CN105377786B - 玻璃及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种玻璃，其特征在于，具有至少包含第一相和第二相的分相结构，并且第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量，且用于有机EL器件。

Description

玻璃及其制造方法
技术领域
本发明涉及玻璃及其制造方法，具体来说，涉及具有光散射功能的分相玻璃、及其制造方法，进一步涉及通过热处理从而分相的玻璃。
背景技术
近年来，从家电制品的普及、大型化、多功能化等理由出发，在家庭等的生活空间消耗的能量正在增加。特别是照明机器的能量消耗正在增多。因此，正在积极研讨高效的照明。
照明用光源被分为照射限定的范围的“指向性光源”、和照射广范围的“扩散光源”。LED照明相当于“指向性光源”，作为白炽灯的替代不断被采用。另一方面，期望的是相当于“扩散光源”的荧光灯的代替光源，作为其候选，有机EL(电致发光)照明是有力的。
有机EL元件是具备：玻璃板、作为阳极的透明导电膜、包含含有通过电流的注入而发光的呈电致发光的有机化合物的一层或多层发光层的有机EL层、和阴极的元件。作为有机EL元件中使用的有机EL层，使用低分子色素系材料、共轭高分子类材料等，在形成发光层时，形成与空穴注入层、空穴传输层、电子传输层、电子注入层等的层叠结构。通过将具有这样的层叠结构的有机EL层配置于阳极与阴极之间，对阳极与阴极施加电场，由此从作为阳极的透明电极注入的空穴、与从阴极注入的电子在发光层内复合，通过该复合能从而发光中心被激发而发光。
有机EL元件作为便携电话、显示器用途的研究正在进展，一部分已经被实用化。另外，有机EL元件具有与液晶显示器、等离子显示器等薄型电视同等的发光效率。
但是，为了将有机EL元件应用于照明用光源，辉度尚未达到实用水平，需要进一步改善发光效率。
由于玻璃板与空气的折射率差，光被锁在玻璃板内是辉度降低的原因之一。例如，使用折射率nd1.5的玻璃板时，由于空气的折射率nd为1.0，临界角通过斯涅尔定律计算为42°。因此，该临界角以上的入射角的光发生全反射，被锁在玻璃板内，而不能取出到空气中。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-25634号公报
发明内容
发明要解决的课题
为了解决上述问题，正在研讨在透明导电膜等与玻璃板之间形成光导出层。例如，专利文献1中，还记载了在钠钙玻璃板的表面形成使高折射率的玻璃料烧结后的光取出层，并且使散射物质分散于光取出层内，由此提高光取出效率。
但是，为了在玻璃板的表面形成光取出层，需要在玻璃板的表面涂布玻璃糊的印刷工序，该工序招致生产成本的高涨。进而，在使散射粒子分散于玻璃料中的情况下，通过散射粒子自身的吸收，光取出层的透射率降低。进而，专利文献1所述的玻璃料由于大量含有Nb2O5等稀有金属氧化物，因而原料成本是高昂的。
本发明鉴于上述问题而完成，其技术课题在于，发明一种即使不形成由烧结体构成的光取出层，也能提高有机EL元件的光取出效率，而且生产率也优异的玻璃及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人等经过认真研讨的结果发现，通过使用特定的分相玻璃，能够解决上述问题，作为本发明(第一本发明)提出。即，本发明(第一本发明)的玻璃的特征在于，具有至少包含第一相和第二相的分相结构，并且第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量，且用于有机EL器件。需要说明的是，“有机EL器件”中，不仅包括有机EL照明，还包括有机EL显示器等。另外，伴随第一相和第二相的形成的光散射能够通过目测确认。另外，通过用扫描型电子显微镜观察例如浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后的试样表面，能够详细确认各相。
本发明(第一本发明)的玻璃的特征在于，具有至少包含第一相和第二相的分相结构，并且第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量。如果这样的话，在应用于有机EL器件的情况下，从有机EL层向玻璃板入射的光在第一相与第二相的界面散射，能够提高有机EL元件的光取出效率。
第二，本发明(第一本发明)的玻璃的特征在于，具有至少包含第一相和第二相的分相结构，并且第二相中的B2O3的含量多于第一相中的B2O3的含量，且用于有机EL器件。如果这样的话，在应用于有机EL器件的情况下，从有机EL层向玻璃板入射的光在第一相与第二相的界面散射，能够提高有机EL元件的光取出效率。
第三，本发明(第一本发明)的玻璃优选作为玻璃组成，以质量％计，含有SiO230～75％、B2O30.1～50％、Al2O30～35％。如果这样的话，容易制作分相玻璃，而且还能提高玻璃板的生产率。
第四，本发明(第一本发明)的玻璃优选在玻璃组成中，实质上不含稀有金属氧化物。在此，本发明所说的“稀有金属氧化物”是指La2O3、Nd2O3、Gd2O3、CeO2等稀土类氧化物、Y2O3、Nb2O5、Ta2O5。另外，“实质上不含稀有金属氧化物”是指，玻璃组成中的稀有金属氧化物的含量为0.1质量％以下的情况。
第五，本发明(第一本发明)的玻璃优选折射率nd大于1.50。作为使辉度降低的原因之一，可以举出折射率不匹配的问题。具体来说，透明导电膜的折射率nd为1.9～2.0，有机EL层的折射率nd为1.8～1.9。与此相对，玻璃板的折射率nd通常为1.5左右。因此，对于以往的有机EL器件而言，由于玻璃板与透明导电膜等的折射率差大，存在从有机EL层入射的光在玻璃板与透明导电膜等的界面反射，而光取出效率降低的问题。因此，若如上所述控制玻璃的折射率nd，则玻璃板与透明导电膜等的折射率差变小，从有机EL层入射的光难以在玻璃板与透明导电膜等的界面发生反射。在此，“折射率nd”是指，用折射率测定器测定的d线的值。例如，可以首先制作25mm×25mm×约3mm的长方体试样，在(退火点Ta+30℃)到(应变点Ps-50℃)的温度区域以0.1℃/分钟的冷却速度进行退火处理后，使折射率nd匹配的浸液渗透，并利用岛津制作所制的折射率测定器KPR-2000进行测定。
第六，本发明(第一本发明)的玻璃优选为平板形状、即玻璃板。
第七，本发明(第一本发明)的玻璃优选利用溢流下拉法成形而成。如果这样的话，能够提高玻璃板的表面精度。在此，“溢流下拉法”是，使熔融玻璃从耐热性的槽状结构物的两侧溢出，边在槽状结构物的下端使其合流，边向下方延伸成形而将玻璃板成形的方法。
第八，本发明(第一本发明)的玻璃优选不经过其它途径的热处理工序，优选在成形工序中分相、或在刚成形后的退火(冷却)工序中分相。如果这样的话，玻璃的制造工序数减少，能够提高玻璃的生产率。
第九，本发明(第一本发明)的玻璃优选用于有机EL照明。
第十，本发明(第一本发明)的玻璃优选分相粘度为107.0dPa·s以下。如果这样的话，成形工序和/或退火工序中玻璃变得容易分相，容易利用浮法或溢流下拉法将具有分相结构的玻璃板成形。作为结果，将玻璃板成形后，不需要其它途径的热处理工序，容易降低玻璃板的制造成本。需要说明的是，本发明(第一本发明)的玻璃优选在成形工序和/或退火工序中玻璃分相，除这些工序以外，也可以在熔融工序中玻璃分相。在此，“分相粘度”是指，利用铂提拉法测定分相温度下的玻璃的粘度的值。“分相温度”是指，将玻璃放入铂舟中，在1400℃再熔化后，将铂舟移至温度梯度炉中，在温度梯度炉中保持5分钟时，可以明确确认到白浊的温度。
第十一，本发明(第一本发明)的玻璃优选波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值为1～100％。如果这样的话，光在玻璃中变得容易散射，因此容易将光向外部取出，作为结果，容易提高光取出效率。在此，“浊度值”是利用(扩散透射率)×100/(总光线透射率)算出的值。“扩散透射率”是利用分光光度计(例如，岛津制作所制UV-2500PC)在厚度方向测定的值，例如，可以将两表面被镜面研磨过的玻璃作为测定试样。“总光线透射率”是利用分光光度计(例如，岛津制作所制UV-2500PC)在厚度方向测定的值，例如，可以将两表面被镜面研磨过的玻璃作为测定试样。
第十二，本发明(第一本发明)的玻璃优选在装入有机EL元件时，电流效率高于折射率nd为同等程度的未分相的玻璃。在此，“电流效率”可以通过在使用玻璃制作有机EL元件后，在相对于玻璃的厚度方向垂直的方向设置辉度计，测定玻璃的正面辉度从而算出。“折射率nd为同等程度”是指，折射率nd在±0.2的范围内。
第十三，本发明(第一本发明)的有机EL器件的特征在于，具备上述玻璃而成。
第十四，本发明(第一本发明)的复合基板的特征在于，是将玻璃板与基板接合的复合基板，玻璃板包含上述玻璃。如果这样的话，由于玻璃板作为光散射层发挥功能，通过仅与基板复合化，就能提高有机EL元件的光取出效率。进一步，若将玻璃板与基板接合，将玻璃板配置于与空气接触的一侧，则能够提高复合基板的耐伤性。
第十五，本发明(第一本发明)的复合基板优选基板为玻璃基板。玻璃基板与树脂基板、金属基板相比，透射性、耐候性、耐热性优异。
第十六，本发明(第一本发明)的复合基板优选基板的折射率nd大于1.50。如果这样的话，可以抑制有机EL层与基板的界面处的反射，因此容易将基板中的光取出到空气中。
第十七，本发明(第一本发明)的复合基板优选玻璃板与基板通过光学接触而接合。如果这样的话，在接合时，不需要粘合带、固化剂，因而复合基板的透射率提高，并且能够将玻璃板与基板简便地接合。需要说明的是，玻璃板与基板的接合侧的表面的表面精度(平坦性)越高，光学接触的接合强度越提高。
第十八，本发明(第一本发明)的复合基板优选用于有机EL器件。
另外，本发明人等经过认真研讨的结果发现，通过热处理得到分相玻璃后，将其应用于有机EL器件，由能够解决上述技术课题，作为本发明(第二本发明)提出。即，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法的特征在于，将熔融玻璃成形后，进行热处理，得到具有至少包含第一相和第二相的分相结构且可以用于有机EL器件的玻璃。
需要说明的是，本发明(第二本发明)中，不仅包括对尚未分相的玻璃进行热处理，制成分相玻璃的情况，还包括对已经分相的玻璃进行热处理的情况。前者的情况下，容易避免成形时特定的相的浓度局部地变得过高，而玻璃失透的事态，并且容易控制分相性。后者的情况下，能够一面抑制分相性，一面提高热处理效率。需要说明的是，分相的有无可以通过目测确认，正确的是，通过用扫描型电子显微镜观察浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后的试样表面从而能够确认。若进行该处理，则富于B2O3的相通过盐酸溶液而溶出，而富于SiO2的相不溶出于盐酸溶液。另外，本发明(第二本发明)所说的“热处理”是指，在成形后，冷却到退火点以下的温度后，升温至产生分相的温度区域。进而，在本发明(第二本发明)所说的“有机EL器件”中，不仅包括有机EL照明，还包括有机EL显示器等。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法中，通过热处理，得到具有至少包含第一相和第二相的分相结构玻璃。如果这样的话，将得到的玻璃应用于有机EL器件的情况下，从有机EL层入射的光在第一相与第二相的界面散射，能够提高有机EL元件的光取出效率。
另外，根据有机EL器件的元件结构，最适合的散射特性是不同的。因此，若在将熔融玻璃成形后进行热处理，则能够控制玻璃的分相性，能够由相同的母材玻璃制作具有不同散射功能的玻璃。作为结果，能够提高玻璃的生产率。
此外，若在成形时使玻璃分相，则存在玻璃变得容易失透的问题，若在成形后进行热处理，则能够抑制成形时的玻璃的分相，因而容易避免这样的问题。需要说明的是，分相现象除了热处理条件(热处理温度、热处理时间)以外，还可以通过玻璃组成、成形条件、退火条件等来控制。
第二，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量。如果这样的话，将得到的玻璃应用于有机EL器件的情况下，从有机EL层入射的光容易在第一相与第二相的界面发生散射，能够提高有机EL元件的光取出效率。
第三，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选第二相中的B2O3的含量多于第一相中的B2O3的含量。如果这样的话，将得到的玻璃应用于有机EL器件的情况下，从有机EL层入射的光容易在第一相与第二相的界面发生散射，能够提高有机EL元件的光取出效率。
第四，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选玻璃中，作为玻璃组成，以质量％计，含有SiO230～75％、B2O30.1～50％、Al2O30～35％。如果这样的话，容易通过热处理制作特定的分相玻璃，而且还能够提高玻璃板的生产率。
第五，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选玻璃在玻璃组成中，实质上不含稀有金属氧化物。在此，本发明所说“稀有金属氧化物”是指，La2O3、Nd2O3、Gd2O3、CeO2等稀土类氧化物、Y2O3、Nb2O5、Ta2O5。另外，“实质上不含稀有金属氧化物”是指，玻璃组成中的稀有金属氧化物的含量为0.1质量％以下的情况。
第六，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选玻璃的折射率nd大于1.50。作为使辉度降低的原因之一，可以举出折射率不匹配的问题。具体来说，透明导电膜的折射率nd为1.9～2.0，有机EL层的折射率nd为1.8～1.9。与此相对，玻璃板的折射率nd通常为1.5左右。因此，以往的有机EL器件存在由于玻璃板与透明导电膜等的折射率差大，因而从有机EL层入射的光在玻璃板与透明导电膜等的界面发生反射，而光取出效率降低的问题。因此，若如上所述控制玻璃的折射率nd，则玻璃板与透明导电膜等的折射率差变小，从有机EL层入射的光难以在玻璃板与透明导电膜等的界面发生反射。在此，“折射率nd”是指，利用折射率测定器测定的d线。例如，可以首先制作25mm×25mm×约3mm的长方体试样，在(退火点Ta+30℃)到(应变点Ps-50℃)的温度区域以0.1℃/分钟的冷却速度进行退火处理后，使折射率nd匹配的浸液渗透，并利用岛津制作所制的折射率测定器KPR-2000进行测定。
第七，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选成形为平板形状。
第八，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选利用溢流下拉法成形。在此，“溢流下拉法”是，从耐热性的槽状结构物的两侧，使熔融玻璃溢出，边在槽状结构物的下端合流，边向下方延伸成形而将玻璃板成形的方法。
第九，本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选将得到的玻璃用于有机EL照明。
第十，本发明(第二本发明)的玻璃的特征在于，通过上述玻璃的制造方法制作。
第十一，本发明(第二本发明)的玻璃的特征在于，具有通过热处理从未分相的状态至少分相为第一相和第二相的性质，且用于有机EL器件。
第十二，本发明(第二本发明)的玻璃优选热处理前的波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值为5～100％。在此，“浊度值”是由(扩散透射率)×100/(总光线透射率)算出的值。“扩散透射率”是利用分光光度计(例如、岛津制作所制UV-2500PC)在厚度方向测定的值，例如，能够将两表面经镜面研磨过的玻璃作为测定试样。“总光线透射率”是利用分光光度计(例如、岛津制作所制UV-2500PC)在厚度方向测定的值，例如，能够将两表面经镜面研磨过的玻璃作为测定试样。
第十三，本发明(第二本发明)的玻璃优选热处理后的波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值为0～80％。
附图说明
图1是在使[实施例2]的试样No.2([实施例7]的试样No.22)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图2是在使[实施例2]的试样No.9([实施例7]的试样No.29)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图3是在使[实施例2]的试样No.10([实施例7]的试样No.30)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图4是在使[实施例2]的试样No.11([实施例7]的试样No.31)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图5是在使[实施例2]的试样No.12([实施例7]的试样No.32)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图6是在使[实施例2]的试样No.13([实施例7]的试样No.33)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图7是在使[实施例2]的试样No.14([实施例7]的试样No.34)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图8是在使[实施例2]的试样No.15([实施例7]的试样No.35)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图9是在使[实施例2]的试样No.16([实施例7]的试样No.36)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图10是在使[实施例2]的试样No.17([实施例7]的试样No.37)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图11是在使[实施例2]的试样No.18([实施例7]的试样No.38)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图12是在使[实施例2]的试样No.19([实施例7]的试样No.39)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图13是在使[实施例2]的试样No.20([实施例7]的试样No.40)浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，用扫描型电子显微镜观察得到的表面的像。
图14是表示用于对比[实施例4]的试样No.12与比较例的电流效率曲线的数据。
图15是在将[实施例8]的试样No.39再熔化后，不进行热处理，而加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板后，对其两表面进行镜面研磨时的外观照片。
图16是将[实施例8]的试样No.39再熔化，在840℃热处理20分钟后，加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板，对其两表面进行镜面研磨时的外观照片。
图17是将[实施例8]的试样No.39再熔化，在840℃热处理40分钟后，加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板，对其两表面进行镜面研磨时的外观照片。
具体实施方式
本发明(第一本发明)的玻璃具有至少包含第一相和第二相的分相结构，并且第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量，另外，第二相中的B2O3的含量多于第一相中的B2O3的含量。如果这样的话，第一相与第二相的折射率容易不同，能够提高玻璃的散射功能。
至少一个相(第一相和/或第二相)的分相粒子的平均粒径优选为0.1～5μm。若分相粒子的平均粒径小于0.1μm，则从有机EL层放射的光难以在第一相与第二相的界面发生散射。另外，通过瑞利散射根据波长而显示不同散射强度，作为结果，制作白色OLED时需要发光层的元件构成的最优化。另一方面，若分相粒子的平均粒径大于5μm，则散射强度变得过强，总光线透射率有可能降低。
本发明(第一本发明)的玻璃中，作为玻璃组成，以质量％计，优选含有SiO230～75％、B2O30.1～50％、Al2O30～35％，特别优选含有SiO2超过39～75％、B2O310～40％、Al2O310～低于23％。如果这样的话，分相性提高，容易提高光散射功能。以下，说明如上述那样限定各成分的理由。需要说明的是，在各成分的含有范围的说明中，％表示质量％。
SiO2的含量优选为30～75％。若SiO2的含量变多，则熔融性、成形性容易降低，另外折射率容易降低。因此，SiO2的适宜的上限范围为75％以下、70％以下或65％以下、特别是60％以下。另一方面，若SiO2的含量变少，则难以形成玻璃网络结构，玻璃化变得困难。另外，玻璃的粘性过于降低，难以确保高液相粘度。因此，SiO2的适宜的下限范围为30％以上、35％以上、38％以上或超过39％、特别是40％以上。
B2O3的含量优选为0.1～50％。B2O3是提高分相性的成分，但若B2O3的含量过多，则玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低，而且耐酸性容易降低。因此，B2O3的适宜的上限范围为50％以下、40％以下或30％以下、特别是25％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、0.5％以上、1％以上、4％以上、7％以上、10％以上、12％以上、14％以上、16％以上、18％以上或20％以上、特别是22％以上。
Al2O3的含量优选为0～35％。Al2O3是提高耐失透性的成分，但若Al2O3的含量过多，则分相性容易降低，而且玻璃组成的成分平衡受到破坏，反而耐失透性容易降低。另外，耐酸性容易降低。因此，Al2O3的适宜的上限范围为35％以下、30％以下、25％以下或低于23％、特别是20％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、3％以上、5％以上、8％以上、10％以上、12％以上或14％以上、特别是15％以上。
从兼顾耐失透性与分相性的观点出发，SiO2-Al2O3-B2O3的含量优选为-10～30％或-5～25％、特别优选为0～20％，Al2O3+B2O3的含量优选为25～50％或29～45％、特别优选为32～40％，质量比SiO2/(Al2O3+B2O3)优选为0.7～2或6、0.8～2、特别优选为0.85～1.6。需要说明的是，“SiO2-Al2O3-B2O3”是从SiO2的含量减去Al2O3的含量，进一步减去B2O3的含量的量。“Al2O3+B2O3”是Al2O3与B2O3的合计含量。“SiO2/(Al2O3+B2O3)”是SiO2的含量除以Al2O3与B2O3的合计含量的值。
除上述成分以外，例如，还可以导入以下成分。
Li2O的含量优选为0～30％。Li2O是提高分相性的成分，但若Li2O的含量过多，则液相粘度容易降低，另外应变点容易降低。此外，在利用酸的蚀刻工序中，碱成分变得容易溶出。因此，Li2O的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下或1％以下、特别是0.5％以下。
Na2O的含量优选为0～30％。Na2O是提高分相性的成分，但若Na2O的含量过多，则液相粘度容易降低，另外应变点容易降低。此外，在利用酸的蚀刻工序中，碱成分变得容易溶出。因此，Na2O的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下或1％以下、特别是0.5％以下。
K2O的含量优选为0～30％。K2O是提高分相性的成分，但若K2O的含量过多，则液相粘度容易降低，另外应变点容易降低。此外，在利用酸的蚀刻工序中，碱成分变得容易溶出。因此，K2O的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下或1％以下、特别是0.5％以下。
MgO的含量优选为0～30％。MgO是提高折射率、杨氏模量、应变点的成分，并且是降低高温粘度的成分，但若大量含有MgO，则有液相温度上升，耐失透性降低，或密度变得过高的风险。因此，MgO的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、特别是10％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、1％以上或3％以上、特别是5％以上。
CaO的含量优选为0～30％。CaO是降低高温粘度的成分，但若CaO的含量变多，则密度容易变高，另外玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，CaO的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下、特别是3％以下，适宜的下限范围为0.1％以上或0.5％以上、特别是1％以上。
SrO的含量优选为0～30％。若SrO的含量变多，则折射率、密度容易变高，另外玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，SrO的适宜的上限范围为30％以下或20％以下、特别是10％以下，适宜的下限范围为1％以上或3％以上、特别是5％以上。
BaO在碱土金属氧化物中是不使玻璃的粘性极端降低、提高折射率的成分。若BaO的含量变多，则折射率、密度容易变高，另外玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，BaO的适宜的上限范围为40％以下、30％以下、20％以下或10％以下、特别是5％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、特别是1％以上。
ZnO是提高折射率、应变点的成分，并且是使高温粘度降低的成分，但若大量导入ZnO，则液相温度上升，耐失透性容易降低。因此，ZnO的适宜的上限范围为20％以下、10％以下或5％以下、特别是3％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、特别是1％以上。
TiO2是提高折射率的成分，其含量优选为0～20％。但是，若TiO2的含量变多，则玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。另外有总光线透射率降低的风险。因此，TiO2的适宜的上限范围为20％以下、10％以下、特别是5％以下，适宜的下限范围为0.001％以上、0.01％以上、0.1％以上、1％以上或2％以上、特别是3％以上。
ZrO2是提高折射率的成分，其含量优选为0～20％。但是，若ZrO2的含量变多，则玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，ZrO2的适宜的上限范围为20％以下或10％以下、特别是5％以下，适宜的下限范围为0.001％以上、0.01％以上、0.1％以上、1％以上或2％以上、特别是3％以上。
La2O3是提高折射率的成分，其含量优选为0～10％。若La2O3的含量变多，则密度容易变高，另外耐失透性、耐酸性容易降低。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，La2O3的适宜的上限范围为10％以下、5％以下、3％以下、2.5％以下或1％以下、特别是0.1％以下。
Nb2O5是提高折射率的成分，其含量优选为0～10％。若Nb2O5的含量变多，则密度容易变高，另外耐失透性容易降低。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，Nb2O5的适宜的上限范围为10％以下、5％以下、3％以下、2.5％以下或1％以下、特别是0.1％以下。
Gd2O3是提高折射率的成分，其含量优选为0～10％。若Gd2O3的含量变多，则密度变得过高，或缺乏玻璃组成的成分平衡，耐失透性降低，或高温粘性过于降低，难以确保高液相粘度。因此，Gd2O3的适宜的上限范围为10％以下、5％以下、3％以下、2.5％以下或1％以下、特别是0.1％以下。
La2O3+Nb2O5的含量优选为0～10％。若La2O3+Nb2O5的含量变多，则密度、热膨胀系数容易变高，另外耐失透性容易降低，而且能够难以确保高液相粘度。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，La2O3+Nb2O5的适宜的上限范围为10％以下、8％以下、5％以下、3％以下、1％以下或0.5％以下、特别是0.1％以下。在此，“La2O3+Nb2O5”是指La2O3与Nb2O5的合计含量。
稀有金属氧化物的含量以合量计优选为0～10％。若稀有金属氧化物的含量变多，则密度、热膨胀系数容易变高，另外耐失透性、耐酸性容易降低，难以确保高液相粘度。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，稀有金属氧化物的适宜的上限范围为10％以下、5％以下或3％以下、特别是1％以下，优选实质上不含。
作为澄清剂，以下述氧化物换算，可以将选自As2O3、Sb2O3、SnO2、Fe2O3、F、Cl、SO3、CeO2中的一种或两种以上导入0～3％。特别是作为澄清剂，优选为SnO2、Fe2O3和CeO2。另一方面，As2O3和Sb2O3从环境的观点出发，优选极力控制其使用，各自的含量优选低于0.3％，特别优选为低于0.1％。在此，“下述氧化物换算”是指，即使是与标记的氧化物价数不同的氧化物，也在换算成标记的氧化物的基础上进行处理。
SnO2的含量优选为0～1％或0.001～1％、特别优选为0.01～0.5％。
Fe2O3的适宜的下限范围为0.05％以下、0.04％以下或0.03％以下、特别是0.02％以下，适宜的下限范围为0.001％以上。
CeO2的含量优选为0～6％。若CeO2的含量变多，则耐失透性容易降低。因此，CeO2的适宜的上限范围为6％以下、5％以下、3％以下、2％以下或1％以下、特别是0.1％以下。另一方面，若CeO2的含量变少，则澄清性容易降低。因此，导入CeO2的情况下，CeO2的适宜的下限范围为0.001％以上、特别是0.01％以上。
PbO是降低高温粘性的成分，但从环境的观点出发，优选极力控制其使用。PbO的含量优选为0.5％以下，理想的是实质上不含。在此，“实质上不含PbO”是指，玻璃组成中的PbO的含量低于0.1％的情况。
除了上述成分以外，还可以导入其他成分到以合量计优选为10％(理想的是5％)为止。
本发明(第一本发明)的玻璃中，折射率nd优选为超过1.50、1.51以上、1.52以上、1.53以上、1.54以上、1.55以上或1.56以上、特别优选为1.57以上。若折射率nd成为1.50以下，则由于玻璃板与透明导电膜等的界面的反射而难以高效地取出光。另一方面，若折射率nd过高，则玻璃板与空气的界面处的反射率变高，难以将光取出到外部。因此，折射率nd优选为2.30以下、2.20以下、2.10以下、2.00以下、1.90以下或1.80以下、特别优选为1.75以下。
密度优选为5.0g/cm3以下、4.5g/cm3以下或3.0g/cm3以下、特别优选为2.8g/cm3以下。如果这样的话，能够使器件轻量化。
应变点优选为450℃以上或500℃以上、特别优选为550℃以上。越在高温下形成透明导电膜，透明性越高，电阻越容易降低。但是，以往的玻璃板由于耐热性不充分，因此难以将透明导电膜在高温下成膜。因此，若将应变点设为上述范围，则能够兼顾透明导电膜的透明性与低电阻，进而在器件的制造工序中，通过热处理玻璃板难以发生热收缩。
102.5dPa·s时的温度优选为1600℃以下、1560℃以下或1500℃以下、特别优选为1450℃以下。如果这样的话，由于熔融性提高，因而玻璃板的生产率提高。
液相温度优选为1300℃以下、1250℃以下或1200℃以下、特别优选为1150℃以下。另外，液相粘度优选为102.5dPa·s以上、103.0dPa·s以上、103.5dPa·s以上、103.8dPa·s以上、104.0dPa·s以上或104.4dPa·s以上、特别优选为104.6dPa·s以上。如果这样的话，成形时玻璃变得难以失透，例如，容易利用浮法或溢流下拉法将玻璃板成形。在此，“液相温度”是指，将玻璃粉碎，将通过标准筛30目(筛眼500μm)、而残留于50目(筛眼300μm)的玻璃粉末放入铂舟，在温度梯度炉中保持24小时，测定结晶析出的温度的值。另外，“液相粘度”表示液相温度下的各玻璃的粘度。
分相温度优选为800℃以上、特别优选为900℃以上。另外，分相粘度优选为107.0dPa·s以下、特别优选为103.0～106.0dPa·s。如果这样的话，在成形工序和/或退火工序中玻璃容易分相，容易利用浮法或溢流下拉法将具有分相结构的玻璃板成形。作为结果，将玻璃板成形后，无需其它途径的热处理工序，容易降低玻璃板的制造成本。
波长为435nm时的总光线透射率优选为5％以上或10％以上、特别优选为30～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长546nm时的总光线透射率优选为5％以上、10％以上或30％以上、特别优选为50～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长700nm时的总光线透射率优选为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别优选为70～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长为435nm时的扩散透射率优选为5％以上、特别优选为10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长546nm时的扩散透射率优选为5％以上或10％以上、特别优选为20～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长700nm时的扩散透射率优选为1％以上或5％以上、特别优选为10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长为435nm时的浊度值优选为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别优选为70～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。需要说明的是，“浊度值”为扩散透射率/总光线透射率×100的值。
波长546nm时的浊度值优选为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别优选为70～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长700nm时的浊度值优选为1％以上或5％以上、特别优选为10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长为435nm、546nm和700nm时的总光线透射率优选为1％以上或3％以上、特别优选为10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长为435nm、546nm和700nm时的扩散透射率优选为1％以上或3％以上、特别优选为10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值优选为1％以上或3％以上、特别优选为10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第一本发明)的玻璃中，厚度(平板形状的情况下，板厚)优选为1.5mm以下、1.3mm以下、1.1mm以下、0.8mm以下、0.6mm以下、0.5mm以下、0.3mm以下或0.2mm以下、特别优选为0.1mm以下。板厚越小，可挠性越高，越容易制作设计性优异的有机EL照明，但是若板厚极端地变小，则玻璃容易破损。因此，板厚优选为10μm以上、特别优选为30μm以上。
本发明(第一本发明)的玻璃优选具有平板形状，即优选为玻璃板。如果这样的话，容易应用于有机EL器件。具有平板形状的情况下，优选在至少一个表面具有未研磨面(特别是至少一个表面的有效面整体为未研磨面)。玻璃的理论强度非常高，但即使是远远低于理论强度的应力而导致破坏的情况也多。这是由于在玻璃的表面称为格里菲斯微裂纹的小缺陷在成形后的工序、例如研磨工序等中产生。因此，若不研磨玻璃板的表面，则难以损害本来的机械强度，因而玻璃板难以破坏。另外，由于能够将研磨工序简略化或省略，能够使玻璃板的制造成本低廉化。
具有平板形状的情况下，至少一个表面(特别是未研磨面)的表面粗糙度Ra优选为0.01～1μm。若表面粗糙度Ra大于1μm，则在该面形成透明导电膜等的情况下，透明导电膜的品质降低，难以得到均匀的发光。表面粗糙度Ra的适宜的上限范围为1μm以下、0.8μm以下、0.5μm以下、0.3μm以下、0.1μm以下、0.07μm以下、0.05μm以下或0.03μm以下、特别是10nm以下。
本发明(第一本发明)的玻璃优选利用下拉法、特别是溢流下拉法而成形。如果这样的话，能够制造未研磨且表面品质良好的玻璃板。其理由是，溢流下拉法的情况下，应成为表面的面不接触槽状耐火物，以自由表面的状态成形。槽状结构物的结构、材质只要能够实现所期望的尺寸、表面精度，就没有特别限定。另外，为了向下方延伸成形，对熔融玻璃施加力的方法也没有特别限定。例如，可以采用在使具有充分大的宽度的耐热性辊接触熔融玻璃的状态下旋转并延伸的方法，还可以采用使多个成对的耐热性辊仅接触熔融玻璃的端面附近进行延伸的方法。需要说明的是，除溢流下拉法以外，还可以采用狭缝下拉法。如果这样的话，容易制作板厚小的玻璃板。在此，“狭缝下拉法”是边从近似矩形的间隙流出熔融玻璃，边向下方延伸成形，从而将玻璃板成形的方法。
除上述成形方法以外，还能够采用例如再拉法、浮法、辊出(roll out)法等。尤其浮法能够高效地制作大型玻璃板。
本发明(第一本发明)的玻璃具有平板形状时，可以将至少一个表面作为粗面化面。若将粗面化面配置于有机EL照明等的与空气接触的一侧，则在玻璃板的散射效果的基础上，利用粗面化面的无反射结构，由有机EL层放射的光难以回到有机EL层内，作为结果，能够提高光的取出效率。粗面化面的表面粗糙度Ra优选为以上、以上、以上、特别是以上。粗面化面能够利用HF蚀刻、喷砂等而形成。另外，可以通过再压等热加工，在玻璃板的表面形成凹凸形状。如果这样的话，能够在玻璃表面形成正确的无反射结构。凹凸形状边考虑折射率nd，边调整其间隔和深度即可。
另外，还能够利用大气压等离子体工艺形成粗面化面。如果这样的话，能够在维持玻璃板的一个表面的表面状态的基础上，对另一表面均匀地进行粗面化处理。另外，作为大气压等离子体工艺的来源，优选使用含有F的气体(例如SF6、CF4)。如果这样的话，由于产生包含HF系气体的等离子体，因此能够高效地形成粗面化面。
此外，在玻璃板的成形时，还能够在至少一个表面形成粗面化面。如果这样的话，不需要其它途径独立的粗面化处理，粗面化处理的效率提高。
需要说明的是，可以在玻璃板上不形成粗面化面，而将具有规定的凹凸形状的树脂膜贴附于玻璃板的表面。
本发明(第一本发明)的玻璃优选不经过其它途径的热处理工序，优选在成形工序中分相、或者在刚成形后的退火(冷却)工序中分相。特别是利用溢流下拉法将玻璃板成形的情况下，可以在槽状结构物内发生分相现象，也可以在延伸成形时、退火时发生分相现象。如果这样的话，玻璃的制造工序数减少，能够提高玻璃的生产率。需要说明的是，分相现象能够通过玻璃组成、成形条件、退火条件等来控制。
本发明(第一本发明)的玻璃优选在装入有机EL元件时，电流效率高于未分相的玻璃。例如，10mA/cm2下的电流效率与未分相的玻璃相比优选高出5％以上、10％以上、20％以上或30％以上、特别是40％以上。如果这样的话，能够提高有机EL器件的辉度。
本发明(第一本发明)的玻璃优选在装入有机EL元件时，电流效率高于折射率nd为同等程度的未分相的玻璃。例如，10mA/cm2下的电流效率与折射率nd为同等程度的未分相的玻璃相比优选高出5％以上、10％以上、20％以上或30％以上、特别是40％以上。如果这样的话，能够提高有机EL器件的辉度。特别是即使不大幅改变原有的玻璃组成，也能够通过仅导入引起分相的成分来提高有机EL器件的辉度。
本发明(第一本发明)的复合基板的特征在于，是将玻璃板与基板接合的复合基板，玻璃板包含上述玻璃。如果这样的话，玻璃板作为光散射层发挥功能，因此仅通过与基板复合化，就能提高有机EL元件的光取出效率。此外，若将玻璃板与基板接合，将玻璃板配置于与空气接触的一侧，则能够提高复合基板的耐伤性。
本发明(第一本发明)的复合基板中，玻璃板的板厚优选为0.7mm以下、0.5mm以下、0.4mm以下、0.3mm以下或0.2mm以下、特别优选为0.01～0.1mm。如果这样的话，能够减小复合基板的总板厚。
作为基板，能够使用各种材料，例如，能够使用树脂基板、金属基板、玻璃基板。其中，从透射性、耐候性、耐热性的观点出发，优选为玻璃基板。作为玻璃基板，能够使用各种材料，例如，能够使用钠钙玻璃基板、硅酸铝玻璃基板、无碱玻璃基板。
玻璃基板的厚度从维持强度的观点出发，优选为0.3～3.0mm或0.4～2.0mm、特别优选为超过0.5～1.8mm。
玻璃基板的折射率nd优选为超过1.50、1.51以上、1.52以上或1.53以上、特别优选为1.54以上。若玻璃基板的折射率过低，则难以通过玻璃基板与透明导电膜等的界面的反射而高效地取出光。另一方面，若折射率nd过高，则玻璃基板与玻璃板的界面处的反射率变高，难以将玻璃基板中的光取出到空气中。因此，折射率nd优选为2.30以下、2.20以下、2.10以下、2.00以下、1.90以下或1.80以下、特别优选为1.75以下。
玻璃基板的至少一个表面(特别是未研磨面)的表面粗糙度Ra优选为0.01～1μm。若表面的表面粗糙度Ra过大，则容易以光学接触制作复合基板，此外，在表面形成透明导电膜等时，透明导电膜的品质降低，难以得到均匀的发光。因此，至少一个表面的表面粗糙度Ra的适宜的上限范围为1μm以下、0.8μm以下、0.5μm以下、0.3μm以下、0.1μm以下、0.07μm以下、0.05μm以下或0.03μm以下、特别是10nm以下。
作为将玻璃板与基板接合的方法，能够利用各种方法。例如，能够利用通过粘合带、粘着片、粘接剂、固化剂等而接合的方法、以光学接触接合的方法。其中，从提高复合基板的透射率的观点出发，优选以光学接触接合的方法。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法的特征在于，通过热处理，从而得到具有至少包含第一相和第二相的分相结构的玻璃，优选第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量，另外，第二相中的B2O3的含量多于第一相中的B2O3的含量。如果这样的话，第一相与第二相的折射率容易不同，能够提高玻璃的散射功能。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法中，将熔融玻璃成形后的热处理温度优选为600℃以上、700℃以上或750℃以上、特别优选为800℃以上。如果这样的话，能够提高分相性。另一方面，热处理温度优选为1100℃以下、特别优选为1000℃以下。若热处理温度过高，则热处理成本增大，而且散射强度变得过强，直线透射率、总光线透射率等有降低的风险。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法中，热处理时间优选为1分钟以上、特别是5分钟以上。如果这样的话，能够提高分相性。另一方面，热处理温度优选为60分钟以下、特别是40分钟以下。若热处理时间过高，则热处理成本增大，而且散射强度变得过强，直线透射率、总光线透射率等有降低的风险。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法中，玻璃中，作为玻璃组成，以质量％计，优选含有SiO230～75％、B2O30.1～50％、Al2O30～35％。如果这样的话，分相性提高，容易提高光散射功能。以下，对像上述那样限定各成分的理由进行说明。需要说明的是，各成分的含有范围的说明中，％表示质量％。
SiO2的含量优选为30～75％。若SiO2的含量变多，则熔融性、成形性容易降低，另外折射率容易降低。因此，SiO2的适宜的上限范围为75％以下、70％以下、65％以下、特别是60％以下。另一方面，若SiO2的含量变少，则难以形成玻璃网络结构，玻璃化变得困难。另外玻璃的粘性过于降低，难以确保高液相粘度。因此，SiO2的适宜的下限范围为30％以上或35％以上、特别是38％以上。
B2O3的含量优选为0.1～50％。B2O3是提高分相性的成分，但若B2O3的含量过多，则玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低，而且耐酸性容易降低。因此，B2O3的适宜的上限范围为50％以下、40％以下或30％以下、特别是25％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、0.5％以上、1％以上、4％以上或7％以上、特别是10％以上。
Al2O3的含量优选为0～35％。Al2O3是提高耐失透性的成分，但若Al2O3的含量过多，则分相性容易降低，而且玻璃组成的成分平衡受到破坏，反而耐失透性容易降低。另外，耐酸性容易降低。因此，Al2O3的适宜的上限范围为35％以下、30％以下或25％以下、特别是20％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、3％以上、5％以上或8％以上、特别是10％以上。
除上述成分以外，还可以导入例如以下成分。
Li2O的含量优选为0～30％。Li2O是提高分相性的成分，但若Li2O的含量过多，则液相粘度容易降低，另外应变点容易降低。此外，在利用酸的蚀刻工序中，碱成分变得容易溶出。因此，Li2O的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下或1％以下、特别是0.5％以下。
Na2O的含量优选为0～30％。Na2O是提高分相性的成分，但若Na2O的含量过多，则液相粘度容易降低，另外应变点容易降低。此外，在利用酸的蚀刻工序中，碱成分变得容易溶出。因此，Na2O的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下或1％以下、特别是0.5％以下。
K2O的含量优选为0～30％。K2O是提高分相性的成分，但若K2O的含量过多，则液相粘度容易降低，另外应变点容易降低。此外，在利用酸的蚀刻工序中，碱成分变得容易溶出。因此，K2O的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下、5％以下或1％以下、特别是0.5％以下。
MgO的含量优选为0～30％。MgO是提高折射率、杨氏模量、应变点的成分，同时是使高温粘度降低的成分，但若大量含有MgO，则有液相温度上升，耐失透性降低，或密度变得过高的风险。因此，MgO的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、特别是10％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、1％以上或3％以上、特别是5％以上。
CaO的含量优选为0～30％。CaO是使高温粘度降低的成分，但若CaO的含量变多，则密度容易变高，另外玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，CaO的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、10％以下或5％以下、特别是3％以下，适宜的下限范围为0.1％以上或0.5％以上、特别是1％以上。
SrO的含量优选为0～30％。若SrO的含量变多，则折射率、密度容易变高，另外玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，SrO的适宜的上限范围为30％以下、20％以下、特别是10％以下，适宜的下限范围为1％以上或3％以上、特别是5％以上。
BaO在碱土金属氧化物中是不使玻璃的粘性极端地降低、而提高折射率的成分。若BaO的含量变多，则折射率、密度容易变高，另外玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，BaO的适宜的上限范围为40％以下、30％以下、20％以下或10％以下、特别是5％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、特别是1％以上。
ZnO是提高折射率、应变点的成分，同时是使高温粘度降低的成分，但若大量导入ZnO，则液相温度上升，耐失透性降低。因此，ZnO的适宜的上限范围为20％以下、10％以下或5％以下、特别是3％以下，适宜的下限范围为0.1％以上、特别是1％以上。
TiO2是提高折射率的成分，其含量优选为0～20％。但是，若TiO2的含量变多，则玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。另外，总光线透射率有降低的风险。因此，TiO2的适宜的上限范围为20％以下、特别是10％以下，适宜的下限范围为0.001％以上、0.01％以上、0.1％以上、1％以上或2％以上、特别是3％以上。
ZrO2是提高折射率的成分，其含量优选为0～20％。但是，若ZrO2的含量变多，则玻璃组成的成分平衡受到破坏，耐失透性容易降低。因此，ZrO2的适宜的上限范围为20％以下、10％以下、特别是5％以下，适宜的下限范围为0.001％以上、0.01％以上、0.1％以上、1％以上或2％以上、特别是3％以上。
La2O3是提高折射率的成分，其含量优选为0～10％。若La2O3的含量变多，则密度容易变高，另外，耐失透性、耐酸性容易降低。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，La2O3的适宜的上限范围为10％以下、5％以下、3％以下、2.5％以下或1％以下、特别是0.1％以下。
Nb2O5是提高折射率的成分，其含量优选为0～10％。若Nb2O5的含量变多，则密度容易变高，另外耐失透性容易降低。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，Nb2O5的适宜的上限范围为10％以下、5％以下、3％以下、2.5％以下或1％以下、特别是0.1％以下。
Gd2O3是提高折射率的成分，其含量优选为0～10％。若Gd2O3的含量变多，则密度变得过高，或缺乏玻璃组成的成分平衡，耐失透性降低，或高温粘性过于降低，难以确保高液相粘度。因此，Gd2O3的适宜的上限范围为10％以下、5％以下、3％以下、2.5％以下或1％以下、特别是0.1％以下。
La2O3+Nb2O5的含量优选为0～10％。若La2O3+Nb2O5的含量变多，则密度、热膨胀系数容易变高，另外耐失透性容易降低，而且难以确保高液相粘度。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，La2O3+Nb2O5的适宜的上限范围为10％以下、8％以下、5％以下、3％以下、1％以下或0.5％以下、特别是0.1％以下。在此，“La2O3+Nb2O5”是指La2O3与Nb2O5的合量。
稀有金属氧化物的含量以合量计优选为0～10％。若稀有金属氧化物的含量变多，则密度、热膨胀系数容易变高，另外耐失透性、耐酸性容易降低，难以确保高液相粘度。此外，原料成本容易上升，玻璃板的制造成本容易高涨。因此，稀有金属氧化物的适宜的上限范围为10％以下、5％以下或3％以下、特别是1％以下，期望的是实质上不含。
作为澄清剂，以下述氧化物换算，能够将选自As2O3、Sb2O3、SnO2、Fe2O3、F、Cl、SO3、CeO2中的一种或两种以上导入0～3％。作为澄清剂，特别优选为SnO2、Fe2O3和CeO2。另一方面，As2O3和Sb2O3从环境的观点出发，优选极力控制其使用，各自的含量优选为低于0.3％，特别优选为低于0.1％。在此，“下述氧化物换算”是指，即使是与标记的氧化物价数不同的氧化物，也在换算成标记的氧化物的基础上进行处理。
SnO2的含量优选为0～1％或0.001～1％、特别优选为0.01～0.5％。
Fe2O3的适宜的下限范围为0.05％以下、0.04％以下或0.03％以下、特别是0.02％以下，适宜的下限范围为0.001％以上。
CeO2的含量优选为0～6％。若CeO2的含量变多，则耐失透性容易降低。因此，CeO2的适宜的上限范围为6％以下、5％以下、3％以下、2％以下或1％以下、特别是0.1％以下。另一方面，若CeO2的含量变少，则澄清性容易降低。因此，在导入CeO2的情况下，CeO2的适宜的下限范围为0.001％以上、特别是0.01％以上。
PbO是使高温粘性降低的成分，但从环境的观点出发，优选极力控制其使用。PbO的含量优选为0.5％以下，期望的是实质上不含。在此，“实质上不含PbO”是指，玻璃组成中的PbO的含量低于0.1％的情况。
除上述成分以外，还可以导入其它成分到以合量计优选为10％(理想的是5％)为止。
本发明(第二本发明)的玻璃优选具有下述特性。
在本发明的玻璃中，折射率nd优选为超过1.50、1.51以上、1.52以上、1.53以上、1.54以上、1.55以上或1.555以上、特别优选为1.565以上。若折射率nd为1.50以下，则不能通过玻璃板与透明导电膜等的界面的反射而高效地取出光。另一方面，若折射率nd过高，则玻璃板与空气的界面处的反射率变高，难以将光取出到外部。因此，折射率nd优选为2.30以下、2.20以下、2.10以下、2.00以下、1.90以下或1.80以下、特别优选为1.75以下。
密度优选为5.0g/cm3以下、4.5g/cm3以下或3.0g/cm3以下、特别优选为2.8g/cm3以下。如果这样的话，能够使器件轻量化。
应变点优选为450℃以上或500℃以上、特别优选为550℃以上。越在高温下形成透明导电膜，透明性就越容易变高，电阻越容易变低。但是，以往的玻璃板的耐热性不充分，因而难以在高温下将透明导电膜成膜。因此，若将应变点设为上述范围，则能够兼顾透明导电膜的透明性与低电阻，而且在器件的制造工序中，通过热处理玻璃板变得难以热收缩。
102.5dPa·s时的温度优选为1600℃以下、1560℃以下或1500℃以下、特别优选为1450℃以下。如果这样的话，由于熔融性提高，因而玻璃板的生产率提高。
液相温度优选为1300℃以下、1250℃以下或1200℃以下、特别优选为1150℃以下。另外，液相粘度优选为102.5dPa·s以上、103.0dPa·s以上、103.5dPa·s以上、103.8dPa·s以上、104.0dPa·s以上或104.4dPa·s以上、特别优选为104.6dPa·s以上。如果这样的话，成形时玻璃变得难以失透，例如，容易利用浮法或溢流下拉法将玻璃板成形。在此，“液相温度”是指，将玻璃粉碎，通过标准筛30目(筛眼500μm)、而残留于50目(筛眼300μm)的玻璃粉末放入铂舟，在温度梯度炉中保持24小时，测定结晶析出的温度的值。另外，“液相粘度”是指，液相温度下的玻璃的粘度。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法中，优选将得到的玻璃的厚度(在平板形状的情况下是板厚)控制为1.5mm以下、1.3mm以下、1.1mm以下、0.8mm以下、0.6mm以下、0.5mm以下、0.3mm以下或0.2mm以下、特别是0.1mm以下。板厚越小，可挠性越提高，越容易制作设计性优异的有机EL照明，但若板厚极端地变小，则玻璃容易破损。因此，板厚优选为10μm以上、特别优选为30μm以上。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选成形为平板形状，即优选成形为玻璃板。如果这样的话，容易应用于有机EL器件。成形为平板形状后，优选将至少一个表面作为未研磨面(特别是将至少一个表面的有效面全体作为未研磨面)。玻璃的理论强度非常高，但即使是远远低于理论强度的应力而导致破坏的情况也多。这是由于在玻璃的表面称为格里菲斯微裂纹的小缺陷在成形后的工序、例如研磨工序等中产生。因此，若不研磨玻璃板的表面，则难以损害本来的机械强度，因而玻璃板难以破坏。另外，由于能够将研磨工序简略化或省略，能够使玻璃板的制造成本低廉化。
成形为平板形状的情况下，优选将至少一个表面(特别是未研磨面)的表面粗糙度Ra控制为0.01～1μm。若表面粗糙度Ra大于1μm，则在该面形成透明导电膜等的情况下，透明导电膜的品质降低，难以得到均匀的发光。表面粗糙度Ra的适宜的上限范围为1μm以下、0.8μm以下、0.5μm以下、0.3μm以下、0.1μm以下、0.07μm以下、0.05μm以下或0.03μm以下、特别是10nm以下。
本发明(第二本发明)的玻璃的制造方法优选利用下拉法、特别是溢流下拉法而成形。如果这样的话，能够制造未研磨且表面品质良好的玻璃板。其理由是，溢流下拉法的情况下，应成为表面的面不接触槽状耐火物，而以自由表面的状态成形。槽状结构物的结构、材质只要能够实现所期望的尺寸、表面精度，就没有特别限定。另外，为了向下方延伸成形，对熔融玻璃施加力的方法也没有特别限定。例如，可以采用在使具有充分大的宽度的耐热性辊接触熔融玻璃的状态下旋转并延伸的方法，还可以采用使多个成对的耐热性辊仅接触熔融玻璃的端面附近进行延伸的方法。需要说明的是，除溢流下拉法以外，还可以采用狭缝下拉法。如果这样的话，容易制作板厚小的玻璃板。在此，“狭缝下拉法”是边从近似矩形的间隙流出熔融玻璃，边向下方延伸成形，从而将玻璃板成形的方法。
除上述成形方法以外，还能够采用例如再拉法、浮法、辊出(roll out)法等。尤其浮法能够高效地制作大型玻璃板。
本发明(第二本发明)的玻璃板的制造方法可以在成形为平板形状后，在至少一个表面形成粗面化面。若将粗面化面配置于有机EL照明等的与空气接触的一侧，则在玻璃板的散射效果的基础上，利用粗面化面的无反射结构，从有机EL层入射的光难以回到有机EL层内，作为结果，能够提高光的取出效率。粗面化面的表面粗糙度Ra优选为以上、以上或以上、特别优选为以上。粗面化面能够利用HF蚀刻、喷砂等而形成。另外，可以通过再压等热加工，在玻璃板的表面形成凹凸形状。如果这样的话，能够在玻璃表面形成正确的无反射结构。凹凸形状边考虑折射率nd，边调整其间隔和深度即可。
另外，还能够利用大气压等离子体工艺形成粗面化面。如果这样的话，能够在维持玻璃板的一个表面的表面状态的基础上，对另一表面均匀地进行粗面化处理。另外，作为大气压等离子体工艺的来源，优选使用含有F的气体(例如SF6、CF4)。如果这样的话，由于产生包含HF系气体的等离子体，因此能够高效地形成粗面化面。
此外，在玻璃板的成形时，还能够在至少一个表面形成粗面化面。如果这样的话，不需要其它途径独立的粗面化处理，粗面化处理的效率提高。
需要说明的是，除上述方法以外，还可以将具有规定的凹凸形状的树脂膜贴附于玻璃板的表面。
本发明(第二本发明)的玻璃的特征在于，通过上述的玻璃的制造方法来制作。另外，本发明的玻璃的特征在于，尚未分相，但具有通过热处理而从未分相的状态至少分相为第一相和第二相的性质，且用于有机EL器件。需要说明的是，本发明的玻璃的技术特征(适宜的构成、效果)已在本发明的玻璃的制造方法的说明栏中记载，在此，省略详细说明。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理前的波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值优选为80％以下或70％以下、特别优选为50％以下，优选为0％以上或1％以上、特别优选为3％以上。若如上所述控制热处理前的浊度值，则容易避免成形时玻璃过度分相，而难以控制分相性的事态。而且，玻璃在成形工序中分相、或者在刚成形后的退火(冷却)工序中玻璃分相的情况下，都容易通过其它途径的热处理，来制作所期望的散射特性的玻璃。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长为435nm时的总光线透射率优选为5％以上、特别是10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长为435nm时的总光线透射率成为5％以上、特别是10～80％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长为435nm时的总光线透射率成为5％以上、特别是成为8～60％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长546nm时的总光线透射率优选为5％以上、10％以上或30％以上、特别优选为50～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长546nm时的总光线透射率成为5％以上、10％以上或30％以上、特别是50～100％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长546nm时的总光线透射率成为5％以上、10％以上或20％以上、特别是30～80％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长700nm时的总光线透射率优选为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别优选为70～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长700nm时的总光线透射率成为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别是70～100％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长700nm时的总光线透射率成为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别是60～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长为435nm时的扩散透射率优选为5％以上、特别优选为10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长为435nm时的扩散透射率成为5％以上、特别是10～80％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长为435nm时的扩散透射率成为5％以上、特别是8～60％，如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长546nm时的扩散透射率优选为5％以上或10％以上、特别优选为20～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长546nm时的扩散透射率成为5％以上或10％以上、特别是15～80％，另外，在840℃热处理40分钟的情况下，波长546nm时的扩散透射率优选为5％以上或10％以上、特别优选为20～90％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长700nm时的扩散透射率优选为1％以上或5％以上、特别优选为10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长700nm时的扩散透射率成为1％以上或5％以上、特别是8～60％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长700nm时的扩散透射率成为1％以上或5％以上、特别是10～80％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长为435nm时的浊度值优选为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别优选为70～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长为435nm时的浊度值成为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别是70～100％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长为435nm时的浊度值成为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别是70～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长546nm时的浊度值优选为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别优选为70～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长546nm时的浊度值成为5％以上、10％以上、30％以上或40％以上、特别是45～80％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长546nm时的浊度值成为5％以上、10％以上、30％以上或50％以上、特别是70～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长700nm时的浊度值优选为1％以上或5％以上、特别优选为10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长700nm时的浊度值成为1％以上或5％以上、特别是8～60％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长700nm时的浊度值成为1％以上或5％以上、特别是10～80％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长为435nm、546nm和700nm时的总光线透射率优选为1％以上或3％以上、特别优选为10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长为435nm、546nm和700nm时的总光线透射率成为1％以上、3％以上、5％以上或10％以上、特别是15～100％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长为435nm、546nm和700nm时的总光线透射率成为1％以上、3％以上或5％以上、特别是10～90％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长为435nm、546nm和700nm时的扩散透射率优选为1％以上或3％以上、特别优选为10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长为435nm、546nm和700nm时的扩散透射率成为1％以上或3％以上、特别是5～60％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长为435nm、546nm和700nm时的扩散透射率成为1％以上、3％以上或5％以上、特别是10～80％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
本发明(第二本发明)的玻璃中，热处理后的波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值优选为1％以上、3％以上或5％以上、特别优选为10～100％。此外，本发明的玻璃优选具有如下性质：在840℃热处理20分钟的情况下，波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值成为1％以上、3％以上或5％以上、特别是8～100％，另外，优选具有如下性质：在840℃热处理40分钟的情况下，波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值成为1％以上、3％以上或5％以上、特别是10～100％。如果这样的话，在组装有机EL元件时能够提高光取出效率。
【实施例1】
以下，基于实施例详细说明本发明(第一本发明)。需要说明的是，以下的实施例仅为例示。本发明(第一本发明)不受以下的实施例任何限定。
表1、2示出试样No.1～20。
【表1】
(wt％) No.1 No.2 No.3 No.4 No.5 No.6 No.7 No.8 No.9 No.10
SiO2 55.0 47.0 39.0 39.0 47.0 47.0 43.0 39.0 39.0 55.0
Al2O3 15.0 15.0 15.0 10.0 15.0 15.0 15.0 15.0 23.0 7.0
B2O3 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0
MgO 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4
CaO 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5
SrO - - - - - - - 8.0 - -
BaO - - 8.0 13.0 - - - - - -
ZrO2 0.1 4.1 4.1 4.1 8.1 0.1 6.1 4.1 4.1 4.1
TiO2 - 4.0 4.0 4.0 0.0 8.0 6.0 4.0 4.0 4.0
ρ(g/cm3) 2.303 2.419 - - - - - - 2.492 2.34
Ps(℃) 613 607 602 598 614 601 602 601 630 573
Ta(℃) 666 655 641 534 663 650 649 639 673 636
Ts(℃) - - - - - - - - - -
104.0dPa·s(℃) 1181 1096 1031 997 1281 1084 1105 1015 1060 1241
103.0dPa·s(℃) 1331 1224 1147 1108 1320 1210 1197 1129 1162 1336
102.5dPa·s(℃) 1428 1309 1225 1183 1358 1297 1268 1202 1231 1412
102.0dPa·s(℃) 1548 1414 1327 1278 1430 1413 1363 1295 1315 1528
TL(℃) 1118 1336＜ 1337＜ 1336＜ 1339＜ 1222 1341＜ 1337＜ 1287 -
logηTL(dPa·s) 4.6 ＜2.4 ＜2.0 - ＜3.0 2.9 ＜2.1 - 2.2 -
TP(℃) 1073 1082 - - - - - - 956 1193＜
logηTP(dPa·s) 5.1 4.2 - - - - - - 5.6 ＜4.5
折射率nd 1.503 1.541 1.559 1.565 - - - 1.561 1.557 -
分相性(成形后) ○ ○ × ○ ○ ○ ○ × ○ ○
分相性(热处理后) ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○
【表2】
(wt％) No.11 No.12 No.13 No.14 No.15 No.16 No.17 No.18 No.19 No.20
SiO2 47.0 55.0 47.0 39.0 47.0 51.0 51.0 43.0 43.0 47.0
Al2O3 23.0 15.0 7.0 15.0 19.0 11.0 15.0 19.0 15.0 11.0
B2O3 14.0 14.0 30.0 30.0 18.0 22.0 18.0 22.0 26.0 26.0
MgO 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4
CaO 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5
SrO - - - - - - - - - -
BaO - - - - - - - - - -
ZrO2 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1
TiO2 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0
ρ(g/cm3) 2.515 2.438 2.323 2.397 2.464 2.383 2.431 2.455 2.408 2.374
Ps(℃) 665 659 571 586 638 589 627 618 593 581
Ta(℃) 710 707 611 627 683 641 673 663 637 626
Ts(℃) - 1039 - - - - 1019 975 - -
104.0dPa·s(℃) 1127 1175 1180 1016 1103 1133 1135 1071 1079 1090
103.0dPa·s(℃) 1243 1311 1263 1032 1224 1259 1266 1187 1178 1214
102.5dPa·s(℃) 1320 1401 1335 1208 1305 1348 1355 1265 1262 1299
102.0dPa·s(℃) 1414 1510 1452 1302 1404 1459 1465 1365 1363 1408
TL(℃) 1402＜ 1410＜ - 1410＜ 1433＜ - 1402＜ 1410＜ 1402＜ -
logηTL(dPa·s) ＜2.1 ＜2.5 - - ＜1.9 - ＜2.3 ＜1.8 ＜1.8 -
TP(℃) 1001 1124 1193＜ 1049 1040 1193＜ 1112 1016 1071 1193＜
logηTP(dPa·s) 5.8 4.6 ＜3.8 - 4.8 ＜3.5 4.3 4.7 4.1 ＜3.2
折射率nd 1.554 1.537 - - 1.547 - 1.540 1.549 - -
分相性(成形后) × ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○
分相性(热处理后) ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○
首先，按照成为表1、2所述的玻璃组成的方式调配玻璃原料后，将得到的玻璃批料供给到玻璃熔融炉在1500℃熔融8小时。接着，将得到的熔融玻璃流出到碳板上，成形为板状后，从应变点到室温用10小时进行退火处理。最后，对于得到的玻璃板，根据需要进行加工，评价各种特性。
密度ρ是利用公知的阿基米德法测定的值。
应变点Ps是利用ASTM C336-71中记载的方法测定的值。需要说明的是，应变点Ps越高，耐热性越变高。
退火点Ta、软化点Ts是利用ASTM C338-93中记载的方法测定的值。
高温粘度104.0dPa·s、103.0dPa·s、102.5dPa·s及102.0dPa·s时的温度(℃)是利用铂球提拉法测定的值。需要说明的是，高温粘度越低，熔融性越优异。
液相温度TL是指，将玻璃粉碎，将通过标准筛30目(筛眼500μm)、而残留于50目(筛眼300μm)的玻璃粉末放入铂舟，在温度梯度炉中保持24小时，测定结晶析出的温度的值。
液相粘度logηTL表示液相温度下的各玻璃的粘度。
分相温度TP是将各玻璃放入铂舟，在1400℃再熔化后，将铂舟移至温度梯度炉，在温度梯度炉中保持5分钟时，测定可以明确地确认到白浊的温度的值。
分相粘度logηTP是利用铂球提拉法测定分相温度下的各玻璃的粘度的值。
折射率nd是通过岛津制作所制的折射率测定器KPR-2000测定的d线的值。折射率nd是首先制作25mm×25mm×约3mm的长方体试样，在(退火点Ta+30℃)到(应变点Ps-50℃)的温度区域以0.1℃/分钟的冷却速度进行退火处理后，使折射率nd匹配的浸液渗透来测定的值。
成形后的分相性是，对于各试样，将熔融玻璃成形后如上所述进行退火处理，目测观察所得到的试样，结果确认到分相导致的白浊的评价为“○”，未确认到分相导致的白浊、而透明的评价为“×”。需要说明的是，认为即使成形后的分相性为“×”的评价，若调整退火条件，也能在退火工序中使玻璃分相。
热处理后的分相性是，对成形后的各试样进行热处理(在900℃下5分钟)、延伸成形，制作应变点测定用试样后，目测观察所得到的试样，结果确认到分相导致的白浊的评价为“○”，未确认到分相导致的白浊、而透明的评价为“×”。
【实施例2】
将未进行上述热处理的试样No.2、9～20浸渍于1M的盐酸溶液中10分钟后，通过扫描型电子显微镜(日立高新技术公司制S-4300SE)观察试样表面。将其结果分别示于图1～13。图1～13分别示出试样No.2、9～20的表面的扫描型电子显微镜的图像。其结果是，试样No.2、9、10、12～20具有分相结构，富于B2O3的相(第二相：缺乏SiO2的层)通过盐酸溶液而溶出。需要说明的是，富于B2O3的相通过盐酸溶液而溶出，而富于SiO2的相不溶出于盐酸溶液。
【实施例3】
按照板厚成为1.0mm或0.7mm的方式，对未进行上述热处理的试样No.2、12、19进行加工后，对两表面进行镜面研磨，对于表中的波长，通过分光光度计(岛津制作所制分光光度计UV-2500PC)，测定厚度方向的总光线透射率及扩散透射率。将其结果示于表3～5。
【表3】
【表4】
【表5】
【实施例4】
制作表2的试样No.12的玻璃板(板厚0.7mm：成形后未进行热处理的玻璃板)，在该玻璃板表面上，使用掩膜蒸镀ITO(厚度100nm)作为透明电极层。接着，在玻璃板上，形成作为空穴注入层的高分子PEDOT-PSS(厚度40nm)、作为空穴传输层的α-NPD(厚度50nm)、作为有机发光层的掺杂了6质量％的Ir(PPy)3的CBP(厚度30nm)、空穴阻止层BAlq(厚度10nm)、电子传输层Alq(厚度30nm)、作为电子注入层的LiF(厚度0.8nm)、作为对置电极的Al(厚度150nm)后，将内部密封，制作有机EL元件。对于得到的有机EL元件，沿垂直于发光面的方向配置辉度计(株式会社Topcon公司制BM-9)，测定正面辉度，评价电流效率。装入具有与试样No.12同等程度的折射率nd的未分相的玻璃板(板厚0.7mm)来制作有机EL元件作为比较例的情况下，也同样地测定正面辉度，评价电流效率。将其结果示于表6、图14。该图14中，上侧描绘的电流效率曲线相当于本实施例，下侧描绘的电流效率曲线相当于比较例。需要说明的是，比较例的玻璃中，作为玻璃组成，以质量％计，含有SiO249.8％、Al2O323％、B2O314％、MgO 6.4％、CaO 1.5％、ZrO22.7％、TiO22.6％，折射率nd为1.54。
【表6】
由表6、图3可知，制作有机EL元件时，试样No.12的电流效率高于比较例。例如在10mA/cm2下电流效率高出约46％。
【实施例5】
使用[实施例4]的比较例的未分相的玻璃板(板厚0.7mm)，制作有机EL元件基板。接着，在该基板上，隔着折射率nd为1.54的浸液配置表2的试样No.12的玻璃板(板厚0.7mm：成形后未进行热处理的玻璃板)后，使用积分球测定发光面的发光强度，结果与试样No.12的未配置玻璃板的情况相比，520nm的峰波长的强度为1.2倍。
【实施例6】
接着，基于实施例详细说明本发明(第二本发明)。需要说明的是，以下的实施例仅为例示。本发明(第二本发明)不受以下实施例任何限定。
表7、8示出试样No.21～40。
【表7】
(wt％) No.21 No.22 No.23 No.24 No.25 No.26 No.27 No.28 No.29 No.30
SiO2 55.0 47.0 39.0 39.0 47.0 47.0 43.0 39.0 39.0 55.0
Al2O3 15.0 15.0 15.0 10.0 15.0 15.0 15.0 15.0 23.0 7.0
B2O3 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0 22.0
MgO 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4
CaO 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5
SrO - - - - - - - 8.0 - -
BaO - - 8.0 13.0 - - - - - -
ZrO2 0.1 4.1 4.1 4.1 8.1 0.1 6.1 4.1 4.1 4.1
TiO2 - 4.0 4.0 4.0 0.0 8.0 6.0 4.0 4.0 4.0
ρ(g/cm3) 2.303 2.419 - - - - - - 2.492 2.34
Ps(℃) 613 607 602 598 614 601 602 601 630 573
Ta(℃) 666 655 641 634 663 650 649 639 673 636
Ts(℃) - - - - - - - - - -
104.0dPa·s(℃) 1181 1096 1031 997 1281 1084 1105 1015 1060 1241
103.0dPa·s(℃) 1331 1224 1147 1108 1320 1210 1197 1129 1162 1336
102.5dPa·s(℃) 1428 1309 1225 1183 1358 1297 1268 1202 1231 1412
102·0dPa·s(℃) 1548 1414 1327 1278 1430 1413 1363 1295 1315 1528
TL(℃) 1118 1336＜ 1337＜ 1336＜ 1339＜ 1222 1341＜ 1337＜ 1287 -
logηTL(dPa·s) 4.6 ＜2.4 ＜2.0 - ＜3.0 2.9 ＜2.1 - 2.2 -
折射率nd 1.503 1.541 1.559 1.565 - - - 1.561 1.557 -
分相性(成形后) ○ ○ × ○ ○ ○ ○ × ○ ○
分相性(热处理后) ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○
【表8】
(wt％) No.31 No.32 No.33 No.34 No.35 No.36 No.37 No.38 No.39 No.40
SiO2 47.0 55.0 47.0 39.0 47.0 51.0 51.0 43.0 43.0 47.0
Al2O3 23.0 15.0 7.0 15.0 19.0 11.0 15.0 19.0 15.0 11.0
B2O3 14.0 14.0 30.0 30.0 18.0 22.0 18.0 22.0 26.0 26.0
MgO 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4 6.4
CaO 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5 1.5
SrO - - - - - - - - - -
BaO - - - - - - - - - -
ZrO2 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1 4.1
TiO2 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0 4.0
ρ(g/cm3) 2.515 2.438 2.323 2.397 2.464 2.383 2.431 2.455 2.408 2.374
Ps(℃) 665 659 571 586 638 589 627 618 593 581
Ta(℃) 710 707 611 627 683 641 673 663 637 626
Ts(℃) - 1039 - - - - 1019 975 - -
104.0dPa·s(℃) 1127 1175 1180 1016 11O3 1133 1135 1071 1079 1090
103.0dPa·s(℃) 1243 1311 1263 1032 1224 1259 1266 1187 1178 1214
102.5dPa·s(℃) 1320 1401 1335 1208 1305 1348 1355 1265 1262 1299
102.0dPa·s(℃) 1414 1510 1452 1302 1404 1459 1465 1365 1363 1408
TL(℃) 1402＜ 1410＜ - 1410＜ - - 1402＜ 1410＜ 1402＜ -
logηTL(dPa·s) ＜2.1 ＜2.5 - - - - ＜2.3 - - -
折射率nd 1.554 1.537 - - 1.547 - 1.540 1.549 - -
分相性(成形后) × ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○
分相性(热处理后) ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○ ○
首先，按照成为表7、8所述的玻璃组成的方式，调配玻璃原料后，将得到的玻璃批料供给到玻璃熔融炉在1500℃熔融8小时。接着，将得到的熔融玻璃流出到碳板上，成形成板状后，从应变点到室温用10小时进行简易的退火处理。最后，对于得到的玻璃板，根据需要进行加工，评价各种特性。
密度ρ是利用公知的阿基米德法测定的值。
应变点Ps是利用ASTM C336-71中记载的方法测定的值。需要说明的是，应变点Ps越高，耐热性越变高。
退火点Ta、软化点Ts是利用ASTM C338-93中记载的方法测定的值。
高温粘度104.0dPa·s、103.0dPa·s、102.5dPa·s及102.0dPa·s时的温度(℃)是利用铂球提拉法测定的值。需要说明的是，高温粘度越低，熔融性越优异。
液相温度TL是指，将玻璃粉碎，将通过标准筛30目(筛眼500μm)、而残留于50目(筛眼300μm)的玻璃粉末放入铂舟，在温度梯度炉中保持24小时，测定结晶析出的温度的值。
液相粘度logηTL表示液相温度下的各玻璃的粘度。
折射率nd是通过岛津制作所制的折射率测定器KPR-2000测定的d线的值。首先制作25mm×25mm×约3mm的长方体试样，在(退火点Ta+30℃)到(应变点Ps-50℃)的温度区域以0.1℃/分钟的冷却速度进行退火处理后，使折射率nd匹配的浸液渗透来测定的值。
成形后的分相性是，对于各试样，将熔融玻璃成形，进行上述简易的退火处理后，目测观察所得到的试样，结果确认到分相导致的白浊的评价为“○”、未确认到分相导致的白浊、而透明的评价为“×”。
热处理后的分相性是，对成形后的各试样进行热处理(在900℃下5分钟)、延伸成形，制作应变点测定用试样后，目测观察所得到的试样，结果确认到分相导致的白浊的评价为“○”，未确认到分相导致的白浊、而透明的评价为“×”。
【实施例7】
仅作为参考，用扫描型电子显微镜观察成形后且热处理前的试样No.22、29～40的分相性。具体来说，对于成形后的试样No.22、29～40，进行上述简易的退火处理后，浸渍于1M的盐酸溶液10分钟，进一步通过扫描型电子显微镜(日立高新技术公司制S-4300SE)观察试样表面。对于该试样No.22、29～40的表面的扫描型电子显微镜的图像，也与上述实施例2同样，成为图1～13所示样态。其结果是，试样No.22、29、30、32～40具有分相结构，富于B2O3的相(第二相：缺乏SiO2的层)通过盐酸溶液而溶出。需要说明的是，富于B2O3的相通过盐酸溶液而溶出，富于SiO2的相不溶出于盐酸溶液。
【实施例8】
将成形后的试样No.39投入约15mm×130mm的大小的铂舟，将该铂舟投入电炉内，以1400℃进行再熔化。需要说明的是，在铂舟内被再熔化的玻璃的厚度约为3～5mm。再熔化后，从电炉中取出铂舟，在空气中自然冷却。对于得到的玻璃，在840℃20分钟或840℃40分钟的条件下进行热处理。将热处理后的玻璃加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板后，对两表面进行镜面研磨，对于表中的波长，通过分光光度计(岛津制作所制分光光度计UV-2500PC)，测定厚度方向的总光线透射率及扩散透射率。将其结果示于表9～11。进一步，将未进行热处理的玻璃加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板后，对其两表面进行镜面研磨，并且将其外观照片示于图15。进一步，在840℃热处理20分钟热处理后，加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板，对其表面进行镜面研磨的情况下的外观照片示于图16，在840℃热处理40分钟后，加工成约10mm×30mm×1.0mm厚的玻璃板，对其两表面进行镜面研磨的情况下的外观照片示于图17。
【表9】
【表10】
【表11】

Claims (29)

1.一种玻璃，其特征在于，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 30～75％、B2O3 0.1～50％、Al2O3 0～35％以及Na2O 0～5％，应变点为450℃以上，具有至少包含第一相和第二相的分相结构，第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量，且用于有机EL器件。
2.一种玻璃，其特征在于，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 30～75％、B2O3 0.1～50％、Al2O3 0～35％以及Na2O 0～5％，应变点为450℃以上，具有至少包含第一相和第二相的分相结构，第二相中的B2O3的含量多于第一相中的B2O3的含量，且用于有机EL器件。
3.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，在玻璃组成中，实质上不含稀有金属氧化物，即稀有金属氧化物的含量为0.1质量％以下。
4.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，折射率nd大于1.50。
5.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，是平板形状的。
6.如权利要求5所述的玻璃，其特征在于，是利用溢流下拉法成形而成的。
7.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，在成形工序中分相、或在刚成形后的冷却工序中分相。
8.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，用于有机EL照明。
9.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，分相粘度为107.0dPa·s以下。
10.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值为1～100％。
11.如权利要求1或2所述的玻璃，其特征在于，装入有机EL元件时，电流效率高于折射率nd为同等程度的未分相的玻璃。
12.一种有机EL器件，其特征在于，是具备权利要求1～11中任一项所述的玻璃而成的。
13.一种复合基板，其特征在于，是将玻璃板与基板接合的复合基板，玻璃板包含权利要求1～11中任一项所述的玻璃。
14.如权利要求13所述的复合基板，其特征在于，基板为玻璃基板。
15.如权利要求13或14所述的复合基板，其特征在于，基板的折射率nd大于1.50。
16.如权利要求13或14所述的复合基板，其特征在于，玻璃板与基板是通过光学接触来接合而成的。
17.如权利要求13或14所述的复合基板，其特征在于，用于有机EL器件。
18.一种玻璃的制造方法，其特征在于，将熔融玻璃成形后进行热处理，得到具有至少包含第一相和第二相的分相结构且用于有机EL器件的玻璃，所述熔融玻璃，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 30～75％、B2O3 0.1～50％、Al2O3 0～35％以及Na2O 0～5％，应变点成为450℃以上。
19.如权利要求18所述的玻璃的制造方法，其特征在于，第一相中的SiO2的含量多于第二相中的SiO2的含量。
20.如权利要求18或19所述的玻璃的制造方法，其特征在于，第二相中的B2O3的含量多于第一相中的B2O3的含量。
21.如权利要求18或19所述的玻璃的制造方法，其特征在于，玻璃在玻璃组成中，实质上不含稀有金属氧化物，即稀有金属氧化物的含量为0.1质量％以下。
22.如权利要求18或19所述的玻璃的制造方法，其特征在于，玻璃的折射率nd大于1.50。
23.如权利要求18或19所述的玻璃的制造方法，其特征在于，成形成平板形状。
24.如权利要求23所述的玻璃的制造方法，其特征在于，利用溢流下拉法成形。
25.如权利要求18或19所述的玻璃的制造方法，其特征在于，将所得到的玻璃用于有机EL照明。
26.一种玻璃，其特征在于，通过权利要求18～25中任一项所述的玻璃的制造方法来制作。
27.一种玻璃，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 30～75％、B2O3 0.1～50％、Al2O3 0～35％以及Na2O 0～5％，应变点成为450℃以上，其特征在于，具有通过热处理而由未分相的状态至少分相为第一相和第二相的性质，且用于有机EL器件。
28.如权利要求26或27所述的玻璃，其特征在于，热处理前的波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值为5～100％。
29.如权利要求26或27所述的玻璃，其特征在于，热处理后的波长为435nm、546nm和700nm时的浊度值为0～80％。
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