WO2019017405A1 - 強化ガラス - Google Patents

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WO2019017405A1
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円佳 小野
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Ａｇｃ株式会社
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to tempered glass. More specifically, the present invention relates to tempered glass used as window glass for automobiles.
  • Tempered glass is used for window glass for automobiles (except for windshields).
  • laws and regulations for breaking of the tempered glass sheet have been defined from the viewpoint of safety. If it does not satisfy the performance defined by these regulations, it can not be used as a window glass of a car.
  • the regulations for tempered glass for automobile windows include restrictions on the state of fragments when a localized impact is applied to the tempered glass. Specifically, it is required that fragments of a glass plate broken by impact become fine particles and do not produce sharp fragments like ordinary glass (Patent Document 1).
  • FIG. 1 is a view showing an example of a glass having a large fragment
  • FIG. 2 is a view showing an example of a granular glass having a fine fragment.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned circumstances in order to solve the problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a tempered glass in which fragments are fine even if the thickness of the tempered glass is thin. .
  • the present invention achieves a mirror constant A of 1.97 MPa ⁇ m 0.5 or less, a surface compressive stress (CS) of 10 MPa or more, a plate thickness t (unit: mm) and the CS (unit: MPa) To provide a tempered glass having a product of (t ⁇ CS) of less than 230.
  • the tempered glass of the present invention even when the plate thickness is thin, the surface compressive stress is not too large, and the fragments are fine. When the tempered glass is broken, the crushed pieces become fine granular, which is suitable for automobile window glass.
  • FIG. 1 is a view showing an example of a glass having a large fragment.
  • FIG. 2 is a view showing an example of a glass in which fragments are fine.
  • FIG. 3 is a view schematically showing a method of cracking around the origin of fracture when a glass having no residual stress inside is broken by tensile stress.
  • strengthening processing method of the tempered glass of this invention is not specifically limited, Even if it is the air-cooling tempered glass which gave the wind-cooled reinforcement process, the chemically tempered glass which gave the chemical strengthening process may be sufficient. However, when using as a window glass for motor vehicles, it is preferable that it is a wind-cooled tempered glass in consideration of cost.
  • the crushed pieces are in the form of fine particles, the crushed particle density measured by the procedure described in the examples described later is used. If the crush pieces are fine granular, the crush piece density is high.
  • the fragment density is defined as the number of fragments per 100 cm 2 .
  • the fragment density is preferably 4 or more, more preferably 10 or more. In order to retain the overall shape of the glass, the fragment density is preferably 2000 or less, more preferably 1500 or less.
  • the glass having a small Miller constant A has a high crush density, and fragments when broken become fine particles. Even in tempered glass, the crack front is the portion of the glass where the largest tensile stress, ie, the central portion in the thickness direction, is not easily affected by the tempering treatment. Dependent. Therefore, the glass (tempered glass) obtained by subjecting the glass having a small mirror constant A before the tempering treatment to a tempering treatment (tempered glass) has a high fractured particle density, and fragments when broken become fine particles.
  • the mirror constant A of the glass before the strengthening treatment is the mirror constant A of the tempered glass (tempered glass) I assume.
  • the tempered glass of the present invention has a mirror constant A of 1.97 MPa ⁇ m 0.5 or less. As a result, fragments when broken become fine particles.
  • Glass of the present invention preferably has a mirror constant A is not more than 1.92MPa ⁇ m 0.5, more preferably 1.87MPa ⁇ m 0.5 or less, still be at 1.82 MPa ⁇ m 0.5 or less Preferably, it is particularly preferably 1.76 MPa ⁇ m 0.5 or less.
  • the lower limit of the Miller constant A is not particularly limited, but is preferably 1.0 MPa ⁇ m 0.5 or more because there is a risk of pulverization if it is too low.
  • the tempered glass of the present invention has a surface compressive stress (CS) of 10 MPa or more. If the surface compressive stress (CS) is 10 MPa or more, the surface crushing density can be increased.
  • the surface compression stress (CS) of the tempered glass of the present invention is preferably 50 MPa or more, more preferably 60 MPa or more, more preferably 70 MPa or more, still more preferably 80 MPa or more, 90 MPa The above is particularly preferable, and the pressure of 100 MPa or more is most preferable.
  • the upper limit of surface compressive stress (CS) is not particularly limited, but high CS is balanced with high internal tensile stress, and the higher the CS, the more energy is accumulated due to the tensile stress, so the energy released at the time of fracture is Since it is large and dangerous, 2500 MPa or less is preferable.
  • the tempered glass of the present invention has a product (t ⁇ CS) of plate thickness t (unit: mm) and surface compressive stress CS (unit: MPa) less than 230. If t ⁇ CS is less than 230, the tempered glass can be made lightweight. Also, when an impact is applied to the tempered glass, the tempered glass is difficult to self-destruct.
  • t ⁇ CS is preferably 220 or less, more preferably 215 or less, still more preferably 210 or less, particularly preferably 205 or less, and most preferably 200 or less.
  • the mirror constant A tends to be smaller as the virtual temperature of the glass not subjected to the strengthening treatment is higher.
  • the fracture of the glass proceeds at the portion where the tensile stress of the glass is maximum. Since such a portion with the largest tensile stress is the central portion in the direction of the thickness t of the glass, it is the mirror constant of the central portion in the direction of the thickness t of the glass that is a factor of the entire glass breakage.
  • board thickness t direction of glass means the following.
  • the distance in the normal direction from the main surface of the glass plate to the other main surface is t, and this normal direction is defined as the t direction.
  • the position of t / 2 in the t direction from the main surface is the central portion in the thickness direction t of the glass.
  • the tensile stress value of this part is important in determining the fracture characteristics because tensile strength is maximized at t / 2 in the t direction from the main surface if both main surfaces of the glass sheet are similarly strengthened. Value.
  • the fictive temperature of the tempered glass particularly the fictive temperature of the central portion in the thickness direction t, is affected by the fictive temperature of the glass before the tempering treatment.
  • the virtual temperature does not substantially differ before and after the strengthening treatment.
  • the mirror temperature A of the glass is 1.97 MPa ⁇ m 0.5 or less, that the fictive temperature of the central portion in the thickness direction t of the glass is not less than the glass transition point Tg of the glass.
  • the fictive temperature at the central portion in the thickness direction t of the glass is more preferably Tg + 20 ° C. or higher, still more preferably Tg + 40 ° C. or higher, and particularly preferably Tg + 60 ° C. or higher, Most preferably, it is Tg + 80 ° C.
  • the fictive temperature of the central portion in the thickness direction t of the glass is preferably Tg + 100 ° C. or less.
  • the fictive temperature is Tg + 100 ° C. or less, cracks due to thermal strain are less likely to occur, so that fine fragments can be obtained when the glass is broken.
  • the fictive temperature of the central part in the thickness direction t of the glass is Tg + 90 ° C. or less.
  • the virtual temperature T f in the present invention is a numerical value obtained by the refractive index method described below.
  • a and b are constants specific to the glass type.
  • the specific method of obtaining the virtual temperature T f by the refractive index method is as follows. First, i pieces (i ⁇ 2) of test pieces are prepared from a glass sample whose virtual temperature is to be measured, and the cooling rate is 1000 ° C. after keeping the refractive index in equilibrium at different cooling start temperatures. Cool at least min. Here, if the cooling start temperature is lower than the glass transition temperature, a sufficiently long holding time is required, so the cooling start temperature is preferably 10 ° C. to 100 ° C.
  • the refractive index n d is measured at a specific wavelength (for example, d line of He lamp, 587.6 nm).
  • the refractive index n di of the glass quenched from the cooling start temperature is plotted for each cooling start temperature T i , the constants a and b in equation (1) are determined by linear regression, and a calibration curve is created.
  • the virtual temperature T f can be cut out from the glass to be measured, the refractive index n dS of the polished test piece can be measured, and the virtual temperature T f of the glass can be determined using a calibration curve.
  • the virtual temperature of the glass before tempering can be adjusted by the following procedure.
  • a glass material having a predetermined composition is prepared and melted, and then formed into a plate glass.
  • the fictive temperature of the glass can be adjusted.
  • raise the fictive temperature of the glass for example, increase the cooling rate near the glass transition point (for example, between the annealing point and the strain point), specifically, by achieving 200 ° C./min or more Can.
  • the fictive temperature of glass can be adjusted by the following procedure.
  • a glass raw material of a predetermined composition After preparing and melting a glass raw material of a predetermined composition, it is formed into sheet glass by a known sheet glass forming method (for example, float method, fusion method, roll-out method). After molding, the glass is heated to a predetermined cooling start temperature, and held at that temperature. Thereafter, by adjusting the cooling rate, the fictive temperature of the glass can be adjusted. In order to lower the fictive temperature of the glass, the cooling start temperature may be lowered. In this case, it is preferable that the cooling rate be high, because the virtual temperature is close to the cooling start temperature.
  • a known sheet glass forming method for example, float method, fusion method, roll-out method.
  • the necessary holding time varies depending on the cooling start temperature, but is preferably 500 / (cooling start temperature ⁇ Tg) min or more, and more preferably 1000 / (cooling start temperature ⁇ Tg) min or more.
  • the cooling start temperature is preferably Tg + 30 ° C. or higher. If it is Tg + 30 ° C. or higher, the fictive temperature becomes high, and it is easy to make the fictive temperature at the central portion in the plate thickness t direction to be the glass transition point Tg or higher.
  • the cooling start temperature is more preferably Tg + 40 ° C. or higher, and still more preferably Tg + 50 ° C. or higher. Moreover, it is preferable to make cooling start temperature into Tg + 100 degreeC or less.
  • the cooling start temperature is more preferably Tg + 60 ° C. or less, still more preferably Tg + 30 ° C. or less, and particularly preferably Tg + 20 ° C. or less.
  • a cooling rate shall be 100 degrees C / min or more.
  • the temperature is more preferably 200 ° C./min or more, still more preferably 300 ° C./min or more.
  • the glass after cooling is subjected to a strengthening treatment under predetermined conditions.
  • a strengthening treatment under predetermined conditions.
  • air-cooling reinforcement it is placed in a heating furnace at Tg + 60 ° C to Tg + 110 ° C (for example, 7 minutes or more) and quenched (for example, equivalent cooling rate of 500 ° C / min or more)
  • Tg + 60 ° C to Tg + 110 ° C for example, 7 minutes or more
  • quenched for example, equivalent cooling rate of 500 ° C / min or more
  • the tensile stress CT at the central portion in the thickness t direction is preferably 5 MPa or more, more preferably 10 MPa or more, more preferably 20 MPa or more, and 30 MPa or more More preferable.
  • the upper limit of the tensile stress CT at the central portion in the thickness t direction is not particularly limited, but is practically 1000 MPa or less, and 200 MPa or less in the case of air-cooled tempered glass.
  • the quotient (CT / A) of the tensile stress CT (unit: MPa) at the center of the thickness t direction and the mirror constant A (unit: MPa ⁇ m 0.5 ) is 2.5 m -0.5 or more Is preferably 3 m 2 -0.5 or more, more preferably 5 m 2 -0.5 or more, and particularly preferably 8 m 2 -0.5 or more.
  • the upper limit of CT / A is not particularly limited, but is preferably 1000 m -0.5 or less, and more preferably 500 m -0.5 or less.
  • the compressive stress layer depth DOL is preferably (1/10) ⁇ t mm or more. DOL prevents the development of flaws present on the glass surface. (1/9) ⁇ t mm or more is more preferable, and (1/8) ⁇ t mm or more is more preferable because the glass needs to be deeper than the depth of the flaw in order to increase the strength of the glass.
  • DOL is preferably (1/3) ⁇ t mm or less.
  • the DOL is more preferably (1 / 3.5) ⁇ t mm or less, and still more preferably (1 ⁇ 4) ⁇ t mm or less.
  • the compression stress layer depth DOL of the tempered glass of the present invention is preferably 0.150 mm or more, more preferably 0.200 mm or more, and still more preferably 0.300 mm or more.
  • the compression stress layer depth DOL is preferably 10 mm or less, more preferably 8 mm or less, more preferably 6 mm or less, still more preferably 5 mm or less, particularly preferably 4.5 mm or less, and most preferably 4 mm or less.
  • the plate thickness t is preferably 1.2 mm or more.
  • the thickness t is preferably 1.5 mm or more, more preferably 1.8 mm or more, more preferably 2.0 mm or more, more preferably 2.2 mm or more, still more preferably 2.5 mm or more, particularly preferably 3.0 mm or more.
  • Preferably, 3.5 mm or more is the most preferable.
  • the plate thickness t is preferably 50 mm or less. If it is 50 mm or less, it is lightweight.
  • the plate thickness t is preferably 45 mm or less, more preferably 40 mm or less, more preferably 35 mm or less, more preferably 30 mm or less, more preferably 25 mm or less, more preferably 20 mm or less, still more preferably 10 mm or less, particularly 5 mm or less Preferably, 4 mm or less is the most preferable.
  • the applicant has obtained the following findings on the relationship between the mirror constant A of glass and the physical properties of glass or the composition of glass.
  • the Poisson's ratio ⁇ of the glass is high.
  • the Poisson's ratio ⁇ ⁇ ⁇ of the glass is preferably 0.18 or more, more preferably 0.20 or more, and still more preferably 0.21 or more.
  • the upper limit of the Poisson's ratio ⁇ is not particularly limited, but may be 0.27 or less.
  • the Poisson's ratio ⁇ of the glass there are the following means to increase the Poisson's ratio ⁇ of the glass.
  • the Poisson's ratio ⁇ is larger as the packing density (the ratio of the sum of the ion radii of the elements constituting the glass to the volume of the whole glass) is higher. This corresponds to a weak bond between the elements constituting the glass, that is, an increase in the proportion of the network modifier.
  • it is realized by selecting a network structure having many planar structures such as sulfide.
  • not containing B 2 O 3 substantially means not containing B 2 O 3 except in the case where it is mixed as an unavoidable impurity (hereinafter the same in the present specification).
  • the Young's modulus E of the glass is preferably low. Specifically, the Young's modulus E of the glass is preferably 100 GPa or less, more preferably 90 GPa or less, and still more preferably 80 GPa or less. However, in terms of stress entry during the tempering treatment, the Young's modulus E of the glass is preferably 55 GPa or more, more preferably 60 GPa or more, and still more preferably 65 GPa or more.
  • Al 2 O 3 should not be added excessively because it tends to repair the cut network structure to increase the Young's modulus E.
  • the amount of SiO 2 is large, the network structure of the glass becomes relatively strong, so the Young's modulus E becomes too high. Therefore, it is better not to add a large amount of SiO 2 .
  • the Miller constant A increases as the addition amount of the alkaline earth metal oxide RO increases, so the addition amount of the alkaline earth metal oxide RO is The smaller one is better.
  • the alkaline earth metal oxide RO is a generic term for MgO, CaO, SrO and BaO (hereinafter, the same in the present specification).
  • the alkali metal oxide R 2 O is a generic term for Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, and Rb 2 O (hereinafter, the same in the present specification).
  • a glass composition contains 40 to 80% of SiO 2 , 0 to 5% of Al 2 O 3, and 0 to 5% of P 2 O 5 in terms of mole percentage on an oxide basis, and an alkali metal oxide It is more preferable to contain 8 to 40% in total of (R 2 O), 0 to 20% in total of alkaline earth metal oxides (RO), and to contain substantially no B 2 O 3 .
  • glass composition contains 50 to 80% of SiO 2 , 0.1 to 5% of Al 2 O 3 , and 0 to 3% of P 2 O 5 in terms of mole percentage on an oxide basis, and an alkali metal It is more preferable to contain 10 to 35% in total of oxides (R 2 O), 0.1 to 15% in total of alkaline earth metal oxides (RO), and to be substantially free of B 2 O 3 .
  • a glass composition contains 65 to 78% of SiO 2 , 0.2 to 5% of Al 2 O 3 and 0 to 1% of P 2 O 5 in terms of mole percentage on an oxide basis, and an alkali metal It is particularly preferable to contain 15 to 25% in total of oxides (R 2 O), 0.1 to 8% in total of alkaline earth metal oxides (RO), and to be substantially free of B 2 O 3 .
  • R 2 O oxides
  • RO alkaline earth metal oxides
  • SiO 2 is a main component of glass. If the content of SiO 2 is 40% or more, the weather resistance is good. The content of SiO 2 is preferably 40% or more, more preferably 50% or more, and still more preferably 65% or more. If the content of SiO 2 is 85% or less, devitrification hardly occurs. The content of SiO 2 is more preferably 80% or less, further preferably 78% or less, and particularly preferably 75% or less.
  • Al 2 O 3 is a component that improves the weather resistance.
  • the content of Al 2 O 3 is 0% or more. When Al 2 O 3 is contained, the weather resistance of the glass is improved.
  • the content of Al 2 O 3 is more preferably 0.1% or more, further preferably 0.2% or more, and particularly preferably 0.5% or more. If the content of Al 2 O 3 is 15% or less, the solubility is good. Also, the Miller constant tends to be small.
  • the content of Al 2 O 3 is more preferably 10% or less, further preferably 8% or less, and particularly preferably 5% or less.
  • Al 2 O 3 to SiO 2 is 0 or more, the structure becomes strong due to the increase in the number of bonds, and it is easy to handle as glass.
  • Al 2 O 3 / SiO 2 is more preferably 0.005 or more, more preferably 0.01 or more.
  • the Miller constant increases. Therefore, 0.6 or less is preferable.
  • Al 2 O 3 / SiO 2 0.5 or less is more preferable, 0.3 or less is more preferable, and 0.2 or less is particularly preferable.
  • P 2 O 5 is preferably substantially free of P 2 O 5 because it is easy to form phase separation and devitrification species, but it may be 5% or less in order to increase the compressive stress layer depth DOL.
  • the content of P 2 O 5 may be 3% or less, or 1% or less.
  • the viscosity of the glass at a high temperature is likely to decrease, so that the glass is easily melted.
  • the total amount of R 2 O is more preferably 10% or more, and still more preferably 15% or more.
  • R 2 O is 40% or less in total, the Miller constant decreases.
  • the total amount of R 2 O is more preferably 35% or less, further preferably 30% or less, and particularly preferably 20% or less.
  • Li 2 O has the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperatures.
  • Li 2 O increases the Young's modulus and tends to increase the Miller constant compared to other alkali metal oxides. Therefore, the content of Li 2 O is more preferably 30% or less, and still more preferably 25% or less.
  • the mirror constants happening increase in Young's modulus due to the increase of Li 2 O is when SiO 2 component is small does not increase, it is preferred to include a Li 2 O 5% or more. More preferably, it is 10% or more, still more preferably 20% or more.
  • the content of SiO 2 + Li 2 O is preferably 65% or more, more preferably 70% or more, and still more preferably 75% or more.
  • Na 2 O is a component having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperature. If the content of Na 2 O is 5% or more, the above-described effect is obtained. The Na 2 O content is more preferably 10% or more, more preferably 15% or more. If the content of Na 2 O is 40% or less, the network in the glass structure can be maintained. The content of Na 2 O is more preferably 30% or less, and further preferably 20% or less.
  • K 2 O is a component having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperature. If the content of K 2 O is 2% or more, the effect of lowering the viscosity becomes stronger.
  • the content of K 2 O is more preferably 3% or more, and still more preferably 5% or more. If the content of K 2 O is 20% or less, it is possible to reduce the deliquescent of the glass to some extent.
  • the content of K 2 O is more preferably 10% or less, still more preferably 8% or less.
  • Rb 2 O like Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, etc., is a component having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperatures. If the content of Rb 2 O is 1% or more, it is possible to increase the energy absorbing effect at the time of breakage of the glass by the mixed alkali effect. The content of Rb 2 O is more preferably 2% or more, and still more preferably 3% or more. If the content of Rb 2 O is 10% or less, an excessive increase in the weight of glass can be prevented. The content of Rb 2 O is more preferably 5% or less, still more preferably 4% or less.
  • RO alkaline earth metal oxide
  • the total amount of RO is more preferably 10% or less, still more preferably 8% or less, and particularly preferably 5% or less.
  • MgO can be contained to improve solubility because it does not increase expansion among alkaline earth metal oxides and increases the hardness of the glass while maintaining the density low. Therefore, the content of MgO is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.2% or more. If the content of MgO is 10% or less, the Miller constant does not become too large. The content of MgO is more preferably 8% or less, still more preferably 5% or less.
  • CaO is a component to improve the meltability at high temperatures or to make it difficult to cause devitrification. If the content of CaO is 0.1% or more, devitrification can be suppressed. The content of CaO is more preferably 0.2% or more. If the content of CaO is 10% or less, both effects of improvement of the meltability and increase of the Young's modulus of the glass can be obtained. As for content of CaO, 8% or less is more preferable, and 5% or less is more preferable.
  • SrO is a component to improve the meltability at high temperatures or to make it difficult to cause devitrification.
  • the content of SrO is more preferably 0.2% or more, and still more preferably 0.3% or more. If the content of SrO is 10% or less, the weight increase of the glass is not a problem.
  • the content of SrO is more preferably 8% or less, further preferably 5% or less.
  • BaO is a component to improve the meltability at high temperatures or to make it difficult to cause devitrification. If the content of BaO is 0.1% or more, energy dissipation tends to occur easily due to the mixing effect of the alkaline earth. The content of BaO is more preferably 0.2% or more, and still more preferably 0.3% or more. If the content of BaO is 10% or less, the weight increase of the glass is not a problem. The content of BaO is more preferably 8% or less, further preferably 5% or less.
  • G E ⁇ 0.013 + ⁇ ⁇ ( ⁇ 6.6) + [Al 2 O 3 ] ⁇ 0.023 + ⁇ RO ⁇ 0.013 (4)
  • E Young's modulus (GPa) of the glass
  • ⁇ the Poisson's ratio of the glass
  • [Al 2 O 3 ] the content of Al 2 O 3 in the glass (mol% on oxide basis)
  • ⁇ RO the glass Total content of alkaline earth metal oxides in (mol% based on oxides)
  • G is more preferably -0.35 or less, further preferably -0.4 or less, and particularly preferably -0.45 or less.
  • the lower limit of G is not particularly limited, but is preferably -0.7 or more because it is difficult to use glass in which the Young's modulus is too low.
  • I [Al 2 O 3 ] ⁇ 0.03 + ⁇ RO ⁇ 0.014 (6) (Wherein [Al 2 O 3 ] is the content of Al 2 O 3 in the glass (mol% on the basis of oxide), ⁇ RO is the total content of alkaline earth metal oxides in the glass (on the oxide basis) %)))
  • ⁇ RO is the total content of alkaline earth metal oxides in the glass (on the oxide basis) %)
  • the lower limit of I is not particularly limited, but is preferably 0.05 or more in order to maintain the structure of the glass.
  • the content of tetracoordinated boron hardly affects the mirror constant A of glass, the content may be increased, but in order to increase the content of tetracoordinated boron, an alkali metal oxide is used. If too much (R 2 O) is added, the rigidity of the glass can not be maintained, so it is better not to add too much.
  • the following components may be added to the glass.
  • alkali metal oxides (R 2 O) and alkaline earth metal oxides (RO) tetracoordinate boron in the glass without significantly changing the stiffness of the entire glass. It tends to be boron. Therefore, it is preferable to increase the content of the alkali metal oxide (R 2 O) and the alkaline earth metal oxide (RO).
  • the Young's modulus E of the glass is lower, the mirror constant A of the glass can be made smaller.
  • the Young's modulus E of the glass is preferably 100 GPa or less, more preferably 90 GPa or less, and still more preferably 80 GPa or less.
  • the Young's modulus E of the glass is preferably 55 GPa or more, more preferably 60 GPa or more, and still more preferably 65 GPa or more.
  • the components that affect the Young's modulus E of the glass the same as in the case of containing substantially no glass composition of B 2 O 3.
  • the glass composition based on the above findings contains 40 to 85% of SiO 2 , 0.1 to 20% of B 2 O 3 and 0 to 5% of P 2 O 5 in terms of mole percentage on an oxide basis, In addition, it is preferable to contain 5 to 40% in total of alkali metal oxides (R 2 O) and 0 to 15% in total of alkaline earth metal oxides (RO). In addition, as a glass composition, it contains 65 to 85% of SiO 2 , 0.1 to 10% of B 2 O 3 , and 0 to 5% of P 2 O 5 in terms of mole percentage on an oxide basis, and an alkali metal It is more preferable to contain 10 to 20% in total of oxides (R 2 O) and 5 to 15% in total of alkaline earth metal oxides (RO).
  • a molar percentage based on oxides SiO 2 65 ⁇ 85%, the Al 2 O 3 1 ⁇ 15% , the B 2 O 3 0.1 ⁇ 10% , the P 2 O 5 It is more preferable to contain 0 to 5%, 10 to 20% in total of alkali metal oxides (R 2 O) and 5 to 15% in total of alkaline earth metal oxides (RO).
  • glass composition 50 to 80% of SiO 2 , 3 to 15% of Al 2 O 3 , 1 to 15% of B 2 O 3 , and 0 to 5 of P 2 O 5 in terms of mole percentage on an oxide basis Particularly preferred is one containing 5% and containing 10 to 35% in total of alkali metal oxides (R 2 O) and 0.1 to 8% in total of alkaline earth metal oxides (RO).
  • R 2 O alkali metal oxides
  • RO alkaline earth metal oxides
  • SiO 2 is a main component of glass. If the content of SiO 2 is 40% or more, the weather resistance is good. The content of SiO 2 is more preferably 50% or more, further preferably 65% or more, and particularly preferably 72% or more. If the content of SiO 2 is 85% or less, devitrification hardly occurs. The content of SiO 2 is more preferably 80% or less, further preferably 78% or less, and particularly preferably 75% or less.
  • Al 2 O 3 is a component to improve the weather resistance and, in the case of a glass containing B 2 O 3 , it is preferable to contain it because it reduces the mirror constant.
  • the content of Al 2 O 3 is more preferably 1% or more, further preferably 3% or more, and particularly preferably 5% or more. If the content of Al 2 O 3 is 20% or less, the solubility is good.
  • the content of Al 2 O 3 is more preferably 15% or less, further preferably 13% or less, and particularly preferably 12% or less.
  • Al 2 O 3 to SiO 2 is 0.01 or more, the network is stabilized. As for Al 2 O 3 / SiO 2 , 0.02 or more is more preferable, and 0.1 or more is more preferable. If the ratio of Al 2 O 3 to SiO 2 (Al 2 O 3 / SiO 2 ) is 1 or less, the solubility is excellent. Al 2 O 3 / SiO 2 is more preferably 0.7 or less, more preferably 0.6 or less.
  • P 2 O 5 is preferably not substantially contained because it is easy to form phase separation and devitrification species, but it should be contained in an amount of 5% or less to increase the thickness of the compressive stress layer when used as a chemically strengthened glass. It is also good.
  • the content of P 2 O 5 may be 4% or less, or 3% or less.
  • B 2 O 3 is 0.1% or more, it has the effect of reducing the susceptibility to damage of the glass. From this, the content of B 2 O 3 is preferably 1% or more, and more preferably 5% or more. The content of B 2 O 3 is 20% or less, it is possible to prevent volatilization at the time of dissolution. The content of B 2 O 3 is more preferably 15% or less, more preferably 13% or less.
  • B 2 O 3 and R 2 O ratio of the sum of (B 2 O 3 / ⁇ R 2 O) is small, four-coordinated boron number exists, tends to become small mirrors constant. Therefore, B 2 O 3 / ⁇ ⁇ ⁇ R 2 O is preferably 1 or less.
  • B 2 O 3 / ⁇ R 2 O is more preferably 0.8 or less, more preferably 0.6 or less.
  • the alkali metal is more than B 2 O 3 which is a network former, the structure of the glass itself becomes unstable, so that it is preferably 0.1 or more. More preferably, 0.3 or more is more preferable, and 0.5 or more is more preferable.
  • the total content of the alkali metal oxides (R 2 O) is 5% or more, the viscosity of the glass when the temperature is high is likely to be reduced, and thus the glass becomes high in melting property.
  • the total amount of R 2 O is more preferably 8% or more, further preferably 10% or more, and particularly preferably 12% or more.
  • R 2 O is 40% or less in total, it is possible to prevent a rapid decrease in Young's modulus.
  • the total amount of R 2 O is preferably 35% or less, more preferably 30% or less.
  • Li 2 O is an alkali metal oxide component that does not cause a decrease in Young's modulus at room temperature while having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperatures. If the content of Li 2 O is 0% or more, the above effect appears. The content of Li 2 O is more preferably 2% or more, and still more preferably 4% or more. If the content of Li 2 O is 20% or less, the network in the glass structure can be maintained. In addition, because the price of Li 2 O is high, the price of the glass to be obtained can be avoided. Li 2 O content is more preferably 18% or less, more preferably 16% or less.
  • Na 2 O is a component having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperature. In addition, the mirror constant is lowered because of the effect of cutting the network. If the content of Na 2 O is 5% or more, the above-described effect is obtained. The content of Na 2 O is more preferably 10% or more, and further preferably 12% or more. If the content of Na 2 O is 40% or less, the network in the glass structure can be maintained. The Na 2 O content is more preferably 35% or less, more preferably 30% or less.
  • K 2 O like Li 2 O and Na 2 O, is a component having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperature. In addition, the mirror constant is lowered because of the effect of cutting the network. If the content of K 2 O is 2% or more, the effect of lowering the viscosity becomes stronger. The content of K 2 O is more preferably 3% or more, and still more preferably 5% or more. If the content of K 2 O is 20% or less, it is possible to reduce the deliquescent of the glass to some extent. The K 2 O content is more preferably 15% or less, more preferably 10% or less.
  • Rb 2 O like Li 2 O, Na 2 O, K 2 O, etc., is a component having the effect of lowering the viscosity of the glass at high temperatures.
  • the mirror constant is lowered because of the effect of cutting the network. It is possible to raise the effect when the content of Rb 2 O is 1% or more.
  • the content of Rb 2 O is more preferably 0.1% or more, and still more preferably 0.2% or more. If the content of Rb 2 O is 10% or less, an excessive increase in the weight of glass can be prevented.
  • the content of Rb 2 O is more preferably 5% or less, still more preferably 4% or less.
  • RO Alkaline earth metal oxides
  • MgO is a component that strengthens the glass network and tends to increase the Young's modulus. For this reason, since it is a component to increase the Miller constant, the content of MgO is preferably as small as possible, preferably 10% or less. More preferably, it is 8% or less, still more preferably 7% or less. However, it is preferable to contain 0.1% or more because MgO improves the weather resistance of the glass. The content of MgO is more preferably 0.2% or more, and further preferably 0.5% or more.
  • CaO has the effect of improving the meltability at high temperatures and improving the chemical resistance.
  • the content of CaO is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more. If the content of CaO is too large, the devitrification temperature may rise, or phosphorus, which is an impurity in limestone (CaCO 3 ) that is a CaO raw material, may be mixed in a large amount, so the content of CaO is preferably 10% or less. More preferably, it is 8% or less, and more preferably 5% or less.
  • SrO is a component to improve the meltability at high temperatures or to make it difficult to cause devitrification.
  • the content of SrO is more preferably 0.2% or more. If the content of SrO is 10% or less, the weight increase of the glass is not a problem.
  • the content of SrO is more preferably 8% or less, further preferably 5% or less.
  • BaO is a component to improve the meltability at high temperatures or to make it difficult to cause devitrification. If the content of BaO is 0.1% or more, energy dissipation tends to occur easily due to the mixing effect of the alkaline earth. The content of BaO is more preferably 0.2% or more. However, BaO is most effective in reducing the rate of ion exchange among alkaline earth metal oxides. Therefore, when the glass strengthening method is chemical strengthening, the content is preferably 5% or less. The content of BaO is more preferably 3% or less, further preferably 1% or less.
  • H B 2 O 3 (three coordination) ⁇ 0.039 + E ⁇ 0.036 + ⁇ RO ⁇ ( ⁇ 0.030) ⁇ 2.3 (5)
  • B 2 O 3 (three coordinates) is the three-coordinate boron content in the glass (mol% based on oxide)
  • E is the Young's modulus (GPa) of the glass
  • ⁇ RO is the alkaline earth in the glass
  • Total content of metal oxides (mol% based on oxides) If H is 0.30 or less, the Miller constant tends to be small.
  • H is more preferably 0.28 or less, still more preferably 0.25 or less, and particularly preferably 0.20 or less.
  • the lower limit of H is not particularly limited, but a glass having a too low Young's modulus is preferably -0.5 or more because the application is limited.
  • J [B 2 O 3] ⁇ 0.031-0.026 ⁇ [K 2 O] (7) (Wherein [B 2 O 3 ] is the B 2 O 3 content in the glass (mol% based on oxide), [K 2 O] is the K 2 O content in the glass (mol% based on the oxide )))
  • J 0.33 or less, the mirror constant tends to be small.
  • 0.31 or less is more preferable, and 0.25 or less is further more preferable.
  • the lower limit of J is not particularly limited, but is preferably -0.4 or more because the glass network is broken and the glass itself becomes unstable when the amount of alkali metal oxide increases with respect to the B 2 O 3 content.
  • ⁇ M R2O > represented by the following formula (8) is preferably 10 or more.
  • ⁇ M R2O > ⁇ (Mixri) / ⁇ Ri (8)
  • Mi is atomic weight of alkali metal
  • Ri is content of alkali metal oxide contained in glass (mol% on the basis of oxide)
  • ⁇ M R 2 O 2 > is correlated with atomic weight of alkali metal in glass It is a value.
  • the tempered glass of the present invention preferably contains substantially no lanthanoid.
  • substantially free of lanthanoid means that the lanthanoid is not included unless it is mixed as an unavoidable impurity.
  • the weight of the glass can be reduced.
  • the tempered glass of this invention does not contain F substantially.
  • not containing substantially F means not containing F except when it is mixed as an unavoidable impurity. By containing substantially no F, the glass composition is unlikely to change even when the glass is heat-treated.
  • the glass plate according to the embodiment of the present invention may contain SO 3 .
  • SO 3 is mainly derived from sodium sulfate (Na 2 SO 4 ) used as a fining agent.
  • the content of SO 3 is preferably 0.001% to 0.2% in terms of mass% based on the oxide. If the content of SO 3 is 0.001% or more, the fining effect at the time of glass melting is good, and bubbles are reduced.
  • the content of SO 3 is preferably 0.003% or more, more preferably 0.01% or more, and still more preferably 0.02% or more. If the content of SO 3 is 0.2% or less, the gas component of SO 2 hardly remains in the glass as bubbles.
  • the content of SO 3 is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less, and still more preferably 0.03% or less.
  • the glass plate according to the embodiment of the present invention may contain SnO 2 .
  • SnO 2 acts as a fining agent.
  • the content of SnO 2 is preferably 0 to 1% in terms of mass% based on the oxide. If SnO 2 is contained, the fining effect at the time of glass melting is good and bubbles are reduced.
  • the content of SnO 2 may be 0.1% or more, 0.2% or more, or 0.3% or more. In addition, if the content of SnO 2 is 1% or less, the raw material cost can be suppressed, and the volatilization in the production line is small.
  • the content of SnO 2 is more preferably 0.7% or less, further preferably 0.5% or less, and particularly preferably 0.4% or less.
  • the glass plate according to the embodiment of the present invention has, for example, Fe 2 O 3 , TiO 2 , CeO 2 , CoO, Se, MnO 2 , MnO, Cr 2 O 3 , V 2 O 5 , NiO, Er 2 O as coloring components. Although 3 may be contained, it is not necessary to contain a coloring component.
  • the glass plate of the embodiment of the present invention preferably contains substantially no MnO 2 , MnO, Cr 2 O 3 , V 2 O 5 , NiO or Er 2 O 3 .
  • the tempered glass of the present invention is air-cooled and tempered glass, it is preferable to satisfy the low-temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT and the high-temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT described below from the viewpoint of ease of air-cooling and tempering.
  • a cooling medium is sprayed on the surface to rapidly cool the surface to give a residual stress.
  • the ease of air-cooling reinforcement in the present specification means that residual stress is easily given when the air-cooling reinforcement treatment is performed in the above-described procedure.
  • the average thermal expansion coefficient at 50 to 350 ° C. is taken as the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT .
  • the tempered glass of the present invention preferably has a low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT of 60 ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ K ⁇ 1 or more from the viewpoint of imparting residual stress.
  • the tempered glass of the present invention preferably has a low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT of 70 ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ K ⁇ 1 or more, and more preferably 80 ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ K 1 or more.
  • the upper limit of the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT is not particularly limited, but may be 170 ⁇ 10 ⁇ 7 ⁇ K ⁇ 1 or less.
  • a load of 10 g is applied to a sample with a diameter of 5 mm and a length of 20 mm, and a thermal expansion curve obtained by measurement at a temperature rising rate of 5 ° C./min is between the glass transition point and the deformation point
  • the local maximum value of the thermal expansion coefficient at the point is taken as the high temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT .
  • the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT and the high temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT generally have a correlation, and when the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT is large, the high temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT tends to be large.
  • the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT is a value close to that of the conventional glass
  • the high temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT is a glass larger than the conventional glass
  • conventional devices can be used to form the glass. Furthermore, it is possible to make it easy to give a residual stress to glass when the air-cooling and tempering treatment is performed.
  • the ratio ⁇ HT / ⁇ LT of the high temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT to the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT is preferably 2.0 or more, and is 2.5 or more Is preferable, 3.0 or more is more preferable, 3.5 or more is more preferable, 4.0 or more is more preferable, 4.5 or more is more preferable, and 5.0 It is more preferable to be above, particularly preferable to be 6.0 or more, and most preferable to be 7.0 or more.
  • the residual stress imparted to the glass by the air-cooling tempering treatment is determined by the product ⁇ LT ⁇ E of the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT of the glass and the Young's modulus E. Therefore, a glass with a larger value of ⁇ LT ⁇ E is preferable as a wind-cooled tempered glass.
  • the product ⁇ LT ⁇ E of the low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT and the Young's modulus E is preferably 5.0 ⁇ 10 5 Pa ⁇ K ⁇ 1 or more, and 6.0 ⁇ 10 5 Pa More preferably, it is K ⁇ 1 or more, and more preferably 7.0 ⁇ 10 5 Pa ⁇ K ⁇ 1 or more.
  • the tempered glass of the present invention preferably has a specific gravity of 2.0 or more. If the specific gravity is 2.0 or more, the sound insulation is good, and when used as a car glass, external sounds are less likely to propagate inside the car.
  • the specific gravity is more preferably 2.3 or more, further preferably 2.5 or more.
  • the specific gravity is preferably 3.0 or less. If the specific gravity is 3.0 or less, it is lightweight.
  • the specific gravity is more preferably 2.8 or less, further preferably 2.6 or less.
  • Examples 1 to 23 are Examples, and Examples 24 to 31 are Comparative Examples.
  • a glass raw material was appropriately prepared, heated and melted, then homogenized by defoaming, stirring and the like, and molded by a float method to obtain a glass plate (plate thickness: 2.3 mm).
  • the compositions (mol% based on oxide) of the glasses used in Examples and Comparative Examples are shown in Tables 1 to 3.
  • the content of three-coordinate boron (B (three-coordinate) (mol%)) is represented by the following formula (9) or (9 ′) Identified in.
  • [B (three coordination)] [B 2 O 3 ]-([Na 2 O]-[Al 2 O 3 ]) (9)
  • [B (three coordination)] is the content (mol%) of three coordination boron in the glass
  • [B 2 O 3 ] is the content of B 2 O 3 in the glass (mol on an oxide basis) %
  • [Al 2 O 3 ] is the content of Al 2 O 3 in the glass (mol% on oxide basis)
  • [Na 2 O] is the content of Na 2 O in the glass (mol on oxide basis) %).
  • J [B 2 O 3] ⁇ 0.031-0.026 ⁇ [K 2 O] (7)
  • [B 2 O 3 ] is the content of B 2 O 3 in the glass (mol% on the basis of oxide)
  • [K 2 O] is the content of K 2 O in the glass (mol on the oxide basis %).
  • B 2 O 3 (three coordination) ⁇ 0.039 + E ⁇ 0.036 + ⁇ RO ⁇ ( ⁇ 0.030) ⁇ 2.3 (5)
  • B 2 O 3 (three coordinates) is the three-coordinate boron content (mol% on the basis of oxide) in the glass
  • E is the Young's modulus (GPa) of the glass
  • RORO is the alkaline earth metal in the glass Total content of oxide (mol% based on oxide).
  • a deformation point (unit: ° C.), a low temperature thermal expansion coefficient ⁇ LT (unit: ⁇ 10 -7 / ° C.), and a high temperature thermal expansion coefficient ⁇ HT (unit: ⁇ 10 -7 / ° C.) were determined.
  • Tables 1 to 3 values shown in parentheses are calculated values.
  • the fictive temperature of the glass was adjusted by adjusting the cooling rate.
  • the fictive temperature of the glass was determined as follows. In the glass of each composition, three plate-like glasses are prepared and suspended at different cooling start temperatures T (° C.) in a platinum crucible and suspended so as not to contact wall surfaces using platinum wires and ceramic rods. It was placed in a held electric furnace. Here, the cooling start temperature and the holding time are kept at Tg + 50 ° C. for 5 minutes, Tg + 30 ° C. for 20 minutes, and Tg + 10 ° C. for 2 hours, and then the glass is taken out of the electric furnace out of the furnace at room temperature about 25 ° C. The cooling was performed at a cooling rate of 1000 ° C./min or more.
  • the refractive index n d at the d-line of these glasses is measured using a refractometer (KPR 2000; manufactured by Shimadzu device), and from the refractive index n d and the cooling start temperature T, the constant a in equation (1) And b were determined by linear regression.
  • processing The glass plate obtained by the above-mentioned procedure was processed into a size of 40 mm ⁇ 6 mm ⁇ 3 mm, and eight glass plates were produced in which front and back surfaces and end faces in the longitudinal direction (four in total) were mirror-polished.
  • HMV-2 Vickers hardness tester
  • a diamond indenter with a facing angle of 110 ° the indenter was scratched by pressing the indenter under different loads onto eight glass plates.
  • the pressing load was set to 0.05 kgf, 0.1 kgf, 0.3 kgf, 0.5 kgf, 0.75 kgf, 1.0 kgf, 2.0 kgf, and 3.0 kgf.
  • Heat treatment was performed to remove the influence of strain caused by scratching. The heat treatment was performed by maintaining the cooling start temperature described in Tables 1 to 3 for 1 hour, and cooling to room temperature at a cooling rate described in Tables 1 to 3.
  • the span of the jig for 4-point bending was such that the load side (upper): 10 mm and the support side (lower): 30 mm.
  • CS surface compressive stress
  • DOL compressive stress layer depth
  • CS was 80 MPa and DOL was 400 ⁇ m. Since quenching was performed by quenching under similar conditions in the other examples as well, for other glasses, the value of CS was calculated assuming that CS is proportional to the value of ⁇ LT ⁇ E. Since the thickness of the prepared glass is equal, DOL is considered to be the same.
  • ⁇ Number of fractures, size of largest fractured piece> The number of fractures of the tempered glass was measured by the following procedure. Using an auto punch (automatic punch M with a carbide tip; made by Niigata Seiki Co., Ltd.) against a glass sample (10 cm square) after tempering treatment, an angle of 120 ° is located 10 mm away from one corner of the sample It was crushed by impact with an indenter. The number of broken glass fragments was taken as the number of broken glass. When the glass was not crushed, the number of crushing was set to zero. Also, the size of the largest fragment of the crushed glass was determined. In Tables 1 to 3, ⁇ indicates that the size of the largest fragment is less than 9 cm 2 , and ⁇ indicates that the size of the largest fragment is 50 cm 2 or more.
  • the tempered glass of Examples 24 to 31 in which the mirror constant A is greater than 1.97 MPa ⁇ m 0.5 the size of the largest fragments was 50 cm 2 or more, and the fragments were rough.
  • the tempered glass of the present invention is suitably used, for example, as a window glass of a vehicle, a window glass of a building, an outer wall, a solar cell cover glass, particularly as a window glass for automobiles.

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Abstract

本発明はミラー定数Ａが１．９７ＭＰａ・ｍ0.5以下、表面圧縮応力（ＣＳ）が１０ＭＰａ以上、板厚ｔ（単位：ｍｍ）と前記ＣＳ（単位：ＭＰａ）との積（ｔ×ＣＳ）が２３０未満の強化ガラスに関する。

Description

強化ガラス
　本発明は、強化ガラスに関する。より具体的には、自動車用窓ガラスとして用いられる強化ガラスに関する。
　自動車用窓ガラス（フロントガラスを除く）には、強化ガラスが用いられている。この場合、運転者または同乗者の負傷を防ぐために、安全性の面から強化ガラス板の割れに対する法規が定められている。こうした法規に定められた性能を満足するものでなければ、自動車の窓ガラスとして使用できないようになっている。
　例えば、自動車窓用の強化ガラスの法規には、強化ガラスに局部的な衝撃を与えた際の破砕片の状態についての規制がある。具体的には、衝撃により割れたガラス板の破砕片は細かい粒状となり、普通のガラスのような鋭利な破片を生じないことが求められる（特許文献１）。
　図１は、破砕片が大きいガラスの一例を示した図であり、図２は、破砕片が細かい粒状ガラスの一例を示した図である。自動車用窓ガラスには、図２に示す破砕片が細かい粒状のガラスが好ましい。
　ところで、最近の自動車は、燃費の低減等のために軽量化が求められている。それにともない、ガラス板の厚みを薄くし、軽量化する要求が高まっている。ところが、軽量化の要求にともない板厚を薄くした場合、表面圧縮応力（ＣＳ）が大きくならず、結果として内部引張応力（ＣＴ）が大きくならないため、破砕片が大きくなり、危険が生じるという問題がある。
日本国特開２０００－１０３６３２号公報
　本発明は、従来技術の問題点を解決するため、上述の実情に鑑みてなしたもので、強化ガラスの板厚が薄い場合であっても、破砕片が細かい強化ガラスの提供を目的とする。
　本発明は、上記の目的を達成するため、ミラー定数Ａが１．９７ＭＰａ・ｍ0.5以下、表面圧縮応力（ＣＳ）が１０ＭＰａ以上、板厚ｔ（単位：ｍｍ）と前記ＣＳ（単位：ＭＰａ）との積（ｔ×ＣＳ）が２３０未満の強化ガラスを提供する。
　本発明の強化ガラスは、板厚が薄い場合であっても、表面圧縮応力が大きすぎず、破砕片が細かい。強化ガラスが割れた際に、破砕片が細かい粒状となるため、自動車用窓ガラスに好適である。
図１は、破砕片が大きいガラスの一例を示した図である。 図２は、破砕片が細かいガラスの一例を示した図である。 図３は、内部に残留応力のないガラスが引張応力によって破壊した場合の破壊起点周辺の割れ方を模式的に示した図である。
　以下、本発明の強化ガラスの実施形態について説明する。
　なお、本発明の強化ガラスの強化処理方法は特に限定されず、風冷強化処理を施した風冷強化ガラスであっても、化学強化処理を施した化学強化ガラスであってもよい。
　但し、自動車用窓ガラスとして用いる場合、コスト面を考慮すると、風冷強化ガラスであることが好ましい。
　本明細書では、破砕片が細かい粒状であることの指標として、後述する実施例に記載の手順で測定した破砕片密度を用いる。破砕片が細かい粒状である場合、破砕片密度が高くなる。ここで、破砕片密度とは、１００ｃｍ２あたりの破砕数で定義される。破砕片密度は、４以上であることが好ましく、１０以上がさらに好ましい。ガラスの全体の形をとどめるため、破砕片密度は２０００以下が好ましく、１５００以下がさらに好ましい。
　ガラスが割れた際、その破断面の形状は応力の大きさによって異なることが知られている。内部に残留応力のないガラス、すなわち、強化処理を施していないガラスが、一様な引張応力によって破壊した場合の破壊起点周辺の割れ方を、図３に模式的に示す。
　図３中、黒丸で示す破壊起点の周辺には、ミラー（ｍｉｒｒｏｒ）面と呼ばれる平滑面が生じる。また、その周囲にはミスト（ｍｉｓｔ）と呼ばれるややざらざらした境界面が生じ、その先にはハックル（ｈａｃｋｌｅ）と呼ばれる粗い面が生じる。図３において、黒丸で示す破壊起点からミラー（ｍｉｒｒｏｒ）面と、ミスト（ｍｉｓｔ）面と、の境界までの距離をＲ（単位：ｍ）とし、破壊を生じさせた応力をσ（単位：ＭＰａ）とすると、σはＲの平方根の逆数に比例することが知られており、その比例定数がミラー定数Ａ（単位：ＭＰａ・ｍ0.5）である。すなわち、下記式に示す関係になる。
　σ＝Ａ／Ｒ1/2
　ミラー定数Ａは、破壊時の応力σと、破壊起点から、ミラー面とミストとの界面までの距離Ｒを測定することで、実験的に求められる。
　このため、ミラー定数は従来、市場で使用されていたガラスが破砕した際、ガラスに負荷されたであろう応力を解析するために調べられていた。これに対して、本発明者は鋭意検討した結果、ガラスの破砕において破砕の分岐が起きる現象と、ミラー面がミストやハックルに進展する現象の類似性から、ガラスが破砕した場合の破砕片密度と、ミラー定数Ａに関係があり、ミラー定数Ａが小さいガラスは、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状になることを見出した。
　ミラー定数Ａが小さいガラスは、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状になる。強化ガラスにおいても、亀裂先端がガラスの最も引張応力の大きい部分、即ち厚み方向の中心部の、強化処理の影響を受けにくい部分であることから、その割れ方は強化処理前のガラスの特性に依存する。そのため、強化処理前のミラー定数Ａが小さいガラスに強化処理を施したガラス（強化ガラス）は、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状になる。
　なお、ミラー定数Ａは、強化処理の前後で変化しないため、以下、本明細書では、強化処理前のガラスについて求めたミラー定数Ａを、強化処理を施したガラス（強化ガラス）のミラー定数Ａとする。
　本発明の強化ガラスは、ミラー定数Ａが１．９７ＭＰａ・ｍ0.5以下である。これにより、割れたときの破片が細かい粒状になる。
　本発明の強化ガラスは、ミラー定数Ａが１．９２ＭＰａ・ｍ0.5以下であることが好ましく、１．８７ＭＰａ・ｍ0.5以下であることがより好ましく、１．８２ＭＰａ・ｍ0.5以下であることがさらに好ましく、１．７６ＭＰａ・ｍ0.5以下であることが特に好ましい。ミラー定数Ａの下限は特に限定されないが、低すぎると粉砕の危険性があるために１．０ＭＰａ・ｍ0.5以上が好ましい。
　本発明の強化ガラスは、表面圧縮応力（ＣＳ）が１０ＭＰａ以上である。表面圧縮応力（ＣＳ）が１０ＭＰａ以上であれば、表面破砕密度を大きくすることができる。本発明の強化ガラスは、表面圧縮応力（ＣＳ）が５０ＭＰａ以上であることが好ましく、６０ＭＰａ以上であることがより好ましく、７０ＭＰａ以上であることがより好ましく、８０ＭＰａ以上であることがさらに好ましく、９０ＭＰａ以上であることが特に好ましく、１００ＭＰａ以上であることが最も好ましい。表面圧縮応力（ＣＳ）の上限は特に限定されないが、高いＣＳは高い内部引張応力とつりあっており、ＣＳが高いほど内部で引張応力によるエネルギー蓄積が起こっているため、破砕時に解放されるエネルギーが大きく危険なため２５００ＭＰａ以下が好ましい。
　本発明の強化ガラスは、板厚ｔ（単位：ｍｍ）と表面圧縮応力ＣＳ（単位：ＭＰａ）との積（ｔ×ＣＳ）が２３０未満である。ｔ×ＣＳが２３０未満であれば、強化ガラスを軽量とすることができる。また、強化ガラスに衝撃が加えられた時に、強化ガラスが自爆しにくい。ｔ×ＣＳは２２０以下が好ましく、２１５以下がより好ましく、２１０以下がさらに好ましく、２０５以下が特に好ましく、２００以下が最も好ましい。
　強化処理を施していないガラスの物性と、ミラー定数Ａとの関連性に着目すると、強化処理を施していないガラスの仮想温度が高いほどミラー定数Ａが小さくなる傾向がある。　ガラスの破砕は、ガラスの引張応力が最大の部分で進行する。このような引張応力最大の部分とはガラスの板厚ｔ方向の中心部であることから、ガラス全体の破砕の要因となるのはガラスの板厚ｔ方向の中心部のミラー定数である。
　なお、本明細書において、ガラスの板厚ｔ方向の中心部とは、以下を意味する。ガラス板の主表面から、もう一方の主表面までの法線方向の距離をｔとし、この法線方向をｔ方向と定義する。主表面からｔ方向にｔ／２の位置が、ガラスの板厚ｔ方向の中心部である。通常、ガラス板の両方の主表面を同様に強化すると、主表面からｔ方向にｔ／２の位置で引張応力が最大になることから、この部分の引張応力の値が破砕の特性を決める重要な値となる。
　強化処理を施したガラスの仮想温度、特に板厚ｔ方向の中心部の仮想温度は、強化処理前のガラスの仮想温度の影響を受ける。適切な条件で強化処理を実施すれば、特に板厚ｔ方向の中心部の仮想温度は、強化処理前後で実質的に差が生じない。
　本発明の強化ガラスは、ガラスの板厚ｔ方向の中心部の仮想温度が、そのガラスのガラス転移点Ｔｇ以上であることが、ガラスのミラー定数Ａを１．９７ＭＰａ・ｍ0.5以下とするうえで好ましい。
　本発明の強化ガラスは、ガラスの板厚ｔ方向の中心部の仮想温度がＴｇ＋２０℃以上であることがより好ましく、Ｔｇ＋４０℃以上であることがさらに好ましく、Ｔｇ＋６０℃以上であることが特に好ましく、Ｔｇ＋８０℃以上であることが最も好ましい。
　本発明の強化ガラスは、ガラスの板厚ｔ方向の中心部の仮想温度がＴｇ＋１００℃以下であることが好ましい。仮想温度がＴｇ＋１００℃以下であれば、熱歪によるクラックが生じにくいため、ガラスが破砕する際に細かい破片を得ることができる。ガラスの板厚ｔ方向の中心部の仮想温度がＴｇ＋９０℃以下であることがより好ましい。
　なお、本発明における仮想温度Ｔｆとは、以下に示す、屈折率法によって求められた数値のことをいう。仮想温度Ｔfは、ガラス断面を研磨し、屈折率ｎを測定することで測定でき、
　Ｔf＝ａ×ｎ＋ｂ　　（１）
で表すことができる。ここで、ａ、ｂはガラス種に固有の定数である。
　屈折率法による仮想温度Ｔfの具体的な求め方は以下の通りである。まず、仮想温度を測定しようとするガラスサンプルからｉ個（i≧２）の試験片を用意し、それぞれ異なる冷却開始温度に屈折率が平衡状態となるまで保持した後、冷却速度が１０００℃／ｍｉｎ以上で冷却する。ここで、冷却開始温度がガラス転移温度より低いと、十分に長い保持時間が必要となるので、冷却開始温度はガラス転移温度より１０℃～１００℃高い温度とすることが好ましい。この条件で冷却されたガラスに対して、特定の波長（例えばＨｅランプのｄ線、５８７．６ｎｍ）において屈折率ｎｄを測定する。それぞれの冷却開始温度Ｔｉに対して、その冷却開始温度から急冷したガラスの屈折率ｎｄｉをプロットし、線形回帰により式（１）における定数ａおよびｂを決定し、検量線を作成する。次に、仮想温度Ｔｆを測定したいガラスから切り出し、研磨した試験片の屈折率ｎｄＳを測定し、検量線を用いてそのガラスの仮想温度Ｔｆを決定することができる。
　強化処理前のガラスの仮想温度は以下の手順で調節できる。
　強化ガラスを製造する場合、所定の組成のガラス原料を調合し溶解した後、板ガラスに成形する。この成形時の冷却温度プロファイルを調節することにより、ガラスの仮想温度を調節できる。ガラスの仮想温度を高くする場合は、例えば、ガラス転移点付近（例えば徐冷点から歪点の間）の冷却速度を大きくする、具体的には２００℃／ｍｉｎ以上とすることで達成することができる。
　あるいは、ガラスの仮想温度は、以下の手順で調整することも可能である。
　所定の組成のガラス原料を調合し溶解した後、公知の板状ガラスの成形方法（例えばフロート法やフュージョン法、ロールアウト法）にて板ガラスに成形する。成形後、ガラスを所定の冷却開始温度まで昇温し、その温度にて保持する。その後、冷却速度を調整することにより、ガラスの仮想温度を調節できる。ガラスの仮想温度を低くする場合は、冷却開始温度を低くすればよい。この場合、冷却速度は速いほうが仮想温度が冷却開始温度に近い値となるため、好ましい。必要な保持時間は冷却開始温度により異なるが、５００/（冷却開始温度－Ｔｇ）分以上が好ましく、１０００/（冷却開始温度－Ｔｇ）分以上がより好ましい。
　冷却開始温度は、Ｔｇ＋３０℃以上とすることが好ましい。Ｔｇ＋３０℃以上であれば、仮想温度が高くなり、板厚ｔ方向中心部の仮想温度をガラス転移点Ｔｇ以上にしやすい。冷却開始温度は、Ｔｇ＋４０℃以上がより好ましく、Ｔｇ＋５０℃以上がさらに好ましい。
　また、冷却開始温度は、Ｔｇ＋１００℃以下とすることが好ましい。Ｔｇ＋１００℃以下であれば、仮想温度が低くなり、板厚ｔ方向中心部の仮想温度をＴｇ＋１００℃以下にしやすい。冷却開始温度は、Ｔｇ＋６０℃以下がより好ましく、Ｔｇ＋３０℃以下がさらに好ましく、Ｔｇ＋２０℃以下が特に好ましい。
　またこの手順で仮想温度を調整する場合、冷却速度は、１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。より好ましくは２００℃／ｍｉｎ以上であり、更に好ましくは３００℃／ｍｉｎ以上である。
　冷却後のガラスに所定の条件で強化処理を施す。風冷強化の場合、Ｔｇ＋６０℃～Ｔｇ＋１１０℃にて（例えば、７分以上）加熱炉に入れ、急冷（例えば、５００℃／ｍｉｎ以上の等価冷却速度）することにより、板厚ｔ方向の中心部の仮想温度に強化処理の前後で実質的に差が生じない。
　本発明の強化ガラスは、板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴが高いほど、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状になるため好ましい。
　本発明の強化ガラスは、板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴが５ＭＰａ以上であることが好ましく、１０ＭＰａ以上であることがより好ましく、２０ＭＰａ以上であることがより好ましく、３０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。
　板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴの上限は特に限定されないが、現実的には１０００ＭＰａ以下であり、風冷強化ガラスの場合２００ＭＰａ以下である。
　上述したように、ガラスのミラー定数Ａが小さいほど、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状となる。一方、板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴが高いほど、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状となる。
　そのため、板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴと、ミラー定数Ａとの商（ＣＴ／Ａ）が大きいほど、破砕片密度が高く、割れたときの破片が細かい粒状となる。
　本発明の強化ガラスは、板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴ（単位：ＭＰａ）と、ミラー定数Ａ（単位：ＭＰａ・ｍ0.5）との商（ＣＴ／Ａ）が２．５ｍ-0.5以上であることが好ましく、３ｍ-0.5以上であることがより好ましく、５ｍ-0.5以上であることがさらに好ましく、８ｍ-0.5以上であることが特に好ましい。ＣＴ／Ａの上限は特に限定されないが、１０００ｍ-0.5以下が好ましく、５００ｍ-0.5以下がより好ましい。
　圧縮応力層深さＤＯＬが大きい強化ガラスは、深い傷が生じた時にも傷の先端が圧縮応力層内に留まることから、破壊しにくい。
　本発明の強化ガラスは、板厚をｔ（単位：ｍｍ）としたときに、圧縮応力層深さＤＯＬが（１／１０）×ｔｍｍ以上であることが好ましい。ＤＯＬは、ガラス表面に存在する傷の進展を防止する。ガラスの強度を上げるために傷の深さより深くする必要があるため、（１／９）×ｔｍｍ以上がより好ましく、（１／８）×ｔｍｍ以上がさらに好ましい。但し、ＤＯＬは（１／３）×ｔｍｍ以下であることが好ましい。ＤＯＬは、（１／３．５）×ｔｍｍ以下がより好ましく、（１／４）×ｔｍｍ以下がさらに好ましい。
　ＤＯＬが大きい強化ガラスは、深い傷が生じた時にも傷の先端が圧縮応力層内に留まることから、破壊しにくい。
　本発明の強化ガラスは、圧縮応力層深さＤＯＬが０．１５０ｍｍ以上であることが好ましく、０．２００ｍｍ以上がより好ましく、０．３００ｍｍ以上がさらに好ましい。但し、圧縮応力層深さＤＯＬは１０ｍｍ以下が好ましく、８ｍｍ以下がより好ましく、６ｍｍ以下がより好ましく、５ｍｍ以下がさらに好ましく、４．５ｍｍ以下が特に好ましく、４ｍｍ以下が最も好ましい。
　本発明の強化ガラスは、自動車用窓ガラスとして用いられるため、板厚ｔが１．２ｍｍ以上であることが好ましい。板厚ｔは１．５ｍｍ以上がより好ましく、１．８ｍｍ以上がより好ましく、２．０ｍｍ以上がより好ましく、２．２ｍｍ以上がより好ましく、２．５ｍｍ以上がさらに好ましく、３．０ｍｍ以上が特に好ましく、３．５ｍｍ以上が最も好ましい。また、板厚ｔは５０ｍｍ以下が好ましい。５０ｍｍ以下であれば軽量である。板厚ｔは４５ｍｍ以下がより好ましく、４０ｍｍ以下がより好ましく、３５ｍｍ以下がより好ましく、３０ｍｍ以下がより好ましく、２５ｍｍ以下がより好ましく、２０ｍｍ以下がより好ましく、１０ｍｍ以下がさらに好ましく、５ｍｍ以下が特に好ましく、４ｍｍ以下が最も好ましい。
　本出願人は、ガラスのミラー定数Ａと、ガラスの物性若しくはガラスの組成との関連性について、以下の知見を得た。
Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないガラス組成の場合
（１）ガラスのポアソン比νが高いほどガラスのミラー定数Ａが小さくなる。その理由について、ガラスのポアソン比νが高いほど、ガラスに非架橋酸素が多く、ガラスを構成する元素間に弱い結合が多いことを示しているため、破砕面を形成するのが容易であるためと考えられる。
　そのため、ガラスのポアソン比νが高いことが好ましい。具体的には、ガラスのポアソン比νが０．１８以上であることが好ましく、０．２０以上であることがより好ましく、０．２１以上であることがさらに好ましい。ポアソン比νの上限は特に限定されないが、０．２７以下であってよい。
　ガラスのポアソン比νを高くするために、以下の手段がある。
　ガラス中にＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、Ｐ2Ｏ5などのネットワークをつくる元素の割合が少ないと、非架橋酸素の多い結合が多く密度は上がり、ポアソン比νが高くなる。
　ポアソン比νは、パッキング密度（ガラスを構成する元素のイオン半径の和のガラス全体の体積に対する割合）の高いガラスほど大きい。これはガラスを構成する元素間の結合が弱いもの、即ちネットワークモディファイアの割合を増やすことに相当する。また、他の方法として、ネットワーク構造に硫化物などの平面構造が多いものを選ぶなどによって実現される。
　ここで、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないとは、不可避的な不純物として混入する場合を除き含有しないことを意味する（以下、本明細書において同じ。）。
（２）ガラスのヤング率Ｅが低いほど、ガラスのミラー定数Ａを小さくできる。そのため、ガラスのヤング率Ｅは低いことが好ましい。具体的には、ガラスのヤング率Ｅが１００ＧＰａ以下であることが好ましく、９０ＧＰａ以下であることがより好ましく、８０ＧＰａ以下であることがさらに好ましい。
　但し、強化処理時の応力の入りやすさという点では、ガラスのヤング率Ｅが５５ＧＰａ以上であることが好ましく、６０ＧＰａ以上であることがより好ましく、６５ＧＰａ以上であることがさらに好ましい。
　ガラスのヤング率Ｅに着目した場合、Ａｌ2Ｏ3は、切断したネットワーク構造を補修してヤング率Ｅを高める傾向があるため入れすぎない方がよい。また、ＳｉＯ2の量が多いとガラスのネットワーク構造が比較的強固になるため、ヤング率Ｅが高くなりすぎる。そのため、ＳｉＯ2は多量に加えない方がよい。
（３）Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないガラス組成の場合、アルカリ土類金属酸化物ＲＯの添加量を増やすとミラー定数Ａが大きくなるので、アルカリ土類金属酸化物ＲＯの添加量は少ない方がよい。ここで、アルカリ土類金属酸化物ＲＯとは、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯの総称である（以下、本明細書において同じ。）。
　ガラスのミラー定数Ａには影響しないが、Ｐ2Ｏ5は分相や失透種を作りやすいのでガラス中に多量には添加しないことが好ましい。
　上記の知見に基づくガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を４０～８５％、Ａｌ2Ｏ3を０～１５％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で８～４０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０～２０％含有し、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないものが好ましい。ここで、アルカリ金属酸化物Ｒ2Ｏとは、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｒｂ2Ｏの総称である（以下、本明細書において同じ。）。
　また、ガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を４０～８０％、Ａｌ2Ｏ3を０～５％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で８～４０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０～２０％含有し、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないものがより好ましい。
　また、ガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を５０～８０％、Ａｌ2Ｏ3を０．１～５％、Ｐ2Ｏ5を０～３％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で１０～３５％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０．１～１５％含有し、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないものがさらに好ましい。
　また、ガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を６５～７８％、Ａｌ2Ｏ3を０．２～５％、Ｐ2Ｏ5を０～１％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で１５～２５％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０．１～８％含有し、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないものが特に好ましい。
　以下、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないガラス組成の場合の各成分について説明する。
　ＳｉＯ２はガラスの主要成分である。
　ＳｉＯ２の含有量が４０％以上であれば、耐候性が良好である。ＳｉＯ２の含有量は４０％以上が好ましく、５０％以上がより好ましく、６５％以上がさらに好ましい。ＳｉＯ２の含有量が８５％以下であれば、失透しにくい。ＳｉＯ２の含有量は、８０％以下がより好ましく、７８％以下がさらに好ましく、７５％以下が特に好ましい。
　Ａｌ２Ｏ３は、耐候性を向上させる成分である。
　Ａｌ２Ｏ３の含有量は０％以上である。Ａｌ２Ｏ３を含有するとガラスの耐候性が良好となる。Ａｌ２Ｏ３の含有量は、０．１％以上がより好ましく、０．２％以上がさらに好ましく、０．５％以上が特に好ましい。Ａｌ２Ｏ３の含有量が１５％以下であれば、溶解性が良好である。また、ミラー定数も小さくなりやすい。Ａｌ２Ｏ３の含有量は、１０％以下がより好ましく、８％以下がさらに好ましく、５％以下が特に好ましい。
　Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2の比（Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2）が０以上であれば、結合数の増加により、構造が強固になり、ガラスとして扱いやすい。Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2は０．００５以上がより好ましく、０．０１以上がさらに好ましい。しかしＡｌ2Ｏ3とＳｉＯ2の比（Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2）が大きいと、ミラー定数は増加する。このため、０．６以下であれば、好適である。Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2は０．５以下がより好ましく、０．３以下がさらに好ましく、０．２以下が特に好ましい。
　Ｐ2Ｏ5は、分相や失透種を作りやすいので実質的に含有しないことが好ましいが、圧縮応力層深さＤＯＬの増加のために５％以下含有させてもよい。Ｐ2Ｏ5の含有量は３％以下であってもよく、１％以下であってもよい。
　アルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）が総量で８％以上であれば、高温にした場合のガラスの粘性が下がりやすいため、溶かしやすいガラスとなる。Ｒ2Ｏは総量で１０％以上がより好ましく、１５％以上がさらに好ましい。また、Ｒ2Ｏが総量で４０％以下であれば、ミラー定数が低下する。Ｒ2Ｏは総量で３５％以下がより好ましく、３０％以下がさらに好ましく、２０％以下が特に好ましい。
　Ｌｉ2Ｏは、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ。しかしながら、Ｌｉ2Ｏは他のアルカリ金属酸化物に比べてヤング率を増加させ、ミラー定数を大きくしやすい。このため、Ｌｉ2Ｏの含有量は、３０％以下がより好ましく、２５％以下がさらに好ましい。しかし、ＳｉＯ２成分が少ない場合にはＬｉ2Ｏの増加によるヤング率の上昇が起こってもミラー定数が大きくならないため、Ｌｉ2Ｏを５％以上含むことが好ましい。より好ましくは１０％以上であり、さらに好ましくは２０％以上である。これらを加味すると、ＳｉＯ２＋Ｌｉ2Ｏが６５％以上であることが好ましく、より好ましくは７０％以上であり、さらに好ましくは７５％以上である。　
　Ｎａ2Ｏは、Ｌｉ2Ｏと同様に、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ成分である。Ｎａ2Ｏの含有量が５％以上であれば、上記の効果がある。Ｎａ2Ｏの含有量は、１０％以上がより好ましく、１５％以上がさらに好ましい。Ｎａ2Ｏの含有量が４０％以下であれば、ガラス構造におけるネットワークを保つことが出来る。Ｎａ2Ｏの含有量は、３０％以下がより好ましく、２０％以下がさらに好ましい。
　Ｋ2Ｏは、Ｌｉ2ＯやＮａ2Ｏと同様に、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ成分である。Ｋ2Ｏの含有量が２％以上であれば、粘性を下げる効果がより強くなる。Ｋ2Ｏの含有量は、３％以上がより好ましく、５％以上がさらに好ましい。Ｋ2Ｏの含有量が２０％以下であれば、ガラスの潮解性をある程度下げることが可能である。Ｋ2Ｏの含有量は、１０％以下がより好ましく、８％以下がさらに好ましい。
　Ｒｂ2Ｏは、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏなどと同様に、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ成分である。Ｒｂ2Ｏの含有量が１％以上であれば、混合アルカリ効果により、ガラスの破壊時のエネルギー吸収効果を上げることが可能である。Ｒｂ2Ｏの含有量は、２％以上がより好ましく、３％以上がさらに好ましい。Ｒｂ2Ｏの含有量が１０％以下であれば、ガラスの重量の過剰な増加を防ぐことが出来る。Ｒｂ2Ｏの含有量は、５％以下がより好ましく、４％以下がさらに好ましい。
　アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）は必須ではないが溶解性向上のために含有してもよい。ＲＯが総量で０％以上であれば、溶解性が向上する。ＲＯは総量で０．１％以上であってもよく、０．２％以上であってもよい。また、ＲＯが総量で１５％以下であれば、ミラー定数が大幅に上昇せず、ガラスの膨張を大きく変化させないため好適である。ＲＯは総量で１０％以下がより好ましく、８％以下がさらに好ましく、５％以下が特に好ましい。
　ＭｇＯは、必須ではないが、アルカリ土類金属酸化物の中では膨張を高くせず、かつ密度を低く維持したままガラスの硬度を上げるという特徴を有するため、溶解性向上のために含有できる。このため、ＭｇＯの含有量は、０．１％以上がより好ましく、０．２％以上がさらに好ましい。ＭｇＯの含有量が１０％以下であれば、ミラー定数が大きくなりすぎない。ＭｇＯの含有量は、８％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましい。
　ＣａＯは、高温での溶融性を向上させる、または失透を起こりにくくするための成分である。ＣａＯの含有量が０．１％以上であれば、失透を抑制できる。ＣａＯの含有量は、０．２％以上がより好ましい。ＣａＯの含有量が１０％以下であれば、溶融性の向上とガラスのヤング率の上昇いずれの効果も得られる。ＣａＯの含有量は、８％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましい。
　ＳｒＯは、高温での溶融性を向上させる、または失透を起こりにくくするための成分である。ＳｒＯの含有量が０．１％以上であれば、失透防止に効果がある。ＳｒＯの含有量は、０．２％以上がより好ましく、０．３％以上がさらに好ましい。ＳｒＯの含有量が１０％以下であれば、ガラスの重量上昇が問題とならない。ＳｒＯの含有量は、８％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましい。
　ＢａＯは、高温での溶融性を向上させる、または失透を起こりにくくするための成分である。ＢａＯの含有量が０．１％以上であれば、アルカリ土類の混合効果によりエネルギー散逸が生じやすくなる傾向がある。ＢａＯの含有量は、０．２％以上がより好ましく、０．３％以上がさらに好ましい。ＢａＯの含有量が１０％以下であれば、ガラスの重量上昇が問題とならない。ＢａＯの含有量は、８％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましい。
　上記の知見に基づき、本発明の強化ガラスがＢ2Ｏ3を実質的に含有しない場合、下記式（４）で表されるＧが－０．３３以下であることが好ましい。
　Ｇ＝Ｅ×０．０１３＋ν×（－６．６）＋［Ａｌ2Ｏ3］×０．０２３＋ΣＲＯ×０．０１３　　（４）
（式中、Ｅはガラスのヤング率（ＧＰａ）、νはガラスのポアソン比、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。）
　Ｇが－０．３３以下であれば、ミラー定数が小さくなる傾向がある。Ｇは、－０．３５以下がより好ましく、－０．４以下がさらに好ましく、－０．４５以下が特に好ましい。Ｇの下限は特に限定されないが、ヤング率が低すぎるガラスの場合利用しにくいことから、－０．７以上が好ましい。
　また、上記の知見に基づき、本発明の強化ガラスがＢ2Ｏ3を実質的に含有しない場合、下記式（６）で表されるＩが０．３０以下であることが好ましい。
　Ｉ＝［Ａｌ2Ｏ3］×０．０３＋ΣＲＯ×０．０１４　　　（６）
（式中、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。）
　Ｉが０．３０以下であれば、ミラー定数が小さくなる傾向がある。Ｉは、０．２８以下がより好ましく、０．２５以下がさらに好ましく、０．２０以下が特に好ましい。Ｉの下限は特に限定されないが、ガラスの構造保持を目的として０．０５以上が好ましい。
Ｂ2Ｏ3を含有するガラス組成の場合
（１）ガラスに破砕が生じると、ガラス中を亀裂が進展するが、亀裂先端では応力が増大し、これが亀裂の新たな進展につながる。一方で、三配位ホウ素を含むガラスでは、この応力によって三配位ホウ素が四配位ホウ素になり、この配位数変化により破砕エネルギーが消費される。このエネルギー消費により、亀裂の進展に分配されるエネルギーが抑制される。その結果、破砕面の形成が抑制される。破砕面の形成が抑制されると、ミラー面が長く続き、ミスト面になりにくいことから、ミラー定数が大きいガラスとなる。つまり、ガラス中の三配位ホウ素の含有量が少ないほど、ガラスのミラー定数Ａが小さくなり、好ましい。
　一方、四配位ホウ素は、その含有量がガラスのミラー定数Ａに影響しにくいため、その含有量を高くしてもよいが、四配位ホウ素の含有量を高めるために、アルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を入れすぎるとガラスの剛性が保たれないので入れすぎない方がよい。
　四配位ホウ素の含有量を高くするためには、以下の成分をガラスに添加すればよい。
　Ｂ2Ｏ3を含有するガラス組成の場合、アルカリ金属酸化物（Ｒ２Ｏ）及びアルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）はガラス全体の剛性を大きく変えずに、ガラス中のホウ素を四配位ホウ素にする傾向がある。そのため、アルカリ金属酸化物（Ｒ２Ｏ）及びアルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）の含有量を増やす方が好ましい。
　Ｂ2Ｏ3を含有するガラス組成の場合、Ａｌ2Ｏ3の添加はガラスのミラー定数Ａを大きく下げるので好ましい。
（２）ガラスのヤング率Ｅが低いほど、ガラスのミラー定数Ａを小さくできる。具体的には、ガラスのヤング率Ｅが１００ＧＰａ以下であることが好ましく、９０ＧＰａ以下であることがより好ましく、８０ＧＰａ以下であることがさらに好ましい。但し、強化処理時に応力が入りやすくするため、ガラスのヤング率Ｅが５５ＧＰａ以上であることが好ましく、６０ＧＰａ以上であることがより好ましく、６５ＧＰａ以上であることがさらに好ましい。ガラスのヤング率Ｅに影響する成分については、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しないガラス組成の場合と同様である。
　ガラスのミラー定数Ａには影響しないが、Ｐ2Ｏ5は分相や失透種を作りやすいのでガラス中に多量には添加しないことが好ましい。
　上記の知見に基づくガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を４０～８５％、Ｂ2Ｏ3を０．１～２０％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で５～４０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０～１５％含有するものが好ましい。
　また、ガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を６５～８５％、Ｂ2Ｏ3を０．１～１０％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で１０～２０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で５～１５％含有するものがより好ましい。
　また、ガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を６５～８５％、Ａｌ2Ｏ3を１～１５％、Ｂ2Ｏ3を０．１～１０％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で１０～２０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で５～１５％含有するものがさらに好ましい。
　また、ガラス組成として、酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を５０～８０％、Ａｌ2Ｏ3を３～１５％、Ｂ2Ｏ3を１～１５％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で１０～３５％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０．１～８％含有するものが特に好ましい。
　以下、Ｂ2Ｏ3を含有するガラス組成の場合の各成分について説明する。
　ＳｉＯ２はガラスの主要成分である。
　ＳｉＯ２の含有量が４０％以上であれば、耐候性が良好である。ＳｉＯ２の含有量は５０％以上がより好ましく、６５％以上がさらに好ましく、７２％以上が特に好ましい。ＳｉＯ２の含有量が８５％以下であれば、失透しにくい。ＳｉＯ２の含有量は、８０％以下がより好ましく、７８％以下がさらに好ましく、７５％以下が特に好ましい。
　Ａｌ２Ｏ３は、耐候性を向上させる成分である上に、Ｂ2Ｏ3を含有するガラスの場合、ミラー定数を低下させるので、含有することが好ましい。Ａｌ２Ｏ３の含有量は、１％以上がより好ましく、３％以上がさらに好ましく、５％以上が特に好ましい。Ａｌ２Ｏ３の含有量が２０％以下であれば、溶解性が良好である。Ａｌ２Ｏ３の含有量は、１５％以下がより好ましく、１３％以下がさらに好ましく、１２％以下が特に好ましい。
　Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2の比（Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2）が０．０１以上であれば、ネットワークが安定する。Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2は０．０２以上がより好ましく、０．１以上がさらに好ましい。Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ2の比（Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2）が１以下であれば、溶解性に優れる。Ａｌ2Ｏ3／ＳｉＯ2は０．７以下がより好ましく、０．６以下がさらに好ましい。
　Ｐ2Ｏ5は、分相や失透種を作りやすいので実質的に含有しないことが好ましいが、化学強化ガラスとして利用する際の圧縮応力層の厚みを大きくするために５％以下含有させてもよい。Ｐ2Ｏ5の含有量は４％以下であってもよく、３％以下であってもよい。
　Ｂ2Ｏ3は、０．１％以上であれば、ガラスの傷つきやすさを下げる効果がある。このことから、Ｂ2Ｏ3は１％以上含むことが好ましく、５％以上含むことがさらに好ましい。Ｂ2Ｏ3の含有量は、２０％以下であれば、溶解時の揮散を防止することが出来る。Ｂ2Ｏ3の含有量は、１５％以下がより好ましく、１３％以下がさらに好ましい。
　Ｂ2Ｏ3とＲ2Ｏの和との比（Ｂ2Ｏ3／ΣＲ2Ｏ）が小さいと、四配位ホウ素が多く存在し、ミラー定数が小さくなりやすい。このため、Ｂ2Ｏ3／ΣＲ2Ｏは、１以下であることが好ましい。Ｂ2Ｏ3／ΣＲ2Ｏは、０．８以下がより好ましく、０．６以下がさらに好ましい。しかし、アルカリ金属がネットワークフォーマであるＢ2Ｏ3より多すぎるとガラスの構造自体が不安定になることから、０．１以上であることが好ましい。より好ましくは０．３以上がより好ましく、０．５以上がさらに好ましい。
　アルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）が総量で５％以上であれば、高温にした場合のガラスの粘性が下がりやすいため、溶融性の高いガラスとなる。Ｒ2Ｏは総量で８％以上がより好ましく、１０％以上がさらに好ましく、１２％以上が特に好ましい。また、Ｒ2Ｏが総量で４０％以下であれば、ヤング率の急激な低下を防止できる。Ｒ2Ｏは総量で３５％以下がより好ましく、３０％以下がさらに好ましい。
　Ｌｉ2Ｏは、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもちながら、室温におけるヤング率低下を生じないアルカリ金属酸化物成分である。Ｌｉ2Ｏの含有量が０％以上であれば、上記効果が現れる。Ｌｉ2Ｏの含有量は、２％以上がより好ましく、４％以上がさらに好ましい。Ｌｉ2Ｏの含有量が２０％以下であれば、ガラス構造におけるネットワークを保つことが出来る。また、Ｌｉ2Ｏの値段が高いことから、得られるガラスの値段の高騰を免れる。Ｌｉ2Ｏの含有量は、１８％以下がより好ましく、１６％以下がさらに好ましい。
　Ｎａ2Ｏは、Ｌｉ2Ｏと同様に、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ成分である。また、ネットワークを切る効果があるため、ミラー定数が低下する。Ｎａ2Ｏの含有量が５％以上であれば、上記の効果がある。Ｎａ2Ｏの含有量は、１０％以上がより好ましく、１２％以上がさらに好ましい。Ｎａ2Ｏの含有量が４０％以下であれば、ガラス構造におけるネットワークを保つことが出来る。Ｎａ2Ｏの含有量は、３５％以下がより好ましく、３０％以下がさらに好ましい。
　Ｋ2Ｏは、Ｌｉ2ＯやＮａ2Ｏと同様に、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ成分である。また、ネットワークを切る効果があるため、ミラー定数が低下する。Ｋ2Ｏの含有量が２％以上であれば、粘性を下げる効果がより強くなる。Ｋ2Ｏの含有量は、３％以上がより好ましく、５％以上がさらに好ましい。Ｋ2Ｏの含有量が２０％以下であれば、ガラスの潮解性をある程度下げることが可能である。Ｋ2Ｏの含有量は、１５％以下がより好ましく、１０％以下がさらに好ましい。
　Ｒｂ2Ｏは、Ｌｉ2Ｏ、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏなどと同様に、ガラスの高温時の粘性を下げる効果をもつ成分である。また、ネットワークを切る効果があるため、ミラー定数が低下する。Ｒｂ2Ｏの含有量が１％以上で効果を上げることが可能である。Ｒｂ2Ｏの含有量は、０．１％以上がより好ましく、０．２％以上がさらに好ましい。Ｒｂ2Ｏの含有量が１０％以下であれば、ガラスの重量の過剰な増加を防ぐことが出来る。Ｒｂ2Ｏの含有量は、５％以下がより好ましく、４％以下がさらに好ましい。
　アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）は溶解性を上げることから、含有してもよい。ＲＯが総量で０．１％以上であれば、ガラスの高温での粘性が低下し、溶かしやすくなる。ＲＯは総量で０．２％以上であってもよい。ただし、ＲＯはミラー定数を増加させる成分であるため、総量で１５％以下が好ましく、１０％以下がより好ましく、８％以下がさらに好ましい。
　ＭｇＯは、ガラスのネットワークを強固にし、ヤング率を増加させる傾向がある成分である。このため、ミラー定数を増加させる成分であることから、ＭｇＯの含有量は少ない方がよく、１０％以下が好ましい。より好ましくは８％以下であり、さらに好ましくは７％以下である。しかし、ＭｇＯによってガラスの耐候性が向上することから、０．１％以上含むことが好ましい。ＭｇＯの含有量は、０．２％以上がより好ましく、０．５％以上がさらに好ましい。
　ＣａＯは、高温での溶融性を向上させる、また耐薬品性を向上させる効果がある。ＣａＯの含有量が０．１％以上であることが好ましく、０．２％以上がより好ましい。ＣａＯが多すぎると、失透温度が上昇したり、ＣａＯ原料である石灰石（ＣａＣＯ３）中の不純物であるリンが、多く混入するおそれがあるため、ＣａＯの含有量は１０％以下が好ましい。より好ましくは８％以下であり、５％以下がさらに好ましい。
　ＳｒＯは、高温での溶融性を向上させる、または失透を起こりにくくするための成分である。ＳｒＯの含有量が０．１％以上であれば、失透防止に効果がある。ＳｒＯの含有量は、０．２％以上がより好ましい。ＳｒＯの含有量が１０％以下であれば、ガラスの重量上昇が問題とならない。ＳｒＯの含有量は、８％以下がより好ましく、５％以下がさらに好ましい。
　ＢａＯは、高温での溶融性を向上させる、または失透を起こりにくくするための成分である。ＢａＯの含有量が０．１％以上であれば、アルカリ土類の混合効果によりエネルギー散逸が生じやすくなる傾向がある。ＢａＯの含有量は、０．２％以上がより好ましい。ただし、ＢａＯは、アルカリ土類金属酸化物の中でイオン交換速度を低下させる効果が最も大きいことから、ガラスの強化方法が化学強化の場合は、含有量は５％以下が好ましい。ＢａＯの含有量は、３％以下がより好ましく、１％以下がさらに好ましい。
　上記の知見に基づき、本発明の強化ガラスがＢ2Ｏ3を含有する場合、下記式（５）で表されるＨが０．３０以下であることが好ましい。
　Ｈ＝Ｂ2Ｏ3（三配位）×０．０３９＋Ｅ×０．０３６＋ΣＲＯ×（－０．０３０）－２．３　　（５）
（式中、Ｂ2Ｏ3（三配位）はガラス中の三配位ホウ素含有量（酸化物基準のモル％）、Ｅはガラスのヤング率（ＧＰａ）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。）
　Ｈが０．３０以下であれば、ミラー定数が小さくなる傾向がある。Ｈは、０．２８以下がより好ましく、０．２５以下がさらに好ましく、０．２０以下が特に好ましい。Ｈの下限は特に限定されないが、ヤング率の低すぎるガラスは用途が限られることから－０．５以上が好ましい。
　上記の知見に基づき、本発明の強化ガラスがＢ2Ｏ3を含有する場合、下記式（７）で表されるＪが０．３３以下であることが好ましい。
　Ｊ＝［Ｂ2Ｏ3］×０．０３１－０．０２６×［Ｋ2Ｏ］　　　（７）
（式中、［Ｂ2Ｏ3］はガラス中のＢ2Ｏ3含有量（酸化物基準のモル％）、［Ｋ2Ｏ］はガラス中のＫ2Ｏ含有量（酸化物基準のモル％）である。）
　Ｊが０．３３以下であれば、ミラー定数が小さくなる傾向がある。Ｊは、０．３１以下がより好ましく、０．２５以下がさらに好ましい。Ｊの下限は特に限定されないが、Ｂ2Ｏ3含有量に対して、アルカリ金属酸化物の量が増えるとガラスのネットワークが切れてガラス自体が安定でなくなるため、－０．４以上が好ましい。
　アルカリ土類金属酸化物ＲＯとしてＣａＯを用いると、ヤング率が増加する傾向がある。ヤング率の上昇はミラー定数Ａの増加をもたらすため、ヤング率の増加を伴わない程度でＣａＯを増加させることが好ましい。
　アルカリ金属酸化物Ｒ2Ｏの場合は、アルカリ金属の原子量が大きいアルカリ金属酸化物Ｒ2Ｏを添加した方がガラスのネットワーク構造が切断されるので、破砕面が形成されやすくなる。このため、ミラー定数Ａが小さくなる傾向がある。そのため、ガラスに添加するアルカリ金属酸化物Ｒ2Ｏとしては、Ｌｉ2ＯよりもＮａ2Ｏが好ましく、Ｋ2Ｏがより好ましい。特にこの傾向はＢ2Ｏ3を含まないガラスにおいて顕著である。
　本発明の強化ガラスは、下記式（８）で示される＜ＭＲ2Ｏ＞が１０以上であることが好ましい。
　＜ＭＲ2Ｏ＞＝Σ（Ｍｉ×Ｒｉ）／ΣＲｉ　　　（８）
　ここで、Ｍｉはアルカリ金属の原子量、Ｒｉはガラスに含まれるアルカリ金属酸化物の含有量（酸化物基準のモル％）であり、＜ＭＲ2Ｏ＞はガラス中のアルカリ金属の原子量に相関がある値である。＜ＭＲ2Ｏ＞が小さいほど、ガラスに含まれるアルカリ金属酸化物が軽元素であることが示唆され、軽元素のアルカリ金属酸化物を含むガラスのネットワークはより密になる傾向がある。そのため、ヤング率が高くなる傾向があり、ミラー定数が大きくなる。＜ＭＲ2Ｏ＞は１１以上がより好ましく、１２以上がさらに好ましい。
　本発明の強化ガラスは、ランタノイドを実質的に含有しないことが好ましい。ここで、ランタノイドを実質的に含有しないとは、ランタノイドを不可避的な不純物として混入する場合を除き含有しないことを意味する。ランタノイドを実質的に含有しないことにより、ガラスを軽量とすることができる。また、ガラスに太陽光が当たったときに蓄光や発光が起こらない。
　また、本発明の強化ガラスは、Ｆを実質的に含有しないことが好ましい。ここで、Ｆを実質的に含有しないとは、Ｆを不可避的な不純物として混入する場合を除き含有しないことを意味する。Ｆを実質的に含有しないことにより、ガラスを熱処理してもガラス組成が変化しにくい。
　本発明の実施形態によるガラス板は、ＳＯ３を含有してもよい。ＳＯ３は主として、清澄剤として用いられる芒硝（Ｎａ２ＳＯ４）に由来する。
　本発明の実施形態によるガラス板において、ＳＯ３の含有量は、酸化物基準の質量％表示で、０．００１％～０．２％が好ましい。ＳＯ３の含有量が０．００１％以上であれば、ガラス溶融時の清澄効果が良く、泡が少なくなる。ＳＯ３の含有量は、０．００３％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましく、０．０２％以上がさらに好ましい。ＳＯ３の含有量が０．２％以下であれば、ＳＯ２のガス成分が気泡としてガラス中に残りにくい。ＳＯ３の含有量は、０．１％以下が好ましく、０．０５％以下がより好ましく、０．０３％以下がさらに好ましい。
　本発明の実施形態によるガラス板は、ＳｎＯ２を含有してもよい。ＳｎＯ２は清澄剤として作用する。
　本発明の実施形態によるガラス板において、ＳｎＯ２の含有量は、酸化物基準の質量％表示で、０～１％が好ましい。ＳｎＯ２を含有すれば、ガラス溶融時の清澄効果が良く、泡が少なくなる。ＳｎＯ２の含有量は、０．１％以上であってもよく、０．２％以上であってもよく、０．３％以上であってもよい。また、ＳｎＯ２の含有量が１％以下であれば、原料コストを抑えることができ、製造ラインでの揮散が少ない。ＳｎＯ２の含有量は、０．７％以下がより好ましく、０．５％以下がさらに好ましく、０．４％以下が特に好ましい。
　本発明の実施形態によるガラス板は、着色成分として、例えばＦｅ２Ｏ３、ＴｉＯ２、ＣｅＯ２、ＣｏＯ、Ｓｅ、ＭｎＯ２、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３、Ｖ２Ｏ５、ＮｉＯ、Ｅｒ２Ｏ３を含有してもよいが、着色成分を含有しなくてもよい。本発明の実施形態のガラス板は、好ましくは、ＭｎＯ２、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３、Ｖ２Ｏ５、ＮｉＯ、Ｅｒ２Ｏ３を実質的に含有しない。
　本発明の強化ガラスが風冷強化ガラスの場合、風冷強化のしやすさの観点から、以下に示す低温熱膨張係数αLT、高温熱膨張係数αHTを満たすことが好ましい。
　風冷強化処理では、強化処理対象となるガラスを軟化点または屈伏点付近の温度まで加熱した後、表面に冷却媒を吹き付けて急冷することにより残留応力を付与する。
　本明細書における風冷強化のしやすさとは、上述した手順で風冷強化処理を実施した際に、残留応力を付与しやすいことを意味する。
　本明細書において、５０～３５０℃での平均熱膨張係数を低温熱膨張係数αLTとする。本発明の強化ガラスは、低温熱膨張係数αLTが６０×１０-7・Ｋ-1以上であることが残留応力を付与する観点からは好ましい。
　本発明の強化ガラスは、低温熱膨張係数αLTが７０×１０-7・Ｋ-1以上であることがより好ましく、８０×１０-7・Ｋ-1以上であることがさらに好ましい。低温熱膨張係数αLTの上限は特に限定されないが、１７０×１０-7・Ｋ-1以下であってよい。
　本明細書において、１０ｇの荷重を直径５ｍｍ、長さ２０ｍｍのサンプルに印加し、５℃／ｍｉｎの昇温速度で測定して得られた熱膨張曲線において、ガラス転移点と屈伏点との間における熱膨張係数の極大値を高温熱膨張係数αHTとする。
　低温熱膨張係数αLTと高温熱膨張係数αHTには通常相関があり、低温熱膨張係数αLTが大きいと高温熱膨張係数αHTも大きくなる傾向がある。低温熱膨張係数αLTが従来のガラスに近い数値である一方、高温熱膨張係数αHTが従来のガラスよりも大きいガラスであれば、ガラスの成形には従来の装置を使用することができる。さらに、風冷強化処理を実施した際に残留応力を付与しやすいガラスにすることが可能である。
　この観点から、本発明の強化ガラスは、高温熱膨張係数αHTと低温熱膨張係数αLTとの比αHT／αLTが２．０以上であることが好ましく、２．５以上であることが好ましく、３．０以上であることがより好ましく、３．５以上であることがより好ましく、４．０以上であることがより好ましく、４．５以上であることがより好ましく、５．０以上であることがさらに好ましく、６．０以上であることが特に好ましく、７．０以上であることが最も好ましい。
　風冷強化処理によりガラスに付与される残留応力は、ガラスの低温熱膨張係数αLTとヤング率Ｅとの積αLT×Ｅによって決まる。そのため、αLT×Ｅの値がより大きいガラスの方が風冷強化ガラスとして好ましい。
　本発明の強化ガラスは、低温熱膨張係数αLTとヤング率Ｅとの積αLT×Ｅが５．０×１０5Ｐａ・Ｋ-1以上であることが好ましく、６．０×１０5Ｐａ・Ｋ-1以上であることがより好ましく、７．０×１０5Ｐａ・Ｋ-1以上であることがさらに好ましい。
　本発明の強化ガラスは、比重が２．０以上であることが好ましい。比重が２．０以上であれば、遮音性がよく、自動車ガラスとして用いた場合に外部の音が車内に伝搬しにくい。比重は２．３以上がより好ましく、２．５以上がさらに好ましい。また、比重は３．０以下が好ましい。比重が３．０以下であれば、軽量である。比重は、２．８以下がより好ましく、２．６以下がさらに好ましい。
　以下、実施例を用いて本発明をさらに説明する。
　例１～２３は実施例、例２４～３１は比較例である。
　ガラス原料を適宜調製し、加熱・溶融した後、脱泡、攪拌等により均質化し、フロート法により成形してガラス板（板厚２．３ｍｍ）を得た。実施例、比較例に用いたガラスの組成（酸化物基準のモル％）を表１～３に示す。
　なお、Ｂ2Ｏ3を含有する例２２～２３、例２６～３１について、三配位ホウ素の含有量（Ｂ（三配位）（モル％））は下記式（９）または（９’）で特定した。
アルカリ金属酸化物の総量（ΣＲ2Ｏ）がＡｌ2Ｏ3の含有量よりも多い場合（ΣＲ2Ｏ＞[Ａｌ2Ｏ3]）：
　［Ｂ（三配位）］＝［Ｂ2Ｏ3］－（［Ｎａ2Ｏ］－［Ａｌ2Ｏ3］）　（９）
　式中、［Ｂ（三配位）］はガラス中の三配位ホウ素の含有量（モル％）、［Ｂ2Ｏ3］はガラス中のＢ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、［Ｎａ2Ｏ］はガラス中のＮａ2Ｏの含有量（酸化物基準のモル％）である。アルカリ金属酸化物の総量（ΣＲ2Ｏ）がＡｌ2Ｏ3の含有量以下の場合（ΣＲ2Ｏ≦[Ａｌ2Ｏ3]）：［Ｂ（三配位）］＝［Ｂ2Ｏ3］　　（９’）
　Ｂ2Ｏ3を含有しない例１～２１、例２４～２５については、下記式（６）で表されるＩを求めた。
　Ｉ＝［Ａｌ2Ｏ3］×０．０３＋ΣＲＯ×０．０１４　　（６）
　式中、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。
　Ｂ2Ｏ3を含有する例２２～２３、例２６～３１については、下記式（７）で表されるＪを求めた。
　Ｊ＝［Ｂ2Ｏ3］×０．０３１－０．０２６×［Ｋ2Ｏ］　　（７）
　式中、［Ｂ2Ｏ3］はガラス中のＢ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、［Ｋ2Ｏ］はガラス中のＫ2Ｏの含有量（酸化物基準のモル％）である。
＜比重＞
　上記の手順で得られたガラス板を直方体に加工し、ガラス板の長辺及び短辺の長さをマイクロメータにより誤差±０．０１ｍｍで測定し、ガラス板の重量を誤差±０．０２ｇで測定し、比重を求めた。
＜ヤング率Ｅ、ポアソン比ν＞
　上記の手順で得られたガラス板のヤング率Ｅとポアソン比νを超音波パルス法により測定した。
　Ｂ2Ｏ3を含有しない例１～２１、例２４～２５については、下記式（４）で表されるＧを求めた。
　Ｇ＝Ｅ×０．０１３＋ν×（－６．６）＋［Ａｌ2Ｏ3］×０．０２３＋ΣＲＯ×０．０１３　　（４）
　式中、Ｅはガラスのヤング率（ＧＰａ）、νはガラスのポアソン比、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3含有量（酸化物基準のモル％）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。
　Ｂ2Ｏ3を含有する例２２～２３、例２６～３１については、下記式（５）で表されるＨを求めた。
　Ｈ＝Ｂ2Ｏ3（三配位）×０．０３９＋Ｅ×０．０３６＋ΣＲＯ×（－０．０３０）－２．３　　（５）
　式中、Ｂ2Ｏ3（三配位）はガラス中の三配位ホウ素含有量（酸化物基準のモル％）、Ｅはガラスのヤング率（ＧＰａ）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。
＜低温熱膨張係数αLT、高温熱膨張係数αHT、ガラス転移点Ｔｇ、屈伏点＞
　上記の手順で得られたガラス板を加工して、直径５ｍｍ、長さ２０ｍｍのガラス棒を作製した。熱膨張計（ブルカー・エイエックスエス社製、ＴＤ５０１０ＳＡ）を用い、ガラス棒に１０ｇの荷重を加えて５℃／分の昇温速度で線膨張曲線を測定し、ガラス転移点Ｔｇ（単位：℃）、屈伏点（単位：℃）、低温熱膨張係数αLT（単位：×１０-7／℃）、高温熱膨張係数αHT（単位：×１０-7／℃）を求めた。なお、表１～３において、括弧内に示す値は計算値である。
＜仮想温度＞
　ガラスの仮想温度は、以下の手順で測定を行った。
　まず、ガラスの異なる仮想温度のガラスの作製を、以下の手順で行った。所定の組成のガラス原料を調合し溶解した後、板ガラスに成形した。成形後、ガラスをそれぞれ表２、及び表３の冷却開始温度で保持した。その後、冷却速度を調整することにより、ガラスの仮想温度を調整した。次に、ガラスの仮想温度を、次のように求めた。それぞれの組成のガラスにおいて、板状のガラスを３個ずつ準備し、白金線とセラミクス棒を用いて白金るつぼ内に壁面に接触しないように吊るした状態でそれぞれ異なる冷却開始温度Ｔ（℃）に保持した電気炉に入れた。ここで、冷却開始温度ならびに保持時間は、Ｔｇ＋５０℃で５分、Ｔｇ＋３０℃で２０分、Ｔｇ＋１０℃で２時間とし、それぞれ保持した後に、ガラスを電気炉から室温約２５℃の炉外に取り出すことによって、１０００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度で冷却した。次に、これらのガラスのｄ線における屈折率ｎｄを、屈折率計（ＫＰＲ２０００；島津デバイス製造）を用いて測定し、屈折率ｎｄと冷却開始温度Ｔから、式（１）における定数ａおよびｂを線形回帰により決定した。次に、未知のＴｆのガラスについて、屈折率ｎｄを測定し、式（１）の関係、Ｔｆ＝ａ×ｎｄ＋ｂを用いて仮想温度Ｔｆを求めた。
＜ミラー定数＞
　下記手順でガラス加工、加傷、熱処理、曲げ試験、破壊面の観察を実施することにより、ミラー定数を測定した。
（加工）
　上記の手順で得られたガラス板を４０ｍｍ×６ｍｍ×３ｍｍの大きさに加工し、表裏面と長手方向の端面（合わせて４面）を鏡面研磨したガラス板を８枚作製した。
（加傷）
　ビッカース硬度計（ＨＭＶ－２；島津製作所社製）を用いて対面角１１０°のダイヤモンド圧子を使用し、８枚のガラス板に異なる荷重で圧子を押し込み、加傷した。押し込み荷重は、０．０５ｋｇｆ、０．１ｋｇｆ、０．３ｋｇｆ、０．５ｋｇｆ、０．７５ｋｇｆ、１．０ｋｇｆ、２．０ｋｇｆ、３．０ｋｇｆとした。
（熱処理）
　加傷による歪の影響を除去するために熱処理を行った。熱処理は、表１～３に記載の冷却開始温度で１時間保持し、表１～３に記載の冷却速度で室温まで冷却することにより行った。
（曲げ試験）
　４点曲げ用冶具のスパンは、負荷側（上）：１０ｍｍ、支持側（下）：３０ｍｍのものを用いた。加傷および熱処理後のガラスの、加傷面の反対の面にテープを貼り、加傷面を下（テープを貼った面を上）にして荷重を印加し、破砕した時の荷重を測定した。以下の式（１０）を用いて、測定した荷重から破砕時の応力を求めた。
　σ＝（３Ｆ（Ｌｓ－Ｌｌ））／（２ｗｈ2）　　（１０）
　ここで、σ：破砕時の応力（ＭＰａ）、Ｆ：破砕時の荷重（Ｎ）、Ｌｓ：下部支点間距離（ｍｍ）、Ｌｌ：上部荷重点間距離（ｍｍ）、ｗ：サンプル幅（ｍｍ）、ｈ：サンプル厚さ（ｍｍ）である。
（破壊面観察）
　破断面をデジタルマイクロスコープ（ＶＨＸ－５０００；ＫＥＹＥＮＣＥ社製）を用いて観察し、破壊起点から、ミラー面とミスト面との界面までの距離Ｒを計測した。観察時は、サンプルの破断面と顕微鏡のレンズの光軸を垂直にし、２０×１５０倍の倍率で観察を行った。
　上記の手順で得られた結果から、下記式を用いてミラー定数Ａを求めた。
　σ＝Ａ／Ｒ1/2
＜強化処理＞
　ガラスを電気炉でＴｇ＋９０℃で加熱し、ガラス表面がＴｇ＋９０℃になった直後に電気炉からガラスを取り出し、急冷することにより風冷強化処理を行った。加熱時間は長くても５分程度であった。
　＜ＣＳ、ＤＯＬ＞
　強化処理後のガラスの表面圧縮応力（ＣＳ）、圧縮応力層深さ（ＤＯＬ）を以下の手順で算出した。
　例１６のガラスについて、散乱光光弾性解析装置（ＳＬＰ－１０００；折原製作所社製）を用いてガラスの表面からガラス中にレーザー光を入射し、その散乱光の強度からガラス中の応力と応力層深さを求めた。一方で、ガラスの断面を薄く切断及び研磨加工を施し、ガラスの断面方向の複屈折率を測定し、この値から表面圧縮応力ＣＳ及び圧縮応力層深さＤＯＬ、内部引張応力ＣＴを測定した。その結果、ＣＳは８０ＭＰa、ＤＯＬは４００μｍであることがわかった。他の実施例についても同様の条件で急冷して風冷強化を行ったことから、他のガラスについてはＣＳをαＬＴ×Ｅの値に比例すると仮定してＣＳの値を計算した。用意したガラスの厚みは等しいため、ＤＯＬは同程度と考えられる。
＜破砕数、最大の破砕片の大きさ＞
　強化処理後のガラスの破砕数を以下の手順で測定した。
　強化処理後のガラスサンプル（１０ｃｍ角）に対して、オートポンチ（超硬チップ付自動ポンチＭ型；新潟精機社製）を用いて、サンプルの一つの角から１０ｍｍ離れたところに角度１２０°の圧子により衝撃を加えて破砕した。破砕したガラスの破片の数を破砕数とした。なお、ガラスが破砕しなかった場合は破砕数を０とした。また、破砕したガラスの最大の破砕片の大きさを求めた。表１～３において、○は最大の破砕片の大きさが９ｃｍ2未満の場合であり、×は最大の破砕片の大きさが５０ｃｍ2以上の場合である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　ミラー定数Ａが１．９７ＭＰａ・ｍ0.5以下である例１～２３の強化ガラスは、最大の破砕片の大きさが９ｃｍ2未満であり、破砕片が細かかった。一方、ミラー定数Ａが１．９７ＭＰａ・ｍ0.5超である例２４～３１の強化ガラスは、最大の破砕片の大きさが５０ｃｍ2以上であり、破砕片が粗かった。
本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは、当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１７年７月１８日出願の日本特許出願２０１７－１３８８７３に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明の強化ガラスは、例えば、車両の窓ガラス、建築物の窓ガラス、外壁、太陽電池カバーガラスとして、特に自動車用窓ガラスとして好適に用いられる。

Claims (18)

  1. 　ミラー定数Ａが１．９７ＭＰａ・ｍ0.5以下であり、表面圧縮応力（ＣＳ）が１０ＭＰａ以上であり、板厚ｔ（単位：ｍｍ）と前記ＣＳ（単位：ＭＰａ）との積（ｔ×ＣＳ）が２３０未満である強化ガラス。
  2. 　板厚ｔ方向中心部の仮想温度がガラス転移点Ｔｇ以上、Ｔｇ＋１００℃以下である、請求項１に記載の強化ガラス。
  3. 　板厚ｔ方向中心部の引張応力ＣＴが５ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載の強化ガラス。
  4. 　前記ＣＴ（単位：ＭＰａ）と前記ミラー定数Ａ（単位：ＭＰａ・ｍ0.5）との商（ＣＴ／Ａ）が２．５ｍ-0.5以上である、請求項３に記載の強化ガラス。
  5. 　前記板厚をｔ（単位：ｍｍ）としたときに、圧縮応力層深さＤＯＬが（１／１０）×ｔｍｍ以上である、請求項１～４のいずれか一項に記載の強化ガラス。
  6. 　前記板厚ｔが１．２ｍｍ以上５０ｍｍ以下である、請求項１～５のいずれか一項に記載の強化ガラス。
  7. 　酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を４０～８５％、Ａｌ2Ｏ3を０～１５％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で８～４０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０～２０％含有し、Ｂ2Ｏ3を実質的に含有しない、請求項１～６のいずれか一項に記載の強化ガラス。
  8. 　ポアソン比νが０．１８以上である、請求項７に記載の強化ガラス。
  9. 　下記式で表されるＧが－０．３３以下である、請求項７または８に記載の強化ガラス。
    　Ｇ＝Ｅ×０．０１３＋ν×（－６．６）＋［Ａｌ2Ｏ3］×０．０２３＋ΣＲＯ×０．０１３
    （式中、Ｅはガラスのヤング率（ＧＰａ）、νはガラスのポアソン比、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3の含有量（酸化物基準のモル％）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。）
  10. 　下記式で表されるＩが０．３０以下である、請求項７～９のいずれか一項に記載の強化ガラス。
    　Ｉ＝［Ａｌ2Ｏ3］×０．０３＋ΣＲＯ×０．０１４
    （式中、［Ａｌ2Ｏ3］はガラス中のＡｌ2Ｏ3含有量（酸化物基準のモル％）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。）
  11. 　酸化物基準のモル百分率表示で、ＳｉＯ2を４０～８５％、Ｂ2Ｏ3を０．１～２０％、Ｐ2Ｏ5を０～５％含有し、かつアルカリ金属酸化物（Ｒ2Ｏ）を総量で５～４０％、アルカリ土類金属酸化物（ＲＯ）を総量で０～１５％含有する、請求項１～６のいずれか一項に記載の強化ガラス。
  12. 　下記式で表されるＨが０．３０以下である、請求項１１に記載の強化ガラス。
    　Ｈ＝Ｂ2Ｏ3（三配位）×０．０３９＋Ｅ×０．０３６＋ΣＲＯ×（－０．０３０）－２．３
    （式中、Ｂ2Ｏ3（三配位）はガラス中の三配位ホウ素含有量（酸化物基準のモル％）、Ｅはガラスのヤング率（ＧＰａ）、ΣＲＯはガラス中のアルカリ土類金属酸化物の合計含有量（酸化物基準のモル％）である。）
  13. 　下記式で表されるＪが０．３３以下である、請求項１１または１２に記載の強化ガラス。
    　Ｊ＝［Ｂ2Ｏ3］×０．０３１－０．０２６×［Ｋ2Ｏ］
    （式中、［Ｂ2Ｏ3］はガラス中のＢ2Ｏ3含有量（酸化物基準のモル％）、［Ｋ2Ｏ］はガラス中のＫ2Ｏ含有量（酸化物基準のモル％）である。）
  14. 　ヤング率Ｅが５５ＧＰａ以上１００ＧＰａ以下である、請求項１～１３のいずれか一項に記載の強化ガラス。
  15. 　５０～３５０℃での平均熱膨張係数を低温熱膨張係数αLTとするとき、該低温熱膨張係数αLTが６０×１０-7・Ｋ-1以上である、請求項１～１４のいずれか一項に記載の強化ガラス。
  16. 　ガラス転移点と屈伏点との間における熱膨張係数の極大値を高温熱膨張係数αHTとするとき、前記高温熱膨張係数αHTと前記低温熱膨張係数αLTとの比αHT／αLTが２．０以上である、請求項１５に記載の強化ガラス。
  17. 　前記低温熱膨張係数αLTと前記ヤング率Ｅとの積αLT×Ｅが５．０×１０5Ｐａ・Ｋ-1以上である、請求項１５または１６に記載の強化ガラス。
  18. 　風冷強化ガラスである、請求項１～１７のいずれか一項に記載の強化ガラス。
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