DE112018003694T5 - Gehärtetes Glas - Google Patents

Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein verstärktes Glas, bei dem die Spiegelkonstante A nicht mehr als 1,97 MPa · mbeträgt, die Oberflächendruckspannung (CS) mindestens 10 MPa beträgt und das Produkt (t × CS) der Plattendicke t (Einheit: mm) und der CS (Einheit: MPa) weniger als 230 beträgt.

Description

• TECHNISCHES GEBIET
• Die vorliegende Erfindung betrifft ein gehärtetes Glas. Insbesondere betrifft die vorliegende Erfindung ein gehärtetes Glas zur Verwendung als Fensterscheibe bzw. Glascheibe für ein Kraftfahrzeug bzw. Automobil.
• STAND DER TECHNIK
• Gehärtete Gläser werden als Fensterscheiben (ausgenommen Frontscheiben) für Kraftfahrzeuge bzw. Automobile verwendet. In diesem Fall regeln Vorschriften das Brechen von gehärteten Glasplatten zum Erhöhen der Sicherheit zum Verhindern einer Verletzung von Fahrern oder Insassen. Gehärtete Glasplatten, die das Leistungsvermögen, das durch die Vorschriften festgelegt ist, nicht erfüllen, können nicht als Fensterscheiben für Kraftfahrzeuge bzw. Automobile verwendet werden.
  Beispielsweise umfassen die Vorschriften, die gehärtete Gläser für Kraftfahrzeugfenster regeln, eine Vorschrift für den Zustand von Bruchstücken, wenn ein lokaler Stoß auf ein gehärtetes Glas ausgeübt wird. Insbesondere müssen Bruchstücke einer Glasplatte, die durch einen Stoß zerbrochen ist, zu kleinen kornartigen Stücken ausgebildet werden, so dass keinerlei scharfe Bruchstücke erzeugt werden, wie dies bei gewöhnlichen Gläsern der Fall ist (Patentdokument 1).
• Die 1 ist eine Ansicht, die ein Beispiel für ein Glas mit großen Bruchstücken zeigt, und die 2 ist eine Ansicht, die ein Beispiel für ein Glas mit kleinen kornartigen Bruchstücken zeigt. Das Glas mit kleinen kornartigen Bruchstücken, das in der 2 gezeigt ist, ist als Fensterscheibe für ein Kraftfahrzeug bevorzugt.
• In gegenwärtigen Kraftfahrzeugen ist eine Gewichtsverminderung zum Senken des Kraftstoffverbrauchs und dergleichen erforderlich. Demgemäß steigt der Bedarf zur Verminderung der Dicke einer Glasplatte zum Senken von deren Gewicht. Wenn jedoch die Plattendicke vermindert wird, um den Bedarf für eine Senkung des Gewichts zu erfüllen, wird die Oberflächendruckspannung (CS) nicht erhöht und folglich wird eine innere Zugspannung (CT) nicht erhöht. Folglich besteht ein Problem dahingehend, dass Bruchstücke groß sind, was gefährlich ist.
• DOKUMENTENLISTE
• PATENTDOKUMENT
• Patentdokument 1: JP 2000-103632 A
• ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG
• TECHNISCHES PROBLEM
• Zum Lösen des Problems des Standes der Technik berücksichtigt die vorliegende Erfindung die vorstehend genannte Situation und eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines gehärteten Glases, bei dem Bruchstücke selbst dann klein sind, wenn das gehärtete Glas eine geringe Plattendicke aufweist.
• LÖSUNG DES PROBLEMS
• Zum Lösen der vorstehend genannten Aufgabe stellt die vorliegende Erfindung ein gehärtetes Glas mit einer Spiegelkonstante A von 1,97 MPa · m^0,5 oder weniger, einer Oberflächendruckspannung (CS) von 10 MPa oder mehr, wobei ein Produkt (t × CS) einer Plattendicke t (Einheit: mm) und der CS (Einheit: MPa) weniger als 230 beträgt, bereit.
• VORTEILHAFTE EFFEKTE DER ERFINDUNG
• In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist selbst dann, wenn die Plattendicke gering ist, die Oberflächendruckspannung nicht zu groß und die Bruchstücke sind klein. Wenn das gehärtete Glas bricht, weisen die Bruchstücke kleine kornartige Formen auf. Daher ist das gehärtete Glas gemäß der vorliegenden Erfindung als Fensterscheibe für ein Kraftfahrzeug geeignet.
• Figurenliste
• [1] 1 ist eine Ansicht, die ein Beispiel für ein Glas mit großen Bruchstücken zeigt.
• [2] 2 ist eine Ansicht, die ein Beispiel für ein Glas mit kleinen Bruchstücken zeigt.
• [3] 3 ist eine Ansicht, die schematisch zeigt, wie ein Glas ohne Restspannung im Inneren in der Nähe eines Bruchursprungs bricht, wenn das Glas durch eine Zugspannung zerstört wird.
• BESCHREIBUNG VON AUSFÜHRUNGSFORMEN
• Eine Ausführungsform eines gehärteten Glases gemäß der vorliegenden Erfindung ist nachstehend beschrieben.
  Ein Verfahren für eine Härtungsbehandlung für das gehärtete Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist nicht speziell beschränkt. Das gehärtete Glas kann ein luftgekühltes gehärtetes Glas sein, das einer Härtungsbehandlung durch Luftkühlen unterzogen worden ist, oder ein chemisch gehärtetes Glas sein, das einer chemischen Härtungsbehandlung unterzogen worden ist.
  Wenn das gehärtete Glas als Fensterscheibe für ein Kraftfahrzeug verwendet wird, ist es jedoch unter Berücksichtigung der Kosten bevorzugt, dass das gehärtete Glas ein luftgekühltes gehärtetes Glas ist.
  In der vorliegenden Beschreibung wird die Dichte von Bruchstücken, die in dem Verfahren gemessen wird, das in Beispielen beschrieben ist, die später beschrieben werden, als Index verwendet, der ausdrückt, dass die Bruchstücke klein und körnig sind. Wenn die Bruchstücke klein und körnig sind, nimmt die Dichte von Bruchstücken zu. Dabei ist die Dichte von Bruchstücken durch die Anzahl von Bruchstücken pro 100 cm² definiert. Die Dichte von Bruchstücken beträgt vorzugsweise 4 oder mehr und mehr bevorzugt 10 oder mehr. Um die Form des Glases als Ganzes beizubehalten, beträgt die Dichte von Bruchstücken vorzugsweise 2000 oder weniger und mehr bevorzugt 1500 oder weniger.
• Wenn ein Glas bricht, ist bekannt, dass die Form einer Bruchoberfläche davon von der Größe einer Spannung abhängt. Die 3 zeigt schematisch, wie ein Glas ohne innere Restspannung, d.h., ein Glas, das einer Härtungsbehandlung unterzogen wird, in der Nähe eines Bruchursprungs bricht, wenn das Glas durch eine einheitliche Zugspannung zerstört wird.
  In der 3 erscheint eine glatte Oberfläche, die als Spiegeloberfläche bezeichnet wird, in der Nähe des Bruchursprungs, der durch den schwarzen Punkt gezeigt ist. Darüber hinaus erscheint eine geringfügig raue Grenzoberfläche, die als Trübung bezeichnet wird, um die Spiegeloberfläche. Eine raue Oberfläche, die als Borstenstruktur („hackle“) bezeichnet wird, erscheint außerhalb der Trübung. In der 3 soll angenommen werden, dass R (Einheit: m) einen Abstand von dem Bruchursprung, der durch den schwarzen Punkt gezeigt ist, zu der Grenze zwischen der Spiegeloberfläche und der Trübungsoberfläche bezeichnet, und σ (Einheit: MPa) eine Spannung bezeichnet, die den Bruch verursacht. Es ist bekannt, dass σ proportional zu dem Kehrwert der Quadratwurzel von R ist. Eine Proportionalitätskonstante davon ist die Spiegelkonstante A (Einheit: MPa · m^0,5). D.h., die Beziehung, die durch den folgenden Ausdruck gezeigt ist, gilt. $$\mathrm{\sigma }={\text{A/R}}^{1\text{/}2}$$

  

  Die Spiegelkonstante A kann experimentell durch Messen der Spannung σ zum Zeitpunkt des Bruchs und des Abstands R von dem Bruchursprung zu der Grenzfläche zwischen der Spiegeloberfläche und der Trübungsoberfläche erhalten werden.
• Daher wurde im Stand der Technik, wenn ein auf dem Markt erhältliches Glas zerbrochen wurde, die Spiegelkonstante, die auf das Glas ausgeübt werden könnte, untersucht. Andererseits hat der vorliegende Erfinder als Ergebnis einer sorgfältigen Untersuchung gefunden, dass die Dichte von Bruchstücken, mit denen ein Glas bricht, eine Beziehung zu der Spiegelkonstante A des Glases aufweist, und zwar auf der Basis der Ähnlichkeit zwischen einem Phänomen, dass sich ein Bruch verzweigt, wenn das Glas bricht, und einem Phänomen, dass eine Spiegeloberfläche zu einer Trübung oder einer Borstenstruktur führt, und ein Glas mit einer kleinen Spiegelkonstante A eine hohe Dichte von Bruchstücken aufweist, so dass Bruchstücke klein und körnig sind, wenn das Glas bricht.
• Ein Glas mit einer kleinen Spiegelkonstante A weist eine hohe Dichte von Bruchstücken auf, so dass Bruchstücke klein und körnig sind, wenn das Glas bricht. Ferner ist in einem gehärteten Glas eine Rissspitze ein Teil, bei dem die Zugspannung des Glases am größten ist, d.h., ein zentraler Abschnitt in der Dickenrichtung, der kaum durch eine Härtungsbehandlung beeinflusst wird. Daher hängt die Art der Rissbildung von den Eigenschaften des Glases vor der Härtungsbehandlung ab. Folglich weist ein Glas (gehärtetes Glas), das durch eine Härtungsbehandlung erhalten worden ist, die mit dem Glas mit einer kleinen Spiegelkonstante A durchgeführt worden ist, vor der Härtungsbehandlung eine hohe Dichte von Bruchstücken auf und die Bruchstücke sind klein und körnig, wenn das Glas bricht.
  Die Spiegelkonstante A bleibt vor und nach der Härtungsbehandlung unverändert. In der vorliegenden Beschreibung wird die Spiegelkonstante A, die von dem Glas vor der Härtungsbehandlung erhalten wird, als die Spiegelkonstante A des Glases (gehärtetes Glas) verwendet, das der Härtungsbehandlung unterzogen worden ist.
• Das gehärtete Glas gemäß der vorliegenden Erfindung weist eine Spiegelkonstante A von 1,97 MPa . m^0,5 oder weniger auf. Demgemäß sind Bruchstücke klein und körnig, wenn das Glas bricht.
  Die Spiegelkonstante A des gehärteten Glases gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt vorzugsweise 1,92 MPa · m^0,5 oder weniger, mehr bevorzugt 1,87 MPa · m^0,5 oder weniger, noch mehr bevorzugt 1,82 MPa · m^0,5 oder weniger und besonders bevorzugt 1,76 MPa · m^0,5 oder weniger. Die Untergrenze der Spiegelkonstante A ist nicht speziell beschränkt. Wenn die Spiegelkonstante A zu niedrig ist, besteht jedoch ein Risiko dahingehend, dass das Glas bricht. Daher beträgt die Spiegelkonstante A vorzugsweise 1,0 MPa · m^0,5 oder mehr.
• Das gehärtete Glas gemäß der vorliegenden Erfindung weist eine Oberflächendruckspannung (CS) von 10 MPa oder mehr auf. Wenn die Oberflächendruckspannung (CS) 10 MPa oder mehr beträgt, kann die Oberflächenbruchdichte erhöht werden. Die Oberflächendruckspannung (CS) des gehärteten Glases gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt vorzugsweise 50 MPa oder mehr, mehr bevorzugt 60 MPa oder mehr, noch mehr bevorzugt 70 MPa oder mehr, noch mehr bevorzugt 80 MPa oder mehr, besonders bevorzugt 90 MPa oder mehr und insbesondere 100 MPa oder mehr. Die Obergrenze der Oberflächendruckspannung (CS) ist nicht speziell beschränkt. Eine hohe CS passt jedoch zu einer hohen inneren Zugspannung. Wenn die CS höher ist, wird eine höhere Energie im Inneren durch die Zugspannung akkumuliert, so dass die Energie, die zum Zeitpunkt des Bruchs freigesetzt wird, gefährlich erhöht werden kann. Daher beträgt die CS vorzugsweise 2500 MPa oder weniger.
• In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt das Produkt (t × CS) einer Plattendicke t (Einheit: mm) und der Oberflächendruckspannung CS (Einheit: MPa) weniger als 230. Wenn t × CS weniger als 230 beträgt, kann das Gewicht des gehärteten Glases vermindert werden. Darüber hinaus unterliegt das gehärtete Glas kaum einer Eigenexplosion, wenn auf das gehärtete Glas ein Stoß ausgeübt wird. t × CS beträgt vorzugsweise 220 oder weniger, mehr bevorzugt 215 oder weniger, noch mehr bevorzugt 210 oder weniger, besonders bevorzugt 205 oder weniger und insbesondere 200 oder weniger.
• Es wird auf die Beziehung zwischen den physikalischen Eigenschaften eines Glases, das keiner Härtungsbehandlung unterzogen worden ist, und einer Spiegelkonstante A davon verwiesen. Die Spiegelkonstante A neigt dazu, mit zunehmender fiktiver Temperatur des Glases, das keiner Härtungsbehandlung unterzogen worden ist, abzunehmen. Der Bruch eines Glases schreitet in einem Teil fort, bei dem die Zugspannung des Glases am höchsten ist. Der Teil, bei dem die Zugspannung am höchsten ist, ist ein zentraler Abschnitt in der Richtung der Plattendicke t des Glases. Daher ist die Spiegelkonstante des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t des Glases ein Faktor des Bruchs des Glases als Ganzes.
  In der vorliegenden Beschreibung hat der zentrale Abschnitt in der Richtung der Plattendicke t des Glases die folgende Bedeutung. Es soll angenommen werden, dass t einen Abstand von einer Hauptoberfläche einer Glasplatte zu der anderen Hauptoberfläche in einer senkrechten Richtung bezeichnet. Die senkrechte Richtung soll als t-Richtung festgelegt sein. Der zentrale Abschnitt in der Richtung der Plattendicke t des Glases liegt an einer Position von t/2 von jeder Hauptoberfläche in der t-Richtung vor. Normalerweise ist, wenn die zwei Hauptoberflächen der Glasplatte in der gleichen Weise gehärtet werden, die Zugspannung an der Position von t/2 von jeder Hauptoberfläche in der t-Richtung am höchsten. Daher ist der Wert der Zugspannung in diesem Teil ein wichtiger Wert, der die Eigenschaften eines Bruchs bestimmt.
  Die fiktive Temperatur des Glases, das einer Härtungsbehandlung unterzogen worden ist, insbesondere die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t, wird dennoch durch die fiktive Temperatur des Glases vor der Härtungsbehandlung beeinflusst. Wenn die Härtungsbehandlung bei geeigneten Bedingungen durchgeführt wird, gibt es keine wesentliche Differenz insbesondere bei der fiktiven Temperatur vor und nach der Härtungsbehandlung.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es zum Einstellen der Spiegelkonstante A des Glases auf 1,97 MPa · m^0,5 oder weniger bevorzugt, dass die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t des Glases nicht niedriger ist als die Glasübergangstemperatur Tg des Glases.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t des Glases mehr bevorzugt Tg + 20 °C oder höher, noch mehr bevorzugt Tg + 40 °C oder höher, besonders bevorzugt Tg + 60 °C oder höher und insbesondere Tg + 80 °C oder höher.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t des Glases Tg + 100 °C oder niedriger ist. Wenn die fiktive Temperatur Tg + 100 °C oder niedriger ist, wird eine Rissbildung kaum durch eine thermische Belastung verursacht, so dass kleine Bruchstücke erhalten werden können, wenn das Glas bricht. Die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t des Glases ist mehr bevorzugt Tg + 90 °C oder niedriger.
  Die fiktive Temperatur T_f in der vorliegenden Erfindung bezeichnet einen Zahlenwert, der durch ein Brechungsindexverfahren erhalten wird, das nachstehend beschrieben ist. Die fiktive Temperatur T_f kann durch Polieren eines Glasquerschnitts und Messen eines Brechungsindex n gemessen werden. Die fiktive Temperatur T_f kann ausgedrückt werden als: $${\text{T}}_{\text{f}}=\text{a}\times \text{n}+\text{b}$$

  

  Dabei sind a und b intrinsische Konstanten für jede Art von Glas.
  Insbesondere kann die fiktive Temperatur T_f durch das Brechungsindexverfahren wie folgt erhalten werden. Zuerst werden i (i ≥ 2) Prüfkörper aus einer Glasprobe hergestellt, deren fiktive Temperatur gemessen werden soll. Die Prüfkörper werden jeweils bei verschiedenen Kühlausgangstemperaturen gehalten, bis die Brechungsindizes ein Gleichgewicht erreichen. Danach wird jeder Prüfkörper bei 1000 °C/min oder höher gekühlt. Dabei ist, wenn die Kühlausgangstemperatur niedriger ist als die Glasübergangstemperatur, eine ausreichend lange Haltezeit erforderlich. Es ist daher bevorzugt, die Kühlausgangstemperatur auf eine Temperatur einzustellen, die um 10 °C bis 100 °C höher ist als die Glasübergangstemperatur. Für das Glas, das bei diesen Bedingungen gekühlt worden ist, wird ein Brechungsindex n_d bei einer spezifischen Wellenlänge gemessen (z.B. 587,6 nm, welche die d-line einer He-Lampe ist). Für jede Kühlausgangstemperatur T_i wird ein Brechungsindex n_di des schnell von der Kühlausgangstemperatur gekühlten Glases aufgetragen und die Konstanten a und b in dem Ausdruck (1) werden durch eine lineare Regression bestimmt, so dass eine Kalibrierungskurve erzeugt wird. Als nächstes wird ein Brechungsindex n_dS eines Prüfkörpers, der aus einem Glas, dessen fiktive Temperatur T_f gemessen werden soll, ausgeschnitten und poliert worden ist, gemessen. Folglich kann die fiktive Temperatur T_f des Glases unter Verwendung der Kalibrierungskurve bestimmt werden.
• Die fiktive Temperatur des Glases vor der Härtungsbehandlung kann mit dem folgenden Verfahren eingestellt werden.
  Wenn ein gehärtetes Glas hergestellt wird, werden Glasausgangsmaterialien mit einer vorgegebenen Zusammensetzung hergestellt, geschmolzen und zu einem Plattenglas geformt. Ein Kühltemperaturprofil zum Zeitpunkt des Formens wird so eingestellt, dass die fiktive Temperatur des Glases eingestellt werden kann. Um die fiktive Temperatur des Glases höher zu machen, wird beispielsweise die Kühlrate in der Nähe der Glasübergangstemperatur (beispielsweise zwischen der oberen Kühltemperatur und der unteren Kühltemperatur) erhöht. Insbesondere kann eine hohe fiktive Temperatur erreicht werden, wenn die Kühlrate auf 200 °C/min oder höher eingestellt wird.
  Alternativ kann die fiktive Temperatur des Glases auch mit dem folgenden Verfahren eingestellt werden.
  Glasausgangsmaterialien mit einer vorgegebenen Zusammensetzung werden hergestellt, geschmolzen und dann mit einem bekannten Glasformverfahren (wie z.B. einem Floatverfahren, einem Verschmelzungsverfahren oder einem Auswalzverfahren) zu einem Plattenglas ausgebildet. Die Temperatur des geformten Glases wird auf eine vorgegebene Kühlausgangstemperatur erhöht und das geformte Glas wird bei dieser Temperatur gehalten. Danach wird die Kühlrate so eingestellt, dass die fiktive Temperatur des Glases eingestellt werden kann. Um die fiktive Temperatur des Glases niedriger zu machen, ist es ausreichend, wenn die Kühlausgangstemperatur vermindert wird. In diesem Fall ist es bevorzugt, dass die Kühlrate höher ist, so dass die fiktive Temperatur näher an die Kühlausgangstemperatur gebracht werden kann. Die erforderliche Haltezeit hängt von der Kühlausgangstemperatur ab. Die Haltezeit beträgt jedoch vorzugsweise 500/(Kühlausgangstemperatur - Tg) Minuten oder mehr und mehr bevorzugt 1000/(Kühlausgangstemperatur - Tg) Minuten oder mehr.
  Es ist bevorzugt, die Kühlausgangstemperatur auf Tg + 30 °C oder höher einzustellen. Wenn die Kühlausgangstemperatur Tg + 30 °C oder höher ist, kann die fiktive Temperatur so erhöht werden, dass die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t einfach auf die Glasübergangstemperatur Tg oder höher eingestellt werden kann. Die Kühlausgangstemperatur ist mehr bevorzugt Tg + 40 °C oder höher und noch mehr bevorzugt Tg + 50 °C oder höher.
  Andererseits ist es bevorzugt, dass die Kühlausgangstemperatur auf Tg + 100 °C oder niedriger eingestellt wird. Wenn die Kühlausgangstemperatur Tg + 100 °C oder niedriger ist, kann die fiktive Temperatur so vermindert werden, dass die fiktive Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t einfach auf Tg + 100 °C oder niedriger eingestellt werden kann. Die Kühlausgangstemperatur ist mehr bevorzugt Tg + 60 °C oder niedriger, noch mehr bevorzugt Tg + 30 °C oder niedriger und besonders bevorzugt Tg + 20 °C oder niedriger.
  Wenn die fiktive Temperatur durch dieses Verfahren eingestellt wird, ist es bevorzugt, dass die Kühlrate auf 100 °C/min oder höher eingestellt wird. Die Kühlrate ist mehr bevorzugt 200 °C/min oder höher und noch mehr bevorzugt 300 °C/min oder höher.
• Eine Härtungsbehandlung wird auf das gekühlte Glas bei vorgegebenen Bedingungen angewandt. In dem Fall eines Luftkühlungshärtens wird das Glas in einen Heizofen bei Tg + 60 °C bis Tg + 100 °C eingebracht (beispielsweise für 7 Minuten oder mehr) und gekühlt (beispielsweise bei einer äquivalenten Kühlrate von 500 °C/min oder höher). Folglich tritt bei der fiktiven Temperatur des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t vor und nach der Härtungsbehandlung keine wesentliche Differenz auf.
• Bei dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass der zentrale Abschnitt in der Richtung der Plattendicke t eine höhere Zugspannung CT aufweist, um die Dichte von Bruchstücken zu erhöhen, so dass Bruchstücke klein und körnig gemacht werden können, wenn das Glas bricht.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt die Zugspannung CT des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t vorzugsweise 5 MPa oder mehr, mehr bevorzugt 10 MPa oder mehr, noch mehr bevorzugt 20 MPa oder mehr und noch mehr bevorzugt 30 MPa oder mehr.
  Die Obergrenze der Zugspannung CT des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t ist nicht speziell beschränkt. In der Praxis beträgt die Zugspannung CT jedoch 1000 MPa oder weniger und 200 MPa oder weniger in dem Fall eines luftgekühlten gehärteten Glases.
• Wie es vorstehend beschrieben worden ist, ist dann, wenn die Spiegelkonstante A des Glases kleiner ist, die Dichte von Bruchstücken höher, so dass Bruchstücke klein und körnig gemacht werden können, wenn das Glas bricht. Andererseits ist dann, wenn die Zugspannung CT des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t höher ist, die Dichte von Bruchstücken höher, so dass Bruchstücke klein und körnig gemacht werden können, wenn das Glas bricht.
  Daher ist, wenn der Quotient (CT/A) der Zugspannung CT des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t und die Spiegelkonstante A größer sind, die Dichte von Bruchstücken höher, so dass Bruchstücke klein und körnig gemacht werden können, wenn das Glas bricht.
  Bei dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt der Quotient (CT/A) der Zugspannung CT (Einheit: MPa) des zentralen Abschnitts in der Richtung der Plattendicke t und der Spiegelkonstante A (Einheit: MPa · m^0,5) vorzugsweise 2,5 m^-0,5 oder mehr, mehr bevorzugt 3 m^-0,5 oder mehr, noch mehr bevorzugt 5 m^-0,5 oder mehr und besonders bevorzugt 8 m^-0,5 oder mehr. Die Obergrenze von CT/A ist nicht speziell beschränkt, beträgt jedoch vorzugsweise 1000 m^-0,5 oder weniger und mehr bevorzugt 500 m^-0,5 oder weniger.
• Wenn ein gehärtetes Glas eine große Tiefe der Druckspannungsschicht DOL aufweist, kann eine Spitze eines Kratzers in einer Druckspannungsschicht verbleiben, wenn der Kratzer tief ist. Daher wird das gehärtete Glas kaum zerstört.
  Bei dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die Tiefe der Druckspannungsschicht DOL (1/10) × t mm oder mehr beträgt, wenn die Plattendicke t beträgt (Einheit: mm). Die DOL verhindert die Ausbreitung von Kratzern, die in der Glasoberfäche vorliegen. Zur Erhöhung der Festigkeit bzw. Härte des Glases ist es erforderlich, die DOL tiefer zu machen als die Tiefe der Kratzer. Daher beträgt die DOL mehr bevorzugt (1/9) × t mm oder mehr und noch mehr bevorzugt (1/8) × t mm oder mehr.
  Andererseits beträgt die DOL vorzugsweise (1/3) × t mm oder weniger. Die DOL beträgt mehr bevorzugt (1/3,5) × t mm oder weniger und noch mehr bevorzugt (1/4) × t mm oder weniger.
• Wenn ein gehärtetes Glas eine große DOL aufweist, kann eine Spitze eines Kratzers in einer Druckspannungsschicht verbleiben, wenn der Kratzer tief ist. Daher wird das gehärtete Glas kaum zerstört.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt die Tiefe der Druckspannungsschicht DOL 0,150 mm oder mehr, mehr bevorzugt 0,200 mm oder mehr und noch mehr bevorzugt 0,300 mm oder mehr. Andererseits beträgt die Tiefe der Druckspannungsschicht DOL vorzugsweise 10 mm oder weniger, mehr bevorzugt 8 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 6 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 5 mm oder weniger, besonders bevorzugt 4,5 mm oder weniger und insbesondere 4 mm oder weniger.
• Da das gehärtete Glas gemäß der vorliegenden Erfindung als Fensterscheibe für ein Kraftfahrzeug verwendet wird, ist es bevorzugt, dass die Plattendicke t 1,2 mm oder mehr beträgt. Die Plattendicke t beträgt mehr bevorzugt 1,5 mm oder mehr, noch mehr bevorzugt 1,8 mm oder mehr, noch mehr bevorzugt 2,0 mm oder mehr, noch mehr bevorzugt 2,2 mm oder mehr, noch mehr bevorzugt 2,5 mm oder mehr, besonders bevorzugt 3,0 mm oder mehr und insbesondere 3,5 mm oder mehr. Andererseits beträgt die Plattendicke t vorzugsweise 50 mm oder weniger. Wenn die Plattendicke t 50 mm oder weniger beträgt, kann das Gewicht vermindert werden. Die Plattendicke t beträgt mehr bevorzugt 45 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 40 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 35 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 30 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 25 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 20 mm oder weniger, noch mehr bevorzugt 10 mm oder weniger, besonders bevorzugt 5 mm oder weniger und insbesondere 4 mm oder weniger.
• Der vorliegende Erfinder hat die folgende Erkenntnis bezüglich der Beziehung zwischen der Spiegelkonstante A eines Glases und den physikalischen Eigenschaften des Glases oder der Zusammensetzung des Glases erlangt.
• In dem Fall einer Glaszusammensetzung, die im Wesentlichen kein B₂O₃ enthält
• (1) Wenn das Poisson-Verhältnis v eines Glases höher ist, ist die Spiegelkonstante A des Glases kleiner. Der Grund dafür wird wie folgt angenommen. Ein höheres Poisson-Verhältnis v eines Glases gibt an, dass das Glas eine große Menge an nicht-verbrückendem Sauerstoff enthält und viele schwache Bindungen zwischen Elementen vorliegen, die das Glas bilden. Daher kann eine Bruchoberfläche leicht gebildet werden. Es ist daher bevorzugt, dass das Poisson-Verhältnis v des Glases hoch ist. Insbesondere ist das Poisson-Verhältnis v des Glases vorzugsweise 0,18 oder höher, mehr bevorzugt 0,20 oder höher und noch mehr bevorzugt 0,21 oder höher. Obwohl die Obergrenze des Poisson-Verhältnisses v nicht speziell beschränkt ist, kann es 0,27 oder weniger betragen. Das Poisson-Verhältnis v des Glases kann mit dem folgenden Verfahren erhöht werden. Wenn das Verhältnis von Elementen, die ein Netzwerk bilden, wie z.B. SiO₂, Al₂O₃, P₂O₅, usw., in dem Glas niedriger ist, werden Bindungen mit einem hohen Anteil an nicht-verbrückendem Sauerstoff erhöht, so dass die Dichte erhöht wird und das Poisson-Verhältnis v erhöht wird. Das Poisson-Verhältnis v ist in einem Glas höher, dessen Packungsdichte (das Verhältnis der Summe von Ionenradien von Elementen, die das Glas bilden, zu dem Gesamtvolumen des Glases) höher ist. Dies entspricht einer Zunahme von schwachen Bindungen zwischen den Elementen, die das Glas bilden, d.h., einer Zunahme eines Verhältnisses von Netzwerkmodifiziermitteln. Gemäß einem anderen Verfahren kann das Poisson-Verhältnis v durch Auswählen von Elementen mit einem hohen Anteil einer flachen Oberflächenstruktur, wie z.B. Sulfaten, in einer Netzwerkstruktur erhöht werden. Hier bedeutet, dass im Wesentlichen kein B₂O₃ enthalten ist, dass B₂O₃ nicht enthalten ist, ausgenommen der Fall, dass B₂O₃ als unvermeidbare Verunreinigung eingemischt ist (dasselbe gilt nachstehend in der vorliegenden Beschreibung).
• (2) Wenn das Glas einen niedrigeren Young'schen Modul E aufweist, kann die Spiegelkonstante A des Glases vermindert werden. Es ist daher bevorzugt, dass der Young'sche Modul E des Glases niedrig ist. Insbesondere beträgt der Young'sche Modul E des Glases vorzugsweise 100 GPa oder weniger, mehr bevorzugt 90 GPa oder weniger und noch mehr bevorzugt 80 GPa oder weniger. Andererseits beträgt im Hinblick auf die Einfachheit des Einbringens einer Spannung während der Härtungsbehandlung der Young'sche Modul E des Glases vorzugsweise 55 GPa oder mehr, mehr bevorzugt 60 GPa oder mehr und noch mehr bevorzugt 65 GPa oder mehr. Wenn auf den Young'schen Modul E des Glases geachtet wird, ist es bevorzugt, dass Al₂O₃, das dazu neigt, die gespaltene Netzwerkstruktur zu reparieren, wodurch der Young'sche Modul E erhöht wird, nicht übermäßig enthalten ist. Wenn das Glas viel SiO₂ enthält, wird die Netzwerkstruktur des Glases vergleichsweise fest. Folglich wird der Young'sche Modul E zu hoch. Es ist daher bevorzugt, dass SiO₂ nicht übermäßig zugesetzt wird.
• (3)In dem Fall einer Glaszusammensetzung, die im Wesentlichen kein B₂O₅ enthält, wird die Spiegelkonstante A erhöht, wenn die Dosierung von Erdalkalimetalloxiden RO erhöht wird. Es ist daher bevorzugt, dass die Dosierung von Erdalkalimetalloxiden RO vermindert wird. Hier bezeichnen die Erdalkalimetalloxide RO zusammen MgO, CaO, SrO und BaO (dasselbe gilt nachstehend in der vorliegenden Beschreibung).
• Obwohl es die Spiegelkonstante A des Glases nicht beeinflusst, neigt P₂O₅ dazu, Phasentrennungs- oder Entglasungsspezies zu erzeugen. Es ist daher bevorzugt, dass dem Glas nicht viel P₂O₅ zugesetzt wird.
• Auf der Basis der vorstehend genannten Erkenntnis ist es bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 40 bis 85 % SiO₂, 0 bis 15 % Al₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 8 bis 40 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0 bis 20 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält und B₂O₃ im Wesentlichen nicht enthalten ist. Dabei bezeichnen die Alkalimetalloxide (R₂O) zusammen Li₂O, Na₂O, K₂O und Rb₂O (dasselbe gilt nachstehend in der vorliegenden Beschreibung).
  Es ist mehr bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 40 bis 80 % SiO₂, 0 bis 5 % Al₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 8 bis 40 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0 bis 20 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält und B₂O₃ im Wesentlichen nicht enthalten ist.
  Es ist noch mehr bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 50 bis 80 % SiO₂, 0,1 bis 5 % Al₂O₃, 0 bis 3 % P₂O₅, insgesamt 10 bis 35 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0,1 bis 15 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält und B₂O₃ im Wesentlichen nicht enthalten ist.
  Es ist besonders bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 65 bis 78 % SiO₂, 0,2 bis 5 % Al₂O₃, 0 bis 1 % P₂O₅, insgesamt 15 bis 25 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0,1 bis 8 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält und B₂O₃ im Wesentlichen nicht enthalten ist.
  Nachstehend wird jede Komponente für den Fall beschrieben, bei dem die Glaszusammensetzung im Wesentlichen kein B₂O₃ enthält.
• SiO₂ ist eine Hauptkomponente des Glases.
  Wenn der Gehalt von SiO₂ 40 % oder höher ist, wird die Witterungsbeständigkeit verbessert. Der Gehalt von SiO₂ ist vorzugsweise 40 % oder höher, mehr bevorzugt 50 % oder höher und noch mehr bevorzugt 65 % oder höher. Wenn der Gehalt von SiO₂ 85 % oder niedriger ist, ist das Glas gegen eine Entglasung beständig. Der Gehalt von SiO₂ ist mehr bevorzugt 80 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 78 % oder niedriger und besonders bevorzugt 75 % oder niedriger.
• Al₂O₃ ist eine Komponente, welche die Witterungsbeständigkeit verbessert.
  Der Gehalt von Al₂O₃ ist 0 % oder höher. Wenn Al₂O₃ enthalten ist, wird die Witterungsbeständigkeit des Glases verbessert. Der Gehalt von Al₂O₃ ist mehr bevorzugt 0,1 % oder höher, noch mehr bevorzugt 0,2 % oder höher und besonders bevorzugt 0,5 % oder höher. Wenn der Gehalt von Al₂O₃ 15 % oder niedriger ist, ist die Schmelzbarkeit hervorragend. Darüber hinaus neigt auch die Spiegelkonstante dazu, vermindert zu werden. Der Gehalt von Al₂O₃ ist mehr bevorzugt 10 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und besonders bevorzugt 5 % oder niedriger.
• Wenn das Verhältnis (Al₂O₃/SiO₂) von Al₂O₃ zu SiO₂ 0 oder höher ist, nimmt die Anzahl von Bindungen zu, so dass die Struktur fest genug wird, um einfach als Glas gehandhabt werden zu können. Al₂O₃/SiO₂ ist mehr bevorzugt 0,005 oder höher und noch mehr bevorzugt 0,01 oder höher. Wenn das Verhältnis (Al₂O₃/SiO₂) von Al₂O₃ zu SiO₂ hoch ist, nimmt jedoch die Spiegelkonstante zu. Es ist daher bevorzugt, dass Al₂O₃/SiO₂ 0,6 oder niedriger ist. Al₂O₃/SiO₂ ist mehr bevorzugt 0,5 oder niedriger, noch mehr bevorzugt 0,3 oder niedriger und besonders bevorzugt 0,2 oder niedriger.
• P₂O₅ neigt dazu, Phasentrennungs- oder Entglasungsspezies zu erzeugen. Es ist daher bevorzugt, dass P₂O₅ im Wesentlichen nicht enthalten ist. Es können jedoch 5 % oder weniger P₂O₅ enthalten sein, um die Tiefe der Druckspannungsschicht DOL zu erhöhen. Der Gehalt von P₂O₅ kann 3 % oder weniger oder 1 % oder weniger betragen.
• Wenn der Gesamtgehalt von Alkalimetalloxiden (R₂O) 8 % oder höher ist, neigt die Viskosität des Glases dazu, in dem Fall vermindert zu werden, wenn die Temperatur des Glases auf einen hohen Wert erhöht wird. Folglich kann das Glas einfach geschmolzen werden. Der Gesamtgehalt von R₂O ist mehr bevorzugt 10 % oder höher und noch mehr bevorzugt 15 % oder höher. Andererseits wird, wenn der Gesamtgehalt von R₂O 40 % oder niedriger ist, die Spiegelkonstante vermindert. Der Gesamtgehalt von R₂O ist mehr bevorzugt 35 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 30 % oder niedriger und besonders bevorzugt 20 % oder niedriger.
• Li₂O hat einen Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei der hohen Temperatur. Verglichen mit den anderen Alkalimetalloxiden neigt Li₂O jedoch zur Erhöhung des Young'schen Moduls, so dass die Spiegelkonstante erhöht wird. Daher ist der Gehalt von Li₂O mehr bevorzugt 30 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 25 % oder niedriger. In einem Fall, bei dem der SiO₂-Gehalt niedrig ist, kann jedoch eine Zunahme der Spiegelkonstante selbst dann verhindert werden, wenn der Young'sche Modul aufgrund der Zunahme von Li₂O zunimmt. Es ist daher bevorzugt, dass 5 % oder mehr Li₂O enthalten sind. Der Gehalt von Li₂O ist mehr bevorzugt 10 % oder mehr und noch mehr bevorzugt 20 % oder höher. Wenn dies berücksichtigt wird, ist SiO₂ + Li₂O vorzugsweise 65 % oder höher, mehr bevorzugt 70 % oder höher und noch mehr bevorzugt 75 % oder höher.
• Na₂O ist eine Komponente mit einem Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei der hohen Temperatur in der gleichen Weise wie Li₂O. Wenn der Gehalt von Na₂O 5 % oder höher ist, kann der vorstehend genannte Effekt erhalten werden. Der Gehalt von Na₂O ist mehr bevorzugt 10 % oder höher und noch mehr bevorzugt 15 % oder höher. Wenn der Gehalt von Na₂O 40 % oder niedriger ist, kann das Netzwerk in der Glasstruktur aufrechterhalten werden. Der Gehalt von Na₂O ist mehr bevorzugt 30 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 20 % oder niedriger.
• K₂O ist eine Komponente mit einem Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei der hohen Temperatur in der gleichen Weise wie Li₂O oder Na₂O. Wenn der Gehalt von K₂O 2 % oder höher ist, kann der Effekt des Verminderns der Viskosität erhöht werden. Der Gehalt von K₂O ist mehr bevorzugt 3 % oder höher und noch mehr bevorzugt 5 % oder höher. Wenn der Gehalt von K₂O 20 % oder niedriger ist, kann die Hygroskopie des Glases in einem gewissen Ausmaß vermindert werden. Der Gehalt von K₂O ist mehr bevorzugt 10 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 8 % oder niedriger.
• Rb₂O ist eine Komponente mit einem Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei der hohen Temperatur in der gleichen Weise wie Li₂O, Na₂O oder K₂O. Wenn der Gehalt von Rb₂O 1 % oder höher ist, kann der Effekt des Absorbierens von Energie bei der Zerstörung des Glases aufgrund eines Mischalkalieffekts verstärkt werden. Der Gehalt von Rb₂O ist mehr bevorzugt 2 % oder höher und noch mehr bevorzugt 3 % oder höher. Wenn der Gehalt von Rb₂O 10 % oder niedriger ist, kann verhindert werden, dass das Gewicht des Glases übermäßig zunimmt. Der Gehalt von Rb₂O ist mehr bevorzugt 5 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 4 % oder niedriger.
• Die Erdalkalimetalloxide (RO) sind nicht essentiell, können jedoch enthalten sein, um die Schmelzbarkeit zu verbessern. Wenn der Gesamtgehalt von RO 0 % oder höher ist, wird die Schmelzbarkeit verbessert. Der Gesamtgehalt von RO kann 0,1 % oder höher oder 0,2 % oder höher sein. Wenn andererseits der Gesamtgehalt von RO 15 % oder niedriger ist, nimmt die Spiegelkonstante nicht sehr stark zu, so dass eine große Variation der Ausdehnung des Glases verhindert werden kann. Es ist daher bevorzugt, dass der Gesamtgehalt von RO 15 % oder niedriger ist. Der Gesamtgehalt von RO ist mehr bevorzugt 10 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und besonders bevorzugt 5 % oder niedriger.
• MgO ist nicht essentiell, ist jedoch dadurch gekennzeichnet, dass es die Härte des Glases erhöht, ohne die Ausdehnung zu erhöhen, während die Dichte niedrig gehalten wird, obwohl es sich um ein Erdalkalimetalloxid handelt. Demgemäß kann MgO zur Verbesserung der Schmelzbarkeit enthalten sein. Daher ist der Gehalt von MgO mehr bevorzugt 0,1 % oder höher und noch mehr bevorzugt 0,2 % oder höher. Wenn der Gehalt von MgO 10 % oder niedriger ist, ist die Spiegelkonstante nicht zu groß. Der Gehalt von MgO ist mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 5 % oder niedriger.
• CaO ist eine Komponente, welche die Schmelzbarkeit bei einer hohen Temperatur verbessert oder ein leichtes Auftreten einer Entglasung verhindert. Wenn der Gehalt von CaO 0,1 % oder höher ist, kann eine Entglasung verhindert werden. Der Gehalt von CaO ist mehr bevorzugt 0,2 % oder höher. Wenn der Gehalt von CaO 10 % oder niedriger ist, können sowohl der Effekt des Verbesserns der Schmelzbarkeit als auch der Effekt des Erhöhens des Young'schen Moduls des Glases erhalten werden. Der Gehalt von CaO ist mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 5 % oder niedriger.
• SrO ist eine Komponente, welche die Schmelzbarkeit bei einer hohen Temperatur verbessert oder ein leichtes Auftreten einer Entglasung verhindert. Wenn der Gehalt von SrO 0,1 % oder höher ist, kann eine Entglasung effektiv verhindert werden. Der Gehalt von SrO ist mehr bevorzugt 0,2 % oder höher und noch mehr bevorzugt 0,3 % oder höher. Wenn der Gehalt von SrO 10 % oder niedriger ist, entsteht kein Problem dahingehend, dass das Gewicht des Glases erhöht wird. Der Gehalt von SrO ist mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 5 % oder niedriger.
• BaO ist eine Komponente, welche die Schmelzbarkeit bei einer hohen Temperatur verbessert oder ein leichtes Auftreten einer Entglasung verhindert. Wenn der Gehalt von BaO 0,1 % oder höher ist, besteht eine Tendenz dahingehend, dass eine Energieableitung aufgrund des Erdalkalimischeffekts auftritt. Der Gehalt von BaO ist mehr bevorzugt 0,2 % oder höher und noch mehr bevorzugt 0,3 % oder höher. Wenn der Gehalt von BaO 10 % oder niedriger ist, entsteht kein Problem dahingehend, dass das Gewicht des Glases erhöht wird. Der Gehalt von BaO ist mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 5 % oder niedriger.
• Auf der Basis der vorstehend genannten Erkenntnis ist es bevorzugt, dass G, das durch den folgenden Ausdruck (4) dargestellt ist, -0,33 oder weniger beträgt, wenn B₂O₃ in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung nicht wesentlich enthalten ist. $$\text{G}=\text{E}\times \mathrm{0,013}+\mathrm{\nu }\times \left(-\mathrm{6,6}\right)+\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,023}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \mathrm{0,013}$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet E den Young'schen Modul (GPa) des Glases, v bezeichnet das Poisson-Verhältnis des Glases, [Al₂O₃] bezeichnet den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und ΣRO bezeichnet den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  Wenn G -0,33 oder weniger beträgt, neigt die Spiegelkonstante zu einer Verminderung. G ist mehr bevorzugt -0,35 oder weniger, noch mehr bevorzugt -0,4 oder weniger und besonders bevorzugt -0,45 oder weniger. Der Untergrenze von G ist nicht speziell beschränkt. Ein Glas, dessen Young'scher Modul zu niedrig ist, kann jedoch nicht leicht verwendet werden. Es ist daher bevorzugt, dass G -0,7 oder mehr ist.
• Darüber hinaus ist es auf der Basis der vorstehend genannten Erkenntnis bevorzugt, dass I, das durch den folgenden Ausdruck (6) dargestellt ist, 0,30 oder weniger ist, wenn B₂O₃ in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung nicht wesentlich enthalten ist. $$\text{I}=\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,03}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \mathrm{0,014}$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet [Al₂O₃] den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und ΣRO bezeichnet den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  Wenn I 0,30 oder weniger ist, neigt die Spiegelkonstante zu einer Verminderung. I ist mehr bevorzugt 0,28 oder weniger, noch mehr bevorzugt 0,25 oder weniger und besonders bevorzugt 0,20 oder weniger. Die Untergrenze von I ist nicht speziell beschränkt. Es ist jedoch bevorzugt, dass I 0,05 oder mehr ist, um die Struktur des Glases aufrechtzuerhalten.
• In dem Fall einer Glaszusammensetzung, die B₂O₃ enthält
• (1) Wenn in einem Glas ein Bruch stattfindet, wächst jeder Riss in dem Glas. Eine Spannung nimmt an der Spitze des Risses zu. Dies führt zu einer neuen Ausbreitung des Risses. Andererseits ist in einem Glas, das dreifach koordiniertes Bor enthält, das dreifach koordinierte Bor aufgrund der Spannung als vierfach koordiniertes Bor angeordnet. Die Bruchenergie wird durch die Änderung der Koordinationszahl verbraucht. Aufgrund des Energieverbrauchs wird die Energie, die zu der Ausbreitung des Risses verteilt wird, vermindert. Als Ergebnis wird die Bildung einer Bruchoberfläche vermindert. Wenn die Bildung einer Bruchoberfläche vermindert wird, bleibt eine Spiegeloberfläche lange bestehen, so dass die Spiegeloberfläche nicht leicht eine Trübungsoberfläche werden kann. Folglich ist das Glas ein Glas mit einer großen Spiegelkonstante. D.h., wenn der Gehalt von dreifach koordiniertem Bor in dem Glas vermindert wird, wird die Spiegelkonstante A des Glases vermindert. Folglich ist dies bevorzugt. Andererseits beeinflusst der Gehalt von vierfach koordiniertem Bor die Spiegelkonstante A des Glases kaum. Daher kann der Gehalt von vierfach koordiniertem Bor erhöht werden. Wenn jedoch Alkalimetalloxide (R₂O) übermäßig zugesetzt werden, um den Gehalt von vierfach koordiniertem Bor zu erhöhen, kann die Steifigkeit des Glases nicht aufrechterhalten werden. Es ist daher bevorzugt, dass Alkalimetalloxide (R₂O) nicht übermäßig zugesetzt werden. Zum Erhöhen des Gehalts von vierfach koordiniertem Bor können dem Glas die folgenden Komponenten zugesetzt werden. In dem Fall einer Glaszusammensetzung, die B₂O₃ enthält, neigen Alkalimetalloxide (R₂O) und Erdalkalimetalloxide (RO) dazu, Bor in dem Glas als vierfach koordiniertes Bor anzuordnen, ohne die Steifigkeit des Glases als Ganzes stark zu ändern. Es ist daher bevorzugt, den Gehalt von Alkalimetalloxiden (R₂O) und Erdalkalimetalloxiden (RO) zu erhöhen. In dem Fall einer Glaszusammensetzung, die B₂O₃ enthält, ist es bevorzugt, Al₂O₃ zuzusetzen, um die Spiegelkonstante des Glases stark zu vermindern.
• (2)Wenn der Young'sche Modul E des Glases niedriger ist, kann die Spiegelkonstante A des Glases vermindert werden. Insbesondere beträgt der Young'sche Modul des Glases vorzugsweise 100 GPa oder weniger, mehr bevorzugt 90 GPa oder weniger und noch mehr bevorzugt 80 GPa oder weniger. Andererseits beträgt zum einfachen Einbringen einer Spannung während der Härtungsbehandlung der Young'sche Modul E des Glases vorzugsweise 55 GPa oder mehr, mehr bevorzugt 60 GPa oder mehr und noch mehr bevorzugt 65 GPa oder mehr. Komponenten, die einen Einfluss auf den Young'schen Modul E des Glases ausüben, sind dieselben wie in dem Fall, bei dem die Glaskomponente im Wesentlichen kein B₂O₃ enthält.
• Obwohl es die Spiegelkonstante A des Glases nicht beeinflusst, neigt P₂O₅ zur Erzeugung einer Phasentrennung oder von Entglasungsspezies. Es ist daher bevorzugt, dass dem Glas keine große Menge P₂O₅ zugesetzt wird.
• Auf der Basis der vorstehend genannten Erkenntnis ist es bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 40 bis 85 % SiO₂, 0,1 bis 20 % B₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 5 bis 40 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0 bis 15 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält.
  Es ist mehr bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 65 bis 85 % SiO₂, 0,1 bis 10 % B₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 10 bis 20 % Alkalimetalloxide (R₂O) und 5 bis 15 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält.
  Es ist noch mehr bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 65 bis 85 % SiO₂, 1 bis 15 % Al₂O₃, 0,1 bis 10 % B₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 10 bis 20 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 5 bis 15 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält.
  Es ist besonders bevorzugt, dass eine Glaszusammensetzung, die durch den Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden dargestellt ist, 50 bis 80 % SiO₂, 3 bis 15 % Al₂O₃, 1 bis 15 % B₂O₃, 0 bis 5 % bis P₂O₅, insgesamt 10 bis 35 % Alkalimetalloxide (R₂O) und 0,1 bis 8 % Erdalkalimetalloxide (RO) enthält.
  Nachstehend wird jede Komponente in dem Fall der Glaszusammensetzung beschrieben, die B₂O₃ enthält.
• SiO₂ ist eine Hauptkomponente des Glases.
  Wenn der Gehalt von SiO₂ 40 % oder höher ist, wird die Witterungsbeständigkeit verbessert. Der Gehalt von SiO₂ ist mehr bevorzugt 50 % oder höher und noch mehr bevorzugt 65 % oder höher und besonders bevorzugt 72 % oder höher. Wenn der Gehalt von SiO₂ 85 % oder niedriger ist, ist das Glas gegen eine Entglasung beständig. Der Gehalt von SiO₂ ist mehr bevorzugt 80 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 78 % oder niedriger und besonders bevorzugt 75 % oder niedriger.
• Al₂O₃ ist eine Komponente, welche die Witterungsbeständigkeit verbessert. Darüber hinaus kann in dem Fall eines Glases, das B₂O₃ enthält, Al₂O₃ die Spiegelkonstante vermindern. Es ist daher bevorzugt, dass Al₂O₃ enthalten ist. Der Gehalt von Al₂O₃ ist mehr bevorzugt 1 % oder höher, noch mehr bevorzugt 3 % oder höher und besonders bevorzugt 5 % oder höher. Wenn der Gehalt von Al₂O₃ 20 % oder niedriger ist, wird die Schmelzbarkeit verbessert. Der Gehalt von Al₂O₃ ist mehr bevorzugt 15 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 13 % oder niedriger und besonders bevorzugt 12 % oder niedriger.
• Wenn das Verhältnis (Al₂O₃/SiO₂) von Al₂O₃ zu SiO₂ 0,01 oder höher ist, kann das Netzwerk stabilisiert werden. Al₂O₃/SiO₂ ist mehr bevorzugt 0,02 oder höher und noch mehr bevorzugt 0,1 oder höher. Wenn das Verhältnis (Al₂O₃/SiO₂) von Al₂O₃ zu SiO₂ 1 oder niedriger ist, ist die Schmelzbarkeit hervorragend. Al₂O₃/SiO₂ ist mehr bevorzugt 0,7 oder niedriger und noch mehr bevorzugt 0,6 oder niedriger.
• P₂O₅ neigt dazu, Phasentrennungs- oder Entglasungsspezies zu erzeugen. Es ist daher bevorzugt, dass P₂O₅ im Wesentlichen nicht enthalten ist. Es können jedoch 5 % oder weniger P₂O₅ enthalten sein, um die Dicke einer Druckspannungsschicht zu erhöhen, wenn das Glas als chemisch gehärtetes Glas verwendet wird. Der Gehalt von P₂O₅ kann 4 % oder weniger oder 3 % oder weniger betragen.
• B₂O₃ weist einen Effekt des Verminderns der Verkratzbarkeit des Glases auf, wenn der Gehalt von B₂O₃ 0,1 % oder höher ist. Deshalb ist der Gehalt von B₂O₃ vorzugsweise 1 % oder höher und mehr bevorzugt 5 % oder höher. Wenn der Gehalt von B₂O₃ 20 % oder niedriger ist, kann eine Verflüchtigung während des Schmelzens verhindert werden. Der Gehalt von B₂O₃ ist mehr bevorzugt 15 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 13 % oder niedriger.
• Wenn das Verhältnis (B₂O₃/ΣR₂O) von B₂O₃ zur Summe von R₂O niedrig ist, wird die Anzahl von vierfach koordiniertem Bor erhöht, so dass die Spiegelkonstante dazu neigt, vermindert zu werden. Es ist daher bevorzugt, dass B₂O₃/ΣR₂O 1 oder niedriger ist. B₂O₃/ΣR₂O ist mehr bevorzugt 0,8 oder niedriger und noch mehr bevorzugt 0,6 oder niedriger. Wenn jedoch mehr Alkalimetall als B₂O₃, das ein Netzwerkbildner ist, vorliegt, wird die Struktur des Glases selbst instabil. Es ist daher bevorzugt, dass B₂O₃/ΣR₂O 0,1 oder höher ist. B₂O₃/ΣR₂O ist mehr bevorzugt 0,3 oder höher und noch mehr bevorzugt 0,5 oder höher.
• Wenn der Gesamtgehalt von Alkalimetalloxiden (R₂O) 5 % oder höher ist, neigt die Viskosität des Glases in einem Fall zu einer Verminderung, bei dem die Temperatur des Glases auf einen hohen Wert erhöht wird. Folglich kann das Glas eine sehr gute Schmelzbarkeit aufweisen. Der Gesamtgehalt von R₂O ist mehr bevorzugt 8 % oder höher, noch mehr bevorzugt 10 % oder höher und besonders bevorzugt 12 % oder höher. Wenn andererseits der Gesamtgehalt von R₂O 40 % oder niedriger ist, kann verhindert werden, dass der Young'sche Modul abrupt abnimmt. Der Gesamtgehalt von R₂O ist mehr bevorzugt 35 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 30 % oder niedriger.
• Li₂O ist eine Alkalimetalloxidkomponente, die einen Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei einer hohen Temperatur aufweist, ohne dass eine Verminderung des Young'schen Moduls bei Raumtemperatur verursacht wird. Wenn der Gehalt von Li₂O 0 % oder höher ist, tritt der vorstehend genannte Effekt auf. Der Gehalt von Li₂O ist mehr bevorzugt 2 % oder höher und noch mehr bevorzugt 4 % oder höher. Wenn der Gehalt von Li₂O 20 % oder niedriger ist, kann das Netzwerk in der Glasstruktur aufrechterhalten werden. Darüber hinaus kann der Anstieg des Preises eines erhaltenen Glases vermieden werden, da Li₂O teuer ist. Der Gehalt von Li₂O ist mehr bevorzugt 18 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 16 % oder niedriger.
• Na₂O ist eine Komponente mit einem Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei einer hohen Temperatur in der gleichen Weise wie Li₂O. Darüber hinaus hat Na₂O einen Effekt des Spaltens des Netzwerks, wodurch die Spiegelkonstante vermindert wird. Wenn der Gehalt von Na₂O 5 % oder höher ist, kann der vorstehend genannte Effekt erhalten werden. Der Gehalt von Na₂O ist mehr bevorzugt 10 % oder höher und noch mehr bevorzugt 12 % oder höher. Wenn der Gehalt von Na₂O 40 % oder niedriger ist, kann das Netzwerk in der Glasstruktur aufrechterhalten werden. Der Gehalt von Na₂O ist mehr bevorzugt 35 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 30 % oder niedriger.
• K₂O ist eine Komponente mit einem Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei einer hohen Temperatur in der gleichen Weise wie Li₂O oder Na₂O. Darüber hinaus weist K₂O einen Effekt des Spaltens des Netzwerks auf, wodurch die Spiegelkonstante vermindert wird. Wenn der Gehalt von K₂O 2 % oder höher ist, kann der Effekt des Verminderns der Viskosität erhöht werden. Der Gehalt von K₂O ist mehr bevorzugt 3 % oder höher und noch mehr bevorzugt 5 % oder höher. Wenn der Gehalt von K₂O 20 % oder niedriger ist, kann die Hygroskopie des Glases in einem gewissen Maß vermindert werden. Der Gehalt von K₂O ist mehr bevorzugt 15 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 10 % oder niedriger.
• Rb₂O ist eine Komponente mit einem Effekt des Verminderns der Viskosität des Glases bei einer hohen Temperatur in der gleichen Weise wie Li₂O, Na₂O oder K₂O. Darüber hinaus weist Rb₂O einen Effekt des Spaltens des Netzwerks auf, wodurch die Spiegelkonstante vermindert wird. Wenn der Gehalt von Rb₂O 1 % oder höher ist, kann der Effekt verstärkt werden. Der Gehalt von Rb₂O ist mehr bevorzugt 0,1 % oder höher und noch mehr bevorzugt 0,2 % oder höher. Wenn der Gehalt von Rb₂O 10 % oder niedriger ist, kann verhindert werden, dass das Gewicht des Glases übermäßig zunimmt. Der Gehalt von Rb₂O ist mehr bevorzugt 5 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 4 % oder niedriger.
• Die Erdalkalimetalloxide (RO) können zum Verbessern der Schmelzbarkeit enthalten sein. Wenn der Gesamtgehalt von RO 0,1 % oder höher ist, wird die Viskosität des Glases bei einer hohen Temperatur vermindert, so dass das Glas leicht geschmolzen werden kann. Der Gesamtgehalt von RO kann 0,2 % oder höher sein. RO ist jedoch eine Komponente, welche die Spiegelkonstante erhöht. Daher ist der Gesamtgehalt von RO vorzugsweise 15 % oder niedriger, mehr bevorzugt 10 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 8 % oder niedriger.
• MgO ist eine Komponente, die dazu neigt, das Netzwerk des Glases fest zu machen, so dass der Young'sche Modul erhöht wird. Daher ist MgO eine Komponente, welche die Spiegelkonstante erhöht. Es ist bevorzugt, dass der Gehalt von MgO niedriger ist. Der Gehalt von MgO ist vorzugsweise 10 % oder niedriger und mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 7 % oder niedriger. Andererseits kann die Witterungsbeständigkeit des Glases durch MgO verbessert werden. Es ist daher bevorzugt, dass 0,1 % oder mehr MgO enthalten sind. Der Gehalt von MgO ist mehr bevorzugt 0,2 % oder höher und noch mehr bevorzugt 0,5 % oder höher.
• CaO hat einen Effekt des Verbesserns der Schmelzbarkeit bei hoher Temperatur und des Verbesserns der chemischen Beständigkeit. Der Gehalt von CaO ist vorzugsweise 0,1 % oder höher und mehr bevorzugt 0,2 % oder höher. Wenn zuviel CaO enthalten ist, besteht die Befürchtung, dass die Entglasungstemperatur ansteigt oder viel Phosphor, der eine Verunreinigung in Kalkstein (CaCO₃) ist, der als CaO-Ausgangsmaterial dient, eingemischt wird. Es ist daher bevorzugt, dass der Gehalt von CaO 10 % oder niedriger ist. Der Gehalt von CaO ist mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 5 % oder niedriger.
• SrO ist eine Komponente, welche die Schmelzbarkeit bei hoher Temperatur verbessert oder ein einfaches Auftreten einer Entglasung verhindert. Wenn der Gehalt von SrO 0,1 % oder höher ist, kann eine Entglasung effektiv verhindert werden. Der Gehalt von SrO ist mehr bevorzugt 0,2 % oder höher. Wenn der Gehalt von SrO 10 % oder niedriger ist, tritt kein Problem dahingehend auf, dass das Gewicht des Glases zunimmt. Der Gehalt von SrO ist mehr bevorzugt 8 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 5 % oder niedriger.
• BaO ist eine Komponente, welche die Schmelzbarkeit bei hoher Temperatur verbessert oder ein einfaches Auftreten einer Entglasung verhindert. Wenn der Gehalt von BaO 0,1 % oder höher ist, besteht eine Tendenz dahingehend, dass eine Energieableitung aufgrund des Erdalkalimischeffekts auftritt. Der Gehalt von BaO ist mehr bevorzugt 0,2 % oder höher. Von den Erdalkalimetalloxiden ist jedoch BaO zur Verminderung der lonenaustauschrate am effektivsten. Es ist daher bevorzugt, dass der Gehalt von BaO 5 % oder niedriger ist, wenn das Verfahren zum Härten des Glases ein chemisches Härtungsverfahren ist. Der Gehalt von BaO ist mehr bevorzugt 3 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 1 % oder niedriger.
• Auf der Basis der vorstehend genannten Erkenntnisse ist es bevorzugt, dass H, das durch den folgenden Ausdruck (5) dargestellt ist, 0,30 oder weniger beträgt, wenn B₂O₃ in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten ist. $$\text{H}={\text{B}}_2{\text{O}}_3\left(\text{dreifach koordiniert}\right)\times \mathrm{0,039}+\text{E}\times \mathrm{0,036}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \left(-\mathrm{0,030}\right)-\mathrm{2,3}$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet B₂O₃ (dreifach koordiniert) den Gehalt von dreifach koordiniertem Bor (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas, E bezeichnet den Young'schen Modul (GPa) des Glases und ΣRO bezeichnet den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  Wenn H 0,30 oder weniger ist, neigt die Spiegelkonstante zu einer Verminderung. H ist mehr bevorzugt 0,28 oder weniger, noch mehr bevorzugt 0,25 oder weniger und besonders bevorzugt 0,20 oder weniger. Die Untergrenze von H ist nicht speziell beschränkt. Ein Glas, dessen Young'scher Modul zu niedrig ist, ist jedoch bezüglich dessen Anwendung beschränkt. Es ist daher bevorzugt, dass H -0,5 oder mehr beträgt.
• Auf der Basis der vorstehend genannten Erkenntnisse ist es bevorzugt, dass J, das durch den folgenden Ausdruck (7) dargestellt ist, 0,33 oder weniger beträgt, Wenn B₂O₃ in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung enthalten ist. $$\text{J}=\left[{\text{B}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,031}-\mathrm{0,026}\times \left[{\text{K}}_2\text{O}\right]$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet [B₂O₃] den Gehalt von B₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und [K₂O] bezeichnet den Gehalt von K₂O (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  Wenn J 0,33 oder weniger ist, neigt die Spiegelkonstante zu einer Verminderung. J ist mehr bevorzugt 0,31 oder weniger und noch mehr bevorzugt 0,25 oder weniger. Die Untergrenze von J ist nicht speziell beschränkt. Wenn jedoch der Gehalt von Alkalimetalloxiden relativ zu dem Gehalt von B₂O₃ zunimmt, wird das Netzwerk des Glases gespalten, so dass das Glas selbst nicht stabil ist. Es ist bevorzugt, dass J -0,4 oder mehr ist.
• Wenn CaO als Erdalkalimetalloxid RO verwendet wird, neigt der Young'sche Modul zu einer Zunahme. Die Zunahme des Young'schen Moduls führt zu einer Zunahme der Spiegelkonstante A. Es ist daher bevorzugt, dass CaO nur so geringfügig erhöht wird, dass der Young'sche Modul nicht erhöht wird.
• Bezüglich der Alkalimetalloxide R₂O wird, wenn ein Alkalimetalloxid R₂O, in dem das Atomgewicht des Alkalimetalls höher ist, zugesetzt wird, die Netzwerkstruktur des Glases gespalten, so dass leicht eine Bruchoberfläche gebildet werden kann. Daher neigt die Spiegelkonstante A zu einer Verminderung. Daher ist als Alkalimetalloxid R₂O, das dem Glas zugesetzt werden soll, Na₂O mehr bevorzugt als Li₂O und K₂O ist noch mehr bevorzugt. Diese Tendenz ist in einem Glas deutlich, das kein B₂O₃ enthält.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass <M_R20>, das durch den folgenden Ausdruck (8) dargestellt ist, 10 oder mehr beträgt. $$<{\text{M}}_{\text{R}20}>=\mathrm{\Sigma }\left(\text{Mi}\times \text{Ri}\right)\text{/}\mathrm{\Sigma }\text{Ri}$$

  

  Hier bezeichnet Mi das Atomgewicht eines Alkalimetalls, Ri bezeichnet den Gehalt (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) eines Alkalimetalloxids, das in dem Glas enthalten ist, und <M_R20> bezeichnet einen Wert, der mit dem Atomgewicht des Alkalimetalls in dem Glas korreliert. Es wird davon ausgegangen, dass dann, wenn <M_R20> kleiner ist, das in dem Glas enthaltene Alkalimetalloxid ein leichtes Element ist und das Netzwerk des Glases, welches das Alkalimetalloxid enthält, das ein leichtes Element ist, neigt dazu, dichter zu sein. Demgemäß neigt der Young'sche Modul zu einer Zunahme und die Spiegelkonstante nimmt zu. <M_R20> ist mehr bevorzugt 11 oder mehr und noch mehr bevorzugt 12 oder mehr.
  Es ist bevorzugt, dass in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung Lanthanoide im Wesentlichen nicht enthalten sind. Hier bedeutet der Ausdruck „Lanthanoide sind im Wesentlichen nicht enthalten“, dass Lanthanoide nicht enthalten sind, ausgenommen der Fall, dass Lanthanoide als unvermeidbare Verunreinigungen eingemischt sind. Da Lanthanoide im Wesentlichen nicht enthalten sind, kann das Glas auf ein geringes Gewicht eingestellt werden. Darüber hinaus kann eine Lichtspeicherung oder -emission vermieden werden, wenn Sonnenlicht auf das Glas fällt.
  Es ist bevorzugt, dass F in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung im Wesentlichen nicht enthalten ist. Hier bedeutet der Ausdruck „F ist im Wesentlichen nicht enthalten“, dass F nicht enthalten ist, ausgenommen der Fall, dass F als unvermeidbare Verunreinigung eingemischt ist. Da F im Wesentlichen nicht enthalten ist, kann eine einfache Variation der Zusammensetzung des Glases verhindert werden, selbst wenn auf das Glas eine Wärmebehandlung angewandt wird.
• Die Glasplatte gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann SO₃ enthalten. SO₃ stammt vorwiegend von technischem Natriumsulfat (Na₂SO₄), das als Läuterungsmittel verwendet wird.
  In der Glasplatte gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beträgt der Gehalt von SO₃ vorzugsweise 0,001 % bis 0,2 %, angegeben in Massen-% auf der Basis von Oxiden. Wenn der Gehalt von SO₃ 0,001 % oder höher ist, wird der Läuterungseffekt während des Schmelzens des Glases verbessert, so dass Blasen vermindert werden. Der Gehalt von SO₃ ist vorzugsweise 0,003 % oder höher, mehr bevorzugt 0,01 % oder höher und noch mehr bevorzugt 0,02 % oder höher. Wenn der Gehalt von SO₃ 0,2 % oder niedriger ist, bleibt die gasförmige Komponente SO₂ kaum als Blasen in dem Glas zurück. Der Gehalt von SO₃ ist vorzugsweise 0,1 % oder niedriger, mehr bevorzugt 0,05 % oder niedriger und noch mehr bevorzugt 0,03 % oder niedriger.
• Die Glasplatte gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann SnO₂ enthalten. SnO₂ wirkt als Läuterungsmittel.
  In der Glasplatte gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beträgt der Gehalt von SnO₂ vorzugsweise 0 bis 1 %, angegeben in Massen-% auf der Basis von Oxiden. Wenn SnO₂ enthalten ist, wird der Läuterungseffekt während des Schmelzens des Glases verbessert, so dass Blasen vermindert werden. Der Gehalt von SnO₂ kann 0,1 % oder höher sein, kann 0,2 % oder höher sein oder kann 0,3 % oder höher sein. Wenn andererseits der Gehalt von SnO₂ 1 % oder niedriger ist, können die Ausgangsmaterialkosten gesenkt werden und eine Verflüchtigung in einer Herstellungsanlage kann vermindert werden. Der Gehalt von SnO₂ ist mehr bevorzugt 0,7 % oder niedriger, noch mehr bevorzugt 0,5 % oder niedriger und besonders bevorzugt 0,4 % oder niedriger.
• Die Glasplatte gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung kann Färbungskomponenten enthalten, wie z.B. Fe₂O₃, TiO₂, CeO₂, CoO, Se, MnO₂, MnO, Cr₂O₃, V₂O₅, NiO und Er₂O₃, oder muss die Färbungskomponenten nicht enthalten. Es ist bevorzugt, dass MnO₂, MnO, Cr₂O₃, V₂O₅, NiO oder Er₂O₃ in der Glasplatte gemäß der Ausführungsform der vorliegenden Erfindung im Wesentlichen nicht enthalten sind.
• Wenn das gehärtete Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ein luftgekühltes gehärtetes Glas ist, ist es bevorzugt, dass das Glas im Hinblick auf ein einfaches Härten durch Luftkühlen die folgenden Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT und Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_HT aufweist.
  In einer Härtungsbehandlung durch Luftkühlen wird ein zu härtendes Glas auf eine Temperatur in der Nähe der Erweichungstemperatur oder der Fließtemperatur des Glases erwärmt und dann wird ein Kühlmedium auf die Oberfläche des Glases gesprüht, so dass das Glas schnell gekühlt wird. Folglich wird dem Glas eine Restspannung verliehen.
  Die Einfachheit, durch Luftkühlen gehärtet zu werden, bedeutet in der vorliegenden Beschreibung, dass eine Restspannung einfach verliehen werden kann, wenn die Härtungsbehandlung durch Luftkühlen in dem vorstehend genannten Verfahren durchgeführt wird.
• In der vorliegenden Beschreibung wird der durchschnittliche Wärmeausdehnungskoeffizient bei 50 bis 350 °C als der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT verwendet. In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es im Hinblick auf das Verleihen der Restspannung bevorzugt, dass der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT 60 × 10^-7 · K^-1 oder mehr beträgt.
  In dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT mehr bevorzugt 70 × 10^-7· K^-1 oder mehr und noch mehr bevorzugt 80 × 10^-7 · K^-1 oder mehr. Die Obergrenze des Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT ist nicht speziell beschränkt, kann jedoch 170 × 10^-7 · K^-1 oder weniger betragen.
• In der vorliegenden Beschreibung wird eine Belastung von 10 g auf eine Probe mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 20 mm ausgeübt und eine Wärmeausdehnungskurve wird durch eine Messung bei einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 °C/min erhalten. Der maximale Wert des Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen der Glasübergangstemperatur und der Fließtemperatur in der erhaltenen Wärmeausdehnungskurve wird als der Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_HT verwendet.
  Normalerweise gibt es eine Korrelation zwischen dem Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT und dem Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_HT. Es gibt eine Tendenz, dass dann, wenn der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT groß ist, der Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_HT ebenfalls groß ist. Ein Glas, bei dem der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT ein Zahlenwert nahe bei demjenigen eines herkömmlichen Glases ist, während der Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_HT größer ist als derjenige des herkömmlichen Glases, kann unter Verwendung einer herkömmlichen Vorrichtung gebildet werden. Ferner kann das Glas zu einem Glas ausgebildet werden, dem einfach eine Restspannung verliehen werden kann, wenn damit eine Härtungsbehandlung durch Luftkühlen durchgeführt wird.
  In dieser Hinsicht ist in dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung das Verhältnis α_HT/α_LT des Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_HT zu dem Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT vorzugsweise 2,0 oder höher, mehr bevorzugt 2,5 oder höher, noch mehr bevorzugt 3,0 oder höher, noch mehr bevorzugt 3,5 oder höher, noch mehr bevorzugt 4,0 oder höher, noch mehr bevorzugt 4,5 oder höher, noch mehr bevorzugt 5,0 oder höher, besonders bevorzugt 6,0 oder höher und insbesondere 7,0 oder höher.
• Die Restspannung, die dem Glas durch die Härtungsbehandlung durch Luftkühlen verliehen wird, wird durch das Produkt α_LT × E des Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT des Young'schen Moduls E des Glases bestimmt. Daher ist ein Glas mit einem größeren Wert von α_LT × E als luftgekühltes gehärtetes Glas bevorzugt.
  Bei dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung beträgt das Produkt α_LT × E des Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT und des Young'schen Moduls E vorzugsweise 5,0 × 10⁵ Pa · K^-1 oder mehr, mehr bevorzugt 6,0 × 10⁵ Pa . K^-1 oder mehr und noch mehr bevorzugt 7,0 × 10⁵ Pa · K^-1 oder mehr.
• Bei dem gehärteten Glas gemäß der vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass die relative Dichte 2,0 oder mehr beträgt. Wenn die relative Dichte 2,0 oder mehr beträgt, kann die akustische Isolierung verbessert werden. Wenn das gehärtete Glas als Glas für ein Kraftfahrzeug verwendet wird, breitet sich Schall von außen kaum in das Kraftfahrzeug aus. Die relative Dichte beträgt mehr bevorzugt 2,3 oder mehr und noch mehr bevorzugt 2,5 oder mehr. Andererseits beträgt die relative Dichte vorzugsweise 3,0 oder weniger. Wenn die relative Dichte 3,0 oder weniger beträgt, weist das Glas ein geringes Gewicht auf. Die relative Dichte beträgt mehr bevorzugt 2,8 oder weniger und noch mehr bevorzugt 2,6 oder weniger.
• BEISPIELE
• Die vorliegende Erfindung wird nachstehend zusammen mit Beispielen weiter beschrieben.
  Die Beispiele 1 bis 23 sind Arbeitsbeispiele und die Beispiele 24 bis 31 sind Vergleichsbeispiele.
  Glasausgangsmaterialien wurden in einer geeigneten Weise hergestellt, erwärmt und geschmolzen. Danach wurden die Ausgangsmaterialien durch Läutern, Rühren oder dergleichen homogenisiert und durch ein Floatverfahren geformt, so dass eine Glasplatte (Plattendicke 2,3 mm) erhalten wurde. Zusammensetzungen (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) von Gläsern, die in Arbeitsbeispielen und Vergleichsbeispielen verwendet worden sind, sind in den Tabellen 1 bis 3 gezeigt.
  Für die Beispiele 22 und 23 und die Beispiele 26 bis 31, die B₂O₃ enthalten, wurde der Gehalt von dreifach koordiniertem Bor (B (dreifach koordiniert) (Molprozentsatz)) durch den folgenden Ausdruck (9) oder (9') festgelegt:
  In dem Fall, bei dem der Gesamtgehalt von Alkalimetalloxiden (ΣR₂O) höher war als der Gehalt von Al₂O₃ (ΣR₂O > [Al₂O₃]): $$\left[\text{B}\left(\text{dreifach koordiniert}\right)\right]=\left[{\text{B}}_2{\text{O}}_3\right]-\left(\left[{\text{Na}}_2\text{O}\right]-\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\right)$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet [B (dreifach koordiniert)] den Gehalt von dreifach koordiniertem Bor (Molprozentsatz) in dem Glas, [B₂O₃] bezeichnet den Gehalt von B₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas, [Al₂O₃] bezeichnet den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und [Na₂O] bezeichnet den Gehalt von Na₂O (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  In dem Fall, bei dem der Gesamtgehalt von Alkalimetalloxiden (ΣR₂O) nicht höher war als der Gehalt von Al₂O₃ (ΣR₂O ≤ [Al₂O₃]): $$\left[\text{B}\left(\text{dreifach koordiniert}\right)\right]=\left[{\text{B}}_2{\text{O}}_3\right]$$

  

  Für die Beispiele 1 bis 21 und die Beispiele 24 und 25, die kein B₂O₃ enthielten, wurde I erhalten, das durch den folgenden Ausdruck (6) dargestellt ist. $$\text{I}=\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,03}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \mathrm{0,014}$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet [Al₂O₃] den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und ΣRO bezeichnet den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  Für die Beispiele 22 und 23 und die Beispiele 26 bis 31, die B₂O₃ enthielten, wurde J erhalten, das durch den folgenden Ausdruck (7) dargestellt ist. $$\text{J}=\left[{\text{B}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,031}-\mathrm{0,026}\times \left[{\text{K}}_2\text{O}\right]$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet [B₂O₃] den Gehalt von B₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und [K₂O] bezeichnet den Gehalt von K₂O (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
• <Relative Dichte>
• Die in dem vorstehend genannten Verfahren erhaltene Glasplatte wurde zu einem Quader verarbeitet. Die Längen der langen Seiten und der kurzen Seiten der Glasplatte wurden mit einem Mikrometer mit einem Fehler von ± 0,01 mm gemessen und das Gewicht der Glasplatte wurde mit einem Fehler von ± 0,02 g gemessen. Auf diese Weise wurde die relative Dichte erhalten.
• <Young'scher Modul E und Poisson-Verhältnis v>
• Der Young'sche Modul E und das Poisson-Verhältnis v der Glasplatte, die in dem vorstehend genannten Verfahren erhalten worden ist, wurden durch ein Ultraschallpulsverfahren gemessen.
  Für die Beispiele 1 bis 21 und die Beispiele 24 und 25, die kein B₂O₃ enthielten, wurde G erhalten, das durch den folgenden Ausdruck (4) dargestellt ist. $$\text{G}=\text{E}\times \mathrm{0,013}+\mathrm{\nu }\times \left(-\mathrm{6,6}\right)+\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,023}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \mathrm{0,013}$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet E den Young'schen Modul (GPa) des Glases, v bezeichnet das Poisson-Verhältnis des Glases, [Al₂O₃] bezeichnet den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas und ΣRO bezeichnet den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
  Für die Beispiele 22 und 23 und die Beispiele 26 bis 31, die B₂O₃ enthielten, wurde H erhalten, das durch den folgenden Ausdruck (5) dargestellt ist. $$\text{H}={\text{B}}_2{\text{O}}_3\left(\text{dreifach koordiniert}\right)\times \mathrm{0,039}+\text{E}\times \mathrm{0,036}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \left(-\mathrm{0,030}\right)-\mathrm{2,3}$$

  

  In dem Ausdruck bezeichnet B₂O₃ (dreifach koordiniert) den Gehalt von dreifach koordiniertem Bor (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas, E bezeichnet den Young'schen Modul (GPa) des Glases und ΣRO bezeichnet den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas.
• <Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT, Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_HT, Glasübergangstemperatur Tg und Fließtemperatur>
• Die in dem vorstehend genannten Verfahren erhaltene Glasplatte wurde so verarbeitet, dass ein Glasstab mit einem Durchmesser von 5 mm und einer Länge von 20 mm hergestellt wurde. Unter Verwendung eines Ausdehnungsmessgeräts (TD5010SA, hergestellt von Bruker AXS GmbH) wurde eine Belastung von 10 g auf den Glasstab ausgeübt und eine lineare Ausdehnungskurve wurde bei einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 5 °C/min gemessen. Auf diese Weise wurden die Glasübergangstemperatur Tg (Einheit: °C), die Fließtemperatur (Einheit: °C), der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT (Einheit: × 10^-7/°C) und der Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_HT (Einheit: × 10^-7/°C) erhalten. Jeder Wert in Klammern in den Tabellen 1 bis 3 ist ein berechneter Wert.
• <Fiktive Temperatur>
• Die fiktive Temperatur des Glases wurde mit dem folgenden Verfahren gemessen.
  Zuerst wurden aus jedem Glas Gläser mit verschiedenen fiktiven Temperaturen mit dem folgenden Verfahren hergestellt. Glasausgangsmaterialien mit einer vorgegebenen Zusammensetzung wurden hergestellt, geschmolzen und dann zu Plattengläsern geformt. Nach dem Formen wurden die Gläser jeweils bei den Kühlausgangstemperaturen in der Tabelle 2 und der Tabelle 3 gehalten. Danach wurde die Kühlrate so eingestellt, dass die fiktive Temperatur jedes Glases eingestellt wurde. Als nächstes wurde die fiktive Temperatur jedes Glases in der folgenden Weise erhalten. Für jedes der Gläser mit verschieden Zusammensetzungen wurden drei plattenartige Gläser hergestellt. Jedes der plattenartigen Gläser wurde mittels eines Platindrahts und eines Keramikstabs so in einen Platintiegel gehängt, dass die Wandoberfläche des Tiegels nicht berührt wurde. In diesem Zustand wurden die plattenartigen Gläser in elektrische Öfen eingebracht, die jeweils bei verschiedenen Kühlausgangstemperaturen T (°C) gehalten wurden. Dabei wurden die Kühlausgangstemperaturen und die Haltezeiten auf Tg + 50 °C und 5 Minuten, Tg + 30 °C und 20 Minuten bzw. Tg + 10 °C und 2 Stunden eingestellt. Die plattenartigen Gläser wurden gehalten und dann aus den elektrischen Öfen zu deren Außenseite bei einer Raumtemperatur von etwa 25 °C entnommen. Folglich wurden die Gläser bei einer Kühlrate von 1000 °C/min oder höher gekühlt. Als nächstes wurde der Brechungsindex n_d bei der d-Linie jedes der Gläser unter Verwendung eines Brechungsindexmessgeräts (KPR2000, hergestellt von Shimadzu Device Corporation) gemessen. Aus den Brechungsindizes n_d und den Kühlausgangstemperaturen T wurden die Konstanten a und b in dem Ausdruck (1) durch eine lineare Regression bestimmt. Als nächstes wurde für ein Glas, dessen T_f unbekannt war, der Brechungsindex n_d gemessen und die fiktive Temperatur T_f wurde unter Verwendung der Beziehung T_f= a × n_d + b in dem Ausdruck (1) erhalten.
• <Spiegelkonstante>
• Eine Glasverarbeitung, ein Verkratzen, eine Wärmebehandlung, ein Biegetest und die Untersuchung einer Bruchoberfläche wurden in dem folgenden Verfahren durchgeführt. Auf diese Weise wurde die Spiegelkonstante gemessen.
• (Verarbeitung)
• Die in dem vorstehend genannten Verfahren erhaltene Glasplatte wurde zu Abmessungen von 40 mm × 6 mm × 3 mm verarbeitet und Vorder- und Rückoberflächen und Endoberflächen (insgesamt 4 Oberflächen) davon wurden zu Spiegeloberflächen poliert. Auf diese Weise wurden 8 Glasplatten hergestellt.
• (Verkratzen)
• Unter Verwendung eines Vickers-Härtemessgeräts (HMV-2, hergestellt von Shimadzu Corporation) wurde ein Diamant-Eindringkörper mit einem Winkel von 110° zwischen den gegenüberliegenden Flächen mit verschiedenen Belastungen in die 8 Glasplatten gedrückt, wodurch die Glasplatten verkratzt wurden. Die Drückbelastungen wurden auf 0,05 kgf, 0,1 kgf, 0,3 kgf, 0,5 kgf, 0,75 kgf, 1,0 kgf, 2,0 kgf und 3,0 kgf eingestellt.
• (Wärmebehandlung)
• Eine Wärmebehandlung wurde durchgeführt, um den Einfluss einer Dehnung zu beseitigen, die durch das Verkratzen verursacht worden ist. Die Wärmebehandlung wurde durch Halten der Glasplatten bei den in den Tabellen 1 bis 3 gezeigten Kühlausgangstemperaturen für 1 Stunde und Kühlen der Glasplatten hinab auf Raumtemperatur bei Kühlraten, die in den Tabellen 1 bis 3 gezeigt sind, durchgeführt.
• (Biegetest)
• Eine Vierpunkt-Biegevorrichtung mit einem Abstand der Belastungsseite (oben) von 10 mm und einem Abstand der Stützseite (unten) von 30 mm wurde verwendet. Ein Klebeband wurde auf die der verkratzten und der Wärmebehandlung unterzogenen Oberfläche des Glases gegenüberliegende Seite geklebt. Eine Belastung wurde mit der verkratzten Oberfläche nach unten (der mit dem Klebeband versehenen Oberfläche nach oben) ausgeübt. Auf diese Weise wurde die Belastung, bei der die Glasplatte brach, gemessen. Die Spannung zum Zeitpunkt des Brechens wurde aus der gemessenen Belastung unter Verwendung des folgenden Ausdrucks (10) erhalten. $$\mathrm{\sigma }=\left(3\text{F}\left(\text{Ls}-\text{LI}\right)\right)\text{/}\left(2{\text{wh}}^2\right)$$

  

  Hier bezeichnet σ die Spannung (MPa) zum Zeitpunkt des Brechens, F bezeichnet die Belastung (N) zum Zeitpunkt des Brechens, Ls bezeichnet den Abstand (mm) zwischen den Unterstützungspunkten des unteren Abschnitts, LI bezeichnet den Abstand zwischen den Belastungspunkten des oberen Abschnitts, w bezeichnet die Probenbreite und h bezeichnet die Probendicke (mm).
• (Untersuchung der Bruchoberfläche)
• Die Bruchoberfläche wurde mittels eines Digitalmikroskops (VHX-5000, hergestellt von Keyence Corporation) untersucht und ein Abstand R von einem Bruchursprung zu der Grenzfläche zwischen einer Spiegeloberfläche und einer Trübungsoberfläche wurde gemessen. Die Bruchoberfläche der Probe wurde so eingestellt, dass sie während der Untersuchung senkrecht zur optischen Achse einer Linse des Mikroskops war. Die Untersuchung wurde bei einer 20 × 150-fachen Vergrößerung durchgeführt.
  Aus dem Ergebnis, das in dem vorstehend genannten Verfahren erhalten worden ist, wurde eine Spiegelkonstante A unter Verwendung des folgenden Ausdrucks $$\mathrm{\sigma }={\text{A/R}}^{1\text{/}2}$$

  

  erhalten.
• <Härtungsbehandlung>
• Jedes Glas wurde in einem elektrischen Ofen bei Tg + 90 °C erwärmt. Das Glas wurde aus dem elektrischen Ofen entnommen, unmittelbar nachdem die Glasoberfläche Tg + 90 °C erreicht hat. Das Glas wurde schnell gekühlt. Auf diese Weise wurde eine Härtungsbehandlung durch Luftkühlen durchgeführt. Die Erwärmungszeit betrug maximal 5 Minuten.
• <CS und DOL>
• Die Oberflächendruckspannung (CS) und die Tiefe der Druckspannungsschicht (DOL) des Glases, das der Härtungsbehandlung unterzogen worden ist, wurden in dem folgenden Verfahren berechnet.
• Bei dem Glas von Beispiel 16 wurde Laserlicht in das Glas durch die Oberfläche des Glases unter Verwendung eines Geräts zur photoelastischen Streulichtanalyse (SLP-1000, hergestellt von Orihara Manufacturing Co., Ltd.) eintreten gelassen und eine Belastung sowie eine Belastungsschichttiefe in dem Glas wurden aus der Intensität von Streulicht davon erhalten. Andererseits wurde ein Querschnitt des Glases geschnitten und geschliffen, so dass es dünn ist, und die Doppelbrechung des Glases in der Schnittrichtung wurde gemessen. Mit dem so erhaltenen Wert wurden die Oberflächendruckspannung CS, die Tiefe der Druckspannungsschicht DOL und die innere Zugspannung CT gemessen. Als Ergebnis wurde gefunden, dass die CS 80 MPa betrug und die DOL 400 µm betrug. Die anderen Beispiele wurden rasch gekühlt, so dass sie durch Luftkühlen unter den gleichen Bedingungen gehärtet wurden. Für die anderen Beispiele wurden die CS-Werte unter der Annahme berechnet, dass jede CS proportional zu dem Wert von α_LT × E war. Da die Dicken der hergestellten Gläser gleich sind, wurden die DOLs als im Wesentlichen identisch erachtet.
• <Anzahl der Bruchstücke und Größe des größten Bruchstücks>
• Die Anzahl der Bruchstücke jedes Glases nach der Härtungsbehandlung wurde mit dem folgenden Verfahren gemessen.
  Für jede Glasprobe (10 cm im Quadrat) nach der Härtungsbehandlung wurde ein Stoß auf eine Stelle 10 mm entfernt von einer Ecke der Probe durch einen Eindrückkörper mit einem Winkel von 120° unter Verwendung eines automatischen Stanzgeräts (automatisches Stanzgerät Typ M mit angebrachter Carbidspitze, hergestellt von Niigata Seiki Co., Ltd.) ausgeübt. Auf diese Weise wurde die Probe zerbrochen. Die Anzahl der Stücke des zerbrochenen Glases wurde als die Anzahl der Bruchstücke betrachtet. Die Anzahl der Bruchstücke wurde als 0 betrachtet, wenn das Glas nicht zerbrochen war. Darüber hinaus wurde die Größe des größten Bruchstücks des zerbrochenen Glases erhalten. In den Tabellen 1 bis 3 bezeichnet „A“ einen Fall, bei dem die Größe des größten Bruchstücks kleiner als 9 cm² war und „B“ bezeichnet einen Fall, bei dem die Größe des größten Bruchstücks 50 cm² oder größer war.
  [Tabelle 1] Tabelle 1

  		Bsp. 1	Bsp. 2	Bsp. 3	Bsp. 4	Bsp. 5	Bsp. 6	Bsp. 7	Bsp. 8	Bsp. 9	Bsp. 10	Bsp. 11
  Zusammensetzung [mol-%]	SiO2	75,0	75,0	75,0	75,0	75,0	75,0	46,0	46,0	46,0	76,0	76,0
  	B2O3	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	Al2O3	0	0	0	0	0	0	0	0	0	2,0	2,0
  	P2O5	0	0	0	0	0	0	3,0	3,0	3,0	0	0
  	Li2O	0	0	0	0	0	0	27,0	27,0	27,0	1,5	1,5
  	Na2O	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0	12,0	12,0	12,0	9	9
  	K2O	0	0	0	0	0	0	0	0	0	5,0	5,0
  	MgO	10	0	0	0	0	0	0	0	0	0.5	0,5
  	CaO	0	0	0	0	0	0	12,0	12,0	12,0	1,0	1,0
  	SrO	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	BaO	0	0	0	10,0	10,0	10,0	0	0	0	5,0	5,0
  	Gesamt	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0
  	ΣRO	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0	12,0	12,0	12,0	6,5	6,5
  	ΣR2O	15,0	15,0	15,0	15,0	15.0	15,0	39,0	39,0	39,0	15,5	15,5
  	B2O3 (dreifach koordiniert)	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  Tg [°C]		543	543	543	490	490	490	391	391	391	470	470
  Young'scher Modul E [GPa]		68	68	68	57	57	57	88	88	88	68	68
  Poisson-Verhältnis		0,22	0,22	0,22	0,24	0,24	0,24	0,26	0,26	0,26	0,22	0,22
  Relative Dichte		2,42	2,42	2,42	2,81	2,81	2,81	2,53	2.53	2,53	2,58	2,58
  Kühlausgangstemperatur [°C]		543	573	603	490	520	550	391	421	451	470	500
  Kühlrate [°C/min]		1	100	100	1	150	120	1	110	150	1	105
  Fiktive Temperatur Tf [°C]		543	573	603	490	520	550	391	421	451	470	500
  Spiegelkonstante A [MPa · m0,5]		1,80	1,57	1,39	1,68	1,46	1,29	1,85	1,61	1,42	1,70	1,48
  G		-0,40	-0,40	-0,40	-0,69	-0,69	-0,69	-0,40	-0,40	-0,40	-0,46	-0,46
  H		-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
  I		0,14	0,14	0,14	0,14	0,14	0,14	0,17	0,17	0,17	0,15	0,15
  J		-	-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
  Plattendicke t [mm]		2.0	2.0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0
  ΣMiRiO/ΣRiO		24	24	24	137	137	137	40	40	40	114	114
  ΣMiRi2O/ΣRi2O		23	23	23	23	23	23	12	12	12	27	27
  αLT [107K-1]		88	88	88	97	97	97	164	164	164	91	91
  αHT [107K-1]		(371)	(371)	(371)	(371)	(371)	(371)	(853)	(853)	(853)	(321)	(321)
  αHT/αLT		4,2	4,2	4.2	3,8	3,8	3,8	5,2	5,2	5,2	3,5	3,5
  αLT × E [104 PaK-1]		60	60	60	55	55	55	145	145	145	62	62
  Oberflächendruckspannung CS [MPa]		100	100	100	105	105	105	130	130	130	102	102
  t × CS		200	200	200	210	210	210	260	260	260	204	204
  DOL [µm]		400	400	400	400	400	400	388	388	388	400	400
  Anzahl der Bruchstücke		>10	>10	>10	>50	>50	>50	>10	>10	>10	>50	>50
  Größe des größten Bruchstücks [cm2]		A	A	A	A	A	A	A	A	A	A	A

  [Tabelle 2] Tabelle 2

  		Bsp. 12	Bsp. 13	Bsp. 14	Bsp. 15	Bsp. 16	Bsp. 17	Bsp. 18	Bsp. 19	Bsp. 20	Bsp. 21
  Zusammensetzung [mol-%]	SiO2	76,0	63,0	63,0	63,0	75,0	75,0	75,0	75,0	75,0	75,0
  	B2O3	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	Al2O3	2,0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	P2O5	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	Li2O	1,5	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	Na2O	9,0	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0	10,0
  	K2O	5,0	12,0	12,0	12,0	0	0	0	5,0	5,0	5,0
  	MgO	0,5	7,0	7,0	7,0	0	0	0	0	0	0
  	CaO	1,0	8,0	8,0	8,0	15,0	15,0	15,0	0	0	0
  	SrO	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	BaO	5,0	0	0	0	0	0	0	10,0	10,0	10,0
  	Gesamt	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0
  	ΣRO	6,5	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0	10,0	10,0	10,0
  	ΣR2O	15,5	22,0	22,0	22,0	10,0	10,0	10,0	15,0	15,0	15,0
  	B2O3 (dreifach koordiniert)	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  Tg [℃]		470	481	481	481	539	539	539	466	466	466
  Young'scher Modul F [GPa]		68	70	70	70	71	71	71	65	65	65
  Poisson-Verhältnis		0,22	0,25	0,25	0,25	0,23	0,23	0,23	0,24	0,24	0,24
  Relative Dichte		2,58	2,52	2,52	2,52	2,49	2,49	2,49	2,77	2,77	2,77
  Kühlausgangstemperatur [℃]		530	481	511	541	539	569	599	466	496	526
  Kühlrate [℃/min]		160	1	130	100	1	170	200	1	100	120
  Fiktive Temperatur Tf [℃]		530	481	511	541	539	569	599	466	496	526
  Spiegelkonstante A MPa · m0,5]		1,31	1,80	1,56	1,38	1,74	1,52	1,34	1,65	1,44	1,27
  G		-0,46	-0,54	-0,54	-0,54	-0,37	-0,37	-0,37	-0,58	-0,58	-0,58
  H		-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
  I		0,15	0,21	0,21	0,21	0,21	0,21	0,21	0,14	0,14	0,14
  J		-	-	-	-	-	-	-	-	-	-
  Plattendicke t [mm]		2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0
  ΣMiRiO/ΣRiO		114	33	33	33	40	40	40	137	137	137
  ΣMiRi2O/ΣRi2O		27	32	32	32	23	23	23	28	28	28
  αLT [107K-1]		91	133	133	133	78	78	78	(97)	(97)	(97)
  αHT [107 K-1]		(321)	399	399	399	409	409	409	(371)	(371)	(371)
  αHT/αLT		3,5	3	3	3	5	5	5	3,8	3,8	3,8
  αLT × E [104 PaK-1]		62	93	93	93	55	55	55	63	63	63
  Oberflächendruckspannung CS [MPa]		102	100	100	100	103	103	103	98	98	98
  t × CS		204	200	200	200	206	206	206	196	196	196
  DOL [µm]		400	400	400	400	406	406	406	350	350	350
  Anzahl der Bruchstücke		>50	>30	>30	>30	51	51	51	>20	>20	>20
  Größe des größten Bruchstücks [cm2]		A	A	A	A	A	A	A	A	A	A

  [Tabelle 3] Tabelle 3

  		Bsp. 22	Bsp. 23	Bsp. 24	Bsp. 25	Bsp. 26	Bsp. 27	Bsp. 28	Bsp. 29	Bsp. 30	Bsp. 31
  Zusammensetzung [mol-%]	SiO2	60,0	60,0	38,0	38,0	60,0	60,0	60,0	60,0	60,0	60,0
  	B2O3	10,0	10,0	0	0	25,0	25,0	25,0	20,0	20,0	20,0
  	Al2O3	10,0	10,0	17,0	17,0	0	0	0	0	0	0
  	P2O5	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	Li2O	0	0	11,0	11,0	0	0	0	0	0	0
  	Na2O	20,0	20,0	1,0	1,0	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0
  	K2O	0	0	0	0	0	0	0	0	0	0
  	MgO	0	0	23,0	23,0	0	0	0	0	0	0
  	CaO	0	0	4,0	4,0	0	0	0	0	0	0
  	SrO	0	0	4,0	4,0	0	0	0	0	0	0
  	BaO	0	0	2,0	2,0	0	0	0	5	5	5
  	Gesamt	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0	100,0
  	ΣRO	0	0	33,0	33,0	0	0	0	5,0	5,0	5,0
  	ΣR2O	20,0	20,0	12	12,0	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0	15,0
  	B2O3 (dreifach koordiniert)	0	0	0	0	10,0	10,0	10,0	5,0	5,0	5,0
  Tg [℃]		590	590	591	591	523	523	523	590	590	590
  Young'scher Modul E [GPa]		69,6	69,6	107	107	77,5	77,5	77,5	85,2	85,2	85,2
  Poisson-Verhältnis		0,24	0,24	0,27	0,27	0,22	0,22	0,22	0,23	0,23	0,23
  Relative Dichte		2,47	2,47	2,83	2,83	2,41	2.41	2,41	2,68	2,68	2,68
  Kühlausgangstemperatur [℃]		620	650	591	621	523	553	583	590	620	650
  Kühlrate [°C/min]		150	200	1	100	1	200	120	1	90	200
  Fiktive Temperatur Tf [°C]		620	650	591	621	523	553	583	590	620	650
  Spiegelkonstante A [MPa · m0,5]		1,78	1,58	2,54	2,21	2,71	2,36	2,08	2,67	2,32	2,05
  G		-	-	0,42	0,42	-	-	-	-	-	-
  H		0,21	0,21	-	-	0,88	0,88	0,88	0,81	0,81	0,81
  I		-	-	0,97	0,97	-	-	-	-	-	-
  J		0,31	0,31	-	-	0,78	0,78	0,78	0,62	0,62	0,62
  Plattendicke t [mm]		2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0	2,0
  ΣMiRiO/ΣRiO		-	-	41	41	-	-	-	137,3	137,3	137,3
  ΣMiRi2O/ΣRi2O		22,99	22,99	8	8	22,99	22,99	22,99	22,99	22,99	22,99
  αLT [107 K-1]		87	87	(74)	(74)	60	60	60	80	80	80
  αHT [107K-1]		670	670	(702)	(702)	391	391	391	886	886	886
  αHT/αLT		8	8	9,5	9,5	7	7	7	11	11	11
  αLT × E [104 PaK-1]		61	61	80	80	46	46	46	68	68	68
  Oberflächendruckspannung CS [MPa]		112	112	132	132	113	113	113	144	144	144
  t × CS		224	224	264	264	226	226	226	288	288	288
  DOL [µm]		333	333	411	411	403	403	403	333	333	333
  Anzahl der Bruchstücke		45	>50	5	5	3	3	3	0	0	0
  Größe des größten Bruchstücks [cm2]		A	A	B	B	B	B	B	B	B	B

• Bei jedem der gehärteten Gläser der Beispiele 1 bis 23, deren Spiegelkonstanten A 1,97 MPa · m^0,5 oder weniger betrugen, betrug die Größe des größten Bruchstücks weniger als 9 cm² und die Bruchstücke waren klein. Andererseits betrug bei jedem der gehärteten Gläser der Beispiele 24 bis 31, deren Spiegelkonstanten A 1,97 MPa · m^0,5 überstiegen, die Größe des größten Bruchstücks 50 cm² oder mehr und die Bruchstücke waren groß.
• Obwohl die vorliegende Erfindung detailliert und unter Bezugnahme auf deren spezifische Ausführungsformen beschrieben worden ist, ist es für einen Fachmann ersichtlich, dass verschiedene Änderungen oder Modifizierungen durchgeführt werden können, ohne von dem Wesen und dem Umfang der vorliegenden Erfindung abzuweichen.
  Die vorliegende Anmeldung basiert auf der japanischen Patentanmeldung Nr. 2017-138873 , die am 18. Juli 2017 eingereicht worden ist und deren Inhalt hierin unter Bezugnahme einbezogen ist.
• GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
• Ein gehärtetes Glas gemäß der vorliegenden Erfindung kann beispielsweise zweckmäßig als Fensterscheibe für ein Fahrzeug, als Fensterscheibe für ein Gebäude, eine Außenwand oder ein Abdeckglas für eine Solarzelle oder insbesondere als Fensterscheibe für ein Kraftfahrzeug verwendet werden.
• ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
• Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
• Zitierte Patentliteratur
• JP 2000103632 A [0005]
• JP 2017138873 [0091]

Claims (18)

1. Gehärtetes Glas mit einer Spiegelkonstante A von 1,97 MPa · m^0,5 oder weniger, einer Oberflächendruckspannung (CS) von 10 MPa oder mehr, wobei ein Produkt (t × CS) einer Plattendicke t (Einheit: mm) und der CS (Einheit: MPa) weniger als 230 beträgt.
2. Gehärtetes Glas nach Anspruch 1, das eine fiktive Temperatur an einem zentralen Abschnitt in der Richtung der Plattendicke t von nicht niedriger als die Glasübergangstemperatur Tg und Tg + 100 °C oder niedriger aufweist.
3. Gehärtetes Glas nach Anspruch 1 oder 2, das eine Zugspannung CT an dem zentralen Abschnitt in der Richtung der Plattendicke t von 5 MPa oder mehr aufweist.
4. Gehärtetes Glas nach Anspruch 3, bei dem der Quotient (CT/A) der Zugspannung CT (Einheit: MPa) und der Spiegelkonstante A (Einheit: MPa · m^0,5) 2,5 m^-0,5 oder mehr beträgt.
5. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 4, das eine Tiefe der Druckspannungsschicht DOL von (1/10) × t mm oder mehr aufweist, wenn die Plattendicke t (Einheit: mm) beträgt.
6. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem die Plattendicke t 1,2 mm oder mehr und 50 mm oder weniger beträgt.
7. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 6, das, dargestellt als Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden, 40 bis 85 % SiO₂, 0 bis 15 % Al₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 8 bis 40 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0 bis 20 % Erdalkalimetalloxide (RO) umfasst und nicht wesentlich B₂O₃ umfasst.
8. Gehärtetes Glas nach Anspruch 7, das ein Poisson-Verhältnis v von 0,18 oder höher aufweist.
9. Gehärtetes Glas nach Anspruch 7 oder 8, bei dem G, das durch den folgenden Ausdruck dargestellt ist, -0,33 oder weniger beträgt: $$\text{G}=\text{E}\times \mathrm{0,013}+\mathrm{\nu }\times \left(-\mathrm{6,6}\right)+\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,023}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \mathrm{0,013,}$$

   

   wobei in dem Ausdruck E den Young'schen Modul (GPa) des Glases bezeichnet, v das Poisson-Verhältnis des Glases bezeichnet, [Al₂O₃] den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet und ΣRO den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet.
10. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 7 bis 9, bei dem I, das durch den folgenden Ausdruck dargestellt ist, 0,30 oder weniger beträgt: $$\text{I}=\left[{\text{Al}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,03}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \mathrm{0,014,}$$

    

    wobei in dem Ausdruck [Al₂O₃] den Gehalt von Al₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet und ΣRO den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet.
11. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 6, das, dargestellt als Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden, 40 bis 85 % SiO₂, 0,1 bis 20 % B₂O₃, 0 bis 5 % P₂O₅, insgesamt 5 bis 40 % Alkalimetalloxide (R₂O) und insgesamt 0 bis 15 % Erdalkalimetalloxide (RO) umfasst.
12. Gehärtetes Glas nach Anspruch 11, bei dem H, das durch den folgenden Ausdruck dargestellt ist, 0,30 oder weniger beträgt: $$\text{H}={\text{B}}_2{\text{O}}_3\left(\text{dreifach koordiniert}\right)\times \mathrm{0,039}+\text{E}\times \mathrm{0,036}+\mathrm{\Sigma }\text{RO}\times \left(-\mathrm{0,030}\right)-\mathrm{2,3,}$$

    

    wobei in dem Ausdruck B₂O₃ (dreifach koordiniert) den Gehalt von dreifach koordiniertem Bor (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet, E den Young'schen Modul (GPa) des Glases bezeichnet und ΣRO den Gesamtgehalt von Erdalkalimetalloxiden (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet.
13. Gehärtetes Glas nach Anspruch 11 oder 12, bei dem J, das durch den folgenden Ausdruck dargestellt ist, 0,33 oder weniger beträgt: $$\text{J}=\left[{\text{B}}_2{\text{O}}_3\right]\times \mathrm{0,031}-\mathrm{0,026}\times \left[{\text{K}}_2\text{O}\right],$$

    

    wobei in dem Ausdruck [B₂O₃] den Gehalt von B₂O₃ (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet und [K₂O] den Gehalt von K₂O (Molprozentsatz auf der Basis von Oxiden) in dem Glas bezeichnet.
14. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 13, das einen Young'schen Modul E von 55 GPa oder mehr und 100 GPa oder weniger aufweist.
15. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 14, das einen Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT von 60 × 10^-7 · K^-1 oder mehr aufweist, mit der Maßgabe, dass der durchschnittliche Wärmeausdehnungskoeffizient bei 50 bis 350 °C der Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_LT ist.
16. Gehärtetes Glas nach Anspruch 15, das ein Verhältnis α_HT/α_LT des Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_HT zu dem Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT von 2,0 oder höher aufweist, mit der Maßgabe, dass ein maximaler Wert des Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen der Glasübergangstemperatur und der Fließtemperatur der Hochtemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizient α_HT ist.
17. Gehärtetes Glas nach Anspruch 15 oder 16, bei dem das Produkt α_LT × E des Niedertemperatur-Wärmeausdehnungskoeffizienten α_LT und des Young'schen Moduls E 5,0 × 10⁵ Pa · K^-1 oder mehr beträgt.
18. Gehärtetes Glas nach einem der Ansprüche 1 bis 17, das ein luftgekühltes gehärtetes Glas ist.

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