JPH02208238A - ガラスセラミックス及びその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、機械加工性、機械的強度及び絶縁性に優れた
ガラスセラミックスに関する。また本発明は上記の機械
加工性、機械的強度及び絶縁性とともに透光性にも優れ
、歯冠材料に好ましく用いられるガラスセラミックスの
製造方法に関する。

［従来の技術］ 雲母結晶は、四面体と八面体とから成るダブレットが層
状に重なっており、ダブレットとタブレットの間に眉間
イオンと呼ばれるアルカリ金属あるいはアルカリ土類金
属イオンが四面体相と弱い結合をしているため、雲母は
この眉間域で剥がれやすい性質を持っている。このため
切削加工できる材料としてよく知られている。また、電
気的絶縁性が高いことが知られ、絶縁材料として用いら
れている。特にカリウムイオンを含むカリウム雲母は、
結晶の安定性が高いことで良く使用されている。

天然の雲母結晶は水酸基を含んでいるが、一般的に、人
工的に作製する雲母結晶は弗素を含んでいるものしか得
られない。そこで、雲母を含有したセラミックスの製法
としては、（１）ホットプレス法、（２）ガラスボンド
法、（３）微粉体埋め焼き法、（４）結晶化法等が知ら
れている。

（１）のホットプレス法は、雲母粒子を高温で加圧して
成形する方法であり、（２）のガラスボンド法は、雲母
粒子を低融点ガラス等の結合剤を用いて結合させる方法
であり、（３）の微粉体埋め焼き法は、雲母の微粉末に
適当な焼結助剤を添加し、弗素含有の耐火粉末中で埋め
焼きする方法である。（４）の結晶化法は、雲母の組成
のガラスから熱処理によって雲母の微結晶を析出させる
方法であり、特公昭５４−：３４７７５号公報にＳｉＯ
２−Ｂ２０３Ｓ１０２−Ｂ２０３−　　Ｒ２０Ｆ　（Ｒ
：Ｎａ＋、　Ｋ＋、　Ｒｂ＋、　Ｃｓ＋、　Ｌｉ”　）
系の組成物を溶融して得られたガラスを熱処理して金雲
母結晶を析出させる方法が開示されている。

又、（４）の結晶化法により作製した雲母については、
特開昭４８−４５０９号公報に５１０２ＭｇＯ−Ａｌ２
Ｏ３−３ｒ○−（ＢａＯ）−Ｆ系ガラスセラミックスが
、特開昭５８−１９９７Ｂ　ａ２＋、　Ｔ　ｉ　”）系
ガラスセラミックスが記載されている。

［発明が解決しようとする課題］ しかしながら、（１）のホットプレス法により得られた
雲母含有セラミックスは絶縁性に優れているが、製造工
程において６００〜８００℃の加熱温度域で加圧を必要
とするため小型形状品には適するが、大型形状品や厚物
品の作製は困難であるという欠点がある。

（２）のガラスボンド法により得られた雲母含有セラミ
ックスは結合剤を使用しているため耐熱温度が７００℃
と低い欠点がある。

（３）の微粉体埋め焼き法により得られた雲母含有セラ
ミックスは大型品の製造は可能であるが雲母の微粉末が
得難く、緻密な焼結体を得ることが困難であるという欠
点がある。

（４）の結晶化法は前記（１）〜（３）の方法の欠点を
解決した方法であるが、特公昭５４−３４７７５号公報
に記載されているＳｉＯ２−Ｂ２０３−ＭｇＯ−Ａｌ２
Ｏ３−Ｒ２０−Ｆ（Ｒ：Ｎａ　　、Ｋ　　、Ｒｂ　　、
Ｃ８、Ｌｌ　　）系ガラスセラミックスは、その曲げ強
度が１４０〜１３００ｋｇ／−程度であり、特開昭５８
−１９９７４２号公報に記載されているＳｉＯ２−Ａｌ
２Ｏ−ＭｇＯＣａＯＭＯ（ＭＯ２）　　Ｆ　（Ｍ：Ｓｒ
２＋、Ｂａ２”、Ｔｉ４＋）系ガラスセラミックスは、
その曲げ強度が、８００〜１３００　ｋｇ／＝程度であ
り、強度的に弱く応力のかかる部分で使用するのにはか
なり制約があった。また特公昭５４３４７７５号公報に
記載されているアルカリ金属雲母ガラスセラミックスは
、高真空中での使用においてはアルカリ金属成分による
電気伝導性が無視できなくなることがあり、絶縁体とし
て用いる場合その解決策が望まれていた。

ところで、従来歯冠材料としてクロム、コバルト、カド
ミウム等の金属を含む金属歯冠材料が使用されてきたが
、この金属歯冠材料は、以下のような欠点があった。

（イ）　口腔内の環境は、通常、弱酸性、約３５℃、高
湿度であり、さらに食餌等により、より酸性・高温にな
ることもあり、歯冠材料はかなり苛酷な条件下に置かれ
ことになるが、この様な苛酷の条件下に於て、金属歯冠
の場合、クロム、コバルト、カドミニウム等の有害な金
属イオンの溶出に伴う金属の腐蝕などの問題がある。

（ロ）　金属歯冠は審美性に欠ける。

（ハ）　陶材を溶着した金属歯冠は硬すぎる上、対金歯
を摩耗させること、色調が不十分であること、又陶材を
何回も盛り上げなければならないので作製段階が複雑に
なること等の難点がある。

そこでガラスセラミックスを歯冠材料として用いること
が試みられているが、前記特開昭４８−４５０９号公報
に記載されているガラスセラミックスはス１へロンチウ
ムイオンを含んでいるので膨潤性があり、歯冠材料とし
て用いるのに好ましくない。さらに、前記公報にはスト
ロンチウムを全部バリウムに置換すると失透を起すと記
載されている。さらに、前記の各特許公報に記載された
ガラスセラミックスは透光性を有していないものであり
、歯冠材料として使用する場合審美性等の点で問題があ
った。

従って本発明の第１の目的は、上記従来のガラスセラミ
ックスの欠点を解消し、機械加工性、機械的強度及び絶
縁性に優れたガラスセラミックスを提供することにある
。

また本発明の第２の目的は、上記の機械加工性、機械的
強度及び絶縁性とともに透光性にも優れ、歯冠材料に好
ましく用いられるガラスセラミックスの製造方法を提供
することにある。

［課題を解決するための手段］ 前記の本発明の第１の目的は、ＢａＯ，ＭｇＯ。

ＳｉＯ、Ａｌ１　ｏ３及びＦを、重量百分率でＢａＯ３
〜２２％ ＭｇＯ　　　　　　　２０〜３０％ ＳｉＯ２　　　　　　３０〜４５％ Ａｌ２Ｏ３５〜３０％ Ｆ　　　　　　　　　　　１．５〜１４％の範囲で含み
、アルカリ金属成分を実質的に含まないガラスから、Ｂ
ａ−Ｍｇ−Ａ　Ｉ　−Ｓｉ　−０−Ｆよりなるバリウム
雲母結晶と、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｏよりなるエンスタタイト結
晶とを析出させてなることを特徴とするガラスセラミッ
クスによって達成された。

また本発明の第２の目的は、ＢａＯ，ＭｇＯ。

Ｓ　ｌ　０２　、　Ａ　ｌ　２０３及びＦを、重量百分
率でＢａＯ３〜２２％ ＭｇＯ　　　　　　　　　　２０〜３０％ＳｉＯ２３０
〜４５％ Ａｌ２Ｏ３５〜３０％ Ｆ　　　　　　　　　　　１，５〜１４％の範囲で含み
、アルカリ金属成分を実質的に含まないガラスを、その
ガラス転移点より５０℃低い温度とガラス転移点より１
００℃高い温度との間で熱処理する第１の熱処理工程と
、第１の熱処理工程後のガラスを、そのガラス転移点よ
り２００〜５００℃高い温度で熱処理する第２の熱処理
工程とを含むことを特徴とする透光性を有するガラスセ
ラミックスの製造方法によって達成された。

上述の如く本発明は、Ｂａｄ、ＭｇＯ。

Ｓ　ｉ　０２　、　Ａ　Ｉ　２０３及びＦを特定範囲で
含有するガラスからバリウム雲母結晶とエンスタタイト
結晶とを析出させてなることを特徴とする機械加工性、
機械的強度及び絶縁性に優れたガラスセラミックス並び
に上記と同一のガラスを２工程で熱処理することを特徴
とする、上記機械的加工性、機械的強度及び絶縁性とと
もに透光性に優れ歯冠材料として好ましく用いられるガ
ラスセラミックスの製造方法からなるものであるので、
以下の記述において、前者のガラスセラミックスの発明
を第１発明、後者のガラスセラミックスの製造方法の発
明を第２発明ということとする。

そこで先ず第１発明のガラスセラミックスについて詳説
する。

上述の如く第１発明のガラスセラミックスの出発材料で
あるガラスは、Ｂａｄ、ＭｇＯ，ＳｉＯ２　、Ａｌ２Ｏ
３及びＦを、重量百分率でＢａＯ　　　　　　　　　　
３〜２２％ＭｇＯ　　　　　　　　　２０〜３０％Ｓｉ
Ｏ２　　　　　　３０〜４５％ Ａｌ２Ｏ３５〜３０％ Ｆ　　　　　　　　　　　１，５〜１４％の範囲で含む
ものであるが、各成分の量的限定理由は次の通りである
。重量百分率でＢａＯが３％未満では、バリウム雲母の
析出量が少なく機械的加工性に劣る。また、ＢａＯが２
２％を越えるとガラスの失透が生じやすくなり、気泡が
できやすく所望の形状を得ることが難しいためＢａＯの
含量は３〜２２％に限定される。ＭｇＯが２０％未満で
は、エンスタタイト結晶の析出量が少なくなって高強度
なガラスセラミックスが得られない。

また、ＭｇＯが３０％を越えるとバリウム雲母結晶の析
出量が少なくなって好ましくない。従って、ＭｇＯの含
量は２０〜３０％に限定される。ＳｉＯ２が３０％未満
ではガラスが失透しやすく、エンスタタイト結晶の生成
量が低下するので、ガラスセラミックスに高強度を付与
できない。また４５％を越えるとガラス融液の粘性が高
くなり、均質のガラスを得ることが難しい。よって、Ｓ
ｉＣの含量は３０〜４５％に限定される。Ａ　Ｉ　２０
３が５％未満では、ガラスが失透しやすく、３０％を越
えるとバリウム雲母の生成量が減少するので好ましくな
い。従って、Ａｌ２Ｏ３の含量は５〜３０％に限定され
る。まなＦが１．５％未満では、バリウム雲母を析出さ
せることが難しく、ガラスセラミックスに切削性を付与
することができず、１−４％を越えるとガラスが失透し
やすくなるため、Ｆの含量は１．５％〜１４％に限定さ
れる。

ＢａＯ，ＭｇＯ、ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３及びＦを」１記
の範囲で含む本発明のガラスセラミックスは、機械加工
性、機械的強度に優れている。また本発明のガラスセラ
ミックスは、アルカリ金属成分を実質的に含まないので
、絶縁性に優れている。

本発明のガラスセラミックスにおいて、その中に含まれ
る、Ｂａ−Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ−０−Ｆよりなるバリウム
雲母は、Ｂａ２＋のイオン半径がＫ　のイオン半径と近
似しているので、結晶の安定性に優れているカリウム雲
母と同様に結晶の安定性に優れており、さらにこのバリ
ウム雲母は、仮にそのＢａ２＋イオンが口腔内で溶出し
たとしても、カリウム雲母の場合に溶出するＫ　イオ／
よりも生体毒性が少ないという利点も有する。

また本発明のガラスセラミックスは前記のバリラム雲母
とともに、エンスタタイト（ＭｇＳｉＯ３）を必須の結
晶として、またコージェライト（２ＭｇＯ・２Ａｌ２Ｏ
３　・５　Ｓ　１０２　）　、セルジアン（Ｂａ○’Ａ
ｌ２Ｏ３・２Ｓｉ○２）、フォルステライト（２Ｍ　ｇ
Ｏ−Ｓｉ　０２　＞を任意の結晶として含有することが
できる。

なお、本発明のガラスセラミックスは、元の色と異なる
色を出したい場合や歯冠材料として使用する際に天然歯
の色に近すばるために、Ｔ　ｉ　Ｏ２Ｎｂ２０５　、Ｔ
ａ２　ｏ５．ＺｒＯ２及びＣｅＯ２から選ばれる１種以
上の着色成分を添加することもできる。これらの着色成
分の添加量は重量百分率で５％以内とするのが好ましい
。その理由は、５％を越えると、失透しやすくなり均質
なガラスが得難くなり、さらに歯冠材料として使用した
場合に色が濃くなりすぎるからである。特に好ましい着
色成分の添加量は３％以下である。

優れた機械加工性、機械的強度及び絶縁性を有する、第
１発明のガラスセラミックスは、上記の組成からなるガ
ラスを熱処理し、バリウム雲母結晶及びエンスタタイト
結晶、更に必要によりその他の結晶を析出させることに
より得られる。この熱処理は、ガラスをそのガラス転移
点を越える温度、例えば６００〜千３００℃の温度で所
定時間、例えば０．５〜２００時間加熱することにより
行なわれるが、この熱処理により得られたガラスセラミ
ックスは、機械加工性、機械的強度及び絶縁性を満足す
るものの、透光性を有さず歯冠材料として用いるには不
適当である。

そこで、機械加工性、機械的強度及び絶縁性とともに、
同時に透光性をも満足するガラスセラミックスを得るた
めに、前記第２発明のガラスセラミックスの製造方法が
採用される。このガラスセラミックスの製造方法は、上
述の如く、ＢａＯ。

ＭｇＯ，ＳｉＯ２，Ａｌ２Ｏ３及びＦを、重量百分率で ＢａＯ３〜２２％ ＭｇＯ　　　　　　　　２０〜３０％ ＳｉＯ２　　　　　　３０〜４５％ Ａｌ２Ｏ３５〜３０％ Ｆ　　　　　　　　　　　　１．５〜１４％の範囲で含
み、アルカリ金属成分を実質的に含まないガラスを、そ
のガラス転移点より５０℃低い温度とガラス転移点より
１００℃高い温度との間で熱処理する第１の熱処理工程
と、第１の熱処理工程後のガラスを、そのガラス転移点
より２００〜５００℃高い温度で熱処理する第２の熱処
理工程とを含むことを特徴とする。

この２工程熱処理において、第１工程でカラスを、ガラ
ス転移点より５０℃低い温度とガラス転移点より１００
℃高い温度との間で熱処理する理由は、ガラス転移点よ
り５０℃低い温度よりさらに低い温度では結晶化するの
に必要な核が生成しないので好ましくなく、ガラス転移
点より１００℃高い温度よりさらに高い温度では核の生
成だけでなく結晶成長が起り、結晶の粒径が大きくなり
透光性に欠けるので好ましくないからである。

また第１−の熱処理工程のための時間は０．５〜２０時
間が好ましい。その理由は、０，５時間未満では、充分
な核の生成が起らず、２００時間を越えても核の生成量
は増えないからである。

第１の熱処理工程で核が生成したガラスを次の第２の熱
処理工程でガラス転移点より２００〜５ｏｏ’ｃ高い温
度で熱処理する理由は、前記ガラス転移点より２００℃
高い温度に満たないと結晶成長が充分に行なわれず、ガ
ラス転移点より５００℃高い温度よりさらに高い温度で
は、所望するバリウム雲母結晶やエンスタタイト結晶が
得られないので好ましくないからである。

また、第２の熱処理工程のための時間は０．５〜２００
時間とするのが好ましい。その理由は、０．５時間未満
では、結晶成長が充分に行なわれず、２００時間を越え
ても結晶の成長量は増えないからである。

なお、第２発明のガラスセラミックスの製造方法を実施
するにあたり、ガラスのガラス転移点（Ｔｇ）は日本光
学硝子工業会規格ＪＯＧＩＳ１９７５に基いて、熱機械
分析装置（ＴＭＡ）で一般に測定されるが、示差熱分析
計（Ｄ　ＴＡ＞、示差走査熱量計（ＤＳＣ）で測定して
も良い。さらに、比熱を測定してガラス転移点を求めて
も良い ［実施例］ 以下、実施例により本発明を更に説明するが、本発明は
これらの実施例に限定されるものではない ［実施例−１］ 重量百分率でＢａＯ３，０％、ＭｇＯ　２８０％、Ｓ　
ｉ０２４２　、０％、Ａｌ２Ｏ３２５．５％、Ｆ　１．
５％となるようＢ　ａ　ＣＯ３、Ｍ　ｇ　０ＳｉＯ２、
Ａｌ２Ｏ３、ＭｇＦ２を原料に用いて、２００ｇ調合し
、これを白金ルツボに入れて１５００℃で６０分間溶融
しな。次いで溶融状態のガラスを黒鉛板状にキャストし
、ガラス転移点付近の温度に設定したアニール炉に入れ
徐冷しガラス塊を得た。このガラスのガラス転移点は７
００℃であった。得られたガラスを電気炉に入れ、室温
から１２００℃まで一定の昇温速度３℃／分で加熱し、
１２００℃で２時間保持して熱処理を行なった後、炉内
で室温まで冷却し、ガラスセラミックスを得な。

こうして製造されたガラスセラミックスの一部を粉砕し
、Ｘ線回折により析出結晶を同定した結果、表１に示す
ようにバリウム雲母、エンスタタイト及びコージェライ
トが析出していることが判明しな。　また得られたガラ
スセラミックスの曲げ強度、切削性、伝導率及び透光性
を下記の方法で調べた。（１）曲げ強度・・・ＪＩＳ　
Ｒ１６０１に基づく三点曲げ強度 試験法により求めた（単位ｋｇ／ｃｚａ＋　）。

（２）切削性・・・１．５ｍ…φの工具鋼製ドリルで穴
をあけ切削加工性を評価し、切削加工可のものを△、切
削加工良のものを○、切削加工優のものを◎で表示した
。

（３）伝導率、、、ＪＩＳ　Ｃ２１，！１１に基づく電
気絶縁用セラミックス材料試験法により求めた（単位Ω
−１ｃ＋ｎ−１）。

（４）透光性・・・目視より評価し、透光性があるもの
を○、ないものを×で表示しな。

その結果、曲げ強度は１５００ｋｇ／ｃｍＦ、切削性は
切削加工度（△〉、伝導率は１．２Ｘ１０１３Ω−１ｃ
ｍ−１であり、機械的強度、機械加工性、絶縁性を満足
するものであった。

しかし熱処理を１工程で行なっているため、透光性の評
価は×であり、透光性を有していなかった。

［実施例２〜２７］ ＢａＣＯ２、ＭｇＯ、ＳｉＯ２、Ａ１２ｏ３、ＭｇＦ２
を用いて、表１に示す組成に相当するガラス原料を２０
０ｇ調合し、これを白金ルツボに入れて１４００〜１６
００℃で３０〜６０分間溶融した。次いで溶融状態のガ
ラスを黒鉛板上にキャストし、アニールしてガラス塊を
得た。得られた２６種のガラスのガラス転移点は５８０
〜６８０℃の範囲であった。得られたガラスを電気炉に
入れ、実施例１と同様な熱処理を行なった。すなわち、
室温から６００〜１３００℃の範囲の一定温度まで一定
の昇温速度３℃／分で加熱し、その一定温度で０．５〜
２００時間の範囲で熱処理を行なった後、炉内で室温ま
で冷却し、２６種のガラスセラミックスを得た。

得られた実施例２〜２７のガラスセラミックスについて
、実施例１と同様にＸ線回折による析出結晶、曲げ強度
、切削性、伝導率及び透光性を測定した結果を表１に示
す。

表１より明らかなように、実施例２〜２７のガラスセラ
ミックスは、曲げ強度、切削性、絶縁性を満足するもの
であった。なお実施例１４〜２０のガラスセラミックス
は、着色成分を含むものであるが、天然歯に近い色調と
なるので歯冠材料として有用であることが判明した。

なお上記実施例２〜２７のガラスセラミックスは実施例
１のガラスセラミックスと同様に透光性を有していなか
った。

［実施例２８］ 重量百分率でＢａＯ１０，０％、ＭｇＯ２６゜２％、Ｓ
　ｉ　０２３８．８％、Ａｌ２Ｏ３１８．１％、Ｆ　６
．９％となるようＢａＣＯ２、ＭｇＯ１ＳｉＯ２、Ａｌ
２Ｏ３、ＭｇＦ２を原料に用いて、２００ｇ調合し、こ
れを白金ルツボに入れて１５００℃で６０分間溶融した
。次いで溶融状態のガラスを黒鉛板上にキャストし、ア
ニールしてガラス塊を得た。得られたガラスのガラス転
移点は６５５℃であった。これを電気炉に入れ、室温か
ら６５０℃まで一定の昇温速度３℃／分で加熱し、その
６５０℃で５０時間保持して第１の熱処理工程を行なっ
た。その後１０００℃まで一定の昇温速度３℃／分で加
熱し、１０００℃で４時間保持して第２の熱処理工程を
行なった。しかる後、炉内で室温まで冷却し、ガラスセ
ラミックスを得た。

こうして製造されたガラスセラミックスを実施例１と同
様の方法で、Ｘ線回折による結晶構造、曲げ強度、切削
性、伝導率及び透光性を測定した結果を表２に示す。表
２より、実施例２８のガラスセラミックスは曲げ強度が
３０００ｋｇ／ｃＡ、切削性が切削加工優（◎）であり
、機械的強度、機械加工性に著るしく優れていた。また
伝導率が０９Ｘ１０−１３Ω−Ｉｃｍ−１であり、絶縁
性に優れていた。さらに透光性にも優れており、歯冠材
料として好ましく用いられることが明らかとなった。

［実施例２９〜５５］ Ｂ　ａ　ＣＯ３、Ｍ　ｇ○、ＳｉＯ２、Ａ　１２０３、
ＭｇＦ２を用いて、表１に示す組成に相当するガラス原
料を２００ｇ調合し、これを白金ルツボに入れて１４０
０〜１６００℃で３０〜６０分間溶融した。次いで溶融
状態のガラスを黒鉛板上にキャストし、アニールしてガ
ラス塊を得た。得られた２７種のガラス転移点は５８０
〜７００℃の範囲であった。得られたガラスを電気炉に
入れ、実施例２８と同様の２工程熱処理を行なった。す
なわち、室温から５５０〜７００の範囲の一定温度まで
一定の昇温速度３℃／分で加熱し、その一定温度で０．
５〜２００時間保持して第１の熱処理工程を行なった。

その後８５０〜１１００℃の範囲の一定温度まで一定の
昇温速度３℃／分で加熱し、その一定温度で０．５〜２
００時間保持して第２の熱処理工程を行なった。しかる
後、炉内で室温まで冷却し、ガラスセラミックスを得た
。

こうして製造された各ガラスセラミックスについて実施
例１と同様の方法で、Ｘ線回折による結晶構造、曲げ強
度、切削性、伝導率及び透光性を測定しな。

表２から明らかな通り、実施例２９〜５５のガラスセラ
ミックスは１５００〜３０００　ｈｇ／＝という高い値
の曲げ強度を有し、切削加工が可能であり、絶縁性も高
く更に透光性にも優れていた。

［比較例１］ 実施例４８の２工程熱処理において、第２の熱処理工程
の温度を第２発明において規定された上限（すなわちガ
ラス転移点＋５００℃）よりも高くし、１３００℃（ガ
ラス転移点（６４０℃〉＋６６０℃〉にした以外は実施
例４８と同様に実施してガラスセラミックスを得た。得
られたガラスセラミックスは、表３に示すように、実施
例４８のガラスセラミックスと比べ、曲げ強度が著るし
く低く、切削性も劣り、また透光性を有さず歯冠材料と
して不適当であることが判明した。

［比較例２］ 実施例４９の２工程熱処理において、第２の熱処理工程
の温度を第２発明において規定された上限（すなわちガ
ラス転移点＋５００℃）よりも高くし、ｉ−３２０℃（
ガラス転移点（６４５℃）＋６７５℃〉にした以外は実
施例４９と同様に実施してガラスセラミックスを得た。

得られたガラスセラミックスは、表３に示すように、実
施例４９のガラスセラミックスと比べ、曲げ強度が著る
しく低く、切削性も劣り、また透光性を有さず歯冠材料
として不適当であることが判明した。

［比較例３］ 実施例５５の２工程熱処理において、第２の熱処理工程
の温度を第２発明において規定された下限（すなわちガ
ラス転移点＋２００℃）よりも低くし、７５０℃（ガラ
ス転移点（６００℃）＋１５０℃）にした以外は実施例
５５と同様に実施してガラスセラミックスを得た。得ら
れたガラスセラミックスは、表３に示すように、実施例
５５のガラスセラミックスと比べ、曲げ強度が著るしく
低く、切削性及び絶縁性も劣り、また透光性を有さず歯
冠材料として不適当であることが判明しな。

（以下余白） ［発明の効果］ 以上述べたように、ＢａＯ，ＭｇＯ，ＳｉＯ２Ａｌ２Ｏ
３及びＦを所定比率で含み、アルカリ金属成分を実質的
に含まないガラスから、バリウム雲母結晶とエンスタタ
イト結晶とを析出してなる、本発明のガラスセラミック
スは機械加工性、機械的強度及び絶縁性に優れていると
いう利点を有する。さらに上記ガラスに必要に応じて着
色成分を加えることにより天然歯に近い色となるので歯
冠材料として有用となる。

また上記ガラスを２工程で熱処理する、本発明のガラス
セラミックスの製造方法は、上記の機械加工性、機械的
強度及び絶縁性とともに透光性に優れ、歯冠材料として
好適なガラスセラミックスが得られるという利点を有す
る。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）ＢａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ＿２、Ａｌ＿２Ｏ＿３及
   びＦを、重量百分率で ＢａＯ３〜２２％ ＭｇＯ２０〜３０％ ＳｉＯ＿２３０〜４５％ Ａｌ＿２Ｏ＿３５〜３０％ Ｆ１．５〜１４％ の範囲で含み、アルカリ金属成分を実質的に含まないガ
   ラスから、Ｂａ−Ｍｇ−Ａｌ−Ｓｉ−Ｏ−Ｆよりなるバ
   リウム雲母結晶と、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｏよりなるエンスタタ
   イト結晶とを析出させてなることを特徴とするガラスセ
   ラミックス。
2. （２）ＢａＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ＿２、Ａｌ＿２Ｏ＿３及
   びＦを、重量百分率で ＢａＯ３〜２２％ ＭｇＯ２０〜３０％ ＳｉＯ＿２３０〜４５％ Ａｌ＿２Ｏ＿３５〜３０％ Ｆ１．５〜１４％ の範囲で含み、アルカリ金属成分を実質的に含まないガ
   ラスを、そのガラス転移点より５０℃低い温度とガラス
   転移点より１００℃高い温度との間で熱処理する第１の
   熱処理工程と、第１の熱処理工程後のガラスを、そのガ
   ラス転移点より２００〜５００℃高い温度で熱処理する
   第２の熱処理工程とを含むことを特徴とする透光性を有
   するガラスセラミックスの製造方法。