgemäßen Lithium-Alumino-Silikatgläser können durch eine zusätzliche Temperaturbehandlung bei Temperaturen zwischen ca. 900 und 1200°C in eine Keatit-Mischkristall enthaltende Glaskeramik umgewandelt werden. Glaskeramiken dieses Typs verfügen über eine höhere Temperaturbelastbarkeit, allerdings zu Lasten einer Erhöhung des thermischen Ausdehnungskoeffizienten, der zwischen Raumtemperatur und 700°C weniger als 1,5·10-6/K betragen soll. Aufgrund des mit der Umwandlung einhergehenden Kristallwachstums haben sie ein transluzent bis opak weißes Aussehen. Die Trübung liegt in der Regel bei Haze-Werten von > 50%.

Vorzugsweise findet die aus dem erfindungsgemäßen Lithium-Alumino-Silikatglas durch Keramisierung hergestellte transparente, farbarme Glaskeramik mit Hochquarz-Mischkristallen Verwendung als Brandschutzglas, Kaminsichtscheibe, Backofensichtscheibe, insbesondere für Pyrolyseherde, Abdeckungen von Leuchten hoher Energie. Durch Aufbringen einer lichtabsorbierenden Unterseitenbeschichtung lässt sich aus der transparenten Glaskeramik eine farbige Kochfläche mit der geforderten Lichttransmission herstellen. Nach Umwandlung in eine Glaskeramik mit Keatit-Mischkristallen als Hauptkristallphase findet diese in transluzenter oder opaker Form bevorzugt Verwendung als Kochfläche oder als Abdeckplatte in Mikrowellenherden.

Die vorliegende Erfindung wird mit Hilfe der folgenden Beispiele weiter deutlich.

Für einige Ausführungsbeispiele sind in Tabelle 1 Zusammensetzungen und Eigenschaften der Lithium-Alumino-Silikatgläser aufgeführt. Dabei handelt es sich bei den Gläsern 1 bis 8 um erfindungsgemäße Gläser und bei den Gläsern 9 und 10 um Vergleichsgläser außerhalb der vorliegenden Erfindung. Das Vergleichsglas Nr. 10 wurde der US 4093468 (Beispiel B) entnommen.

Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Ausgangsgläser Nr. 1 bis 8 und die Ausgangsgläser 9 und 10 für die Vergleichsbeispiele.

In Tabelle 1 sind auch die Eigenschaften im glasigen Zustand, wie z.B.: Transformationstemperatur Tg, Verarbeitungstemperatur VA, obere Entglasungsgrenze OEG, thermische Ausdehnung zwischen Raumtemperatur und 300°C, sowie die Dichte aufgeführt. Aufgrund der Zusammensetzung, insbesondere der Keimbildnergehalte, liegt die obere Entglasungsgrenze unterhalb der Verarbeitungstemperatur VA. In Tabelle 1 sind bei den Zusammensetzungen auch die durch Rohstoffverunreinigungen bedingten Fe2O3-Gehalte aufgeführt. Der Wassergehalt der Gläser beträgt 0,03-0,05 mol/l, entsprechend &bgr;OH-Werten von 0,32 bis 0,53 mm-1.

Die Ausgangsgläser von Tabelle 1 wurden aus in der Glasindustrie üblichen Rohstoffen bei Temperaturen von ca. 1620°C geschmolzen und geläutert. Nach dem Schmelzen in Tiegeln aus gesintertem Kieselglas wurden die Schmelzen in Pt/Rh-Tiegel mit Innentiegel aus Kieselglas umgegossen und bei Temperaturen von 1550°C, 30 Minuten durch Rühren homogenisiert. Nach 2-stündigem Abstehen bei 1640°C wurden Gussstücke von ca. 140x100x30 mm Größe gegossen und in einem Kühlofen, beginnend ab ca. 660°C auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Gussstücken wurden in die für die Untersuchungen und für die Keramisierung benötigten Größen unterteilt.

Die Keramisierungen der Ausgangsgläser erfolgte mit den folgenden Temperatur/Zeit-Programmen:

  • Keramisierungsprogramm 1, (Gesamtzeit 147min):
    • Aufheizen innerhalb von 50 Minuten von Raumtemperatur auf 790°C
    • 30 Minuten Haltezeit bei 790°C
    • Aufheizen innerhalb von 30 Minuten von 790 auf 900°C
    • 7 Minuten Haltezeit bei 900°C
    • Abkühlen innerhalb von 30 Minuten von 900 auf 750°C
    • schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur
  • Keramisierungsprogramm 2, (Gesamtzeit 96min):
    • Aufheizen innerhalb von 38 Minuten von Raumtemperatur auf 790°C
    • 14 Minuten Haltezeit bei 790°C
    • in 24 Minuten von 790 auf 910°C
    • 10 Minuten Haltezeit bei 910°C
    • Abkühlen innerhalb von 10 Minuten von 910 auf 800°C
    • schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur
  • Keramisierungsprogramm 3, (Herstellen von Keatit-Mischkristall-Glaskeramik):
    • Aufheizen innerhalb von 33 Minuten von Raumtemperatur auf 790°C
    • 30 Minuten Haltezeit bei 790°C
    • weiteres Aufheizen innerhalb von 32 Minuten von 790°C auf
    • Maximaltemperatur Tmax
    • 7 Minuten Haltezeit bei Tmax
    • schnelle Abkühlung auf Raumtemperatur

Die Tabellen 2 und 3 zeigen die Eigenschaften der transparenten Glaskeramiken mit Hochquarz-Mischkristallen als vorherrschende Kristallphase, die mit den Keramisierungsprogrammen 1 bzw. 2 hergestellt wurden. Die Beispiele 9 und 10 bzw. 19 und 20 sind Vergleichskeramiken außerhalb der Erfindung. Die Transmissionsmessungen wurden an polierten Platten von 4 mm Dicke mit Normlicht C, 2°, durchgeführt. Neben den Farbkoordinaten L*, a*, b* im CIELAB-System sind auch die Farbkoordinaten x, y im CIE-System aufgeführt. Die erfindungsgemäßen Glaskeramiken belegen die vorteilhafte Wirkung des Einsatzes von Nd und optional zusätzlich von Co zur Verringerung der störenden Eigenfarbe. Auch der Yellowness-Index nach Norm ASTM 1925/70 (77, 85) ist wie die Buntheit C* ein Maß für die Eigenfarbe. Es werden auch hohe Werte der Lichttransmission (Helligkeit) Y erreicht. Die Trübung wurde bei Normlicht C an beidseitig polierten 3,6 mm dicken Platten mit einem kommerziellen Messgerät "haze-guard plus" der Firma BYK-Gardner gemessen und durch den Haze-Wert charakterisiert.

Für die Keramisierungsprogramme mit Gesamtzeiten von 147 min. und 96 min. werden durch die Wahl der Keimbildner geringe Trübungsgrade (Haze-Werte) erreicht.

Für das Keramisierungsprogramm 1 sind in Tabelle 2 zusätzlich Eigenschaftswerte der Glaskeramik, wie Infrarottransmission bei 1600 nm, thermische Ausdehnung zwischen 20 und 700°C, Dichte und der mittels Röntgenbeugung gemessene Phasengehalt der Hauptkristallphase, bestehend aus Hochquarz-Mischkristallen, sowie die mittlere Kristallitgröße aufgezeigt.

Zusätzlich wurden einige Beispiele mit dem Keramisierungsprogramm 3 in transluzente Glaskeramiken mit Keatit-Mischkristallen als vorherrschende Kristallphase umgewandelt und deren Eigenschaften sowie Phasengehalte und Kristallgrößen bestimmt (Tabelle 4). Die Maximaltemperaturen Tmax bei der Herstellung sind in der Tabelle angegeben. Die Lichttransmission Y und die IR-Transmission bei 1600 nm wurden an 3,6 mm dicken Platten gemessen. Die Farbwerte L*, a*, b* wurden in Remission (Auflicht) an 3,6 mm dicken polierten Platten mit dem Messgerät Mercury 2000 (Fa. Datacolor, Lawrenceville, USA), Normlicht C, 2° bestimmt. Die Haze-Werte der Beispiele (polierte Platten 3,6 mm Dicke) betragen mehr als 90%.

Figur 1 zeigt eine Auftragung der Keimbildnerkonzentration der erfindungsgemäßen Glaskeramiken und der Vergleichskeramiken (Ausgangsgläser 9,10) in den angegebenen Grenzen.

Figur 2 zeigt die Transmissionsspektren der erfindungsgemäßen Glaskeramik Beispiel 8 und der Vergleichsglaskeramik Beispiel 9. Das Vergleichsbeispiel zeigt die störende Färbung verbunden mit hohem Yellowness-Index und Buntheit C*. Die erfindungsgemäße Glaskeramik zeigt die charakteristischen Absorptionsbanden des Nd-lons, die sich hervorragend auch zur Markierung der erfindungsgemäßen Glaskeramikplatten eignen. Darüber hinaus vereinfacht der Nd2O3-Zusatz auch die Recyclingfähigkeit der Glaskeramik durch optische Scherbentrennverfahren aufgrund des Absorptionsbanden und der Infrarotfluoreszenz des Nd-lons.

Figur 3 zeigt die Farbkoordinaten der erfindungsgemäßen Glaskeramiken 11 bis 18 und der Vergleichsglaskeramik Beispiel 19 im CIELAB.System. Die Vergleichsglaskeramik Beispiel 20 ist aufgrund der hohen Trübung (milchiges Aussehen) nicht sinnvoll einzuordnen. Tabelle 1: Zusammensetzungen und Eigenschaften erfindungsgemäßer Ausgangsgläser und Vergleichsgläser 9 und 10 Glas Nr. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Zusammensetzungen in Gew% auf Oxidbasis Al2O3 21,3 21,3 21,8 21,65 20,0 19,95 20,1 20,0 19,9 21,3 BaO - - 1,98 1,95 0,80 0,84 0,82 1,21 0,9 1,3 K2O 0,13 0,11 - - 0,20 0,20 0,20 - 0,22 - Li2O 3,75 3,70 3,69 3,64 3,54 3,75 3,65 3,63 3,6 2,7 MgO 0,85 1,05 0,58 0,59 1,15 1,06 1,10 0,77 1,2 1,0 Na2O 0,35 0,36 0,52 0,50 0,15 0,16 0,15 0,45 0,20 - P205 - - - - - - - - - 0,7 SiO2 67,55 67,35 65,3 65,2 68,1 67,35 67,4 67,22 67,2 62,0 ZnO 1,57 2,0 1,70 1,57 1,48 1,60 1,54 1,57 1,55 6,0 CaO 0,50 SnO2 - 0,11 - - - - - - - - TiO2 2,23 2,19 2,29 2,38 2,26 2,35 2,35 2,33 2,59 1,8 ZrO2 1,76 1,80 1,76 1,98 1,76 1,80 1,76 1,77 1,75 2,0 As2O3 0,40 - 0,28 0,43 0,40 0,86 0,85 0,86 0,86 0,7 Sb203 - - - - - - - - - - Nd203 0,09 0,02 0,08 0,09 0,14 0,06 0,06 0,17 - 0,15 Fe2O3 ppm 200 100 180 200 200 140 150 160 290 100 CoO ppm - - - - - - - 5 - - NiO ppm - - - - - - 23 - - - Tg °C 681 685 676 687 692 669 682 672 673 673 VA °C 1320 1320 1306 - 1335 1315 - 1325 1304 1281 OEG °C 1240 1270 1250 - 1255 1280 - 1265 1265 1340 &agr;20/300 10-6/K 3,87 3,88 4,08 4,05 3,79 3,90 3,90 3,91 3,87 3,56 Dichte g/cm3 2,436 2,446 2,472 2,479 2,444 2,451 2,450 2,447 2,454 2,562
Tabelle 2: Eigenschaften erfindungsgemäßer Glaskeramiken und Vergleichsglaskeramiken Beispiel 9 und 10, (Keramisierungsprogramm 1) Beispiel Nr 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Glas Nr. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Transmission 4mm Dicke % Normlicht C, 2° Lichttransmission Y 87,0 87,3 87,7 86,3 85,6 87,2 85,6 83,8 84,8 72,2 Yellowness Index 3,3 5,4 3,5 4,0 2,8 5,8 6,3 2,1 15,0 25,0 x 0,3126 0,3148 0,3128 0,3133 0,3121 0,3150 0,3156 0,3117 0,3239 0,3338 y 0,3197 0,3215 0,3199 0,3206 0,3195 0,3222 0,3223 0,3183 0,3319 0,3443 L* 94,6 94,8 94,9 94,3 94,0 94,7 94,1 93,3 93,6 87,7 a* -0,5 -0,3 -0,4 -0,6 -0,6 -0,5 -0,3 -0,2 -0,7 -1,2 b* 1,8 2,8 1,9 2,2 1,6 3,1 3,2 1,1 8,1 13,4 C* 1,8 2,8 1,9 2,2 1,7 3,1 3,2 1,1 8,1 13,6 IR-Transmisson 1600nm 4mm Dicke % 87,7 89,5 89,1 87,9 87,7 89,0 87.9 88,3 85,7 89,6 &agr;20/700 10-6/K -0,26 -0,05 -0,10 +0,03 +0,11 -0,07 +0,10 -0,05 +0,14 -0,07 Dichte g/cm3 2,519 2,526 2,545 2,550 2,534 2,543 2,538 2,544 2,546 2,628 Röntgenbeugung: Hochquarz-Phasengehalt % 73 72 71 68 71 76 72 71 75 71 Kristallitgröße nm 33 32 40 37 28 40 30 33 41 73 Trübung 3,6mm Dicke % 0,28 0,28 0,50 0,42 0,27 0,23 0,25 0,32 0,20 2,7 (milchig) Haze
Tabelle 3: Eigenschaften erfindungsgemäßer Glaskeramiken und Vergleichsglaskeramiken Beispiel 19 und 20, (Keramisierungsprogramm 2) Beispiel Nr. 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 Glas Nr. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Transmission 4mm Dicke % Normlicht C, 2e Lichttransmission Y 86,5 86,6 86,8 86,1 85.6 87,6 85,1 84,0 85,4 69.9 Yellowness Index 4,1 5,8 4,9 3,9 2,8 5,4 6,1 1,6 13,8 26.0 x 0,3133 0,3152 0.3141 0,3131 0,3121 0,3146 0.3154 0,3112 0,3228 0,3351 y 0.3207 0,3220 0,3214 0,3204 0,3195 0,3220 0.3222 0,3178 0,3307 0.3447 L* 94,4 94,5 94,5 94,2 94,0 94,8 93,9 93,4 93,9 86,6 a* -0,6 -0,3 -0,6 -0,6 -0,6 -0,6 -0,3 -0,2 -0,7 -1,3 b* 2,2 3,0 2,6 2,1 1,6 2,9 3,1 0,8 7,5 13,7 C* 2,3 3,0 2,7 2,2 1,7 3,0 3,1 0,8 7,5 13,8 Trübung) 3,6mm Haze Dicke % 0,31 0,34 0,65 0,52 0,27 0,28 0,39 0,29 0;27 5,96 (milchig)
Tabelle 4: Eigenschaften nach Umwandlung in Keatit-Glaskeramik, (Keramisierungsprogramm 3) Beispiel Nr. 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 Glas Nr. 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 Maximaltemperatur TmaX °C 1110 1120 1100 1100 1110 10 1090 1100 1090 1080 1080 Transmission 3,6mm Dicke Normlicht C.2° Lichltransmission Y % 8,0 9,0 5,0 6,4 8,7 4,5 5,1 5,0 3,9 0,7 IR-Transmission 1600nm % 80,9 79,9 67,1. 68,3 68,6 49,8 54,5 58,6 56,1 4,9 Farbe (Remission) 3,6mm Dicke L* % 84,95 84,51 89,57 87,79 84,33 90,91 88,75 87,22 87,32 96,08 a* -3,80 -3,29 -2,04 -2,73 -2,91 -1,71 -1,14 -1,52 -1,02 -0,01 b* -7,43 -6,23 -4,80 -6,30 -8,98 -2,98 -5,17 -7,56 -2,36 -1,27 c* 8,34 7,04 5,22 6.87 9,44 3,44 5,30 7,71 2,57 1,27 &agr;20/798 108/K +0,86 +0,91 +1,2 +1,26 +0,95 +1,00 +1,00 +1,02 +1,05 +1,33 Dichte g/cm3 2,515 2,515 2,538 2,544 2.512 2.513 2,513 2.522 2,516 2,593 Röntgenbeugung: - - - - - Keatil-Phasengehall % 88 83 86 55 89 70-75 Keatit-Kristallitgröße nm - >120 99 >120 - -


Anspruch[de]
Lithium-Alumino-Silikatglas, das mit Keramisierungszeiten von unter 2,5 Stunden in eine transparente Glaskeramik mit Hochquarz-Mischkristallen als vorherrschend Kristallphase umwandeln lässt, das eine Trübung von weniger als 1 % nach ASTM D 1003 aufweist und einen neutralen Farbton aufweist, gekennzeichnet durch einen Gehalt in Gew.-% auf Oxidbasis von: 0-0,4 SnO2 1,3-2,7 &Sgr;SnO2+TiO2 1,3-2,5 ZrO2 3,65-4,3 &Sgr;ZrO2+0,87 (TiO2+SnO2) ≤ 0,04 Fe2O3 0,005-0,4 Nd2O3 0-0,005 CoO
Lithium-Alumino-Silikatglas nach Anspruch 1,

gekennzeichnet durch einen Gehalt (in Gew.-% auf Oxidbasis) von Li2O 3,0-4,5 Na2O 0-1,5 K2O 0-1,5 &Sgr;Na2O+K2O 0,2-2,0 MgO 0-2,0 CaO 0-1,5 SrO 0-1,5 BaO 0-2,5 ZnO 0-2,5 B2O3 0-1,0 Al2O3 19-25 SiO2 55-69 TiO2 1,4-2,7 ZrO2 1,3-2,5 SnO2 0-0,4 &Sgr;SnO2+TiO2 < 2,7 P2O5 0-3,0 Nd2O3 0,01-0.4 CoO 0-0,004
gegebenenfalls mit Zusätzen chemischer Läutermittel wie AS2O3, Sb2O3, CeO2 und Läuterzusätzen wie Sulfat-, Chlorid-, Fluoridverbindungen in Gesamtgehalten bis zu 2,0 Gew.-%.
Lithium-Alumino-Silikatglas nach Anspruch 2,

gekennzeichnet durch einen Gehalt (in Gew.-% auf Oxidbasis) von: Li2O 3,2-4,3 Na2O 0,2-1,0 K2O 0-0,8 &Sgr;Na2O+K2O 0,3-1,5 MgO 0,1-1,5 CaO 0-1,0 SrO 0-1,0 BaO 0-2,5 ZnO 0-2,0 Al2O3 19-24 SiO2 60-68 TiO2 1,4-2,7 ZrO2 1,3-2,2 SnO2 0-0,3 &Sgr;SnO2+TiO2 < 2,7 P2O5 0-1,5 Nd2O3 0,02-0,3 CoO 0-0,003
gegebenenfalls mit Zusätzen chemischer Läutermittel wie As2O3, Sb2O3, CeO2 und Läuterzusätzen wie Sulfat-, Chlorid-, Fluoridverbindungen in Gesamtgehalten bis zu 1,5 Gew.-%.
Lithium-Alumino-Silikatglas nach einem der vorhergehenden Ansprüche,

gekennzeichnet durch einen MgO-Gehalt von< 0,8 bevorzugt< 0,6 Gew.-%.
Glaskeramik, umgewandelt aus einem Lithium-Aluminosilikatglas mit einer Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 4. Transparente Glaskeramik umgewandelt aus einem Lithium-Alumino-Silikatglas mit einer Zusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit einem Gehalt von Nd2O3 < 2000 ppm, CoO < 20 ppm und einem thermischen Ausdehnungskoeffizienten &agr;20/700 von 0±0,5·10-6/K, bevorzugt 0±0,3·10-6/K, einer Lichttransmission bei 4 mm Dicke von größer 80% und einer Buntheit im CIELAB-Farbsystem C* < 3,5. Verwendung der aus einem Lithium-Alumino-Silikatglas mit einer Zusammensetzung nach einem der vorhergehenden Ansprüche umgewandelten transparenten Glaskeramik als Brandschutzglas, Kaminsichtscheibe, Backofensichtscheibe, Kochfläche mit Unterseitenbeschichtung und Abdeckung im Beleuchtungssektor.






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