JPWO2013001841A1 - 磁気ディスク用ガラス基板及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

化学強化方法のみを用いた場合と比較して、主表面の強度がさらに向上した磁気ディスク用ガラス基板及びその製造方法を提供する。溶融ガラスの塊を一対の金型を用いてプレス成形する成形工程を含む磁気ディスク用ガラス基板の製造方法であって、前記成形工程では、プレス成形されるガラスブランクの一対の主表面に第１圧縮応力層が形成されるように、プレス中の前記溶融ガラスの冷却速度を制御し、前記成形工程後のガラスブランクを用いて形成されたガラス基板の一対の主表面に第２圧縮応力層を形成するための化学強化工程を含む。

Description

本発明は、磁気ディスク用ガラス基板及びそ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（特許文献１）。
ところで、ガラス基板は脆性材料であるという側面を有している。そこで、ガラス基板の主表面を強化する方法として、加熱した化学強化液にガラス基板を浸漬し、ガラス基板の主表面のリチウムイオン、ナトリウムイオンを、化学強化液中のナトリウムイオン、カリウムイオンにそれぞれイオン交換することにより、ガラス基板の主表面に圧縮応力層を形成する化学強化方法が知られている（特許文献２）。
特開平１１−２５５５２１号公報 特開２００２−１２１０５１号公報
従来の磁気ディスク用ガラス基板では、化学強化方法を用いることにより、主表面の強度が高められているが、今後さらに高い強度が求められることも考えられる。
本発明は、化学強化方法のみを用いた場合と比較して、主表面の強度がさらに向上した磁気ディスク用ガラス基板及びそ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、ガラス基板の主表面に圧縮応力層を形成するためのプレス成形方法を見出した。具体的に説明すると、このプレス成形方法では、溶融ガラスの塊を一対の金型を用いてプレス成形する際に、プレス中の溶融ガラスの冷却速度を制御することによって、プレス成形されるガラスブランクの一対の主表面に圧縮応力層を形成することができる。さらに、発明者らは、このプレス成形方法と化学強化方法との両方を実施することで、厚さが大きく、且つ、圧縮応力が大きい圧縮応力層をガラス基板の主表面に形成することができ、結果として、主表面の強度がさらに向上したガラス基板が得られることを見出した。
ここで、化学強化方法では、形成される圧縮応力層の厚さが、上記プレス成形方法によって形成される圧縮応力層の厚さよりも小さい。例えば、上記プレス成形方法によって形成される圧縮応力層の厚さは、ガラス基板の板厚や熱膨張係数によって異なるが、約１００〜３００μｍであるのに対し、化学強化方法によって形成される圧縮応力層の厚さは約１０〜１００μｍである。
また、化学強化方法によって形成される圧縮応力層に生じる圧縮応力は、上記プレス成形方法によって形成される圧縮応力層に生じる圧縮応力とほぼ等しくすることもできる。例えば、化学強化方法によって形成される圧縮応力層に生じる圧縮応力の大きさは約１０〜５０Ｋｇ／ｍｍ２であるのに対し、上記プレス成形方法によって形成される圧縮応力層に生じる圧縮応力の大きさは約０．１〜５０Ｋｇ／ｍｍ２である。
したがって、化学強化方法のみを用いた場合と比較して、厚さが大きく、且つ、圧縮応力が大きい圧縮応力層を主表面に有するガラス基板を、化学強化方法と上記プレス成形方法とを組み合わせることにより形成することができる。
上述した観点から、本発明の第１の観点は、溶融ガラスの塊を一対の金型を用いてプレス成形する成形工程を含む磁気ディスク用ガラス基板の製造方法であって、前記成形工程では、プレス成形されるガラスブランクの一対の主表面に第１圧縮応力層が形成されるように、プレス中の前記溶融ガラスの冷却速度を制御し、前記成形工程後のガラスブランクを用いて形成されたガラス基板の一対の主表面に第２圧縮応力層を形成するための化学強化工程を含む、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、前記成形工程では、落下中の前記溶融ガラスの塊を、その落下方向と直交する方向から前記一対の金型を用いてプレス成形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、前記成形工程では、前記金型のプレス成形面の温度が、前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。
上記磁気ディスク用ガラス基板の製造方法において、ガラスブランクが金型に接触してから離れるまでの前記一対の金型の温度を、前記溶融ガラスのガラス転移点（Ｔｇ）未満の温度と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、前記化学強化工程後のガラス基板の一対の主表面に形成された第１圧縮応力層及び第２圧縮応力層の一部を除去するための研磨工程を含む、ことを特徴とする。
本発明の第２の観点は、一対の主表面を有する磁気ディスク用ガラス基板であって、化学強化による圧縮応力層と、物理強化による圧縮応力層とが重なり合って形成されている、ことを特徴とする。
上記磁気ディスク用ガラス基板において、前記ガラス基板の板厚が０．５〜１．０ｍｍである、ことを特徴とする。
本発明によれば、化学強化方法のみを用いた場合と比較して、主表面の強度がさらに向上した磁気ディスク用ガラス基板を得ることができる。
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を説明する図。 ゴブ形成型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冷却制御手段の変形例を示す図。 実施形態の圧縮応力層の状態を示す図。
以下、本実施形態の磁気ディスク用ガラス基板及びそ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、円環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２の径が２０ｍｍ、板厚Ｔが０．５〜１．０ｍｍ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、アモルファスの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、アモルファスの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、ＳｉＯ２を５０〜７５％、Ａｌ２Ｏ３を１〜１５％、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ及びＫ２Ｏ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ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、Ｎｂ２Ｏ５及びＨｆＯ２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、
ＳｉＯ２を５６〜７５％、
Ａｌ２Ｏ３を１〜１１％、
Ｌｉ２Ｏを０％超かつ４％以下、
Ｎａ２Ｏを１％以上かつ１５％未満、
Ｋ２Ｏを０％以上かつ３％未満、
含み、かつＢａＯを実質的に含まず、
Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏ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、
Ｎａ２Ｏ含有量に対するＬｉ２Ｏ含有量のモル比（Ｌｉ２Ｏ／Ｎａ２Ｏ）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Ｋ２Ｏ含有量のモル比｛Ｋ２Ｏ／（Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ）｝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Ｌｉ２Ｏの合計含有量のモル比｛（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋Ｌｉ２Ｏ）／（Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ＋ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ）が０．５０以上であり、
ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、Ｙ２Ｏ３、Ｌａ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｎｂ２Ｏ５およびＴａ２Ｏ５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、
Ａｌ２Ｏ３含有量に対する上記酸化物の合計含有量のモル比｛(ＺｒＯ２＋ＴｉＯ２＋Ｙ２Ｏ３＋Ｌａ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５)／Ａｌ２Ｏ３｝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、
ＳｉＯ２を５０〜７５％、
Ａｌ２Ｏ３を０〜５％、
Ｌｉ２Ｏを０〜３％、
ＺｎＯを０〜５％、
Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏを合計で３〜１５％、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯを合計で１４〜３５％、
ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、Ｎｂ２Ｏ５およびＨｆＯ２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［Ａｌ２Ｏ３／（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、円板状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、作製されたガラスブランクの主表面に形成された圧縮応力層の少なくとも一部を残すように除去する（ステップＳ２０）。次に、ガラスブランクをスクライブして、円環状のガラス基板を作製する（ステップＳ３０）。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Ｓ４０）。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Ｓ５０）。次に、ガラス基板の端面研磨を行う（ステップＳ６０）。次に、ガラス基板の主表面に第１研磨を施す（ステップＳ７０）。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Ｓ８０）。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Ｓ９０）。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３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、第２駆動部１２４及び冷却制御部１２５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（プレス成形面）を有するプレート状の部材である。プレス成形面は例えば円形とすることができる。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。なお、第１の型１２１及び第２の型１２２は、それぞれプレス成形面を有していればよく、各型１２１，１２２の形状がプレート状に限定されることはない。
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。
冷却制御部１２５は、ゴブのプレス成形中における第１及び第２の型１２１，１２２それぞれのプレス成形面内において熱の移動を生じさせやすくすることで、プレス成形中におけるゴブの冷却速度を制御する。冷却制御部１２５は、例えばヒートシンクであって、プレス成形中におけるゴブの冷却速度を制御するための冷却制御手段の一例である。冷却制御部１２５は、ゴブのプレス成形工程後に成形されるガラスブランクの一対の主表面に圧縮応力層（第１圧縮応力層）が形成されるように、ゴブの冷却速度の制御を行う。冷却制御部１２５は、第１及び第２の型１２１，１２２のプレス成形面の裏全面に接するように設けられている。また、冷却制御部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、冷却制御部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。冷却制御部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、ゴブから第１及び第２の型１２１，１２２に伝わる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。冷却制御部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、冷却制御部１２５と一体化せずに形成されることが好ましい。
また、冷却作用を有する液体や気体等の流路等から構成される排熱機構及び／又はヒータ等の加熱機構を、プレス成形中におけるゴブの冷却速度を制御するための冷却制御手段として構成してもよい。
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。また、ゴブＧGの冷却速度の制御については後述する。
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冷却し、円形状のガラスブランクＧを作製する。なお、荷重（プレス圧力）は、２０００〜１５０００ｋｇｆとすることが好ましい。この範囲内であれば加速度を十分に得て短時間でのプレスが可能となるため、ガラス材料の組成によらず磁気ディスク用ガラスブランク向けに好適な板厚に成形することができる。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ＬG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ＬG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ＧGとなる。溶融ガラス材料ＬG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ＧG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ＧG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ＧGが捕獲(キャッチ)される。さらに、第１の型１２１の内周面（プレス成形面）１２１ａと第２の型１２２の内周面（プレス成形面）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ＧG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突起１２１ｂ，１２２ｂまで到達することはない。
また、図４（ｃ）に示すように、ゴブＧGから各内周面１２１ａ，１２２ａそれぞれの中央部に伝わる熱は、図中矢印で示す熱の流れに従い、冷却制御部１２５を介して外部に排出される。
第１の型１２１及び第２の型１２２には、図示しない温度調節機構が設けられており、第１の型１２１及び第２の型１２２の温度は、溶融ガラスＬGのガラス転移点(Ｔｇ)よりも十分に低い温度に保持されている。すなわち、温度調節機構は、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ＧGの冷却速度を速め又は抑制することが可能となっている。このため、温度調節機構は、冷却作用を有する液体や気体等の流路等から構成される冷却機構やヒータ等の加熱機構を有してもよい。
なお、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。
ところで、ゴブＧGをプレス成形する際の第１の型１２１の内周面１２１ａの中央部と周縁部との間の温度差、及び第２の型１２２の内周面１２２ａの中央部と周縁部との間の温度差（すなわちプレス成形面内の温度差）が小さいほど、プレス成形後に得られるガラスブランクの平面度は良好なものとなる。特に、内周面１２１ａ，１２２ａそれぞれの中央部分に篭り易くなるゴブＧGからの熱を効率良く外部に排出することにより、温度差を小さくすることが好ましい。これは、プレス成形時におけるプレス成形面内の温度差を小さくすれば、内周面の中央部分の温度と周縁部分の温度がほぼ同一になることから、ゴブＧGの中央部分と周縁部分とをほぼ同時に固化させることができるためである。
また、内周面の中央部分の温度と周縁部分の温度とがほぼ同一になることから、プレス成形面の周縁部分から中央部分への方向に向かう圧縮応力による内部歪み（面内歪）が、プレス成形されたガラスブランクに生じるのを防ぐことができ、プレス成形後に得られるガラスブランクの表面うねりが良好なものとなる。
そこで、ガラスブランクのプレス中におけるプレス成形面内の温度差を、冷却制御部１２５を用いて低減することで、磁気ディスク用ガラス基板に要求される平面度を実現することができるとともに、ゴブＧGの中央部分と周縁部分とをほぼ同時に固化させることができる。例えば、磁気ディスク用ガラス基板に要求される平面度を４μｍとしたならば、内周面の中央部と周縁部との温度差を１０℃以内とした状態でプレス成形を行うようにする。中央部と周縁部との温度差が０℃であるときが、ガラスブランクの面内歪の発生を防ぐのに最も良好となる。ここで、上記温度差は、成形されるガラスブランクＧの大きさやガラスの組成等に応じて適宜決定してよい。
ここで、プレス成形面内の温度差は、型の内周面の表面から型の内部に１ｍｍ移動した地点であって、内周面の中央部及び複数の周縁部のそれぞれに対応する地点（例えば、直径７５ｍｍのガラスブランクの中心位置に対応する地点と、その地点を中心とする半径約３０ｍｍの円周上の上下左右４つの地点）で、熱電対を用いて計測するときの中央部と各周縁部との温度の差分のうち最大となる温度の差分である。
次に、第１の型１２１と第２の型１２２との間の温度差は、磁気ディスク用ガラス基板に要求される平面度に応じて、以下の観点から決定してもよい。
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。
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。金型間の温度差を測定するタイミングは、ゴブが第１の型１２１及び第２の型１２２に接触する時点である。
装置１０１では、ゴブＧG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ＧGを完全に閉じ込める状態になるまでの時間は０．１秒以内（約０．０６秒）と極めて短い。このため、ゴブＧG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、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の板厚は、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、後述する除去工程にて除去される圧縮応力層の厚さとの和であってよい。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ことが好ましい。内周面１２１ａ及び内周面１２２ａの表面粗さは面内で実質的に同一であり、ガラスブランクＧの算術平均粗さＲａが好ましくは０．０００５〜０．０５μｍとなるように、より好ましくは０．００１〜０．１μｍ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、内周面１２１ａ及び内周面１２２ａの表面性状が形状転写されるため、面内で同一の表面粗さとなる。
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ＧG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の主表面に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ＬGを切断することによって略球状のゴブＧGが形成される。しかしながら、溶融ガラス材料ＬGの粘度が、切り出そうとするゴブＧGの体積に対して小さい場合は、溶融ガラスＬG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型を用いる。
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型を用いる。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及びゴブ形成型１８０によってゴブＧGが作られた状態を示す図であり、図５（ｃ）は、ゴブＧG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ＬGの経路上で閉じることにより溶融ガラスＬG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ＬG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ＬG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ＧGは、溶融ガラスＬGの表面張力により球状になる。球状のゴブＧG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、ゴブ形成型１８０を、溶融ガラスＬG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、ゴブ形成型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ＧGが作られる前の状態を示す図であり、図６（ｃ）は、ゴブ形成型１８０によってゴブＧGが作られた状態を示す図であり、図６（ｄ）は、ゴブＧG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ＬG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ＬG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ＬG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ＬGは一度に落下し、ゴブＧGは、溶融ガラスＬGの表面張力により球状になる。球状のゴブＧG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ＧG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ＣP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ＣP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ＣPの把持を開放して、光学ガラスの塊ＣPを落下させる。光学ガラスの塊ＣP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。
図８（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、様々な形状の冷却制御部１２５を用いる。図８（ａ）は、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの裏面の周縁部にそれぞれ設けられた冷却制御部１２５の間に、冷却制御部１２５より高い熱伝導率を有する第２冷却制御部１２６が設けられた状態を示す図である。図８（ｂ）は、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの裏面の中央部のみに冷却制御部１２５が設けられた状態を示す図である。図８（ｃ）は、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの裏面の中央部に向かう凹部が冷却制御部１２５に設けられた状態を示す図である。
なお、図８（ａ）〜（ｃ）では、概ね各内周面１２１ａ，１２２ａの中央において、溶融ガラスをプレスする場合を例示するが、プレス成形中の溶融ガラスの位置が各内周面の中央部からずれている場合には、図８（ａ）の第２冷却制御部１２６、図８（ｂ）の冷却制御部１２５、及び図８（ｃ）の凹部の位置は、そのずれに応じて設定位置が調整されてよい。
図８（ａ）に示すように、第２冷却制御部１２６は、第１の型１２１の内周面１２１ａと第２の型１２２の内周面１２２ａの裏面それぞれの中央部分に設けられている。ここで、第２冷却制御部材１２６としては、例えば冷却制御部１２５がアルミニウム又はアルミニウム合金であった場合には、銅又は銅合金等が用いられる。第２冷却制御部１２６が用いられることにより、プレス成形時において内周面１２１ａ，１２２ａの中央部に篭る熱が、冷却制御部１２５よりも熱伝導効率の良い第２冷却制御部１２６を介して外部に排出される。また、ゴブＧGから内周面１２１ａ，１２２ａの周縁部に伝わる熱は、冷却制御部１２５を介して外部に排出される。このようにして、プレス成形時における内周面１２１ａ，１２２ａそれぞれの内部の温度差を低減することができる。
また、図８（ｂ）に示すように、各内周面１２１ａ，１２２ａの裏面の中央部のみに冷却制御部１２５が設けられている場合には、プレス成形時において、内周面１２１ａ，１２２ａの中央部に篭る熱が、冷却制御部１２５を介して外部に排出される。これにより、プレス成形時における内周面１２１ａ，１２２ａそれぞれの内部の温度差を低減することができる。なお、冷却制御部１２５の代わりに第２冷却制御部１２６を設けてもよい。
さらに、図８（ｃ）に示すように、各内周面１２１ａ，１２２ａの裏面の中央部に向かう凹部が冷却制御部１２５に設けられている場合には、例えば冷却作用を有する液体や気体等を用いて凹部を冷却してもよい。この場合、内周面１２１ａ，１２２ａの中央部が急冷されることにより、プレス成形時における内周面１２１ａ，１２２ａそれぞれの内部の温度差を低減することができる。なお、例えば冷却作用を有する液体や気体等を用いて各内周面１２１ａ，１２２ａの裏面の中央部を直接冷却できるように、冷却制御部１２５を形成してもよい。
また、図８（ｄ）に示すように、第１及び第２の金型１２１，１２２の裏面に複数の冷却制御部１２５が設けられるようにしてもよい。この場合、冷却制御部１２５を一つ設けた場合と比較して、外部に対する冷却制御部の接触面積を大きくすることが可能になるため、ゴブＧGから内周面１２１ａ，１２２ａに伝わる熱を、効率良く外部に排出することができる。
次に、ゴブＧGの冷却速度の制御について説明する。プレス成形時におけるゴブＧGの温度がプレス開始時の温度からガラス転移点（Ｔｇ）まで下降する間、ゴブＧGの冷却速度が冷却制御部１２５及び／又は温度調節機構によって制御されると、ゴブＧGの表面部分（板厚方向両端部分）と中心部分（板厚方向中央部分）との間に温度の差が生ずる。このとき、冷却に伴うゴブＧGの収縮はゴブＧGの表面部分が先行するため、プレス成形工程後のガラスブランクＧの一対の主表面（板厚方向両端側の表面）の両面には、物理強化による所定の厚さの第１圧縮応力層が形成される。ここで、物理強化とは、例えばガラスの温度が徐冷点付近以上の温度から歪点付近の温度に低下するまでガラスを急激に冷却して、ガラス表面とガラス内部との間に温度差を形成することにより、ガラス表面に圧縮応力層を形成するとともに、ガラス内部に引張応力層を形成する強化方法である。
例えば、直径７５ｍｍ、厚さ０．９ｍｍのガラスブランクを製造する際に、ゴブＧGの冷却速度は、ゴブＧGの温度がプレス開始時の温度（＝１３００℃）からガラス転移点（Ｔｇ：例えば５００℃）に下降するまでの間、−２６６℃／秒程度に制御される。ここでは、例えば、１秒間当たりの温度の低下が２６６℃のときに、「−２６６℃／秒」と表記する。この場合、プレス成形工程後のガラスブランクの一対の主表面の両面には、厚さ約１００μｍ〜３００μｍの第１圧縮応力層が形成される。ここで、形成される第１圧縮応力層の厚さはガラス基板の板厚や熱膨張係数によって異なり、高い熱膨張係数を有するガラス基板が形成される場合には、第１圧縮応力層の厚さが大きくなる。前述したように、本実施形態では、熱膨張係数の高い金属製のスピンドルと同程度に高い熱膨張係数を有するガラス基板が形成されるため、第１圧縮応力層の厚さを大きくすることができる。
なお、ゴブＧGの温度は、第１の型１２１の内周面１２１ａ及び第２の型１２２の内周面１２２ａ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及び内周面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及び内周面１２２ａの中心点）で、熱電対を用いて計測されてよい。
また、ゴブＧGの冷却速度は、ガラスの組成や、成形されるガラスブランクのサイズによって適宜制御されてよい。
（ｂ）第１圧縮応力層の除去工程（ステップＳ２０）
次に、プレス成形工程後のガラスブランクに形成された第１圧縮応力層の一部を除去するための除去工程を実施してもよい。図９を参照して、第１圧縮応力層の除去工程について説明する。図９（ａ）は、除去工程前のガラスブランクＧの圧縮応力層の状態を示す図である。図９（ｂ）は、除去工程後のガラスブランクＧの圧縮応力層の状態を示す図である。図９（ｃ）については、後述の化学強化工程にて説明する。
プレス成形工程後のガラスブランクＧの一対の主表面の両面には、図９（ａ）に示すように、厚さＴ１の第１圧縮応力層Ｇ１が形成される。一方、ガラスブランクＧの内部は、先行して形成された第１圧縮応力層Ｇ１によって収縮が抑えられる。このため、ガラスブランクＧの内部には所定の厚さの引張応力層Ｇ２が形成される。すなわち、ガラスブランクＧには、第１圧縮応力層Ｇ１における圧縮応力と、引張応力層Ｇ２における引張応力とが、ガラスブランクＧの板厚方向に亘って生じる。ここで、第１圧縮応力層Ｇ１に生じる圧縮応力の大きさは、第１圧縮応力層Ｇ１の厚さの大小に伴って変動する。つまり、圧縮応力層Ｇ１の厚さが大きい程、圧縮応力は大きくなる。また、圧縮応力が大きい程、引張応力層Ｇ２に生じる引張応力が大きくなる。この場合、後述のスクライブ工程においてガラスブランクを円環状に形成する際に、ガラスブランクが応力による内部歪みによって破断するおそれがある。
そこで、第１圧縮応力層Ｇ１の除去工程では、遊星歯車機構を備えた研削装置を用いて、プレス成形工程後のガラスブランクＧの主表面に対して研削加工（機械加工）を行う。これにより、第１圧縮応力層Ｇ１の少なくとも一部が残るように除去されることで、第１圧縮応力層Ｇ１の厚さが小さくなるため、第１圧縮応力層Ｇ１に生じる圧縮応力を小さくすることが可能になる。また、圧縮応力が小さくなるのに伴って、引張応力層Ｇ２に生じる引張応力も小さくすることが可能になる。これにより、ガラスブランクＧの内部に発生した応力による内部歪みを、アニール処理を行うことなく低減することができる。
研削による取り代は、例えば数μｍ〜１００μｍ程度である。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、ガラスブランクＧと各定盤とを相対的に移動させることにより、ガラスブランクＧの一対の主表面の両面を研削することができる。
除去工程において、図９（ｂ）に示すように、第１圧縮応力層Ｇ１が、厚さＴ２（Ｔ２＜Ｔ１）になるまで除去されると、ガラスブランクＧの内部に生じた圧縮応力及び引張応力が小さくなる。
なお、除去工程後の第１圧縮応力層Ｇ１の厚さは、一対の主表面間で同一であることが好ましい。
（ｃ）スクライブ工程（ステップＳ３０）
次に、スクライブ工程について説明する。スクライブ工程では、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、ガラスブランクＧを所定のサイズの円環状に形成するために、ガラスブランクＧ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（線状のキズ）を設けることをいう。２つの同心円状の切断線は同時に設けられることが好ましい。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Ｇは、部分的に加熱され、ガラスブランクＧの熱膨張の差異により、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される。これにより、円環状のガラス基板が得られる。
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円環状のガラス基板を得ることもできる。
（ｄ）形状加工工程（ステップＳ４０）
次に、形状加工工程について説明する。形状加工工程では、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。
ここで、ガラス基板の主表面には、ステップＳ１０のプレス成形工程にて第１圧縮応力層が形成されている一方で、側壁部には圧縮応力層が形成されていない。このため、側壁部の強度が主表面の強度と比較して小さいので、ガラス基板の外周端部および内周端部において側壁部から主表面に向かって切削することにより、ガラス基板の外周端部および内周端部を容易に面取りすることができる。
（ｅ）固定砥粒による研削工程（ステップＳ５０）
次に、形状加工工程後のガラス基板に対して、固定砥粒による研削工程を行ってもよい。研削工程では、ステップＳ２０の除去工程と同様に、研削装置を用いて、形状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、ステップＳ１０のプレス成形工程において形成された第１の圧縮応力層が残存するように、例えば数μｍ〜１００μｍ程度とするのが好ましい。
なお、本実施形態のプレス成形工程では、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。
（ｆ）端面研磨工程（ステップＳ６０）
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。
（ｇ）第１研磨工程（ステップＳ７０）
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１μｍ〜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と好ましい。なお、Ｒａ及び／またはＭＷ−Ｒｑが１．０ｎｍ以下であれば、後述の第２研磨工程における加工条件を調整することによって、表面粗さとマイクロウェービネスとを十分に低減することができるため、第１研磨工程を省略することが可能である。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。
（ｈ）化学強化工程（ステップＳ８０）
次に、第１研磨工程後の円環状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％）と硝酸ナトリウム（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１時間〜４時間浸漬する。すなわち、本実施形態では、低温型イオン交換法を用いて化学強化工程を実施している。
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、表層部分には、化学強化による圧縮応力層（第２圧縮応力層Ｇ３）が形成され、ガラス基板が強化される。なお、第２圧縮応力層Ｇ３に生じる圧縮応力の大きさは、例えば１０〜５０Ｋｇ／ｍｍ２である。また、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。
図９（ｃ）を参照して、第２圧縮応力層Ｇ３について説明する。図９（ｃ）は、化学強化工程後のガラス基板の圧力応力層の状態を示す図である。図９（ｃ）に示すように、化学強化工程後のガラス基板（符号Ｇで示す）には、所定の厚さ（例えば１０〜１００μｍ）の第２圧縮応力層Ｇ３が、厚さＴ２の第１圧縮応力層Ｇ１の主表面側に形成される。すなわち、化学強化工程後のガラス基板には、物理強化による第１圧縮応力層Ｇ１と、化学強化による第２圧縮応力層Ｇ３とが板厚方向に重なり合って形成されている。第２圧縮応力層Ｇ３の厚さは、ステップＳ１０のプレス成形工程にて形成された第１圧縮応力層Ｇ１の厚さよりも小さい。また、第２圧縮応力層Ｇ３に生じる圧縮応力の大きさは、第１圧縮応力層Ｇ１に生じる圧縮応力の大きさ（１０〜５０Ｋｇ／ｍｍ２）とほぼ等しい。この場合、第１圧縮応力層Ｇ１と第２圧縮応力層Ｇ３から成る圧縮応力層の厚さはＴ２となり、圧縮応力層に生じる圧縮応力の大きさは１０〜１００Ｋｇ／ｍｍ２となる。すなわち、第１圧縮応力層Ｇ１及び第２圧縮応力層Ｇ３の何れか一方のみが形成される場合と比較して、厚さが大きく、且つ、圧縮応力が大きい圧縮応力層をガラス基板に形成することが可能になる。
なお、化学強化工程では、低温型イオン交換法の他に、高温型イオン交換法、脱アルカリ法又は表面結晶化法等を用いて化学強化を行ってもよい。
（ｉ）第２研磨工程（ステップＳ９０）
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研磨工程では、化学強化工程後のガラス基板の一対の主表面に形成された圧縮応力層（第１圧縮応力層Ｇ１及び第２圧縮応力層Ｇ３）の一部を除去する。これにより、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ことから、第２研磨工程を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プレス成形するプレス成形工程を含む。そのため、一対の金型の内周面の表面粗さを良好なレベル（例えば磁気ディスク用ガラス基板に求められる表面粗さ）に設定しておけば、その表面粗さが、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として形状転写されるため、ガラスブランクの表面粗さを良好なレベルとすることができる。また、プレス成形工程では、プレス成形されるガラスブランクの一対の主表面に第１圧縮応力層が形成されるように、プレス中の前記溶融ガラスの冷却速度を制御してもよい。さらに、プレス成形工程後のガラスブランクを用いて形成されたガラス基板の一対の主表面に第２圧縮応力層を形成するための化学強化工程を行ってもよい。このようにして得られたガラス基板は、化学強化による圧縮応力層と、物理強化による圧縮応力層とが重なり合って形成されている。このため、ガラス基板は、厚さが大きく、且つ、圧縮応力の大きい圧縮応力層を主表面に有する。これにより、本実施形態では、化学強化方法のみを用いた場合と比較して、主表面の強度がさらに向上した磁気ディスク用ガラス基板が得られる。
なお、本実施形態では、プレス成形中のゴブの冷却速度を制御することによりガラスブランクの一対の主表面に圧縮応力層を形成する場合を物理強化の一例として説明したが、物理強化の方法はこの場合に限られず、如何なる方法を採用してもよい。
ここで、プレス成形工程で形成される第１圧縮応力層の応力値を、スクライブ工程で破断が生じない程度の応力値以下となるようにしてもよい。このスクライブ工程で破断が生じない程度の応力値は、バビネ補償法で測定した場合に、０．４ｋｇｆ／ｍｍ２以下である。
この場合、第１圧縮応力層の除去工程での研削による片面あたりの取り代は、主表面側の第１の圧縮応力層の圧縮応力が最も強い部分を除去できればよいため、ガラスブランクＧの板厚の３％以上であることが好ましい。例えばガラスブランクの板厚１ｍｍに対して、片面あたりの取り代３０μｍ以上とすることが好ましい。さらに、研削による片面あたりの取り代の上限値としては、応力層の厚さ（１００〜３００μｍ）である。なお、加工効率を向上させる観点から、研削による片面あたりの取り代の上限値は、ガラスブランクＧの板厚の１０％以下であることが好ましい。例えばガラスブランクの板厚１ｍｍに対して、片面あたりの取り代１００μｍ以下とすることが好ましい。
さらにまた、研削による片面の単位時間あたりの除去量（加工量）としては、３〜８μｍ／分が好適である。また、ガラスブランクの一対の主表面の両面の除去量（及び単位時間あたりの除去量）は、加工後の反りを抑制するために同等となるように設定することが好ましい。
このように、プレス成形工程で形成される第１圧縮応力層の応力値を、スクライブ工程で破断が生じない程度の応力値以下となるようにした場合には、加工性を向上させつつ、化学強化方法のみを用いた場合と比較して、主表面の強度がさらに向上した磁気ディスク用ガラス基板が得られる。
［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、Ｌ１０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Ｃ２Ｈ４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。
［ガラスの組成］
酸化物基準に換算し、モル％表示で、ＳｉＯ２を５０〜７５％、Ａｌ２Ｏ３を１〜１５％、Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２Ｏ及びＫ２Ｏ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ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、Ｎｂ２Ｏ５及びＨｆＯ２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
上記溶融ガラスを準備し、本発明のプレス成形方法（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ＬGの温度は１３００℃であり、この時の溶融ガラス材料ＬGの粘度は７００ポアズである。また、第１の型及び第２の型の内周面の表面粗さ（算術平均粗さＲａ）は、面内で０．１μｍ〜１μｍとした。具体的には、０．１μｍとした。さらに、第１の型及び第２の型は厚さ１０ｍｍの超硬合金（ＶＭ４０）で構成されている。また、冷却制御部として、厚さ２０ｍｍの銅を用いた。
溶融ガラス流出口１１１から吐出される溶融ガラス材料ＬGは、切断ユニット１６０によって切断され、直径約２０ｍｍのゴブＧGが形成される。ゴブＧG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歪点（＝４９０℃）以下となるまでプレスされ、直径７５ｍｍ、厚さ０．９ｍｍのガラスブランクが形成された。
この実施例では、第１の型の温度を歪点−２０℃とし、第２の型の温度を第１の型の温度±１０℃（歪点−２０〜−３０℃）とした。なお、型の最低温度を歪点−３０℃としたのは、あまりにも低い温度でプレスすると、プレス時にガラスが割れてしまう可能性があるためである。
また、この実施例では、プレス成形時における溶融ガラス材料の冷却速度が、溶融ガラス材料の温度がプレス開始時の温度（１３００℃）からガラス転移点（Ｔｇ：５００℃）に移行するまでの間、−２６６℃／秒で制御される。この冷却速度は、金型の内周面の表面から金型の内部に１ｍｍ移動した地点で温度を６０秒間計測し、この計測時間に対する温度変化の割合を算出することによりもとめられる。
次に、プレス成形工程後のガラスブランクを用い、図２のステップＳ３０，Ｓ４０，Ｓ６０〜Ｓ９０の工程（すなわち、第１圧縮応力層の除去工程と、固定砥粒による研削工程とを除く各工程）を順に行って、それぞれ磁気ディスク用ガラス基板を作製した。
なお、上記磁気ディスク用ガラス基板の作製に当たっては、第１研磨、化学強化、第２研磨の各工程は、以下の条件で行った。
・第１研磨工程：酸化セリウム（平均粒子サイズ；直径１〜２μｍ）、硬質ウレタンパッドを使用して研磨した。取り代は１０μｍである。
・化学強化工程：化学強化液として、硝酸カリウム（６０重量％）と硝酸ナトリウム（４０重量％）の混合液を用いた。この化学強化液を約３８０℃に加熱し、洗浄したガラス基板を２００℃〜３００℃に予熱した後、ガラス基板を化学強化液中に２時間浸漬した。
・第２研磨工程：コロイダルシリカ（平均粒子サイズ；直径０．１μｍ）、軟質ポリウレタンパッドを使用して研磨した。取り代は１μｍである。
［実施例および比較例］
・比較例１
表１に示す比較例１では、プレス成形工程時に溶融ガラス材料の冷却速度を制御することなく、ガラス基板を製造した。このとき、溶融ガラス材料の温度がプレス開始時の温度（１３００℃）からガラス転移点（Ｔｇ：５００℃）に移行するまでの溶融ガラス材料の冷却速度は、−３０℃／秒であった。
・比較例２
表１に示す比較例２では、プレス成形工程時に、溶融ガラス材料の温度がプレス開始時の温度（１３００℃）からガラス転移点（Ｔｇ：５００℃）に移行するまでの溶融ガラス材料の冷却速度を−２６６℃／秒に制御して、ガラスブランクを作製した。そして、このガラスブランクを用いてガラス基板を製造した。なお、ガラス基板に対する化学強化工程を実施していない。
・実施例１
表１に示す実施例１では、プレス成形工程時に、溶融ガラス材料の温度がプレス開始時の温度（１３００℃）からガラス転移点（Ｔｇ：５００℃）に移行するまでの溶融ガラス材料の冷却速度を−２６６℃／秒に制御して、ガラスブランクを作製した。そして、このガラスブランクを用いてガラス基板を製造した。また、ガラス基板に対する化学強化工程を実施した。
［実施例および比較例のガラス基板の評価］
先ず、磁気ディスク用ガラス基板の断面を研磨し、偏光顕微鏡にて圧縮応力層の厚さを測定した。
また、磁気ディスク用ガラス基板の抗折強度を測定した。抗折強度は、抗折強度試験機（島津オートグラフＤＤＳ−２０００）を用いて測定した。具体的には、比較例１、比較例２及び実施例１のそれぞれについて１０枚ずつ作製されたガラス基板を用いて、ガラス基板上に荷重を加え、当該ガラス基板が破壊したときの荷重の平均値を抗折強度として求めた。
Figure 2013001841
表１から、プレス成形工程時に溶融ガラス材料の冷却速度を制御するとともに、化学強化工程を実施することにより、圧縮応力層の厚さ及び圧縮応力層の圧縮応力値が大きく、且つ、抗折強度が向上したガラス基板が得られた。これは、溶融ガラス材料の冷却速度が制御されることでガラスブランクの主表面に第１圧縮応力層が形成され、さらに、化学強化工程が実施されることで第１圧縮応力層に第２圧縮応力層が形成されることにより、ガラス基板の強度が増したことを表している。
また、実施例とは異なる組成のガラス（以下のガラス組成２、ガラス組成３）を用いて、実施例と同様の実験を実施した。その結果、圧縮応力層の厚さ、圧縮応力層の圧縮応力値及び抗折強度は表１の実施例と同程度であった。
［ガラス組成２］
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（Ｔｇ：６３０℃、１００〜３００℃における平均線膨張係数が８０×１０−７／℃）。
モル％表示にて、
ＳｉＯ２を５６〜７５％、
Ａｌ２Ｏ３を１〜１１％、
Ｌｉ２Ｏを０％超かつ４％以下、
Ｎａ２Ｏを１％以上かつ１５％未満、
Ｋ２Ｏを０％以上かつ３％未満、
含み、かつＢａＯを実質的に含まず、
Ｌｉ２Ｏ、Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏ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、
Ｎａ２Ｏ含有量に対するＬｉ２Ｏ含有量のモル比（Ｌｉ２Ｏ／Ｎａ２Ｏ）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Ｋ２Ｏ含有量のモル比｛Ｋ２Ｏ／（Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ）｝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Ｌｉ２Ｏの合計含有量のモル比｛（ＭｇＯ＋ＣａＯ＋Ｌｉ２Ｏ）／（Ｌｉ２Ｏ＋Ｎａ２Ｏ＋Ｋ２Ｏ＋ＭｇＯ＋ＣａＯ＋ＳｒＯ）が０．５０以上であり、
ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、Ｙ２Ｏ３、Ｌａ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｎｂ２Ｏ５およびＴａ２Ｏ５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、
Ａｌ２Ｏ３含有量に対する上記酸化物の合計含有量のモル比｛(ＺｒＯ２＋ＴｉＯ２＋Ｙ２Ｏ３＋Ｌａ２Ｏ３＋Ｇｄ２Ｏ３＋Ｎｂ２Ｏ５＋Ｔａ２Ｏ５)／Ａｌ２Ｏ３｝が０．４０以上。
［ガラス組成３］
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（Ｔｇ：６８０℃、１００〜３００℃における平均線膨張係数が８０×１０−７／℃）。
モル％表示にて、
ＳｉＯ２を５０〜７５％、
Ａｌ２Ｏ３を０〜５％、
Ｌｉ２Ｏを０〜３％、
ＺｎＯを０〜５％、
Ｎａ２ＯおよびＫ２Ｏを合計で３〜１５％、
ＭｇＯ、ＣａＯ、ＳｒＯおよびＢａＯを合計で１４〜３５％、
ＺｒＯ２、ＴｉＯ２、Ｌａ２Ｏ３、Ｙ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、Ｔａ２Ｏ５、Ｎｂ２Ｏ５およびＨｆＯ２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［Ａｌ２Ｏ３／（ＭｇＯ＋ＣａＯ）］が０〜０．３０の範囲内であるガラス。
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
１２５…冷却制御部
１２６…第２冷却制御部
Ｇ…ガラスブランク
Ｇ１…第１圧縮応力層
Ｇ３…第２圧縮応力層

Claims (7)

  1. 溶融ガラスの塊を一対の金型を用いてプレス成形する成形工程を含む磁気ディスク用ガラス基板の製造方法であって、
    前記成形工程では、プレス成形されるガラスブランクの一対の主表面に第１圧縮応力層が形成されるように、プレス中の前記溶融ガラスの冷却速度を制御し、
    前記成形工程後のガラスブランクを用いて形成されたガラス基板の一対の主表面に第２圧縮応力層を形成するための化学強化工程を含む、
    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. 前記成形工程では、落下中の前記溶融ガラスの塊を、その落下方向と直交する方向から前記一対の金型を用いてプレス成形する、請求項１に記載の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
  3. 前記成形工程では、前記金型のプレス成形面の温度が、前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、請求項１又は２に記載の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
  4. ガラスブランクが金型に接触してから離れるまでの前記一対の金型の温度を、前記溶融ガラスのガラス転移点（Ｔｇ）未満の温度とする、請求項１〜３の何れか１項に記載の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
  5. 前記化学強化工程後のガラス基板の一対の主表面に形成された第１圧縮応力層及び第２圧縮応力層の一部を除去するための研磨工程を含む、請求項１〜４の何れか１項に記載の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
  6. 一対の主表面を有する磁気ディスク用ガラス基板であって、
    化学強化による圧縮応力層と、物理強化による圧縮応力層とが重なり合って形成されている、
    ことを特徴とする磁気ディスク用ガラス基板。
  7. 前記ガラス基板の板厚が０．５〜１．０ｍｍである、請求項６に記載の磁気ディスク用ガラス基板。
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