"全ての面で平滑であり、低い熱膨張率を有し、全ての面で少なくとも50nmの厚さがあり、遷移領域で繋がった結晶質の内部を囲む、非晶質でリチウムの欠乏した大部分がガラス質の表面域を有し、高い透過率を有する、リチウムを含有する透明なガラスセラミック材料。前記ガラス質の表面域が、50nm~5000nm、好ましくは250nm~3000nm、より好ましくは300nm~1500nmの範囲の厚さを有することを特徴とする、請求項1に記載のガラスセラミック材料。前記ガラス質の表面域が、200nm以下、好ましくは100nmの厚さを有する遷移領域で前記結晶質の内部と繋がっていることを特徴とする、請求項1又は2に記載のガラスセラミック材料。前記ガラスセラミックにおける主結晶相が、50重量を超えるβ-石英固溶体を含むことを特徴とする、請求項1~3のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラスセラミックの結晶質の内部のβ-石英固溶体が、5.18Å~5.19Åの範囲の格子定数aを有することを特徴とする、請求項4に記載のガラスセラミック材料。前記ガラス質の表面域が、10重量以下の結晶、好ましくは1重量未満の結晶を含み、前記結晶質の内部が、少なくとも50重量の結晶、好ましくは少なくとも80重量、より好ましくは少なくとも90重量の結晶を含むことを特徴とする、請求項1~5のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラス相と前記結晶との間に、0.001~0.05の範囲の屈折率の差異が存在することを特徴とする、請求項1~6のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラス質の表面域が、前記ガラスセラミック材料の主要な結晶質の内部より低い屈折率を有することを特徴とする、請求項1~7のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記表面域の残留ガラス相と前記内部の結晶相との間の屈折率の差異が、セラミック化及び続く冷却の結果として±0.3未満、好ましくは0.1であることを特徴とする、請求項1~8のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラスセラミック材料が、4mmの壁厚をベースとして、可視波長範囲において波長400nmで0.75超、450nmで0.845超、550nmで0.893超、600nmで0.90超、及び700nmで0.90超の透過率を有することを特徴とする、請求項1~9のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラスセラミックが、核生成剤、より好ましくはZrO2及び/若しくはTiO2単独、又は他にSnO2を含むことを特徴とする、請求項1~10のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記結晶が、標準偏差が±5未満、好ましくは±3未満、より好ましくは±2未満である粒子サイズを有することを特徴とする、請求項1~11のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。セラミック化した出発ガラスがリチウムアルミノシリケートLASガラスであることを特徴とする、請求項1~12のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラスセラミックが、以下の組成範囲質量単位で50~75.0SiO2、15~28.0Al2O3、0~2.0B2O3、0~1.0F、2.0~6.0Li2O、0~6.5CaOSrOBaO、0~7.0TiO2、0~5.0ZrO2、0~4.0ZnO、0~3.0Sb2O3、0~3.0MgO、0~3.0SnO2、2.0~7.0TiO2ZrO2SnO2、0~8.0P2O5、0~1.5As2O3、0~1.0Nd2O3、0~4.0Na2OK2Oそれぞれの割合は以下に示される範囲内にある:0~4.0Na2O、0~4.0K2O、及びまたSb2O3、As2O3、SnO2、Ce2O3、フッ素、臭素及びスルフェート等の従来型の清澄剤、を含み、含水量が0.01質量~0.08質量であることを特徴とする、請求項1~13のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。前記ガラスセラミックが0.007重量~1.00重量のFe2O3含有量を有することを特徴とする、請求項1~14のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料。請求項1~15のいずれか一項に記載のガラスセラミック材料を製造する方法であって、核生成剤を含有する出発ガラスを準備し、該出発ガラスに温度処理を施すが、ここで、初めに該出発ガラスを700°C~810°Cの範囲の核生成温度まで加熱し、この温度範囲における滞留時間は3分~120分であり、それから核が形成された該出発ガラスを核生成温度から810°C~880°Cまで加熱し、該加熱の速度は0.1K/分~5.0K/分であり、その後少なくとも部分的にセラミック化した出発ガラスを880°C~970°Cの範囲の温度に加熱し、加熱後少なくとも部分的に結晶化した出発ガラスをこの温度範囲に数分間保持し、この操作工程の期間は1分~45分であり、最後に、ガラスセラミックを少なくとも600°C未満に冷却し、該冷却の速度は少なくとも5K/分であり、ここで前記セラミック化を、規定の窯における空気中の含湿量で行い、前記セラミック化を、前記出発ガラス/前記ガラスセラミックと接する面接触面に雰囲気ガス例えば窯の雰囲気のための供給ライン及び除去ラインを設けた支持プレートを用いて行うことを特徴とする、ガラスセラミック材料を製造する方法。核生成及びセラミック化中、セラミック化される前記出発ガラスの上面と底面との間の温度差が、10K、好ましくは3K未満、より好ましくは1K未満に維持されることを特徴とする、請求項16に記載の方法。前記冷却の速度が、100K/分以下、好ましくは10K/分~20K/分の範囲であることを特徴とする、請求項16又は17に記載の方法。前記セラミック化を、10体積以下、好ましくは5体積以下、より好ましくは2.5体積以下の窯における空気中の含湿量で行うことを特徴とする、請求項16~18のいずれか一項に記載の方法。電気加熱窯、好ましくはトンネル窯、より具体的にはローラー窯の形態のものをセラミック化に使用することを特徴とする、請求項16~19のいずれか一項に記載の方法。5μm~200μm、好ましくは10μm~50μmのRmsの粗さで前記接触面を粗面処理した支持プレートを使用することを特徴とする、請求項16に記載の方法。前記接触面にスタッドを備える支持プレートを使用することを特徴とする、請求項16に記載の方法。前記スタッドが、0.5mm~100mm、好ましくは1mm~2mmの直径、0.05mm~2mm、好ましくは0.1mm~0.5mmの高さ、及び1mm~100mm、好ましくは2mm~10mmの互いの中心点の間の距離を有することを特徴とする、請求項22に記載の方法。前記接触面に溝を備える支持プレートを使用することを特徴とする、請求項16に記載の方法。前記溝が、0.1mm~20mm、好ましくは1mm~5mmの幅、0.05mm~2mm、好ましくは0.2mm~0.5mmの深さ、及び1cm~15cm、好ましくは2cm~10cmの互いの距離を有することを特徴とする、請求項24に記載の方法。前記溝が前記支持プレートの狭い側と平行に配置されることを特徴とする、請求項24又は25に記載の方法。前記溝がランダムに配置され、互いに交差する交角10度~90度ことを特徴とする、請求項24又は25に記載の方法。貫通穴を設けた又は多孔質材料から作製された支持プレートを使用することを特徴とする、請求項16に記載の方法。前記穴が、3mm~20mm、好ましくは5mm~15mmの直径、及び1cm~20cm、好ましくは5cm~15cmの互いの中心点の間の距離を有することを特徴とする、請求項28に記載の方法。前記支持プレートが、Al2O3、SnO2、TiO2、TiAln、SiN、BN、SiO2、ZrO2、酸化Fe、MgO、ケイ酸Mg、炭酸カルシウム、Au、Pt、Rh又はそれらの組合せの離型層を有することを特徴とする、請求項16~29のいずれか一項に記載の方法。車両窓ガラス、防弾サイトスクリーンラミネート、クックトップ、炉及び煙突の覗き窓を製造するための、高温又は極めて低温用途のガラスセラミック物品としての、燃焼炉の炉窓としての、白物家電としての、オーブンドアのパネルとしての、貴金属コーティングのための支持プレートとしての、及びひいては誘導加熱又はガスによる加熱用のクックトップとしての、真空コーティング操作、特に太陽光機能層のための支持プレートとしての、透明なオーブンパネル、防火パネル、マイクロ波用の差し込み棚としての、並びにまたディスプレイ産業及び大陽光産業における支持プレートとしての、並びに特に変動温度に曝される他の用途における、支持プレートでの、請求項1~15に記載の、請求項16~30に記載の方法により作製された、平面、シート状、プレート状、パネル状の両面が平滑な形状を有するガラスセラミック材料の使用。したがって、本発明により対処される課題は以下である:1.全ての面で低Li域を有するガラスセラミック製品を提供すること、2.セラミック化時に支持プレートに隣接するその裏面にも、シートの前面上にある又はその周縁領域におけるLi欠乏層の層密度にほぼ相当する300nm~700nmが少なくとも50nmかつ5000nm未満の厚さがあり、内部に主要な結晶相としてβ-石英固溶体BQSSを有するLi欠乏表面層を保持するガラスセラミックシートの製造を可能にする方法であって、該方法は品質を増大させながら比較的迅速に実施され、それにもかからわず製造される物品は可視範囲で高い透過レベルを有する、ガラスセラミックシートの製造を可能にする方法を見出すこと。本発明による高い透過レベルとは、4mmの壁厚をベースとして、可視波長範囲における波長400nmで0.75超、450nmで0.845超、550nmで0.893超、600nmで0.90超、及び700nmで0.90超の透過率を意味する。この課題は、全ての面で平滑であり、低い熱膨張率を示し、全ての面で少なくとも50nmの厚さがあり、遷移領域によって連結された又はそれを介して繋がった結晶質の内部又は内部領域を囲む又は封入する非晶質のリチウムが欠乏したガラス質の表面域を有し、高い透過率を有するリチウムを含有する透明なガラスセラミックにより、及び更なる独立クレームの主題により、驚くほど簡単な方法で解決される。本発明の有利な実施の形態及び発展形態は、従属クレームにおいて規定される。本発明によるガラスセラミック材料の場合、製造されるガラスセラミック物品の総壁厚dtotに対するガラス質の表面域の厚さdglの比率は典型的に1.25×10-3未満であり、例えばガラスセラミック物品の壁厚が4mmであると、最大のガラス質の表面域の厚さは5000nmである。この場合、ガラス質の表面域の厚さは、50nm~5000nm、好ましくは250nm~3000nm、より好ましくは300nm~1500nmの範囲である。本発明によれば、ガラス質の表面域は、大部分が結晶質の内部領域と遷移領域で繋がっている。遷移領域は、ガラス質のマトリクスに対する結晶質の内部方向への結晶の数又は割合の増大を伴って、ガラスセラミック物品のガラス質の周縁領域と結晶質の内部との間に介在する。物品のガラス質の周縁領域と結晶質の内部との間の遷移領域は本明細書では非常に小さいのが有益であり、本発明の方法によって、遷移領域を200nm未満の厚さに維持することができる。しかしながら、好ましい遷移領域は100nm以下の厚さを有する。ガラス質の周縁領域と結晶質の内部との間の最大限に小さい遷移領域が完成物品の透過率を増大させる。2つの層間の遷移が激しければsharper、透過率が高くなるという法則がある。本発明の1つの好ましい実施の形態では、ガラスセラミック材料は50重量を超えるβ-石英固溶体BQSSを含む主結晶相を有し、結晶質の内部領域のβ-石英固溶体は5.18Å~5.19Åの範囲の格子定数aを有する。結晶と残留ガラス相との間の屈折率の差異が特に低いことから、主にβ-石英固溶体を含むガラスセラミック材料は透明度が特に高いという点で注目に値する。LASガラスセラミック材料における非晶質ガラス質表面域とは、本発明では、内部、すなわちこの周縁層の真下の微細構造とは対照的に、典型的に平均20nm~100nmのBQSS結晶等を有さず、それどころか大部分が非晶質である、ガラスセラミック表面に直接ある区域又は層を意味する。この実質的に非晶質の表面域は、BQSS又はKSSキータイト固溶体では、主結晶相として10体積以下の結晶を含む。換言すると、少なくとも90体積の表面域がガラス質のマトリクス視射角入射x線回折により検出可能からなる。非晶質の表面領域は、1体積未満の結晶を含むのがより好ましい。これとは対照的に、結晶は、ガラスセラミック物品の実質的に結晶質の内部では、少なくとも70体積、好ましくは少なくとも80体積、より好ましくは少なくとも90体積の割合を占める。この層は、視射角入射x線回折により、又はそれ以外では、横断面を作製し、透過型電子顕微鏡TEMでの電子回折を介して若しくは走査型電子顕微鏡SEMで間接的に検出可能である。SEM分析では、横断面を希フッ化水素酸であらかじめ化学的にエッチングする。フッ化水素酸は、BQSS/KSS結晶よりもはるかに強くLASガラスセラミックのガラス相を攻撃する。このようにして、結晶のコントラストが増強され、SEMにおいて結晶の粒界を判別することが可能であり、これにより当業者は、x線回折及びSEM/TEMにより可視化された、結晶質の内部とガラス質の表面領域とを構造の差異に基づき区別することができる図1。LASガラスセラミック材料におけるLi欠乏表面域は、リチウムの量が、結晶質の内部におけるガラスセラミック材料のリチウム含有量の値の僅か5~20である表面にある層であると理解される。LASガラスセラミック材料におけるLi含有量は、二次イオン質量分析SIMS、又は飛行時間型SIMSTOFSIMS、図2を用いた深さプロファイルの測定により典型的に検出される。本発明のガラスセラミック物品は典型的に、特に可視スペクトルの波長で高い透過率及び透明度を有し、この波長範囲での透過率は好ましくは、4mmの厚さのディスクで標準化して、400nmで0.75超、450nmで0.845超、550nmで0.893超、600nmで0.90超、及び700nmで0.90超である。本発明は、透明度の高い高強度のガラスセラミック物品を製造する方法も包含する。本発明のガラスセラミック材料を製造するのに用いられる方法は、特に、核生成段階及び結晶化段階でのその短い滞留時間、並びにフォーミングガスのない製造の可能性の点で注目に値する。本方法は全体として、従来技術の同等の方法よりも効果的である。この方法では、核生成剤を含有する出発、すなわちグリーンガラスを準備し、出発ガラスに温度処理を施すが、ここでは初めに出発ガラスを700°C~810°Cの範囲の核生成温度まで加熱しこの温度範囲における滞留時間は3分~120分である、それから核が形成された出発ガラスを核生成温度から810°C~880°Cまで加熱し加熱速度は0.1K/分~5.0K/分である、その後少なくとも部分的にセラミック化した出発ガラスを880°C~970°Cの範囲の温度に加熱し、加熱後この温度範囲で少なくとも部分的に結晶化した出発ガラスを数分間保持しこの操作工程の期間は1分~45分である、最後にガラスセラミック材料を少なくとも600°C未満に冷却し冷却速度は少なくとも5K/分である、ここでセラミック化を、規定の窯における空気中の含湿量で行い、セラミック化を、出発ガラス/ガラスセラミックと接する面接触面に雰囲気ガス例えば窯の雰囲気のための供給ライン及び除去ラインを設けた支持プレートを用いて行う。本発明の方法を用いて製造されたガラスセラミック物品は非常に高い透明度を有し、そのため例えばラミネートにおいても車両窓ガラスに対する要件を依然として満たしている。さらに、該ガラスセラミック物品は高い強度を有するものとすることもでき、このため保護用途のガラスセラミックとして使用することができる。高強度で高透明度のガラスセラミック物品を、核生成温度及び結晶化温度と特定の滞留時間及び迅速な冷却速度との特定の組合せにより製造することができることが今回発見された。驚くべきことに、様々な組成の出発ガラスで上述の特性の改善を観察することができる。そのため、特に、特定の温度範囲及び時間範囲に関連して、本発明の方法を様々なガラスセラミック材料に利用することができる。これは、方法パラメータのコストのかかる不都合な適合を必要としないことから、異なるガラスセラミック材料を同じ製造ラインで製造する場合に特に有益である。特にリチウムアルミノシリケートガラスセラミック材料LASガラスセラミックにおいて透明度及び強度に関する特別な利点が見出された。したがって、本発明の有益な実施の形態では、リチウムアルミノシリケート出発ガラスをセラミック化する。本発明の方法の特別な利点は、均一な結晶化であり、これは残留ガラス相での結晶又は結晶子の一様分布を意味し、非常に類似した粒子サイズである。この種の分布は、ガラスセラミック材料の個々の相間での屈折率の差異及び光散乱を低減し、製造されるガラスセラミック物品の透明度を増大させる。これにより、結晶は、標準偏差が±5未満、好ましくは±3未満、非常に好ましくは±2未満である粒子サイズを有する。本発明によるLASガラスは、以下の組成範囲質量単位で:50~75.0SiO2、15~28.0Al2O3、0~2.0B2O3、0~1.0F、2.0~6.0Li2O、0~6.5CaOSrOBaO、0~7.0TiO2、0~5.0ZrO2、0~4.0ZnO、0~3.0Sb2O3、0~3.0MgO、0~3.0SnO2、2.0~7.0TiO2ZrO2SnO2、0~8.0P2O5、0~1.5As2O3、0~1.0Nd2O3、0~4.0Na2OK2Oそれぞれの割合は以下に示される範囲内にある:0~4.0Na2O、0~4.0K2O、及びSb2O3、As2O3、SnO2、Ce2O3、フッ素、臭素及びスルフェート等の従来型の清澄剤、を有し、含水量が0.01質量~0.08質量であるガラスセラミックである。続いて結晶化体を、場合によってはatleastattimes少なくとも5K/分、好ましくは10K/分~20K/分の冷却速度で、少なくとも600°Cまで冷却する。しかしながら、例えば急冷に用いられる種類の過度に速い冷却速度は、透過率及び光散乱に関して悪影響があることが分かっている。そのため、冷却速度は、1分当たり100Kを超えないものとする。10K/分~20K/分の冷却速度で冷却したガラスセラミック物品は透過率及び透明度に関して特に良好な特性を示すことが明らかになっている。従来型のセラミック化方法と比較して、有益には、核生成段階及び結晶化段階の両方の滞留時間が短く、これにより必要とされるエネルギーが顕著に削減され、スループットが増大する。セラミック化される物品の上面と底面との間の大きな温度の相違により、製造されるガラスセラミック物品の不均一性が引き起こされる場合がある。これに関連した不均一性は、例えば、大幅に異なる結晶子サイズ、物品内での結晶子の一様ではない分布、又は他にも異なる化学組成を有する結晶相の形成、及びまたガラスセラミック材料における相間での異なる屈折率を意味する。これらの不均一性は、本発明のガラスセラミック物品の品質に、より具体的には所望の高い透明度に悪影響を及ぼし得る。したがって、核生成及びセラミック化中のセラミック化のためのグリーンガラスの上面と底面との間の温度差は、10Kに、好ましくは3K未満に、より好ましくは1K未満に維持すべきである。結晶化段階後の急速冷却により有益には、実質的に結晶質の内部を完全に又は少なくとも部分的に囲む、実質的にガラス質の周縁層が形成される。この配置でのガラス質層の厚さは典型的には、50ナノメートル~5000ナノメートル、通常250ナノメートル~3000ナノメートルの範囲、好ましくは300ナノメートル~1500ナノメートルの範囲である。実質的にガラス質の周縁領域又は実質的にガラス質の周縁層以下で単にガラス質の周縁領域と呼ぶこともあるは、10重量以下の結晶を含む。すなわち換言すると、少なくとも90重量の周縁領域がガラス質のマトリクスからなる。ガラス質の周縁領域が1重量未満の結晶を含むのが特に好ましい。反対に、結晶は、ガラスセラミック物品の実質的に結晶質の内部以下で単に結晶質の内部又は結晶質の内部領域と呼ぶこともあるの少なくとも50重量、好ましくは少なくとも80重量、より好ましくは少なくとも90重量の割合を占める。本発明の発展形態で想定されるように、セラミック化時の低い窯内含湿量により確実に影響されると、特に、結晶質の内部より低い屈折率を有するガラス質の周縁領域を形成することが可能である。このようにして、ガラス質の周縁領域は反射防止効果も有することができ、これにより例えば車両窓ガラスの場合に反射防止層の更なる適用を排除することが可能となり、またこれにより材料及び時間の削減を通してコストの大幅な低減の可能性を与える。このガラス質の周縁領域の形成は、特定の利点を伴って、可視波長範囲において完成物品の透明度を絶対数でおよそ1増大させることができる。特に、以下に記載される乾燥した窯内空気と組み合わせた急速冷却が、3K/分の従来のより遅い冷却速度の場合と比較して、400nmを超える波長範囲において絶対数で最大1の透明度の改善を可能にする。本発明によるガラスセラミック材料の場合、0.001~0.05の範囲のガラス相と結晶との間の屈折率の差異が存在し、ガラス質の表面域はガラスセラミック材料の大部分が結晶質の内部領域より低い屈折率を有し、セラミック化及び続く冷却のために、表面域の残留ガラス相と内部領域の結晶相との間の屈折率の差異は±0.3未満、好ましくは0.1である。有益には、本発明の方法の1つの発展形態は、2つの核生成剤、好ましくはTiO2及びZrO2によって行われる。しかしながら、例えばTiO2単独、ZrO2単独、SnO2及びヘイズを低減させるのに用いられることが多いクロムの酸化物等の核生成剤を使用することも可能である。本発明は、残留ガラス相が、残留ガラス相と結晶相との間の屈折率の差異、及び/又は得られる結晶サイズに対する残留ガラス相の影響のいずれかにより発生するinitiated、透明なガラスセラミック材料のヘイズに重要な役割を果たすという仮説に基づいている。比較的大きな結晶により光散乱の増大が起こったことから、ヘイズは比較的大きな結晶により引き起こされると推測された。したがって、本発明の目的は、可能な限り小さい結晶を可能な限り多く発生させることであり、このため核生成のための触媒としてCr2O3を添加する必要はなかった。1つの有益な発展形態では、本発明の透明なガラスセラミック材料は、0.013重量~0.23重量のFe2O3、好ましくは0.013重量~0.014重量、より好ましくは0.013重量~0.04重量のFe2O3を含む。透明なガラス又はガラスセラミック材料では、一般的に、高いレベルのFe2O3であっても望ましくなく、これは製造される物品の褐色への着色が起こる可能性があるためである。この理由から、これらの製品が、鉄が少ない原材料を用いて製造されることが多く、そのため相対的に高価にもなる。これとは対照的に、例えば自動車産業における窓ガラス板として使用することができる本発明によるこの実施の形態では、或る特定のFe含有量が、他に透過率が高いことを考慮して許容される。1つの発展形態によれば、或る特定のFe含有量が実際に明らかに望ましく、これは生じる褐色への着色が、有益に、UV光400nm未満の波長の通過を妨げ、このようにしてUV光の損傷効果を弱める、又は更には抑えるためである。本発明によれば、より具体的には、温度プログラム、滞留時間及び窯内含湿量の特定の組合せが透明度の特性を改善し、これにより従来のセラミック化方法と比較して、達成される光散乱を大幅に低減させることが可能になる。本発明の物品がラミネートで、例えば特に高強度の車両の窓ガラス板として使用される場合、効果の改善が特に明白であるが、これはこの場合に透明度の増加がラミネートに使用される個々のシートの数に沿って累算されるためである。完成したガラスセラミック物品の低い光散乱に関連する特定の利点に対して、結晶質の内部領域におけるβ-石英固溶体は、5.18Å~5.19Åの範囲の格子定数aを有する。本発明のガラスセラミック物品は、可視スペクトルにおける上述の高い透明度により、本質的に従来のガラスセラミック物品とは異なる。本発明によれば、セラミック化は、10体積以下、好ましくは5体積以下、非常に好ましくは2.5体積以下の窯における空気中の含湿量で行われる。これにより、リチウムイオンが欠乏し、全ての面で50nmの厚さがある非晶質域をその表面上に有するLASガラスセラミック材料が、低リチウム含有量の発現に必要であるイオン交換を用いて製造され、非晶質域は、発生するガラスセラミックとその環境との間の分圧の差異を利用して、水若しくは水素の除去又は水若しくは水素の供給により、セラミック化時に生じる。低Li非晶質表面域の発生に必要なイオン交換はセラミック化プロセス中に進行し、表面域の厚さがこのプロセス中の窯雰囲気の含水量又は水素含有量により調整される。窯雰囲気の含水量は、このプロセス中、ガラスセラミックのOH含有量との相互作用により、出発LASガラスの含水量及び低Li非晶質表面層の所望の厚さに応じて、0.05体積以上25体積以下に設定される。窯雰囲気の含水量は、このプロセス中、出発LASガラスの含水量及び低Li非晶質表面層の所望の厚さに応じて、0.05体積以上10体積以下に設定される。ここではこれらの目的は、イオン交換が、出発ガラスの含水量CH2Oの調整によりガラスセラミックを形成するセラミック化のプロセスの前に準備され、セラミック化中に行われる場合に、簡単な方法で達成されることを更に見出している。このプロセスは、本発明によれば、セラミック化プロセス中の水の除去又は水の供給により非常に効果的に補助され得る。イオン交換は、本明細書では好ましくは最大600nmの層厚で、ガラスセラミック材料の表面上で行われる。驚くべきことに、ガラス質のLi欠乏表面層の形成をもたらすメカニズムが、結晶の結晶化温度に対するガラス内部の水及び/又は水素の影響に本質的に起因することが明らかになった。本発明によるガラスセラミック材料は、その表面上のLiイオンの欠乏の程度に従って、次第にガラス質の保護層を有する。ガラス質の保護層の形成は、セラミック化中の蒸発プロセス、並びに結晶化温度に対する水及び/又は水素の影響により説明することができる。換言すると、ガラスセラミック材料の出発ガラスに組み込まれる水素の量が多ければ、又はOH基の数が多ければ、所与のセラミック化プログラムにより結晶化温度が低下する程度が大きくなる。本発明によれば、それぞれのガラスセラミック材料に対する出発ガラスは意図的に、温度プロセス中に表面近くの窯雰囲気に運ぶことができる水及び/又は水素を含有する。水の除去を制御し、出発ガラスの含水量を調整する方法に応じて、表面域は、内部に比べて様々な程度及び深さまでOH基が欠乏し、又は他には環境が極度に湿潤状態である場合には水を豊富に含むこともできる。表面域が内部に対してOH基を欠いている場合、そこでの結晶化は内部より高い温度に移行し、結晶化が内部で始まる。バルク結晶化が開始すると、Liが脱水された表面層から内部へと移動し、反対にBQSSに組み込まれていない元素、例えばNa、K、Ca及びBaはLi欠乏表面層へと拡散する。これらの拡散プロセスの結果として変性する表面層は、最大約900°Cの上述の温度範囲ではBQSSの形成をもたらさず、ガラス質の表面層が残る。出発ガラスのOH含有量が高ければ及び/又は水素含有量が高ければ、形成されるガラス質のLi欠乏表面層が厚くなる可能性がある。しかしながら、欠乏の程度は、セラミック化中の温度状況及びガラスセラミック材料の組成にも依存する。水の除去が妨げられる又は抑えられる場合、反対に結晶化が表面で始まる場合があり、又はガラス質の表面層の完全な欠損が起こる場合があり、その後の使用serviceで腐食性物質への曝露によりクラッキングする非常に強い傾向がもたらされる。本発明によれば、上記のパラメータを制御するために、電気加熱窯、好ましくはトンネル窯、より具体的にはローラー窯の形態のものをセラミック化に使用することが好ましい。セラミック化には、ガラスセラミック材料と接する面接触面に雰囲気ガス例えば窯の雰囲気のための供給ライン及び除去ラインを設けた支持プレートが使用される。セラミック化プロセス中に、ガラス板を焼成の補助として働く平滑な下層支持プレート上に取り付ける。これは、投入窯において又はローラー窯を通る輸送中に行う場合がある。両方のタイプの窯で、セラミック化、すなわち1時間~5時間で750°C~980°Cへの加熱手順を行い、主結晶相としてβ-石英固溶体BQSSを有し、所望の結晶化度50~90及び所望の結晶子サイズ20nm~100nmを有する平らなプレートを形成することができる。キータイトでできた支持プレートは、例えば米国特許第7,056,848号に及び対応する独国特許第10226815号にも記載されている。この支持プレートの上にある側sideのガラスセラミックシートは裏側である。ガラスセラミックの裏側の表面は、基板との接触の結果として、小さな擦過傷、傷又は他にも付着粒子を有する場合があり、このため最終製品では、使用者から見て離れた側にある裏側として使用するのが好ましい。シートのこの裏側又は底面は、例えば透明なクックトップとして使用する場合に有色の下側コーティングを行う面であり、ホブhobとして設置される場合に観察者から見て離れた側にある面を表し、その一方でガラスセラミックシートの上面通常セラミック化プロセスの過程で更に装飾されるは観察者の方を向いている。例えば煙突の覗き窓chimneyviewingwindowとして使用する場合、関連のLASガラスセラミックシートの裏側は使用中には侵食性のaggressive排ガスに曝される場合がある。例えば積層板防火システムとして使用する場合、関連のLASガラスセラミックシートの裏側には、積層処理が施される。太陽光産業のための支持プレートとして使用する場合、関連のLASガラスセラミックシートの裏側は、例えばイオン交換処理を施しても、又は電場において他のガラスと接触させてもよい。支持プレートは、セラミック材料又は他にもガラスセラミック材料からなり得る。ガラスセラミックプレートは典型的には、主にキータイト固溶体KSSを含むガラスセラミック材料でできた基板プレートと呼ばれるものである。上述のβ-石英固溶体が、得られるガラスセラミック微細構造に主結晶相として存在する場合、電気窯又はガス窯でのセラミック化中、窯雰囲気の規定のOH含有量及び/又は水素含有量で、並びに、出発LASガラスのOH含有量又はH含有量に応じて、200nm~2000nmの厚さを有する、リチウムが欠乏した通常大部分が非晶質ガラス質の表面域が、対象のLASガラスセラミックシートの上面に形成される。窯雰囲気のOH含有量及び/又は水素含有量を制御することにより、リチウムが欠乏した通常大部分が非晶質ガラス質の表面域の厚さを所望のレベルに調整することが可能である。高OH含有量窯雰囲気での1体積~20体積のOH含有量ではより薄い層が得られ、窯雰囲気の低OH含有量0.1体積~1体積ではより厚い層が得られる。原則として、所望のLi欠乏層を達成するために、OH含有化合物だけでなく、水素も使用することが可能である。しかしながら、H2Oの取扱い及び保存が簡単でかつ環境にやさしいことから、本発明ではH2Oが用いられる。あいにく、セラミック化処理中、支持プレート例えばガラスセラミックの平滑なプレートに接する面である、セラミック化されるシートの裏側に、シートの端から最大でおよそ100mm~200mmの距離で、周縁領域にのみ、このLi欠乏表面域が、上面と同程度の厚さBQSSセラミック化の場合、平均300nm~700nmで形成されるが、周縁からの距離が大きければ、Li欠乏層は平均50nm~およそ100nmの厚さしか有しないことが明らかとなった。或る特定の用途に不適である、LASガラスセラミックシートの裏側のLiイオンが欠乏した表面域の一部でのこの一貫性のない厚さの結果として、例えば塗布したコーティングの接着強度及び引っかき耐性が局所的に低減するか、又は低Li層の反射低減効果が局所的に消失するか、又は太陽光産業のための支持プレートの耐用年数が大幅に低減する。接着強度及び引っかき耐性に対する影響は、裏側が燃焼時に又は使用時に600°C~900°Cの温度に曝されるコーティングを有する場合に非常に破壊的な方法で明らかとなる。したがって、本発明によれば、空気供給手段又はガス供給手段を有する基板がセラミック化処理中に使用され、このようにして、セラミック化されるガラスセラミック材料の底面が同様に、上面に又は周縁に存在する窯雰囲気に完全にコミュニケートしている。この問題に対する驚くほど簡単な解決策は多様な方法で実現することができる。例えば、セラミック化されるシートと接する面の支持プレートに、空気又はガスを支持プレートの周縁領域から支持プレートの更に内部にあるそのシートの一部分へと通過することを可能にする溝を設けることにより、空気又はガスの供給をもたらすことができる。このようにして、ガラスセラミックシートの上面及び周縁とおよそ同じ状態の窯雰囲気をガラスセラミックシートの真下でも達成することが可能である。空気又はガスによるシートの底面への効果的なアクセスを達成するためには、溝を支持プレート、及びひいてはシートの狭い側と平行に配置させることが好ましいがすなわち横溝、これはこの方法では空気又はガスの拡散経路が溝を支持プレートの広い側に沿って走らせた場合すなわち縦溝よりも短いためである。溝は0.1mm~20mmの幅を有することがあり、深さは0.05mm~2mmであり得る。溝が広すぎると、シートの溝への部分的なサッギングsaggingの結果として、シートの裏側に目に見える変形が生じる可能性がある。このことが設計の理由で望ましくない場合、このような変形がほとんど生じないように、十分狭い溝の幅を選択すべきである。セラミック化プログラム、セラミック化温度、作製されるガラスセラミック材料の組成、及びガラスセラミックプレートに影響を与える光学的要件に応じて、個々のセラミック化プロセスに最適な溝の幅を、以下に与えられるガイドライン値を用いて幾つかの予備試験により決定することができる。溝が浅すぎると、空気又はガスの最適な供給が確保されない場合があり、溝が深すぎると、支持プレートの強度及び/又は寿命が低減する場合がある。溝の断面積が0.1mm2~2.5mm2である場合に良好な結果が得られることが明らかとなっている。断面積がこれより大きくても何ら改善はなく、断面積がこれより小さいと、空気の供給が弱くなりすぎることになり得る。1mm~5mmの溝の幅及び0.2mm~0.5mmの溝の深さが特に好都合であることが分かっている。Liイオンが欠乏した表面域の均一な厚さを達成するために、予備試験を用いて、低Li域の所望の厚さが生じるところの溝からのこの横方向距離を明らかにすべきである。この厚さは、例えば走査型電子顕微鏡SEMでの横断面から決定することができる。続いて、支持プレートに、セラミック化シートの底面全体にわたって低Li域の所望の最小厚さが確立されるように互いの間隔を空けた溝を設ける。指標として、およそ300nmの厚さの低Li域では、溝は10mm~150mm、より具体的には20mm~100mmの互いの距離を有するべきであるということができる。これらの溝の入った支持プレート上でセラミック化されるガラスセラミック材料の製造コストに関する有益な点は、これらの溝を、機械的に又はサンドブラストによりミル処理するか、又は他にも支持プレートの熱成形中にテクスチャード加工のロール若しくはダイによりエンボス加工することができることである。支持プレートとガラスセラミックプレートとの間の空気供給の更なる可能性は、支持プレートの上面にスタッドstudを設けることである。空気又はガスがスタッドの間の隙間に入り、覆われたガラスセラミックプレートの底面の所望のリチウム欠乏をもたらすことが可能である。支持プレート上のスタッドの数及び設計は、任意の変形を妨げる又は最小限に抑えるために、ガラスセラミックシートが最大限に多くの数のスタッドの上にあるように選択しなければならない。高さの等しい多くの数のスタッドにより、大量の空気又はガスの供給管ももたらされ、これによりスタッドを低くすることができる。0.5mm~100mmの直径、0.05mm~2mmの高さ、及び1mm~120mmの互いの距離を有するスタッドが一般的に非常に好適である。最適化試験の指標として、1mm~2mmの直径基部での、0.1mm~0.5mmの高さ、及びおよそ2mmの互いの距離を有するスタッドを備える支持プレートが、4mmの厚さを有するLASガラスセラミックの場合に、セラミック化接触面におよそ500nmの厚さの非晶質の低Li層をもたらすと述べることができる。とりわけ先の尖ったスタッドを用いて、完成したガラスセラミックシートにおいてこれらのスタッドの顕著なイメージングを達成することが可能であり、このため特に美的な効果を得ることが可能となる。さらに、空気供給は、支持プレートの表面を粗面化処理することにより実行することができる。この粗面化処理は、例えば化学エッチング、サンドブラスト又は研磨により生じ得る。比較的大きい例えば400mm×400mmシートの場合であってもおよそ200nmの低Li層を作製するためには、およそ10μm~50μmの粗さRMSが要求される。50μm~200μmのより大きい粗さRMSにより、200nm~500nmの厚さを有するLi欠乏層が生じる。一般的に言うと、所望の層の厚さに応じて、5μm~100μmの支持プレートの表面粗さが好適である。表面の粗さは、白色光干渉計又は触針式計器を用いて決定した。空気又はガスを供給する更なる手段は、支持プレートを通して空気又はガスを供給することである。これは、多孔質の開孔openpore支持プレートの使用により、又はセラミック化接触面に多孔質層を有する支持プレートを用いて、又は穴例えばドリル穴が設けられた支持プレートにより達成することができる。穴が互いに50mm~最大約150mmの距離を有する支持プレートを用いて、厚さが少なくとも300nmである非晶質の低Li域を備えるLASガラスセラミックシートを作製することが可能であることが明らかとなった。穴は3mm~20mmの直径を有し得る。20mmの穴直径を超えると、セラミック化中でのセラミック化対象のガラスシートのサッギングのリスクがあり、これは通常望ましくないが、或る特定の設計効果に対しては実際に望ましい場合がある。穴の直径が4mm未満である場合、穴間の距離が大幅に低減されており例えば10mm~50mm、その数が増大していなければならないが、これにより支持プレートの強度が低下する。六角配置で5mm~15mmの穴の直径が好ましい。穴は、従来技法、例えば支持プレートの製造中の熱軟化状態でのパーフォレーション又はレーザー切断、ドリリングにより支持プレートに作製することができる。空気を、穴穿孔を通してガラスセラミックシートへとできる限り効率的に通過させるために、支持プレートの底面上での穴への空気のアクセスが確保されるように支持プレートを組み込むことができる。これは、閉曲面を備える更なる支持プレート上でスタッド、ストリップstrip等を用いて支持プレートにホローhollowを組み込むことにより行うことができる。少なくとも2、好ましくは6を超える多孔率を有する開孔支持プレートが、低Li表面域を生じさせるのに非常に効果的であり、ガラスセラミック材料の内部の場合と比べて、窯雰囲気におけるOH含有量が低い場合に、最大500nmの層の厚さの低Li域を生じさせることができる。シートを支持プレートに接着させることによる又は擦過させることによるガラスセラミックシートの表面への損傷を防ぐため、支持プレートとガラスセラミックシートとの間に離型剤を配置させることが可能である。好適な離型剤の例は、Al2O3、SnO2、TiO2、BN、SiO2、ZrO2、酸化Fe、酸化Mg、ケイ酸Mg等の既知の酸化物の粉末や層、又はAu、Pt、Rh若しくはAg等の金属層である。離型層を、既知のコーティング法、例えばスパッタリング、浸漬、蒸着、スクリーン印刷、散粉又は噴霧等により支持プレートに塗布することができる。典型的な層厚は0.2μm~100μmである。粉末を塗布する場合、より厚い層もまた合理的であり得る。表は、異なる表面構造を有する、キータイトガラスセラミックでできた支持プレート上のBQSS相でセラミック化される、800mm×600mm×4mmと測定される平滑なLASガラスセラミックプレートの場合での底面上の低Li表面域の最小厚さに関する適用例を示している。印の付いた実施例1は参照例であり、支持プレートの特別な表面状態調整は行わない。本発明を、実施例を用いて添付の図面を参照して更に以下で説明する。図面において、同一の参照数字は同一の又はそれに相当する要素を示す。例として、例えば高強度の透明なガラスセラミックを形成するための、出発ガラス、例えばLAS出発ガラスのセラミック化に関する本発明の温度-時間プログラムを図3に示している。与えられた出発ガラス物品に加熱段階1を施し、これを700°C~780°C、好ましくは720°C~750°C、本実施例では735°Cの温度に加熱する。核生成段階2では、この物品はこの温度範囲に好ましくは30分間~60分間、より好ましくは40分間~50分間、本実施例で示されるように45分間維持される。この後には、更なる加熱段階3が続き、0.9°C/分~2.3°C/分の加熱速度又は温度勾配を操作して、結晶化核を発生する出発ガラス物品を820°C~850°Cに加熱する。この加熱段階中に、大部分の結晶化が行なわれ、より具体的には完成したガラスセラミック物品において総結晶の少なくとも50体積、より具体的には少なくとも60体積がこの加熱段階3中で形成される。所望の結晶又は結晶子の大部分を形成した後に、最大温度段階4が続き、ここでは少なくとも部分的に結晶化された物品を、初めに、5分間~15分間、好ましくは8分間~12分間、本実施例で示されるように10分間を包含する期間で、800°C~900°C、より好ましくは865°C~875°Cの範囲の温度、本実施例で示されるように870°Cに加熱し、次に、或る特定の期間、この温度範囲に保つ。最大温度段階4の目的は、結晶化物品の残留応力を抑える又は低減することである。続いて、セラミック化物品を5°C/分以上20°C/分以下、すなわち本実施例で示されるように14°C/分で冷却する冷却段階5。この冷却段階では、ガラスセラミック物品を少なくとも600°Cの温度まで、ただし好ましくは更に低い温度まで冷却する。本実施例で示される方法とは対照的に、例えば冷却の開始時に僅かに一時的に非常に迅速に冷却段階5を進行させ、その後低い冷却速度で操作することも可能である。特にLAS出発ガラスを使用する場合、この方法は、特性が例えば特に車両用の視野スクリーンとしての使用を可能にする高透明度のガラスセラミック材料を作製する。図4は、可視スペクトルにおけるCIE標準光源D65による照射に対する透過率の値に関する指定値要件灰色で塗りつぶした大きな円及び5mmの厚さを有する本発明で作製されるガラスセラミックシートにより達成される透過率の値記録した値は4mmの厚さに対して標準化したを示している。小さな灰色の円は結晶質の内部の透過率の値を示し、黒色の四角はガラスセラミックシートの周縁領域における透過率の値を示している。可視スペクトル全体において、本発明のガラスセラミックシートの中心領域及び周縁領域の両方で、透過率の値の要件が満たされる、すなわち、透過率の値は0.75を超え、600nmの波長からは更に0.90を超える。図5は、それぞれの事例で僅かに異なる手順により作製された3つのガラスセラミックシートの透過率及びヘイズ4mmのシート厚に対して標準化したを示している。3つ全てのシートの透過率曲線プロファイルが非常に類似しているか、又は事実上同一であることは注目に値する。これとは対照的に、サンプルAとして示されるガラスセラミックシートの光散乱はかなり高い値、より具体的には400nm~460nmの波長範囲でサンプルB及びサンプルCとして示されるシートよりも高い値を示す。3つ全てのサンプルは、サンプルAに関して、最大温度段階4中に820°Cの温度にしか曝されないことを除いて、本発明の方法により作製された。これとは対照的に、サンプルB及びサンプルCを、最大温度段階4において本発明の温度870°Cで処理した。サンプル間のヘイズに関する差異が顕著であり、特に本方法のこの段階での非常に正確に制御された温度レジームの重要性を実証している。サンプルの格子定数の測定では格子定数aの差異が示され、格子定数はサンプルBでは5.18328Å及びサンプルCでは5.18406Åであり、ほとんどヘイズを示さないが、サンプルAは相対的に高いヘイズだけでなく5.1906Åとより高い格子定数も有する。また格子定数cもサンプルB及びサンプルCでは5.4410と、5.4412の格子定数cを示すサンプルAよりも低い。さらにサンプルAの単位格子の体積も1269.572Å3と、サンプルBの1265.958Å3及びサンプルCの1266.328Å3の体積よりも大きい。そのため、完成したガラスセラミック物品部分での低い光散乱に関する特別な利点により、結晶質の内部領域におけるβ-石英固溶体は、5.18Å~5.19Åの範囲の格子定数aを有する。サンプルB及びサンプルCの作製方法は、核生成段階2中で幾らか異なる核生成温度に関してのみ互いに異なる。特に400nm~500nmの波長範囲で得られる異なるヘイズ値は、核生成段階3中でも温度レジームが作製されるガラスセラミックシートの光学的品質に影響を与えることを実証している。しかしながら本方法のこの段階中での温度レジームは続く最大温度段階4中のものほど重要ではないという必要がある。"