平面显示器用玻璃基板及其制造方法.pdf

本发明是提供一种包含应变点或玻璃转移点所代表的低温黏性范围内的特性温度较高、热收缩率较小、且于利用直接通电加热的熔解时可避免熔解槽熔损的问题发生的玻璃的p-Si·TFT平面显示器用玻璃基板及其制造方法。本发明的玻璃基板包含含有52～78质量%SiO2、3～25质量%Al2O3、3～15质量%B2O3、3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0.01～1质量%Fe2O3、0～0.3质量%Sb2O3，且实质上不含As2O3，质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3为7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上的玻璃。本发明的玻璃基板的制造方法包括以下步骤：至少使用直接通电加热熔解调合成上述玻璃组成的玻璃原料而获得熔融玻璃的熔解步骤；将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。

权利要求书一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO、

0.  01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
且所述玻璃实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量。
如权利要求1的玻璃基板，其中上述玻璃实质上不含Sb2O3。
一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO、

0.  01～1质量%Fe2O3，
并且，所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在8.9～20的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为7.5以上，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量。
如权利要求1至3中任一项所述的玻璃基板，其中SiO2的含量为58～72质量%，Al2O3的含量为10～23质量%，B2O3的含量为3～不足11质量%。
如权利要求1至4中任一项所述的玻璃基板，其中
SiO2及Al2O3的合计含量为75质量%以上，
RO、ZnO及B2O3的合计含量为7～不足20质量%，且
B2O3的含量为3～不足11质量%。
如权利要求1至5中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的应变点为688℃以上。
如权利要求1至5中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃由R2O的含量为0.01～0.8质量%的玻璃形成，其中，R2O的含量为Li2O、Na2O及K2O的总量。
如权利要求1至7中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的β‑OH值为0.05～0.4mm‑1。
如权利要求1至8中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的ZrO2的含量不足0.2质量%。
如权利要求1至9中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的SrO及BaO的合计含量为0～不足2质量%。
一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO、

0.  01～1质量%Fe2O3，
并且，所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量，
所述玻璃基板于升降温速度为10℃/min、550℃下实施保持2小时的热处理后的由下述式所表示的热收缩率为75ppm以下，
(式)
热收缩率(ppm)={热处理前后的玻璃的收缩量/热处理前的玻璃的长度}×106。
如权利要求11的玻璃基板，其中热收缩率为60ppm以下。
如权利要求11或12的玻璃基板，其中上述热收缩率是如下得到的值：将玻璃基板于Tg下保持30分钟后，以100℃/min冷却至Tg‑100℃，进行放置冷却直至室温的缓冷操作后，实施上述热处理而获得的值。
一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
57～75质量%SiO2、
8～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO、
0～15质量%MgO、
0～20质量%CaO、
总量0～3质量%SrO和BaO、

0.  01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
并且，所述玻璃实质上不含As2O3，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量。
一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
57～75质量%SiO2、
8～25质量%Al2O3、
3～不足10质量%B2O3、
3～25质量%RO、
0～15质量%MgO、
0～20质量%CaO、
总量0～3质量%SrO和BaO、

0.  01～1质量%Fe2O3，
并且，所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量。
如权利要求1至15中任一项所述的玻璃基板，其是用于TFT液晶显示器。
一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板的制造方法，其包括以下步骤：
至少使用直接通电加热熔解玻璃原料的熔解步骤，其中该玻璃原料按得到如下的玻璃来调合，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO、

0.  01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量，
所述玻璃实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上；
将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及
缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。
一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板的制造方法，其包括以下步骤：
至少使用直接通电加热熔解玻璃原料而获得熔融玻璃的熔解步骤，其中该玻璃原料按得到如下的玻璃来调合，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO、

0.  01～1质量%Fe2O3，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量，
所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在8.9～20的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为7.5以上；
将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及
缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。
如权利要求17或18的制造方法，其中上述熔融玻璃的1550℃的熔融液的比电阻为50～300Ω·cm。
如权利要求17至19中任一项的制造方法，其中于上述缓冷步骤中实施控制平板状玻璃的冷却速度来降低热收缩率的热收缩降低处理。
如权利要求20的制造方法，其中于上述缓冷步骤中，在自Tg至Tg‑100℃的温度范围内，对平板状玻璃的中央部实施冷却速度50～300℃/min的热收缩降低处理。
一种平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO、

0.  01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量，
且所述玻璃实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上。

说明书平面显示器用玻璃基板及其制造方法
【技术领域】
本发明涉及一种平面显示器用玻璃基板、尤其是涉及一种多晶硅薄膜(以下记为p‑Si)平面显示器用玻璃基板及其制造方法。更详细地说，本发明涉及一种于基板表面形成p‑Si而制造的平面显示器中所使用的玻璃基板及其制造方法。更具体地说，本发明涉及一种多晶硅薄膜晶体管(以下记为p‑Si·TFT)平面显示器用玻璃基板及其制造方法。进一步详细而言，本发明涉及一种于基板表面形成p‑Si·TFT而制造的平面显示器中所使用的玻璃基板及其制造方法。进一步具体而言，本发明涉及一种p‑Si·TFT平面显示器为液晶显示器的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板及其制造方法。或者，本发明涉及一种有机EL(Electro Luminescence，电致发光)显示器用玻璃基板及其制造方法。或者，本发明涉及一种氧化物半导体薄膜晶体管平面显示器用玻璃基板。进一步详细而言，本发明涉及一种于基板表面形成氧化物半导体薄膜晶体管而制造的平面显示器中所使用的玻璃基板及其制造方法。
【背景技术】
对于搭载于便携装置等小型机器上的显示器，出于可降低消耗电力等理由，而于薄膜晶体管(TFT)的制造时使用p‑Si(多晶硅)。当前，于p‑Si·TFT平面显示器的制造时必需进行400～600℃的相对高温下的热处理。作为p‑Si·TFT平面显示器制造用的玻璃基板，使用耐热性较高的玻璃。然而，已知先前的a‑Si(非晶硅)·TFT平面显示器所使用的玻璃基板的应变点未充分高，由于p‑Si·TFT平面显示器的制造时的热处理而产生较大的热收缩，引起像素的间距偏移的问题。
近年来，小型机器的显示器日益要求高精细化。因此，期待极力抑制像素的间距偏移，而抑制作为像素的间距偏移的原因的显示器制造时的玻璃基板的热收缩成为了课题。
玻璃基板的热收缩通常可通过提高玻璃基板的应变点或Tg(玻璃转移点)所代表的低温黏性范围中的特性温度(以下记为低温黏性特性温度)来抑制。作为应变点较高的玻璃，例如，于专利文献1中公开有应变点为680℃以上的无碱玻璃。
[专利文献]日本专利特开2010‑6649号公报
【发明内容】
[发明要解决的问题]
为了提高玻璃基板的应变点或Tg(玻璃转移点)所代表的低温黏性特性温度，通常，必需增加玻璃中的SiO2或Al2O3的含量(以下，于本说明书中，作为“低温黏性特性温度”，以“应变点”为代表而记载)。于专利文献1中记载的玻璃含有58～75质量%SiO2、15～19质量%Al2O3(参照权利要求1)。其结果是存在熔融玻璃的比电阻上升的倾向。近年来，为了有效率地使玻璃熔解而多使用直接通电加热。于直接通电加热的情况下，若熔融玻璃的比电阻上升，则有时电流于构成熔解槽的耐火物中流动而并非在熔融玻璃中流动。，由本发明者等人的研究的结果可知：结果导致有发生熔解槽熔损的问题的情况。
然而，于上述专利文献1中记载的发明中，未考虑到熔融玻璃的比电阻。因此，于经由利用直接通电加热的熔融而制造专利文献1中记载的玻璃的情况下，非常担心发生上述熔解槽熔损的问题。
进而，期望进一步提高玻璃的低温黏性特性温度，即，提供具有更高的应变点或Tg的玻璃及玻璃基板，且有越来越强烈担心发生上述熔解槽熔损的问题的倾向。
因此，本发明的目的在于提供一种由玻璃构成的平面显示器用玻璃基板，尤其是p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板及其制造方法，所述玻璃应变点高、可抑制显示器制造时的玻璃基板的热收缩、且于利用直接通电加热的熔解制造时可避免熔解槽熔损的问题发生。
[解决问题的技术手段]
本发明如下所述。
[1]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第1方式的玻璃基板。以下，在记为本发明的玻璃基板的情况下，意指本发明的第1方式的玻璃基板)，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0.01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
且所述玻璃实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上。
[2]如[1]的玻璃基板，其中上述玻璃实质上不含Sb2O3。
[3]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第1方式的玻璃基板的一例)，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0.01～1质量%Fe2O3，
并且，所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在8.9～20的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为7.5以上的玻璃。
[4]如[1]至[3]中任一项所述的玻璃基板，其中SiO2的含量为58～72质量%，Al2O3的含量为10～23质量%，B2O3的含量为3～不足11质量%。
[5]如[1]至[4]中任一项所述的玻璃基板，其中
上述玻璃的SiO2及Al2O3的合计含量为75质量%以上，
RO、ZnO及B2O3的合计含量为7～不足20质量%，且
B2O3的含量为3～不足11质量%。
[6]如[1]至[5]中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的应变点为688℃以上。
[7]如[1]至[6]中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的R2O(其中，R2O为Li2O、Na2O及K2O的总量)的含量为0.01～0.8质量%。
[8]如[1]至[7]中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的β‑OH值为0.05～0.4mm‑1。
[9]如[1]至[8]中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的ZrO2的含量不足0.2质量%。
[10]如[1]至[9]中任一项所述的玻璃基板，其中上述玻璃的SrO及BaO的合计含量为0～不足2质量%。
[11]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第2方式的玻璃基板)，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0.01～1质量%Fe2O3，
并且，所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3的玻璃，
所述玻璃基板于升降温速度为10℃/min、550℃下实施保持2小时的热处理后的由下述式所表示的热收缩率为75ppm以下，
(式)
热收缩率(ppm)={热处理前后的玻璃的收缩量/热处理前的玻璃的长度}×106。
[12]如[11]的玻璃基板，其中热收缩率为60ppm以下。
[13]如[11]或[12]的玻璃基板，其中上述热收缩率是如下得到的值：将玻璃基板于Tg下保持30分钟后，以100℃/min冷却至Tg‑100℃，进行放置冷却直至室温的缓冷操作后，实施上述热处理而获得的值。
[14]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第3方式的玻璃基板)，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
57～75质量%SiO2、
8～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0～15质量%MgO、
0～20质量%CaO、
总量0～3质量%SrO和BaO、
0.01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
并且，所述玻璃实质上不含As2O3。
[15]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第3方式的一例的玻璃基板)，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
57～75质量%SiO2、
8～25质量%Al2O3、
3～不足10质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0～15质量%MgO、
0～20质量%CaO、
总量0～3质量%SrO和BaO、
0.01～1质量%Fe2O3，
并且，所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3。
[16]如[1]至[15]中任一项所述的玻璃基板，其是用于TFT液晶显示器。
[17]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板的制造方法，其包括以下步骤：
至少使用直接通电加热熔解玻璃原料而获得熔融玻璃的熔解步骤，其中该玻璃原料按得到如下的玻璃来调合，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0.01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
所述玻璃实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上；
将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及
缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。
[18]一种p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板的制造方法，其包括以下步骤：
至少使用直接通电加热熔解玻璃原料而获得熔融玻璃的熔解步骤，其中该玻璃原料按得到如下的玻璃来调合，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0.01～1质量%Fe2O3，
所述玻璃实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在8.9～20的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为7.5以上；
将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及
缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。
[19]如[17]或[18]的制造方法，其中上述熔融玻璃的1550℃的熔融液的比电阻为50～300Ω·cm。
[20]如[17]至[19]中任一项的制造方法，其中于上述缓冷步骤中实施控制平板状玻璃的冷却速度来降低热收缩率的热收缩降低处理。
[21]如[20]的制造方法，其中于上述缓冷步骤中，在自Tg至Tg‑100℃的温度范围内，对平板状玻璃的中央部，实施冷却速度50～300℃/min的热收缩降低处理。
[22]一种平面显示器用玻璃基板，其由下述玻璃构成，所述玻璃含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0.01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
且所述玻璃实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上。
[发明的效果]
根据本发明，可抑制或避免玻璃熔解炉的熔损且制造高应变点玻璃，最终可于较高的生产率下提供一种可抑制显示器制造时的玻璃基板的热收缩的由具有较高的应变点的玻璃构成的平面显示器用玻璃基板、尤其是p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板。
【具体实施方式】
于本申请说明书中，只要未特别预先说明，构成玻璃基板的玻璃的组成以质量%表示，构成玻璃的成分的比以质量比表示。另外，只要未特别预先说明，玻璃基板的组成及物性是指构成玻璃基板的玻璃的组成及物性，仅记为玻璃时，意指构成玻璃基板的玻璃。然而，关于在实施例中记载的特定的条件下形成的玻璃基板，玻璃基板的热收缩率意指于实施例中记载的条件下测定的值。另外，于本申请案说明书中，所谓低温黏性特性温度，意指玻璃显示出107.6～1014.5dPa·s的范围的黏度的温度，低温黏性特性温度中包含应变点及Tg。因此，提高低温黏性特性温度也意指提高应变点及Tg，反之，提高应变点及/或Tg意指提高低温黏性特性温度。另外，所谓作为熔解性的指标的熔融温度是玻璃显示出102.5dPa·s的黏度的温度，且是作为熔解性的指标的温度。
<p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板>
本发明的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第1方式的玻璃基板)是包含含有
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0.01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上的玻璃的基板。
另外，作为本发明的第1方式的玻璃基板的一例，可举出：包含含有52～78质量%SiO2、3～25质量%Al2O3、3～15质量%B2O3、3～13质量%RO、0.01～1质量%Fe2O3，实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，而且质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在8.9～20的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为7.5以上的玻璃的玻璃基板。以下，对含有本发明的第1方式的玻璃基板的各玻璃成分的理由及含量或组成比的范围进行说明。
本发明的第1方式的玻璃基板的SiO2的含量在52～78质量%的范围。
SiO2为玻璃的骨架成分，因此为必需成分。若含量变少，则有耐酸性、耐BHF(缓冲氢氟酸)及应变点降低的倾向。另外，若SiO2含量变少，则有热膨胀系数增加的倾向。另外，若SiO2含量过少，则难以将玻璃基板低密度化。另一方面，若SiO2含量过多，则有玻璃熔融液的比电阻上升、熔融温度明显升高而使熔解变得困难的倾向。若SiO2的含量过多，则有耐失透性降低的倾向。就上述观点而言，SiO2的含量设定在52～78质量%的范围。SiO2的含量优选为57～75质量%，更优选为58～72质量%，进而优选为59～70质量%，进一步优选为59～69质量%，进一步更优选为61～69质量%，进而进一步优选为61～68质量%，再进一步优选在62～67质量%的范围。另一方面，若SiO2的含量过多，则有玻璃的蚀刻速率变慢的倾向。就获得表示将玻璃板减薄的情况下的速度的蚀刻速率非常快的玻璃基板的观点而言，SiO2的含量优选为53～75质量%，更优选为55～70质量%，进而优选为55～65质量%，进一步优选在58～63质量%的范围。再者，SiO2的含量是考虑到上述耐酸性等特性与蚀刻速率两者而适当决定的。
本发明的第1方式的玻璃基板的Al2O3的含量在3～25质量%的范围。
Al2O3为抑制分相、提高应变点的必需成分。若含量过少，则玻璃易于分相。并且，应变点降低。进而，杨氏模数及蚀刻速率也有降低的倾向。
若Al2O3的含量过多，则比电阻上升。另外，由于玻璃的失透温度上升、耐失透性降低，故而有成形性变差的倾向。就上述观点而言，Al2O3的含量在3～25质量%的范围。Al2O3的含量优选为8～25质量%，更优选为10～23质量%，进而优选为12～21质量%，进一步优选为12～20质量%或14～21质量%，进一步更优选为14～20质量%，再进一步优选在15～19质量%的范围。另一方面，就获得蚀刻速率非常快的玻璃基板的观点而言，Al2O3的含量优选为8～25质量%，更优选为10～23质量%，进而优选为14～23质量%，进一步优选为17～22质量%。再者，Al2O3的含量是考虑到上述玻璃的分相特性等与蚀刻速率两者而适当决定的。
本发明的第1方式的玻璃基板的B2O3在3～15质量%的范围。
B2O3为降低玻璃的熔融温度所代表的高温黏性范围的温度、改善澄清性的必需成分。若B2O3的含量过少，则熔解性、耐失透性及耐BHF有降低的倾向。另外，若B2O3的含量过少，则比重增加而不易实现低密度化。另一方面，若B2O3的含量过多，则比电阻上升。另外，若B2O3的含量过多，则应变点降低、耐热性降低。另外，耐酸性及杨氏模数有降低的倾向。另外，由于玻璃熔解时的B2O3的挥发，玻璃的不均质变得明显，易于产生条纹。就上述观点而言，B2O3的含量在3～15质量%的范围，优选为3～12质量%，优选为3～不足11质量%，更优选为3～不足10质量%，进而优选为4～9质量%，进一步优选为5～9质量%，再进一步优选在7～9质量%的范围。另一方面，为了充分降低失透温度，B2O3的含量在3～15质量%的范围，优选为5～15质量%，更优选为6～13质量%，进而优选为7～不足11质量%。再者，B2O3的含量是考虑到上述熔解性等与失透温度两者而适当决定的。
本发明的第1方式的玻璃基板的MgO、CaO、SrO及BaO的总量即RO为3～25质量%，优选在3～14质量%的范围，更优选在3～13质量%的范围。
RO为降低比电阻、提高熔解性的必需成分。若RO的含量过少，则比电阻上升、熔解性变差。若RO的含量过多，则应变点及杨氏模数降低。进而，密度上升。另外，若RO的含量过多，则还有热膨胀系数增大的倾向。就上述观点而言，RO在3～25质量%的范围，优选在3～14质量%的范围，更优选在3～13质量%的范围，进而优选为6～13质量%，进一步优选为6～12质量%，进一步更优选为7～12质量%，进而进一步优选在8～11质量%的范围。
本发明的第1方式的玻璃基板的Fe2O3的含量在0.01～1质量%的范围。
Fe2O3除具有作为澄清剂的功能以外，还是降低玻璃熔融液的比电阻的必需成分。于熔融温度(高温黏性范围的温度)较高、难熔的玻璃中，通过含有上述特定量的Fe2O3，可降低玻璃熔融液的比电阻，于利用直接通电加热的熔解时可在避免熔解槽发生熔损的问题的同时熔解玻璃。然而，若Fe2O3的含量过多，则玻璃着色、透过率降低。因此，Fe2O3的含量在0.01～1质量%的范围，优选为0.01～0.5质量%，更优选为0.01～0.4质量%，进而优选为0.01～0.3质量%，进一步优选为0.01～0.2质量%，进一步更优选为0.01～0.1质量%，进而进一步优选在0.02～0.07质量%的范围。
就减少环境负荷的观点而言，本发明的第1方式的玻璃基板的Sb2O3优选为0～0.3质量%，进而优选为0～0.1质量%。另外，就更减少环境负荷的观点而言，本发明的第1方式的玻璃基板进而优选为实质上不含Sb2O3，且实质上还不含As2O3。于本说明书中，所谓「实质上不含」，意指于玻璃原料中未使用成为该等成分的原料的物质，并不排除于其它成分的玻璃原料中作为杂质而含有的成分的混入。
本发明的第1方式的玻璃基板的SiO2与Al2O3的总量即(SiO2+Al2O3)相对于B2O3的质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3为应变点与耐失透性的指标。(SiO2+Al2O3)/B2O3优选为7～30，更优选为7.5～25，进而优选为8～25，进一步优选在8～23的范围，进而进一步优选在8.9～20的范围。(SiO2+Al2O3)/B2O3越小则应变点越降低，于不足7时应变点不充分，若优选为7.5以上，更优选为8以上，进而优选为8.9以上，这样可充分提高应变点。另一方面，(SiO2+Al2O3)/B2O3越大则耐失透性缓缓降低，若超过30则极端降低，只要为25以下，优选为23以下，更优选为22以下，进而优选为20以下，则可获得充分的耐失透性。因此，(SiO2+Al2O3)/B2O3优选在8～18的范围，更优选在9.5～16的范围，进而优选为9.8～14，进一步优选在10～12的范围。另一方面，若除充分降低失透温度以外，还考虑到获得的玻璃基板的蚀刻速率非常快，则(SiO2+Al2O3)/B2O3优选为7～30，更优选为8～25，进而优选为8.2～20，进一步优选为8.4～15，再进一步优选为8.5～12。
本发明的第1方式的玻璃基板的SiO2与Al2O3的总量即(SiO2+Al2O3)相对于RO的质量比(SiO2+Al2O3)/RO为应变点与比电阻的指标。(SiO2+Al2O3)/RO优选为6以上，更优选为7以上，进而优选为7.5以上。通过在这些范围内，可兼具应变点的上升与比电阻的降低(熔解性的提高)。(SiO2+Al2O3)/RO越小则应变点越低，该值不足6时，应变点不充分，若为7以上(优选为7.5以上)，则可充分提高应变点。(SiO2+Al2O3)/RO优选在7.5～15的范围，更优选为8.0～12，进而优选在8.1～10的范围。另外，通过使(SiO2+Al2O3)/RO为15以下，可抑制比电阻过于上升。另一方面，若除兼具应变点的上升与比电阻的降低以外，还考虑到获得的玻璃基板的蚀刻速率非常快，则(SiO2+Al2O3)/RO优选为6～15，更优选为7～15，进而优选在7.5～9.5的范围。
本发明的玻璃基板(本发明的第1方式的玻璃基板)除上述以外，优选具有以下的玻璃组成及/或物性。
本发明的第1方式的玻璃基板中，若SiO2与Al2O3的总量即SiO2+Al2O3过少，则有应变点降低的倾向，若过多，则有比电阻上升、耐失透性变差的倾向。因此SiO2+Al2O3优选为75质量%以上，更优选为75质量%～87质量%，进而优选为75质量%～85质量%，进一步优选为78质量%～84质量%，进一步更优选为78质量%～83质量%。从进一步提高应变点的观点而言，更优选为78质量%以上，进而优选为79～87质量%，进一步优选为80～85质量%。
本发明的第1方式的玻璃基板中，MgO为降低比电阻、提高熔解性的成分。另外，由于其是于碱土金属中不易增加比重的成分，故而若相对地增加其含量，则易于实现低密度化。虽然并非必需，但通过含有，可提高熔解性，且能抑制碎片的产生。但若MgO的含量过多，则由于玻璃的失透温度急剧上升，故而成形性变差(耐失透性降低)。另外，若MgO的含量过多，则有耐BHF降低、耐酸性降低的倾向。尤其是，欲降低失透温度的情况下，优选为实质上不含MgO。从上述观点而言，MgO的含量优选为0～15质量%，更优选为0～10质量%，进而优选为0～5质量%，进一步优选为0～4质量%，进一步更优选为0～3质量%，进而进一步优选为0～不足2质量%，再进一步优选为0～1质量%，最优选为实质上不含MgO。
本发明的第1方式的玻璃基板中，CaO为降低比电阻的成分，并且其还是无需急剧提高玻璃的失透温度就对提高玻璃的熔解性有效的成分。另外，由于其是于碱土金属中不易增加比重的成分，故而若相对地增加其含量，则易于实现低密度化。虽然并非必需，但通过含有，可降低因玻璃熔融液的比电阻降低及熔融温度(高温黏性)降低而提高熔解性及改善失透性，故而优选为含有CaO。
若CaO的含量过多，则有应变点降低的倾向。另外，有热膨胀系数增加的倾向，进而有密度上升的倾向。CaO的含量优选为0～20质量%，更优选为0～15质量%，进而优选为1～15质量%，进一步优选为2～15质量%，进一步更优选为3.6～15质量%，进而进一步优选为4～14质量%，再进一步优选为5～12质量%，进而进一步优选为5～10质量%，进而进一步优选为超过6～10质量%，最优选在超过6～9质量%的范围。
本发明的第1方式的玻璃基板中，SrO为降低比电阻、提高熔解性的成分。SrO虽然并非必需，但若含有，则耐失透性及熔解性提高。若SrO的含量过多，则密度上升。SrO的含量为0～15质量%，更优选为0～10质量%，进而优选为0～9质量%，进一步优选为0～8质量%，进一步更优选为0～3质量%，进而进一步优选为0～2质量%，再进一步优选为0～1质量%，进而再进一步优选在0～0.5质量%的范围。欲降低玻璃的密度的情况下，优选为实质上不含SrO。
本发明的第1方式的玻璃基板中，BaO为降低比电阻、提高熔解性的成分。BaO虽然并非必需，但若含有，则耐失透性及熔解性提高。另外，热膨胀系数及密度也增大。BaO的含量优选为0～3质量%，更优选为0～不足1.5质量%，进而优选为0～1质量%，进一步优选为0～不足0.5质量%，再进一步优选为0～不足0.1质量%。从环境负荷的问题而言，优选为实质上不含BaO。
本发明的第1方式的玻璃基板中，SrO与BaO为降低比电阻、提高熔解性的成分。虽然并非必需，但若含有，则耐失透性及熔解性提高。然而，若含量过多，则密度上升。从降低密度、轻量化的观点而言，SrO与BaO的总量即SrO+BaO为0～15质量%，优选为0～10质量%，更优选为0～9质量%，进而优选为0～8质量%，进一步优选为0～3质量%，进一步更优选为0～2质量%，进而进一步优选为0～1质量%，再进一步优选为0～0.5质量%，进而再进一步优选在0～不足0.1质量%的范围。欲降低玻璃基板的密度的情况下，优选为实质上不含SrO与BaO。
本发明的第1方式的玻璃基板中，Li2O、Na2O及K2O的总量即R2O为提高玻璃的碱性度、使澄清剂的氧化容易、发挥澄清性的成分。另外，其为降低比电阻、提高熔解性的成分。R2O虽然并非必需，但若含有，则比电阻降低、熔解性提高。进而，玻璃的碱性度提高、澄清性提高。
然而，若R2O的含量过多，则有自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化的可能。另外，有热膨胀系数增大的倾向。
R2O的总量即Li2O+Na2O+K2O优选为0～0.8质量%，更优选为0～0.5质量%，更优选为0～0.4质量%，进而优选为0～0.3质量%，进一步优选为0.01～0.8质量%，进一步优选为0.01～0.3质量%，进一步更优选在0.1～0.3质量%的范围。
另外，欲确实降低玻璃的比电阻的情况下，R2O优选为0.1～0.8质量%，更优选为0.1～0.6质量%，更优选为超过0.2～0.6质量%，进而优选在超过0.2～0.5质量%的范围。
本发明的第1方式的玻璃基板中，Li2O及Na2O为降低比电阻、提高熔解性的成分，但该成分还有自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化、或增大玻璃的热膨胀系数而于热处理时损坏基板的可能。Li2O及Na2O的总量优选为0～0.2质量%，更优选为0～0.1质量%，进而优选为0～0.05质量%，进一步优选为实质上不含。
本发明的第1方式的玻璃基板中，K2O为提高玻璃的碱性度、使澄清剂的氧化容易、发挥澄清性的成分。另外，其还是降低比电阻、提高熔解性的成分。虽然并非必需，但若含有，则比电阻降低、熔解性提高。进而，澄清性也提高。
若K2O的含量过多，则有自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化的倾向。另外，热膨胀系数也有增大的倾向。K2O的含量优选为0～0.8质量%，更优选为0～0.5质量%，进而优选为0～0.3质量%，进一步优选在0.1～0.3质量%的范围。
本发明的第1方式的玻璃基板中，与Li2O或Na2O相比，K2O由于分子量较大，故而不易自玻璃基板溶出。因此，于含有R2O的情况下，优选为含有K2O。即，优选为以比Li2O更高的比率含有K2O(满足K2O>Li2O)。优选为以比Na2O更高的比率含有K2O(满足K2O>Na2O)。
若Li2O或Na2O的比例大，则自玻璃基板溶出而使TFT特性劣化的倾向变强。质量比K2O/R2O优选为0.5～1，更优选为0.6～1，进而优选为0.7～1，进一步优选为0.75～1，进而进一步优选为0.8～1，进一步更优选为0.9～1，进一步更优选为0.95～1，进一步更优选在0.99～1的范围。
本发明的第1方式的玻璃基板中，ZrO2及TiO2为提高玻璃的化学耐久性及耐热性的成分。ZrO2及TiO2虽然并非必需成分，但通过含有，可实现低温黏性特性温度(包含Tg及应变点)的上升及耐酸性提高。然而，若ZrO2量及TiO2量过多，则由于失透温度明显上升，故而有耐失透性及成形性降低的情况。尤其是ZrO2，冷却过程中有时会析出ZrO2的结晶，其作为内含物有时会引起玻璃的品质变差的情况。由以上的理由可知，本发明的玻璃基板中，ZrO2及TiO2的含有率分别优选为5质量%以下，更优选为3质量%以下，进而优选为2质量%以下，进而优选为1质量%以下，进而优选为不足0.5质量%，进而进一步优选为不足0.2质量%。进而优选为本发明的玻璃基板实质上不含ZrO2及TiO2。换言之，ZrO2及TiO2的含有率分别优选为0～5质量%，更优选为0～3质量%，进而优选为0～2质量%，进而优选为0～1质量%，进而优选为0～不足0.5质量%，进而进一步优选为0～不足0.2质量%。进而优选为本发明的玻璃基板实质上不含ZrO2及TiO2。
本发明的第1方式的玻璃基板中，ZnO为提高耐BHF性或熔解性的成分。但并非必需。
若ZnO的含量过多，则有失透温度及密度上升的倾向。另外，有应变点降低的倾向。因此，ZnO的含量优选为0～5质量%，更优选为0～3质量%，进而优选为0～2质量%，进一步优选在0～1质量%的范围。优选为实质上不含ZnO。
本发明的第1方式的玻璃基板中，RO与ZnO及B2O3的总量即RO+ZnO+B2O3为澄清性的指标。若RO+ZnO+B2O3过少，则玻璃的熔融温度(高温黏性)上升、澄清性降低。另一方面，若过多，则应变点降低。RO+ZnO+B2O3优选为不足20质量%，更优选为5～不足20质量%，进而优选为7～不足20质量%，进一步优选为10～不足20质量%，进而进一步优选为14～不足20质量%，进一步更优选在15～19质量%的范围。另一方面，为了充分降低失透温度，RO+ZnO+B2O3优选为不足30质量%，更优选为10～不足30质量%，进而优选为14～不足30质量%，进一步优选为14～不足25质量%，进一步更优选在15～23质量%的范围。另外，RO+ZnO+B2O3是考虑到上述澄清性等与失透温度两者而适当决定的。
本发明的第1方式的玻璃基板中，P2O5为降低熔融温度(高温黏性)、提高熔解性的成分。但并非必需。若P2O5的含量过多，则由于玻璃熔解时的P2O5的挥发，玻璃的不均质变得明显，易于产生条纹。另外，耐酸性明显变差。另外，易于产生乳白。P2O5的含量优选为0～3质量%，更优选为0～1质量%，进而优选在0～0.5质量%的范围，特别优选实质上不含P2O5。
本发明的第1方式的玻璃基板中，B2O3与P2O5的总量即B2O3+P2O5为熔解性的指标。若B2O3+P2O5过少，则有熔解性降低的倾向。若过多，则由于玻璃熔解时的B2O3与P2O5的挥发，玻璃的不均质变得明显，易于产生条纹。另外，还有应变点降低的倾向。B2O3+P2O5优选为3～15质量%，更优选为3～不足11质量%，进而优选为5～不足10质量%，进一步优选为4～9质量%，进一步更优选为5～9质量%，进而进一步优选在7～9质量%的范围。另一方面，为了充分降低失透温度，B2O3+P2O5优选为3～15质量%，优选为5～15质量%，更优选为6～13质量%，进而优选为7～不足11质量%。另外，B2O3+P2O5是考虑到熔解性等与失透温度两者而适当决定的。
本发明的第1方式的玻璃基板中，CaO/RO成为熔解性与耐失透性的指标。CaO/RO优选为0.05～1，更优选为0.1～1，进而优选为0.5～1，进一步优选为0.65～1，进一步更优选为0.7～1，进而进一步优选为0.85～1，再进一步优选为0.9～1，进而再进一步优选在0.95～1的范围。通过在这些范围，可兼具耐失透性与熔解性。进而，可实现低密度化。另外，作为原料，与含有2种以上碱土金属相比，仅含有CaO时提高应变点的效果较高。作为碱土金属氧化物仅含有CaO作为原料的情况下，所得的玻璃的CaO/RO的值例如为0.98～1左右。另外，即便作为碱土金属氧化物仅含有CaO作为原料的情况下，所得的玻璃中有时含有作为杂质的其它碱土金属氧化物。
本发明的第1方式的玻璃基板中，通过使由SiO2的含量减去Al2O3的含量的1/2得到的差即SiO2‑1/2Al2O3的值为60质量%以下，可获得为了进行玻璃的减薄而具有充分的蚀刻速率的玻璃基板，故而优选。再者，若为了提高蚀刻速率而使SiO2‑1/2Al2O3的值过小时，则有失透温度上升的倾向。另外，由于有时无法充分提高应变点，故而优选为SiO2‑1/2Al2O3的值为40质量%以上。由以上的情况可知，SiO2‑1/2Al2O3的值优选为40～60质量%，更优选为45～60质量%，进而优选为45～58质量%，进一步优选为45～57质量%，进而进一步更优选为45～55质量%，进而进一步优选为49～54质量%。
另外，为了生产率良好地进行蚀刻(减薄)，优选为构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的蚀刻速率为50μm/h以上。另一方面，若蚀刻速率过高，则有通过与于面板制作步骤中的化学药品的反应而发生不良情况的可能，故而优选为构成玻璃基板的玻璃的蚀刻速率为160μm/h以下。蚀刻速率优选为55～140μm/h，更优选为60～140μm/h，进而优选为60～120μm/h，进一步优选为70～120μm/h。本发明中，上述蚀刻速率定义为通过以下的条件而测定的值。
构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃可含有澄清剂。作为澄清剂，只要对环境的负荷较小、玻璃的澄清性优异，则并无特别限制，例如，可列举选自由Sn、Fe、Ce、Tb、Mo及W的金属的氧化物的组中的至少一种。作为澄清剂，优选为SnO2。关于澄清剂的添加量，若过少，则泡品质变差，若含量过多，则有成为失透或着色等的原因的情况。澄清剂的添加量虽然与澄清剂的种类或玻璃的组成有关，但例如优选为0.05～1质量%，优选为0.05～0.5质量%，更优选在0.1～0.4质量%的范围。再者，本发明中作为必需成分的Fe2O3也可用作澄清剂，且优选与SnO2并用而不单独使用，，其可辅助SnO2的澄清效果。
构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃优选为实质上不含PbO及F。从环境上的理由而言，优选不含PbO及F。
构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃优选为使用金属氧化物作为澄清剂。为了提高上述金属氧化物的澄清性，优选为使玻璃为氧化性，但通过使用还原性的原料(例如铵盐、氯化物)，上述金属氧化物的澄清性降低。从使用上述还原性的原料则玻璃中残留NH4+或Cl的观点而言，NH4+的含量优选为不足4×10‑4%，更优选为0～不足2×10‑4%，进而优选为实质上不含。另外，本发明的玻璃的Cl的含量优选为不足0.1%，更优选为0～不足0.1%，进而优选为0～不足0.05%，进一步优选为0～不足0.01%，再进一步优选为实质上不含。再者，对于上述NH4+及Cl来说，期待其澄清效果，通过以铵盐及氯化物(尤其是氯化铵)用于玻璃原料时，其是残留于玻璃中的成分，但从环境上及设备腐蚀的理由而言，这些原料的使用不是优选的。
玻璃基板若应变点或Tg所代表的低温黏性特性温度较低，则于热处理步骤(显示器制造时)中热收缩变大。构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的应变点[℃]为665℃以上，优选为675℃以上。另外，应变点[℃]优选为680℃以上，更优选为685℃以上，进而优选为688℃以上，进一步优选为690℃以上，进一步更优选为695℃以上，再进一步优选为700℃以上。从低温黏性特性的观点而言，本发明的玻璃的应变点[℃]并无上限，但作为实用上的标准，例如为750℃以下，优选为745℃以下，更优选为740℃以下。但并非旨在限定于该上限。通过参照上述本发明的玻璃基板的玻璃的组成的说明并调整玻璃组成，可使玻璃的应变点为所需的值。
另外，构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的Tg[℃]优选为720℃以上，更优选为730℃以上，进而优选为740℃以上，进而优选为745℃以上，进一步优选为750℃以上。若Tg变低，则有耐热性降低的倾向。另外，于显示器制造时的热处理步骤中还有易于发生玻璃基板的热收缩的倾向。从耐热性及热收缩的观点而言，本发明的玻璃的Tg[℃]并无上限，但作为实用上的标准，例如为800℃以下，优选为795℃以下，更优选为790℃以下。但并非旨在限定于该上限。为了使玻璃的Tg为上述范围，可以于本发明的玻璃基板的组成的范围中，增加提高Tg的成分，例如SiO2及Al2O3等成分。
从玻璃基板的轻量化及显示器的轻量化的观点而言，构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的密度[g/cm3]优选为2.5g/cm3以下，更优选为2.45g/cm3以下，进而优选为2.42g/cm3以下，进一步优选为2.4g/cm3以下。若密度提高，则玻璃基板的轻量化变得困难，仍无法实现显示器的轻量化。
进而，构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的黏性还会根据玻璃熔解时的条件的不同而发生变化。即便为相同组成的玻璃，由于熔解条件的不同，玻璃中的含水量也不同，例如应变点在大约1～10℃的范围变化。因此，为了获得具有所需的应变点的玻璃，调整玻璃组成的同时，还必需调整玻璃熔解时的玻璃中的含水量。
作为玻璃中的含水量的指标的β‑OH值，其可通过对原料的选择来调整。例如，通过选择含水量较高的原料(例如氢氧化物原料)，或调整氯化物等减少玻璃中的水分量的原料的含量，从而可增大β‑OH值。另外，通过调整于玻璃熔解时使用的气体燃烧加热(氧燃烧加热)与直接通电加热的比率，可调整β‑OH值。进而，通过使炉内环境中的水分量增加，或熔解时对于熔融玻璃使水蒸气起泡，从而可增加β‑OH值。
再者，玻璃的β‑OH值[mm‑1]是于玻璃的红外线吸收光谱中通过以下式而求出的。
β‑OH值=(1/X)log10(T1/T2)
X：玻璃厚度(mm)
T1：参照波长2600nm的透过率(%)
T2：羟基吸收波长2800nm附近的最小透过率(％)
作为玻璃的水分量的指标的β‑OH值存在其值越小应变点越高，且热处理步骤(显示器制造时)中热收缩越小的倾向。另一方面，β‑OH值越大，则有降低熔融温度(高温黏性)的倾向。
为了兼具低收缩率与熔解性，构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的β‑OH值优选为0.05～0.40mm‑1，更优选为0.10～0.35mm‑1，进而优选为0.10～0.30mm‑1，进而优选为0.10～0.25mm‑1，进一步优选为0.10～0.20mm‑1，进一步更优选为0.10～0.15mm‑1。
构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的失透温度[℃]优选为不足1330℃，更优选为不足1300℃，进而优选为1250℃以下，进一步优选为1230℃以下，进一步更优选为1220℃以下，进而进一步优选为1210℃以下。只要失透温度不足1300℃，则通过浮式法易于成形玻璃板。只要失透温度为1250℃以下，则通过下拉法易于成形玻璃板。通过使用下拉法，可提高玻璃基板的表面质量。另外，还可降低生产成本。若失透温度过高，则易于发生失透、耐失透性降低，并且，无法使用于下拉法。另一方面，若考虑到热收缩率或密度等平面显示器用基板的特性，构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的失透温度优选为1050～不足1300℃，更优选为1110～1250℃，进而优选为1150～1230℃，进一步优选为1160～1220℃，进一步更优选为1170～1210℃。
构成本发明的第1方式的玻璃基板的玻璃的热膨胀系数(100‑300℃)[×10‑7℃]优选为不足39×10‑7℃，更优选为不足38×10‑7℃，进而优选为不足37×10‑7℃，进一步优选为28～不足36×10‑7℃，进一步更优选为30～不足35×10‑7℃，进而进一步优选为31～34.5×10‑7℃，再进一步优选在32～34×10‑7℃的范围。若热膨胀系数较大，则于显示器制造时的热处理步骤中，有热冲击或热收缩量增大的倾向。另一方面，若热膨胀系数较小，则在其它玻璃基板上形成的金属、有机系接着剂等周边材料与热膨胀系数的匹配变得困难，存在周边部件发生剥落的情况。另外，于显示器制造步骤中，反复急热与急冷，玻璃基板的热冲击变大。进而，大型的玻璃基板于热处理步骤中易于产生温度差(温度分布)，玻璃基板的破坏机率升高。通过使热膨胀系数为上述范围内，可减少由热膨胀差产生的热应力，作为结果，于热处理步骤中，玻璃基板的破坏机率降低。即，从降低玻璃基板的破坏机率的观点而言，使热膨胀系数为上述范围内对宽度方向2000～3500mm、纵方向2000～3500mm的玻璃基板特别有效。再者，从重视在玻璃基板上形成的金属、有机系接着剂等周边材料与热膨胀系数的匹配的观点而言，热膨胀系数(100‑300℃)优选为不足40×10‑7℃，更优选为28～不足40×10‑7℃，进而优选为30～不足39×10‑7℃，进一步优选为32～不足38×10‑7℃，进一步更优选为34～不足38×10‑7℃。
本发明的第1方式的玻璃基板的热收缩率[ppm]优选为75ppm以下，优选为65ppm以下。进而，热收缩率优选为60ppm以下，更优选为55ppm下，进而优选为50ppm以下，进一步优选为48ppm以下，进一步更优选为45ppm以下。更详细地说，热收缩率优选为0～75ppm，更优选为0～65ppm，进而优选为0～60ppm，进一步优选为0～55ppm，进一步更优选为0～50ppm，进而进一步优选为0～45ppm。若热收缩率(量)变大，则引起像素的较大的间距偏移的问题，无法实现高精细的显示器。为了将热收缩率(量)控制于特定范围内，优选使玻璃的应变点为680℃以上。热收缩率(量)最优选为0ppm，若欲使热收缩率为0ppm，则要求极其延长缓冷步骤，或于缓冷步骤后实施热收缩降低处理(离线退火)，这种情况下，生产率降低、成本上涨。若鉴于生产率及成本，则热收缩率例如优选为3～75ppm，更优选为5～75ppm，进而优选为5～65ppm，进一步优选为5～60ppm，进一步更优选为8～55ppm，进而进一步优选为8～50ppm，进而进一步优选为15～45ppm。
再者，热收缩率是于升降温速度为10℃/min、550℃下实施保持2小时的热处理后的热收缩率，其由下述式表示。
热收缩率(ppm)={热处理前后的玻璃的收缩量/热处理前的玻璃的长度}×106
本发明的第1方式的玻璃基板的热收缩率是将作为热收缩率的测定对象的玻璃基板供至上述热处理后所测定的值。然而，本发明的第1方式的玻璃基板的热收缩率还可是如下得到的值：如实施例的热收缩测定用试样玻璃基板的制备中所示，将作为热收缩率的测定对象的玻璃基板于Tg下保持30分钟后，以100℃/min冷却直至Tg‑100℃，并放置冷却直至室温来进行缓冷操作，然后实施上述热处理而得到的值。关于通过下拉法等连续式的方法所制造的玻璃基板，有时冷却条件不同，通过在实施保持上述Tg后的冷却处理后测定热收缩率，可获得相同条件的热收缩率的值。
本发明的第1方式的玻璃基板包括下述的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第2方式的玻璃基板)，其是热收缩率为75ppm以下、优选为65ppm以下、更优选为60ppm以下的玻璃基板，其由如下的玻璃构成：所述玻璃含有52～78质量%SiO2、3～25质量%Al2O3、3～15质量%B2O3、3～25质量%(更优选为3～13质量%)RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0.01～1质量%Fe2O3，实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3。优选为玻璃基板的热收缩率为75ppm以下，优选为65ppm以下。进而，热收缩率优选为60ppm以下，更优选为55ppm以下，进而优选为50ppm以下，进一步优选为48ppm以下，进一步更优选为45ppm以下，进而进一步优选为40ppm以下。Fe2O3的含量为0.01～1质量%，优选为0.01～0.5质量%，更优选为0.01～0.2质量%，进而优选为0.01～0.1质量%，进一步优选在0.02～0.07质量%的范围。
从环境负荷的问题而言，本发明的第2方式的玻璃基板由实质上不含Sb2O3、且实质上也不含As2O3的玻璃构成。
热收缩率为75ppm以下、优选为65ppm以下、更优选为60ppm以下且由含有0.01～1质量%Fe2O3的玻璃构成的本发明的第2方式的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板不会引起像素的严重间距偏移的问题，且可降低熔融玻璃的比电阻，利用直接通电加热的熔解时可避免熔解槽熔损的问题的发生。本发明的第2方式的玻璃基板的除上述以外的玻璃组成及物性等可与本发明的第1方式的玻璃基板相同。
构成本发明的第1及第2方式的玻璃基板的玻璃的熔融温度优选为1680℃以下，更优选为1650℃以下，进而优选为1640℃以下，进一步优选为1620℃以下。若熔融温度较高，则对熔解槽的负荷变大。另外，由于大量使用能源，故而成本也变高。为了使熔融温度为上述范围内，可以在本发明的玻璃基板的组成的范围中含有降低黏性的成分，例如B2O3、RO等成分。
构成本发明的第1及第2方式的玻璃基板的玻璃的液相黏度(失透温度下的黏度)为104.0dPa·s以上，优选为104.5～106.0dPa·s，更优选为104.5～105.9dPa·s，进而优选为104.6～105.8dPa·s，进一步优选为104.8～105.7dPa·s，进一步更优选为104.8～105.6dPg·s，进而进一步优选在104.9～105.5dPa·s的范围。通过在这些范围内，由于具有作为p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板必需的特性，而且成形时不易产生失透结晶，故而通过溢流下拉法可易于成形玻璃基板。由此，可提高玻璃基板的表面品质，而且可降低玻璃基板的生产成本。于构成本发明的第1及第2方式的玻璃基板的玻璃的组成的范围内，通过适当调整各成分的含量，可使玻璃的液相黏度为上述范围内。
构成本发明的第1及第2方式的玻璃基板的玻璃的玻璃熔融液的比电阻(于1550℃下)[Ω·cm]优选为50～300Ω·cm，更优选为50～250Ω·cm，进而优选为50～200Ω·cm，进一步优选在100～200Ω·cm的范围。若比电阻过小，则熔解时必需的电流值变得过大，存在出现对设备的限制的情况。另一方面，若比电阻过大，则还有电极的消耗增多的倾向。另外，还有电流于形成熔解槽的耐热砖中流动而不是在熔融玻璃中流动，熔解槽发生熔损的情况。熔融玻璃的比电阻可主要通过控制作为本发明的玻璃的必需成分的RO与Fe2O3的含量来调整到上述范围内。
本发明的第1及第2方式的玻璃基板的杨氏模数[GPa]优选为70GPa以上，更优选为73GPa以上，进而优选为74GPa以上，进一步优选为75GPa以上。若杨氏模数较小，则由于因玻璃自身重量引起的玻璃的弯曲，玻璃易于破损。尤其是于宽度方向2000mm以上的大型的玻璃基板中，因弯曲引起的破损的问题变得明显。于本发明的玻璃基板的组成的范围中，使杨氏模数发生变动的倾向较强，例如，通过调整Al2O3等成分的含量，可增大玻璃基板的杨氏模数。
本发明的第1及第2方式的玻璃基板的比弹性模数(杨氏模数/密度)[GPa cm3g‑1]优选为28GPa cm3g‑1以上，更优选为29GPa cm3g‑1以上，进而优选为30GPa cm3g‑1以上，进一步优选为31GPa cm3g‑1以上。若比弹性模数较小，则由于因玻璃自身重量引起的玻璃的弯曲，玻璃易于破损。尤其是于宽度方向2000mm以上的大型的玻璃基板中，因弯曲引起的破损的问题变得明显。
本发明的第1及第2方式的玻璃基板的大小并无特别限制。宽度方向例如为500～3500mm，优选为1000～3500mm，更优选为2000～3500mm。纵方向例如为500～3500mm，优选为1000～3500mm，更优选为2000～3500mm。使用越大的玻璃基板，则液晶显示器或有机EL显示器的生产率越高。
本发明的第1及第2方式的玻璃基板的板厚[mm]例如可在0.1～1.1mm的范围。但并非旨在限定于该范围。板厚[mm]例如可在0.1～0.7mm、0.3～0.7mm、0.3～0.5mm的范围。若玻璃板的厚度过薄，则玻璃基板本身的强度降低。例如，平面显示器制造时易于发生破损。若板厚过厚，则对要求薄型化的显示器而言不理想。另外，由于玻璃基板的重量变重，故而不易实现平面显示器的轻量化。
本发明包括由如下玻璃构成的的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第3方式的玻璃基板)：所述玻璃含有57～75质量%SiO2、8～25质量%Al2O3、3～15质量%B2O3、3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0～15质量%MgO、0～20质量%CaO、总量0～3质量%SrO及BaO、0.01～1质量%Fe2O3、0～0.3质量%Sb2O3，且实质上不含As2O3。
作为本发明的第3方式的玻璃基板的一例，可举出由下述玻璃构成的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板，所述玻璃含有
57～75质量%SiO2、
8～25质量%Al2O3、
3～不足10质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0～15质量%MgO、
0～20质量%CaO、
总量0～3质量%SrO和BaO、
0.01～1质量%Fe2O3，
实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3。
对含有本发明的第3方式的玻璃基板的各成分的理由及含量或组成比的范围进行说明。
本发明的第3方式的玻璃基板的SiO2的含量在57～75质量%的范围。
SiO2为玻璃的骨架成分，因此为必需成分。若含量变少，则有耐酸性、耐BHF(缓冲氢氟酸)及应变点降低的倾向。另外，有热膨胀系数增加的倾向。另外，若SiO2的含量过少，则难以将玻璃基板低密度化。另一方面，若SiO2的含量过多，则有玻璃熔融液的比电阻上升、熔融温度明显变高而难以熔解的倾向。若SiO2的含量过多，则还有耐失透性降低的倾向。从上述观点而言，SiO2的含量在57～75质量%的范围。SiO2的含量优选为58～72质量%，更优选为59～70质量%，进而优选为61～69质量%，进一步优选在62～67质量%的范围。另一方面，若SiO2的含量过多，则有玻璃的蚀刻速率变慢的倾向。从获得表示将玻璃板减薄时的速度的蚀刻速率非常快的玻璃基板的观点而言，SiO2的含量优选为57～75质量%，更优选为57～70质量%，进而优选为57～65质量%，进一步优选在58～63质量%的范围。再者，SiO2的含量是考虑到上述耐酸性等特性与蚀刻速率两者而适当决定的。
本发明的第3方式的玻璃基板的Al2O3的含量在8～25质量%的范围。
Al2O3为抑制分相、且提高应变点的必需成分。若含量过少，则玻璃易于分相。另外，有应变点降低的倾向。进而，杨氏模数及蚀刻速率也有降低的倾向。若Al2O3的含量过多，则比电阻上升。另外，由于玻璃的失透温度上升、耐失透性降低，故而有成形性变差的倾向。从上述观点而言，Al2O3的含量在8～25质量%的范围。Al2O3的含量优选为10～23质量%，更优选为12～21质量%，进而优选为12～20质量%，进一步优选为14～20质量%，进一步更优选在15～19质量%的范围。另一方面，从获得蚀刻速率非常快的玻璃基板的观点而言，Al2O3的含量优选为10～23质量%，更优选为12～23质量%，进而优选为14～23质量%，进一步优选为17～22质量%。再者，Al2O3的含量是考虑到上述玻璃的分相特性等与蚀刻速率两者而适当决定的。
本发明的第3方式的玻璃基板的B2O3在3～15质量%的范围，更优选在3～10质量%的范围。
B2O3为降低玻璃的黏性、改善熔解性及澄清性的必需成分。若B2O3的含量过少，则熔解性及耐失透性降低，而且耐BHF降低。另外，若B2O3的含量过少，则比重增加而不易实现低密度化。若B2O3的含量过多，则玻璃熔融液的比电阻上升。另外，若B2O3的含量过多，则应变点降低、耐热性降低。进而，耐酸性及杨氏模数降低。另外，由于玻璃熔解时的B2O3的挥发，玻璃的不均质变得明显，易于产生条纹。从上述观点而言，B2O3的含量在3～15质量%的范围，优选为3～不足10质量%，更优选为4～9质量%，进而优选为5～9质量%，进一步优选在7～9质量%的范围。另一方面，为了充分降低失透温度，B2O3的含量优选为5～15质量%，更优选为6～13质量%，进而优选为7～不足11质量%。再者，B2O3的含量是考虑到上述熔解性等与失透温度两者而适当决定的。
本发明的第3方式的玻璃基板的MgO、CaO、SrO及BaO的总量即RO在3～25质量%的范围。RO为降低比电阻、提高熔解性的必需成分。若RO的含量过少，则比电阻上升、熔解性变差。若RO的含量过多，则应变点及杨氏模数降低。另外，密度上升。另外，若RO的含量过多，则热膨胀系数也有增大的倾向。从上述观点而言，RO在3～25质量%的范围，优选为3～16质量%，更优选为3～15质量%，进而优选为3～14质量%，进一步优选为3～13质量%，进一步更优选为6～12质量%，再进一步优选在8～11质量%的范围。
本发明的第3方式的玻璃基板的MgO为降低比电阻、提高熔解性的成分。另外，由于其是碱土金属中不易增加比重的成分，故而若相对地增加其含量，则易于实现低密度化。虽然并非必需，但通过含有，可提高熔解性，且抑制切粉的发生。然而，若MgO的含量过多，则由于玻璃的失透温度急剧上升，故而成形性变差(耐失透性降低)。另外，若MgO的含量过多，则有耐BHF降低、耐酸性降低的倾向。尤其是欲降低失透温度的情况下，优选为实质上不含MgO。从上述观点而言，MgO的含量为0～15质量%，优选为0～10质量%，更优选为0～5质量%，进而优选为0～4质量%，进一步优选为0～3质量%，进而优选为0～不足2质量%，进一步优选为0～1质量%，最优选为实质上不含。
本发明的第3方式的玻璃基板的CaO为降低比电阻、不会急剧提高玻璃的失透温度但对提高玻璃的熔解性有效的成分。另外，由于其是碱土金属中不易增加比重的成分，故而相对地增加其含量，则易于实现低密度化。虽然并非必需，但通过含有，可改善因玻璃熔融液的比电阻降低及熔融温度降低引起的熔解性提高，进而还可改善失透性，因此优选含有CaO。
另一方面，若CaO的含量过多，则有应变点降低的倾向。另外，有热膨胀系数增加及密度上升的倾向。CaO的含量优选为0～20质量%，更优选为0～15质量%，进而优选为1～15质量%，进一步优选为3.6～15质量%，进一步更优选为4～14质量%，再进一步优选为5～12质量%，进而进一步优选为5～10质量%，进而进一步优选为超过6～10质量%，最优选在超过6～9质量%的范围。
本发明的第3方式的玻璃基板的SrO与BaO为降低玻璃熔融液的比电阻、且降低熔融温度、提高熔解性而且降低失透温度的成分。虽然并非必需，但若含有，则耐失透性及熔解性提高。然而，若含量过多，则密度上升。从降低密度、轻量化的观点而言，SrO与BaO的总量即SrO+BaO为0～15质量%，优选为0～10质量%，更优选为0～9质量%，进一步优选为0～8质量%，进一步更优选为0～3质量%，进而进一步优选为0～2质量%，再进一步优选为0～1质量%，进而进一步优选为0～0.5质量%，再进一步优选在0～不足0.1质量%的范围。欲降低玻璃的密度的情况下，优选为实质上不含SrO与BaO。
本发明的第3方式的玻璃基板的Fe2O3的含量在0.01～1质量%的范围。
Fe2O3除具有作为澄清剂的功能以外，还是降低玻璃熔融液的比电阻的必需成分。熔融温度(高温黏性)较高、难熔的玻璃中含有上述特定量的Fe2O3时，可降低玻璃熔融液的比电阻，于利用直接通电加热的熔解时能够在避免熔解槽熔损的问题发生的同时熔解玻璃。然而，若Fe2O3的含量过多，则玻璃着色、透过率降低。因此，Fe2O3的含量在0.01～1质量%的范围，优选为0.01～0.5质量%，更优选为0.01～0.4质量%，进而优选为0.01～0.3质量%，进一步优选为0.01～0.2质量%，进一步更优选为0.01～0.1质量%，进而进一步优选在0.02～0.07质量%的范围。
从减少环境负荷的观点而言，本发明的第3方式的玻璃基板的Sb2O3优选为0～0.3质量%，更优选为0～0.1质量%。另外，从进一步减少环境负荷的观点而言，本发明的第3方式的玻璃基板进而优选实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3。
本发明的第3方式的玻璃基板的除上述以外的玻璃组成、物性及大小等可与本发明的第1方式的玻璃基板相同。
本发明的玻璃基板(通用于本发明的第1～3方式的玻璃基板)优选用于平面显示器用玻璃基板、尤其是于表面形成有p‑Si·TFT的平面显示器用玻璃基板。具体而言，优选用于液晶显示器用玻璃基板、有机EL显示器用玻璃基板。尤其是优选用于p‑Si·TFT液晶显示器用玻璃基板。其中，优选用于要求高精细的移动终端等的显示器用玻璃基板。
<p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板的制造方法>
本发明的p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板(本发明的第1方式的玻璃基板)的制造方法包括以下步骤：
至少使用直接通电加热熔解玻璃原料而获得熔解玻璃的熔解步骤，其中该玻璃原料是按形成如下玻璃来调合的：
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0.01～1质量%Fe2O3、
0～0.3质量%Sb2O3，
且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在7～30的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为6以上的玻璃；
将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及
缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。
另外，对于本发明的第1方式的玻璃基板的制造方法，作为一例，其包括具有以下步骤的玻璃基板的制造方法：
至少使用直接通电加热熔解玻璃原料而获得熔融玻璃的熔解步骤，其中该玻璃原料是按形成下述的玻璃来调合的：
52～78质量%SiO2、
3～25质量%Al2O3、
3～15质量%B2O3、
3～13质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、
0.01～1质量%Fe2O3，
实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3，
质量比(SiO2+Al2O3)/B2O3在8.9～20的范围，且质量比(SiO2+Al2O3)/RO为7.5以上的玻璃；
将上述熔融玻璃成形为平板状玻璃的成形步骤；以及
缓冷上述平板状玻璃的缓冷步骤。
本发明的第2及第3方式的玻璃基板也可经由与上述本发明的第1方式的玻璃基板同样的步骤而制造。然而，本发明的第2方式的玻璃基板的制造时，使用的玻璃原料是形成含有52～78质量%SiO2、3～25质量%Al2O3、3～15质量%B2O3、3～13质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0.01～1质量%Fe2O3，实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3的玻璃的玻璃原料。本发明的第3方式的玻璃基板的制造时，使用的原料是形成含有57～75质量%SiO2、8～25质量%Al2O3、3～10质量%B2O3、3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0～15质量%MgO、0～20质量%CaO、总量0～3质量%SrO和BaO、0.01～1质量%Fe2O3、0～3质量%Sb2O3，且实质上不含As2O3的玻璃的玻璃原料。另外，本发明的第3方式的玻璃基板的制造方法的一例中，使用的原料为形成含有57～75质量%SiO2、8～25质量%Al2O3、3～不足10质量%B2O3、3～25质量%RO(其中，RO为MgO、CaO、SrO及BaO的总量)、0～15质量%MgO、0～20质量%CaO、SrO及BaO的总量0～3质量%、0.01～1质量%Fe2O3，实质上不含Sb2O3，且实质上不含As2O3的玻璃的玻璃原料。
[熔解步骤]
熔解步骤中，至少使用直接通电加热将调合成特定的玻璃组成的玻璃原料熔解。玻璃原料可自公知的材料中适当选择。优选为调整玻璃组成、尤其是Fe2O3的含量，以使玻璃熔融液在1550℃的比电阻在50～300Ω·cm的范围。通过使RO的含量为3～15质量%、Fe2O3的含量在0.01～1质量%的范围，可使1550℃的比电阻为上述范围内。
另外，优选调整熔解步骤，以使玻璃基板的β‑OH的值为0.05～0.4mm‑1。再者，本发明的第2方式的玻璃基板的制造时，可于3～13质量%的范围内调整RO。
[成形步骤]
成形步骤中，将于熔解步骤中熔解的熔融玻璃成形为平板状玻璃。对平板状玻璃的成形方法优选使用例如下拉法、尤其是溢流下拉法。另外，可使用浮式法、再曳引法、辗平法等。与使用浮式法等其它成形方法时相比，采用下拉法时，由于所得的玻璃基板的主表面为热成形的表面，故而具有极高的平滑性，由于成形后的玻璃基板表面的研磨步骤变得不必需，故而可降低制造成本，进而还可提高生产率。进而，由于使用下拉法成形的玻璃基板的两主表面具有均匀的组成，故而进行蚀刻处理时，可均匀地进行蚀刻。而且，由于通过使用下拉法来成形，可获得具有无微裂的表面状态的玻璃基板，故而还可提高玻璃基板本身的强度。
[缓冷步骤]
通过适当调整缓冷时的条件可控制玻璃基板的热收缩率。玻璃基板的热收缩率如上文所述，优选为75ppm以下，更优选为60ppm以下。为了制造热收缩率为75ppm以下、更优选为60ppm以下的玻璃基板，例如，在使用下拉法的情况下，较理想是以自Tg至Tg‑100℃的温度范围将平板状玻璃的温度于20～120秒内进行冷却的方式进行成形。若不足20秒，则有无法充分降低热收缩量的情况。另一方面，若超过120秒，则生产率降低，而且使玻璃制造装置(缓冷炉)大型化。或者，优选以自Tg至Tg‑100℃的温度范围使平板状玻璃的平均的冷却速度为50～300℃/min的方式进行缓冷(冷却)。若冷却速度超过300℃/min，则有无法充分降低热收缩量的情况。另一方面，若不足50℃/min，则生产率降低，而且使玻璃制造装置(缓冷炉)大型化。冷却速度的优选的范围为50～300℃/min，更优选为50～200℃/min，进而优选为60～120℃/min。另一方面，通过于缓冷步骤后另外设置热收缩降低处理(离线退火)步骤，还可减小热收缩率。然而，若除缓冷步骤以外另外设置离线退火步骤，则有生产率降低、成本上涨的问题方面。因此，如上文所述，更优选在缓冷步骤中实施控制平板状玻璃的冷却速度的热收缩降低处理(离线退火)来将热收缩率控制于特定范围内。
以上，以p‑Si·TFT平面显示器用玻璃基板为例对本发明的玻璃基板进行说明，但本发明的玻璃基板也可用作平面显示器用玻璃基板、尤其是p‑Si平面显示器用玻璃基板。进而，本发明的玻璃基板还可用作氧化物半导体薄膜晶体管平面显示器用的玻璃。即，本发明的玻璃基板还可用于在基板表面形成氧化物半导体薄膜晶体管而制造的平面显示器。
[实施例]
以下，基于实施例对本发明进行更详细的说明。但本发明并不限定于实施例。
实施例1～34
依照下述的顺序，按成为表1中所示的玻璃组成来制作实施例1～34及比较例1～2的试样玻璃。对所得的试样玻璃及试样玻璃基板，求出失透温度、Tg、100～300℃的范围的平均热膨胀系数(α)、热收缩率、密度、应变点、熔解温度(黏度为102.5dPa·s时的玻璃温度，表1中表示为T(log(η=2.5))、液相黏度、1550℃的比电阻、蚀刻速度，并列于表1中。
[表1]

应变点(℃)716709726711711707699692739热收缩率(ppm)36.236.918222243.748.452.016比电阻(1550℃)[Ω·cm]21121521321019721321421791失透温度(℃)123012281243123812251213120612061250.2Tg(℃)776769782767767766757751789α(×10‑7)(100‑300℃)34.030.431.433.935.932.933.833.131.0密度(g/cm3)2.412.402.412.392.422.392.892.382.41T(log(η=2.5))163216331625163816201639161116131652液相黏度5.05.04.94.95.05.15.25.04.9蚀刻速度(μm/h)656570606867696971


应变点(℃)725717708697691703731681693热收缩率(ppm)293032373833234739比电阻(1550℃)[Ω·cm]111114132130128138207179191失透温度(℃)124012381260129413241221123511961208Tg(℃)764762758749746758781731743α(×10‑7)(100‑300℃)35.736.034.433.332.838.233.337.236密度(g/cm3)2.422.422.412.402.402.482.382.402.40T(log(η=2.5))159815871585158015771595164015541560液相黏度4.64.64.44.24.04.84.94.74.6蚀刻速度(μm/h)818083817983648385

应变点(℃)711720700709709705685660675热收缩率(ppm)2743525051593011430比电阻(1550℃)[Ω·cm]236881126696105250165326失透温度(℃)121512861211124412261221124611961362Tg(℃)768770751759759757735707725α(×10‑7)(100‑300℃)33.636.034.535.035.637.030.734.323.4密度(g/cm3)2.522.472.452.492.482.512.382.402.31T(log(η=2.5))155315311537152615341527165015291636液相黏度4.74.04.64.34.54.44.34.63.9蚀刻速度(μm/h)738087828490728267
(试样玻璃的制作)
首先，使用作为通常的玻璃原料的硅土、氧化铝、氧化硼、碳酸钾、碱性碳酸镁、碳酸钙、碳酸锶、二氧化锡及三氧化二铁，按表1中所示的玻璃组成来调合玻璃原料一次量(以下称为一次量)。需要说明的是，以玻璃计按400g的量进行调合。
另外，对上述试样玻璃实施切割、研削及研磨加工，制作上下面为镜面的30mm×40mm×0.7mm的试样玻璃基板。上述试样玻璃基板不受缓冷条件的影响，用于β‑OH的测定。
进而，对上述试样玻璃实施切割、研削及研磨加工，制成厚度0.7～4mm、宽度5mm、长度20mm的长方体，将其于Tg下保持30分钟后，以100℃/min冷却直至Tg‑100℃，放置冷却直至室温，由此，制成热收缩测定用试样玻璃基板。
(应变点)
将上述试样玻璃切割、研削加工成3mm见方、长度55mm的棱柱形状，作为试验片。对该试验片使用弯梁测定装置(东京工业股份有限公司制造)进行测定，根据弯梁法(ASTM C‑598)，通过计算求出应变点。
(热收缩率)
对于热收缩率，使用对上述热收缩测定用试样玻璃基板于550℃下实施2小时的热处理后的玻璃基板的收缩量，通过下式求出热收缩率。
热收缩率(ppm)
={热处理前后的玻璃的收缩量/热处理前的玻璃的长度}×106
本实施例中，具体而言，通过以下的方法进行收缩量的测定。
对于上述热收缩用试样玻璃基板，使用示差热膨胀计(Thermo Plus2TMA8310)，自室温升温至550℃，保持2小时后，冷却至室温，测定热处理前后的试样玻璃的收缩量。此时的升降温速度设定为10℃/min。
(1550℃下的比电阻)
对于上述试样玻璃的熔融时的比电阻，使用HP(Hewlett‑Packard，惠普)公司制造的4192ALF阻抗分析仪，通过四端子法进行测定，由上述测定结果算出1550℃下的比电阻值。
(失透温度的测定方法)
粉碎上述试样玻璃，获得通过2380μm的筛网、并留在1000μm的筛网上的玻璃粒。将该玻璃粒浸渍于乙醇中，进行超音波清洗后，于恒温槽中使其干燥。将干燥的玻璃粒以使25g上述玻璃粒成为大致固定的厚度的方式放入宽度12mm、长度200mm、深度10mm的铂舟上。将该铂舟在具有1080～1320℃(或1140℃～1380℃)的温度梯度的电炉内保持5小时，然后，自炉中取出，通过50倍的光学显微镜观察玻璃内部发生的失透。观察到失透的最高温度作为失透温度。
(100～300℃的范围的平均热膨胀系数α及Tg的测定方法)
将上述试样玻璃加工成∮5mm、长20mm的圆柱状，作为试验片。对该试验片使用示差热膨胀计(Thermo Plus2TMA8310)，测定升温过程的温度与试验片的伸缩量。此时的升温速度为5℃/min。以上述温度与试验片的伸缩量的测定结果为基础获得100～300℃的温度范围的平均热膨胀系数及Tg。需要说明的是，本申请案中的所谓Tg是对以下的玻璃进行测定的值：将玻璃体于设定为800℃的另外的电炉中保持2小时后，冷却至740℃2小时，进而冷却至660℃2小时后，切断该电炉的电源，冷却至室温的试样玻璃。
(密度)
玻璃的密度是通过阿基米得法而测定的。
(熔融温度)
上述试样玻璃的高温黏性是使用铂球提拉式自动黏度测定装置而进行测定。由上述测定结果算出黏度102.5dPa·s时的温度，获得熔融温度。
(液相黏度)
由上述高温黏性的测定结果算出上述失透温度下的黏性，获得液相黏度。表1中，仅表示以10ndPa·s所示的液相黏度的指数部分n。
(蚀刻速度)
将玻璃基板浸渍于HF的比例为1mol/kg、HCl的比例为5mol/kg的混合酸的40℃的侵蚀液中1小时，测定玻璃基板的一侧表面的厚度减少量(μm)。以每单位时间(1小时)的减少量(μm/h)求出蚀刻速率(μm/h)。
使用具备耐火砖制的熔解槽与铂合金制的调整槽(澄清槽)的连续熔解装置，将调合成实施例7及13所示的玻璃组成的玻璃原料于1560～1640℃下熔解，于1620～1670℃下进行澄清，于1440～1530℃下搅拌后，通过溢流下拉法成形为厚度0.7mm的薄板状，自Tg至Tg‑100℃的温度范围内，以100℃/min的平均速度进行缓冷，从而获得液晶显示器用(有机EL显示器用)玻璃基板。再者，使用所得的玻璃基板对上述记载的各特性进行测定。
以上述的方式获得的实施例7的组成的玻璃基板的熔解温度为1610℃，β‑OH值为0.20mm‑1，Tg为754℃，应变点为697℃，热收缩率为51ppm，其它特性与实施例7相同。另外，实施例13的组成的玻璃基板的熔解温度为1585℃，β‑OH值为0.21mm‑1，Tg为761℃，应变点为710℃，热收缩率为31ppm，其它特性与实施例23相同。如上文所述，上述玻璃基板具有720℃以上的Tg与1680℃以下的熔融温度，可实现较高的低温黏性特性温度及良好的熔解性。进而，热收缩率及失透温度也满足本发明的玻璃基板的条件。再者，由于以上述的方式获得的玻璃基板与实施例7、13相比，β‑OH值大，为0.09mm‑1，故而与实施例7、13相比，Tg降低2～3℃，但可实现充分高的Tg。因此，于本实施例所得的玻璃基板也可用于使用p‑Si·TFT的显示器的具有优异的特性的玻璃基板。
[产业上的可利用性]
本发明可用于显示器用玻璃基板的制造领域。