JP2016194970A - 磁気ディスク用ガラス基板の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】プレス成形時において金型にガラスが融着することなく、かつ真円度が良好な形状加工を効率良く行う磁気ディスク用ガラス基板の製造方法を提供する。【解決手段】溶融ガラスの塊を一対の金型でダイレクトプレスすることにより、円板状のガラスブランクを成形する成形工程と、上記ガラスブランクの主表面に切筋を形成した後、この切筋を成長させて割断することで、ディスク形状のガラス基板を形成するための内孔形成および外形形成の少なくとも一方を行う形状加工工程と、を含む磁気ディスク用ガラス基板の製造方法であって、上記成形工程では、溶融ガラスが金型に接触してから離れるまでの上記一対の金型の温度を、上記溶融ガラスのガラス転移点（Tg）未満の温度とし、かつ、上記一対の金型の表面に離型材を付着させずにプレス成形を行う。【選択図】図２

Description

本発明は、磁気ディスク用ガラスブランクの製造方法および磁気ディスク用ガラス基板の製造方法に関する。

今日、パーソナルコンピュータ、あるいはＤＶＤ（Digital Versatile Disc）記録装置等には、データ記録のためにハードディスク装置(ＨＤＤ：Hard Disk Drive)が内蔵されている。特に、ノート型パーソナルコンピュータ等の可搬性を前提とした機器に用いられるハードディスク装置では、ガラス基板に磁性層が設けられた磁気ディスクが用いられ、磁気ディスクの面上を僅かに浮上させた磁気ヘッド（ＤＦＨ（Dynamic Flying Height)ヘッド)で磁性層に磁気記録情報が記録され、あるいは読み取られる。この磁気ディスクの基板として、金属基板（アルミニウム基板）等に比べて塑性変形し難い性質を持つことから、ガラス基板が好適に用いられる。

磁気ヘッドは例えば磁気抵抗効果型素子を備えているが、このような磁気ヘッドに固有の障害としてサーマルアスペリティ障害を引き起こす場合がある。サーマルアスペリティ障害とは、磁気ディスクの微小な凹凸形状の主表面上を磁気ヘッドが浮上飛行しながら通過するときに、空気の断熱圧縮または接触により磁気抵抗効果型素子が加熱され、読み出しエラーを生じる障害である。そのため、サーマルアスペリティ障害を回避するため、磁気ディスク用ガラス基板の主表面の表面粗さ、平面度などの表面性状は良好なレベルとなるように作製されている。

従来の板状ガラス（ガラスブランク）の製造方法としては、垂直ダイレクトプレス法が知られている。このプレス法は、下型上に溶融ガラスの塊を供給し、上型を使用して溶融ガラスの塊（溶融ガラス塊）をプレス成形する方法である。垂直ダイレクトプレス法では、下型に溶融ガラスの塊（溶融ガラス塊）が供給されてからプレスされるまでの時間が長いため、下型の表面粗さを良好にすると溶融ガラス塊が下型に融着した状態（つまり、下型が高温の溶融ガラス塊に累積的に長時間接触した状態が生じて、その表面が酸化し、ガラスが焼き付いてしまう状態）となってしまう。そこで、垂直ダイレクトプレス法では一般に、溶融ガラス塊が下型に融着して除去できなくなることを防止するために、例えばＢＮ（ボロンナイトライド）等の離型材を下型に予め付着させておく必要がある。これにより、ガラスブランクの離型性を確保するようにしている。しかし、プレス成形により得られたガラスブランクの表面は離型材の粒子が付着して突出した状態となっており、型の成形面の表面粗さを良好なものにしたとしても、得られるガラスブランクの表面粗さは、付着した離型材の粒子のために大きくなる。

プレス成形の後には、プレス成形により得られたガラスブランクをディスク状のガラス基板とするため、同心円の２つの円形状に沿って切断する形状加工工程が行われるが、形状加工には、コアドリルを用いる方法とスクライブによる方法がある。一般的にスクライブによる方法の方が真円度および／または同心度の点で良好であるが、ガラスブランクの表面粗さが大きい場合は刃が跳ねてしまうことがあり、切筋が連続した線による円として形成されないため、割断するときにガラスブランクが割れてしまう場合がある。つまり、ガラスブランクの表面粗さが大きい場合は、スクライブの歩留まりが低下するため、量産工程においてスクライブによる方法を採ることができない。そのため、ガラスブランクの表面粗さが大きい場合はコアドリルを用いる方法が採られるが、ドリルの真円度や回転軸のブレによってスクライブほどの真円度および／または同心度が得られない。したがって、付着した離型材の粒子のために表面粗さが大きいガラスブランクが成形される垂直ダイレクトプレス法では、高い歩留まりを確保しながら、真円度等の外形精度を高めることに限界があった。垂直ダイレクトプレス法では上型に離型材を付着させずにプレスすることは可能であり、上型で成形された面にスクライブのための切筋を入れることも考えられるが、下型で成形された面には離型材の粒子が付着しているため、ガラスブランクが完全に割断される時にはやはり真円度および／または同心度が悪化してしまう。

上記観点に関し、特許文献１には、プレス後のガラスブランクが、同心円状に中心線平均粗さRaが０．１〜５０ｎｍである第１および第２の切断領域（スクライブによる切断の対象となる領域）と、それ以外の中心線平均粗さRaが１００ｎｍ以上である領域とを含むように、垂直ダイレクトプレスにおける金型を形成することが開示されている。これにより、第１および第２の切断領域における形状加工の切筋を安定して入れることができ、チッピング等の欠陥の少ない切断面を形成できるともに、中心線平均粗さRaが１００ｎｍ以上である領域（比較的粗い領域）によってプレス成形時のガラスブランクの離型性を確保する、とされている。なお一般に、形状加工を行うには、スクライブカッターのほかにコアドリルを使用する方法もあるが、スクライブカッターの方が高い真円度の円形の形状加工が可能である。

特開２００９−２６９７６２号公報

ところで、垂直ダイレクトプレスで使用される金型は、溶融ガラスがプレスによって引き伸ばされるときの外形規制を行うものではないため、プレスによって得られるガラスブランクの真円度は低い。そのため、ガラスブランクの外形を基にしてスクライブカッターの切断線の中心位置を決定することはできない。したがって、上記特許文献１に記載されるプレス成形方法では、ガラスブランク上に形成された第１および第２の切断領域（２つの同心円状の領域）からスクライブカッターの切断線の中心位置を決定する機構が必要となる。また、垂直ダイレクトプレスで使用される金型において、溶融ガラスがプレスによって引き伸ばされるときの外形規制を行う場合には、溶融ガラスによって金型が焼き付きを起こしやすいという問題がある。
また、上記特許文献１に記載されるプレス成形方法では、離型性を確保するために、第１および第２の切断領域に対応する以外の形成面の表面粗さを大きくせざるを得ず、プレス形成されたガラスブランクの主表面の大部分は表面粗さが大きくなる。そのため、後の研削および研磨工程における取り代が大きくなってタクトタイムが長くなるばかりか、クラックが生ずる原因にもなる。

そこで本発明は、プレス成形されたガラスブランクを、その主表面を研削あるいは研磨することなく、高い歩留まりを確保しながら精度良くディスク状に形状加工することを可能とする磁気ディスク用ガラス基板の製造方法を提供することを目的とする。

上記課題に直面して本発明者らが鋭意研究を重ねた結果、発明者らは新たなプレス成形方法を考案した。すなわち、本実施形態のガラスブランクの製造方法では、落下中の溶融ガラス塊を、溶融ガラス塊の落下方向に対して直交する方向に対向配置された一対の金型（プレス成形型）によりプレス成形する水平ダイレクトプレス法を採用している。この水平ダイレクトプレス法において溶融ガラス塊は、プレス成形されるまでの間、従来の垂直ダイレクトプレス法とは異なり、溶融ガラス塊よりも温度の低い部材に一時的に接触・保持されない。このため、プレス成形の開始直前の時点において、垂直ダイレクトプレス法では溶融ガラス塊の内部の粘度分布がプレス成形時に非常に広くなるのに対して、本実施形態の水平ダイレクトプレスでは、溶融ガラス塊の粘度分布は均一に保たれる。よって、垂直ダイレクトプレス法と比べて、水平ダイレクトプレス法では、プレス成形される溶融ガラス塊を均一に薄く延伸させることが極めて容易である。したがって、結果的に、垂直ダイレクトプレス法を利用してガラスブランクを作製した場合と比べて、水平ダイレクトプレス法を利用してガラスブランクを作製した場合では、平面度の低下を抜本的に抑制することが極めて容易である。

さらに発明者らは、上述した新たなプレス成形方法において、溶融ガラス塊が金型と接触してから離れるまでの金型の温度をガラス転移点(Tg)以下となるように金型の温度を制
御しながらプレス成形を行うことで、溶融ガラス塊が金型に融着しないようになることを着想した。すなわち、上述した新たなプレス成形方法では、少なくとも一方の金型に長く溶融ガラスが接触することがないことと相俟って、金型の上記温度制御を行うことで、溶融ガラス塊が金型に融着することを防止できることを見出した。よって、融着を防止するための離型材を金型に付着させる必要がないため、金型の表面粗さを低減でき、その結果、プレス成形によって得られるガラスブランクの表面粗さを低減できる。

上述した観点から、本発明は、溶融ガラス又は軟化したガラスを互いに対向する第１の型と第２の型で挟み込むことにより板状のガラスブランクに成形する成形工程と、
上記ガラスブランクの主表面に切筋を形成した後、この切筋を成長させて割断することで、ディスク形状のガラス基板を形成する形状加工工程と、を含む磁気ディスク用ガラス基板の製造方法であって、上記成形工程では、溶融ガラスが金型に接触してから離れるまでの上記一対の金型の温度を、上記溶融ガラスのガラス転移点（Tg）未満の温度とし、かつ、上記一対の金型の表面に離型材を付着させずにプレス成形を行い、上記第１の型と上記第２の型において、溶融ガラス又は軟化したガラスと接触する各型の接触面は、それぞれの面の法線方向が略水平方向であり、上記成形工程では、上記ガラスブランクの外形が上記第１の型と上記第２の型の形状によって規制されないように、上記ガラスブランクの成形が行われ、上記形状加工工程では、同軸のスクライバによって、上記切筋として２つの同心円状の切断線を同時に形成することを特徴とする。

上記磁気ディスク用ガラス基板の製造方法において、好ましくは、上記接触面の算術平均粗さ(Ra)が、０．５μｍ以下であることを特徴とする。

上記磁気ディスク用ガラス基板の製造方法において、さらに好ましくは、上記接触面の算術平均粗さ(Ra)が、０．１μｍ以下であることを特徴とする。

上記成形工程では、上記金型の溶融ガラス又は軟化したガラスと接触する部分の温度が、上記一対の金型間で同一の温度となるようにプレス成形することを特徴とする。

上記形状加工工程では、外形形成のための切筋にかける押圧力を、内孔形成のための切筋にかける押圧力よりも高くすることを特徴とする。

上記成形工程では、溶融ガラス又は軟化したガラスが上記第１の型と上記第２の型の上記接触面に接触してから、上記第１の型と上記第２の型とが溶融ガラス又は軟化したガラスを完全に閉じ込める状態になるまでの時間は、０．１秒以下であることを特徴とする。

本発明によれば、プレス成形されたガラスブランクを、その主表面を研削あるいは研磨することなく、高い歩留まりを確保しながら精度良くディスク状に形状加工することが可能となる。

実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の外観形状を示す斜視図。 実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法の一実施形態のフローを示す図。 実施形態のプレス成形において用いられる装置の平面図。 実施形態のプレス成形例を示す図。 ゴブ形成形を用いた実施形態のプレス成形の変形例を示す図。 切断ユニットを用いないようにした、実施形態のプレス成形の変形例を示す図。 軟化炉で加熱した光学ガラスを用いた実施形態のプレス成形の変形例を示す図。 実施形態のプレス成形において用いられる排熱部の例を示す図。 実施形態のプレス成形において用いられる排熱部（水冷）の例を示す図。

以下、本実施形態の磁気ディスク用ガラスブランクの製造方法および磁気ディスク用ガラス基板の製造方法について詳細に説明する。

［磁気ディスク用ガラス基板］
図１に示すように、本実施形態における磁気ディスク用ガラス基板１は、ディスク状の薄板のガラス基板である。磁気ディスク用ガラス基板のサイズは問わないが、例えば、公称直径２．５インチの磁気ディスク用ガラス基板として好適である。公称直径２．５インチの磁気ディスク用ガラス基板の場合、例えば、外径が６５ｍｍ、中心穴（内孔）２の径が２０ｍｍ、板厚Ｔが０．６〜１．０ｍｍである。実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の主表面の平面度は例えば４μｍ以下であり、主表面の表面粗さ（算術平均粗さRa）は例えば０．２ｎｍ以下である。なお、最終製品である磁気ディスク用基板に求められる平面度は、例えば４μｍ以下である。

本実施形態における磁気ディスク用ガラス基板の材料として、アルミノシリケートガラス、ソーダライムガラス、ボロシリケートガラスなどを用いることができる。特に、化学強化を施すことができ、また主表面の平面度及び基板の強度において優れた磁気ディスク用ガラス基板を作製することができるという点で、アルミノシリケートガラスを好適に用いることができる。また、これらガラス材料はアモルファスガラスとすると表面粗さを極めて小さくできるため好ましい。したがって、アモルファスのアルミノシリケートガラスとすると、強度と表面粗さ低減の両方の観点で好ましい。

本実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の組成を限定するものではないが、本実施形態のガラス基板は好ましくは、酸化物基準に換算し、モル％表示で、ＳｉＯ_２を５０〜７５％、Ａｌ_２Ｏ_３を１〜１５％、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ及びＫ_２Ｏから選択される少なくとも１種の成分を合計で５〜３５％、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯ及びＺｎＯから選択される少なくとも１種の成分を合計で０〜２０％、ならびにＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｙ_２Ｏ_３、Ｔａ_２Ｏ_５、Ｎｂ_２Ｏ_５及びＨｆＯ_２から選択される少なくとも１種の成分を合計で０〜１０％、有する組成からなるアモルファスのアルミノシリケートガラスである。

本実施形態のガラス基板は以下の組成からなるアモルファスのアルミノシリケートガラスでもよい。
モル％表示にて、
ＳｉＯ_２を５６〜７５％、
Ａｌ_２Ｏ_３を１〜１１％、
Ｌｉ_２Ｏを０％超かつ４％以下、
Ｎａ_２Ｏを１％以上かつ１５％未満、
Ｋ_２Ｏを０％以上かつ３％未満、
含み、かつＢａＯを実質的に含まず、
Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏからなる群から選ばれるアルカリ金属酸化物の合計含有量が６〜１５％の範囲であり、
Ｎａ_２Ｏ含有量に対するＬｉ_２Ｏ含有量のモル比（Ｌｉ_２Ｏ／Ｎａ_２Ｏ）が０．５０未満であり、
上記アルカリ金属酸化物の合計含有量に対するＫ_２Ｏ含有量のモル比｛Ｋ_２Ｏ／（Ｌｉ_２Ｏ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｋ_２Ｏ）｝が０．１３以下であり、
ＭｇＯ、ＣａＯおよびＳｒＯからなる群から選ばれるアルカリ土類金属酸化物の合計含有量が１０〜３０％の範囲であり、
ＭｇＯおよびＣａＯの合計含有量が１０〜３０％の範囲であり、
上記アルカリ土類金属酸化物の合計含有量に対するＭｇＯおよびＣａＯの合計含有量のモル比｛（ＭｇＯ＋ＣａＯ）／（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ）｝が０．８６以上であり、
上記アルカリ金属酸化物およびアルカリ土類金属酸化物の合計含有量が２０〜４０％の範囲であり、
上記アルカリ金属酸化物およびアルカリ土類金属酸化物の合計含有量に対するＭｇＯ、ＣａＯおよびＬｉ_２Ｏの合計含有量のモル比｛（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋Ｌｉ_２Ｏ）／（Ｌｉ_２Ｏ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｋ_２Ｏ＋ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ）が０．５０以上であり、
ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｇｄ_２Ｏ_３、Ｎｂ_２Ｏ_５およびＴａ_２Ｏ_５からなる群から選ばれる酸化物の合計含有量が０％超かつ１０％以下であり、
Ａｌ_２Ｏ_３含有量に対する上記酸化物の合計含有量のモル比｛(ＺｒＯ_２＋ＴｉＯ_２＋Ｙ_２Ｏ_３＋Ｌａ_２Ｏ_３＋Ｇｄ_２Ｏ_３＋Ｎｂ_２Ｏ_５＋Ｔａ_２Ｏ_５)／Ａｌ_２Ｏ_３｝が０．４０以上。

本実施形態のガラス基板は以下の組成からなるアモルファスのアルミノシリケートガラスでもよい。
モル％表示にて、
ＳｉＯ_２を５０〜７５％、
Ａｌ_２Ｏ_３を０〜５％、
Ｌｉ_２Ｏを０〜３％、
ＺｎＯを０〜５％、
Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏを合計で３〜１５％、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯを合計で１４〜３５％、
ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｙ_２Ｏ_３、Ｙｂ_２Ｏ_３、Ｔａ_２Ｏ_５、Ｎｂ_２Ｏ_５およびＨｆＯ_２を合計で２〜９％含み、
モル比［（ＭｇＯ＋ＣａＯ）／（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）］が０．８〜１の範囲であり、かつ
モル比［Ａｌ_２Ｏ_３／（ＭｇＯ＋ＣａＯ）］が０〜０．３０の範囲内であるガラス。

［実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法］
次に、図２を参照して、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法のフローを説明する。図２は、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法の一実施形態のフローを示す図である。
図２に示すように、本実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法では先ず、円板上のガラスブランクをプレス成形により作製する（ステップＳ１０）。次に、成形されたガラスブランクをスクライブして、ディスク状のガラス基板を作製する（ステップＳ２０）。次に、スクライブされたガラス基板に対して形状加工（チャンファリング加工）を行う（ステップＳ３０）。次に、ガラス基板に対して固定砥粒による研削を施す（ステップＳ４０）。次に、ガラス基板の端面研磨を行う（ステップＳ５０）。次に、ガラス基板の主表面に第１研磨を施す（ステップＳ６０）。次に、第１研磨後のガラス基板に対して化学強化を施す（ステップＳ７０）。次に、化学強化されたガラス基板に対して第２研磨を施す（ステップＳ８０）。以上の工程を経て、磁気ディスク用ガラス基板が得られる。
以下、各工程について、詳細に説明する。

（ａ）プレス成形工程（ステップＳ１０）
先ず図３を参照して、プレス成形工程について説明する。図３は、プレス成形において用いられる装置の平面図である。図３に示されるように、装置１０１は、４組のプレスユニット１２０，１３０，１４０，１５０と、切断ユニット１６０と、切断刃１６５（図２には不図示）を備える。切断ユニット１６０は、溶融ガラス流出口１１１から流出する溶融ガラスの経路上に設けられる。装置１０１は、切断ユニット１６０によって切断されてできる溶融ガラスの塊(以降、ゴブともいう)を落下させ、そのとき、塊の落下経路の両側から、互いに対向する一対の型の面で塊を挟み込みプレスすることにより、ガラスブランクを成形する。
具体的には、図４に示されるように、装置１０１は、溶融ガラス流出口１１１を中心として、４組のプレスユニット１２０，１３０，１４０及び１５０が９０度おきに設けられている。

プレスユニット１２０，１３０，１４０及び１５０の各々は、図示しない移動機構によって駆動されて、溶融ガラス流出口１１１に対して進退可能となっている。すなわち、溶融ガラス流出口１１１の真下に位置するキャッチ位置（図３においてプレスユニット１４０が実線で描画されている位置）と、溶融ガラス流出口１１１から離れた退避位置（図３において、プレスユニット１２０，１３０及び１５０が実線で描画されている位置及び、プレスユニット１４０が破線で描画されている位置）との間で移動可能となっている。

切断ユニット１６０は、キャッチ位置（プレスユニットによるゴブの捕獲位置）と溶融ガラス流出口１１１との間の溶融ガラスの経路上に設けられ、溶融ガラス流出口１１１から流出される溶融ガラスを適量に切り出して溶融ガラスの塊を形成する。切断ユニット１６０は、一対の切断刃１６１及び１６２を有する。切断刃１６１及び１６２は、一定のタイミングで溶融ガラスの経路上で交差するよう駆動され、切断刃１６１及び１６２が交差したとき、溶融ガラスが切り出されてゴブが得られる。得られたゴブは、キャッチ位置に向かって落下する。

プレスユニット１２０は、第１の型１２１、第２の型１２２、第１駆動部１２３及び第２駆動部１２４を有する。第１の型１２１と第２の型１２２の各々は、ゴブをプレス成形するための面を有するプレート状の部材である。この２つの面の法線方向が略水平方向となり、この２つの面が互いに平行に対向するよう配置されている。第１駆動部１２３は、第１の型１２１を第２の型１２２に対して進退させる。一方、第２駆動部１２４は、第２の型１２２を第１の型１２１に対して進退させる。第１駆動部１２３及び第２駆動部１２４は、例えばエアシリンダやソレノイドとコイルばねを組み合わせた機構など、第１駆動部１２３の面と第２駆動部１２４の面とを急速に近接させる機構を有する。
なお、プレスユニット１３０，１４０及び１５０の構造は、プレスユニット１２０と同様であるため、説明は省略する。

プレスユニットの各々は、キャッチ位置に移動した後、第１駆動部と第２駆動部の駆動により、落下するゴブを第１の型と第２の型の問で挟み込んで所定の厚さに成形すると共に急速冷却し、円形状のガラスブランクＧを作製する。つぎに、プレスユニットは退避位置に移動した後、第１の型と第２の型を引き離し、成形されたガラスブランクＧを落下させる。プレスユニット１２０，１３０，１４０及び１５０の退避位置の下には、第１コンベア１７１、第２コンベア１７２、第３コンベア１７３及び第４コンベア１７４が設けられている。第１〜第４コンベア１７１〜１７４の各々は、対応する各プレスユニットから落下するガラスブランクＧを受け止めて図示しない次工程の装置にガラスブランクＧを搬送する。

装置１０１では、プレスユニット１２０，１３０，１４０及び１５０が、順番にキャッチ位置に移動して、ゴブを挟み込んで退避位置に移動するよう構成されているため、各プレスユニットでのガラスブランクＧの冷却を待たずに、連続的にガラスブランクＧの成形を行うことができる。

図４（ａ）〜（ｃ）は、装置１０１を用いたプレス成形をより具体的に説明している。図４（ａ）は、ゴブを作る以前の状態を示す図であり、図４（ｂ）は、切断ユニット１６０によってゴブが作られた状態を示す図であり、図４（ｃ）は、ゴブをプレスすることによりガラスブランクＧが成形された状態を示す図である。

図４（ａ）に示されるように、溶融ガラス流出口１１１から、溶融ガラス材料Ｌ_Gが連続的に流出される。このとき、所定のタイミングで切断ユニット１６０を駆動し、切断刃１６１及び１６２によって溶融ガラス材料Ｌ_Gを切断する(図４（ｂ）)。これにより、切
断された溶融ガラスは、その表面張力によって、概略球状のゴブＧ_Gとなる。溶融ガラス材料Ｌ_Gの時間当たりの流出量及び切断ユニット１６０の駆動間隔の調整は、目標とするガラスブランクＧの大きさ、板厚から定まる体積に応じて適宜行われてよい。

作られたゴブＧ_G は、プレスユニット１２０の第１の型１２１と第２の型１２２の隙間に向かって落下する。このとき、ゴブＧ_G が第１の型１２１と第２の型１２２の隙間に入るタイミングで、第１の型１２１と第２の型１２２が互いに近づくように、第１駆動部１２３及び第２駆動部１２４（図４参照）が駆動される。これにより、図４（ｃ）に示されるように、第１の型１２１と第２の型１２２の間にゴブＧ_G が捕獲(キャッチ)される。さ
らに、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａとが、微小な間隔にて近接した状態になり、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの間に挟み込まれたゴブＧ_G が、薄板状に成形される。なお、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの間隔を一定に維持するために、第１の型１２１の内周面１２１ａおよび第２の型１２２の内周面１２２ａにはそれぞれ、突起１２１ｂおよび突起１２２ｂが設けられる。すなわち、突起１２１ｂおよび突起１２２ｂが当接することによって、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの間隔は一定に維持されて、板状の空間が作られる。
このプレス成形工程で一対の金型１２１，１２２を用いてプレス成形するが、本実施形態におけるプレス成形では、ガラスブランクの外形は金型の形状によって規制されない。すなわち、図４（ｃ）に示すように、閉型により引き伸ばされたゴブが型の突起１２１ｂ，１２２ｂまで到達することはない。

第１の型１２１及び第２の型１２２の温度は、溶融ガラスＬ_Gのガラス転移温度(Tg)よりも十分に低い温度に保持されている。また、プレス成形工程において、第１の型１２１及び第２の型１２２に離型材を付着させる必要はない。

なお、本実施形態の磁気ディスク用ガラス基板は、最終製品である磁気ディスクとして、ハードディスク装置内で熱膨張係数の高い金属製のスピンドルに軸支されて組み込まれるため、磁気ディスク用ガラス基板の熱膨張係数もスピンドルと同程度に高いことが好ましい。このため、磁気ディスク用ガラス基板の熱膨張係数が高くなるように磁気ディスク用ガラス基板の組成は定められている。磁気ディスク用ガラス基板の熱膨張係数は、例えば、３０×１０^-7〜１００×１０^-7（Ｋ^-1）の範囲内であり、好ましくは、５０×１０^-7〜１００×１０^-7（Ｋ^-1）の範囲内である。８０×１０^-7（Ｋ^-1）以上であるとより好ましい。上記熱膨張係数は、磁気ディスク用ガラス基板の温度１００度と温度３００度における線膨張率を用いて算出される値である。熱膨張係数は、例えば３０×１０^-7（Ｋ^-1）未満または１００×１０^-7より大きい場合、スピンドルの熱膨張係数との差が大きくなり好ましくない。この点から、熱膨張係数が高い磁気ディスク用ガラス基板を作製する際、上記プレス成形工程においてガラスブランクの主表面周りの温度条件を揃える。一例として、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの温度が実質的に同一になるように温度管理をすることが好ましい。実質的に温度が同一となるように温度管理される場合、例えば、温度差は５度以下であることが好ましい。上記温度差は、より好ましくは３度以下であり、特に好ましくは１度以下である。
なお、本実施形態では水平プレスを用いるため幅広い範囲の粘度のガラスをプレス成形することが可能であるが、特に高い粘度のガラスに好適である。これは、鉛直方向に落下する途中でプレスするため、粘度が比較的高いガラスの方が真円度が良好となるためである。具体的には、５００ポアズ以上であることが好ましい。なお、２０００ポアズ以上になると薄板化が困難となるため好ましくない。
金型間の温度差は、第１の型１２１の内周面１２１ａおよび第２の型１２２の内周面１２２ａのそれぞれの表面から型の内部に１ｍｍ移動した地点であって、内周面１２１ａおよび内周面１２２ａの互いに対向する地点（例えば、ガラスブランクの中心位置に対応する地点や内周面１２１ａおよび内周面１２２ａの中心点）で、熱電対を用いて計測するときの温度の差分である。

装置１０１では、ゴブＧ_G が第１の型１２１の内周面１２１ａ又は第２の型１２２の内周面１２２ａに接触してから、第１の型１２１と第２の型１２２とがゴブＧ_Gを完全に閉じ込める状態になるまでの時間は約０．０６秒と極めて短い。このため、ゴブＧ_G は極めて短時間の内に第１の型１２１の内周面１２１ａ及び第２の型１２２の内周面１２２ａに沿って広がって略円形状に成形され、さらに、急激に冷却されて非晶質のガラスとして固化する。これによって、ガラスブランクＧが作製される。なお、本実施形態において成形されるガラスブランクＧの大きさは、目的とする磁気ディスク用ガラス基板の大きさにもよるが、例えば、直径２０〜２００ｍｍ程度である。

また、本実施形態のプレス成形方法では、第１の型１２１の内周面１２１ａ及び第２の型１２２の内周面１２２ａが形状転写された形でガラスブランクＧが形成されるため、一対の型の内周面の平面度および平滑性は、目的とする磁気ディスク用ガラス基板のそれと同等なものとしておくことが好ましい。この場合、プレス成形後に、ガラスブランクＧに対する表面加工工程、すなわち研削および研磨工程は不要とすることができる。すなわち、本実施形態のプレス成形方法において成形されるガラスブランクＧは、最終的に得られる磁気ディスク用ガラス基板の目標板厚と同一の板厚であってよい。例えば、ガラスブランクＧは、厚さ０．２〜１．１ｍｍの円形状の板である。内周面１２１ａ及び内周面１２２ａにおいてゴブＧ_Gと接触する接触面の表面粗さ(算術平均粗さRa)は、好ましくは０．５μｍ以下、さらに好ましくは０．０００５〜０．０５μｍとなるように調整される。ガラスブランクＧの表面粗さは主表面内で均一である。
本実施形態のプレス成形方法ではガラスブランクＧの平面度が良好とすなるため、研削加工を不要とすることができ好ましい。さらに、本実施形態ではガラスブランクＧの表面粗さを低減することが可能であるため、研磨加工の取代を小さくすることが可能となり、生産性や端面ダレ防止の観点でより好ましい。さらに、金型の平面度及び平滑性を目的とする磁気ディスク用ガラス基板のそれと同等なものとしておくと、研磨加工を少なくとも１工程省略することができ、さらに好ましい。

第１の型１２１と第２の型１２２が閉じられた後、プレスユニット１２０は速やかに退避位置に移動し、代わりに、他のプレスユニット１３０がキャッチ位置に移動し、このプレスユニット１３０によって、ゴブＧ_G のプレスが行われる。

プレスユニット１２０が退避位置に移動した後、ガラスブランクＧが十分に冷却されるまで(少なくとも屈服点よりも低い温度となるまで)、第１の型１２１と第２の型１２２は閉じた状態を維特する。この後、第１駆動部１２３及び第２駆動部１２４が駆動されて第１の型１２１と第２の型１２２が離間し、ガラスブランクＧは、プレスユニット１２０を離れて落下し、下部にあるコンベア１７１に受け止められる(図３参照)。

装置１０１では、上記のように、０．１秒以内(約０．０６秒)という極めて短時間の問に第１の型１２１と第２の型１２２が閉じられ、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの全体に、略同時に溶融ガラスが接触することになる。このため、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａが局所的に加熱されることは無く、内周面１２１ａと内周面１２２ａに歪みは殆ど生じない。また、溶融ガラスから第１の型１２１及び第２の型１２２に熱が移動する前に、溶融ガラスが円形状に成形されるため、成形される溶融ガラスの温度分布は略一様なものとなる。このため、溶融ガラスの冷却時、ガラス材料の収縮量の分布は小さく、ガラスブランクＧの歪みが大きく発生することはない。したがって、作製されたガラスブランクＧの主表面の平面度は、従来の上下型のプレス成形により作製されるガラスブランクに比べて向上する。

なお、図４に示す例では、切断刃１６１及び１６２を用いて、流出する溶融ガラスＬ_Gを切断することによって略球状のゴブＧ_Gが形成される。しかしながら、溶融ガラス材料Ｌ_G の粘度が、切り出そうとするゴブＧ_Gの体積に対して小さい場合は、溶融ガラスＬ_Gを切断するのみでは切断されたガラスが略球状とはならず、ゴブが作れない。このような場合は、ゴブを作るためのゴブ形成形を用いる。

図５（ａ）〜（ｃ）は、図４に示す実施形態の変形例を説明する図である。この変形例ではゴブ形成形を用いる。図５（ａ）は、ゴブを作る前の状態を示す図であり、図５（ｂ）は、切断ユニット１６０及びゴブ形成形１８０によってゴブＧ_Gが作られた状態を示す図であり、図５（ｃ）は、ゴブＧ_Gをプレス成形してガラスブランクＧが作られた状態を示す図である。
図５（ａ）に示すように、プレスユニット１２０は、ブロック１８１，１８２を溶融ガラスＬ_Gの経路上で閉じることにより溶融ガラスＬ_Gの経路が塞がれ、ブロック１８１，１８２で作られる凹部１８０Ｃで、切断ユニット１６０で切断された溶融ガラスＬ_Gの塊が受け止められる。この後、図５（ｂ）に示すように、ブロック１８１，１８２が開かれることにより、凹部１８０Ｃにおいて球状となった溶融ガラスＬ_Gが一度にプレスユニット１２０に向けて落下する。この落下時、ゴブＧ_Gは、溶融ガラスＬ_Gの表面張力により球状になる。球状のゴブＧ_Gは、落下途中、図５（ｃ）に示すように、第１の型１２１と第２の型１２２とに挟まれてプレス成形されることにより、円形状のガラスブランクＧが作製される。

あるいは、図６（ａ）〜（ｄ）に示すように、装置１０１は、図５（ａ）〜（ｃ）に示す切断ユニット１６０を用いずに、ゴブ形成形１８０を、溶融ガラスＬ_Gの経路に沿って上流側方向あるいは下流側方向に移動させる移動機構を用いてもよい。図６（ａ）〜（ｄ）は、ゴブ形成形１８０を使用する変形例を説明する図である。図６（ａ），（ｂ）は、ゴブＧ_Gが作られる前の状態を示す図であり、図６（ｃ）は、ゴブ形成形１８０によってゴブＧ_Gが作られた状態を示す図であり、図６（ｄ）は、ゴブＧ_Gをプレス成形してガラスブランクＧが作られた状態を示す図である。
図６（ａ）に示すように、ブロック１８１，１８２によって作られる凹部１８０Ｃが溶融ガラス流出口１１１から流出する溶融ガラスＬ_Gを受け止め、図６（ｂ）に示すように、所定のタイミングでブロック１８１，１８２を溶融ガラスＬ_Gの流れの下流側に素早く移動させる。これにより、溶融ガラスＬ_Gが切断される。この後、所定のタイミングで、図６（ｃ）に示すように、ブロック１８１，１８２が離間する。これにより、ブロック１８１，１８２で保持されている溶融ガラスＬ_Gは一度に落下し、ゴブＧ_Gは、溶融ガラスＬ_Gの表面張力により球状になる。球状のゴブＧ_Gは、落下途中、図６（ｄ）に示すように、第１の型１２１と第２の型１２２とに挟まれてプレス成形されることにより、円形状のガラスブランクＧが作製される。

図７（ａ）〜（ｃ）は、ゴブＧ_Gとの代わりに図示されない軟化炉で加熱した光学ガラスの塊Ｃ_Pを落下させ、落下途中の両側から型２２１，２２２で挟んでプレス成形する変形例を説明する図である。図７（ａ）は、加熱した光学ガラスの塊を成形する前の状態を示す図であり、図７（ｂ）は、光学ガラスの塊を落下する状態を示す図であり、図７（ｃ）は、光学ガラスの塊をプレス成形してガラスブランクＧが作られた状態を示す図である。
図７（ａ）に示すように、装置２０１は、光学ガラスの塊Ｃ_Pをガラス材把持機構２１２でプレスユニット２２０の上部の位置に搬送し、この位置で、図７（ｂ）に示すように、ガラス材把持機構２１２による光学ガラスの塊Ｃ_Pの把持を開放して、光学ガラスの塊Ｃ_Pを落下させる。光学ガラスの塊Ｃ_Pは、落下途中、図７（ｃ）に示すように、第１の型２２１と第２の型２２２とに挟まれて円形状のガラスブランクＧが成形される。第１の型２２１及び第２の型２２２は、図５に示す第１の型１２１及び第２の型１２２と同じ構成及び作用をするので、その説明は省略する。

［型の温度制御］
上述した本実施形態のプレス成形においては、前述したように、プレス成形前に、第１の型１２１及び第２の型１２２の温度は、溶融ガラスＬ_Gのガラス転移温度(Tg)よりも十分に低い温度に保持されているが、さらに、溶融ガラスが第１の型１２１及び第２の型１２２に接触してから離れるまでの第１の型１２１及び第２の型１２２の温度を、溶融ガラスＬ_Gのガラス転移点（Tg）未満の温度に制御される。
なお、溶融ガラスがプレス成形の過程において常に第１の型１２１及び第２の型１２２の温度よりも低くなるように制御することが好ましい。溶融ガラスがプレス成形の過程においてガラス転移点（Tg）未満であり、かつ常に第１の型１２１及び第２の型１２２の温度よりも低くなるように制御することがさらに好ましい。
ここで、型の温度は例えば、型の内周面１２１ａ，１２２ａのうちガラスブランクの中心位置に対応する地点（例えば、内周面１２１ａ，１２２ａの中心点）から型の内部に１ｍｍ移動した地点で、熱電対を用いて計測するときの温度である。
図４に示した第１の型１２１及び第２の型１２２の形態のままで、溶融ガラスが第１の型１２１及び第２の型１２２に接触してから離れるまでの第１の型１２１及び第２の型１２２の温度を、溶融ガラスＬ_Gのガラス転移点（Tg）未満とすることができればよいが、できない場合には、型に排熱部を配設することで、プレス成形過程における型の温度をガラス転移点（Tg）未満とするように制御する。以下、図８および図９を参照して型の温度制御の具体例について説明する。

図８の（ａ）〜（ｃ）はそれぞれ、第１及び第２の型１２１，１２２それぞれの温度を低減するための排熱部１２５を示している。排熱部１２５は、各型の外周面に面接触するようにして公知の締結手段によって型に連結され、型が保持する熱を外部に排熱するために設けられている。
図８（ａ）は、第１及び第２の型１２１，１２２の各々の外周面のほぼ全面に面接触するように排熱部１２５が設けられている例である。図８（ｂ）に例示する排熱部１２５は、凹形状をなしており、その中央の凹み部に対してエア供給機構（図示せず）により空気を供給することで効率的に熱交換を行うように構成されている。図８（ｃ）に例示する排熱部１２５は、複数のフィンで構成されるヒートシンクの形態をなしており、外気に対する排熱面積を大きくとることで効率的に冷却することが意図している。図８（ｃ）の場合もエア供給機構（図示せず）により空気を供給することで効率的に熱交換を行うことができる。

なお、排熱部１２５は、第１及び第２の型１２１，１２２より高い熱伝導率を有する部材から構成されていることが好ましい。例えば、第１及び第２の型１２１，１２２が超硬合金（例えばＶＭ４０）から構成されている場合には、排熱部１２５は、銅、銅合金、アルミニウム又はアルミニウム合金等から構成されてよい。排熱部１２５が、第１及び第２の型１２１，１２２より高い熱伝導率を有することにより、第１及び第２の型１２１，１２２の熱を効率良く外部に排出することが可能になる。なお、超硬合金（ＶＭ４０）の熱伝導率は７１（Ｗ／ｍ・Ｋ）、銅の熱伝導率は４００（Ｗ／ｍ・Ｋ）である。排熱部１２５を構成する部材は、第１及び第２の型１２１，１２２を構成する金属の熱伝導率、硬度、厚み寸法等に応じて適宜選択されてよい。また、第１及び第２の型１２１，１２２は、プレスに耐えうる強度が必要であるため、排熱部１２５と一体化せずに形成されることが好ましい。

図９に示す排熱部１２５は、水冷機構（図示せず）を備えた場合の一例である。この場合には、例えば冷却水貯蔵タンク、ウォータポンプおよび配管を備えうる水冷機構によって、冷却水が排熱部１２５の内部に供給される。排熱部１２５の内部には冷却水用通路が設けられている。水冷機構から供給される冷却水が冷却水用通路を通り、型から排熱部１２５に伝熱された熱を吸熱して冷却水が温められ、排熱部１２５から水冷機構のタンクへ排出される。このような水冷システムによっても第１及び第２の型１２１，１２２の温度を低減させることができる。

図８および図９に例示したような手段を用いて、本実施形態のプレス成形では、溶融ガラスが第１の型１２１及び第２の型１２２に接触してから離れるまでの第１の型１２１及び第２の型１２２の温度を、溶融ガラスＬ_Gのガラス転移点（Tg）未満の温度に制御される。そのため、本実施形態のプレス成形方法では、一方の金型にのみ長く溶融ガラスが接触することがないことと相俟って、金型の上記温度制御を行うことで、従来の垂直ダイレクトプレス法とは異なり、表面粗さが極めて低い内周面とした型を用いたとしても、溶融ガラスＬ_Gが金型に融着することを防止できるため、金型の表面に離型材を付着させる必要がない。
また、排熱部１２５を設けることで、溶融ガラスＬ_Gをプレス成形する際の第１の型１２１の内周面１２１ａ及び第２の型１２２の内周面１２２ａそれぞれの中央部と周縁部との温度差（プレス成形面内の温度差）が小さくなり、プレス成形後に得られるガラスブランクＧの表面うねりが良好なものとなる。

（ｂ）スクライブ工程（ステップＳ２０；形状加工工程）
次に、スクライブ工程について説明する。プレス成形工程の後、スクライブ工程では、成形されたガラスブランクＧに対してスクライブが行われる。
ここでスクライブとは、成形されたガラスブランクＧを所定のサイズのディスク形状とするために、ガラスブランクの表面に超鋼合金製あるいはダイヤモンド粒子からなるスクライバにより２つの同心円（内側同心円および外側同心円）状の切断線（線状の切筋）を設けることをいう。２つの同心円の形状にスクライブされたガラスブランクは、部分的に加熱され、ガラスブランクの熱膨張の差異により切筋が成長することで、外側同心円の外側部分および内側同心円の内側部分が除去（割断）される。このスクライブでは、同軸のスクライバによって、２つの同心円状の切断線の形成を同時に行うことによって、内孔形成と外形形成を同時に行うことが高い同心度を得る上で好ましい。なお、ガラスブランクに対してコアドリル等を用いて円孔を形成することによりディスク状のガラス基板を得ることもできる。
なお、スクライブカッターがホイール状構造であること、さらには、スクライブカッターによる割断工程の詳細については、特開２００９−２６９７６２号公報を参照されたい。
本実施形態では、前工程のプレス成形工程において得られるガラスブランクの主表面の算術平均粗さＲａが０．００１〜０．１μｍと小さく、離型材も付着していないため、スクライブ中あるいはスクライブ後にガラスブランクが割れてしまうことはなく、量産工程において高い歩留まりを確保することができる。また、スクライブ後のガラス基板の外形および／または中心穴の真円度、あるいは両者の同心度が悪化することもない。
また、本実施形態のプレス成形方法では、ガラスブランクの両主表面の表面粗さが同じとなるため、割断の際にクラックの伸展が良好となり、カケが生じ難くなる。

シアマーク（ゴブを形成するときの切断痕に起因してガラスブランクに生ずる線状のマーク）が発生する場合は、シアマークをブランクのほぼ中心またはブランクの端に形成するようにした上で、シアマークが割断後のガラスブランク上に含まれないように切筋を形成するとよい。すなわち、シアマークの位置が、内側同心円の内側か、外側同心円の外側に位置するようにするとよい。
また、高Ｔｇ、かつ、高い線膨張係数のガラスについて本実施形態のプレス成形方法で形成したガラスブランクについては、金型の表面に応力歪が残ってしまう場合がある。これは、ガラスが熱伝導性が低い材料であることに加えて、ガラスブランクの主表面の位置によって冷却履歴が僅かに違うためと考えられる。溶融ガラス塊はプレスされた際、極めて短い時間とは言え、伸張しながら冷却されるため、伸張度合いの異なる内側と外側とでは冷却履歴が異なると考えられる。このため、たとえ金型面内の温度が均一となるように制御しながらプレスおよびその後の冷却を行っても、ガラスブランクの主表面上の位置によって応力歪の大きさが異なる場合があることがわかった。このような場合、具体的には、ガラスブランクの主表面において外周に近い方が主表面上に残存する応力歪が大きいことがわかった。このような現象はどのガラスにおいても生じうるが、Ｔｇが６２０℃以上のガラスについてよく生じる。さらにＴｇが６５０℃以上では顕著となる。これは、Ｔｇが高いほど溶融状態から固化するまでの時間が短いため、プレスの際の伸張の影響が相対的に大きくなるためと推察される。
また、線膨張係数が大きいほど応力歪が発生しやすくなる。これは温度変化に対する変形量が大きくなるためである。応力歪は線膨張係数が５０×１０^−７／℃以上で発生しやすくなり、線膨張係数が７０×１０^−７／℃以上になるとさらに発生しやすくなる。
本実施形態のスクライブ工程では、ＯＤ側の切筋の押圧力を、ＩＤ側のそれよりも１．１〜１．５倍とすることが好ましい。切筋深さについては、スクライバのガラスブランクへの押圧力をＩＤとＯＤで変えることで制御してもよい。具体的な切筋深さは、ＩＤ：０．０５〜０．１５ｍｍ、ＯＤ：０．０５〜０．１５ｍｍの範囲内とするのが好ましい。つまり、ＯＤ側の切筋の押圧力をＩＤ側のそれよりも大きくすることで、結果的に切筋深さを同程度とするのがよい。なお、スクライブカッターは、ガラスブランクの主表面に対して斜めに入れるが、切筋深さは、その斜め方向ではなくガラスブランクの板厚方向の深さである。切筋深さが０．０５ｍｍより浅いと割断が困難になり、切筋深さが０．１５ｍｍより深いとカケが生ずる可能性がある。
本願発明者の検討では、高Ｔｇガラスを用いて水平ダイレクトプレスしてガラスブランクを製造してスクライブすると、表面に圧縮応力による応力歪が生じやすくなるために、切筋が浅くなる場合があることがわかった。そのような場合、圧縮応力の大きさはブランクの中心付近で最も小さく外周に向かって大きくなっているので、常に外周側のスクライブ深さが浅くなる。したがって、スクライブの押圧力を内周＜外周とすることで、内周と外周とで適切な押圧力を設定することが可能となり、内外２つの切筋深さを所望な範囲とすることができる。すると、カケ等の発生、真円度・同心度の悪化が抑制されて、スクライブにおける歩留まりが良好となる。

（ｃ）端部加工工程（ステップＳ３０）
次に、端部加工工程について説明する。端部加工工程では、スクライブ工程後のガラス基板の端部に対するチャンファリング加工（外周端部および内周端部の面取り加工）を含む。チャンファリング加工は、スクライブ工程後のガラス基板の外周端部および内周端部において、主表面と、主表面と垂直な側壁部との間で、ダイヤモンド砥石により面取りを施す形状加工である。面取り角度は、主表面に対して例えば４０〜５０度である。

（ｄ）固定砥粒による研削工程（ステップＳ４０）
固定砥粒による研削工程では、遊星歯車機構を備えた両面研削装置を用いて、端部加工工程後のガラス基板の主表面に対して研削加工（機械加工）を行う。研削による取り代は、例えば数μｍ〜１００μｍ程度である。両面研削装置は、上下一対の定盤（上定盤および下定盤）を有しており、上定盤および下定盤の間にガラス基板が狭持される。そして、上定盤または下定盤のいずれか一方、または、双方を移動操作させることで、ガラス基板と各定盤とを相対的に移動させることにより、このガラス基板の両主表面を研削することができる。
なお、本実施形態のプレス成形工程では、例えば平面度が４μｍ以下の極めて平面度の高いガラスブランクを作製できるため、この研削工程を行わなくてもよい。また、研削工程の前に、研削工程で用いた装置と同様の両面研削装置およびアルミナ系遊離砥粒を用いたラッピング工程を行ってもよい。
また、プレス成形直後のガラスブランクの主表面の算術平均粗さＲａが０．１μｍ以下であれば、この研削工程を省略したとしても、目標とする磁気ディスク用ガラス基板の表面性状を得ることができる。

（ｅ）端面研磨工程（ステップＳ５０）
次に、研削工程後のガラス基板の端面研磨が行われる。
端面研磨では、ガラス基板の内周端面及び外周端面をブラシ研磨により鏡面仕上げを行う。このとき、酸化セリウム等の微粒子を遊離砥粒として含むスラリーが用いられる。端面研磨を行うことにより、ガラス基板の端面での塵等が付着した汚染、ダメージあるいはキズ等の損傷の除去を行うことにより、サーマルアスペリティの発生の防止や、ナトリウムやカリウム等のコロージョンの原因となるイオン析出の発生を防止することができる。

（ｆ）第１研磨工程（ステップＳ６０）
次に、端面研磨工程後のガラス基板の主表面に第１研磨が施される。第１研磨による取り代は、例えば数μｍ〜５０μｍ程度である。第１研磨は、固定砥粒による研削により主表面に残留したキズ、歪みの除去、微小な表面凹凸（マイクロウェービネス、粗さ）の調整を目的とする。第１研磨工程では、研削工程で用いたものと同様の構造の両面研磨装置を用いて、研磨液を与えながら研磨する。研磨液に含有させる研磨剤は、例えば、酸化セリウム砥粒、あるいはジルコニア砥粒である。

なお、第１研磨工程では、ガラス基板の主表面について、表面粗さ(Ra)を０．５ｎｍ以下とし、かつマイクロウェービネス(MW-Rq)を０．５ｎｍ以下とするように研磨を行う。
ここで、マイクロウェービネスは、主表面全面の半径１４．０〜３１．５ｍｍの領域における波長帯域１００〜５００μｍの粗さとして算出されるＲＭＳ（Ｒｑ）値で表すことができ、例えば、ポリテック社製のＭｏｄｅｌ−４２２４を用いて計測できる。
表面粗さは、ＪＩＳ Ｂ０６０１：２００１により規定される算術平均粗さRaで表され、０．００６μｍ以上２００μｍ以下の場合は、例えば、ミツトヨ社製粗さ測定機ＳＶ−３１００で測定し、ＪＩＳ Ｂ０６３３：２００１で規定される方法で算出できる。その結果、粗さが０．０３μｍ以下であった場合は、例えば、日本Ｖｅｅｃｏ社製走査型プローブ顕微鏡（原子間力顕微鏡；ＡＦＭ）ナノスコープで計測しＪＩＳ Ｒ１６８３：２００７で規定される方法で算出できる。本願においては、１μｍ×１μｍ角の測定エリアにおいて、５１２×５１２ピクセルの解像度で測定したときの算術平均粗さRaを用いることができる。

（ｇ）化学強化工程（ステップＳ７０）
次に、第１研磨工程後のガラス基板は化学強化される。
化学強化液として、例えば硝酸カリウム（６０重量％）と硫酸ナトリウム（４０重量％）の混合液等を用いることができる。化学強化工程では、化学強化液を例えば３００℃〜４００℃に加熱し、洗浄したガラス基板を例えば２００℃〜３００℃に予熱した後、ガラス基板を化学強化液中に例えば３時間〜４時間浸漬する。
ガラス基板を化学強化液に浸漬することによって、ガラス基板の表層のリチウムイオン及びナトリウムイオンが、化学強化液中のイオン半径が相対的に大きいナトリウムイオン及びカリウムイオンにそれぞれ置換されることで表層部分に圧縮応力層が形成され、ガラス基板が強化される。なお、化学強化処理されたガラス基板は洗浄される。例えば、硫酸で洗浄された後に、純水等で洗浄される。

（ｈ）第２研磨工程（ステップＳ８０）
次に、化学強化工程後のガラス基板に第２研磨が施される。第２研磨による取り代は、例えば１μｍ程度、具体的には、０．５〜２μｍの範囲内とすることが好ましい。取り代がこの範囲より小さいと、表面粗さを十分に低減できない場合がある。また、この範囲より大きいと、端部形状の悪化（ダレ等）を招く場合がある。第２研磨は、主表面の鏡面研磨を目的とする。第２研磨では例えば、第１研磨で用いた研磨装置を用いる。このとき、第１研磨と異なる点は、遊離砥粒の種類及び粒子サイズが異なることと、樹脂ポリッシャの硬度が異なることである。
第２研磨に用いる遊離砥粒として、例えば、スラリーに混濁させたコロイダルシリカ等の微粒子（粒子サイズ：直径１０〜５０ｎｍ程度）が用いられる。
研磨されたガラス基板を中性洗剤、純水、ＩＰＡ等を用いて洗浄することで、磁気ディスク用ガラス基板が得られる。
第２研磨工程を実施することは必ずしも必須ではないが、ガラス基板の主表面の表面凹凸のレベルをさらに良好なものとすることができる点で実施することが好ましい。第２研磨工程を実施することで、主表面の粗さ(Ra)を０．１５ｎｍ以下、より好ましくは０．１ｎｍ以下かつ上記主表面のマイクロウェービネス（MW-Rq）を０．３ｎｍ以下、より好ましくは０．１ｎｍ以下とすることができる。

以上説明したように、本実施形態の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法によれば、溶融ガラスの塊を一対の金型を用いてダイレクトプレスするプレス成形工程を含む。この成形工程では、一方の金型にのみ長く溶融ガラスが接触することがなく、また、溶融ガラスが一対の型に接触してから離れるまでの型の温度が、溶融ガラスのガラス転移点（Tg）未満の温度となるように制御されるため、溶融ガラスが金型に融着することを防止するための離型材を金型の表面に離型材を付着させずに済む。溶融ガラスが金型に融着することがないため、プレス成形面の表面粗さを極めて小さくすることができ、このプレス成形面が形状転写されることから、プレス成形によって得られるガラスブランクの表面粗さも極めて小さくなる。そのため、次工程のスクライブ工程では、表面粗さを極めて小さい平滑な主表面に対してスクライブカッターを当てることになり、スクライブカッターにより形成される２つの同心円状の切断線の真円度および同心度が極めて良好なレベルとなる。その結果、スクライブによって得られるガラス基板の外形および中心穴の真円度および同心度が極めて高くなる。

［磁気ディスク］
以上の各工程を経て、磁気ディスク用ガラス基板が作製される。この磁気ディスク用ガラス基板を用いて、磁気ディスクは以下のようにして得られる。
磁気ディスクは、例えばガラス基板の主表面上に、主表面に近いほうから順に、少なくとも付着層、下地層、磁性層（磁気記録層）、保護層、潤滑層が積層された構成になっている。
例えば基板を真空引きを行った成膜装置内に導入し、ＤＣマグネトロンスパッタリング法にてＡｒ雰囲気中で、基板主表面上に付着層から磁性層まで順次成膜する。付着層としては例えばＣｒＴｉ、下地層としては例えばＣｒＲｕを用いることができる。磁性層としては、例えばＣｏＰｔ系合金を用いることができる。また、Ｌ_１０規則構造のＣｏＰｔ系合金やＦｅＰｔ系合金を形成して熱アシスト磁気記録用の磁性層とすることもできる。上記成膜後、例えばＣＶＤ法によりＣ_２Ｈ_４を用いて保護層を成膜し、続いて表面に窒素を導入する窒化処理を行うことにより、磁気記録媒体を形成することができる。その後、例えばＰＦＰＥ（パーフルオロポリエーテル）をディップコート法により保護層上に塗布することにより、潤滑層を形成することができる。

以下に、本発明を実施例によりさらに説明する。但し、本発明は実施例に示す態様に限定されるものではない。

（１）溶融ガラスの作製
以下の組成のガラスが得られるように原料を秤量し、混合して調合原料とした。この原料を熔融容器に投入して加熱、熔融し、清澄、攪拌して泡、未熔解物を含まない均質な熔融ガラスを作製した。得られたガラス中には泡や未熔解物、結晶の析出、熔融容器を構成する耐火物や白金の混入物は認められなかった。得られた溶融ガラスのガラス転移点（Tg）は５１０℃であった。
［ガラスの組成］
酸化物基準に換算し、モル％表示で、ＳｉＯ_２を５０〜７５％、Ａｌ_２Ｏ_３を１〜１５％、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ及びＫ_２Ｏから選択される少なくとも１種の成分を合計で５〜３５％、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯ、ＢａＯ及びＺｎＯから選択される少なくとも１種の成分を合計で０〜２０％、ならびにＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｙ_２Ｏ_３、Ｔａ_２Ｏ_５、Ｎｂ_２Ｏ_５及びＨｆＯ_２から選択される少なくとも１種の成分を合計で０〜１０％、有する組成からなるアモルファスのアルミノシリケートガラス。ガラス転移点(Ｔｇ)は５０５℃、線膨張係数は８０×１０^−７／℃である。

上記溶融ガラスを準備し、上記プレス成形方法（図３、図４の装置を用いた方法）を用いて、直径７５ｍｍ、厚さ０．９ｍｍのガラスブランクを作製した。溶融ガラス流出口１１１から吐出される溶融ガラス材料Ｌ_Gの温度は１３００℃であり、この時の溶融ガラス材料Ｌ_Gの粘度は７００ポアズである。
溶融ガラス流出口１１１から吐出される溶融ガラス材料Ｌ_Gは、切断ユニット１６０によって切断され、直径約２０ｍｍのゴブＧ_Gが形成される。ゴブＧ_Gとは、プレスユニット
によって荷重３０００ｋｇｆで、その温度が溶融ガラス材料のガラス転移温度(Tg)以下と
なるまでプレスされ、直径７５ｍｍのガラスブランクが形成された。

・実施例１
表１に示す実施例１では、図８（ａ）に示す排熱部を金型の成形面の全域に亘って配設してプレス成形を行った。排熱部は銅で形成し、厚みは３０ｍｍとした。また、成形面（特に溶融ガラスと接触する接触面）の表面粗さ（算術平均粗さＲａ）が０．０１μｍ以上で０．１μｍ未満の金型を用いた。このとき、溶融ガラスが金型に接触してから離れるまでの金型の最高温度を測定したところ、４９５℃であった。プレス成形後のガラスブランクに対してスクライブを行い（ＩＤ（内孔）とＯＤ（外形）の同時形成、）、外径が６５ｍｍ、中心穴径が２０ｍｍのガラス基板を得た。
・実施例２
表１に示す実施例２では、実施例１同様の排熱部を用いてプレス成形を行った。また、成形面の表面粗さ（算術平均粗さＲａ）が０．１μｍ以上で０．５μｍ未満の金型を用いた。実施例１と同様に金型の最高温度を測定したところ、４９５℃であった。実施例１同様に、プレス成形後のガラスブランクに対してスクライブを行い、外径が６５ｍｍ、中心穴径が２０ｍｍのガラス基板を得た。
・実施例３
表１に示す実施例３では、実施例１同様の排熱部を用いてプレス成形を行った。また、成形面の表面粗さ（算術平均粗さＲａ）が０．５μｍ以上で２．０μｍ未満の金型を用いた。実施例１と同様に金型の最高温度を測定したところ、４９５℃であった。実施例１同様に、プレス成形後のガラスブランクに対してスクライブを行い、外径が６５ｍｍ、中心穴径が２０ｍｍのガラス基板を得た。

なお、金型の成形面の表面粗さは、ＪＩＳ Ｂ０６０１：２００１により規定される算術平均粗さＲａで表され、０．００６μｍ以上２００μｍ以下の場合は、例えば、ミツトヨ社製粗さ測定機ＳＶ−３１００で測定し、ＪＩＳ Ｂ０６３３：２００１で規定される方法で算出できる。その結果粗さが０．０３μｍ以下であった場合は、例えば、日本Ｖｅｅｃｏ社製走査型プローブ顕微鏡（原子間力顕微鏡；ＡＦＭ）ナノスコープで計測しＪＩＳ Ｒ１６８３：２００７で規定される方法で算出できる。本願においては、１０μｍ×１０μｍ角の測定エリアにおいて、２５６×２５６ピクセルの解像度で測定したときの算術平均粗さＲａを用いた。

［実施例の評価］
表１における評価は、各実施例のガラスブランクを１００枚ずつスクライブして、ガラスブランクが割れることなく、または後工程で取りきれないほどの大きなカケやヒビが発生せずに、ディスク状に割断できた枚数の割合（スクライブの歩留まり）に基づいて評価した。評価基準は、以下とした。
○○：スクライブの歩留まり(%)が９８％以上
○：スクライブの歩留まり(%)が９５％以上９８％未満
△：スクライブの歩留まり(%)が９０％以上９５％未満

実施例１〜３では、離型材を使用していないため、成形後に得られるガラスブランクの主表面の表面粗さは、ほぼ金型の成形面の表面粗さと同一の値となった。特に金型の成形面の表面粗さ(Ra)を０．５μｍ以下にすると、スクライブの歩留まりが特に良好となることが確認された。

次に、実施例１〜３とは異なる組成のガラス（Ｔｇ：６３０℃、１００〜３００℃における平均線膨張係数が８０×１０^−７／℃）を用いて、実施例１〜３と同様の実験を実施した（実施例４〜６）。金型の最高温度は６１０℃となるように制御した。
実験に供したガラス組成は、以下のとおりである。

［実施例４〜６でのガラス組成］
モル％表示にて、
ＳｉＯ_２を５６〜７５％、
Ａｌ_２Ｏ_３を１〜１１％、
Ｌｉ_２Ｏを０％超かつ４％以下、
Ｎａ_２Ｏを１％以上かつ１５％未満、
Ｋ_２Ｏを０％以上かつ３％未満、
含み、かつＢａＯを実質的に含まず、
Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏからなる群から選ばれるアルカリ金属酸化物の合計含有量が６〜１５％の範囲であり、
Ｎａ_２Ｏ含有量に対するＬｉ_２Ｏ含有量のモル比（Ｌｉ_２Ｏ／Ｎａ_２Ｏ）が０．５０未満であり、
上記アルカリ金属酸化物の合計含有量に対するＫ_２Ｏ含有量のモル比｛Ｋ_２Ｏ／（Ｌｉ_２Ｏ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｋ_２Ｏ）｝が０．１３以下であり、
ＭｇＯ、ＣａＯおよびＳｒＯからなる群から選ばれるアルカリ土類金属酸化物の合計含有量が１０〜３０％の範囲であり、
ＭｇＯおよびＣａＯの合計含有量が１０〜３０％の範囲であり、
上記アルカリ土類金属酸化物の合計含有量に対するＭｇＯおよびＣａＯの合計含有量のモル比｛（ＭｇＯ＋ＣａＯ）／（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ）｝が０．８６以上であり、
上記アルカリ金属酸化物およびアルカリ土類金属酸化物の合計含有量が２０〜４０％の範囲であり、
上記アルカリ金属酸化物およびアルカリ土類金属酸化物の合計含有量に対するＭｇＯ、ＣａＯおよびＬｉ_２Ｏの合計含有量のモル比｛（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋Ｌｉ_２Ｏ）／（Ｌｉ_２Ｏ＋Ｎａ_２Ｏ＋Ｋ_２Ｏ＋ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ）が０．５０以上であり、
ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｙ_２Ｏ_３、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｇｄ_２Ｏ_３、Ｎｂ_２Ｏ_５およびＴａ_２Ｏ_５からなる群から選ばれる酸化物の合計含有量が０％超かつ１０％以下であり、
Ａｌ_２Ｏ_３含有量に対する上記酸化物の合計含有量のモル比｛(ＺｒＯ_２＋ＴｉＯ_２＋Ｙ_２Ｏ_３＋Ｌａ_２Ｏ_３＋Ｇｄ_２Ｏ_３＋Ｎｂ_２Ｏ_５＋Ｔａ_２Ｏ_５)／Ａｌ_２Ｏ_３｝が０．４０以上。

実施例４〜６のスクライブの歩留まりは、以下のとおりであった。
実施例４：９８％
実施例５：９７％
実施例６：９３％

さらに、実施例１〜３とは異なる組成のガラス（Ｔｇ：６８０℃、１００〜３００℃における平均線膨張係数が８０×１０^−７／℃）を用いて、実施例１〜３と同様の実験を実施した（実施例７〜９）。金型の最高温度は６６０℃となるように制御した。
実験に供したガラス組成は、以下のとおりである。

［実施例４〜６でのガラス組成］
モル％表示にて、
ＳｉＯ_２を５０〜７５％、
Ａｌ_２Ｏ_３を０〜５％、
Ｌｉ_２Ｏを０〜３％、
ＺｎＯを０〜５％、
Ｎａ_２ＯおよびＫ_２Ｏを合計で３〜１５％、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯを合計で１４〜３５％、
ＺｒＯ_２、ＴｉＯ_２、Ｌａ_２Ｏ_３、Ｙ_２Ｏ_３、Ｙｂ_２Ｏ_３、Ｔａ_２Ｏ_５、Ｎｂ_２Ｏ_５およびＨｆＯ_２を合計で２〜９％含み、
モル比［（ＭｇＯ＋ＣａＯ）／（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ＋ＢａＯ）］が０．８〜１の範囲であり、かつ
モル比［Ａｌ_２Ｏ_３／（ＭｇＯ＋ＣａＯ）］が０〜０．３０の範囲内であるガラス。

実施例７〜９のスクライブの歩留まりは、以下のとおりであった。
実施例７：９７％
実施例８：９６％
実施例９：９１％

実施例１〜３と実施例４〜９の結果を比較してわかるように、ガラスのＴｇが増加すると歩留まりが低下した。この原因を調べたところ、ＯＤ側でカケやヒビが発生していた。さらにバビネ法を用いてガラスブランクの板厚方向の応力歪みを調査したところＯＤ側で応力歪みが発生していることがわかった。そこで、スクライブ工程においてＯＤ側にかける押圧力をＩＤ側の１．２倍にすることで、ＩＤ側とＯＤ側とで共に切筋深さを０．１ｍｍにして実施例４、５、７、８と同様の評価を行ったところ、歩留まりはいずれも改善し、さらに全て９８％以上となった。

次に、各実施例で使用したガラスを金型の表面粗さ違いで作製したガラスブランクを元に、スクライブの歩留まりを評価したところ、以下の表２に示すとおりとなった。これにより、金型の表面粗さを０．１μｍ以下とすることで最もスクライブの歩留まりが良好となることがわかった。

以上、本発明の実施形態について詳細に説明したが、本発明の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法は上記実施形態に限定されず、本発明の主旨を逸脱しない範囲において、種々の改良や変更をしてもよいのは勿論である。

１…磁気ディスク用ガラス基板
２…中心穴

Claims (6)

1. 溶融ガラス又は軟化したガラスを互いに対向する第１の型と第２の型で挟み込むことにより板状のガラスブランクに成形する成形工程と、
   上記ガラスブランクの主表面に切筋を形成した後、この切筋を成長させて割断することで、ディスク形状のガラス基板を形成する形状加工工程と、を含む磁気ディスク用ガラス基板の製造方法であって、
   上記成形工程では、溶融ガラスが金型に接触してから離れるまでの上記一対の金型の温度を、上記溶融ガラスのガラス転移点（Tg）未満の温度とし、かつ、上記一対の金型の表面に離型材を付着させずにプレス成形を行い、
   上記第１の型と上記第２の型において、溶融ガラス又は軟化したガラスと接触する各型の接触面は、それぞれの面の法線方向が略水平方向であり、
   上記成形工程では、上記ガラスブランクの外形が上記第１の型と上記第２の型の形状によって規制されないように、上記ガラスブランクの成形が行われ、
   上記形状加工工程では、同軸のスクライバによって、上記切筋として２つの同心円状の切断線を同時に形成することを特徴とする、
   磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
2. 上記接触面の算術平均粗さ(Ra)が、０．５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１に記載された磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
3. 上記接触面の算術平均粗さ(Ra)が、０．１μｍ以下であることを特徴とする、請求項２に記載された磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
4. 上記成形工程では、上記金型の溶融ガラス又は軟化したガラスと接触する部分の温度が、上記一対の金型間で実質的に同一の温度となるようにプレス成形することを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載された磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
5. 上記形状加工工程では、外形形成のための切筋にかける押圧力を、内孔形成のための切筋にかける押圧力よりも高くすることを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載された磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
6. 上記成形工程では、溶融ガラス又は軟化したガラスが上記第１の型と上記第２の型の上記接触面に接触してから、上記第１の型と上記第２の型とが溶融ガラス又は軟化したガラスを完全に閉じ込める状態になるまでの時間は、０．１秒以下であることを特徴とする、請求項１〜５のいずれかに記載された磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
   

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