低結晶度玻璃‑陶瓷的製作方法
2023-05-31 12:46:16 2
相關申請交叉參考本申請根據35u.s.c.§119，要求2014年2月21日提交的美國臨時申請系列第61/942749號的優先權，本文以該申請為基礎並將其全文通過引用結合於此。
背景技術：
：本發明的方面一般地涉及可結晶玻璃和玻璃-陶瓷，以及用於形成此類可結晶玻璃和玻璃-陶瓷的工藝。具體方面涉及展現出高液相線粘度的可結晶玻璃以及展現出低結晶度的玻璃-陶瓷，其可以被化學強化。聚焦於消費者電子器件，例如筆記本電腦、個人數字助理(pda)、可攜式導航儀(pnd)、媒體播放器、行動電話、可攜式存儲裝置(pid)等(通常稱作便「攜式計算裝置」)，同時它們變得小而輕，並且功能更強大。致力於此類較小裝置的發展和可用性的一個因素是增加通過不斷地降低電子組件尺寸來增加計算密度和運行速度的能力。但是，更小、更輕和功能更強大的電子器件的趨勢存在關係可攜式計算裝置的某些組件的設計方面的不斷挑戰。與可攜式計算裝置相關的組件遭遇特別的設計挑戰，包括用於罩住各種內部/電子組件的包封或外殼。該設計挑戰通常來自兩個衝突的設計目標：希望製造更輕和更薄的包封或外殼，以及希望製造更堅固和更剛性的包封或外殼。更輕的包封或外殼(通常是具有較少緊固件的薄的塑料結構)傾向於更為撓性，同時具有變彎和彎曲的趨勢，這與更堅固和更剛性的包封或外殼(通常是重量較重的具有更多緊固件的較厚的塑料結構)相反。不幸的是，塑料是柔軟的材料，它們容易發生劃痕和磨損，使它們的外觀變差。在已知的材料分類中，玻璃-陶瓷廣泛地用於各種其他應用，並且比聚合物更堅硬和更耐劃痕。玻璃-陶瓷廣泛地用於如下器具(例如，爐灶、烘箱、洗碗機和冰箱)、灶具和餐飲用具，例如，碗和餐盤等。透明的玻璃-陶瓷用於生產烤箱和/或爐窗、光學元件以及鏡面基材等。通常，通過在預定的溫度下對可結晶玻璃組成進行預定時間段的熱處理，使得玻璃基質中的晶體相成核和生長，來製造玻璃-陶瓷。基於sio2-al2o3-li2o玻璃體系的兩種玻璃-陶瓷包括具有β-石英固溶體(β-石英ss)作為主晶相或者β-鋰輝石固溶體(β-鋰輝石ss)作為主晶相的那些。這些玻璃-陶瓷通常不可通過熔融成形技術進行成形，因而，具有成形限制。存在對於玻璃和玻璃-陶瓷材料和技術的需求，它們對可攜式計算裝置的外殼或外罩和用於器具中提供了改進的選擇。技術實現要素：本文的第一個方面涉及具有低結晶度的玻璃-陶瓷。在一個或多個實施方式中，玻璃-陶瓷包含小於約20重量％的一個或多個晶相。在一個選項中，所述一個或多個晶相可包括mgo、tio2和fe2o3的固溶體。在另一個選項中，所述一個或多個晶相可包括fe2o3-tio2-mgo體系中的多個晶相。在一個或多個例子中，微晶可包括mgo、fe2o3、tio2或其組合。微晶可包括mgo(其含量約為5-50摩爾％)、fe2o3(其含量約為15-65摩爾％)和/或tio2(其含量約為25-45摩爾％)。在一些實施方式中，玻璃-陶瓷可包括tio2，並且tio2:fe2o3的比例約為0.1至3。在其他實施方式中，玻璃-陶瓷可包括tio2，並且tio2:fe2o3的比例約大於2。在一個例子中，所述多個微晶可包括磁鐵礦、鐵板鈦礦和ε-fe2o3中的至少一種。在一個或多個實施方式中，所述多個微晶形成的面積分數約為小於或等於15％或者約為小於或等於10％。在一些實施方式中，玻璃-陶瓷包括一種或多種ε-fe2o3微晶。在一些情況下，ε-fe2o3微晶可包括mg2+、fe2+離子或者mg2+與fe2+離子的組合。在其他實施方式中，存在於玻璃-陶瓷中的所述一個或多個晶相可包括ε-fe2o3和mgtio3的固溶體。根據一個或多個實施方式的玻璃-陶瓷可展現出黑色和不透明顏色。在一個或多個實施方式中，玻璃-陶瓷可展現出如下顏色，採用具有sce的分光光度計測量的反射光譜測量確定的cie光源d65的cielab色空間坐標中：l*＝約為14至30，a*＝約為-1至+3，以及b*＝約為-7至+3。一個或多個實施方式的玻璃-陶瓷包括前體玻璃，其展現出大於約20kpa*s或者大於或等於約50kpa*s的液相線粘度。在一些實施方式中，前體玻璃基本透明，並且在波長範圍約為375-1000nm的可見光至近ir光譜中展現出至少約10％的平均透射率。玻璃-陶瓷和/或前體玻璃的組成可包括，以摩爾％計，約為50-76的sio2、約為4-25的al2o3、約為0-14的p2o5+b2o3、約為2-20的r2o、約為0-5的一種或多種成核劑、以及約為0-20的ro。示例性成核劑包括tio2。玻璃-陶瓷和/或前體玻璃的組成還可包括fe2o3，含量約為0-5，以氧化物計，單位為摩爾％。另一種示例性玻璃-陶瓷和/或前體玻璃組合物可包括：約為58-72的sio2、約為8-20的al2o3、約為0-12的b2o3、約為0-20的r2o、約為0-10的ro、約為0-0.5的sno2、約為0.25-5的tio2以及約為0.25-5的fe2o3，以氧化物計，單位為摩爾％。組合物可任選地包括一種或多種如下組成關係：r2o-al2o3約為-2至3；以及rxo-al2o3約為-2至5。另一種示例性玻璃-陶瓷和/或前體玻璃組合物可包括：約為62-68的sio2、約為10-14的al2o3、約為3-10的b2o3、約為0-5的li2o、約為5-18的na2o、約為1-3的mgo、約為0-2的cao、約為0-0.2的sno2、約為0.25-5的tio2以及約為0.25-5的fe2o3，以氧化物計，單位為摩爾％。組合物可任選地包括一種或多種如下組成關係：r2o-al2o3約為-1至1.5；以及rxo-al2o3約為0至2.5。本文所述的玻璃-陶瓷還展現出改善的機械性質。在一個或多個實施方式中，玻璃-陶瓷可以(例如通過離子交換過程)進行化學強化。此類玻璃-陶瓷可展現出至少約200mpa的壓縮應力以及至少約15μm的壓縮應力層深度。在一個或多個實施方式中，玻璃陶瓷展現出通過4點彎曲測得的至少約700mpa的平均邊緣強度。在其他實施方式中，玻璃-陶瓷展現出通過環上環測試測得的大於或等於約2000n的平均撓曲強度。在其他實施方式中，玻璃-陶瓷展現出通過磨損環上環測試測得的大於或等於約1000n的平均撓曲強度。由下文和附圖揭示本發明的實施方式的許多其他方面、實施方式、特徵和優點。在說明書和/或附圖中，對本發明的實施方式的示例性方面和/或實施方式進行參考，它們可單獨應用或者以任意方式相互結合。此類實施方式的方面和/或實施方式不代表本發明的全部範圍。因此，應該參考本文的權利要求來解釋本發明的全部範圍。出於簡短和簡明的目的，本說明書所述的數值的任意範圍預期了該範圍內的所有值，並且理解為支持敘述了具有被懷疑的具體範圍內的實際數值的終端的任意子範圍的權利要求。舉例一個假定的示例性例子，本發明的約1-5的範圍的陳述應該理解為支持任意如下範圍的權利要求：1-5；1-4；1-3；1-2；2-5；2-4；2-3；3-5；3-4；和4-5。同樣出於簡短和簡明的目的，應理解的是，諸如「是」、「為」、「包括」、「具有」以及「包含」等術語是方便用詞，不理解為限制性術語，並且只要合適的話，包括術語「包括」、「基本由……組成」以及「由……組成」等。從以下描述、附圖和所附權利要求書能明顯地看出本發明的上述及其他方面、優點和顯著特徵。附圖說明附圖構成說明書的一部分。附圖所示的特徵表示為本發明的一些而非全部實施方式的示例，除非另有明確說明，否則不表示為相反的暗示。圖1顯示由實施例組合物15剛製得和進行熱處理獲得的玻璃的可見光和紅外(ir)波長的對比透射譜圖；圖2顯示由實施例組合物3製造的玻璃-陶瓷在700℃熱處理4小時之後獲得的x射線衍射(xrd)圖案；圖3顯示由實施例組合物16製造的玻璃-陶瓷在750℃熱處理4小時之後獲得的xrd圖案，顯示存在鐵板鈦礦，其線增寬分析暗示微晶尺寸約為15-20nm；圖4顯示用於表示由實施例組合物15製造的可結晶玻璃的液相線溫度和粘度的粘度與溫度曲線；圖5顯示ix玻璃-陶瓷的橫截面示意圖以及如下表徵參數：ix玻璃-陶瓷的表面層中的壓縮應力(σs)；表面壓縮(cs)；中心張力(ct)；樣品厚度(t)；以及層深度(dol)，其是從樣品表面到達樣品內由表面壓縮和中心張力導致的應力符號變化(即，零)的位置，其可以由例如鈉(na)和/或鉀(k)濃度確定；圖6顯示根據一個或多個實施方式製造的玻璃-陶瓷的dol與cs的關係；圖7顯示由實施例組合物3製造的玻璃-陶瓷在750℃陶瓷化4小時之後的xrd圖案，由實施例組合物10製造的玻璃-陶瓷在750℃陶瓷化4小時之後的xrd圖案，由實施例組合物17製造的玻璃-陶瓷在750℃陶瓷化4小時之後的xrd圖案，以及由實施例組合物10製造的可結晶的玻璃在退火之後的xrd圖案；圖8顯示由實施例組合物2-7製造的玻璃-陶瓷在750℃陶瓷化4小時之後，在400-3000mhz的頻率範圍上的平均介電常數和損耗角正切與r2o-al2o3的關係；圖9顯示由實施例組合物9、12和13製造的玻璃-陶瓷在700℃陶瓷化4小時之後，在400-3000mhz的頻率範圍上的平均介電常數和損耗角正切與fe2o3的關係；圖10顯示由實施例組合物9製造的厚度約為0.8mm的可結晶玻璃或玻璃-陶瓷在經受各種熱處理之後的透射譜圖；圖11顯示在對由實施例組合物16製造的玻璃-陶瓷通過0.5mm路徑長度進行陶瓷化加工期間各個波長處的原位透射率；圖12顯示由實施例組合物14製造的玻璃-陶瓷的0.8mm厚樣品在700-850℃之間的各種溫度進行陶瓷化之後的消光光譜；圖13顯示由實施例組合物14製造的玻璃-陶瓷在各種溫度進行陶瓷化之後的fel23eels譜圖，起點顯示fe3+/總fe比例與陶瓷化溫度的關係；圖14a顯示由實施例組合物16製造的玻璃-陶瓷在750℃陶瓷化4小時之後的tem顯微圖；圖14b顯示元素強度圖，其顯示圖14a所示的玻璃-陶瓷的微晶中的fe、ti和mg富集以及si消耗情況；圖15顯示實施例組合物14和18以及由實施例組合物14和18製造的玻璃-陶瓷中的微晶的組成，其是疊加在mgo-tio2-fe2o31000℃相圖上的各種陶瓷化溫度下；圖16顯示不同組成和陶瓷化溫度對於透射率的變化；圖17顯示由實施例組合物71形成的玻璃-陶瓷在630℃成核2小時以及在800℃陶瓷化4小時之後的xrd痕跡圖；圖18顯示由實施例組合物53形成的玻璃-陶瓷在630℃成核2小時以及在775℃陶瓷化4小時之後的xrd痕跡圖；圖19顯示由實施例組合物60形成的玻璃-陶瓷在630℃成核2小時以及在775℃陶瓷化4小時之後的xrd痕跡圖；圖20是feo-fe2o3-tio2相圖，顯示主固溶體；圖21是由實施例組合物53形成的玻璃-陶瓷在630℃成核2小時以及在800℃陶瓷化4小時之後的不同顆粒的haadfstem圖和對應的eds圖；圖22a顯示由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷的微晶的元素組成圖；圖22b顯示由實施例組合物71製造的玻璃-陶瓷的微晶的元素組成圖；圖23是fel23邊緣的電子能量損失近邊緣結構(elnes)，顯示對於由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷在不同陶瓷化溫度下的fe3+到fe22+的fe變化；圖24顯示由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷在不同溫度下進行陶瓷化之後的haadfstem圖；圖25a-c總結了由實施例組合物53和71製造的玻璃-陶瓷的haadfstem圖像的圖像分析；圖26顯示在離子交換之前和之後，相比於已知玻璃樣品，由實施例組合物14和16製造的玻璃-陶瓷在700℃陶瓷化4小時之後的環上環(ror)雙軸撓曲失效負荷；圖27顯示在離子交換之後，相比於已知玻璃樣品，由實施例組合物14和16製造的玻璃-陶瓷在700℃陶瓷化4小時之後的磨損環上環雙軸撓曲失效負荷；圖28顯示在離子交換之前和之後，相比於已知玻璃樣品，由實施例組合物14和16製造的玻璃-陶瓷在700℃陶瓷化4小時之後的4點彎曲強度分布；圖29顯示feo-tio2-fe2o3相圖；圖30顯示由實施例組合物14和16製造的玻璃-陶瓷中的微晶的平均區域分數與陶瓷化溫度的關係；圖31顯示由實施例組合物14製造的玻璃-陶瓷中的微晶的組成與分解成feo、fe2o3、mgo和tio2的陶瓷化溫度的關係，經由eels和fel23邊緣譜圖；圖32顯示在已知玻璃樣品和由實施例組合物14和16製造的玻璃-陶瓷在700℃陶瓷化4小時之後的特性失效負荷和強度與離子交換壓縮應力的關係。具體實施方式下面詳細參考本發明的優選實施方式，這些實施方式的例子在附圖中示出。雖然以充分的細節描述了這些實施方式的方面和/或實施方式以使得本領域技術人員能夠實踐本發明，但是不應理解為由此對本發明的範圍構成了限制。任何本領域和相關領域技術人員基於本文能夠想到的，對本文所描述的本發明特徵的替代和進一步改進，以及本文所描述的本發明原理的任何其它應用，都認為在本發明的範圍內。具體來說，實施方式的其他方面和/或實施方式可以採用邏輯變化(例如但不限於，以下任意一種或多種化學、組成{例如但不限於，化學品以及材料等的任意一種或多種}，電子、電化學、電機械、電光學、機械、光學、物理以及物理化學等)以及其他變化，而不背離本發明的精神或範圍。對於各種應用，希望牢固和不透明材料(通常展現出黑色)。雖然已知的玻璃-陶瓷具有高強度和韌性，此類材料的液相線粘度通常太低無法實現採用熔合或狹縫拉製法進行成形。替代材料，例如經強化玻璃提供高強度和耐劃痕性，並且對於可見光、微波和無限電頻率輻射是透過的；但是，此類材料並不良好地適用於目標在於掩蔽內部器件或電器工作的便攜性裝置背面，或者也不能實現無線信號(例如，數據連接、wifi、藍牙等)的穿過。其他替代材料，例如金屬，是韌性、牢固和不透明的，但是阻擋無線傳輸並且容易發生劃痕。因此需要牢固、耐劃痕、不透明材料，其對於微波和無線電頻率輻射是透過的，並且生產也是經濟的。如上文所述，經強化的玻璃陶瓷提供良好的不透明性並且展現出一貫地高於1450mpa的高保留強度和磨損強度，但是這些材料所展現出的液相線粘度通常太低，無法實現通過拉製法(例如熔合拉制或狹縫拉制)進行原始片材成形。為了解決該問題，通常在澆鑄、壓制或輥制之後對此類材料進行研磨和拋光，這增加了額外的工藝步驟和成本，特別是對於複雜形狀(例如，三維形狀)而言。已知的玻璃-陶瓷材料，例如β-鋰輝石玻璃-陶瓷展現出高液相線粘度(例如，約為2kpa*s)，這通常足以通過壓製成形，但是對於熔合拉制或狹縫拉制工藝仍然在數量級上過低。因此，相信此類工藝的閾值液相線粘度約為高於20kpa*s。如同高強度一樣，同樣希望耐劃痕性以及光譜的無線電和微波部分中的低損耗。合適的玻璃-陶瓷應該能夠通過例如離子交換過程進行化學強化。為了提供黑色、不透明材料，希望玻璃-陶瓷展現出的晶相在可見光上具有高吸收和低散射。相信多相材料對於實現不透明是最為有效的，從而散射和吸收同時起作用，提供強顏色和最小透過。(前體組合物、可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷)的組成的適當選擇以及形成的玻璃-陶瓷中的沉澱(或結晶)相的氧化狀態可以提供最強烈的顏色和不透明度。此外，為了減少玻璃陶瓷中的散射(這導致顏色的損耗和/或改變)，應該對晶相的最大允許區域分數進行調節。本文所用術語「區域分數」指的是玻璃-陶瓷包含微晶的區域的百分數。該區域應該是表面區域或者是具有二維的內部區域。區域尺寸最小可以是1英寸乘以1英寸。在已知材料中，經驗上來說，通常通過如下方式實現所需的顏色和不透明度：改變前體組合物和可結晶玻璃的起始組成，在630℃成核以及在約675-850℃範圍內的不同溫度陶瓷化，但是對於晶相中的微晶的組成或者此類微晶的尺寸和區域分數沒有確鑿的知識。已知如果玻璃在特定相中飽和的話，當冷卻至低於飽和溫度時，其會自發地從該相沉澱，導致該相的結晶。如下文所述，本文所述的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷包括具有特定組成限制和/或區域分數的微晶，從而展現出所需的顏色和不透明性。對本文所述的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷的組成進行調節，從而提供此類顏色和不透明性以及較低的液相線溫度，這允許採用各種成形選項(例如，熔合拉制和狹縫拉制)。難以實現不透明度、顏色和高液相線粘度的組合。對於黑色不透明材料，通常包括高度吸收的晶相，而對於白色不透明材料，則是相反情況。對於白色不透明材料，理想的晶相展現出最小吸收和非常高的散射。為了實現深富集的黑色顏色，發色晶體應該儘可能的小或者與玻璃或玻璃-陶瓷中的玻璃或玻璃相折射率匹配，從而防止光學散射(否則的話這會將黑色玻璃-陶瓷轉變為灰色)。玻璃-陶瓷的顏色強度會與晶體的體積分數成比例；但是，在高晶體濃度，當晶體組分變成玻璃的液相線相時，液相線溫度會急劇攀升，導致液相線粘度垂直下落。因此，簡單地增加區域或體積分數來實現不透明度或顏色會導致液相線粘度的代價。本文所述的可結晶玻璃展現出高液相線粘度並且可以進行熱處理以得到具有高強度的不透明、飽和黑色玻璃-陶瓷。因此，本文所述的玻璃-陶瓷的實施方式展現出以下至少一種屬性：不透明性、強烈的黑色顏色、高壓痕閾值以及在高粘度下成形(具體來說陶瓷化)的能力，並且本文所述的可結晶玻璃的實施方式展現出以下至少一種屬性：高液相線粘度(例如，大於約20kpa*s)以及透明度(足以實現在陶瓷化之前對缺陷進行視覺檢測)。本文的各個方面和/或實施方式涉及可結晶玻璃和玻璃-陶瓷，其可以是可離子交換(下文稱作「可ix」)或者經離子交換(下文稱作「ix」)。可ix玻璃或玻璃-陶瓷指的是能夠進行離子交換表面處理的玻璃或玻璃-陶瓷。所得到的玻璃或玻璃-陶瓷可稱作ix玻璃或玻璃-陶瓷。在一個或多個實施方式中，以氧化物計(摩爾％)，可結晶玻璃具有如下組成，包括：約50-76的sio2；約4-25的al2o3；約0-14的p2o5+b2o3；約0-33的r2o；約0-5的一種或多種成核劑；以及任選地，約0-20的ro，其可用於形成本文所述的玻璃-陶瓷。此類組成可用於熔合成形工藝，以形成玻璃-陶瓷和任何中間體玻璃製品。在一個或多個實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成中的sio2的量可以是(摩爾％)如下範圍：約50-76、約50-74、約50-72、約50-70、約50-68、約50-67、約53-76、約53-74、約53-72、約53-70、約53-68、約53-67、約56-76、約56-74、約56-72、約56-70、約56-68、約56-67、約58-76、約58-74、約58-72、約58-70、約58-68、約58-67、約62-76、約62-74、約62-72、約62-70、約62-68，以及其間的所有範圍和子範圍。sio2可以是組合物的主要組分，並且這樣的話，可以構成可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷中的玻璃的基質。此外，sio2可以作為粘度增強劑用於促進玻璃的可成形性，同時使得玻璃具有化學耐用性。通常來說，sio2的存在量可以約為50摩爾％至高至約76摩爾％。當sio2超過約76摩爾％時，玻璃的熔點對於商用熔融技術和/或成形技術而言會高到不實用。在一些實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成中的al2o3的量可以是(摩爾％)如下範圍：約4-25、約4-20、約4-15、約4-10、約5-25、約5-20、約5-15、約5-10、約10-25、約10-20、約10-18、約10-15、約10-14或者約8-20，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些方面，al2o3的存在量為可結晶玻璃從液體冷卻時賦予抗失透性，例如，約為4-25摩爾％。當al2o3超過約25摩爾％時，得到的多鋁紅柱石液相線使其難以熔化和形成可結晶玻璃，而當al2o3低於約4摩爾％時，當可結晶玻璃從液體冷卻時所賦予的抗失透水平不足。本文所述的實施方式可包括b2o3(摩爾％)，其存在的範圍如下：約0-12、約0-10、約0-8、約0-6、約0.1-12、約0.1-10、約0.1-8、約0.1-6、約1-12、約1-10、約1-8、約1-6、約3-12、約3-10、約3-8或者約3-6，以及其間的所有範圍和子範圍。在一個或多個實施方式中，本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成可包括(摩爾％計)：p2o5與b2o3的總量(p2o5+b2o3)約為0-14、約為0-12、約為0-10、約為0-8、約為0-6、約為3-14、約為3-12、約為3-10，以及其間的所有範圍和子範圍。可以在組合物中包含p2o5與b2o3原因至少部分在於，它們能夠在此類組合物的網絡中形成帶電物質的能力。帶電物質可以與其他陽離子發生作用，該作用方式對所得到的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的一種或多種性質造成改性。當p2o5+b2o3超過約14摩爾％時，由於它們的添加所得到的任何益處可能不再增加。在一些實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成中的r2o的總量可以是(摩爾％)如下範圍：約0-33、約0-25、約0-20、約0.1-33、約0.1-25、約0.1-20、約1-33、約1-25、約1-20、約1、約4-24或者約7-20，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成中的ro的總量可以是(摩爾％)如下範圍：約0-20、約0-15、約0-10、約0-8、約0-5、約0.1-20、約0.1-15、約0.1-10、約0.1-8或者約0.1-5，以及其間的所有範圍和子範圍。r2o可以對組合物的粘度進行改性，從而可以提供展現出高液相線粘度的可結晶玻璃，同時降低可結晶玻璃的熔化溫度和/或實現較短的熱處理。此外，r2o可用於對得到的玻璃-陶瓷的粘度進行改性。當r2o超過約33摩爾％時，液相線粘度對於商用熔融技術和/或成形技術而言會低到不實用。在一些實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成可包括如下組成標準：r2o+ro-al2o3的範圍約為-4至10、約為-2至8、約為-2至5、約為-1至5或者約為0至2.5，以及其間的所有範圍和子範圍。在其他情況下，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組成可包括如下組成標準：r2o-al2o3的範圍約為-8至8、約為-4至4、約為-2至3、約為-2至2或者約為-1至1.5，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些實施方式中，r2o可包括如下一種或多種：li2o、na2o、k2o、rb2o、cs2o、cu2o和ag2o。在一個或多個實施方式中，通過在可結晶玻璃的批料中包含cuo來形成cu2o。在具體實施方式中，r2o可包括如下一種或多種：li2o、na2o、k2o、rb2o、cs2o和cu2o。在更具體實施方式中，r2o可以包括如下一種或多種：li2o、na2o和k2o。在甚至更具體實施方式中，r2o可以包括如下一種或多種：li2o和k2o。當使用li2o時，其存在量(摩爾％)可以約為0-20或者約為0-5。當包括na2o時，其存在量(摩爾％)可以是約為0-20或者約為5-18。當包括k2o時，其存在量(摩爾％)可以是約為0-10或者約為0-5。在一些實施方式中，ro可以包括如下一種或多種：mgo、cao、sro、bao、和zno。在一個或多個具體實施方式中，ro可以包括如下一種或多種：mgo、cao、sro和bao。在甚至更具體實施方式中，ro可以包括如下一種或多種：mgo、cao和sro。在一個或多個實施方式中，mgo存在的量(摩爾％)可以是約為0-10或者約為1-3。在一個或多個實施方式中，cao存在的量(摩爾％)可以是約為0-10或者約為0-2。在一個或多個實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃陶瓷的組成還可包括fe2o3，其含量(摩爾％)約為0.25-5或者約為0.5-2。fe2o3/tio2和/或fe2o3/mgo的比例可以是特定的。在一些實施方式中，fe2o3/tio2的比例可以小於或等於約2，小於或等於約1.5，或者小於或等於約1.2。在其他實施方式中，fe2o3/mgo的比例可以小於或等於約2，小於或等於約1.8，小於或等於約1.6，小於或等於約1.5，或者小於或等於約1.2。可結晶玻璃和/或玻璃陶瓷的組成還可包括一種或多種成核劑，其含量(摩爾％)約為0-5，約為1-4，或者約為1-3，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些實施方式中，所述一種或多種成核劑可包括tio2和/或zro2。以摩爾％的氧化物計，可結晶玻璃和/或玻璃陶瓷的組成可包含的tio2的量高至約5，高至約4，高至約3，以及其間的所有範圍和子範圍。在具體實施方式中，tio2存在的量(摩爾％)可以約為0.25-5或者約為0.5-2。或者，以摩爾％的氧化物計算，可結晶玻璃和/或玻璃陶瓷的組成可包含的zro2的量高至約3，高至約2，以及其間的所有範圍和子範圍。當所述一種或多種成核劑包括tio2和zro2時，其總量(tio2+zro2)可佔據高至約5摩爾％，高至約4摩爾％，以及在一些情況下，總量中的zro2的量可以高至約3摩爾％或者高至約2摩爾％，全都基於氧化物計算。結合所述一種或多種成核劑以至少促進晶相以及任意所需的一種或多種次晶相在本文所述的可結晶玻璃的熱處理(例如，成核和/或結晶)過程中的成核和/或生長。當一種或多種成核劑的量超過約5摩爾％時，增加更多的收益減少。在一些實施方式中，當希望形成一種或多種含ti晶相時，包含tio2作為成核劑是合乎希望的。在其他實施方式中，包含zro2作為成核劑可增加成核效率。在一些具體實施方式中，[tio2+zro2]總和的最小摩爾％超過1摩爾％。在一些情況下，配製[tio2+zro2]總和的該摩爾％的有效量作為可結晶玻璃的成分，從而以有效的方式進行成核並且生長成實現預定和合適的晶相集合。高於5摩爾％的tio2含量會是不合乎希望的，因為所得到的高金紅石液相線具有增加可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的形狀成形過程中的難度的潛在可能性。在一些實施方式中，sno2存在的量(摩爾％)可以約為0-0.5或者約為0-0.2。一種或多種實施方式的玻璃-陶瓷展現出低結晶度。例如，玻璃-陶瓷可包括一種或多種晶相，其可以佔玻璃-陶瓷的約20重量％或更低。在一些實施方式中，晶相可以是玻璃-陶瓷的約15重量％或更小、約10重量％或更小或者約5重量％或更小。在一個或多個實施方式中，微晶的區域分數可以約為小於或等於20％、小於或等於15％、小於或等於10％或者甚至小於或等於8％。在一些實施方式中，區域分數可以是如下範圍：約0.1％-20％、約0.1％-18％、約0.1％-16％、約0.1％-15％、約0.1％-14％、約0.1％-13％、約0.1％-12％、約0.1％-11％、約0.1％-10％、約0.1％-9％、約0.1％-8％、約0.1％-7％、約0.1％-6％、約0.1％-5％，以及其間的所有範圍和子範圍。本文所揭示的玻璃-陶瓷可包括一種或多種氧化物晶相。在一些實施方式中，在所述一種或多種氧化物晶相中，基本不含一種或多種矽酸鹽。可存在於這些玻璃-陶瓷中的示例性氧化物晶相包括如下一種或多種：tio2、feo、fe2o3、fe3o4、mgo、fextiyoz、fextiymgzoa和zno，以及任選的，選自v、cr、mn、co、ni和cu的一種或多種過渡金屬氧化物。一個或多個實施方式的玻璃-陶瓷包括一種或多種晶相，例如fe2o3-tio2-mgo體系中的高度吸收化合物(例如，磁鐵礦、鐵板鈦礦和/或ε-fe2o3)。在一些實施方式中，玻璃-陶瓷具有微晶，其包括mgo、fe2o3、tio2和/或其組合。具體的實施方式可包括微晶，所述微晶包含mg22+、fe22++fe3+、ti4+氧化物及其組合。在一些實施方式中，微晶可包括mgo，其含量(摩爾％)是如下範圍：約0-60、約1-60、約5-60、約10-60、約15-60、約20-60、約1-55、約1-50、約1-45、約1-40、約5-50、約5-45、約10-40，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些情況中，微晶可包括fe2o3，其含量(摩爾％)是如下範圍：約5-75、約5-70、約5-65、約5-60、約10-75、約15-65、約15-60、約15-75、約15-70、約15-65、約15-60，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些情況下，微晶可包括fe2o3，其含量高至約100摩爾％(例如，40-100摩爾％，50-100摩爾％，或者60-100摩爾％)。在此類實施方式中，相可包括鐵氧體，例如磁鐵礦(fe3o4)、cofe2o4、mnfe2o4、nife2o4，以及其他磁性和非磁性鐵氧體。在其他情況下，微晶可包括tio2，其含量(摩爾％)是如下範圍：約0-75、5-75、10-約75、約10-70、約10-65、約10-60、約10-55、約15-75、約15-70、約15-65、約15-60、約15-55、約20-75、約20-70、約20-65、約20-60、約20-55，以及其間的所有範圍和子範圍。在一個或多個實施方式中，玻璃-陶瓷包括ε-fe2o3相，其展現出fe2o3和mgtio3之間的廣泛的固溶體(ss)。這些ε-fe2o3玻璃陶瓷的黑度和不透明度在750℃的陶瓷化溫度為峰值，其中，微晶中的fe2+最大化，導致峰值fe2+-ti4+電荷遷移吸收。通過優化可結晶玻璃的組成以及使得結晶度的量最小化，本文所述的可結晶玻璃的液相線粘度還增加到大於或等於約100kpa*s，從而實現可熔融成形。這些可熔融成形可結晶玻璃和玻璃-陶瓷還展現出強化(例如離子交換過程)之後的高強度屬性。在任意這些實施方式中，所述一種或多種晶相可包括尺寸至少為5nm且小於約300nm、小於約200nm、小於約100nm或者小於約50nm的尺寸，以及其間的所有範圍和子範圍。微晶的最小尺寸可以約為5nm或者約為10nm。本文涉及微晶所用術語「尺寸」包括微晶的最大尺度上的長度。在一些情況下，微晶的尺寸可以小於或等於約80nm、小於或等於約70nm、小於或等於約60nm、小於或等於約50nm。在一些情況下，微晶的尺寸約為5-100nm，或者約為5-50nm。如本文所述，將部分玻璃-陶瓷配製成能夠經受離子交換處理以提供ix玻璃-陶瓷，其包括至少一個處於至少約200mpa或者至少約700mpa的壓縮應力(σs)的表面。在一些實施方式中，壓縮應力化的表面可延伸到玻璃-陶瓷中，並且層深度(dol)至少約1um、至少約20um或者至少約60um。例如，當ix玻璃-陶瓷的總厚度約為0.7毫米(mm)至高至5mm時，dol可以約為20-150um、約為30-120um、約為40-100um。在具體情況下，ix玻璃-陶瓷的總厚度可以約為0.7-2mm，或者約為0.7-1.3mm。在一些情況下，本文所揭示的玻璃-陶瓷經受離子交換處理，以使得本文所述的玻璃-陶瓷和/或ix玻璃-陶瓷具有抗微生物屬性。在此類實施方式中，玻璃-陶瓷和/或ix玻璃-陶瓷浸入包含抗微生物組分例如agno3的浴中和/或含cu鹽例如cucl/cuso4和/或水性cucl中。對於含cu鹽浴，也可以使用cucl和kcl的混合物、cucl和nacl的混合物和/或cucl、kcl和nacl所有這三者的混合物。根據一個或多個實施方式的ix玻璃-陶瓷，其經過離子交換處理，展現出至少5千克力(kgf)、至少10kgf、至少15kgf或者至少20kgf(以及其間的所有範圍和子範圍)的維氏中間裂紋引發閾值。在一個或多個實施方式中，本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出高強度。例如，在一些實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出通過環上環(ror)測得的如下撓曲強度：約2000-4000n、約2000-3800n、約2000-3600n、約2000-3400n、約2000-3200n、約2000-3000n、約2100-3000n、約2200-3000n、約2300-3000n、約2400-3000n、約2500-3000n、約2600-3000n、約2700-3000n、約2750-3000n、約2800-3000n、約2850-3000n、約2900-3000n，以及其間的所有範圍和子範圍。在具體實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出通過環上環(ror)測得的約為200-400kgf破裂負荷的撓曲強度。在甚至更具體的實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出通過環上環(ror)測得的如下撓曲強度：約200-380kgf、約200-360kgf、約200-340kgf、約200-320kgf、約200-300kgf、約210-400kgf、約220-400kgf、約230-400kgf、約240-400kgf、約250-400kgf、約260-400kgf或者約270-400kgf的破裂負荷，以及其間的所有範圍和子範圍。在一個或多個實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出通過磨損環上環(aror)測得並且在以34kpa壓力的1ml的sic顆粒摩擦之後的如下撓曲強度：約700-1500n、約750-1500n、約800-1500n、約850-1500n、約900-1500n、約950-1500n、約1000-1500n、約900-1450n、約900-1400n、約900-1350n、約900-1300n、約900-1250n、約900-1200n、約900-1150n、約900-1100n，以及其間的所有範圍和子範圍。在其他實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出通過磨損環上環(aror)測得並且在以34kpa壓力的1ml的sic顆粒摩擦之後的如下撓曲強度：約100-200kgf、約100-190kgf、約100-180kgf、約100-170kgf、約100-160kgf、約100-150kgf、約110-200kgf、約120-200kgf、約130-200kgf、約140-200kgf，以及其間的所有範圍和子範圍。在一個或多個實施方式中，可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷展現出通過4點彎曲測得的如下邊緣強度：約600-1000mpa、約600-950mpa、約600-900mpa、約600-850mpa、約600-800mpa、約600-750mpa、約600-700mpa、約650-1000mpa、約700-1000mpa、約750-1000mpa、約800-1000mpa，以及其間的所有範圍和子範圍。在一個或多個實施方式中，無論是否經過ix，玻璃-陶瓷展現出如下顏色，採用具有sce的分光光度計測量的反射光譜測量確定的cie光源d65的cielab色空間坐標中：a*坐標約為-2至+8，以及b*坐標約為-7至+20。在一些實施方式中，玻璃-陶瓷展現出的a*坐標可以約為-3至+3，約為-2至+3，約為-1至+3，約為-2至+2，或者約為-1至+1。玻璃-陶瓷展現出的b*坐標可以約為-10至+10，約為-8至+8，約為-7至+7，約為-6至+6，約為-5至+5，約為-4至+4，約為-3至+3，約為-2至+3，約為-2至+2，約為-1至+1，以及其間的所有範圍和子範圍。在一些實施方式中，玻璃-陶瓷可展現出可接近暗色顏色和/或黑色的l*坐標，同時在這些方面的其他情況下，l*坐標可接近亮色顏色和/或白色。例如，對於暗色顏色和/或黑色，採用具有sce的分光光度計測量的反射光譜測量確定的cie光源d65的cielab色空間坐標中，玻璃-陶瓷可展現出如下l*坐標：約為0-30、約為5-30、約為10-30、約為12-30、約為14-30、約為16-30、約為0-20、約為0-15、約為0-10、約為0-5或者約為0-3。在約為390-1000nm的波長間隔中，在至少一個波長λt處，本文所述的玻璃-陶瓷還展現出小於約50、小於約40、小於約30、小於約20或者小於約10的平均％透過率。在一些實施方式中，在約為390-2000nm或者約為390-1000nm的波長間隔中，至少一個波長λt處的％透過率可以小於約5、小於約4、小於約3、小於約2、小於約1和約為0。或者，各種玻璃-陶瓷實施方式在約為390-1000nm的λ間隔上可具有如下透過率百分比(％)的平均值：小於約50、小於約40、小於約30、小於約20或者小於約10的在約為200-780nm的波長上，一些實施方式的透過率可小於約10％或者小於約5％。在一些情況下，在沿著約為200-780nm波長範圍的100nm波長區段上，平均透射率可小於約5％、小於1％或者小於0.1％。厚度約為0.8mm的玻璃-陶瓷可展現出本文所述的此類平均％透過率。本文所述的玻璃-陶瓷可展現出某些電介質性質。也就是說，除了此類具有一種或多種預定顏色的玻璃-陶瓷之外(其可額外地經過調節或者已經經過調節以具有一種或多種美觀顏色)，此類玻璃-陶瓷可具有有利的電介質性質。在一個或多個實施方式中，玻璃-陶瓷可在約25℃在約為0.5-3.0ghz的頻率範圍上展現出損耗角正切和/或在約25℃在約為0.5-3.0ghz的頻率範圍上展現出介電常數。可以將示例性玻璃-陶瓷配製成能夠採用如下一種或多種方法從熔融狀態進行成形：浮法、狹縫拉製法和/或熔融法以及任選地，之後的再拉製法和/或輥法。為此，在一些實施方式中，可結晶玻璃的組成配製成形成的玻璃-陶瓷展現出至少約20kp、至少約50kp、至少約100kp或者至少約150kp(以及其間的所有範圍和子範圍)的液相線粘度(ηlqds)。在一些實施方式中，組合物的液相線粘度可以約為20-100000kp、約為50-100000kp或者約為1000-100000kp。在一些其他方面，此類組合物配製成展現出小於約1600℃、小於約1400℃、1300℃、小於約1200℃、或者甚至小於約1100℃、小於約1000℃、小於約900℃的液相線溫度(tlqds)。在一些實施方式中，組合物配製成展現出約為650℃或更高的tlqds。本文所述的可結晶玻璃組合物可配製成易於加工(例如，熔化、加工、成形等)。在此類實施方式中，可結晶玻璃可展現出在約為390-2000nm的波長間隔中，在至少一個波長λt處，至少約90、至少約70、至少約30或者至少約50的平均％透過率。一些實施方式的可結晶玻璃可在約為390-1000nm的展現出λ間隔上展現出如下透射率的百分數(％)平均值：至少約40、至少約50、至少約70或者至少約90的厚度約為0.8mm的可結晶玻璃可展現出本文所述的此類平均％透過率。在約為390-780nm的波長範圍上，一些實施方式的透射率大於或等於約30％或者高至90％。在一些情況下，在沿著約為200-780nm的波長範圍的100nm的波長區段上，平均透射率大於30％、大於70％或者高至約90％。一個或多個實施方式的可結晶玻璃可配製成在一個或多個預定溫度下持續一個或多個預定時間，可結晶成玻璃-陶瓷，例如本文所述的那些。此外，在一些具體實施方式中，在晶體生長時，可結晶玻璃可展現出至少約10e10p、至少約10e9p或者至少約10e8p的粘度(η)。在一個或多個實施方式中，可結晶玻璃可具有特定光學性質。例如，可結晶玻璃可以是透明的或者基本透明的。在一些情況下，可結晶玻璃可展現出在波長範圍約為375-2000nm的可見光至近ir光譜中至少約10％或者至少約50％的平均透射率。在一些情況下，平均透射率可以高至60％、70％或者甚至80％。本文所述的可結晶玻璃可任選地包括一種或更多種著色劑。著色劑的量可以發生變化，並且可以佔可結晶玻璃的高至約5.2摩爾％、高至約4摩爾％、高至約2.8摩爾％或者高至約1.5摩爾％，以氧化物計。所述一種或多種著色劑可配製成為可結晶玻璃和/或由可結晶玻璃形成得到的玻璃-陶瓷提供一種或多種fe2+源、一種或多種fe3+源和/或e2+源和e3+源的組合。在其他實施方式中，此類一種或多種著色劑可配製成為可結晶玻璃和/或由此得到的玻璃-陶瓷提供一種或多種鐵氧化物以及一種或多種其他過渡金屬氧化物。在其他實施方式中，此類一種或多種著色劑可以是例如如下一種或多種：tio2、feo、fe2o3、fe3o4、mgo和zno，以及任選的選自下組的一種或多種過渡金屬氧化物：v、cr、mn、co、ni和cu。所述一種或多種過渡金屬氧化物可以是ti、mn、co和cu中的一種或多種的氧化物。在其他實施方式中，所述一種或多種著色劑可配製成為可結晶玻璃和/或之後的玻璃-陶瓷提供一種或多種多價金屬氧化物以及任選的一種或多種還原劑。在此類實施方式中，所述一種或多種多價金屬氧化物可以包括ti、mn、fe、co、cu中的一種或多種的氧化物。分別地，在這些實施方式中，所述一種或多種氧化物晶相中可基本不含一種或多種矽酸鹽。在一些實施方式中，可以在玻璃成形過程中包含fe和/或sn作為部分澄清劑包裝。當希望不含sn的玻璃時，可以在澄清劑包裝中使用fe。本文的另一個方面涉及製造本文所述的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷的工藝。工藝包括提供展現出一種或多種預定顏色的此類可結晶玻璃和玻璃-陶瓷。在一些實施方式中，用於製造可結晶玻璃和之後的玻璃-陶瓷的原材料可配製成提供這些預定顏色，其可以是可調節的或者是已經經過調節的。在其他實施方式中，用於製造本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的工藝包括：以如下方式配製可結晶玻璃，以有助於使用機械化裝置進行加工，包括本文所述的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷的具有形狀部件的製造中的連續、半連續和/或間歇式加工。具有形狀的部件的非限制性例子可以是片材或纖維或者一種或多種複雜三維(3d)形狀，例如，凹的形狀、凸的形狀、或者任意其他所需的預定幾何形貌等。例如，在片材的情況下，可以通過浮法或者下拉法中的任意一種，例如狹縫拉製法或者熔合法，從熔融狀態形成一塊或多塊可結晶玻璃片。如果需要的話，然後可以使得可結晶玻璃片經受再拉製法和/或一個或多個輥法中的一種或多種。可以當可結晶玻璃片處於10e3.5p至10e7.6p的粘性狀態時進行此類一種或多種再拉製法和/或一種或多種輥法。在一個或多個實施方式中，可採用如下任意一種來形成本文所述的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷：浮法、熔合下拉法、狹縫拉製法或者通常用於從玻璃原材料的批料形成可結晶玻璃基材的任意其他合適工藝。作為具體的例子，可以採用熔合下拉法將本文所述的可結晶玻璃形成為玻璃基材。此類熔合下拉法使用拉制容器，其包含用來接受熔融玻璃原料的通道。通道具有堰，其沿著通道的長度在通道兩側的頂部開放。當通道填充了熔融玻璃時，熔融玻璃溢流過堰，並且由於重力，熔融玻璃從拉制容器的外表面向下流動作為兩個流動的玻璃表面。這些外表面向下和向內延伸，同時在拉制容器下方的邊緣處結合。兩個流動玻璃表面在該邊緣處接合併熔合形成單片流動的熔融玻璃片，其可以被進一步拉製成所需厚度。熔融下拉法產生具有高度均勻平坦表面的玻璃片，因為所得到的玻璃片的任一表面都沒有與熔融設備的任何部分發生接觸。在一些實施方式中，可結晶玻璃的液相線粘度可調節至實現在本文所述的玻璃的成形中使用熔合下拉法。可以對液相線粘度進行改性以限制或最小化玻璃在成形過程中的晶體生長。作為另一種具體例子，本文和本文所述的一種或多種可結晶玻璃可以採用狹縫拉製法形成，其中，將熔融玻璃原材料供給到拉制容器。拉制容器的底部具有開放狹縫，其具有沿著狹縫的長度延伸的噴嘴。熔融玻璃流過狹縫/噴嘴，以連續的片材下拉並進入退火區。熔融玻璃原材料配製成在約為1400-1650℃的溫度下對熔融玻璃組合物進行澄清和均質化之後產生本文所述的可結晶玻璃。在一個或多個實施方式中，用於製造本文所述的玻璃-陶瓷的方法包括：在一個或多個預定溫度下對可結晶玻璃熱處理一段或多段預定時間，以誘發一個或多個晶相的結晶(即，成核和生長)(例如，具有一種或多種組成、量、幾何形貌、尺寸或尺寸分布等)。在一個或多個具體實施方式中，熱處理可包括：(i)以1-10℃/分鐘的速率將可結晶玻璃加熱至約為600-750℃(例如630℃)的成核溫度(tn)；(ii)將可結晶玻璃在成核溫度維持約為1/4小時至約4小時的時間，以產生經成核的可結晶玻璃；(iii)以約為1-10℃/分鐘的速率將經成核的可結晶玻璃加熱至約為575-900℃(例如，約為700-775℃)的結晶溫度(tc)；(iv)將經成核的可結晶玻璃在結晶溫度維持約為1/4小時至約4小時的時間，以產生本文所述的玻璃-陶瓷；以及(v)將形成的玻璃-陶瓷冷卻至室溫。如本文所用術語結晶溫度可與陶瓷化溫度或者陶瓷化的溫度互換使用。此外，術語「陶瓷化」或者「陶瓷化的」可共同表示步驟(iii)、(iv)和任選的(v)。除了可結晶玻璃組成之外，對熱處理步驟(iii)和(iv)的溫度-時間曲線進行謹慎選擇，從而產生如下一種或多種所需屬性：玻璃-陶瓷的晶相，一個或多個主晶相和/或一個或多個次晶相與剩餘玻璃的比例，一個或多個主晶相和/或一個或多個次晶相與剩餘玻璃的晶相集合，以及一個或多個主晶相和/或一個或多個次晶相之間的晶粒尺寸或晶粒尺寸分布，其進而可影響所得到的形成的玻璃-陶瓷的最終完整性、質量、顏色和/或不透明度。然後可以通過壓制、吹塑、彎曲、彎垂、真空成形或者其他方式將得到的玻璃-陶瓷片再成形為均勻厚度的曲面或彎曲片。可以在熱處理處理之前進行再成形，或者成形步驟也可作為熱處理步驟，從而基本同時進行成形處理和熱處理。例如，可以通過如下方式將可結晶玻璃成形為3d形狀：將可結晶玻璃成形為管狀並對3d可結晶玻璃進行熱處理，以將其轉變為黑色、3d玻璃-陶瓷管。在一些實施方式中，成形可以在轉變之前，或者轉變可以在成形之前，或者轉變可以與成形基本同時進行。在其他實施方式中，用於形成可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的組合物可以配製成例如使得本文所述的玻璃-陶瓷能夠通過使用一種或多種離子交換技術轉變成ix玻璃-陶瓷。在這些實施方式中，可以通過使得此類玻璃-陶瓷的一個或多個表面經過一個或多個離子交換浴，其具有特定組成和溫度，持續特定時間段，從而使得所述一個或多個表面具有壓縮應力(σs)。壓縮應力可以包括一個或多個平均表面壓縮應力(cs)和/或一個或多個壓縮應力深度(可稱作一個或多個層深度(dol))。用於離子交換過程的浴具有離子源，所述離子源具有一種或多種離子，其離子半徑大於玻璃-陶瓷中存在的一種或多種離子(更具體來說，玻璃-陶瓷的至少一個表面中存在的離子)的離子半徑。在將玻璃-陶瓷浸入浴期間，玻璃-陶瓷中具有較小半徑的離子可以被具有較大半徑的離子替代或交換。可以通過將浴和/或玻璃-陶瓷的溫度控制在如下溫度範圍內(離子相互擴散(例如，浴和玻璃-陶瓷之間的離子遷移率)在合理時間內是足夠快的，例如，約為1-64小時或者4-16小時，約為300-500℃或者400-430℃)來促進或實現該交換。此外，通常來說，此類溫度低於玻璃-陶瓷的任意玻璃的玻璃轉化溫度(tg)。可以在浴和玻璃-陶瓷之間交換的部分示例性離子包括鈉(na+)、鋰(li+)、鉀(k+)、銣(rb+)和/或銫(cs+)離子。在一種情況下，浴可包括鈉(na+)、鉀(k+)、銣(rb+)和/或銫(cs+)離子，其可以與玻璃-陶瓷中的鋰(li+)離子發生交換。或者，浴中的鉀(k+)、銣(rb+)和/或銫(cs+)離子可以與玻璃-陶瓷中的鈉(na+)離子發生交換。在另一個情況下，浴中的銣(rb+)和/或銫(cs+)離子可以與玻璃-陶瓷中的鉀(k+)離子發生交換。離子源的部分例子包括一種或多種氣態離子源、一種或多種液態離子源和/或一種或多種固態離子源。一種或多種液體離子源是液體和液體溶液，例如，熔融鹽。例如，對於上述離子交換例子，此類熔鹽可以是一種或多種鹼金屬鹽，例如但不限於，一種或多種滷化物、碳酸鹽、氯酸鹽、硝酸鹽、亞硫酸鹽、硫酸鹽，或者前述兩種或更多種的組合。在一個例子中，合適的鹼金屬鹽可以包括硝酸鉀(kno3)、硝酸鈉(nano3)及其組合。應注意的是，除了單步驟ix工藝之外，可以採用多步驟ix工藝來為玻璃-陶瓷的表面提供特定的cs，從而增強玻璃-陶瓷的性能。在一些實施方式中，可以通過將玻璃-陶瓷製品放入約為300-500℃的nano3浴中持續約為1-64小時，使得離子交換進入玻璃-陶瓷的表面中(特別是鋰-鈉離子交換)，來完成單步驟ix工藝。在其他實施方式中，可以通過將玻璃-陶瓷製品放入鉀/鈉混合浴中(例如80/20kno3/nano3浴、60/40kno3/nano3浴或者甚至50/50kno3/nano3浴等)，溫度約為300-500℃，持續約為1-64小時，來完成單步驟ix過程。在其他實施方式中，可以通過如下方式完成二步驟ix過程：首先將玻璃-陶瓷製品放入含li熔鹽浴中(例如，熔鹽浴可以是高溫硫酸鹽浴，其包括li2so4作為主要成分，但是用na2so4、k2so4或cs2so4稀釋至足夠濃度以產生熔融浴)，約為300-500℃，持續約為1-64小時，之後將ix玻璃-陶瓷放入含na鹽浴中，約為300-500℃，持續約為1-64小時。二步驟ix過程的第一個步驟的功能是用含li鹽浴中的較小鋰離子來替換玻璃-陶瓷的至少一個表面中的較大鈉離子。二步驟ix過程的第二個步驟的功能是將na交換進入玻璃-陶瓷的至少一個表面。在更為具體的實施方式中，玻璃-陶瓷的厚度可以是(例如，約為0.7mm至高至約5mm，約為0.7mm至約為2mm，或者約為0.7mm至約為1.3mm)，並且壓縮層的平均表面壓縮應力約為大於或等於500mpa並且dol約為大於或等於40um。各種製品可結合或採用本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷。例如，用於電子器件中的覆蓋和/或外殼可採用可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷形成。在其他實施方式中，可結晶玻璃和玻璃-陶瓷可用於各種電子器件或可攜式計算裝置，其可配製用於無線通訊，例如，計算機和計算機附件，例如「滑鼠」、鍵盤、監視器(例如，液晶顯示器(lcd)，其可以是任意冷陰極螢光燈(ccfl-背光lcd)、發光二極體(led-背光lcd)等，等離子體顯示器面板(pdp)等)，遊戲控制器、平板、拇指驅動器、外部驅動器、白板等；個人數字輔助設備(pda)；可攜式導航裝置(pnd)；可攜式庫存裝置(pid)；娛樂裝置和/或娛樂中心，裝置和/或中心附件，例如，調節器、媒體播放器(例如，光碟、卡帶、碟片、固態存儲等)，光纜和/或衛星接收器，鍵盤、監視器(例如，液晶顯示器(lcd)，其可以是任意冷陰極螢光燈(ccfl-背光lcd)、發光二極體(led-背光lcd)等，等離子體顯示器面板(pdp)等；遊戲控制器等；電子閱讀裝置或者電子書；手機或者智慧型手機等。作為其他例子，可結晶玻璃和玻璃-陶瓷可以用於汽車應用(例如，控制臺和車身部件和面板)、電器、建築應用(例如，水槽、龍頭、淋浴牆、浴缸、出口蓋、工作檯面、後擋板、電梯橋廂等)以及產能應用(例如，太陽能加熱部件)。在一個或多個實施方式中，本文所述的玻璃-陶瓷可以被結合到顯示器中，具體來說，作為顯示器的覆蓋。在一些實施方式中，此類玻璃-陶瓷可以是半不透明的(即，在約為200-780nm的波長範圍上的平均透過率約為0.1-25％)。在此類實施方式中，玻璃-陶瓷提供的顯示器覆蓋遮蔽了當顯示器中發光裝置不工作時此類發光裝置發出的光(例如，tft顯示器以及背光led按鈕和按鍵)，即半不透明顯示器覆蓋看上去是完全不透明的，從而提供了看上去不是顯示器的表面(即，形成「死前端」)。當發光裝置工作時，由其發出的光傳輸通過半不透明顯示器覆蓋。在一個或多個實施方式中，可以將此類顯示器結合到工作檯面、櫃門、冰箱門、電器表面和汽車內部件等中。在一個或多個實施方式中，顯示器覆蓋可以是可觸摸的，因而可用於信息輸入。此類實施方式可包括投射電容(pcap)tft顯示器以及按鈕pcap系統等。使用本文所述的玻璃-陶瓷作為顯示器覆蓋提供了對於中性密度過濾器的改善，特別是當使用厚的玻璃材料(其可能不適用於高靈敏度觸摸操作或者用於低視差效應)或者塑料(其無法提供耐用表面)時。使用本文所述的玻璃-陶瓷作為顯示器覆蓋還提供了對於半鏡面膜的改善，其通常是基於金屬的，因而幹擾投射電容觸摸板的電場導致幾乎沒有或沒有觸摸靈敏度。此外，當發光裝置不工作時，半鏡面膜提供反射表面，這可能是不合乎希望的。使用本文所述的玻璃-陶瓷作為顯示器覆蓋還提供了相比於電致變色材料(例如，氧化鎢和紫羅鹼(viologens)，當施加電荷時，其顏色發生變化，並且部分材料可以製造成對於一些已知的可重複暗色或亮狀態是「透澈」的)的改進，因為此類電致變色材料會是昂貴的並且需要使用電極和電連接件，這可能對投射電容觸摸傳感器造成負面影響。最後，使用本文所述的玻璃-陶瓷用作顯示器覆蓋提供了相比於在視覺織構化材料中使用微孔(其可能弱化表面的機械完整性，並且需要亮的顯示器來為觀察者提供足夠亮的圖像)的優點。此外，目前相信微孔僅可用於不鏽鋼材料，因此採用該方法可能無法實現不同顏色。通過本領域技術人員已知的xrd分析技術，利用諸如荷蘭飛利浦公司(philips,netherlands)製造的型號為pw1830(cukα輻射)衍射計之類的市售可得設備，來確定本文所述的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷的相集合和/或晶體尺寸的特性。通常從5-80度的2θ獲得光譜。通過本領域技術人員已知的分析技術，例如，電子微探針(emp)；x射線光致發光譜(xps)；二次離子質譜(sims)等，來確定或者可以由此確定對本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的表面進行表徵的元素曲線測量。可以採用常規光學技術和儀器，例如，購自luceo有限公司和/或折原實業有限公司(這兩家都位於日本東京)的市售可得表面應力計型號fsm-30、fsm-60、fsm-6000le、fsm-7000h等，以常規方式測量可結晶玻璃的表面層中的壓縮應力(σs)、平均表面壓縮(cs)和層深度dol。還可以採用紅外光源，以類似方式對玻璃-陶瓷進行測量。在上文所述的ix過程中，玻璃-陶瓷表面和/或塊中存在的較小離子半徑的離子可以被具有較大離子半徑的離子交換。如圖5示意性所示，當這導致樣品100的表面110中的壓縮應力(σs)時，在樣品100的中心區域130中誘發平衡拉伸應力，以平衡樣品100中的作用力。cs與中心張力(ct)的關係如下式所示：cs＝ctx(t-2dol)/dol；其中，t是玻璃-陶瓷樣品100的厚度，以及dol(層深度120)是從樣品100的表面110沿著垂直於表面110到達樣品100中的應力符號變化(即，零)的位置。對於樣品100，積分中心張力(ict)由應力曲線的張力部分(即樣品100的中心區域130)的整個應力的積分得到。ict與樣品100的全部厚度(t)、壓縮應力層的層深度(dol)120、平均中心張力(ct)以及壓縮應力層的形狀或輪廓有關，關係如下所示：ict＝ctx(t-2dol),其中，中心區域130的厚度(t-2dol)是垂直於表面的方向。為了平衡樣品100內的作用力，積分表面壓縮(ics)具有與ict相同的大小，但是相反的符號(負號)，因為樣品的總積分應力必須為零：-ics+ict＝0。ics與壓縮應力層的dol120、cs以及壓縮應力層的形狀或分布相關，關係如下：ics＝csxdol，其中壓縮應力區域的dol如上文所定義(即，從樣品100的表面110沿著垂直於表面110到達樣品100內的應力符號變化(即零)的位置)。在本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷上進行或者可以進行維氏壓痕裂紋閾值測量，以鑑定在此類材料的表面中引發裂紋的閾值。採用已知技術進行測量，例如williamd.callister的「materialsscienceandengineering(fourthedition)(材料科學和工程(第四版))」，johnwiley&sons，紐約，1997，第130-132頁所述，其通過引用結合入本文。除非另有說明，否則本文所述的維氏壓痕裂紋閾值測量是通過如下方式進行的：採用維氏壓痕計(a＝68.00°)，以0.2mm/分鐘，向玻璃表面施加壓痕負荷，然後移除。最大壓痕負荷保持10秒。壓痕裂紋閾值定義為10次壓痕中的大於50％顯示出任意數量的徑向/中間裂紋從凹痕印記角落延伸出來的壓痕負荷。增加最大負荷直至該閾值符合給定的玻璃組成。維氏壓痕裂紋閾值測量在50％相對溼度的室溫下進行。本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的撓曲強度用本領域技術人員已知的方法進行表徵和/或可以用其進行表徵，例如，astmc1499所述的那些。本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的楊氏模量、剪切模量和泊松比用本領域技術人員已知的方法進行表徵和/或可以用其進行表徵，例如，astmc1259所述的那些。本文所述的可結晶玻璃和/或玻璃-陶瓷的努氏硬度和維氏硬度用本領域技術人員已知的方法進行表徵和/或可以用其進行表徵，例如，分別如astmc1326和astmc1327所述的那些。實施例下面的實施例說明了本發明的各個實施方式，這些實施例不以任何方式構成對本發明的限制。因為單個組分的總和總計或者非常接近約100，出於所有實踐目的，記錄值視為表示重量百分比(重量％)。實際的可結晶玻璃批料成分可能包含任何材料，氧化物或其他化合物，當與其他批料組分熔融在一起時將以適當比例轉化為所需的氧化物。實施例組合物1-115：表i、ia、ib和ic所列出的實施例組合物用於通過將適當批料的原材料引入鉑坩堝中來形成可結晶玻璃。然後將坩堝放入溫度高至約1700℃的爐中。然後對材料進行精煉，然後將熔融玻璃倒到鋼板上來製造玻璃餅或者通過輥制或下拉將它們形成為片材。具體來說，由實施例組合物1-7、14-17和43-44形成的可結晶玻璃通過在1.81鉑坩堝中混合2500g的批料原材料進行熔化，然後將其放入溫度約為1600℃的sic碳矽爐中，持續5小時。然後將熔化的材料以薄流倒入冷水流的桶中，製造碎玻璃。然後碎玻璃在1650℃再熔融5小時，獲得均勻熔體，然後倒到鋼檯面上，之後在約620℃退火2小時。實施例組合物1配製成評估組合物中的高fe2o3含量對不透明度和顏色的影響。實施例組合物2-6配製成檢測較低fe2o3水平下，相對於al2o3的過量鹼性物質(na2o+k2o-al2o3)的影響。這是為了解決自髮結晶和改善液相線粘度。實施例組合物7、14-17和43-44結合了不同水平的tio2、mgo和fe2o3，以避免磁鐵礦並改善液相線粘度。實施例組合物1-7、14-17和43-44的組合物展現出在陶瓷化之後可接受的液相線粘度和高的不透明度，他們進行調節以提供實施例組合物53、57、60、63和71，在電燒制氣體輔助連續熔融單位上，將它們製造成薄片(厚度約為1-3mm)。由實施例組合物53、57、60、63和71製造的玻璃片沒有經過退火。表ii-iv顯示由表i的實施例組合物形成的可結晶玻璃和玻璃-陶瓷的各種屬性。在表ii中，「amorph」指的是無定形，「fay」指的是鐵橄欖石，「hem」指的是赤鐵礦，「pb」指的是鐵板鈦礦，以及「mag」指的是磁鐵礦。此外，在表ii中，α(10-7/℃)指的是熱膨脹係數。表v包括對於選定的可結晶玻璃，一些熱處理條件和iox條件以及緊接成核之後採用fsm測量的cs/dol。在該階段使用fsm測量是由於可結晶玻璃的透明性。玻璃-陶瓷展現出不透明性，其不允許fsm測量所需的可見光透射。實施例組合物1-7、14-17、43-44、53、57、60、63和71熔化成不含缺陷的流體均勻液體。所有的實施例組合物1-7、14-17、43-44、53、57、60、63和71都形成暗色琥珀色玻璃，其是透明的，除了實施例1和5-7之外，它們在退火之後是黑色和不透明的。除了由實施例組合物2製造的玻璃-陶瓷之外，由實施例組合物1-7、14-17、43-44、53、57、60、63和71製造得到的所有玻璃-陶瓷都是黑色和不透明或近乎不透明的。由實施例組合物2製造的玻璃-陶瓷在陶瓷化之後沒有展現出視覺變化，並且保持透明。圖1對比了實施例組合物15獲得的剛製造和經熱處理的玻璃的可見光波長和ir波長的透射譜圖，表明剛製造的玻璃透射充分實現有效熔化。分別根據astm標準c1350m-96、c1351m-96和c965-96的束彎曲、碟壓縮和轉動圓柱體方法來測量表1的選定的實施例組合物的粘度(以覆蓋從應變點到10pa*s的整個範圍)。根據astm標準，通過72小時梯度舟測量液相線，通過阿基米德法測量密度以及通過膨脹儀來測量熱膨脹。圖4顯示用於表示由實施例15的玻璃的液相線溫度和粘度的粘度與溫度曲線。然後將由選定的實施例組合物製造的玻璃切割成片用於形成玻璃-陶瓷。玻璃以5℃/分鐘加熱至630℃持續2小時，從而使得玻璃成核，然後加熱至最終生長溫度，保持4小時，以及以爐速率冷卻至室溫，得到玻璃-陶瓷。由於所有的樣品都在630℃成核2小時，假定所有的玻璃-陶瓷都首先是在630℃成核(除非另有說明)；因此，熱處理術語「750-4」對應於樣品在630℃成核2小時，在750℃保持4小時進行最終陶瓷化，以及熱處理術語「700-4」對應於樣品在630℃成核2小時，在700℃保持4小時進行最終陶瓷化等。由實施例組合物2-4、14-17、43-44、53、57、60、63和71形成的玻璃在退火之後是無定形的。由實施例組合物1和5-6形成的玻璃展現出磁鐵礦峰值，以及玻璃7展現出磁鐵礦和ε-fe2o3。圖7顯示觀察到的4種式樣的x射線衍射圖案：無定形、ε-fe2o3(jcpds00-016-0653)、鐵板鈦礦(jcpds00-041-1432)和磁鐵礦(jcpds01-076-2948)。圖7中的曲線「a」顯示的是由實施例組合物3製造的玻璃-陶瓷以750-4熱處理之後的圖案，展現出與磁鐵礦匹配的峰值。其小的片材(<1mm)可以用磁鐵吸起來，所有展現出磁鐵礦衍射圖案的組成都可以。圖7中的曲線「b」顯示的是由實施例組合物16製造的玻璃-陶瓷以750-4熱處理之後的圖案。圖7中的曲線「c」顯示的是由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷以750-4熱處理之後的圖案。圖7中的曲線「d」顯示由實施例16製造的玻璃在退火之後的圖案。玻璃-陶瓷中的磁鐵礦峰值強度從實施例組合物3增加到實施例組合物6，如同被磁鐵吸住的玻璃-陶瓷顆粒的尺寸的增加。展現出鐵板鈦礦和ε-fe2o3的玻璃/玻璃-陶瓷沒有被磁鐵吸住，即使片材<0.1mm。如圖7所示，由實施例組合物16形成的玻璃在退火之後是無定形的，但是展現出對應於陶瓷化之後的鐵板鈦礦的峰值，如曲線「b」所示。當在750℃陶瓷化時，實施例組合物53表現出ε-fe2o3峰值，如圖7的曲線c所示，以及當在700℃陶瓷化時，甚至更模糊的ε-fe2o3峰值。圖2顯示由實施例組合物3製造的玻璃-陶瓷在700℃熱處理4小時之後獲得的x射線衍射(xrd)圖案，顯示存在磁鐵礦(fe3o4)。圖3顯示由實施例組合物16製造的玻璃-陶瓷在750℃熱處理4小時之後獲得的xrd圖案，顯示存在鐵板鈦礦，其線增寬分析暗示微晶尺寸約為15-20nm。採用腔擾動技術，在微波屬性北(microwavepropertiesnorth)(加拿大安大略深河懷利路325號(325wylieroad,deepriver,ontario,canadak0j1p0))，在12mm長、3.5mm直徑的棒上測量400至3000mhz的選定玻璃-陶瓷的介電常數和損耗角正切。採用0.8mm厚的樣品，以2nm的數據間隔，在perkinelmerlambda950uv-vis-nir分光光度計上測量從2500至200nm的光譜。在相同設備上，採用焦耳加熱的熱臺，對於0.5mm厚、13mm直徑的樣品，在氮氣氣氛下(保護不鏽鋼樣品固定器免受氧化和維持與小樣品的良好熱接觸)進行原位高溫測量。圖8顯示由實施例組合物2-6製造的玻璃-陶瓷在750-4陶瓷化之後，在400-3000mhz的頻率範圍上的平均介電常數和損耗角正切與r2o-al2o3的關係；圖8還顯示由實施例組合物7製造的玻璃-陶瓷在750-4陶瓷化之後，在400-3000mhz的頻率範圍上的介電常數和損耗角正切與r2o-al2o3的關係(在圖8中顯示為單獨的點)。這些數據表示組合物設定，其檢查在恆定fe2o3水平加上實施例組合物7的鹼性物質與氧化鋁含量，r2o-al2o3＝0時具有2摩爾％的tio2。由於每種玻璃-陶瓷在測量的頻率範圍上的介電常數變化小於4％，出於簡化目的使用平均值來表示無特徵光譜數據。損耗角正切是頻率的線性增加函數，從400至3000mhz增加0.005+/-0.002。介電常數顯示在電荷平衡組成(r2o＝al2o3)的不連續性與過量鹼性物質的關係，而損耗角正切是過量鹼性物質(r2o-al2o3)的s形遞減函數。當來自實施例組合物4的電荷平衡組合物的2摩爾％的sio2被2摩爾％的tio2替代以製造實施例組合物7時，陶瓷化相從磁鐵礦偏移至鐵板鈦礦，並且介電常數躍升至7.8，而損耗角正切增加到0.027。黑色、含磁鐵礦玻璃-陶瓷為電子裝置應用提供不透明度以及其他合乎希望的非磁性屬性。在其他應用中，例如電器中，展現出磁性的玻璃-陶瓷是合乎希望的。由於鐵板鈦礦和ε-fe2o3也發生沉澱，實施例組合物7中的tio2的量開始從晶相偏移遠離磁鐵礦；但是，材料自發地在經退火的前體玻璃中形成晶體，並且其損耗角正切是目前研究的所有玻璃中最高的。因此，實施例組合物14-17和43-44配製成探究新發現的鐵板鈦礦和ε-fe2o3組合物空間，並且降低了總體fe2o3含量以降低損耗角正切。對於具有較低fe2o3含量的玻璃-陶瓷(例如，由實施例組合物15、43和44形成的玻璃-陶瓷，其繪製在圖9中)的介電常數和損耗角正切顯示隨著fe2o3含量的降低，介電常數和損耗角正切的大幅降低。應注意的是，相比於實施例組合物15和44，實施例組合物43還具有較低的tio2含量和較高的sio2含量，這也會對0.6至0.5摩爾％的fe2o3之間的更為快速的損耗角正切和介電常數的下降做出貢獻。圖10顯示由實施例組合物15製造的可結晶玻璃的透射譜與熱處理的關係。將可結晶玻璃的樣品放在襯紙上，樣品尺寸為25mmx25mmx0.8mm。樣品是琥珀色的，在退火之後也是透明的。樣品在630℃成核以及分別是700℃和750℃陶瓷化4小時之後，它們是漆黑且不透明的，即使對於約為0.8mm的厚度也是如此。在波長大於1500nm處的透射率增加，在較低溫度下進行熱處理的樣品展現出更高的ir穿透。通過測量選定玻璃片材在陶瓷化過程期間的透射率來研究結晶動力學。由實施例組合物60製備未退火的玻璃片，其厚度約為0.5mm。在分光光度計中，在熱室內加熱玻璃片。圖11顯示樣品的溫度以及透射率與加熱、成核和晶體生長過程中的時間的關係。隨著樣品加熱至630℃成核溫度，400nm處的透射率快速減小。然後，在成核保持過程中，光譜的可見光部分上的透射跟著發生相同情況並緩慢下降。然後在接近200分鐘將溫度提升到700℃，餘下的透射率在接下來的60分鐘垂直下落到0。成核步驟是明顯的，以及省略成核步驟並因而在630℃進行保持導致樣品具有超過75％的經退火樣品的透過率，即使是在700或750℃保持4小時也是如此。在圖12中繪製由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷在各種熱處理之後的消光光譜。uv邊緣偏移至更長的波長，以及在1100nm處的吸收帶增加直至陶瓷化溫度為750℃。在更高的陶瓷化溫度下，1100nm吸收帶開始減小，uv邊緣偏移回較短的波長。該趨勢持續至玻璃開始明顯變軟的850℃。在圖12的插圖中繪製650、700、1100、1500、2000和2500nm處的吸收與陶瓷化溫度的關係以顯示該行為，清楚地顯示出在750℃的不透明度的峰值。xrd證實相在800℃仍然是ε-fe2o3。在由實施例組合物15和43-44、53、57、60、63和71製造的玻璃-陶瓷中，對於強烈背光樣品，也視覺觀察到隨著陶瓷化溫度增加到高於750℃的不透明度降低並藉助光譜得以證實。這些樣品在700-750℃的陶瓷化溫度下的顏色最黑，然後隨著陶瓷化溫度增加到大於或等於775℃，開始明顯轉變為灰色。低於700℃的陶瓷化溫度導致琥珀色樣品，具有視覺上明顯的透過性。對由表1的實施例組合物製造的選定的玻璃-陶瓷的納米晶體中的fe和ti的電子能量損失譜(eels)進行測量，以判斷不透明度最大值是否為氧化態變化的結果。每個熱處理至少測量5個納米晶體，曲線擬合至標準fe2+和fe3+譜，然後在圖13中繪製為與陶瓷溫度的關係圖。對由實施例組合物53、60和71製造的玻璃-陶瓷進行測量，全都顯示出在775℃熱處理溫度處的最小fe3+/總fe比例，表明在該熱處理中，納米晶體中的fe2+最大化。從tem樣品的最薄區段選擇樣品中的較大納米晶體，以避免來自玻璃的信號和較小納米晶體的阻斷受到束損傷。因此，僅小部分的納米晶體適合進行分析且分別具有明顯不同的組成，所以在圖13的插圖中繪製每種陶瓷化溫度的分析晶體的全體平均值。675和700℃熱處理樣品中的納米微晶太小無法進行分析。為了獲得eels數據，在fei量子聚焦離子束(fib)系統中，採用非常溫和的樣品製備技術，來製備選定的玻璃-陶瓷的電子薄樣品(<100nm)(如下文所述)。主凹陷在30kev5na研磨(20umx10umx2um)。採用30kev，在1na，完成1um厚度的第一面。為了減小樣品在製備過程中的損壞，在5kev、150na，最終拋光小於100nm。為了去除fib-ing過程中剩餘的ga，以2kev和.083na完成最終清潔。在此之前假定對於fib電壓的每kev增加，具有約為1nm厚度的損壞層。因此，使用最終2kev進行清潔，損壞層僅約為2nm。為了降低成像過程中的損壞，以低提取在80kev完成tem。這減少了成像過程中樣品上的電子劑量。計算顆粒的組成。採用gatangif，以0.05ev/通道的高離差，收集fe和ti的eels譜。由於零損耗峰值(zlp)具有0.8ev的解析度，可以俘獲fe和til23邊緣的所有顯著特徵。圖14a顯示由實施例組合物60製造的玻璃-陶瓷在750℃陶瓷化4小時之後的tem顯微圖。圖14a的圖像顯示約為20nm的微晶，而圖14b的元素圖顯示微晶富集fe、ti和mg且si、al和na減少。對由實施例組合物53和71製造的玻璃-陶瓷的至少5個微晶的組成進行測量並對於每次熱處理通過eels取平均值，疊加到圖15所示的1000℃mgo-tio2-fe2o3相圖上。還繪製了排除了其他組分的實施例組合物53和71的fe2o3、mgo和tio2含量進行對比。在所有溫度，實施例組合物53中的微晶幾乎是球形的，類似於圖14a和14b的情況，而實施例組合物71具有額外拉長的微晶，所有對兩種幾何形貌的組成都進行測量並分別繪製在圖15中。在675℃和700℃形成的微晶太小無法通過tem進行分析，但是725℃的樣品對於兩種玻璃在α『-fe2o3(赤鐵礦)α-mgtio3(鎂鈦礦)連接線上具有ε-fe2o3微晶。隨著陶瓷化溫度增加到750℃，微晶的組成沿著連接線向mgtio3偏移。當在775℃陶瓷化時，由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷中的微晶的組成持續以fe2o3作為代價富集mgtio3，同時由實施例組合物71製造的玻璃-陶瓷中的兩種幾何形貌的微晶在775℃都開始向連接線的tio2富集側偏移。在800℃陶瓷化溫度，實施例組合物玻璃71中的拉長的微晶在鐵板鈦礦連接線上，球形晶體在α『-fe2o3(赤鐵礦)α-mgtio3(鎂鈦礦)連接線上，以及樣品在xrd中同時表現為鐵板鈦礦和ε-fe2o3。x射線衍射數據表明這些分別對應於拉長和球形的微晶。隨著陶瓷化溫度從775增加到800℃，兩種組成的微晶都變得fe2o3富集。由實施例組合物53和71製造的玻璃-陶瓷中的拉長的微晶的組成在850℃陶瓷化之後，同時在與實施例組合物53的那些的鐵板鈦礦連接線上(即，靠近純fe2tio5)。由實施例組合物53和71形成玻璃-陶瓷樣品。可結晶玻璃在630℃成形和成核2小時，然後以下表vi所示的溫度下分別陶瓷化4小時。表vi還顯示由實施例組合物53和71形成得到的玻璃-陶瓷中存在的微晶的元素組成。表vi：微晶的元素組成由實施例組合物57、70、71、114和53形成玻璃-陶瓷樣品。實施例組合物在630℃成核2小時，並在圖16所示的溫度陶瓷化。得到的玻璃-陶瓷的厚度約為0.8mm。觀察到由這些實施例組合物形成的玻璃-陶瓷具有約為1-2重量％的fe2o3、約為1-2重量％的tio2、約為0-0.5重量％的mno2以及0-0.5重量％的sno2，全都展現處暗黑色顏色。但是，增加陶瓷化溫度使得不透明玻璃-陶瓷從展現黑色顏色變化成灰色顏色，這會增加透過率。觀察到在約為775℃或更高的峰值陶瓷化溫度，玻璃-陶瓷的顏色從黑色變化成灰色。圖16顯示隨著陶瓷化溫度增加到高於725℃，透過樣品的透過率的急劇增加。展現出較大l*值的玻璃-陶瓷展現出更高的透過率，並且在一些情況下，展現出琥珀色顏色。為了理解光學性質(例如，l)發生變化的原因，實施例組合物52、60和71更詳細地評估了fe/ti比例的變化。如表vii所示，實施例組合物60具有最高的fe含量(最大的fe/ti比)，以及實施例組合物71具有最低的fe含量(和最低的fe/ti比)。表vii：實施例組合物53、60和71的fe/ti和fe/mg比實施例組合物715360fe/ti1.021.161.43fe/mg1.651.281.6通過使得可結晶玻璃在630℃成核並在800℃陶瓷化4小時或者在775℃陶瓷化4小時，來從實施例組合物53、60和71形成玻璃-陶瓷。圖17-19顯示由實施例53、60和71形成的玻璃-陶瓷的xrd跡線。如圖17所示，由實施例組合物71形成的玻璃-陶瓷顯示出主要是鐵板鈦礦和少量的ε-fe2o3。如圖18-19所示，由實施例組合物53和60形成的玻璃-陶瓷(其在約為775℃的較低溫度下陶瓷化)，展現出主要是ε-fe2o3晶體。圖17-19的數據表明，在高於某一fe/ti比例的情況下，玻璃-陶瓷中的最終微晶包含ε-fe2o3。當ti含量較高時，微晶包含鐵板鈦礦。這如圖20所示的相圖(fe2o3-feo-tio2)所示。鐵板鈦礦是feiii2tio5和feiiti2o5的固溶體，並且顏色是黑色的，但是沒有磁性。圖21顯示由實施例組合物53形成的玻璃-陶瓷在630℃成核2小時以及在800℃陶瓷化4小時之後的高角環形暗場(「haadf」)或z對比度圖像。圖21還顯示了fe、ti和mg元素的對應的能量色散x-射線光譜(eds)。更亮或更明亮的有色區域表明晶體區域。每個eds圖底部的長度規表示200nm。eds圖顯示在玻璃-陶瓷的所有顆粒中存在mg。在圖21所示的實施例組合物中，對於在不同溫度陶瓷化的所有組成，在晶體中檢測到mg。由實施例組合物53和71製造各種玻璃-陶瓷並在不同溫度下陶瓷化。圖22a和22b顯示表示與陶瓷化溫度相關的定量化數據。數據顯示，對於由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷(其同時包括球形和拉長的幾何形貌的顆粒)，隨著陶瓷化溫度從725℃增加到750℃，微晶中的fe含量下降，以及mg和ti的量增加。當陶瓷化溫度是750℃時，微晶中的fe和mg的摩爾％都在25摩爾％至35摩爾％之間變化。當陶瓷化溫度超過750℃時，mg和ti開始離開微晶，微晶變得fe富集。該結論良好地對應於圖16的透過率數據，其顯示陶瓷化溫度為750℃時的最小值。由實施例組合物71形成玻璃-陶瓷的數據包括相對於實施例組合物53和60的更高的tio2含量，其是不同的。由實施例組合物71形成的玻璃-陶瓷中的拉長的微晶的組成顯示隨著陶瓷化溫度的增加，ti的穩定增加，但是微晶中的fe和mg的量符合與實施例組合物53的玻璃-陶瓷相同的趨勢。另一方面，球形顆粒符合與實施例組合物53形成的玻璃-陶瓷相同的趨勢，但是單種元素的組成(fe、ti和mg的摩爾％)是不同的。在由實施例組合物71形成的玻璃-陶瓷中，球形微晶和拉長的微晶在725℃都包括約為25-35摩爾％的fe和mg。甚至當陶瓷化溫度增加到775℃時，球形顆粒(其佔據微晶的大部分)仍然維持該組成；但是，拉長的顆粒(其佔據小部分微晶)的ti的量增加(摩爾％)。來自圖16的透過率數據支持該內容，因為在高至750℃的陶瓷化溫度，透過率幾乎保持恆定，這之後，透過率開始增加。因此，不希望受限於理論，看上去為了實現最低的透過率，大部分的微晶中的fe和mg含量應該維持在約為25-35摩爾％。在mgo-fe2o3-tio2相圖上繪製顆粒的這些值(重量％)，如圖15所示。由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷的晶體位於fe2o3-mgtio3(ε–fe2o3)連接線的右上方。由實施例組合物71製造的玻璃-陶瓷中的微晶相對於連接線是tio2富集的。由組成和在最高陶瓷化溫度(即800℃)陶瓷化製造的玻璃-陶瓷展現出最高的fe含量微晶，以及展現出次高的fe含量微晶的玻璃-陶瓷在最冷的陶瓷化溫度(即725℃)陶瓷化。在中等陶瓷化溫度(例如，725℃和750℃)陶瓷化的玻璃-陶瓷展現出最暗的顏色和最低的fe含量。因此，由實施例組合物53形成的暗色玻璃-陶瓷(在630℃成核2小時以及在750℃陶瓷化4小時)的微晶差不多與由實施例組合物71形成的褪色玻璃-陶瓷的微晶相同的組成(其在630℃成核2小時以及在800℃陶瓷化4小時)。圖23顯示由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷的微晶的fel23elnes，其具有增加的陶瓷化溫度。fe3+主邊緣是在709.1(±0.1)ev，在707.7ev處具有小的肩部。另一方面，fe2+邊緣是在707.3(±0.1)ev。elnes顯示，在725℃陶瓷化之後形成的微晶主要是fe3+，但是顆粒中fe2+的量隨著陶瓷化溫度增加到高至775℃而增加。然後，在該溫度之後，fe2+的量減少，微晶回到fe3+主導。這種隨著陶瓷化溫度的fe3+和fe2+的變化得到組成分析的支持，其中，在大於725℃的陶瓷化溫度下，微晶中的mg2+離子的量增加，以平衡部分fe3+變化為fe2+。在高於775的陶瓷化溫度，mg2+離子的量減少，fe回到其初始氧化狀態。這表明，在晶體中存在fe3+和fe2+為玻璃-陶瓷提供了合乎希望的黑色顏色。明顯考慮fe的氧化狀態，存在fe2+離子是緊接ti離子來提供黑色顏色，而存在fe3+離子提供了藍色或綠色顏色。fe2+和fe3+離子的相互作用還可提供一些額外的顏色，從而增強吸收。本文所述的玻璃-陶瓷在較高陶瓷化溫度下的顏色變化可能是由於兩種不同現象的混合：由於組成的影響和由於散射的影響。這些玻璃-陶瓷中的散射是由於粒度的增加或者玻璃基質中的微晶的量(區域分數)的增加。不希望受限於理論，相信散射的增加與較高溫度下陶瓷化之後觀察到的灰色顏色相關。圖24顯示由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷在725℃、750℃、775℃和800℃進行陶瓷化之後的haadfstem圖。定性來說，圖24的圖像顯示隨著陶瓷化溫度的增加，微晶含量的逐漸增加。還獲得在不同陶瓷化溫度下，由實施例組合物73製造的玻璃-陶瓷的haadfstem圖像。在每個溫度進行4-5次圖像分析，計算玻璃-陶瓷的玻璃基質中的不同顆粒幾何形貌的區域分數和百分比。這些數值的平均值如圖25a、25b和25c所示。圖像分析顯示，在由實施例組合物53和71製造的玻璃-陶瓷中，在高至約775℃的陶瓷化溫度，顆粒的區域分數低於約10％。因此，相信為了使得散射效應最小化和實現黑色顏色，玻璃-陶瓷中的微晶的區域分數可低於約10％。圖像分析還表明，在由實施例組合物71製造的玻璃-陶瓷中，存在明顯的球形顆粒的增加和拉長的顆粒的減少，這也是ti富集的。這種不同意味著這些玻璃-陶瓷展現的顏色是由於存在球形顆粒而不是ti富集的拉長的顆粒。其他分析包括cielab色空間坐標確定和x射線顏色的相鑑定。進一步加工是玻璃-陶瓷的離子交換處理。將每種玻璃-陶瓷樣品切割成合適離子交換評價的形狀。然後對樣品進行清潔以消除任意殘留有機汙染物。將經過清潔的樣品分別懸浮在熔融kno3浴中，保持在370-450℃下。在浴中合適的小時數(例如高至約8小時或更高)之後，取出樣品，使其冷卻，在去離子水中清洗以去除任意殘留鹽。將根據實施例組合物1-7、14-17、43-44、53、57、60、63和71的玻璃-陶瓷浸入硝酸鉀的熔融浴中(具有0.5重量％的矽酸以防止蝕刻)，其溫度約為420℃或430℃，6.5-8小時，位於304不鏽鋼容器和籃中。然後使得玻璃-陶瓷樣品冷卻至室溫，然後在去離子水中清洗以去除附著的鹽。在該處理之後，採用偏振光在orihara表面應力計型號fsm-6000測量玻璃的壓縮應力和層深度以及在nir中1550nm操作的儀器中測量玻璃-陶瓷的壓縮應力和層深度，其在可見光譜中是不透明的。通過直徑壓縮和臨界角方法測量應力光學係數和折射率，其分別將fsm雙折射轉變成應力和層深度。圖6顯示對於選定的玻璃-陶瓷，dol與cs的關係。圖6還顯示採用不同的離子交換式樣，在本文所述的玻璃-陶瓷中可實現的可能的cs/dol組合。例如，可以提供cs為900-1100mpa且dol為25-55微米的玻璃-陶瓷。通過三種方法測量由實施例組合物53和60獲得的黑色玻璃-陶瓷的機械性能：環上環(ror)和磨損環上環(aror)的撓曲響應，以及4點彎曲。環上環測試評估基材面的雙軸撓曲強度，而4點彎曲測試評估邊緣的強度和精整質量。磨損環上環用於量化在具有施加的給定裂紋數量之後保留的機械性能。根據astmc1499，採用25.4mm支撐環和12.7mm負荷環以1.2mm/分鐘的十字頭速度，在厚度約為0.8mm的50平方毫米的樣品上進行環上環強度(雙軸撓曲)測量。為了對使用之後的材料的相對強度進行評級，根據astmc158，用sic磨料對樣品進行磨損。對於在700-4進行熱處理之後的市售可得鋁矽酸鹽玻璃基材(在表viii和表26-28中顯示為「基材x」)以及由實施例組合物玻璃53和60形成的玻璃陶瓷的強度屬性。基材x和玻璃-陶瓷樣品都離子交換至相同層深度。如表viii所示，玻璃-陶瓷在比基材x樣品更高的溫度下進行離子交換，以更好地匹配基材x樣品的壓縮應力。表viii：熱處理和離子交換條件以及得到的強度屬性圖26顯示在離子交換之前和之後這兩種情況下，玻璃-陶瓷和基材x的30個樣品的環上環失效負荷分布(所有的樣品厚度都約為0.8mm)。記錄失效負荷是因為經過離子交換的樣品的強度太高，彎曲轉移足夠大，使得膜應力不可忽略不計。因此，常規失效應力計算高估了材料的失效應力。雖然應變計能夠用於計算真實應力，但是它們增加樣品的剛度並且改變測試下的真實表面，產生額外的誤差源。因此，作為記錄通脹強度的值(失效應力)的替代，表viii和圖26顯示直接測量的失效負荷，對於雙軸撓曲測試的相對強度的無偏評級(unbiasedranking)沒有任何假設或估算。圖26-28記錄了威布爾模量和特性壽命，其是數據的63.2百分點(1-1/e)，用於進行對比。在離子交換之前，對比例基材x的特性壽命負荷為381n，而由實施例組合物53和60製造的玻璃-陶瓷分別展現出相似的437n和459n的特性壽命。在離子交換之後，基材x的壽命失效負荷增加到2371n，由實施例組合物53形成的玻璃-陶瓷增加到2825n，以及由實施例組合物60形成的玻璃-陶瓷增加到2965n。圖16中兩種玻璃-陶瓷的95％置信區間(虛線)重疊，表明它們之間沒有顯著差異，但是兩者都明顯高於基材x。通過離子交換，失效可能性線的斜率明顯變陡峭，對於非離子交換的玻璃陶瓷和基材x樣品，威布爾模量從2.9增加到4.6，以及對於經過離子交換的玻璃-陶瓷和基材x樣品，從15增加到高至19。為了確定使用狀態之後的雙軸性能，用1ml的sic顆粒以34kpa的壓力磨損部件，然後採用如圖26所使用的相同環上環測試配置進行測試。以這種方式進行磨損，賦予了深度約為20um的瑕疵，作為進行測試的材料會在現場遭受到的情況的替代品。圖27顯示基材x樣品、由實施例組合物53製造的玻璃-陶瓷樣品以及由實施例組合物60製造的玻璃-陶瓷樣品分別具有961n、1283n和1321n的特性壽命負荷。同樣地，兩種玻璃-陶瓷是不能區分的，並且明顯優於玻璃。全都具有6-9之間的類似的威布爾模量。圖28所示的4點彎曲數據顯示非離子交換的樣品全都具有120-140mpa的特性強度。在離子交換之後，基材x樣品強度增加到709mpa，而由玻璃53和60製造的玻璃-陶瓷樣品的強度分別增加到838和848mpa，威布爾模量都是35-60之間。兩種玻璃-陶瓷全都明顯比基材x更牢固，但是相互不可區分。雖然由實施例組合物1形成的可結晶玻璃展現出約為1.2kpa*s的液相線粘度，但是由實施例53和71形成的可結晶玻璃展現出超過100kpa*s的液相線粘度。測量的所有玻璃都具有接近560℃的應變點，接近615℃的退火點，以及接近895℃的軟化點。由實施例組合物1製造的可結晶玻璃中的自發性磁鐵礦沉澱表明2.16摩爾的fe2o3超過了該組成的溶解度限值。這也得到磁鐵礦作為液相線相的1235℃的高液相線溫度的證實。實施例組合物1可用於自發性黑色磁性玻璃-陶瓷，由於它的1.2kpa*s的低液相線粘度，它會不適用於製造精密玻璃片。實施例組合物2-6顯示過量鹼性(r2o-al2o3)對於fe2o3溶解度的大幅影響。具有2摩爾過量的鹼性物質的實施例組合物2的fe2o3嚴重未飽和，並且甚至在陶瓷化之後保持無定形。使得過量的鹼性物質降低到1摩爾％導致穩定的玻璃，其陶瓷化成為黑色磁鐵礦玻璃-陶瓷，正好高於40kpa*s的液相線粘度，對於任何成形操作都是超過足夠的。一旦氧化鋁含量超過鹼性物質，甚至在1.8摩爾％的fe2o3就觀察到自發性磁鐵礦沉澱，如實施例組合物5和6所證實。過量的鹼性物質還影響玻璃-陶瓷的電介質性質。在圖8的氧化鋁富集側上的磁鐵礦的較低溶解度導致更多的磁鐵礦沉澱，相應地，導致更高的損耗角正切。這得到xrd的證實，顯示隨著過量鹼性物質增加到2，在降低到0的負的r2o-al2o3情況下，玻璃-陶瓷展現出增加的積分磁鐵礦峰值強度。記錄了磁鐵礦納米晶體在約為3ghz具有約為1.2的高電介質損耗角正切以及約為0.5的磁性損失，這取決於磁鐵礦顆粒的尺寸和結構。因此，已知材料中的磁鐵礦損失比由實施例組合物2-6製造的玻璃-陶瓷大50倍，所述實施例組合物2-6製造的玻璃-陶瓷可含有最高1.2摩爾％的fe3o4，意味著這些玻璃-陶瓷中的磁鐵礦次相對於損耗角正切貢獻了1.2損耗角正切*1.2％＝0.014，或者主相為由實施例組合物6製造的玻璃-陶瓷的.025損耗角正切。但是，圖26-28的不含fe2o3的玻璃具有7.17的介電常數和0.022的平均損耗角正切，這僅比實施例組合物6製造的玻璃-陶瓷(其包括磁鐵礦)低0.003。還證實，可以通過保持細磁鐵礦分布和不含大顆粒，使得磁鐵礦的損耗角正切降低超過一個數量級。這解釋了為何含磁鐵礦玻璃-陶瓷具有比預期低的損耗角正切，其僅比不含鐵的玻璃高0.003。由於磁鐵礦提升了電介質損耗角正切和引起磁性幹擾，向實施例組合物7、14-17、43-44、53、57、60、63和71添加tio2，以避免形成磁鐵礦和其他磁性相。在表i中，當tio2/fe2o3的比例在1-2之間時，tio2的存在使得相偏移離開磁鐵礦並進入ε-fe2o3，並且當tio2/fe2o3的比例接近或超過2時，進入鐵板鈦礦(fe2tio5-mgti2o5ss)。形成ε-fe2o3相是令人驚訝的，因為非常難以製得ε-fe2o3，需要放電中的原子化鐵的氧化或者γ–fe2o3(磁赤鐵礦)的納米顆粒的轉化良好地分散在氧化矽凝膠中，甚至即使是這樣也不產生純相ε-fe2o3。在一個或多個實施方式中，通過保持顆粒的良好分布強化了ε-fe2o3的形成。如果允許顆粒團聚，則它們在提升的溫度下轉變成磁赤鐵礦。ε-fe2o3是非共線鐵磁材料，居裡溫度接近200℃，並且具有20koe的非常大的矯頑磁力，並且飽和磁性為25emu/g；但是，本文所述實施方式的ε-fe2o3玻璃陶瓷沒有如同磁鐵礦玻璃-陶瓷那樣與磁鐵粘著。缺乏明顯的磁性可解釋為在700℃合成的小的ε-fe2o3顆粒是超順磁性，展現出零殘餘磁性和零矯頑磁力。還理解的是，ε-fe2o3顆粒必須在其磁晶體和各向異性會導致高矯頑磁力之前達到閾值尺寸，並且該低磁性是經由小的ε-fe2o3顆粒實現的，如tem圖所示。此外，圖14a、14b和15證實了具有ε-fe2o3結構的玻璃-陶瓷中的納米微晶不是純的fe2o3，而是mgo、tio2和fe2o3的固溶體，其會破壞由單獨的fe2o3構成的ε-fe2o3的磁性排列。本文所述的玻璃-陶瓷還具有大的fe2+分數，不同於標稱全是fe3+的基於純fe2o3的ε-fe2o3。最後，所有表述為ε-fe2o3的玻璃-陶瓷組成都具有比其他表述的磁鐵礦小2.4倍的總fe2o3，因此不成對自旋的總數低於ε-fe2o3玻璃-陶瓷的情況，使得磁化減少超過一半。因此，小尺寸、組成複雜度、混合的價態以及較低的fe總含量全都會對ε-fe2o3玻璃-陶瓷的意外低磁化造成貢獻。還注意到，在圖15中，ε-fe2o3納米晶體圖的組成在右邊穿過三角晶系相域中的間隙(α『-fe2o3(赤鐵礦)α-mgtio3(鎂鈦礦)連接線)。記錄到隨著溫度降低，間隙變小，但是由於緩慢的平衡動力學，沒有在低於1000℃的情況下對其進行研究。但是，應理解的是，α『-fe2o3(赤鐵礦)α-mgtio3(鎂鈦礦)連接線中的間隙應該在700℃附近消失，這是本文所述的玻璃-陶瓷形成ε-fe2o3的溫度區域。當在850℃陶瓷化時，由實施例組合物53和60製造的玻璃-陶瓷中的ε-fe2o3都轉變為鐵板鈦礦。還應指出的是，圖15中的偽三相圖是該玻璃-陶瓷中的微晶組成的過度簡化，因為同時存在fe2+和fe3+這兩者(塊體前體玻璃具有約2/3的fe3+和1/3的fe2+)。圖29中的feo-tio2-fe2o3三元相具有與圖15的mgo-tio2-fe2o3相同的相關係，不同之處在於，mgo被feo替代，並且三角晶系相以所有方向從α『-fe2o3延伸到α』-fetio3，不同於在中間展現出隨溫度降低的間隙的fe2o3-mgtio3固溶體。mgfe2o4尖晶石具有與fe3o4(fefe2o4)磁鐵礦相同的結構和相似的xrd圖案，所以非常有可能的情況是，通過xrd檢測到的磁鐵礦相實際上是尖晶石、mgfe2o4和fe3o4的固溶體。圖29顯示當mgo被feo替代時，間隙消失，以及ε-fe2o3微晶具有mgo和feo這兩者的混合物。最後，ε-fe2o3是斜方晶的，具有與α『-fe2o3、α』-fetio3和α-mgtio3的三角晶系同形異構體不同的晶體結構。雖然-fe2o3可能是亞穩定的，但是亞穩定性通常可由玻璃的結晶形成，因為相比於穩定相所需要的情況而言，亞穩定相通常需要相對於玻璃較少的結構重排。因此，良好分散的晶體、組成複雜度、低陶瓷化溫度、不同結構以及來自玻璃的沉澱的組合，全都會對ε-fe2o3相的穩定性及其廣泛的固溶體具有貢獻。雖然加入tio2能夠形成非磁性黑色玻璃陶瓷，但是它們也增加了玻璃-陶瓷的介電常數和損耗角正切。通過使得ε-fe2o3或鐵板鈦礦的量降低至實現所需顏色的最小需求量，介電常數和損耗角正切這兩者可分別下降回到低於7.1和0.023，由圖9所示的實施例組合物15、43和44製造的玻璃所證實，這與圖26-28的實施例組合物相當，具有7.17的介電常數和0.022的平均損耗角正切。好處在於，低溶解度相的量越低，液相線溫度越低，相應地，液相線粘度會較高。通過選取實施例組合物43的低損耗然後細調節組成同時保持實現不透明度和顏色所需的最小量的fe2o3和tio2，由實施例組合物53製造的高液相線粘度玻璃-陶瓷實現了135.8kpa*s的液相線粘度。通過使得組成中的fe2o3僅僅增加0.15％，實現了甚至更暗的玻璃-陶瓷，得到實施例組合物60，其形成透明玻璃，但是在陶瓷化之後完全不透明，即使對於約為0.8mm的厚度，仍然具有良好地高於60kpa*s的液相線粘度。透澈或透明玻璃的好處在於，能夠在材料陶瓷化之前對缺陷進行自動化實時自動化檢測和質量評估。因此，認為透明前體玻璃在製造中是有益的，因為自發性黑色材料會掩蓋熔融缺陷(例如，帶狀物、晶種、節狀物和石塊，而操作者需要對此調節熔融條件)的數量和鑑定。這些缺陷必須是快速檢測的，並且對熔化工藝進行調節以消除它們，因為它們會降低材料的強度和性能。為了精確地調節由實施例組合物60製造的玻璃-陶瓷的顏色和優化熱處理時間，在陶瓷化循環期間，採用原位透過率測量來研究透過率。在圖11保持的630℃成核期間，透過率下降，表明在玻璃中存在明顯的變化，即使tem和xrd都無法檢測到對於630℃熱處理樣品的結晶的任何信號。不希望受限於理論，相信當形成晶核時這是必須的情況，並且它們太小而無法在不損壞玻璃的情況下被任何技術(即tem和/或xrd)檢測到。即使是在「常規」高結晶度玻璃-陶瓷中，成核相的觀察難度也不是不常見的，但是在這裡記錄的情況下，這些材料具有小於2摩爾％的組成可用於分隔成為晶體。如果僅2摩爾％的小比例轉變成晶核，則會是極難觀察到的。由於前體玻璃設計成熱響應和陶瓷化，其對於tem是非常束敏感的，並且低於5nm的微晶無法在不對玻璃造成損壞的情況下成像，也無法對於小於15nm的特徵上獲得有意義的eels譜圖。在700℃的透過率急劇跌落對應於微晶的生長溫度。初始地，相信在約為750℃的陶瓷化溫度的黑度和不透明度最大值和之後的更高溫度下的不透明度降低與變灰是由於如下情況：納米微晶在較高溫度下溶解回到玻璃中，但是tem圖像顯示對於更高的陶瓷化溫度具有甚至更大的微晶。從tem圖像計算納米微晶的分布區密度，並繪製在圖30中，顯示隨著陶瓷化溫度的增加，結晶度增加，這排除了結晶度降低引起不透明度降低和變灰的原因。圖12中的吸收曲線的形狀結合圖13中的feeels譜提供了對於隨著高於750℃的陶瓷化溫度的透過率增加的理解。雖然在400-700nm之間的吸收尾部的形狀可能與散射類似，但是其既不符合瑞利散射的λ-4依賴性指示，也不符合更大顆粒米氏散射的λ-2依賴性指示。實際上，其良好地符合λ-3依賴性，並且最有可能是可見光中的強吸收的尾部使得材料是黑色的。如果散射在可見光中主導消光，則材料會看上去是霧狀或白色的。因此，強烈吸收對於使得材料是黑色所必需的。fe2+-ti4+電荷轉移帶具有非常大的吸收橫截面，並且導致光譜中的可見光部分的強烈吸收。即使數十ppm的fe2+和ti4+就導致可以被肉眼檢測到的黃色色彩。對於活躍的電荷轉移機制，fe2+和ti4+必需緊密接近，例如與共用o2-離子的第二接近結合。即使fe2+和ti4+同時存在於前體玻璃中，它們也是處於低濃度的，因而相當好地分散，僅導致由於較少fe2+和ti4+離子緊密接近的暗色琥珀色有色玻璃。但是，當它們分隔成微晶時，它們變成第二接近的情況，產生覆蓋了大部分可見光譜的強烈吸收帶。仔細觀察圖12，顯示1100nm處的fe2+帶在750℃陶瓷化溫度達到最大，然後在更高的陶瓷化溫度下減小，這與750℃不透明度最大值是相符合的。在不存在fe2+的情況下，電荷轉移帶的強度必然是0，然後隨著陶瓷化溫度的優化，隨著fe2+的增加而增加。納米微晶的eels譜圖提供了它們的組成以及fe2+分數。在圖13中，在775℃陶瓷化溫度，在fe3+/總fe比例最小時存在最高分數的fe2+，這比光學數據中觀察到的不透明度最大值和fe2+峰值高25℃。圖31顯示來自eels的總fe2+濃度(fe2+分數*總fe2o3)以及微晶的mgo含量。雖然fe2+在775℃的陶瓷化溫度具有峰值，mgo的峰值是在750℃的陶瓷化溫度，與觀察到的不透明度最大值相符合。fe2+-fe3+和fe2+-ti4+的配位集群(coordinationclusters)可在相同結構中共存，並且同時提升共核fe2+-fe3+以及異核fe2+-ti4+電荷轉移帶。光學吸收數據表明，在750℃的陶瓷化溫度存在最大的fe2+濃度，所以應該同時伴隨著fe2+-fe3+和fe2+-ti4+配位集群(coordinationclusters)以及電荷轉移吸收的最大值，因為兩種集群都需要fe2+。此外，應理解的是，與離子的同形取代一同存在的局部電荷不平衡促進了同核電荷轉移帶，例如在矽酸鹽鐵鎂礦物中的fe2+和mg2+被al3+和fe3+取代。在ε-fe2o3的情況下，所有陽離子標稱都是fe3+，所以對於與mg2+和fe2+相適應的結構，ti4+離子或氧空位必須補償電荷不足。這會導致局部電荷不平衡提升fe位點的退化，提升同核fe2+→fe3+。因此，ε-fe2o3微晶中較高水平的mg2+和fe2+與玻璃-陶瓷的不透明度相關，並且可能通過fe2+-fe3+和fe2+-ti4+電荷轉移帶的更大總體吸收強度解釋了750℃陶瓷化溫度下的吸收最大值。在更高的陶瓷化溫度下，微晶更大並且fe2+-ti4+電荷轉移帶減小，散射變得明顯。純散射得到白色材料，但是當混合黑色時，導致在800和850℃陶瓷化的樣品中觀察到灰色。此處提供的環上環數據證實，玻璃-陶瓷機械性能和表面精整相比於離子交換之前的已知玻璃基材沒有不同。在離子交換之後，玻璃和玻璃-陶瓷的失效負荷增加的倍數約為6，因為由於離子交換過程誘發的壓縮應力將近似1gpa的壓縮置於到靠近玻璃或玻璃-陶瓷的表面的任何已有瑕疵上。在瑕疵會經受拉伸和後續失效之前，會需要克服這種化學誘發的壓縮。磨損環上環數據顯示了一旦引入了破損和瑕疵之後，使用後的材料是如何演變的。黑色玻璃-陶瓷在磨損和未磨損測試中都顯示出稍微更好的性能。為了理解原因，在圖32中繪製環上環和4點彎曲結果與離子交換壓縮應力的關係圖，這顯示了壓縮應力與失效負荷之間的相關性。應注意的是，4點彎曲測量的是斷裂模量，而不是邊緣強度。對於具有相同標稱交換深度的樣品，更高的壓縮應力將更大的壓縮力置於已有瑕疵上以及磨損驅動了在破壞深度處的表面下的更大的壓縮應力，這通常深度約為10微米，良好地處於41微米壓縮層內。觀察到玻璃-陶瓷的壓縮用力高於玻璃基材x樣品，即使玻璃陶瓷在更熱的溫度下離子交換更長的時間也是如此(這兩種情況通常都會降低離子交換玻璃的壓縮應力)。為此，一個原因可能是玻璃基材x樣品在熔合拉制之後在空氣中猝冷，而玻璃-陶瓷初始也經過猝冷，但是它們後續的陶瓷化以及以爐速率在烘箱中慢得多的冷卻導致在玻璃-陶瓷中的更為緻密的殘留玻璃。證實經退火玻璃比猝冷玻璃具有更高的壓縮應力和更低的擴散率。不希望受限於理論，可能是緩慢冷卻的玻璃-陶瓷相比於它們的玻璃對照物具有更高壓縮應力和強度的原因。不希望受限於理論，這還可能是玻璃-陶瓷需要在10℃更高的條件和1.5小時更長的條件下進行離子交換以實現與基材x樣品相同dol的原因。前述實施方式描述了提供低結晶度玻璃-陶瓷和高液相線粘度的可結晶玻璃。通過對摻雜了fe2o3、mgo,和或tio2的矽酸鹽玻璃進行熱處理，來製造磁鐵礦、鐵板鈦礦和ε-fe2o3玻璃-陶瓷。對於675-800℃的陶瓷化溫度，觀察到廣泛的ε-fe2o3和mgtio3的固溶體。eels和光學吸收數據顯示微晶的fe2+含量在接近750℃達到最大值，導致黑色和不透明度的最大，這是由於優化了fe2+-ti4+電荷轉移。通過保持晶體材料量的最小化，介電損失和液相線溫度最小化，提供了第一可熔合成形氧化物玻璃-陶瓷。採用具有快速離子交換性質和高壓縮應力的可結晶玻璃組合物，產生離子交換之後強度為840-850mpa的玻璃-陶瓷。實施例組合物116-170：表ix所列出的實施例組合物用於通過將適當批料的原材料引入鉑坩堝中來形成可結晶玻璃。然後將坩堝放入溫度高至約1700℃的爐中。然後對材料進行精煉，然後將熔融玻璃倒到鋼板上來製造玻璃餅或者通過輥制或下拉將它們形成為片材。具體來說，由實施例組合物116-170形成的可結晶玻璃通過在1.81鉑坩堝中混合2500g的批料原材料進行熔化，然後將其放入溫度約為1600℃的sic碳矽爐中，持續5小時。然後將熔化的材料以薄流倒入冷水流的桶中，製造碎玻璃。然後碎玻璃在1650℃再熔融5小時，獲得均勻熔體，然後倒到鋼檯面上，之後在約620℃退火2小時。因此，本領域技術人員可進行各種修改、改動和選擇，而不背離本發明的精神和範圍。應理解的是，雖然出於簡短和可讀性的緣故從本文刪除了所有此類修改和改進，但是它們完全地落在以下權利要求的範圍內。當前第1頁12