TWI811252B

TWI811252B - 玻璃陶瓷與玻璃

Info

Publication number: TWI811252B
Application number: TW107137309A
Authority: TW
Inventors: 馬修約翰德奈卡; 傑斯柯爾
Original assignee: 美商康寧公司
Priority date: 2017-10-23
Filing date: 2018-10-23
Publication date: 2023-08-11
Also published as: TW201922660A; JP2024010059A; WO2019083937A2; JP2021500299A; CN113185129B; KR20200062349A; EP3700871A4; CN111511696A; NL2021858B1; NL2021858A; EP3700871A2; WO2019083937A3; TW202346229A; JP7429189B2; CN113185129A

Abstract

玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃及結晶相，其中結晶相包括鎢和/或鉬，或替代性地鈦之非化學計量的次氧化物，形成「青銅(bronze)」-類型固態缺陷結構，於固態缺陷結構中空位(vacancies)由摻質陽離子佔據。

Description

玻璃陶瓷與玻璃

本申請案主張於2017年10月23日提出申請之美國申請案第62/575,763號之優先權權益以及本申請案為於2017年12月13日提出申請之美國申請案第15/840,040號之部分延續案，該等申請案的內容以引用之形式全部倂入本文。

本揭示大致上關於包括玻璃和/或玻璃陶瓷之物件，以及更具體地，關於此等物件的組成以及形成此等物件的方法。

含有吸收金屬紫外線(「UV」)及近紅外線(「NIR」)鹼(alkali)之矽酸鹽玻璃陶瓷為一種類的玻璃陶瓷，其展現相依於入射至玻璃陶瓷上之光的波長之光學性質。習知的UV/IR阻隔玻璃(具有低或高可見光穿透率)係藉由引入特定陽離子物種(如，Fe2+以吸收NIR波長及Fe23+以吸收UV波長，及其他例如Co、Ni，及Se之摻質以修飾可見光穿透率)所形成，該等特定陽離子物種與玻璃網絡結合。傳統地，藉由將組分一起熔化以形成玻璃，接著透過後形成熱處理原位形成次微米析出物(precipitate)以形成玻璃陶瓷，來製造這些玻璃陶瓷。這些亞微觀析出物(如，含鎢酸鹽的晶體及含鉬酸鹽的晶體)吸收光之波長頻帶，給予玻璃陶瓷其光學性質。此等習知玻璃陶瓷可製造成透明以及乳色狀形式兩者。

咸信習知之含有鎢及鉬鹼的矽酸鹽玻璃與特定且窄組成範圍結合以製造於可見光波長為透明之玻璃及玻璃陶瓷。相信的組成範圍係基於過鹼性玻璃內之氧化鎢之認知的溶解度限制。舉例而言，當以習知方式批量及熔化時，於批量中氧化鎢可與鹼金屬氧化物反應以隨即於放入至熔化爐中之後在熔化的初始階段期間於低溫形成濃鹼鎢酸鹽液體(如，反應發生於約500°C)。由於此相的高密度，其於坩堝的底部快速的分離。於顯著較高的溫度(如，高於約1000°C)，矽酸鹽組分開始熔化，以及由於矽酸鹽組分的較低密度，其維持於鹼鎢酸鹽液體的頂上。組分中的密度差異造成不同液體層化，其給予所屬技術領域中具有通常知識者彼此不溶混的外觀。當R₂ O (如，Li₂ O、Na₂ O、K₂ O、Rb₂ O、Cs₂ O)減去Al₂ O₃ 為約0 mol%或更大時，特別觀察到此效果。於熔化溫度所得之明顯的液體不混溶性隨其冷卻造成富含鎢相分離及結晶化，使其自身表現出乳色狀不透明的晶體。此問題亦存於含鉬熔體。

所屬技術領域中具有通常知識者觀察到富含鎢和/或鉬相自富含矽酸鹽相分離，他們認知到富含矽酸鹽相內之鎢和/或鉬的溶解度限制(如，約2.5 mol%)。所認知的溶解度限制防止玻璃成為鎢或鉬氧化物超飽和，藉此防止任一組分透過後形成熱處理可控制地析出而製造具有包括這些元素之結晶相的玻璃陶瓷。因此，所認知的溶解度防止玻璃陶瓷組成之發展，該發展達成充分數量之可溶性鎢和/或鉬以允許透過後續熱處理之含波長相依亞微觀晶體之鎢和/或鉬的形成。

有鑑於這些限制，需要促進改善的近紅外線及紫外線阻隔(如，透過較高的鎢及鉬溶解度)之新的組成及製造彼等之方法。

已經發現透過使用如本文中所描述的「束縛(bound)」鹼(alkali)可獲得均質單一相之含W或Mo的過鹼性熔體。例示性的束縛鹼可包括長石、霞石、硼砂、鋰輝石、其他鈉或鉀長石、鹼鋁矽酸鹽和/或其他天然發生及人工產生之含鹼及一或更多鋁和/或矽原子的礦物質。藉由以束縛形式引入鹼，鹼可能不與存在於熔體中的W或Mo反應而形成濃鹼鎢酸鹽和/或鹼鉬酸鹽液體。另外，此批量材料改變可允許強過鹼性組成(如，R₂ O-Al₂ O₃ =約2.0 mol%或更大)的熔化而沒有任何鹼鎢酸鹽和/或鹼鉬酸鹽次相形成。此亦已允許熔化溫度及混合方法變化而仍製造單一相均質玻璃。

根據本揭示之態樣，玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃及結晶相，其中結晶相包括非化學計量之鎢和/或鉬，或替代性地鈦的次氧化物，形成「青銅(bronze)」-類型固態缺陷結構，於固態缺陷結構中空位由摻質陽離子佔據。

於一些具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括非晶相及結晶相，結晶相包含複數個式M_x WO₃ 和/或M_x MoO₃ 之析出物，其中0＜x＜1及M為摻質陽離子。於一些此等具體實施態樣中，由電子顯微鏡量測，析出物具有自約1 nm至約200 nm之長度。結晶相之析出物可實質上均質地分佈於玻璃陶瓷內。

再者，玻璃陶瓷可包括非晶相及結晶相，結晶相包含複數個式M_x TiO₂ 之析出物，其中0＜x＜1及M為摻質陽離子。於一些此等具體實施態樣中，由電子顯微鏡量測，析出物具有自約1 nm至約200 nm，或1 nm至約300 nm或1 nm至約500 nm之長度。結晶相之析出物可實質上均質地分佈於玻璃陶瓷內。

於一些具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃，以及均質地分佈於含矽酸鹽玻璃內之***有摻質陽離子之非化學計量之鎢和/或鉬之次氧化物的晶體。在自約400 nm至約700 nm之範圍中至少一50 nm寬的光之波長頻帶上，玻璃陶瓷可具有每mm為5%或更大的穿透率。摻質陽離子可為H、Li、Na、K、Rb、Cs、Ca、Sr、Ba、Zn、Ag、Au、Cu、Sn、Cd、In、Tl、Pb、Bi、Th、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、U、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Pd、Se、Ta、Bi，和/或Ce。於一些此等具體實施態樣中，至少一些晶體於自玻璃陶瓷之外表面大於約10 μm的深度。晶體可具有桿狀形態。

於一些具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃相及結晶相，結晶相包含鎢和/或鉬之次氧化物，形成固態缺陷結構，於固態缺陷結構中孔洞由摻質陽離子佔據。玻璃陶瓷中之結晶相的體積分率可為自約0.001%至約20%。

於其他具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃，以及均質地分佈於含矽酸鹽玻璃內之***有摻質陽離子之非化學計量的鈦次氧化物；和/或含矽酸鹽玻璃相及結晶相，結晶相包含鈦之次氧化物，形成固態缺陷結構，於固態缺陷結構中孔洞由摻質陽離子佔據。

於一些具體實施態樣中，物件包括至少一非晶相及一結晶相，物件包含自約1mol%至約95mol%之SiO₂作為批量組分。結晶相包含結晶相之自約0.1mol%至約100mol%之下列至少一者的氧化物：(i)W、(ii)Mo、(iii)V及鹼金屬陽離子，及(iv)Ti及鹼金屬陽離子。物件可為實質上沒有Cd及Se。

於仍其他具體實施態樣中，例如為玻璃陶瓷之玻璃前驅物的玻璃，於批量組分中包括：自約25mol%至約99mol%之SiO₂、自約0mol%至約50mol%之Al₂O₃、自約0.35mol%至約30mol%之WO₃加上MoO₃、自約0.1mol%至約50mol%之R₂O，其中R₂O為Li₂O、Na₂O、K₂O、Rb₂O及Cs₂O之一或多者，及其中R₂O減去Al₂O₃為自約-35mol%至約7mol%。於一些此等具體實施態樣中，下列至少一者：(i)RO為於自約0.02 mol%至約50 mol%之範圍內及(ii) SnO₂ 為自約0.01 mol%至約5 mol%，其中RO為MgO、CaO、SrO、BaO及ZnO之一或多者。於一些此等具體實施態樣中，如果WO₃ 為自約1 mol%至約30 mol%，則玻璃進一步包含約0.9 mol%或更少之Fe₂ O₃ ，或是則SiO₂ 為自約60 mol%至約99 mol%。如果WO₃ 為自約0.35 mol%至約1 mol%，則玻璃可包含自約0.01 mol%至約5.0 mol%之SnO₂ 。如果MoO₃ 為自約1 mol%至約30 mol%，則SiO₂ 的範圍可自約61 mol%至約99 mol%，或是則Fe₂ O₃ 可為約0.4 mol%或更小且R₂ O為大於RO。如果MoO₃ 為自約0.9 mol%至約30%且SiO₂ 為自約30 mol%至約99 mol%，則玻璃可進一步包含自約0.01 mol%至約5 mol%之SnO₂ 。

於一些具體實施態樣中，形成玻璃陶瓷之方法包括以下步驟：將(1)束縛鹼、(2)矽石，及(3)鎢和/或鉬一起熔化以形成玻璃熔體；將玻璃熔體固化成玻璃；以及於玻璃內析出結晶相以形成玻璃陶瓷物件。玻璃可為單一均質固態相。結晶相可包括鎢和/或鉬。再者，於一些此等具體實施態樣中，束縛鹼包含：(A)長石、(B)霞石、(C)硼酸鈉、(D)鋰輝石、(E)鈉長石、(F)鉀長石、(G)鹼鋁矽酸鹽、(H)鹼矽酸鹽，和/或(I)鍵接至(I-i)氧化鋁、(I-ii)氧化硼(boria)和/或(I-iii)矽石的鹼。

於其他具體實施態樣中，形成玻璃陶瓷之方法包括以下步驟：將矽石及鎢和/或鉬一起熔化以形成玻璃熔體；固化玻璃熔體以形成玻璃；以及於玻璃內析出包含鎢和/或鉬之青銅-類型晶體。析出結晶相可包括熱量處理(thermally processing)玻璃。於至少一些此等具體實施態樣中，方法進一步包括步驟：生長結晶相之析出物至至少約1nm且不超過約500nm之長度。

於其他具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃相；以及結晶相，結晶相包含鈦之次氧化物，鈦之次氧化物包含固態缺陷結構，於固態缺陷結構中孔洞由摻質陽離子佔據。

於其他具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括非晶相；以及結晶相，結晶相包含複數個式M_xTiO₂之析出物，其中0<x<1及M為摻質陽離子。

於其他具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括含矽酸鹽玻璃；以及均質地分佈在含矽酸鹽玻璃內之複數個晶體，其中晶體包含非化學計量的鈦次氧化物，及進一步其中晶體***有摻質陽離子。

於其他具體實施態樣中，玻璃陶瓷物件包括至少一非晶相及結晶相；以及自約1mol%至約95mol%之SiO₂；其中結晶相包含結晶相之自約0.1mol%至約100mol%之非化學計量的鈦次氧化物，氧化物包含下列之至少一者：(i)Ti、(ii)V及鹼金屬陽離子。

於其他具體實施態樣中，形成玻璃陶瓷之方法包括以下步驟：將包含矽石及鈦之組分一起熔化以形成玻璃熔體；固化玻璃熔體以形成玻璃，其中玻璃包含第一平均近紅外線吸光度；以及於玻璃內析出結晶相以形成玻璃陶瓷，玻璃陶瓷包含：(a)第二平均近紅外線吸光度，其中第二平均近紅外線吸光度對第一平均近紅外線吸光度之比例為約1.5或更大，及(b)每mm為約1.69或更小的平均光學密度。

於其他具體實施態樣中，玻璃於批量組分中包含：自約1 mol%至約90 mol%之SiO₂ ；自約0 mol%至約30 mol%之Al₂ O₃ ；自約0.25 mol%至約30 mol%之TiO₂ ；自約0.25 mol%至約30 mol%之金屬硫化物；自約0 mol%至約50 mol%之R₂ O，其中R₂ O為Li₂ O、Na₂ O、K₂ O、Rb₂ O及Cs₂ O之一或多者；以及自約0 mol%至約50 mol%之RO，其中RO為BeO、MgO、CaO、SrO、BaO及ZnO之一或多者，其中玻璃為實質上沒有Cd。

藉由參照以下的說明書、申請專利範圍及附圖，所屬技術領域中具有通常知識者將進一步理解及鑑別本揭示之這些及其他特徵、優點，及目的。

於參照下面仔細說明例示性具體實施態的實施方式及附圖之前，應理解的是本發明的技術不受限於實施方式中提出的或是附圖中說明的細節或方法。舉例而言，亦如同所屬技術領域中具有通常知識者將理解的，於附圖的一者中所顯示的或相關於具體實施態樣之一者的文字所描述的與具體實施態樣關聯的特徵及屬性也可應用至附圖中之另一者所顯示的或文中他處所描述之其他的具體實施態樣。

如本文中所使用的，當於兩個或多個項目的列表中使用術語「和/或」時表示可採用列出之項目的任一者自身，或是可採用列出之項目之二者或多者組合。舉例而言，如果描述組成為含有組分A、B，和/或C，組成可含有單獨A；單獨B；單獨C；A及B的組合；A及C的組合；B及C的組合；或A、B，及C的組合。

於此文件中，關係性術語，例如第一及第二、頂及底等等，僅用以區別一實體或動作與另一實體或動作，而不必然需要或暗示此等實體或動作之間的任何實際關係或順序。

所屬技術領域中具有通常知識者及製作或使用本揭示者將設想本發明之修飾。因此，理解的是，圖式中所示的及以上描述的具體實施態樣僅為說明性目的且非企圖限制本揭示之範疇，本揭示之範疇，根據專利法的原則(包括均等論)進行解釋，由以下之申請專利範圍定義。

所屬技術領域中具有通常知識者將理解的是，描述之揭示內容的結構及其他部件不受限於任何特定材料。本文中揭示之揭示內容之其他例示性具體實施態樣可由多樣材料形成，除非另行描述於本文中。

針對本揭示之目的，術語「耦接(coupled)」 (的所有形式：couple、coupling、coupled等等)大致上表示兩個部件直接地或間接地彼此接合(電氣的或機械的)。此接合可為本質上不動的或是本質上可動的。此接合可以兩個部件(電氣的或機械的)及任何額外的中間構件達成，中間構件與兩個部件之一者或兩個部件整體地形成單一單式主體。此接合可為本質上永久的，或是本質上可移除的或可釋放的，除非另行敘述。

如本文中所使用的，術語「約」表示數量、尺寸、公式、參數，及其他量及特徵不是且不須精確，但可為所希望之近似和/或較大或較小，反映公差、換算因數、捨入數值、量測誤差等等，以及所屬技術領域中具有通常知識者知悉的其他因子。當使用術語「約」描述值或範圍的端點時，應理解本揭示包括提及之特定值或端點。無論說明書中之數值或端點的範圍是否記載「約」，數值或端點的範圍企圖包括兩個具體實施態樣：一個以「約」修飾，及一個不以「約」修飾。將進一步理解的是，範圍的各端點於相關於另一端點以及與另一端點獨立兩方面為重要的。

如本文中所使用之術語「實質上」、「實質上地」及彼等的變化企圖表明描述的特徵等於或大約等於一值或敘述。舉例而言，「實質上地平面的」表面企圖表示表面為平面的或大約平面的。另外，「實質上地」企圖表明兩個值相等或大約相等。於一些具體實施態樣中，「實質上地」可表示於彼此之約10%內之值，例如於彼此之約5%內之值，或於彼此之約2%內之值。

如本文中所使用之方向性術語，例如上、下、左、右、前、後、頂、底，僅用以參照繪製之圖式並且不用以暗示絕對方向。

如本文中所使用的術語「該」、「一(a)」或「一(an)」表示「至少一個」，並且不應被限制為「僅一個」，除非反向清楚地指明。因此，舉例而言，提及「一部件」包括具有兩個或多個此等部件之具體實施態樣，除非文中另行清楚地指明。

除非另行指明，以剛分批(as-batched)莫耳百分比(mol%)來表示所有組成。所屬技術領域中具有通常知識者將理解的是，於組分熔化期間，各種熔體組分(如，氟、鹼金屬、硼等等)可接受不同程度之揮發(如，作為汽壓、熔化時間和/或熔化溫度的函數)。如此，相關於此等組分，當相較於本文中提供之剛分批組成而量測最終物件時，術語「約」企圖包含約0.2 mol%內之值。有鑑於前述，預期最終物件及剛分批組成之間之實質上組成相等。

針對本揭示之目的，術語「整體(bulk)」、「整體組成」和/或「全部(overall)組成」企圖包括整個物件的全部組成，其可與「局部組成」或「局部化組成」區隔，由於結晶和/或陶瓷相之形成「局部組成」或「局部化組成」可與整體組成不同。

亦如本文中所使用的，可交替地並且以彼等的最廣義使用術語「物件」、「玻璃物件」、「陶瓷物件」、「玻璃陶瓷」、「玻璃元件」、「玻璃陶瓷物件」及「多個玻璃陶瓷物件」以包括全部或部分由玻璃和/或玻璃陶瓷材料製作的任何物體。

如本文中所使用的，「玻璃態」意指本揭示之物件內的無機非晶相材料，其為已冷卻至剛性條件而無結晶化之融合產物。如本文中所使用的，「玻璃陶瓷態」意指本揭示之物件內的無機材料，其包括如本文中所描述的玻璃態及「結晶相」和/或「結晶析出物」兩者。

熱膨脹係數(CTE)由10^-7 /°C表示並且代表於自約0°C至約300°C之溫度範圍上量測之值，除非另行指明。

如本文中所使用的，「透射」及「穿透率」意指外部透射或穿透率，其考量吸收率、散射及反射。並不從本文中所描述的透射及穿透率值剔除弗芮耳反射。

如本文中所使用的，於本揭示中交替地使用「光學密度單位」、「OD」及「OD單位」以表示光學密度單位，通常理解為測試之材料之吸光度的量測，利用分光計量測表示為OD= -log (I/I₀ )，其中I₀ 為入射於樣本上之光的強度及I為透射通過樣本之光的強度。再者，本揭示中使用之術語「OD/mm」或「OD/cm」為吸光度之標準化量測，藉由將光學密度單位(即，由光學分光計所量測者)除以樣本之厚度(如，單位為毫米或厘米)所決定的。此外，給予參照特殊波長範圍上之任何光學密度單位(如，於自280 nm至380 nm之UV波長中3.3 OD/mm至24.0 OD/mm)作為於特定波長範圍上之光學密度單位的平均值。

如本文中所使用的，術語「霧度」意指於具有約1 mm之透射路徑的樣本中散射於±2.5°角錐外之透射光的百分比，並且根據ASTM程序D1003所量測。

亦如本文中所使用的，術語「沒有[組分]的[玻璃或玻璃陶瓷]」 (如，「沒有鎘及硒的玻璃陶瓷」)表示完全沒有或實質上沒有(即，＜500 ppm)列出之組分的玻璃或玻璃陶瓷，並且經製備使得列出之組分非主動地、故意地或有目的地添加或批量至玻璃或玻璃陶瓷中。

有關於本揭示之玻璃陶瓷與玻璃陶瓷材料及物件，藉由評估表面應力使用例如由GlaStress, Ltd. (塔林，愛沙尼亞)製造之散射光偏光儀SCALP220及隨附的軟體版本5，或是由Orihara Co., Lt. (東京，日本)製造之FSM-6000之市售可得的儀器來量測壓縮應力及壓縮深度(「DOC」)，除非本文中另行註明。兩種儀器量測必須經由測試之材料的應力光學係數(「SOC」)轉換成應力之光阻滯。因此，應力量測仰賴SOC之準確量測，其有關於玻璃之雙折射。SOC依次根據名為「用於玻璃應力光學係數之標準測試方法」之ASTM標準C770-98 (2013)中所描述之程序C之修改的版本(「修改的程序C」)進行量測，藉由全文引用方式將其內容併入本文。修改的程序C包括使用玻璃或玻璃陶瓷盤作為具有5至10 mm之厚度及12.7 mm之直徑的試樣。盤為各向同性且均質的，以及為中心鑽孔的且具有拋光並平行的兩個面。修改的程序C亦包括計算施加至盤的最大值力Fmax。力應充分以製造至少20 MPa之壓縮應力。使用下式計算Fmax： Fmax=7.854*D*h 其中Fmax為最大值力(N)、D為盤的直徑(mm)，及h為光路徑的厚度(mm)。針對各施加的力，使用下式計算應力： σ (MPa)=8F/(π*D*h) 其中F為力(N)、D為盤的直徑(mm)，及h為光路徑的厚度(mm)。

亦如本文中所使用的，交替地使用術語「銳利(sharp)截止波長」及「截止波長」以及意指約350 nm至800 nm之範圍內之截止波長，於範圍中，與截止波長(λc)之下之玻璃陶瓷的穿透率相較，於截止波長(λc)之上玻璃陶瓷具有實質上較高的穿透率。截止波長(λc)為針對玻璃陶瓷於給定光譜中之「吸收率限制波長」與「高穿透率限制波長」之間之中點的波長。指定「吸收率限制波長」為於其中穿透率為5%之波長；以及於「高穿透率波長」中係定義為於其中穿透率為72%之波長。將理解的是，如本文中所使用的「銳利UV截止」可為如前述之發生於電磁波譜之紫外線頻帶內之截止波長的銳利截止波長。

本揭示之物件由具有一或更多本文中概述之組成之玻璃和/或玻璃陶瓷所組成。可採用物件於任何數目的應用。舉例而言，可採用基板、元件、透鏡、蓋和/或其他元件形式之物件於任何數目之光學相關和/或美學應用。

物件由剛分批的組成形成且鑄造成玻璃態。物件可接著經退火和/或經熱量地處理(thermally processed) (如，經熱處理(heat treated))以形成具有複數個陶瓷或結晶顆粒之玻璃陶瓷態。將理解的是，取決於採用的鑄造技術，物件可直接地結晶且變成玻璃陶瓷而不需要額外的熱處理(如，基本上鑄造成玻璃陶瓷態)。於採用後形成熱量處理之實例中，可將一部分、大部分、實質上所有或所有的物件自玻璃態轉變成玻璃陶瓷態。如此，雖然可關於玻璃態和/或玻璃陶瓷態來描述物件之組成，當於玻璃與玻璃陶瓷態之間轉變時，物件之整體組成可保持實質上未改變的，儘管物件之局部化部分具有不同組成(即，由於陶瓷或結晶析出物之形成)。

根據各種實例，物件可包括Al₂ O₃ 、SiO₂ 、B₂ O₃ 、WO₃ 、MO₃ 、R₂ O，其中R₂ O為Li₂ O、Na₂ O、K₂ O、Rb₂ O及Cs₂ O之一或多者；RO，其中RO為MgO、CaO、SrO、BaO及ZnO之一或多者；以及一些摻質。將理解的是，一些其他組分(如，F、As、Sb、Ti、P、Ce、Eu、La、Cl、Br等等)不背離本文中提供的教示。

根據第一實例，物件可包括自約58.8 mol%至約77.58 mol%之SiO₂ 、自約0.66 mol%至約13.69 mol%之Al₂ O₃ 、自約4.42 mol%至約27 mol%之B₂ O₃ 、自約0 mol%至約13.84 mol%之R₂ O、自約0 mol%至約0.98 mol%之RO、自約1.0 mol%至約13.24 mol%之WO₃ 及自約0 mol%至約0.4 mol%之SnO₂ 。物件之此等實例可大致上關於表1之實例1-109。

根據第二實例，物件可包括自約65.43 mol%至約66.7 mol%之SiO₂ 、自約9.6 mol%至約9.98 mol%之Al₂ O₃ 、自約9.41 mol%至約10.56 mol%之B₂ O₃ 、自約6.47 mol%至約9.51 mol%之R₂ O、自約0.96 mol%至約3.85 mol%之RO、自約1.92 mol%至約3.85 mol%之WO₃ 、自約0 mol%至約1.92 mol%之MoO₃ 及自約0 mol%至約0.1 mol%之SnO₂ 。物件之此等實例可大致上關於表2之實例110-122。

根據第三實例，物件可包括自約60.15 mol%至約67.29 mol%之SiO₂ 、自約9.0 mol%至約13.96 mol%之Al₂ O₃ 、自約4.69 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、自約2.99 mol%至約12.15 mol%之R₂ O、自約0.00 mol%至約0.14 mol%之RO、自約0 mol%至約7.03 mol%之WO₃ 、自約0 mol%至約8.18 mol%之MoO₃ 、自約0.05 mol%至約0.15 mol%之SnO₂ 及自約0 mol%至約0.34 mol%之V₂ O₅ 。物件之此等實例可大致上關於表3之實例123-157。

根據第四實例，物件可包括自約54.01 mol%至約67.66 mol%之SiO₂ 、自約9.55 mol%至約11.42 mol%之Al₂ O₃ 、自約9.36 mol%至約15.34 mol%之B₂ O₃ 、自約9.79 mol%至約13.72 mol%之R₂ O、自約0.00 mol%至約0.22 mol%之RO、自約1.74 mol%至約4.48 mol%之WO₃ 、自約0 mol%至約1.91 mol%之MoO₃ 、自約0.0 mol%至約0.21 mol%之SnO₂ 、自約0 mol%至約0.03 mol%之V₂ O₅ 、自約0 mol%至約0.48 mol%之Ag及自約0 mol%至約0.01 mol%之Au。物件之此等實例可大致上關於表4之實例158-311。

根據第五實例，物件可包括自約60.01 mol%至約77.94 mol%之SiO₂ 、自約0.3 mol%至約10.00 mol%之Al₂ O₃ 、自約10 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、自約0.66 mol%至約10 mol%之R₂ O、自約1.0 mol%至約6.6 mol%之WO₃ 及自約0.0 mol%至約0.1 mol%之SnO₂ 。物件之此等實例可大致上關於表5之實例312-328。

物件可具有自約1 mol%至約99 mol%之SiO₂ 、或自約1 mol%至約95 mol%之SiO₂ 、或自約45 mol%至約80 mol%之SiO₂ 、或自約60 mol%至約99 mol%之SiO₂ 、或自約61 mol%至約99 mol%之SiO₂ 、或自約30 mol%至約99 mol%之SiO₂ 、或自約58 mol%至約78 mol%之SiO₂ 、或自約55 mol%至約75 mol%之SiO₂ 、或自約50 mol%至約75 mol%之SiO₂ 、或自約54 mol%至約68 mol%之SiO₂ 、或自約60 mol%至約78 mol%之SiO₂ 、或自約65 mol%至約67 mol%之SiO₂ 、或自約60 mol%至約68 mol%之SiO₂ 、或自約56 mol%至約72 mol%之SiO₂ 、或自約60 mol%至約70 mol%之SiO₂ 。將理解的是，考量以上註明之SiO2範圍之間的任何及所有數值與範圍。SiO₂ 可作為主要玻璃形成氧化物以及影響物件之安定性、抗失透性和/或黏度。

物件可包括自約0 mol%至約50 mol%之Al₂ O₃ 、或自約0.5 ml%至約20 mol%之Al₂ O₃ 、或自約0.5 mol%至約15 mol%之Al₂ O₃ 、或自約7 mol%至約15 mol%之Al₂ O₃ 、或自約0.6 mol%至約17 mol%之Al₂ O₃ 、或自約0.6 mol%至約14 mol%之Al₂ O₃ 、或自約7 mol%至約14 mol%之Al₂ O₃ 、或自約9.5 mol%至約10 mol%之Al₂ O₃ 、或自約9 mol%至約14 mol%之Al₂ O₃ , 約9.5 mol%至約11.5 mol%之Al₂ O₃ 、或自約0.3 mol%至約10 mol%之Al₂ O₃ 、或自約0.3 mol%至約15 mol%之Al₂ O₃ 、或自約2 mol%至約16 mol%之Al₂ O₃ 、或自約5 mol%至約12 mol%之Al₂ O₃ 、或自約8 mol%至約12 mol%之Al₂ O₃ 、或自約5 mol%至約10 mol%之Al₂ O₃ 。將理解的是，考量以上註明之Al₂ O₃ 範圍之間的任何及所有數值與範圍。Al₂ O₃ 可用作條件性網絡成型物以及貢獻於具有低CTE、物件剛性之安定物件，以及促進熔化和/或成型。

物件可包括WO₃ 和/或MoO₃ 。舉例而言，WO₃ 加上MoO₃ 可為自約0.35 mol%至約30 mol%。MoO₃ 可為約0 mol%及WO₃ 為自約1.0 mol%至約20 mol%、或MoO₃ 可為約0 mol%及WO₃ 為自約1.0 mol%至約14 mol%、或MoO₃ 為自約0 mol%至約8.2 mol%及WO₃ 為自約0 mol%至約16 mol%、或MoO₃ 為自約0 mol%至約8.2 mol%及WO₃ 為自約0 mol%至約9 mol%、或MoO₃ 為自約1.9 mol%至約12.1 mol%及WO₃ 為自約1.7 mol%至約12 mol%、或MoO₃ 為自約0 mol%至約8.2 mol%及WO₃ 為自約0 mol%至約7.1 mol%、或MoO₃ 為自約1.9 mol%至約12.1 mol%及WO₃ 為自約1.7 mol%至約4.5 mol%、或MoO₃ 為約0 mol%及WO₃ 為自約1.0 mol%至約7.0 mol%。關於MoO₃ ，玻璃組成可具有自約0.35 mol%至約30 mol%之MoO₃ 、或自約1 mol%至約30 mol%之MoO₃ 、或自約0.9 mol%至約30%之MoO₃ 、或自約0.9 mol%至約20%之MoO₃ 、或自約0 mol%至約1.0 mol%之MoO₃ 、或自約0 mol%至約0.2 mol%之MoO₃ 。有關WO₃ ，玻璃組成可具有自約0.35 mol%至約30 mol%之WO₃ 、或自約1 mol%至約30 mol%之WO₃ 、或自約1 mol%至約17 mol%之WO₃ 、或自約1.9 mol%至約10 mol%之WO₃ 、或自約0.35 mol%至約1 mol%之WO₃ 、或自約1.9 mol%至約3.9 mol%之WO₃ 、或自約2 mol%至約15 mol%之WO₃ 、或自約4 mol%至約10 mol%之of WO₃ 、或自約5 mol%至約7 mol%之WO₃ 。將理解的是，考量以上註明之WO₃ 和/或MoO₃ 範圍之間的任何及所有數值與範圍。

物件可包括自約2 mol%至約40 mol%之B₂ O₃ 、或自約4 mol%至約40 mol%之B₂ O₃ 、或自約4.0 mol%至約35 mol%之B₂ O₃ 、或自約4.0 mol%至約27 mol%之B₂ O₃ 、或自約5.0 mol%至約25 mol%之B₂ O₃ 、或自約9.4 mol%至約10.6 mol%之B₂ O₃ 、或自約5 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、或自約4.6 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、或自約9.3 mol%至約15.5 mol%之B₂ O₃ 、或自約10 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、或自約10 mol%至約25 mol%之B₂ O₃ 。將理解的是，考量以上註明之B₂ O₃ 範圍之間的任何及所有數值與範圍。B₂ O₃ 可為用以降低CTE、密度，及黏度以製作更易於熔化並於低溫形成之玻璃形成氧化物。

物件可包括至少一鹼金屬氧化物。可由化學式R₂ O代表鹼金屬氧化物，其中R₂ O為Li₂ O、Na₂ O、K₂ O、Rb₂ O、Cs₂ O和/或彼等的組合之一或多者。物件可具有自約0.1 mol%至約50 mol%之R₂ O、或自約0 mol%至約14 mol%之R₂ O、或自約3 mol%至約14 mol%之R₂ O、或自約5 mol%至約14 mol%之R₂ O、或自約6.4 mol%至約9.6 mol%之R₂ O、或自約2.9 mol%至約12.2 mol%之R₂ O、或自約9.7 mol%至約12.8 mol%之R₂ O、或自約0.6 mol%至約10 mol%之R₂ O、或自約0 mol%至約15 mol%之R₂ O、或自約3 mol%至約12 mol%之R₂ O、或自約7 mol%至約10 mol%之R₂ O的鹼金屬氧化物組成。將理解的是，考量以上註明之R₂ O範圍之間的任何及所有數值與範圍。為了下列的多種原因，鹼金屬氧化物(如，Li₂ O、Na₂ O、K₂ O、Rb₂ O，及Cs₂ O)可併入物件中：(i)降低熔化溫度、(ii)增加成形性、(iii)致能藉由離子交換進行化學強化和/或(iv)作為某些晶粒中之分隔的物種。

根據各種實例，R₂ O減去Al₂ O₃ 的範圍為自約自約-35 mol%至約7 mol%、或自約-12 mol%至約2.5 mol%、或自約-6%至約0.25%、或自約-3.0 mol%至約0 mol%。將理解的是，考量以上註明之R₂ O減去Al₂ O₃ 範圍之間的任何及所有數值與範圍。

物件可包括至少一鹼土金屬氧化物。可由化學式RO代表鹼土金屬氧化物，其中RO為MgO、CaO、SrO、BaO及ZnO之一或多者。物件可包括RO，自約0.02 mol%至約50 mol%之RO、或自約0.01 mol%至約5 mol%之RO、或自約0.02 mol%至約5 mol%之RO、或自約0.05 mol%至約10 mol%之RO、或自約0.10 mol%至約5 mol%之RO、或自約0.15 mol%至約5 mol%之RO、或自約0.05 mol%至約1 mol%之RO、或自約0.5 mol%至約4.5 mol%之RO、或自約0 mol%至約1 mol%之RO、或自約0.96 mol%至約3.9 mol%之RO、或自約0.2 mol%至約2 mol%之RO、或自約0.01 mol%至約0.5 mol%之RO、或自約0.02 mol%至約0.22 mol%之RO。將理解的是，考量以上註明之RO範圍之間的任何及所有數值與範圍。根據各種實例，R₂ O可大於RO。再者，物件可以沒有RO。鹼土金屬氧化物(如，MgO、CaO、SrO，及BaO)及其他例如ZnO之二價氧化物可改善物件之熔化行為並且亦可用以增加物件之CTE、楊氏模數，及切變模數。

物件可包括自約0.01 mol%至約5 mol%之SnO₂ 、或自約0.01 mol%至約0.5 mol%之SnO₂ 、或自約0.05 mol%至約0.5 mol%之SnO₂ 、或自約0.05 mol%至約2 mol%之SnO₂ 、或自約0.04 mol%至約0.4 mol%之SnO₂ 、或自約0.01 mol%至約0.4 mol%之SnO₂ 、或自約0.04 mol%至約0.16 mol%之SnO₂ 、或自約0.01 mol%至約0.21 mol%之SnO₂ 、或自約0 mol%至約0.2 mol%之SnO₂ 、或自約0 mol%至約0.1 mol%之SnO₂ 。將理解的是，考量以上註明之SnO₂ 範圍之間的任何及所有數值與範圍。物件亦可包括小濃度的SnO₂ 作為澄清劑(如，其他澄清劑可包括CeO₂ 、As₂ O₃ 、Sb₂ O₃ 、Cl-、F-或類似者)以助於在熔化期間消除氣態包裹。某些澄清劑亦可作為氧化還原對、色中心，及或成核及或***形成於物件中之晶粒的物種。

物件之某些組分的組成可取決於其他組分之存在和/或組成。舉例而言，如果WO₃ 為自約1 mol%至約30 mol%，則物件進一步包括約0.9 mol%或更少之Fe₂ O₃ 或SiO₂ 為自約60 mol%至約99 mol%。於另一實例中，如果WO₃ 為自約0.35 mol%至約1 mol%，則物件包括自約0.01 mol%至約5.0 mol%之SnO₂ 。於另一實例中，如果MoO₃ 為自約1 mol%至約30 mol%，則SiO₂ 為自約61 mol%至約99 mol%或Fe₂ O₃ 為約0.4 mol%或更少及R₂ O大於RO。於另一實例中，如果MoO₃ 為自約0.9 mol%至約30%及SiO₂ 為自約30 mol%至約99 mol%，則物件包括自約0.01 mol%至約5 mol%之SnO₂ 。

物件可為實質上沒有鎘及實質上沒有硒。根據各種實例，物件可進一步包括選自以下群組之至少一摻質：Ti、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Pb、Pd、Au、Cd、Se、Ta、Bi、Ag、Ce、Pr、Nd，及Er，以改變紫外線、可見光、色彩和/或近紅外線吸光度。於物件內摻質可具有自約0.0001 mol%至約1.0 mol%之濃度。舉例而言，物件可包括自約0.01 mol%至約0.48 mol%之Ag、自約0.01 mol%至約0.13 mol%之Au、自約0.01 mol%至約0.03 mol%之V₂ O₅ 、自約0 mol%至約0.2 mol%之Fe₂ O₃ 、自約0 mol%至約0.2 mol%之Fe₂ O₃ ，及自約0.01 mol%至約0.48 mol%之CuO之至少一者。根據另一實例，物件可包括自約0.01 mol%至約0.75 mol%之Ag、自約0.01 mol%至約0.5 mol%之Au、自約0.01 mol%至約0.03 mol%之V₂ O₅ ，及自約0.01 mol%至約0.75 mol%之CuO之至少一者。物件可包括約0 mol%至約5 mol%之範圍的氟以軟化玻璃。物件可包括自約0 mol%至約5 mol%之磷以進一步修飾物件之物理性質及調節晶體生長。物件可包括Ga₂ O₃ 、In₂ O₃ 和/或GeO₂ 以進一步修飾物件之物理及光學(如，折射係數)性質。可存在約0.001 mol%至約0.5 mol%之範圍中的下列痕量雜質以進一步修飾紫外線、可見光(如，390 nm至約700 nm)，及近紅外線(如，約700 nm至約2500 nm)吸光度和/或使物件發螢光：Ti、V、Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu、Se、Nb、Mo、Tc、Ru、Rh、Pd、Ag、Cd、Te、Ta、Re、Os、Ir、Pt、Au、Ti、Pb、Bi、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb，及Lu。再者，可小量添加P₂ O₅ 至某些組成以進一步修飾物件之物理性質及黏度。

將理解的是，各個以上註明之SiO₂ 、Al₂ O3、WO₃ 、MoO₃ 、WO₃ 加上MoO₃ 、B₂ O₃ 、R₂ O、RO、V₂ O₅ 、Ag、Au、CuO、SnO₂ ，及摻質的組成及組成範圍可與如本文中所概述之物件之其他組分之任何其他組成和/或組成範圍一起使用。

如前所解釋的，習知之含鎢、鉬，或混合的鎢鉬鹼玻璃之形成受到熔化製程期間熔體組分分離的阻礙。熔化製程期間玻璃組分的分離造成熔融玻璃內及因此由此等熔體鑄造之物件之認知的鹼鎢酸鹽之溶解度限制。習知地，當鎢、鉬，或混合的鎢鉬熔體即使為稍微過鹼性(如，R₂ O-Al₂ O₃ =約0.25 mol%或更大)時，熔化的硼矽酸鹽玻璃形成玻璃以及濃液體次相兩者。儘管藉由徹底混合、於高溫熔化，及採用小批量尺寸(~1000 g)可降低鹼鎢酸鹽次相之濃度，無法完全消除造成有害次結晶相形成。咸信此鹼鎢酸鹽相之形成發生於熔化的初始階段，其中鎢和/或鉬氧化物與「自由」或「未束縛」鹼碳酸鹽反應。肇因於鹼鎢酸鹽和/或鹼鉬酸鹽相對於形成之硼矽酸鹽玻璃的高密度，其快速地分隔和/或分層，集中於坩堝的底部並且因為密度的顯著差異而不會快速地溶解於玻璃中。由於R₂ O組分可提供有益性質給玻璃組成，簡單地降低熔體內之R₂ O組分的存在可能不是希望的。

本揭示之發明人已發現，透過使用「束縛」鹼可獲得均質單一相含W或Mo過鹼性熔體。針對本揭示之目的，「束縛」鹼為結合至氧化鋁、氧化硼和/或矽石的鹼元素(alkali element)，而「自由」或「未束縛」鹼為鹼碳酸鹽、鹼硝酸鹽和/或鹼硫酸鹽，於其中鹼未束縛至矽石、氧化硼或氧化鋁。例示性束縛鹼可包括長石、霞石、硼砂、鋰輝石、其他鈉或鉀長石、鹼鋁矽酸鹽、鹼矽酸鹽和/或其他含有鹼及一或多個鋁、硼和/或矽原子之天然發生及人工產生的礦物質。藉由以束縛形式引入鹼，鹼可能不會與存在於熔體中之W或Mo反應而形成濃鹼鎢酸鹽和/或鹼鉬酸鹽液體。另外，此批量材料的改變可允許強過鹼性組成(如，R₂ O-Al₂ O₃ =約2.0 mol%或更大)熔化而不會形成任何鹼鎢酸鹽和/或鹼鉬酸鹽次相。此亦已允許變化熔化溫度及混合方法而仍製造單一相均質玻璃。將理解的是，由於鹼鎢酸鹽相與硼矽酸鹽玻璃非完全不溶混，延長攪拌亦可允許兩相混合而鑄造單一相物件。

一旦玻璃熔體經鑄造並固化成玻璃態物件，物件可經退火、熱處理或是熱量處理以於物件內形成結晶相。因此，物件可由玻璃態轉變成玻璃陶瓷態。玻璃陶瓷態之結晶相可具有各種型態。根據各種實例，於物件之經熱處理的區域內形成結晶相作為複數個析出物。如此，析出物可具有大致結晶結構。

如本文中所使用的，「結晶相」意指本揭示之物件內的無機材料，其為由原子、離子或分子排列成三維週期性圖案而組成的固體。再者，除非另行明確指明，本揭示中所指的「結晶相」是使用下列方法確定存在的。第一，採用粉末x射線繞射(「XRD」)以檢測結晶析出物的存在。第二，於XRD不成功的情況中(如，肇因於析出物之尺寸、數量和/或化學)，採用拉曼光譜(「拉曼(Raman)」)以檢測結晶析出物的存在。選擇性地，採用透射式電子顯微鏡(「TEM」)以肉眼確認或是證實透過XRD和/或拉曼技術獲得之結晶析出物判定。於某些情況中，析出物之數量和/或尺寸可能為足夠低使得肉眼確認析出物特別困難。如此，於取樣較大數量材料來判定析出物之存在時，XRD及拉曼之較大樣本尺寸可為優勢的。

結晶析出物可具有大致上桿狀或針狀形態。析出物可具有自約1 nm至約500 nm、或自約1 nm至約400 nm、或自約1 nm至約300 nm、或自約1 nm至約250 nm、或自約1 nm至約200 nm、或自約1 nm至約100 nm、或自約1 nm至約75 nm、或自約1 nm至約50 nm、或自約1 nm至約25 nm或自約1 nm至約20 nm或自約1 nm至約10 nm之最長長度。使用電子顯微鏡可量測析出物的尺寸。針對本揭示之目的，術語「電子顯微鏡」表示首先使用掃描式電子顯微鏡肉眼地量測析出物之最長長度，及如果無法解析析出物，接著使用透射式電子顯微鏡。由於結晶析出物可大致上具有桿狀或針狀形態，析出物可具有自約2 nm至約30 nm、或自約2 nm至約10 nm或自約2 nm至約7 nm之寬度。將理解的是，析出物之尺寸和/或形態可為一致、實質上一致或可變化。大致上，物件之過鋁質組成可製造具有自約100 nm至約250 nm之長度及自約5 nm至約30 nm之寬度之具有針狀形狀的析出物。物件之過鹼性組成可製造具有自約10 nm至約30 nm之長度及自約2 nm至約7 nm之寬度的針狀析出物。含Ag、Au和/或之物件的實例可製造具有自約2 nm至約20 nm之長度及自約2 nm至約10 nm之寬度，或直徑的桿狀析出物。物件中之結晶相之體積分率的範圍可為自約0.001%至約20%、或自約0.001%至約15%、或自約0.001%至約10%或自約0.001%至約5%、或自約0.001%至約1%。

當於玻璃陶瓷態中時，析出物之相對小尺寸可有利於減少由析出物所散射的光量，造成物件之高光學澄清度。如以下將更仔細解釋的，可橫跨物件改變析出物之尺寸和/或數量，使得物件之不同部分可具有不同的光學性質。舉例而言，與不同析出物(如，尺寸和/或數量)和/或無析出物存在之物件的部分相較時，存在析出物之物件的部分可導致吸光度、色彩、光之反射和/或透射以及折射係數的改變。

析出物可由氧化鎢和/或氧化鉬組成。結晶相包括自約0.1mol%至約100mol%結晶相的至少下列一者的氧化物：(i)W、(ii)Mo、(iii)V及鹼金屬陽離子，及(iv)Ti及鹼金屬陽離子。不受理論束縛，咸信於物件之熱量處理(如，熱處理)期間，鎢和/或鉬陽離子聚結以形成結晶析出物，藉此將玻璃態轉變成玻璃陶瓷態。可減少，或部分地減少存在於析出物中之鉬和/或鎢。舉例而言，析出物內之鉬和/或鎢可具有0與約+6之間的氧化態。根據各種實例，鉬和/或鎢可具有+6氧化態。舉例而言，析出物可具有WO₃和/或MoO₃之一般化學結構。然而，亦可有顯著分額的鎢和或鉬為+5氧化態以及析出物可被稱為非化學計量的鎢次氧化物、非化學計量的鉬次氧化物、「鉬青銅」和/或「鎢青銅」。以上註明之鹼金屬和/或摻質之一或多者可存在於析出物內以補償W或Mo上之+5電荷。鎢和/或鉬青銅為一般化學式為M_xWO₃或M_xMoO₃之一群非化學計量的鎢和/或鉬次氧化物，其中M=H、Li、Na、K、Rb、Cs、Ca、Sr、Ba、Zn、Ag、Au、Cu、Sn、Cd、In、Tl、Pb、Bi、Th、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu，和/或U之一或多者，及其中0<x<1。結構M_xWO₃及M_xMoO₃被視為固態缺陷結構，於其中還原的WO₃或MoO₃網絡中之孔洞(即，晶體晶格中之空位或通道)隨機地由M原子佔據，其分解成M+陽離子及游離電子。取決於「M」的濃度，材料性質可為金屬至半導性，藉此允許調整各種光學吸收及電子性質。5+W或Mo越多，可能必須補償越多M+陽離子且x之值越大。

鎢青銅為一般式為M_xWO₃之非化學計量的化合物，其中M為陽離子摻質，例如一些其他金屬，最常見為鹼，以及x為小於1之變數。為清楚說明之故，儘管稱之為「青銅」，這些化合物非結構上或化學上相關於金屬青銅，金屬青銅為銅及錫的合金。鎢青銅為一系列固體相，其均質性作為x之函數而變化。取決於摻質M及對應的濃度x、鎢青銅之材料性質可為金屬至半導性，以及展現可調整的光學吸收。這些青銅的結構為固態缺陷結構，於其中M'陽離子***二元氧化物主體之孔洞或通道中並且解離成M+陽離子及游離電子。為清楚說明之故，M_xWO₃為用於非化學計量的或「次化學計量的」化合物之複雜系統的命名常規，具有可為六角形、四角形、立方晶形，或焦綠石(pyrochlore)之變化的晶體結構，其中M可為週期表上之某些元素之一者或組合，其中x自0<x<1變化，其中青銅形成物種(於此情況中為W)之氧化態為於其最高氧化態(W⁶⁺)及較低氧化態(如，W⁵⁺)之物種的混合，及其中於WO₃中的數字三(「3」)代表可介於2與3之間之氧陰離子的數目。因此，M_xWO₃可替代性地表示為化學形式M_xWO_Z，其中0<x<1，及2<z<3，或為M_xWO_3-z，其中0<x<1及0<z<1。然而，為簡潔之故，針對此家族的非化學計量的晶體使用M_xWO₃。類似地，「青銅」一般應用至式M'_xM"_yO_z之三元金屬氧化物，其中(i) M"為過渡金屬、(ii) M"_y O_z 為其最高二元氧化物、(iii) M'為一些其他金屬、(iv) x為落於0＜x ＜1範圍中之變數。

一部分、大部分、實質上所有或所有的物件可經熱量處理以形成析出物。熱量處理技術可包括，但不限於，爐(如，熱處理爐)、微波、雷射和/或物件之局部和/或整體加熱之其他技術。於進行熱量處理時，結晶析出物以均質方式於物件內內部成核，其中物件經熱量處理以將玻璃態轉變成玻璃陶瓷態。如此，於一些實例中，物件可包括玻璃態及玻璃陶瓷態兩者。於物件整體經熱量處理(如，將整個物件放置於爐中)的實例中，析出物可均質地形成遍及物件。換句話說，析出物可存在自物件之外表面遍及物件之整體(即，自表面大於約10 µm)。於物件局部經熱量處理(如，經由雷射)的實例中，析出物可僅存在於熱量處理到達充分溫度處(如，於表面及靠近熱源之物件整體中)。將理解的是，物件可經受超過一次的熱量處理以製造析出物。此外或替代性地，可利用熱量處理來移除和/或改變已經形成的析出物(如，先前熱量處理的結果)。舉例而言，熱量處理可造成析出物的分解。

根據各種實例，於析出物存在處及沒有析出物存在處(即，於玻璃態或玻璃陶瓷態的部分中)兩者，於電磁波譜之可見光區域(即，自約400 nm至約700 nm)中，物件可為光學上透明的。如本文中所使用的，術語「光學上透明的」意指在自約400 nm至約700 nm之範圍中至少一50 nm寬的光之波長頻帶上，於1 mm路徑長度之上的穿透率為大於約1% (如，單位為%/mm)。於一些實例中，於光譜之可見光區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶上，物件具有約5%/mm或更大、約10%/mm或更大、約15%/mm或更大、約20%/mm或更大、約25%/mm或更大、約30%/mm或更大、約40%/mm或更大、約50%/mm或更大、約60%/mm或更大、約70%/mm或更大、約80%/mm或更大及大於這些值之間之所有下限的穿透率。

根據各種實例，基於析出物之存在，物件之玻璃陶瓷態吸收紫外線(「UV」)區域(即，波長小於約400 nm)中之光而不需使用額外的塗層或膜。於一些實作中，針對光譜之UV區域(如，約200 nm至約400 nm)中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶中之光，物件之玻璃陶瓷態的特徵為穿透率低於10%/mm、低於9%/mm、低於8%/mm、低於7%/mm、低於6%/mm、低於5%/mm、低於4%/mm、低於3%/mm、低於2%/mm，及甚至低於1%/mm。於一些實例中，針對光譜之UV區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶中之光，玻璃陶瓷態吸收或具有至少90%/mm、至少91%/mm、至少92%/mm、至少93%/mm、至少94%/mm、至少95%/mm、至少96%/mm、至少97%/mm、至少98%/mm，或甚至至少99%/mm之吸收率。玻璃陶瓷態可具有自約320 nm至約420 nm之銳利UV截止波長。舉例而言，玻璃陶瓷態可具有於約320 nm、約330 nm、約340 nm、約350 nm、約360 nm、約370 nm、約380 nm、約390 nm、約400 nm、約410 nm、約420 nm、約430 nm或居間之任何值之銳利UV截止。

於一些實例中，在光譜之近紅外線區域(NIR) (如，自約700 nm至約2700 nm)中至少一50 nm寬的光之波長頻帶之上，物件之玻璃陶瓷態具有大於約5%/mm、大於約10%/mm、大於約15%/mm、大於約20%/mm、大於約25%/mm、大於約30%/mm、大於約40%/mm、大於約50%/mm、大於約60%/mm、大於約70%/mm、大於約80%/mm、大於約90%/mm及大於這些值之間之所有下限之穿透率。於又其他實例中，在光譜之NIR區域中至少一50 nm寬的光之波長頻帶之上，物件之玻璃陶瓷態具有約90%/mm、低於約80%/mm、低於約70%/mm、低於約60%/mm、低於約50%/mm、低於約40%/mm、低於約30%/mm、低於約25%/mm、低於約20%/mm、低於約15%/mm、低於約10%/mm、低於約5%/mm、低於4%/mm、低於3%/mm、低於2%/mm、低於1%/mm及甚至低於0.1%/mm以及低於這些值之間之所有上限之穿透率。於其他實例中，針對在光譜之NIR區域中至少一50 nm寬的光之波長頻帶中之光，物件之玻璃陶瓷態吸收或具有至少90%/mm、至少91%/mm、至少92%/mm、至少93%/mm、至少94%/mm、至少95%/mm、至少96%/mm、至少97%/mm、至少98%/mm、或至少99%/mm，或甚至至少99.9%/mm之吸收率。

本揭示之各種實例可提供各種各樣的性質及優點。將理解的是，雖然可能相關於某些組成來揭示某些性質及優點，揭示之各種性質及優點可同樣地適用至其他組成。

有關以下之表1及5的組成，由揭示之組成所製造的物件可展現低熱膨脹係數(「CTE」)。舉例而言，於自約0°C至約300°C之溫度範圍上，物件可具有自約10x10^-7 °C^-1 及約60x10^-7 °C^-1 之熱膨脹係數。此低CTE可允許物件禁得起大且快速的溫度波動，使得此等物件適合用於嚴苛環境中的操作。有關光學性質，物件可展現於約368 nm或更小之波長之低於1%的穿透率、於可見光體系(如，自約500 nm至約700 nm)中之光學透明度，及NIR波長(如，自約700 nm至約1700 nm)之強衰減(如，阻隔)。相較習知NIR管理方案，此等物件的優點可為物件不採用塗層或膜(如，其可能為機械性易碎、對UV光及濕氣敏感)。由於物件不受氧、濕氣，及紫外線波長影響(即，歸因於其玻璃或玻璃陶瓷本質)，可保護NIR吸收性析出物免於嚴苛環境條件(如，濕氣、腐蝕性酸、鹼及氣體)及溫度的快速改變。再者，藉由後形成之熱量處理，物件之玻璃陶瓷態的UV截止波長及折射係數改變為可調變的。作為其結晶析出物的結果，物件之玻璃陶瓷態可展現UV截止或折射係數的改變。物件之玻璃態可具有約介於約1.505與約1.508之間的折射係數，而物件之玻璃陶瓷態可具有自約1.520至約1.522之折射係數。藉由改變物件之後形成的熱量處理條件，可熱量調變的UV截止及折射係數可致能一槽玻璃符合動態發生之多重UV截止玻璃規格。經熱量調變的折射係數可製造大折射係數差量(delta) (10^-2 )。因為調變UV吸光度所需的熱處理在高黏度(如，介於10⁸ 及10¹² 泊之間)完成，可熱量處理最終物件而不會損傷表面或造成分解。

有關於表1及2組成，由這些組成所製造之物件可提供新穎家族之無毒、沒有鎘及硒的物件，彼等展現具有銳利及可調的截止波長之消光度(optical extinction)。不同於含有Se之CdSe濾光玻璃的無Cd替代品，這些物件不含資源與回收法(「RCRA」)金屬或其他有害介質。此外，物件可由較低成本元素組成，不同於含有銦和或鎵之無Cd替代品。有關光學性質，於延伸至2.7微米之NIR上，由這些組成所製造之物件可提供高透明度(如，大於約90%)。再者，物件可展現範圍自約320 nm至525 nm之銳利可見光截止波長，其為藉由熱量處理條件(如，時間及溫度)，及藉由組成而可調的。

有關表3之組成，這些例示性組成的物件可使用鉬替代鎢，其可為有利的因為鉬大致上較鎢便宜。此外，由這些組成所製造之物件可經熱量處理成玻璃陶瓷態，其可提供各種各樣的光學性質。舉例而言，於約0.5 mm之厚度，此等組成之物件在可見光譜(如，約400 nm至約700 nm)中的穿透率可於自約4%至約30%之範圍、在NIR (如，約700 nm至約1500 nm)中為約5%至約15%、在低於約370 nm之波長的UV穿透率為約1%或更低以及在自約370 nm至約390 nm之波長為約5%或更低。根據一些實例，物件之混合的鉬鎢實例可吸收92.3%之太陽光譜。此等光學性質可視覺認知為物件之色調(tint)。類似於其他組成，經由析出物之生長而產生此等光學性質，以及如此，基於熱量處理色調可橫跨物件變化。此熱量可變的色調可用以在物件內產生色調梯度，例如在物件之擋風玻璃或天窗應用內之陰影邊緣或邊界的形成。此特徵可有利於去除焙燒至習知擋風玻璃及天窗之表面上的玻璃料。此熱量可調的色調亦可用以產生橫跨物件之梯度吸收。此外，藉由雷射(如，於355 nm、810 nm，及10.6 μm之波長操作)，由這些組成產生的物件為可漂白的及可圖案化的。當雷射暴露至這些波長，由於UV及NIR吸收性析出物之熱分解，物件之暴露的區域將由藍色或灰色(如，肇因於析出物的顏色)轉變成透明水白或淡黃色調。藉由沿著物件之表面光柵雷射以選擇性地漂白希望的區域，可在物件內產生圖案。當物件經漂白時，所得的玻璃態不再為NIR吸收性，使得漂白製程為自限制(即，因為NIR吸收性析出物已被分解)。另外，選擇性雷射暴露可不僅產生圖案，亦產生橫跨物件之可變的UV及NIR吸光度。根據又其他實例，可將物件粉末化成充分小尺寸並功能化以用作用於癌症治療之光熱感受試劑(即，肇因於其NIR吸收性光學性質)。

有關表4之組成，由這些組成所製造之物件於形成後可能可經熱量處理(如，以形成玻璃陶瓷態)以調節光學吸光度以及由單一組成製造大範圍顏色兩者。再者，此等實例可能可以融合形成和/或離子交換。習知之利用Ag、Au和/或Cu之著色玻璃組成大致上仰賴奈米尺度金屬析出物之形成以產生顏色。如本揭示之發明人所發現的，Ag¹⁺ 陽離子可***鎢及鉬氧化物中，形成銀鎢青銅和/或銀鉬青銅，其可提供具有多色本質的物件。令人驚訝地，添加小濃度之Ag₂ O或AgNO₃ 至M_x WO₃ 或M_x MoO₃ 至物件之組成，藉由於不同時間及溫度熱量處理物件，許多物件產生各種各樣的顏色(如，紅色、橘色、黃色、綠色、藍色、各種棕色和/或彼等的組合)。將理解的是，可依類似方式利用Au和/或Cu。分析證明顏色可調性並非肇因於結晶相(如，M_x WO₃ 或M_x MoO₃ )頂上模板之金屬奈米顆粒集合的形成。反而，認為這些多色物件的顏色可調性之起源肇因於摻雜的鎢和/或鉬氧化物析出物之頻帶隙能量的改變，頻帶隙能量的改變源自於***之鹼陽離子及Ag¹⁺ 、Au和/或Cu陽離子至析出物中的濃度以形成變化的化學計量之純鹼、純金屬和/或混合的鹼金屬、鎢和/或鉬青銅。析出物之頻帶隙能量的改變肇因於其化學計量並且主要地獨立於析出物尺寸和/或形狀。因此，摻雜的M_x WO₃ 或M_x MoO₃ 析出物可維持相同尺寸和/或形狀，但取決於摻質「M」本體及濃度「x」可為許多不同的顏色。熱量處理此等物件可在單一物件內製造近乎完全彩虹顏色。再者，於一些實體距離之上藉由施加至物件之熱量梯度可拉伸或壓縮顏色的梯度。於又其他實例中，可雷射圖案化物件以局部地改變物件的顏色。此等物件可有利於著色的太陽眼鏡鏡片毛坯、電話和/或平板外罩和/或可由玻璃陶瓷組成及可經美觀著色之其他產品的製造。由於析出物位於玻璃陶瓷內，抗刮性及環境耐久性優於經施加以提供著色之習知的金屬及聚合著色層。由於物件的顏色可基於熱量處理而改變，可使用一槽玻璃熔體以連續地製造可經熱處理成客戶要求指定之特定顏色的毛坯。此外，類似於本文中所揭示之其他組成，由這些玻璃組成所製造的物件可吸收UV和/或IR輻射。

根據本揭示之各種實例，物件可順應各種融合形成製程。舉例而言，可於單一或雙融合積層中利用本揭示之各種組成，於融合積層中採用透明鎢、鉬、混合的鎢鉬，和/或鈦玻璃作為環繞基板的包覆材料以形成積層物件。於應用作為包覆層之後，玻璃態包覆層可轉變為玻璃陶瓷態。融合積層物件之玻璃陶瓷態包覆層可具有自約50 µm至約200 µm之厚度以及可具有具高平均可見光穿透率(如，針對汽車擋風玻璃和/或建築鑲嵌玻璃為自約75%至約85%)之強UV及IR衰減、具低可見穿透率(如，針對汽車側光、汽車天窗，及私密性鑲嵌玻璃為約5%至約30%)之強UV及IR衰減和/或積層，其中藉由於梯度爐中之處理、局部加熱和/或局部化漂白可調節可見光及紅外線吸光度。此外，使用組成作為包覆層以形成物件提供新穎製程以全然地權衡可調的光學性質而同時製造強化的單片玻璃夾層。

根據各種實例，由本揭示之組成所製造的物件可經粉末化或顆粒化並且添加各種各樣的材料。舉例而言，可添加粉末化的物件至油漆、接著劑、聚合材料(如，聚乙烯縮丁醛)、溶膠凝膠和/或彼等的組合。此特徵可有利於賦予物件之一或多個特性至上述的材料。

根據各種實例，物件可包括TiO₂ 。物件可包括濃度為約0.25 mol%、或約0.50 mol%、或約0.75 mol%、或約1.0 mol%、或約2.0 mol%、或約3.0 mol%、或約4.0 mol%、或約5.0 mol%、或約6.0 mol%、或約7.0 mol%、或約8.0 mol%、或約9.0 mol%、或約10.0 mol%、或約11.0 mol%、或約12.0 mol%、或約13.0 mol%、或約14.0 mol%、或約15.0 mol%、或約16.0 mol%、或約17.0 mol%、或約18.0 mol%、或約19.0 mol%、或約20.0 mol%、或約21.0 mol%、或約22.0 mol%、或約23.0 mol%、或約24.0 mol%、或約25.0 mol%、或約26.0 mol%、或約27.0 mol%、或約28.0 mol%、或約29.0 mol%、或約30.0 mol%或其間的任何及所有數與範圍之TiO₂ 。舉例而言，物件可包括濃度為自約0.25 mol%至約30 mol%之TiO₂ 、或自約1 mol%至約30 mol%之TiO₂ 、或自約1.0 mol%至約15 mol%之TiO₂ 、或自約2.0 mol%至約15 mol%之TiO₂ 、或自約2.0 mol%至約15.0 mol%之TiO₂ 。將理解的是，考量以上註明之TiO₂ 範圍之間的任何及所有值與範圍。

根據各種實例，物件可包括一或更多金屬硫化物。舉例而言，金屬硫化物可包括MgS、Na₂ S，和/或ZnS。根據各種實例，物件可包括一或更多金屬硫化物。舉例而言，金屬硫化物可包括MgS、Na₂ S，和/或ZnS。物件可包括濃度為約0.25 mol%、或約0.50 mol%、或約0.75 mol%、或約1.0 mol%、或約2.0 mol%、或約3.0 mol%、或約4.0 mol%、或約5.0 mol%、或約6.0 mol%、或約7.0 mol%、或約8.0 mol%、或約9.0 mol%、或約10.0 mol%、或約11.0 mol%、或約12.0 mol%、或約13.0 mol%、或約14.0 mol%、或約15.0 mol%、或約16.0 mol%、或約17.0 mol%、或約18.0 mol%、或約19.0 mol%、或約20.0 mol%、或約21.0 mol%、或約22.0 mol%、或約23.0 mol%、或約24.0 mol%、或約25.0 mol%、或約26.0 mol%、或約27.0 mol%、或約28.0 mol%、或約29.0 mol%、或約30.0 mol%或其間的任何及所有值與範圍之金屬硫化物。舉例而言，物件可包括濃度為自約0.25 mol%至約30 mol%、或自約1.0 mol%至約15 mol%、或自約1.5 mol%至約5 mol%之金屬硫化物。

類似於以上強調的鎢及鉬氧化物，包括鈦之物件的實例亦可製造由氧化鈦之析出物所組成的結晶相。結晶相包括自約0.1 mol%至約100 mol%結晶相之Ti及鹼金屬陽離子的氧化物。不受理論束縛，咸信於物件之熱量處理(如，熱處理)期間，鈦陽離子聚結以形成結晶析出物於靠近金屬硫化物處和或於金屬硫化物上，藉此將玻璃態轉變成玻璃陶瓷態。金屬硫化物可扮演雙重角色，於用作為成核劑(即，由於相較於熔體，金屬硫化物可具有較高的熔化溫度，藉此作為鈦可聚結於其上的種晶)及作為還原劑(即，金屬硫化物為高還原劑及如此聚結的鈦可被還原至3+態)兩者。如此，肇因於金屬硫化物，存在於析出物中的鈦可被還原，或是被部分還原。舉例而言，析出物內之鈦可具有介於0與約+4之間的氧化態。舉例而言，析出物可具有TiO₂ 之一般化學結構。然而，亦可有顯著分率的鈦為+3氧化態，以及於一些情況中，藉由***氧化鈦晶體晶格中之通道中的物種，這些Ti³⁺ 陽離子可為電荷安定的，形成稱為非化學計量的鈦次氧化物、「鈦青銅」，或「青銅-類型」鈦晶體之化合物。以上註明之鹼金屬和/或摻質之一或多者可存在於析出物內以補償Ti上之+3電荷。鈦青銅為一群一般化學形式為M_x TiO₂ 之非化學計量的鈦次氧化物，其中M=H、Li、Na、K、Rb、Cs、Ca、Sr、Ba、Zn、Ag、Au、Cu、Sn、Cd、In、Tl、Pb、Bi、Th、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、U、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Pd、Se、Ta、Bi，及Ce之一或多種摻質陽離子，及其中0<x<1。結構M_xTiO₂被視為固態缺陷結構，於其中還原的TiO₂網絡中之孔洞(即，晶體晶格中之空位或通道)隨機地由M原子佔據，彼等解離成M+陽離子及游離電子。取決於「M」的濃度，材料性質範圍可自金屬至半導性，藉此允許調整各種各樣的光學吸收及電子性質。3+Ti越多，可能需要越多的M+陽離子來補償並且x之值越大。

與前述揭示一致，鈦青銅為一般式為M_xTiO₂之非化學計量的化合物，其中M為陽離子摻質，例如一些其他金屬，最常見為鹼，以及x為小於1的變數。為清楚說明之故，儘管稱之為「青銅」，這些化合物非結構上或化學上相關於金屬青銅，金屬青銅為銅及錫的合金。鈦青銅為一系列固體相，其均質性作為x之函數而變化。取決於摻質M及對應的濃度x，鈦青銅之材料性質可為金屬至半導性，以及展現可調整的光學吸收。這些青銅的結構為固態缺陷結構，於其中M'摻質陽離子***(即，佔據)二元氧化物主體之孔洞或通道中並且解離成M+陽離子及游離電子。

為清楚說明之故，M_xTiO₂為用於非化學計量的或「次化學計量的」化合物之複雜系統的命名常規，具有可為單斜晶、六角形、四角形、立方晶形，或焦綠石之變化的晶體結構，其中M可為週期表上之某些元素之一者或組合，其中x自0<x<1變化，其中青銅形成物種(於此情況中為Ti)之氧化態為於其最高氧化態(Ti⁴⁺ )及較低氧化態(如，Ti³⁺ )之物種的混合，及其中於TiO₂ 中的數字二(「2」)代表可介於1與2之間之氧陰離子的數目。因此，M_x TiO₂ 可替代性地表示為化學形式M_x TiO_Z ，其中0＜x＜1，及1＜z＜2，或為M_x TiO_2-z ，其中0＜x＜1及0＜z＜1。然而，為簡潔之故，針對此家族的非化學計量的晶體使用M_x TiO₂ 。類似地，「青銅」一般應用至式M'_x M"_y O_z 之三元金屬氧化物，其中(i) M"為過渡金屬、(ii) M"_y O_z 為其最高二元氧化物、(iii) M'為一些其他金屬、(iv) x為落於0＜x ＜1範圍中之變數。

根據各種實例，包括鈦之玻璃陶瓷物件可為實質上沒有W、Mo，及稀土元素。如前述強調的，鈦形成其自身次氧化物的能力可消除對鎢及鉬的需求以及鈦次氧化物可不需稀土元素。

根據各種實例，玻璃陶瓷物件可具有低濃度鐵或沒有鐵。舉例而言，物件可包括約1 mol%或更少的Fe、或約0.5 mol%或更少的Fe、或約0.1 mol%或更少的Fe、或0.0 mol%的Fe或其間的任何及所有值與範圍。

根據各種實例，玻璃陶瓷物件可具有低濃度鋰或沒有鋰。舉例而言，物件可包括約1 mol%或更少的Li、或約0.5 mol%或更少的Li、或約0.1 mol%或更少的Li、或0.0 mol%的Li或其間的任何及所有值與範圍。

根據各種實例，玻璃陶瓷物件可具有低濃度鋯或沒有鋯。舉例而言，物件可包括約1 mol%或更少的Zr、或約0.5 mol%或更少的Zr、或約0.1 mol%或更少的Zr、或0.0 mol%的Zr或其間的任何及所有值與範圍。

類似於含鎢或鉬之物件的形成，包括鈦之物件可由包括以下步驟之方法形成：將包括矽石及鈦之組分一起熔化以形成玻璃熔體；固化玻璃熔體以形成玻璃；以及於玻璃內析出包括鈦之青銅-類型晶體以形成玻璃陶瓷。根據各種實例，可經由一或多次熱量處理來執行青銅-類型晶體之析出。針對鈦青銅-類型晶體，可於自約400°C至約900°C、或自約450°C至約850°C、或自約500°C至約800°C、或自約500°C至約750°C、或自約500°C至約700°C或其間的任何及所有值與範圍之溫度執行熱量處理。換句話說，於自約450°C至約850°C之溫度執行析出青銅-類型晶體或是於自約500°C至約700°C之溫度執行析出青銅-類型晶體。可進行熱量處理持續自約15分鐘至約240分鐘、或自約15分鐘至約180分鐘、或自約15分鐘至約120分鐘、或自約15分鐘或約90分鐘、或自約30分鐘至約90分鐘、或自約60分鐘至約90分鐘或其間的任何及所有值與範圍之時段。換句話說，執行析出青銅-類型晶體持續自約15分鐘至約240分鐘之時段或執行析出青銅-類型晶體持續自約60分鐘至約90分鐘之時段。可於大氣環境中、惰性氣氛中或於真空中進行熱量處理。

於物件之含鈦實例中之鈦次氧化物的形成可造成光之不同波長頻帶之吸收率及穿透率差異。於紫外線(UV)頻帶的光(如，自約200 nm至約400 nm)中，在鈦次氧化物之析出之前，玻璃態之物件可具有約18%至約30%之平均UV穿透率。舉例而言，於玻璃態之物件的平均UV穿透率可為約18%、或約19%、或約20%、或約21%、或約22%、或約23%、或約24%、或約25%、或約26%、或約27%、或約28%、或約29%、或約30%或其間的任何及所有值與範圍。於鈦次氧化物之形成或析出之後，玻璃陶瓷態之物件可具有約0.4%至約18%之平均UV穿透率。舉例而言，玻璃陶瓷態之物件的平均UV穿透率可為約0.4%、或約0.5%、或約1%、或約2%、或約3%、或約4%、或約5%、或約6%、或約7%、或約8%、或約9%、或約10%、或約11%或約12%或約13%或約14%或約15%或約16%或約17%或約18%或其間的任何及所有值與範圍。將理解的是，以上註明的穿透率值可存在於具有自約0.4 mm至約1.25 mm之厚度或光路徑長度的物件中。

於可見光頻帶的光(如，自約400 nm至約750 nm)中，在鈦次氧化物之析出之前，於玻璃態之物件可具有約60%至約85%之平均可見光穿透率。舉例而言，於玻璃態之物件的平均可見光穿透率可為約60%、或約61%、或約62%、或約63%、或約64%、或約65%、或約66%、或約67%、或約68%、或約69%、或約70%、或約71%、或約72%、或約73%、或約74%、或約75%、或約76%、或約77%、或約78%、或約79%、或約80%、或約81%、或約82%、或約83%、或約84%之、或約85%或其間的任何及所有值與範圍。於鈦次氧化物之形成或析出之後，於玻璃陶瓷態之物件可具有約4%至約85%之平均可見光穿透率。舉例而言，於玻璃陶瓷態之物件的平均UV穿透率可為約4%、或約5%、或約10%、或約20%、或約30%、或約40%、或約50%、或約60%、或約70%、或約80%、或約85%或其間的任何及所有值與範圍。將理解的是，以上註明的穿透率值可存在於具有自約0.4 mm至約1.25 mm之厚度或光路徑長度的物件中。

於近紅外線(NIR)頻帶的光(如，自約750 nm至約1500 nm)中，在鈦次氧化物之析出之前，於玻璃態之物件可具有約80%至約90%平均NIR穿透率。舉例而言，於玻璃態之物件的平均NIR穿透率可為約80%、或約81%、或約82%、或約83%、或約84%、或約85%、或約86%、或約87%、或約88%、或約89%、或約90%或其間的任何及所有值與範圍。於鈦次氧化物之形成或析出之後，於玻璃陶瓷態之物件可具有約0.1%至約10%之平均NIR穿透率。舉例而言，於玻璃陶瓷態之物件的平均UV穿透率可為約1%、或約2%、或約3%、或約4%、或約5%、或約6%、或約7%、或約8%、或約9%、或約10%或其間的任何及所有值與範圍。將理解的是，以上註明的穿透率值可存在於具有自約0.4 mm至約1.25 mm之厚度或光路徑長度的物件中。

於NIR頻帶的光中，沒有鈦次氧化物之於玻璃態的物件可具有每mm約0.4或更低、或約0.35或更低、或約0.3或更低、或約0.25或更低、或約0.2或更低、或約0.15或更低、或約0.1或更低、或約0.05或更低或其間的任何及所有值與範圍之平均光學密度(即，第一近紅外線吸光度)。於鈦次氧化物之析出之後，具有鈦次氧化物之於玻璃陶瓷態的物件可具有每mm約6.0或更低、或約5.5或更低、或約5.0或更低、或約4.5或更低、或約4.0或更低、或約3.5或更低、或約3.0或更低、或約2.5或更低、或約2.0或更低、或約2.0或更低、或約1.5或更低、或約1.0或更低、或約0.5或更低或其間的任何及所有值與範圍之光學密度(即，第二近紅外線吸光度)。如此，於一些情況中，第二平均近紅外線吸光度對第一平均近紅外線吸光度的比例可為約1.5或更大、或約2.0或更大、或約2.5或更大、或約3.0或更大、或約5.0或更大、或約10.0或更大。於此等實例中，於可見光波長之具有鈦次氧化物之於玻璃陶瓷態的物件之每mm平均光學密度可為1.69或更低。

根據各種實例，物件可展現低霧度。舉例而言，物件可展現約20%或更低、或約15%或更低、或約12%或更低、或約11%或更低、或約10.5%或更低、或約10%或更低、或約9.5%或更低、或約9%或更低、或約8.5%或更低、或約8%或更低、或約7.5%或更低、或約7%或更低、或約6.5%或更低、或約6%或更低、或約5.5%或更低、或約5%或更低、或約4.5%或更低、或約4%或更低、或約3.5%或更低、或約3%或更低、或約2.5%或更低、或約2%或更低、或約1.5%或更低、或約1%或更低、或約0.5%或更低、或約0.4%或更低、或約0.3%或更低、或約0.2%或更低、或約0.1%或更低或其間的任何及所有值與範圍之霧度。於1 mm厚的樣本上並根據以上概述之霧度量測相關程序來量測物件之霧度。根據各種實例，肇因於缺少經常存在於某些玻璃陶瓷中但傾向於增加霧度之β-石英(即，矽鋁鋰石)，物件之霧度可低於習知玻璃陶瓷。換句話說，玻璃陶瓷物件可為沒有β-石英結晶相。再者，物件之霧度可歸因於低量或缺少傾向散射光之大晶粒(如，約＜100 nm、或約＜60 nm、或約＜40 nm)。

使用包括鈦次氧化物、具有通式M_X TiO₂ 之晶體，或非化學計量的鈦青銅之物件可提供許多優點。

第一，相較於其他玻璃陶瓷之製作，熱量處理以製造鈦次氧化物的時間可為較短。再者，熱量處理溫度可低於物件的軟化點。此等特徵可有利於降低製造複雜度及成本。

第二，可引入色彩封裝(color package) (如，TiO₂ + ZnS)至廣範圍的熔體組成，包括具有離子交換能力的那些。此外，因為需要相對低濃度的色彩封裝，添加此等色彩封裝對於化學耐久性及其他相關物件性質可具有較小影響。

第三，針對因輻射陷阱而可能不具有熔化困難之紫外線和/或紅外線阻隔材料，使用含鈦次氧化物之玻璃陶瓷可提供可融合形成的且可化學強化的材料。舉例而言，當熔化或於剛鑄造狀態(即，熱量處理前之生坯態(green state))時，包括鈦次氧化物之物件對可見光及NIR波長為高度透明，不同於摻雜Fe²⁺ 的玻璃，即便當熔融時其於近紅外線中強烈吸收。

實例

下列實例代表本揭示之物件之組成的某些非限制性實例。

現參照表1，物件可具有自約58.8 mol%至約77.58 mol%之SiO₂ 、自約0.66 mol%至約13.69 mol%之Al₂ O₃ 、自約4.42 mol%至約27 mol%之B₂ O₃ 、自約0 mol%至約13.84 mol%之R₂ O、自約0 mol%至約0.98 mol%之RO、自約1.0 mol%至約13.24 mol%之WO₃ 及自約0 mol%至約0.4 mol% SnO₂ 。將理解的是，表1之例示性組成的任一者可包括自約0 mol%至約0.2 mol%之MnO₂ 、自約0 mol%至約0.1 mol%之Fe₂ O₃ 、自約0 mol%至約0.01 mol%之TiO₂ 、自約0 mol%至約0.17 mol%之As₂ O₅ 和/或自約0 mol%至約0.1 mol%之Eu₂ O₃ 。以坩堝內之剛分批狀態提供表1的組成。

表1：

現參照表2，物件可具有自約65.43 mol%至約66.7 mol%之SiO₂ 、自約9.6 mol%至約9.98 mol%之Al₂ O₃ 、自約9.41 mol%至約10.56 mol%之B₂ O₃ 、自約6.47 mol%至約9.51 mol%之R₂ O、自約0.96 mol%至約3.85 mol%之RO、自約1.92 mol%至約3.85 mol%之WO₃ 、自約0 mol%至約1.92 mol%之MoO₃ 及自約0 mol%至約0.1 mol%之SnO₂ 。以坩堝內之剛分批狀態提供表2的組成。

表2

現參照表3，物件可具有自約60.15 mol%至約67.29 mol%之SiO₂ 、自約9.0 mol%至約13.96 mol%之Al₂ O₃ 、自約4.69 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、自約2.99 mol%至約12.15 mol%之R₂ O、自約0.00 mol%至約0.14 mol%之RO、自約0 mol%至約7.03 mol%之WO₃ 、自約0 mol%至約8.18 mol%之MoO₃ 、自約0.05 mol%至約0.15 mol%之SnO₂ 及自約0 mol%至約0.34 mol% V₂ O₅ 。將理解的是，表3之例示性組成的任一者可包括自約0 mol%至約0.0025 mol%之Fe₂ O₃ 。以坩堝內之剛分批狀態提供表3的組成。

表3

現參照表4，物件可具有自約54.01 mol%至約67.66 mol%之SiO₂ 、自約9.55 mol%至約11.42 mol%之Al₂ O₃ 、自約9.36 mol%至約15.34 mol%之B₂ O₃ 、自約9.79 mol%至約13.72 mol%之R₂ O、自約0.00 mol%至約0.22 mol%之RO、自約1.74 mol%至約4.48 mol%之WO₃ 、自約0 mol%至約1.91 mol%之MoO₃ 、自約0.0 mol%至約0.21 mol%之SnO₂ 、自約0 mol%至約0.03 mol%之V₂ O₅ 、自約0 mol%至約0.48 mol%之Ag及自約0 mol%至約0.01 mol%之Au。將理解的是，表4之例示性組成的任一者可包括自約0 mol%至約0.19 mol%之CeO₂ 、自約0 mol%至約0.48 mol%之CuO、自約0 mol%至約0.52 mol%之Br-、自約0 mol%至約0.2 mol%之Cl-、自約0 mol%至約0.96 mol%之TiO₂ 和/或自約0 mol%至約0.29 mol%之Sb₂ O₃ 。以坩堝內之剛分批狀態提供表4的組成。

表4

現參照表5，物件可具有自約60.01 mol%至約77.94 mol%之SiO₂ 、自約0.3 mol%至約10.00 mol%之Al₂ O₃ 、自約10 mol%至約20 mol%之B₂ O₃ 、自約0.66 mol%至約10 mol%之R₂ O、自約1.0 mol%至約6.6 mol%之WO₃ 及自約0.0 mol%至約0.1 mol% SnO₂ 。將理解的是，表5之例示性組成的任一者可包括自約0 mol%至約0.09 mol%之Sb₂ O₃ 。以坩堝內之剛分批狀態提供表5的組成。

表5

現參照表6，提供比較例示性玻璃組成的列表，當使用未束縛鹼批量材料(如，鹼碳酸鹽)取代束縛鹼(如，霞石)熔化時，彼等形成於熔化製程期間分離的液體鹼鎢酸鹽。如以上所解釋的，次、液體、鹼鎢酸鹽相可固化作為可乳白化由彼形成之基板之分離的晶體。

表6 例示性應用

於上下文中，含鎘及硒玻璃(「CdSe玻璃」)的特性可為彼等的毒性，因彼等具有相當可觀數量的鎘及硒。針對CdSe玻璃已做出一些努力以發展無毒性或少毒性替代品。舉例而言，一些習知的替代品包括無Cd玻璃組成。但是這些組成仍含有硒及其他昂貴的摻質，例如銦及鎵。再者，已知習知無Cd、含硒玻璃的特性為，相較於CdSe玻璃，具有較差的截止波長和/或視角依賴性。因此，申請人相信，相比於習知CdSe玻璃，需要具有可比的或改善的光學性質之沒有鎘及硒之光學性質材料。較佳地，這些材料具有可調的頻帶隙及銳利截止作為CdSe玻璃之無毒性替代品。有鑑於這些材料之應用意圖，亦需要特性為低熱膨脹係數(CTE)、耐久性、抗熱應力和/或相對簡單及低成本製造及處理需求之無毒性CdSe玻璃替代品。

根據本揭示之一些態樣，提供玻璃陶瓷，其包括鋁硼矽酸鹽玻璃；自約0.7至約15 mol%之WO₃ ；自約0.2至約15 mol%之至少一鹼金屬氧化物；以及自約0.1至約5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物。

根據本揭示之一些態樣，提供玻璃陶瓷，其包括鋁硼矽酸鹽玻璃；自約0.7至約15 mol%之WO₃ ；自約0.2至約15 mol%之至少一鹼金屬氧化物；以及自約0.1至約5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物。再者，玻璃陶瓷包含自700 nm至3000 nm至少90%之光學穿透率及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。

根據本揭示之進一步態樣，提供玻璃陶瓷，其包括鋁硼矽酸鹽玻璃；自約0.7至約15 mol%之WO₃ ；自約0.2至約15 mol%之至少一鹼金屬氧化物；以及自約0.1至約5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物。再者，玻璃陶瓷包含鹼土、鹼及混合的鹼土鹼鎢酸鹽結晶相之至少一者，結晶相為化學計量的或非化學計量的形式。

於一些玻璃陶瓷之前述態樣的實作中，鋁硼矽酸鹽玻璃包括自約55至約80 mol%之SiO₂ 、自約2至約20 mol%之Al₂ O₃ ，及自約5至約40 mol%之B₂ O₃ 、自68至72 mol%之SiO₂ 、自8至12 mol%之Al₂ O₃ 及自5至20 mol%之B₂ O₃ 。再者，至少一鹼土金屬氧化物可包括自0.1至5 mol%之MgO。至少一鹼金屬氧化物可包括自5至15 mol%之Na₂ O。此外，鋁硼矽酸鹽玻璃中之至少一鹼金屬氧化物與Al₂ O₃ 的差異量範圍可自-6 mol%至+2 mol%。

於玻璃陶瓷之前述態樣的另外實作中，玻璃陶瓷可為實質上沒有鎘及實質上沒有硒。再者，玻璃陶瓷可進一步包括選自下列組成群組之至少一摻質：F、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Sb，Te及Bi。於陶瓷玻璃之前述態樣之進一步實作中，玻璃陶瓷可進一步包括存在於玻璃陶瓷中之WO₃ 之0%至約50%的MoO₃ 。

根據本揭示之另外的態樣，提供包括基板的物件，基板包含主要表面以及玻璃陶瓷組成，玻璃陶瓷組成包含：鋁硼矽酸鹽玻璃；自約0.7至約15 mol%之WO₃ ；自約0.2至約15 mol%之至少一鹼金屬氧化物；以及自約0.1至約5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物。再者，於此態樣的一些實作中，基板進一步包含壓縮應力區域，壓縮應力區域自主要表面延伸至基板中之第一選擇的深度並且衍生自離子交換製程。並且，於此態樣的一些具體實施態樣中，基板可包含自700 nm至3000 nm至少90%之光學穿透率以及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。

根據本揭示之進一步態樣，提供製作玻璃陶瓷之方法，方法包括以下步驟：混合包含鋁硼矽酸鹽玻璃、自約0.7至約15 mol%之WO₃ 、自約0.2至約15 mol%之至少一鹼金屬氧化物，及自約0.1至約5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物之批量；約於1500°C與約1700°C之間熔化批量以形成熔體；於約500°C與約600°C之間退火熔體以定義退火的熔體；以及於約500°C與約1000°C之間熱處理退火的熔體自約5分鐘至約48小時以形成玻璃陶瓷。

於製作玻璃陶瓷之前述方法的一些實作中，熱處理包含於約600°C與約800°C之間熱處理退火的熔體自約5分鐘至約24小時以形成玻璃陶瓷。再者，熱處理可包含於約650°C與約725°C之間熱處理退火的熔體自約45分鐘至約3小時以形成玻璃陶瓷。於方法的一些具體實施態樣中，玻璃陶瓷可包含自700 nm至3000 nm至少90%之光學穿透率以及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。

如於本揭示中所仔細說明的，相比於習知CdSe玻璃，提供具有可比的或改善的光學性質之無鎘及硒的玻璃陶瓷材料。於具體實施態樣中，這些材料聚有可調的頻帶隙及銳利截止作為CdSe玻璃之無毒性替代品。這些材料之具體實施態樣的特性亦可為低熱膨脹係數(CTE)、耐久性、抗熱應力和/或相對簡單及低成本製造及處理需求。

更普遍地，本文中所揭示的玻璃陶瓷材料，及含有彼等的物件，包含鋁硼矽酸鹽玻璃、氧化鎢、至少一鹼金屬氧化物及至少一鹼土金屬氧化物之平衡。這些玻璃陶瓷材料的特性可為自700 nm至3000 nm至少90%之光學穿透率以及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。再者，例如藉由玻璃陶瓷形成之後之特殊熱處理條件，這些材料可包括至少一剛發展的鹼土鎢酸鹽結晶相。此外，這些玻璃陶瓷材料之具體實施態樣的特性為藉由特殊熱處理條件之選擇為可調的截止。如此，這些玻璃陶瓷材料提供無毒性、沒有鎘及硒的玻璃陶瓷作為習知CdSe玻璃的替代品。

本揭示的玻璃陶瓷材料之各種具體實施態樣可以基板、元件、外罩及下列應用之任一者之其他元件的形式施用：針對紅外線照明，組態以抑制可見光之安全及監控濾波器；機場跑道燈；雷射眼睛保護透鏡；用於電動機中之動作控制的光障；條碼讀取器；原子力顯微鏡；奈米壓痕機；雷射干涉儀量測方案；基於雷射的動態校正系統；用於積體電路製造之微影方案；光子位元錯誤比測試方案；光子數位通訊分析儀；光子顫動產生及分析系統；光學調變分析儀；光功率計；光學衰減器；光源；光波組分分析儀；氣相層析儀；光譜儀；螢光顯微鏡；交通監控攝影機；環境廢棄物、水及廢氣監控設備；用於攝影照相機之光譜濾器；輻射溫度計；成像光度比色計；工業影像處理；用於仿冒檢測之控制波長光源；用於數位化彩色影像之掃描儀；天文學濾波器；醫療診斷設備中之韓福瑞場分析器；以及用於之超短脈衝雷射之光學濾波器。這些玻璃陶瓷材料之具體實施態樣適用於使用著色玻璃、玻璃陶瓷及陶瓷之各種藝術事業及應用，例如吹玻璃機、火焰工作者、有色玻璃藝術家等等。

相較相同領域中之習知玻璃、玻璃陶瓷及陶瓷材料(包括CdSe玻璃)，玻璃陶瓷材料及含有彼等的物件提供各種優點。如先前注意到的，本揭示的玻璃陶瓷材料沒有鎘及硒，因而提供類比於橘色習知CdSe濾光玻璃之銳利、可見光消光(visible extinction)。相較於CdSe玻璃之習知替代品-半導體摻雜的玻璃，本揭示的玻璃陶瓷材料亦提供較銳利的可見光消光。再者，相較於採用銦、鎵和/或其他高成本金屬及組分之CdSe玻璃的習知替代品，本揭示的玻璃陶瓷材料以較低成本材料調製。這些玻璃陶瓷材料的另一優點為彼等的特性可為透過熱處理溫度及時間條件之選擇而可調的截止波長。這些玻璃陶瓷之進一步優點為，與CdSe玻璃不同，彼等於近紅外線(「NIR」)光譜中為透明並且於900至1100 nm之波長不會展現穿透率降低。此外，不同於例如需要額外半導體合成及研磨步驟之含銦及鎵之半導體摻雜的玻璃之其他習知CdSe玻璃替代品，可使用習知熔體驟冷製程製造這些玻璃陶瓷材料。

現參照第1圖，描繪物件100，物件100包括基板10，基板10包含根據本揭示之玻璃陶瓷組成。可採用這些物件於先前概述之應用的任一者中(如，光學濾波器、機場跑道燈、條碼讀取器等等)。因此，於一些具體實施態樣中，基板10的特性可為自700 nm至3000 nm至少90%的光學穿透率及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。基板10包含一對相對的主要表面12、14。於物件100之一些具體實施態樣中，基板10包含壓縮應力區域50。如第1圖中所示的，物件110之壓縮應力區域50為例示性的，並且自主要表面12延伸至基板中之第一選擇的深度52。物件100之一些具體實施態樣(未顯示)包括自主要表面14延伸至第二選擇的深度(未顯示)之額外的、可比的壓縮應力區域50。再者，物件100之一些具體實施態樣(未顯示)包括自基板10的主要表面12、14延伸之多重壓縮應力區域50。再進一步，物件100之一些具體實施態樣(未顯示)包括分別自主要表面12、14延伸之多重壓縮應力區域50以及亦自基板10之短邊緣(即，正交主要表面12、14的邊緣)之壓縮應力區域。如本揭示之領域中之所屬技術領域中具有通常知識者可理解的，可於物件100內併入壓縮應力區域50的各種組合，取決於所採用的處理條件來產生這些壓縮應力區域50 (如，完全浸沒基板10於熔融鹽熔融離子交換浴中、部分浸沒基板10於熔融鹽熔融離子交換浴中、將某些邊緣和/或表面遮蔽而全部浸沒基板10等等)。

如本文中所使用的，交替地使用「選擇的深度」 (如，選擇的深度52)、「壓縮深度」及「DOC」以定義基板10中之應力自壓縮改變為伸張的深度，如本文中所描述的。取決於離子交換處理，可由例如FSM-6000，或散射光偏光儀(SCALP)之表面應力計來量測DOC。當具有玻璃或玻璃陶瓷組成之基板10中的應力是由將鉀離子交換至玻璃基板中所產生時，使用表面應力計來量測DOC。當應力是將鈉離子交換至玻璃物件中時，使用SCALP來量測DOC。當具有玻璃或玻璃陶瓷組成之基板10中的應力是由將鉀及鈉離子兩者交換至玻璃中時，由SCALP來量測DOC，因為認為鈉之交換深度代表DOC及鉀離子之交換深度代表壓縮應力之幅度的改變(但非應力自壓縮至伸張的改變)；由表面應力計來量測此等玻璃基板中之鉀離子的交換深度。亦如本文中所使用的，定義「最大壓縮應力」為基板10中之壓縮應力區域50內的最大壓縮應力。於一些具體實施態樣中，於定義壓縮應力區域50之一或多個主要表面12、14或是緊密相鄰一或多個主要表面12、14處獲得最大壓縮應力。於其他具體實施態樣中，於一或多個主要表面12、14與壓縮應力區域50之選擇的深度52之間獲得最大壓縮應力。

再次參照第1圖，物件100之基板10的特性可為玻璃陶瓷組成。於具體實施態樣中，基板10之玻璃陶瓷組成為：自0.7至15 mol%之WO₃ 、自0.2至15 mol%之至少一鹼金屬氧化物、自0.1至5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物及餘量為含矽酸鹽玻璃。這些含矽酸鹽玻璃包括鋁硼矽酸鹽玻璃、硼矽酸鹽玻璃、鋁矽酸鹽玻璃、鈉鈣玻璃，以及這些含矽酸鹽玻璃之經化學強化的版本。

再者，於第1圖中描繪之物件100的具體實施態樣中，基板10可具有選擇的長度及寬度，或直徑，以定義其表面積。基板10可具有由其長度及寬度，或直徑所定義之介於基板10的主要表面12、14之間之至少一邊緣。基板10亦可具有選擇的厚度。於一些具體實施態樣中，基板具有自約0.2 mm至約1.5 mm、自約0.2 mm至約1.3 mm，及自約0.2 mm至約1.0 mm厚度。於其他具體實施態樣中，基板具有自約0.1 mm至約1.5 mm、自約0.1 mm至約1.3 mm，或自約0.1 mm至約1.0 mm之厚度。

於物件100之一些具體實施態樣中，如第1圖中之例示性形式所描繪的，基板10選自化學強化的鋁硼矽酸鹽玻璃。舉例而言，基板10可選自具有大於10 µm之延伸至第一選擇的深度52之壓縮應力區域50之化學強化的鋁硼矽酸鹽玻璃，具有大於150 MPa之最大壓縮應力。於進一步具體實施態樣中，基板10選自具有大於25 µm之延伸至第一選擇的深度52之壓縮應力區域50之化學強化的鋁硼矽酸鹽玻璃，具有大於400 MPa之最大壓縮應力。物件100之基板10亦可包括自主要表面12、14之一或多者延伸至選擇的深度52 (或多重深度)之一或多個壓縮應力區域50，具有大於約150 MPa、大於200 MPa、大於250 MPa、大於300 MPa、大於350 MPa、大於400 MPa、大於450 MPa、大於500 MPa、大於550 MPa、大於600 MPa、大於650 MPa、大於700 MPa、大於750 MPa、大於800 MPa、大於850 MPa、大於900 MPa、大於950 MPa、大於1000 MPa，及這些值之間之所有最大壓縮應力位準的最大壓縮應力。於一些具體實施態樣中，最大壓縮應力為2000 MPa或更低。此外，取決於基板10之厚度及產生壓縮應力區域50相關的處理條件，可設定壓縮深度(DOC)或第一選擇的深度52於10 µm或更大、15 µm或更大、20 µm或更大、25 µm或更大、30 µm或更大、35 µm或更大，及甚至更高的深度。於一些具體實施態樣中，DOC為小於或等於基板10之0.3倍的厚度(t)例如0.3 t、0.28 t、0.26 t、0.25 t、0.24 t、0.23 t、0.22 t、0.21 t、0.20 t、0.19 t、0.18 t、0.15 t，或0.1 t。

如先前所概述的，本揭示的玻璃陶瓷材料，包括物件100中採用的基板10 (見第1圖)，之特性為下列的玻璃陶瓷組成：自0.7至15 mol%之WO₃ 、自0.2至15 mol%之至少一鹼金屬氧化物、自0.1至5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物及餘量為含矽酸鹽玻璃，如鋁硼矽酸鹽玻璃。於具體實施態樣中，玻璃陶瓷材料之特性可為自700 nm至3000 nm至少90%之光學穿透率及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。於一些實作中，玻璃陶瓷材料之特性可進一步為至少一鹼土鎢酸鹽結晶相和/或至少一鹼金屬鎢酸鹽結晶相存在。舉例而言，鹼土鎢酸鹽結晶相可為M_x WO₃ ，其中M為Be、Mg、Ca、Sr、Ba，及Ra之至少一者，及其中0＜x＜1。於本揭示之玻璃陶瓷的具體實施態樣中，至少一鹼土鎢酸鹽結晶相為MgWO₄ 結晶相(見，如第5圖及其對應描述)及MgW₂ O₇ 結晶相 (見，如第6A-6C圖、第7A及7B圖及彼等對應描述)之一或二者。作為另一實例，鹼鎢酸鹽結晶相可為M_x WO₃ ，其中M為Li、Na、K、Cs、Rb之至少一者，及其中0＜x＜1。作為進一步實例，鎢酸鹽結晶相可為M_x WO₃ ，其中M為選自由Be、Mg、Ca、Sr、Ba，及Ra組成群組之鹼土以及選自由Li、Na、K、Cs、Rb組成群組之鹼金屬的組合，及其中0＜x＜1。

於具體實施態樣中，本揭示之玻璃陶瓷於光譜之可見光區域(即，自約400 nm至約700 nm)中為光學上透明的。如本文中所使用的，術語「光學上透明」意指在自約400 nm至約700 nm之範圍中至少一50 nm寬的光之波長頻帶上於1 mm路徑長度之上之穿透率為大於約1% (如，單位為%/mm)。於一些具體實施態樣中，於光譜之可見光區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶之上，玻璃陶瓷具有至少大於約5%/mm、大於約10%/mm、大於約15%/mm、大於約20%/mm、大於約25%/mm、大於約30%/mm、大於約40%/mm、大於約50%/mm、大於約60%/mm、大於約70%/mm，及大於這些值之間之所有下限的穿透率。

本揭示之玻璃陶瓷之具體實施態樣於光譜之紫外線(「UV」)區域(即，波長小於約370 nm)中和/或於近紅外線(「NIR」)區域(即，波長自約700 nm至約1700 nm)中吸收光而不需使用額外的塗層或膜。於一些實作中，針對光譜之UV區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶的光，玻璃陶瓷的特徵為低於10%/mm、低於9%/mm、低於8%/mm、低於7%/mm、低於6%/mm、低於5%/mm、低於4%/mm、低於3%/mm、低於2%/mm，及甚至低於1%/mm之穿透率。於一些具體實施態樣中，針對光譜之UV區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶的光，玻璃陶瓷吸收或具有至少90%/mm、至少91%/mm、至少92%/mm、至少93%/mm、至少94%/mm、至少95%/mm、至少96%/mm、至少97%/mm、至少98%/mm，或甚至至少99%/mm之吸收率。於其他實作中，針對光譜之NIR區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶的光，玻璃陶瓷的特徵為低於10%/mm、低於9%/mm、低於8%/mm、低於7%/mm、低於6%/mm、低於5%/mm、低於4%/mm、低於3%/mm、低於2%/mm，及甚至低於1%/mm之穿透率。於其他具體實施態樣中，針對光譜之NIR區域中之至少一50 nm寬的光之波長頻帶的光，玻璃陶瓷吸收或具有至少90%/mm、至少91%/mm、至少92%/mm、至少93%/mm、至少94%/mm、至少95%/mm、至少96%/mm、至少97%/mm、至少98%/mm，或甚至至少99%/mm之吸收率。

本揭示的玻璃陶瓷材料之具體實施態樣包含鋁硼矽酸鹽玻璃(如，因含有SiO₂ 、Al₂ O₃ 及B₂ O₃ )、WO₃ 、至少一鹼金屬氧化物，及至少一鹼土金屬氧化物。於一些具體實施態樣中，鋁硼矽酸鹽玻璃包括自約55 mol%至約80 mol%之SiO₂ 、自約60 mol%至約74 mol%之SiO₂ ，或自約64 mol%至約70 mol%之SiO₂ 。再者，玻璃陶瓷之鋁硼矽酸鹽玻璃可包括自約2 mol%至約40 mol%之B₂ O₃ 、自約5 mol%至約16 mol%之B₂ O₃ ，或自約6 mol%至約12 mol%之B₂ O₃ 。此外，玻璃陶瓷之鋁硼矽酸鹽玻璃可包括自約0.5 mol%至約16 mol%之Al₂ O₃ 、自約2 mol%至約20 mol%之Al₂ O₃ ，或自約6 mol%至約14 mol%之Al₂ O₃ 。

本揭示的玻璃陶瓷材料包括自約0.7 mol%至約15 mol%之WO₃ 。於一些具體實施態樣中，玻璃陶瓷材料包括自約1 mol%至約6 mol%之WO₃ ，或自約1.5 mol%至約5 mol%之WO₃ 。於一些實作中，玻璃陶瓷可進一步包含存在於組成中之WO₃ 之自約0%至約50%的MoO₃ (即，自約0%至5 mol%之MoO₃ )。於一些具體實施態樣中，玻璃陶瓷進一步包含自約0 mol%至約3 mol%，或自約0 mol%至約2 mol%之MoO₃ 。

本揭示的玻璃陶瓷材料包括至少一鹼金屬氧化物。於具體實施態樣中，玻璃陶瓷材料包括自約0.2 mol%至約15 mol%之至少一鹼金屬氧化物。至少一鹼金屬氧化物可選自包括Li₂ O、Na₂ O、K₂ O、Rb₂ O及Cs₂ O的群組。於一些實作中，至少一鹼金屬氧化物與鋁硼矽酸鹽玻璃中之Al₂ O₃ 的含量差異範圍為自-6 mol%至+2 mol%。

本揭示的玻璃陶瓷材料亦包括至少一鹼土金屬氧化物。於具體實施態樣中，玻璃陶瓷包括自約0.1 mol%至約5 mol%之至少一鹼土金屬氧化物。至少一鹼土金屬氧化物可選自包括MgO、SrO及BaO之群組。於另外的具體實施態樣中，本揭示的玻璃陶瓷材料包括自約0 mol%至約0.5 mol%、自約0 mol%至約0.25 mol%，或自約0 mol%至約0.15 mol%之SnO₂ 。

根據較佳實作，本揭示的玻璃陶瓷材料實質上沒有鎘及實質上沒有硒。於具體實施態樣中，玻璃陶瓷可進一步包含選自由下列組成群組之至少一摻質：F、P、S、Ti、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Zn、Ga、Zr、Nb、Mo、Ag、Sb、Te及Bi。於一些具體實施態樣中，至少一摻質以自約0 mol%至約0.5 mol%存在於玻璃陶瓷中作為氧化物。

根據本揭示之原則之玻璃陶瓷的非限制性組成列示於以下的表1A (以重量百分比表示)及1B (以mol%表示)中。

表1A 表1A –接續

表1B 表1B –接續

根據具體實施態樣，藉由採用熔體驟冷製程可製作本揭示的玻璃陶瓷材料。藉由紊流混合和/或球磨可混合及摻合適當比例的組分。批量材料可包括但不限於沙、鋰輝石、葉長石、霞石正長岩、氧化鋁、硼砂、硼酸、鹼金及鹼土碳酸鹽及硝酸鹽、氧化鎢及鎢酸銨之一或多者。接著於範圍為自約1500°C至約1700°C之溫度熔化批量的材料持續預定的時間。於一些實作中，預定的時間之範圍為自約6至約12小時，於該時間之後，可鑄造或形成接著退火所得的熔體，如本揭示之領域中之所屬技術領域中具有通常知識者所理解的。於一些具體實施態樣中，可於約500°C 與約600°C之間退火熔體以定義退火的熔體。

於方法的這個階段，於約500°C至約1000°C之間熱處理退火的熔體自約5分鐘至約48小時以形成玻璃陶瓷。於具體實施態樣中，於玻璃陶瓷之退火點或稍微高於玻璃陶瓷之退火點，並且低於其軟化點，執行熱處理步驟以發展一或更多結晶鎢酸鹽相。

於一些具體實施態樣中，於約600°C與約800°C之間熱處理退火的熔體自約5分鐘至約24小時以形成玻璃陶瓷。根據一些具體實施態樣，於約650°C與約725°C之間熱處理退火的熔體自約45分鐘至約3小時以形成玻璃陶瓷。於另一實作中，根據溫度及時間熱處理退火的熔體以獲得特殊光學性質，如，自700 nm至3000 nm至少90%之光學穿透率及自約320 nm至約525 nm之銳利截止波長。再者，如以下實例中所概述的，可採用另外的熱處理溫度及時間以獲得玻璃陶瓷材料。例示性應用之實例

下列實例代表本揭示之玻璃陶瓷材料及物件(包括製造彼等的方法)之某些非限制性實例。

現參照第2A及2B圖，提供比較CdSe玻璃(「比較實例1」)以及經熱處理的玻璃陶瓷(「實例1」)之穿透率相對波長的作圖。注意到第2B圖為第2A圖中之作圖，重調尺寸以顯示比較CdSe玻璃及經熱處理的玻璃陶瓷樣本之截止波長。於此實例中，比較CdSe玻璃，比較實例1，具有根據下列之習知CdSe玻璃組成：40-60%之SiO₂ 、5-20%之B₂ O₃ 、0-8%之P₂ O₅ 、1.5-6%之Al₂ O₃ 、4-8%之Na₂ O、6-14%之K₂ O、4-12%之ZnO、0-6%之BaO、0.2-2.0之CdO、0.2-1%之S，及0-1%之Se；以及經熱處理的玻璃陶瓷具有與表1A及1B中所指示之實例1樣本相同的組成。再者，根據本揭示先前註明之製作玻璃陶瓷材料的方法來製備第2A及2B圖中描述的玻璃陶瓷，方法包括了包含於700°C加熱退火的熔體持續約1小時之熱處理步驟。此外，第2A及2B圖中描述的樣本兩者具有4 mm之標準化路徑長度。由這些圖明顯得知的是，於700°C熱處理持續1小時，玻璃陶瓷樣本(實例1)與CdSe玻璃樣本(比較實例1)展現於約相同波長範圍及銳度之銳利截止。

現參照第3A及3B圖，提供比較CdSe玻璃(「比較實例1」)以及經熱處理的玻璃陶瓷(「實例1A-1K」)之穿透率相對波長的作圖。注意到第3B圖為第3A圖中之作圖，重調尺寸以顯示比較CdSe玻璃及經熱處理的玻璃陶瓷樣本之截止波長。於此實例中，比較CdSe玻璃，比較實例1，具有根據下列之習知CdSe玻璃組成：40-60%之SiO₂ 、5-20%之B₂ O₃ 、0-8%之P₂ O₅ 、1.5-6%之Al₂ O₃ 、4-8%之Na₂ O、6-14%之K₂ O、4-12%之ZnO、0-6%之BaO、0.2-2.0之CdO、0.2-1%之S，及0-1%之Se；以及經熱處理的玻璃陶瓷各具有與表1A及1B中所指示之實例1樣本相同的組成。再者，根據本揭示先前註明之製作玻璃陶瓷材料的方法來製備第3A及3B圖中描述的玻璃陶瓷，方法包括下列於退火之後的熱處理步驟：525°C持續1小時及40分鐘(實例1A)；525°C持續10小時及39分鐘(實例1B)；550°C持續3小時及10分鐘(實例1C)；600°C持續6小時及24分鐘(實例1D)；600°C持續15小時及20分鐘(實例1E)；650°C持續2小時(實例1F)；650°C持續3小時(實例1G)；650°C持續5小時及35分鐘(實例1H)；650°C持續23小時及10分鐘(實例1I)；700°C持續1小時(實例1J)；以及700°C持續2小時(實例1K)。此外，第3A及3B圖中描述之所有樣本具有4 mm之標準化路徑長度。由這些圖明顯得知的是，根據各種條件進行熱處理，所有玻璃陶瓷樣本(實例1A-1K)與CdSe玻璃樣本(比較實例1)展現於約相同波長範圍及銳度之銳利截止。再者，由這些圖明顯得知的是，可採用各種熱處理溫度及時間條件以改變及調整截止波長及其於約320 nm至約525 nm之範圍內的銳度。

根據另一實例，製備比較CdSe玻璃及根據各種條件於700°C及800°C經熱處理之玻璃陶瓷樣本並且評估彼等的光學性質。第4A圖為比較CdSe玻璃(「比較實例1」)以及根據各種條件於700°C及800°C經熱處理之玻璃陶瓷樣本(實例1K及2A)之穿透率相對波長的作圖。注意到第4B圖為第4A圖中之作圖，重調尺寸以顯示比較CdSe玻璃及根據各種條件經熱處理的玻璃陶瓷樣本之截止波長。於此實例中，比較CdSe玻璃，比較實例1，具有根據下列之習知CdSe玻璃組成：40-60%之SiO₂ 、5-20%之B₂ O₃ 、0-8%之P₂ O₅ 、1.5-6%之Al₂ O₃ 、4-8%之Na₂ O、6-14%之K₂ O、4-12%之ZnO、0-6%之BaO、0.2-2.0之CdO、0.2-1%之S，及0-1%之Se；經熱處理的玻璃陶瓷樣本，實例1K，具有與表1A及1B中所指示之實例1樣本相同的組成；以及經熱處理的玻璃陶瓷樣本，實例2A，具有與表1A及1B中所指示之實例2樣本相同的組成。再者，根據本揭示先前註明之製作玻璃陶瓷材料的方法來製備第4A及4B圖中描述的各玻璃陶瓷，方法包括下列於退火之後的熱處理步驟：700°C持續2小時(實例1K)；以及800°C持續1小時及4分鐘(實例2A)。此外，第4A及4B圖中描述之所有樣本具有4 mm之標準化路徑長度。由這些圖明顯得知的是，根據各種條件進行熱處理，所有玻璃陶瓷樣本(實例1K及2A)與CdSe玻璃樣本(比較實例1)展現於約相同波長範圍及銳度之銳利截止。再者，由這些圖及這些玻璃陶瓷之個別組成(見表1A及1B)明顯得知的是，利用特殊熱處理條件，可採用這些鎂鎢玻璃陶瓷組成以改變及調整截止波長及其於約320 nm至約525 nm之範圍內的銳度。亦顯而易見的是，與實例1K玻璃陶瓷的鎂含量(~0.95 mol%)相較，實例2A玻璃陶瓷中較高的鎂含量(~3.84 mol%)可促成其較低的截止波長，以及或許於NIR範圍中其較高的穿透率。因此，及不受理論束縛，改變這些玻璃陶瓷組成中之鎂含量，並且改變熱處理條件，可具有改變玻璃陶瓷之光譜及截止波長的效果。

現參照第4C圖，再次提供第4A圖中之作圖，以及針對比較CuInSe及CuInS玻璃樣本(分別為「比較實例2」及「比較實例3」)之穿透率相對波長。比較實例2及比較實例3光譜圖得自於2015年3月26日提交至Oko-Institut e.V.之「豁免更新要求(Exemption Renewal Request) 13(b)」，Spectaris e.V.。再者，第4C圖經調尺寸以顯示比較CdSe玻璃(比較實例1)、根據各種條件經熱處理之玻璃陶瓷樣本(實例1K及實例2A)以及比較CuInSe及CuInS樣本(比較實例2及比較實例3)之截止波長。由第4C圖明顯得知的是，根據本揭示之玻璃陶瓷材料，實例1K及實例2A，就近似比較CdSe玻璃之截止波長而言，勝過比較CuInSe及CuInS玻璃。也就是說，相對於其他半導體摻雜的玻璃替代品，CuInSe及CuInS，這些玻璃陶瓷具有較近似CdSe玻璃光學性質之光學性質。

現參照第5圖，根據本揭示之至少一實例提供經熱處理的玻璃陶瓷，實例1L (見表1A及1B)，之x射線繞射(「XRD」)作圖。於700°C熱處理此樣本持續17小時及16分鐘。由列示的d間距(如，d=3.6127、d=3.2193等等)之峰值顯然可知的是，實例1L玻璃陶瓷可包含結晶MgWO₄ 氧化鎢相。不受理論束縛，第5圖中之XRD作圖亦可暗示玻璃陶瓷包含可描述為M_x WO₄ 晶體之非化學計量的MgWO₄ 相或混合的鹼金屬MgWO₄ 相，其中M=Mg或M=Mg及由Li、Na、K、Rb及Cd所組成之鹼金屬群組之一或多者，及0＜x＜1。

現參照第6A-6C圖，根據本揭示之實例，提供急淬冷的玻璃陶瓷樣本(即，第6A圖，實例1，於退火後無熱處理)以及於650°C經熱處理持續5小時及35分鐘及700°C經熱處理持續17小時及16分鐘之玻璃陶瓷樣本(分別為如第6B及6C圖中所示之實例1H及實例1L)的拉曼光圖。如於先前的實例中，接受拉曼光譜測試的所有玻璃陶瓷材料具有根據表1A及1B中之實例1之玻璃陶瓷組成。相關第6B及6C圖中之資料序列的特殊數字符號(如，「#1」、「#2-橘色」、「#2-灰色」等等)對應接受拉曼光譜測試之樣本上的特殊評估位置(包括彼等位置之樣本顏色)。第6A圖證明無進一步熱處理之急淬冷的樣本(實例1)展現各種增加之指示非結晶相的強度位準(如，於470 cm^-1 之網絡彎曲Si-O、Al-O及B-O)。相比之下，第6B及6C圖證明，於急淬冷的樣本(實例1)中所觀察到的較低強度位準相關之相同拉曼位移位置，經熱處理的樣本(實例1H及1L)具有實質上較高的強度位準，位置指示結晶相存在(如，於846及868 cm^-1 相關MgW₂ O₇ 之W-O-W)。如此，由包括但不限於345、376、404、464、718、846及868 cm^-1 拉曼位移位置處存在的信號峰值佐證而顯然可知的是，熱處理條件造成如MgW₂ O₇ 之結晶氧化鎢相的發展。第6B及6C圖亦暗示熱處理條件造成與結晶氧化鎢相(即，先前概述的M_x WO₄ 結晶相)組合或取代結晶氧化鎢相之結晶鎢次氧化物相(即，非化學計量的相)的發展。

現參照第7A及7B圖，根據本揭示之實例，提供於650°C經熱處理持續5小時及35分鐘以及於700°C經熱處理持續17小時及16分鐘(分別為實例1H及實例1L)以及剛急淬冷(即，實例1，於退火之後無熱處理)之玻璃陶瓷樣本的拉曼光譜圖。如於先前的實例中，接受拉曼光譜測試的所有玻璃陶瓷材料具有根據表1A及1B中之實例1之玻璃陶瓷組成。相關這些圖中之資料序列的特殊數字符號(如，「#1」、「#2-橘色」、「#2-灰色」等等)對應接受拉曼光譜測試之樣本上的特殊評估位置(包括彼等位置之樣本顏色)。首先，第7A及7B圖證明，於接受特定熱處理條件的樣本(實例1H及1L)中所觀察到的高強度位準相關之相同拉曼位移位置，急淬冷的樣本(實例1)具有實質上較低的強度位準。如此，顯然可知的是，熱處理條件可造成結晶氧化鎢相(如，如於第7A及7B圖兩者中所示之MgW₂ O₇ )和/或結晶鎢次氧化物相(即，非化學計量的相)之發展。

現參照第8圖，提供針對具有衍生自兩個別離子交換製程條件之壓縮應力區域之玻璃陶瓷樣本(實例10-IOXA及實例10-IOXB)之殘餘應力(MPa)相對基板深度(mm)的作圖。於第8圖中，y軸為基板中之殘餘基板，正值表示拉伸殘餘應力及負值表示壓縮殘餘應力。亦於第8圖中，x軸為各基板中的深度，於0 mm及1.1 mm之值表示基板的主要表面(如，基板10之主要表面12及14，如第1圖中所示的)。於此實例中之各玻璃陶瓷樣本，實例10-IOXA及實例10-IOXB，具有與表1A及1B中之實例10樣本中指出之相同組成。再者，各樣本經熔化及鑄造至鋼桌上以形成光學餅，與本揭示先前概述之方法一致。各樣本接著於570°C經退火持續一小時並接著以爐速率經冷卻至環境溫度。具有25 mm x 25 mm x ~1.1 mm之尺寸的樣本接著經研磨及拋光以形成退火的光學餅。最終，於390°C將實例10-IOXA樣本浸沒於100%之NaNO₃ 熔融鹽浴中持續八(8)小時以形成其壓縮應力區域。類似地，於390°C將實例10-IOXB樣本浸沒於100%之NaNO₃ 熔融鹽浴中持續十六(16)小時以形成其壓縮應力區域。要注意的是，分別於1.10 mm及1.06 mm量測實例10-IOXA及10-IOXB樣本之實際厚度。

由第8圖明顯得知的是，較長離子交換持續時間傾向增加玻璃陶瓷之DOC、儲存的應變能量及峰值張力(即，中央拉伸區域中之最大拉伸應力)的幅度，而降低其最大壓縮應力。特別地，具有較短離子交換持續時間之玻璃陶瓷樣本，實例10-IOXA，展現具136.7 µm壓縮深度(DOC)之壓縮應力區域、約-320 MPa之最大壓縮應力、峰值張力為57 MPa之中央拉伸(CT)區域，及16.6 J/m² 之儲存的應變能量。相比之下，具有較長離子交換持續時間之玻璃陶瓷樣本，實例10-IOXB，展現168.0 µm之DOC、約-270 MPa之最大壓縮應力、峰值張力為72 MPa之CT區域，及25 J/m² 之儲存的應變能量。因此，與具有較短離子交換製程持續時間之實例10-IOXA相較，實例10-IOXB樣本之較長的離子交換持續時間造成較大的DOC、較低的最大壓縮應力、具較大峰值張力之CT區域及較大之儲存的應變能量。

儘管明顯得知的是前面於第8圖中描述之玻璃陶瓷樣本展現浸沒於100%NaNO₃ 熔融鹽浴中所發展的壓縮應力區域，本揭示內亦考量其他方法。舉例而言，玻璃陶瓷亦可於熔融KNO₃ 浴(NaNO₃ 及KNO₃ 之混合物)中經離子交換，或是首先於NaNO₃ 浴接著於KNO₃ 中依序地經離子交換以增加壓縮應力位準至基板的表面上，及接近基板的表面。因此，亦可於這些浴中採用離子交換金屬離子(如，Na⁺ 、K⁺ 等等)之硫酸鹽、氯化物，及其他鹽。再者，離子交換溫度可自約350°C至550°C變化，而較佳範圍為自370°C至約450°C以防止鹽分解及應力鬆弛。

大致參考第9至11B圖，於上述之鎢青銅及多色鎢青銅玻璃陶瓷中發現晶體之不同尺寸體系。晶體尺寸取決於基礎玻璃組成，但亦可藉由熱處理時間及溫度進行些許調整。此外，添加小量氧化鈣(CaO)使結晶率顯著增加，因認為其與氧化鎢交互作用而形成能夠作為成核位置之白鎢礦的奈米晶體，或非化學計量的白鎢礦狀結構。

現參照第9圖，於前述之高度過鋁質的鎢青銅熔體(如，M_x WO₃ 玻璃陶瓷)中發現相對大的晶體並且顯示於第9圖中。這些晶體的形狀為針狀、長度為100-250 nm及寬度為5-30 nm。於剛淬冷的狀態中，於兩鐵板之間快速淬冷(即，急淬冷的)之後，這些玻璃陶瓷材料為x射線非晶形以及掃描式電子顯微鏡(SEM)分析顯現無析出物(晶體、晶粒)存在。於700ºC熱處理淬冷的玻璃持續30分鐘或更久並以每分鐘10ºC冷卻至室溫之後，形成鎢青銅析出物及富含氧化鋁的針狀物。增加熱處理時間及溫度使析出物濃度增加，例如於700ºC熱處理持續1小時及40分鐘並且以10ºC/分鐘冷卻至室溫之後。熱處理之後形成之晶粒的x射線能量色散x射線光譜儀(EDS)圖顯示彼等包括鎢、氧及鉀。

參照第10A及10B圖，針對至少一些過鹼性鎢青銅熔體(R₂ O-AL₂ O₃ ＞0)，晶粒尺寸小於過鋁質的熔體(第9圖)中的晶粒尺寸，以及無富含氧化鋁的針狀物形成。如同過鋁質的熔體，當於兩鐵板之間經淬冷(即，經急淬冷)時，此過鹼性材料為x射線非晶形。顯微圖片顯示在熱處理之前沒有晶粒存在於材料中。於550ºC熱處理急淬冷者持續介於15與30小時之間的時間，接續以1ºC/分鐘冷卻至475ºC，接著以爐速率冷卻至室溫之後，TEM分析顯現高深寬比針狀鎢青銅晶粒形成，如第10A及10B圖中所示的。得到最多的針狀物為直徑介於2與7 nm之間及長度介於10與30 nm之間。經熱處理之急淬冷的樣本之X射線EDS顯現晶粒含有鎢。

參照第11A及11B圖，銀鎢青銅玻璃陶瓷包括晶粒，晶粒形狀大致上為桿狀、具有介於2與4之間的深寬比、大部分長度為約2-20 nm、大部分直徑為約2-10 nm，及為材料玻璃陶瓷之約11至14.8體積百分比。第11A及11B圖中所示的樣本於550ºC經熱處理持續4小時、以1ºC/分鐘冷卻至475ºC，接著以爐速率冷卻至室溫。接著將杖放置於梯度爐中持續五分鐘，使得杖的一端保持於室溫以及杖的另一端為於650ºC。各端之間的區域暴露至介於25º及650ºC之間之溫度的大約均勻梯度。於溫度高於大約575ºC的區域中，顏色開始由藍色變成綠色、變成黃色、變成橘色，及最後紅色。所有的顏色為高度透明的。

如以上所揭示的，根據一些例示性具體實施態樣，在自約400 nm至約700 nm之範圍中至少一50 nm寬的光之波長頻帶上，玻璃陶瓷具有約5%/mm或更大之穿透率。然而，於其他具體實施態樣中，玻璃陶瓷具有較低的穿透率，例如為不透明者。根據至少一些此等具體實施態樣，這些玻璃陶瓷的獨特性為彼等強吸收但不會散射光且具有非常低的霧度。根據各種此等具體實施態樣，針對至少一些(如，最多、＞90%)具有200-400 nm之波長的光，玻璃陶瓷具有每毫米至少0.07之光學密度(OD/mm)，至多相同波長為25 OD/mm，和/或低於10%之霧度，其中利用分光光度計得到之光學吸光度的量測來計算光學密度，以及藉由霧度計廣角散射測試來量測霧度。根據各種此等具體實施態樣，針對至少一些(如，最多、＞90%)具有400-750 nm之波長的光，玻璃陶瓷具有每毫米至少0.022之光學密度(OD/mm)，至多相同波長為10 OD/mm，和/或低於10%之霧度。根據各種此等具體實施態樣，針對至少一些(如，最多、＞90%)具有750-2000 nm之波長的光，玻璃陶瓷具有每毫米至少0.04之光學密度(OD/mm)，至多相同波長為15 OD/mm，和/或低於10%之霧度。包含鈦的實例

現參照表8A及8B，提供用於包括鈦之物件之例示性玻璃陶瓷組成的列表。

表8A

表8B

現參照表8C及第12A-17B圖，提供用於來自表8A及8B之組成的取樣之光學數據。

表8C

藉由秤重批量組分、由振盪器-混合器或球磨混合批量組分，及於融合的矽石坩堝中於介於1300^° -1650^° C之間之溫度熔化持續4-32小時來製備表8C及第12A-17B圖之各種組成。將玻璃鑄造至金屬桌上以製造0.5 mm厚的玻璃餅。將一些熔體鑄造至鋼桌上接著使用鋼滾輪捲成片狀。為發展及控制光學透射及吸光度，於自5-500分鐘的時間範圍於自425-850^° C的溫度範圍在大氣環境電烘箱中熱處理樣本。接著將樣本餅拋光至0.5 mm的厚度並且進行測試。

由表8C及第12A-17B圖的數據明顯可知的是，含鈦玻璃之剛製作的狀態在NIR體系中為高度透明的，及於可見光波長為大部分透明的。於自約500°C至約700°C之溫度範圍熱量處理之際，析出結晶相(即，鈦次氧化物)以及這些樣本的光學穿透率下降並且一些變成於NIR中強烈吸收。

對表8C之各個組成執行粉末X射線繞射以及粉末X射線繞射指出於剛製作且未退火的狀態中所有組成為X射線非晶形。經熱處理之樣本顯示一些具有氧化鈦結晶相的跡象，包括銳鈦礦(889FLY)及金紅石(889FMC及889FMD)。樣本展現低霧度(即，約10%或更低、或約＜5%或更低、或約1%或更低、或約0.1%或更低)。不受理論束縛，這些組成於剛製作的及後熱處理狀態中展現的低霧度肇因於晶粒相當小(即，約100 nm或更小)及低豐度(即，肇因於引入僅約2 mol%之TiO₂ 的事實)之事實。因此，針對習知粉末XRD，咸信這些材料中形成的物種低於檢測限制(於尺寸及豐度)。由TEM顯微術證實此假說。

現參照第18A-D圖，提供於700°C經熱處理持續一小時之玻璃代碼組成889FMC之樣本內之含氧化鈦之四個不同放大率的TEM顯微圖片。這些晶體的外觀為桿狀以及具有約5 nm之平均寬度及約25 nm之平均長度。

現參照第19A及19B圖，提供玻璃代碼組成889FMC之經熱處理樣本的TEM顯微圖片(第19A圖)及對應的EDS元素圖(第19B圖)。由第19A圖可見的，樣本包括複數個晶粒。設定EDS圖以檢測鈦。如可見的，EDS之鈦製圖的結果精密地追蹤晶粒，指出晶粒富含鈦。於此圖中，光或「白」區域指出Ti存在。

現參照表9A，提供沒有鈦之例示性玻璃組成。

表9A

表9B提供用於各種各樣的玻璃之太陽能表現度量指標(solar performance metric)。於表9B中，併入組成196KGA作為雙融合積層之包覆層(即，總包覆玻璃陶瓷厚度=0.2 mm)，其中積層之芯組成為得自康寧公司(Corning Incorporated^® )之化學強化的Gorilla^® 玻璃。組成196KGA為1 mm厚以及於550°C經熱量處理持續30分鐘並允許以每分鐘1°C冷卻至475°C。889FMD樣本為5 mm厚以及於600°C經熱量處理持續持續1小時。889FMG樣本為0.5 mm厚以及於700°C經熱量處理持續2小時。VG10樣本意指以聖戈班(Saint-Gobain^® )之商品名SGG VENUS (VG 10)進行販售的玻璃以及彼此的厚度不同。

表9B

於表9B中，T_L為總可見光穿透率(其為於380 nm至780 nm之波長範圍穿過鑲嵌玻璃之光的加權平均透射率並且根據ISO 9050段落3.3進行測試)。T_TS為總透射的太陽能(亦稱為日射穿透因數(「SF」)或總太陽熱穿透(「TSHT」)，其為T_DS (總直接太陽能)加上藉由ISO 13837-2008附件B及ISO 9050-2003段落3.5所量測之由鑲嵌玻璃所吸收接著再輻射至車輛內部中太陽能之分率的總和。於此情況中，針對具有4 m/s (14 km/hr)%風速之停泊車輛條件計算T_TS，而T_TS等於(%T_DS)+0.276*(%太陽能吸收率)。T_DS為總直接太陽能穿透率(亦稱為「太陽能透射率」 (「Ts」)或「能量傳輸」，其為由ISO 13837段落6.3.2所量測之於300 nm至2500 nm之波長範圍穿過鑲嵌玻璃之光的加權平均透射率))。R_DS為反射的太陽能分量(即，具有標稱地4%弗芮耳反射)。T_E為太陽能直接穿透率。T_UV為以ISO 9050及ISO 13837 A所量測的UV穿透率。T_IR為以福斯標準(Volkswagen standard) TL957所量測的紅外線穿透率。

由表9B之數據自明的是，玻璃代碼196KGA具有最佳光學表現以及能夠於非常短的路徑長度(0.2 mm)製造最低UV、VIS，及NIR穿透率。相對於VG10玻璃，0.5 mm厚度之含鈦組成889FMD及889FMG於3.85 mm之路徑長度或低於3.85 mm之路徑長度製造優異光學表現。換句話說，相對於VG10玻璃，儘管具有較短的路徑長度，含鈦組成889FMD及889FMG具有優異表現。

如各種例示性具體實施態樣中所示的，方法及產品的架構及配置僅為說明性。雖然在本揭示中僅仔細說明一些具體實施態樣，可進行許多修飾(如，尺寸、尺度、結構、形狀，及各種元件的比例、參數值、安裝配置、材料使用、顏色、方向的改變)而不實質地背離本文中所描述之主題的新穎教示及優點。顯示為整體形成的一些元件可被建構為多重部件或元件、元件的位置可相反或另行變化，及分離的元件或位置之本質或數目可改變或變化。根據替代性的具體實施態樣，任何製程、邏輯演算法，或方法步驟的次序或順序可變化或重新排序。於各種例示性具體實施態樣之設計、操作條件及配置中亦可進行其他取代、修飾、改變及省略而不背離本發明技術的範疇。

10‧‧‧基板12‧‧‧主要表面14‧‧‧主要表面50‧‧‧壓縮應力區52‧‧‧深度100‧‧‧物件

包括附圖以提供進一步的理解，並且附圖併入此說明書中及作為此說明書的一部分。附圖之圖式說明一或更多具體實施態樣，並且與實施方式一起用於解釋各種具體實施態樣之原則及操作。如此，由以下之實施方式連同附圖，本揭示將更為全面地理解，於圖中：

第1圖為根據本揭示之至少一實例之物件的橫截面圖，物件包括基板，基板包含玻璃陶瓷組成。

第2A圖為根據本揭示之至少一實例之比較CdSe玻璃及經熱處理的玻璃陶瓷之穿透率相對波長的作圖。

第2B圖為第2A圖中的作圖，重調尺寸以顯示比較CdSe玻璃及經熱處理的玻璃陶瓷樣本之截止波長。

第3A圖為根據本揭示之實例之比較CdSe玻璃及根據各種條件自525°C至700°C經熱處理的玻璃陶瓷樣本之穿透率相對波長的作圖。

第3B圖為第3A圖中的作圖，重調尺寸以顯示比較CdSe玻璃及根據各種條件經熱處理的玻璃陶瓷樣本之截止波長。

第4A圖為根據本揭示之實例之比較CdSe玻璃及根據各種條件於700°C及800°C經熱處理的玻璃陶瓷樣本之穿透率相對波長的作圖。

第4B圖為第4A圖中的作圖，重調尺寸以顯示比較CdSe玻璃及根據各種條件經熱處理的玻璃陶瓷樣本之截止波長。

第4C圖為第4A圖中的作圖，連同比較CuInSe及CuInS玻璃樣本之穿透率相對波長，調尺寸以顯示比較CdSe玻璃、根據各種條件經熱處理的玻璃陶瓷樣本以及CuInSe與CuInS樣本之截止波長。

第5圖為根據本揭示之至少一實例之經熱處理的玻璃陶瓷的x射線繞射(「XRD」)作圖。

第6A-6C圖為根據本揭示之實例之急淬冷(splat-quenched)的玻璃陶瓷樣本以及根據各種條件於650°C及700°C經熱處理的玻璃陶瓷樣本的分別拉曼光譜圖。

第7A及7B圖為根據本揭示之實例之根據各種條件於650°C及700°C經熱處理玻璃陶瓷樣本以及剛急淬冷的玻璃陶瓷樣本的拉曼光譜圖。

第8圖為根據本揭示之實例之具有衍生自兩分別離子交換製程條件之壓縮應力區域之兩玻璃陶瓷樣本的殘餘應力相對基板深度作圖。

第9圖為根據一例示性具體實施態樣之玻璃陶瓷的掃描式電子顯微鏡(SEM)顯微圖片。

第10A及10B圖分別為根據另一例示性具體實施態樣之玻璃陶瓷的SEM及透射式電子顯微鏡(TEM)顯微圖片。

第11A及11B圖分別為根據又另一例示性具體實施態樣之玻璃陶瓷的SEM及TEM顯微圖片。

第12A及12B圖為剛製作未退火狀態及經熱處理條件(600°C，1h)之組成889FLZ之0.5 mm拋光平板所收集的穿透率光譜及吸光度光譜(OD/mm)。

第13A及13B圖為剛製作未退火狀態及經熱處理條件(700°C，1h)之組成889FMB之0.5 mm拋光平板所收集的穿透率光譜及吸光度光譜(OD/mm)。

第14A及14B圖為剛製作未退火狀態及經熱處理條件(500°C，1h及600°C，1h)之組成889FMC之0.5 mm拋光平板所收集的穿透率光譜及吸光度光譜(OD/mm)。

第15A及15B圖為剛製作未退火狀態及經熱處理條件(500°C，1h及600°C，1h)之組成889FMD之0.5 mm拋光平板所收集的穿透率光譜及吸光度光譜(OD/mm)。

第16A及16B圖為剛製作未退火狀態及經熱處理條件(600°C，1h及700°C，1h)之組成889FME之0.5 mm拋光平板所收集的穿透率光譜及吸光度光譜(OD/mm)。

第17A及17B圖為剛製作未退火狀態及經熱處理條件(700°C，1h及700°C，2h)之組成889FMG之0.5 mm拋光平板所收集的穿透率光譜及吸光度光譜(OD/mm)。

第18A-18D圖為於700°C經熱處理持續一小時之組成889FMC之經熱處理的樣本內之含鈦晶體之四個不同放大率的TEM顯微圖片。

第19A圖為於700°C經熱處理持續一小時之組成889FMC之經熱處理的樣本內之含鈦晶體的TEM顯微圖片。

第19B圖為第19A圖之TEM顯微圖片之鈦的電子色散光譜(EDS)元素圖。

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Claims

一種玻璃陶瓷，包含：一含矽酸鹽玻璃相；以及一結晶相，該結晶相包含鈦之次氧化物，該等鈦之次氧化物包含固態缺陷結構，於該等固態缺陷結構中孔洞由摻質陽離子佔據，其中該結晶相均質地分布於該玻璃陶瓷內，使得該等鈦之次氧化物存在自該玻璃陶瓷的一外表面遍及該玻璃陶瓷的一整體，其中該玻璃相及該結晶相使得該玻璃陶瓷為光學透明，並具有近紅外線的強衰減，其具有：在自400nm至700nm波長之一範圍中至少一50nm寬的光之波長頻帶上，該玻璃陶瓷具有1%/mm或更大的穿透率，以及在自700nm至1700nm波長之一範圍中至少一50nm寬的光之波長頻帶的光，該玻璃陶瓷具有至少90%/mm的吸收率。
如請求項1所述之玻璃陶瓷，其中該玻璃陶瓷為實質上沒有W、Mo，及稀土元素。
如請求項1所述之玻璃陶瓷，其中該玻璃陶瓷進一步包含0.1mol%或更少之Fe。
如請求項1所述之玻璃陶瓷，其中該等鈦之次氧化物具有通式M_xTiO₂，其中0<x<1及M為一摻質陽離子。
如請求項1所述之玻璃陶瓷，其中該玻璃陶瓷於1mm之一厚度包含10%或更小之一霧度。
一種玻璃陶瓷，包含：一非晶相；以及一結晶相，該結晶相包含式M_xTiO₂之複數個析出物，其中0<x<1及M為一摻質陽離子，其中該結晶相的該等析出物均質地分布於該玻璃陶瓷內，使得式M_xTiO₂之該等析出物存在自該玻璃陶瓷的一外表面遍及該玻璃陶瓷的一整體，以及其中該結晶相及該非晶相使得該玻璃陶瓷展現20%或更低的一霧度，其中該霧度是指越過該玻璃陶瓷1mm的一透射路徑並散射於±2.5°角錐外之透射光的百分比。
如請求項6所述之玻璃陶瓷，其中由電子顯微鏡量測，該複數個析出物包含自1nm至300nm之一長度。
如請求項6或7所述之玻璃陶瓷，其中該結晶相之該複數個析出物為實質上均質地分佈於該玻璃陶瓷內。
如請求項6所述之玻璃陶瓷，其中該摻質陽離子包含H、Li、Na、K、Rb、Cs、Ca、Sr、Ba、 Zn、Ag、Au、Cu、Sn、Cd、In、Tl、Pb、Bi、Th、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、U、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Pd、Se、Ta、Bi，及Ce之至少一者。
如請求項6所述之玻璃陶瓷，其中複數個晶體包含自0.001%至15%之一體積分率於該玻璃陶瓷中。
一種玻璃陶瓷，包含：一含矽酸鹽玻璃；以及複數個晶體，該複數個晶體均質地分佈於該含矽酸鹽玻璃內，其中該等晶體包含***有摻質陽離子的非化學計量的鈦次氧化物，該包含***有摻質陽離子的非化學計量的鈦次氧化物存在自該玻璃陶瓷的一外表面遍及該玻璃陶瓷的一整體，以及其中該等晶體以及該矽酸鹽玻璃經結構化，使得該玻璃陶瓷為光學透明以及能吸收紫外線，其具有：在自400nm至700nm波長之一範圍中至少一50nm寬的光之波長頻帶上，該玻璃陶瓷具有1%/mm或更大的一穿透率，以及在具有小於400nm波長之一波長的至少一50nm寬的光之波長頻帶的光，該玻璃陶瓷具有至少90%/mm的吸收率。
如請求項11所述之玻璃陶瓷，其中該等摻質陽離子包含H、Li、Na、K、Rb、Cs、Ca、Sr、Ba、Zn、Ag、Au、Cu、Sn、Cd、In、Tl、Pb、Bi、Th、La、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu、U、V、Cr、Mn、Fe、Ni、Cu、Pd、Se、Ta、Bi，及Ce之一或多者。
如請求項11所述之玻璃陶瓷，其中該玻璃陶瓷沒有β-石英。
如請求項11所述之玻璃陶瓷，其中至少一部分之該等晶體位於自該玻璃陶瓷之一外表面之大於10μm的一深度。
如請求項11所述之玻璃陶瓷，其中該複數個晶體包含自0.001%至15%之一體積分率於該玻璃陶瓷中。
一種玻璃陶瓷物件，包含：至少一非晶相及一結晶相；以及自1mol%至95mol%之SiO₂；其中該結晶相包含該結晶相之自0.1mol%至100mol%之一非化學計量的鈦次氧化物，該氧化物包含下列之至少一者：(i)Ti、(ii)V及一鹼金屬陽離子。
如請求項16所述之玻璃陶瓷物件，其中該結晶相實質上均質地分佈於該玻璃陶瓷物件內作為複數個析出物。
如請求項17所述之玻璃陶瓷物件，其中至少一些該等析出物位於自該物件之一外表面大於10μm之一深度。
如請求項16所述之玻璃陶瓷物件，其中該結晶相包含複數個析出物，由電子顯微鏡量測，該複數個析出物包含自1nm至500nm之一長度。
如請求項16所述之玻璃陶瓷物件，其中該物件實質上沒有Cd及Se。