WO2014185486A1 - 強化用ガラス板、強化ガラス板及び強化ガラス板の製造方法 - Google Patents

強化用ガラス板、強化ガラス板及び強化ガラス板の製造方法 Download PDF

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WO2014185486A1
WO2014185486A1 PCT/JP2014/062940 JP2014062940W WO2014185486A1 WO 2014185486 A1 WO2014185486 A1 WO 2014185486A1 JP 2014062940 W JP2014062940 W JP 2014062940W WO 2014185486 A1 WO2014185486 A1 WO 2014185486A1
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glass plate
tempered glass
glass
less
plate
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PCT/JP2014/062940
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浩之 保田
浩三 小林
和寛 豆田
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日本電気硝子株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
    • C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
    • C03C21/00—Treatment of glass, not in the form of fibres or filaments, by diffusing ions or metals in the surface
    • C03C21/001—Treatment of glass, not in the form of fibres or filaments, by diffusing ions or metals in the surface in liquid phase, e.g. molten salts, solutions
    • C03C21/002—Treatment of glass, not in the form of fibres or filaments, by diffusing ions or metals in the surface in liquid phase, e.g. molten salts, solutions to perform ion-exchange between alkali ions
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C03—GLASS; MINERAL OR SLAG WOOL
    • C03C—CHEMICAL COMPOSITION OF GLASSES, GLAZES OR VITREOUS ENAMELS; SURFACE TREATMENT OF GLASS; SURFACE TREATMENT OF FIBRES OR FILAMENTS MADE FROM GLASS, MINERALS OR SLAGS; JOINING GLASS TO GLASS OR OTHER MATERIALS
    • C03C3/00—Glass compositions
    • C03C3/04—Glass compositions containing silica
    • C03C3/076—Glass compositions containing silica with 40% to 90% silica, by weight
    • C03C3/089—Glass compositions containing silica with 40% to 90% silica, by weight containing boron
    • C03C3/091—Glass compositions containing silica with 40% to 90% silica, by weight containing boron containing aluminium
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    • C03C3/093—Glass compositions containing silica with 40% to 90% silica, by weight containing boron containing aluminium containing zinc or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a tempered glass plate and a tempered glass plate, and more particularly to a tempered glass plate and a tempered glass plate suitable for a cover glass of a display device such as a mobile phone, a digital camera, and a PDA (mobile terminal).
  • a display device such as a mobile phone, a digital camera, and a PDA (mobile terminal).
  • Display devices such as mobile phones, digital cameras, PDAs, touch panel displays, large TVs, etc. are becoming increasingly popular.
  • a resin plate made of acrylic or the like has been used as a protective member for protecting the display.
  • the resin plate since the Young's modulus is low, the resin plate is easily bent when the display surface of the display is pressed with a pen or a human finger. For this reason, the resin plate may come into contact with the internal display and display defects may occur.
  • the resin plate has a problem that the surface is easily scratched and visibility is easily lowered.
  • a method for solving these problems is to use a glass plate as a protective member.
  • the glass plate for this application has (1) high mechanical strength, (2) low density and light weight, (3) low cost and a large amount of supply, (4) excellent foam quality, 5) It has a high light transmittance in the visible range, and (6) it has a high Young's modulus so that it is difficult to bend when the surface is pushed with a pen or a finger.
  • a tempered glass plate that has been subjected to ion exchange treatment has been used since the use as a protective member is insufficient (see Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1). .
  • a tempered glass plate has been produced by so-called “pre-strengthening cutting” in which a tempered glass plate is cut in advance into a predetermined shape and then subjected to ion exchange treatment.
  • So-called “strengthening post-strengthening cutting” in which cutting is performed to a predetermined size after the replacement process has been studied.
  • the float method is generally used as a method for forming a tempered glass plate because a large and thin glass plate can be produced at low cost and in large quantities.
  • the glass composition is formed by the float process, and has a glass composition of mol%, SiO 2 67 to 75%, Al 2 O 3 0 to 4%, Na 2 O 7 to 15%, K 2 O 1-9%, MgO 6-14%, CaO 0-1%, ZrO 2 0-1.5%, SiO 2 + Al 2 O 3 71-75%, Na 2 O + K 2 O 12-20%
  • the tempered glass board of thickness 1.5mm or less is disclosed.
  • the glass plate for strengthening formed by the float process is subjected to an ion exchange treatment, the properties in the vicinity of the surface on the side in contact with the tin bath in the glass production process, the so-called bottom surface and the opposite side, the so-called top surface, There is a problem that the composition is different and the tempered glass plate warps convexly toward the top surface. When the amount of warpage of the tempered glass plate is large, the yield of the tempered glass plate is lowered.
  • the glass sheet for strengthening is formed by the overflow downdraw method
  • the difference in properties and composition between the front surface and the back surface can be reduced, so that the warpage due to this can be reduced.
  • the tempered glass plate is enlarged and / or thinned, the tempered glass plate is warped.
  • This phenomenon is easily manifested when a tempered glass plate of a predetermined size is obtained after ion exchange treatment of a large and / or thin tempered glass plate.
  • the present invention reduces the amount of warping as much as possible even when obtaining a tempered glass plate of a predetermined size after ion exchange treatment of a large and / or thin tempered glass plate.
  • An object of the present invention is to provide a tempered glass sheet that can be strengthened.
  • the present inventors have regulated the retardation (product of refractive index difference ( ⁇ n) and plate thickness (t) ( ⁇ nt)) of a large and thin reinforcing glass plate to a predetermined range.
  • the present inventors have found that the above technical problem can be solved and propose as the present invention. Specifically, the present inventors pay attention to the retardation in the effective plane of the glass sheet for strengthening, and find that when a large retardation exists locally in the effective plane, the warpage is induced. It was. In other words, it has been found that this warpage can be improved by limiting the retardation to a predetermined value or less over the entire effective surface.
  • the reinforcing glass plate of the present invention is a reinforcing glass plate having a plate area of 0.01 m 2 or more and a plate thickness of 1.5 mm or less, and the maximum value of retardation measured in an effective plane at intervals of 50 mm. Is 5.0 nm or less.
  • plate area refers to the area of the plate surface excluding the end face, and refers to the area of either the front surface or the back surface.
  • In-plane refers to the surface excluding the 10 mm area from the end face to the inside.
  • the “maximum retardation value” can be measured with a commercially available birefringence measuring device, for example, a birefringence measuring device using a common optical path interferometer and a Fourier analysis method of UNIOPT Co., Ltd. optical heterodyne method. .
  • the reinforcing glass plate of the present invention may be subjected to a cutting step after the ion exchange treatment or may be subjected to a cutting step before the ion exchange treatment. In the latter case, handling of the strengthening glass plate (tempered glass plate) becomes easy.
  • the glass sheet for strengthening of the present invention is preferably formed by an overflow downdraw method. Molding by the overflow downdraw method makes it easy to produce a glass plate that is unpolished and has a good surface quality, and also makes it easy to produce a large and thin glass plate. As a result, the mechanical strength of the surface of the tempered glass is reduced. It becomes easy to raise. Furthermore, the property difference and the composition difference in the vicinity of the front surface and the back surface are likely to be equal, and the warpage due to this is easily suppressed.
  • the “overflow down draw method” is a method in which molten glass overflows from both sides of a heat-resistant bowl-shaped structure, and the overflowed molten glass is stretched downward while joining at the lower end of the bowl-shaped structure. This is a method of forming a glass plate.
  • the content of B 2 O 3 in the glass composition is preferably 0.7 to 15% by mass.
  • the content of Na 2 O in the glass composition is preferably 1 to 20% by mass.
  • the glass sheet for strengthening of the present invention has a glass composition of 50 to 80% by mass, SiO 2 50 to 80%, Al 2 O 3 5 to 25%, B 2 O 3 0.7 to 15%, Na 2 O 1 to 20 as a glass composition. %, K 2 O 0 to 10% is preferable. In this way, both ion exchange performance and devitrification resistance can be achieved at a high level.
  • the compressive stress value of the compressive stress layer on the surface is 400 MPa or more, and the stress depth of the compressive stress layer. Is preferably 15 ⁇ m or more.
  • the “compressive stress value of the compressive stress layer” and the “stress depth of the compressive stress layer” are obtained when a sample is observed using a surface stress meter (for example, FSM-6000 manufactured by Orihara Seisakusho Co., Ltd.). A value calculated from the number of observed interference fringes and their intervals.
  • the reinforcing glass plate of the present invention has a compressive stress value of 400 MPa or higher when the surface compressive stress layer is subjected to ion exchange treatment in KNO 3 molten salt at 370 to 470 ° C. for 2 to 8 hours. It is also preferable that the stress depth of the stress layer is 15 ⁇ m or more.
  • the glass sheet for strengthening of the present invention preferably has an unpolished surface. If it does in this way, while improving the productivity of tempered glass, it will become easy to raise the mechanical strength of the surface.
  • the glass plate for strengthening of the present invention is preferably used for a cover glass of a display device.
  • the tempered glass plate of the present invention is a tempered glass plate obtained by subjecting a tempered glass plate to an ion exchange treatment, and the tempered glass plate is the tempered glass plate described above.
  • Sample No. in the “Example” column It is the measurement data of the retardation of 1 original plate. Sample No. in the “Example” column. It is the measurement data of the retardation of 2 original plates. Sample No. in the “Example” column. This is data of the amount of warpage of one piece. Sample No. in the “Example” column. It is the data of the curvature amount of 2 pieces.
  • the plate area is 0.01 m 2 or more, preferably 0.1 m 2 or more, 0.25 m 2 or more, 0.35 m 2 or more, 0.45 m 2 or more, 0.8 m 2. or more, 1.2m 2 or more, 1.5m 2 or more, 2m 2 or more, 1.2.5m 2 or more, 3m 2 or more, 3.5m 2 or more, 4m 2 or more, 4.5m 2 or more, especially 5 ⁇ 10m 2 .
  • the larger the plate area the greater the number of tempered glass plates collected by cutting after tempering, and the production efficiency of tempered glass plates and various devices is dramatically improved.
  • a tempered glass board tends to warp, so that a board area is large, it becomes easy to enjoy the effect of this invention.
  • the plate thickness is preferably 1.5 mm or less, 1.0 mm or less, 0.8 mm or less, 0.7 mm or less, 0.6 mm or less, particularly preferably 0.5 mm or less. This makes it easy to reduce the weight of the display device, and when performing post-strengthening cutting, compressive stress tends to occur on the cut surface due to the effect of the compressive stress layer on the surface, and the mechanical strength of the cut surface. Becomes difficult to decrease. On the other hand, if the plate thickness is too small, it is difficult to obtain a desired mechanical strength. Moreover, a tempered glass board tends to warp. Therefore, the plate thickness is preferably 0.1 mm or more. In addition, since a tempered glass board tends to warp, so that plate
  • the maximum value of retardation measured in the effective plane at intervals of 50 mm is 5.0 nm or less, preferably 4.0 nm or less, 3.5 nm or less, 3.0 nm or less. 5 nm or less, 2.0 nm or less, particularly 0.1 to 1.5 nm. If the maximum value of the retardation is too large, the tempered glass plate is likely to warp after the ion exchange treatment, and the production efficiency of the tempered glass plate is likely to be lowered. In particular, the post-strengthening cutting cannot be performed properly.
  • the maximum value of retardation is preferably 1.8 nm or less, 1.5 nm or less, 1.2 nm or less, particularly 0.1 to 1.0 nm or less.
  • the maximum value of retardation is preferably 2.2 nm or less, 1.9 nm or less, 1.7 nm or less, particularly 0.1 to 1.5 nm.
  • the maximum retardation value is preferably 4.0 nm or less, 3.5 nm or less, 3.0 nm or less, 2.5 nm or less, 2.0 nm or less, particularly 0 .1 to 1.5 nm.
  • the thickness of the end of the glass ribbon and the thickness of the center of the glass ribbon What is necessary is just to cool so that the temperature distribution in the width direction of a glass ribbon may be made as small as possible when shape
  • the reason for molding so that the difference between the thickness of the end of the glass ribbon and the thickness of the center of the glass ribbon is as small as possible is that the thickness of the end of the glass ribbon differs greatly from the thickness of the center of the glass ribbon
  • molding it is because the cooling rate differs in the edge part and center part of a glass ribbon, As a result, the retardation in an effective surface becomes large. For example, when the rotational speed of a forming roll or the like for drawing molten glass into a glass ribbon is adjusted, the thickness of the end portion of the glass ribbon and the thickness of the center portion of the glass ribbon are easily made uniform.
  • the following method is mentioned as a method of making temperature distribution in the width direction of a glass ribbon as small as possible.
  • the number of heaters is increased so that the glass ribbon is uniformly heated.
  • a soaking plate is installed between the heater and the glass ribbon so that the heat from the heater is uniformly transmitted to the glass ribbon.
  • An enclosure is installed at the end of the glass ribbon or a large number of heaters are arranged at the end so that the difference in the cooling rate between the center and the end of the glass ribbon is reduced. (4) Lower (slow) the glass drawing speed.
  • the overflow downdraw method always increases the low temperature air flow along the surface of the glass ribbon in the direction from the cutting process, which is a low temperature atmosphere, to the slow cooling furnace and the forming furnace, which is a high temperature atmosphere.
  • the air flow is heated inside a slow cooling furnace or the like, a part of the air leaks into the external atmosphere through a gap in the peripheral wall portion, so that the atmospheric temperature of the slow cooling furnace or the molding furnace is likely to fluctuate.
  • the glass plate formed by the overflow downdraw method tends to have a large effective in-plane retardation.
  • a convection prevention plate is provided in the slow cooling furnace or the air pressure in the external atmosphere of the forming furnace or the slow cooling furnace is adjusted using a blower or the like.
  • the air in the molding furnace or the slow cooling furnace may be made difficult to leak into the external atmosphere.
  • the content of B 2 O 3 in the glass composition is preferably 0.7 to 15% by mass.
  • B 2 O 3 is a component that reduces high temperature viscosity and density, stabilizes the glass, makes it difficult to precipitate crystals, and lowers the liquidus temperature. It is also a component that increases crack resistance. Furthermore, it is a component that lowers the thermal expansion coefficient and lowers the retardation.
  • the ion exchange treatment may cause surface coloring called burns, water resistance may decrease, the compressive stress value of the compressive stress layer may decrease, The stress depth of the stress layer tends to decrease.
  • the content of Na 2 O in the glass composition is preferably 1 to 20% by mass.
  • Na 2 O is a major ion exchange component, and is a component that lowers the high-temperature viscosity and improves meltability and moldability.
  • Na 2 O is also a component that improves devitrification resistance.
  • too small content of Na 2 O lowered meltability, it lowered coefficient of thermal expansion tends to decrease the ion exchange performance.
  • the thermal expansion coefficient becomes too high, and the thermal shock resistance is lowered or it is difficult to match the thermal expansion coefficient of the surrounding materials.
  • the strain point may be excessively lowered or the component balance of the glass composition may be lost, and the devitrification resistance may be deteriorated.
  • the glass sheet for strengthening of the present invention has a glass composition of 50 to 80% by mass, SiO 2 50 to 80%, Al 2 O 3 5 to 25%, B 2 O 3 0.7 to 15%, Na 2 O 1 to 20 as a glass composition. %, K 2 O 0 to 10% is preferable.
  • the reason for limiting the content range of each component as described above will be described below.
  • SiO 2 is a component that forms a network of glass, and is a component that lowers the thermal expansion coefficient and lowers the retardation.
  • the content of SiO 2 is preferably 50 to 80%, 52 to 75%, 55 to 72%, 55 to 70%, in particular 55 to 67.5%. If the content of SiO 2 is too small, vitrification becomes difficult, and the thermal expansion coefficient becomes too high, so that the retardation tends to be high. On the other hand, if the content of SiO 2 is too large, the meltability and the formability tends to decrease. In addition, when giving priority to the fall of retardation, it is preferable that the content of SiO 2 is large. Specifically, 55% or more, 58.4% or more, 59% or more, 59.5% or more, 60% or more. In particular, 60.5% or more is preferable.
  • Al 2 O 3 is a component that enhances ion exchange performance, a component that increases the strain point and Young's modulus, and a component that lowers the thermal expansion coefficient and lowers the retardation.
  • the content of Al 2 O 3 is preferably 5 to 25%. If the content of Al 2 O 3 is too small, the coefficient of thermal expansion becomes too high and the retardation tends to be high, and there is a possibility that the ion exchange performance cannot be sufficiently exhibited. Therefore, Al 2 O 3 is preferably 7% or more, 8% or more, 10% or more, 12% or more, 14% or more, 15% or more, particularly 16% or more.
  • Al 2 O 3 is preferably 22% or less, 20% or less, 19% or less, 18% or less, and particularly preferably 17% or less.
  • the content of Al 2 O 3 it is preferably greater, specifically, 14% or more, 15% or more, 16% or more, 17% or more, 18% or more, 19 % Or more, and particularly preferably 20% or more.
  • B 2 O 3 is a component that reduces high temperature viscosity and density, stabilizes the glass, makes it difficult to precipitate crystals, and lowers the liquidus temperature. It is also a component that increases crack resistance. Furthermore, it is a component that lowers the thermal expansion coefficient and lowers the retardation.
  • the content of B 2 O 3 is preferably 0.7 to 15%, 1 to 10%, more than 1 to 8%, 1.5 to 6%, particularly 2 to 5%.
  • Na 2 O is a major ion exchange component, and is a component that lowers the high-temperature viscosity and improves meltability and moldability. Na 2 O is also a component that improves devitrification resistance.
  • the content of Na 2 O is 1 to 20%. When Na 2 O content is too small, or reduced meltability, lowered coefficient of thermal expansion tends to decrease the ion exchange performance. Therefore, when Na 2 O is introduced, Na 2 O is preferably 10% or more, 11% or more, and particularly preferably 12% or more.
  • the thermal expansion coefficient becomes too high, and the thermal shock resistance is lowered or it is difficult to match the thermal expansion coefficient of the surrounding materials.
  • the strain point may be excessively lowered or the component balance of the glass composition may be lost, and the devitrification resistance may be deteriorated. Therefore, Na 2 O is preferably 17% or less, particularly preferably 16% or less.
  • K 2 O is a component that promotes ion exchange, and is a component that has a large effect of increasing the stress depth of the compressive stress layer among alkali metal oxides. Moreover, it is a component which reduces high temperature viscosity and improves a meltability and a moldability. Furthermore, it is also a component that improves devitrification resistance.
  • the content of K 2 O is 0 to 10%. When the content of K 2 O is too large, the thermal expansion coefficient becomes too high, and the thermal shock resistance is lowered or it becomes difficult to match the thermal expansion coefficient of the surrounding materials. Moreover, there is a tendency that the strain point is excessively lowered, the component balance of the glass composition is lacking, and the devitrification resistance is lowered. Therefore, K 2 O is preferably 8% or less, 6% or less, 4% or less, and particularly preferably less than 2%.
  • Li 2 O is an ion exchange component and a component that lowers the high-temperature viscosity and improves the meltability and moldability. It is also a component that increases Young's modulus. Furthermore, the effect of increasing the compressive stress value is large among alkali metal oxides. However, when the content of Li 2 O is too large, and decreases the liquidus viscosity, it tends glass devitrified. In addition, the thermal expansion coefficient becomes too high, so that the thermal shock resistance is lowered or it is difficult to match the thermal expansion coefficient of the surrounding material. Furthermore, if the low-temperature viscosity is too low and stress relaxation is likely to occur, the compressive stress value may be reduced. Therefore, the Li 2 O content is preferably 0 to 3.5%, 0 to 2%, 0 to 1%, 0 to 0.5%, particularly 0.01 to 0.2%.
  • Li 2 O + Na 2 O + K 2 O is 5-25%, 10-22%, 15-22%, especially 17-22%.
  • Li 2 O + Na 2 O + K content of 2 O is too small, the ion exchange performance and meltability is liable to decrease.
  • the content of Li 2 O + Na 2 O + K 2 O is too large, the glass tends to be devitrified, the thermal expansion coefficient becomes too high, the thermal shock resistance decreases, and the heat of the surrounding materials It becomes difficult to match the expansion coefficient.
  • the strain point may be excessively lowered, making it difficult to obtain a high compressive stress value.
  • the viscosity in the vicinity of the liquidus temperature may decrease, making it difficult to ensure a high liquidus viscosity.
  • “Li 2 O + Na 2 O + K 2 O” is the total amount of Li 2 O, Na 2 O and K 2 O.
  • MgO is a component that lowers the viscosity at high temperature, increases meltability and moldability, and increases the strain point and Young's modulus.
  • MgO is a component that has a large effect of improving ion exchange performance. is there. It is also a component that lowers the photoelastic constant.
  • MgO is preferably 12% or less, 10% or less, 8% or less, 5% or less, particularly 4% or less.
  • MgO is preferably 0.1% or more, 0.5% or more, 1% or more, and particularly preferably 2% or more.
  • CaO compared with other components, has a great effect of lowering the high-temperature viscosity without increasing devitrification resistance, improving meltability and moldability, and increasing the strain point and Young's modulus. It is also a component that lowers the photoelastic constant.
  • the CaO content is preferably 0 to 10%.
  • the preferable content of CaO is 0 to 5%, 0.01 to 4%, 0.1 to 3%, particularly 1 to 2.5%.
  • SrO is a component that lowers the high-temperature viscosity without increasing devitrification resistance, thereby improving meltability and moldability, and increasing the strain point and Young's modulus. It is also a component that lowers the photoelastic constant. However, when the content of SrO is too large, the density and thermal expansion coefficient are increased, the ion exchange performance is lowered, and the glass composition tends to be devitrified due to lack of the component balance of the glass composition.
  • the preferred content range of SrO is 0-5%, 0-3%, 0-1%, especially 0-0.1%.
  • BaO is a component that lowers the high-temperature viscosity without increasing devitrification resistance, thereby increasing meltability and moldability, and increasing the strain point and Young's modulus. It is also a component that lowers the photoelastic constant. However, when there is too much content of BaO, a density and a thermal expansion coefficient will become high, an ion exchange performance will fall, or it lacks the component balance of a glass composition, and on the contrary, it becomes easy to devitrify glass.
  • a suitable content range of BaO is 0 to 5%, 0 to 3%, 0 to 1%, particularly 0 to less than 0.1%.
  • ZnO is a component that enhances the ion exchange performance, and is a component that is particularly effective in increasing the compressive stress value. Moreover, it is a component which reduces high temperature viscosity, without reducing low temperature viscosity.
  • the content of ZnO is preferably 0 to 6%, 0 to 5%, 0 to 1%, 0 to 0.5%, particularly preferably 0 to less than 0.1%.
  • ZrO 2 is a component that remarkably improves the ion exchange performance and a component that increases the viscosity and strain point in the vicinity of the liquid phase viscosity. However, if its content is too large, the devitrification resistance may be significantly reduced. There is also a possibility that the density becomes too high. Therefore, ZrO 2 is preferably 10% or less, 8% or less, 6% or less, and particularly preferably 5% or less. In order to improve ion exchange performance, it is preferable to introduce ZrO 2 into the glass composition. In that case, ZrO 2 is preferably 0.01% or more, 0.5% or more, particularly preferably 1% or more.
  • P 2 O 5 is a component that enhances ion exchange performance, and in particular, a component that increases the stress depth of the compressive stress layer.
  • P 2 O 5 is preferably 10% or less, 8% or less, 6% or less, 4% or less, 2% or less, 1% or less, particularly preferably less than 0.1%.
  • one or two or more selected from the group of As 2 O 3 , Sb 2 O 3 , SnO 2 , F, Cl, SO 3 are used in an amount of 0 to 30,000 ppm (3%) may be introduced.
  • the content of SnO 2 + SO 3 + Cl is preferably 0 to 10,000 ppm, 50 to 5000 ppm, 80 to 4000 ppm, 100 to 3000 ppm, particularly 300 to 3000 ppm, from the viewpoint of accurately enjoying the clarification effect.
  • “SnO 2 + SO 3 + Cl” refers to the total amount of SnO 2 , SO 3 and Cl.
  • the preferred content range of SnO 2 is 0 to 10000 ppm, 0 to 7000 ppm, especially 50 to 6000 ppm.
  • the preferred content range of Cl is 0 to 1500 ppm, 0 to 1200 ppm, 0 to 800 ppm, 0 to 500 ppm, especially 50 to 300 ppm. It is.
  • a suitable content range of SO 3 is 0 to 1000 ppm, 0 to 800 ppm, especially 10 to 500 ppm.
  • Rare earth oxides such as Nd 2 O 3 and La 2 O 3 are components that increase the Young's modulus, and are components that can be decolored and control the color of the glass when a complementary color is added.
  • the cost of the raw material itself is high, and if it is introduced in a large amount, the devitrification resistance tends to decrease. Therefore, the rare earth oxide content is preferably 4% or less, 3% or less, 2% or less, 1% or less, particularly 0.5% or less.
  • substantially no As 2 O 3 , F, PbO, or Bi 2 O 3 is contained in consideration of the environment.
  • substantially does not contain As 2 O 3 means that the glass component is not positively added with As 2 O 3 , but is allowed to be mixed at an impurity level. This means that the content of As 2 O 3 is less than 500 ppm.
  • substantially free of F means that F is not actively added as a glass component but is allowed to be mixed at an impurity level. Specifically, the content of F is less than 500 ppm. It points to something.
  • substantially no PbO means that although PbO is not actively added as a glass component, it is allowed to be mixed at an impurity level. Specifically, the PbO content is less than 500 ppm. It points to something. By “substantially free of Bi 2 O 3", but not added actively Bi 2 O 3 as a glass component, a purpose to allow the case to be mixed with impurity levels, specifically, Bi 2 It indicates that the content of O 3 is less than 500 ppm.
  • the glass sheet for strengthening of the present invention preferably has the following characteristics.
  • Density 2.6 g / cm 3 or less, particularly preferably 2.55 g / cm 3 or less. The lower the density, the lighter the glass for strengthening. In addition, increase the content of SiO 2 , B 2 O 3 , P 2 O 5 in the glass composition, or decrease the content of alkali metal oxide, alkaline earth metal oxide, ZnO, ZrO 2 , TiO 2 As a result, the density tends to decrease.
  • the “density” can be measured by a known Archimedes method.
  • the thermal expansion coefficient is preferably 80 ⁇ 10 ⁇ 7 to 120 ⁇ 10 ⁇ 7 / ° C., 85 ⁇ 10 ⁇ 7 to 110 ⁇ 10 ⁇ 7 / ° C., 90 ⁇ 10 ⁇ 7 to 110 ⁇ 10 ⁇ 7 / ° C. 90 ⁇ 10 ⁇ 7 to 105 ⁇ 10 ⁇ 7 / ° C. If the thermal expansion coefficient is regulated within the above range, it becomes easy to match the thermal expansion coefficient of a member such as a metal or an organic adhesive, and it becomes easy to prevent peeling of a member such as a metal or an organic adhesive. Further, the lower the thermal expansion coefficient, the smaller the retardation.
  • thermal expansion coefficient refers to a value obtained by measuring an average thermal expansion coefficient in a temperature range of 30 to 380 ° C. using a dilatometer.
  • the thermal expansion coefficient tends to increase, and conversely alkali metal If the content of oxides and alkaline earth metal oxides is reduced, the coefficient of thermal expansion tends to decrease.
  • the strain point is preferably 500 ° C. or higher, 520 ° C. or higher, 530 ° C. or higher, particularly 550 ° C. or higher.
  • the higher the strain point the better the heat resistance.
  • the compressive stress layer is less likely to disappear. Furthermore, it becomes easy to form a high-quality film in patterning of a touch panel sensor or the like.
  • the “strain point” refers to a value measured based on the method of ASTM C336. If the content of alkaline earth metal oxide, Al 2 O 3 , ZrO 2 , P 2 O 5 in the glass composition is increased or the content of alkali metal oxide is reduced, the strain point will increase. easy.
  • the temperature at 10 4.0 dPa ⁇ s is preferably 1280 ° C. or lower, 1230 ° C. or lower, 1200 ° C. or lower, 1180 ° C. or lower, particularly 1160 ° C. or lower.
  • “temperature at 10 4.0 dPa ⁇ s” refers to a value measured by a platinum ball pulling method. The lower the temperature at 10 4.0 dPa ⁇ s, the less the burden on the forming equipment, the longer the life of the forming equipment, and as a result, the manufacturing cost of the strengthening glass sheet can be easily reduced.
  • the temperature at 10 2.5 dPa ⁇ s is preferably 1620 ° C. or lower, 1550 ° C. or lower, 1530 ° C. or lower, 1500 ° C. or lower, particularly 1450 ° C. or lower.
  • “temperature at 10 2.5 dPa ⁇ s” refers to a value measured by a platinum ball pulling method. The lower the temperature at 10 2.5 dPa ⁇ s, the lower the temperature melting becomes possible, and the burden on glass production equipment such as a melting kiln is reduced, and the bubble quality is easily improved. Therefore, the lower the temperature at 10 2.5 dPa ⁇ s, the easier it is to reduce the manufacturing cost of the strengthening glass sheet.
  • the temperature at 10 2.5 dPa ⁇ s corresponds to the melting temperature. Further, if the content of alkali metal oxide, alkaline earth metal oxide, ZnO, B 2 O 3 , TiO 2 in the glass composition is increased or the content of SiO 2 , Al 2 O 3 is reduced, The temperature at 10 2.5 dPa ⁇ s tends to decrease.
  • the liquidus temperature is preferably 1200 ° C. or lower, 1150 ° C. or lower, 1100 ° C. or lower, 1050 ° C. or lower, 1000 ° C. or lower, 950 ° C. or lower, 900 ° C. or lower, particularly 880 ° C. or lower.
  • the “liquid phase temperature” is obtained by passing the glass powder that passes through a standard sieve 30 mesh (a sieve opening of 500 ⁇ m) and remains in 50 mesh (a sieve opening of 300 ⁇ m) into a platinum boat and puts it in a temperature gradient furnace for 24 hours. It refers to the temperature at which crystals precipitate after being held. In addition, devitrification resistance and a moldability improve, so that liquidus temperature is low.
  • the liquid phase viscosity is preferably 10 4.0 dPa ⁇ s or more, 10 4.4 dPa ⁇ s or more, 10 4.8 dPa ⁇ s or more, 10 5.0 dPa ⁇ s or more, 10 5.4 dPa ⁇ s or more, 10 5.6 dPa ⁇ s or more, 10 6.0 dPa ⁇ s or more, 10 6.2 dPa ⁇ s or more, particularly 10 6.3 dPa ⁇ s or more.
  • “liquid phase viscosity” refers to a value obtained by measuring the viscosity at the liquid phase temperature by a platinum ball pulling method.
  • liquid phase viscosity is high.
  • the content of Na 2 O, K 2 O in the glass composition is increased or the content of Al 2 O 3 , Li 2 O, MgO, ZnO, TiO 2 , ZrO 2 is reduced, the liquidus viscosity Tends to be high.
  • the reinforcing glass plate of the present invention preferably has an unpolished surface, particularly preferably both surfaces are unpolished, and the average surface roughness (Ra) of the unpolished surface is preferably 10 mm or less, More preferably, it is 5 mm or less, more preferably 4 mm or less, still more preferably 3 mm or less, and most preferably 2 mm or less.
  • the average surface roughness (Ra) may be measured by a method based on SEMI D7-97 “Measurement method of surface roughness of FPD glass plate”. Although the theoretical strength of glass is inherently very high, it often breaks even at stresses much lower than the theoretical strength.
  • a small defect called Griffith flow occurs on the glass surface in a post-molding process such as a polishing process. Therefore, if the surface of the tempered glass plate is unpolished, the mechanical strength of the tempered glass plate is maintained after the ion exchange treatment, and the tempered glass plate becomes difficult to break. In addition, if the surface is unpolished when scribe cutting is performed after the ion exchange treatment, it is difficult to cause undue cracking, breakage, or the like during scribe cutting. Furthermore, if the surface of the reinforcing glass plate is unpolished, the polishing step can be omitted, so that the manufacturing cost of the reinforcing glass plate can be reduced. In order to obtain an unpolished surface, a glass plate may be formed by an overflow down draw method.
  • the glass sheet for strengthening of the present invention is preferably formed by an overflow downdraw method. If it does in this way, it will become easy to shape
  • the reason for this is that, in the case of the overflow downdraw method, the surface to be the surface does not come into contact with the bowl-like refractory and is molded in a free surface state.
  • the structure and material of the bowl-shaped structure are not particularly limited as long as desired dimensions and surface quality can be realized.
  • the method of applying force with respect to a glass ribbon will not be specifically limited if a desired dimension and surface quality are realizable.
  • a method may be adopted in which a heat-resistant roll having a sufficiently large width is rotated and stretched in contact with the glass ribbon, or a plurality of pairs of heat-resistant rolls are only near the end face of the glass ribbon. You may employ
  • the glass sheet for strengthening of the present invention can be formed by a slot down draw method, a float method, a roll out method, a redraw method, or the like in addition to the overflow down draw method.
  • the tempered glass plate of the present invention is a tempered glass plate obtained by subjecting a tempered glass plate to an ion exchange treatment, and the tempered glass plate is the tempered glass plate described above.
  • the tempered glass sheet of the present invention has the technical characteristics (for example, glass composition, glass characteristics, etc.) of the tempered glass sheet of the present invention.
  • the description of the overlapping technical features is omitted for convenience.
  • the compressive stress layer is formed on the surface of the tempered glass plate of the present invention by ion exchange treatment.
  • the ion exchange treatment is a method of introducing alkali ions having a large ion radius to the glass surface at a temperature below the strain point of the glass. If the compressive stress layer is formed by ion exchange treatment, the compressive stress layer can be appropriately formed even when the plate thickness is small.
  • the ion exchange solution, ion exchange temperature, and ion exchange time may be determined in consideration of the viscosity characteristics of the glass.
  • a compressive stress layer can be efficiently formed on the surface.
  • the compressive stress value of the compressive stress layer is preferably 400 MPa or more, 500 MPa or more, 600 MPa or more, 700 MPa or more, particularly 800 MPa or more.
  • the greater the compressive stress value the higher the mechanical strength of the tempered glass sheet.
  • the compressive stress value of the compressive stress layer is preferably 1500 MPa or less, particularly 1300 MPa or less.
  • the compressive stress value tends to increase. Further, if the ion exchange time is shortened or the temperature of the ion exchange solution is lowered, the compressive stress value tends to increase.
  • the stress depth is preferably 15 ⁇ m or more, 20 ⁇ m or more, particularly 25 ⁇ m or more. As the stress depth increases, even if the tempered glass sheet is deeply scratched, the tempered glass sheet becomes difficult to break and the variation in mechanical strength becomes smaller. On the other hand, if the stress depth is too large, the internal tensile stress value becomes excessive, the tempered glass plate is easily self-breaking, and the tempered glass plate is difficult to scribe cut.
  • the stress depth is preferably 100 ⁇ m or less, less than 80 ⁇ m, 60 ⁇ m or less, particularly less than 50 ⁇ m. Note that if the content of K 2 O or P 2 O 5 in the glass composition is increased or the content of SrO or BaO is decreased, the stress depth tends to increase. Moreover, if the ion exchange time is lengthened or the temperature of the ion exchange solution is increased, the stress depth tends to increase.
  • the tempered glass plate of the present invention is preferably cut after tempering, particularly scribe cut after tempering.
  • the depth of the scribe scratch is greater than the stress depth, and the internal tensile stress value is 120 MPa or less (desirably 100 MPa or less, 80 MPa or less, 70 MPa or less, 60 MPa or less, 50 MPa or less). Is preferred.
  • the internal tensile stress value is a value calculated by the following equation.
  • scribe cutting after tempering it is preferable to form a scribe line on the surface of the tempered glass plate and then divide along the scribe line. If it does in this way, it will become difficult to advance the crack which is not intended at the time of cutting.
  • Self-destruction is a phenomenon in which a tempered glass sheet is spontaneously destroyed when it receives damage deeper than the stress depth due to the effects of compressive stress existing on the surface of the tempered glass sheet and internal tensile stress. . If self-breaking of the tempered glass plate starts during the formation of the scribe line, it becomes difficult to perform desired cutting. For this reason, it is preferable to regulate the depth of the scribe line within 10 times, within 5 times, especially within 3 times the stress depth. In forming the scribe line, it is preferable to use a diamond wheel tip or the like from the viewpoint of workability.
  • chamfering is applied to a part or all of the edge region where the end surface (cut surface) and the surface of the tempered glass plate intersect, and at least one edge region on the display side is provided. It is preferable that chamfering is performed on the part or the whole.
  • R chamfering is preferable.
  • R chamfering with a radius of curvature of 0.05 to 0.5 mm is preferable.
  • C chamfering of 0.05 to 0.5 mm is also suitable.
  • the surface roughness Ra of the chamfered surface is preferably 1 nm or less, 0.7 nm or less, 0.5 nm or less, and particularly preferably 0.3 nm or less. In this way, it becomes easy to prevent cracks starting from the edge region.
  • surface roughness Ra refers to a value measured by a method based on JIS B0601: 2001.
  • Table 1 shows an example (sample No. 1) and a comparative example (sample No. 2) of the present invention.
  • Sample no. 1 and 2 were produced. First, glass raw materials were prepared to produce a glass batch. Next, this glass batch is put into a continuous melting furnace, and after passing through a clarification process, a stirring process, and a supply process, it is formed into a plate shape having a thickness of 0.7 mm by the overflow downdraw method, and then to a predetermined dimension (640 mm ⁇ 750 mm). It cut
  • This glass sheet for strengthening has a glass composition of 57.4% by weight, SiO 2 57.4%, Al 2 O 3 13%, B 2 O 3 2%, MgO 2%, CaO 2%, Li 2 O 0.1.
  • the density is 2.54 g / cm 3
  • the strain point is 517 ° C.
  • the thermal expansion coefficient is 99.9 ⁇ 10 ⁇ 7. / ° C.
  • 10 4.0 temperature in dPa ⁇ s is 1098 ° C.
  • 10 2.5 temperature in dPa ⁇ s is 1392 ° C.
  • the liquidus temperature is 880 ° C.
  • the maximum retardation value in the effective plane can be adjusted by controlling the molding conditions (rotation speed of the forming roll, sheet drawing speed) and slow cooling conditions (degree of increase in low-temperature air flow) in the overflow downdraw method. did.
  • the maximum retardation value of the tempered glass plate (original plate) is the maximum value when the effective plane is measured at intervals of 50 mm, and it is a complex value using a common optical path interferometer and a Fourier analysis method based on Uniopt's optical heterodyne method. It is a value measured by a refractometer.
  • FIG. It is the measurement data of the retardation of 1 original plate.
  • FIG. It is the measurement data of the retardation of 2 original plates. 1 and 2, the center of each circle is the measurement point, the diameter of the circle is the size of the retardation, and the direction of the line drawn as the diameter of the circle indicates the azimuth angle ⁇ of the retardation with respect to the side direction of the glass plate. ing.
  • the tempered glass plate was placed on a surface plate, and the amount of warpage was measured by detecting the upper effective surface with a sensor while flowing air.
  • each sample was immersed in KNO 3 molten salt at 440 ° C. for 6 hours to perform ion exchange treatment, and then the surface of each sample was washed to prepare a tempered glass plate (original plate size).
  • the amount of warpage of the individual tempered glass plate was also measured.
  • 18 pieces of 7-inch size 114.8 mm ⁇ 176.4 mm
  • each individual sample was immersed in KNO 3 molten salt at 440 ° C. for 6 hours to perform an ion exchange treatment, and then the surface was washed to produce an individual tempered glass plate.
  • the tempered glass plate of the obtained piece was placed obliquely and placed, and then scanned with a laser, and the ratio of warpage to the scan width was calculated.
  • the amount of warpage in the table is the average value of the amount of warpage of individual tempered glass sheets.
  • the curvature was similarly evaluated about the glass plate for reinforcement
  • FIG. 3 shows sample No. This is data of the amount of warpage of one piece.
  • FIG. It is the data of the curvature amount of 2 pieces.
  • the upper numerical value indicates the warpage amount before the ion exchange treatment, and the lower numerical value indicates the warpage amount after the ion exchange treatment.
  • the sampling position from the effective surface of the reinforcing glass plate (original plate) is shown for each section. Further, the direction in which the glass ribbon has flowed down during molding is the direction from the top to the bottom in FIGS.
  • the compressive stress value and stress depth of the compressive stress layer on the surface were calculated from the number of interference fringes observed using a surface stress meter (FSM-6000 manufactured by Orihara Seisakusho Co., Ltd.).
  • the refractive index of each sample was 1.52, and the optical elastic constant was 28 [(nm / cm) / MPa].
  • sample No. No. 1 had a small amount of warpage after the ion exchange treatment because the maximum retardation value was small.
  • the warpage amount increases as the plate area increases, and the warpage amount increases as the plate thickness decreases. Therefore, it is considered that the greater the plate area or the smaller the plate thickness, the greater the significance of restricting the maximum retardation value in the effective plane to a predetermined value or less.
  • the tendency of the maximum retardation value and the amount of warpage in the effective plane is considered to be the same for the tempered glasses shown in Table 2 (Sample Nos. 3 to 7).
  • glass composition SiO 2 60.5%, Al 2 O 3 20.5%, MgO 2.3%, Na 2 O 16.0%, SnO 2 0.5% are contained by mass%.
  • Glass raw materials were prepared to produce glass batches.
  • this glass batch is put into a continuous melting furnace, and after passing through a clarification process, a stirring process, and a supply process, it is formed into a plate shape by the overflow down draw method, and then cut into dimensions of 1800 mm ⁇ 1500 mm ⁇ thickness 0.5 mm.
  • a reinforcing glass plate original plate
  • the temperature distribution between each heater is controlled within ⁇ 1 ° C, and the atmospheric pressure in the external atmosphere of the molding furnace and slow cooling furnace is controlled to suppress the generation of ascending airflow. did.
  • the maximum value of the retardation of the obtained reinforcing glass plate was measured by the same method as described above, and it was 0.80 nm. Subsequently, the obtained reinforcing glass plate was subjected to ion exchange treatment by immersing in KNO 3 molten salt at 430 ° C. for 4 hours, and then subjected to the compression stress value of the compression stress layer by the same method as described above. When the stress depth was calculated, the compressive stress value was 1220 MPa, and the stress depth was 38 ⁇ m. In the calculation, the refractive index of each sample was 1.50, and the optical elastic constant was 30 [(nm / cm) / MPa].
  • a scribe line is formed on the surface of the obtained tempered glass plate, and a folding operation is performed along the scribe line, and 100 7-inch size (114.8 mm ⁇ 176.4 mm) pieces are separated from the effective surface. The piece was divided. As a result, no breakage failure occurred, and 100 individual tempered glass plates could be collected.
  • the scribe was finished in a region 5 mm or more inside from the opposite end face. In addition, the depth of the scribe scratch was made larger than the stress depth during scribe cutting.
  • the tempered glass plate and the tempered glass plate of the present invention are suitable for a cover glass of a display device such as a mobile phone, a digital camera, or a PDA.
  • a cover glass of a display device such as a mobile phone, a digital camera, or a PDA.
  • the tempered glass plate and tempered glass plate of the present invention are used for applications requiring high mechanical strength, such as window glass, magnetic disk substrates, flat panel display substrates, and solid-state imaging devices. Application to cover glass, tableware, etc. can be expected.

Abstract

　本発明の強化用ガラス板は、板面積が０．０１ｍ2以上、板厚が１．５ｍｍ以下の強化用ガラス板であって、有効面内を５０ｍｍ間隔で測定したリターデーションの最大値が５．０ｎｍ以下であることを特徴とする。

Description

強化用ガラス板、強化ガラス板及び強化ガラス板の製造方法
　本発明は、強化用ガラス板及び強化ガラス板に関し、特に、携帯電話、デジタルカメラ、ＰＤＡ（携帯端末）等の表示デバイスのカバーガラスに好適な強化用ガラス板及び強化ガラス板に関する。
　携帯電話、デジタルカメラ、ＰＤＡ、タッチパネルディスプレイ、大型テレビ等の表示デバイスは、益々普及する傾向にある。
　従来、これらの用途では、ディスプレイを保護するための保護部材としてアクリル等の樹脂板が使用されていた。しかし、樹脂板は、ヤング率が低いため、ペンや人の指等でディスプレイの表示面が押された場合に撓み易い。このため、樹脂板が内部のディスプレイに接触して、表示不良が発生することがあった。また、樹脂板は、表面に傷が付き易く、視認性が低下し易いという問題もあった。これらの問題を解決する方法は、保護部材としてガラス板を用いることである。この用途のガラス板には、（１）高い機械的強度を有すること、（２）低密度で軽量であること、（３）安価で多量に供給できること、（４）泡品位に優れること、（５）可視域において高い光透過率を有すること、（６）ペンや指等で表面を押した際に撓み難いように高いヤング率を有すること等が要求される。特に、（１）の要件を満たさない場合は、保護部材として用を足さなくなるため、従来からイオン交換処理した強化ガラス板が用いられている（特許文献１、２、非特許文献１参照）。
　従来まで、強化ガラス板は、予め強化用ガラス板を所定形状に切断した後、イオン交換処理を行う、所謂「強化前切断」で作製されていたが、近年、大型の強化用ガラス板をイオン交換処理した後、所定サイズに切断する、所謂「強化後切断」が検討されている。強化後切断を行うと、強化ガラス板や各種デバイスの製造効率が飛躍的に向上するという利点がある。
特開２００６－８３０４５号公報 特開２０１１－８８７６３号公報
泉谷徹郎等、「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
　ところで、フロート法は、大型、薄型のガラス板を安価、且つ大量に作製し得るため、強化ガラス板の成形方法として一般的である。例えば、特許文献２には、フロート法で成形されてなると共に、ガラス組成として、モル％で、ＳｉＯ2　６７～７５％、Ａｌ2Ｏ3　０～４％、Ｎａ2Ｏ　７～１５％、Ｋ2Ｏ　１～９％、ＭｇＯ　６～１４％、ＣａＯ　０～１％、ＺｒＯ2　０～１．５％、ＳｉＯ2＋Ａｌ2Ｏ3　７１～７５％、Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏ　１２～２０％を含有し、且つ厚み１．５ｍｍ以下の強化ガラス板が開示されている。
　しかし、フロート法で成形された強化用ガラス板をイオン交換処理すると、ガラス製造工程中でスズ浴に接した側、所謂ボトム面と、その反対側、所謂トップ面とでは、表面近傍の性状、組成が相違し、強化ガラス板がトップ面側に凸に反るという問題が生じる。強化ガラス板の反り量が大きいと、強化ガラス板の歩留まりが低下する。
　一方、オーバーフローダウンドロー法で強化用ガラス板を成形すれば、おもて面と裏面の性状差、組成差を低減し得るため、これによる反りを低減することができる。しかし、オーバーフローダウンドロー法で成形する場合であっても、強化用ガラス板が大型化及び／又は薄型化すると、強化ガラス板に反りが発生してしまう。
　この現象は、大型及び／又は薄型の強化用ガラス板をイオン交換処理した後、所定サイズの強化ガラス板を得る場合に、顕在化し易くなる。
　そこで、本発明は、上記事情に鑑み、大型及び／又は薄型の強化用ガラス板をイオン交換処理した後、所定サイズの強化ガラス板を得る場合であっても、反り量を可及的に低減し得る強化用ガラス板を提供することを課題とする。
　本発明者等は、鋭意検討の結果、大型、且つ薄型の強化用ガラス板のリターデーション（屈折率差（Δｎ）と板厚（ｔ）の積（Δｎｔ)）を所定範囲に規制することにより、上記技術的課題を解決し得ることを見出し、本発明として提案するものである。具体的に説明すると、本発明者等は、強化用ガラス板の有効面内のリターデーションに着目し、その有効面内において、局所的に大きなリターデーションが存在すると、反りを誘発することを見出した。換言すれば、この反りは、有効面全域においてリターデーションを所定値以下に規制すると、改善し得ることを見出した。
　すなわち、本発明の強化用ガラス板は、板面積が０．０１ｍ2以上、板厚が１．５ｍｍ以下の強化用ガラス板であって、有効面内を５０ｍｍ間隔で測定したリターデーションの最大値が５．０ｎｍ以下であることを特徴とする。ここで、「板面積」とは、端面を除く板表面の面積を指し、おもて面と裏面の何れか一方の面積を指す。「有効面内」とは、端面から内側に１０ｍｍの領域を除いた表面を指す。「リターデーションの最大値」は、市販の複屈折測定装置で測定可能であり、例えば、ユニオプト社の光ヘテロダイン法による共通光路干渉計とフーリエ解析法を利用した複屈折測定装置により測定可能である。
　本発明の強化用ガラス板は、イオン交換処理後に切断工程に供されてもよいし、イオン交換処理前に切断工程に供されてもよい。後者の場合、強化用ガラス板（強化ガラス板）の取り扱いが容易になる。
　本発明の強化用ガラス板は、オーバーフローダウンドロー法により成形されてなることが好ましい。オーバーフローダウンドロー法で成形すれば、未研磨で表面品位が良好なガラス板を作製し易くなり、また大型、薄型のガラス板を作製し易くなり、結果として、強化ガラスの表面の機械的強度を高め易くなる。更におもて面と裏面の表面近傍の性状差、組成差が同等になり易く、これによる反りを抑制し易くなる。ここで、「オーバーフローダウンドロー法」は、耐熱性の樋状構造物の両側から溶融ガラスを溢れさせて、溢れた溶融ガラスを樋状構造物の下端で合流させながら、下方に延伸成形してガラス板を成形する方法である。
　本発明の強化用ガラス板は、ガラス組成中のＢ2Ｏ3の含有量が０．７～１５質量％であることが好ましい。
　本発明の強化用ガラス板は、ガラス組成中のＮａ2Ｏの含有量が１～２０質量％であることが好ましい。
　本発明の強化用ガラス板は、ガラス組成として、質量％で、ＳｉＯ2　５０～８０％、Ａｌ2Ｏ3　５～２５％、Ｂ2Ｏ3　０．７～１５％、Ｎａ2Ｏ　１～２０％、Ｋ2Ｏ　０～１０％を含有することが好ましい。このようにすれば、イオン交換性能と耐失透性を高いレベルで両立することができる。
　本発明の強化用ガラス板は、４４０℃のＫＮＯ3溶融塩中で６時間のイオン交換処理を行ったとき、表面の圧縮応力層の圧縮応力値が４００ＭＰａ以上、且つ圧縮応力層の応力深さが１５μｍ以上になることが好ましい。ここで、「圧縮応力層の圧縮応力値」および「圧縮応力層の応力深さ」は、表面応力計（例えば、有限会社折原製作所製ＦＳＭ－６０００）を用いて、試料を観察した際に、観察される干渉縞の本数とその間隔から算出される値を指す。なお、本発明の強化用ガラス板は、３７０～４７０℃のＫＮＯ3溶融塩中で２～８時間のイオン交換処理を行ったとき、表面の圧縮応力層の圧縮応力値が４００ＭＰａ以上、且つ圧縮応力層の応力深さが１５μｍ以上になることも好ましい。
　本発明の強化用ガラス板は、未研磨の表面を有することが好ましい。このようにすれば、強化ガラスの生産性が向上する共に、表面の機械的強度を高め易くなる。
　本発明の強化用ガラス板は、表示デバイスのカバーガラスに用いることが好ましい。
　本発明の強化ガラス板は、強化用ガラス板をイオン交換処理してなる強化ガラス板であって、強化用ガラス板が、上記の強化用ガラス板であることを特徴とする。
［実施例］の欄の試料Ｎｏ．１の原板のリターデーションの測定データである。 ［実施例］の欄の試料Ｎｏ．２の原板のリターデーションの測定データである。 ［実施例］の欄の試料Ｎｏ．１の個片の反り量のデータである。 ［実施例］の欄の試料Ｎｏ．２の個片の反り量のデータである。
発明の実施の形態
　本発明の強化用ガラス板において、板面積が０．０１ｍ2以上であり、好ましくは０．１ｍ2以上、０．２５ｍ2以上、０．３５ｍ2以上、０．４５ｍ2以上、０．８ｍ2以上、１．２ｍ2以上、１．５ｍ2以上、２ｍ2以上、１．２．５ｍ2以上、３ｍ2以上、３．５ｍ2以上、４ｍ2以上、４．５ｍ2以上、特に５～１０ｍ2である。板面積が大きい程、強化後切断による強化ガラス板の採取枚数が多くなり、強化ガラス板や各種デバイスの製造効率が飛躍的に向上する。なお、板面積が大きい程、強化ガラス板が反り易くなるため、本発明の効果を享受し易くなる。
　板厚は１．５ｍｍ以下、１．０ｍｍ以下、０．８ｍｍ以下、０．７ｍｍ以下、０．６ｍｍ以下、特に０．５ｍｍ以下が好ましい。このようにすれば、表示デバイスの軽量化を図り易くなると共に、強化後切断を行う場合に、表面の圧縮応力層の影響により、切断面に圧縮応力が生じ易くなり、切断面の機械的強度が低下し難くなる。一方、板厚が小さ過ぎると、所望の機械的強度を得難くなる。また強化ガラス板が反り易くなる。よって、板厚は０．１ｍｍ以上が好ましい。なお、板厚が小さい程、強化ガラス板が反り易くなるため、本発明の効果を享受し易くなる。
　本発明の強化用ガラス板において、有効面内を５０ｍｍ間隔で測定したリターデーションの最大値は５．０ｎｍ以下であり、好ましくは４．０ｎｍ以下、３．５ｎｍ以下、３．０ｎｍ以下、２．５ｎｍ以下、２．０ｎｍ以下、特に０．１～１．５ｎｍである。リターデーデョンの最大値が大き過ぎると、イオン交換処理後に強化ガラス板が反り易くなり、強化ガラス板の製造効率が低下し易くなる。特に、強化後切断を適正に行うことができなくなる。板厚が０．５ｍｍ以下の場合、リターデーションの最大値は、好ましくは１．８ｎｍ以下、１．５ｎｍ以下、１．２ｎｍ以下、特に０．１～１．０ｎｍ未満である。板厚が０．５超～０．６ｍｍの場合、リターデーションの最大値は、好ましくは２．２ｎｍ以下、１．９ｎｍ以下、１．７ｎｍ以下、特に０．１～１．５ｎｍである。板厚が０．６超～１．０ｍｍの場合、リターデーションの最大値は、好ましくは４．０ｎｍ以下、３．５ｎｍ以下、３．０ｎｍ以下、２．５ｎｍ以下、２．０ｎｍ以下、特に０．１～１．５ｎｍである。
　強化用ガラス板のリターデーションを低下させるには、例えば、溶融ガラスを成形炉（成形体）でガラスリボンに成形する際に、ガラスリボンの端部の厚みとガラスリボンの中央部の厚みとの差ができるだけ小さくように成形したり、ガラスリボンを徐冷炉で徐冷（冷却）する際に、ガラスリボンの幅方向における温度分布をできるだけ小さくするように冷却すればよい。
　成形工程において、ガラスリボンの端部の厚みとガラスリボンの中央部の厚みとの差ができるだけ小さくように成形する理由は、ガラスリボンの端部の厚みがガラスリボンの中央部の厚みと大きく異なると、成形後の冷却工程において、ガラスリボンの端部と中央部とで冷却速度が異なり、その結果、有効面内のリターデーションが大きくなるためである。例えば、溶融ガラスをガラスリボンに延伸成形するための成形ロール等の回転速度等を調整すると、ガラスリボンの端部の厚みとガラスリボンの中央部の厚みを均一化し易くなる。
　また、徐冷炉での冷却工程において、ガラスリボンの幅方向における温度分布を可及的に小さくする方法として、下記の方法が挙げられる。
（１）ガラスリボンが均一に加熱されるように、ヒーターの数を多くする。
（２）ヒーターからの熱がガラスリボンに均一に伝わるように、ヒーターとガラスリボンの間に均熱板を設置する。
（３）ガラスリボンの中央部と端部の冷却速度の差が小さくなるように、ガラスリボンの端部に囲いを設置したり、その部分にヒーターを多く配置する。
（４）ガラスの板引き速度を低く（遅く）する。
　オーバーフローダウンドロー法は、フロート法と異なり、低温雰囲気である切断工程から高温雰囲気である徐冷炉及び成形炉の方向に、常にガラスリボンの表面に沿って低温の空気流が上昇し、上昇した低温の空気流は徐冷炉等の内部で加熱された後、その一部が周壁部の隙間を通して外部雰囲気に洩れ出すため、徐冷炉や成形炉の雰囲気温度が変動し易くなっている。その結果、オーバーフローダウンドロー法で成形されたガラス板は、有効面内のリターデーションが大きくなり易い。そのため、オーバーフローダウンドロー法でガラス板を成形する場合は、ガラスリボンの端部と中央部の厚みをほぼ同じ厚みにすること、温度分布を小さくすることに加えて、徐冷炉や成形炉における低温の空気流の上昇を抑えることが好ましい。
　徐冷炉や成形炉における低温の空気流の上昇を抑えるには、徐冷炉内に対流防止板を設けたり、送風機等を用いて成形炉や徐冷炉の外部雰囲気の気圧が高くなるように調整するなどして、成形炉や徐冷炉内の空気を外部雰囲気に洩れ出し難くすればよい。
　上記の方法以外にも、ガラス組成中のＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ2Ｏ3の含有量を増加させて、熱膨張係数を低下させたり、アルカリ土類金属酸化物の含有量を増加させて、光弾性定数を低下させることにより、強化用ガラス板のリターデーションを低下させることも有効である。
　本発明の強化用ガラス板は、ガラス組成中のＢ2Ｏ3の含有量が０．７～１５質量％であることが好ましい。Ｂ2Ｏ3は、高温粘度や密度を低下させると共に、ガラスを安定化させて結晶を析出させ難くし、液相温度を低下させる成分である。またクラックレジスタンスを高める成分である。更に熱膨張係数を低下させて、リターデーションを低下させる成分である。しかし、Ｂ2Ｏ3の含有量が多過ぎると、イオン交換処理によって、ヤケと呼ばれる表面の着色が発生したり、耐水性が低下したり、圧縮応力層の圧縮応力値が低下したり、圧縮応力層の応力深さが小さくなる傾向がある。
　本発明の強化用ガラス板は、ガラス組成中のＮａ2Ｏの含有量が１～２０質量％であることが好ましい。Ｎａ2Ｏは、主要なイオン交換成分であり、また高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高める成分である。また、Ｎａ2Ｏは、耐失透性を改善する成分でもある。しかし、Ｎａ2Ｏの含有量が少な過ぎると、溶融性が低下したり、熱膨張係数が低下したり、イオン交換性能が低下し易くなる。一方、Ｎａ2Ｏの含有量が多過ぎると、熱膨張係数が高くなり過ぎて、耐熱衝撃性が低下したり、周辺材料の熱膨張係数に整合させ難くなる。また歪点が低下し過ぎたり、ガラス組成の成分バランスを欠き、かえって耐失透性が低下する場合がある。
　本発明の強化用ガラス板は、ガラス組成として、質量％で、ＳｉＯ2　５０～８０％、Ａｌ2Ｏ3　５～２５％、Ｂ2Ｏ3　０．７～１５％、Ｎａ2Ｏ　１～２０％、Ｋ2Ｏ　０～１０％を含有することが好ましい。上記のように各成分の含有範囲を限定した理由を下記に示す。なお、各成分の含有範囲の説明において、％表示は質量％を指す。
　ＳｉＯ2は、ガラスのネットワークを形成する成分であり、また熱膨張係数を低下させて、リターデーションを低下させる成分である。ＳｉＯ2の含有量は、好ましくは５０～８０％、５２～７５％、５５～７２％、５５～７０％、特に５５～６７．５％である。ＳｉＯ2の含有量が少な過ぎると、ガラス化し難くなり、また熱膨張係数が高くなり過ぎて、リターデーションが高くなり易い。一方、ＳｉＯ2の含有量が多過ぎると、溶融性や成形性が低下し易くなる。なお、リターデーションの低下を優先させる場合、ＳｉＯ2の含有量は多い方が好ましく、具体的には、５５％以上、５８．４％以上、５９％以上、５９．５％以上、６０％以上、特に６０．５％以上が好ましい。
　Ａｌ2Ｏ3は、イオン交換性能を高める成分であり、また歪点やヤング率を高める成分であり、更に熱膨張係数を低下させて、リターデーションを低下させる成分である。Ａｌ2Ｏ3の含有量は５～２５％が好ましい。Ａｌ2Ｏ3の含有量が少な過ぎると、熱膨張係数が高くなり過ぎて、リターデーションが高くなり易いことに加えて、イオン交換性能を十分に発揮できない虞が生じる。よって、Ａｌ2Ｏ3は７％以上、８％以上、１０％以上、１２％以上、１４％以上、１５％以上、特に１６％以上が好ましい。一方、Ａｌ2Ｏ3の含有量が多過ぎると、ガラスに失透結晶が析出し易くなって、オーバーフローダウンドロー法等でガラス板を成形し難くなる。また熱膨張係数が低くなり過ぎて、周辺材料の熱膨張係数に整合させ難くなり、更には高温粘性が高くなり、溶融性が低下し易くなる。よって、Ａｌ2Ｏ3は２２％以下、２０％以下、１９％以下、１８％以下、特に１７％以下が好ましい。なお、リターデーションの低下を優先させる場合、Ａｌ2Ｏ3の含有量は多い方が好ましく、具体的には、１４％以上、１５％以上、１６％以上、１７％以上、１８％以上、１９％以上、特に２０％以上が好ましい。
　Ｂ2Ｏ3は、高温粘度や密度を低下させると共に、ガラスを安定化させて結晶を析出させ難くし、液相温度を低下させる成分である。またクラックレジスタンスを高める成分である。更に熱膨張係数を低下させて、リターデーションを低下させる成分である。しかし、Ｂ2Ｏ3の含有量が多過ぎると、イオン交換処理によって、ヤケと呼ばれる表面の着色が発生したり、耐水性が低下したり、圧縮応力層の圧縮応力値が低下したり、圧縮応力層の応力深さが小さくなる傾向がある。よって、Ｂ2Ｏ3の含有量は、好ましくは０．７～１５％、１～１０％、１超～８％、１．５～６％、特に２～５％である。
　Ｎａ2Ｏは、主要なイオン交換成分であり、また高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高める成分である。また、Ｎａ2Ｏは、耐失透性を改善する成分でもある。Ｎａ2Ｏの含有量は１～２０％である。Ｎａ2Ｏの含有量が少な過ぎると、溶融性が低下したり、熱膨張係数が低下したり、イオン交換性能が低下し易くなる。よって、Ｎａ2Ｏを導入する場合、Ｎａ2Ｏは１０％以上、１１％以上、特に１２％以上が好ましい。一方、Ｎａ2Ｏの含有量が多過ぎると、熱膨張係数が高くなり過ぎて、耐熱衝撃性が低下したり、周辺材料の熱膨張係数に整合させ難くなる。また歪点が低下し過ぎたり、ガラス組成の成分バランスを欠き、かえって耐失透性が低下する場合がある。よって、Ｎａ2Ｏは１７％以下、特に１６％以下が好ましい。
　Ｋ2Ｏは、イオン交換を促進する成分であり、アルカリ金属酸化物の中では圧縮応力層の応力深さを増大させる効果が大きい成分である。また高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高める成分である。更には、耐失透性を改善する成分でもある。Ｋ2Ｏの含有量は０～１０％である。Ｋ2Ｏの含有量が多過ぎると、熱膨張係数が高くなり過ぎて、耐熱衝撃性が低下したり、周辺材料の熱膨張係数に整合させ難くなる。また歪点が低下し過ぎたり、ガラス組成の成分バランスを欠き、かえって耐失透性が低下する傾向がある。よって、Ｋ2Ｏは８％以下、６％以下、４％以下、特に２％未満が好ましい。
　上記成分以外にも、例えば以下の成分を導入してもよい。
　Ｌｉ2Ｏは、イオン交換成分であると共に、高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高める成分である。またヤング率を高める成分である。更にアルカリ金属酸化物の中では圧縮応力値を増大させる効果が大きい。しかし、Ｌｉ2Ｏの含有量が多過ぎると、液相粘度が低下して、ガラスが失透し易くなる。また、熱膨張係数が高くなり過ぎて、耐熱衝撃性が低下したり、周辺材料の熱膨張係数に整合させ難くなる。更に、低温粘性が低下し過ぎて、応力緩和が起こり易くなると、かえって圧縮応力値が小さくなる場合がある。従って、Ｌｉ2Ｏの含有量は、好ましくは０～３．５％、０～２％、０～１％、０～０．５％、特に０．０１～０．２％である。
　Ｌｉ2Ｏ＋Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏの好適な含有量は５～２５％、１０～２２％、１５～２２％、特に１７～２２％である。Ｌｉ2Ｏ＋Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏの含有量が少な過ぎると、イオン交換性能や溶融性が低下し易くなる。一方、Ｌｉ2Ｏ＋Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏの含有量が多過ぎると、ガラスが失透し易くなることに加えて、熱膨張係数が高くなり過ぎて、耐熱衝撃性が低下したり、周辺材料の熱膨張係数に整合させ難くなる。また歪点が低下し過ぎて、高い圧縮応力値が得られ難くなる場合がある。更に液相温度付近の粘性が低下して、高い液相粘度を確保し難くなる場合もある。なお、「Ｌｉ2Ｏ＋Ｎａ2Ｏ＋Ｋ2Ｏ」は、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ及びＫ2Ｏの合量である。
　ＭｇＯは、高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高めたり、歪点やヤング率を高める成分であり、アルカリ土類金属酸化物の中では、イオン交換性能を高める効果が大きい成分である。また光弾性定数を低下させる成分である。しかし、ＭｇＯの含有量が多過ぎると、密度や熱膨張係数が高くなり易く、またガラスが失透し易くなる。よって、ＭｇＯは１２％以下、１０％以下、８％以下、５％以下、特に４％以下が好ましい。なお、ガラス組成中にＭｇＯを導入する場合、ＭｇＯは０．１％以上、０．５％以上、１％以上、特に２％以上が好ましい。
　ＣａＯは、他の成分と比較して、耐失透性の低下を伴うことなく、高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高めたり、歪点やヤング率を高める効果が大きい。また光弾性定数を低下させる成分である。ＣａＯの含有量は０～１０％が好ましい。しかし、ＣａＯの含有量が多過ぎると、密度や熱膨張係数が高くなり、またガラス組成の成分バランスを欠いて、かえってガラスが失透し易くなったり、イオン交換性能が低下し易くなる。よって、ＣａＯの好適な含有量は０～５％、０．０１～４％、０．１～３％、特に１～２．５％である。
　ＳｒＯは、耐失透性の低下を伴うことなく、高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高めたり、歪点やヤング率を高める成分である。また光弾性定数を低下させる成分である。しかし、ＳｒＯの含有量が多過ぎると、密度や熱膨張係数が高くなったり、イオン交換性能が低下したり、ガラス組成の成分バランスを欠いて、かえってガラスが失透し易くなる。ＳｒＯの好適な含有範囲は０～５％、０～３％、０～１％、特に０～０．１％未満である。
　ＢａＯは、耐失透性の低下を伴うことなく、高温粘度を低下させて、溶融性や成形性を高めたり、歪点やヤング率を高める成分である。また光弾性定数を低下させる成分である。しかし、ＢａＯの含有量が多過ぎると、密度や熱膨張係数が高くなったり、イオン交換性能が低下したり、ガラス組成の成分バランスを欠いて、かえってガラスが失透し易くなる。ＢａＯの好適な含有範囲は０～５％、０～３％、０～１％、特に０～０．１％未満である。
　ＺｎＯは、イオン交換性能を高める成分であり、特に圧縮応力値を増大させる効果が大きい成分である。また低温粘性を低下させずに、高温粘性を低下させる成分である。しかし、ＺｎＯの含有量が多過ぎると、ガラスが分相したり、耐失透性が低下したり、密度が高くなったり、圧縮応力層の応力深さが小さくなる傾向がある。よって、ＺｎＯの含有量は０～６％、０～５％、０～１％、０～０．５％、特に０～０．１％未満が好ましい。
　ＺｒＯ2は、イオン交換性能を顕著に高める成分であると共に、液相粘度付近の粘性や歪点を高める成分であるが、その含有量が多過ぎると、耐失透性が著しく低下する虞があり、また密度が高くなり過ぎる虞がある。よって、ＺｒＯ2は１０％以下、８％以下、６％以下、特に５％以下が好ましい。なお、イオン交換性能を高めたい場合、ガラス組成中にＺｒＯ2を導入することが好ましく、その場合、ＺｒＯ2は０．０１％以上、０．５％以上、特に１％以上が好ましい。
　Ｐ2Ｏ5は、イオン交換性能を高める成分であり、特に圧縮応力層の応力深さを大きくする成分である。しかし、Ｐ2Ｏ5の含有量が多過ぎると、ガラスが分相し易くなる。よって、Ｐ2Ｏ5は１０％以下、８％以下、６％以下、４％以下、２％以下、１％以下、特に０．１％未満が好ましい。
　清澄剤として、Ａｓ2Ｏ3、Ｓｂ2Ｏ3、ＳｎＯ2、Ｆ、Ｃｌ、ＳＯ3の群（好ましくはＳｎＯ2、Ｃｌ、ＳＯ3の群）から選択された一種又は二種以上を０～３００００ｐｐｍ（３％）導入してもよい。ＳｎＯ2＋ＳＯ3＋Ｃｌの含有量は、清澄効果を的確に享受する観点から、好ましくは０～１００００ｐｐｍ、５０～５０００ｐｐｍ、８０～４０００ｐｐｍ、１００～３０００ｐｐｍ、特に３００～３０００ｐｐｍである。ここで、「ＳｎＯ2＋ＳＯ3＋Ｃｌ」は、ＳｎＯ2、ＳＯ3及びＣｌの合量を指す。
　ＳｎＯ2の好適な含有範囲は０～１００００ｐｐｍ、０～７０００ｐｐｍ、特に５０～６０００ｐｐｍである、Ｃｌの好適な含有範囲は０～１５００ｐｐｍ、０～１２００ｐｐｍ、０～８００ｐｐｍ、０～５００ｐｐｍ、特に５０～３００ｐｐｍである。ＳＯ3の好適な含有範囲は０～１０００ｐｐｍ、０～８００ｐｐｍ、特に１０～５００ｐｐｍである。
　Ｎｄ2Ｏ3、Ｌａ2Ｏ3等の希土類酸化物は、ヤング率を高める成分であり、また補色となる色を加えると、消色して、ガラスの色味をコントロールし得る成分である。しかし、原料自体のコストが高く、また多量に導入すると、耐失透性が低下し易くなる。よって、希土類酸化物の含有量は、好ましくは４％以下、３％以下、２％以下、１％以下、特に０．５％以下である。
　本発明では、環境面の配慮から、実質的にＡｓ2Ｏ3、Ｆ、ＰｂＯ、Ｂｉ2Ｏ3を含有しないことが好ましい。ここで、「実質的にＡｓ2Ｏ3を含有しない」とは、ガラス成分として積極的にＡｓ2Ｏ3を添加しないものの、不純物レベルで混入する場合を許容する趣旨であり、具体的には、Ａｓ2Ｏ3の含有量が５００ｐｐｍ未満であることを指す。「実質的にＦを含有しない」とは、ガラス成分として積極的にＦを添加しないものの、不純物レベルで混入する場合を許容する趣旨であり、具体的には、Ｆの含有量が５００ｐｐｍ未満であることを指す。「実質的にＰｂＯを含有しない」とは、ガラス成分として積極的にＰｂＯを添加しないものの、不純物レベルで混入する場合を許容する趣旨であり、具体的には、ＰｂＯの含有量が５００ｐｐｍ未満であることを指す。「実質的にＢｉ2Ｏ3を含有しない」とは、ガラス成分として積極的にＢｉ2Ｏ3を添加しないものの、不純物レベルで混入する場合を許容する趣旨であり、具体的には、Ｂｉ2Ｏ3の含有量が５００ｐｐｍ未満であることを指す。
　本発明の強化用ガラス板は、以下の特性を有することが好ましい。
　密度は、２．６ｇ／ｃｍ3以下、特に２．５５ｇ／ｃｍ3以下が好ましい。密度が低い程、強化用ガラス板を軽量化することができる。なお、ガラス組成中のＳｉＯ2、Ｂ2Ｏ3、Ｐ2Ｏ5の含有量を増加させたり、アルカリ金属酸化物、アルカリ土類金属酸化物、ＺｎＯ、ＺｒＯ2、ＴｉＯ2の含有量を低減すれば、密度が低下し易くなる。なお、「密度」は、周知のアルキメデス法で測定可能である。
　熱膨張係数は、好ましくは８０×１０-7～１２０×１０-7／℃、８５×１０-7～１１０×１０-7／℃、９０×１０-7～１１０×１０-7／℃、特に９０×１０-7～１０５×１０-7／℃である。熱膨張係数を上記範囲に規制すれば、金属、有機系接着剤等の部材の熱膨張係数に整合し易くなり、金属、有機系接着剤等の部材の剥離を防止し易くなる。また熱膨張係数が低い程、リターデーションが小さくなり易い。ここで、「熱膨張係数」は、ディラトメーターを用いて、３０～３８０℃の温度範囲における平均熱膨張係数を測定した値を指す。なお、ガラス組成中のＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｂ2Ｏ3、アルカリ金属酸化物、アルカリ土類金属酸化物の含有量を増加すれば、熱膨張係数が高くなり易く、逆にアルカリ金属酸化物、アルカリ土類金属酸化物の含有量を低減すれば、熱膨張係数が低下し易くなる。
　歪点は、好ましくは５００℃以上、５２０℃以上、５３０℃以上、特に５５０℃以上である。歪点が高い程、耐熱性が向上し、イオン交換処理後に、強化ガラス板を熱処理する場合、圧縮応力層が消失し難くなる。更にタッチパネルセンサー等のパターニングにおいて、高品位な膜を形成し易くなる。ここで、「歪点」は、ＡＳＴＭ　Ｃ３３６の方法に基づいて測定した値を指す。なお、ガラス組成中のアルカリ土類金属酸化物、Ａｌ2Ｏ3、ＺｒＯ2、Ｐ2Ｏ5の含有量を増加させたり、アルカリ金属酸化物の含有量を低減すれば、歪点が高くなり易い。
　１０4.0ｄＰａ・ｓにおける温度は、好ましくは１２８０℃以下、１２３０℃以下、１２００℃以下、１１８０℃以下、特に１１６０℃以下である。ここで、「１０4.0ｄＰａ・ｓにおける温度」は、白金球引き上げ法で測定した値を指す。１０4.0ｄＰａ・ｓにおける温度が低い程、成形設備への負担が軽減されて、成形設備が長寿命化し、結果として、強化用ガラス板の製造コストを低廉化し易くなる。なお、アルカリ金属酸化物、アルカリ土類金属酸化物、ＺｎＯ、Ｂ2Ｏ3、ＴｉＯ2の含有量を増加させたり、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3の含有量を低減すれば、１０4.0ｄＰａ・ｓにおける温度が低下し易くなる。
　１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度は、好ましくは１６２０℃以下、１５５０℃以下、１５３０℃以下、１５００℃以下、特に１４５０℃以下である。ここで、「１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度」は、白金球引き上げ法で測定した値を指す。１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度が低い程、低温溶融が可能になり、溶融窯等のガラス製造設備への負担が軽減されると共に、泡品位を高め易くなる。よって、１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度が低い程、強化用ガラス板の製造コストを低廉化し易くなる。なお、１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度は、溶融温度に相当する。また、ガラス組成中のアルカリ金属酸化物、アルカリ土類金属酸化物、ＺｎＯ、Ｂ2Ｏ3、ＴｉＯ2の含有量を増加させたり、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3の含有量を低減すれば、１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度が低下し易くなる。
　液相温度は、好ましくは１２００℃以下、１１５０℃以下、１１００℃以下、１０５０℃以下、１０００℃以下、９５０℃以下、９００℃以下、特に８８０℃以下である。ここで、「液相温度」は、標準篩３０メッシュ（篩目開き５００μｍ）を通過し、５０メッシュ（篩目開き３００μｍ）に残るガラス粉末を白金ボートに入れて、温度勾配炉中に２４時間保持した後、結晶が析出する温度を指す。なお、液相温度が低い程、耐失透性や成形性が向上する。また、ガラス組成中のＮａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｂ2Ｏ3の含有量を増加させたり、Ａｌ2Ｏ3、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＴｉＯ2、ＺｒＯ2の含有量を低減すれば、液相温度が低下し易くなる。
　液相粘度は、好ましくは１０4.0ｄＰａ・ｓ以上、１０4.4ｄＰａ・ｓ以上、１０4.8ｄＰａ・ｓ以上、１０5.0ｄＰａ・ｓ以上、１０5.4ｄＰａ・ｓ以上、１０5.6ｄＰａ・ｓ以上、１０6.0ｄＰａ・ｓ以上、１０6.2ｄＰａ・ｓ以上、特に１０6.3ｄＰａ・ｓ以上である。ここで、「液相粘度」は、液相温度における粘度を白金球引き上げ法で測定した値を指す。なお、液相粘度が高い程、耐失透性や成形性が向上する。また、ガラス組成中のＮａ2Ｏ、Ｋ2Ｏの含有量を増加させたり、Ａｌ2Ｏ3、Ｌｉ2Ｏ、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＴｉＯ2、ＺｒＯ2の含有量を低減すれば、液相粘度が高くなり易い。
　本発明の強化用ガラス板は、未研磨の表面を有することが好ましく、特に両表面が未研磨であることが好ましく、また未研磨の表面の平均表面粗さ（Ｒａ）は好ましくは１０Å以下、より好ましくは５Å以下、より好ましくは４Å以下、更に好ましくは３Å以下、最も好ましくは２Å以下である。なお、平均表面粗さ（Ｒａ）はＳＥＭＩ　Ｄ７－９７「ＦＰＤガラス板の表面粗さの測定方法」に準拠した方法により測定すればよい。ガラスの理論強度は本来非常に高いが、理論強度よりも遥かに低い応力でも破壊に至ることが多い。これは、ガラス表面にグリフィスフローと呼ばれる小さな欠陥が成形後の工程、例えば研磨工程等で生じるからである。それ故、強化用ガラス板の表面を未研磨とすれば、イオン交換処理後に、強化ガラス板の機械的強度が維持されて、強化ガラス板が破壊し難くなる。また、イオン交換処理後にスクライブ切断を行う際に、表面が未研磨であると、スクライブ切断時に不当なクラック、破損等が生じ難くなる。更に、強化用ガラス板の表面を未研磨とすれば、研磨工程を省略し得るため、強化用ガラス板の製造コストを低廉化することができる。なお、未研磨の表面を得るためには、オーバーフローダウンドロー法でガラス板を成形すればよい。
　本発明の強化用ガラス板は、オーバーフローダウンドロー法で成形されてなることが好ましい。このようにすれば、未研磨で表面品位が良好なガラス板を成形し易くなり、結果として、強化ガラス板の表面の機械的強度を高め易くなる。この理由は、オーバーフローダウンドロー法の場合、表面となるべき面が樋状耐火物に接触せず、自由表面の状態で成形されるからである。樋状構造物の構造や材質は、所望の寸法や表面品位を実現できるものであれば、特に限定されない。また、下方への延伸成形を行うために、ガラスリボンに対して力を印加する方法は、所望の寸法や表面品位を実現できるものであれば、特に限定されない。例えば、充分に大きい幅を有する耐熱性ロールをガラスリボンに接触させた状態で回転させて延伸する方法を採用してもよいし、複数の対になった耐熱性ロールをガラスリボンの端面近傍のみに接触させて延伸する方法を採用してもよい。
　本発明の強化用ガラス板は、オーバーフローダウンドロー法以外にも、スロットダウンドロー法、フロート法、ロールアウト法、リドロー法等で成形することもできる。
　本発明の強化ガラス板は、強化用ガラス板をイオン交換処理してなる強化ガラス板であって、強化用ガラス板が、上記の強化用ガラス板であることを特徴とする。本発明の強化ガラス板は、本発明の強化用ガラス板の技術的特徴（例えば、ガラス組成、ガラス特性等）を有する。ここでは、重複する技術的特徴は、便宜上、その記載を省略する。
　本発明の強化ガラス板は、イオン交換処理により、その表面に圧縮応力層が形成されている。イオン交換処理は、ガラスの歪点以下の温度でガラス表面にイオン半径が大きいアルカリイオンを導入する方法である。イオン交換処理で圧縮応力層を形成すれば、板厚が小さい場合でも、圧縮応力層を適正に形成することができる。
　イオン交換溶液、イオン交換温度及びイオン交換時間は、ガラスの粘度特性等を考慮して決定すればよい。特に、強化用ガラス板中のＮａ成分を硝酸カリウム溶液中のＫイオンとイオン交換処理すると、表面に圧縮応力層を効率良く形成することができる。
　本発明の強化ガラス板において、圧縮応力層の圧縮応力値は、好ましくは４００ＭＰａ以上、５００ＭＰａ以上、６００ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以上、特に８００ＭＰａ以上である。圧縮応力値が大きい程、強化ガラス板の機械的強度が高くなる。一方、圧縮応力値が大き過ぎると、内部の引っ張り応力値が過大になり、強化ガラス板が自己破壊し易くなると共に、強化ガラス板をスクライブ切断し難くなる。よって、圧縮応力層の圧縮応力値は、好ましくは１５００ＭＰａ以下、特に１３００ＭＰａ以下である。なお、ガラス組成中のＡｌ2Ｏ3、ＴｉＯ2、ＺｒＯ2、ＭｇＯ、ＺｎＯの含有量を増加させたり、ＳｒＯ、ＢａＯの含有量を低減すれば、圧縮応力値が大きくなる傾向がある。また、イオン交換時間を短くしたり、イオン交換溶液の温度を下げれば、圧縮応力値が大きくなる傾向がある。
　応力深さは、好ましくは１５μｍ以上、２０μｍ以上、特に２５μｍ以上である。応力深さが大きい程、強化ガラス板に深い傷が付いても、強化ガラス板が割れ難くなると共に、機械的強度のばらつきが小さくなる。一方、応力深さが大き過ぎると、内部の引っ張り応力値が過大になり、強化ガラス板が自己破壊し易くなると共に、強化ガラス板をスクライブ切断し難くなる。応力深さは、好ましくは１００μｍ以下、８０μｍ未満、６０μｍ以下、特に５０μｍ未満である。なお、ガラス組成中のＫ2Ｏ、Ｐ2Ｏ5の含有量を増加させたり、ＳｒＯ、ＢａＯの含有量を低減すれば、応力深さが大きくなる傾向がある。また、イオン交換時間を長くしたり、イオン交換溶液の温度を上げれば、応力深さが大きくなる傾向がある。
　本発明の強化ガラス板は、強化後切断、特に強化後スクライブ切断されてなることが好ましい。強化ガラス板をスクライブ切断する場合、スクライブ傷の深さが応力深さより大きく、且つ内部の引っ張り応力値が１２０ＭＰａ以下（望ましくは１００ＭＰａ以下、８０ＭＰａ以下、７０ＭＰａ以下、６０ＭＰａ以下、５０ＭＰａ以下）であることが好ましい。また、強化ガラス板の端面から５ｍｍ以上内側に離れた領域から、スクライブを開始することが好ましく、対向する端面から５ｍｍ以上内側の領域で、スクライブを終了することが好ましい。このようにすれば、スクライブ時に意図しない割れが発生し難くなり、強化後スクライブ切断を適正に行い易くなる。ここで、内部の引っ張り応力値は、以下の式で算出される値である。
　内部の引っ張り応力値＝（圧縮応力値×応力深さ）／（強化ガラス板の厚み－応力深さ×２）
　強化後スクライブ切断する場合、強化ガラス板の表面にスクライブラインを形成した後、該スクライブラインに沿って、分断することが好ましい。このようにすれば、切断時に意図しないクラックが進展し難くなる。スクライブラインに沿って、強化ガラス板を分断するには、スクライブラインの形成中に、強化ガラスが自己破壊しないことが重要になる。自己破壊とは、強化ガラス板の表面に存在する圧縮応力、内部に存在する引っ張り応力の影響により、応力深さより深いダメージを受けた場合に、強化ガラス板が自発的に破壊される現象である。スクライブラインの形成中に強化ガラス板の自己破壊が始まると、所望の切断を行うことが困難になる。このために、スクライブラインの深さを応力深さの１０倍以内、５倍以内、特に３倍以内に規制することが好ましい。なお、スクライブラインの形成には、作業性の点で、ダイヤモンドホイールチップ等を用いることが好ましい。
　強化後切断される場合、強化ガラス板の端面（切断面）と表面が交差する端縁領域の一部又は全部に面取り加工が施されていることが好ましく、少なくとも表示側の端縁領域の一部又は全部に面取り加工が施されていることが好ましい。面取り加工として、Ｒ面取りが好ましく、この場合、曲率半径０．０５～０．５ｍｍのＲ面取りが好ましい。また、０．０５～０．５ｍｍのＣ面取りも好適である。更に、面取り面の表面粗さＲａは１ｎｍ以下、０．７ｎｍ以下、０．５ｎｍ以下、特に０．３ｎｍ以下が好ましい。このようにすれば、端縁領域を起点としたクラックを防止し易くなる。ここで、「表面粗さＲａ」は、ＪＩＳ　Ｂ０６０１：２００１に準拠した方法で測定した値を指す。
　以下、実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。なお、以下の実施例は、単なる例示である。本発明は、以下の実施例に何ら限定されない。
　表１は、本発明の実施例（試料Ｎｏ．１）及び比較例（試料Ｎｏ．２）を示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次のようにして、試料Ｎｏ．１、２を作製した。まずガラス原料を調合し、ガラスバッチを作製した。次に、このガラスバッチを連続溶融炉に投入し、清澄工程、攪拌工程、供給工程を経て、オーバーフローダウンドロー法により厚み０．７ｍｍの板状に成形した後、所定寸法（６４０ｍｍ×７５０ｍｍ）に切断して、強化用ガラス板（原板）を作製した。この強化用ガラス板は、ガラス組成として、質量％で、ＳｉＯ2　５７．４％、Ａｌ2Ｏ3　１３％、Ｂ2Ｏ3　２％、ＭｇＯ　２％、ＣａＯ　２％、Ｌｉ2Ｏ　０．１％、Ｎａ2Ｏ　１４．５％、Ｋ2Ｏ　５％、ＺｒＯ2　４％を含有し、密度が２．５４ｇ／ｃｍ3、歪点が５１７℃、熱膨張係数が９９．９×１０-7／℃、１０4.0ｄＰａ・ｓにおける温度が１０９８℃、１０2.5ｄＰａ・ｓにおける温度が１３９２℃、液相温度が８８０℃、液相粘度が１０5.5ｄＰａ・ｓである。そして、この強化用ガラス板は、表面が未研磨である。なお、オーバーフローダウンドロー法の成形条件（成形ロールの回転速度、板引き速度）、徐冷条件（低温の空気流の上昇度）を制御することにより、有効面内のリターデーションの最大値を調整した。
　強化用ガラス板（原板）のリターデーションの最大値は、有効面内を５０ｍｍ間隔で測定したときの最大値であり、ユニオプト社の光ヘテロダイン法による共通光路干渉計とフーリエ解析法を利用した複屈折測定装置により測定した値である。図１は、試料Ｎｏ．１の原板のリターデーションの測定データである。図２は、試料Ｎｏ．２の原板のリターデーションの測定データである。図１及び図２において、各円の中心は測定点、円の直径はリターデーションの大きさ、円の直径として描かれた線の方向はガラス板の辺方向に対するリターデーションの方位角θを示している。この強化ガラス板を定盤上に載置し、エアーを流しながら、上方の有効面をセンサーで検知することにより反り量を測定した。
　次に、各試料を４４０℃のＫＮＯ3溶融塩中に６時間浸漬することにより、イオン交換処理を行った後、各試料の表面を洗浄し、強化ガラス板（原板サイズ）を作製した。
　別途、個片の強化ガラス板の反り量も測定した。強化用ガラス板（原板）を切断することにより、有効面から１８枚の７インチサイズ（１１４．８ｍｍ×１７６．４ｍｍ）の個片を採取した。次に、各個片試料を４４０℃のＫＮＯ3溶融塩中に６時間浸漬することにより、イオン交換処理を行った後、表面を洗浄し、個片の強化ガラス板を作製した。続いて、得られた個片の強化ガラス板を斜めに立て掛けて載置した後、レーザーでスキャンし、スキャン幅に対する反りの割合を算出した。表中の反り量は、個片の強化ガラス板の反り量の平均値である。なお、イオン交換処理前の強化用ガラス板についても、同様にして、反りを評価した。
　図３は、試料Ｎｏ．１の個片の反り量のデータである。図４は、試料Ｎｏ．２の個片の反り量のデータである。図３、４において、上段の数値は、イオン交換処理前の反り量を示しており、下段の数値は、イオン交換処理後の反り量を示している。なお、図３、４では、強化用ガラス板（原板）の有効面からの採取位置が区画毎に図示されている。また、成形時にガラスリボンが流下した方向は、図３、４の上方から下方への方向である。
　続いて、表面応力計（有限会社折原製作所製ＦＳＭ－６０００）を用いて観察される干渉縞の本数とその間隔から表面の圧縮応力層の圧縮応力値と応力深さを算出した。算出に当たり、各試料の屈折率を１．５２、光学弾性定数を２８［（ｎｍ／ｃｍ）／ＭＰａ］とした。
　表１から明らかなように、試料Ｎｏ．１は、リターデーションの最大値が小さいため、イオン交換処理後の反り量が小さかった。一方、試料Ｎｏ．２は、リターデーションの最大値が大きいため、イオン交換処理後の反り量が大きかった。
　なお、板面積が大きい程、反り量が大きくなり、板厚が小さい程、反り量が大きくなる。よって、板面積が大きい程、或いは板厚が小さい程、有効面内のリターデーションの最大値を所定値以下に規制する意義が大きくなるものと考えられる。そして、有効面内のリターデーションの最大値と反り量の傾向は、表２に記載の強化用ガラス（試料Ｎｏ．３～７）でも同様であると考えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　まずガラス組成として、質量％で、ＳｉＯ2　６０．５％、Ａｌ2Ｏ3　２０．５％、ＭｇＯ　２．３％、Ｎａ2Ｏ　１６．０％、ＳｎＯ2　０．５％を含有するように、ガラス原料を調合し、ガラスバッチを作製した。次に、このガラスバッチを連続溶融炉に投入し、清澄工程、攪拌工程、供給工程を経て、オーバーフローダウンドロー法にて板状に成形した後、１８００ｍｍ×１５００ｍｍ×厚み０．５ｍｍの寸法に切断して、強化用ガラス板（原板）を作製した。なお、成形、徐冷の際に、各ヒーター間の温度分布を±１℃以内に制御すると共に、成形炉や徐冷炉の外部雰囲気の気圧が高くなるように制御して、上昇気流の発生を抑制した。
　上記と同様の方法により、得られた強化用ガラス板について、リターデーションの最大値を測定したところ、０．８０ｎｍであった。続いて、得られた強化用ガラス板について、４３０℃のＫＮＯ3溶融塩中に４時間浸漬することにより、イオン交換処理を行った後、上記と同様の方法により、圧縮応力層の圧縮応力値と応力深さを算出したところ、圧縮応力値が１２２０ＭＰａ、応力深さが３８μｍであった。なお、算出に当たり、各試料の屈折率を１．５０、光学弾性定数を３０［（ｎｍ／ｃｍ）／ＭＰａ］とした。
　更に、得られた強化ガラス板の表面にスクライブラインを形成し、そのスクライブラインに沿って、折り割り操作を行い、有効面から１００枚の７インチサイズ（１１４．８ｍｍ×１７６．４ｍｍ）の個片を分断した。その結果、破損不良が発生せず、個片の強化ガラス板を１００枚採取することができた。なお、スクライブラインの形成に際し、対向する端面から５ｍｍ以上内側の領域で、スクライブを終了するようにした。また、スクライブ切断に際し、スクライブ傷の深さを応力深さより大きくなるようにした。
　本発明の強化用ガラス板及び強化ガラス板は、携帯電話、デジタルカメラ、ＰＤＡ等の表示デバイスのカバーガラスに好適である。また、本発明の強化用ガラス板及び強化ガラス板は、これらの用途以外にも、高い機械的強度が要求される用途、例えば窓ガラス、磁気ディスク用基板、フラットパネルディスプレイ用基板、固体撮像素子用カバーガラス、食器等への応用が期待できる。

Claims (11)

  1. 　板面積が０．０１ｍ2以上、板厚が１．５ｍｍ以下の強化用ガラス板であって、
    　有効面内を５０ｍｍ間隔で測定したリターデーションの最大値が５．０ｎｍ以下であることを特徴とする強化用ガラス板。
  2. 　オーバーフローダウンドロー法により成形されてなることを特徴とする請求項１に記載の強化用ガラス板。
  3. 　ガラス組成中のＢ2Ｏ3の含有量が０．７～１５質量％であることを特徴とする請求項１又は２に記載の強化用ガラス板。
  4. 　ガラス組成中のＮａ2Ｏの含有量が１～２０質量％であることを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の強化用ガラス板。
  5. 　ガラス組成として、質量％で、ＳｉＯ2　５０～８０％、Ａｌ2Ｏ3　５～２５％、Ｂ2Ｏ3　０．７～１５％、Ｎａ2Ｏ　１～２０％、Ｋ2Ｏ　０～１０％を含有することを特徴とする請求項１～４の何れか１項に記載の強化用ガラス板。
  6. 　４４０℃のＫＮＯ3溶融塩中で６時間のイオン交換処理を行ったとき、表面の圧縮応力層の圧縮応力値が４００ＭＰａ以上、且つ圧縮応力層の応力深さが１５μｍ以上になることを特徴とする請求項１～５の何れか１項に記載の強化用ガラス板。
  7. 　未研磨の表面を有することを特徴とする請求項１～６の何れか１項に記載の強化用ガラス板。
  8. 　表示デバイスのカバーガラスに用いることを特徴とする請求項１～７の何れか１項に記載の強化用ガラス板。
  9. 　強化用ガラス板をイオン交換処理してなる強化ガラス板であって、
    　強化用ガラス板が、請求項１～８の何れか１項に記載の強化用ガラス板であることを特徴とする強化ガラス板。
  10. 　請求項１～８の何れか１項に記載の強化用ガラス板をイオン交換処理した後に、切断することを特徴とする強化ガラス板の製造方法。
  11. 　請求項１～８の何れか１項に記載の強化用ガラス板を切断した後に、イオン交換処理することを特徴とする強化ガラス板の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20200006068A1 (en) * 2016-06-30 2020-01-02 Corning Incorporated Glass-based article with engineered stress distribution and method of making same

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2018124084A1 (ja) * 2016-12-28 2019-10-31 日本電気硝子株式会社 化学強化用ガラス板及び化学強化ガラス板の製造方法
TWI763684B (zh) * 2017-07-10 2022-05-11 美商康寧公司 具有經設計之應力分佈的以玻璃為基礎之製品及其製作方法
CN113135659A (zh) * 2021-04-26 2021-07-20 常熟明阳玻璃制品有限公司 一种卫浴用低密度高强度钢化玻璃及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012099002A1 (ja) * 2011-01-18 2012-07-26 日本電気硝子株式会社 強化ガラス及び強化ガラス板
WO2013046585A1 (ja) * 2011-09-28 2013-04-04 コニカミノルタアドバンストレイヤー株式会社 Ｈｄｄ用ガラス基板の製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006083045A (ja) 2004-09-17 2006-03-30 Hitachi Ltd ガラス部材
KR101107369B1 (ko) * 2006-07-07 2012-01-19 아사히 가라스 가부시키가이샤 무알칼리 유리 기판의 제조 방법
WO2008004481A1 (fr) * 2006-07-07 2008-01-10 Asahi Glass Co., Ltd. Procédé de production de substrat de verre destiné à du verre de type panneaux plats
JP5224096B2 (ja) * 2007-01-29 2013-07-03 日本電気硝子株式会社 ディスプレイ用ガラス基板の製造方法
JP5467490B2 (ja) * 2007-08-03 2014-04-09 日本電気硝子株式会社 強化ガラス基板の製造方法及び強化ガラス基板
JP5614607B2 (ja) * 2008-08-04 2014-10-29 日本電気硝子株式会社 強化ガラスおよびその製造方法
JP5621239B2 (ja) 2009-10-20 2014-11-12 旭硝子株式会社 ディスプレイ装置用ガラス板、ディスプレイ装置用板ガラスおよびその製造方法
JP5189224B2 (ja) * 2011-03-28 2013-04-24 ＡｖａｎＳｔｒａｔｅ株式会社 ガラス板の製造方法及びガラス板製造装置
TW201249766A (en) * 2011-04-15 2012-12-16 Asahi Glass Co Ltd Method for producing surface-treated glass substrate

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012099002A1 (ja) * 2011-01-18 2012-07-26 日本電気硝子株式会社 強化ガラス及び強化ガラス板
WO2013046585A1 (ja) * 2011-09-28 2013-04-04 コニカミノルタアドバンストレイヤー株式会社 Ｈｄｄ用ガラス基板の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20200006068A1 (en) * 2016-06-30 2020-01-02 Corning Incorporated Glass-based article with engineered stress distribution and method of making same

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