CN103493133A - 磁记录介质用玻璃基板及其利用 - Google Patents

Abstract

本发明的一个方式涉及磁记录介质用玻璃基板，该玻璃基板由玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，并且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上的玻璃构成。

Description

磁记录介质用玻璃基板及其利用

技术领域

本发明涉及作为硬盘等磁记录介质的基板而使用的玻璃基板、可以用于获得该基板的磁记录介质用玻璃基板坯体、具备该基板的磁记录介质和它们的制造方法以及磁记录装置。

背景技术

随着因特网等信息关联基础技术的发展，对于磁盘、光盘等信息记录介质的需求急速增加。计算机等的磁记录装置的主要构成要素是磁记录介质和磁记录再现用的磁头。作为磁记录介质，公知的是软盘和硬盘。其中，作为硬盘(磁盘)用的基板材料，例如有铝基板、玻璃基板、陶瓷基板、碳基板等。从实用性看，按照尺寸和用途主要使用了铝基板和玻璃基板。对于笔记本电脑用硬盘驱动器而言，除了耐冲击性外，随着磁记录介质的高密度记录化，对于提高盘基板的表面平滑性的要求也越来越严格，因此，利用表面硬度和刚性有欠缺的铝基板进行应对存在极限。由此，玻璃基板的开发现在成为主流(例如，参考专利文献1-10)。

另外近年来，以实现磁记录介质的进一步高密度记录化为目的，对使用Fe-Pt系、Co-Pt系等磁各向异性能高的磁性材料(高Ku磁性材料)展开了讨论(例如，参考专利文献11)。为了实现高记录密度化，需要减小磁性粒子的粒径，但另一方面，如果粒径减小，则存在由热波动引起的磁特性劣化的问题。由于高Ku磁性材料不易受到热波动的影响，因此被期待有助于高密度记录化。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特表平9-507206号公报

专利文献2：日本特开2007-51064号公报

专利文献3：日本特开2001-294441号公报

专利文献4：日本特开2001-134925号公报

专利文献5：日本特开2001-348246号公报

专利文献6：日本特开2001-58843号公报

专利文献7：日本特开2006-327935号公报

专利文献8：日本特开2005-272212号公报

专利文献9：日本特开2004-43295号公报

专利文献10：日本特开2005-314159号公报

专利文献11：日本特开2004-362746号公报

发明内容

发明所要解决的课题

然而，上述高Ku磁性材料为了实现高Ku需要获得特定的结晶取向状态，因此，需要进行高温下的成膜，或成膜后在高温下进行热处理。因此，为了形成由这些高Ku磁性材料构成的磁记录层，要求玻璃基板具有可承受上述高温处理的高耐热性，即具有较高的玻璃转化温度。

另外，在盘状的磁记录介质中，在一边使介质绕着中心轴高速旋转，一边使磁头在半径方向上移动的同时，沿着旋转方向进行数据的写入和读出。近年来，为了提高这种写入速度和读出速度，转速由5400rpm向7200rpm、甚至10000rpm的高速化方向发展。但是，在盘状的磁记录介质中，预先根据离中心轴的距离分配了记录数据的位置，因此，当盘在旋转中发生变形时，会引起磁头的错位，很难实现正确的读取。因此，为了应对上述高速旋转化，还要求玻璃基板具有在高速旋转时不会发生大幅度变形的高刚性(杨氏模量)。

此外，通过使用具有较高的热膨胀系数的玻璃基板，能够提高磁记录介质的记录再现的可靠性。其原因如下。

组装有磁记录介质的HDD(硬盘驱动器)的构造如下：利用主轴电机的主轴以及夹具按住中央部分，使磁记录介质自身旋转。因此，如果磁记录介质基板和构成主轴部分的主轴材料各自的热膨胀系数存在较大差异，则在使用时，相对于周围的温度变化，主轴的热膨胀/热收缩与磁记录介质基板的热膨胀/热收缩会产生偏差，结果，引起磁记录介质变形的现象。当产生了这样的现象时，磁头无法读出写入的信息，成为损害记录再现的可靠性的原因。因此，为了提高磁记录介质的可靠性，要求玻璃基板具有与主轴材料(例如，不锈钢等)相同程度的较高的热膨胀系数。

如以上说明的那样，为了提供可以应对进一步高密度记录化的磁记录介质，要求实现兼备高耐热性、高刚性以及高热膨胀系数这样的特性的玻璃基板。然而，这些特性之间存在折中的关系，不容易实现满足全部特性的玻璃基板。

加之近年来，对于像已经展开讨论的能量辅助方式的磁记录介质那样要求具有极高记录密度的磁记录介质用的玻璃基板而言，为了提高HDD的可靠性，要求其具有良好的耐冲击性。

作为背景，第一，可以举出磁头的悬浮量(磁头与磁记录介质表面的间隙)大幅下降(低悬浮量化)的情况。由此，拉近了磁头与介质的磁性层的距离，所以能够拾取到更小的磁性粒子的信号，因此能够实现高记录密度化。近年来，为了实现比以往更高程度的低悬浮量化，在磁头上搭载有DFH(Dynamic Flying Height：动态飞行高度)这样的功能。这是一种在磁头的记录再现元件部的附近设置极小的加热器等加热部，仅使元件部周边朝向介质表面方向突出的功能。今后可以预见，通过此种功能，磁头的元件部与介质表面的间隙可以变得极小，小于2nm。因此，即使是微小的冲击，磁头也容易与介质表面发生碰撞。

第二，可以举出介质的高速旋转化。由此，首先，与磁头碰撞时的冲击增大。另外，由于外周部的基板的挠曲增大，因此即使是微小的冲击也容易与磁头发生碰撞。此外，在内周部，由于主轴以及夹具对介质的紧固(固定)的影响，在HDD自身受到外部冲击的情况下，基板发生断裂的可能性增大。

因此，本发明的目的在于提供兼备高耐热性、高刚性、高热膨胀系数以及良好的耐冲击性的磁记录介质用玻璃基板以及使用了该基板的磁记录介质。

本发明人等为了获得耐冲击性良好的基板而进行了潜心的研究，结果判明，特别是提高玻璃基板的断裂韧性值、提高与磁头接触时的耐久性是有效的手段。而且判明如下手段也是有效的：通过提高玻璃基板的杨氏模量以及比弹性模量，实现高刚性和轻量化，由此抑制高速旋转时的基板外周部的挠曲。即，得知：通过满足较高的断裂韧性值和较高的杨氏模量以及比弹性模量全部这些条件，对实现良好的耐冲击性极为有效。

本发明是基于以上认识而完成的。

即，本发明的一个方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板，该玻璃基板由玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，并且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上的玻璃构成。

所述磁记录介质用玻璃基板的板厚可以为0.8mm以上。

所述磁记录介质用玻璃基板可以是转速为7200rpm以上的磁记录装置中使用的磁记录介质用的玻璃基板。

所述玻璃的K₂O的含量可以小于3%摩尔百分比。

所述玻璃可以是进行了化学强化的玻璃。

所述化学强化可以使用硝酸钾和/或硝酸钠的熔融物而进行的。

所述磁记录介质用玻璃基板可以是搭载有DFH(Dynamic Flying Height：动态飞行高度)磁头的磁记录装置中使用的磁记录介质用的玻璃基板。

所述磁记录介质用玻璃基板可以用于能量辅助磁记录用磁记录介质。

关于所述磁记录介质用玻璃基板，使用原子力显微镜在1μm见方的范围内以512×256像素的分辨率测定的所述基板的主表面的算术平均粗糙度(Ra)可以为0.15nm以下。

本发明的另一方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板的制造方法，该制造方法具有对断裂韧性值小于1.3MPa·m^1/2的玻璃材料进行研磨的工序以及在所述进行研磨的工序后进行化学强化的工序，该制造方法制作所述磁记录介质用玻璃基板。

所述磁记录介质用玻璃基板的制造方法可以包括化学强化工序。所述化学强化工序可以是使得化学强化前的玻璃材料的断裂韧性值K_1c(前)与化学强化后的玻璃材料的断裂韧性值K_1c(后)的比值(K_1c(后)/K_1c(前))成为1.5以上的工序。

本发明的另一方式涉及一种磁记录介质，该磁记录介质在所述磁记录介质用玻璃基板上具有磁记录层。所述磁记录层可以是包括以Fe和/或Co、与Pt的合金为主成分的磁性材料的磁记录层，所述磁记录介质可以是能量辅助磁记录用磁记录介质。

本发明的另一方式涉及一种磁记录介质的制造方法，该制造方法包括：在所述磁记录介质用玻璃基板的主表面上对以Fe和/或Co、与Pt的合金为主成分的磁性材料进行成膜，之后进行退火处理，由此形成磁记录层。

本发明的另一方式涉及一种能量辅助磁记录方式的磁记录装置，该磁记录装置具有热辅助磁记录头以及所述磁记录介质，所述热辅助磁记录头至少具有用于对磁记录介质的主表面进行加热的热源、记录元件部以及再现元件部。

本发明的另一方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板坯体，该玻璃基板坯体由玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，并且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上的玻璃构成。通过对所述玻璃基板坯体实施磨削、研磨等加工，能够获得所述磁记录介质用玻璃基板。

发明效果

根据本发明，可以提供如下的玻璃基板以及具有该玻璃基板的磁记录介质：它们具有可以承受在形成由高Ku磁性材料构成的磁记录层时的高温热处理的高耐热性，通过化学强化处理被赋予了高断裂韧性而具有良好的耐冲击性，并且具有匹敌于支撑部件(主轴)的高热膨胀系数，而且具有可以承受高速旋转的高刚性。

具体实施方式

[磁记录介质用玻璃基板]

本发明的磁记录介质用玻璃基板由玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，并且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上的玻璃构成。

本发明还涉及一种可以提供上述的本发明的玻璃基板的磁记录介质用玻璃基板坯体。

根据本发明，可以提供一种玻璃基板，该玻璃基板通过使用实现了具有折中关系的高耐热性、高刚性以及高热膨胀的平衡，并且具有高断裂韧性的耐冲击性良好的玻璃，从而适用于以能量辅助方式的磁记录介质为代表的应对高记录密度的磁记录介质。

下面，对本发明的玻璃基板的各个特性进行说明。在没有特殊说明的情况下，以下的各个特性是指进行了化学强化的玻璃基板在化学强化后的值。

1.玻璃转化温度

如前所述，在希望通过高Ku磁性材料的导入等实现磁记录介质的高记录密度化的情况下，在磁性材料的高温处理等中，磁记录介质用玻璃基板被暴露在高温下。这时，为了不损害基板的极高的平坦性，要求磁记录介质用玻璃基板具有良好的耐热性。使用玻璃转化温度作为耐热性的指标，本发明的玻璃基板具有600℃以上的玻璃转化温度，因此，即使在高温处理后也能够维持良好的平坦性。因此，本发明的玻璃基板适合于制作具备高Ku磁性材料的磁记录介质。玻璃转化温度的优选范围是610℃以上，更加优选的范围是620℃以上，进一步优选的范围是630℃以上。玻璃转化温度的上限例如是750℃左右，但并没有特别的限定，玻璃转化温度越高越好。

2.热膨胀系数

如前所述，如果构成磁记录介质用玻璃基板的玻璃与HDD的主轴材料(例如，不锈钢等)的热膨胀系数的差异较大，HDD工作时的温度变化会导致磁记录介质变形，引起记录再现问题等，其可靠性下降。特别是具有由高Ku磁性材料构成的磁记录层的磁记录介质，由于其记录密度极高，因此即使是磁记录介质的微小变形，也容易引起上述问题。一般来讲，HDD的主轴材料在100℃-300℃的温度范围内具有70×10^-7/℃以上的平均线膨胀系数(热膨胀系数)，而本发明的玻璃基板在100℃-300℃的温度范围内的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，因此能够提高上述可靠性，可以提供适合于具有由高Ku磁性材料构成的磁记录层的磁记录介质的基板。所述平均线膨胀系数的优选范围是71×10^-7/℃以上，更加优选的范围是72×10^-7/℃以上，进一步优选的范围是73×10^-7/℃以上，更进一步优选的范围是74×10^-7/℃以上，再进一步优选的范围是75×10^-7/℃以上。考虑到主轴材料的热膨胀特性，所述平均线膨胀系数的上限例如优选为120×10^-7/℃左右，更加优选的是100×10^-7/℃，进一步优选的是88×10^-7/℃。

3.杨氏模量

作为磁记录介质的变形，除了由HDD的温度变化引起的变形以外，还有由高速旋转引起的变形。从抑制高速旋转时的变形的方面讲，如上所述要求提高磁记录介质基板的杨氏模量。本发明的玻璃基板具有81GPa以上的杨氏模量，因此能够抑制高速旋转时的基板变形，即使在具备高Ku磁性材料的高记录密度化的磁记录介质中，也能够正确地进行数据的读取和写入。杨氏模量的优选范围是82GPa以上，更加优选的是83GPa以上，进一步优选的是84GPa以上，更进一步优选的是85GPa以上，再进一步优选的是86GPa以上。杨氏模量的上限没有特别限定，但从使得其他特性处于优选范围的方面讲，例如可以考虑将95GPa作为目标上限。

4.比弹性模量·比重

本发明的玻璃基板的比弹性模量为30.0MNm/kg以上，因此能够抑制使磁记录介质高速旋转时的变形(基板的挠曲)。比弹性模量优选超过30.0MNm/kg，更加优选的是30.5MNm/kg以上。其上限例如为40.0MNm/kg左右，但没有特别限定。比弹性模量是用密度除以玻璃的杨氏模量所得到的。这里的密度可以认为是在玻璃比重上附加了g/cm³单位的量。通过玻璃的低比重化，除了能够增大比弹性模量以外，还能够使得基板轻量化。通过基板的轻量化，实现了磁记录介质的轻量化，使得磁记录介质的旋转所需的电力减少，能够抑制HDD的耗电。本发明的玻璃基板的比重的优选范围是2.90以下，更加优选的范围是2.80以下，进一步优选的范围是小于2.70。

5.断裂韧性值

断裂韧性值利用以下方法进行测定。

使用AKASHI公司制造的装置MVK-E，以推压载荷P[N]在已经加工成板状的样品上推压维氏压头，在样品上导入压痕和裂纹。当设样品的杨氏模量为E[GPa]，压痕对角线长度为d[m]，表面裂纹的半长为a[m]时，断裂韧性值K_1c[Pa·m^1/2]由下式表示。

K_1c=[0.026(EP/π)^1/2(d/2)(a)^-2]/[(πa)^-1/2]

构成本发明的玻璃基板的玻璃的断裂韧性值(载荷P=9.81N(1000gf))为0.9MPa·m^1/2以上。断裂韧性与耐热性有折中的关系，为了增大磁记录介质的记录密度而提高基板的耐热性时，会导致断裂韧性值下降，耐冲击性降低。针对于此，根据本发明，能够提供既提高了断裂韧性值又实现了耐热性、刚性以及热膨胀特性的平衡的、适合于应对高记录密度的磁记录介质的玻璃基板。断裂韧性值的优选范围是1.0MPa·m^1/2以上，更加优选的范围是1.1MPa·m^1/2以上，进一步优选的范围是1.2MPa·m^1/2以上。通过使断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上，能够提供耐冲击性良好、可靠性高的应对高记录密度的磁记录介质。另外，在没有特别说明的情况下，本发明的断裂韧性值是指在将载荷P设定为9.81N(1000gf)时测定的断裂韧性值。从准确地测定压痕对角线长度d和表面裂纹的半长a的方面讲，优选在玻璃的平滑面、例如研磨后的表面上进行断裂韧性值的测定。另外，本发明中，由进行了化学强化的玻璃构成的基板的断裂韧性值是化学强化后的玻璃的值。由于所述断裂韧性值根据玻璃组分而变化或根据化学强化条件而变化，因此，为了获得由进行了化学强化的玻璃构成的本发明的磁记录介质用玻璃基板，可以通过组分调整以及化学强化处理条件，使得所述断裂韧性值处于期望的范围内。

构成本发明的玻璃基板的玻璃的断裂韧性值也可以用将载荷P设为4.9N(500gf)时的断裂韧性值来表示。在该情况下，断裂韧性值(载荷P=4.9(500gf))优选为超过0.9MPa·m^1/2，更加优选的是1.0MPa·m^1/2以上，进一步优选的是1.1MPa·m^1/2以上，更进一步优选的是1.2MPa·m^1/2以上，再进一步优选的是1.3MPa·m^1/2以上。

5.耐酸性

在生产磁记录介质用玻璃基板时，将玻璃加工成盘形状，将其主表面加工成极为平坦且平滑。接着，在所述加工工序后，通常对玻璃基板进行酸清洗来去除附着在表面上的作为污垢的有机物。这里，如果玻璃基板的耐酸性较差，在进行上述酸清洗时会引起表面粗糙，损害平坦性和平滑性，很难作为磁记录介质用玻璃基板使用。特别是，具有要求玻璃基板表面的高平坦性和平滑性的由高Ku磁性材料构成的磁记录层的、高记录密度化的磁记录介质用玻璃基板希望具有良好的耐酸性。

另外，在酸清洗之后，接着进行碱清洗以去除附着表面上的研磨剂等异物，能够获得更加清洁状态的基板。在碱清洗时，从防止由表面粗糙引起的基板表面的平坦性和平滑性的降低的方面讲，也优选耐碱性良好的玻璃基板。从所述低悬浮量化的观点来看，具有良好的耐酸性和耐碱性且基板表面的平坦性和平滑性较高，也是有利的。本发明通过进行上述的玻璃组分调整，特别是进行有利于化学耐久性的组分调整，能够实现良好的耐酸性和耐碱性。

6.液相温度

在将玻璃熔融后对所得到的熔融玻璃进行成型时，如果成型温度低于液相温度则玻璃结晶化，无法生产均质的玻璃。因此，玻璃成型温度需要在液相温度以上，但当成型温度超过1300℃时，例如对熔融玻璃进行冲压成型时所使用的冲压成型模具与高温的玻璃发生反应，容易受到损伤。将熔融玻璃铸入到铸造模具中进行成型的情况下，铸造模具也同样容易受到损伤。考虑到这一点，构成本发明的玻璃基板的玻璃的液相温度优选在1300℃以下。液相温度的更加优选的范围是1280℃以下，进一步优选的范围是1250℃以下。本发明通过进行上述的玻璃组分调整，能够实现上述优选范围的液相温度。下限无特别限定，不过可考虑将800℃以上作为目标。

7.光谱透射率

磁记录介质是经由在玻璃基板上对包含磁记录层在内的多层膜进行成膜的工序而生产出来的。当通过当前成为主流的单片式的成膜方式在基板上形成多层膜时，例如，首先将玻璃基板导入至成膜装置的基板加热区域，将玻璃基板加热升温至可以通过溅射等进行成膜的温度。在玻璃基板的温度充分升温后，将玻璃基板移送到第1成膜区域，在玻璃基板上形成相当于多层膜的最下层的膜。接着，将玻璃基板移送到第2成膜区域，在最下层的上方进行成膜。通过这样地将玻璃基板依次移送到后续的成膜区域进行成膜，由此形成多层膜。上述加热和成膜是在用真空泵进行排气后的低压下进行的，因此玻璃基板的加热不得不采取非接触方式。因此，玻璃基板的加热适合采用基于辐射的加热。该成膜需要在玻璃基板不低于适合于成膜的温度的期间内进行。如果各层的成膜所需的时间过长，加热后的玻璃基板的温度下降，会产生在后续的成膜区域中无法获得充分的玻璃基板温度的问题。为了使玻璃基板长时间地保持能够进行成膜的温度，可以考虑将玻璃基板加热至更高温度，但如果玻璃基板的加热速度小，则必须要延长加热时间，玻璃基板在加热区域中停留的时间也必须延长。因此，玻璃基板在各成膜区域中的停留时间也延长，在后续的成膜区域中无法保持充分的玻璃基板温度。进而，也很难提高吞吐量。特别是生产具有由高Ku磁性材料构成的磁记录层的磁记录介质的情况下，由于要在规定时间内将玻璃基板加热至高温，因此应当进一步提高玻璃基板的基于辐射的加热效率。

对于包含SiO₂和Al₂O₃的玻璃而言，在包括波长2750-3700nm的区域中存在吸收峰值。另外，通过添加后述的红外线吸收剂，或将其作为玻璃成分导入，能够进一步提高短波长的辐射的吸收，能够使得波长700nm-3700nm的波段具有吸收性。为了对玻璃基板进行辐射，即为了通过红外线照射高效地进行加热，优选使用在上述波段中存在光谱极大值的红外线。为了提高加热速度，可以考虑使红外线的光谱极大波长与基板的吸收峰值波长相匹配，并且增加红外线功率。作为红外线源，以高温状态的碳加热器为例，为了增加红外线的功率，只要增加碳加热器的输入即可。然而，如果考虑到来自碳加热器的辐射是黑体辐射的话，加热器温度因输入增加而上升，因此红外线的光谱的极大波长向短波长侧移动，从而会偏离于玻璃的上述吸收波段。因此，为了提高基板的加热速度，而不得不使加热器的耗电量过大，这样会发生加热器的寿命变短等问题。

鉴于这一点，优选的是，通过进一步增加上述波段(波长700-3700nm)中的玻璃的吸收，在红外线的光谱极大波长与基板的吸收峰值波长靠近的状态下进行红外线照射，不让加热器的输入过度。因此，为了提高红外线照射加热效率，优选玻璃基板具有如下的透射率特性：在700-3700nm的波段中，存在着换算成厚度2mm后的光谱透射率为50%以下的区域，或者在整个所述波段中，换算成厚度2mm后的光谱透射率为70%以下。例如，从铁、铜、钴、镱、锰、钕、镨、铌、铈、钒、铬、镍、钼、钬和铒中选择的至少1种金属的氧化物可以作为红外线吸收剂起作用。另外，水分或水分中含有的OH基在3μm波段中具有较强的吸收性，因此水分也可以作为红外线吸收剂起作用。通过在玻璃组分中适量地导入可作为上述红外线吸收剂起作用的成分，可以赋予玻璃基板上述优选的吸收特性。关于可以作为上述红外线吸收剂起作用的氧化物的添加量，作为氧化物，以质量为基准，优选为500ppm-5%，更加优选的是2000ppm-5%，进一步优选的是2000ppm-2%，更进一步优选的是4000ppm-2%的范围。另外，关于水分，以换算成H₂O的重量为基准，优选含有超过200ppm的水分，更加优选的是含有220ppm以上的水分。

另外，在将Yb₂O₃、Nb₂O₅作为玻璃成分导入的情况下，或者添加Ce氧化物作为澄清剂的情况下，可以将由这些成分实现的红外线吸收用于提高基板加热效率。

作为构成本发明的玻璃基板的玻璃，从不需要用于结晶化的热处理工序并且具有良好的加工性的方面看，优选的是非晶质(amorphous)玻璃。另外，优选含有SiO₂和Al₂O₃作为玻璃成分。

SiO₂是形成玻璃网络的成分，具有提高玻璃稳定性、化学耐久性、特别是耐酸性的效果。SiO₂也是如下这样的成分：当为了执行在磁记录介质用玻璃基板上形成磁记录层等的工序、或者对通过上述工序形成的膜进行热处理而利用辐射来加热基板时，SiO₂起到降低基板的热扩散、提高加热效率的作用。当SiO₂的含量过度时，SiO₂无法完全熔解，在玻璃中产生未熔解物，澄清时的玻璃的粘性过高，去泡不充分。因此，SiO₂的含量优选为56-75%摩尔百分比。

Al₂O₃是起到提高刚性和耐热性的作用的成分。如果Al₂O₃的含量过度，则玻璃的耐失透性(稳定性)下降，因此其含量优选为1-20%摩尔百分比。Al₂O₃的含量的更加优选的范围是1-15%摩尔百分比，进一步优选的范围是1-11%摩尔百分比。

上述含有SiO₂和Al₂O₃的玻璃中，更加优选的玻璃是含有碱金属氧化物R₂O(R表示Li、Na、或K)作为玻璃成分的玻璃。R₂O具有改善玻璃的熔融性和改善玻璃的均质性的效果以及增大热膨胀系数的效果，也是能够实现化学强化的成分。然而，如果R₂O的含量过度，则玻璃转化温度降低，化学耐久性劣化，因此R₂O的含量优选为4-20%摩尔百分比。R₂O的含量的更加优选的范围是4-15%摩尔百分比，进一步优选的范围是6-15%摩尔百分比。这里，R₂O的含量是指Li₂O、Na₂O以及K₂O的合计含量。作为R₂O，优选含有不损害高耐热性且有助于化学强化的Na₂O。

K与其他碱金属Li、Na相比，原子序数大，在碱金属成分中具有降低断裂韧性值的作用。另外，在将本发明的玻璃基板设为化学强化玻璃基板的情况下，K具有降低离子交换效率的作用。因此，本发明的磁记录介质用玻璃基板优选由K₂O含量小于3%摩尔百分比的玻璃构成。K₂O含量的优选范围是0-2%摩尔百分比，更加优选的范围是0-1%摩尔百分比，进一步优选的范围是0-0.5%摩尔百分比，更进一步优选的范围是0-0.1%摩尔百分比，特别优选的是0%。

上述含有SiO₂、Al₂O₃以及R₂O的玻璃中，更加优选的玻璃是包含碱土金属氧化物R′O(R′表示Mg、Ca、Sr、或Ba)作为玻璃成分的玻璃。R′O具有改善玻璃的熔融性和增大热膨胀系数的效果。然而，如果R′O的含量过度，虽然不会达到R₂O过度时的程度，但也会导致玻璃转化温度下降、化学耐久性下降。从上述观点来看，R′O的含量的优选范围是3-30%摩尔百分比。这里的R′O的含量是指MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量。另外，也可以不含有BaO，从MgO、CaO以及SrO所组成的组中选择的碱土金属氧化物的合计含量优选为10-30%摩尔百分比。

上述含有SiO₂、Al₂O₃、R₂O以及R′O的玻璃中更加优选的玻璃是不但含有SiO₂、Al₂O₃、R₂O以及R′O，而且含有从ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅所组成的组中选择的氧化物的玻璃。ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅是提高刚性和耐热性的成分，因此优选导入至少一种，但如果导入了过度的量会降低玻璃的熔融性和热膨胀特性。因此，上述氧化物的合计含量优选的是超过0%摩尔百分比且在10%摩尔百分比以下的范围，更加优选的是0.5-10%摩尔百分比的范围。

B₂O₃是改善玻璃基板的脆性且提高玻璃的熔融性的成分，但如果导入了过度的量会降低耐热性，因此，在上述各玻璃中，优选其导入量是0-3%摩尔百分比，更加优选的是0-2%摩尔百分比，进一步优选的是0%摩尔百分比以上且小于1%摩尔百分比，优选为0-0.5%摩尔百分比，也可以实质上不导入B₂O₃。

下面，对不但含有SiO₂、Al₂O₃、R₂O以及R′O，而且含有从ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅所组成的组中选择的氧化物的玻璃中，优选的玻璃进行说明。

构成本发明的基板的玻璃优选为如下这样的玻璃，该玻璃含有：

SiO₂为56-75%摩尔百分比；

Al₂O₃为1-20%摩尔百分比；

从Li₂O、Na₂O以及K₂O所组成的组中选择的碱金属氧化物合计为6-15%摩尔百分比；

从MgO、CaO以及SrO所组成的组中选择的碱土金属氧化物合计为10-30%摩尔百分比；

从ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅所组成的组中选择的氧化物合计超过0%摩尔百分比且在10%摩尔百分比以下，

该玻璃的组分被调整为：使得玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上。对于组分调整，例如所述玻璃中的K₂O含量的优选范围如上。另外，作为碱土金属氧化物的一种的BaO具有降低断裂韧性值的作用，因此优选对其含量的上限进行限制，使得断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上。断裂韧性值的优选范围如上。在使用以载荷4.9N(500gf)测定得到的断裂韧性值的情况下，只要将BaO含量的上限限制为使得断裂韧性值(载荷4.9N(500gf))超过0.9MPa·m^1/2即可。断裂韧性值(载荷4.9N(500gf))的优选范围如上。如前所述，也可以不含有BaO。另外，在本发明的玻璃基板是化学强化玻璃基板的情况下，该基板中构成上述碱金属氧化物的碱金属原子的至少一部分进行了离子交换。本发明中，如果没有特别说明，与进行了化学强化的玻璃基板有关的玻璃组分就都是同样的。

本发明的磁记录介质用玻璃基板的优选方式是以进行了化学强化为特征的玻璃基板，即进行了化学强化的玻璃基板。通过化学强化能够进一步提高玻璃基板的断裂韧性值。为进一步提高断裂韧性值，优选通过硝酸钾或硝酸钠的熔融物、或者硝酸钾与硝酸钠的熔融物来进行化学强化。另外，为了获得进行了化学强化的玻璃基板，在为了获得该玻璃基板而待实施化学强化处理的玻璃中含有上述的碱金属氧化物，优选含有Li₂O和/或Na₂O，作为可当做玻璃成分进行离子交换的成分。

本发明的磁记录介质用玻璃基板兼备高杨氏模量、高比弹性模量、高断裂韧性，因此适用于要求较高可靠性的转速为7200rpm以上的磁记录装置，更加适用于转速为10000rpm以上的磁记录装置。

同样，本发明的磁记录介质用玻璃基板适用于要求较高可靠性的搭载有DFH(Dynamic Flying Height)磁头的磁记录装置。

接下来，举例示出构成玻璃基板的玻璃的组成中更加优选的组成。

作为上述玻璃，可以举例示出如下的玻璃(以下称为玻璃A)，用摩尔百分比（%）表示，该玻璃含有：

SiO₂为56-75%；

Al₂O₃为1-20%；

Li₂O超过0%且在4%以下；

Na₂O为1%以上且小于15%；

K₂O为0%以上且小于3%；

并且实质上不含有BaO；

从Li₂O、Na₂O以及K₂O所组成的组中选择的碱金属氧化物的合计含量为6-15%的范围；

Li₂O的含量相对于Na₂O的含量的摩尔比(Li₂O/Na₂O)小于0.50；

K₂O的含量相对于上述碱金属氧化物的合计含量的摩尔比{K₂O/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}为0.13以下；

从MgO、CaO以及SrO所组成的组中选择的碱土金属氧化物的合计含量为10-30%的范围；

MgO和CaO的合计含量为10-30%的范围；

MgO和CaO的合计含量相对于上述碱土金属氧化物的合计含量的摩尔比{(MgO+CaO)/(MgO+CaO+SrO)}为0.86以上；

上述碱金属氧化物和碱土金属氧化物的合计含量为20-40%的范围；

MgO、CaO和Li₂O的合计含量相对于上述碱金属氧化物和碱土金属氧化物的合计含量的摩尔比{(MgO+CaO+Li₂O)/(Li₂O+Na₂O+K₂O+MgO+CaO+SrO)为0.50以上；

从ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅所组成的组中选择的氧化物的合计含量超过0%且在10%以下；

上述氧化物的合计含量相对于Al₂O₃的含量的摩尔比{(ZrO₂+TiO₂+Y₂O₃+La₂O₃+Gd₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅)/Al₂O₃}为0.40以上。

以下，如果没有特别说明，各成分的含量、合计含量以及比率都是以摩尔为基准进行表示。

上述玻璃为氧化物玻璃，优选为非晶质(amorphous)的氧化物玻璃，其玻璃组分以氧化物为基准进行表示。以氧化物为基准的玻璃组分是通过换算为玻璃原料熔融时完全分解而在玻璃中作为氧化物存在的物质所所得到的玻璃组分。以下，在关于各玻璃成分的说明中，对于各成分的含量、合计含量和比率，如没有特别说明，均为针对玻璃A应用的成分。

SiO₂是形成玻璃网络的成分，具有提高玻璃稳定性、化学耐久性、特别是耐酸性的效果。SiO₂也是如下这样的成分：当为了执行在磁记录介质用玻璃基板上形成磁记录层等的工序、或者为了对通过所述工序形成的膜进行热处理而通过辐射来加热基板时，SiO₂具有降低基板的热扩散，提高加热效率的作用。如果SiO₂的含量小于56%则化学耐久性降低，如果超过75%则刚性下降。另外，如果SiO₂的含量超过75%，SiO₂无法完全熔解，会在玻璃中产生未熔解物，澄清时的玻璃粘性过高，去泡不充分。在基于含有未熔解物的玻璃来制作基板时，会因研磨而在基板表面产生由未熔解物引起的突起，无法作为要求极高的表面平滑性的磁记录介质基板来使用。另外，在基于含有气泡的玻璃来制作基板时，会由于研磨而在基板表面出现部分泡沫，该部分成为凹坑，损害了基板主表面的平滑性，因此还是无法作为磁记录介质基板来使用。基于上述内容，SiO₂的含量设为56-75%。SiO₂的含量的优选范围是58-70%，更加优选的范围是60-70%。

Al₂O₃也是有助于玻璃的网络形成且具有提高刚性和耐热性的作用的成分。不过，如果Al₂O₃的含量超过20%，则玻璃的耐失透性(稳定性)下降，因此，将其导入量设在20%以下。另一方面，如果Al₂O₃的含量小于1%，则玻璃的稳定性、化学耐久性以及耐热性下降，因此将其导入量设在1%以上。因此，Al₂O₃的含量为1-20%的范围。从玻璃的稳定性、化学耐久性以及耐热性的观点来看，Al₂O₃的含量的优选范围是1-15%，更加优选的范围是1-11%。从玻璃的稳定性、化学耐久性以及耐热性的观点来看，Al₂O₃的含量的优选范围是1-10%，更加优选的范围是2-9%，进一步优选的范围是3-8%。另外，从对玻璃基板进行化学强化处理的观点来看，Al₂O₃的含量优选为5-20%的范围。

Li₂O是提高玻璃的刚性的成分。另外，在碱金属中，玻璃中的移动容易性的顺序是Li>Na>K，因此从化学强化性能的观点来看，导入Li也是有利的。然而，如果导入量过度，会导致耐热性的降低，因此将其导入量设为4%以下。即，Li₂O的含量为超过0%且在4%以下。从高刚性、高耐热性以及化学强化性能的观点来看，Li₂O的含量的优选范围是0.1-3.5%，更加优选的范围是0.5-3%，进一步优选的范围是超过1%且在3%以下，更进一步优选范围是超过1%且在2.5%以下。

另外，如上所述，关于Li₂O，如果导入了过度的量会导致耐热性降低，而Li₂O相对于Na₂O的导入量过度也会导致耐热性降低，因此，相对于Na₂O的导入量来调整Li₂O的导入量，使得Li₂O的含量相对于Na₂O的含量的摩尔比(Li₂O/Na₂O)处于小于0.50的范围。从既要得到导入Li₂O所实现的效果又要抑制耐热性降低的观点来看，上述摩尔比(Li₂O/Na₂O)优选的是0.01以上且小于0.50的范围，更加优选的是0.02-0.40的范围，进一步优选的是0.03-0.40的范围，更进一步优选的是0.04-0.30的范围，再进一步优选的是0.05-0.30的范围。

另外，Li₂O的导入量相对于碱金属氧化物的合计含量(Li₂O+Na₂O+K₂O)过度也会导致耐热性下降，而如果过少则会导致化学强化性能下降，因此优选相对于碱金属氧化物的合计来调整Li₂O的导入量，使得Li₂O的含量相对于碱金属氧化物的合计含量的摩尔比{Li₂O/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}处于小于1/3的范围。从既要得到导入Li₂O所实现的效果又要抑制耐热性下降的观点来看，摩尔比{Li₂O/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}的更加优选的上限是0.28，进一步优选的上限是0.23。从抑制化学强化性能下降的观点来看，摩尔比{Li₂O/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}的优选下限是0.01，更加优选的下限是0.02，进一步优选的下限是0.03，更进一步优选的下限是0.04，再进一步优选的下限是0.05。

Na₂O是有效改善热膨胀特性的成分，因此导入1%以上。另外，Na₂O也是有助于化学强化性能的成分，因此从化学强化性能的观点来看，导入1%以上也是有利的。然而，如果其导入量在15%以上，会导致耐热性降低。因此将Na₂O的含量设为1%以上且小于15%。从热膨胀特性、耐热性以及化学强化性能的观点来看，Na₂O的含量的优选范围是4-13%，更加优选的范围是5-11%。

K₂O是有效改善热膨胀特性的成分。而如果导入了过度的量会导致耐热性和热传导性下降，化学强化性能也变差，因此将其导入量设为小于3%。即，K₂O的含量为0%以上且小于3%。从既要维持耐热性又要改善热膨胀特性的观点来看，K₂O的含量的优选范围是0-2%，更加优选的范围是0-1%，进一步优选的范围是0-0.5%，更进一步优选的范围是0-0.1%，从耐热性和化学强化性能的观点来看，优选实质上不导入K₂O。另外，本发明中的“实质上不含有”和“实质上不导入”的意思是指在玻璃原料中有意地不添加特定的成分，并不排除作为杂质混入的情况。与玻璃组分相关的0%的表述也有着同样的含义。

另外，如果从Li₂O、Na₂O以及K₂O所组成的组中选择的碱金属氧化物的合计含量小于6%，则玻璃的熔融性和热膨胀特性降低，如果合计含量超过15%，则耐热性降低。因此，从玻璃的熔融性、热膨胀特性和耐热性的观点来看，从Li₂O、Na₂O以及K₂O所组成的组中选择的碱金属氧化物的合计含量设为6-15%，优选为7-15%，更加优选的是8-13%，进一步优选的8-12%的范围。

这里举例示出的玻璃A是实质上不含有BaO的玻璃。排除BaO的导入的原因如下。

为了提高记录密度，需要使磁头和磁记录介质表面的距离接近，提高写入/读入的分辨率。因此近年来，随着磁头的低悬浮量化(磁头与磁记录介质表面之间的间距的减小)的发展，不允许在磁记录介质表面上存在哪怕是微小的突起。这是因为，在低悬浮量化的记录再现系统中，即使是微小的突起，也会与磁头相碰撞而成为造成磁头元件的损伤等的原因。另一方面，BaO会与大气中的二氧化碳发生反应而生成玻璃基板表面的附着物即BaCO₃。因此，从减少附着物的观点来看，不应含有BaO。除此之外，BaO是导致玻璃表面发生变质(称为烧痕)的因素，它是可能在基板表面上形成微小突起的成分，因此为了防止玻璃表面上的烧痕也要排除BaO。另外，从减轻对环境污染的观点来看，也优选无Ba化。

另外，玻璃基板实质上不含有BaO对于热辅助记录方式中使用的磁记录介质也是理想的。以下，对其原因进行说明。

记录密度越高，位元尺寸（bit size）越小，例如，用于实现超过1太字节/inch²的高密度记录的位元尺寸的目标值为几十nm的直径。在以这样微小的位元尺寸进行记录的情况下，在热辅助记录中需要将加热区域减小到与位元尺寸相同的程度。另外，为了以微小的位元尺寸进行高速的记录，1个位元的记录所能消耗的时间极短，需要瞬间完成热辅助加热和冷却。也就是说，在热辅助记录用磁记录介质中，要求尽可能快速地、且局部地进行加热和冷却。

因此，提出了如下方案：在热辅助记录用磁记录介质的基板和磁记录层之间设置由具有高导热率的材料构成的散热层(例如Cu膜)(例如，参考日本特开2008-52869号公报)。散热层是发挥如下作用的层：抑制热在面内方向上的扩散且加速热在垂直方向(深度方向)上的流动，由此使得施加给记录层的热不是在面内方向上，而是在垂直方向(厚度方向)上得到释放。散热层越厚，越能在短时间内且局部地进行加热和冷却，但为了加厚散热层，需要延长成膜时间，生产性降低。另外，通过增加散热层的厚度，层成膜时的热量的蓄积也增多，结果，有时导致其上层形成的磁性层的结晶性和结晶取向性紊乱，很难改善记录密度。此外，散热层越厚，散热层发生腐蚀、整个膜隆起而产生凸起缺陷的可能性越高，妨碍低悬浮量化。特别是在散热层使用了铁材料的情况下，发生上述现象的可能性较高。

如以上说明的那样，设置厚膜的散热层在短时间且局部地进行加热和冷却的方面是有利的，但是从生产性、改善记录密度和低悬浮量化的观点来看，并不理想。作为其对策，可以考虑提高玻璃基板的导热率，以对散热层所承担的作用进行补充。

这里的玻璃A以SiO₂、Al₂O₃、碱金属氧化物以及碱土金属氧化物等为构成成分。其中，碱金属氧化物和碱土金属氧化物作为修饰成分具有改善玻璃的熔融性，增加热膨胀系数的作用。因此，需要在玻璃中导入一定的量，但这其中原子序号最大的Ba具有较大的降低玻璃的导热率的作用。这里，由于不含有BaO，因此不存在由BaO引起的导热率下降，因此即使进行散热层的薄膜化，也能够短时间且局部地进行加热和冷却。

另外，在碱土金属氧化物中，BaO具有最强的维持较高玻璃转化温度的作用。将MgO和CaO的合计含量相对于作为碱土金属氧化物的MgO、CaO以及SrO的合计含量的摩尔比{(MgO+CaO)/(MgO+CaO+SrO)}设为0.86以上，由此，不会由于去除该BaO而导致玻璃转化温度降低。这是因为，在碱土金属氧化物的总量固定的情况下，与将该总量分配给多种碱土金属氧化物相比，将该总量集中分配给1种或2种碱土金属氧化物能够维持更高的玻璃转化温度。也就是说，通过将上述摩尔比设定在0.86以上，抑制了因无BaO化引起的玻璃转化温度的下降。另外，如前所述，玻璃基板所要求的特性中的1个特性是高刚性(高杨氏模量)，但是作为玻璃基板所要求的期望特性，如后述那样，还可以举出要求比重小的情况。为了实现高杨氏模量和低比重化，优先导入碱土金属氧化物中的MgO和CaO是有利的，因此将上述摩尔比设定在0.86以上还具有实现玻璃基板的高杨氏模量化和低比重化的效果。从以上说明的观点来看，所述摩尔比优选为0.88以上，更加优选为0.90以上，进一步优选为0.93以上，更进一步优选为0.95以上，再进一步优选为0.97以上，又进一步优选为0.98以上，特别优选为0.99以上，最优选为1。

如果从MgO、CaO和SrO所组成的组中选择的碱土金属氧化物的合计含量过少，则玻璃的刚性和热膨胀特性降低，而如果过度则化学耐久性降低。为了实现高刚性、高热膨胀特性以及良好的化学耐久性，将上述碱土金属氧化物的合计含量设为10-30%，优选为10-25%，更加优选为11-22%，进一步优选为12-22%，更进一步优选为13-21%，再进一步优选为15-20%的范围。

另外，如上所述，MgO和CaO是优先导入的成分，合计导入了10-30%的量。这是因为，如果MgO和CaO的合计含量小于10%，则刚性和热膨胀特性降低，而如果超过30%，则化学耐久性降低。从良好地获得因优先导入MgO和CaO所实现的效果的观点来看，MgO和CaO的合计含量的优选范围是10-25%，更加优选的范围是10-22%，进一步优选的范围是11-20%，更进一步优选的范围是12-20%。

另外，碱金属氧化物中K₂O的原子序号大，降低导热率的作用强，从化学强化性能这一点来看较为不利，因此相对于碱金属氧化物的总量，要限制K₂O的含量。将K₂O含量相对于碱金属氧化物的合计含量的摩尔比{K₂O/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}设定为0.13以下。从化学强化性能和导热率的观点来看，上述摩尔比优选为0.10以下，更加优选为0.08以下，进一步优选为0.06以下，更进一步优选为0.05以下，再进一步优选的是0.03，又进一步优选为0.02以下，特别优选为0.01以下，最优选的是实质上为0，即不导入K₂O是最优选的。

上述碱金属氧化物与碱土金属氧化物的合计含量(Li₂O+Na₂O+K₂O+MgO+CaO+SrO)是20-40%。如果小于20%则玻璃的熔融性、热膨胀系数以及刚性降低，而如果超过40%则化学耐久性和耐热性降低。从良好地维持上述各个特性的观点来看，上述碱金属氧化物与碱土金属氧化物的合计含量的优选范围是20-35%，更加优选的范围是21-33%，进一步优选的范围是23-33%。

如前所述，MgO、CaO以及Li₂O是有效实现玻璃刚性的提高(高杨氏模量)的成分，因此，如果这三种成分的合计相对于上述碱金属氧化物与碱土金属氧化物的合计过少，则很难提高杨氏模量。因此，在玻璃A中，相对于上述碱金属氧化物和碱土金属氧化物的合计，将MgO、CaO以及Li₂O的导入量调整为：MgO、CaO以及Li₂O的合计含量相对于上述碱金属氧化物和碱土金属氧化物的合计含量的摩尔比{(MgO+CaO+Li₂O)/(Li₂O+Na₂O+K₂O+MgO+CaO+SrO)为0.50以上。为了进一步提高玻璃基板的杨氏模量，上述摩尔比优选为0.51以上，更加优选为0.52以上，另外，从玻璃稳定性的观点来看，上述摩尔比优选为0.80以下，更加优选为0.75以下，进一步优选为0.70以下。

另外，对于各碱土金属氧化物的导入量，如上所述，实质上不导入BaO。

从提高杨氏模量、实现低比重化并进一步由此提高比弹性模量的观点来看，MgO的优选含量是0-14%，更加优选的是0-10%，进一步优选的是0-8%，更进一步优选的是0-6%，再进一步优选的是1-6%的范围。另外，稍后将对比弹性模量进行描述。

从提高热膨胀特性和杨氏模量并且实现低比重化的观点来看，CaO的优选导入量是3-20%，更加优选的是4-20%，进一步优选的是10-20%的范围。

SrO是提高热膨胀特性的成分，而与MgO和CaO相比，SrO是增大比重的成分，因此其导入量优选为4%以下，进而优选为3%以下，更加优选为2.5%以下，进一步优选为2%以下，更进一步优选为1%以下，也可以实质上不导入SrO。

另外，为了获得较高的玻璃转化温度，从混合的碱土效应的观点来看，碱土金属氧化物优选仅添加碱土氧化物中的单一成分，而不是添加多个种类。在添加多个种类的情况下，可以进行如下选择：最多的碱土氧化物的比例是碱土金属氧化物总量的70%以上，更加优选的是80%以上，进一步优选的是90%以上，特别优选是95%以上。

SiO₂、Al₂O₃、碱金属氧化物和碱土金属氧化物的含量以及比例如上，不过，这里举例示出的玻璃A也含有如下所示的氧化物成分。下面，对这些成分进行详细说明。

从ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅所组成的组中选择的氧化物是提高刚性和耐热性的成分，因此至少导入其中一种，但如果导入了过度的量会降低玻璃的熔融性和热膨胀特性。因此，上述氧化物的合计含量设为超过0%且在10%以下，优选为1-10%，更加优选为2-10%，进一步优选为2-9%，更进一步优选为2-7%，再进一步优选为2-6%的范围。

另外，如上所述，Al₂O₃也是提高刚性和耐热性的成分，但从提高杨氏模量的作用来看，上述氧化物的效果更强。通过相对于Al₂O₃以0.4以上的摩尔比导入上述氧化物，即，通过将上述氧化物的合计含量相对于Al₂O₃的含量的摩尔比{(ZrO₂+TiO₂+Y₂O₃+La₂O₃+Gd₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅)/Al₂O₃}设为0.40以上，能够实现刚性和耐热性的提高。从进一步提高刚性和耐热性的观点来看，上述摩尔比优选为0.50以上，进而优选为0.60以上，更加优选为0.70以上。另外，从玻璃稳定性的观点来看，上述摩尔比优选为4.00以下，更加优选为3.00以下，进一步优选为2.00以下，更进一步优选为1.00以下，再进一步优选为0.90以下，进而优选为0.85以下。

另外，B₂O₃是改善玻璃基板的脆性且提高玻璃的熔融性的成分，但是如果导入了过度的量会降低耐热性，因此，其导入量优选为0-3%，更加优选为0-2%，进一步优选为0%以上且小于1%，进而优选为0-0.5%，也可以实质上不导入B₂O₃。

Cs₂O是在不损害期望的特性和性质的范围内可以少量导入的成分，但与其他碱金属氧化物相比，它是增大比重的成分，因此也可以实质上不导入Cs₂O。

ZnO是优化玻璃的熔融性、成型性和稳定性，提高刚性且提高热膨胀特性的成分，但如果导入了过度的量，则耐热性和化学耐久性下降，因此其导入量优选为0-3%，更加优选为0-2%，进一步优选为0-1%，也可以实质上不导入ZnO。

如上所述，ZrO₂是提高刚性和耐热性的成分，并且是提高化学耐久性的成分，但如果导入了过度的量则玻璃的熔融性降低，因此其导入量优选为1-8%，更加优选为1-6%，进一步优选为2-6%。

TiO₂是具有抑制玻璃比重的增大且提高刚性的作用，并且由此能够提高比弹性模量的成分。然而，如果导入了过度的量，则当玻璃基板与水接触时，有时会在基板表面产生与水的反应生成物，成为附着物产生的原因。因此，其导入量优选为0-6%，更加优选为0-5%，进一步优选为0-3%，更进一步优选为0-2%，再进一步优选为0%以上且小于1%，也可以实质上不导入TiO₂。

从提高化学耐久性、提高耐热性以及提高刚性和断裂韧性的观点来看，Y₂O₃、Yb₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅以及Ta₂O₅是有利的成分，但导入过度的量会导致熔融性变差，比重也增大。另外，由于这是使用高价的原料，因此优选减少其含量。因此，上述成分的导入量的合计量优选为0-3%，更加优选为0-2%，进一步优选为0-1%，更进一步优选为0-0.5%，再进一步优选为0-0.1%，在重视熔融性的提高、低比重化以及成本降低的情况下，优选实质上不导入这些成分。

HfO₂也是在提高化学耐久性和耐热性，提高刚性和断裂韧性的方面有利的成分，但导入过度的量会导致熔融性变差，比重也增大。另外，由于这是使用高价的原料，因此优选减少其含量，优选实质上不导入HfO₂。

考虑到Pb、As、Cd、Te、Cr、Tl、U和Th对环境的影响，优选实质上不导入这些成分。

另外，从提高耐热性且提高熔融性的观点来看，SiO₂、Al₂O₃、ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅和Ta₂O₅的合计含量相对于上述碱金属氧化物(Li₂O、Na₂O以及K₂O)的合计含量的摩尔比{(SiO₂+Al₂O₃+ZrO₂+TiO₂+Y₂O₃+La₂O₃+Gd₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅)/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}的优选范围是3-15，更加优选的是3-12，进一步优选的是4-12，更进一步优选的是5-12，再进一步优选的是5-11，又进一步优选的是5-10的范围。

以上，具有举例示出的组分的玻璃A能够实现化学强化。

[磁记录介质用玻璃基板的制造方法]

本发明还涉及磁记录介质用玻璃基板的制造方法。本发明的磁记录介质用玻璃基板的制造方法具有对断裂韧性值K_1c小于1.3MPa·m^1/2的玻璃材料进行研磨的工序以及在所述进行研磨的工序后进行化学强化的工序，制作上述磁记录介质用玻璃基板。

在研磨等机械加工中，断裂韧性小的玻璃更容易加工。因此，本发明的磁记录介质用玻璃基板的制造方法在对断裂韧性值K_1c小于1.3MPa·m^1/2的玻璃材料进行机械加工后，进行化学强化来提高断裂韧性，由此能够制造如上所述断裂韧性值高且耐冲击性良好的玻璃基板。可以主要根据化学强化条件将断裂韧性值控制为期望值。例如，可以随着化学强化条件的强化(例如延长处理时间)，提高断裂韧性值。

上述玻璃材料的断裂韧性值优选为1.2MPa·m^1/2以下，更加优选为1.1MPa·m^1/2以下，进一步优选为1.0MPa·m^1/2以下，更进一步优选为0.9MPa·m^1/2以下，再进一步优选为0.8MPa·m^1/2以下。

在本发明的磁记录介质用玻璃基板的制造方法中，可以在化学强化工序后进一步进行研磨工序。本发明的磁记录介质用玻璃基板的制造方法的优选方式是具有化学强化工序的磁记录介质用玻璃基板的制造方法，其特征在于，所述化学强化工序是使得化学强化前的玻璃材料的断裂韧性值K_1c(前)与化学强化后的玻璃材料的断裂韧性值K_1c(后)的比值(K_1c(后)/K_1c(前))成为1.5以上的工序。该方法中，在对具有适合于机械加工的断裂韧性值的玻璃材料进行研磨等机械加工之后，进行化学强化而提高断裂韧性值，使得比值(K_1c(后)/K_1c(前))成为1.5以上，进一步成为1.7以上，由此能够制造耐冲击性良好的磁记录介质用玻璃基板。另外，本发明的磁记录介质用玻璃基板的制造方法中的K_1c(前)和K_1c(后)都是在相同载荷下测定的断裂韧性值，在K_1c(前)是以9.81N(1000gf)的载荷进行测定的情况下，K_1c(后)也是以9.81N(1000gf)的载荷进行测定的值；在K_1c(前)是以4.9N(500gf)的载荷进行测定的情况下，K_1c(后)也是以4.9N(500gf)的载荷进行测定的值。

另外，在化学强化玻璃基板的制作中，作为玻璃成分而含有的B₂O₃使得K_1c(前)增大且使得化学强化前的机械加工性降低，另一方面，对于化学强化性能的改善没有作用，因此，为了获得K_1c(后)/K_1c(前)较大的玻璃，优选将B₂O₃的含量限制在0-3%的范围，更加优选限制在0-2%的范围，进一步优选限制在0%以上且小于1%的范围，进而优选限制在0-0.5%的范围，优选实质上不导入B₂O₃。另外，化学强化前的断裂韧性值K_1c(前)是在研磨工序后测定的值。

另外，本发明的磁记录介质用玻璃基板可以由对K₂O的含量相对于碱金属氧化物的合计含量的摩尔比{K₂O/(Li₂O+Na₂O+K₂O)}为0.13以下的玻璃实施了化学强化处理后的玻璃构成，该玻璃的玻璃转化温度为640℃以上且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上。

另外，本发明的磁记录介质用玻璃基板也可以由如下玻璃构成：该玻璃的玻璃转化温度为600℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上，从MgO、CaO和SrO所组成的组中选择的碱土金属氧化物的合计含量为10-30%，MgO/(MgO+CaO+SrO)为0.80以上，更加优选为0.90以上，特别优选为0.95以上，最优选为1.00以上。

[磁记录介质]

本发明的另一方式涉及在本发明的玻璃基板上具有磁记录层的磁记录介质。

以下，进一步对本发明的磁记录介质进行详细说明。

本发明的磁记录介质例如可以是盘状磁记录介质(称为磁盘、硬盘等)，该盘状磁记录介质在玻璃基板的主表面上，按照离该主表面由近到远的顺序，至少具有附着层、基底层、磁性层(磁记录层)、保护层和润滑层积层的结构。

例如将玻璃基板导入到进行了抽真空后的成膜装置内，通过DC磁控溅射法，在Ar环境中，在玻璃基板主表面上从附着层到磁性层，依次进行成膜。附着层例如可以采用CrTi，基底层例如可以采用CrRu。上述成膜后，例如通过CVD法使用C₂H₄成膜出保护层，并且在同一腔室内，进行向表面导入氮的氮化处理，由此能够形成磁记录介质。之后，例如通过浸涂法（dip coat）将PFPE(全氟聚醚)涂布到保护层上，由此能够形成润滑层。

另外，可以在基底层和磁性层之间，通过溅射法(包括DC磁控溅射法、RF磁控溅射法等)、真空蒸镀法等公知的成膜方法形成软磁性层、种子层和中间层等。

对于上述各层的详细内容，可以参考例如日本特开2009-110626号公报第[0027]-[0032]段。另外，还可以在玻璃基板和软磁性层之间形成由热传导性高的材料构成的散热层，后面将叙述其详细内容。

如前面说明的那样，为了实现磁记录介质的进一步的高密度记录化，优选利用高Ku磁性材料形成磁记录层。从这一点来看，作为优选的磁性材料，可以列举出Fe-Pt系磁性材料、Co-Pt系磁性材料或Fe-Co-Pt系磁性材料。另外，这里的“系”的意思是“含有”。也就是说，作为磁记录层，本发明的磁记录介质优选具有包括Fe和Pt、Co和Pt、或者Fe、Co和Pt的磁记录层。以往普遍使用的例如Co-Cr系等磁性材料的成膜温度为250-300℃左右，与此相对，上述磁性材料的成膜温度通常是超过500℃的高温。此外，对于这些磁性材料，通常在成膜后，为了使得晶体取向性一致，要以超过成膜温度的温度实施高温的热处理(退火处理)。因此，在使用Fe-Pt系磁性材料、Co-Pt系磁性材料或Fe-Co-Pt系磁性材料形成磁记录层时，基板要被置于上述高温下。这里，如果构成基板的玻璃缺乏耐热性，则在高温下会发生变形而损害平坦性。对此，本发明的磁记录介质中包含的基板展现出良好的耐热性(玻璃转化温度为600℃以上)，因此，在使用Fe-Pt系磁性材料、Co-Pt系磁性材料或Fe-Co-Pt系磁性材料形成磁记录层之后，也能够维持较高的平坦性。例如可以使用DC磁控溅射法在Ar环境中，对Fe-Pt系磁性材料、Co-Pt系磁性材料或Fe-Co-Pt系磁性材料进行成膜，接着在加热炉内实施更高温的热处理，由此来形成所述磁记录层。

另外，Ku(磁晶各向异性能常数)与矫顽力Hc成比例。矫顽力Hc表示磁化的反转磁场的强度。如前面说明的那样，高Ku磁性材料对于热波动具有耐性，因此，即使对磁性粒子实施微粒化，也很难因热波动引起磁化区域的劣化，作为适合于高密度记录化的材料而公知。然而，如上所述，Ku和Hc存在比例关系，因此Ku越大，Hc也越大，即不容易引起磁头的磁化的反转，很难写入信息。因此，近年的焦点主要集中于如下的记录方式：在通过记录头写入信息时，从磁头向数据写入区域瞬间性地施加能量，降低矫顽力，由此辅助高Ku磁性材料的磁化反转。这样的记录方式被称作能量辅助记录方式，其中，通过激光的照射来辅助磁化反转的记录方式被称作热辅助记录方式，通过微波进行辅助的记录方式被称作微波辅助记录方式。如前所述，根据本发明，可以利用高Ku磁性材料形成磁记录层，因此，通过高Ku磁性材料与能量辅助记录的组合，能够实现例如面记录密度超过1太字节/inch²的高密度记录。即，本发明的磁记录介质优选用于能量辅助记录方式。另外，关于热辅助记录方式，例如在IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS，VOL.44，No.1，JANUARY2008119中有详细记载；关于微波辅助记录方式，例如在IEEE TRANSACTIONS ONMAGNETICS，VOL.44，No.1，JANUARY2008125中有详细记载。本发明中也可以通过这些文献所记载的方法进行能量辅助记录。

本发明的磁记录介质用玻璃基板(例如磁盘用玻璃基板)和磁记录介质(例如磁盘)在尺寸上均没有特别限制，不过，例如，因为能够实现高记录密度，所以可以使介质和基板小型化。例如，公称直径为2.5英寸当然是可以的，也可以是更小的直径(例如1英寸、1.8英寸)，或者是3英寸、3.5英寸等尺寸。

下面对玻璃基板的制造方法进行说明。

首先，为了获得规定的玻璃组分，对氧化物、碳酸盐、硫酸盐和氢氧化物等玻璃原料进行称重、调配，并充分混合，然后在熔融容器内，例如在1400-1600℃的范围内进行加热、熔融、澄清和搅拌，制作出充分去泡后的均质化的熔融玻璃。另外，可以根据需要在玻璃原料中额外添加澄清剂。作为澄清剂，优选使用Sn氧化物和Ce氧化物。其原因如下。

Sn氧化物在玻璃熔融时，于高温下放出氧气，使玻璃中含有的微小气泡成为较大的气泡，容易悬浮起来，因此具有良好的促进澄清的作用。另一方面，Ce氧化物将低温下在玻璃中作为气体存在的氧作为玻璃成分取入，因此具有良好的消除气泡的作用。在气泡的大小(固化后的玻璃中残留的气泡(空洞)的大小)为0.3mm以下的范围内，无论是比较大的气泡还是极小的气泡，Sn氧化物都有较强的去除作用。当与Sn氧化物一起添加了Ce氧化物时，50μm-0.3mm程度大小的气泡的密度会锐减到几十分之一的程度。这样一来，通过使Sn氧化物和Ce氧化物共存，能够在从高温区到低温区的较大的温度范围内增强玻璃的澄清效果，因此优选添加Sn氧化物和Ce氧化物。

如果Sn氧化物和Ce氧化物的额外添加量的合计为0.02%质量百分比以上，则可以期待充分的澄清效果。在利用哪怕是含有微小且少量的未熔解物的玻璃制作基板的情况下，当由于研磨而在玻璃基板表面出现了未熔解物时，会在玻璃基板表面上产生突起，并且未熔解物发生脱落的部分成为凹坑，损害了玻璃基板表面的平滑性，无法作为磁记录介质用的基板来使用。对此，如果Sn氧化物和Ce氧化物的额外添加量的合计为3.5%质量百分比以下，则能够在玻璃中充分地熔解，因此能够防止未熔解物的混入。

另外，Sn和Ce在制作结晶化玻璃的情况下具有生成结晶核的作用。而本发明的玻璃基板是由非晶质玻璃构成的，因此希望不会由于加热析出结晶体。如果Sn和Ce的量过度，则容易引起这样的结晶体的析出。因此，应该避免Sn氧化物和Ce氧化物的过度添加。

从上述观点来看，Sn氧化物和Ce氧化物的额外添加量的合计优选为0.02-3.5%质量百分比。Sn氧化物和Ce氧化物的额外添加量的合计的优选范围是0.1-2.5%质量百分比，更加优选的范围是0.1-1.5%质量百分比，进一步优选的范围是0.5-1.5%质量百分比。

作为Sn氧化物，如果使用SnO₂，则会在玻璃的熔融中，于高温下高效地放出氧气，因此是优选的。

另外，作为澄清剂，可以在0-1%质量百分比的范围内额外添加硫酸盐，但是在玻璃的熔融中熔融物有可能沸腾，导致玻璃中的异物激增，因此在担心上述沸腾的情况下，优选不导入硫酸盐。另外，在不损害本发明的目的的情况下，如果能够获得澄清效果，则也可以使用上述澄清剂之外的澄清剂。但是，应该避免添加如上所述对环境影响大的As。另外，考虑到对环境的影响，也优选不使用Sb。

接着，通过冲压成型法、下拉法（down draw）或浮法中的任意一种方法，将制作成的熔融玻璃成型为板状，经过对获得的板状玻璃进行加工的工序，能够得到基板形状的玻璃成型品，即本发明的磁记录介质用玻璃基板坯体。

在冲压成型法中，切断流出的熔融玻璃，获得所需要的熔融玻璃块，利用冲压成型模具对其进行冲压成型，制作薄圆盘状的基板坯体。

在下拉法中，利用管状的成型体引导熔融的玻璃，使熔融的玻璃向成型体的两侧溢出，在成型体的下方，使得沿着成型体流下的2条熔融玻璃流合流，之后，向下方抻拉而成型为片状。该方法也称作熔融法，通过将接触于成型体表面的玻璃表面相互粘在一起，能够获得无接触痕的片状玻璃。之后，从获得的片材上挖取薄圆盘状的基板坯体。

在浮法中，使熔融玻璃流出到蓄积有熔融锡等的浮法槽上，抻拉成型为片状玻璃。之后，从获得的片材上挖取薄圆盘状的基板坯体。

在如此获得的基板坯体上设置中心孔，实施内外周加工，在两个主表面上实施研磨、抛光。接着，经由包含酸清洗和碱清洗在内的清洗工序后，能过获得盘状的基板。

另外，在本发明中，“主表面”是指基板的待设置磁记录层的表面或或已设置了磁记录层的表面。这样的表面是磁记录介质基板的表面中面积最大的表面，因此被称为主表面。对于盘状的磁记录介质而言，相当于磁盘的圆形表面(在有中心孔的情况下，排除中心孔)。

本发明的玻璃基板通过上述的组分调整，被赋予了良好的化学强化性能，因此，通过化学强化处理，能够在表面上容易地形成离子交换层。即，本发明的玻璃基板可以在一部分表面或整个表面上具有离子交换层。离子交换层可以通过在高温下使碱金属盐与基板表面接触，使得该碱金属盐中的碱金属离子与基板中的碱金属离子进行交换而形成。通常的离子交换是将碱硝酸盐加热成熔融盐，并将基板浸渍到该熔融盐中而进行的。如果导入了离子半径大的碱金属离子来替代基板中离子半径小的碱金属离子，则在基板表面上形成压缩应力层。由此，能够提高基板的断裂韧性，提高其可靠性。例如，通过将玻璃基板浸渍在硝酸钾的熔融盐中，由此使得基板中的Li离子和Na离子与熔融盐中的K离子交换，在基板表面形成离子交换层。通过离子交换，还能够降低来自基板表面的碱溶出量。另外，在进行化学强化的情况下，优选在比构成基板的玻璃的应变点的温度高且比玻璃转化温度低的、不会使碱熔融盐发生热分解的温度范围内，进行离子交换。基板具有离子交换层的情况可以通过如下方法等进行确认：通过巴比涅法观察玻璃的截面(对离子交换层进行剖切的面)来进行确认的方法；从玻璃表面起，测定碱金属离子在深度方向上的浓度分布的方法。

在构成本发明的基板的玻璃如前所述含有Li₂O作为必要成分的情况下，离子交换优选基于从离子半径比Li大的Na、K、Rb以及Cs所组成的组中选择的至少1种碱金属离子来进行离子交换。

在笔记本电脑用的HDD中通常使用了外径为2.5英寸大小的磁记录介质，其中使用的玻璃基板的板厚以往是0.635mm，不过，为了在不改变比弹性模量的情况下提高基板的刚性，进一步改善耐冲击性，例如优选0.7mm以上的板厚，更加优选0.8mm以上的板厚。

形成有磁记录层的主表面优选具有如下(1)-(3)的表面性。

(1)使用原子力显微镜在1μm×1μm的范围内以512×256像素的分辨率测定的表面粗糙度的算术平均Ra为0.15nm以下；

(2)在5μm×5μm的范围内测定的表面粗糙度的算术平均Ra为0.12nm以下；

(3)波长为100μm-950μm时的表面起伏度的算术平均Wa为0.5nm以下。

基板上成膜的磁记录层的晶粒尺寸例如在垂直记录方式中小于10nm。如果基板表面的表面粗糙度大，即使为了高记录密度化而使位元尺寸微小化，也不会提高磁特性。与此相对，如果是上述(1)和(2)中的2种表面粗糙度的算术平均Ra处于上述范围内的基板，即使为了高记录密度化而使位元尺寸微小化，也能够改善磁特性。另外，通过将上述(3)的表面起伏度的算术平均Wa设定在上述范围内，能够提高HDD中的磁头的悬浮稳定性。从实现兼备上述(1)-(3)的表面性的基板的角度讲，提高玻璃的耐酸性和耐碱性是有效的。

本发明的磁记录介质被称作磁盘、硬盘等，适合于台式电脑、服务器用计算机、笔记本型电脑、移动型电脑等的内部存储装置(固定盘等)、记录再现图像和/或声音的便携记录再现装置的内部存储装置以及车载音频的记录再现装置等，如前所述，特别适合于能量辅助记录方式。

实施例

下面，通过实施例对本发明进行更为详细的说明。然而，本发明并不限于实施例中示出的方式。

(1)熔融玻璃的制作

为了获得表1所示的组分的玻璃，对氧化物、碳酸盐、硝酸盐、氢氧化物等原料进行称重、混合，制成调配原料。将该原料投入到熔融容器中，在1400-1600℃的范围内，以3-6小时进行加热、熔融、澄清、搅拌成，制作出不包含气泡和未熔解物的均质的熔融玻璃。在得到的玻璃中，未确认到气泡、未熔解物、晶体的析出、构成熔融容器的耐火物的混入物。

(2)基板坯体的制作

接着，通过下述方法A或B，制作圆盘状的基板坯体。

(方法A)

从管中以固定的流量流出澄清、均质化后的所述熔融玻璃，并且用冲压成型用的下模具将熔融玻璃接住，并用切断刃将流出的熔融玻璃切断，以在下模具上得到规定量的熔融玻璃块。接着，从管下方立即搬出载有熔融玻璃块的下模具，利用与下模具相对的上模具和中间模具，冲压成型为直径66mm、厚度2mm的薄圆盘状。将冲压成型品冷却到不发生变形的温度后，从模具中取出进行退火，得到基板坯体。另外，在上述成型中，利用了多个下模具将流出的熔融玻璃一个接着一个地成型为圆盘形状的基板坯体。

(方法B)

将澄清、均质化后的所述熔融玻璃从上部连续地铸入到设有圆筒状贯通孔的耐热性铸造模具的贯通孔中，成型为圆柱状后从贯通孔下侧取出。对取出的玻璃进行退火后，使用多线锯在圆柱轴上沿垂直方向以固定间隔对玻璃进行切片加工，制作出圆盘状的基板坯体。

另外，在本实施例中虽采用了上述方法A和B，但是作为圆盘状的基板坯体的制造方法，下述方法C和D也是合适的。

(方法C)

使上述熔融玻璃流出到浮法槽上，成型为片状的玻璃(浮法成型)，接着进行退火，之后从片状玻璃上贯穿地挖取圆盘状的玻璃，由此也能够得到基板坯体。

(方法D)

通过溢出下拉法(熔融法)，将上述熔融玻璃成型为片状的玻璃，进行退火，接着从片状玻璃上贯穿地挖取圆盘状的玻璃，由此也能够得到基板坯体。

(3)玻璃基板的制作

在通过上述各个方法得到的基板坯体的中心开设贯通孔，进行外周和内周的磨削加工，对圆盘的主表面进行研磨、抛光(镜面研磨加工)，精加工成直径65mm、厚度0.8mm的磁盘用玻璃基板。利用1.7%质量百分比的氟硅酸(H₂SiF)水溶液对得到的玻璃基板进行清洗，接着再利用1%质量百分比的氢氧化钾水溶液进行清洗，接着用纯水进行清洗，之后进行干燥。对由实施例的玻璃制作的基板的表面进行放大观察，结果未确认到表面粗糙等，是平滑的表面。

在下述(4)中，将利用上述方法制成的盘状玻璃基板直接用于磁盘的制作。与之不同，将利用与上述相同的方法制成的盘状玻璃基板浸渍到硝酸钠与硝酸钾的混合熔融盐中，通过离子交换(化学强化)得到表面具有离子交换层的玻璃基板。化学强化条件在表2中示出。这样地实施离子交换处理(化学强化处理)对于提高玻璃基板的耐冲击性很有效。通过巴比涅法观察从实施了离子交换处理后的多个玻璃基板采样到的玻璃基板的截面(对离子交换层进行剖切的面)，确认形成了离子交换层。

在上述例子中，将玻璃基板浸渍到硝酸钠和硝酸钾的混合熔融盐中制作出具有离子交换层的玻璃基板，但是，也可以取代硝酸钠和硝酸钾的混合熔融盐，而将玻璃基板浸渍到下述各种混合熔融盐等中的任意一种中进行离子交换处理来形成离子交换层：

(A)钾化合物和铷化合物的混合熔融盐；

(B)钾化合物和铯化合物的混合熔融盐；

(C)铷化合物和铯化合物的混合熔融盐；

(D)钾化合物、铷化合物以及铯化合物的混合熔融盐；

(E)铷化合物的熔融盐；

(F)铯化合物的熔融盐。

例如可以使用硝酸盐作为上述熔融盐。另外，既可以在玻璃基板表面的整个区域中形成离子交换层，也可以仅在外周面上，或者仅在外周面和内周面上形成离子交换层。

(4)磁盘的制作

通过以下方法，在由实施例的玻璃获得的玻璃基板的主表面上依次形成附着层、基底层、磁性层、保护层和润滑层，得到磁盘。

首先，使用进行了抽真空后的成膜装置，通过DC磁控溅射法，在Ar环境中，依次进行附着层、基底层以及磁性层的成膜。

此时，使用CrTi对电极进行附着层的成膜，成为厚度是20nm的非晶质CrTi层。接着使用单片/静止相对型成膜装置，在Ar环境中，通过DC磁控溅射法，形成由CrRu构成的10nm厚的层，作为基底层。并且，利用FePt或CoPt对电极以400℃的成膜温度进行磁性层的成膜，成为厚度是10nm的FePt或CoPt层。

将完成至磁性层的成膜的磁盘从成膜装置转移到加热炉内，在650-700℃的温度下进行退火。

接着，通过将乙烯作为材料气体的CVD法形成3nm的由氢氧化碳构成的保护层。之后，通过浸涂法形成由PFPE(全氟聚醚)构成的润滑层。润滑层的膜厚为1nm。通过如上的制造工序，获得了磁盘。

1.玻璃的评价

(1)玻璃转化温度Tg和热膨胀系数

利用Rigaku公司制造的热机械分析装置(Thermo plus TMA8310)，测定了已经加工成板状且在表2记载的条件下实施了化学强化处理后的样品的玻璃转化温度Tg以及100℃-300℃下的平均线膨胀系数α。

(2)杨氏模量

通过超声波法测定了已经加工成板状且在表2记载的条件下实施了化学强化处理后的样品的杨氏模量。

(3)比重

通过阿基米德法测定了已经加工成板状且在表2记载的条件下实施了化学强化处理后的样品的比重。

(4)比弹性模量

根据在上述(2)中得到的杨氏模量以及在(3)中得到的比重，计算出比弹性模量。

(5)断裂韧性

利用AKASHI公司制造的装置MVK-E，以9.81N的推压载荷，在已经加工成板状且在表2记载的条件下实施了化学强化处理后的样品上推压维氏压头，在样品上导入了压痕和裂纹。

另外，以4.9N的推压载荷推压维氏压头，在样品上导入了压痕和裂纹。

将样品的杨氏模量设为E[GPa]，测定了压痕对角线长度和表面裂纹的半长，根据载荷和样品的杨氏模量计算出断裂韧性K_1c。

2.基板的评价(表面粗糙度和表面起伏度)

以256×256像素的分辨率，通过原子力显微镜(AFM)来观察化学强化处理前后的各基板的主表面(层叠磁记录层等的表面)的5μm×5μm的矩形区域，测定了在1μm×1μm范围内以512×256像素的分辨率测定的表面粗糙度的算术平均Ra、在5μm×5μm范围内测定的表面粗糙度的算术平均Ra、以及波长为100μm-950μm时的表面起伏度的算术平均Wa。

在1μm×1μm的范围内测定的表面粗糙度的算术平均Ra为0.05-0.15nm的范围，在5μm×5μm的范围内测定的表面粗糙度的算术平均Ra为0.3-0.12nm的范围，波长为100μm-950μm时的表面起伏度的算术平均Wa为0.2-0.5的范围，这是作为高记录密度的磁记录介质中使用的基板没有问题的范围。

[表1]

玻璃组分	摩尔％	质量％
			SiO2	64.0	60.9
Al2O3	5.0	8.1
			Li2O	1.5	0.7
Na2O	8.5	8.3
			K2O	0.0	0.0
MgO	4.0	2.6
			CaO	13.0	11.6
BaO	0.0	0.0
			ZrO2	4.0	7.8
合计	100	100

[表2]

除了将玻璃组成变更为表3～5示出的组成且按照该表中记载的条件实施了化学强化处理这一点以外，实施了与上述同样的工序，进行了同样的评价。为了确认化学强化处理引起的断裂韧性值的变化，对于化学强化处理前的玻璃也通过上述方法进行了断裂韧性值的测定。

[表3]

(注)

K_1C(前）和K_1C（后）分别表示化学强化前和

化学强化后的断裂韧性值(载荷为9.81N(1000gf))。

[表4]

(注)

K_1C(前)和K_1C(后)分别表示化学强化前和化学强化后的

断裂韧性值(载荷为9.81N(1000gf))。

[表4]

(注)

K_1C(前)和K_1C(后)分别表示化学强化前和化学强化后的

断裂韧性值(载荷为9.81N(1000gf))。

[表4]

(注)

K_1C(前)和K_1C(后）分别表示化学强化前和化学强化后的

断裂韧性值(载荷为9.81N(1000gf))。

[表4]

(注)

K_1C(前)和K_1C(后)分别表示化学强化前和化学强化后的

断裂韧性值(载荷为9.81N(1000gf))。

[表5]

（注）

K1C(前)和K1C（后）分别表示化学强化前和化学强化后的

断裂韧性值（载荷为9.81N(1000gf))。

如表2-表5所示，实施例No.1-52的玻璃基板兼备磁记录介质基板要求的高耐热性(高玻璃转化温度)、高刚性(高杨氏模量)、高热膨胀系数以及高断裂韧性这4种特性。此外，根据表2-表5所示的结果还能够确认到，实施例No.1-52的玻璃基板具有可以承受高速旋转的较高的比弹性模量且比重低，可以实现基板的轻量化。此外还能够确认到，为了制作玻璃基板而在实施例中使用的玻璃通过化学强化处理，能够容易地形成离子交换层，其结果，展现出较高的断裂韧性。

另外，关于表2所示的玻璃基板的化学强化前的断裂韧性值K_1c(前)，当载荷为9.81N(1000gf)时，该断裂韧性值K_1c(前)为0.7MPa·m^1/2，能够容易地进行研磨等机械加工，在表2记载的No.5的条件下进行化学强化后，断裂韧性值K_1c(后)成为1.2MPa·m^1/2，被赋予了良好的耐冲击性。此时，断裂韧性值的比K_1c(后)/K_1c(前)为1.5以上(1.7)。另外，在表3-表5所示的实施例No.10-50中也实现了1.5以上的K_1c(后)/K_1c(前)，其中在表3所示的实施例No.10-13、15、16、以及表4所示的实施例No.17、21、24-27、32、34-42、45-48中，K_1c(后)/K_1c(前)为1.7以上。

基于上述结果确认到，根据本发明，能够得到兼备磁记录介质基板所要求的特性的玻璃。

(比较例)

接着，对玻璃转化温度为615℃，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为83×10^-7/℃、杨氏模量为86GPa、比重为2.77、比弹性模量为31.0MNm/kg的玻璃进行了加工和化学强化，制作出与上述实施例相同的磁盘。化学强化条件与表2的No.7的条件相同。在化学强化后测定了断裂韧性值，结果是，断裂韧性值(载荷P=9.81N(1000gf))为0.8MPa·m^1/2，断裂韧性值(载荷P=4.9N(500gf))为0.8MPa·m^1/2。

3.磁盘的评价

(1)平坦性

一般来讲，如果平坦度在5μm以下，能够进行可靠性高的记录再现。利用平坦度测定装置测定了通过上述方法使用实施例的玻璃基板形成的各磁盘表面的平坦度(磁盘表面的最高部分与最低部分在上下方向(与表面垂直的方向)上的距离(高低差))，结果是，任何磁盘的平坦度都在5μm以下。根据该结果能够确认到，实施例的玻璃基板即使在形成FePt层或CoPt层时的高温处理中，也不会发生大幅度变形。

(2)加载卸载测试

将通过上述方法使用实施例的玻璃基板形成的各磁盘搭载到以转速10000rpm高速旋转的2.5英尺型硬盘驱动器上，进行了加载卸载(Load Unload、以下称为LUL)测试。在上述硬盘驱动器中，主轴电机的主轴由不锈钢制成。任何磁盘的LUL的耐久次数均超过60万次。另外，在LUL测试中发生了由与主轴材料的热膨胀系数的差异引起的变形或由高速旋转引起的挠曲时，测试中会产生死机故障或过温故障，但是任何磁盘在测试中均未发生这些故障。

(3)耐冲击性测试

制作了磁盘用玻璃基板(2.5英寸大小，板厚0.8mm)，利用“ランスモント”公司制造的MODEL-15D进行了冲击测试。在该冲击测试中，将磁盘用玻璃基板组装到仿照HDD的主轴和夹具部而制作的专用的冲击测试用夹具上，在与主表面垂直的方向上对主表面施加每毫秒（1msec）、1500G的正弦半波脉冲的冲击，通过观察该磁盘用玻璃基板的损坏状况来进行该冲击测试。

结果，在实施例的玻璃基板中没有观察到损坏。另一方面，在比较例的玻璃基板中观察到了损坏。对该损坏发生部进行了详细调查，结果得知大多损坏发生部位于磁盘的内径部。

基于以上结果能够确认到，根据本发明，能够获得耐冲击性良好、可实现可靠性高的记录再现的磁记录介质用玻璃基板。

将通过上述方法使用实施例的玻璃基板制作的磁盘搭载到通过激光照射来辅助磁化反转的记录方式(热辅助记录方式)的硬盘驱动器上，制作了热辅助记录方式的磁记录装置。所述磁记录装置具有热辅助磁记录头以及磁盘，所述热辅助磁记录头具有用于对磁记录介质(磁盘)的主表面进行加热的热源(激光光源)、记录元件部以及再现元件部。另外，所述磁记录装置的磁头是DFH(Dynamic Flying Height)磁头，磁盘的转速是10000rpm。

另外，将制作的磁盘搭载到利用微波进行辅助的记录方式(微波辅助记录方式)的硬盘驱动器上，制作了微波辅助记录方式的信息记录装置。根据这样的由高Ku磁性材料和能量辅助记录组合而成的信息记录装置，能够实现如前所述的高密度记录。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供最适合于高密度记录化的磁记录介质。

Claims (16)

1.一种磁记录介质用玻璃基板，该玻璃基板由玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，并且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上的玻璃构成。

2.根据权利要求1所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，该玻璃基板的板厚为0.8mm以上。

3.根据权利要求1或2所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，该玻璃基板是转速为7200rpm以上的磁记录装置中使用的磁记录介质用的玻璃基板。

4.根据权利要求1-3中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，所述玻璃的K₂O的含量小于3%摩尔百分比。

5.根据权利要求1-4中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，所述玻璃进行了化学强化。

6.根据权利要求5所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，所述化学强化是使用硝酸钾和/或硝酸钠的熔融物而进行的。

7.根据权利要求1-6中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，该玻璃基板是搭载了DFH动态飞行高度磁头的磁记录装置中使用的磁记录介质用的玻璃基板。

8.根据权利要求1-7中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，该玻璃基板用于能量辅助磁记录用磁记录介质。

9.根据权利要求1-8中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，使用原子力显微镜在1μm见方的范围内以512×256像素的分辨率测定的基板的主表面的算术平均粗糙度(Ra)为0.15nm以下。

10.一种磁记录介质用玻璃基板的制造方法，该制造方法包含以下工序：

对断裂韧性值小于1.3MPa·m^1/2的玻璃材料进行研磨的工序；以及

在所述进行研磨的工序后进行化学强化的工序，

该制造方法制作权利要求1-9中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板。

11.根据权利要求10所述的磁记录介质用玻璃基板的制造方法，其中，该制造方法具有化学强化工序，并且所述化学强化工序是使得化学强化前的玻璃材料的断裂韧性值K_1c(前)与化学强化后的玻璃材料的断裂韧性值K_1c(后)的比值(K_1c(后)/K_1c(前))成为1.5以上的工序。

12.一种磁记录介质，该磁记录介质在权利要求1-9中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板上具有磁记录层。

13.根据权利要求12所述的磁记录介质，其中，所述磁记录层是含有以Fe和/或Co、与Pt的合金为主成分的磁性材料的磁记录层，所述磁记录介质是能量辅助磁记录用磁记录介质。

14.一种磁记录介质的制造方法，该制造方法包括：

在权利要求1-9中任意一项所述的磁记录介质用玻璃基板的主表面上，对以Fe和/或Co、与Pt的合金为主成分的磁性材料进行成膜，之后进行退火处理，由此形成磁记录层。

15.一种能量辅助磁记录方式的磁记录装置，该磁记录装置具有热辅助磁记录头以及权利要求12或13所述的磁记录介质，所述热辅助磁记录头至少具有用于对磁记录介质的主表面进行加热的热源、记录元件部以及再现元件部。

16.一种磁记录介质用玻璃基板坯体，该玻璃基板坯体由玻璃转化温度为600℃以上，100℃-300℃下的平均线膨胀系数为70×10^-7/℃以上，杨氏模量为81GPa以上，比弹性模量为30MNm/kg以上，并且断裂韧性值为0.9MPa·m^1/2以上的玻璃构成。