CN104246883B - 磁记录介质基板用玻璃、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一种磁记录介质基板用玻璃，在该磁记录介质基板用玻璃中，作为必要成分包含SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO和BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，玻璃化转变温度为650℃以上。

Description

磁记录介质基板用玻璃、磁记录介质用玻璃基板及其利用

技术领域

本发明涉及适合作为硬盘等的磁记录介质的基板材料的磁记录介质基板用玻璃、使用该玻璃的磁记录介质用玻璃基板、为了得到该基板而能使用的磁记录介质基板坯件(blank)、具备该基板的磁记录介质以及磁记录装置。

背景技术

伴随着因特网等信息相关基础技术的进展，磁盘、光盘等信息记录介质的需求也在快速地增加。计算机等的磁存储装置的主要构成要素是磁记录介质和磁记录再生用的磁头。作为磁记录介质，已知有软盘和硬盘。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，在实用上，根据尺寸、用途而主要使用铝基板和玻璃基板。在笔记本个人计算机用硬盘驱动器中，除了耐冲击性以外，伴随着磁记录介质的高密度记录化对提高盘基板的表面平滑性的要求变得越来越严格，因此，用表面硬度、刚性差的铝基板来应对是存在极限的。因此玻璃基板的开发成为当前主流(例如，参照专利文献1～10)。

此外近年来，以谋求磁记录介质的更进一步的高密度记录化为目的，正在探讨研究使用Fe－Pt类、Co－Pt类等的磁各向异性能高的磁性材料(高Ku磁性材料)(例如，参照专利文献11)。虽然为了高记录密度化需要减小磁性粒子的粒径，但是另一方面，当粒径变小时，由热涨落造成的磁特性的劣化会成为问题。因为高Ku磁性材料不易受到热涨落的影响，所以期待会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

发明要解决的课题

但是，上述高Ku磁性材料为了实现高Ku而需要得到特定的晶体取向状态，因此，需要高温下的成膜或在成膜后在高温下进行热处理。因而，为了形成由这些高Ku磁性材料构成的磁记录层，要求玻璃基板具有能够承受上述高温处理的高耐热性，即，要求具有高的玻璃化转变温度。

加之，对于如近年来进行探讨研究的能量辅助方式的磁记录介质那样要求极高的记录密度的磁记录介质用的玻璃基板，为了提高HDD(硬盘驱动器)的可靠性，要求优秀的耐冲击性。

作为其背景，第一，可举出磁头的上浮量(磁头与磁记录介质表面的间隙)的大幅的降低(低上浮量化)。通过这样，因为磁头与介质的磁性层的距离靠近，所以拾取更小的磁性粒子的信号，因此，能达成高记录密度化。近年来，为了实现现有技术以上的低上浮量化，在磁头搭载了被称为DFH(Dynamic Flying Height：动态飞行高度)的功能。这是在磁头的记录再生元件部的附近设置极小的加热器等的加热部而只使元件部周围向介质表面方向突出的功能。预见将来通过该功能，磁头的元件部与介质表面的间隙将变为极小的不足2nm。因此，即使是一点点的冲击，磁头也会容易与介质表面碰撞。

第二，可举出介质的高速旋转化。由此，首先，与磁头碰撞时的冲击会变大。另外，由于基板在外周部的弯曲会变大，因此，通过一点点的冲击也容易与磁头碰撞。此外，在内周部，由于利用主轴(spindle)和夹钳(clamp)对介质的紧固(固定)的影响，在外部的冲击施加到HDD本身的情况下，基板破裂的可能性变高。

像这样，对于对应于高记录密度的磁记录介质，要求兼具高耐热性和优秀的耐冲击性的玻璃基板。

本发明的目的在于，提供一种适合于像上述那样兼具高耐热性和优秀的耐冲击性的磁记录介质用玻璃基板的材料的磁记录介质基板用玻璃以及磁记录介质用玻璃基板，还在于提供一种具备所述基板的磁记录介质、以及搭载有所述磁记录介质的磁记录装置。

用于解决课题的方案

本发明的一个方式涉及一种磁记录介质基板用玻璃，作为必要成分包含SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO和BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，

CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，

玻璃化转变温度为650℃以上。

本发明的另一个方式涉及一种由化学强化玻璃构成的磁记录介质用玻璃基板，该化学强化玻璃通过对上述的磁记录介质基板用玻璃进行化学强化而得到。

本发明的另一个方式涉及一种由化学强化玻璃构成的磁记录介质用玻璃基板，在该化学强化玻璃中，玻璃化转变温度为650℃以上，并且在通过巴比涅(Babinet)法求出的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布为凸形状，但是，该凸形状不包含向压缩应力侧凹陷的凹部。

本发明的另一个方式涉及一种由化学强化玻璃构成的磁记录介质用玻璃基板，在该化学强化玻璃中，玻璃化转变温度为650℃以上，并且通过巴比涅法求出的拉伸应力的平均值Tav与拉伸应力的最大值Tmax满足下述式(1)：

Tav/Tmax≥0.5。

本发明的另一个方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板坯件，作为必要成分，包括SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO以及BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，

CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，

玻璃化转变温度为650℃以上。

本发明的另一个方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板坯件的制造方法，包括：

以得到如下的玻璃的方式调和玻璃原料的步骤，在该玻璃中，作为必要成分包括SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO以及BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，玻璃化转变温度为650℃以上；

使调和的玻璃原料熔融而得到熔融玻璃的步骤；以及

对得到的熔融玻璃进行压制成形而制作由玻璃构成的基板坯件的步骤。

本发明的另一个方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板的制造方法，包括对上述的磁记录介质用玻璃基板坯件进行加工的步骤。

本发明的另一个方式涉及一种磁记录介质用玻璃基板的制造方法，包括：

通过上述的方法制作磁记录介质用玻璃基板坯件的步骤；以及

加工所述基板坯件的步骤。

本发明的另一个方式涉及一种在上述的磁记录介质用玻璃基板上具有磁记录层的磁记录介质。

本发明的另一个方式涉及一种磁记录介质的制造方法，包括在上述的磁记录介质用玻璃基板的主表面成膜将Fe和/或Co和Pt的合金作为主成分的磁性材料之后，通过进行退火处理而形成磁记录层的步骤。

本发明的另一个方式涉及一种能量辅助磁记录方式的磁记录装置，具有：至少具有用于加热磁记录介质的主表面的热源、记录元件部、再生元件部的热辅助磁记录头；以及上述的磁记录介质。

发明效果

根据本发明，能提供一种适合作为兼具高耐热性和优秀的耐冲击性的磁记录介质玻璃基板的材料的磁记录介质基板用玻璃以及磁记录介质用玻璃基板。

此外，根据本发明，能提供一种具备所述基板的磁记录介质、以及搭载有所述磁记录介质的磁记录装置。

附图说明

图1是化学强化玻璃基板中的应力分布的示意图。

图2是化学强化玻璃基板中的应力分布的示意图。

图3是式(1)的说明图。

图4是式(1)的说明图。

图5是示出摩尔比CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))对化学强化后的断裂韧性值的影响的曲线图。

具体实施方式

[磁记录介质基板用玻璃]

在本发明的磁记录介质基板用玻璃中，作为必要成分包括SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO以及BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，玻璃化转变温度为650℃以上。

本发明的磁记录介质基板用玻璃是氧化物玻璃，设其玻璃组成以氧化物基准来表示。所谓氧化物基准的玻璃组成，是通过设玻璃原料在熔融时全部被分解而在玻璃中作为氧化物存在来进行换算而得到的玻璃组成。上述玻璃从不需要用于结晶化的热处理工序以及加工性优秀考虑，优选是非晶性(非晶质)玻璃。

本发明的磁记录介质用玻璃适合进行化学强化。在本发明中，化学强化意味着低温型化学强化。

此外，在本发明中，所谓“主表面”意味着玻璃基板或玻璃的表面中的面积最大的面。在盘状玻璃基板的情况下，盘的圆形状的正反相向的一对表面(在有中心孔的情况下，除去中心孔。)相当于主表面。

以下，只要没有特别记载，玻璃成分的含量、合计含量用摩尔％表示，玻璃成分的含量比用摩尔比表示。

SiO₂是玻璃的网络形成成分，具有使玻璃稳定性、化学耐久性、特别是耐酸性提高的效果。其也是为了在玻璃基板上形成磁记录层等膜的工序或对通过所述工序形成的膜进行热处理而通过辐射对基板进行加热时，发挥使基板的热扩散降低，提高加热效率的作用的成分。在本发明的磁记录介质基板用玻璃中SiO₂是必要成分，为了通过导入SiO₂而得到上述效果，优选使SiO₂的含量为55％，更优选为57％以上，进一步优选为60％以上，再进一步优选为63％以上。另一方面，当SiO₂的含量过剩时，示出SiO₂不会完全熔化而在玻璃中产生未熔解物或者澄清时的玻璃的粘性变得过高而出使消泡变得不充分的倾向，因此，优选使SiO₂的含量为78％以下，更优选为75％以下，进一步优选为73％以下，再进一步优选为69％以下。

Li₂O具有改善玻璃的熔融性、改善玻璃的均质性的效果，具有使热膨胀系数变大的效果，是能够实现化学强化的必要成分。此外，像后述的那样，通过作为玻璃成分而与Na₂O共存，从而能使由化学强化形成的应力分布变得平缓，还有防止后述的化学强化玻璃的延迟断裂的效果。但是，当使Li₂O的含量过剩时，玻璃化转变温度会降低或者表现出化学耐久性恶化的倾向，因此，优选Li₂O的含量超过0％而且是5％以下。Li₂O的含量的更优选的上限是4％，进一步优选的上限是3.5％，再进一步优选的上限是3％。Li₂O的含量的优选的下限是0.1％、更优选的下限是0.3％，进一步优选的下限是0.5％。

Na₂O具有改善玻璃的熔融性、改善玻璃的均质性的效果，具有使热膨胀系数变大的效果，是能够实现化学强化变的必要成分。但是，当使Na₂O的含量过剩时，玻璃化转变温度会降低，化学耐久性表现出恶化倾向，因此，优选使Na₂O的含量为2～15％。Na₂O的含量的更优选的上限为14％，进一步优选的上限为12％，再进一步优选的上限为10％，Na₂O的含量的更优选的下限为3％，进一步优选的下限为4％，再进一步优选的下限为5％。

当将包括Li₂O的Na₂O的玻璃浸渍于钠盐和钾盐的混合熔融盐中进行化学强化时，玻璃中的Li⁺离子和熔融盐中的Na⁺离子进行离子交换，此外，玻璃中的Na⁺离子和熔融盐中的K⁺离子进行离子交换，在表面附近形成压缩应力层，在玻璃内部形成拉伸应力层。

本发明的磁记录介质基板用玻璃的玻璃化转变温度为高达650℃以上，具有优秀的耐热性，适合作为用于形成由高Ku磁性材料构成的磁记录层的磁记录介质用基板材料。虽然在磁性材料的高温处理等中玻璃基板会暴露在高温下，但是如果使用像上述那样玻璃化转变温度高的玻璃材料，基板的平坦性就不会受损。从提供耐热性高的基板材料的观点出发，在本发明中玻璃化转变温度的优选的下限为655℃，更优选的下限为660℃，进一步优选的下限为665℃，再进一步优选的下限为670℃，更进一步优选的下限为675℃。但是，当过剩地提高玻璃化转变温度时，化学强化处理温度会变高，在化学强化时发生熔融盐的热分解而侵蚀玻璃的表面，因此，优选使玻璃化转变温度的上限为740℃。另外，玻璃化转变温度在化学强化的前后成为大致固定的值。

由于玻璃中的碱金属离子的扩散速度在离子半径越小的离子的情况下扩散速度越大，所以熔融盐中的Na⁺离子从玻璃表面到达更深层而形成深的压缩应力层，熔融盐中的K⁺离子到达不了Na⁺离子程度的深层，压缩应力层形成在距表面浅的部分。通过混合盐而被化学强化的玻璃的深度方向的应力分布成为将通过Na⁺与Li⁺的离子交换形成的应力分布和通过K⁺与Na⁺的离子交换形成的应力分布合成了的应力分布。因此，深度方向的应力分布平缓地变化，如图1的示意图所示，在通过巴比涅法测定的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布成为凸形状。在该凸形状中不包括如后述的图2所示的向压缩应力侧凹陷的凹部。此外，形成比较深的压缩应力层。另外，在图1中，中央的L线的左侧为压缩应力的区域，右侧为拉伸应力的区域。

假设即使玻璃表面的裂缝生长而达到拉伸应力层，在具有上述应力分布的化学强化玻璃中，玻璃也不会立刻断裂。

另一方面，在对包括Na₂O而不包括Li₂O的玻璃进行化学强化的情况下，将玻璃浸渍于钾熔融盐中，通过玻璃中的Na⁺离子与熔融盐中的K离子的交换，在玻璃表面附近形成压缩应力层。因为K⁺离子与Na⁺、Li⁺相比扩散速度小，所以到达不了玻璃深层，压缩应力层浅，深度方向的应力分布陡峭地变化，如图2的示意图所示，在通过巴比涅法测定的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，从主表面间的中央部起分别在靠近主表面侧的地方成为极大。即，拉伸应力成为极大的位置为两处。这样的极大被称为隆起(uphill)。在这样的玻璃中，假设玻璃表面的裂缝生长而到达拉伸应力层时，因为裂缝的前端到达拉伸应力的极大区域，所以通过拉伸应力助长断裂的进行，引起所谓的延迟断裂。

本发明的磁记录介质基板用玻璃作为玻璃成分而包括Li₂O和Na₂O，因此通过用Na⁺、K⁺的混合盐进行化学强化，从而能防止延迟断裂。从进一步有效地防止延迟断裂的产生的观点出发，优选Li₂O含量为0.1摩尔％以上。

本发明的磁记录介质用玻璃包括一种以上的碱土类金属氧化物MgO、CaO、SrO、BaO。这些碱土类金属氧化物具有改善玻璃的熔融性的效果、使热膨胀系数变大的效果。

可是，在对玻璃化转变温度高达650℃以上的玻璃进行化学强化的情况下，强化处理温度也会变为高温。在对玻璃化转变温度高的玻璃进行化学强化的情况下，在玻璃化转变温度比较低的以往的玻璃中未成为问题的离子交换效率的降低变得显著。

本发明的发明人对这一点进行探讨研究的结果，得到了如下的见解。

根据碱金属离子Li⁺、Na⁺、K⁺、碱土类金属离子Mg²⁺、Ca²⁺、Sr²⁺、Ba²⁺的鲍林(pauling)离子半径如表1所示。

[表1]

表1

碱金属离子	离子半径	碱土类金属离子	离子半径
				Li+	60pm	Mg2+	65pm
Na+	95pm	Ca2+	99pm
				K+	133pm	Sr2+	113pm
		Ba2+	135pm

根据表1很清楚，Li⁺和Mg²⁺、Na⁺和Ca²⁺、K⁺和Sr²⁺的离子半径为相近的值。当提高强化处理温度时，除了玻璃中与熔融盐中的碱金属离子彼此的离子交换之外，还会发生玻璃中的碱土类金属离子与熔融盐中的碱金属离子的离子交换。特别是可以认为离子半径的值相近的碱金属离子与碱土类金属离子的离子交换速度增加。

在使用钠盐和钾盐的混合熔融盐在高温下对包括CaO的玻璃进行化学强化的情况下，可以认为与的反应并行地发生碱金属离子彼此的交换受到阻碍。

关于玻璃中的Mg²⁺，如果不使用锂熔融盐就不会发生 的离子交换，关于玻璃中的Sr²⁺，因为离子半径大、扩散速度慢，所以难以与熔融盐中的K⁺进行交换。

因此，在本发明中，限制认为会阻碍碱金属离子彼此的离子交换的CaO的含量，以解决认为是在高耐热性玻璃的化学强化中由特有的离子交换效率的降低引起的机械强度的降低。即，通过使CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，从而解决了上述的机械强度的降低。从维持离子交换效率、维持机械强度的观点出发，摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))的优选的上限是0.18，更优选的上限是0.16，进一步优选的上限是0.15。

虽然MgO、CaO、SrO、BaO具有改善玻璃的刚性、使热膨胀系数增加的作用，还发挥改善玻璃的熔融性的作用，但是，当导入过剩时，会示出化学耐久性降低的倾向。

因而，优选使MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量为10～25％。MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的更优选的上限是24％，进一步优选的上限是22％，再进一步优选的上限是20％，MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的更优选的下限是11％，进一步优选的下限是13％，再进一步优选的下限是15％。

MgO是在不增大玻璃的比重的情况下提高杨氏模量、比模量的效果优秀的成分，不会像CaO那样在进行化学强化时阻碍碱金属离子彼此的离子交换。因而，优选含有MgO的玻璃。MgO的含量的优选的下限是8％，更优选的下限是12％，进一步优选的下限是15％。另一方面，MgO的含量的优选的上限是25％，更优选的上限是23％，进一步优选的上限是20％。MgO的含量的优选的范围也能用与MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的关系来确定。即使在MgO、CaO、SrO以及BaO之中，MgO也具有一边抑制比重增加一边提高刚性的作用，还不会阻碍碱金属离子彼此的离子交换，因此，优选使MgO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(MgO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.5～1.0的范围。摩尔比(MgO/(MgO+CaO+SrO+BaO))的更优选的范围是0.6～1.0，进一步优选的范围是0.7～1.0，再进一步优选的范围是0.8～1.0，特别优选的范围是1.0。

虽然CaO是具有使膨胀系数变大的作用的成分，但是，因为像上述的那样被认为具有阻碍碱金属离子彼此的离子交换的作用，所以，优选使其含量为0～5％，更优选为0～4％，进一步优选为0～3％。另外，也可以不含有CaO。相对于CaO会阻碍碱金属离子彼此的离子交换而使化学强化的效率降低，Na₂O通过进行化学强化而提高玻璃的机械强度的作用优秀，因此，为了通过化学强化而实现优秀的机械强度，优选使CaO的含量相对于Na₂O的含量的摩尔比(CaO/Na₂O)为0～1.5的范围，更优选为0～1的范围，进一步优选为0～0.5的范围，再进一步优选为0。

SrO具有使比重增加的作用，因为与MgO、CaO相比是昂贵的成分，所以优选使SrO的含量为0～8％，更优选为0～7％，进一步优选为0～5％，再进一步优选为0～3％，更进一步优选为0～1％，特别优选为0～0.5％。另外，也可以不含有SrO。

BaO具有使比重增加、使杨氏模量降低、使化学耐久性降低的作用，因此优选使BaO的含量为0～8％，更优选为0～7％，进一步优选为0～5％，再进一步优选为0～3％，更进一步优选为0～1％，特别优选为0～0.5％。另外，也可以不含有BaO。

如前所述，因为在MgO、CaO、SrO以及BaO之中SrO是昂贵的成分，所以，在抑制SrO的含量的情况下，也能通过摩尔比(CaO/(MgO+CaO+BaO))来确定高耐热性且可提供优秀的化学强化的效率的玻璃。从所述的观点出发，摩尔比(CaO/(MgO+CaO+BaO))的优选的范围是0～0.20，更优选的范围是0～0.18，进一步优选的范围是0～0.16，再进一步优选的范围是0～0.15。

虽然本发明的磁记录介质基板用玻璃能作为可选成分而包括K₂O，但是当K₂O的含量相对于Na₂O的含量变多时，利用钠盐和钾盐的混合熔融盐的离子交换效率会降低，因此优选使K₂O的含量相对于Na₂O的含量的摩尔比(K₂O/Na₂O)为1.0以下。摩尔比(K₂O/Na₂O)的更优选的范围是0.7以下，进一步优选的范围是0.3以下，再进一步优选的范围是0.1以下，也可以使所述摩尔比为0。

为了提高记录密度，需要拉近磁头与磁记录介质表面的距离，提升写入、读入分辨率。因此近年来，正在发展磁头的低上浮量化(减少磁头与磁记录介质表面之间的间隔)，伴随于此，在磁记录介质表面中连一点点的突起的存在也不再允许。这是因为在低上浮量化了的记录再生系统中，即使是微小突起也会与磁头碰撞而成为磁头元件的损伤等的原因。另一方面，BaO会通过与大气中的二氧化碳的反应而生成成为玻璃基板表面的附着物的BaCO₃。除此以外，BaO还是成为产生玻璃表面变质(称为侵蚀)的原因、是有可能在基板表面形成微小突起的成分。因而，优选将BaO的含量抑制在上述范围，优选是不含有BaO的玻璃，即，优选是无Ba玻璃。为了减轻对环境的负担，也优选无Ba化。

此外，为了得到高的玻璃化转变温度，从混合碱土类效果的观点出发，碱土类金属氧化物不是添加多种，而是优选只添加碱土类氧化物中的单一成分，在添加多种的情况下，能以如下方式进行选择，即，使最多的碱土类氧化物的比例为碱土类金属氧化物总量的70％以上，更优选为80％以上，进一步优选为90％以上，特别有选为95％以上。

此外，为了一边保持化学强化的效率一边改善耐热性，优选使Li₂O、Na₂O以及K₂O的合计含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比((Li₂O+Na₂O+K₂O)/(MgO+CaO+SrO+BaO))为2.0以下，更优选为1.7以下，进一步优选为1.5以下，再进一步优选为1.3以下，更进一步优选为1.0以下。

Al₂O₃是具有使刚性和耐热性提高的效果和改善离子交换效率的效果的可选成分。为了得到所述效果，优选使Al₂O₃的含量为1％以上，更优选为2％以上，进一步优选为4％以上。但是，当Al₂O₃的含量过剩时，会示出玻璃的耐失透性(稳定性)、熔融性降低的倾向，因此，优选使Al₂O₃的含量为12％以下，更优选为10％以下，进一步优选为7％以下。

另外，为了维持玻璃的熔融性、使玻璃的耐酸性变得良好，优选使Al₂O₃的含量相对于SiO₂的含量的摩尔比(Al₂O₃/SiO₂)为0.178以下，更优选为0.175以下，进一步优选为0.170以下。

K₂O与其它的Li₂O、Na₂O相比具有使断裂韧性值降低的作用。此外，因为K₂O具有使的离子交换的效率降低的作用，所以，优选使K₂O含量为7％以下，更优选为5％以下，进一步优选为3％以下，再进一步优选为1％以下，更进一步优选为0.5％以下。进而，也可以不含有K₂O。

因为ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅、HfO₂是提高刚性和耐热性的成分，所以优选导入至少一种，但是，过量的导入会使玻璃的熔融性和热膨胀特性降低。因而，优选使ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量为0～10％。

为了得到上述氧化物的导入效果，ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量的优选的下限是0.1％，更优选的下限是0.3％，进一步优选的下限是0.5％。此外，从维持熔融性、热膨胀系数的观点出发，ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量的优选的上限是8％，更优选的上限是6％，进一步优选的上限是4％。

虽然ZrO₂是可选成分，但是，提高玻璃化转变温度而改善耐热性的作用、改善化学耐久性特别是耐碱性的作用大，此外，还具有提高杨氏模量而进行高刚性化的效果和改善离子交换效率的效果。因而，优选使ZrO₂的含量为0.1％以上，更优选为0.3％以上，进一步优选为0.5％以上。当过剩地导入ZrO₂时，玻璃的熔融性会降低，会产生原料的溶渣，有可能难以生产均质的玻璃，因此，优选使ZrO₂的含量为6％以下，更优选为4％以下，进一步优选为3％以下。

此外，也能使用ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量来确定ZrO₂的含量的优选的范围。因为ZrO₂具有提高离子交换效率的效果，所以，优选使ZrO₂的含量相对于ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量的摩尔比(ZrO₂/(ZrO₂+TiO₂+Y₂O₃+La₂O₃+Gd₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅+HfO₂))为0.3～1.0的范围。摩尔比(ZrO₂/(ZrO₂+TiO₂+Y₂O₃+La₂O₃+Gd₂O₃+Nb₂O₅+Ta₂O₅+HfO₂))的更优选的范围是0.5～1.0，更优选的范围是0.7～1.0，特别优选是1.0。

为了改善玻璃的化学耐久性，优选使SiO₂、ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Yb₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量为66％以上，更优选为66.5％以上，进一步优选为67.0％以上。另外，SiO₂、ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Yb₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量的上限根据Al₂O₃、碱金属氧化物、碱土类金属氧化物、其它成分的各含量而定。

在本发明的磁记录介质基板用玻璃含有ZrO₂的情况下，为了改善玻璃的化学耐久性，优选使SiO₂和ZrO₂的合计含量为66％以上。SiO₂和ZrO₂的合计含量的更优选的下限是66.5％，进一步优选的下限是67.0％。另外，SiO₂和ZrO₂的合计含量的上限根据Al₂O₃、碱金属氧化物、碱土类金属氧化物、其它成分的各含量而定。

TiO₂与ZrO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅、HfO₂相比，是抑制比重的增加的作用大、具有提高杨氏模量、比模量的效果的成分。但是，由于过剩的导入会在将玻璃浸渍于水时在玻璃表面附着与水的反应生成物，有可能损害玻璃表面的平滑性，因此，优选使TiO₂的含量为0～5％，更优选是0～4％，进一步优选是0～3％，特别优选不含有TiO₂。

因为La₂O₃、Gd₂O₃、Nb₂O₅、Y₂O₃、Ta₂O₅、HfO₂是使比重增加的成分，所以优选使各成分的含量分别为0～7％，更优选是0～6％，进一步优选是0～5％，也可以不含有各成分。

虽然B₂O₃是改善玻璃基板的脆性、提高玻璃的熔融性的成分，但是，由于过剩的导入会降低耐热性，因此优选在上述各玻璃中使其导入量为0～3摩尔％，更优选为0～2摩尔％，进一步优选为0摩尔％以上且不足1摩尔％，再进一步优选为0～0.5摩尔％，更进一步优选为0～0.3摩尔％，特别优选为0～0.1摩尔％，实质上也可以不导入。

虽然ZnO具有改善玻璃的熔融性、成形性以及玻璃稳定性、提高刚性、使热膨胀系数变高的作用，但是，当过剩导入时，玻璃化转变温度会大幅降低、耐热性会明显降低、化学耐久性会恶化，因此，优选使ZnO的含量为0～10％。ZnO的含量的更优选的范围是0～7％，进一步优选的范围是0～5％，也可以不含有ZnO。

为了照顾对环境的影响，优选不含有Pb、As、Cd、U、Th等。

(添加剂)

除了上述玻璃成分以外，还可以添加少量Sn氧化物、Ce氧化物、Sb₂O₃、F、Cl等的卤化物等作为澄清剂。特别是作为澄清剂优选使用Sn氧化物和Ce氧化物。这是由于以下的理由。

Sn氧化物通过在玻璃熔融时在高温下放出氧气、导入包含在玻璃中的微小的泡使其成为大的泡而变得容易上浮，由此，促进澄清的作用优秀。另一方面，Ce氧化物通过在低温下导入在玻璃中作为气体存在的氧作为玻璃成分而消除泡的作用优秀。在泡的大小(残留在固化的玻璃中的泡(空洞)的大小)为0.3mm以下的范围时，Sn氧化物无论除去比较大的泡还是除去极小的泡的作用都很强。当与Sn氧化物一同添加Ce氧化物时，50μm～0.3mm左右的大的泡的密度会剧减至几十分之一左右。像这样，通过使Sn氧化物和Ce氧化物共存，从而能从高温域遍及低温域在宽的温度范围内提高玻璃的澄清效果，因此优选添加Sn氧化物和Ce氧化物。

如果Sn氧化物和Ce氧化物的外加添加量合计为0.02质量％以上，就能期待充分的澄清效果。当使用包括即使是微小且少量的未熔解物的玻璃制作基板时，当通过抛光在玻璃基板表面出现未熔解物时，就会在玻璃基板表面产生突起或者未熔解物脱落的部分会变成凹坑而损害玻璃基板表面的平滑性，不能作为磁记录介质用的基板进行使用。与此相对地，如果Sn氧化物和Ce氧化物的外加添加量合计为3.5质量％以下，就能充分地溶解到玻璃中，因此能防止未熔解物的混入。

此外，Sn、Ce在制作结晶化玻璃的情况下发挥生成结晶核的作用。因为本发明的玻璃基板由非晶质性玻璃构成，所以优选不会由于加热而析出结晶。当Sn、Ce的量变为过剩时，变得容易发生这样的结晶的析出。因此，Sn氧化物、Ce氧化物都应避免过剩的添加。

从以上的观点出发，优选使Sn氧化物和Ce氧化物的外加添加量合计为0.02～3.5质量％。Sn氧化物和Ce氧化物的外加添加量的合计的优选的范围是0.1～2.5质量％，更优选的范围是0.1～1.5质量％，进一步优选的范围是0.5～1.5质量％。

作为Sn氧化物使用SnO₂，在玻璃熔融过程中在高温下有效地放出氧气，因此优选。通过调整Sn氧化物、Ce氧化物的添加量，即使不添加Sb₂O₃也能得到充分的澄清性。

另外，虽然能在0～1质量％的范围中外加添加硫酸盐作为澄清剂，但是，在玻璃熔融过程中有熔融物沸腾溢出的可能性，玻璃中的杂质会剧增，因此在担心上述沸腾溢出的情况下，优选不导入硫酸盐。另外，只要是能在不损害本发明的目的的情况下得到澄清效果的澄清剂，也可以使用上述澄清剂以外的澄清剂。但是，如前所述，应避免添加环境负荷大的As。

Sb₂O₃可以单独作为澄清剂使用，也可以与Sn氧化物或Ce氧化物并用，还可以与Sn氧化物和Ce氧化物并用。

接着，对本发明的玻璃或玻璃基板的各个特性进行说明。

(热膨胀系数)

装入有磁记录介质的HDD(硬盘驱动器)是用主轴电动机的主轴和夹钳压住中央部分而使磁记录介质本身旋转的构造。因此，当磁记录介质基板与构成主轴部分的主轴材料各自的热膨胀系数存在大的差异时，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，其结果是发生磁记录介质变形的现象。当产生这样的现象时，磁头不再能读出写入的信息，成为损害记录再生的可靠性的原因。因而，为了提高磁记录介质的可靠性，对于基板材料要求具有与主轴材料(例如，不锈钢等)热膨胀系数尽可能接近的热膨胀系数的玻璃。特别是，在具有由高Ku磁性材料构成的磁记录层的磁记录介质中，因为记录密度极高，所以磁记录介质的一点点的变形也容易引起所述故障。

在本发明的磁记录介质基板用玻璃的优选的方式中，100～300℃的温度范围中的平均线膨胀系数为50×10^－7/℃以上。通过使用所述玻璃制作基板，从而能提高HDD的上述可靠性。像这样，能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材料。所述平均线膨胀系数的更优选的范围是55×10^－7/℃以上，进一步优选的范围是60×10^－7/℃以上。关于所述平均线膨胀系数的上限，当考虑主轴材料的热膨胀特性时，例如，优选是120×10^－7/℃左右，更优选是100×10^－7/℃。另外，热膨胀系数为在化学强化的前后大致固定的值。

此外，500～600℃的温度范围中的平均线膨胀系数优选是60×10^－7/℃以上，更优选为70×10^－7/℃以上。500～600℃的温度范围中的平均线膨胀系数例如优选是100×10^－7/℃以下，更优选是90×10^－7/℃以下。通过使用500～600℃的温度范围中的平均线膨胀系数在上述范围内的玻璃制作基板，从而在对高Ku磁性材料等多层膜进行成膜后进行退火处理时，能可靠地防止在退火处理过程中或处理后多层膜从玻璃基板剥离、在退火处理构成中基板从保持构件掉落。

(杨氏模量)

在盘状的磁记录介质中，一边使介质围绕中心轴进行高速旋转，一边使磁头在半径方向上移动，沿旋转方向进行数据的写入、读出。近年来，为了提高该写入速度和读出速度，旋转数从5000rpm向着7200rpm进而10000rpm的高速化的方向发展，因为在盘状的磁记录介质中预先根据距中心轴的距离而分配记录数据的位置，所以，当盘在旋转中发生变形时，会发生磁头的位置偏移，正确的读取变得困难。因而，为了应对上述高速旋转化，对于玻璃基板还要求具有在高速旋转时不会发生大的变形的高的刚性(杨氏模量)。在本发明的磁记录介质基板用玻璃的优选的方式中，因为具有75GPa以上的杨氏模量，所以通过使用所述玻璃制作基板，从而能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了的磁记录介质中，也能正确地进行数据的读取、写入。杨氏模量的更优选的范围是78GPa以上，进一步优选为80GPa以上，再进一步优选为82GPa以上。虽然杨氏模量的上限没有特别限定，但是，为了将其它特性设为优选的范围，例如，能考虑将90GPa作为上限的指标。另外，杨氏模量也是在化学强化的前后大致固定的值。

(比模量、比重)

为了抑制在使磁记录介质进行高速旋转时的变形(基板的弯曲)，作为基板材料优选具有高的比模量的玻璃。虽然比模量也是在化学强化的前后大致固定的值，但是本发明的磁记录介质基板用玻璃中的比模量的优选的范围是25MNm/kg以上，更优选是27MNm/kg以上，进一步优选是30MNm/kg以上。其上限例如是37MNm/kg左右，但是没有特别限定。比模量是将玻璃的杨氏模量除以密度的量。在此，关于密度认为是对玻璃的比重附上g/cm³的单位的量即可。通过玻璃的低比重化，除了能使比模量变大以外，还能使基板轻量化。通过基板的轻量化，可进行磁记录介质的轻量化，使磁记录介质的旋转所需的电力减少，能抑制HDD的功率。本发明的磁记录介质基板用玻璃的比重的优选的范围是2.9以下，更优选的范围是2.8以下，进一步优选的范围是2.7以下。比重也是在化学强化前后大致固定的值。

(耐酸性、耐碱性)

在生产磁记录介质用玻璃基板时，将玻璃加工成盘形状，将主表面加工为极为平坦且平滑。然后，在所述加工工序之后，通常对玻璃基板进行酸洗涤来除去作为附着在表面的污物的有机物。在此，当玻璃基板是耐酸性差的玻璃基板时，在上述酸洗涤时会发生表面粗糙，平坦性、平滑性受到损害，难以作为磁记录介质用玻璃基板使用。特别是，对于要求玻璃基板表面的高的平坦性、平滑性的具有由高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的材料，优选具有优秀的耐酸性的玻璃。

此外，接着酸洗涤，进行碱洗涤而除去附着在表面的抛光剂等杂质，能够得到更清洁的状态的基板。在碱洗涤时，为了防止由表面粗糙造成的基板表面的平坦性、平滑性的降低，作为玻璃基板的材料优选耐碱性优秀的玻璃。从磁头的低上浮量化的观点出发，具有优秀的耐酸性和耐碱性、基板表面的平坦性、平滑性高也是有利的。在本发明中，通过进行所述的玻璃组成的调整，特别是通过进行对化学耐久性有利的组成调整，从而能实现优秀的耐酸性和耐碱性。

(液相线温度)

在使玻璃熔融、对得到的熔融玻璃进行成形时，当成形温度低于液相线温度时，玻璃会结晶化，不能生产均质的玻璃。因此需要使玻璃成形温度为液相线温度以上，但是，当成形温度超过1450℃时，例如，对熔融玻璃进行压制成形时使用的压制成形模具会与高温的玻璃反应，容易受到损伤。在将熔融玻璃浇铸到铸模而进行成形的情况下也同样地，铸模容易受到损伤。照顾到这一点，优选构成本发明的玻璃基板的玻璃的液相线温度为1450℃以下。液相线温度的更优选的范围是1430℃以下，进一步优选的范围是1400℃以下。在本发明中，通过进行所述的玻璃组成调整，从而能实现上述优选的范围的液相线温度。下限没有特别限定，只要将800℃以上考虑为指标即可。

(光谱透射率)

磁记录介质经过在玻璃基板上成膜包含磁记录层的多层膜的工序而进行生产。在用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到成膜装置的基板加热区域，将玻璃基板加热升温至能进行溅射等成膜的温度。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，在玻璃基板上成膜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，在最下层之上进行成膜。像这样，通过将玻璃基板依次移送到后级的成膜区域而进行成膜，从而形成多层膜。因为上述加热和成膜在利用真空泵进行排气后的低压下进行，所以玻璃基板的加热不得不采取非接触方式。因此，利用辐射进行加热适合于玻璃基板的加热。该成膜需要在玻璃基板未低于适合进行成膜的温度的期间进行。当各层的成膜所需的时间过长时，加热的玻璃基板的温度会降低，产生在后级的成膜区域中得不到充分的玻璃基板温度的问题。为了长时间将玻璃基板保持为能进行成膜的温度，可以考虑将玻璃基板加热为更高温，但是，当玻璃基板的加热速度小时，必须使加热时间更长，也必须使玻璃基板停滞在加热区域的时间变长。因此，各成膜区域中的玻璃基板的停滞时间也会变长，在后级的成膜区域中不能保持充分的玻璃基板温度。进而，提高生产量也变得困难。特别是在生产具备由高Ku磁性材料构成的磁记录层的磁记录介质的情况下，为了在规定时间内将玻璃基板加热为高温，应进一步提高玻璃基板的利用辐射的加热效率。

在上述玻璃中，在包含波长为2750～3700nm的区域中可能存在吸收峰。此外，通过添加或作为玻璃成分导入后述的红外线吸收剂，从而能提高更短波长的辐射的吸收，能使波长为700nm～3700nm的波长区域具有吸收。为了通过辐射即红外线照射而效率良好地对玻璃基板进行加热，优选使用在上述波长域存在光谱的极大的红外线。要提高加热速度，可以考虑使红外线的光谱极大波长与基板的吸收峰波长匹配，并且增加红外线功率。当作为红外线源而以高温状态的碳加热器为例时，要增加红外线的功率，只要增加碳加热器的输入即可。但是，当将来自碳加热器的辐射考虑为黑体辐射时，加热器温度会根据输入增加而上升，因此，红外线的光谱的极大波长向短波长侧偏移而从玻璃的上述吸收波长域脱离。因此，为了提高基板的加热速度，必须使加热器的功耗过大，产生加热器的寿命变短等问题。

鉴于这样的方面，优选通过使上述波长区域(波长700～3700nm)中的玻璃的吸收更大，从而在使红外线的光谱极大波长与基板的吸收峰波长接近的状态下进行红外线的照射，不使加热器输入过剩。因此，为了提高红外线照射加热效率，作为玻璃基板，优选如下的玻璃基板，即，在700～3700nm的波长域存在换算为厚度2mm的光谱透射率为50％以下的区域，或者，遍及所述波长域，具有换算为厚度2mm的光谱透射率为70％以下的透射率特性。例如，从铁、铜、钴、镱、锰、钕、镨、铌、铈、钒、铬、镍、钼、钬以及铒之中选择的至少1种金属的氧化物能作为红外线吸收剂起作用。此外，因为水分或水分中包含的OH基对3μm带具有强的吸收，所以水分也能作为红外线吸收剂起作用。通过在玻璃组成中适量地导入上述能作为红外线吸收剂起作用的成分，从而能对玻璃基板赋予上述优选的吸收特性。关于上述能作为红外线吸收剂起作用的氧化物的添加量，作为氧化物按质量基准优选为500ppm～5％，更优选为2000ppm～5％，进一步优选为2000ppm～2％，再进一步优选为4000ppm～2％的范围。此外，对于水分，按H₂O换算的重量基准优选包括超过200ppm，更优选包括220ppm以上。

另外，在将Yb₂O₃、Nb₂O₅作为玻璃成分导入的情况或作为澄清剂而添加Ce氧化物的情况下，能利用由这些成分造成的红外线吸收来提高基板加热效率。

(玻璃的制法)

本发明的磁记录介质基板用玻璃能通过以下方式得到，即，例如，以得到上述组成的玻璃的方式称量氧化物、碳酸盐、硝酸盐、氢氧化物等原料，进行混合而作为调和原料，将该调和原料投入到熔融容器在1400～1600℃的范围进行加热、熔融、澄清、搅拌而制作不包括泡、未熔解物的均质的熔融玻璃，对该熔融玻璃进行成形。在熔融玻璃的成形中，能使用压制成形法、铸造(cast)法、浮(float)法、溢流下拉(overflow down-draw)法等。由于后述的理由，在熔融玻璃的成形中，特别优选使用压制成形法。

(化学强化玻璃)

本发明的磁记录介质基板用玻璃适合作为化学强化用玻璃。

因为通过前述的组成调整可赋予良好的化学强化性能，所以能通过化学强化处理在玻璃表面容易地形成离子交换层，能在表面的一部分或全部形成离子交换层。离子交换层能通过在高温下使碱盐与基板表面接触而使该碱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。

通常的离子交换以如下方式进行，即，对碱金属硝酸盐进行加热而使其成为熔融盐，将基板浸渍于该熔融盐。当代替基板中的离子半径小的碱金属离子而导入离子半径大的碱金属离子时，会在基板表面形成压缩应力层。由此，能提高磁记录介质用玻璃基板的断裂韧性，提高其可靠性。

化学强化能根据需要将预先加工的上述玻璃浸渍于例如包括钠盐和钾盐的混合熔融盐中来进行。优选作为钠盐而使用硝酸钠，作为钾盐而使用硝酸钾。因为本发明的磁记录介质基板用玻璃是如前述的那样作为必要成分包括Li₂O的玻璃，所以优选离子交换通过离子半径比Li大的Na、K来进行。

通过离子交换还能减低来自化学强化玻璃表面的碱溶出量。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高且比玻璃化转变温度低的温度下在碱熔融盐不会热分解的温度范围中进行离子交换。关于基板具有离子交换层的情况，能通过利用巴比涅法观察玻璃的截面(切开离子交换层的面)来确认的方法、从玻璃表面起测定碱金属离子的深度方向上的浓度分布的方法等进行确认。

强化处理温度(熔融盐的温度)、强化处理时间(将玻璃浸渍于熔融盐中的时间)能适宜地进行调整。例如，强化处理温度的范围只要以400～570℃为指标进行调整即可。强化处理时间的范围只要以0.5～10小时为指标进行调整即可，优选以1～6小时为指标进行调整。

如前所述，玻璃的玻璃化转变温度、热膨胀系数、杨氏模量、比模量、比重、光谱透射率在化学强化的前后示出大致固定的值，因此，在本发明中，化学强化前后的热膨胀系数、杨氏模量、比模量、比重、光谱透射率的各特性作为相同的值来处理。此外，非晶质状态的玻璃在进行化学强化后也维持非晶质状态。

[磁记录介质用玻璃基板]

本发明的磁记录介质用玻璃基板的第一方式(以下，称为玻璃基板I)是对上述本发明的磁记录介质基板用玻璃进行化学强化而成的玻璃基板。

本发明的磁记录介质基板用玻璃能通过化学强化而示出前述的应力分布，由此，能防止产生延迟断裂。因而，玻璃基板I是不会发生延迟断裂而且能具有高的耐热性和优秀的机械强度的玻璃基板，能示出对上述磁记录介质基板用玻璃进行化学强化而成的玻璃具有的各种特长。

本发明的磁记录介质用玻璃基板的第二方式(以下，称为玻璃基板II)是由如下的化学强化玻璃构成的玻璃基板，在该化学强化玻璃中，玻璃化转变温度为650℃以上，而且在通过巴比涅法求出的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布为凸形状，但是，该凸形状不包含向压缩应力侧凹陷的凹部。对于该应力分布，像前面说明的那样，通过示出这样的应力分布，能防止产生延迟断裂。例如，在所述假想截面中，在将距主表面的深度设为x时，将深度x处的应力值S(x)称为应力分布。应力分布通常以两个主表面间的中心成为线对称。想要知道应力分布，只要相对于两个主表面垂直地剖开玻璃基板，通过巴比涅法来观察剖面即可。

作为玻璃基板II的应力分布的优选的方式，能举出如下的方式，即，在两主表面附近处压缩应力值成为极大，随着深度x增加压缩应力值减小，随着变得比压缩应力与拉伸应力平衡的深度x₀还深，压缩应力转为拉伸应力，拉伸应力值缓缓地增加而在两个主表面间的中央部或中央部附近取得极大值。如图1所示，该极大值有时会维持在深度方向的一定区域。只要是取得这样的应力分布的玻璃基板，即使在基板表面产生的裂缝的深度变得比x₀深，也能防止裂缝由于拉伸应力急剧生长而达到断裂的延迟断裂。

本发明的磁记录介质用玻璃基板的第三方式(以下，称为玻璃基板III)是由如下的化学强化玻璃构成的玻璃基板，在该化学强化玻璃中，玻璃化转变温度为650℃以上，而且通过巴比涅法求出的拉伸应力的平均值Tav与拉伸应力的最大值Tmax满足下述式(1)：

Tav/Tmax≥0.5。

以下，基于图3和图4对式(1)进行说明。

所谓拉伸应力的最大值Tmax，是上述拉伸应力值的极大值。在图3中，作为拉伸应力与压缩应力的中心线的L线以使面积S₁、S₂、S₃成为S₁+S₂＝S₃的方式来决定。当设从与S₂侧的主表面平行的假想直线与垂直于两个主表面且通过Tmax的假想直线的交点到S₂侧的主表面的距离为DOL时，使Tav＝S₃/(tsub－2×DOL)，可算出拉伸应力的平均值Tav。

在玻璃III中，Tav/Tmax≥0.5，优选Tav/Tmax≥0.7，更优选Tav/Tmax≥0.8。关于Tav/Tmax的上限值，例如是Tav/Tmax＜1.0。

由式(1)规定的Tav/Tmax能作为表示在前面示出图2说明的不存在隆起的情况的指标进行使用，因为存在隆起的玻璃基板中Tmax大，所以成为Tav/Tmax＜0.5。

与此相对地，因为满足上述式(1)的玻璃中不存在隆起，所以，可抑制产生延迟断裂。

另外，对于像图2所示的那样存在隆起的玻璃基板，如图4所示，L线以使面积S₄、S₅、S₆、S₇、S₈成为S₄+S₅+S₆＝S₇+S₈的方式来决定。进而，关于Tav，作为Tav＝(S₇+S₈－S₆)/(tsub－2×DOL)而算出。在图2中，拉伸应力层被S₆分为两个层S₇和S₈，但是，在像图1所示的那样拉伸应力层由一层构成的情况下，如上所述，只要根据Tav＝S₃/(tsub－2×DOL)算出Tav即可。

进而，玻璃基板II、III的玻璃化转变温度高达650℃以上，因此，即使在基板上形成高Ku磁性材料而进行热处理，也不会损害基板的平坦性。关于这一点，通过对玻璃化转变温度为650℃以上的玻璃进行化学强化而得到的玻璃基板I也是同样的。

像这样，玻璃基板I、II、III适合于以高记录密度对应的磁记录介质用基板为代表的要求高可靠性和优秀的耐热性的用途。

另外，作为本发明的玻璃基板，更优选的方式是为玻璃基板I且为玻璃基板II或玻璃III的玻璃基板，再进一步优选的方式是，为玻璃基板I且为玻璃基板II以及玻璃基板III的玻璃基板。优选玻璃基板II、III是化学强化玻璃基板。

例如，作为优选的方式，能举出：

由如下的化学强化玻璃构成的玻璃基板I，在该化学强化玻璃中，在通过巴比涅法求出的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布为凸形状，但是该凸形状不包含向压缩应力侧凹陷的凹部；

由如下的化学强化玻璃构成的玻璃基板I，在该化学强化玻璃中，通过巴比涅法求出的拉伸应力的平均值Tav与拉伸应力的最大值Tmax满足下述式(1)：

Tav/Tmax≥0.5；以及

由如下的化学强化玻璃构成的玻璃基板I，在该化学强化玻璃中，在通过巴比涅法求出的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布为凸形状，但是该凸形状不包含向压缩应力侧凹陷的凹部，而且拉伸应力的平均值Tav与拉伸应力的最大值Tmax满足下述式(1)：

Tav/Tmax≥0.5；等。

根据本发明的玻璃基板，能减低来自基板表面的碱溶出量，因此，本发明的玻璃基板适合作为磁记录介质用的玻璃基板。

以下，对玻璃基板I、II、以及III的共同点进行说明。

(断裂韧性值)

本发明的玻璃基板的优选的方式是如下的玻璃基板，即，断裂韧性值K_1c为0.8MPa·m^1/2以上，更优选是1.0MPa·m^1/2以上，进一步优选是1.1MPa·m^1/2以上，再进一步优选是1.2MPa·m^1/2以上，更进一步优选是1.3MPa·m^1/2以上，再更进一步优选为1.4MPa·m^1/2以上，特别优选为1.5MPa·m^1/2以上，最优选为1.6MPa·m^1/2以上。如前所述，由于磁记录介质的高记录密度化，介质的旋转速度变得高速化，磁头与介质的距离也日益趋于减小，为使基板不会由于磁头碰到高速旋转中的磁记录介质的冲击而破损，需要具有优秀的耐冲击性的基板。因为上述基板的断裂韧性值大，所以耐冲击性优秀，适合作为进行高记录密度化的磁记录介质用玻璃基板。

断裂韧性值可用以下的方法来测定。

使用AKASHI公司制造的装置MVK－E对加工成板状的试样以压入荷重P[N]压入维氏压头而对试样导入压痕以及裂缝。当设试样的杨氏模量为E[GPa]、压痕对角线长度为d[m]、表面裂缝的半长为a[m]时，断裂韧性值K_1c[Pa·m^1/2]可用下式表示。

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

另外，只要没有特别记载，在本发明中，所谓断裂韧性值，意味着使荷重P为9.81N(1000gf)而进行测定的断裂韧性值。关于断裂韧性值的测定，为了准确地测定压痕对角线长度d、表面裂缝的半长a，优选在玻璃的平滑面例如抛光的面中进行。上述断裂韧性值还会根据玻璃组成而变化，此外，还会根据化学强化条件而变化，因此，为了得到由进行化学强化的玻璃构成的本发明的磁记录介质用玻璃基板，能通过组成调整以及化学强化处理条件使上述断裂韧性值在所需的范围。

(表面状态)

优选形成有磁记录层的主表面具有下述(1)～(3)的任一个以上的表面性。

(1)使用原子力显微镜在1μm×1μm的范围中以512×256像素的分辨率进行测定的表面粗度的算术平均Ra为0.15nm以下；

(2)在5μm×5μm的范围中测定的表面粗度的算术平均Ra为0.12nm以下；以及

(3)对于波长100μm～950μm的表面波度的算术平均Wa为0.5nm以下。

关于成膜在基板上的磁记录层的晶粒度(grain size)，例如，在垂直记录方式中不足10nm。即使为了进行高记录密度化而使比特尺寸微小化，当基板表面的表面粗度大时，磁特性的提高也是无望的。与此相对地，如果是上述(1)、(2)这两种表面粗度的算术平均Ra为上述范围的基板，即使为了进行高记录密度化而使比特尺寸微小化，也能改善磁特性。此外，通过使上述(3)的表面波度的算术平均Wa为上述范围，从而能提高HDD中的磁头的上浮稳定性。

因而，优选本发明的磁记录介质用玻璃基板满足(1)～(3)的任一个，更优选满足(1)和(2)，进一步优选满足(1)～(3)的全部。

(板厚)

在笔记本个人计算机用的HDD中通常使用外径尺寸为2.5英寸的磁记录介质，其中使用的玻璃基板的板厚为0.635mm，但是，为了在不改变比模量的情况下提高基板的刚性而进一步改善耐冲击性，优选使板厚变厚。因而，在本发明的磁记录介质用玻璃基板中，优选使板厚为0.5mm以上，为了进一步提高基板的刚性，例如，更优选做成为0.7mm以上的板厚，进一步优选做成为0.8mm以上的板厚。

如前所述，本发明的磁记录介质用玻璃基板能具备高耐热性和高断裂韧性，因此，适合作为在要求高可靠性的旋转数为5000rpm以上、优选为7200rpm以上、更优选为10000rpm以上的磁记录装置中使用的磁记录介质用的玻璃基板，或在搭载有DFH(DynamicFlying 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。

进而，由于高低热性、高可靠性，从而适合作为能量辅助磁记录用磁记录介质用的玻璃基板。

此外，从实现兼具上述(1)～(3)的表面性的基板考虑，提高玻璃的耐酸性、耐碱性是有效的。

[磁记录介质用玻璃基板坯件]

接着，对磁记录介质用玻璃基板坯件进行说明。

本发明的磁记录介质用玻璃基板坯件作为必要成分而包含SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO以及BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，玻璃化转变温度为650℃以上。

在此，所谓磁记录介质用玻璃基板坯件(以下，称为基板坯件)，意味着进行加工而做成为磁记录介质用玻璃基板之前的基板用玻璃母材。关于构成基板坯件的玻璃的组成、特性、以及组成和特性的优选的范围，像前面说明的那样。

因为磁记录介质用玻璃基板呈盘形状，所以优选本发明的基板坯件是盘形状。

基板坯件能通过以下方式进行制作，即，以得到上述玻璃的方式调和玻璃原料，进行熔融而成为熔融玻璃，将制作的熔融玻璃通过压制成形法、下拉(down draw)法或浮法中的任一种方法成形为板状，根据需要对得到的板状的玻璃进行加工。

在压制成形法中，切断流出的熔融玻璃，得到所需的熔融玻璃块，用压制成形模具对其进行压制成形而制作薄壁圆盘状的基板坯件。

即、本发明涉及一种磁记录介质用玻璃基板坯件的制造方法，包括：以得到如下的玻璃的方式调和玻璃原料的步骤，该玻璃作为必要成分而包括SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO以及BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，玻璃化转变温度为650℃以上；使调和的玻璃原料熔融而得到熔融玻璃的步骤；以及对得到的熔融玻璃进行压制成形而制作由玻璃构成的基板坯件的步骤。

在压制成形法中，能对熔融玻璃进行压制(press)而成形为盘形状，适合于作为对磁记录介质基板用的坯件进行成形的方法。

在压制成形法之中，尤其优选使相当于1个基板坯件的量的熔融玻璃落下，对处于空中的熔融玻璃进行压制成形的方法。在所述方法中，因为用一对压制成形模具夹住空中的熔融玻璃进行压制，所以能从与各压制成形模具相接的面均匀地冷却玻璃，能制造平坦性好的基板坯件。

在下拉法中，使用槽状的成形体引导熔融玻璃，使熔融玻璃向成形体的两侧溢出，在成形体的下方使沿着成形体流下的两个熔融玻璃流合流之后，向下方拉伸而成形为平板状。该方法也称为熔合(fusion)法，通过使与成形体表面接触的玻璃的面相互粘在一起，从而能得到没有接触痕的平板玻璃。此后，从得到的平板材料挖出薄壁圆盘状的基板坯件。

在浮法中，使熔融玻璃流出到蓄有溶融锡等的金属液槽(float bath)上，一边拉伸一边成形为平板状玻璃。此后，从得到的平板材料挖出薄壁圆盘状的基板坯件。

在像浮法、下拉法等那样对熔融玻璃施加张力而成形为平板状的方法中，以比较低的温度保持熔融玻璃，在提高了玻璃的粘度的状态产生张力，因此，所使用的玻璃限定于具有充分的耐失透性的玻璃。耐失透性和玻璃化转变温度存在权衡(trade－off)的关系，因此，浮法、下拉法等方法不适合作为高耐热性玻璃的成形法。另一方面，压制成形法能对高温状态的玻璃进行压制而急速冷却，因此，即使是耐失透性不那么优秀的高耐热性玻璃，也能在高生产性的基础上生产基板坯件。

[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的第一的方式是包括加工上述本发明的基板坯件的步骤的方法。

本发明的磁记录介质用玻璃基板的制造方法的第二的方式是如下的方法，该方法包括：通过上述本发明的基板坯件的制造方法制作基板坯件的步骤；以及加工所述基板坯件的步骤。

无论在哪一个方式中，都优选具备将玻璃浸渍于包含钠盐以及钾盐的熔融盐中进行化学强化的工序。

因为使用上述玻璃来制作基板坯件，所以以与玻璃基板的两个主表面垂直的假想截面中的拉伸应力在所述两个主表面间的中央部成为极大的方式进行化学强化。

因此，能制造具备优秀的耐热性并且难以产生延迟断裂的玻璃基板。为了得到难以产生延迟断裂的玻璃基板，优选将包含0.1摩尔％以上的Li₂O的玻璃浸渍于所述熔融盐中进行化学强化。

另外，在制造盘形状的玻璃基板的情况下，使用通过压制成形法制作的盘状的基板坯件或从通过下拉法或浮法中的任一种方法制作的平板状玻璃挖出的盘状的基板坯件，在基板坯件设置中心孔，实施内外周加工，对两主表面实施磨光(lapping)、抛光(polishing)。接下来，经过包括酸洗涤和碱洗涤的洗涤工序，能得到盘状的玻璃基板。

因为本发明的玻璃基板通过前述的组成调整赋予了良好的化学强化性能，所以，能通过化学强化处理在表面容易地形成离子交换层。

在磁记录介质用玻璃基板的制造工序中，也可以在化学强化工序后在可维持化学强化的效果的范围中进一步进行抛光工序。

[磁记录介质]

接着，对磁记录介质进行说明。

本发明的磁记录介质是在上述本发明的磁记录介质用玻璃基板上具有磁记录层的磁记录介质。

所述磁记录介质例如可以是具有如下结构的盘状磁记录介质(称为磁盘、硬盘等)，该结构是，在玻璃基板的主表面上，从靠近该主表面的一方依次至少层叠有附着层、基底层、磁性层(磁记录层)、保护层、润滑层。

例如，将玻璃基板导入到进行了抽真空的成膜装置内，用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。作为附着层例如能使用CrTi，作为基底层例如能使用CrRu。在上述成膜后，例如，通过CVD法使用C₂H₄来成膜保护层，在同一腔室内，能通过进行对表面导入氮的氮化处理，从而形成磁记录介质。此后，例如，能通过利用浸涂法在保护层上涂敷PFPE(全氟聚醚)，从而形成润滑层。

此外，也可以使用溅射法(包括DC磁控溅射法、RF磁控溅射法等)、真空蒸镀法等众所周知的成膜方法在基底层与磁性层之间形成软磁性层、晶种层、中间层等。

关于上述各层的细节，例如，能参照特开2009－110626号公报的[0027]～[0032]段。此外，能在玻璃基板与软磁性层之间形成由导热性高的材料构成的散热(heat sink)层，其细节将进行后述。

像在前面说明的那样，为了磁记录介质的进一步的高密度记录化，优选由高Ku磁性材料形成磁记录层。根据这一点，所述磁记录层优选是包含将Fe和/或Co和Pt的合金作为主成分的磁性材料的磁记录层，优选磁记录介质是能量辅助磁记录用磁记录介质。

作为将Fe和/或Co和Pt的合金作为主成分的磁性材料，能举出Fe－Pt类磁性材料、Co－Pt类磁性材料或Fe－Co－Pt类磁性材料。另外，所谓“类”意味着含有。即、本发明的磁记录介质优选作为磁记录层而具有包含Fe及Pt、Co及Pt、或Fe、Co以及Pt的磁记录层。

为了得到这样的磁记录层，要在玻璃基板的主表面对将Fe和/或Co和Pt的合金作为主成分的磁性材料进行成膜之后进行退火处理。在此，上述磁性材料的成膜温度通常是超过500℃的高温。进而，关于这些磁性材料，在成膜后为了使晶体取向性一致，上述退火处理要在超过成膜温度的温度下进行。

因而，在使用Fe－Pt类磁性材料、Co－Pt类磁性材料、或Fe－Co－Pt类磁性材料来形成磁记录层时，基板将暴露于上述高温。在此，当构成基板的玻璃是缺乏耐热性的玻璃时，会在高温下变形而损害平坦性。与此相对地，本发明的磁记录介质所包括的基板是示出优秀的耐热性(玻璃化转变温度为650℃以上)基板，因此，在使用Fe－Pt类磁性材料、Co－Pt类磁性材料、或Fe－Co－Pt类磁性材料形成磁记录层之后，也能维持高的平坦性。

上述磁记录层例如能通过如下方式来形成，即，在Ar环境中，用DC磁控溅射法对Fe－Pt类磁性材料、Co－Pt类磁性材料、或Fe－Co－Pt类磁性材料进行成膜，接下来在加热炉内实施更高温的热处理。

可是，Ku(结晶磁各向异性能常数)与矫顽力Hc成比例。所谓矫顽力Hc表示磁化反转的磁场的强度。像在前面说明的那样，高Ku磁性材料对热涨落具有耐性，因此，即使使磁性粒子微粒化也难以发生由热涨落造成的磁化区域的劣化，作为适合进行高密度记录化的材料而为人所知。但是，因为像上述的那样Ku与Hc存在比例关系，所以越是提高Ku，Hc也会变得越高，即，变得难以发生由磁头造成的磁化的反转，信息的写入将变得困难。因此，近年来，通过在记录头写入信息时从记录头对数据写入区域瞬间地施加能量而使矫顽力降低，从而对高Ku磁性材料的磁化反转进行辅助的记录方式受到关注。这样的记录方式被称为能量辅助记录方式，其中，利用激光的照射来辅助磁化反转的记录方式被称为热辅助记录方式，利用微波进行辅助的记录方式被称为微波辅助记录方式。如前所述，根据本发明，能形成利用高Ku磁性材料的磁记录层，因此，通过高Ku磁性材料和能量辅助记录的组合，例如，能实现面记录密度超过1太字节(terabyte)/inch²的高密度记录。即，优选本发明的磁记录介质使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 TRANSACTIONSONMAGNETICS,VOL.44,No.1,JANUARY 2008 119中有详细的记载，关于微波辅助记录方式，例如，在IEEE TRANSACTIONS ON MAGNETICS,VOL.44,No.1,JANUARY 2008 125中有详细的记载，在本发明中，也能利用这些文献记载的方法来进行能量辅助记录。

上述磁记录介质用玻璃基板、磁记录介质(例如，磁盘)对其尺寸都没有特别限制，但是，例如，因为能进行高记录密度化，所以也能使介质和基板小型化。例如，不仅能做成为标称直径2.5英寸，而且能做成为更小的直径(例如，1英寸、1.8英寸)或3英寸、3.5英寸等尺寸。

[磁记录装置]

接着，对磁记录装置进行说明。

本发明的磁记录装置是能量辅助磁记录方式的磁记录装置，具有：至少具有用于加热磁记录介质的主表面的热源、记录元件部、再生元件部的热辅助磁记录头；以及上述本发明的磁记录介质。

根据本发明，通过搭载有上述本发明的磁记录介质，从而能提供具有高记录密度且高可靠性的磁记录装置。

此外，因为上述磁记录装置具备断裂韧性高的基板，所以，即使在旋转数为5000rpm以上、优选为7200rpm以上、更优选为10000rpm以上的高速旋转下也具有充分的可靠性。

进而，从高记录密度化的观点出发，优选上述磁记录装置搭载有DFH(DynamicFlying Height：动态飞行高度)磁头。

作为上述磁记录装置，能例示台式个人计算机、服务器用计算机、笔记本型个人计算机、移动型个人计算机等各种计算机的内部存储装置(固定盘等)、对图像和/或声音进行记录再生的便携式记录再生装置的内部存储装置、车载音频的记录再生装置。

[实施例]

以下，通过实施例对本发明进行更详细的说明。但是，本发明不限定于实施例所示的方式。

(1)熔融玻璃的制作

以可得到表2～4所示各组成的玻璃的方式称量氧化物、碳酸盐、硝酸盐、氢氧化物等的原料进行混合而做成调和原料。将该原料投入到熔融容器，在1500～1600℃的范围进行3～6小时的加热、熔融，澄清、搅拌而制作不包含泡、未熔解物的均质的熔融玻璃，进行成形而得到8种玻璃。在得到的玻璃No.1～No.16之中，未确认到泡或未熔解物、结晶的析出、构成熔融容器的耐火物的混入物。

(2)基板坯件的制作

接着，通过下述方法A或B制作圆盘状的基板坯件。

(方法A)

使澄清、均质化了的上述熔融玻璃从管道以固定流量流出，并且用压制成形用的下模接住，以在下模上得到规定量的熔融玻璃块的方式用切断刀切断流出的熔融玻璃。然后，将载有熔融玻璃块的下模从管道下方立刻搬出，使用与下模相向的上模以及体模压制成形为直径66mm、厚度2mm的薄壁圆盘状。在将压制成形品冷却至不会变形的温度之后，从模具中取出而进行退火，得到基板坯件。另外，在上述成形中使用多个下模一个接一个地将流出的熔融玻璃成形为圆盘形状的基板坯件。

(方法B)

将澄清、均质化了的上述熔融玻璃从上部连续地浇铸到设置有圆筒状的贯通孔的耐热性铸模的贯通孔，成形为圆柱状而从贯通孔的下侧取出。在对取出的玻璃进行退火之后，使用多线切割机(multi－wire saw)在与圆柱轴垂直的方向上以固定间隔对玻璃进行切片加工，制作圆盘状的基板坯件。

另外，虽然在本实施例中采用了上述方法A、B，但是，作为圆盘状的基板坯件的制造方法，下述方法C、D也适合。

(方法C)

能使上述熔融玻璃流出到金属液槽上，成形(利用浮法的成形)为平板状的玻璃，接下来，在进行退火之后从平板玻璃挖出圆盘状的玻璃而得到基板坯件。

(方法D)

能通过溢流下拉法(熔合法)将上述熔融玻璃成形为平板状的玻璃，进行退火，接下来，从平板玻璃挖出圆盘状的玻璃而得到基板坯件。

(3)玻璃基板的制作

在用上述各方法得到的基板坯件的中心开贯通孔，进行外周、内周的研磨加工，对圆盘的主表面进行磨光、抛光(镜面抛光加工)而完成直径65mm、厚度0.8mm的磁盘用玻璃基板。得到的玻璃基板使用1.7质量％的氟硅酸(H₂SiF)水溶液进行洗涤，接下来，使用1质量％的氢氧化钾水溶液进行洗涤，接下来，在用纯水进行冲涮之后进行干燥。当对由表2所示的10种玻璃制作的基板的表面进行放大观察时，未确认到表面粗糙等，是平滑的表面。

接着，将上述盘状的玻璃基板浸渍于硝酸钠与硝酸钾的混合熔融盐中，通过离子交换(化学强化)得到在表面具有离子交换层的玻璃基板。化学强化条件示于表2～4。像这样实施离子交换处理(化学强化处理)对提高玻璃基板的耐冲击性是有效的。通过巴比涅法对从实施了离子交换处理的多枚玻璃基板进行抽样的玻璃基板的截面(切开离子交换层的面)进行观察，确认到形成有离子交换层。

离子交换层可以形成在玻璃基板表面的整个区域，也可以只形成在外周面，还可以只形成在外周面和内周面。

此外，可以在离子交换处理后以残留离子交换层的方式进行镜面抛光处理。为了不使断裂韧性值K_1c降低较大，优选充分残留离子交换层。根据这一点，更优选使由镜面抛光处理造成的加工余量为5μm以下。

(4)磁盘的制作

通过以下的方法在上述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、润滑层，得到磁盘。

首先，使用进行了抽真空的成膜装置，用DC磁控溅射法在Ar环境中依次对附着层、基底层以及磁性层进行成膜。

此时，附着层以成为厚度20nm的非晶CrTi层的方式使用CrTi靶进行成膜。接下来，使用单片/静止相向型成膜装置在Ar环境中用DC磁控溅射法形成由CrRu构成的10nm厚的层作为基底层。此外，磁性层以成为厚度10nm的FePt或CoPt层的方式使用FePt或CoPt靶在成膜温度400℃下进行成膜。

将结束了到磁性层为止的成膜的磁盘从成膜装置转移到加热炉内，在650～700℃的温度范围内适宜地选择条件而进行退火。

接下来，利用将乙烯作为材料气体的CVD法形成3nm的由含氢碳构成的保护层。此后，利用浸涂法形成使用PFPE(全氟聚醚)而构成的润滑层。润滑层的膜厚为1nm。

通过以上的制造工序，得到了磁盘。

1.玻璃的评价

(1)玻璃化转变温度Tg、热膨胀系数

使用Rigaku公司制造的热机械分析装置(Thermo plus TMA8310)测定实施化学强化处理之前的试样的玻璃化转变温度Tg以及在100～300℃和500～600℃的平均线膨胀系数α。另外，因为上述特性在进行化学强化处理前后均几乎不会变化，所以进行化学强化处理后的玻璃基板也视为具有通过上述测定得到的玻璃化转变温度Tg以及100～300℃和500～600℃的平均线膨胀系数α。

(2)杨氏模量

用超声波法测定实施化学强化处理之前的试样的杨氏模量。另外，因为杨氏模量在进行化学强化处理前后几乎不会变化，所以进行化学强化处理后的玻璃基板也视为具有通过上述测定得到的杨氏模量。

(3)比重

用阿基米德法测定实施化学强化处理之前的试样的比重。另外，因为比重在进行化学强化处理前后几乎不会变化，所以进行化学强化处理后的玻璃基板视为具有通过上述测定得到的比重。

(4)比模量

根据在上述(2)中得到的杨氏模量和在(3)中得到的比重算出比模量。

(5)断裂韧性值

使用AKASHI公司制造的装置MVK－E，对加工成板状并以表2～4所述的条件实施了化学强化处理的试样以压入荷重9.81N压入维氏压头，对试样导入压痕以及裂缝。

测定试样的杨氏模量E[GPa]、压痕对角线长度、表面裂缝的半长，根据荷重、试样的杨氏模量算出断裂韧性值K_1c。

(6)Tav/Tmax

对于加工成板状并以表2～4所述的条件实施了化学强化处理的试样，用巴比涅法观察板厚方向的截面，用前述的方法算出Tmax和Tav，根据算出的值求出Tav/Tmax。

2.基板的评价(表面粗度、表面波度)

以512×256像素的分辨率通过原子力显微镜(AFM)对化学强化处理前后的各基板的主表面(层叠磁记录层等的面)的5μm×5μm的矩形区域进行观察，测定在1μm×1μm的范围中以512×256像素的分辨率测定的表面粗度的算术平均Ra、在5μm×5μm的范围中以512×256像素的分辨率测定的表面粗度的算术平均Ra。进而，通过光学式表面形状测定装置观察各基板的主表面，测定对应于波长100μm～950μm的表面波度的算术平均Wa。

测定的结果是，在1μm×1μm的范围中测定的表面粗度的算术平均Ra为0.05～0.15nm的范围，在5μm×5μm的范围中测定的表面粗度的算术平均Ra为0.03～0.12nm的范围，对应于波长100μm～950μm的表面波度的算术平均Wa为0.2～0.5nm，是作为在高记录密度的磁记录介质中使用的基板没有问题的范围。

如表2～4所示，由No.1～No.16的化学强化玻璃构成的基板兼具高耐热性(高玻璃化转变温度)、高刚性(高杨氏模量)、高热膨胀系数、高断裂韧性这4个对磁记录介质基板要求的特性。进而，根据表2～4所示的结果可确认，由No.1～No.16的玻璃构成的基板具有能耐受高速旋转的高比模量，而且是低比重，还能进行基板的轻量化。除此以外，为了制作玻璃基板而在实施例中使用的玻璃能通过化学强化处理而容易地形成离子交换层，其结果是，确认了示出高断裂韧性。图5是对于表2、表4所示的No.1～No.7、No.11、No.12的玻璃将化学强化处理后的断裂韧性值相对于摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))进行描绘的曲线图。根据该曲线图能确认，摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))越降低，断裂韧性值即机械强度就越提高。

另一方面，当使用摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为大约0.29这样较大的表5所示的玻璃(No.17)在熔融盐的温度500℃进行化学强化时，断裂韧性值为0.74MPa·m^1/2。进而，当将多枚玻璃同时浸渍于500℃的熔融盐而进行化学强化时，熔融盐急剧地劣化，强化后的断裂韧性值未达到0.74MPa·m^1/2。同样地，即使将多枚玻璃依次浸渍于500℃的熔融盐而进行化学强化，在第二次以后进行化学强化的玻璃的断裂韧性值也急剧地降低。这推测是因为像前述的那样，玻璃组成中包括的Ca²⁺离子溶出到熔融盐中而阻碍了碱金属离子彼此的离子效果。另外，在摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))比0.2大的情况下也观察到了同样的结果。

与此相对地，在表2～4所示的No.1～16的各玻璃中，即使同时将多枚玻璃浸渍于熔融盐而进行化学强化，也能维持0.80MPa·m^1/2以上的断裂韧性值。此外，在No.1～16的各玻璃中，即使将多枚玻璃依次浸渍于熔融盐而进行化学强化，也能维持0.80MPa·m^1/2以上的断裂韧性值。

像这样，在摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下的玻璃中，难以产生由化学强化造成的熔融盐的劣化，能稳定地生产具有高断裂韧性值的化学强化玻璃。与此相对地，当摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))超过0.20时，熔融盐由于化学强化而劣化，维持高断裂韧性值将变得困难。

另外，在化学强化后的No.1～No.7的玻璃中，在表面形成有深度为30～120μm的压缩应力层，压缩应力的大小成为2.0kgf/mm²以上的值(19.6MPa以上的值)。此外，在No.8～No.16的玻璃中，在表面形成有深度20～120μm的压缩应力层，压缩应力的大小成为2.0kgf/mm²以上的值(19.6MPa以上的值)。

根据以上的结果可确认，根据本发明可得到兼具对磁记录介质基板要求的特性的玻璃。

此外，除了在离子交换处理后以0.5～5μm的范围内的加工余量实施了镜面抛光以外，与上述同样制作了玻璃基板。当通过巴比涅法观察得到的多枚玻璃基板的截面时，形成有离子交换层，未发现机械强度的劣化。对于其它特性与上述相同。

在通过利用所述的巴比涅法对各实施例(化学强化后的No.1～16的各玻璃)进行观察而得到的截面照片中，在与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布为凸形状，未发现隆起。当根据这些应力分布用基于图3说明的所述方法求取Tav/Tmax时，No.1～13的玻璃的化学强化后的Tav/Tmax的值为0.8以上。此外，No.14～16的玻璃的化学强化后的Tav/Tmax的值为0.5以上。

为证实示出上述的应力分布的化学强化玻璃基板不会示出延迟断裂，进行了以下的试验。

在实施例中测定了断裂韧性值的化学强化处理后的试样中，存在以压入荷重9.81N压入维氏压头而成的压痕。将存在该压痕的试样放入环境试验机，在温度80℃、相对湿度80％的环境下放置7天之后取出，观察压痕。各实施例都各准备100枚试样，进行上述试验的结果是，在任一个试样中都未确认到从压痕起的裂缝的延长。

与此相对地，将包含Na₂O、K₂O而不包含Li₂O的玻璃、例如将具有在No.1的玻璃组成中将Li₂O的全部置换为Na₂O的组成的玻璃浸渍于硝酸钾的熔融盐中而进行了化学强化的试样，在由巴比涅法得到的应力分布中如图2所示观察到了隆起，是Tav/Tmax＜0.5。当对该试样进行上述试验时，100枚中的8枚确认了从压痕起的裂缝的延长，3枚的裂缝的延长明显，已被破损。

根据以上的延迟断裂的加速试验的结果可确认，在实施例的化学强化玻璃基板中可得到延迟断裂防止效果。

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

3.磁盘的评价

(1)平坦性

一般来说，只要平坦度为5μm以下就能进行可靠性高的记录再生。当用平坦度测定装置测定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(盘表面的最高的部分和最低的部分的上下方向(与表面垂直的方向)上的距离(高低差))时，所有磁盘的平坦度都是5μm以下。根据该结果可确认，实施例的玻璃基板在形成FePt层或CoPt层时的高温处理中也未引起大的变形。

(2)装载卸载试验

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在以旋转数为10000rpm的高速进行旋转的2.5英寸型硬盘驱动器，进行装载卸载(Load Unload，以下，LUL)试验。在上述硬盘驱动器中，主轴电动机的主轴是不锈钢制成的。所有磁盘的LUL的耐久次数都超过了60万次。此外，当在LUL试验过程中产生由与主轴材料的热膨胀系数的不同造成的变形、由高速旋转造成的弯曲时，会在试验过程中产生碰撞故障或热粗糙(thermalasperity)故障，但是，任一个磁盘在试验过程中都未产生这些故障。

(3)耐冲击性试验

制作磁盘用玻璃基板(尺寸2.5英寸、板厚0.8mm)，使用Lansmont公司制造的MODEL－15D进行了冲击试验。该冲击试验通过如下方式进行，即，将磁盘用玻璃基板组装到模仿HDD的主轴以及夹钳部制作的专用的冲击试验用模具中，在相对于主表面的垂直方向上以1msec施加1500G的正弦半波脉冲的冲击，并观察该磁盘用玻璃基板的破损状况。其结果是，在实施例的玻璃基板中未观察到破损。

根据以上的结果能确认，根据本发明，可得到耐冲击性优秀、能进行可靠性高的记录再生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在通过激光的照射来辅助磁化反转的记录方式(热辅助记录方式)的硬盘驱动器中，制作热辅助记录方式的磁记录装置。所述磁记录装置具有：具有用于加热磁记录介质(磁盘)的主表面的热源(激光源)、记录元件部、再生元件部的热辅助磁记录头；以及磁盘。另外，上述磁记录装置的磁头是DFH(Dynamic Flying Height：动态飞行高度)磁头，磁盘的旋转数为10000rpm。在此之外，将制作的磁盘搭载在通过微波进行辅助的记录方式(微波辅助记录方式)的硬盘驱动器中，制作了微波辅助记录方式的信息记录装置。这些制作的HDD(硬盘驱动器)全都良好地动作。根据像这样组合了高Ku磁性材料和能量辅助记录的信息记录装置，能像前面说明的那样实现高密度记录。

此次公开的实施方式在所有的方面都是例示，应认为是非限制性的。本发明的范围不是由上述的说明所示出，而是由权利要求书所示出，应包括与权利要求书均等的意思和范围内的所有的变更。

产业上的可利用性

根据本发明，能提供最适合进行高密度记录化的磁记录介质。

Claims (38)

1.一种磁记录介质基板用玻璃，其中，

作为必要成分包含SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO和BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，

Li₂O的含量超过0摩尔％而且为5摩尔％以下，

Na₂O的含量为3～15摩尔％，

MgO的含量为12～25摩尔％，

CaO的含量为0～5摩尔％，

CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，

MgO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(MgO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.6～1.0，

玻璃化转变温度为650℃以上。

2.根据权利要求1所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，

按摩尔％表示，包含：

55～78％的SiO₂；以及

合计为10～25％的MgO、CaO、SrO以及BaO。

3.根据权利要求2所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，包含0～12摩尔％的Al₂O₃。

4.根据权利要求1～3的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，CaO的含量相对于Na₂O的含量的摩尔比CaO/Na₂O为1.5以下。

5.根据权利要求1～3的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，包含从由ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Yb₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂构成的组中选择的一种以上。

6.根据权利要求1～3的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Yb₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量为0～10摩尔％。

7.根据权利要求5所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，SiO₂、ZrO₂、TiO₂、Y₂O₃、La₂O₃、Gd₂O₃、Yb₂O₃、Nb₂O₅、Ta₂O₅以及HfO₂的合计含量为66摩尔％以上。

8.根据权利要求1～3的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，包含0～6摩尔％的ZrO₂。

9.根据权利要求1～3的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，SiO₂和ZrO₂的合计含量为66摩尔％以上。

10.根据权利要求1～3的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃，其中，

100～300℃的平均线膨胀系数为50×10^－7/℃以上，

杨氏模量为75GPa以上，而且，

比模量为25MNm/kg以上。

11.一种磁记录介质用玻璃基板，由通过对权利要求1～10的任一项所述的磁记录介质基板用玻璃进行化学强化而得到的化学强化玻璃构成。

12.根据权利要求11所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，所述化学强化玻璃是如下的化学强化玻璃，即，在通过巴比涅法求出的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布是凸形状，但是该凸形状不包含向压缩应力侧凹陷的凹部。

13.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，

所述化学强化玻璃是如下的化学强化玻璃，即，通过巴比涅法求出的拉伸应力的平均值Tav与拉伸应力的最大值Tmax是下述式(1)：

Tav/Tmax≥0.5。

14.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，所述化学强化玻璃是浸渍于包括钠盐和钾盐的熔融盐中而被化学强化的玻璃。

15.根据权利要求14所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，其是将包含0.1摩尔％以上且5摩尔％以下的Li₂O的玻璃浸渍于所述熔融盐中而被化学强化的玻璃。

16.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，断裂韧性值K_1c为0.8MPa·m^1/2以上。

17.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，使用原子力显微镜在边长1μm的方形范围中以512×256像素的分辨率测定的主表面的算术平均粗度(Ra)为0.15nm以下。

18.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，板厚为0.5mm以上。

19.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，其是在旋转数为5000rpm以上的磁记录装置中使用的磁记录介质用的玻璃基板。

20.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，其是在搭载有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。

21.根据权利要求11或12所述的磁记录介质用玻璃基板，其中，其用于能量辅助磁记录用磁记录介质。

22.一种磁记录介质用玻璃基板坯件，其中，

作为必要成分包含SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO和BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，

Li₂O的含量超过0摩尔％而且为5摩尔％以下，

Na₂O的含量为3～15摩尔％，

MgO的含量为12～25摩尔％，

CaO的含量为0～5摩尔％，

CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，

MgO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(MgO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.6～1.0，

玻璃化转变温度为650℃以上。

23.根据权利要求22所述的磁记录介质用玻璃基板坯件，其中，其是盘形状。

24.一种磁记录介质用玻璃基板坯件的制造方法，其中，包括：

以得到如下的玻璃的方式调和玻璃原料的步骤，在该玻璃中，作为必要成分包含SiO₂、Li₂O、Na₂O、以及从由MgO、CaO、SrO和BaO构成的组中选择的一种以上的碱土类金属氧化物，Li₂O的含量超过0摩尔％而且为5摩尔％以下，Na₂O的含量为3～15摩尔％，MgO的含量为12～25摩尔％，CaO的含量为0～5摩尔％，CaO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(CaO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.20以下，MgO的含量相对于MgO、CaO、SrO以及BaO的合计含量的摩尔比(MgO/(MgO+CaO+SrO+BaO))为0.6～1.0，玻璃化转变温度为650℃以上；

使调和的玻璃原料熔融而得到熔融玻璃的步骤；以及

对得到的熔融玻璃进行压制成形而制作由玻璃构成的基板坯件的步骤。

25.根据权利要求24所述的磁记录介质用玻璃基板坯件的制造方法，其中，将所述熔融玻璃压制成形为盘形状。

26.根据权利要求24或25所述的磁记录介质用玻璃基板坯件的制造方法，其中，对处于空中的熔融玻璃进行压制成形。

27.一种磁记录介质用玻璃基板的制造方法，包括对权利要求22或23所述的磁记录介质用玻璃基板坯件进行加工的步骤。

28.一种磁记录介质用玻璃基板的制造方法，包括：

通过权利要求24～26的任一项所述的方法制作磁记录介质用玻璃基板坯件的步骤；以及

加工所述基板坯件的步骤。

29.根据权利要求27或28所述的磁记录介质用玻璃基板的制造方法，其中，包括将玻璃浸渍于包含钠盐和钾盐的熔融盐中进行化学强化的步骤。

30.根据权利要求29所述的磁记录介质用玻璃基板的制造方法，其中，将包含0.1摩尔％以上且5摩尔％以下的Li₂O的玻璃浸渍于所述熔融盐中进行化学强化。

31.根据权利要求29所述的磁记录介质用玻璃基板的制造方法，其中，以成为如下的化学强化玻璃的方式进行所述化学强化，在该化学强化玻璃中，通过巴比涅法求出的拉伸应力的平均值Tav和拉伸应力的最大值Tmax满足下述式(1)：

Tav/Tmax≥0.5。

32.根据权利要求29所述的磁记录介质用玻璃基板的制造方法，其中，以成为如下的化学强化玻璃的方式进行所述化学强化，在该化学强化玻璃中，在通过巴比涅法求出的与两个主表面垂直的假想截面中的应力分布中，拉伸应力分布为凸形状，但是该凸形状不包含向压缩应力侧凹陷的凹部。

33.一种磁记录介质，在权利要求11～19的任一项所述的磁记录介质用玻璃基板上具有磁记录层。

34.根据权利要求33所述的磁记录介质，其中，

所述磁记录层是包含将Fe和/或Co和Pt的合金作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。

35.一种磁记录介质的制造方法，包括：

在权利要求11～21的任一项所述的磁记录介质用玻璃基板的主表面成膜将Fe和/或Co和Pt的合金作为主成分的磁性材料之后，通过进行退火处理而形成磁记录层的步骤。

36.一种能量辅助磁记录方式的磁记录装置，具有：

至少具有用于加热磁记录介质的主表面的热源、记录元件部、以及再生元件部的热辅助磁记录头；以及

权利要求33或34所述的磁记录介质。

37.根据权利要求36所述的磁记录装置，其中，旋转数为5000rpm以上。

38.根据权利要求36或37所述的磁记录装置，搭载有DFH(Dynamic Flying Height，动态飞行高度)磁头。