微晶玻璃的热膨胀量为其中各晶相以及残余玻璃相的热膨胀量的加和，因此，微晶玻璃制品的热膨胀系数会随着晶化程度以及热处理制度的变化而变化。图一绘出了四种基础玻璃在不同温度保温1h后的热膨胀系数曲线图。由于用于绘制曲线的点的数目有限，采用曲线连接形式，仅表示微晶玻璃的热膨胀系数随热处理温度的变化趋势，而不代表特定热处理温度下热膨胀系数的确切值。

由图可以看出，T1、T2、P1、P2的热膨胀系数在二次析出相（石英、方石英或石英与方石英混合体）析出温度之前（即DTA曲线上第二放热峰峰开始温度）与基础玻璃才热膨胀系数相差不大，因为在这一温度区间生产的晶相位y_Ⅱ-LZS，该晶相的热膨胀系数（90×10^-7/℃，300℃）比基础玻璃的热膨胀系数（T₁：84×10^-7/℃，300℃；T2:80×10^-7/℃，300℃；P1:81×10^-7/℃，300℃；P2：75×10^-7/℃，300℃）略大。析晶消耗了玻璃相中的Li⁺离子的含量，导致玻璃相α_l降低，这部分降低与晶相引起的增高几乎可以抵消，所以α_l变化不大。而在进入它们各自的二次析出相析出温度区域时，热膨胀系数α_l徒然变化（T1、P1、P2增大，T2减小），我们将逐个分析其变化情况。

T1:750℃以后，少量方石英、石英固溶体在T1中析出，这两种晶体的热膨胀系数都很高（方石英：α_l=270×10^-7/℃，300℃，石英：α_l=140×10^-7/℃，300℃），导致T1的热膨胀系数明显提高。780℃之后，这两相不再析出，所以它的α_l较T1(750℃明显减小)，但仍大于基础玻璃的热膨胀系数，因为此时的主晶相y₀-LZS也具有较高的热膨胀系数（α_l=110×10^-7/℃，300℃）。

T1:720℃以后T2中析出了少量石英晶体、热膨胀系数较低的硅锂石和β-锂辉石晶体（α_l=50×10^-7/℃，300℃），随着热处理温度向高温推进，石英相不再析出，而β-锂辉石大量生成，低膨胀晶相增大，故热膨胀系数持续减小。

P1、P2：它们的热膨胀系数急剧升高源于方石英的大量析出，由XRD谱可以知道，P1、P2析出的方石英的体积远大于T1的，故而热膨胀系数增大的幅度也大于T1。

SiO₂晶体具有多种变体，可分为三个系列，即石英、鳞石英和方石英系列。它们之间在条件一定存在着互相转化的光系。方石英的高温态称为α-方石英，当α-方石英冷却到230℃时，就会发晶型转变。转变为低温态的β-方石英；反过来，加热β-方石英至一定的温度，就会转变为α-方石英。方石英和石英在冷却（或加热）到某一温度范围时都会发生α→β（β→α）的形态转变。方石英的转变温度范围为180~270℃，石英的转变温度约为在573℃左右。下表例出了石英和方石英高低温形态的结构特征和相应温度的热膨胀系数。

石英、方石英高低温形态的热膨胀系数与结构特征

SiO₂的这种高低温形态转变属于二级相变范畴，因为不需要原子移动位置而只需改变Si-O键的键角和距离，因而转变非常迅速。所以，在热膨胀曲线的形状上可以明显观察到转变的发生。图二和图三为T1（750℃）、T2（750℃）、P1（690℃）、P2（855℃）的热膨胀系数曲线的形状比较典型，方石英晶体的β→α的转变在其上留下了十分明显的痕迹，在230℃附件形成一个明显的峰。图三中T1（750℃）、T2(750℃)的热膨胀曲线在温度为560~600℃的范围内呈现一个凹形，这是石英晶体发生β→α转变引起的；同时T1（750℃）的热膨胀系数曲线有石英晶体的β→α的转变，在230℃附件也形成了一段较轻微的弯折。方石英在230℃附件发生的二次相转变，正是P1（690℃）和T1（750℃）开裂的原因。

物质的热膨胀系数的大小与其原子间键强和物质结构密切相关。一般原子间结合键愈强，热膨胀系数愈小；离子键能曲线的对此性比共价键势能曲线的差，所以随着物质中离子键性的增加，热膨胀系数就会增大，所以增加碱金属离子的含量可以提高玻璃的热膨胀系数。对于氧离子紧密堆积结构的氧化物，一般线膨胀系数较大，这是由于氧离子之间紧密接触，相互热振动导致热膨胀系数增大。如结构中存在较大空间，在热膨胀时就比较复杂，一般情况是质点可以向结构中空旷处振动，导致热膨胀系数比较小，β-锂辉石就属于这一情况；另一种情况是协同旋转效应，氧多面体在膨胀过程中因旋转而引起异常大或异常小的膨胀。在SiO₂的各种变体中，Si⁴⁺总是为四个O^2—所包围形成四面体，每个O^2-同时属于两个四面体，因此由许多硅氧四面体的三维空间相互连接而得到架状结构，方石英和石英的高热膨胀性能属于协同旋转效应。关于这一结构晶体的热膨胀系数可通过下式计算：

α_l=1/L（dL/dT）-(dθ/dT)tanθ

式中：第1项为晶格振动引起的热膨胀，第2项为结构效应引起的热膨胀，θ是四面体偏转的角度。