JPWO2009038105A1 - 金属ガラス及びそれを用いた磁気記録媒体並びにその製造方法 - Google Patents

Abstract

金属ガラスが、下記式（１）〜（３）の何れかで表される組成を有する。ＦｅｍＰｔｎＳｉｘＢｙＰｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０≦ｚ＜８原子％である。） （１）Ｆｅ５５Ｐｔ２５（ＳｉｘＢｙＰｚ）２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）（Ｆｅ０．５５Ｐｔ０．２５Ｓｉ０．１６Ｂ０．０２Ｐ０．０２）１００−ｘＭｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）磁気記録媒体（１）は、基板（１１）に複数の凹凸部（１２Ｂ，１２Ａ）からなる金属ガラス層（１２）を備えてなる。金属ガラス（１２）は上記（１）式、（２）式、（３）式の何れかの組成からなる。

Description

本発明は、金属ガラス及びそれを用いた磁気記録媒体並びにその製造方法に関する。さらに詳しくは、金属ガラスの組成物を主としてＦｅ_ｍＰｔ_ｎ（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）から構成すると共に、この金属ガラスを用いた磁気記録媒体並びにその製造方法に関する。

近年、高度情報化社会の進展により大容量の画像情報記録へのニーズが高まり、平方インチ当り１テラビット（１Ｔｂ／ｉｎｃｈ^２）というような面記録密度が磁気記録媒体に要求されている。このような高密度磁気記録媒体として、磁性ドットを非磁性体で分離する構造の所謂パターンド磁気記録媒体が注目されている（例えば、非特許文献１参照）。
非特許文献１に記載の技術は、ナノインプリントによりレジストをパターン化したマスクを用い、このマスクで磁性膜をエッチングすることにより、分離した磁性ドットを形成している。

Ｆｅ−Ｐｔ−Ｂ合金の急冷リボン材では、均質なナノサイズのアモルファスとｆｃｃγ−ＦｅＰｔ相の複相組織が得られ、熱処理後は良好な硬質磁性を示すナノ構造が得られることがわかっている(非特許文献２参照)。

晋山勉，佐藤勇武，石尾俊二、「パターンド磁気記録媒体の製作方法と磁気的特性」、応用物理、２００３、第７２巻、第３号、Ｐ．２９８−３０３ A. Inoue and W. Zhang, J.Appl.Phys., 97,10H308, 2005

従来のパターンド磁気記録媒体では、レジストをナノインプリント加工しているためドットピッチは１００ｎｍ以上と大きく、１Ｔｂ／ｉｎｃｈ^２の面記録密度を実現するのは難しい。また、上述したような一連の加工作業を磁気記録媒体毎に行う必要があるので、加工コストが増大するという課題があった。

上記課題に鑑み、本発明は、金属ガラス及び金属ガラスによる磁気記録媒体並びにその製造方法を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、本発明の金属ガラスは、下記式（１）で表されることを特徴とする。
Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）
上記構成において、特に組成が好ましくは下記式（２）で表される。
Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）

本発明の別の構成の金属ガラスは、下記式（３）で表されることを特徴とする。
（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）

上記構成において、（３）式の金属ガラスのＭは、Ｚｒであってもよい。（１）〜（３）式の金属ガラスの組成において、Ｆｅの一部は、Ｃｏ又はＮｉに置換されてもよく、Ｐｔの一部が、Ｐｄに置換されてもよい。

本発明の磁気記録媒体は、基板と、基板上に設けられ複数の凹凸部が形成された金属ガラス層と、を備え、金属ガラス層は、下記式（１）で表される組成を有する金属ガラスからなり、複数の凹部は軟質磁性層であり、複数の凸部は硬質磁性層であることを特徴とする。
Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）
好ましくは、組成は下記式（２）で表される。
Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）
または、上記金属ガラスは、下記（３）式で表される組成を有していてもよい。
（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）

上記構成において、複数の凹凸部は、好ましくは非磁性体から成る材料で被覆された表面保護層を備え、表面保護層の表面が平坦とされている。凹部及び凸部は、好ましくは、マトリクス状、千鳥格子状及びライン状のいずれかの配列パターンで配列されている。
上記構成において、（３）式の金属ガラスのＭは、Ｚｒであってもよい。（１）〜（３）式の金属ガラスの組成において、Ｆｅの一部は、Ｃｏ又はＮｉに置換されてもよく、Ｐｔの一部が、Ｐｄに置換されてもよい。

本発明の磁気記録媒体の製造方法は、基板に金属ガラス層を堆積する工程と、金属ガラス層に金型により凹凸部を形成する工程と、金属ガラス層の凸部を熱処理して硬磁性特性とする工程と、を備え、金属ガラス層を下記式（１）で表される組成とすることを特徴とするものである。
Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）
上記構成において、金属ガラスは、好ましくは下記式（２）で表される。
Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）
または、上記金属ガラスは、下記（３）式で表される組成であってもよい。
（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）

上記構成において、（３）式の金属ガラスのＭは、Ｚｒであってもよい。金属ガラス層の凸部を熱処理する温度は、好ましくは、７５０℃以上８５０℃以下であり、熱処理時間は、１０分以上３０分以下であればよい。

本発明の金属ガラス及びそれを用いた磁気記録媒体並びにその製造方法によれば、金属ガラスからなる強磁性体層に凹部及び凸部をより微細に加工することができ、しかも、凸部の強磁性体だけを硬磁性層とすることができるので、磁気記録媒体の記録密度の向上を図ることができる。

本発明による磁気記録媒体１の一実施の形態を示すもので、（Ａ）は平面図、（Ｂ）はＡ−Ａ断面図である。 本発明の磁気記録媒体の実施形態の変形例を示す断面図である。 凸部の他の配列パターンを示したものであり、（Ａ）は千鳥格子パターン図、（Ｂ）はライン状パターン図である。 本発明の磁気記録媒体の製造方法を順次示す図である。 金型の製造方法を順次説明する図である。 金型の製造方法を順次説明する図である。 実施例２のＤＳＣ特性を示す図である。 実施例２のＸＲＤ特性を示す図である。 実施例２の金属ガラスの磁化特性を示す図である。 実施例２の金属ガラスの保磁力に対する熱処理温度依存性を示す図である。 実施例３のＤＳＣ特性を示す図である。 実施例３のＸＲＤ特性を示す図で図である。 実施例３の金属ガラスの磁化特性を示す図である。 実施例１〜３の金属ガラスのＸＲＤを纏めて示す図である。 実施例１〜３の金属ガラスの磁化特性を纏めて示す図である。 実施例１〜４のＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_２の金属ガラスの磁化特性から求めた各パラメータのＳｉ及びＢの組成依存性を示す図であり、（Ａ）は残留磁束密度、（Ｂ）は保磁力、（Ｃ）は最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）を示す。 実施例１〜１３のＦｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）の金属ガラスの保磁力に対するＳｉ、Ｂ及びＰの組成依存性を示す図である。 実施例１４のＤＳＣ特性を示す図である。

符号の説明

１：磁気記録媒体
１１：基板
１２：金属ガラス層
１２Ａ：金属ガラス層の凸部
１２Ｂ：金属ガラス層の凹部
１３：表面保護層
１５：金型
１５Ａ：金型の凸部
１５Ｂ：金型の凹部
２０：基板
２１：ＳｉＯ_２膜
２２：マスクパターン
２５：凸部

以下、図面を参照してこの発明の幾つかの実施の形態を詳細に説明する。各図において同一又は対応する部材には同一符号を用いる。
最初に、本発明の金属ガラスの好適な態様について詳細に説明する。
本発明の金属ガラスは、下記式（１）で表される組成を有する永久磁石材料である。
Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）

本発明の金属ガラスの組成は、好適には下記式（２）で表される。
Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）

本発明の金属ガラスは、下記（３）式で表わされる組成を有していてもよい。
（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）
上記組成において、Ｍを添加することによって、さらに金属ガラス形成能を高めることができる。例えば、ＭとしてＺｒを好適に用いることができる。ここで、Ｍ_ｘの組成Ｘは、６原子％を越えると金属ガラス形成能を高めることは可能であるが、（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}からなる金属ガラスの磁気特性が低下するので好ましくない。磁気特性を考慮した場合、金属ガラスとして、（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_９６Ｚｒ_４を好適に用いることができる。

上記（１）〜（３）式で表わされる金属ガラス合金において、Ｆｅの一部を、Ｆｅと同様な強磁性体であるＣｏ又はＮｉに置換してもよい。

上記（１）〜（３）式で表わされる金属ガラス合金において、Ｐｔの一部を、後述するＬ１_０−ＦｅＰｄ相を形成するＰｄに置換してもよい。

上記式（１）〜（３）の組成で表される本発明の金属ガラスは強磁性である。この金属ガラスは、その形成直後は軟磁性特性を示す。さらに、本発明の金属ガラスは、高温で所定時間の熱処理を施した後には結晶化して硬磁性特性を示す。

本発明の金属ガラスは、高周波溶解炉及びアーク溶解炉を用いて溶製した母合金から、単ロール液体急冷法により製造することができる。

本発明の金属ガラスは、これまでの研究で良好な磁気特性が得られたＦｅ−Ｐｔ−Ｂ−Ｐ合金にＳｉを添加した合金である。本発明によりＳｉを添加すると、さらにアモルファス形成を向上させることができる。急冷リボン材に対し熱処理を施すと、Ｌ１_０−ＦｅＰｔ相、Ｆｅ２Ｂ相、ＰｔＳｉ相及びＦｅＳｉ相からなる複合組織が形成され、Ｌ１_０−ＦｅＰｔ相の強磁性特性を示す。最も良好なアモルファス形成能が得られた合金組成は、残留磁束密度(Ｂｒ)、保磁力(Ｈｃ）及び最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）が、それぞれ０．６９Ｔ、１７２ｋＡ／ｍ及び４４ｋＪ／ｍ^３程度である。

本発明の金属ガラスは、冷却速度の速い急冷法により作製することが好ましい。溶融した材料を、速い冷却速度で冷却しつつ作製することにより、磁性粒子の微細化や金属ガラス中に非平衡相を形成することができる。すなわち、溶融した材料を急冷することにより、例えばＢやＳｉなどの添加元素が金属ガラス中に強制的に固溶した過飽和固溶体やアモルファス相などの非平衡相が容易に形成されるという効果が得られる。この非平衡相はより安定なＬ１_０−ＦｅＰｔ相に容易に変化させることができ、結果として高い保磁力を得易くなる。

このような急冷法としては、単ロール法、双ロール法、遠心急冷法等の液体急冷法や、スパッタ法、真空蒸着法等の気相急冷法が好ましい。例えば、液体急冷法は、非晶質合金を作製する方法として知られているが、１００Ｋ／秒程度の極めて早い冷却速度が得られるため、非晶質化しない合金においても急冷の効果により結晶粒径の微細化の効果や非平衡相を得ることができる。また、気相冷却法では、液体冷却法と同等以上の冷却速度が得られるので、同じく結晶粒径の微細化の効果や非平衡相を得ることができる。

本発明の金属ガラスを液体急冷法により作製すると、厚さ数μｍ〜数十μｍの連続或いは不連続の薄い帯状金属ガラスを得ることができる。こうして得られた薄帯を粉砕して粉末にすることもできる。薄帯状の金属ガラスは、例えば、バルク状の材料を加工すると高コストになりかつ磁気特性の劣化が生じて適用できないような、小型磁性部品用の永久磁石材料としても最適である。

本発明によって得られる粉末状の金属ガラスは、例えば樹脂等と混合してボンド磁石材料として使用するのに最適である。

本発明の金属ガラスを気相急冷法により基板上に作製する場合は、金属ガラスを厚さ数ｎｍから数１０ｎｍの薄膜状にすることができる。このようにして基板上に形成した薄膜は、例えば、高密度の磁気記録用媒体に最適である。これにより熱処理を必要としない、あるいは８００Ｋ前後の熱処理による結晶化で硬磁気特性が得られる。そのため、基板として安価なガラス基板が使用できる。また、本発明の金属ガラスにおいては、結晶粒の成長が抑えられるために微細な結晶組織が得られるので、高密度の磁気記録用媒体の必要条件を満たすことができる。

熱処理による結晶化は、大凡７５０Ｋ以上から８５０Ｋ位までの８００Ｋ前後の温度で行うことが好ましい。７５０Ｋ未満の熱処理温度では結晶化が進まず、硬磁気特性が得られないので好ましくない。熱処理温度が７５０Ｋ以上では熱処理温度を高くすると共に、結晶化が進み保磁力が増大し硬磁気特性が得られる。熱処理温度が８５０Ｋ以上では保磁力が飽和するので、これ以上熱処理温度を増大する必要はない。

熱処理を行う時間は、上記の熱処理温度条件下で、大凡１０分以上から３０分以下の時間で行うことが好ましい。１０分未満の熱処理時間では結晶化が進まず、硬磁気特性が得られないので好ましくない。逆に、熱処理時間が３０分を越えると、結晶化による保磁力が飽和するので、これ以上の熱処理時間を増大する必要はない。

図１は本発明による磁気記録媒体１の一実施の形態を示す図であり、（Ａ）は平面図、（Ｂ）はＡ−Ａ断面図である。本発明の磁気記録媒体１は、基板１１と、この基板１１上に設けられ、かつ複数の凹凸部を有する金属ガラス層１２と、を備えている。複数の凹部１２Ｂは軟質磁性層であり、複数の凸部１２Ａは、少なくともその最表面が磁気記録ができる硬質磁性層で成っている。金属ガラス層１２は、上記（１）式及び（２）式で表わされる組成の金属ガラスを用いることができる。

凸部１２ＡのピッチＰは、図１に示した凹部１２ＢのピッチＰと同一であり、２５ｎｍ程度に設定される。また、凸部１２Ａの高さｔ_３は２５ｎｍ程度に設定される。

ところで、従来の磁気記録媒体であるＨＤディスクでは、基板として主に酸化ガラスが用いられている。本発明の場合、基板１１に金属ガラスを用いてもよい。金属ガラスを基板１１に用いた場合、金属ガラスのバルク材を挟み、そのバルク材を金層ガラスの過冷却液体温度域に保持してプレス加工することにより所望の厚さの基板１１を成形することができる。

このとき、金型の表面は、ＣＭＰ（Chemical Mechanical Polishing）装置により鏡面状態に仕上げ加工されている。金属ガラスの過冷却液体温度域でプレス加工することでプレス時の荷重が小さくて済むとともに、金型の鏡面形状が基板１１の表面に面精度に転写され、平坦性、平滑性の優れた均一厚さの基板１１が得られる。そのため、プレス加工しただけの金属ガラス基板を基板１１として用いることができ、基板１１の加工コストの低減を図ることができる。このようにして形成した金属ガラス基板１１は、磁気記録媒体に限らず、ＤＶＤ、ＣＤ及びＨＤ等の基板としても用いることができ、それらの軽量化が達成できる。

また、アモルファス合金である金属ガラスは、強度が高くしなやかで耐食性にも優れている。そのため基板１１を薄くすることができ、磁気記録媒体１の小型化や軽量化が可能になる。なお、本実施の形態の磁気記録媒体は、情報の記録だけでなく、ナノメートル（ｎｍ）オーダーの磁気記録媒体用スケールとしても使用することができる。

図２は、本発明の磁気記録媒体の実施形態における変形例を示す断面図である。図２に示す磁気記録媒体が図１の磁気記録媒体と異なるのは、凹凸部１２Ａ，１２Ｂが非磁性体からなる材料で被覆された表面保護層１３を備えている点である。被覆される箇所は凹部１２Ｂだけに凹状に被覆しても、または、凹部１２Ｂを埋め込みさらに凸部１２Ａの表面まで被覆してもよい。この表面保護層１３の表面が平坦とされていてもよい。表面保護層１３の材料としては、ＳｉＯ_２膜などを使用することができる。

図３は図１に示す凸部１２Ａの他の配列パターンを示したものである。図３（Ａ）は千鳥格子パターンを、図３（Ｂ）はライン状パターンを示している。図３（Ａ）に示す配列パターンのピッチＰは図１に示した配列のものと同じであるが、ライン間のピッチＰｌは、ピッチＰよりも大きく設定されている。配列パターンを凹部１２Ｂで構成する場合も、同様の千鳥格子パターン及びライン状パターンが使用可能である。

なお、凹部１２Ｂ及び凸部１２Ａは、上記したマトリクス状、千鳥格子状及びライン状などのパターンに限らず、必要に応じて又は任意にいずれかの配列パターンで配列されていればよい。

本実施形態では、金属ガラス層１２における凹部１２Ｂや凸部１２Ａは、後述するように、金属ガラス層１２を過冷却液体領域でナノインプリント成形して形成するため、ナノオーダーの凹凸であっても高精度な成形を行うことができる。このため、高密度な磁気記録媒体を精度良く形成することができる。また、プレス加工を行うだけで金属ガラス層１２に凹凸部１２Ｂ，１２Ａを形成できるので、加工時間の短縮及び加工コストの低減を図ることができる。

図１に示した磁気記録媒体１では、表面が硬磁性層からなる凸部１２Ａの周囲には軟磁性層からなる凹部１２Ｂが介在している。軟磁性層からなる凹部１２Ｂは磁気ヘッドからの記録磁界をサポートする機能を有するものである。磁気ヘッドの記録磁界は、凹部１２Ｂを通って閉ループを形成し、記録磁界の取り込みや信号再生感度を向上させることができる。

さらに、凹部１２Ｂは、非磁性体材料で被覆された表面保護層１３を備えているので、凸部１２Ａの硬磁性層のそれぞれが磁気的に独立した記録ビットを構成している。

基板１１には、アルミニウム、酸化物ガラス、金属ガラスなどの非磁性材料が用いられる。後述するように、製造過程で基板１１の全体を成形温度Ｔｍまで昇温させるので、基板１１が非晶質材料の場合には結晶化温度が成形温度Ｔｍよりも高いものを使用する。

金属ガラス層１２全体の厚さｔ_１は２０ｎｍ程度であって、凹部１２Ｂの底部分の厚さｔ_２を数ｎｍ程度とする。金属ガラス層１２の硬磁性層となる以外の領域は軟磁性層である。この軟磁性層は従来の垂直磁気記録媒体の中間層に相当するものである。また、マトリクス状に形成された凹部１２ＢのピッチＰを２５ｎｍ程度とすることで、１Ｔｂ／ｉｎｃｈ^２の記録密度を達成することができる。凹部１２ＢのピッチＰは上記したナノインプリント成形における金型の精度で決まる。金型をイオンビーム等で形成する場合には、ピッチＰを１０ｎｍオーダー程度までに縮小できる。この場合には、磁気記録媒体１の記録密度は、数Ｔｂ／ｉｎｃｈ^２となる。

次に、本発明の磁気記録媒体１の製造方法について説明する。
図４は、本発明の磁気記録媒体の製造方法の工程を示す図である。この実施形態では、金属ガラス層１２の微細な凹凸パターンを、ナノインプリント法により形成する。
最初に、図４（Ａ）に示すように、スパッタ蒸着などにより所定厚さの金属ガラス層１２を基板１１上に形成する。

次に、図４（Ｂ）に示すように、金型１５を用いたナノインプリント法により金属ガラス層１２に凹凸部を形成する。金型１５には、金属ガラス層１２に形成すべき凹部１２Ｂに対応する凸部１５Ａと、凸部１２Ａに対応する凹部１５Ｂとが形成されている。なお、金型１５の製作方怯については後述する。

金属ガラスと称されるアモルファス合金は、ガラス遷移温度Ｔｇが結晶化温度Ｔｘよりも低温側に存在し、安定な過冷却液体温度域△Ｔｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）が存在する。この過冷却液体温度域では、金属ガラスが完全ニュートン粘性流動を呈し、低応力での粘性流動加工が可能であることから優れた微細成形特性（微細形状転写性）を有する。本実施形態では、金属ガラスのこのような性質を利用し、金型１５に形成されたｎｍオーダーの微細凹凸形状を金属ガラス層１２に転写することにより、微細凹凸形状を容易にかつ高精度に形成するようにしている。

図４（Ｂ）に示す工程では、金属ガラス層１２が形成された基板１１と金型１５とを、金属ガラス層１２のガラス遷移温度Ｔｇよりも高い成形温度Ｔｍまで加熱し、所定の荷重を所定時間加え、金属ガラス層１２をインプリント成形する。その後、基板１１及び金型１５を冷却し、それらの温度が金属ガラス層１２のガラス遷移温度Ｔｇよりも低くなったら負荷を取り除く。これにより、図４（Ｃ）に示すように、ｔ_１−ｔ_２の深さを有する凹部１２Ｂが金属ガラス層１２に形成される。

その後、図４（Ｄ）に示すように、形成された凸部１２Ａの表面のみを加熱して結晶化させ、金属ガラスのアモルファス層を熱処理することで凸部１２Ａの表面を結晶化し、硬磁性層とすることができる。この凸部１２Ａの表面の加熱処理にはレーザを用いることができる。

アモルファス合金の例としては、上記（１）〜（３）の組成式で表わされる金属ガラス合金を使用することができる。例えば、Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１６Ｂ_２Ｐ_２の組成を有するアモルファス合金がよい。この合金は、アモルファス状態では軟磁性層となり、熱処理を施すことで結晶化してＬ１_０構造を有するＦｅ−Ｐｔ層からなる硬磁性層が得られる。Ｐｔの一部をＰｄに置換した場合には、熱処理を施すことで結晶化してＬ１_０構造を有するＦｅ−Ｐｄ層からなる硬磁性層も得られる。

図５及び図６は金型２の製造方法を説明する図である。
図５（Ａ）に示す第１の工程では、（１００）面を有するＳｉ基板２０の表面に、熱酸化法により厚さが１００ｎｍ程度のＳｉＯ_２膜２１を形成する。
図５（Ｂ）に示す第２の工程では、収束イオンビーム援用化学気相成長（ＦＩＢ−ＣＶＤ）によりタングステン（Ｗ）の薄膜を形成し、ＳｉＯ_２膜２１上にマスクパターン２２を形成する。このパターニングは、加工領域にガス化したＷ（ＣＯ）_６（タングステンヘキサカルボニル）を吹き付けながらＧａ^＋のイオンビームを照射する。これにより、Ｗ（ＣＯ）_６ガスはＷとＣＯとに分解され、ＳｉＯ_２膜２１の表面にタングステン（Ｗ）の堆積膜が形成される。図５（Ｃ）は、ＳｉＯ_２膜２１上に形成された複数のマスクパターン２２を示す図である。

図６（Ａ）に示す第３の工程では、タングステンのマスクパターン２２を用いて、ＣＨＦ_３を用いたＲＩＥ（反応性イオンエッチング）によりＳｉＯ_２膜２１を異方性エッチングする。このようにして形成された金型１５の成形転写面には、図６（Ｂ）に示すように、金層ガラス層１２の凹部１２Ｂに対応する凸部２５が複数形成される。

上述した実施形態では、Ｓｉ基板２０をＦＩＢ加工して形成したものを金型１５として用いたが、金型１５を金層ガラスで形成するようにしても良い。この場合、Ｓｉ基板２０をＦＩＢ加工してマザーダイを形成し、そのマザーダイを用いて金属ガラスをインプリント成形することで金型１５を形成することができる。マザーダイの表面形状（凹凸形状）は、図１に示した金層ガラス層１２の表面形状と同一に形成される。

以下、本発明の金属ガラスについて実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
高周波溶解炉及びアーク溶解炉を用いて溶製した母合金から、単ロール液体急冷法によりリボン形状のＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１３Ｂ_５Ｐ_２からなる組成の金属ガラスを作製した。リボン形状の実施例1の試料における熱的性質はＤＳＣを用いて測定し、過冷却液体領域を求めた。

ここで、「過冷却液体領域」とは、結晶化に対する抵抗力、すなわち非晶質の安定性及び加工性を示すもので、本明細書では、毎分４０Ｋの加熱速度で示差走査熱量分析（ＤＳＣ：Differential Scanning Calorimetry）を行うことで得られるガラス遷移温度Ｔｇと結晶化温度Ｔｘの差で定義される値である。実施例１で得た金属ガラスの過冷却液体領域における結晶化開始温度Ｔｘとガラス遷移温度Ｔｇとの温度間隔ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は２５Ｋであった。実施例１の金属ガラスは、Ｓｉを添加しないＦｅＰｔＢＰ系金属ガラスよりもアモルファス形成能が向上した。

実施例１の試料を石英管中に真空封入し、９００秒の熱処理を施した。相同定にはＸ線回折（ＸＲＤ）を、磁気特性は試料振動型磁力形（Vibrating Sample Magnetometer：ＶＳＭ）を用いて測定した。

実施例１の急冷リボン材に対し、８１０Ｋ以上の温度で熱処理を施すと、Ｌ１_０−ＦｅＰｔ相、Ｆｅ_２Ｂ相、ＰｔＳｉ相及びＦｅＳｉ相からなる複合組織が形成された。最も良好なアモルファス形成能が得られた合金組成での残留磁束密度(Ｂｒ)、保磁力(Ｈｃ）及び最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）は、それぞれ、０．６９Ｔ、１７２ｋＡ／ｍ及び４４ｋＪ／ｍ^３前後の値が得られた。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１６Ｂ_２Ｐ_２とした以外は実施例1と同様にして、実施例２の金属ガラスを作製した。ΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は３７Ｋであった。
図７は、実施例２のＤＳＣ特性を示す図である。縦軸は熱量で、横軸は温度（Ｋ）である。なお、通常ＤＳＣ曲線で相転移現象を調べる際には発熱反応が観測される。一方、金属ガラスでは吸熱反応を示す過冷却液体領域を考慮し、縦軸の下向き矢印を吸熱と表現している。図７から明らかなように、実施例２の金属ガラスのΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は３７Ｋであった。

図８は実施例２のＸＲＤ特性を示す図である。縦軸はＸ線回折強度、横軸は角度（°）、即ち、Ｘ線の原子面への入射角θの２倍に相当する角度である。図８から明らかなように、実施例２の組成を有する金属ガラスでは、金属ガラス形成直後（ａｓ−Ｑ）から熱処理温度を上げるに従い結晶性が生じ、８１０Ｋでは硬磁性のＬ１_０−ＦｅＰｔ相が明瞭に生じている。Ｌ１_０−ＦｅＰｔ相以外には、ｆｃｃ−ＦｅＰｔ相、ＦｅＳｉ相、Ｐｔ_２Ｓｉ_３相が生じていることが分かる。

図９は実施例２の金属ガラスの磁化特性を示すもので、縦軸は磁化Ｊ（Ｔ：テスラ）、横軸は磁場Ｈｃ（Ａ／ｍ）である。図９から、実施例２の組成を有する金属ガラスでは、金属ガラス形成後（ａｓ−Ｑ）の６７５Ｋ，７５０Ｋの熱処理後で軟磁性特性を示し、８１０Ｋの熱処理後には硬磁性の磁化特性が得られることが分かる。Ｂが２％の場合には、Ｐｔ−Ｓｉ相の析出はＦｅＰｔ相の変態と分離していないことが分かる。

図１０は実施例２の金属ガラスの保磁力に対する熱処理温度依存性を示す図である。縦軸は保磁力Ｈｃ（ｋＡ／ｍ）で、横軸は熱処理温度（Ｋ）である。熱処理時間は９００秒である。図１０から、実施例２の組成を有する金属ガラスでは、金属ガラス形成後の７５０Ｋ以上の熱処理温度で硬磁性の磁化特性が得られることが分かる。約７８０Ｋから８３０Ｋ程度の熱処理温度で、１００ｋＡ／ｍから１７０ｋＡ／ｍの保磁力が得られることが分かった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１８Ｐ_２とした以外は実施例1と同様にして、実施例３の金属ガラスを作製した。図１１は実施例３のＤＳＣ特性を示す図である。ΔＴｘは３７Ｋであった。

図１２は実施例３のＸＲＤ特性を示すもので、縦軸はＸ線回折強度、横軸は角度（°）、即ち、Ｘ線の原子面への入射角θの２倍に相当する角度である。図１２から、実施例３の組成を有する金属ガラスでは、金属ガラス形成直後（ａｓ−Ｑ）から熱処理温度を上げるに従い結晶性が生じ、７９５Ｋでは硬磁性のＬ１_０−ＦｅＰｔ相が明瞭に生じることが分かる。Ｌ１_０−ＦｅＰｔ相以外には、ｆｃｃ−ＦｅＰｔ相、ＦｅＳｉ相、Ｐｔ_２Ｓｉ_３相が生じていることが分かる。

図１３は実施例３の金属ガラスの磁化特性を示すもので、縦軸は磁化Ｊ（Ｔ：テスラ）で、横軸は磁場Ｈ（Ａ／ｍ）である。図１３から分かるように、実施例３の組成を有する金属ガラスは、金属ガラス形成後（ａｓ−Ｑ）の７５０Ｋ，７９５Ｋの熱処理後で軟磁性特性を示し、８１０Ｋの熱処理後には硬磁性の磁化特性が得られる。

図１４は実施例１〜３の金属ガラスのＸＲＤを纏めて示す図である。７９５〜８１０Ｋ程度の熱処理後に金属ガラスにＬ１_０−ＦｅＰｔの結晶相が生じることが分かる。

図１５は実施例１〜３の金属ガラスの磁化特性を纏めて示す図である。７９５〜８１０Ｋ程度の熱処理後に金属ガラスが硬磁性を示すことが分かる。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１５Ｂ_３Ｐ_２とした以外は実施例1と同様にして、実施例４の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは３７Ｋであった。

図１６（Ａ）〜（Ｃ）は、実施例１〜４のＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_２の金属ガラスの磁化特性から得た、それぞれ、残留磁束密度、保磁力、最大エネルギー積（（ＢＨ）ｍａｘ）に対するＳｉ及びＢの組成依存性を示すものである。上横軸はＢの組成（原子％）であり、下横軸はＳｉの組成（原子％）である。
図１６（Ａ）から明らかなように、残留磁束密度（Ｂｒ）は、Ｓｉの組成が１８原子％から１０原子％の間で、約０．７３Ｔから約０．８Ｔの値が得られた。
図１６（Ｂ）から明らかなように、保持力は、Ｓｉの組成が１８原子％から１０原子％の間で、約１６４ｋＡ／ｍから２０５ｋＡ／ｍの値が得られた。
図１６（Ｃ）から明らかなように、最大エネルギー積は、Ｓｉの組成が１８原子％から１０原子％の間で、約４９ｋＪ／ｍ^３から６０ｋＪ／ｍ^３の値が得られた。
従って、上記のＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_２からなる組成の金属ガラスでは、ＳｉやＢの組成を変化させると磁気特性を変えることができる。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１１Ｂ_１Ｐ_８とした以外は実施例1と同様にして、実施例５の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは２６Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１３Ｂ_１Ｐ_６とした以外は実施例1と同様にして、実施例６の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは３２Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１３Ｂ_３Ｐ_４とした以外は実施例1と同様にして、実施例７の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは２６Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１４Ｂ_４Ｐ_２とした以外は、実施例1と同様にして実施例８の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは２７Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１５Ｂ_１Ｐ_４とした以外は、実施例１と同様にして実施例９の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは３１Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１５Ｂ_２Ｐ_３とした以外は、実施例１と同様にして実施例１０の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは３２Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１５Ｐ_５とした以外は、実施例１と同様にして実施例１１の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは１７Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１６Ｂ_３Ｐ_１とした以外は、実施例１と同様にして実施例１２の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは２３Ｋであった。

組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１７Ｂ_３とした以外は、実施例1と同様にして実施例１３の金属ガラスを作製した。ΔＴｘは２９Ｋであった。

実施例４〜実施例１３の何れにおいても、熱処理後にはＬ１_０−ＦｅＰｔの結晶相が生じ、磁化特性が硬磁性となることが分かった。

図１７は、実施例１〜１３のＦｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）の金属ガラスの保磁力に対するＳｉ、Ｂ及びＰの組成依存性を示す図である。図中の丸印（○）が測定した金属ガラスの組成を示しており、添えた数字が保磁力である。１６０から２００までの各曲線は保磁力の分布を示している。
図１７から明らかなように、Ｐの組成ｚが、２〜４原子％の領域で大きな保磁力が得られた。

組成を（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_９６Ｚｒ_４とした以外は、実施例１と同様にして実施例１４の金属ガラスを作製した。
図１８は、実施例１４のＤＳＣ特性を示す図である。縦軸は熱量で、横軸は温度（Ｋ）である。なお、通常ＤＳＣ曲線で相転移現象を調べる際には発熱反応が観測される。一方、金属ガラスでは吸熱反応を示す過冷却液体領域を考慮し、縦軸の下向き矢印を吸熱と表現している。図１８から明らかなように、実施例１４の金属ガラスのΔＴｘ（＝Ｔｘ−Ｔｇ）は４８Ｋであった。
以上のことから、（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_９６Ｚｒ_４は、Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。）と同様に、ΔＴｘが大きい金属ガラス合金であることが分かった。さらに、８００Ｋで９００秒の熱処理によってＬ１_０−ＦｅＰｔ相が生じ、磁化特性が硬磁性であることが分かった。

次に、比較例について説明する。
（比較例１）
組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_８Ｂ_８Ｐ_４とした以外は、実施例１と同様にして比較例１の合金を作製した。この合金はＤＳＣ測定により金属ガラスではないことが分かった。

（比較例２）
組成をＦｅ_５５Ｐｔ_２５Ｓｉ_１０Ｂ_８Ｐ_２とした以外は、実施例１と同様にして比較例２の合金を作製した。この合金はＤＳＣ測定により金属ガラスではないことが分かった。

上記実施例及び比較例から、実施例のＦｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。）及び（Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_９６Ｚｒ_４は、ΔＴｘが大きい金属ガラスを作製することができることが判明し、熱処理によりＬ１_０−ＦｅＰｔの結晶相が生じ、磁化特性が硬磁性となることが分かった。

本発明は上記実施形態に限定されることなく、特許請求の範囲に記載した発明の範囲内で種々の変形が可能であり、それらも本発明の範囲内に含まれることはいうまでもない。

Claims (20)

1. 下記式（１）で表される組成を有することを特徴とする、金属ガラス。
   Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）
2. 前記組成が下記式（２）で表されることを特徴とする、請求の範囲１に記載の金属ガラス。
   Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）
3. 下記式（３）で表される組成を有することを特徴とする、金属ガラス。
   （Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）
4. 前記Ｍが、Ｚｒであることを特徴とする、請求の範囲３に記載の金属ガラス。
5. 前記Ｆｅの一部が、Ｃｏ又はＮｉに置換されていることを特徴とする、請求の範囲１〜３の何れかに記載の金属ガラス。
6. 前記Ｐｔの一部が、Ｐｄに置換されていることを特徴とする、請求の範囲１〜３の何れかに記載の金属ガラス。
7. 基板と、該基板上に設けられかつ複数の凹凸部が形成された金属ガラス層と、を備え、
   金属ガラス層は、下記式（１）で表される組成を有する金属ガラスからなり、
   上記複数の凹部は軟質磁性層であり、上記複数の凸部は硬質磁性層であることを特徴とする、磁気記録媒体。
   Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）
8. 前記組成が、下記式（２）で表されることを特徴とする、請求の範囲７に記載の磁気記録媒体。
   Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）
9. 基板と、該基板上に設けられかつ複数の凹凸部が形成された金属ガラス層と、を備え、
   金属ガラス層は、下記式（３）で表される組成を有する金属ガラスからなり、
   上記複数の凹部は軟質磁性層であり、上記複数の凸部は硬質磁性層であることを特徴とする、磁気記録媒体。
   （Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）
10. 前記複数の凹部は、非磁性体材料で被覆された表面保護層を備えていることを特徴とする、請求の範囲７〜９の何れかに記載の磁気記録媒体。
11. 前記凹部及び凸部は、マトリクス状、千鳥格子状及びライン状のいずれかの配列パターンで配列されていることを特徴とする、請求の範囲７〜９の何れかに記載の磁気記録媒体。
12. 前記Ｍが、Ｚｒであることを特徴とする、請求の範囲９に記載の磁気記録媒体。
13. 前記Ｆｅの一部が、Ｃｏ又はＮｉに置換されていることを特徴とする、請求の範囲７〜９の何れかに記載の磁気記録媒体。
14. 前記Ｐｔの一部が、Ｐｄに置換されていることを特徴とする、請求の範囲７〜９の何れかに記載の磁気記録媒体。
15. 基板に金属ガラス層を堆積する工程と、
    上記金属ガラス層に金型により凹凸部を形成する工程と、
    上記金属ガラス層の凸部を熱処理して硬磁性特性とする工程と、を備え、
    上記金属ガラス層が下記式（１）で表される組成を有することを特徴とする、磁気記録媒体の製造方法。
    Ｆｅ_ｍＰｔ_ｎＳｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ（ここで、２０＜ｍ≦６０原子％、２０＜ｎ≦５５原子％、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （１）
16. 前記金属ガラスの組成は下記式（２）で表されることを特徴とする、請求の範囲１５に記載の磁気記録媒体の製造方法。
    Ｆｅ_５５Ｐｔ_２５（Ｓｉ_ｘＢ_ｙＰ_ｚ）_２０（ここで、１１≦ｘ＜１９原子％、０≦ｙ＜８原子％、０＜ｚ＜８原子％である。） （２）
17. 基板に金属ガラス層を堆積する工程と、
    上記金属ガラス層に金型により凹凸部を形成する工程と、
    上記金属ガラス層の凸部を熱処理して硬磁性特性とする工程と、を備え、
    上記金属ガラス層が下記式（３）で表される組成を有することを特徴とする、磁気記録媒体の製造方法。
    （Ｆｅ_０．５５Ｐｔ_０．２５Ｓｉ_０．１６Ｂ_０．０２Ｐ_０．０２）_{１００−ｘ}Ｍ_ｘ（ここで、０＜Ｘ≦６原子％である。Ｍは、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｔｉ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ．Ｃｒ，Ｍｎ，Ａｌ，Ｙ，Ａｇ，希土類元素から選ばれる１つ又はこれらの元素の組み合わせからなる元素である。） （３）
18. 前記Ｍが、Ｚｒであることを特徴とする、請求の範囲１７に記載の磁気記録媒体の製造方法。
19. 前記金属ガラス層の凸部を熱処理する温度が、７５０℃以上８５０℃以下であることを特徴とする、請求の範囲１５〜１７の何れかに記載の磁気記録媒体の製造方法。
20. 前記金属ガラス層の凸部を熱処理する時間が、１０分以上３０分以下であることを特徴とする、請求の範囲１５〜１７の何れかに記載の磁気記録媒体の製造方法。

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