CN105050975A - 强化玻璃和强化用玻璃 - Google Patents

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Abstract

本发明的强化玻璃的特征在于，其是在表面具有压缩应力层的强化玻璃，其中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。

Description

强化玻璃和强化用玻璃
技术领域
本发明涉及强化玻璃和强化用玻璃，特别涉及适合于移动PC等的外装部件的强化玻璃和强化用玻璃。
背景技术
安装有触控面板的移动电话正在普及。这种移动电话的盖板玻璃使用用离子交换处理等进行强化处理后的玻璃(所谓的强化玻璃)。强化玻璃与未强化的玻璃相比，机械强度高，因此适合于该用途(参见专利文献1、非专利文献1)。
近年来，在移动电话以外的用途中也开始安装触控面板，根据用途需要具有特殊形状、例如弯折部和/或弯曲部的外装部件。具有特殊形状的强化玻璃例如可以如下制作：将熔融玻璃成形成平板形状，得到强化用玻璃基板后，对该强化用玻璃基板进行热加工，使之变形成特殊形状，进而进行强化处理，由此制作具有特殊形状的强化玻璃(参见专利文献2、3)。
因此，为了得到具有特定形状的强化玻璃，要求热加工性优异。
专利文献1：日本特开2006-83045号公报
专利文献2：美国专利第7168047号公报
专利文献3：日本特开2001-247342号公报
非专利文献
非专利文献1：泉谷彻朗等、“新型玻璃和其物性”、第一版、株式会社经营系统研究所、1984年8月20日、p.451-498(泉谷徹朗等、「新しいガラスとその物性」、初版、株式会社経営システム研究所、1984年8月20日、p.451-498)
发明内容
发明要解决的问题
另外，在强化玻璃的表面形成压缩应力层。一般而言，如果增大压缩应力层的压缩应力值CS和/或应力深度DOL，则可以提高强化玻璃的机械强度。
若使玻璃组成中的Al2O3的含量增加，则离子交换性能提高，可以增大压缩应力层的压缩应力值CS和/或应力深度DOL。然而，若使玻璃组成中的Al2O3的含量增加，则软化点上升，热加工性容易下降。因此，难以兼顾离子交换性能和热加工性。
因此，本发明是鉴于上述情况而完成的，其技术课题是创造可兼顾离子交换性能和热加工性的强化玻璃和强化用玻璃。
用于解决问题的手段
本发明人等进行了深入研究，结果发现，通过将玻璃组成限制在规定范围，可兼顾离子交换性能和热加工性，从而作为本发明提出。即，本发明的强化玻璃的特征在于，其是在表面具有压缩应力层的强化玻璃，其中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。
本发明的强化玻璃优选具有弯折部和/或弯曲部。
本发明的强化玻璃优选通过热加工形成弯折部和/或弯曲部。此处，“热加工”不仅包括对玻璃施加热使之变形成规定形状，也包括将熔融玻璃浇入成形模具，根据需要进行压制，成形成规定形状，另外还包括利用特殊形状的辊对熔融玻璃进行辊压成形，成形成规定形状。
本发明的强化玻璃优选在热加工后进行强化处理而成。
本发明的强化玻璃优选在热加工后且强化处理前，对端面进行磨削处理和/或研磨处理而成。
本发明的强化玻璃优选压缩应力层的压缩应力值CS为500MPa以上且压缩应力层的应力深度DOL为20μm以上。此处，“压缩应力层的压缩应力值CS”和“应力深度DOL”是通过使用表面应力计(例如株式会社东芝制的FSM-6000)观察干涉条纹的条数和其间隔而算出的。
本发明的强化玻璃的软化点优选为800℃以下。此处，“软化点”是指基于ASTMC338的方法测定的值。
本发明的强化玻璃的退火点优选为600℃以下。此处，“退火点”是指基于ASTMC336的方法测定的值。
本发明的强化玻璃的应变点优选为400℃以上。此处，“应变点”是指基于ASTMC336的方法测定的值。
本发明的强化玻璃的液相温度优选为1200℃以下。此处，“液相温度”是指，将玻璃粉碎，将通过标准筛30目(筛孔尺寸500μm)且残留于50目(筛孔尺寸300μm)的玻璃粉末放入铂坩埚中，在温度梯度炉中保持24小时，测定结晶析出的温度而得的值。
本发明的强化玻璃的液相粘度优选为104.0dPa·s以上。此处，“液相粘度”是指利用铂球提升法对在液相温度时的玻璃的粘度进行测定得到的值。
本发明的强化玻璃的热膨胀系数优选为50～110×10-7/℃。此处，“热膨胀系数”是指利用膨胀计测定的值，是指在30～380℃的温度范围中的平均值。
本发明的强化玻璃的特征在于，其是在表面具有压缩应力层的强化玻璃，其中，在玻璃组成中实质上不含有Li2O，软化点为720℃以下，压缩应力层的压缩应力值CS为500MPa以上，且压缩应力层的应力深度DOL为20μm以上。此处，“实质上不含有Li2O”是指玻璃组成中的Li2O的含量低于0.1质量％的情况。
本发明的强化用玻璃的特征在于，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。
本发明的强化用玻璃优选具有弯折部和/或弯曲部。
本发明的强化用玻璃优选端面被磨削和/或研磨。
本发明的强化玻璃的制造方法的特征在于，对强化用玻璃进行热加工后，进行强化处理，得到强化玻璃。
本发明的强化玻璃的制造方法优选在强化用玻璃中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。
本发明的强化玻璃的制造方法优选通过热加工形成弯折部和/或弯曲部。
本发明的强化玻璃的制造方法优选在强化处理前具有对端面进行磨削和/或研磨的工序。
本发明的强化玻璃的制造方法优选在强化处理后具有对端面进行磨削和/或研磨的工序。
附图说明
图1a是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图1b是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图1c是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图1d是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图1e是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图2a是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图2b是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图2c是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图3a是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的示意性主视图。
图3b是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的示意性侧视图。
图3c是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的示意性俯视图。
图4a是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的示意性主视图。
图4b是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的示意性侧视图。
图4c是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的示意性俯视图。
图5是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。
图6是用于对[实施例3]涉及的热加工进行说明的示意性纵截侧视图。
图7是用于对[实施例3]涉及的热加工进行说明的工序图。
具体实施方式
在表面形成压缩应力层的方法有物理强化法和化学强化法。本发明的强化玻璃优选利用化学强化法形成压缩应力层。化学强化法是在应变点以下的温度通过离子交换向玻璃的表面导入离子半径大的碱离子的方法。如果是化学强化法，则即便玻璃的厚度薄，也能够进行强化处理，可以得到所期望的机械强度。此外，如果利用化学强化法形成压缩应力层，则与风冷强化法等物理强化法不同，即便在强化处理后对玻璃基板进行裁切，玻璃基板也不容易破坏。
本发明的强化玻璃中作为玻璃组成以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。如上所述，将对各成分的含有范围进行限制的理由示于下文中。需要说明的是，在各成分的含有范围的说明中，除有特别声明的情况，“％”的表述表示质量％。
SiO2是形成玻璃的网络的成分。SiO2的含量为50～70％、优选为53～70％、更优选为55～65％、进一步优选为55～63％、特别优选为55～60％。若SiO2的含量过少，则难以进行玻璃化，而且热膨胀系数变得过高，耐热冲击性容易下降。另一方面，若SiO2的含量过多，则熔融性、成形性下降，而且热膨胀系数过度下降，难以与周边材料的热膨胀系数匹配。
Al2O3是提高离子交换性能的成分，并且是提高应变点、杨氏模量的成分。Al2O3的含量为10～30％。若Al2O3的含量过少，则有可能不能充分发挥离子交换性能。另一方面，若Al2O3的含量过多，则玻璃中容易析出失透结晶，成形性容易下降，尤其难以用溢出下拉法等成形出玻璃基板。另外，若Al2O3的含量过多，则热膨胀系数过度下降，难以与周边材料的热膨胀系数匹配，或者高温粘性变得过高，难以将玻璃熔融。此外，若Al2O3的含量过多，则软化点升高，由此热加工温度变得过高、尤其冲压成形时的温度变得过高，有可能促进模具的劣化。若综合判断上述观点，则Al2O3的适宜的上限范围为19％以下、18％以下或17％以下、尤其16.5％以下，适宜的下限范围为11％以上或12％以上、尤其13％以上。
B2O3是使软化点下降的成分，并且是使液相温度、高温粘度、密度下降的成分。B2O3的含量为0～10％。若B2O3的含量过多，则有可能由于离子交换而在表面产生斑点、或者耐水性下降、或者压缩应力值CS降低、或者应力深度DOL变浅、或者液相粘度下降。因此，B2O3的上限范围为10％以下、优选为9％以下或8％以下、特别优选为7％以下。需要说明的是，若B2O3的含量过少，则难以使软化点下降。因此，B2O3的下限范围优选为0.1％以上、1％以上、2％以上、3％以上或4％以上、特别优选为5％以上。
Na2O是提高离子交换性能的成分，并且是使高温粘度下降而提高熔融性、成形性的成分。还是改善耐失透性的成分。Na2O的含量为10～20％、优选为10～18％、12～18％或13～17％、特别优选为12～15％。若Na2O的含量过少，则熔融性下降、或者热膨胀系数过度下降、或者软化点过度升高、或者离子交换性能容易下降。另一方面，若Na2O的含量过多，则热膨胀系数变得过高，耐热冲击性下降、或者难以与周边材料的热膨胀系数匹配。另外，若Na2O的含量过多，则有应变点下降，或者玻璃组成的成分平衡受损，耐失透性反而下降的趋势。
Al2O3+B2O3+Na2O的含量优选为18％以上、19％以上、20％以上、21％以上、22％以上、23％以上或24％以上、特别优选为25％以上。如果如此设定，则易于兼顾离子交换性能和热加工性。此处，“Al2O3+B2O3+Na2O”是指Al2O3、B2O3和Na2O的总量。
质量比Al2O3/Na2O优选为0.75～2、0.85～1.7、或0.9～1.5、特别优选为0.95～1.3。另外，质量比(Al2O3+B2O3)/(B2O3+Na2O)优选为0.75～2、0.85～1.7、或0.9～1.5、特别优选为0.95～1.3。如果如此设定，则易于兼顾离子交换性能和热加工性。此处，“Al2O3+B2O3+Na2O”是指Al2O3、B2O3和Na2O的总量。此处，“Al2O3+B2O3”是Al2O3和B2O3的总量。另外，“B2O3+Na2O”是B2O3和Na2O的总量。
在上述成分以外还可以导入例如以下的成分。
Li2O是提高离子交换性能的成分，并且是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性的成分。另外，Li2O是提高杨氏模量的成分。此外，在碱金属氧化物中，Li2O的提高压缩应力值CS的效果大。然而，若Li2O的含量过多，则液相粘度下降，玻璃溶容易发生失透，此外热膨胀系数变得过高，从而耐热冲击性下降或者难以与周边材料的热膨胀系数匹配。此外，若Li2O的含量过多，则低温粘性、尤其应变点过度下降，在离子交换时变得容易发生应力松弛，有时压缩应力值CS反而下降。因此，Li2O的含量优选为0～10％、0～8％、0～6％、0～4％、0～3％、0～2％、0～1％、或0～0.5％、特别优选为0～0.1％，期望实质上不含Li2O。
K2O是提高离子交换性能的成分，并且是碱金属氧化物中的增大应力深度DOL的效果大的成分。另外，K2O是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性的成分。此外，K2O是改善耐失透性的成分。然而，若K2O的含量过多，则热膨胀系数变得过高，从而耐热冲击性下降、或者难以与周边材料的热膨胀系数匹配。另外，若K2O的含量过多，则应变点下降，或者玻璃组成的成分平衡受损，耐失透性反而趋于下降。从以上的观点出发，K2O的含量优选为0～10％，K2O的适宜的上限范围为8％以下、7％以下或6％以下、尤其5％以下，适宜的下限范围从增大应力深度DOL的观点出发为0.1％以上、0.5％以上或1％以上、尤其是2％以上。
Li2O+Na2O+K2O是提高离子交换性能的成分，并且是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性的成分。若Li2O+Na2O+K2O的含量过少，则有时离子交换性能、熔融性下降、或者软化点不适当地提高。因此，Li2O+Na2O+K2O的含量优选为8％以上、10％以上或13％以上、特别优选为15％以上。另一方面，若Li2O+Na2O+K2O的含量过多，则玻璃容易发生失透，并且热膨胀系数变得过高，从而耐热冲击性下降、或者难以与周边材料的热膨胀系数匹配。并且应变点过度下降，有时难以提高压缩应力值CS。而且液相温度附近的粘性下降，有时难以确保高的液相粘度。因此，Li2O+Na2O+K2O的含量优选为30％以下或25％以下、特别优选为20％以下。需要说明的是，“Li2O+Na2O+K2O”是Li2O、Na2O和K2O的总量。
MgO是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性、或者提高应变点、杨氏模量的成分，尤其在碱土金属氧化物中，是提高离子交换性能的效果大的成分。MgO的含量优选为0～10％、0～6％或0～4％、特别优选为0～3％。然而，若MgO的含量过多，则密度、热膨胀系数变得过高，或者玻璃容易发生失透。
CaO是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性、或者提高应变点、杨氏模量的成分。并且在碱土金属氧化物中，是提高离子交换性能的效果较大的成分。然而，若CaO的含量过多，则密度、热膨胀系数变得过高、或者玻璃容易发生失透、或者玻璃组成的成分平衡受损，有时离子交换性能反而下降。因此，CaO的含量优选为0～10％、0～3％、0～1％、或0以上且低于0.5％、特别优选为0～0.1％。
SrO是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性、或者提高应变点、杨氏模量的成分。若SrO的含量过多，则离子交换性能、耐失透性下降，并且密度、热膨胀系数变得过高。因此，SrO的含量优选为5％以下、3％以下、2％以下、1％以下或0.5％以下、特别优选为0.1％以下。
BaO是使高温粘度下降从而提高熔融性、成形性、或者提高应变点、杨氏模量的成分。若BaO的含量过多，则离子交换性能、耐失透性下降，并且密度、热膨胀系数变得过高。因此，BaO的含量优选为5％以下、3％以下、2％以下、1％以下、0.8％以下或0.5％以下、特别优选为0.1％以下。
SrO+BaO的含量优选为0～5％、0～3％、0～2.5％、0～2％、或0～1％、特别优选为0～0.1％。SrO和BaO有阻碍离子交换反应的作用。因此，若SrO+BaO的含量过多，则难以提高强化玻璃的机械强度。需要说明的是，“SrO+BaO”是SrO和BaO的总量。
MgO+CaO+SrO+BaO是使高温粘度下降而提高熔融性、成形性、或者提高应变点、杨氏模量的成分。然而，若MgO+CaO+SrO+BaO的含量过多，则有密度、热膨胀系数变得过高、耐失透性下降或者离子交换性能下降的趋势。因此，MgO+CaO+SrO+BaO的含量优选为0～15％、0～10％、或0～6％、特别优选为0～5％。需要说明的是，“MgO+CaO+SrO+BaO”是MgO、CaO、SrO和BaO的总量。
若MgO+CaO+SrO+BaO的含量除以Li2O+Na2O+K2O的含量后的值、即质量分数(MgO+CaO+SrO+BaO)/(Li2O+Na2O+K2O)的值过大，则出现耐失透性下降的趋势。因此，质量分数(MgO+CaO+SrO+BaO)/(Li2O+Na2O+K2O)的值优选为0.5以下或0.4以下、特别优选为0.3以下。
ZnO是提高离子交换性能的成分，尤其是提高压缩应力值CS的成分，并且是不会使低温粘性下降且可使高温粘性下降的成分。然而，若ZnO的含量过多，则容易发生玻璃分相、耐失透性下降或者密度变高。ZnO的含量优选为0～10％、0～5％、或0～3％、特别优选为0～1％。
ZrO2是显著提高离子交换性能的成分，并且是提高液相粘度附近的粘性、应变点的成分。然而，若ZrO2的含量过多，则有时耐失透性极端下降。因此，ZrO2的含量优选为0～10％、0～9％、0～5％、0～3％、或0～1％、特别优选为0～0.1％。
TiO2是提高离子交换性能的成分，并且是使高温粘度下降的成分。然而，若TiO2的含量过多，则容易发生玻璃着色或者耐失透性下降。因此，TiO2的含量优选为1％以下或0.5％以下、特别优选为0.1％以下。
P2O5是提高离子交换性能的成分，尤其是增大应力深度DOL的成分。然而，若P2O5的含量过多，则容易发生玻璃分相或者耐水性下降。因此，P2O5的含量优选为8％以下、5％以下、4％以下、2％以下、1％以下、0.5％以下或0.2％以下、特别优选为0.1％以下。
作为澄清剂，可以导入0～3％的选自As2O3、Sb2O3、CeO2、SnO2、F、Cl、SO3中的一种或两种以上。但是，对于As2O3、Sb2O3、F、尤其As2O3、Sb2O3而言，从环境的观点出发，优选尽量控制其使用，各自的含量优选为低于0.1％。作为澄清剂，优选选自SnO2、SO3、Cl中的一种或两种以上，尤其优选SnO2。SnO2的含量优选为0～1％、或0.01～0.5％、特别优选为0.05～0.4％。若SnO2的含量过多，则耐失透性容易下降。SO3的含量优选为0～0.1％、0.0001～0.1％、0.0003～0.08％、或0.0005～0.05％、特别优选为0.001～0.03％。若SO3的含量过多，则在熔融时SO3容易发生重沸，泡品质容易下降。Cl的含量优选为0～0.5％、0.001～0.1％、0.001～0.09％、或0.001～0.05％、特别优选为0.001～0.03％。若Cl的含量过多，则在强化玻璃上形成有金属布线图案等时金属布线容易腐蚀。
Nd2O3、La2O3等稀土氧化物是提高杨氏模量的成分。然而，原料自身的价格高，而且若大量含有，则耐失透性容易下降。因此，稀土氧化物的含量以总量计优选为3％以下、2％以下、1％以下或0.5％以下、特别优选为0.1％以下。
CoO3、NiO等过渡金属氧化物是使玻璃强烈着色而使透射率下降的成分。因此，过渡金属氧化物的含量以总量计优选为0.5％以下或0.1％以下、特别优选为0.05％以下，期望按照该范围来控制玻璃原料和/或碎玻璃的杂质量。
从环境的观点出发，优选尽量控制PbO、Bi2O3的使用，其含量优选为低于0.1％。
在上述成分以外，还可以导入其它成分，其导入量优选为5％以下、特别优选为3％以下。
可以适当取舍选择各成分的适宜含量范围，从而形成优选的玻璃组成范围。尤其优选下述的玻璃组成范围。
(1)以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O32～20％、Na2O10～20％，
(2)以质量％计含有SiO245～60％、Al2O310～20％、B2O32～10％、Na2O12～20％，
(3)以质量％计含有SiO250～60％、Al2O312～20％、B2O33～10％、Na2O11～20％，
(4)以质量％计含有SiO255～60％、Al2O312～17％、B2O34～10％、Na2O12～20％。
本发明的强化玻璃中，压缩应力层的压缩应力值CS优选为50MPa以上、100MPa以上、300MPa以上、500MPa以上或600MPa以上，特别优选为700MPa以上。随着压缩应力值CS增大，强化玻璃的机械强度提高。另一方面，若在表面形成极端大的压缩应力，则有可能在表面产生微裂纹，强化玻璃的机械强度反而下降。另外，若在表面形成极端大的压缩应力，则内部的拉伸应力有可能极端提高。因此，压缩应力值CS优选为1300MPa以下。需要说明的是，为了提高压缩应力值CS，可以增加玻璃组成中的Al2O3、TiO2、ZrO2、MgO、ZnO的含量、降低SrO、BaO的含量、缩短离子交换时间或者降低离子交换温度。
将强化玻璃安装于触控面板时，终端用户用手指划强化玻璃的表面的机会增加，因此容易由于表面伤痕等导致强化玻璃的机械强度下降。因此，为了维持强化玻璃的机械强度，增大应力深度DOL是有效的。在本发明的强化玻璃中，应力深度DOL优选为10μm以上、20μm以上、30μm以上、40μm以上或50μm以上、特别优选为60μm以上。应力深度DOL越大，则即使强化玻璃带有较深的伤痕，强化玻璃也难以破裂。另一方面，若应力深度DOL过大，则难以对强化玻璃进行裁切加工。因此，应力深度DOL优选为200μm以下或100μm以下、特别优选小于80μm。需要说明的是，要增大应力深度DOL，可以增加玻璃组成中的Al2O3、K2O、TiO2、ZrO2、MgO、ZnO的含量、降低SrO、BaO的含量、延长离子交换时间或者提高离子交换温度。
在本发明的强化玻璃中，由以下的[数学式1]计算的内部的拉伸应力值CT优选为200MPa以下、150MPa以下或100MPa以下、特别优选为50MPa以下。内部的拉伸应力值CT越小，则强化玻璃随内部缺陷发生破损的概率降低，但若极端过度减小内部的拉伸应力值CT，则压缩应力值CS和应力深度DOL容易变得过少。因此，内部的拉伸应力值CT优选为1MPa以上或10MPa以上、特别优选为15MPa以上。
[数学式1]
CT＝(CS×DOL)/(强化玻璃的厚度-DOL×2)
本发明的强化玻璃中，密度优选为2.52g/cm3以下、2.50g/cm3以下、2.49g/cm3以下或2.48g/cm3以下、特别优选为2.45g/cm3以下。密度越小，则越可以使玻璃轻量化。为了使密度下降，可以增加玻璃组成中的SiO2、P2O5、B2O3的含量、或者降低碱金属氧化物、碱土金属氧化物、ZnO、ZrO2、TiO2的含量。需要说明的是，“密度”是指用公知的阿基米德法测定的值。
应变点优选为400℃以上、420℃以上或450℃以上、特别优选为480℃以上。应变点越高，则耐热性越提高，即便对强化玻璃进行热处理，压缩应力层也不易消失。另外，若应变点高，则在离子交换时不易发生应力松弛，因此容易得到高的压缩应力值CS。此外，若应变点高，则热加工后的降温工序中可以加快降温速度。作为结果，热加工的工艺时间被缩短，强化玻璃的生产率提高。需要说明的是，为了提高应变点，可以降低玻璃组成中的碱金属氧化物的含量、尤其降低Li2O的含量、或者增加碱土金属氧化物、Al2O3、ZrO2、P2O5的含量。
软化点优选为800℃以下、780℃以下、750℃以下、720℃以下或700℃以下、特别优选为690℃以下。软化点越低，则越可以在低温进行热加工。作为结果，可以缩短热加工后的缓冷时间、冷却时间。另外，软化点越低，则在进行冲压成形时对模具的负担变得越小。模具的劣化的原因多是由于用于模具的金属材料等与大气中的氧之间反应、即氧化反应。若这样的氧化反应发生，则在模具表面形成反应产物，有时不能冲压成形成规定形状。并且，若氧化反应发生，则玻璃中的离子被还原，有时产生发泡。氧化反应的程度随冲压成形温度、软化点而变动，冲压成形温度、软化点越低，则越可以抑制氧化反应。
高温粘度102.5dPa·s时的温度优选为1600℃以下、1550℃以下、1500℃以下、1450℃以下、1430℃以下或1420℃以下、特别优选为1400℃以下。102.5dPa·s时的温度越低，则在熔融时熔融炉等的制造设备的负担变小，并且可以提高泡品位。也就是说，102.5dPa·s时的温度越低，则越可以廉价地制造玻璃。需要说明的是，102.5dPa·s时的温度相当于熔融温度，高温粘度102.5dPa·s中的温度越低，越可以在低温将玻璃熔融。为了使102.5dPa·s时的温度下降，可以增加碱金属氧化物、碱土金属氧化物、ZnO、B2O3、TiO2的含量、或者降低SiO2、Al2O3的含量。需要说明的是，“102.5dPa·s时的温度”是指用铂球提升法测定的值。
热膨胀系数优选为50～110×10-7/℃、70～110×10-7/℃、或75～105×10-7/℃、特别优选为80～105×10-7/℃。如果使热膨胀系数为上述范围，则容易与金属、有机系粘接剂等周边部件的热膨胀系数匹配，可以防止周边部件的剥离。需要说明的是，如果增加玻璃组成中的碱金属氧化物、碱土金属氧化物的含量，则热膨胀系数提高，反之如果降低碱金属氧化物、碱土金属氧化物的含量，则热膨胀系数降低。
液相温度优选为1200℃以下、1050℃以下、1000℃以下、950℃以下或900℃以下、特别优选为860℃以下。为了使液相温度下降，可以增加玻璃组成中的Na2O、K2O、B2O3的含量、或者降低Al2O3、Li2O、MgO、ZnO、TiO2、ZrO2的含量。
液相粘度优选为104.0dPa·s以上、104.5dPa·s以上、105.0dPa·s以上、105.2dPa·s以上、105.3dPa·s以上、105.5dPa·s以上、105.7dPa·s以上、或105.8dPa·s以上、特别优选为106.0dPa·s以上。为了使液相粘度上升，可以增加玻璃组成中的Na2O、K2O的含量、或者降低Al2O3、Li2O、MgO、ZnO、TiO2、ZrO2的含量。需要说明的是，液相粘度越高，则耐失透性越高。另外，液相温度越低，耐失透性越高。即，液相粘度越高、或者液相温度越低，则越难以从玻璃中析出结晶，因此即便在低温进行热加工，也不容易发生因失透导致的不良情况。
强化玻璃的厚度在用作外装部件等的情况下优选为0.3mm以上、0.5mm以上、0.7mm以上、1.0mm以上或1.3mm以上、特别优选为1.5mm以上。如果如此设定，则可以维持强化玻璃的机械强度。另一方面，在用作基板等的情况下、或者想要提高热加工性的情况下，强化玻璃的厚度优选为3.0mm以下、1.5mm以下、0.7mm以下或0.5mm以下、特别优选为0.3mm以下。需要说明的是，强化玻璃的厚度越小，越可以使强化玻璃轻量化。
本发明的强化玻璃优选具有未研磨的表面、尤其优选除端缘区域以外的整个有效面未研磨。另外，未研磨的表面的平均表面粗糙度(Ra)优选为以下或以下、尤其优选以下。如果如此设定，则在用作外装部件的情况下可以对强化玻璃赋予适度的光泽。玻璃的理论强度本来非常高，但多数情况下即便是远低于理论强度的应力也导致破坏。这是因为，在熔融玻璃的成形后的工序、例如研磨工序等中在表面产生被称作格里菲斯流动(Griffithflow)的微小缺陷。因此，如果使表面为未研磨，则不易损害本来的玻璃的机械强度，强化玻璃不容易破坏。另外，如果使表面为未研磨，则可以省略研磨工序，因此可以使强化玻璃的制造成本低廉化。需要说明的是，为了防止由切断面导致破坏的事态，优选对切断面实施倒角加工等。如果用溢出下拉法成形出熔融玻璃，则可以得到未研磨且表面精度良好的玻璃基板。此处，“平均表面粗糙度(Ra)”是指使用依照SEMID7-97“FPD玻璃基板的表面粗糙度的测定方法”的方法进行测定的值。
本发明的强化玻璃优选具有弯折部和/或弯曲部。如果如此设定，可以提高外装部件等的外观性。
弯折部优选形成在矩形的强化玻璃的至少一边的端缘区域，更优选形成在相对的端缘区域、进一步优选形成在整个端缘区域。如果如此设定，在作为外装部件等的情况下，端面不易暴露于外部，强化玻璃不易由于物理性冲击而从端面发生破损。
本发明的强化玻璃优选具有平板部和弯折部。如果如此设定，则在作为外装部件等的情况下，能够使平板部对应于触控面板的操作区域，使弯折部的表面(不包括端面)对应于外侧面。并且，使弯折部的表面(不包括端面)对应于外侧面的情况下，端面不容易暴露于外部，强化玻璃不易由于物理性冲击而从端面发生破损。
弯曲部优选形成于强化玻璃的整个宽度方向或与该宽度方向正交的整个长度方向，更优选形成在整个宽度方向和整个长度方向。如果如此设定，则不容易在特定部分发生应力集中，在作为外装部件等的情况下，强化玻璃不易由于物理性冲击而发生破损。需要说明的是，在整个宽度方向和整个长度方向形成弯曲部的情况下，优选在宽度方向的弯曲程度与长度方向的弯曲程度之间设定差别。如果如此设定，则可以提高外装部件等的外观性。
本发明的强化玻璃优选在平板部上具有突起部。如果如此设定，则可以提高强化玻璃的外观性。
本发明的强化玻璃优选被进行热加工而成。如果如此设定，则可以容易地形成弯折部和/或弯曲部。热加工优选在强化处理前进行。如果如此设定，则可以防止因热加工导致压缩应力层下降的事态。
热加工的温度优选为(退火点-10)℃以上、(退火点-5)℃以上，或者优选为(退火点+5)℃以上、特别优选为(退火点+20)℃以上。如果如此设定，则能够以短时间进行热加工。另一方面，热加工的温度优选为(软化点-5)℃以下、(软化点-15)℃以下、(软化点-20)℃以下、特别优选为(软化点-30)℃以下。如果如此设定，则在热加工时表面平滑性不易受损，并且可以提高热加工后的尺寸精度。
本发明的强化玻璃优选端面被磨削和/或研磨而成。如果如此设定，则作为外装部件等的情况下，能够形成难以将端面暴露于外部的形状。
本发明的强化玻璃优选在热加工前对端面进行磨削和/或研磨而成。在热加工前对端面进行磨削和/或研磨的情况下，优选进行端面的倒角加工。另外，倒角形状优选为R倒角形状(曲面形状)、C倒角形状(平面形状)、或线状倒角(糸面取り)形状。如果如此设定，则可以提高强化用玻璃和强化玻璃的端面强度。
本发明的强化玻璃也优选在热加工后且强化处理前端面被磨削和/或研磨而成。如果如此设定，则在作为外装部件等的情况下，可以形成不易将端面暴露于外部的形状，并且可以防止压缩应力层由于热加工而下降的情况。
在热加工后且强化处理前对端面进行磨削和/或研磨的情况下，研磨材的粒度号优选为#300～#4000、更优选为#600～#2000、进一步优选为#800～#1500。另外，优选逐渐提高研磨材的粒度号(例如以#600、#800、#1000的顺序逐渐提高)。如果如此设定，则可以提高端面处理的速度，并且可以提高端面的机械强度。
在热加工后且强化处理前对端面进行磨削和/或研磨的情况下，优选以在与经热加工的玻璃的形状匹配的形状的夹具上载放或夹入的状态进行端面加工，所使用的夹具优选为硬度低于玻璃的材质(例如丙烯酸树脂、电木等)。如果如此设定，则经热加工的玻璃变得不易受划伤，并且经热加工的玻璃变得不易破损。
本发明的强化玻璃也优选在强化处理后，端面被磨削和/或研磨而成。如果如此设定，则可以通过磨削和/或研磨来除去强化处理后产生的尺寸误差等。
本发明的强化玻璃优选在热加工后且强化处理前对端面进行磨削和/或研磨后，进行强化处理，进而对端面进行磨削和/或研磨。也就是说，对经热加工的玻璃的端面进行粗磨削等后，进行强化处理，进而对端面进行微细研磨等。如果如此设定，则可以减低由研磨和/或磨削带来的压缩应力层的除去量，并且可以通过磨削和/或研磨来除去强化处理后产生的尺寸误差等。
图1a～图1e是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。图1a中，在强化玻璃的板宽度方向的两端缘区域具有弯折部1(弯折角度约为90°)，在中央区域具有平板部2。此处，弯折部1的端面3被形成为与平板部2的板厚方向正交的面。图1b中，在强化玻璃的板宽度方向的两端缘区域具有弯折部4(弯折角度约为45°)，在中央区域具有平板部5。此处，弯折部4的端面6被形成为相对于平板部5的板厚方向呈45°角度的面(与弯折部4的弯折方向正交的面)。图1c中，在强化玻璃的板宽度方向的两端缘区域具有弯折部7(弯折角度约为45°)，在中央区域具有平板部8。此处，弯折部7的端面9被形成为沿着平板部8板厚方向的面。并且，弯折部7的端面9优选在热加工后且强化处理前通过磨削和/或研磨而形成。图1d中，强化玻璃的整个板宽度方向以圆弧状弯曲，形成弯曲部10，板宽度方向上的相对的端面11根据弯曲的程度而从铅垂方向起倾斜。图1e中，强化玻璃的整个板宽度方向以圆弧状弯曲，形成弯曲部12，板宽度方向上的相对的端面13被形成为沿着铅垂方向的面。此处，板宽度方向上的相对的端面13优选在热加工后且强化处理前通过磨削和/或研磨而形成。
图2a～图2c是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。图2a中，在强化玻璃的板宽度方向的左侧端缘区域具有弯折部14(弯折角度约为90°)，其它区域成为平板部15。此处，弯折部14的端面16被形成为相对于平板部15的板厚方向呈90°角度的面。图2b中，在强化玻璃的板宽度方向的左侧缘区域具有弯折部17(弯折角度约为45°)，其它区域成为平板部18。此处，弯折部17的端面19被形成为相对于平板部18的板厚方向呈45°角度的面(与弯折部17的弯折方向正交的面)。图2c中，在强化玻璃的板宽度方向的左侧缘区域具有弯折部20(弯折角度约为45°)，其它区域成为平板部21。此处，弯折部20的端面22被形成为沿着平板部21的板厚方向的面。
图3a～图3c例示了本发明的强化玻璃的实施方式，上述各图分别为从三个方向观察该强化玻璃的示意图。即，图3a表示主视图，图3b表示侧视图，图3c表示俯视图。由图3a～图3c可知，在强化玻璃的整个端缘区域形成有弯折部23(弯折角度约为75°)，在中央区域形成有平板部24。此处，弯折部23的端面25被形成为与平板部24的板厚方向正交的面。
图4a～图4c例示了本发明的强化玻璃的实施方式，这些各图分别是从三个方向观察该强化玻璃的示意图。即，图4a表示主视图，图4b表示侧视图，图4c表示俯视图。在从在图4c中表示的强化玻璃的长度方向(长度方向)的下端起稍稍间隔的区域且为在图4a中表示的板宽度方向(与长度方向正交的方向)的中央部分形成有长方体状(可以是半球状等)的突起部26。该突起部26被形成在平板部27之上，在该实施方式中，突起部26的顶部是平坦的。
图5是对本发明的强化玻璃的实施方式进行例示的立体图。由图5可知，强化玻璃的整个板宽度方向以圆弧状弯曲，并且整个长度方向以圆弧状弯曲，成为弯曲部28。此处，板宽度方向(与长度方向正交的方向)的弯曲程度小于长度方向(长度方向)的弯曲程度。
本发明的强化玻璃可以如下制造：将按照规定的玻璃组成调合的玻璃批料投入连续熔融炉，在1500～1600℃进行加热熔融，进行澄清后，在供给至成形装置后进行熔融玻璃的成形，并进行缓冷，由此制造本发明的强化玻璃。
对于本发明的强化玻璃，可以采用各种成形方法。例如，可以采用下拉法(溢出下拉法、狭缝下引法(SlotDown)、重新引下法(Redraw)法等)、浮法、辊轧法(rollout)等成形方法。另外，也可以通过冲压成形法由熔融玻璃直接成形成规定形状。
对于本发明的强化玻璃而言，优选用溢出下拉法成形成为玻璃基板而成。如果如此设定，则可以制造未研磨且表面品质良好的玻璃基板。其理由是因为，在溢出下拉法的情况下，要成为玻璃基板表面的面不与槽状耐火物接触，而在自由表面的状态下被成形。此处，溢出下拉法是使熔融玻璃从耐热性的槽状结构物的两侧溢出，边使所溢出的熔融玻璃在槽状结构物的下端汇合，边向下方进行拉伸成形而制造玻璃基板的方法。槽状结构物的结构、材质只要可以使玻璃基板的尺寸、表面精度为所期望的状态而实现可用作玻璃基板的品质就没有特别限定。另外，为了向下方进行拉伸成形，可以是对玻璃基板用任何方法施加力的方法。例如，可以采用使具有充分大的宽度的耐热性辊在与玻璃基板接触的状态下旋转来进行拉伸的方法，也可以采用使多对的耐热性辊仅与玻璃基板的端面附近接触来进行拉伸的方法。
本发明的强化用玻璃的特征在于，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。如果如此设定，则可以兼顾离子交换性能和热加工性。另外，本发明的强化用玻璃可以具备与本发明的强化玻璃同样的技术特征(适宜的玻璃组成范围、适宜的特性、显著的效果等)。在此，为了方便起见，对其重复部分省略详细的说明。
如果对强化用玻璃进行强化处理，则可以得到强化玻璃。强化处理如上所述优选为离子交换处理。离子交换处理例如可以通过将强化用玻璃在400～550℃的KNO3熔融盐中浸渍1～8小时来进行。离子交换处理的条件考虑玻璃的粘度特性、用途、厚度、内部的拉伸应力等后适当选择最佳条件即可。
如上文中已描述的那样，热加工优选对强化处理前的强化用玻璃基板进行，端面的磨削和/或研磨也优选对强化处理前的强化用玻璃基板进行。此外，为了消除热加工后的尺寸误差等，也优选在热加工后对端面进行磨削和/或研磨。
热加工优选对平板形状的强化用玻璃基板进行。另外，作为热加工的方法，优选利用模具对平板形状的强化用玻璃基板进行冲压成形的方法。如果如此设定，则可以提高热加工后的强化用玻璃的尺寸精度。需要说明的是，突起部优选利用模具对熔融玻璃进行冲压成形而形成。
另外，作为热加工方法，也优选如下方法：在板厚方向夹持并支撑处于不会因热而软化变形的温度的平板形状的强化用玻璃基板，使强化用玻璃基板弹性变形至弯曲后的状态后，对弹性变形后的强化用玻璃基板进行加热，由此得到具有弯曲部的强化用玻璃(特别是具有整个板宽度方向以圆弧状弯曲的弯曲部的强化用玻璃)的方法。根据这样的方法，能够适当避免强化用玻璃基板的表面随着由弹性变形时的动作带来的错位等而在与外物接触的部位受损。其结果，可以尽可能地防止在成形后的弯曲部的表面处残留缺陷、伤痕。
上述方法中，在支撑强化用玻璃基板时，优选使用具有凹弯曲面、和与凹弯曲面对置的凸弯曲面并且在两弯曲面彼此间形成厚度相对于强化用玻璃基板的板厚更大的弯曲成形空间的成形模具，利用凹弯曲面的两个部位和凸弯曲面的一个部位夹持支撑强化用玻璃基板。如果如此设定，则由于在两弯曲面彼此间形成厚度相对于强化用玻璃基板的板厚更大的弯曲成形空间，因此能够避免过大压力从成形模具作用于强化用玻璃基板。另外，在该方法中，利用凹弯曲面的两个部位和凸弯曲面的一个部位这三个部位夹持支撑强化用玻璃基板，因而两弯曲面与强化用玻璃基板的表面接触的部位的面积被抑制至较小。因此，可以尽可能地防止强化用玻璃基板的表面受损。此外，优选使片状耐热部件介于凹弯曲面和强化用玻璃基板的一个面之间、以及凸弯曲面和强化用玻璃基板的另一面之间。如果如此设定，则由于片状耐热部件的存在，强化用玻璃基板的表面与成形模具的直接接触得以避免，强化用玻璃基板的表面得到更安全的保护而免受缺陷、伤痕产生的影响。作为结果，可以更适当地防止在成形后的弯曲部的表面处残留缺陷、伤痕。
本发明的强化玻璃的制造方法的特征在于，在对强化用玻璃进行热加工后进行强化处理，得到强化玻璃。本发明的强化玻璃的制造方法的技术特征已在本发明的强化玻璃和强化用玻璃的栏中说明。因此，此处，为了方便起见，省略其说明。
实施例1
以下，基于实施例，对本发明进行详细说明。但是，以下的实施例仅为示例。本发明不受以下的实施例的任何限定。
表1～6示出了本发明的实施例(No.1～38)。
【表1】
【表2】
【表3】
【表4】
【表5】
【表6】
如下那样进行，制作了各试样。首先按照表中的玻璃组成调合玻璃原料，使用铂坩埚在1580℃进行8小时熔融。之后，使熔融玻璃流出至碳板上而成形成板状。对于所得到的玻璃基板，评价了各种特性。
密度是通过公知的阿基米德法测定的值。
应变点Ps、退火点Ta是基于ASTMC336的方法测定的值。
软化点Ts是基于ASTMC338的方法测定的值。
高温粘度104.0dPa·s、103.0dPa·s、102.5dPa·s时的温度是利用铂球提升法测定的值。
热膨胀系数α是利用膨胀计测定的值，是在30～380℃的温度范围中的平均值。
杨氏模量E是通过弯曲共振法测定的值。另外，比杨氏模量是杨氏模量E除以密度后的值。
液相温度TL是，将玻璃粉碎，将通过标准筛30目(筛孔尺寸500μm)且残留于50目(筛孔尺寸300μm)的玻璃粉末加入铂坩埚，在温度梯度炉中保持24小时，测定析出结晶的温度而得的值。
液相粘度logηatTL是利用铂球提升法测定液相温度TL时的玻璃的粘度而得到的值。
将各试样在被保持在430℃的KNO3槽中浸渍4小时，进行了离子交换处理。离子交换处理后，测定了压缩应力层的压缩应力值CS和应力深度DOL。压缩应力值CS和应力深度DOL通过使用表面应力计(株式会社东芝制FSM-6000)对干涉条纹的条数和其间隔进行观察而计算。计算时，各试样的折射率定为1.52、光弹性常数定为30[(nm/cm)/MPa]。
需要说明的是，在表中的各试样的制作中，为了方便本发明的说明，在使熔融玻璃流出而成形成基板形状后、离子交换处理前进行了光学研磨。在以工业规模制造强化玻璃的情况下，优选利用溢出下拉法等成形出玻璃基板，裁切加工成矩形后，在表面未研磨的状态下热加工成规定形状，根据需要将端面磨削和/或研磨成规定形状，接着进行离子交换处理，制造强化玻璃，根据需要将端面磨削和/或研磨成规定形状。
实施例2
对于试样No.1～38，通过溢出下拉法制作了0.7mm厚的强化用玻璃基板后，使用莫来石制的模具在比软化点低30℃的温度进行冲压成形，进而通过在保持在430℃的KNO3槽中浸渍4小时来进行离子交换处理，分别制作了具有图1a、图3a～图3c、图5所述的形状的强化玻璃。
实施例3
对于试样No.1～38，通过溢出下拉法制作了0.5mm厚的强化用玻璃基板后，使用莫来石制的图6所示的模具，通过图7所示的工序，分别制作了具有图1d、图1e所述的形状的强化用玻璃。以下，使用图6、7对其细节进行说明。
图6是表示用于成形成具有弯曲部的强化用玻璃的成形模具的纵截侧视图。如该图所示，成形模具30具备：具有凹弯曲面31a的下模具31、和具有与凹弯曲面31a对置的凸弯曲面32a的上模具32。凹弯曲面31a和凸弯曲面32a仅沿着图6中的横向(沿着单一方向)以一定的曲率弯曲，并且两弯曲面31a、32a的曲率中心O彼此相同。即，两弯曲面31a、32a各自形成以沿与纸面垂直的方向通过曲率中心O的轴为中心的局部圆筒面。并且，对于两弯曲面31a、32a的曲率半径的尺寸，分别地，凹弯曲面31a被设为R1、凸弯曲面32a被设为R2(R1＞R2)。两弯曲面31a、32a彼此间形成将作为成形对象的强化用玻璃基板G内包的朝下凸的弯曲成形空间S。该弯曲成形空间S的厚度T是比强化用玻璃基板G的厚度大的一定的厚度。需要说明的是，“弯曲成形空间S的厚度T”是指，凹弯曲面31a与凸弯曲面32a之间沿着凹弯曲面31a的法线间隔的距离(本实施方式中，两弯曲面31a、32a间隔的距离在弯曲成形空间S的整个区域上是一定的)。
位于弯曲成形空间S内的强化用玻璃基板G被用凹弯曲面31a的彼此间隔的两个部位(图6所示的A点、B点)和位于该两个部位之间的凸弯曲面32a的一个部位(图6所示的C点)沿板厚方向夹持，在弯曲的状态下得到支撑。需要说明的是，本实施方式中，两弯曲面31a、32a均仅沿着横向弯曲，因此在A点和B点处，凹弯曲面31a与强化用玻璃基板G线接触，并且在C点处，凸弯曲面32a与板玻璃G线接触。另外，C点在横向上位于A点与B点的中间。
图7是示出本实施方式的各工序的工序图。如该图所示，用于成形出具有图1d所述形状的强化玻璃的工序中包括：对成形模具30进行预热的预热工序；在成形模具30内内包强化用玻璃基板G的夹持工序；对成形模具30内的强化用玻璃基板G进行加热来成形出具有图1d所述形状的强化玻璃的加热工序；在成形模具30内使具有该形状的强化用玻璃冷却的冷却工序；和从成形模具30取出具有该形状的强化玻璃的取出工序。需要说明的是，本实施方式中，一部分工序之间的成形模具30的移动、或在工序内的成形模具30的移动通过利用输送机的传送来进行。
预热工序中，使未内包强化用玻璃基板G的空的状态的成形模具30边利用输送机传送边通过预热炉的内部，对成形模具30进行预热。此时，作为成形模具30的预热温度，优选为200℃～300℃的温度范围。夹持工序中，处于常温(20±15℃的温度范围)的强化用玻璃基板G按照在上述的成形模具30的说明中已经描述的方案被内包在经预热的成形模具30内。此时，如图6中已经示出的那样，用成形模具30中的凹弯曲面31a的两个部位(A点、B点)和凸弯曲面32a的一个部位(C点)将强化用玻璃基板G沿板厚方向夹持并支撑。由此，使处于常温的平板状的强化用玻璃基板G弹性变形成弯曲(仅沿着图6中的横向弯曲)后的状态。更具体而言，对于在成形模具30(弯曲成形空间S)内所内包的强化用玻璃基板G而言，在图6的横方向(单一方向)上，其中央部的上表面以跟随曲率半径(＝R2)较小的凸弯曲面32a的方式弯曲。另外，强化用玻璃基板G的两端部的下表面以跟随曲率半径(＝R1)较大的凹弯曲面31a的方式弯曲。因此，强化用玻璃基板G按照曲率半径在中央部小、在两端部大的方式进行弹性变形。
加热工序中，使内包有弹性变形后的强化用玻璃基板G的成形模具30边用输送机传送边通过加热炉的内部，经由成形模具30将强化用玻璃基板G加热至比软化点低25℃的温度。由此，对弹性变形后的强化用玻璃基板G进行热加工。冷却工序中，保持使热加工后的强化用玻璃内包在成形模具30中的状态进行冷却。取出工序中，将成形模具30中内包的强化用玻璃从成形模具30取出。经过以上的工序，由此得到具有图1d所述形状的强化用玻璃。此外，如果对该强化用玻璃的端面进行研磨和/或磨削，还可得到具有图1e所述形状的强化用玻璃。并且，如果对这些强化用玻璃进行离子交换处理，则形成具有图1d、图1e所述形状的强化玻璃。
产业上的可利用性
本发明的强化玻璃适宜于移动电话、数码相机、PDA、触控面板显示器等的盖板玻璃，活用热加工性优异的特征，适于移动电话、移动PC、定位设备等的外装部件、尤其是特殊形状的外装部件。另外，本发明的强化玻璃在这些用途以外也被期待应用于要求高机械强度的用途，例如窗玻璃、磁盘用基板、平板显示器用基板、太阳能电池的基板及盖板玻璃、固体摄像元件用盖板玻璃、餐具。
符号说明
1、4、7、14、17、20、23···弯折部
2、5、8、15、18、21、24、27···平板部
3、6、9、11、13、16、19、22、25···端面
10、12、28···弯曲部
26···突起部
30···成形模具
31···下模具
31a···凹弯曲面
32···上模具
32a···凸弯曲面

Claims (21)

1.一种强化玻璃，其是在表面具有压缩应力层的强化玻璃，其特征在于，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。
2.根据权利要求1所述的强化玻璃，其特征在于，其具有弯折部和/或弯曲部。
3.根据权利要求2所述的强化玻璃，其特征在于，所述弯折部和/或所述弯曲部通过热加工形成而成。
4.根据权利要求3所述的强化玻璃，其特征在于，在热加工后进行强化处理而成。
5.根据权利要求3或4所述的强化玻璃，其特征在于，在热加工后且强化处理前，对端面进行磨削处理和/或研磨处理而成。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，压缩应力层的压缩应力值CS为500MPa以上且应力深度DOL为20μm以上。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，软化点为800℃以下。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，退火点为600℃以下。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，应变点为400℃以上。
10.根据权利要求1～9中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，液相温度为1200℃以下。
11.根据权利要求1～10中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，液相粘度为104.0dPa·s以上。
12.根据权利要求1～11中任一项所述的强化玻璃，其特征在于，热膨胀系数为50～110×10-7/℃。
13.一种强化玻璃，其是在表面具有压缩应力层的强化玻璃，其特征在于，在玻璃组成中不含有Li2O，软化点为720℃以下，压缩应力层的压缩应力值CS为500MPa以上且应力深度DOL为20μm以上。
14.一种强化用玻璃，其特征在于，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。
15.根据权利要求14所述的强化用玻璃，其特征在于，其具有弯折部和/或弯曲部。
16.根据权利要求14或15所述的强化用玻璃，其特征在于，对端面进行磨削和/或研磨。
17.一种强化玻璃的制造方法，其特征在于，对强化用玻璃进行热加工后，进行强化处理，得到强化玻璃。
18.根据权利要求17所述的强化玻璃的制造方法，其特征在于，所述强化用玻璃中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO245～75％、Al2O310～30％、B2O30～20％、Na2O10～25％。
19.根据权利要求17或18所述的强化玻璃的制造方法，其特征在于，通过热加工形成弯折部和/或弯曲部。
20.根据权利要求17～19中任一项所述的强化玻璃的制造方法，其特征在于，在强化处理前具有对端面进行磨削和/或研磨的工序。
21.根据权利要求17～20中任一项所述的强化玻璃的制造方法，其特征在于，在强化处理后具有对端面进行磨削和/或研磨的工序。
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