TWI598315B - 平面顯示器用玻璃基板及其製造方法 - Google Patents

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Description

平面顯示器用玻璃基板及其製造方法
本發明係關於一種平面顯示器用玻璃基板，尤其是關於一種多晶矽薄膜(以下，記載為p-Si)平面顯示器用玻璃基板及其製造方法。進一步詳細而言，本發明係關於一種於基板表面形成p-Si而製造之平面顯示器所使用之玻璃基板及其製造方法。進一步詳細而言，本發明係關於一種多晶矽薄膜電晶體(以下，記載為p-Si．TFT(Thin Film Transistor，薄膜電晶體)平面顯示器用玻璃基板及其製造方法。進一步詳細而言，本發明係關於一種於基板表面形成p-Si．TFT而製造之平面顯示器所使用之玻璃基板及其製造方法。
進一步詳細而言，本發明係關於一種p-Si．TFT平面顯示器為液晶顯示器之p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板、及其製造方法。或者本發明係關於一種有機EL(Electro Luminescence，電致發光)顯示器用玻璃基板、及其製造方法。或者本發明係關於一種氧化物半導體薄膜電晶體平面顯示器用玻璃基板。進一步詳細而言，本發明係關於一種於基板表面形成氧化物半導體薄膜電晶體而製造之平面顯示器所使用之玻璃基板及其製造方法。
根據可降低消耗電力等理由，搭載於可攜式機器等小型機器上之顯示器於薄膜電晶體(TFT)之製造中應用p-Si(多晶矽)。目前，於 p-Si．TFT平面顯示器之製造時，必需進行400~600℃之相對高溫下之熱處理。作為p-Si．TFT平面顯示器製造用之玻璃基板，使用耐熱性較高之玻璃。然而，已知先前之a-Si(非晶矽)．TFT平面顯示器所使用之玻璃基板並非應變點充分高者，會因p-Si．TFT平面顯示器之製造時之熱處理而產生較大之熱收縮，從而引起像素之間距偏差之問題。
近年來，對小型機器之顯示器越發要求高精細化。因此，期望極力抑制像素之間距偏差，抑制導致像素之間距偏差的顯示器製造時之玻璃基板之熱收縮成為課題。
玻璃基板之熱收縮一般情況下可藉由提高玻璃基板之應變點或Tg(玻璃轉移點)所代表的低溫黏性區域之特性溫度(以下，記載為低溫黏性特性溫度)而抑制。作為應變點較高之玻璃，例如於專利文獻1中揭示有應變點為680℃以上之無鹼玻璃。
[專利文獻1]日本專利特開2010-6649號公報
為改善玻璃基板之應變點或Tg(玻璃轉移點)所代表之低溫黏性特性溫度，一般情況下必需增加玻璃中之SiO2或Al2O3之含量(以下，於本說明書中，作為「低溫黏性特性溫度」，代表性地記載「應變點」)。專利文獻1中記載之玻璃含有58~75質量%之SiO2、15~19質量%之Al2O3(參照技術方案1)。其結果，有熔融玻璃之比電阻上升之傾向。近年來，為使玻璃有效地熔解而較多地使用直接通電加熱。若於直接通電加熱之情形時熔融玻璃之比電阻上升，則存在電流並非於熔融玻璃中流動，而於構成熔解槽之耐火物中流動之情況。根據本發明者等人研究之結果可知，結果會有產生熔解槽熔損之問題之情況。
然而，於上述專利文獻1所記載之發明中，並未考慮熔融玻璃之比電阻。因此，於欲經過利用直接通電加熱之熔融而製造專利文獻1 中記載之玻璃之情形時，極其擔心會產生上述熔解槽熔損之問題。
進而，期望提供一種進一步提高玻璃之低溫黏性特性溫度，即具有更高之應變點或Tg之玻璃及玻璃基板，有對產生上述熔解槽熔損之問題之擔心越發增強之傾向。
因此，本發明之目的在於提供一種平面顯示器用玻璃基板、尤其是p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板及其製造方法，該玻璃基板包含如下之玻璃，即應變點較高，可抑制顯示器製造時之玻璃基板之熱收縮，且可一面避免於利用直接通電加熱之熔解中產生熔解槽熔損之問題一面進行製造。
本發明係如下所述。
[1]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第1態樣之玻璃基板。以下，於記載為本發明之玻璃基板之情形時，係指本發明之第1態樣之玻璃基板)，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為7~30之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。
[2]
如[1]之玻璃基板，其中上述玻璃實質上不含有Sb2O3。
[3]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第1態樣之玻璃基板之一例)，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為8.1~20之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。
[4]
如[1]至[3]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃中SiO2含量為58~72質量%，Al2O3含量為10~23質量%，B2O3含量為3~未達11質量%。
[5]
如[1]至[4]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃中SiO2及Al2O3之合計含量為75質量%以上，RO之含量為4~16質量%，且B2O3之含量為3~未達11質量%。
[6]
如[1]至[5]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃之應變點為688℃以上。
[7]
如[1]至[6]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃之β-OH值為0.05~0.4 mm。
[8]
如[1]至[7]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃實質上不含有Cl。
[9]
如[1]至[8]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃中SrO及BaO之合計含量為0~未達3.4質量%。
[10]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第2態樣之玻璃基板)，其包含如下之玻璃，且實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式所表示之熱收縮率為75 ppm以下，(式)熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106，上述玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，且實質上不含有As2O3。
[11]
如[10]之玻璃基板，其中上述玻璃實質上不含有Sb2O3。
[12]
如[10]或[11]之玻璃基板，其中熱收縮率為60 ppm以下。
[13]
如[10]至[12]中任一項之玻璃基板，其中上述熱收縮率係進行將玻璃基 板以Tg保持30分鐘後，以100℃/min冷卻至Tg-100℃，並放冷至室溫之緩冷操作後，實施上述熱處理而獲得之值。
[14]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第3態樣之玻璃基板)，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、Sb2O3 0~0.3質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，且實質上不含有As2O3。
[15]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第3態樣之玻璃基板之一例)，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~未達11質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、 R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，實質上不含Sb2O3，且實質上不含有As2O3。
[16]
如[1]至[15]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃之失透溫度為1250℃以下，且上述玻璃基板係以下拉法而成形者。
[17]
如[1]至[16]中任一項之玻璃基板，其中上述玻璃中質量比K2O/R2O為0.9以上。
[18]
如[1]至[17]中任一項之玻璃基板，其係用於TFT液晶顯示器。
[19]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板之製造方法，其包括：熔解步驟，其係至少使用直接通電加熱將以成為如下玻璃之方式調配之玻璃原料熔解而獲得熔融玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為7~30之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上；成形步驟，其係使上述熔融玻璃成形為平板狀玻璃；及 緩冷步驟，其係對上述平板狀玻璃進行緩冷。
[20]
一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板之製造方法，其包括：熔解步驟，其係至少使用直接通電加熱將以成為如下玻璃之方式調配之玻璃原料熔解而獲得熔融玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為8.1~20之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上；成形步驟，其係使上述熔融玻璃成形為平板狀玻璃；及緩冷步驟，其係對上述平板狀玻璃進行緩冷。
[21]
如[19]或[20]之製造方法，其中上述玻璃於1550℃之玻璃熔融液中之比電阻為50~300 Ω˙cm。
[22]
如[19]至[21]中任一項之製造方法，其中於上述緩冷步驟中，實施控制平板狀玻璃之冷卻速度而降低熱收縮率之熱收縮降低處理。
[23]
如[22]之製造方法，其中於上述緩冷步驟中，實施將平板狀玻璃之中央部之冷卻速度於Tg至Tg-100℃之溫度範圍內設為50~300℃/min之熱收縮降低處理。
[24]
一種平面顯示器用玻璃基板，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為7~30之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。
[25]
一種平面顯示器用玻璃基板，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為8.1~20之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。
[26]
一種平面顯示器用玻璃基板，其包含如下之玻璃，且實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式所表示之熱 收縮率為75 ppm以下，(式)熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106，上述玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，且實質上不含有As2O3。
[27]
一種平面顯示器用玻璃基板，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、Sb2O3 0~0.3質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，且實質上不含有As2O3。
[28]
一種平面顯示器用玻璃基板，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~未達11質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3。
根據本發明，可以較高之生產率提供一種平面顯示器、尤其是p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板，其包含如下之玻璃，該玻璃可抑制或避免玻璃熔解爐之熔損並且可製造高應變點玻璃，其結果，可抑制顯示器製造時之玻璃基板之熱收縮。
於本案說明書中，只要構成玻璃基板之玻璃之組成無特別說明，則以質量%表示，構成玻璃之成分之比以質量比表示。又，只要玻璃基板之組成及物性無特別說明，則係指構成玻璃基板之玻璃之組成及物性，於僅記載為玻璃時，係指構成玻璃基板之玻璃。其中，玻璃基板之熱收縮率係指以實施例中記載之條件對以實施例中記載之特定條件形成之玻璃基板進行測定而獲得之值。又，於本案說明書中，所謂低溫黏性特性溫度，係指玻璃顯示107.5~1014.5 dPa．s之範圍之黏度之溫度，於低溫黏性特性溫度中包含應變點及Tg。因此，所謂提高低溫黏 性特性溫度，亦指提高應變點及Tg，反之，所謂提高應變點及/或Tg，係指提高低溫黏性特性溫度。又，所謂成為熔解性之指標之熔融溫度，係玻璃顯示102.5 dPa．s之黏度之溫度，且為成為熔解性之指標之溫度。
<p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板>
本發明之p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第1態樣之玻璃基板)係包含如下之玻璃之平面顯示器用玻璃基板，該玻璃含有SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，且實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為7~30之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。又，作為本發明之p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第1態樣之玻璃基板)之一例，可列舉包含如下之玻璃之玻璃基板，該玻璃含有SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3，進而質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為8.1~20之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。
以下，對本發明之第1態樣之玻璃基板中含有各玻璃成分之理由、及含量或組成比之範圍進行說明。
本發明之第1態樣之玻璃基板中的SiO2之含量為52~78質量%之範圍。
SiO2為玻璃之骨架成分，因此為必需成分。若含量較少，則存在耐酸性、耐BHF(Buffered Hydrogen Fluoride，緩衝氫氟酸)性及應變點降低之傾向。又，存在熱膨脹係數增加之傾向。又，若SiO2含量過少，則變得難以使玻璃基板低密度化。另一方面，若SiO2含量過多，則存 在玻璃熔融液之比電阻上升，熔融溫度明顯變高而變得難以熔解之傾向。若SiO2含量過多，則亦存在耐失透性降低之傾向。就此種觀點而言，將SiO2之含量設為52~78質量%之範圍。SiO2之含量較佳為57~75質量%，更佳為58~72質量%，進而較佳為59~70質量%，進一步較佳為59~69質量%，進一步更佳為61~69質量%，進而更佳為61~68質量%，進而進一步較佳為62~67質量%之範圍。另一方面，若SiO2含量過多，則存在玻璃之蝕刻速率變慢之傾向。就獲得表示使玻璃板細粒化之情形時之速度的蝕刻速率充分快之玻璃基板之觀點而言，SiO2之含量較佳為53~75質量%，更佳為55~70質量%，進而較佳為55~65質量%，進一步較佳為58~63質量%之範圍。再者，SiO2含量係考慮到上述耐酸性等特性與蝕刻速率之雙方而適當決定。
本發明之第1態樣之玻璃基板中的Al2O3之含量為3~25質量%之範圍。
Al2O3係抑制分相且提高應變點之必需成分。若含量過少，則玻璃變得容易分相。應變點降低。進而，存在楊氏模數及蝕刻速率亦降低之傾向。若Al2O3含量過多，則比電阻上升。又，由於玻璃之失透溫度上升，耐失透性降低，故而存在成形性惡化之傾向。就此種觀點而言，Al2O3之含量為3~25質量%之範圍。Al2O3之含量較佳為8~25質量%，更佳為10~23質量%，進而較佳為12~20質量%，進一步較佳為14~20質量%，進而進一步較佳為15~20質量%，進而進一步更佳為15~19質量%之範圍。另一方面，就獲得蝕刻速率充分快之玻璃基板之觀點而言，Al2O3之含量較佳為8~25質量%，更佳為10~23質量%，進而較佳為14~23質量%，進一步較佳為17~22質量%。再者，Al2O3之含量係考慮到上述玻璃之分相特性等與蝕刻速率之雙方而適當決定。
本發明之第1態樣之玻璃基板中的B2O3為3~15質量%之範圍。
B2O3係使玻璃之熔融溫度所代表的高溫黏性區域中之溫度降 低，改善澄清性之必需成分。若B2O3含量過少，則有熔解性、耐失透性及耐BHF性降低之傾向。又，若B2O3含量過少，則比重增加而變得難以實現低密度化。另一方面，若B2O3含量過多，則比電阻上升。又，若B2O3含量過多，則應變點降低，耐熱性降低。又，存在耐酸性及楊氏模數降低之傾向。又，因玻璃熔解時之B2O3之揮發，導致玻璃之不均質變得明顯而容易產生脈紋。就此種觀點而言，B2O3含量為3~15質量%之範圍，較佳為3~13質量%，更佳為3~未達11質量%，更佳為3~未達10質量%，進而較佳為4~9質量%，進一步較佳為5~9質量%，進而進一步較佳為7~9質量%之範圍。另一方面，為充分降低失透溫度，使B2O3含量為3~15質量%之範圍，較佳為5~15質量%，更佳為6~13質量%，進而較佳為7~未達11質量%。再者，B2O3含量係考慮到上述熔解性等與失透溫度之雙方而適當決定。
本發明之第1態樣之玻璃基板中的MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量即RO為3~20質量%之範圍。
RO係降低比電阻，提高熔解性之必需成分。若RO含量過少，則比電阻上升，熔解性惡化。若RO含量過多，則應變點及楊氏模數降低。進而，密度上升。又，若RO含量過多，則亦存在熱膨脹係數增大之傾向。就此種觀點而言，RO為3~20質量%之範圍，較佳為4~16質量%，更佳為4~15質量%，進而較佳為6~14質量%，進一步較佳為7~14質量%，進一步更佳為7~12質量%，進而進一步較佳為8~11質量%之範圍。
本發明之第1態樣之玻璃基板中含有R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%。
Li2O、Na2O及K2O即RO係提高玻璃之鹼性度，容易使澄清劑氧化，而發揮澄清性之成分。又，且為提高熔解性，降低比電阻之成分。因此，若含有R2O，則比電阻降低，澄清性提高，熔解性提高。然而，若R2O含量過多，則會自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化。又，存在熱 膨脹係數增大之傾向。就該等觀點而言，R2O之合計含量即Li2O+Na2O+K2O為0.01~0.8質量%之範圍，較佳為0.01~0.6質量%，更佳為0.01~0.5質量%，進而較佳為0.01~0.4質量%，進一步較佳為0.01~0.3質量%之範圍。上述範圍中之下限值0.01質量%較佳為0.05質量%，更佳為0.1質量%。
就降低環境負荷之觀點而言，本發明之第1態樣之玻璃基板中Sb2O3較佳為0~0.3質量%，更佳為0~0.1質量%。又，就進一步降低環境負荷之觀點而言，本發明之第1態樣之玻璃基板進而較佳為實質上不含有Sb2O3，且實質上亦不含有As2O3。於本說明書中，所謂「實質上不含有」，係指不於玻璃原料中使用成為該等成分之原料之物質，而並非係指排除作為雜質而包含於其他成分之玻璃原料中的成分之混入。
本發明之第1態樣之玻璃基板中之CaO/RO成為熔解性與耐失透性之指標。CaO/RO為0.65以上，較佳為0.65~1，進而較佳為0.7~1，進一步較佳為0.85~1，進一步更佳為0.9~1，進而進一步較佳為0.95~1之範圍。藉由設為該等範圍，可同時實現耐失透性與熔解性。進而，可實現低密度化。又，作為原料，僅含有CaO之情形時提高應變點之效果高於含有複數種鹼土金屬之情形。於僅含有作為鹼土金屬氧化物之CaO作為原料之情形時，所得玻璃之CaO/RO之值例如為0.98~1左右。再者，即便於僅含有作為鹼土金屬氧化物之CaO作為原料之情形時，亦存在所獲得之玻璃中含有其他鹼土金屬氧化物作為雜質之情形。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，SiO2與Al2O3之合計含量即(SiO2+Al2O3)相對於B2O3之質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3成為應變點與耐失透性之指標。(SiO2+Al2O3)/B2O3較佳為7~30，更佳為8~25，進而較佳為8.1~20之範圍。(SiO2+Al2O3)/B2O3越小則應變點變得越低，若未達7，則應變點不充分，若成為8以上、較佳為8.1以上，則可充分提高應變點。另一方面，(SiO2+Al2O3)/B2O3越大則耐失透性緩緩降低，若 超過30，則耐失透性過度降低，只要較佳為25以下，更佳為23以下，進而較佳為20以下，則可獲得充分之耐失透性。因此，(SiO2+Al2O3)/B2O3較佳為9.5~16之範圍，更佳為9.8~14，進而較佳為10~12之範圍。另一方面，若亦考慮獲得除充分降低失透溫度以外，蝕刻速率亦充分快之玻璃基板，則(SiO2+Al2O3)/B2O3較佳為7~30，更佳為8~25，進而較佳為8.2~20，進一步較佳為8.4~15，進而進一步較佳為8.5~12。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，SiO2與Al2O3之合計含量即(SiO2+Al2O3)相對於RO之質量比(SiO2+Al2O3)/RO成為比電阻之指標。(SiO2+Al2O3)/RO為5以上。藉由處於該範圍，可同時實現低溫黏性特性溫度(Tg或應變點)之提高與比電阻之降低。又，亦可同時實現低溫黏性特性溫度之提高與熔解性。若(SiO2+Al2O3)/RO未達5，則無法充分提高低溫黏性特性溫度(Tg或應變點)。(SiO2+Al2O3)/RO較佳為5~15之範圍，更佳為6~13，更佳為7.5~12，進而較佳為8.1~10之範圍。再者，藉由使(SiO2+Al2O3)/RO為15以下，可抑制比電阻過度上升。另一方面，若亦考慮獲得除充分提高低溫黏性特性溫度等以外，蝕刻速率亦充分快之玻璃基板，則(SiO2+Al2O3)/RO較佳為6~15，更佳為7~15，進而較佳為7.5~9.5之範圍。
較佳為本發明之玻璃基板(本發明之第1態樣之玻璃基板)除上述情形以外亦具有以下之玻璃組成及/或物性。
若本發明之第1態樣之玻璃基板中SiO2與Al2O3之合計含量即(SiO2+Al2O3)過少，則存在應變點降低之傾向，若過多，則存在比電阻上升，耐失透性惡化之傾向。因此，SiO2+Al2O3較佳為75質量%以上，更佳為75質量%~87質量%，進而較佳為75質量%~85質量%，進一步較佳為78質量%~83質量%。就進一步提高應變點之觀點而言，更佳為78質量%以上，進而較佳為79~87質量%，進一步較佳為80~85質量%。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，MgO係降低比電阻，提高熔解性之成分。又，由於為鹼土金屬中難以增加比重之成分，故而若相對增加其含量，則變得容易實現低密度化。雖並非為必需成分，但藉由含有MgO可提高熔解性，且抑制切粉之產生。然而，若MgO之含量過多，則玻璃之失透溫度急遽上升，故而成形性惡化(耐失透性降低)。又，若MgO之含量過多，則存在耐BHF性降低，耐酸性降低之傾向。尤其是於欲降低失透溫度之情形時，較佳為實質上不含有MgO。就此種觀點而言，MgO含量較佳為0~15質量%，更佳為0~10質量%，進而較佳為0~5質量%，進一步較佳為0~4質量%，進一步更佳為0~3質量%，進而更佳為0~未達2質量%，進而進一步較佳為0~1質量%，最佳為實質上不含有。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，CaO係降低比電阻之成分，且為亦對不使玻璃之失透溫度急遽上升而提高玻璃之熔解性而言有效之成分。又，由於為鹼土金屬中難以增加比重之成分，故而若相對增加其含量，則變得容易實現低密度化。雖並非為必需成分，但藉由含有CaO可實現因玻璃熔融液之比電阻降低及熔融溫度(高溫黏性)降低而獲得之熔解性提高及失透性改善，故而較佳為含有CaO。若CaO含量過多，則有應變點降低之傾向。又，存在熱膨脹係數增加之傾向，進而存在密度上升之傾向。CaO含量較佳為0~20質量%，更佳為1~20質量%，進而較佳為2~15質量%，進一步較佳為3.6~15質量%，進一步更佳為4~14質量%，進而更佳為5~12質量%，進而進一步較佳為5~11質量%，進而進一步更佳為5~10質量%，進而進一步更佳為超過6~10質量%，最佳為超過6~9質量%之範圍。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，SrO係降低比電阻，提高熔解性之成分。雖並非為必需成分，但若含有SrO，則可提高耐失透性及熔解性。若SrO含量過多，則導致密度上升。SrO含量較佳為0~15質量%， 更佳為0~10質量%，進而較佳為0~3質量%，進一步較佳為0~2質量%，進而更佳為0~1質量%，進而進一步較佳為0~0.5質量%之範圍。於欲降低玻璃之密度之情形時，較佳為實質上不含有SrO。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，BaO係降低比電阻，提高熔解性之成分。雖並非為必需成分，但若含有BaO，則耐失透性及熔解性提高。又，熱膨脹係數及密度亦增大。BaO含量較佳為0~5質量%，更佳為0~未達1.5質量%，進而較佳為0~1質量%，進一步較佳為0~未達0.5質量%，進而進一步較佳為0~未達0.1質量%。就環境負荷之問題而言，較佳為實質上不含有BaO。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，SrO與BaO係降低比電阻，提高熔解性之成分。雖並非為必需成分，但若含有其等，則耐失透性及熔解性提高。然而，若含量過多，則導致密度上升。就降低密度，實現輕量化之觀點而言，SrO與BaO之合計含量即SrO+BaO較佳為0~5質量%，更佳為0~未達3.4質量%，進而較佳為0~3質量%，進一步較佳為0~2質量%，進而更佳為0~1質量%，進而進一步較佳為0~0.5質量%，進而進一步更佳為0~未達0.1質量%之範圍。於欲降低玻璃基板之密度之情形時，較佳為實質上不含有SrO與BaO。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，Li2O及Na2O係降低比電阻，提高熔解性之成分，由於該等成分有自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化，或增大玻璃之熱膨脹係數而使基板於熱處理時受到破損之虞，故而Li2O及Na2O之合計含量較佳為0~0.2質量%，更佳為0~0.1質量%，進而較佳為0~0.05質量%，進一步較佳為實質上不含有。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，K2O係提高玻璃之鹼性度，容易使澄清劑氧化，而發揮澄清性之成分。又，且為降低比電阻，提高熔解性之成分。雖並非為必需成分，但若含有K2O，則比電阻降低，熔解性提高。進而，澄清性亦提高。
若K2O含量過多，則存在自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化之傾向。又，存在熱膨脹係數亦增大之傾向。K2O含量較佳為0.01~0.8質量%，更佳為0.05~0.7質量%，進而較佳為0.05~0.5質量%，進一步較佳為0.1~0.5質量%，進一步更佳為0.1~0.4質量%，進而更佳為0.1~0.3質量%之範圍。
K2O與Li2O或Na2O相比分子量較大，故而難以自玻璃基板溶出。因此，於含有R2O之情形時，較佳為含有K2O。即，較佳為以高於Li2O之比率含有K2O(滿足K2O>Li2O)。較佳為以高於Na2O之比率含有K2O(滿足K2O>Na2O)。若Li2O及Na2O之比例較大，則自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化之傾向變強。質量比K2O/R2O較佳為0.5~1，更佳為0.6~1，進而較佳為0.7~1，進一步較佳為0.75~1，進而更佳為0.8~1，進一步更佳為0.9~1，進一步更佳為0.95~1，進一步更佳為0.99~1之範圍。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，ZrO2及TiO2係提高玻璃之化學耐久性及耐熱性之成分。雖並非為必需成分，但藉由含有ZrO2及TiO2，可實現Tg或應變點(低溫黏性特性溫度)之上升及耐酸性之提高。然而，若ZrO2量及TiO2量過多，則存在失透溫度明顯上升，故而耐失透性及成形性降低之情形。尤其是，存在ZrO2於冷卻過程中析出ZrO2之結晶之情形，而有其作為內含物(inclusion)而引起玻璃之品質惡化之情況。就以上理由而言，於本發明之玻璃基板中，ZrO2及TiO2之含有率分別較佳為5質量%以下，更佳為3質量%以下，進而較佳為2質量%以下，進而較佳為1質量%以下，進而較佳為未達0.5質量%，進而更佳為未達0.2質量%。進而較佳為本發明之玻璃基板實質上不含有ZrO2及TiO2。換言之，ZrO2及TiO2之含有率分別較佳為0~5質量%，更佳為0~3質量%，進而較佳為0~2質量%，進而較佳為0~1質量%，進而較佳為0~未達0.5質量%，進而更佳為0~未達0.2質量%。進而較佳為本發明之玻 璃基板實質上不含有ZrO2及TiO2。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，ZnO係提高耐BHF性或熔解性之成分。但並非為必需成分。
若ZnO含量變得過多，則存在失透溫度及密度上升之傾向。又，存在應變點降低之傾向。因此，ZnO含量較佳為0~5質量%，更佳為0~3質量%，進而較佳為0~2質量%，進一步較佳為0~1質量%之範圍。較佳為實質上不含有ZnO。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，RO與B2O3之合計含量即RO+B2O3成為澄清性之指標。若RO+B2O3過少，則玻璃之高溫黏性上升，清澄性降低。另一方面，若過多，則應變點降低。RO+B2O3較佳為未達20質量%，更佳為5~未達20質量%，進而較佳為10~未達20質量%，進一步較佳為14~未達20質量%，進一步更佳為15~19質量%之範圍。另一方面，為充分降低失透溫度，RO+B2O3較佳為未達30質量%，更佳為10~未達30質量%，進而較佳為14~未達30質量%，進一步較佳為14~未達25質量%，進一步更佳為15~23質量%之範圍。再者，RO+B2O3係考慮到澄清性等與失透溫度之雙方而適當決定。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，P2O5係降低熔融溫度(高溫黏性)，提高熔解性之成分。但並非為必需成分。
若P2O5含量過多，則因玻璃熔解時之P2O5之揮發而導致玻璃之不均質變得明顯，從而容易產生脈紋。又，耐酸性明顯惡化。又，容易產生乳白。P2O5含量較佳為0~3質量%，更佳為0~1質量%，進而較佳為0~0.5質量%之範圍，尤佳為實質上不含有。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，B2O3與P2O5之合計含量即B2O3+P2O5成為熔解性之指標。若B2O3+P2O5過少，則存在熔解性降低之傾向。若過多，則因玻璃熔解時之B2O3與P2O5之揮發而導致玻璃之不均質變得明顯，從而容易產生脈紋。又，亦存在應變點降低之傾向。 B2O3+P2O5較佳為3~15質量%，更佳為4~10質量%，進而較佳為5~9質量%，進一步較佳為7~9質量%之範圍。另一方面，為充分降低失透溫度，B2O3+P2O5較佳為3~15質量%，較佳為5~15質量%，更佳為6~13質量%，進而較佳為7~未達11質量%。再者，B2O3+P2O5係考慮到熔解性等與失透溫度之雙方而適當決定。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，CaO/B2O3成為熔解性與耐失透性之指標。CaO/B2O3較佳為0.6以上，更佳為0.7~5，進而較佳為0.9~3，進一步較佳為1.0~2，進一步更佳為1.1~1.5之範圍。藉由設為該等範圍，可同時實現耐失透性與熔解性。
於本發明之第1態樣之玻璃基板中，將自SiO2之含量減去Al2O3之含量之1/2所得之差即SiO2-1/2Al2O3之值設為60質量%以下，藉此可獲得具有足以進行玻璃之細粒化之蝕刻速率之玻璃基板，故而較佳。再者，若為提高蝕刻速率而過於縮小SiO2-1/2Al2O3之值，則存在失透溫度上升之傾向。又，由於亦存在無法充分提高應變點之情形，故而SiO2-1/2Al2O3之值較佳為40質量%以上。根據以上，SiO2-1/2Al2O3之值較佳為40~60質量%，更佳為45~60質量%，進而較佳為45~58質量%，進一步較佳為45~57質量%，進一步更佳為45~55質量%，進而更佳為49~54質量%。
又，為生產率良好地進行蝕刻(細粒化)，構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之蝕刻速率較佳為50 μm/h以上。另一方面，若蝕刻速率過高，則有於面板製作步驟中之與化學藥品之反應中產生不良情況之虞，故而構成玻璃基板之玻璃之蝕刻速率較佳為160 μm/h以下。蝕刻速率較佳為60~140 μm/h，更佳為65~130 μm/h，更佳為70~120 μm/h。於本發明中，將上述蝕刻速率定義為以如下條件測定者。
蝕刻速率(μm/h)係以將玻璃基板於HF之比例為1 mol/kg、HCl之比例為5 mol/kg的混合酸之40℃之蝕刻液中浸漬1小時之情形時的每單位 時間(1小時)之玻璃基板之一表面的厚度減少量(μm)而表示。
構成本發明之第1態樣之玻璃基板之玻璃可含有澄清劑。作為澄清劑，只要為對環境之負荷較小，且玻璃之澄清性優異者，則並無特別限制，例如可列舉選自Sn、Fe、Ce、Tb、Mo及W之金屬氧化物之群中的至少1種。作為澄清劑，較佳為SnO2。若澄清劑之添加量過少，則泡品質惡化，若含量過多，則存在導致失透或著色等之情形。澄清劑之添加量亦取決於澄清劑之種類或玻璃之組成，適當做法為例如設為0.05~0.1質量%，較佳為設為0.05~0.5質量%，更佳為設為0.1~0.4質量%之範圍。
構成本發明之第1態樣之玻璃基板之玻璃亦可含有Fe2O3。Fe2O3含量為0~1質量%之範圍。Fe2O3除具有作為澄清劑之作用以外，亦具有降低玻璃之比電阻之作用。於高溫黏性較高且難融之玻璃中，除RO具有降低玻璃之比電阻之作用以外，藉由含有Fe2O3亦可降低玻璃之比電阻。進而，Fe2O3除具有降低玻璃之比電阻，提高熔解性之效果以外，亦具有提高澄清性之效果。然而，若Fe2O3含量變得過多，則玻璃會著色，穿透率降低，低黏特性溫度亦降低。因此，Fe2O3含量為0~1質量%之範圍，較佳為0~0.5質量%，更佳為0.001~0.2質量%，進而較佳為0.01~0.1質量%，進一步較佳為0.02~0.07質量%之範圍。於使用Fe2O3作為澄清劑之情形時，較佳為與SnO2併用。
構成本發明之第1態樣之玻璃基板之玻璃較佳為實質上不含有PbO及F。就環境上之理由而言，較佳為不含有PbO及F。
構成本發明之第1態樣之玻璃基板之玻璃較佳為使用金屬氧化物作為澄清劑。為提高上述金屬氧化物之澄清性，較佳為使玻璃具有氧化性，但藉由使用還原性之原料(例如銨鹽、氯化物)會使上述金屬氧化物之澄清性降低。就若使用上述還原性之原料，則於玻璃中殘留NH4 +或Cl之觀點而言，較佳為NH4 +之含量未達4×10-4%，更佳為0~未達 2×10-4%，進而較佳為實質上不含有。又，本發明之玻璃較佳為Cl之含量未達0.1%，更佳為0~未達0.1%，進而較佳為0~未達0.05%，進一步較佳為0~未達0.01%，進而進一步較佳為實質上不含有。再者，上述NH4 +及Cl係期待澄清效果而將銨鹽及氯化物(尤其銨鹽)用於玻璃原料中，由此殘留於玻璃中之成分，就環境上及設備腐蝕之理由而言，該等原料之使用亦欠佳。
若玻璃基板之應變點或Tg所代表之低溫黏性特性溫度較低，則於熱處理步驟(顯示器製造時)中熱收縮變大。構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之應變點[℃]為665℃以上，較佳為675℃以上。又，本發明之玻璃基板之應變點[℃]較佳為680℃以上，更佳為685℃以上，進而較佳為688℃以上，進一步較佳為690℃以上，進一步更佳為695℃以上，進而進一步較佳為700℃以上。玻璃基板之應變點可藉由參照上述本發明之玻璃基板的玻璃組成之說明來調整玻璃組成，而成為所期望之值。就低溫黏性特性之觀點而言，本發明之玻璃之應變點[℃]並無上限，但作為實用上之標準，例如為750℃以下，較佳為745℃以下，更佳為740℃以下。但並不旨在限定於該上限。
又，構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之Tg[℃]較佳為720℃以上，更佳為730℃以上，進而較佳為740℃以上，進而較佳為745℃以上，進一步較佳為750℃以上。若Tg變低，則存在耐熱性降低之傾向。又，亦存在於顯示器製造時之熱處理步驟中容易產生熱收縮之傾向。就耐熱性及熱收縮之觀點而言，本發明之玻璃之Tg[℃]並無上限，但作為實用上之標準，例如為800℃以下，較佳為795℃以下，更佳為790℃以下。但並不旨在限定於該上限。為使玻璃基板之Tg成為上述範圍，適當做法為於本發明之玻璃基板之組成範圍內提高Tg，例如增多SiO2及Al2O3等成分。
就玻璃基板之輕量化及顯示器之輕量化之觀點而言，較佳為構成 本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之密度[g/cm3]為2.5 g/cm3以下，更佳為2.45 g/cm3以下，進而較佳為2.42 g/cm3以下，進一步較佳為2.4 g/cm3以下。若密度變高，則玻璃基板之輕量化變得困難，顯示器之輕量化亦無法實現。
進而，構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之低黏特性溫度亦根據玻璃熔解時之條件而變化。即便為相同組成之玻璃，亦有因熔解條件之不同而導致玻璃中之含水量不同，且低黏特性溫度於約1~10℃之範圍內變化之情形。因此，為獲得具有所期望之低溫黏性特性溫度之玻璃基板，必需調整玻璃組成，並且亦調整玻璃熔解時之玻璃中之含水量。
構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃中之含水量之指標即β-OH值可根據原料之選擇而調整。例如，藉由選擇含水量較高之原料(例如氫氧化物原料)，或調整氯化物等使玻璃中之水分量減少之原料之含量，可使β-OH值增加。又，藉由調整用於玻璃熔解之氣體燃燒加熱(氧氣燃燒加熱)與直接通電加熱之比率，可調整β-OH值。進而，藉由使爐內環境中之水分量增加，或於熔解時使熔融玻璃冒出水蒸氣，可使β-OH值增加。
再者，玻璃之β-OH值[mm-1]係於玻璃之紅外線吸收光譜中，藉由下述式而求出。
β-OH值=(1/X)log10(T1/T2)
X：玻璃厚度(mm)
T1：參照波長2600 nm下之穿透率(%)
T2：羥基吸收波長2800 nm附近之最小穿透率(%)
存在玻璃之水分量之指標即β-OH值越小，則應變點越高，於熱處理步驟(顯示器製造時)中熱收縮越小之傾向。另一方面，存在β-OH值越大，則熔融溫度(高溫黏性)越降低之傾向。
為同時實現低收縮率與熔解性，構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之β-OH值較佳為設為0.05~0.40 mm-1，更佳為0.10~0.35 mm-1，進而較佳為0.10~0.30 mm-1，進而較佳為0.10~0.25 mm-1，進一步較佳為0.10~0.20 mm-1，進一步更佳為0.10~0.15 mm-1。
構成本發明之第1態樣之玻璃基板的玻璃之失透溫度[℃]較佳為未達1300℃，更佳為1250℃以下，進而較佳為1230℃以下，進一步較佳為1220℃以下，進一步更佳為1210℃以下。只要失透溫度未達1300℃，則變得容易以浮式法成形玻璃板。只要失透溫度為1250℃以下，則變得容易以下拉法形成玻璃板。藉由應用下拉法，可提高玻璃基板之表面品質。又，亦可降低生產成本。若失透溫度過高，則容易產生失透，耐失透性降低。又，變得無法應用於下拉法。另一方面，若考慮到熱收縮率或密度等平面顯示器用基板之特性，則玻璃基板之失透溫度較佳為1050℃~未達1300℃，更佳為1110℃~1250℃，進而較佳為1150℃~1230℃，進一步較佳為1160℃~1220℃，進一步更佳為1170℃~1210℃。
本發明之第1態樣之玻璃基板之熱膨脹係數(100-300℃)[×10-7℃]較佳為未達38×10-7℃，更佳為未達37×10-7℃，進而較佳為28~未達36×10-7℃，進一步較佳為30~未達35×10-7℃，進一步更佳為31~34.5×10-7℃，進而更佳為32~34×10-7℃之範圍。若熱膨脹係數較大，則有於顯示器製造時之熱處理步驟中熱衝擊或熱收縮量增大之傾向。另一方面，若熱膨脹係數較小，則存在難以取得熱膨脹係數與形成於玻璃基板上之其他金屬、有機系接著劑等周邊材料之匹配，而導致周邊部劑剝離之情形。又，於p-Si．TFT製造步驟中，重複急加熱與急冷卻，施加於玻璃基板上之熱衝擊變大。進而，大型玻璃基板於熱處理步驟中容易形成溫度差(溫度分佈)，玻璃基板之破壞機率變高。藉由將熱膨脹係數設為上述範圍，可降低因熱膨脹差而產生之熱應 力，結果於熱處理步驟中玻璃基板之破壞機率降低。即，就降低玻璃基板之破壞機率之觀點而言，將熱膨脹係數設為上述範圍對寬度方向為2000~3500 mm、縱方向為2000~3500 mm之玻璃基板尤其有效。再者，就重視熱膨脹係數與形成於基板上之金屬、有機系接著劑等周邊材料之匹配之觀點而言，熱膨脹係數(100-300℃)較佳為未達40[×10-7℃]，更佳為28~未達40×10-7℃，進而較佳為30~未達39×10-7℃，進一步較佳為32~未達38×10-7℃，進一步更佳為34~38×10-7℃。
本發明之第1態樣之玻璃基板之熱收縮率[ppm]較佳為75 ppm以下，較佳為65 ppm以下。進而，較佳為60 ppm以下，更佳為55 ppm以下，進而較佳為50 ppm以下，進一步較佳為48 ppm以下，進一步更佳為45 ppm以下。更詳細而言，熱收縮率[ppm]較佳為0~75 ppm，更佳為0~65 ppm，進而較佳為0~60 ppm，進一步較佳為0~55 ppm，進一步更佳為0~50 ppm，進而更佳為0~45 ppm。若熱收縮率(量)變大，則引起像素之較大之間距偏差之問題，而無法實現高精細之顯示器。為將熱收縮率(量)控制於特定範圍，較佳為使玻璃基板之應變點成為680℃以上。熱收縮率(量)最佳為0 ppm，但若欲使熱收縮率成為0 ppm，則要求極其延長緩冷步驟，或於緩冷步驟後實施熱收縮降低處理(離線退火)，於此情形時，生產率降低，成本增加。鑒於生產率及成本，熱收縮率例如較佳為3~75 ppm，更佳為5~75 ppm，進而較佳為5~65 ppm，進一步較佳為5~60 ppm，進一步更佳為8~55 ppm，進而更佳為8~50 ppm，進而更佳為15~45 ppm。
再者，熱收縮率係以實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後之下述式表示。
熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106
本發明之第1態樣之玻璃基板之熱收縮率係對作為熱收縮率之測定對象之玻璃基板進行上述熱處理後進行測定而獲得者。然而，本發明之第1態樣之玻璃基板之熱收縮率亦可為如下值，即，將作為熱收縮率之測定對象之玻璃基板如實施例中之熱收縮測定用試樣玻璃基板之製備中所示般，進行以Tg保持30分鐘後，以100℃/min冷卻至Tg-100℃，並放冷至室溫之緩冷操作後，實施上述熱處理而獲得。以下拉法等連續式之方法製造之玻璃基板有時冷卻條件不同，藉由在實施上述保持Tg後之冷卻處理後測定熱收縮率，可獲得相同條件下之熱收縮率之值。
本發明之第1態樣之玻璃基板亦包含p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第2態樣之玻璃基板)，該p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板包含如下玻璃，且實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式表示之熱收縮率為75 ppm以下，上述玻璃含有SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，且實質上不含有As2O3。玻璃基板之熱收縮率為75 ppm以下，較佳為65 ppm以下。進而，熱收縮率較佳為60 ppm以下，更佳為55 ppm以下，進而較佳為50 ppm以下，進一步較佳為48 ppm以下，進一步更佳為45 ppm以下，進而更佳為40ppm以下。R2O含量為0.01~0.8質量%之範圍，較佳為0.01~0.5質量%，進而較佳為0.01~0.3質量%之範圍。
就降低環境負荷之觀點而言，本發明之第2態樣之玻璃基板玻璃較佳為玻璃中所含之Sb2O3為0~0.3質量%，更佳為0~0.1質量%。進而較佳為本發明之第2態樣之玻璃基板包含實質上不含有Sb2O3，且實質上亦不含有As2O3之玻璃。
熱收縮率為75 ppm下，較佳為65 ppm以下，更佳為60 ppm以下， 且包含含有R2O 0.01~0.8質量%之玻璃的本發明之第2態樣之p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板不會引起像素之間距偏差之問題，且可降低玻璃之比電阻，可避免於利用直接通電加熱之熔解中產生熔解槽熔損之問題。本發明之第2態樣之玻璃基板的上述以外之玻璃組成及物性等可與本發明之第1態樣之玻璃基板相同。
構成本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板的玻璃之熔融溫度較佳為1680℃以下，更佳為1650℃以下，進而較佳為1640℃以下，進一步較佳為1620℃以下。若熔融溫度較高，則對熔解槽之負荷變大。又，由於大量使用能量，故而成本亦變高。為使熔融溫度成為上述範圍，適當做法為於本發明之玻璃基板之組成範圍內含有降低黏性之例如B2O3、RO等成分。
構成本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板的玻璃之液相黏度(失透溫度下之黏度)為104.0 dPa．s以上，較佳為104.5~106.0 dPa．s。更佳為104.5~105.9 dPa．s，進而較佳為104.6~105.8 dPa．s，進一步較佳為104.8~105.7 dPa．s，進一步更佳為104.8~105.6 dPa．s，進而更較佳為104.9~105.5 dPa．s之範圍。藉由處於該等範圍內，可具有作為p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板所必需之特性，並且於成形時難以產生失透結晶，故而容易以溢流下拉法成形玻璃基板。藉此，可提高玻璃基板之表面品質，並且可降低玻璃基板之生產成本。藉由在構成本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板的玻璃之組成範圍內適當調整各成分之含量，可使玻璃之液相黏度成為上述範圍。
構成本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板的玻璃之玻璃熔融液之比電阻(於1550℃下)[Ω．cm]較佳為50~3000 Ω．cm，更佳為50~250 Ω．cm，進而較佳為50~200 Ω．cm，進一步較佳為100~200 Ω．cm之範圍。若比電阻變得過小，則存在熔解時所需要之電流值變得過大，設備上受到制約之情形。另一方面，若比電阻變得過大，則亦存在電極之消 耗變多之傾向。又，亦存在電流並非於玻璃中而是於形成熔解槽之耐熱磚中流動，從而導致熔解槽熔損之情形。玻璃基板之比電阻可主要藉由控制本發明之玻璃基板之必需成分即RO與R2O之含量而調整為上述範圍。進而，除藉由控制RO與R2O之含量以外，亦可藉由控制Fe2O3含量而將玻璃基板之比電阻調整為上述範圍。
本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板之楊氏模數[GPa]較佳為70 GPa以上，更佳為73 GPa以上，進而較佳為74 GPa以上，進一步較佳為75 GPa以上。若楊氏模數較小，則因玻璃自身重量所致之玻璃之彎曲而使玻璃容易破損。尤其是於寬度方向2000 mm以上之大型玻璃基板中，由彎曲所致之破損問題變得明顯。玻璃基板之楊氏模數(GPa)可藉由在本發明之玻璃基板之組成範圍內調整使楊氏模數(GPa)變動之傾向較強之例如Al2O3等成分之含量而增大。
本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板之比彈性模數(楊氏模數/密度)[GPa cm3 g-1]較佳為28 GPa cm3 g-1以上，更佳為29 GPa cm3 g-1以上，進而較佳為30 GPa cm3 g-1以上，進一步較佳為31 GPa cm3 g-1以上。若比彈性模數較小，則因玻璃自身重量所致之玻璃之彎曲，而使玻璃容易破損。尤其是於寬度方向2000 mm以上之大型玻璃基板中，由彎曲所致之破損問題變得明顯。
本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板對於大小並無特別限制。寬度方向例如為500~3500 mm，較佳為1000~3500 mm，更佳為2000~3500 mm。縱方向例如為500~3500 mm，較佳為1000~3500 mm，更佳為2000~3500 mm。使用越大之玻璃基板，則越能提高液晶顯示器或有機EL顯示器之生產率。
本發明之第1態樣及第2態樣之玻璃基板之板厚[mm]例如可為0.1~1.1 mm之範圍。但並不旨在限定於該範圍。板厚[mm]例如亦可為0.1~0.7 mm、0.3~0.7 mm、0.3~0.5 mm之範圍。若玻璃板之厚度過薄， 則玻璃基板本身之強度降低。例如容易於平面顯示器製造時產生破損。若板厚過厚，則對於要求薄型化之顯示器而言欠佳。又，由於玻璃基板之重量變重，故而難以實現平面顯示器之輕量化。
本發明包含一種p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板(本發明之第3態樣之玻璃基板)，其包含如下之玻璃，該玻璃含有：SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、Sb2O3 0~0.3質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，且實質上不含有As2O3。
作為本發明之第3態樣之玻璃基板之一例，可列舉包含如下玻璃之p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板，該玻璃含有：SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~未達11質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%， 質量比CaO/RO為0.65以上，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3。
對本發明之第3態樣之玻璃基板中含有各成分之理由、及含量或組成比之範圍進行說明。
本發明之第3態樣之玻璃基板中的SiO2之含量為57~75質量%之範圍。
SiO2係玻璃之骨架成分，因此為必需成分。若含量變少，則存在耐酸性、耐BHF(緩衝氟氫酸)性及應變點降低之傾向。又，存在熱膨脹係數增加之傾向。又，若SiO2含量過少，則難以使玻璃基板低密度化。另一方面，若SiO2含量過多，則存在玻璃熔融液之比電阻上升，熔融溫度明顯變高而難以熔解之傾向。若SiO2含量過多，則亦存在耐失透性降低之傾向。就此種觀點而言，將SiO2之含量設為57~75質量%之範圍。SiO2之含量較佳為58~72質量%，進而較佳為59~70質量%，進一步較佳為59~69質量%，進一步更佳為61~69質量%，進而更佳為61~68質量%，進而較佳為62~67質量%之範圍。另一方面，若SiO2含量過多，則存在玻璃之蝕刻速率變慢之傾向。就獲得表示進行細粒化之情形時之速度的蝕刻速率充分快之玻璃基板之觀點而言，SiO2之含量較佳為57~75質量%，更佳為57~70質量%，進而較佳為57~65質量%，進一步較佳為58~63質量%之範圍。再者，SiO2含量係考慮到上述耐酸性等特性與蝕刻速率之雙方而適當決定。
本發明之第3態樣之玻璃基板中的Al2O3含量為8~25質量%之範圍。
Al2O3係抑制分相且提高應變點之必需成分。若含量過少，則玻璃變得容易分相。又，存在應變點降低之傾向。進而，存在楊氏模數及蝕刻速率亦降低之傾向。若Al2O3含量過多，則比電阻上升。又，由於玻璃之失透溫度上升，耐失透性降低，故而存在成形性惡化之傾向。 就此種觀點而言，Al2O3之含量為8~25質量%之範圍。Al2O3之含量較佳為10~23質量%，更佳為12~20質量%，進而較佳為14~20質量%，進而進一步較佳為15~20質量%，進而更佳為15~19質量%之範圍。另一方面，就獲得蝕刻速率充分快之玻璃基板之觀點而言，Al2O3之含量較佳為8~23質量%，更佳為10~23質量%，進而較佳為14~23質量%，進一步較佳為17~22質量%。再者，Al2O3之含量係考慮到上述玻璃之分相特性等與蝕刻速率之雙方而適當決定。
本發明之第3態樣之玻璃基板中之B2O3為3~15質量%之範圍，較佳為3~13質量%，更佳為3~未達11質量%之範圍。
B2O3係使玻璃之高溫黏性區域中之溫度降低，改善熔解性及澄清性之必需成分。若B2O3含量過少，則熔解性及耐BHF性降低，耐失透性亦降低。又，若B2O3含量過少，則比重增加而難以實現低密度化。若B2O3含量過多，則玻璃熔融液之比電阻上升。又，若B2O3含量過多，則應變點降低。進而，耐熱性及耐酸性降低，楊氏模數降低。又，因玻璃熔解時之B2O3之揮發而導致玻璃之不均質變得明顯，從而容易產生脈紋。就此種觀點而言，B2O3含量為3~未達11質量%之範圍，較佳為3~未達10質量%，更佳為4~9質量%，進而較佳為5~9質量%，進一步較佳為7~9質量%之範圍。另一方面，為充分降低失透溫度，B2O3含量較佳為5~15質量%，更佳為6~13質量%，進而較佳為7~未達11質量%。再者，B2O3含量係考慮到上述熔解性等與失透溫度之雙方而適當決定。
本發明之第3態樣之玻璃基板中的MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量即RO為3~25質量%之範圍。RO係降低比電阻，提高熔解性之必需成分。若RO含量過少，則比電阻上升，熔解性惡化。若RO含量過多，則應變點及楊氏模數降低。又，密度上升。又，若RO含量過多，則亦存在熱膨脹係數增大之傾向。就此種觀點而言，RO為3~25質量%之範圍，較佳為3~16質量%，更佳為3~15質量%，進而較佳為3~14質量%， 進一步較佳為3~13質量%，進一步更佳為6~13質量%，進而更佳為6~12質量%，進而進一步較佳為8~11質量%之範圍。
本發明之第3態樣之玻璃基板中之MgO係降低比電阻，提高熔解性之成分。又，由於為鹼土金屬中難以增加比重之成分，故而若相對增加其含量，則變得容易實現低密度化。雖並非為必需成分，但藉由含有MgO可提高熔解性，且抑制切粉之產生。然而，若MgO之含量過多，則玻璃之失透溫度急遽上升，故而成形性惡化(耐失透性降低)。又，若MgO之含量過多，則存在耐BHF性降低，耐酸性降低之傾向。尤其於欲降低失透溫度之情形時，較佳為實質上不含有MgO。就此種觀點而言，MgO含量為0~15質量%，較佳為0~10質量%，更佳為0~5質量%，進而較佳為0~4質量%，進一步較佳為0~3質量%，進一步更佳為0~未達2質量%，進而更佳為0~1質量%，最佳為實質上不含有。
本發明之第3態樣之玻璃基板中之CaO係對降低比電阻，且不使玻璃之失透溫度急遽上升而提高玻璃之熔解性而言有效之成分。又，由於為鹼土金屬中難以增加比重之成分，故而若相對增加其含量，則變得容易實現低密度化。雖並非為必需成分，但藉由含有CaO可實現因玻璃熔融液之比電阻降低、及熔融溫度(高溫黏性)降低而獲得之熔解性提高及失透性改善，故而較佳為含有CaO。另一方面，若CaO含量過多，則存在應變點降低之傾向。又，存在熱膨脹係數增加及密度上升之傾向。CaO含量為1~20質量%，較佳為1~15質量%，更佳為3.6~15質量%，進而較佳為4~14質量%，進一步較佳為5~12質量%，進一步更佳為5~11質量%，進而更佳為5~10質量%，進而進一步較佳為超過6~10質量%，進而進一步更佳為超過6~9質量%之範圍。
本發明之第3態樣之玻璃基板中之SrO與BaO係降低玻璃熔融液之比電阻且降低熔融溫度，提高熔解性，並且降低失透溫度之成分。雖並非為必需成分，但若含有其等，則耐失透性及熔解性提高。然而， 若含量過多，則導致密度上升。就降低密度，實現輕量化之觀點而言，SrO與BaO之合計含量即SrO+BaO為0~未達3.4質量%，較佳為0~2質量%，更佳為0~1質量%，進而較佳為0~0.5質量%，進而進一步較佳為0~未達0.1質量%之範圍。於欲降低玻璃基板之密度之情形時，較佳為實質上不含有SrO與BaO。
本發明之第3態樣之玻璃基板中含有R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~8質量%。
Li2O、Na2O及K2O即RO係提高玻璃之鹼性度，容易使澄清劑氧化，而發揮澄清性之成分。又，且為提高熔解性，降低比電阻之成分。因此，若含有R2O，則比電阻降低，熔解性提高，並且澄清性提高。然而，若R2O含量過多，則會自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化。又，存在熱膨脹係數增大之傾向。就該等觀點而言，R2O之合計含量即Li2O+Na2O+K2O為0.01~0.8質量%之範圍，較佳為0.01~0.6質量%，更佳為0.01~0.5質量%，進而較佳為0.01~0.4質量%，進一步較佳為0.01~0.3質量%之範圍。上述範圍中之下限值0.01質量%較佳為0.05質量%，更佳為0.1質量%。
本發明之第3態樣之玻璃基板中之CaO/RO成為熔解性與耐失透性之指標。CaO/RO為0.65以上，較佳為0.65~1，進而較佳為0.7~1，進一步較佳為0.85~1，進一步更佳為0.9~1，進而進一步較佳為0.95~1之範圍。藉由設為該等範圍，可同時實現耐失透性與熔解性。進而，可實現低密度化。又，僅含有CaO之情形時提高應變點之效果高於含有複數種鹼土金屬之情形。
就降低環境負荷之觀點而言，本發明之第3態樣之玻璃基板較佳為Sb2O3為0~0.3質量%，更佳為0~0.1質量%。又，就進一步降低環境負荷之觀點而言，本發明之第3態樣之玻璃基板進而較佳為實質上不含有Sb2O3，且實質上亦不含有As2O3。
本發明之第3態樣之玻璃基板的上述以外之玻璃組成、物性及大小等可與本發明之第1態樣之玻璃基板相同。
本發明之玻璃基板(與本發明之第1~3態樣之玻璃基板共通)適合於平面顯示器用玻璃基板，尤其適合於表面形成有p-Si．TFT之平面顯示器用玻璃基板。具體而言，適合於液晶顯示器用玻璃基板、有機EL顯示器用玻璃基板。尤其適合於p-Si．TFT液晶顯示器用玻璃基板。其中尤其適合於要求高精細之移動終端等之顯示器用玻璃基板。
<平面顯示器用玻璃基板之製造方法>
本發明之第1態樣之平面顯示器用玻璃基板之製造方法包括：熔解步驟，其係至少使用直接通電加熱將以成為如下玻璃之方式調配之玻璃原料熔解而獲得熔融玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、Sb2O3 0~0.3質量%，實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為7~30之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上；成形步驟，其係使上述熔融玻璃成形為平板狀玻璃；及緩冷步驟，其係對上述平板狀玻璃進行緩冷。
<液晶顯示器用玻璃基板之製造方法>
進而，本發明之第1態樣之液晶顯示器用玻璃基板之製造方法包括： 熔解步驟，其係至少使用直接通電加熱將以成為如下玻璃之方式調配之玻璃原料熔解而獲得熔融玻璃，該玻璃含有：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3，質量比CaO/RO為0.65以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為8.1~20之範圍，且質量比(SiO2+Al2O3)/RO為5以上；成形步驟，其係使上述熔融玻璃成形為平板狀玻璃；及緩冷步驟，其係對上述平板狀玻璃進行緩冷。
本發明之第2及3態樣之玻璃基板亦可經過與上述本發明之第1態樣之玻璃基板相同之步驟而製造。然而，於本發明之第2態樣之玻璃基板之製造中，所使用之玻璃原料係成為如下玻璃之玻璃原料，該玻璃含有SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，Sb2O3為0~0.3質量%，更佳為實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3，所製造之玻璃基板係實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後之熱收縮率為75 ppm以下、更佳為60 ppm以下者。
於本發明之第3態樣之玻璃基板之製造中，所使用之玻璃原料係成為如下玻璃之玻璃原料，該玻璃含有SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO+BaO 0~未達3.4質量%、Sb2O3 0~0.3質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O 及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，且實質上不含有As2O3。又，於作為本發明之第3態樣之玻璃基板之製造方法之一例的玻璃基板之製造方法中，所使用之玻璃原料係成為如下玻璃之玻璃原料，該玻璃含有SiO2 57~75質量%、Al2O3 8~25質量%、B2O3 3~未達11質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~25質量%、MgO 0~15質量%、CaO 1~20質量%、SrO及BaO之合計含量0~未達3.4質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%，質量比CaO/RO為0.65以上，實質上不含有Sb2O3，且實質上不含有As2O3。
[熔解步驟]
於熔解步驟中，至少使用直接通電加熱將以成為特定之玻璃組成之方式調配之玻璃原料熔解。玻璃原料可自公知之材料中適當選擇。較佳為以玻璃熔融液之1550℃下之比電阻成為50~300 Ω．cm之範圍之方式調整玻璃原料之組成，尤其是R2O與RO之含量。藉由將R2O之含量設為0.01~0.8質量%，將RO之含量設為3~20質量%之範圍，可使1550℃下之比電阻為上述範圍內。又，較佳為以玻璃基板之β-OH之值成為0.1~0.4 mm之方式調整熔解步驟。又，於本發明之第1及2態樣之玻璃基板之製造中，藉由在3~20質量%之範圍內調整RO之含量，亦可調整1550℃下之比電阻，於本發明之第3態樣之玻璃基板之製造中，藉由在3~25質量%之範圍內調整RO之含量，亦可調整玻璃熔融液1550℃下之比電阻。
[成形步驟]
於成形步驟中，使熔解步驟中熔解之熔融玻璃成形為平板狀玻璃。平板狀玻璃之成形方法例如較佳為下拉法，尤其是溢流下拉法。此外，可應用浮式法、再曳引法、輾平法等。藉由採用下拉法，與使用浮式法等其他成形方法之情形相比，所獲得之玻璃基板之主表面為 經熱成形之表面，故而具有極高之平滑性，而無需成形後之玻璃基板表面之研磨步驟，因此可降低製造成本，進而亦可提高生產率。進而，由於使用下拉法所成形之玻璃基板之兩主表面具有均勻之組成，故而可於進行蝕刻處理時進行均勻之蝕刻。此外，藉由使用下拉法成形，可獲得具有無微小裂痕之表面狀態之玻璃基板，故而亦可提高玻璃基板本身之強度。
[緩冷步驟]
藉由適當調整緩冷時之條件可控制玻璃基板之熱收縮率。如上所述，較佳為玻璃基板之熱收縮率為75 ppm以下，更佳為60 ppm以下，於為製造熱收縮率為75 ppm以下、更佳為60 ppm以下之玻璃基板而例如使用下拉法之情形時，較理想為以將平板狀玻璃之溫度用20~120秒自Tg冷卻至Tg-100℃之方式進行成形。若未達20秒，則存在無法充分降低熱收縮量之情形。另一方面，若超過120秒，則生產率降低，並且導致玻璃製造裝置(緩冷爐)大型化。或者，較佳為以將平板狀玻璃之平均冷卻速度於Tg至Tg-100℃之溫度範圍內設為50~300℃/min之方式進行緩冷(冷卻)。若冷卻速度超過300℃/min，則存在無法充分降低熱收縮量之情形。另一方面，若未達50℃/min，則生產率降低，並且導致玻璃製造裝置(緩冷爐)大型化。冷卻速度之較佳範圍為50~300℃/min，更佳為50~200℃/min，進而較佳為60~120℃/min。另一方面，藉由在緩冷步驟後另行設置熱收縮降低處理(離線退火)步驟，亦可減小熱收縮率。然而，若與緩冷步驟分開而另外設置離線退火步驟，則存在生產率降低，成本增加之問題。因此，更佳為如上所述，於緩冷步驟中實施控制平板狀玻璃之冷卻速度之熱收縮降低處理(在線退火)，藉此將熱收縮率抑制於特定範圍內。
以上，以p-Si．TFT平面顯示器用玻璃基板為例對本發明之玻璃基板進行了說明，本發明之玻璃基板亦可用於平面顯示器，尤其可用於 p-Si平面顯示器。進而，本發明之玻璃基板亦可用作氧化物半導體薄膜電晶體平面顯示器用玻璃。即，本發明之玻璃基板亦可用於在基板表面形成氧化物半導體薄膜電晶體而製造之平面顯示器。
[實施例]
以下，根據實施例進而詳細地說明本發明。然而，本發明並不限定於實施例。
實施例1~25
以成為表1所示之玻璃組成之方式，按照以下順序製作實施例1~25及比較例1~2之試樣玻璃。針對所獲得之試樣玻璃及試樣玻璃基板而求出失透溫度、Tg、100~300℃之範圍內之平均熱膨脹係數(α)、熱收縮率、密度、應變點、熔解溫度(黏度為102.5 dPa．s時之玻璃溫度，於表1中表示為T(log(η=2.5))、液相黏度、1550℃下之比電阻、蝕刻速度，並示於表1中。
(試樣玻璃之製作)
首先，以成為表1所示之玻璃組成之方式，使用通常之玻璃原料即二氧化矽、氧化鋁、氧化硼、碳酸鉀、鹼性碳酸鎂、碳酸鈣、碳酸鍶、二氧化錫及三氧化二鐵來調配玻璃原料批料(以下稱為批料)。再者，以玻璃成為400 g之量進行調配。
上述調配之批料係於鉑坩堝中熔融及澄清。首先，將該坩堝於設定為1575℃之電爐中保持4小時而使批料熔融。其次，使該電爐升溫至1640℃並保持2小時，藉此進行玻璃熔融液之澄清。其後，使玻璃熔融液於爐外流出至鐵板上，冷卻固化而獲得玻璃體。繼而對該玻璃體實施緩冷操作。緩冷操作藉由如下方式而進行：將該玻璃體於設定為800℃之另一電爐中保持2小時後，利用2小時冷卻至740℃，進而利用2小時冷卻至660℃，然後將該電爐之電源切斷，並冷卻至室溫。將經過緩冷操作之玻璃體作為試樣玻璃。上述試樣玻璃用於測定不受緩冷條件之影響，且/或以基板狀無法測定之特性(失透溫度、高溫黏性(熔融溫度)、比電阻、熱膨脹係數、Tg及應變點)。上述試樣玻璃中Cl含量未達0.01%，且NH4 +含量未達2×10-4%。
又，切斷上述試樣玻璃，實施研削及研磨加工，而製作上下表面為鏡面之30 mm×40 mm×0.7 mm之試樣玻璃基板。上述試樣玻璃基板用於測定不受緩冷條件之影響之β-OH。
進而，切斷上述試樣玻璃，實施研削及研磨加工，製成厚度0.7~4 mm、寬度5 mm、長度20 mm之長方體，將其以Tg保持30分鐘後，以100℃/min冷卻至Tg-100℃，並放冷至室溫，藉此製成熱收縮測定用試樣玻璃基板。
(應變點)
將上述試樣玻璃切斷、研削加工為3 mm見方、長度55 mm之角柱狀，而製成試驗片。使用光束彎曲測定裝置(東京工業股份有限公司製 造)對該試驗片進行測定，根據光束彎曲法(ASTMC-598)，藉由計算而求出應變點。
(熱收縮率)
熱收縮率係使用將上述熱收縮測定用試樣玻璃基板於550℃下實施2小時之熱處理後的玻璃基板之收縮量，利用下式求出。
熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106
於本實施例中，具體而言藉由以下方法進行收縮量之測定。
針對上述熱收縮測定用試樣玻璃基板，使用示差熱膨脹計(Thermo Plus2 TMA8310)，使其自室溫升溫至550℃，保持2小時後，冷卻至室溫，測定熱處理前後之試樣玻璃之收縮量。此時之升降溫速度設定為10℃/min。
(1550℃下之比電阻)
上述試樣玻璃之熔融時之比電阻係使用HP公司製造之4192A LF阻抗分析儀，利用四端子法進行測定，根據上述測定結果算出1550℃下之比電阻值。
(失透溫度之測定方法)
將上述試樣玻璃粉碎，使其通過2380 μm之篩網，而獲得留在1000 μm之篩網上之玻璃粒。將該玻璃粒浸漬於乙醇中，進行超音波清洗後，於恆溫槽中使其乾燥。將經乾燥之玻璃粒以使25 g之上述玻璃粒成為大致固定厚度之方式放入至寬度12 mm、長度200 mm、深度10 mm之鉑舟上。將該鉑舟於具有1080~1320℃(或者1140℃~1380℃)之溫度斜率之電爐內保持5小時，其後將其自爐中取出，利用50倍之光學顯微鏡觀察玻璃內部產生之失透。將觀察到失透之最高溫度設為失透溫度。
(100~300℃之範圍內之平均熱膨脹係數α及Tg之測定方法)
將上述試樣玻璃加工成Φ5 mm、長度20 mm之圓柱狀，而製成試 驗片。使用示差熱膨脹計(Thermo Plus2 TMA8310)對該試驗片測定升溫過程中之溫度與試驗片之伸縮量。將此時之升溫速度設為5℃/min。根據上述溫度與試驗片之伸縮量之測定結果而測定100~300℃之範圍內之平均熱膨脹係數及Tg。再者，本申請案中之Tg係針對如下之試樣玻璃而測定之值，即，將玻璃體於設定為800℃之另一電爐中保持2小時後，利用2小時冷卻至740℃，進而利用2小時冷卻至660℃，然後將該電爐之電源切斷，冷卻至室溫。
(密度)
玻璃之密度係藉由阿基米德法而測定。
(熔融溫度)
上述試樣玻璃之高溫黏性係使用鉑球提拉式自動黏度測定裝置而測定。
根據上述測定結果，算出黏度為102.5 dPa．s時之溫度，而獲得熔融溫度。
(液相黏度)
根據上述高溫黏性之測定結果，算出上述失透溫度下之黏性，而獲得液相黏度。於表1中僅表示以10n dPa．s表示之液相黏度之指數部分n。
(蝕刻速度)
將玻璃基板於HF之比例為1 mol/kg、HCl之比例為5 mol/kg的混合酸之40℃之蝕刻液中浸漬1小時，測定玻璃基板之一表面之厚度減少量(μm)。以每單位時間(1小時)之減少量(μm)求出蝕刻速率(μm/h)。
實施例26
使用具備耐火磚製之熔解槽與鉑合金製之製備槽(澄清槽)之連續熔解裝置，將以成為實施例7所示之玻璃組成之方式調配之玻璃原料於1560~1640℃下熔解，於1620~1670℃下澄清，於1440~1530℃下攪拌， 然後藉由溢流下拉法成形為厚度0.7 mm之薄板狀。於Tg至Tg-100℃之溫度範圍內，以100℃/min之平均速度進行緩冷，而獲得液晶顯示器用(有機EL顯示器用)玻璃基板。再者，使用所獲得之玻璃基板對上述記載之各特性進行測定。
以上述方式獲得之玻璃基板之β-OH值為0.20 mm-1。又，具有720℃以上之Tg、與1680℃以下之熔融溫度，而實現高Tg(較高之低黏特性溫度)及良好之熔解性。進而，熱收縮率及失透溫度亦滿足本發明之玻璃基板之條件。再者，以上述方式獲得之玻璃基板之β-OH值比實施例7大0.09 mm-1，故而雖與實施例7相比Tg低3℃，但仍可實現充分高之Tg。
實施例27、28
使用以成為實施例11、13所示之玻璃組成之方式調配之玻璃原料，與實施例26同樣地製作玻璃基板，而測定各特性。
以上述方式獲得之實施例27之組成的玻璃基板之熔解溫度為1610℃，β-OH值為0.20 mm-1，Tg為754℃，應變點為697℃，熱收縮率為51 ppm，其他特性與實施例11相同。又，實施例28之組成之玻璃基板之熔解溫度為1585℃，β-OH值為0.21 mm-1，Tg為761℃，應變點為710℃，熱收縮率為31 ppm，其他特性與實施例13相同。如上所述，上述玻璃基板具有720℃以上之Tg、與1680℃以下之熔融溫度，而實現較高之低黏特性溫度及良好之熔解性。進而，熱收縮率及失透溫度亦滿足本發明之玻璃基板之條件。再者，以上述方式獲得之玻璃基板之β-OH值比實施例11、13大0.1 mm-1左右，故而雖與實施例7、13相比Tg低2~3℃，但仍可實現充分高之Tg。
因此，可謂本實施例中獲得之玻璃基板係亦可用於應用p-Si．TFT之顯示器中之具備優異特性之玻璃基板。
[產業上之可利用性]
本發明可用於顯示器用玻璃基板之製造領域。

Claims (12)

  1. 一種顯示器用玻璃基板，其包含：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、及Sb2O3 0~0.3質量%，實質上不含有As2O3，質量比CaO/B2O3為1.1以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為11.2以上，且實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式所表示之熱收縮率為75ppm以下，(式)熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106。
  2. 一種顯示器用玻璃基板，其係含有SiO2、Al2O3、B2O3、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)及R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)之玻璃基板，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為11.2以上，質量比CaO/B2O3為1.1以上，並含有R2O 0.01~0.8質量%，實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式所表示之熱收縮率為75ppm以下， (式)熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106，且包含：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、RO 3~20質量%、及Sb2O3 0~0.3質量%，B2O3之含量為11.3質量%以下且為上述玻璃基板之失透溫度成為1250℃以下之範圍，且實質上不含有As2O3。
  3. 如請求項1或2之玻璃基板，其係氧化物半導體薄膜TFT顯示器用玻璃基板。
  4. 如請求項1或2之玻璃基板，其中上述玻璃之應變點為695℃以上。
  5. 如請求項1或2之玻璃基板，其係液晶顯示器用或有機EL顯示器用之玻璃基板。
  6. 如請求項1或2之玻璃基板，其中上述玻璃之Tg為750℃以上。
  7. 一種顯示器用玻璃基板之製造方法，其包含：熔解步驟，其係至少使用直接通電加熱將以成為下述玻璃之方式調配之玻璃原料熔融而獲得熔融玻璃；成形步驟，其係使上述熔融玻璃成形為平板狀玻璃；及緩冷步驟，其係對上述平板狀玻璃進行緩冷；且包含獲得實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式所表示之熱收縮率為75ppm以下之玻璃基板， (式)熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106，上述玻璃包含：SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、B2O3 3~15質量%、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)3~20質量%、R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)0.01~0.8質量%、及Sb2O3 0~0.3質量%，實質上不含有As2O3，質量比CaO/B2O3為1.1以上，質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為11.2以上。
  8. 一種顯示器用玻璃基板之製造方法，其包含：熔解步驟，其係至少使用直接通電加熱將以成為下述玻璃之方式調配之玻璃原料熔融而獲得熔融玻璃；成形步驟，其係使上述熔融玻璃成形為平板狀玻璃；及緩冷步驟，其係對上述平板狀玻璃進行緩冷；且包含獲得實施升降溫速度為10℃/min並於550℃下保持2小時之熱處理後的由下述式所表示之熱收縮率為75ppm以下之玻璃基板，(式)熱收縮率(ppm)={熱處理前後之玻璃之收縮量/熱處理前之玻璃之長度}×106， 上述玻璃係含有SiO2、Al2O3、B2O3、RO(其中，RO為MgO、CaO、SrO及BaO之合計含量)及R2O(其中，R2O為Li2O、Na2O及K2O之合計含量)之玻璃基板，其中質量比(SiO2+Al2O3)/B2O3為11.2以上，質量比CaO/B2O3為1.1以上，且含有：R2O 0.01~0.8質量%、SiO2 52~78質量%、Al2O3 3~25質量%、RO 3~20質量%、及Sb2O3 0~0.3質量%，B2O3之含量為11.3質量%以下且為上述玻璃基板之失透溫度成為1250℃以下之範圍，實質上不含有As2O3。
  9. 如請求項7或8之製造方法，其中上述玻璃基板係氧化物半導體薄膜TFT顯示器用玻璃基板。
  10. 如請求項7或8之製造方法，其中上述玻璃之應變點為695℃以上。
  11. 如請求項7或8之製造方法，其中上述玻璃基板係液晶顯示器用或有機EL顯示器用之玻璃基板。
  12. 如請求項7或8之製造方法，其中上述玻璃之Tg為750℃以上。
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Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8697591B2 (en) * 2006-12-14 2014-04-15 Ppg Industries Ohio, Inc. Low dielectric glass and fiber glass
JP5172044B2 (ja) * 2011-07-01 2013-03-27 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 フラットパネルディスプレイ用ガラス基板及びその製造方法
WO2013005680A1 (ja) * 2011-07-01 2013-01-10 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 フラットパネルディスプレイ用ガラス基板及びその製造方法
JP5943064B2 (ja) * 2012-02-27 2016-06-29 旭硝子株式会社 無アルカリガラスの製造方法
JP6037117B2 (ja) * 2012-12-14 2016-11-30 日本電気硝子株式会社 ガラス及びガラス基板
KR20160006335A (ko) * 2014-07-08 2016-01-19 삼성디스플레이 주식회사 박막트랜지스터 기판, 디스플레이 장치, 박막트랜지스터 기판 제조방법 및 디스플레이 장치 제조방법
KR102295451B1 (ko) * 2015-06-30 2021-08-27 아반스트레이트 가부시키가이샤 디스플레이용 유리 기판 및 그 제조 방법
JP6172481B2 (ja) * 2015-12-25 2017-08-02 日本電気硝子株式会社 ガラス基板及びその製造方法
CN105621881B (zh) * 2015-12-30 2018-02-09 东旭科技集团有限公司 一种铝硅酸盐玻璃用组合物与铝硅酸盐玻璃及它们的用途
CN105621883A (zh) * 2016-02-02 2016-06-01 彩虹（合肥）液晶玻璃有限公司 一种液晶基板玻璃及其制备方法
JP6323730B2 (ja) * 2016-08-22 2018-05-16 日本電気硝子株式会社 ガラス及びガラス基板
JP6879308B2 (ja) * 2016-09-16 2021-06-02 Ａｇｃ株式会社 ガラス基板、および積層基板
CN115572060A (zh) * 2017-06-05 2023-01-06 Ａｇｃ株式会社 强化玻璃
KR102569274B1 (ko) * 2017-12-20 2023-08-22 니폰 덴키 가라스 가부시키가이샤 유리판의 제조 방법
CN109650723A (zh) * 2019-03-01 2019-04-19 陕西科技大学 一种高硬度的无碱高铝硼硅玻璃及制备方法
US11718553B2 (en) * 2019-03-19 2023-08-08 AGC Inc. Alkali-free glass substrate
KR102141856B1 (ko) * 2019-03-19 2020-08-07 에이지씨 가부시키가이샤 무알칼리 유리 기판
CN111606560B (zh) * 2020-06-05 2022-03-11 中建材蚌埠玻璃工业设计研究院有限公司 一种无碱铝硼硅酸盐玻璃
CN115180824B (zh) * 2022-07-05 2024-01-16 河北光兴半导体技术有限公司 防火玻璃组合物、防火玻璃及其制备方法
US11773006B1 (en) 2022-11-10 2023-10-03 Corning Incorporated Glasses for high performance displays
CN116040939A (zh) * 2023-01-19 2023-05-02 华南理工大学 低熔点硼硅酸盐玻璃及其制备方法和应用

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0825772B2 (ja) * 1987-01-16 1996-03-13 日本板硝子株式会社 電子機器の基板用ガラス
DE19680967B3 (de) 1995-09-28 2012-03-01 Nippon Electric Glass Co., Ltd. Alkalifreies Glassubstrat
JPH09278465A (ja) 1996-04-17 1997-10-28 Nippon Electric Glass Co Ltd 熱収縮率の小さいガラス基板の製造方法
US5824127A (en) 1996-07-19 1998-10-20 Corning Incorporated Arsenic-free glasses
US6060168A (en) * 1996-12-17 2000-05-09 Corning Incorporated Glasses for display panels and photovoltaic devices
JP2000086261A (ja) 1998-09-14 2000-03-28 Nippon Electric Glass Co Ltd ガラス基板及びそれを用いた平板ディスプレイ装置並びにガラス基板の熱処理方法
JP4576680B2 (ja) 1999-08-03 2010-11-10 旭硝子株式会社 無アルカリガラス
DE10064977C1 (de) * 2000-12-23 2002-10-02 Schott Glas Vorrichtung zum Herstellen von dünnen Glasscheiben
JP2002308643A (ja) * 2001-02-01 2002-10-23 Nippon Electric Glass Co Ltd 無アルカリガラス及びディスプレイ用ガラス基板
JP5105571B2 (ja) * 2003-10-10 2012-12-26 日本電気硝子株式会社 無アルカリガラスの製造方法
JP4715258B2 (ja) 2005-03-22 2011-07-06 旭硝子株式会社 ガラスおよびガラス製造方法
DE112006004278A5 (de) 2005-08-15 2015-01-15 AvanStrate Inc., Glaszusammensetzung und Verfahren zum Herstellen einer Glaszusammensetzung
CN102249541B (zh) * 2005-08-15 2013-03-27 安瀚视特股份有限公司 玻璃组成物
KR101037988B1 (ko) 2006-05-25 2011-05-30 니폰 덴키 가라스 가부시키가이샤 무알칼리 유리 및 무알칼리 유리 기판
JP5808069B2 (ja) * 2007-02-16 2015-11-10 日本電気硝子株式会社 太陽電池用ガラス基板
JP5483821B2 (ja) * 2007-02-27 2014-05-07 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 表示装置用ガラス基板および表示装置
JP5435394B2 (ja) 2007-06-08 2014-03-05 日本電気硝子株式会社 強化ガラス基板及びその製造方法
US7709406B2 (en) * 2007-07-31 2010-05-04 Corning Incorporation Glass compositions compatible with downdraw processing and methods of making and using thereof
JP5428287B2 (ja) * 2007-12-25 2014-02-26 日本電気硝子株式会社 ガラス板の製造方法及び製造設備
JP5327702B2 (ja) 2008-01-21 2013-10-30 日本電気硝子株式会社 ガラス基板の製造方法
US8187715B2 (en) * 2008-05-13 2012-05-29 Corning Incorporated Rare-earth-containing glass material and substrate and device comprising such substrate
DE102009008292B4 (de) * 2009-02-10 2014-09-25 Schott Ag Kondensator und Verfahren zur Herstellung eines solchen
TWI494286B (zh) * 2009-03-19 2015-08-01 Nippon Electric Glass Co 無鹼玻璃
KR101391675B1 (ko) * 2009-05-07 2014-05-07 니폰 덴키 가라스 가부시키가이샤 유리 기판 및 그 제조 방법
JP5780487B2 (ja) 2009-06-01 2015-09-16 日本電気硝子株式会社 ガラス基板の製造方法
JP5537144B2 (ja) 2009-12-16 2014-07-02 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 ガラス組成物とそれを用いたフラットパネルディスプレイ用ガラス基板
WO2013005680A1 (ja) 2011-07-01 2013-01-10 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 フラットパネルディスプレイ用ガラス基板及びその製造方法
JP5172044B2 (ja) * 2011-07-01 2013-03-27 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 フラットパネルディスプレイ用ガラス基板及びその製造方法

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