CN107531539A - 强化玻璃板的制造方法、强化用玻璃板及强化玻璃板 - Google Patents
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Abstract
本发明的技术课题在于提供一种在通过溢流下拉法将高温粘性高的含有Na2O的玻璃成形为板状的情况下，难以产生铂族元素的微小异物的方法。为了解决该技术课题，本发明的强化玻璃板的制造方法的特征在于具备以下工序：熔解工序，利用熔融窑熔解玻璃配合料，而得到熔融玻璃；澄清工序，利用由Pt‑Rh合金构成的澄清容器，在最高温度1450～1680℃下对熔融玻璃进行澄清；成形工序，使用氧化铝系成形体，通过溢流下拉法将熔融玻璃成形为板状，而得到强化用玻璃板；以及离子交换处理工序，对强化用玻璃板进行离子交换处理，从而得到在表面具有压缩应力层的强化玻璃板。
Description
技术领域
本发明涉及一种强化玻璃板的制造方法、强化用玻璃板及强化玻璃板，特别涉及一种适合于移动电话、数码相机、PDA(移动终端)、触控面板显示器的盖玻璃的强化玻璃板的制造方法、强化用玻璃板及强化玻璃板。
背景技术
移动电话(特别是智能手机)、数码相机、PDA、触控面板显示器、大型电视机等电子设备有日益普及的倾向。
在这些用途中，作为盖玻璃，使用经离子交换处理的强化玻璃板(参照专利文献1、非专利文献1)。另外，近年来，将强化玻璃板用于数字标牌、鼠标、智能手机等的外装部件的情况增多起来。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-83045号公报
专利文献2：日本特开2011-133800号公报
非专利文献
非专利文献1：泉谷彻郎等，《新型玻璃及其物性》，首版，株式会社经营系统研究所，1984年8月20日，p.451-498
发明内容
发明所要解决的课题
然而，在强化玻璃板中使用含有Na2O的玻璃。通常而言，含有Na2O的玻璃与无碱玻璃相比，高温粘性低。但是，若要提高含有Na2O的玻璃的离子交换性能，则必须增加玻璃组成中的Al2O3的含量，在此情况下，高温粘性变高至与无碱玻璃相同的程度。
当在工业上生产高温粘性高的玻璃时，将调配有各种玻璃原料的玻璃配合料熔解，进行澄清、均质化后，将所得到的熔融玻璃供给至成形装置中成形为所期望的形状。而且，对于澄清容器、供给容器等而言，通常使用高强度、且高耐热性的Pt-Rh合金。
另外，当像触控面板显示器的盖玻璃那样要求高质量时，为了提高表面平滑性，通过溢流下拉法成形为板状。而且，在溢流下拉法的成形体中，通常使用锆石系耐火物。
但是，若通过溢流下拉法将高温粘性高的含有Na2O的玻璃成形为板状，则容易产生以前未产生过的铂族元素、特别是Rh的微小异物。该微小异物的尺寸为25μm以下，因此不会产生玻璃表面的膨胀等，且并非直接关系到电子设备的不良，但若其数量成为大量，则存在使玻璃板的检查成本增大，并且玻璃板的透过率、破损强度降低的可能。
因此，本发明是鉴于上述情况而完成的发明，其技术课题在于提供一种在通过溢流下拉法将高温粘性高的含有Na2O的玻璃成形为板状的情况下，难以产生铂族元素的微小异物的方法。
用于解决课题的手段
本发明人进行潜心研究，结果发现通过将澄清容器的最高温度限制为规定范围，并且使用氧化铝系成形体作为成形体，可解决所述技术课题，作为本发明提出。即，本发明的强化玻璃板的制造方法的特征在于具备以下工序：熔解工序，利用熔融窑熔解玻璃配合料，而得到熔融玻璃；澄清工序，利用由Pt-Rh合金构成的澄清容器，在最高温度1450～1680℃下对熔融玻璃进行澄清；成形工序，使用氧化铝系成形体，通过溢流下拉法将熔融玻璃成形为板状，而得到强化用玻璃板；以及离子交换处理工序，对强化用玻璃板进行离子交换处理，从而得到在表面具有压缩应力层的强化玻璃板。在此，“容器”只要能够容纳熔融玻璃，则可为任何形状。即使是例如管形状、在上部具有开口部的形状，也包括在“容器”中。所谓“氧化铝系成形体”，是指Al2O3的含量为90质量％以上的成形体。所谓“Pt-Rh合金”，是指Pt与Rh的合计含量为99质量％以上的合金。
本发明人认为铂族元素的微小异物是按照以下那样增加。首先，Pt、Rh等铂族元素从为了泡沫的澄清而维持在高温的澄清容器溶出至熔融玻璃中，从而铂族元素的离子浓度上升。进而，ZrO2从熔融窑的耐火物、成形体等中溶出，并产生ZrO2浓度高的异质玻璃。接着，若ZrO2浓度高的异质玻璃在搅拌容器或成形体中与熔融玻璃混合，则在从成形体中流下的熔融玻璃被拉伸时，铂族元素的溶解度局部地降低，作为微小金属异物而析出。
因此，在本发明的强化玻璃板的制造方法中，鉴于上述现象，将由Pt-Rh合金构成的澄清容器的最高温度限制为1680℃以下，并且使用氧化铝系成形体作为成形体。由此，向熔融玻璃中的铂族元素的溶出量与ZrO2的溶出量均减少，因此能够尽可能地减少成形时的铂族元素的微小异物的析出。再者，在玻璃制造工序中，澄清工序为最高温，只要限制该澄清工序的最高温度，则能够适当地控制铂族元素的溶出量。
第二，本发明的强化玻璃板的制造方法中，优选将向熔融玻璃中的ZrO2的溶出量控制为10～3000ppm(质量)，且将Rh的溶出量控制为0.01～5ppm(质量)。
第三，本发明的强化玻璃板的制造方法中，优选将强化玻璃板中的铂族元素的微小异物控制为500个/kg以下。在此，所谓“微小异物”，是指最大径为0.1～25μm的尺寸的异物。
第四，本发明的强化玻璃板的制造方法中，优选以得到如下的强化用玻璃板的方式制作玻璃配合料，所述强化用玻璃板中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 50～80％、Al2O3 10～25％、B2O3 0～15％、Na2O 10～20％、K2O 0～10％。
第五，本发明的强化玻璃板的制造方法中，优选以得到高温粘性102.5dPa·s时的温度成为1550℃以上的强化用玻璃板的方式制作玻璃配合料。在此，“高温粘性102.5dPa·s时的温度”是指通过铂球提拉法所测定的值。
第六，本发明的强化用玻璃板是被供于离子交换处理的强化用玻璃板，其特征在于，通过溢流下拉法成形而成，ZrO2的含量为10～3000ppm(质量)，且Rh的含量为0.01～5ppm(质量)。
第七，本发明的强化玻璃板是在表面具有压缩应力层的强化玻璃板，其特征在于，通过溢流下拉法成形而成，ZrO2的含量为10～3000ppm(质量)，且Rh的含量为0.01～5ppm(质量)。
具体实施方式
强化玻璃板的玻璃制造工序通常包括熔解工序、澄清工序、供给工序、搅拌工序、成形工序、离子交换处理工序。熔解工序是将调配有玻璃原料的玻璃配合料熔解，而得到熔融玻璃的工序。澄清工序是通过澄清剂等的作用而对熔解工序中所得到的熔融玻璃进行澄清的工序。供给工序是在各工序间移送熔融玻璃的工序。搅拌工序是搅拌熔融玻璃而进行均质化的工序。成形工序是将熔融玻璃成形为板状的工序。离子交换处理工序是通过离子交换而在玻璃表面形成压缩应力层的工序。再者，根据需要还可以在搅拌工序后加入上述之外的工序，例如将熔融玻璃调节成适合于成形的状态的状态调节工序。以下，按照各工序对本发明的强化玻璃板的制造方法进行详述。
本发明的强化玻璃板的制造方法具有利用熔融窑熔解玻璃配合料，而得到熔融玻璃的熔解工序。若对该熔解工序进行详述，则首先以成为所期望的玻璃组成的方式，对成为各成分的导入源的玻璃原料进行调配、混合，制作玻璃配合料。根据需要，也可以使用碎玻璃作为玻璃原料。再者，所谓碎玻璃，是指在玻璃制造工序等中被排出的玻璃屑。玻璃原料的混合方法并无特别限定，只要根据每一次混合的质量、玻璃原料的种类而适当选择即可。例如可列举使用锅型混合机、旋转混合机等进行混合的方法。
接着，将所得到的玻璃配合料投入至熔融窑中。向熔融窑中投入玻璃配合料通常通过螺旋加料机等原料进料器来连续地进行，也可以断续地进行。
向熔融窑内投入的玻璃配合料通过燃烧器等的燃烧气氛、设置于熔融窑的内部的电极等来加热，而成为熔融玻璃。
从耐热性或抑制ZrO2的溶出的观点出发，熔融窑的耐火物优选为ZrO2制电铸砖。
玻璃配合料优选以得到如下的强化用玻璃板的方式制作，所述强化用玻璃板中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 50～80％、Al2O3 10～25％、B2O3 0～15％、Na2O 10～20％、K2O 0～10％。将像上述那样限定各成分的含有范围的理由在以下示出。再者，在各成分的含有范围的说明中，％的表达是指质量％。
SiO2是形成玻璃的网络的成分。SiO2的含量优选为50～80％、53～75％、56～70％、58～68％，特别是59～65％。若SiO2的含量过少，则难以进行玻璃化，另外，热膨胀系数变得过高，耐热冲击性容易降低。另一方面，若SiO2的含量过多，则熔融性、成形性容易降低。
Al2O3是提高离子交换性能的成分，另外，是提高应变点、杨氏模量的成分。Al2O3的含量优选为10～25％。若Al2O3的含量过少，则热膨胀系数变得过高，耐热冲击性容易降低，此外，产生无法充分地发挥离子交换性能的可能。因此，Al2O3的适宜的下限范围为12％以上、14％以上、15％以上，特别是16％以上。另一方面，若Al2O3的含量过多，则失透结晶容易在玻璃中析出，变得难以通过溢流下拉法等来使玻璃成形。进而，高温粘性变高，熔融性、成形性容易降低。因此，Al2O3的适宜的上限范围为22％以下、20％以下，特别是19％以下。
B2O3是使高温粘度、密度降低，并且使玻璃稳定化而使结晶难以析出，使液相温度降低的成分。另外，其是提高抗裂性的成分。但是，若B2O3的含量过多，则存在如下的倾向：因离子交换处理而产生被称为泛黄的表面的着色、或耐水性降低、或压缩应力层的压缩应力值降低、或压缩应力层的应力深度变小。因此，B2O3的含量优选为0～15％、0.1～12％、1～10％、超过1％且8％以下、1.5～6％，特别是2～5％。
Na2O是主要的离子交换成分，另外，其是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分。另外，Na2O也是改善耐失透性的成分。Na2O的含量优选为10～20％。若Na2O的含量过少，则熔融性降低、或热膨胀系数降低、或离子交换性能容易降低。因此，Na2O的适宜的下限范围为11％以上，特别是12％以上。另一方面，若Na2O的含量过多，则热膨胀系数变得过高，耐热冲击性降低、或变得难以与周边材料的热膨胀系数匹配。另外，存在应变点过度降低、或欠缺玻璃组成的成分平衡，耐失透性反而降低的情况。因此，Na2O的适宜的上限范围为17％以下，特别是16％以下。
K2O是促进离子交换的成分，是碱金属氧化物之中增大压缩应力层的应力深度的效果大的成分。另外，其是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分。还是改善耐失透性的成分。K2O的含量优选为0～10％。若K2O的含量过多，则热膨胀系数变得过高，耐热冲击性降低、或变得难以与周边材料的热膨胀系数匹配。另外，存在应变点过度降低、或欠缺玻璃组成的成分平衡，耐失透性反而降低的倾向。因此，K2O的适宜的上限范围为8％以下、6％以下、4％以下，特别是小于2％。
除上述成分以外，也可以导入例如以下的成分。
Li2O是离子交换成分，并且是降低高温粘度、提高熔融性、成形性的成分。另外，其是提高杨氏模量的成分。还有，在碱金属氧化物之中，增大压缩应力值的效果大。但是，若Li2O的含量过多，则液相粘度降低，
玻璃容易失透。还有在离子交换处理时溶出，而使离子交换液劣化的可能。因此，Li2O的含量优选为0～3.5％、0～2％、0～1％、0～0.5％，特别是0.01～0.2％。
MgO是降低高温粘度、提高熔融性、成形性，或者提高应变点、杨氏模量的成分，且为碱土金属氧化物之中提高离子交换性能的效果大的成分。但是，若MgO的含量过多，则密度、热膨胀系数容易变高，另外，玻璃容易失透。因此，MgO的适宜的上限范围为12％以下、10％以下、8％以下、5％以下，特别是4％以下。再者，向玻璃组成中导入MgO时，MgO的适宜的下限范围为0.1％以上、0.5％以上、1％以上，特别是2％以上。
CaO与其他成分相比，不会伴有耐失透性的降低，且降低高温粘度、提高熔融性、成形性，或者提高应变点、杨氏模量的效果大。CaO的含量优选为0～10％。但是，若CaO的含量过多，则密度或热膨胀系数变高、或离子交换性能容易降低。因此，CaO的适宜的含量为0～5％，特别是0％以上且小于1％。
SnO2是在高温区域发挥澄清力的成分，但是是助长Rh的微小异物的析出的成分，其适宜的含有范围优选为500～10000ppm(0.05～1％)，特别是1000～7000ppm。
作为澄清剂，也可以导入0～10000ppm(1％)的选自As2O3、Sb2O3、F、Cl、SO3中的一种或两种以上。
另外，玻璃配合料优选以得到高温粘性102.5dPa·s时的温度成为1520℃以上(优选为1550℃以上，特别是1570℃以上)的强化用玻璃板的方式制作。高温粘性102.5dPa·s时的温度越高，熔融性、成形性变得越难以降低，另一方面，可提高Al2O3等的添加容许量，因此容易提升强化用玻璃板的离子交换性能。另外，高温粘性102.5dPa·s时的温度越高，玻璃制造工序的工序温度越上升，铂族元素、ZrO2变得越容易溶出至熔融玻璃中，因此本发明的效果相对地增大。
本发明的强化玻璃板的制造方法具备利用由Pt-Rh合金构成的澄清容器，在最高温度1450～1640℃下对熔融玻璃进行澄清的澄清工序。Pt-Rh合金对于熔融玻璃为不活泼性，耐热性、机械强度也良好，但因温度条件、使用环境等而被熔融玻璃侵蚀，并溶出至熔融玻璃中。因此，澄清工序的最高温度为1450～1680℃，优选限制为1480～1640℃、1500～1620℃，特别是限制为1550～1600℃。若澄清工序的最高温度过高，则铂族元素的溶出量变得过多。另一方面，若澄清工序的最高温度过低，则澄清性变得不充分，泡沫容易残存于强化用玻璃板中。
本发明的强化玻璃板的制造方法优选具备利用由Pt-Rh合金构成的供给容器供给熔融玻璃的供给工序。供给工序因温度变高，因此铂族元素的溶出令人担忧。因此，供给工序的最高温度优选为1640℃以下，更优选为1600℃以下，特别优选为1450～1580℃。若供给工序的最高温度过高，则铂族元素的溶出量容易变多。
本发明的强化玻璃板的制造方法优选具备利用由Pt-Rh合金构成的搅拌容器对熔融玻璃进行搅拌的搅拌工序。搅拌工序因温度变高，因此铂族元素的溶出令人担忧。因此，搅拌工序的最高温度优选为1640℃以下，更优选为1600℃以下，特别优选为1450～1580℃。若搅拌工序的最高温度过高，则铂族元素的溶出量容易变多。
本发明的强化玻璃板的制造方法具备使用氧化铝系成形体，通过溢流下拉法将熔融玻璃成形为板状，而得到强化用玻璃板的成形工序。氧化铝系成形体具有耐热性高，即使在高温下变形也少的特征，因ZrO2的含量少，因此还具有在成形时难以使ZrO2溶出的特征。还有，与熔融玻璃的反应性低，因此在成形时也难以产生失透异物。
溢流下拉法是如下的方法：使熔融玻璃自耐热性的槽状结构物的两侧溢出，一边使溢出的熔融玻璃在槽状结构物的下顶端合流，一边朝下方拉伸的同时成形为板状。在溢流下拉法中，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。因此，容易制作表面平滑性高的强化用玻璃板。
在成形工序中，优选以强化用玻璃板的板厚优选成为1.5mm以下、1.0mm以下、0.8mm以下、0.7mm以下，特别是成为0.2～0.6mm的方式成形。若使板厚变薄，则容易实现电子设备的轻量化。
在本发明的强化玻璃板的制造方法中，优选将强化用玻璃板(强化玻璃板)中的铂族元素的微小异物控制为500个/kg以下、400个/kg以下，特别是控制为10～300kg/个。若微小异物的个数多，则存在使玻璃板的检查成本增大，并且玻璃板的透过率、破损强度降低的可能。
另外，优选将向熔融玻璃中的ZrO2的溶出量控制为10～3000ppm(质量)，且将Rh的溶出量控制为0.01～5ppm(质量)。
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，但是是在成形时助长铂族元素的微小异物的析出的成分。因此，ZrO2的适宜的上限范围为3000ppm以下(0.3％以下)、2000ppm以下、1500ppm以下、1200ppm以下、1000ppm以下，特别是600ppm以下。另一方面，当将ZrO2的含量(溶出量)控制得过少时，杂质的管理变得困难，并且难以将ZrO2制砖用于熔融窑的耐火物。因此，当考虑强化用玻璃板的生产效率的情况下，ZrO2的适宜的下限范围为10ppm以上、50ppm以上，特别是100ppm以上。
Rh的含量(溶出量)优选为5ppm以下(0.0005％以下)、1ppm以下、0.5ppm以下，特别是0.2ppm以下。若Rh的含量过多，则在成形时Rh的微小异物容易析出。另一方面，当将Rh的含量控制得过少时，杂质的管理变得困难，并且难以将Pt-Rh合金用于澄清容器、供给容器等。因此，当考虑强化用玻璃板的生产效率的情况下，Rh的适宜的下限范围为0.01ppm以上，特别是0.03ppm以上。
本发明的强化玻璃板的制造方法具备对强化用玻璃板进行离子交换处理，从而得到在表面具有压缩应力层的强化玻璃板的离子交换处理工序。离子交换处理是在强化用玻璃板的应变点以下的温度下将离子半径大的碱离子导入至玻璃表面的方法。这样一来，即使在强化用玻璃板的板厚薄的情况下，也可以适当地形成压缩应力层。
离子交换液的组成、离子交换温度及离子交换时间只要考虑强化用玻璃板的粘度特性等来决定即可。作为离子交换液，可使用各种离子交换液，但优选为KNO3熔融盐或NaNO3与KNO3的混合熔融盐。这样一来，可在表面高效率地形成压缩应力层。离子交换温度优选为380～460℃，另外，离子交换时间优选为2～8小时。由此，可适当地形成压缩应力层。
通过离子交换处理所形成的压缩应力层的压缩应力值优选为400MPa以上、500MPa以上、600MPa以上、650MPa以上，特别是700～1500MPa。压缩应力值越大，强化玻璃板的机械强度变得越高。
压缩应力层的应力深度优选为15μm以上、20μm以上、25μm以上，特别是30～60μm。应力深度越深，当强化玻璃板的表面受伤时，强化玻璃板越难以破损。在此，“压缩应力值”与“应力深度”是指在使用表面应力计(例如东芝株式会社制造的FSM-6000)观察试样时，根据观察到的干涉条纹的根数和其间隔所算出的值。
内部的拉伸应力值优选为10～200MPa、15～150MPa，特别是20～100MPa。若内部的拉伸应力值过小，则对于强化玻璃板而言，变得难以确保所期望的机械强度。另一方面，若内部的拉伸应力值过大，则强化玻璃板容易以机械式冲击为起点而自我损坏。再者，内部的拉伸应力值是指通过(压缩应力值×应力深度)/(强化玻璃的厚度-2×应力深度)的式子算出的值。
切断成规定尺寸的时期可为离子交换处理工序之前，即“强化前切断”，但优选为离子交换处理工序之后，即“强化后切断”。由此，强化玻璃板的制造效率提高。
本发明的强化用玻璃板是被供于离子交换处理的强化用玻璃板，其特征在于，通过溢流下拉法成形而成，ZrO2的含量为10～3000ppm(质量)，且Rh的含量为0.01～5ppm(质量)。在此，本发明的强化用玻璃板的技术特征与本发明的强化玻璃板的制造方法的技术特征重复。在本说明书中，为了简便，对于其重复部分省略说明。
本发明的强化玻璃板是在表面具有压缩应力层的强化玻璃板，其特征在于，通过溢流下拉法成形而成，ZrO2的含量为10～3000ppm(质量)，且Rh的含量为0.01～5ppm(质量)。在此，本发明的强化玻璃板的技术特征与本发明的强化玻璃板的制造方法的技术特征重复。在本说明书中，为了简便，对于其重复部分省略说明。
实施例1
以下，基于实施例对本发明进行详细说明。再者，以下的实施例仅为例示。本发明并不受以下的实施例任何限定。
以如下方式制作强化用玻璃。首先，以成为表中的玻璃组成的方式调配玻璃原料，从而制作玻璃配合料。接着，将该玻璃配合料投入至由ZrO2制电铸砖构成的连续熔融窑中后，利用Pt-Rh合金制的容器对所得到的熔融玻璃进行澄清、搅拌、供给。此时，如表中所示那样控制澄清工序的最高温度。继而，使用氧化铝系成形体(Al2O3的含量：98质量％)或锆石系成形体作为成形体，通过溢流下拉法来成形为1100mm×1250mm×0.7mm厚的强化用玻璃板。再者，连续熔融窑内的熔融玻璃的滞留时间为(短)试样No.1、2、8<试样No.4<试样No.3、6<试样No.5、7(长)的顺序。另外，缓冷工序的最高温度、搅拌工序的最高温度变得低于澄清工序的最高温度。
[表1]
继而，针对试样No.1～3、6～8，在430℃的KNO3熔融盐(新品KNO3熔融盐)中浸渍4小时，由此进行离子交换处理后，对两表面进行清洗，而得到强化玻璃板。继而，使用表面应力计(东芝株式会社制造的FSM-6000)，根据观察到的干涉条纹的根数和其间隔算出表面的压缩应力层的压缩应力值CS与厚度DOL。其结果，各试样的CS均为740MPa，DOL为32μm。需要说明的是，在算出时，将各试样的折射率设为1.50，将光学弹性常数设为30[(nm/cm)/MPa]。
针对各试样测定ZrO2的含量和Rh的含量。将其结果示于表1中。需要说明的是，设想从玻璃配合料中混入的ZrO2与Rh少至可忽视的程度，强化用玻璃板中的ZrO2的含量与Rh的含量是在玻璃制造工序中溶出的量。
另外，针对各试样，一边照射边缘光，一边以目视计数铂族元素的微小异物(最大径为0.1～25μm的尺寸)的个数。将其结果示于表1中。再者，微小异物大部分为Rh。
试样No.1～4澄清工序的最高温度低、且使用氧化铝系成形体，因此铂族元素的微小异物少。另一方面，试样No.5～8使用锆石系成形体，因此铂族元素的微小异物多。
实施例2
可认为表2中所记载的强化玻璃板(试样a～e)也可以得到与[实施例1]一栏中所示的倾向相同的效果。
[表2]
产业上的可利用性
本发明的强化玻璃板适合于移动电话、数码相机、PDA、触控面板显示器的盖玻璃。另外，除这些用途以外，也可以期待将本发明的强化玻璃板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、固体摄像元件用盖玻璃等。
Claims (7)
1.一种强化玻璃板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：
熔解工序，利用熔融窑熔解玻璃配合料，而得到熔融玻璃；
澄清工序，利用由Pt-Rh合金构成的澄清容器，在最高温度1450～1680℃下对熔融玻璃进行澄清；
成形工序，使用氧化铝系成形体，通过溢流下拉法将熔融玻璃成形为板状，而得到强化用玻璃板；以及
离子交换处理工序，对强化用玻璃板进行离子交换处理，从而得到在表面具有压缩应力层的强化玻璃板。
2.如权利要求1所述的强化玻璃板的制造方法，其特征在于，将向熔融玻璃中的ZrO2的溶出量控制为10～3000质量ppm，且将Rh的溶出量控制为0.01～5质量ppm。
3.如权利要求1或2所述的强化玻璃板的制造方法，其特征在于，将强化玻璃板中的铂族元素的微小异物控制为500个/kg以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的强化玻璃板的制造方法，其特征在于，以得到如下的强化用玻璃板的方式制作玻璃配合料，所述强化用玻璃板中，作为玻璃组成，以质量％计含有SiO2 50～80％、Al2O3 10～25％、B2O3 0～15％、Na2O 10～20％、以及K2O 0～10％。
5.如权利要求1～4中任一项所述的强化玻璃板的制造方法，其特征在于，以得到高温粘性102.5dPa·s时的温度成为1550℃以上的强化用玻璃板的方式制作玻璃配合料。
6.一种强化用玻璃板，其是被供于离子交换处理的强化用玻璃板，其特征在于，通过溢流下拉法成形而成，ZrO2的含量为10～3000质量ppm，且Rh的含量为0.01～5质量ppm。
7.一种强化玻璃板，其是在表面具有压缩应力层的强化玻璃板，其特征在于，通过溢流下拉法成形而成，ZrO2的含量为10～3000质量ppm，且Rh的含量为0.01～5质量ppm。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| RJ01 | Rejection of invention patent application after publication | ||
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Application publication date: 20180102 |