JPS61286237A - リングレ−ザ−ジヤイロに適するガラスセラミツク体およびその製造方法 - Google Patents
リングレ−ザ−ジヤイロに適するガラスセラミツク体およびその製造方法Info
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- JPS61286237A JPS61286237A JP61125601A JP12560186A JPS61286237A JP S61286237 A JPS61286237 A JP S61286237A JP 61125601 A JP61125601 A JP 61125601A JP 12560186 A JP12560186 A JP 12560186A JP S61286237 A JPS61286237 A JP S61286237A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
- C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
- C03C10/00—Devitrified glass ceramics, i.e. glass ceramics having a crystalline phase dispersed in a glassy phase and constituting at least 50% by weight of the total composition
- C03C10/0018—Devitrified glass ceramics, i.e. glass ceramics having a crystalline phase dispersed in a glassy phase and constituting at least 50% by weight of the total composition containing SiO2, Al2O3 and monovalent metal oxide as main constituents
- C03C10/0027—Devitrified glass ceramics, i.e. glass ceramics having a crystalline phase dispersed in a glassy phase and constituting at least 50% by weight of the total composition containing SiO2, Al2O3 and monovalent metal oxide as main constituents containing SiO2, Al2O3, Li2O as main constituents
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明はリングレーザ−ジャイロに適するガラス−セラ
ミック体およびその製造方法に関する。
ミック体およびその製造方法に関する。
(従来の技術とその問題点)
リングレーザ−ジャイロはジャイロ枠の方向変化を正確
に検出するために設計された装置である。
に検出するために設計された装置である。
これらの操作はリングの周囲に逆回転する光線に対する
見かけの路長変化を検出することが含まれる。枠として
使用するための材料の熱膨張率をできるだけ小さくする
ことは非常に重要である。従って、枠上に位置を定めら
れた実際の鏡の設計において熱膨張に対して若干の補正
を行うことができるが、一般に一50°〜+100℃の
温度範囲での熱膨張率は0.66 X 10−’ /”
C以下におさえることが好ましい。
見かけの路長変化を検出することが含まれる。枠として
使用するための材料の熱膨張率をできるだけ小さくする
ことは非常に重要である。従って、枠上に位置を定めら
れた実際の鏡の設計において熱膨張に対して若干の補正
を行うことができるが、一般に一50°〜+100℃の
温度範囲での熱膨張率は0.66 X 10−’ /”
C以下におさえることが好ましい。
低い熱膨張率が要求される他に、また材料は光学的透明
度を示さなければならない。透明さは枠を正確に測定す
るために必要とされるだけでなく、材料を再結合プリズ
ムに対して使用する場合に最も重要である。このプリズ
ムの機能は枠が回転する場合に検出器上に縞模様を生じ
る単一ユニット内に光線を集めることである。曇りおよ
び/または屈折率の同質性による光散乱は極低水準に保
持し検出器中の偽信号を防ぐようにしなければならない
。
度を示さなければならない。透明さは枠を正確に測定す
るために必要とされるだけでなく、材料を再結合プリズ
ムに対して使用する場合に最も重要である。このプリズ
ムの機能は枠が回転する場合に検出器上に縞模様を生じ
る単一ユニット内に光線を集めることである。曇りおよ
び/または屈折率の同質性による光散乱は極低水準に保
持し検出器中の偽信号を防ぐようにしなければならない
。
最後に、長期の熱安定性および熱循環中永続する変形に
対する抵抗もまた、枠として使用される材料に必要であ
る。後者の特性は、変形に対する抵抗が小さいと枠構造
に本来不可能な必要条件を課すことができるので、特に
重要である。従って、熱循環から得られる永続的変形は
ジャイロの路長を繰り返し再較正することを必要とする
。
対する抵抗もまた、枠として使用される材料に必要であ
る。後者の特性は、変形に対する抵抗が小さいと枠構造
に本来不可能な必要条件を課すことができるので、特に
重要である。従って、熱循環から得られる永続的変形は
ジャイロの路長を繰り返し再較正することを必要とする
。
ガラス−セラミック品の製造のための基本は米国特許第
2,92O.971@に見出すことができる。この中に
説明されているように、色々に呼ばれてきたようなガラ
スセラミックまたは半結晶セラミック体は次に示す一般
工程によって形成される。(1)核形成剤を通常含有す
るガラス形成バッチを溶融する;(zこの溶融物を少な
くともその転移範囲以下の温度まで冷却し、同時に所望
の形状のガラス体をそこから成形する:そして(3)こ
のガラス体を予め決めた熱処理にかけ、そのまま結晶を
生じさせる。極めて頻繁に結晶化を2段階に分ける。第
1段階では、前駆体ガラス体をガラス中に各形成するた
めに十分な時間、転移範囲内または僅かに転移範囲以上
の温度まで加熱する。その後、核形成したガラスを高温
まで加熱し、頻繁にガラスの軟化点に近づけ、またこの
軟化点を超えて、核に結晶を成長させるようにする。こ
の2段階方法は典型的に、結晶がさらに均一な大きさで
ある一層高い結晶化度のガラスセラミックスを生成する
。
2,92O.971@に見出すことができる。この中に
説明されているように、色々に呼ばれてきたようなガラ
スセラミックまたは半結晶セラミック体は次に示す一般
工程によって形成される。(1)核形成剤を通常含有す
るガラス形成バッチを溶融する;(zこの溶融物を少な
くともその転移範囲以下の温度まで冷却し、同時に所望
の形状のガラス体をそこから成形する:そして(3)こ
のガラス体を予め決めた熱処理にかけ、そのまま結晶を
生じさせる。極めて頻繁に結晶化を2段階に分ける。第
1段階では、前駆体ガラス体をガラス中に各形成するた
めに十分な時間、転移範囲内または僅かに転移範囲以上
の温度まで加熱する。その後、核形成したガラスを高温
まで加熱し、頻繁にガラスの軟化点に近づけ、またこの
軟化点を超えて、核に結晶を成長させるようにする。こ
の2段階方法は典型的に、結晶がさらに均一な大きさで
ある一層高い結晶化度のガラスセラミックスを生成する
。
(転移範囲は一般に溶融物がアモルファス固体に変化す
る温度として定義されており、このi度は通常ガラスの
アニール点の付近にあると見なされる)。
る温度として定義されており、このi度は通常ガラスの
アニール点の付近にあると見なされる)。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、Ti 02とZnO2の組合せで核W9
FCシタヘースLi 2O MgOZn 0−AL2
O35iOz系内に狭(制限された組成物範囲によって
、極めて高い光学的透明度、−50’〜+100℃の湿
度範囲で−1〜+1 X 10−7 /’Cの熱膨張率
、長期の熱安定性、および熱循環中の永続的変形に対す
る優れた抵抗を示すガラス−セラミックスのグループを
見出した。従って前記性質を示すガラス−セラミック品
は、実質的に酸化物を基準とした重量パーセントで表さ
れる次に示す成分から成る前駆体ガラス体に一定の熱処
理を施して製造することができる。
FCシタヘースLi 2O MgOZn 0−AL2
O35iOz系内に狭(制限された組成物範囲によって
、極めて高い光学的透明度、−50’〜+100℃の湿
度範囲で−1〜+1 X 10−7 /’Cの熱膨張率
、長期の熱安定性、および熱循環中の永続的変形に対す
る優れた抵抗を示すガラス−セラミックスのグループを
見出した。従って前記性質を示すガラス−セラミック品
は、実質的に酸化物を基準とした重量パーセントで表さ
れる次に示す成分から成る前駆体ガラス体に一定の熱処
理を施して製造することができる。
Si 02 64〜67 Zn O0.7〜4.2
A9Jz 03 21〜24 Ti 02 2.
0〜3.25L i z O2,6〜3,7Z r O
z 1.25〜2.5MU Q 0.8〜1
.5T i 02 + Z r 024〜5.25 約7000〜75℃の温度で核形成の熱処理を行い、次
いで約800〜900℃の温度で結晶化熱処理を行う場
合、β−石英固溶体の極微小物体の結晶をそのまま成長
し、この結晶は大きさが小さいので、光散乱による曇り
は事実上ない。
A9Jz 03 21〜24 Ti 02 2.
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.5T i 02 + Z r 024〜5.25 約7000〜75℃の温度で核形成の熱処理を行い、次
いで約800〜900℃の温度で結晶化熱処理を行う場
合、β−石英固溶体の極微小物体の結晶をそのまま成長
し、この結晶は大きさが小さいので、光散乱による曇り
は事実上ない。
核形成工程と結晶化工程との間に用いられる加熱速度が
核形成したガラス体のひび割れを避けるため最も重要で
あることは明らかである。実例を出すと、理い加熱速度
、すなわち約75℃/時以下では、結晶成長中に容l変
化によって発生した応力を緩和するために十分な時間が
与えられる。これに対して、速い加熱速度、すなわち約
750℃/時以上では、結晶成長中に発生する応力を減
らすようにガラスが一層低い粘度である場合、結晶化が
行われることになる。どちらの加熱法もひび割れのない
生成物を生じる。
核形成したガラス体のひび割れを避けるため最も重要で
あることは明らかである。実例を出すと、理い加熱速度
、すなわち約75℃/時以下では、結晶成長中に容l変
化によって発生した応力を緩和するために十分な時間が
与えられる。これに対して、速い加熱速度、すなわち約
750℃/時以上では、結晶成長中に発生する応力を減
らすようにガラスが一層低い粘度である場合、結晶化が
行われることになる。どちらの加熱法もひび割れのない
生成物を生じる。
対比すると、中間の加熱速度(〜100℃/時)は、特
に上記範囲の上限の核形成温度と共に用いる場合、核形
成ガラスの広範囲のひび割れをひき起こす。
に上記範囲の上限の核形成温度と共に用いる場合、核形
成ガラスの広範囲のひび割れをひき起こす。
速い加熱速度は、温度が前駆体ガラスの軟化点に近づく
と、β−石英固溶体結晶がガラス体を物理的に維持する
に十分な程には迅速に成長できないので、核形成したガ
ラス体が熱変形する危険がある。従って一層遅い加熱速
度の使用が望ましいと考えられた。
と、β−石英固溶体結晶がガラス体を物理的に維持する
に十分な程には迅速に成長できないので、核形成したガ
ラス体が熱変形する危険がある。従って一層遅い加熱速
度の使用が望ましいと考えられた。
一般に、核形成には約0.5〜4時間で十分であり、結
晶化には約1〜4時間が適当である。各工程には一層長
い時間が利用できるが、特に利点はない。さらに、時間
の間隔が長いと、結集の過剰な成長を導き、曇りを生ず
る原因となる。
晶化には約1〜4時間が適当である。各工程には一層長
い時間が利用できるが、特に利点はない。さらに、時間
の間隔が長いと、結集の過剰な成長を導き、曇りを生ず
る原因となる。
2%までBaOを含むと、曇りを減らすことによって本
発明のガラス−セラミックスの光学的透明度を改良する
際に役立つことになる。この効果を生む機構は結晶化熱
処理中の残存ガラス中に分離されたバリウムに存し、こ
れによって残存ガラスの屈折率を結晶の屈折率に一層近
くマツチさせるように高め、その結果、光散乱を減らす
と仮定されてきた。それにもかかわらず、過剰量の8a
Oは残存ガラス質相を増加し、これによって膨張を一層
大きくすることになった。
発明のガラス−セラミックスの光学的透明度を改良する
際に役立つことになる。この効果を生む機構は結晶化熱
処理中の残存ガラス中に分離されたバリウムに存し、こ
れによって残存ガラスの屈折率を結晶の屈折率に一層近
くマツチさせるように高め、その結果、光散乱を減らす
と仮定されてきた。それにもかかわらず、過剰量の8a
Oは残存ガラス質相を増加し、これによって膨張を一層
大きくすることになった。
テレビジョン管フェースプレートの製作に利用されるガ
ラス組成中にC(302を含有すると放射褐変の影響を
減らすことができる。この現象はセリウムの位置がCe
+4の位置の自由電子あるいはCe +3の位置の空
孔をトラップし、スペクトルの可視光領域から紫外線領
域まで得られる吸収帯をシフトするためであると仮定さ
れていた。放射黒変に対する硬化は、リングレーザ−ジ
ャイロのような電子に富む環境で、あるいは材料を空間
で放射線にさらす場合、あるいは材料を核爆発にさらす
場合に、使用することになっている材料には特に貴重な
ものとなると思われてきた。本発明者らはR終生酸物の
熱膨張や透明度に不利な影響を与えることなく放射黒変
を最小にするため、1%までのCe 02を本発明組成
物に混入することができることを見出した。
ラス組成中にC(302を含有すると放射褐変の影響を
減らすことができる。この現象はセリウムの位置がCe
+4の位置の自由電子あるいはCe +3の位置の空
孔をトラップし、スペクトルの可視光領域から紫外線領
域まで得られる吸収帯をシフトするためであると仮定さ
れていた。放射黒変に対する硬化は、リングレーザ−ジ
ャイロのような電子に富む環境で、あるいは材料を空間
で放射線にさらす場合、あるいは材料を核爆発にさらす
場合に、使用することになっている材料には特に貴重な
ものとなると思われてきた。本発明者らはR終生酸物の
熱膨張や透明度に不利な影響を与えることなく放射黒変
を最小にするため、1%までのCe 02を本発明組成
物に混入することができることを見出した。
約1%までのA32O3は清澄剤として有効であること
を見出した。清澄剤として5b2O3を使用することは
ガラス技術では良く知られている。
を見出した。清澄剤として5b2O3を使用することは
ガラス技術では良く知られている。
As2O3の一部を5b2O3と置換することはCe+
a:Ce+4比をコントロールするのに効果的であるこ
とも認められている。
a:Ce+4比をコントロールするのに効果的であるこ
とも認められている。
従来技術との比較
米国特許第3,484,328号は、反射望遠鏡の鏡と
して用いるために設計され、実質的に次に示す重最パー
セントから成る組成を有する透明なガラス−セラミック
スに関する。
して用いるために設計され、実質的に次に示す重最パー
セントから成る組成を有する透明なガラス−セラミック
スに関する。
Si Oz 56〜68 Ti Oz
O〜6AL2O3 18〜27 ZrO2O〜3
Si Oz +AL2O3 Ti 02 +Zr
02く82 2〜6 Li 2 Q 3.4〜4.5 p2 O50〜
3Cao O〜3 Na2O0〜1znOO
〜2 Mg0 0〜3B2O3 0〜4 Ca O+Na 2O+Zn O+Ma O2,5〜G
列挙された成分範囲(任意の組成物を含む)は本発明の
ガラス−セラミックスのそれと重なるように広いが、本
発明のガラス−セラミックスに要求される熱膨張係数、
熱安定性、および熱循環中の永続的変形に対する抵抗を
示すガラス−セラミックスを生成するために必要な特に
限られた組成領域の記述はない。
O〜6AL2O3 18〜27 ZrO2O〜3
Si Oz +AL2O3 Ti 02 +Zr
02く82 2〜6 Li 2 Q 3.4〜4.5 p2 O50〜
3Cao O〜3 Na2O0〜1znOO
〜2 Mg0 0〜3B2O3 0〜4 Ca O+Na 2O+Zn O+Ma O2,5〜G
列挙された成分範囲(任意の組成物を含む)は本発明の
ガラス−セラミックスのそれと重なるように広いが、本
発明のガラス−セラミックスに要求される熱膨張係数、
熱安定性、および熱循環中の永続的変形に対する抵抗を
示すガラス−セラミックスを生成するために必要な特に
限られた組成領域の記述はない。
米国特許第3,625,718号は低膨張で、実質的に
次に示す重量パーセントから成る透明なガラス−セラミ
ックスに関する。
次に示す重量パーセントから成る透明なガラス−セラミ
ックスに関する。
S i Oz 64〜74
TiOz+1/2Zr○Z > 2.2ALz 03
15〜23 Li 2O+Zn O> 4,7Li
2O 3.3〜4゜8 M!] OO〜2.5ZnO
1〜3,8 CaOO〜2,5TiOz 1,2
〜2.4 ZnO:M(to 、qlZrOz
O〜2 ZnO:CaOklこれには、本発明
のガラス−セラミックスの厳密に限られた範囲内の組成
をもつ生成物、これによって示される特別な性質の議論
がない。さらに、T+OZの含量は本発明組成物中に特
定された最小値よりも小さい。
15〜23 Li 2O+Zn O> 4,7Li
2O 3.3〜4゜8 M!] OO〜2.5ZnO
1〜3,8 CaOO〜2,5TiOz 1,2
〜2.4 ZnO:M(to 、qlZrOz
O〜2 ZnO:CaOklこれには、本発明
のガラス−セラミックスの厳密に限られた範囲内の組成
をもつ生成物、これによって示される特別な性質の議論
がない。さらに、T+OZの含量は本発明組成物中に特
定された最小値よりも小さい。
米国特許第3,677.785号は低膨張で、実質的に
次に示す重量パーセントから成る透明なガラス−セラミ
ックスに関する。
次に示す重量パーセントから成る透明なガラス−セラミ
ックスに関する。
SiO□ 65〜75 M(]O01,3〜2A
9J2O315〜25 8aO+Mgo2,6〜5L
i 2O 2.5〜4.5 Z r 02
1〜2sao 1.3〜4 Ti 0.、1
〜2これには、ZnOはどこにも述べられておらず、T
iO2の水準は本発明のガラス−セラミックスに必要と
される最小値よりも小さい。
9J2O315〜25 8aO+Mgo2,6〜5L
i 2O 2.5〜4.5 Z r 02
1〜2sao 1.3〜4 Ti 0.、1
〜2これには、ZnOはどこにも述べられておらず、T
iO2の水準は本発明のガラス−セラミックスに必要と
される最小値よりも小さい。
米国特許第3,788,865号は実質的に次に示す重
量パーセントから成る着色した透明なガラス−セラミッ
クスの調製に関する。
量パーセントから成る着色した透明なガラス−セラミッ
クスの調製に関する。
5i02 50〜75
アルカリ土類酸化物 θ〜4.5A
L2O316〜35 7rQ2+Ti○z +Sn 02 )10S
l 02 +A 9Jz 03 75
〜92P2O5 0〜3 Li 2O 3〜5.5 F2 0〜2
B2O3 0〜9 Zn O’O〜、4Zr
O2O〜5 Na2O0〜2 TiO70〜10 着色剤 o、oos〜2S
nO2O〜5 上述の特許第3,484,328号との関係のように、
この特許の極端に広い範囲は本発明のガラス−セラミッ
クスのそれと重なる。しかしまた、本発明の材料の狭い
範囲内の組成をもつガラス−セラミックスおよびこれに
よって示される独自の性質についての議論がない。
L2O316〜35 7rQ2+Ti○z +Sn 02 )10S
l 02 +A 9Jz 03 75
〜92P2O5 0〜3 Li 2O 3〜5.5 F2 0〜2
B2O3 0〜9 Zn O’O〜、4Zr
O2O〜5 Na2O0〜2 TiO70〜10 着色剤 o、oos〜2S
nO2O〜5 上述の特許第3,484,328号との関係のように、
この特許の極端に広い範囲は本発明のガラス−セラミッ
クスのそれと重なる。しかしまた、本発明の材料の狭い
範囲内の組成をもつガラス−セラミックスおよびこれに
よって示される独自の性質についての議論がない。
米国特許第4,018,612号は実質的に示す重量パ
ーセントから成る透明なガラス−セラミック品を開示し
ている。
ーセントから成る透明なガラス−セラミック品を開示し
ている。
Sio2 67〜70 ZnO1〜2A 9.z
03 17,75〜2O Ba OO〜2L’i
2O2.5〜3,5TiOz 2〜4.5Mgo
1.5〜2.5 ZrO21〜2Al2O3含
mは本発明の組成物に必要とされる最小値以下であり、
5tOzとMgoの水準は一般に本発明のそれよりも大
きい。
03 17,75〜2O Ba OO〜2L’i
2O2.5〜3,5TiOz 2〜4.5Mgo
1.5〜2.5 ZrO21〜2Al2O3含
mは本発明の組成物に必要とされる最小値以下であり、
5tOzとMgoの水準は一般に本発明のそれよりも大
きい。
米国特許第4,093,468号実質的に重量バーセン
トチ3〜4 %(7) L ! 2O 、15〜25%
+7)A Lx O3゜60〜70%のSio2,0.
5〜6%のTiO2,500ppmまでのF O2O3
+および0.03〜0.75%のNd2O3から成るほ
ぼ透明なガラス−セラミックスの製造について議論して
いる。与えられた4実m例ハo〜1.8%(7)M(l
0. 0.3〜6%(7)Zno、 1.5〜2%
のZrO2、およびO〜1.3%のBaOを含有してい
た。この発明の要点は、Ti QzおよびFe2O3が
存在するため黄みを示ずので、生成物を脱色するためN
d 2Osを用いたことである。
トチ3〜4 %(7) L ! 2O 、15〜25%
+7)A Lx O3゜60〜70%のSio2,0.
5〜6%のTiO2,500ppmまでのF O2O3
+および0.03〜0.75%のNd2O3から成るほ
ぼ透明なガラス−セラミックスの製造について議論して
いる。与えられた4実m例ハo〜1.8%(7)M(l
0. 0.3〜6%(7)Zno、 1.5〜2%
のZrO2、およびO〜1.3%のBaOを含有してい
た。この発明の要点は、Ti QzおよびFe2O3が
存在するため黄みを示ずので、生成物を脱色するためN
d 2Osを用いたことである。
しかし、ここでも特許第3,484,328号および3
.788,865号に関連して上述したように、この特
許の極端に広い範囲は本発明のガラス−セラミックスの
それと重なる。しかし、前述の2特許と同様に、特に詳
述した組成物のために本発明の生成物によって表された
例外的な性質を示すガラス−セラミックスの記述がない
。
.788,865号に関連して上述したように、この特
許の極端に広い範囲は本発明のガラス−セラミックスの
それと重なる。しかし、前述の2特許と同様に、特に詳
述した組成物のために本発明の生成物によって表された
例外的な性質を示すガラス−セラミックスの記述がない
。
米国特許第4,438,210号は、ストーブの窓とし
て使用するために設計され、実質的に次に示す重量パー
セントから成る透明なガラス−セラミックスを示してい
る。
て使用するために設計され、実質的に次に示す重量パー
セントから成る透明なガラス−セラミックスを示してい
る。
Si○265〜75TiO□ 2〜6A Q、2O
s 15〜25 Z r 02 0〜2L
i2O 1〜4 BaOO〜2.57no 0
.5〜2FO〜1.2 Na2Oおよび/またはに2o 0〜2M(IQ
なし ここには、本発明の生成物によって示される独自の特徴
をもつガラス−セラミックスが開示されておらず、また
MgOがないので、これらの組成物は本発明の組成物の
範囲外にある。
s 15〜25 Z r 02 0〜2L
i2O 1〜4 BaOO〜2.57no 0
.5〜2FO〜1.2 Na2Oおよび/またはに2o 0〜2M(IQ
なし ここには、本発明の生成物によって示される独自の特徴
をもつガラス−セラミックスが開示されておらず、また
MgOがないので、これらの組成物は本発明の組成物の
範囲外にある。
(実 施 例)
人工は本発明の組成パラメーターを示す酸化物を基準と
した重量部によって表されたガラス組成物のグループを
記録する。それぞれの成分の合計は100になるか、1
00に非常に近いので、あらゆる実際の目的に対して、
報告された数値は重量パーセントを表わすと見なすこと
ができる。このためにバッチを調製する際に用いられる
実際の成分は酸化物または共に溶融した場合、適当な割
合で所望酸化物に変化するような他の化合物のいずれの
物質も含むことができる。
した重量部によって表されたガラス組成物のグループを
記録する。それぞれの成分の合計は100になるか、1
00に非常に近いので、あらゆる実際の目的に対して、
報告された数値は重量パーセントを表わすと見なすこと
ができる。このためにバッチを調製する際に用いられる
実際の成分は酸化物または共に溶融した場合、適当な割
合で所望酸化物に変化するような他の化合物のいずれの
物質も含むことができる。
約1000グラムのバッチ成分を配合し、均一な溶融物
を得るために共にボールミルで粉砕し、白金るつぼに充
填した。その上にふたを置いた後、るゝ つぼを約1
650℃で操作する炉に導き、約16時間バッチを溶融
した。溶融物は鋼製の型に注入し、約12.7o++X
12.7zX 1.27 tyH(5″X 5″X
O05″)の大きさのガラススラブを形成し、直ちに、
これらのスラブを650℃で操作する焼なまし機に移し
た。As2O3は清澄剤として通常の作用をするように
含ませた。
を得るために共にボールミルで粉砕し、白金るつぼに充
填した。その上にふたを置いた後、るゝ つぼを約1
650℃で操作する炉に導き、約16時間バッチを溶融
した。溶融物は鋼製の型に注入し、約12.7o++X
12.7zX 1.27 tyH(5″X 5″X
O05″)の大きさのガラススラブを形成し、直ちに、
これらのスラブを650℃で操作する焼なまし機に移し
た。As2O3は清澄剤として通常の作用をするように
含ませた。
表 ■
SiO2 66.1066.60 G5,9066.1
066.2O6L80A応2O321.7021.90
21,7021,7021.7022.00LtzO3
,363,393,353,363,373,40M(
101,291,491,281,070,861,5
0’ZnO1,591,291,581,591,59
1,303a○ 0.82−0.810,82O.82
−T!Oz 2.702.702.702.702.
702.30ZrO□1.701.701,701.7
01,701.70As2O30.701.001.0
01.001.001.00L 旦 亘 四
旦 豆 5iO763,8063,9064,1064,2O6
4,3064,50A応2O3 23,50 23.
50 23,60 23,60 23.70 23.7
0LtzO3,673,683,693,703,71
3,72M!10 1.28 1.o70.8e
1.51 1.73 1,95ZnO1,581
,591,591,591,160,738aO0.8
10,82O,82−−−TiO22,702,702
,702,702,702,707r02 1.
70 1.70 1,70 1.70 1,7
0 1.70As2O3 1,00 1.00
1.00 1.00 1.00 1,00S
iO□ 67.10 65,60 64.2O 6
5.30 G4.72 67.10A9Jzo32O
.80 22,2O 23,60 22.90 22.
00 2O,00LLzO3,603,703,703
,773,573,50Mg0 1.50 1
.50 1.50 1.9l−−ZnO1,601
,601,601,14−0,803aQ
−−−−4,060,80Ti 02 2.70
2,70 2.70 1゜91 1.82
4,60ZrO□1.70 1.70 1,70
1,84 1.91 1.(30As2O3
1.00 ’1,00 1.00 0,69
0.77 0.6ON(12O−−−−0,930,
40 に2O − −− 0.54 0,2
2 0.60大きさが約12,7cmX 1,27
mX 5,08 an (5”X 0.5” X O0
2“)の棒をガラススラブから切断し、これらの棒と各
ガラススラブの残部を電気加熱炉に入れ、約り00℃/
時にて核形成温度(700°〜750℃)まで加ハした
。この温度に1時間維持した後、結晶化温度(800’
〜900℃)まで50℃/時にて上昇させ2時間保持し
た。次いで電流を切り試料を炉内(平均的100℃/時
)で400℃以下まで冷却し。この温度で炉から取り出
し室温まで冷却した。
066.2O6L80A応2O321.7021.90
21,7021,7021.7022.00LtzO3
,363,393,353,363,373,40M(
101,291,491,281,070,861,5
0’ZnO1,591,291,581,591,59
1,303a○ 0.82−0.810,82O.82
−T!Oz 2.702.702.702.702.
702.30ZrO□1.701.701,701.7
01,701.70As2O30.701.001.0
01.001.001.00L 旦 亘 四
旦 豆 5iO763,8063,9064,1064,2O6
4,3064,50A応2O3 23,50 23.
50 23,60 23,60 23.70 23.7
0LtzO3,673,683,693,703,71
3,72M!10 1.28 1.o70.8e
1.51 1.73 1,95ZnO1,581
,591,591,591,160,738aO0.8
10,82O,82−−−TiO22,702,702
,702,702,702,707r02 1.
70 1.70 1,70 1.70 1,7
0 1.70As2O3 1,00 1.00
1.00 1.00 1.00 1,00S
iO□ 67.10 65,60 64.2O 6
5.30 G4.72 67.10A9Jzo32O
.80 22,2O 23,60 22.90 22.
00 2O,00LLzO3,603,703,703
,773,573,50Mg0 1.50 1
.50 1.50 1.9l−−ZnO1,601
,601,601,14−0,803aQ
−−−−4,060,80Ti 02 2.70
2,70 2.70 1゜91 1.82
4,60ZrO□1.70 1.70 1,70
1,84 1.91 1.(30As2O3
1.00 ’1,00 1.00 0,69
0.77 0.6ON(12O−−−−0,930,
40 に2O − −− 0.54 0,2
2 0.60大きさが約12,7cmX 1,27
mX 5,08 an (5”X 0.5” X O0
2“)の棒をガラススラブから切断し、これらの棒と各
ガラススラブの残部を電気加熱炉に入れ、約り00℃/
時にて核形成温度(700°〜750℃)まで加ハした
。この温度に1時間維持した後、結晶化温度(800’
〜900℃)まで50℃/時にて上昇させ2時間保持し
た。次いで電流を切り試料を炉内(平均的100℃/時
)で400℃以下まで冷却し。この温度で炉から取り出
し室温まで冷却した。
熱膨張率(25°〜300℃)は上述の棒を5.08c
m(2”)の長さに切断し水平膨張計を用いて測定した
。X線回折と電子顕微鏡は実質的1;単独の結晶相とし
て直径が約500ミクロン以下のβ−石英固溶体を含有
する高結晶体を示した。試料の透明度は視覚によって検
査し次のように分類した。
m(2”)の長さに切断し水平膨張計を用いて測定した
。X線回折と電子顕微鏡は実質的1;単独の結晶相とし
て直径が約500ミクロン以下のβ−石英固溶体を含有
する高結晶体を示した。試料の透明度は視覚によって検
査し次のように分類した。
(1)非常に透明で、最適な光散乱状態下で見たときだ
け曇りが検出できる。
け曇りが検出できる。
(2)透明で、標準状態下で観察したとき曇りがわずか
に認められる。
に認められる。
(a 透明であるが、必要とされる用途には曇りの水準
が大ぎ寸ぎる。
が大ぎ寸ぎる。
表■は各試料の核形成湿度および結晶化′/jA度を℃
で記録した表である。各試料の視覚による外観は上記等
級分類法を用い、各試料について測定した熱膨張率はx
lo−7/’Cで表した。
で記録した表である。各試料の視覚による外観は上記等
級分類法を用い、各試料について測定した熱膨張率はx
lo−7/’Cで表した。
−−l
実施例 核形成 結晶化 視覚による 熱膨張率温度
温度 等級 1 72O 850 1 −0.12
72O 850 1 1.33
72O 850 1 0.24
72O 850 1 −0.55
72O 850 1 −2.66 7
2O 830 1 −1.17 72
O−850 1 −1.98 72
O 850 1 −2.49 72
O 850 1 −4.010
725 825 2
0.711 725 825
2 2.712 725
825 2 2.81
3 750 875 2
1.014 750 875
2 −0.115 750
875 2 0.81
6 700 840、 2
4.117 700 850
3 2、ONl 75
0 875 3 0.
9実施例1〜6は実質的に曇りがなく優れた透明度を示
した。実施例2と実施例3〜5との比較は、BaOがガ
ラス−セラミックの熱膨張を低くず、る傾向があること
を示している。また実施例1〜6は本発明の生成物の熱
膨張をコントロールするようにMgO含量を変化させた
場合の効果を示す。
温度 等級 1 72O 850 1 −0.12
72O 850 1 1.33
72O 850 1 0.24
72O 850 1 −0.55
72O 850 1 −2.66 7
2O 830 1 −1.17 72
O−850 1 −1.98 72
O 850 1 −2.49 72
O 850 1 −4.010
725 825 2
0.711 725 825
2 2.712 725
825 2 2.81
3 750 875 2
1.014 750 875
2 −0.115 750
875 2 0.81
6 700 840、 2
4.117 700 850
3 2、ONl 75
0 875 3 0.
9実施例1〜6は実質的に曇りがなく優れた透明度を示
した。実施例2と実施例3〜5との比較は、BaOがガ
ラス−セラミックの熱膨張を低くず、る傾向があること
を示している。また実施例1〜6は本発明の生成物の熱
膨張をコントロールするようにMgO含量を変化させた
場合の効果を示す。
実施例7〜10もまた、MaOが熱膨張に影響を及ぼし
、BaOが含まれると透明度に有益な効果があることを
示す。実施例10〜12はモルを基準としてZnOの代
りにMoOを用いた場合の熱膨張の効果を示す。一般に
ZnOの代りにMgoが増ずと、熱膨張が一層大きくな
る。しかし、実施例7〜9はZnOの代りにMgOを用
いることはその効果には必ずしも必要でなく、単にMQ
Oの水準を高めるだけで同じ目的が達せられることを示
している。
、BaOが含まれると透明度に有益な効果があることを
示す。実施例10〜12はモルを基準としてZnOの代
りにMoOを用いた場合の熱膨張の効果を示す。一般に
ZnOの代りにMgoが増ずと、熱膨張が一層大きくな
る。しかし、実施例7〜9はZnOの代りにMgOを用
いることはその効果には必ずしも必要でなく、単にMQ
Oの水準を高めるだけで同じ目的が達せられることを示
している。
実ti 例13ハ低イA 9. z Os含量と高い5
iOz含量の組合せによって実質的なひび割れが生じる
と信じられていたことを証明した。実施例14および1
5は十分低い膨張でひび割れがないことを明らかにした
。不幸にも、必要な製品に応用するには・曇り水準は高
すぎた。
iOz含量の組合せによって実質的なひび割れが生じる
と信じられていたことを証明した。実施例14および1
5は十分低い膨張でひび割れがないことを明らかにした
。不幸にも、必要な製品に応用するには・曇り水準は高
すぎた。
実施例16〜18はMa 6.Zn OおよびBaOの
代りに一層アルカリ金属酸化物を導入した。熱膨張に対
する効果は事実上明らかであるが、望ましい低い膨張を
示す実施例18は意図した応用には曇り水準が大きすぎ
ると思われた。また実施例18は高水準のT+02によ
って吸収が強すぎた。
代りに一層アルカリ金属酸化物を導入した。熱膨張に対
する効果は事実上明らかであるが、望ましい低い膨張を
示す実施例18は意図した応用には曇り水準が大きすぎ
ると思われた。また実施例18は高水準のT+02によ
って吸収が強すぎた。
表■は酸化物を基準としたmff1部で表された本発明
において実施できるガラス組成物の他のグループを報告
する。前記衣■の組成物と同様に各成分の合計は100
あるいは100に近いので、列挙された数値の実際の意
味は、重量パーセントを示すと見なされる。実際のバッ
チ成分は酸化物または共に溶融した場合、適当な割合で
所望の酸化物に変る他の化合物のいずれかの物質を含む
ことができる。
において実施できるガラス組成物の他のグループを報告
する。前記衣■の組成物と同様に各成分の合計は100
あるいは100に近いので、列挙された数値の実際の意
味は、重量パーセントを示すと見なされる。実際のバッ
チ成分は酸化物または共に溶融した場合、適当な割合で
所望の酸化物に変る他の化合物のいずれかの物質を含む
ことができる。
バッチ成分を配合し、均一な溶融物を得るために共にボ
ールミルで粉砕し、白金るつぼに入れた。
ールミルで粉砕し、白金るつぼに入れた。
その上にふたを置いた後、るつぼを最初的1650℃で
操作する炉に導き、約16時間バッチを溶融した。
操作する炉に導き、約16時間バッチを溶融した。
(後の実験は溶融と清澄特性が、バッチを初めに155
0℃で16時間溶融し、次いで1650℃で2〜4時間
溶融すると若干改善されることを示した)。溶融物は黒
鉛製の型に注入し、約12.7αx12,7c、xl、
27 CIR(5X 5 ” X 0.5” )の大き
さのスラブを形成し、直ちに、これらのスラブを650
℃で操作する焼なまし機に移した。As2O3は清澄剤
として通常に作用させた。
0℃で16時間溶融し、次いで1650℃で2〜4時間
溶融すると若干改善されることを示した)。溶融物は黒
鉛製の型に注入し、約12.7αx12,7c、xl、
27 CIR(5X 5 ” X 0.5” )の大き
さのスラブを形成し、直ちに、これらのスラブを650
℃で操作する焼なまし機に移した。As2O3は清澄剤
として通常に作用させた。
各ガラススラブの一部を電気的に加熱した炉に移し、次
の熱処理の段取りを行いガラス・セラミック体に結晶化
した。
の熱処理の段取りを行いガラス・セラミック体に結晶化
した。
(a)室温から72O℃まで300℃/時にて加熱、(
b)72O℃で1時間保持、 (c)72O°から840℃まで60℃/時にて加熱、
(d)840℃で2時間保持、次いで (e)室温まで炉の速度で冷却。
b)72O℃で1時間保持、 (c)72O°から840℃まで60℃/時にて加熱、
(d)840℃で2時間保持、次いで (e)室温まで炉の速度で冷却。
大きさが約5.08 cmX1.27 cmX 5.0
8 an (2“x B15” x 0.2” )の棒
を結晶化体から切断し、25°〜100℃の温度範囲で
熱膨張率を測定した。
8 an (2“x B15” x 0.2” )の棒
を結晶化体から切断し、25°〜100℃の温度範囲で
熱膨張率を測定した。
人工に示した組成物と同様に、試料は高度に結晶化し、
実際に単独の結晶相として直径が約500ミクロン以下
のβ−石英固溶体を含有していた。
実際に単独の結晶相として直径が約500ミクロン以下
のβ−石英固溶体を含有していた。
また表■は、表Hに関して上述した等級分類法を用い、
各結晶化した試料の視覚による外観、および各試料につ
いて測定したxlo”/”Cで表しだ熱膨張率を示す。
各結晶化した試料の視覚による外観、および各試料につ
いて測定したxlo”/”Cで表しだ熱膨張率を示す。
表 ■
81Oz 66.5065.50 B5,2O65.
40 B5,9065.90Aル2O321.8021
.5021.4021.5021,6021,60Li
zO3,622,912,733,173,2O3,2
OM(101,391,150,881,271,28
1,28ZnO0.742,973,941,9819
91,99BaO0.82O,810,810,810
,25−Ce02 − −0.800.630.91
’TiOz 2.702.702.702.702,
702.70ZrO21,701,701,701,7
01,701,70As2O3 0.700,700.
700.700.700.70外 観 1111
11 熱膨張率 −0,2O,10,00,50,0◇、
1実施例22〜24は望ましい殆どOの膨張を切り捨で
あるいは逆に透明度に影響を与えることなく、系中にQ
e OXを単なる添加物としてまたはBaOの一部また
は全部の置換物として組成物中に含ませることができる
ことを示している。Ce0zはガラス−セラミック体の
残存ガラス質相中に濃縮すると思われる。バッチ材料の
選択、例えばヒ素水準のコントロールによって、または
溶融条件のコントロールによって、溶融物のレドックス
条件を注意深く調整すると、適当なCe+3:Ce+4
水準を保証し、従って放射線黒変に対する最適な耐性を
生じる。
40 B5,9065.90Aル2O321.8021
.5021.4021.5021,6021,60Li
zO3,622,912,733,173,2O3,2
OM(101,391,150,881,271,28
1,28ZnO0.742,973,941,9819
91,99BaO0.82O,810,810,810
,25−Ce02 − −0.800.630.91
’TiOz 2.702.702.702.702,
702.70ZrO21,701,701,701,7
01,701,70As2O3 0.700,700.
700.700.700.70外 観 1111
11 熱膨張率 −0,2O,10,00,50,0◇、
1実施例22〜24は望ましい殆どOの膨張を切り捨で
あるいは逆に透明度に影響を与えることなく、系中にQ
e OXを単なる添加物としてまたはBaOの一部また
は全部の置換物として組成物中に含ませることができる
ことを示している。Ce0zはガラス−セラミック体の
残存ガラス質相中に濃縮すると思われる。バッチ材料の
選択、例えばヒ素水準のコントロールによって、または
溶融条件のコントロールによって、溶融物のレドックス
条件を注意深く調整すると、適当なCe+3:Ce+4
水準を保証し、従って放射線黒変に対する最適な耐性を
生じる。
人工の実施例1〜15は優れた透明度を示したが、As
2O3を1%から0.7%まで減らすと一層良い透明度
となり、また清澄剤として満足に機能していることが明
らかである。
2O3を1%から0.7%まで減らすと一層良い透明度
となり、また清澄剤として満足に機能していることが明
らかである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1)極めて高い光学的透明度、−50°〜+100℃の
温度範囲で−1〜+1×10^−^7/℃の熱膨張率、
長期の熱安定性、および熱循環中の永続的変形に対する
優れた抵抗を示し、実質的に単結晶相としてβ−石英固
溶体を含有し、実質的に酸化物を基準とした重量パーセ
ントで表される次に示す成分;SiO_2 64〜67
ZnO 0.7〜4.2 Al_2O_3 21〜2
4 TiO_2 2.0〜3.25 Li_2O 2.
6〜3.7 ZrO_2 1.25〜2.5 MgO
0.8〜1.5 TiO_2+ZrO_2 4〜5.2
5 を有するガラス−セラミック体。 2)1%までのAs_2O_3および/またはSb_2
O_3および/または1%までのCeO_2および/ま
たは2%までのBaOをさらに含有する特許請求の範囲
第1項記載のガラス−セラミック体。 3)極めて高い光学的透明度、−50°〜+100℃の
温度範囲で−1〜+1×10^−^7/℃の熱膨張率、
長期の熱安定性、および熱循環中の永続的変形に対する
優れた抵抗を示し、実質的に単結晶相としてβ−石英固
溶体を含有するガラス−セラミック体を製造する方法で
あつて、 (a)実質的に酸化物を基準とした重量パーセントで表
される次に示す成分: SiO_2 64〜67 ZnO 0.7〜4.2 A
l_2O_3 21〜24 TiO_2 2〜3.25
Li_2O 2.6〜3.7 ZrO_2 1.25
〜2.5 MgO 0.8〜1.5 TiO_2+Zr
O_2 4〜5.25 を有するガラス用バッチを溶融し、 (b)前記溶融物を少なくともその転移領域以下の温度
まで冷却し、同時にそこからガラス品を形成し、 (c)前記ガラス品を約700°〜750℃の間の温度
まで加熱し、その中で核が成長するために十分な時間前
記範囲内の温度に保持し、 (d)前記ガラス品とその中の核を約75℃/時を超え
ない速度にて約800°〜900℃の温度まで加熱し、
ガラス−セラミック品を形成するため、前記核にβ−石
英固溶体の極微小物体の結晶を成長させるに十分の時間
前記範囲内の温度に維持し、次いで (e)前記ガラス−セラミック品を室温まで冷却する各
工程を含むガラス−セラミック体の製造方法。 4)1%までのAs_2O_3および/またはSb_2
O_3および/または1%までのCeO_2および/ま
たは2%までのBaOをさらに含有する特許請求の範囲
第3項記載のガラス−セラミック体の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US740762 | 1985-06-03 | ||
US06/740,762 US4707458A (en) | 1985-06-03 | 1985-06-03 | Glass-ceramics suitable for ring laser gyros |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61286237A true JPS61286237A (ja) | 1986-12-16 |
Family
ID=24977973
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61125601A Pending JPS61286237A (ja) | 1985-06-03 | 1986-05-30 | リングレ−ザ−ジヤイロに適するガラスセラミツク体およびその製造方法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4707458A (ja) |
EP (1) | EP0204434B1 (ja) |
JP (1) | JPS61286237A (ja) |
CA (1) | CA1250322A (ja) |
DE (1) | DE3676873D1 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63303831A (ja) * | 1987-01-14 | 1988-12-12 | Nippon Sheet Glass Co Ltd | 低膨張透明結晶化ガラス |
JPH09118542A (ja) * | 1996-09-25 | 1997-05-06 | Nippon Sheet Glass Co Ltd | 低膨張透明結晶化ガラス |
JP2003165745A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-06-10 | Eurokera Snc | ガラスセラミックおよびその製造方法 |
JP2007254277A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Schott Ag | 光学検出可能な、フロート可能な、ヒ素およびアンチモンを含まないグレイザブルなリチウム−アルミノケイ酸ガラス |
Families Citing this family (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4976765A (en) * | 1989-05-15 | 1990-12-11 | Corning Incorporated | Method of making glass-ceramic laser gyroscope frame |
FR2657079B1 (fr) * | 1990-01-12 | 1993-04-09 | Corning France | Verres precurseurs de vitroceramiques, procede de conversion de ces verres en vitroceramiques a dilation tres faible ou nulle et vitroceramiques obtenues. |
DE4017188A1 (de) * | 1990-05-29 | 1991-12-05 | Bodenseewerk Geraetetech | Gas-ringlaser |
US5173453A (en) * | 1991-10-09 | 1992-12-22 | Corning Incorporated | Variably translucent glass-ceramic article and method for making |
US5432604A (en) * | 1993-03-09 | 1995-07-11 | Litton Systems, Inc. | Ionic conduction barrier for ring laser gyroscope bodies |
US5998036A (en) * | 1997-02-11 | 1999-12-07 | Stein; Sidney J. | Dielectric pastes and tapes, and metal substrates coated therewith |
US6593258B1 (en) * | 1999-05-28 | 2003-07-15 | Nippon Electric Glass Co., Ltd. | Li2O-Al2O3-SiO2 transparent crystallized glass and crystallizable |
US20060135341A1 (en) * | 2004-12-17 | 2006-06-22 | Ellison Adam J | B-quartz glass-ceramic extreme ultraviolet optical elements and a method of making them |
JP5536996B2 (ja) * | 2008-07-29 | 2014-07-02 | 株式会社オハラ | リチウムイオン伝導性ガラスセラミックスの製造方法 |
DE102010032113B9 (de) * | 2010-07-23 | 2017-06-22 | Schott Ag | Transparente oder transparente eingefärbte Lithiumaluminiumsilikat-Glaskeramik mit einstellbarer thermischer Ausdehnung und deren Verwendung |
KR102066697B1 (ko) | 2014-10-08 | 2020-01-15 | 코닝 인코포레이티드 | 페탈라이트 및 리튬 실리케이트 구조를 갖는 고강도 유리-세라믹 |
FR3088321B1 (fr) | 2018-11-09 | 2021-09-10 | Eurokera | Vitroceramiques transparentes de quartz-beta a basse teneur en lithium |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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FR1518422A (fr) * | 1967-04-11 | 1968-03-22 | Corning Glass Works | Articles en verre céramique transparent |
US4285728A (en) * | 1975-02-06 | 1981-08-25 | Owens-Illinois, Inc. | Method of making low expansion crystallized glass-ceramics and telescope mirror blanks made thereby |
US4018612A (en) * | 1976-03-25 | 1977-04-19 | Corning Glass Works | Transparent beta-quartz glass-ceramics |
FR2545475B1 (fr) * | 1983-05-06 | 1986-01-31 | Corning Glass Works | Vitroceramique transparente coloree et son procede de fabrication |
ATE42088T1 (de) * | 1984-02-28 | 1989-04-15 | English Electric Co Ltd | Glaskeramiken auf basis von lithiumaluminosilikat. |
-
1985
- 1985-06-03 US US06/740,762 patent/US4707458A/en not_active Expired - Lifetime
-
1986
- 1986-04-30 CA CA000507931A patent/CA1250322A/en not_active Expired
- 1986-05-07 EP EP86303455A patent/EP0204434B1/en not_active Expired
- 1986-05-07 DE DE8686303455T patent/DE3676873D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1986-05-30 JP JP61125601A patent/JPS61286237A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63303831A (ja) * | 1987-01-14 | 1988-12-12 | Nippon Sheet Glass Co Ltd | 低膨張透明結晶化ガラス |
JPH09118542A (ja) * | 1996-09-25 | 1997-05-06 | Nippon Sheet Glass Co Ltd | 低膨張透明結晶化ガラス |
JP2003165745A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-06-10 | Eurokera Snc | ガラスセラミックおよびその製造方法 |
JP2007254277A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Schott Ag | 光学検出可能な、フロート可能な、ヒ素およびアンチモンを含まないグレイザブルなリチウム−アルミノケイ酸ガラス |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP0204434B1 (en) | 1991-01-16 |
CA1250322A (en) | 1989-02-21 |
EP0204434A3 (en) | 1987-06-03 |
EP0204434A2 (en) | 1986-12-10 |
US4707458A (en) | 1987-11-17 |
DE3676873D1 (de) | 1991-02-21 |
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