具体实施方式

在本说明书中，表示数值范围的“～”以包含在其前后记载的数值作为下限值和上限值的含义使用。只要没有特别规定，则以下在本说明书中，“～”以与上述相同的含义使用。

在本说明书中，将“非晶玻璃”和“微晶玻璃”统称为“玻璃”。在本说明书中，“非晶玻璃”是指利用粉末X射线衍射法无法观察到表示晶体的衍射峰的玻璃。“微晶玻璃”是指对“非晶玻璃”进行加热处理而析出了晶体的玻璃，其含有晶体。

在粉末X射线衍射测定中，使用CuKα射线测定2θ为10°～80°的范围，在出现衍射峰的情况下，例如通过三强线法鉴定析出的晶体。

以下，“化学强化玻璃”是指实施化学强化处理后的玻璃，“化学强化用玻璃”是指实施化学强化处理前的玻璃。

另外，“化学强化玻璃的基本组成”是指化学强化用玻璃的玻璃组成。除了进行了极端的离子交换处理的情况以外，化学强化玻璃的比压应力层深度(DOL)深的部分的玻璃组成为化学强化玻璃的基本组成。

在本说明书中，只要没有特别说明，玻璃组成以氧化物基准的质量％计表示，将质量％简写为“％”。

另外，在本说明书中，“实质上不含有”是指在原材料等中所含的杂质水平以下，即并非有意地添加。在本说明书中，在记载为实质上不含有某成分的情况下，该成分的含量具体而言例如小于0.1％。

在本说明书中，“应力分布”是指从玻璃表面起算的深度作为变量表示压应力值的图。在应力分布中，拉应力表示为负的压应力。

“压应力值(CS)”或“表面压应力值(CS₀)”可以通过将玻璃的截面制成薄片，并利用双折射成像系统分析该制成薄片的样品而测定。作为双折射成像系统，例如有东京仪器株式会社制造的双折射成像系统Abrio-IM。另外，“压应力值(CS)”或“表面压应力值(CS₀)”也可以利用散射光光弹性进行测定。在该方法中，能够通过使光从玻璃的表面入射并分析其散射光的偏振光而测定CS。作为利用了散射光光弹性的应力测定器，例如折原制作所制造的散射光光弹性应力计SLP-1000。

在本说明书中，“压应力层深度(DOL)”是指压应力值(CS)为零时的深度。在本说明书中，“内部拉应力(CT)”是指板厚t的1/2的深度处的拉应力值。

在本说明书中，“延迟”是指从与玻璃板的主面垂直的方向照射波长为543nm的光，使用双折射计进行测定，并换算成厚度0.55mm而得到的值。作为双折射计，例如PhotonicLattice公司制造的WPA-100、WPA-200。

在本说明书中，“光透射率”是指波长380nm～780nm的可见光的平均透射率。另外，“雾度值”是指使用C光源并根据JIS K3761：2000进行测定而得到的值。“换算成厚度0.8mm时的雾度值”是指在测定对象的厚度不是0.8mm的情况下，加工成厚度为0.8mm进行测定而得到的雾度值。或者，“换算成厚度0.8mm时的雾度值”是指根据以原来的厚度测定的雾度值和进行加工而改变了厚度后测定的雾度值通过计算而求出的、相当于厚度为0.8mm的情况的雾度值。

在本说明书中，“热膨胀系数”是指根据JIS R1618：2002将升温速度设定为10℃/分钟而测定的、只要没有特别说明是指50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数。另外，“玻璃化转变温度”是指根据其热膨胀曲线求出的值。

在本说明书中，“维氏硬度”是指在JIS R1610：2003中规定的维氏硬度(HV0.1)。

另外，“断裂韧性值”可以使用DCDC法(Actametall.mater.第43卷，第3453-3458页，1995年)进行测定。

＜三维形状玻璃＞

本发明的三维形状玻璃包括三维形状的微晶玻璃和三维形状的化学强化玻璃。在本发明中，“三维形状”是指由包含平均曲率半径为5.0×10²mm以下的最小的R形状和平均曲率半径为1.0×10³mm以上的最大的R形状的多个R形状构成的形状。本发明中的三维形状包括包含连续的曲线的弯曲形状、沿纵向和横向弯曲的形状、在平面上具有凹凸的形状中的任一种。

图1、图2、图3分别为示出本发明的三维形状玻璃的一例的图。这些图示出了整体厚度均匀的三维形状玻璃，但是三维形状也可以为具有厚度不同的部分的形状。

图1的三维形状玻璃100在作为大致平面的中心部110的周围具有周边部120，在中心部110与周边部120之间包含最小R形状，在作为大致平面的中心部110包含最大的R形状。

图2的(a)和(b)表示如下形状的玻璃：所述玻璃在内里面(内裏面)的两端部包含随着朝向两端部而向远离外表面的方向弯曲的一对平均曲率半径为R1的最小的R形状，并且包含朝向上方(图中)弯曲的平均曲率半径为R2的最大的R形状。

图3的(a)和(b)表示如下形状的玻璃：所述玻璃在内里面的两端部包含随着朝向两端部而向远离外表面的方向弯曲的一对平均曲率半径为R1的最小的R形状，并且包含朝向下方(图中)弯曲的平均曲率半径为R2的最大的R形状。

平均曲率是表示面从平面偏离何种程度的物理性指标值。平均曲率的数学推导是公知的，在本说明书中省略。简单而言，将面的平均曲率规定为以面上的某点的曲面的法向量为中心并使曲面旋转而得到的旋转体曲率的最大值与最小值的中间值。另外，将面的平均曲率半径规定为平均曲率的倒数。

列举如下的具体例子：半径为R的球的球面上的任意点的平均曲率为1/R。另外，在底面的半径为R的圆筒侧面上的任意点，最大曲率为1/R，最小曲率为0，因此平均曲率为1/2R。因此，面上某点的平均曲率的值为表示物理形状的重要参数。平均曲率可以通过公知的任意方法测定。

最小的R形状的平均曲率半径R1为5.0×10²mm以下，优选为1.0×10²mm以下，更优选为5.0×10¹mm以下。另外，平均曲率半径R1优选为1.0mm以上，更优选为2.5mm以上，进一步优选为5.0mm以上。最小的R形状的弯曲角度优选为1°以上，更优选为10°以上，进一步优选为20°以上。另外，最小的R形状的弯曲角度优选为89°以下，更优选为80°以下，进一步优选为75°以下。

最大的R形状的平均曲率半径R2为1.0×10³mm以上，优选为2.5×10³mm以上，更优选为5.0×10³mm以上。另外，平均曲率半径R2优选为4.0×10⁵mm以下，更优选为2.0×10⁵mm以下，进一步优选为1.0×10⁵mm以下。最大的R形状的弯曲角度优选在大于0°～10.0°范围内，更优选在大于0°～8.0°范围内，进一步优选在大于0°～5.0°范围内。

在本发明的三维形状玻璃的内部残留的应力可以使用延迟作为指标进行评价。例如，将使用双折射测定装置测定的、对规定波长的第一直线偏振光的折射率与对同该第一直线偏振光正交的第二直线偏振光的折射率的折射率差(折射率各向异性)设为Δn，将本三维形状玻璃的中心部的厚度设为t[nm]。

此时，也可以根据所测定的延迟Δn×t[nm]来评价残余应力的水平。另外，延迟不限于直接使用实际的三维形状玻璃的中心部的厚度(t[nm])的情况，也可以以每1mm厚度的延迟Δn×d[nm/mm]的形式评价。在此情况下，可以用d＝t[nm]/t[mm]进行计算。

本发明的三维形状玻璃通过以下的测定方法测定的延迟的最大值为20nm/mm以下，并且优选为18nm/mm以下，更优选为16nm/mm以下。在至少一个截面上测定延迟值即可。

(测定方法)

对各R形状的圆弧上的1点以上垂直地照射波长为543nm的光，使用双折射测定装置测定延迟。其中，在测定样品中心部曲面的切线与测定对象面的切线所成的角度为90°以上的情况下，不进行测定。

延迟的大小取决于玻璃中的应力，延迟的最大值小表示玻璃中的应力差小。本发明的三维形状玻璃通过延迟的最大值为20nm/mm以下，从而不易破裂，并且强度和成形稳定性优异。对上述延迟的最大值的下限没有特别限制，通常为1nm/mm以上。

本发明的三维形状玻璃的最大的R形状的换算成厚度0.8mm时的雾度值为1.0％以下，优选为0.8％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.4％以下，极其优选为0.3％以下，最优选为0.25％以下。通过上述雾度值为1.0％以下，能够实现优异的透明性，适合于便携式终端等的显示部的保护玻璃等。

另一方面，在如果不降低晶化率则难以降低雾度的情况下，为了提高机械强度等，最大的R形状的换算成厚度0.8mm时的雾度值优选为0.05％以上，更优选为0.08％以上。

本发明的三维形状玻璃的最大的R形状的换算成厚度0.8mm时的光透射率优选为85％以上，更优选为87％以上，进一步优选为88％以上，特别优选为89％以上。当上述光透射率为85％以上时，在用于便携式显示器的保护玻璃的情况下，容易看到荧屏。光透射率越高越优选，但是通常为91％以下或90％以下。91％为与普通的非晶玻璃同等的透射率。

本发明的三维形状玻璃为微晶玻璃，因此与非晶玻璃相比强度高，维氏硬度大，因此不易损伤。为了耐摩耗性，维氏硬度优选为700以上，更优选为740以上，进一步优选为780以上。另一方面，当维氏硬度过大时，有时不易加工，因此维氏硬度优选为1100以下，更优选为1050以下，进一步优选为1000以下。

＜微晶玻璃＞

本发明的微晶玻璃包含在上述三维形状玻璃中，为三维形状的微晶玻璃。

为了能够在化学强化处理时抑制翘曲，本发明的微晶玻璃的杨氏模量优选为80GPa以上，更优选为85GPa以上，进一步优选为87GPa以上，特别优选为90GPa以上。当杨氏模量过高时，研磨等加工变得困难，因此为了改善加工性，杨氏模量优选为130GPa以下，更优选为125GPa以下，进一步优选为120GPa以下。

本发明的微晶玻璃的断裂韧性值优选为0.8MPa·m^1/2以上，更优选为1MPa·m^1/2以上。当断裂韧性值在上述范围内时，在强化玻璃断裂时碎片不易飞散。

本发明的微晶玻璃在50℃～350℃范围内的平均热膨胀系数优选为30×10^-7/℃以下，更优选为25×10^-7/℃以下，进一步优选为20×10^-7/℃以下，特别优选为15×10^-7/℃以下。50℃～350℃范围内的平均热膨胀系数通常为10×10^-7/℃以上。

本发明的微晶玻璃优选含有锂铝硅酸盐的晶体。含有锂铝硅酸盐的晶体的微晶玻璃通过化学强化处理，析出晶体也得到强化，因此能够得到高强度。

在想要进一步提高化学强化后的强度的情况下，本发明的微晶玻璃优选为含有β-锂辉石晶体的微晶玻璃。β-锂辉石晶体表示为LiAlSi₂O₆，是在X射线衍射光谱中在布拉格角(2θ)为25.55°±0.05°、22.71°±0.05°和28.20°±0.05°处显示衍射峰的锂铝硅酸盐晶体。

在图4中示出含有β-锂辉石晶体的微晶玻璃和强化后的微晶玻璃(化学强化玻璃)的X射线衍射图的例子。在图4中，实线为对强化前的微晶玻璃板测定的X射线衍射图，并且观察到在图4中由黑圈表示的β-锂辉石晶体的衍射线。由虚线表示的是对化学强化后的微晶玻璃(化学强化玻璃)板进行测定的X射线衍射图。

含有β-锂辉石晶体的微晶玻璃与含有其它晶体的微晶玻璃相比，具有通过化学强化而表面压应力值(CS₀)变大的倾向。认为由于β-锂辉石晶体的晶体结构致密，因此伴随通过用于化学强化的离子交换处理而将析出晶体中的离子置换为较大的离子时的晶体结构变化所产生的压应力大，化学强化的效果变得更大。

已知β-锂辉石晶体的晶体生长速度快。因此，含有β-锂辉石晶体的微晶玻璃所含有的晶体容易变大，因此多数请境况下透明性低、雾度值大。但是，本发明的微晶玻璃含有大量微小的晶体，透明性高，雾度值小。

为了提高机械强度，本发明的微晶玻璃的晶化率优选为10％以上，更优选为15％以上，进一步优选为20％以上，特别优选为25％以上。另一方面，晶化率优选为95％以下，更优选为90％以下，特别优选为85％以下。通过使晶化率为80％以下，能够在提高透明性的同时容易通过加热将其弯曲成形等。

晶化率可以利用里德伯尔德法根据X射线衍射强度计算出。里德伯尔德法记载于日本晶体学会《晶体分析手册》编辑委员会编辑的《晶体分析手册》(协立出版，1999年刊，第492页～499页)中。

本发明的微晶玻璃的析出晶体的平均粒径优选为300nm以下，更优选为200nm以下，进一步优选为150nm以下。析出晶体的平均粒径可以使用里德伯尔德法根据粉末X射线衍射强度计算。

以氧化物基准的质量％计，本发明的微晶玻璃优选含有58％～74％的SiO₂、5％～30％的Al₂O₃、1％～14％的Li₂O、0～5％的Na₂O和0～2％的K₂O，另外，更优选含有合计为0.5％～12％的SnO₂和ZrO₂中的任一种以上和0～6％的P₂O₅。在上述组成中，进一步优选含有2％～14％的Li₂O，另外，特别优选Na₂O+K₂O为1％～5％。

另外，进一步优选如下的微晶玻璃，以氧化物基准的质量％计，所述微晶玻璃含有58％～70％的SiO₂、15％～30％的Al₂O₃、2％～10％的Li₂O、0～5％的Na₂O、0～2％的K₂O、0.5％～6％的SnO₂、0.5％～6％的ZrO₂和0～6％的P₂O₅，并且Na₂O+K₂O为1％～5％。

即，本发明的微晶玻璃优选为将上述组成的非晶玻璃晶化而得到的玻璃。

＜化学强化玻璃＞

本发明的三维形状玻璃优选为进行化学强化而得到的玻璃。即，本发明的化学强化玻璃包含在上述三维形状玻璃中，为三维形状的化学强化玻璃。

当本发明的化学强化玻璃的表面压应力值(CS₀)为500MPa以上时，不易因翘曲等变形而破裂，因此是优选的。本发明的化学强化玻璃的表面压应力值更优选为600MPa以上，进一步优选为800MPa以上，特别优选为1000MPa以上。

当本发明的化学强化玻璃的压应力层深度(DOL)为80μm以上时，即使在表面产生损伤时也不易破裂，因此是优选的。DOL更优选为90μm以上，进一步优选为100μm以上，特别优选为120μm以上。

另外，当压应力值达到50MPa以上时的最大深度(以下，有时称为“50MPa深度”)为80μm以上时，即使在掉落到沥青等硬的面上时也不易破裂，因此更优选。50MPa深度进一步优选为90μm以上，特别优选为100μm以上。

当本发明的化学强化玻璃的内部拉应力(CT)为110MPa以下时，在强化玻璃断裂时碎片不易飞散，因此是优选的。CT更优选为100MPa以下，进一步优选为90MPa以下。另一方面，当减小CT时，CS变小，具有难以得到足够强度的倾向。因此，CT优选为50MPa以上，更优选为55MPa以上，进一步优选为60MPa以上。

本发明的化学强化玻璃的4点弯曲强度优选为900MPa以上，更优选为1000MPa以上，进一步优选为1100MPa以上。在此，4点弯曲强度使用40mm×5mm×0.8mm的试验片，在下跨距为30mm、上跨距为10mm、十字头速度为0.5mm/分钟的条件下进行测定。将10试验片的平均值作为4点弯曲强度。

本发明的化学强化玻璃的光透射率和雾度值与化学强化前的三维形状玻璃的光透射率和雾度值基本相同。另外，本发明的化学强化玻璃优选与化学强化前的三维形状玻璃同样地含有β-锂辉石晶体。

本发明的化学强化玻璃的维氏硬度具有比化学强化前的三维形状玻璃大的倾向。本发明的化学强化玻璃的维氏硬度优选为720以上，更优选为740以上，进一步优选为780以上，更进一步优选为800以上。另外，本发明的化学强化玻璃的维氏硬度通常为950以下。

＜三维形状的微晶玻璃的制造方法＞

本发明的三维形状的微晶玻璃的制造方法包含以下的工序(1)和(2)。

(1)通过对非晶玻璃进行加热并将其弯曲成形而得到三维形状的非晶玻璃的工序；

(2)通过加热处理使上述三维形状的非晶玻璃晶化而得到三维形状的微晶玻璃的工序

以下，对各工序进行说明。

(1)将非晶玻璃设置在成形模具上并通过加热成形而得到三维形状的非晶玻璃的工序

工序(1)为通过将非晶玻璃弯曲成形而弯曲成弯曲状，从而得到三维形状的非晶玻璃的工序。

(非晶玻璃)

非晶玻璃的玻璃组成优选为如下的组成：以氧化物基准的质量％计，非晶玻璃的玻璃组成含有58％～74％的SiO₂、5％～30％的Al₂O₃、1％～14％的Li₂O、0～5％的Na₂O、0～2％的K₂O、合计为0.5％～12％的SnO₂和ZrO₂中的任一种以上、和0～6％的P₂O₅。在上述组成中，更优选含有2％～14％的Li₂O，另外，更优选Na₂O+K₂O为1％～5％。

另外，以氧化物基准的质量％计，非晶玻璃的玻璃组成进一步优选含有58％～70％的SiO₂、15％～30％的Al₂O₃、2％～10％的Li₂O、0～5％的Na₂O、0～2％的K₂O、0.5％～6％的SnO₂、0.5％～6％的ZrO₂、和0～6％的P₂O₅，并且Na₂O+K₂O为1％～5％。

以下，对这些玻璃组成进行说明。

SiO₂为形成玻璃的网络结构的成分。另外，SiO₂为提高化学耐久性的成分，为锂铝硅酸盐晶体的构成成分，也是硅酸锂晶体的构成成分。SiO₂的含量优选为58％以上，更优选为60％以上，进一步优选为64％以上。另一方面，当SiO₂的含量过多时，熔融性显著降低，因此SiO₂的含量优选为74％以下，更优选为70％以下，进一步优选为68％以下，特别优选为66％以下。

Al₂O₃为对增大通过化学强化而产生的压应力有效的成分，是必不可少的。另外，Al₂O₃为锂铝硅酸盐晶体的构成成分。Al₂O₃的含量优选为5％以上，在想要析出β-锂辉石晶体的情况下，Al₂O₃的含量更优选为15％以上。Al₂O₃的含量进一步优选为20％以上。另一方面，当Al₂O₃的含量过多时，玻璃的失透温度变高。Al₂O₃的含量优选为30％以下，更优选为25％以下。

Li₂O为通过离子交换形成压应力的成分，为锂铝硅酸盐晶体的构成成分，是必不可少的。Li₂O的含量优选为1％以上，更优选为2％以上，进一步优选为4％以上。另一方面，Li₂O的含量优选为14％以下，在想要析出β-锂辉石晶体的情况下，更优选为10％以下，进一步优选为8％以下，特别优选为6％以下。

在制成含有β-锂辉石晶体的微晶玻璃的情况下，当Li₂O与Al₂O₃的含量比Li₂O/Al₂O₃为0.3以下时，透明性变高，因此是优选的。认为这是因为，在热处理时晶化急剧进行，从而晶体尺寸变大。

Na₂O为提高玻璃的熔融性的成分。Na₂O不是必不可少的，但是优选其含量为0.5％以上，更优选为1％以上。当Na₂O过多时，不易析出锂铝硅酸盐晶体或化学强化特性降低，因此Na₂O的含量优选为5％以下，更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

K₂O与Na₂O相同，为降低玻璃的熔融温度的成分，可以含有K₂O。在含有K₂O的情况下K₂O的含量优选为0.5％以上，更优选为1％以上。另外，Na₂O与K₂O的合计的含量Na₂O+K₂O优选为1％以上，更优选为2％以上。

当K₂O过多时，不易析出锂铝硅酸盐晶体，因此含量优选为2％以下。另外，当Na₂O与K₂O的合计的含量Na₂O+K₂O过量时，在热处理时妨碍晶化的促进，透明性有可能降低。为了提高透明性，该合计的含量优选为5％以下，更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

ZrO₂和SnO₂均不是必不可少的，但是在晶化处理时ZrO₂和SnO₂是构成晶核的成分，因此优选含有任一种以上。为了生成晶核，SnO₂与ZrO₂的含量的合计SnO₂+ZrO₂优选为0.5％以上，更优选为1％以上。为了形成大量晶核而提高透明性，该含量的合计更优选为3％以上，进一步优选为4％以上，更进一步优选为5％以上，特别优选为6％以上，最优选为7％以上。另外，为了在玻璃中不易产生由未熔融物引起的缺陷，该含量的合计优选为12％以下，更优选为10％以下，进一步优选为9％以下，特别优选为8％以下。

为了使β-锂辉石晶体析出，优选含有0.5％以上的SnO₂。SnO₂的含量更优选为1％以上，进一步优选为1.5％以上。当SnO₂的含量为6％以下时，在玻璃中不易产生由未熔融物引起的缺陷，因此是优选的。SnO₂的含量更优选为5％以下，进一步优选为4％以下。

SnO₂还是提高耐日晒性(ソラリゼーション耐性)的成分。为了抑制日晒，SnO₂的含量优选为1％以上，更优选为1.5％以上。

通常，已知TiO₂、ZrO₂作为微晶玻璃的晶核形成成分。根据本发明人等的研究，在本组成中，ZrO₂的效果比TiO₂高。另外，通过加入SnO₂，微晶玻璃的透明性变高。

ZrO₂的含量优选为0.5％以上，更优选为1％以上。另一方面，当ZrO₂的含量为6％以下时，在熔融时不易失透，能够抑制化学强化玻璃的品质降低。ZrO₂的含量优选为6％以下，更优选为5％以下，进一步优选为4％以下。

在同时含有SnO₂和ZrO₂的情况下，为了提高透明性，SnO₂量相对于其合计量之比SnO₂/(SnO₂+ZrO₂)优选为0.3以上，更优选为0.35以上，进一步优选为0.45以上。

另外，为了提高强度，SnO₂/(SnO₂+ZrO₂)优选为0.7以下，更优选为0.65以下，进一步优选为0.6以下。

TiO₂为微晶玻璃的晶核形成成分，因此可以含有TiO₂。在含有TiO₂的情况下TiO₂的含量优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.2％以上。另一方面，当TiO₂的含量为5％以下时，熔融时不易失透，能够抑制化学强化玻璃的品质降低，因此TiO₂的含量优选为5％以下。TiO₂的含量更优选为3％以下，进一步优选为1.5％以下。

另外，在玻璃中含有Fe₂O₃的情况下，玻璃中含有TiO₂时，形成被称为钛铁矿复合物的复合物，容易产生黄色或褐色的着色。Fe₂O₃通常作为杂质包含在玻璃中，因此为了防止着色，TiO₂的含量优选为1％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.25％以下，特别优选实质上不含有。

P₂O₅不是必不可少的，但是P₂O₅具有促进玻璃的分相而促进晶化的效果，因此可以含有P₂O₅。在含有P₂O₅的情况下P₂O₅的含量优选为0.1％以上，更优选为0.5％以上，进一步优选为1％以上，特别优选为2％以上。

另一方面，当P₂O₅的含量过多时，化学强化玻璃的破碎性变差，另外，耐酸性显著降低。P₂O₅的含量优选为6％以下，更优选为5％以下，进一步优选为4％以下，特别优选为3％以下，最优选为2％以下。为了进一步提高耐酸性，优选实质上不含有P₂O₅。

B₂O₃为提高化学强化用玻璃或化学强化玻璃的耐崩裂性、并且提高熔融性的成分，可以含有B₂O₃。B₂O₃不是必不可少的，但是在含有B₂O₃的情况下，为了提高熔融性，B₂O₃的含量优选为0.5％以上，更优选为1％以上，进一步优选为2％以上。

另一方面，当B₂O₃的含量大于5％时，在熔融时产生波筋，化学强化用玻璃的品质容易降低，因此B₂O₃的含量优选为5％以下。B₂O₃的含量更优选为4％以下，进一步优选为3％以下，特别优选为1％以下。为了提高耐酸性，优选实质上不含有B₂O₃。

MgO为增大由化学强化产生的压应力的成分，为抑制在强化玻璃破裂时碎片飞散的成分，可以含有MgO。在含有MgO的情况下MgO的含量优选为0.5％以上，更优选为1％以上。另一方面，为了抑制熔融时的失透，MgO的含量优选为5％以下，更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

CaO为提高玻璃的熔融性的成分，为了防止熔融时的失透并且在抑制热膨胀系数的升高的同时提高熔化性，可以含有CaO。在含有CaO的情况下CaO的含量优选为0.5％以上，更优选为1％以上。另一方面，为了提高离子交换特性，CaO的含量优选为4％以下，更优选为3％以下，特别优选为2％以下。

SrO为提高玻璃的熔融性的成分，另外，SrO可以通过提高玻璃的折射率而使晶化后的残留玻璃相的折射率与析出晶体的折射率接近从而提高微晶玻璃的透射率，因此可以含有SrO。

在含有SrO的情况下SrO的含量优选为0.1％以上，更优选为0.5％以上，进一步优选为1％以上。另一方面，当SrO含量过多时，离子交换速度降低，因此从该观点考虑，SrO含量优选为3％以下，更优选为2.5％以下，进一步优选为2％以下，特别优选为1％以下。

BaO为提高玻璃的熔融性的成分，另外，BaO可以通过提高玻璃的折射率而使晶化后的残留玻璃相的折射率与锂铝硅酸盐结晶相的折射率接近从而提高微晶玻璃的透射率，因此可以含有BaO。

在含有BaO的情况下BaO的含量优选为0.1％以上，更优选为0.5％以上，进一步优选为1％以上。另一方面，当BaO含量过多时，离子交换速度降低，因此从该观点考虑，BaO含量优选为3％以下，更优选为2.5％以下，进一步优选为2％以下，特别优选为1％以下。

ZnO为降低玻璃的热膨胀系数、增大化学耐久性的成分。另外，ZnO提高玻璃的折射率，通过使晶化后的残留玻璃相的折射率与锂铝硅酸盐结晶相的折射率接近从而提高微晶玻璃的透射率，因此可以含有ZnO。

在含有ZnO的情况下ZnO的含量优选为0.5％以上，更优选为1％以上，进一步优选为1.5％以上，特别优选为2％以上。另一方面，为了抑制熔融时的失透，ZnO的含量优选为4％以下，更优选为3％以下，进一步优选为2％以下。

Y₂O₃、La₂O₃、Nb₂O₅和Ta₂O₅均具有抑制在玻璃破裂时碎片飞散的效果，为了提高折射率，可以含有Y₂O₃、La₂O₃、Nb₂O₅和Ta₂O₅。在含有这些成分的情况下，Y₂O₃、La₂O₃、Nb₂O₅的含量的合计Y₂O₃+La₂O₃+Nb₂O₅优选为0.5％以上，更优选为1％以上，进一步优选为1.5％以上，特别优选为2％以上。另外，为了使在熔融时玻璃不易失透，Y₂O₃+La₂O₃+Nb₂O₅的含量优选为4％以下，更优选为3％以下，进一步优选为2％以下，特别优选为1％以下。

Y₂O₃、La₂O₃、Nb₂O₅和Ta₂O₅的合计的含量Y₂O₃+La₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅优选为0.5％以上，更优选为1％以上，进一步优选为1.5％以上，特别优选为2％以上。另外，为了使在熔融时玻璃不易失透，Y₂O₃+La₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅优选为4％以下，更优选为3％以下，进一步优选为2％以下，特别优选为1％以下。

CeO₂具有氧化玻璃的效果，在含有大量SnO₂的情况下，有时通过抑制SnO₂被还原为作为着色成分的SnO而抑制着色，因此可以含有CeO₂。在含有CeO₂的情况下CeO₂的含量优选为0.03％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.07％以上。在使用CeO₂作为氧化剂的情况下，当CeO₂的含量过多时，玻璃容易着色，因此为了提高透明性，CeO₂的含量优选为1.5％以下，更优选为1.0％以下。

此外，可以在不妨碍达成所期望的化学强化特性的范围内添加着色成分。作为着色成分，例如可以列举Co₃O₄、MnO₂、Fe₂O₃、NiO、CuO、Cr₂O₃、V₂O₅、Bi₂O₃、SeO₂、Er₂O₃、Nd₂O₃作为适当的成分。着色成分的含量优选合计为1％以下的范围。在想要进一步提高玻璃的光透射率的情况下，优选实质上不含有这些成分。

另外，可以适当含有SO₃、氯化物、氟化物等作为玻璃熔融时的澄清剂等。优选不含有As₂O₃。在含有Sb₂O₃的情况下，Sb₂O₃的含量优选为0.3％以下，更优选为0.1％以下，最优选不含有Sb₂O₃。

当平均热膨胀系数大时，在冷却时容易产生应变、破裂，因此非晶玻璃在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数优选为100×10^-7/℃以下，更优选为80×10^-7/℃以下，进一步优选为60×10^-7/℃以下。当非晶玻璃在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数小时，在成形时产生模具与非晶玻璃的热膨胀差，无法成形为所期望的形状。因此，非晶玻璃在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数优选为10×10^-7/℃以上，更优选为30×10^-7/℃以上，进一步优选为40×10^-7/℃以上。

当后述的弯曲成形的模具材料与玻璃的热膨胀差大时，需要根据目标形状考虑修正率来设计模具。通过非晶玻璃的平均热膨胀系数在上述范围内，在弯曲成形的模具材料使用碳的情况下，能够降低玻璃与模具的热膨胀差，不需要根据目标形状计算修正率来设计模具，能够提高生产率。

非晶玻璃例如可以通过以下所示的方法制造。需要说明的是，以下所示的方法为制造板状的非晶玻璃的情况的例子。

调配玻璃原料以得到优选组成的玻璃，在玻璃熔窑中加热熔融。然后，通过鼓泡、搅拌、添加澄清剂等使熔融玻璃均质化，利用公知的成形法成形为规定厚度的玻璃板，并进行缓慢冷却。或者，也可以通过如下的方法成形为板状：将熔融玻璃成形为块状并进行缓慢冷却、然后切割。

作为平面玻璃的制造方法，例如可以利用浮法、压制法、熔合法和下拉法。特别是，在制造大型的玻璃板的情况下，优选浮法。另外，还优选除浮法以外的连续成形法、例如熔合法和下拉法。

(弯曲成形)

弯曲成形为将玻璃加热而成形为弯曲状，在不使其晶化的情况下从高温骤冷的工序。作为弯曲成形的方法，例如可以列举自重成形法、真空成形法、压制成形法等现有的弯曲成形法，可以选择任意的方法。另外，可以并用两种以上的弯曲成形法。

自重成形法为如下的方法：将玻璃板设置在成形模具上，然后加热该玻璃板，利用重力使其与成形模具相适应，从而弯曲成形为规定的形状。

真空成形法为如下的方法：将玻璃板设置在成形模具上，密封该玻璃板的周边，然后对成形模具与玻璃板的空间进行减压，并对玻璃板的表面和背面施加差压从而进行弯曲成形。此时，可以辅助地对玻璃板的上表面侧进行加压。

压制成形为如下的方法：将玻璃板设置在成形模具(下模和上模)之间，加热玻璃板，在上下成形模之间施加压制载荷，从而弯曲成形为规定的形状。

无论哪种方式，均在加热玻璃的状态下施加力而使其变形。

当弯曲成形的温度(以下，也简称为热弯曲温度)低时，无法成形为所期望的形状，因此弯曲成形温度优选为500℃以上，更优选为600℃以上，进一步优选为700℃以上，最优选为750℃以上。当弯曲成形的温度高时，由于不超过成形机的温度上限，因此优选为1100℃以下，更优选为1050℃以下，最优选为900℃以下。

当弯曲成形的粘性(弯曲成形时的平衡粘性)低时，无法成形为所期望的形状，因此弯曲成形粘性优选为10⁸Pa·s以上，更优选为10⁹Pa·s以上，最优选为10¹⁰Pa·s以上。由于当弯曲成形的粘性高时难以保持所期望的形状，因此弯曲成形粘性优选为10¹³Pa·s以下，更优选为10¹²Pa·s以下，最优选为10^11.5Pa·s以下。

当晶化处理温度与热弯曲温度接近时，发生晶体的成核、晶体生长，因此晶化处理温度与热弯曲温度之差优选为5℃以上，更优选为10℃以上，进一步优选为15℃以上。为了抑制由弯曲成形引起的透射率降低，晶化处理的最高温度与热弯曲温度之差优选为200℃以下，更优选为150℃以下，进一步优选为130℃以下，特别优选为100℃以下。

在想要在热弯曲时促进成核的情况下，成核温度与热弯曲温度之差优选为10℃以下。另一方面，在工艺上进行晶体控制方面，优选在晶化处理时进行成核，在此情况下，优选将温度差设定为10℃以上。

在热弯曲温度高于晶化处理温度的情况下，有时透射率由于弯曲成形而降低。由弯曲成形引起的透射率降低优选为3％以下，更优选为2％以下，进一步优选为1.5％以下，特别优选为1％以下。

另外，为了保持最终的玻璃的高透明性，弯曲成形前的光透射率高是有利的，换算成厚度0.8mm时的光透射率优选为85％以上。换算成厚度0.8mm时的光透射率更优选为87％以上，特别优选为89％以上。

非晶玻璃在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数与在弯曲成形中使用的模具材料在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数之差的绝对值优选为150×10^-7/℃以下，更优选为100×10^-7/℃以下，进一步优选为50×10^-7/℃以下，最优选为30×10^-7/℃以下。

当在弯曲成形中使用的模具与玻璃的热膨胀差大时，玻璃的脱模性差，因此模具设计需要考虑由玻璃的膨胀率与模具材料的膨胀率之差求出的修正率，生产率降低。通过上述差的绝对值为150×10^-7/℃以下，能够降低在弯曲成形中使用的模具与玻璃的热膨胀差，不需要根据目标形状设计模具，能够提高生产率。

本发明中的非晶玻璃在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数近似于碳的平均热膨胀系数，因此优选使用以碳为材质的碳模具进行弯曲成形。由此，即使不进行大幅的修正，也能够抑制在成形时产生应力差，提高强度，同时能够实现优异的尺寸稳定性和成形精度。

在本发明中的非晶玻璃在50℃～500℃范围内的平均热膨胀系数大的情况下，不易得到所期望的形状，因此优选为170×10^-7/℃以下，更优选为160×10^-7/℃以下，进一步优选为150×10^-7/℃以下。另外，在使用碳模具的情况下，热膨胀系数特别优选为60×10^-7/℃以下。在热膨胀系数低的情况下，从方脱模的脱模性变差，因此优选为20×10^-7/℃以上，更优选为30×10^-7/℃以上，进一步优选为40×10^-7/℃以上。

从抑制成形时的晶体生长的观点考虑，本发明中的非晶玻璃的玻璃化转变温度与晶化处理的最高温度之差优选为10℃以上，更优选为20℃以上，进一步优选为30℃以上。

(2)通过加热处理使上述三维形状的非晶玻璃晶化而得到三维形状的微晶玻璃的工序

工序(2)为通过对在工序(1)中得到的三维形状的非晶玻璃进行加热处理而得到三维形状的微晶玻璃的工序。

工序(2)中的加热处理优选采用如下的两步加热处理：从室温升温至第一处理温度并保持一定时间，然后在温度高于第一处理温度的第二处理温度下保持一定时间。

在利用两步加热处理的情况下，第一处理温度优选为对于该玻璃组成而言成核速度增大的温度范围，第二处理温度优选为对于该玻璃组成而言晶体生长速度增大的温度范围。另外，关于第一处理温度下的保持时间，优选长时间保持以使得生成足够数量的晶核。通过生成大量晶核，各晶体的大小变小，从而得到透明性高的微晶玻璃。

第一处理温度例如为550℃～800℃，第二处理温度例如为850℃～1000℃。在第一处理温度下保持2小时～10小时，然后在第二处理温度下保持2小时～10小时。

根据需要对通过上述步骤得到的三维形状的微晶玻璃进行磨削和研磨处理。在将微晶玻璃板切割为规定的形状和尺寸或者进行倒角加工的情况下，如果在实施化学强化处理之前进行切割、倒角加工，则通过之后的化学强化处理在端面也形成压应力层，因此是优选的。

＜三维形状的化学强化玻璃的制造方法＞

本发明的三维形状的化学强化玻璃的制造方法包含以下的工序(1)～(3)。

(1)通过对非晶玻璃进行加热并将其弯曲成形而得到三维形状的非晶玻璃的工序；

(2)通过加热处理对上述三维形状的非晶玻璃进行晶化而得到三维形状的微晶玻璃的工序；

(3)对在工序(2)中得到的上述三维形状的微晶玻璃进行化学强化的工序。

工序(1)和(2)为与在＜三维形状的微晶玻璃的制造方法＞中所述工序(1)和(2)相同的工序。以下，对工序(3)进行说明。

化学强化处理为如下的处理：利用浸渍在含有离子半径大的金属离子(典型地为Na离子或K离子)的金属盐(例如，硝酸钾)的熔融液中等方法，通过使玻璃与金属盐接触而将玻璃中的离子半径小的金属离子(典型地为Na离子或Li离子)置换为离子半径大的金属离子(典型地对于Li离子而言为Na离子或K离子，对于Na离子而言为K离子)。

为了加快化学强化处理的速度，优选利用使玻璃中的Li离子与Na离子交换的“Li-Na交换”。另外，为了通过离子交换而形成大的压应力，优选利用使玻璃中的Na离子与K离子交换的“Na-K交换”。

作为用于进行化学强化处理的熔融盐，可以列举硝酸盐、硫酸盐、碳酸盐、氯化物等。其中，作为硝酸盐，例如可以列举：硝酸锂、硝酸钠、硝酸钾、硝酸铯、硝酸银等。作为硫酸盐，例如可以列举：硫酸锂、硫酸钠、硫酸钾、硫酸铯、硫酸银等。作为碳酸盐，例如可以列举：碳酸锂、碳酸钠、碳酸钾等。作为氯化物，例如可以列举：氯化锂、氯化钠、氯化钾、氯化铯、氯化银等。这些熔融盐可以单独使用，也可以组合使用多种。

关于化学强化处理的处理条件，可以考虑玻璃组成、熔融盐的种类等而适当选择时间和温度等。

本发明的化学强化玻璃优选通过例如以下的两步化学强化处理得到。

首先，作为第一步化学强化处理，将三维形状的微晶玻璃浸渍在约350℃～约500℃的包含Na离子的金属盐(例如，硝酸钠)中约0.1小时～约10小时。由此，发生微晶玻璃中的Li离子与金属盐中的Na离子的离子交换，例如能够形成表面压应力值(CS₀)为200MPa以上且压应力层深度为80μm以上的压应力层。另一方面，当表面压应力值(CS₀)大于1000MPa时，难以在保持低CT的同时增大DOL。表面压应力值优选为900MPa以下，更优选为700MPa以下，进一步优选为600MPa以下。

接着，作为第二步化学强化处理，在约350℃～约500℃的包含K离子的金属盐(例如，硝酸钾)中浸渍约0.1小时～约10小时。由此，在通过之前的处理而形成的压应力层的例如深度为约10μm以内的部分产生大的压应力。

根据这样的两步处理，容易得到表面压应力值(CS₀)为600MPa以上的优选的应力分布。

也可以首先浸渍在包含Na离子的金属盐中，然后在大气中、在350℃～500℃下保持1小时～5小时，然后浸渍在包含K离子的金属盐中。保持温度优选为325℃以上，更优选为340℃以上。另外，保持温度优选为475℃以下，更优选为460℃以下。

通过在大气中保持在高温下，通过最初的处理从金属盐引入到玻璃内部的Na离子在玻璃中热扩散，从而形成更优选的应力分布。

或者，可以先浸渍在包含Na离子的金属盐中，然后在350℃～500℃范围内的含有Na离子和Li离子的金属盐(例如，硝酸钠与硝酸锂的混合盐)中浸渍0.1小时～20小时，代替在大气中保持。

通过浸渍在包含Na离子和Li离子的金属盐中，发生玻璃中的Na离子与金属盐中的Li离子的离子交换，形成更优选的应力分布，由此能够提高沥青落下强度。

在进行这样的两步或三步的强化处理的情况下，从生产效率的观点考虑，处理时间合计优选为10小时以下，更优选为5小时以下，进一步优选为3小时以下。另一方面，为了得到所期望的应力分布，处理时间合计需要0.5小时以上。处理时间更优选为1小时以上。

本发明的三维形状玻璃作为在手机、智能手机等移动设备等显示装置中使用的保护玻璃特别有用。此外，对于不以携带为目的的电视机、个人电脑、触控面板等显示装置的保护玻璃也是有用的。作为汽车、飞机等的内部装饰等的保护玻璃也是有用的。

实施例

以下，通过实施例对本发明进行说明，但本发明不限于此。在表中，空白栏表示未测定。

[评价方法]

(玻璃化转变温度)

玻璃化转变温度使用热膨胀计(Bruker AXS公司制造，TD5000SA)进行测定。

(延迟)

将波长为543nm的光照射到玻璃上，使用双折射测定装置(Photonic Lattice公司制造，WPA-100)在各R形状的圆弧上的一处以上测定延迟值。

(雾度值)

根据JIS K3761：2000，使用雾度计(须贺试验机株式会社制造，HZ-2)测定最大的R形状的雾度值。

(热膨胀系数)

使用热膨胀计(Bruker AXS公司制造，TD5000SA)，将升温速度设定为10℃/分钟而得到了热膨胀曲线。另外，根据所得到的热膨胀曲线测定50℃～500℃范围内的平均线性热膨胀系数[单位：×10^-7/℃]。

(析出晶体)

在以下条件下测定粉末X射线衍射，鉴定析出晶体(主晶体)。

测定装置：株式会社日本理学制造，SmartLab

使用X射线：CuKα射线

测定范围：2θ＝10°～80°

速度：10°/分钟

步距：0.02°

(平均曲率半径)

平均曲率半径利用gom公司制造的的三维测定机ATOS(型号：ATOS Triple scanIII)，首先以0.1mm间隔测定样品表面相对于截面方向的高度方向坐标，然后使用最小二乘法求出近似的圆的通式，最后计算出平均曲率半径。

[玻璃的制造]

＜参考例1＞

调配玻璃原料以得到在表1中以氧化物基准的质量％计表示的组成A～I的玻璃各800g，放入铂坩埚中，并投入到1400℃～1700℃的电炉中熔融5小时。将脱泡并均质化的熔融玻璃倒入到模具中，在比玻璃化转变温度高约30℃的温度下保持1小时，然后以0.5℃/分钟的冷却速度冷却至室温，从而得到了玻璃块。由所得到的玻璃块得到了厚度为0.55mm的玻璃板和玻璃物性评价用试验片。对玻璃板的表面进行镜面精加工。

对所得到的玻璃板测定玻璃化转变温度、热膨胀系数而得到的结果示于表1中。

表1

组成B～I为适用于本发明的组成的例子。当对它们进行加热处理时，能够得到包含β-锂辉石晶体的微晶玻璃。组成B～D、F、G的热膨胀系数在40×10^-7/℃～60×10^-7/℃的范围内，在弯曲成形的模具材料使用碳的情况下，能够降低玻璃与模具的热膨胀差，不需要根据目标形状计算来设计模具，从而能够提高生产率。

＜例1＞

将本发明的三维形状玻璃的制造方法的一个实施方式的示意图示于图5中。对于组成A的玻璃板13(80mm×50mm、角部为R形状的玻璃板)，对从玻璃端面起算为0.2mm的范围进行C倒角。在此，“角部为R形状”是指从正上方观察预成形件时，4个角为R形状。倒角使用600号的磨石(TOKYO DIA公司制造)，使端面的表面粗糙度(倒角部分的算术平均表面粗糙度)为450nm。

准备碳制的凹模11和凸模12，所述碳制的凹模11和凸模12设计成能够成形为曲率半径6.0mm、弯曲深度4.0mm的弯曲面，在凹模11的玻璃接触面中央附近载置进行倒角而得到的玻璃板13。

在将载置玻璃板13的凹模11和凸模12分别固定在成形装置(东芝机械株式会社制造，玻璃元件成形装置：GMP-315V)的下轴和上轴上的状态下，对玻璃板13进行预热、变形和冷却。

其中，预热工序用15分钟从室温升温至600℃。在600℃下，玻璃板13的平衡粘性为约10¹³Pa·s。接着，用5分钟从600℃升温至645℃。645℃下的玻璃板13的平衡粘性为约10^11.5Pa·s。

在将玻璃板13中央部的平衡粘性保持在10¹¹Pa·s～10¹²Pa·s范围内(将温度保持在640℃～650℃范围内)的状态下使凸模12向下方移动，以最大2000N对凹模11按压3分钟。其间，从设置在凸模12上的通孔(未图示)吹入20L/分钟的氮气，使玻璃板14均匀地成形。

接着，用20分钟缓慢冷却至480℃。480℃下的玻璃板的平衡粘性为约10²¹Pa·s。接着，以2mm/秒升高凸模12，使其退避，将玻璃板14自然冷却至室温。

在室温下，玻璃板14的最小的R形状的平均曲率半径为6.0mm、弯曲深度为4.0mm、最大的R形状的平均曲率半径为3.8×10³mm。最大的R形状包含在玻璃板14的内里面和外表面大致平行的部分中。

对玻璃板14的具有最小的R形状的面垂直地照射波长为543nm的光，并测定延迟。延迟的最大值为22nm/mm。

＜例2＞

与例1同样地操作，对组成B的玻璃板13进行倒角加工。与例1同样地将玻璃板13弯曲成形，得到了最小的R形状的平均曲率半径为6.0mm、弯曲深度为4.0mm、最大的R形状的平均曲率半径为3.8×10³mm的玻璃板14。最大的R形状包含在玻璃板14的内里面和外表面大致平行的部分中。

在将所得到的玻璃板14载置在凸模12上的状态下，在750℃下保持4小时，然后在900℃下保持4小时，由此进行晶化，得到了三维形状的微晶玻璃15。

与例1同样地操作，对所得到的三维形状的微晶玻璃15测定最大的R形状的延迟。最大的R形状的延迟的最大值为1.9nm/mm。另外，测定最大的R形状的雾度值，结果为0.29％。

＜例3＞

与例2同样地操作，对组成B的玻璃板13进行倒角加工，然后与例2同样地，通过加热处理而使其晶化，从而得到了微晶玻璃板。将所得到的微晶玻璃板载置在凸模12上，在与例2相同的条件下进行弯曲成形，得到了三维形状的微晶玻璃。

所得到的三维形状的微晶玻璃的最小的R形状的平均曲率半径为12900mm、弯曲深度为4.2mm、最大的R形状的平均曲率半径为5.7mm。另外，测定最大的R形状的雾度值，结果为3.0％。

＜例4～6＞

除了将玻璃组成、晶化处理、成形时机、成形条件如表2所示进行设定以外，与例2同样地操作而得到了三维形状的微晶玻璃。

将对所得到的三维形状的玻璃进行评价而得到的结果示于表2中。在表2中的“晶化处理栏”中，在记载两步处理条件的情况下，表示在上段中记载的温度和时间下保持，然后在下段中记载的温度和时间下保持。例如，在上段中记载“750℃-4小时”、在下段中记载“920℃-4小时”的情况下，表示在750℃下保持4小时，然后在920℃下保持4小时。

在“成形时机”栏中，在记载为“晶化前”的情况下，表示按照成形、晶化的顺序进行处理。另外，在记载为“晶化后”的情况下，表示按照晶化、成形的顺序进行处理。“雾度值”表示在成型后、晶化后的雾度值，“Δ雾度值”表示在成形后、晶化后的雾度值(Haze)与成形前、晶化前的雾度值之差。“形状偏差”表示与目标形状的偏差。

将对所得到的微晶玻璃进行评价而得到的结果示于表2中。例2、4为实施例，例1、3、5、6为比较例。例2～6的析出晶体为β-锂辉石晶体。

表2

如表2所示，作为本发明的三维形状玻璃的例2、4的延迟的最大值为20nm以下，与作为比较例的例1相比，显示出高强度和形状稳定性(成形稳定性)。另外，最大的R形状的雾度值为1.0％以下，透明性优异。

另外，与在晶化后进行弯曲成形而得到的例3、6相比，将满足本发明规定的组成范围的非晶玻璃弯曲成形后进行晶化而制造的例2、4能够抑制由成形时的加热而引起的雾度的变差，并且能够实现高透明性。

将满足本发明的优选的组成范围的非晶玻璃弯曲成形后进行晶化而制造的例2、4能够得到形状偏差小、接近目标形状的样品。

因此可知，根据本发明的三维形状玻璃的制造方法，利用用于晶化的加热处理能够降低在成形时产生的应力差、提高强度，并且能够抑制雾度的变差从而实现优异的透明性。

虽然详细并且参考特定的实施方式对本发明进行了说明，但是可以在不脱离本发明的精神和范围的情况下进行各种变更或修正，这对于本领域技术人员而言是显而易见的。本申请基于在2019年4月5日申请的日本专利申请(日本特愿2019-072736)，其内容作为参考并入本申请中。

产业实用性

根据本发明，能够提供强度、透明性和形状稳定性优异的三维形状玻璃及其制造方法。

标号说明

100 三维形状玻璃

110 中心部

120 周边部