WO2012043281A1 - 二軸配向ポリエステルフィルムおよびリニア磁気記録媒体 - Google Patents

二軸配向ポリエステルフィルムおよびリニア磁気記録媒体 Download PDF

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WO2012043281A1
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biaxially oriented
film
polyester film
oriented polyester
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堀江将人
東大路卓司
横山希
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東レ株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a biaxially oriented polyester film used for a magnetic recording medium such as a magnetic tape, and a linear magnetic recording medium in which a magnetic layer is provided on the biaxially oriented polyester film.
  • Biaxially oriented polyester films are used in various applications because of their excellent thermal properties, dimensional stability, mechanical properties, and ease of control of surface morphology, especially magnetic recording media that have been strengthened using stretching technology, etc. Its usefulness as a support is well known.
  • magnetic recording media such as magnetic tapes are required to have high density recording in order to reduce the weight, size, and capacity of equipment. For high density recording, it is useful to shorten the recording wavelength and the recording track.
  • the recording track is made small, there is a problem that the recording track is liable to shift due to deformation caused by heat during tape running or temperature and humidity changes during tape storage. Therefore, there is an increasing demand for improvement in characteristics such as dimensional stability in the width direction in the tape use environment and storage environment.
  • the support may be made of an aromatic polyamide having a higher rigidity than the biaxially oriented polyester film in terms of strength and dimensional stability.
  • aromatic polyamide is expensive and expensive, and is not practical as a support for general-purpose recording media.
  • Patent Documents 1 to 3 In order to improve the dimensional stability of the polyester film in the width direction, a technique for reducing the coefficient of humidity expansion by polymer alloy or copolymerization is disclosed (Patent Documents 1 to 3).
  • Patent Documents 1 to 3 have problems such as deterioration of the slit property and easy tearing during film formation.
  • An object of the present invention is to solve the above problems and provide an excellent biaxially oriented polyester film. More specifically, it is intended to provide a biaxially oriented polyester film that has little dimensional change due to environmental changes when used as a magnetic recording medium, is excellent in storage stability, and has good slit properties, film forming properties, and process suitability.
  • the present invention has a ratio ETD / EMD of Young's modulus ETD in the width direction to Young's modulus EMD in the longitudinal direction of 1.5 to 3, and the refractive index nMD in the longitudinal direction and the refractive index in the width direction.
  • N_bar ((nMD + nTD + nZD) / 3) represented by the average of the refractive index nTD and the refractive index nZD in the thickness direction is 1.590 to 1.680
  • the minute melting peak temperature T-meta is 160 to 190 ° C.
  • the width A biaxially oriented polyester film having a humidity expansion coefficient of 0 to 6 ppm /% RH.
  • the present invention it is possible to obtain a biaxially oriented polyester film that has little dimensional change due to environmental changes when used as a magnetic recording medium, excellent storage stability, and good slit properties, film-forming properties, and process suitability.
  • the present inventors have found that it is important to increase the crystallinity of the molecular chain and the high orientation of the amorphous material for the humidity expansion of the biaxially oriented polyester film. It was found that the amount greatly contributed to dimensional stability and process suitability. Furthermore, a special process is used, such as performing transverse stretching in two stages after longitudinal stretching, bringing it closer to the heat setting temperature at which the second-stage stretching is performed last, and increasing the preheating before lateral stretching to actively crystallize. As a result, it was found that a biaxially oriented polyester film excellent in dimensional stability, storage stability, slit property, film forming property, and process suitability when obtained as a magnetic tape was obtained.
  • MD stretching refers to stretching in the film longitudinal direction
  • TD stretching refers to stretching in the film width direction
  • TD stretching 1 and TD stretching 2 are the first-stage stretching and the second-stage stretching, respectively, of two-stage stretching in the film width direction.
  • the polyester film is composed of, for example, a polymer having an acid component or a diol component such as aromatic dicarboxylic acid, alicyclic dicarboxylic acid or aliphatic dicarboxylic acid as a structural unit (polymerization unit). .
  • aromatic dicarboxylic acid component examples include terephthalic acid, isophthalic acid, phthalic acid, 1,4-naphthalenedicarboxylic acid, 1,5-naphthalenedicarboxylic acid, 2,6-naphthalenedicarboxylic acid, and 4,4′-diphenyldicarboxylic acid.
  • An acid, 4,4′-diphenyl ether dicarboxylic acid, 4,4′-diphenylsulfone dicarboxylic acid, and the like can be used.
  • terephthalic acid, phthalic acid, and 2,6-naphthalenedicarboxylic acid can be preferably used. .
  • alicyclic dicarboxylic acid component for example, cyclohexane dicarboxylic acid or the like can be used.
  • aliphatic dicarboxylic acid component for example, adipic acid, suberic acid, sebacic acid, dodecanedioic acid and the like can be used. These acid components may be used alone or in combination of two or more.
  • diol component examples include ethylene glycol, 1,2-propanediol, 1,3-propanediol, neopentyl glycol, 1,3-butanediol, 1,4-butanediol, 1,5-pentanediol, , 6-hexanediol, 1,2-cyclohexanedimethanol, 1,3-cyclohexanedimethanol, 1,4-cyclohexanedimethanol, diethylene glycol, triethylene glycol, polyalkylene glycol, 2,2'-bis (4'- ⁇ -hydroxyethoxyphenyl) propane and the like can be used, and among them, ethylene glycol, 1,4-butanediol, 1,4-cyclohexanedimethanol, diethylene glycol and the like can be preferably used, and ethylene glycol is particularly preferable. It can be used. These diol components may be used alone or in combination of two or more.
  • the polyester may be copolymerized with a monofunctional compound such as lauryl alcohol or phenyl isocyanate, or trifunctional such as trimellitic acid, pyromellitic acid, glycerol, pentaerythritol, or 2,4-dioxybenzoic acid.
  • a compound or the like may be copolymerized within a range in which the polymer is substantially linear without excessive branching or crosslinking.
  • the present invention includes aromatic hydroxycarboxylic acids such as p-hydroxybenzoic acid, m-hydroxybenzoic acid, and 2,6-hydroxynaphthoic acid, p-aminophenol, and p-aminobenzoic acid. As long as the effect is not impaired, the copolymerization can be further carried out.
  • Polyester is preferably polyethylene terephthalate (PET) or polyethylene naphthalate (polyethylene-2,6-naphthalate, PEN).
  • the main component is preferably polyethylene terephthalate because a process for increasing the crystallite size and the degree of crystal orientation is easy to apply.
  • the main component means 80% by mass or more in the film composition.
  • these copolymers and modified products may be used, and polymer alloys with other thermoplastic resins may be used.
  • the polymer alloy here refers to a polymer multi-component system, which may be a block copolymer by copolymerization or a polymer blend by mixing.
  • a polymer compatible with polyester is preferable, and a polyetherimide resin is preferable.
  • the polyetherimide resin for example, those shown below can be used.
  • R 1 is a divalent aromatic or aliphatic residue having 6 to 30 carbon atoms
  • R 2 is a divalent aromatic residue having 6 to 30 carbon atoms, From the group consisting of an alkylene group having 2 to 20 carbon atoms, a cycloalkylene group having 2 to 20 carbon atoms, and a polydiorganosiloxane group chain-terminated with an alkylene group having 2 to 8 carbon atoms Selected divalent organic group.
  • R ⁇ 1 >, R ⁇ 2 > the aromatic residue shown by the following formula group can be mentioned, for example.
  • N is an integer of 2 or more, preferably an integer of 20 to 50
  • 2,2-bis [4- (2,3-dicarboxyphenoxy) phenyl] propane dianhydride and m-phenylenediamine or the like from the viewpoint of affinity with polyester, cost, melt moldability, and the like
  • a polymer having a repeating unit represented by the following formula, which is a condensate with p-phenylenediamine, is preferred.
  • This polyetherimide is available from SABIC Innovative Plastics under the trade name “Ultem” (registered trademark). These are known as “Ultem 1000”, “Ultem 1010”, “Ultem 1040”, “Ultem 5000”, “Ultem 6000”, “Ultem XH 6050” series, registered names of “Extem XH” and “Extem UH”.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention preferably has a Young's modulus in the longitudinal direction of 3.0 to 4.4 GPa.
  • the Young's modulus in the longitudinal direction is within the above range, when used for a magnetic recording medium, the storage stability due to the tension during storage of the magnetic recording medium is good. In order to make it larger than 4.4 GPa, the MD magnification is increased, and the film-forming property tends to be lowered.
  • the lower limit of the Young's modulus in the longitudinal direction is more preferably 3.5 GPa, still more preferably 4.0 GPa. A more preferable range is 3.5 to 4.4 GPa, and a further preferable range is 4.0 to 4.4 GPa.
  • the Young's modulus in the longitudinal direction can be controlled by the MD stretching ratio. The MD Young's modulus increases as the MD draw ratio increases.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention preferably has a Young's modulus in the width direction of 6.0 to 12 GPa.
  • the upper limit of the Young's modulus in the width direction is more preferably 10 GPa, and still more preferably 9.0 GPa.
  • the lower limit of the Young's modulus in the width direction is more preferably 6.2 GPa, and even more preferably 6.5 GPa.
  • a more preferable range is 6.2 to 10 GPa, and a further preferable range is 6.5 to 9.0 GPa.
  • the Young's modulus in the width direction can be controlled by the temperature and magnification of TD stretching 1 and 2.
  • the total ratio of TD stretching affects, and the higher the total ratio of TD stretching (TD stretching 1 magnification ⁇ TD stretching 2 magnification), the higher the TD Young's modulus.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention has a ratio ETD / EMD of Young's modulus ETD in the width direction and Young's modulus EMD in the longitudinal direction of 1.5 to 3.0.
  • ETD / EMD value When the ETD / EMD value is outside the range of 1.5 to 3.0, it becomes difficult to satisfy all of dimensional stability, storage stability, slit property, and film forming property.
  • a more preferred upper limit is 2.5, and even more preferred is 2.0.
  • a more preferred lower limit is 1.55, and even more preferred is 1.6.
  • a preferred range is 1.55 to 3, more preferably 1.55 to 2.5, and still more preferably 1.6 to 2.0.
  • ETD / EMD can be controlled by the ratio between the total ratio of TD stretching and the MD stretching ratio.
  • the ETD / EMD increases as the ratio of the total ratio of TD stretching to the MD stretching ratio ((TD stretching 1 magnification ⁇ TD stretching 2 magnification) / MD stretching ratio) increases.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention has a humidity expansion coefficient in the width direction of 0 to 6 ppm /% RH.
  • the humidity expansion coefficient is larger than 6 ppm /% RH, when used for a magnetic recording medium, deformation due to a change in humidity increases, and dimensional stability deteriorates.
  • a more preferred upper limit is 5.5 ppm /% RH, and even more preferred is 5 ppm /% RH.
  • a more preferred range is 0 to 5.5 ppm /% RH, and even more preferred is 0 to 5 ppm /% RH.
  • the coefficient of humidity expansion is a physical property affected by the degree of tension of the molecular chain, and can be controlled by the ratio of the ratio of TD stretching 1 to TD stretching 2, and the total ratio of TD stretching, the total ratio of TD stretching, and MD stretching. It can also be controlled by the ratio with the magnification.
  • the greater the ratio of TD stretching 1 and TD stretching 2 (TD stretching 1 magnification / TD stretching 2 magnification), the smaller the humidity expansion coefficient.
  • the higher the total TD stretching ratio (TD stretching 1 magnification ⁇ TD stretching 2 magnification)
  • the humidity expansion coefficient tends to decrease as the ratio of the total TD stretching ratio to the MD stretching ratio ((TD stretching 1 magnification ⁇ TD stretching 2 magnification) / MD stretching ratio) increases.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention has an average refractive index n_bar of 1.590 to 1.680.
  • n_bar is smaller than 1.590, crystallinity and orientation are insufficient, and storage stability and slit property deteriorate.
  • n_bar is larger than 1.680, crystallinity is too advanced due to orientation relaxation, and the dimensional stability is deteriorated.
  • a preferred upper limit is 1.615.
  • a preferred range is 1.590 to 1.615.
  • n_bar can be controlled by the heat setting temperature, and can also be controlled by the conditions of TD stretching 1 and 2.
  • n_bar is a value calculated by ((nMD + nTD + nZD) / 3) where nMD is the refractive index in the longitudinal direction, nTD is the refractive index in the width direction, and nZD is the refractive index in the thickness direction.
  • nMD is the refractive index in the longitudinal direction
  • nTD is the refractive index in the width direction
  • nZD is the refractive index in the thickness direction.
  • the lower n_bar is, the lower the heat setting temperature is.
  • the minute melting peak temperature T-meta immediately below the melting point of the biaxially oriented polyester film of the present invention is 160 to 190 ° C.
  • T-meta can be controlled by the heat setting temperature. When the heat setting temperature is high, T-meta is high.
  • the birefringence ⁇ n of the biaxially oriented polyester film of the present invention is preferably ⁇ 0.060 to ⁇ 0.020.
  • ⁇ n is smaller than ⁇ 0.060, the lateral orientation is too strong, and the slit property is deteriorated. If it is larger than ⁇ 0.020, the lateral orientation is weak and the width dimension stability is deteriorated.
  • a more preferred upper limit is -0.025, and even more preferred is -0.030.
  • a more preferred lower limit is -0.055, and even more preferred is -0.050.
  • a preferred range is -0.060 to -0.025, a more preferred range is -0.055 to -0.025, and even more preferred is -0.050 to -0.030.
  • ⁇ n can be controlled by the ratio between the total ratio of TD stretching and the MD stretching ratio.
  • the birefringence ⁇ n is a value calculated as nMD ⁇ nTD, where nMD is the refractive index in the longitudinal direction and nTD is the refractive index in the width direction.
  • nMD is the refractive index in the longitudinal direction
  • nTD is the refractive index in the width direction.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention preferably has a heat of crystal fusion ⁇ Hm of 30 to 45 J / g. If it is less than 30 J / g, the crystallinity is low, and the slit property may be deteriorated. If it is greater than 45 J / g, crystallization has progressed too much, so that orientation relaxation occurs and dimensional stability tends to deteriorate.
  • a more preferred upper limit is 42 J / g, and even more preferred is 40 J / g.
  • a more preferred lower limit is 32 J / g, and even more preferred is 35 J / g. Most preferably, it is 36 J / g.
  • a more preferable range is 32 to 42 J / g, further preferably 35 to 40 J / g, and more preferably 36 to 40 J / g.
  • the amount of heat of crystal melting ⁇ Hm can be controlled by the heat setting temperature and the conditions of TD stretching 1 and 2. The lower the heat setting temperature, the lower ⁇ Hm. Further, ⁇ Hm decreases as the ratio of the ratio of TD stretching 1 to TD stretching 2 (TD stretching 1 magnification / TD stretching 2 magnification) increases.
  • the crystallite size in the crystal main chain direction by wide-angle X-rays in the width direction is preferably 5.5 to 8.0 nm. If it is smaller than 5.5 nm, the distance between the crystallites becomes long, and the shrinkage of the amorphous chain increases, so that the process suitability tends to deteriorate. In order to make it larger than 8.0 nm, it is necessary to grow the crystal considerably, and the film forming property tends to deteriorate. A more preferable upper limit is 7.8 nm, and a further preferable upper limit is 7.5 nm.
  • a more preferred lower limit is 6.0 nm, and a more preferred lower limit is 6.5 nm.
  • a more preferable range is 6.0 to 7.8 nm, and a further preferable range is 6.5 to 7.5 nm.
  • the crystallite size can be controlled by the preheating temperature of TD stretching 1 in particular. It can be increased by setting the preheating temperature to be equal to or higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching.
  • the crystal orientation degree in the crystal main chain direction by wide-angle X-rays in the width direction is preferably 0.68 to 0.90. If it is larger than 0.90, the orientation is too strong in the width direction, so that the slit property tends to deteriorate and the stretchability tends to deteriorate. If it is smaller than 0.68, it tends to be deformed in the width direction and the dimensional stability tends to deteriorate.
  • a more preferred upper limit is 0.85, and a more preferred upper limit is 0.80.
  • a more preferred lower limit is 0.70, and a more preferred lower limit is 0.75.
  • a more preferred range is 0.70 to 0.85, and a further preferred range is 0.75 to 0.80.
  • the degree of crystal orientation indicates the arrangement of molecular chains, and can be controlled by the ratio of TD stretching 1 to TD stretching 2, and the total ratio of TD stretching, the total ratio of TD stretching, and the MD stretching ratio. Control is also possible by the ratio.
  • the degree of crystal orientation becomes higher as the ratio of TD stretching 1 to TD stretching 2 (TD stretching 1 magnification / TD stretching 2 magnification) is larger. Further, the higher the total magnification of TD stretching (TD stretching 1 magnification ⁇ TD stretching 2 magnification), the higher the degree of crystal orientation.
  • the crystal orientation degree tends to increase as the ratio of the total ratio of TD stretching to the MD stretching ratio ((TD stretching 1 magnification ⁇ TD stretching 2 magnification) / MD stretching ratio) increases.
  • the heat setting temperature is also involved, and the lower the heat setting temperature, the higher the degree of crystal orientation.
  • the degree of crystal orientation can be increased by making the preheating temperature of TD stretching 1 equal to or higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention preferably has a rigid amorphous amount ⁇ ra calculated using the temperature modulation DSC method of 38 to 50%. If Xra is greater than 50%, orientation relaxation occurs and dimensional stability tends to deteriorate. If ⁇ ra is less than 38%, structural fixation is insufficient, storage stability tends to deteriorate, and process suitability tends to deteriorate. A more preferable upper limit is 48%, and a further preferable upper limit is 46%. A more preferred lower limit is 40%, and a more preferred lower limit is 42%. A more preferred range is 40 to 48%, and a further preferred range is 42 to 46%.
  • ⁇ ra can be controlled by the heat setting temperature, and increases as the heat setting temperature increases. Moreover, ⁇ ra can be raised by making the preheating temperature of TD extending
  • the thickness of the biaxially oriented polyester film can be appropriately determined according to the use, but is usually preferably 1 to 7 ⁇ m for the linear magnetic recording medium.
  • this thickness is smaller than 1 ⁇ m, electromagnetic conversion characteristics may be deteriorated when a magnetic tape is used.
  • the thickness is larger than 7 ⁇ m, the tape length per one tape is shortened, so that it may be difficult to reduce the size and increase the capacity of the magnetic tape. Therefore, in the case of high-density magnetic recording medium applications, the lower limit of the thickness is preferably 2 ⁇ m, more preferably 3 ⁇ m, and the upper limit is preferably 6.5 ⁇ m, more preferably 6 ⁇ m. A more preferable range is 2 to 6.5 ⁇ m, and a more preferable range is 3 to 6 ⁇ m.
  • the biaxially oriented polyester film of the present invention as described above is produced, for example, as follows.
  • a polyester film constituting a biaxially oriented polyester film is manufactured.
  • polyester pellets are melted using an extruder, discharged from a die, and then cooled and solidified to form a sheet.
  • inert particles are inorganic particles, organic particles such as clay, mica, titanium oxide, calcium carbonate, carion, talc, wet silica, dry silica, colloidal silica, calcium phosphate, barium sulfate, alumina, zirconia, etc., acrylic Examples thereof include organic particles containing acid, styrene resin, thermosetting resin, silicone, imide compound and the like, particles precipitated by a catalyst added at the time of polyester polymerization reaction (so-called internal particles), and the like.
  • additives such as compatibilizers, plasticizers, weathering agents, antioxidants, heat stabilizers, lubricants, antistatic agents, whitening agents, colorants, and the like, provided that they do not inhibit the present invention.
  • Conductive agents, crystal nucleating agents, ultraviolet absorbers, flame retardants, flame retardant aids, pigments, dyes, and the like may be added.
  • the sheet is stretched biaxially in the longitudinal direction and the width direction, and then heat-treated.
  • the stretching step is preferably divided into two or more stages in the width direction. That is, the method of performing re-lateral stretching is preferable because it is easy to obtain a high-strength film optimal as a high dimensional stability magnetic tape.
  • the stretching method is preferably a sequential biaxial stretching method such as stretching in the longitudinal direction and then stretching in the width direction.
  • PET polyethylene terephthalate
  • the present application is not limited to a support using a PET film, but may be one using another polymer.
  • a polyester film is formed using polyethylene-2,6-naphthalenedicarboxylate having a high glass transition temperature or a high melting point, extrusion or stretching may be performed at a temperature higher than the following temperature.
  • Polyethylene terephthalate is manufactured by one of the following processes. (1) Using terephthalic acid and ethylene glycol as raw materials, a low molecular weight polyethylene terephthalate or oligomer is obtained by direct esterification reaction, and then a polymer is obtained by polycondensation reaction using antimony trioxide or titanium compound as a catalyst. Process (2) A process in which dimethyl terephthalate and ethylene glycol are used as raw materials, a low molecular weight product is obtained by transesterification, and then a polymer is obtained by polycondensation reaction using antimony trioxide or a titanium compound as a catalyst.
  • the reaction proceeds even without a catalyst, but in the transesterification reaction, a compound such as manganese, calcium, magnesium, zinc, lithium and titanium is usually used as a catalyst. Further, after the transesterification reaction is substantially completed, a phosphorus compound may be added for the purpose of inactivating the catalyst used in the reaction.
  • inert particles In order to contain the inert particles in the polyester constituting the film, a method in which the inert particles are dispersed in the form of a slurry in a predetermined ratio in ethylene glycol, and this ethylene glycol is added during the polymerization is preferable.
  • inert particles for example, water sol or alcohol sol particles obtained at the time of synthesis of the inert particles are added without drying once, the dispersibility of the particles is good. It is also effective to mix an aqueous slurry of inert particles directly with PET pellets and knead them into PET using a vented biaxial kneading extruder.
  • a master pellet of a high concentration of inert particles is prepared by the above method, and this is diluted with PET that does not substantially contain inert particles during film formation.
  • a method for adjusting the content of the active particles is effective.
  • the obtained PET pellets are dried under reduced pressure at 180 ° C. for 3 hours or more. Then, it is supplied to an extruder heated to 270 to 320 ° C. under a nitrogen stream or under reduced pressure so that the intrinsic viscosity does not decrease. And it extrudes from a slit-shaped die
  • filters for example, filters made of materials such as sintered metal, porous ceramics, sand, and wire mesh, in order to remove foreign substances and altered polymers.
  • a plurality of different polymers are melt laminated using two or more extruders and manifolds or merge blocks.
  • the unstretched film thus obtained is stretched in the machine direction using the difference in peripheral speed of the roll (MD stretching) using a longitudinal stretching machine in which several rolls are arranged, and then Stretching is performed in two stages with a stenter (TD stretching 1 and TD stretching 2). This biaxial stretching method will be described.
  • the stretching temperature for MD stretching varies depending on the type of polymer used, but can be determined using the glass transition temperature Tg of the unstretched film as a guide.
  • the range is preferably from Tg-10 to Tg + 15 ° C., more preferably from Tg ° C. to Tg + 10 ° C.
  • the MD draw ratio is preferably 2.5 to 4.0 times. More preferably, it is 2.8 to 3.8 times, and still more preferably 3.0 to 4.0 times.
  • the polymer structure in the film after MD stretching is important. If the film is oriented too much in the MD direction, the molecular chains are entangled during TD stretching and local stress is generated, so that the film is broken. In order to prevent the local generation of stress, it is important to generate a microcrystalline state that acts as a stress propagation part and to impart an appropriate MD orientation. Microcrystals can be easily determined by crystallinity analysis by thermal analysis (DSC). The crystallinity is preferably 20 to 30%, more preferably 23 to 28%.
  • the orientation parameter after MD stretching can be determined by birefringence ⁇ n, and ⁇ n is preferably 0.011 to 0.015.
  • the cold crystallization temperature is preferably 90 to 100 ° C.
  • the draw ratio of the first-stage drawing is preferably 3.0 to 5.0 times, more preferably 3.2 to 4.5 times, still more preferably 3.5 to 5.0 times. It is 4.0 times.
  • the stretching temperature of TD stretching 1 is preferably in the range of (MD stretching temperature + 5) to (MD stretching temperature + 50) ° C., more preferably in the range of (MD stretching temperature + 10) to (MD stretching temperature + 30) ° C. Do.
  • the draw ratio of TD stretch 2 is preferably 1.05 to 2 times, more preferably 1.1 to 1.8 times, and still more preferably 1.2 to 1.5 times.
  • the stretching temperature of TD stretching 2 is preferably in the range of (TD stretching 1 temperature + 50) to (TD stretching 1 temperature + 100) ° C., more preferably (TD stretching 1 temperature + 60) to (TD stretching 1 temperature + 90) ° C. Do in range.
  • the preheating temperature of TD stretching 1 is equal to or higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching. More preferably, it is (cold crystallization temperature of film after MD stretching + 3) ° C. or more and (cold crystallization temperature of film after MD stretching + 7) ° C. or less.
  • the preheating temperature of TD stretching 1 is higher than (cold crystallization temperature of the film after MD stretching + 7) ° C.
  • the produced microcrystals grow and the stretchability tends to deteriorate.
  • the crystal orientation is high and the crystallite size grows in the width direction.
  • the degree of crystal orientation greatly contributes to dimensional stability, and the higher the degree of crystal orientation, the better the dimensional stability.
  • the degree of crystal orientation is increased by simply increasing the draw ratio or the like, the molecular chains are distorted and shrinkage due to heat tends to occur. Therefore, problems such as width shrinkage and wrinkles are likely to occur in the process of forming the magnetic tape.
  • the preheating temperature of TD stretching 1 is set to be equal to or higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching, the crystal size is likely to grow in the width direction. It is considered that the shrinkage due to heat is reduced and the process suitability is improved because the distance between the amorphous chains is shortened.
  • the heat setting temperature is preferably 160 to 200 ° C.
  • the upper limit of the heat setting temperature is more preferably 190 ° C., still more preferably 185 ° C.
  • the lower limit of the heat setting temperature is more preferably 170 ° C, and even more preferably 175 ° C.
  • a more preferable range is 170 to 190 ° C., and further preferably 175 to 185 ° C.
  • the heat setting treatment time is preferably in the range of 0.5 to 10 seconds, and the relaxation rate is preferably 0 to 2%.
  • the ratio between the total ratio of TD stretching and the MD stretching ratio is important.
  • the value of “TD stretching total ratio / MD stretching ratio” is preferably 1.2 to 2.0. More preferably, it is 1.3 to 1.8, and still more preferably 1.4 to 1.6.
  • the value of “total ratio of TD stretching / MD stretching ratio” is an index for controlling the balance of molecular chain orientation, and in particular, it is necessary to increase TD orientation in order to improve dimensional stability. However, even if the total ratio of TD stretching is simply increased, the effect is limited, and the effect of subsequent TD stretching can be maximized by appropriately controlling MD stretching.
  • the degree of molecular chain entanglement required for maximizing the effect of TD orientation by maximizing the degree of molecular chain entanglement required to maximize the TD orientation effect by TD stretching It means to control by. Since the optimum value of the MD stretching ratio is related to the total ratio of the subsequent TD stretching, it can be controlled to a preferable state with the ratio of the stretching ratio as described above.
  • the stretch ratio of TD stretch 1 and TD stretch 2 is important for stable film formation.
  • the value of “TD stretch 1 ratio / TD stretch 2 ratio” is preferably 1.8 to 4.1. More preferably, it is 2.2 to 3.5, and further preferably 2.5 to 3.0.
  • TD stretching is performed in two stages, but it is preferable that the stretching ratio is relatively high in TD stretching 1.
  • the TD stretching 2 needs to be stretched at a higher temperature than the TD stretching 1, and the high temperature makes it easy to form crystals. It is important for the dimensional stability of the present application that the orientation of the amorphous part is high, not the orientation including the crystal generally referred to.
  • the TD stretch 2 When the TD stretch 2 is stretched at a high magnification, the orientation of the amorphous part is relaxed. It becomes easy. That is, it is preferable that the TD stretch 1 is stretched to a high degree to a certain degree and highly oriented, and the TD stretch 2 is stretched to such an extent that the high orientation is not relaxed.
  • heat setting treatment is performed after TD stretching, it is preferable to perform heat treatment at a temperature substantially equal to TD stretching 2 in order to suppress orientation relaxation of the film.
  • the heat setting treatment is preferably TD stretching 2 stretching temperature ⁇ 5 to TD stretching 2 stretching temperature + 5 ° C., more preferably TD stretching 2 stretching temperature ⁇ 3 to TD stretching 2 stretching temperature while relaxing the film in tension or in the width direction.
  • the heat setting treatment is performed at + 3 ° C., more preferably at the same temperature as TD stretching 2.
  • a biaxially oriented polyester film having excellent dimensional stability, storage stability, slit property, and film forming property can be obtained by performing a stretching process of “MD stretching-TD stretching 1-TD stretching 2”. “MD stretching-TD stretching” in which MD stretching and TD stretching are each performed in one stage, and “MD stretching 1-TD stretching 1-MD stretching 2-TD stretching 2” in which MD stretching and TD stretching are alternately performed in two stages. In such a stretching process, it is difficult to obtain a biaxially oriented polyester film having good physical properties.
  • the magnetic recording medium support (biaxially oriented polyester film) obtained as described above is, for example, slit into a width of 0.1 to 3 m, and conveyed at a speed of 20 to 300 m / min and a tension of 50 to 300 N / m.
  • a magnetic paint and a non-magnetic paint are applied to one surface (A surface) with an extrusion coater.
  • the magnetic coating is applied to the upper layer with a thickness of 0.1 to 0.3 ⁇ m, and the nonmagnetic coating is applied to the lower layer with a thickness of 0.5 to 1.5 ⁇ m.
  • the support coated with the magnetic paint and the non-magnetic paint is magnetically oriented and dried at a temperature of 80 to 130 ° C.
  • a back coat is applied to the opposite side (B side) with a thickness of 0.3 to 0.8 ⁇ m, calendered, and wound up.
  • the calendering is performed using a small test calender (steel / nylon roll, 5 stages) at a temperature of 70 to 120 ° C. and a linear pressure of 0.5 to 5 kN / cm. Thereafter, the film is aged at 60 to 80 ° C. for 24 to 72 hours, slit to 1 ⁇ 2 inch (1.27 cm) width, and a pancake is produced. Next, a specific length from this pancake is incorporated into a cassette to obtain a cassette tape type magnetic recording medium.
  • composition of the magnetic paint examples include the following [Composition of magnetic paint] Ferromagnetic metal powder: 100 parts by weight Modified vinyl chloride copolymer: 10 parts by weight Modified polyurethane: 10 parts by weight Polyisocyanate: 5 parts by weight 2-ethylhexyl oleate: 1.5 parts by weight Palmitic acid: 1 Mass parts-Carbon black: 1 part by mass-Alumina: 10 parts by mass-Methyl ethyl ketone: 75 parts by mass-Cyclohexanone: 75 parts by mass-Toluene: 75 parts by mass
  • Carbon black (average particle size 20 nm): 95 parts by mass Carbon black (average particle size 280 nm): 10 parts by mass Alumina: 0.1 parts by mass Modified polyurethane: 20 parts by mass Modified vinyl chloride copolymer: 30 Mass parts-Cyclohexanone: 200 mass parts-Methyl ethyl ketone: 300 mass parts-Toluene: 100 mass parts.
  • the magnetic recording medium is preferably used, for example, for data recording applications, specifically for computer data backup applications (eg, linear tape recording media (LTO4, LTO5, etc.)) and digital image recording applications such as video. Can do.
  • data recording applications specifically for computer data backup applications (eg, linear tape recording media (LTO4, LTO5, etc.)) and digital image recording applications such as video. Can do.
  • computer data backup applications eg, linear tape recording media (LTO4, LTO5, etc.)
  • digital image recording applications such as video. Can do.
  • the characteristic value measurement method and effect evaluation method in the present invention are as follows.
  • Young's modulus The Young's modulus of a film is measured according to ASTM-D882 (1997). Instron type tensile tester is used and the conditions are as follows. The average value of the five measurement results is defined as the Young's modulus in the present invention.
  • ⁇ Measuring device Model 5848, an ultra-precision material testing machine manufactured by Instron ⁇ Sample size: ⁇ Measurement of Young's modulus in the film width direction Film length direction 2 mm x film width direction 12.6 mm (The gripping distance is 8mm in the film width direction) ⁇ Measurement of Young's modulus in the longitudinal direction of the film 2 mm in the film width direction ⁇ 12.6 mm in the film longitudinal direction (Grip interval is 8mm in the longitudinal direction of the film) ⁇ Tensile speed: 1 mm / min ⁇ Measurement environment: Temperature 23 ° C., humidity 65% RH -Number of measurements: 5 times.
  • Humidity expansion coefficient in the width direction Measurement is performed under the following conditions in the width direction (TD direction) of the film, and an average value of three measurement results is defined as a humidity expansion coefficient in the present invention.
  • ⁇ Measuring device Thermomechanical analyzer TMA-50 manufactured by Shimadzu (humidity generator: humidity control device HC-1 manufactured by ULVAC-RIKO) Sample size: 10 mm in the film longitudinal direction x 12.6 mm in the film width direction
  • the film was humidified to 80% RH over 40 minutes and held at 80% RH for 6 hours, and then the film L ′ (mm) was measured.
  • the dimensional change ⁇ L (mm) L′ ⁇ L in the film width direction is obtained, and the humidity expansion coefficient (ppm /% RH) is calculated from the following equation.
  • Humidity expansion coefficient (ppm /% RH) 10 6 ⁇ ⁇ ( ⁇ L / 12.6) / (80-40) ⁇ .
  • Tm Melting point
  • T-meta minute melting peak temperature
  • ⁇ Hm heat of fusion
  • Tm melting point
  • T-meta minute endothermic peak temperature appearing slightly on the low temperature side of Tm
  • the amount of heat calculated from the peak area of Tm is defined as the heat of fusion ⁇ Hm.
  • Glass transition temperature (Tg) Specific heat is measured with the following equipment and conditions, and determined according to JIS-K7121 (1987).
  • ⁇ Device Temperature modulation DSC manufactured by TA Instrument ⁇ Measurement conditions ⁇ Heating temperature: 270 to 570K (RCS cooling method) ⁇ Temperature calibration: Melting point of high purity indium and tin ⁇ Temperature modulation amplitude: ⁇ 1K ⁇ Temperature modulation period: 60 seconds ⁇ Temperature increase step: 5K ⁇ Sample weight: 5mg
  • Sample container Aluminum open container (22 mg)
  • Reference container Aluminum open container (18mg)
  • Modified polyurethane 10 parts by mass (number average molecular weight: 25,000, sulfonic acid group content: 1.2 ⁇ 10 ⁇ 4 equivalent / g, glass transition point: 45 ° C.)
  • Modified vinyl chloride copolymer 10 parts by mass (average polymerization degree: 280, epoxy group content: 3.1% by mass, sulfonic acid group content: 8 ⁇ 10 ⁇ 5 equivalent / g)
  • -Methyl ethyl ketone 75 parts by mass-Cyclohexanone: 75 parts by mass-Toluene: 75 parts by mass-Polyisocyanate: 5 parts by mass (Coronate L (trade name) manufactured by Nippon Polyurethane Industry Co., Ltd.)
  • 2-ethylhexyl oleate (lubricant) 1.5 parts by mass Palmitic acid (lubricant): 1 part by mass
  • Carbon black 95 parts by mass (antistatic agent, average primary particle size 0.018 ⁇ m) Carbon black: 10 parts by mass (antistatic agent, average primary particle size 0.3 ⁇ m)
  • Alumina 0.1 part by mass ( ⁇ alumina, average particle size: 0.18 ⁇ m)
  • Modified polyurethane 20 parts by mass (number average molecular weight: 25,000, sulfonic acid group content: 1.2 ⁇ 10 ⁇ 4 equivalent / g, glass transition point: 45 ° C.)
  • Modified vinyl chloride copolymer 30 parts by mass (average polymerization degree: 280, epoxy group content: 3.1% by mass, sulfonic acid group content: 8 ⁇ 10 ⁇ 5 equivalent / g)
  • Cyclohexanone 200 parts by mass Methyl ethyl ketone: 300 parts by mass Toluene: 100 parts by mass
  • the tape is taken out from the cassette tape cartridge, and the sheet width measuring device prepared as shown in FIG. 1 is put into the following constant temperature and humidity chamber, and the width dimension is measured.
  • the sheet width measuring device shown in FIG. 1 is a device that measures the width dimension using a laser, and fixes the magnetic tape 9 to the load detector 3 while setting the magnetic tape 9 on the free rolls 5-8. A weight 4 serving as a load is hung on.
  • this magnetic tape 9 is irradiated with the laser beam 10
  • the laser beam 10 oscillated linearly in the width direction from the laser oscillator 1 is blocked only by the portion of the magnetic tape 9, enters the light receiving unit 2, and the blocked laser beam
  • the width is measured as the width of the magnetic tape.
  • the average value of the three measurement results is defined as the width in the present invention.
  • ⁇ Measuring device Sheet width measuring device manufactured by Ayaha Engineering Co., Ltd.
  • Laser oscillator 1 and light receiving unit 2 Laser dimension measuring device LS-5040 manufactured by Keyence Corporation -Load detector 3: Load cell CBE1-10K manufactured by NMB ⁇ Constant temperature and humidity chamber: SE-25VL-A manufactured by Kato Co., Ltd.
  • Load 4 Weight (longitudinal direction) ⁇ Sample size: width 1/2 inch x length 250 mm -Holding time: 5 hours-Number of measurements: 3 measurements.
  • the width dimension (l A , l B ) is measured under two conditions, and the dimensional change rate is calculated by the following equation. Specifically, dimensional stability is evaluated according to the following criteria. By measuring the lapse of 24 hours after l A in A conditions, measuring the l B after a lapse of 24 hours then B conditions. Three points were measured: a sample cut from the 30 m point from the beginning of the tape cartridge, a sample cut from the 100 m point, and a sample cut from the 170 m point. Evaluation C is rejected.
  • a condition: 10 ° C, 10% RH, tension 0.8N B condition: 29 ° C, 80% RH, tension 0.5N ⁇ Width dimensional change rate (ppm) 10 6 ⁇ ((l B -l A ) / l A ) AAA: Maximum width dimensional change rate is less than 450 (ppm) AA: Maximum width dimensional change rate is 450 (ppm) or more and less than 500 (ppm) A: Maximum width dimensional change rate is 500 (ppm) or more Less than 600 (ppm) B: The maximum value of the width dimensional change rate is 600 (ppm) or more and less than 700 (ppm) C: The maximum value of the width dimensional change rate is 700 (ppm) or more.
  • Width dimensional change rate (ppm) 10 6 ⁇ (
  • Crystallite size The crystallite size in the molecular chain main chain direction ( ⁇ 105) of polyethylene terephthalate in the film width direction (TD direction) was calculated using the following calculation formula after measurement by the following scanning method.
  • ⁇ Scanning method 2 ⁇ - ⁇ step scanning
  • Measurement direction Through-TD
  • Measurement step 0.05 °
  • Counting time 5 seconds
  • Wavelength (0.15418) ⁇ e: half width of diffraction peak
  • Crystal orientation After the measurement by the following scanning method, the degree of crystal orientation in the molecular chain main chain direction ( ⁇ 105) of polyethylene terephthalate in the film width direction (TD direction) was calculated using the following calculation formula.
  • the rigid amorphous amount ( ⁇ ra) [%] 100 ⁇ (- c + ⁇ ma).
  • the complete crystal melting heat amount of PET and the complete amorphous specific heat amount of PET are used, while the PEN content exceeds 50% by mass in the film composition.
  • the heat of complete melting of PEN and the heat of specific heat of PEN are used.
  • PET and PEN are the same amount (50 mass%), since a crystal
  • a film slit to a width of 1 m is conveyed with a tension of 200 N, and a magnetic coating and a non-magnetic coating having the following composition are applied to one surface (surface A) of the support by an extrusion coater (the upper layer is The magnetic coating is applied with a coating thickness of 0.2 ⁇ m, the lower layer is a nonmagnetic coating with a coating thickness of 0.9 ⁇ m), magnetically oriented, and dried at a drying temperature of 100 ° C.
  • a back coat having the following composition was applied to the opposite surface (B surface), and then at a temperature of 85 ° C.
  • the shrinkage in the width direction was 10 mm or more, less than 20 mm, or wrinkles occurred, and coating unevenness was observed in part of the magnetic layer, the lower layer, and the backcoat layer.
  • C The shrinkage in the width direction was 20 mm or more, or wrinkles were severely generated, and the magnetic layer, the lower layer, and the back coat layer could not be applied.
  • polyethylene terephthalate is expressed as PET
  • polyethylene naphthalate is expressed as PEN
  • polyetherimide is expressed as PEI.
  • the reaction system was gradually heated from 230 ° C. to 290 ° C. and the pressure was reduced to 0.1 kPa.
  • the time to reach the final temperature and final pressure was both 60 minutes.
  • the reaction was carried out for 2 hours (3 hours after the start of polymerization), and the agitation torque of the polymerization apparatus was a predetermined value (specific values differ depending on the specifications of the polymerization apparatus.
  • the value indicated by polyethylene terephthalate having an intrinsic viscosity of 0.62 was a predetermined value).
  • the reaction product is transferred to a polymerization apparatus, heated to a temperature of 290 ° C., and subjected to a polycondensation reaction under a high vacuum of 30 Pa.
  • the value indicated by polyethylene-2,6-naphthalate with an intrinsic viscosity of 0.65 in this polymerization apparatus was a predetermined value). Therefore, the reaction system was purged with nitrogen and returned to normal pressure to stop the polycondensation reaction, discharged into cold water in the form of a strand, and immediately cut to obtain PEN pellet X ′ having an intrinsic viscosity of 0.65.
  • Example 1 Extruders E and F2 were used. After 80 parts by weight of PET pellets X and 20 parts by weight of PET pellets Z 0.06 obtained in Reference Examples 1 and 2 were dried at 180 ° C. for 3 hours under reduced pressure, they were supplied to an extruder E heated to 280 ° C. After drying 84 parts by weight of PET pellets X, 15 parts by weight of PET pellets Z 0.3 and 1 part by weight of PET pellets Z 0.8 obtained in Reference Examples 1, 3, and 4 at 180 ° C. for 3 hours, 280 It was supplied to the extruder F heated to ° C.
  • the obtained unstretched laminated film was preheated with a heated roll group, then stretched 3.3 times at a temperature of 90 ° C. (MD stretching), and cooled with a roll group at a temperature of 25 ° C. to be uniaxially stretched.
  • a film was obtained. While holding both ends of the obtained uniaxially stretched film with clips, the tenter is guided to a preheating zone at a temperature of 85 ° C. in the tenter, and then continuously in the heating zone at a temperature of 105 ° C. in the width direction (TD direction) perpendicular to the longitudinal direction.
  • the film was stretched 3.7 times (TD stretching 1), and further stretched 1.3 times in the width direction in a heating zone at a temperature of 180 ° C. (TD stretching 2).
  • TD stretching 1 a heat treatment was performed for 5 seconds at a temperature of 180 ° C. in a heat treatment zone in the tenter, and a relaxation treatment was further performed in the 1% width direction at a temperature of 180 ° C.
  • the film edge was removed, and the film was wound on a core to obtain a biaxially stretched polyester film having a thickness of 5 ⁇ m.
  • Example 2 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table. When the obtained biaxially oriented polyester film was evaluated, as shown in the table, the Young's modulus in the MD direction was low when used as a magnetic tape. It had excellent properties.
  • Example 3 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the Young's modulus in the MD direction was high when used as a magnetic tape, but the film stability was slightly inferior in terms of dimensional stability, storage stability, and slit. It had excellent properties.
  • Example 4 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the storage stability, slit property, and film formation were slightly inferior in dimensional stability because of its low Young's modulus in the TD direction when used as a magnetic tape. It had excellent properties.
  • Example 5 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the Young's modulus in the TD direction was high when used as a magnetic tape, but the slit stability and film forming property were slightly inferior, but the dimensional stability and storage stability It had excellent properties.
  • Example 6 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the crystallinity was low when used as a magnetic tape, but the storage stability and slitting properties were slightly inferior, but the dimensional stability and film forming properties were excellent. Had the characteristics.
  • Example 7 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the obtained biaxially oriented polyester film was evaluated, as shown in the table, because of its high crystallinity when used as a magnetic tape, it is slightly inferior in dimensional stability but excellent in storage stability, slit property, and film forming property. Had the characteristics.
  • Example 8 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the average refractive index n_bar was low when used as a magnetic tape, but the film stability was slightly inferior, but the dimensional stability, storage stability, slit property It had excellent characteristics.
  • Example 9 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the average refractive index n_bar is high, but the storage stability, slit property, film forming property are slightly inferior in dimensional stability. It had excellent characteristics.
  • Example 10 In the extruder E heated to 295 ° C. using two extruders E and F, 70 parts by mass of PET pellets X obtained in Reference Examples 1, 2, and 5, 20 parts by mass of PET pellets Z 0.06 , blended chips (I) Extruder F supplied after drying 10 parts by weight at 180 ° C. under reduced pressure for 3 hours and similarly heated to 295 ° C. is 74 parts by weight of PET pellets X obtained in Reference Examples 1, 3, 4, and 5. Then, 15 parts by mass of PET pellets Z 0.3, 1 part by mass of PET pellets Z 0.8 and 10 parts by mass of blend chip (I) were dried at 180 ° C. under reduced pressure for 3 hours and then supplied.
  • Example 11 PEN pellets X ′ and PEN obtained in Reference Examples 6, 7, 8, and 9 using PET pellets X, PET pellets Z 0.06 , PET pellets Z 0.3 , and PET pellets Z 0.8 used in Example 1.
  • Example 1 except that the pellets Z ′ 0.06 , the PEN pellets Z ′ 0.3 and the PEN pellets Z ′ 0.8 were changed to produce a laminated unstretched film and the film forming conditions were changed as shown in Table 1.
  • Table 1 In the same manner as above, a biaxially oriented polyester film was obtained. When the obtained biaxially oriented polyester film was evaluated, as shown in the table, it had slightly excellent characteristics in dimensional stability, storage stability, slit property, and film forming property.
  • Example 12 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the obtained biaxially oriented polyester film was obtained by increasing the preheating temperature of TD stretching 1 to 95 ° C. higher than the cold crystallization temperature (92 ° C.) of the film after MD stretching.
  • Example 13 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the resulting biaxially oriented polyester film has a larger crystallite size in the molecular chain main chain direction in the width direction because the preheating temperature of TD stretching 1 is higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching.
  • the table when used as a magnetic tape, it had excellent dimensional stability, storage stability, slitting properties, film-forming properties, and process suitability. .
  • Example 14 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the resulting biaxially oriented polyester film is slightly inferior in film formation due to the preheating temperature of TD stretching 1 being excessively higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching, but the molecular chain main chain direction in the width direction
  • the crystallite size is large, the degree of crystal orientation is high, the amount of rigid amorphous is increased, and as shown in the table, when used as a magnetic tape, it has excellent dimensional stability, storage stability, slit property, and process suitability Had characteristics.
  • Example 15 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film forming conditions were changed as shown in the table.
  • the obtained biaxially oriented polyester film has a slightly lower effect of growing the crystallite size in the molecular chain main chain direction in the width direction because the preheating temperature of TD stretching 1 is slightly lower than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching.
  • the table although it was slightly inferior in process suitability when used as a magnetic tape, it had dimensional stability, storage stability, slit property, film forming property, and excellent characteristics.
  • Example 16 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 11 except that the film forming conditions were changed as shown in the table. Since polyethylene naphthalate has a high degree of crystallinity of the film after MD stretching, even if the preheating temperature of TD stretching 1 is higher than the cold crystallization temperature of the film after MD stretching, the film forming property deteriorates and the crystallization progresses. As shown in the table, orientation relaxation occurred, and although it was slightly superior in process suitability when used as a magnetic tape, it had characteristics slightly inferior in dimensional stability, storage stability, slit property, and film forming property.
  • Example 17 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table. Since the heat setting temperature was higher than the TD stretching 2 temperature, the biaxially oriented polyester film obtained because the average refractive index n_bar was outside the most preferable range of the present application was slightly inferior in dimensional stability.
  • Example 1 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table. Since the ratio between the TD Young's modulus and the MD Young's modulus was small, the film-forming property was deteriorated, and the obtained biaxially oriented polyester film was greatly inferior in dimensional stability.
  • Example 2 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table. Since the ratio of the TD Young's modulus and the MD Young's modulus is large, the humidity expansion coefficient is increased, the film forming property is deteriorated, and the obtained biaxially oriented polyester film is greatly inferior in storage stability and slit property.
  • Example 3 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table. Since the ratio of TD stretch 1 magnification and TD stretch 2 magnification (TD stretch 1 magnification / TD stretch 2 magnification) is small, the coefficient of humidity expansion becomes large, the film forming property deteriorates, and the obtained biaxially oriented polyester film is dimensionally stable. The nature was greatly inferior.
  • Example 4 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table. Since the heat setting temperature was lower than the TD stretching 2 temperature, the biaxially oriented polyester film obtained because the average refractive index n_bar was outside the scope of the present application was inferior in dimensional stability and slit property.
  • Example 5 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table.
  • Example 6 A biaxially oriented polyester film was obtained in the same manner as in Example 1 except that the film was stretched under the film forming conditions shown in the table.
  • Laser oscillator 2 Light receiving unit 3: Load detector 4: Load 5: Free roll 6: Free roll 7: Free roll 8: Free roll 9: Magnetic tape 10: Laser light

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Abstract

　本発明は、幅方向のヤング率と長手方向のヤング率との比が１．５～３、長手方向、幅方向および厚み方向の屈折率の平均値が１．５９０～１．６８０、微小融解ピーク温度が１６０～１９０℃、並びに幅方向の湿度膨張係数が０～６ｐｐｍ／％ＲＨの二軸配向ポリエステルフィルムである。　本発明により、磁気記録媒体とした際に環境変化による寸法変化が少なく、保存安定性に優れ、スリット性、製膜性および工程適性が良好である二軸配向ポリエステルフィルムが提供される。

Description

二軸配向ポリエステルフィルムおよびリニア磁気記録媒体
　本発明は、磁気テープなどの磁気記録媒体に用いられる二軸配向ポリエステルフィルムと、該二軸配向ポリエステルフィルム上に磁性層を設けたリニア磁気記録媒体とに関する。
　二軸配向ポリエステルフィルムはその優れた熱特性、寸法安定性、機械特性および表面形態の制御のしやすさから各種用途に使用されており、特に延伸技術を用いて高強度化した磁気記録媒体などの支持体としての有用性がよく知られている。近年、磁気テープなどの磁気記録媒体は、機材の軽量化、小型化、大容量化のため高密度記録化が要求されている。高密度記録化のためには、記録波長を短くし、記録トラックを小さくすることが有用である。しかしながら、記録トラックを小さくすると、テープ走行時における熱やテープ保管時の温湿度変化による変形により、記録トラックのずれが起こりやすくなるという問題がある。したがって、テープの使用環境および保管環境での幅方向の寸法安定性といった特性の改善に対する要求がますます強まっている。
　この観点から、支持体には、強度、寸法安定性の点で二軸配向ポリエステルフィルムよりも優れた剛性の高い芳香族ポリアミドが用いられることがある。しかしながら芳香族ポリアミドは高価格でコストがかかり、汎用記録媒体の支持体としては現実的ではない。
　ポリエステルフィルムの幅方向の寸法安定性を向上させるためにポリマーアロイや共重合などにより湿度膨張係数を低減する技術が開示されている（特許文献１～３）。
特開２０１０－３７４４８号公報 特開２０１０－３１１１６号公報 特開２００９－２２１２７７号公報
　しかしながら、特許文献１～３で開示されている技術では、スリット性が悪化したり、製膜時に破れやすいなどの問題がある。
　本発明の目的は、上記の問題を解決し、優れた二軸配向ポリエステルフィルムを提供することにある。詳しくは、磁気記録媒体とした際に環境変化による寸法変化が少なく、保存安定性に優れ、スリット性と製膜性、工程適性が良好である二軸配向ポリエステルフィルムを提供することにある。
　上記課題を解決するための本発明は、幅方向のヤング率ＥＴＤと長手方向のヤング率ＥＭＤとの比ＥＴＤ／ＥＭＤが１．５～３であり、長手方向の屈折率ｎＭＤと幅方向の屈折率ｎＴＤと厚み方向の屈折率ｎＺＤとの平均で示されるｎ＿ｂａｒ（（ｎＭＤ＋ｎＴＤ＋ｎＺＤ）／３）が１．５９０～１．６８０であり、微小融解ピーク温度Ｔ－ｍｅｔａが１６０～１９０℃であり、幅方向の湿度膨張係数が０～６ｐｐｍ／％ＲＨの二軸配向ポリエステルフィルムである。
　本発明により、磁気記録媒体とした際に環境変化による寸法変化が少なく、保存安定性に優れ、スリット性、製膜性および工程適性が良好である二軸配向ポリエステルフィルムを得ることができる。
幅寸法を測定する際に用いるシート幅測定装置の模式図である。
　本発明者らは鋭意検討した結果、二軸配向ポリエステルフィルムの湿度膨張には分子鎖の結晶性と非晶の高配向化が重要であること、さらに結晶子サイズや結晶配向度、剛直非晶量が寸法安定性や工程適性に大きく寄与していることを見出した。さらに、縦延伸後に２段階で横延伸を行う、２段目の延伸を最後に行う熱固定処理温度に近づける、横延伸前の予熱を高温化して積極的に結晶化させるなど特殊なプロセスを用いることで磁気テープとした際に寸法安定性・保存安定性・スリット性・製膜性・工程適性に優れた二軸配向ポリエステルフィルムが得られることを見出した。
　以下の説明において、長手方向、ＭＤおよび縦方向は同じ意味で用い、幅方向、ＴＤおよび横方向は同じ意味で用いる。ＭＤ延伸とはフィルム長手方向の延伸のことであり、ＴＤ延伸とはフィルム幅方向の延伸のことである。ＴＤ延伸１、ＴＤ延伸２とは、それぞれフィルム幅方向の２段階の延伸の１段目の延伸、２段目の延伸のことである。
　本発明において、ポリエステルフィルムとは、例えば、芳香族ジカルボン酸、脂環族ジカルボン酸または脂肪族ジカルボン酸などの酸成分やジオール成分を構成単位（重合単位）とするポリマーで構成されたものである。
　芳香族ジカルボン酸成分としては、例えば、テレフタル酸、イソフタル酸、フタル酸、１，４－ナフタレンジカルボン酸、１，５－ナフタレンジカルボン酸、２，６－ナフタレンジカルボン酸、４，４’－ジフェニルジカルボン酸、４，４’－ジフェニルエーテルジカルボン酸、４，４’－ジフェニルスルホンジカルボン酸等を用いることができ、なかでも好ましくは、テレフタル酸、フタル酸、２，６－ナフタレンジカルボン酸を用いることができる。脂環族ジカルボン酸成分としては、例えば、シクロヘキサンジカルボン酸等を用いることができる。脂肪族ジカルボン酸成分としては、例えば、アジピン酸、スベリン酸、セバシン酸、ドデカンジオン酸等を用いることができる。これらの酸成分は一種のみを用いてもよく、二種以上を併用してもよい。
　ジオール成分としては、例えば、エチレングリコール、１，２－プロパンジオール、１，３－プロパンジオール、ネオペンチルグリコール、１，３－ブタンジオール、１，４－ブタンジオール、１，５－ペンタンジオール、１，６－ヘキサンジオール、１，２－シクロヘキサンジメタノール、１，３－シクロヘキサンジメタノール、１，４－シクロヘキサンジメタノール、ジエチレングリコール、トリエチレングリコール、ポリアルキレングリコール、２，２’－ビス（４’－β－ヒドロキシエトキシフェニル）プロパン等を用いることができ、なかでも、エチレングリコール、１，４－ブタンジオール、１，４－シクロヘキサンジメタノール、ジエチレングリコール等を好ましく用いることができ、特に好ましくは、エチレングリコール等を用いることができる。これらのジオール成分は一種のみを用いてもよく、二種以上を併用してもよい。
　ポリエステルには、ラウリルアルコール、イソシアン酸フェニル等の単官能化合物が共重合されていてもよいし、トリメリット酸、ピロメリット酸、グリセロール、ペンタエリスリトール、２，４－ジオキシ安息香酸、等の３官能化合物などが、過度に分枝や架橋をせずポリマーが実質的に線状である範囲内で共重合されていてもよい。さらに酸成分、ジオール成分以外に、ｐ－ヒドロキシ安息香酸、ｍ－ヒドロキシ安息香酸、２，６－ヒドロキシナフトエ酸などの芳香族ヒドロキシカルボン酸およびｐ－アミノフェノール、ｐ－アミノ安息香酸などを本発明の効果が損なわれない程度の少量であればさらに共重合せしめることができる。
　ポリエステルとしては、ポリエチレンテレフタレート（ＰＥＴ）、ポリエチレンナフタレート（ポリエチレン－２，６－ナフタレート、ＰＥＮ）が好ましい。特に、結晶子サイズや結晶配向度を高めるプロセスが適用しやすいことから主成分はポリエチレンテレフタレートが好ましい。ここで、主成分とはフィルム組成中８０質量％以上であることをいう。また、これらの共重合体や変性体でもよく、他の熱可塑性樹脂とのポリマーアロイでもよい。ここでいうポリマーアロイとは高分子多成分系のことであり、共重合によるブロックコポリマーであってもよいし、混合などによるポリマーブレンドでもよい。特にポリエステルと相溶するポリマーが好ましく、ポリエーテルイミド樹脂などが好ましい。ポリエーテルイミド樹脂としては、例えば以下で示すものを用いることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000001
　（ただし、上記式中Ｒ１は、６～３０個の炭素原子を有する２価の芳香族または脂肪族残基、Ｒ２は６～３０個の炭素原子を有する２価の芳香族残基、２～２０個の炭素原子を有するアルキレン基、２～２０個の炭素原子を有するシクロアルキレン基、および２～８個の炭素原子を有するアルキレン基で連鎖停止されたポリジオルガノシロキサン基からなる群より選択された２価の有機基である。）
　上記Ｒ１、Ｒ２としては、例えば、下記式群に示される芳香族残基を挙げることができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000002
　（ｎは２以上の整数、好ましくは２０～５０の整数）
　本発明では、ポリエステルとの親和性、コスト、溶融成形性等の観点から、２，２－ビス［４－（２，３－ジカルボキシフェノキシ）フェニル］プロパン二無水物とｍ－フェニレンジアミン、またはｐ－フェニレンジアミンとの縮合物である、下記式で示される繰り返し単位を有するポリマーが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000003
または
Figure JPOXMLDOC01-appb-C000004
　このポリエーテルイミドは、“ウルテム”（登録商標）の商品名で、ＳＡＢＩＣイノベーティブプラスチック社より入手できる。これらは、「Ｕｌｔｅｍ１０００」、「Ｕｌｔｅｍ１０１０」、「Ｕｌｔｅｍ１０４０」、「Ｕｌｔｅｍ５０００」、「Ｕｌｔｅｍ６０００」および「ＵｌｔｅｍＸＨ６０５０」シリーズや「Ｅｘｔｅｍ　ＸＨ」および「Ｅｘｔｅｍ　ＵＨ」の登録商標名等で知られている。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは、長手方向のヤング率が３．０～４．４ＧＰａが好ましい。長手方向のヤング率が上記範囲内であると、磁気記録媒体用に用いた場合に磁気記録媒体の保管時の張力による保存安定性が良好となる。４．４ＧＰａよりも大きくするにはＭＤ倍率を上げることになり、製膜性が低下しやすい。長手方向のヤング率の下限は、より好ましくは３．５ＧＰａ、さらに好ましくは４．０ＧＰａである。より好ましい範囲は３．５～４．４ＧＰａ、さらに好ましい範囲は４．０～４．４ＧＰａである。長手方向のヤング率はＭＤ延伸の倍率で制御することができる。ＭＤ延伸倍率が高いほどＭＤヤング率が高くなる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは、幅方向のヤング率が６．０～１２ＧＰａであることが好ましい。幅方向のヤング率が上記範囲内であると、磁気記録媒体用に用いた場合に磁気記録媒体の記録再生時の環境変化による寸法安定性が良好となる。幅方向のヤング率の上限は、より好ましくは１０ＧＰａ、さらに好ましくは９．０ＧＰａである。幅方向のヤング率の下限は、より好ましくは６．２ＧＰａ、さらに好ましくは６．５ＧＰａである。より好ましい範囲は６．２～１０ＧＰａ、さらに好ましい範囲は６．５～９．０ＧＰａである。幅方向のヤング率はＴＤ延伸１、２の温度や倍率によって制御することができる。特にＴＤ延伸のトータル倍率が影響し、ＴＤ延伸のトータル倍率（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）が高いほどＴＤヤング率が高くなる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは、幅方向のヤング率ＥＴＤと長手方向のヤング率ＥＭＤの比ＥＴＤ／ＥＭＤが１．５～３．０である。ＥＴＤ／ＥＭＤの値が１．５～３．０の範囲外になると寸法安定性や保存安定性、スリット性、製膜性のすべてを満たすことが難しくなる。より好ましい上限は２．５であり、さらに好ましくは２．０である。より好ましい下限は１．５５であり、さらに好ましくは１．６である。好ましい範囲は１．５５～３であり、より好ましくは１．５５～２．５であり、さらに好ましくは１．６～２．０である。ＥＴＤ／ＥＭＤはＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比によって制御することができる。ＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比（（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）／ＭＤ延伸倍率）が大きいほどＥＴＤ／ＥＭＤは大きくなる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは、幅方向の湿度膨張係数が０～６ｐｐｍ／％ＲＨである。湿度膨張係数が６ｐｐｍ／％ＲＨより大きいと磁気記録媒体用に用いた場合、湿度変化による変形が大きくなり、寸法安定性が悪化する。より好ましい上限は５．５ｐｐｍ／％ＲＨであり、さらに好ましくは５ｐｐｍ／％ＲＨである。より好ましい範囲は０～５．５ｐｐｍ／％ＲＨであり、さらに好ましくは０～５ｐｐｍ／％ＲＨである。湿度膨張係数は分子鎖の緊張度合いが影響する物性であり、ＴＤ延伸１とＴＤ延伸２の倍率比によって制御することができ、また、ＴＤ延伸のトータル倍率や、ＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比によっても制御できる。ＴＤ延伸１とＴＤ延伸２の倍率比（ＴＤ延伸１倍率／ＴＤ延伸２倍率）が大きいほど湿度膨張係数は小さくなる。また、トータルのＴＤ延伸倍率（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）が高いほど湿度膨張係数は小さくなる。また、ＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比（（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）／ＭＤ延伸倍率）が大きいほど湿度膨張係数は小さくなる傾向となる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは、平均屈折率ｎ＿ｂａｒが１．５９０～１．６８０である。ｎ＿ｂａｒが１．５９０よりも小さいと結晶性や配向が不十分であり、保存安定性やスリット性が悪化する。ｎ＿ｂａｒが１．６８０より大きいと配向緩和により結晶性が進みすぎており、寸法安定性が悪化する。好ましい上限は１．６１５である。好ましい範囲は１．５９０～１．６１５である。ｎ＿ｂａｒは熱固定温度で制御することができ、また、ＴＤ延伸１、２の条件によっても制御することができる。なお、ｎ＿ｂａｒは、長手方向の屈折率をｎＭＤとし、幅方向の屈折率をｎＴＤとし、厚み方向の屈折率をｎＺＤとしたとき、（（ｎＭＤ＋ｎＴＤ＋ｎＺＤ）／３）にて算出される値をいう。熱固定温度が低いほどｎ＿ｂａｒは低くなる。また、ＴＤ延伸１とＴＤ延伸２の倍率比（ＴＤ延伸１倍率／ＴＤ延伸２倍率）が大きいほどｎ＿ｂａｒは小さくなる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムの融点直下の微小融解ピーク温度Ｔ－ｍｅｔａは１６０～１９０℃である。１６０℃より小さい場合、熱量不足による構造固定が不十分であり、保存安定性が悪化する。１９０℃より大きい場合は、過度の熱量により配向緩和が起こり寸法安定性が悪化する。より好ましい上限は１８８℃であり、さらに好ましくは１８５℃である。より好ましい下限は１７０℃であり、さらに好ましくは１７５℃である。より好ましい範囲は１７０～１８８℃であり、さらに好ましくは１７５～１８５℃である。Ｔ－ｍｅｔａは熱固定温度で制御することができる。熱固定温度が高いとＴ－ｍｅｔａが高くなる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムの複屈折Δｎは－０．０６０～－０．０２０が好ましい。Δｎが－０．０６０より小さいと横配向が強すぎるためスリット性が悪化する。－０．０２０より大きいと横配向が弱く幅寸法安定性が悪化する。より好ましい上限は－０．０２５であり、さらに好ましくは－０．０３０である。より好ましい下限は－０．０５５、さらに好ましくは－０．０５０である。好ましい範囲は－０．０６０～－０．０２５であり、より好ましい範囲は－０．０５５～－０．０２５であり、さらに好ましくは－０．０５０～－０．０３０である。ΔｎはＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比によって制御することができる。なお、複屈折Δｎは、長手方向の屈折率をｎＭＤとし、幅方向の屈折率をｎＴＤとしたとき、ｎＭＤ－ｎＴＤとして算出される値をいう。ＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比（（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）／ＭＤ延伸倍率）が小さいほど、Δｎは大きくなる傾向にある。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムの結晶融解熱量ΔＨｍは３０～４５Ｊ／ｇであることが好ましい。３０Ｊ／ｇよりも小さいと結晶化度が低く、スリット性が悪化することがある。４５Ｊ／ｇよりも大きいと結晶化が進みすぎているため配向緩和が起こり寸法安定性が悪化しやすい。より好ましい上限は４２Ｊ／ｇであり、さらに好ましくは４０Ｊ／ｇである。より好ましい下限は３２Ｊ／ｇであり、さらに好ましくは３５Ｊ／ｇである。最も好ましくは３６Ｊ／ｇである。より好ましい範囲は３２～４２Ｊ／ｇ、さらに好ましくは３５～４０Ｊ／ｇ、より好ましくは３６～４０Ｊ／ｇである。結晶融解熱量ΔＨｍは熱固定温度やＴＤ延伸１、２の条件で制御することができる。熱固定温度が低いほどΔＨｍは低くなる。また、ＴＤ延伸１とＴＤ延伸２との倍率比（ＴＤ延伸１倍率／ＴＤ延伸２倍率）が大きいほどΔＨｍは小さくなる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムがポリエチレンテレフタレートを主成分とするとき、幅方向の広角Ｘ線による結晶主鎖方向の結晶子サイズが５．５～８．０ｎｍであることが好ましい。５．５ｎｍよりも小さいと結晶子間の距離が長くなり、非晶鎖の縮み量が大きくなるため工程適性が悪化する傾向にある。８．０ｎｍより大きくするには結晶がかなり成長させる必要があり、製膜性が悪化する傾向にある。より好ましい上限は７．８ｎｍであり、さらに好ましい上限は７．５ｎｍである。より好ましい下限は６．０ｎｍであり、さらに好ましい下限は６．５ｎｍである。より好ましい範囲は６．０～７．８ｎｍであり、さらに好ましい範囲は６．５～７．５ｎｍである。結晶子サイズは特にＴＤ延伸１の予熱温度で制御することができる。予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度以上にすることで大きくすることができる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムがポリエチレンテレフタレートを主成分とするとき、幅方向の広角Ｘ線による結晶主鎖方向の結晶配向度が０．６８～０．９０であることが好ましい。０．９０より大きいと幅方向に配向が強すぎるためスリット性の悪化や延伸性の悪化の傾向がある。０．６８よりも小さいと幅方向に変形しやすく寸法安定性が悪化しやすい。より好ましい上限は０．８５であり、さらに好ましい上限は０．８０である。より好ましい下限は０．７０であり、さらに好ましい下限は０．７５である。より好ましい範囲は０．７０～０．８５であり、さらに好ましい範囲は０．７５～０．８０である。結晶配向度は分子鎖の配列を示すものであり、ＴＤ延伸１とＴＤ延伸２との倍率比によって制御することができ、また、ＴＤ延伸のトータル倍率や、ＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比によっても制御ができる。ＴＤ延伸１とＴＤ延伸２の倍率比（ＴＤ延伸１倍率／ＴＤ延伸２倍率）が大きいほど結晶配向度は高くなる。また、ＴＤ延伸のトータル倍率（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）が高いほど結晶配向度は高くなる。また、ＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比（（ＴＤ延伸１倍率×ＴＤ延伸２倍率）／ＭＤ延伸倍率）が大きいほど結晶配向度は高くなる傾向となる。また、熱固定温度も関与しており、熱固定温度が低いほど結晶配向度は高くなる。さらに、ＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度以上にすることで結晶配向度を高めることができる。
　本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは温度変調ＤＳＣ法を用いて算出される剛直非晶量Χｒａが３８～５０％であることが好ましい。Ｘｒａが５０％より大きいと配向緩和が起こり寸法安定性が悪化する傾向にある。Χｒａが３８％より小さいと構造固定が不十分であり、保存安定性が悪化しやすく、さらに工程適性が悪化する傾向にある。より好ましい上限は４８％であり、さらに好ましい上限は４６％である。より好ましい下限は４０％であり、さらに好ましい下限は４２％である。より好ましい範囲は４０～４８％、さらに好ましい範囲は４２～４６％である。Χｒａは熱固定温度で制御することができ、熱固定温度が高いほど大きくなる。また、ＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度以上にすることでΧｒａを高めることができる。
　本発明において、二軸配向ポリエステルフィルムとしての厚みは、用途に応じて適宜決定できるが、通常リニア磁気記録媒体用途では１～７μｍが好ましい。この厚みが１μｍより小さい場合、磁気テープにした際に電磁変換特性が低下することがある。一方、この厚みが７μｍより大きい場合は、テープ１巻あたりのテープ長さが短くなるため、磁気テープの小型化、高容量化が困難になる場合がある。したがって、高密度磁気記録媒体用途の場合、厚みの下限は、好ましくは２μｍ、より好ましくは３μｍであり、上限は、好ましくは６．５μｍ、より好ましくは６μｍである。より好ましい範囲としては２～６．５μｍ、より好ましい範囲としては３～６μｍである。
　上記したような本発明の二軸配向ポリエステルフィルムは、たとえば次のように製造される。
　まず、二軸配向ポリエステルフィルムを構成するポリエステルフィルムを製造する。ポリエステルフィルムを製造するには、たとえばポリエステルのペレットを、押出機を用いて溶融し、口金から吐出した後、冷却固化してシート状に成形する。このとき、繊維焼結ステンレス金属フィルターによりポリマーを濾過することが、ポリマー中の未溶融物を除去するために好ましい。
　また、ポリエステルフィルムの表面性を制御し易滑性や耐摩耗性、耐スクラッチ性などを付与するため、不活性粒子を添加することが好ましい。不活性粒子は無機粒子、有機粒子、例えば、クレー、マイカ、酸化チタン、炭酸カルシウム、カリオン、タルク、湿式シリカ、乾式シリカ、コロイド状シリカ、リン酸カルシウム、硫酸バリウム、アルミナ、ジルコニア等の無機粒子、アクリル酸類、スチレン系樹脂、熱硬化樹脂、シリコーン、イミド系化合物等を構成成分とする有機粒子、ポリエステル重合反応時に添加する触媒等によって析出する粒子（いわゆる内部粒子）などが挙げられる。
　さらに、本発明を阻害しない範囲内であれば、各種添加剤、例えば、相溶化剤、可塑剤、耐候剤、酸化防止剤、熱安定剤、滑剤、帯電防止剤、増白剤、着色剤、導電剤、結晶核剤、紫外線吸収剤、難燃剤、難燃助剤、顔料、染料、などが添加されてもよい。
　続いて、上記シートを長手方向と幅方向の二軸に延伸した後、熱処理する。幅方向の寸法安定性を向上させるために延伸工程は、幅方向において２段階以上に分けることが好ましい。すなわち、再横延伸を行う方法が高寸法安定性の磁気テープとして最適な高強度のフィルムが得られ易いために好ましい。
　延伸形式としては、長手方向に延伸した後に幅方向に延伸を行うなどの逐次二軸延伸法が好ましい。
　以下、本発明の支持体の製造方法について、ポリエチレンテレフタレート（ＰＥＴ）をポリエステルとして用いた例を代表例として説明する。もちろん、本願はＰＥＴフィルムを用いた支持体に限定されるものではなく、他のポリマーを用いたものものでもよい。例えば、ガラス転移温度や融点の高いポリエチレン－２，６－ナフタレンジカルボキシレートなどを用いてポリエステルフィルムを構成する場合は、以下に示す温度よりも高温で押出や延伸を行えばよい。
　まず、ポリエチレンテレフタレートを準備する。ポリエチレンテレフタレートは、次のいずれかのプロセスで製造される。すなわち、（１）テレフタル酸とエチレングリコールを原料とし、直接エステル化反応によって低分子量のポリエチレンテレフタレートまたはオリゴマーを得、さらにその後の三酸化アンチモンやチタン化合物を触媒に用いた重縮合反応によってポリマーを得るプロセス、（２）ジメチルテレフタレートとエチレングリコールを原料とし、エステル交換反応によって低分子量体を得、さらにその後の三酸化アンチモンやチタン化合物を触媒に用いた重縮合反応によってポリマーを得るプロセスである。ここで、エステル化は無触媒でも反応は進行するが、エステル交換反応においては、通常、マンガン、カルシウム、マグネシウム、亜鉛、リチウム、チタン等の化合物を触媒に用いて進行させる。またエステル交換反応が実質的に完結した後に、該反応に用いた触媒を不活性化する目的で、リン化合物を添加する場合もある。
　フィルムを構成するポリエステルに不活性粒子を含有させるには、エチレングリコールに不活性粒子を所定割合にてスラリーの形で分散させ、このエチレングリコールを重合時に添加する方法が好ましい。不活性粒子を添加する際には、例えば、不活性粒子の合成時に得られる水ゾルやアルコールゾル状態の粒子を一旦乾燥させることなく添加すると粒子の分散性がよい。また、不活性粒子の水スラリーを直接ＰＥＴペレットと混合し、ベント式二軸混練押出機を用いて、ＰＥＴに練り込む方法も有効である。不活性粒子の含有量を調節する方法としては、上記方法で高濃度の不活性粒子のマスターペレットを作っておき、それを製膜時に不活性粒子を実質的に含有しないＰＥＴで希釈して不活性粒子の含有量を調節する方法が有効である。
　次に、得られたＰＥＴのペレットを、１８０℃で３時間以上減圧乾燥させる。次いで、固有粘度が低下しないように窒素気流下あるいは減圧下で、２７０～３２０℃に加熱された押出機に供給する。そして、スリット状のダイから押出し、キャスティングロール上で冷却して未延伸フィルムを得る。この際、異物や変質ポリマーを除去するために各種のフィルター、例えば、焼結金属、多孔性セラミック、サンド、金網などの素材からなるフィルターを用いることが好ましい。また、必要に応じて、定量供給性を向上させるためにギアポンプを設けてもよい。フィルムを積層するには、２台以上の押出機およびマニホールドまたは合流ブロックを用いて、複数の異なるポリマーを溶融積層する。
　次に、このようにして得られた未延伸フィルムを、数本のロールが配置された縦延伸機を用いて、ロールの周速差を利用して縦方向に延伸し（ＭＤ延伸）、続いてステンターにより横方向の延伸を二段階で行う（ＴＤ延伸１、ＴＤ延伸２）。この二軸延伸方法について説明する。
　まず、未延伸フィルムをＭＤ延伸する。ＭＤ延伸の延伸温度は、用いるポリマーの種類によって異なるが、未延伸フィルムのガラス転移温度Ｔｇを目安として決めることができる。Ｔｇ－１０～Ｔｇ＋１５℃の範囲であることが好ましく、より好ましくはＴｇ℃～Ｔｇ＋１０℃である。上記範囲より延伸温度が低い場合には、フィルム破れが多発して生産性が低下し、本願の特徴であるＭＤ延伸後の二段階ＴＤ延伸で安定して延伸することが困難となることがある。ＭＤ延伸倍率は２．５～４．０倍が好ましい。より好ましくは２．８～３．８倍、さらに好ましくは３．０～４．０倍である。二段階のＴＤ延伸を安定して行うにはＭＤ延伸後のフィルムにおけるポリマー構造が重要である。ＭＤ方向へ配向させすぎるとＴＤ延伸時に分子鎖が絡み合い局所的に応力が発生するためにフィルム破れが発生する。その局所的な応力発生を防ぐためには、応力の伝搬部として作用する微結晶状態を発生させることや、また適度なＭＤ配向を付与することが重要である。微結晶は熱分析（ＤＳＣ）による結晶化度分析で簡易的に判断することができる。結晶化度は２０～３０％が好ましく、より好ましくは２３～２８％である。またＭＤ延伸後の配向パラメータとして複屈折Δｎで判断することができ、Δｎが０．０１１～０．０１５であることが好ましい。また、冷結晶化温度が９０～１００℃であることが好ましい。
　次に、ステンターを用いて、ＴＤ延伸を行う。幅方向の寸法安定性を向上させ、保存安定性、スリット性、製膜性が良好な二軸配向ポリエステルフィルムを得るには幅方向に、温度の異なるゾーンで二段階に延伸することが重要である。まず、一段目の延伸（ＴＤ延伸１）の延伸倍率は、好ましくは３．０～５．０倍であり、より好ましくは３．２～４．５倍であり、さらに好ましくは３．５～４．０倍である。また、ＴＤ延伸１の延伸温度は好ましくは（ＭＤ延伸温度＋５）～（ＭＤ延伸温度＋５０）℃の範囲であり、さらに好ましくは（ＭＤ延伸温度＋１０）～（ＭＤ延伸温度＋３０）℃の範囲で行う。次にそのままステンター内で二段目の延伸（ＴＤ延伸２）を行う。ＴＤ延伸２の延伸倍率は好ましくは１．０５～２倍であり、より好ましくは１．１～１．８倍、さらに好ましくは１．２～１．５倍である。ＴＤ延伸２の延伸温度は好ましくは（ＴＤ延伸１温度＋５０）～（ＴＤ延伸１温度＋１００）℃の範囲であり、さらに好ましくは（ＴＤ延伸１温度＋６０）～（ＴＤ延伸１温度＋９０）℃の範囲で行う。前工程の延伸温度よりも高めることにより、分子鎖の運動性が向上し、前工程での延伸による分子鎖の絡み合いを適度にほどきながら延伸することができる。特にＴＤ延伸１とＴＤ延伸２は同方向に延伸するため温度差を高める必要がある。
　さらに、本発明の二軸配向ポリエステルフィルムの結晶配向度や結晶子サイズを高めるために、ＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度以上にすることが好ましい。より好ましくは（ＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度＋３）℃以上であり（ＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度＋７）℃以下である。ＴＤ延伸１前の予熱でＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度以上の熱を与えることで、フィルム中に微結晶が生成し、その微結晶が延伸の結節点と作用し、より均一に応力が伝搬することから歪みが小さく均一に分子鎖を配向できる。ＴＤ延伸１の予熱温度が（ＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度＋７）℃より高温であると、生成した微結晶が成長し、延伸性が悪化する傾向にある。さらに、本発明の延伸プロセスを経て熱固定処理を行うと結晶配向が高く、結晶子サイズが幅方向に成長する。結晶配向度は寸法安定性に大きく寄与し、結晶配向度が高いほど寸法安定性が良好となる。ただし、単純に延伸倍率などを高める方法で結晶配向度を高めようとすると分子鎖に歪みが大きくなり、熱による収縮などが起こりやすい。そのため、磁気テープとする際の工程で幅縮みやシワなどの問題が起こりやすくなる。ＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度以上にすることで結晶サイズが幅方向に成長しやすく結晶子サイズが大きくなると、結晶子間の距離が短くなると考えられ、収縮する非晶鎖の距離が短くなるため熱による収縮が小さくなり工程適性が良好になると考えられる。
　続いて、この延伸フィルムを緊張下または幅方向に弛緩しながら熱固定処理する。熱固定処理条件は、熱固定温度は、１６０～２００℃が好ましい。熱固定温度の上限は、より好ましくは１９０℃、さらに好ましくは１８５℃である。熱固定温度の下限は、より好ましくは１７０℃、さらに好ましくは１７５℃である。より好ましい範囲は１７０～１９０℃、さらに好ましくは１７５～１８５℃である。熱固定処理時間は０．５～１０秒の範囲、弛緩率は０～２％で行うのが好ましい。熱固定処理後は把持しているクリップを開放することでフィルムにかかる張力を低減させながら室温へ急冷する。その後、フィルムエッジを除去しロールに巻き取り、本発明の二軸配向ポリエステルフィルムを得ることができる。
　本願の寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性を達成するためにはＴＤ延伸のトータル倍率とＭＤ延伸倍率との比が重要である。「ＴＤ延伸のトータル倍率／ＭＤ延伸倍率」の値は１．２～２．０であることが好ましい。より好ましくは１．３～１．８、さらに好ましくは１．４～１．６である。「ＴＤ延伸のトータル倍率／ＭＤ延伸倍率」の値は分子鎖の配向のバランスを制御する指標となり、とくに寸法安定性を高めるにはＴＤ配向を高める必要がある。しかしながら、単純にＴＤ延伸のトータル倍率だけを高めてもその効果には限界があり、ＭＤ延伸を適度に制御することによってその後のＴＤ延伸による効果を最大とすることができる。これは、延伸による配向度向上の効果はある程度の分子鎖の絡まりが必要であり、ＴＤ延伸によるＴＤ配向の効果を最大限高めるために必要となる分子鎖の絡まりの程度を、前段のＭＤ延伸により制御することを意味する。このＭＤ延伸倍率の最適値は後段のＴＤ延伸のトータル倍率と関係するため、結局、前述のような延伸倍率の比をもって好ましい状態に制御することができる。
　また、安定した製膜を行うためにＴＤ延伸１とＴＤ延伸２の延伸倍率比が重要である。「ＴＤ延伸１倍率／ＴＤ延伸２倍率」の値は１．８～４．１が好ましい。より好ましくは２．２～３．５、さらに好ましくは２．５～３．０である。ＴＤ延伸は２段階で行うが、ＴＤ延伸１で比較的延伸倍率を高くすることが好ましい。これは、通常ＴＤ配向を高めるには最終延伸での倍率が大きいほど配向を高められるが、ＴＤ延伸２はＴＤ延伸１より高温で延伸する必要があり、その高温のため結晶を作りやすくなる。本願の寸法安定性は一般的に言われる結晶も含めた配向ではなく、非晶部分の配向が高いことが重要であり、ＴＤ延伸２で高倍率延伸した場合は非晶部の配向が緩和しやすくなる。つまり、ＴＤ延伸１で、ある程度高倍率で延伸し高配向化させ、ＴＤ延伸２ではその高配向化が緩和しない程度に延伸することが好ましい。
　ＴＤ延伸後、熱固定処理を行うが、フィルムの配向緩和を抑制するためにＴＤ延伸２とほぼ同等の温度で熱処理を行うことが好ましい。熱固定処理はフィルムを緊張下または幅方向に弛緩しながら、好ましくはＴＤ延伸２延伸温度－５～ＴＤ延伸２延伸温度＋５℃、より好ましくはＴＤ延伸２延伸温度－３～ＴＤ延伸２延伸温度＋３℃、さらに好ましくはＴＤ延伸２と同温度で熱固定処理を行う。ＴＤ延伸２の延伸温度と熱固定温度を近づけることで、延伸された状態で分子構造を固定することができ、高配向化を維持したまま、分子鎖の歪みをとり、保存安定性やスリット性の悪化を抑えることができる。また、ＴＤ延伸２の延伸温度と熱固定温度に差があり、熱固定温度が高すぎると緩和しやすく寸法安定性が低下する傾向にあり、熱固定温度が低すぎると結晶性が低くなりやすくスリット性が低下しやすい。
　本願は「ＭＤ延伸－ＴＤ延伸１－ＴＤ延伸２」の延伸プロセスを行うことで、寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性が良好な二軸配向ポリエステルフィルムを得ることができる。ＭＤ延伸とＴＤ延伸をそれぞれ１段階で行う「ＭＤ延伸－ＴＤ延伸」や、ＭＤ延伸とＴＤ延伸とを交互に２段階で行う「ＭＤ延伸１－ＴＤ延伸１－ＭＤ延伸２－ＴＤ延伸２」などの延伸プロセスでは、すべての物性が良好な二軸配向ポリエステルフィルムは得られにくい。
　次に、磁気記録媒体を製造する方法を説明する。
　上記のようにして得られた磁気記録媒体用支持体（二軸配向ポリエステルフィルム）を、たとえば０．１～３ｍ幅にスリットし、速度２０～３００ｍ／ｍｉｎ、張力５０～３００Ｎ／ｍで搬送しながら、一方の面（Ａ面）に磁性塗料および非磁性塗料をエクストルージョンコーターにより重層塗布する。なお、上層に磁性塗料を厚み０．１～０．３μｍで塗布し、下層に非磁性塗料を厚み０．５～１．５μmで塗布する。その後、磁性塗料および非磁性塗料が塗布された支持体を磁気配向させ、温度８０～１３０℃で乾燥させる。次いで、反対側の面（Ｂ面）にバックコートを厚み０．３～０．８μmで塗布し、カレンダー処理した後、巻き取る。なお、カレンダー処理は、小型テストカレンダー装置（スチール／ナイロンロール、５段）を用い、温度７０～１２０℃、線圧０．５～５ｋＮ／ｃｍで行う。その後、６０～８０℃にて２４～７２時間エージング処理し、１／２インチ（１．２７ｃｍ）幅にスリットし、パンケーキを作製する。次いで、このパンケーキから特定の長さ分をカセットに組み込んで、カセットテープ型磁気記録媒体とする。
　磁性塗料などの組成は例えば以下のような組成が挙げられる
　[磁性塗料の組成]
　・強磁性金属粉末　　　　　　　　　　　　：１００質量部
　・変成塩化ビニル共重合体　　　　　　　　：　１０質量部
　・変成ポリウレタン　　　　　　　　　　　：　１０質量部
　・ポリイソシアネート　　　　　　　　　　：　　５質量部
　・２－エチルヘキシルオレート　　　　　　：１．５質量部
　・パルミチン酸　　　　　　　　　　　　　：　　１質量部
　・カーボンブラック　　　　　　　　　　　：　　１質量部
　・アルミナ　　　　　　　　　　　　　　　：　１０質量部
　・メチルエチルケトン　　　　　　　　　　：　７５質量部
　・シクロヘキサノン　　　　　　　　　　　：　７５質量部
　・トルエン　　　　　　　　　　　　　　　：　７５質量部。
　[バックコートの組成]
　・カーボンブラック（平均粒径２０ｎｍ）　：　９５質量部
　・カーボンブラック（平均粒径２８０ｎｍ）：　１０質量部
　・アルミナ　　　　　　　　　　　　　　　：０．１質量部
　・変成ポリウレタン　　　　　　　　　　　：　２０質量部
　・変成塩化ビニル共重合体　　　　　　　　：　３０質量部
　・シクロヘキサノン　　　　　　　　　　　：２００質量部
　・メチルエチルケトン　　　　　　　　　　：３００質量部
　・トルエン　　　　　　　　　　　　　　　：１００質量部。
　磁気記録媒体は、例えば、データ記録用途、具体的にはコンピュータデータのバックアップ用途（例えばリニアテープ式の記録媒体（ＬＴＯ４やＬＴＯ５など））や映像などのデジタル画像の記録用途などに好適に用いることができる。
　（物性の測定方法ならびに効果の評価方法）
　本発明における特性値の測定方法並びに効果の評価方法は次の通りである。
　（１）ヤング率
　ＡＳＴＭ－Ｄ８８２（１９９７年）に準拠してフィルムのヤング率を測定する。なお、インストロンタイプの引張試験機を用い、条件は下記のとおりとする。５回の測定結果の平均値を本発明におけるヤング率とする。
・測定装置：インストロン社製超精密材料試験機ＭＯＤＥＬ５８４８
・試料サイズ：
　・フィルム幅方向のヤング率測定の場合
　　フィルム長手方向２ｍｍ×フィルム幅方向１２．６ｍｍ
　　（つかみ間隔はフィルム幅方向に８ｍｍ）
　・フィルム長手方向のヤング率測定の場合
　　フィルム幅方向２ｍｍ×フィルム長手方向１２．６ｍｍ
　　（つかみ間隔はフィルム長手方向に８ｍｍ）
・引張り速度：１ｍｍ／分
・測定環境：温度２３℃、湿度６５％ＲＨ
・測定回数：５回。
　（２）幅方向の湿度膨張係数
　フィルムの幅方向（ＴＤ方向）に対して、下記条件にて測定を行い、３回の測定結果の平均値を本発明における湿度膨張係数とする。
・測定装置：島津製作所製熱機械分析装置ＴＭＡ－５０（湿度発生器：アルバック理工製湿度雰囲気調節装置ＨＣ－１）
・試料サイズ：フィルム長手方向１０ｍｍ×フィルム幅方向１２．６ｍｍ
・荷重：０．５ｇ
・測定回数：３回
・測定温度：３０℃
・測定湿度：４０％ＲＨで６時間保持しフィルム幅方向の寸法Ｌ（ｍｍ）を測定した。次いで、４０分かけて８０％ＲＨまで昇湿し、８０％ＲＨで６時間保持したあとフィルムＬ’（ｍｍ）を測定した。フィルム幅方向の寸法変化量ΔＬ（ｍｍ）＝Ｌ’－Ｌを求め、次式から湿度膨張係数（ｐｐｍ／％ＲＨ）を算出する。
・湿度膨張係数（ｐｐｍ／％ＲＨ）＝１０６×｛（ΔＬ／１２．６）／（８０－４０）｝。
　（３）屈折率
　ＪＩＳ－Ｋ７１４２（２００８年）に従って、下記測定器を用いて測定した。
・装置：アッベ屈折計　４Ｔ（株式会社アタゴ社製）
・光源：ナトリウムＤ線
・測定温度：２５℃
・測定湿度：６５％ＲＨ
・マウント液：ヨウ化メチレン、屈折率１．７４以上の場合は硫黄ヨウ化メチレン
　　平均屈折率ｎ＿ｂａｒ＝（（ｎＭＤ＋ｎＴＤ＋ｎＺＤ）／３）
　　複屈折Δｎ＝（ｎＭＤ－ｎＴＤ）
　　ｎＭＤ；フィルム長手方向の屈折率
　　ｎＴＤ；フィルム幅方向の屈折率
　　ｎＺＤ；フィルム厚み方向の屈折率。
　（４）融点（Ｔｍ）、微小融解ピーク温度（Ｔ－ｍｅｔａ）、融解熱量（ΔＨｍ）
　ＪＩＳ－Ｋ７１２１（１９８７年）に従って測定した。示差走査熱量計として、セイコーインスツルメンツ社製ＤＳＣ（ＲＤＣ２２０）、データ解析装置として同社製ディスクステーション（ＳＳＣ／５２００）を用いた。試料５ｍｇをアルミニウム製の受皿の上に置き、２５℃から３００℃まで、昇温速度２０℃／分で昇温した。そのとき、観測される融解の吸熱ピークのピーク温度を融点（Ｔｍ）、Ｔｍの少し低温側に現れる微小吸熱ピーク温度をＴ－ｍｅｔａとした。Ｔｍのピーク面積から算出される熱量を融解熱量ΔＨｍとする。
　（５）ガラス転移温度（Ｔｇ）
　下記装置および条件で比熱測定を行い、ＪＩＳ－Ｋ７１２１（１９８７年）に従って決定する。
・装置　　：ＴＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔ社製温度変調ＤＳＣ
・測定条件
　・加熱温度　　：２７０～５７０Ｋ（ＲＣＳ冷却法）
　・温度校正　　：高純度インジウムおよびスズの融点
　・温度変調振幅：±１Ｋ
　・温度変調周期：６０秒
　・昇温ステップ：５Ｋ
・試料重量　　：５ｍｇ
・試料容器　　：アルミニウム製開放型容器（２２ｍｇ）
・参照容器　　：アルミニウム製開放型容器（１８ｍｇ）
　なお、ガラス転移温度は下記式により算出する。
・ガラス転移温度＝（補外ガラス転移開始温度＋補外ガラス転移終了温度）／２。
　（６）幅寸法安定性
　１ｍ幅にスリットしたフィルムを、張力２００Ｎで搬送させ、支持体の一方の表面（Ａ面）に下記組成の磁性塗料および非磁性塗料をエクストルージョンコーターにより重層塗布し（上層が磁性塗料で、塗布厚０．２μｍ、下層が非磁性塗料で塗布厚０．９μm）、磁気配向させ、乾燥温度１００℃で乾燥させる。次いで反対側の表面（Ｂ面）に下記組成のバックコートを塗布した後、小型テストカレンダー装置（スチール／ナイロンロール、５段）で、温度８５℃、線圧２．０×１０５Ｎ／ｍでカレンダー処理した後、巻き取る。上記テープ原反を１／２インチ（１２．６５ｍｍ）幅にスリットし、パンケーキを作成する。次いで、このパンケーキから長さ２００ｍ分をカセットに組み込んで、カセットテープとする。
　[磁性塗料の組成]
・強磁性金属粉末　　　　　　　　　　　　　　：１００質量部
　〔Ｆｅ：Ｃｏ：Ｎｉ：Ａｌ：Ｙ：Ｃａ＝７０：２４：１：２：２：１(質量比)〕
　〔長軸長：０．０９μｍ、軸比：６、保磁力：１５３ｋＡ／ｍ（１，９２２Ｏｅ）、飽和磁化：１４６Ａｍ２／ｋｇ（１４６ｅｍｕ／ｇ）、ＢＥＴ比表面積：５３ｍ２／ｇ、Ｘ線粒径：１５ｎｍ〕
・変成塩化ビニル共重合体（結合剤）　　　　　：　１０質量部
　（平均重合度：２８０、エポキシ基含有量：３．１質量％、スルホン酸基含有量：８×１０－５当量／ｇ）
・変成ポリウレタン（結合剤）　　　　　　　　：　１０質量部
　（数平均分子量：２５，０００、スルホン酸基含有量：１．２×１０－４当量／ｇ、ガラス転移点：４５℃）
・ポリイソシアネート（硬化剤）　　　　　　　：　　５質量部
　（日本ポリウレタン工業（株）製コロネートＬ（商品名））
・２－エチルヘキシルオレート（潤滑剤）　　　：１．５質量部
・パルミチン酸（潤滑剤）　　　　　　　　　　：　　１質量部
・カーボンブラック（帯電防止剤）　　　　　　：　　１質量部
　（平均一次粒子径：０．０１８μｍ）
・アルミナ（研磨剤）　　　　　　　　　　　　：　１０質量部
　（αアルミナ、平均粒子径：０．１８μｍ）
・メチルエチルケトン　　　　　　　　　　　　：　７５質量部
・シクロヘキサノン　　　　　　　　　　　　　：　７５質量部
・トルエン　　　　　　　　　　　　　　　　　：　７５質量部。
　[非磁性塗料の組成]
・変成ポリウレタン　　　　　　　　　　　　　：　１０質量部
　（数平均分子量：２５，０００、スルホン酸基含有量：１．２×１０－４当量／ｇ、ガラス転移点：４５℃）
・変成塩化ビニル共重合体　　　　　　　　　　：　１０質量部
　（平均重合度：２８０、エポキシ基含有量：３．１質量％、スルホン酸基含有量：８×１０－５当量／ｇ）
・メチルエチルケトン　　　　　　　　　　　　：　７５質量部
・シクロヘキサノン　　　　　　　　　　　　　：　７５質量部
・トルエン　　　　　　　　　　　　　　　　　：　７５質量部
・ポリイソシアネート　　　　　　　　　　　　：　　５質量部
　（日本ポリウレタン工業（株）製コロネートＬ（商品名））
・２－エチルヘキシルオレート（潤滑剤）　　　：１．５質量部
・パルミチン酸（潤滑剤）　　　　　　　　　　：　　１質量部。
　[バックコートの組成]
・カーボンブラック　　　　　　　　　　　　　：　９５質量部
　（帯電防止剤、平均一次粒子径０．０１８μｍ）
・カーボンブラック　　　　　　　　　　　　　：　１０質量部
　（帯電防止剤、平均一次粒子径０．３μｍ）
・アルミナ　　　　　　　　　　　　　　　　　：０．１質量部
　（αアルミナ、平均粒子径：０．１８μｍ）
・変成ポリウレタン　　　　　　　　　　　　　：　２０質量部
　（数平均分子量：２５，０００、スルホン酸基含有量：１．２×１０－４当量／ｇ、ガラス転移点：４５℃）
・変成塩化ビニル共重合体　　　　　　　　　　：　３０質量部
　（平均重合度：２８０、エポキシ基含有量：３．１質量％、スルホン酸基含有量：８×１０－５当量／ｇ）
・シクロヘキサノン　　　　　　　　　　　　　：２００質量部
・メチルエチルケトン　　　　　　　　　　　　：３００質量部
・トルエン　　　　　　　　　　　　　　　　　：１００質量部。
　カセットテープのカートリッジからテープを取り出し、下記恒温恒湿槽内へ図１のように作製したシート幅測定装置を入れ、幅寸法測定を行う。なお、図１に示すシート幅測定装置は、レーザーを使って幅方向の寸法を測定する装置で、磁気テープ９をフリーロール５～８上にセットしつつ荷重検出器３に固定し、端部に荷重となる分銅４を吊す。この磁気テープ９にレーザー光１０を照射すると、レーザー発振器１から幅方向に線状に発振されたレーザー光１０が磁気テープ９の部分だけ遮られ、受光部２に入り、その遮られたレーザーの幅が磁気テープの幅として測定される。３回の測定結果の平均値を本発明における幅とする。
・測定装置：（株）アヤハエンジニアリング社製シート幅測定装置
・レーザー発振器１、受光部２：レーザー寸法測定機　キーエンス社製ＬＳ－５０４０
・荷重検出器３：ロードセル　ＮＭＢ社製ＣＢＥ１－１０Ｋ
・恒温恒湿槽：（株）カトー社製ＳＥ－２５ＶＬ－Ａ
・荷重４：分銅（長手方向）
・試料サイズ：幅１／２ｉｎｃｈ×長さ２５０ｍｍ
・保持時間：５時間
・測定回数：３回測定。
　（幅寸法変化率：寸法安定性）
　２つの条件でそれぞれ幅寸法（ｌＡ、ｌＢ）を測定し、次式にて寸法変化率を算出する。具体的には、次の基準で寸法安定性を評価する。
Ａ条件で２４時間経過後ｌＡを測定して、その後Ｂ条件で２４時間経過後にｌＢを測定する。テープカートリッジのはじめから３０ｍ地点から切り出したサンプル、１００ｍ地点から切り出したサンプル、１７０ｍ地点から切り出したサンプルの３点を測定した。評価Ｃを不合格とする。
Ａ条件：１０℃１０％ＲＨ　張力０．８Ｎ
Ｂ条件：２９℃８０％ＲＨ　張力０．５Ｎ
・幅寸法変化率（ｐｐｍ）＝１０６×（（ｌＢ－ｌＡ）／ｌＡ）
　ＡＡＡ：幅寸法変化率の最大値が４５０（ｐｐｍ）未満
　ＡＡ：幅寸法変化率の最大値が４５０（ｐｐｍ）以上５００（ｐｐｍ）未満
　Ａ：幅寸法変化率の最大値が５００（ｐｐｍ）以上６００（ｐｐｍ）未満
　Ｂ：幅寸法変化率の最大値が６００（ｐｐｍ）以上７００（ｐｐｍ）未満
　Ｃ：幅寸法変化率の最大値が７００（ｐｐｍ）以上。
　（７）保存安定性
　上記（６）と同様に、作製したカセットテープのカートリッジからテープを取り出し、次の２つの条件でそれぞれ幅寸法（ｌＣ、ｌＤ）を測定し、次式にて寸法変化率を算出する。具体的には、次の基準で寸法安定性を評価する。
２３℃６５％ＲＨで２４時間経過後に幅寸法ｌＣを測定して、４０℃２０％ＲＨの環境下で１０日間カートリッジを保管後、２３℃６５％ＲＨで２４時間経過後に幅寸法ｌＤを測定する。テープカートリッジのはじめから３０ｍ地点から切り出したサンプル、１００ｍ地点から切り出したサンプル、１７０ｍ地点から切り出したサンプルの３点を測定した。評価Ｃを不合格とする。
・幅寸法変化率（ｐｐｍ）＝１０６×（｜ｌＣ－ｌＤ｜／ｌＣ）
　ＡＡ：幅寸法変化率の最大値が５０（ｐｐｍ）未満
　Ａ：幅寸法変化率の最大値が５０（ｐｐｍ）以上１００（ｐｐｍ）未満
　Ｂ：幅寸法変化率の最大値が１００（ｐｐｍ）以上１５０（ｐｐｍ）未満
　Ｃ：幅寸法変化率の最大値が１５０（ｐｐｍ）以上。
　（８）スリット性
　上記（６）と同様に、作製したカセットテープのカートリッジからテープを取り出し、その端部を観察し、１／２インチのスリット時に発生したヒゲを以下に示す方法により評価した。１／２インチにスリット時のスリッターのスピードは８０ｍ／分とした。ヒゲの評価は、フィルムの端面を走査型電子顕微鏡にて観察し、ヒゲの発生状況を以下の基準にて評価した。なお、ここでいうヒゲとは、繊維状に剥離したフィルム片を意味する。
ＡＡ：ヒゲの発生がほとんどない。
Ａ：ヒゲの発生が少ない。
Ｂ：ヒゲの発生が多いがスリットができる。
Ｃ：ひげの発生が激しく、スリット中に破れが多発してスリットが困難である。
　（９）製膜性
　フィルムの製膜性について、下記の基準で評価した。
ＡＡ：フィルム破れの発生がほとんどなく、安定して製膜できる。
Ａ：フィルム破れが時々発生し、製膜安定性が若干低い。
Ｂ：フィルム破が頻繁に発生し製膜安定性は低いが、フィルムサンプルを得ることはできた。
Ｃ：フィルム破れがかなり多数発生するためフィルムサンプルを得ることもできず、製膜安定性が極めて低い。
　（１０）結晶子サイズ、結晶配向度
　下記条件にて広角Ｘ線回折法（透過法）を行い、３回の測定結果の平均値を本発明における結晶子サイズ、結晶配向度とする。
・Ｘ線発生装置：理学電機社製４０３６Ａ２型
・Ｘ線源　　　：ＣｕＫα線（Ｎｉフィルタ）
・出力　　　　：４０ｋＶ－２０ｍＡ
・ゴニオメータ：理学電機社製２１５５Ｄ型
・スリット　　：２ｍｍφ－１°－１°
・検出器　　　：シンチレーションカウンター
・アタッチメント：理学電機社製繊維試料台
・計数記録装置：理学電機社製ＲＡＤ－Ｃ型
・試料サイズ　：４０ｍｍ×１ｍｍ
・試料厚み　　：１ｍｍになるように重ねる。
　[結晶子サイズ]
　下記スキャン方式で測定後下記の算出式を用いて、フィルム幅方向（ＴＤ方向）のポリエチレンテレフタレートの分子鎖主鎖方向（－１０５）の結晶子サイズを算出した。
・スキャン方式：２θ－θステップスキャン
・測定方向　　：Ｔｈｒｏｕｇｈ－ＴＤ
・測定範囲（２θ）：５～６０°
・測定ステップ：０．０５°
・計数時間　　：５秒
　　結晶子サイズ［ｎｍ］＝（Ｋ・λ）／（βｃｏｓθ）
　　β＝（βｅ２－βｏ２）０．５
　　Ｋ：係数（透過法＝１．０）
　　λ：波長（０．１５４１８）
　　βｅ：回折ピークの半値幅
　　βｏ：半値幅補正値（透過法＝０．６°）。
　[結晶配向度]
　下記スキャン方式で測定後下記の算出式を用いて、フィルム幅方向（ＴＤ方向）のポリエチレンテレフタレートの分子鎖主鎖方向（－１０５）の結晶配向度を算出した。
・スキャン方式：βステップスキャン
・回折ピーク　：Ｔｈｒｏｕｇｈ（－１０５）　２θ＝約４３°
・測定範囲（β）：Ｔｈｒｏｕｇｈ（－１０５）　０～３６０°
・測定ステップ（β）：０．５°
・計数時間　　：５秒
　　結晶配向度＝（１８０－βｃ）／１８０
　　βｃ：βスキャンの半値幅。
　（１１）剛直非晶量
　下記条件にて、融解熱量と冷結晶化熱量の差（ΔＨｍ－ΔＨｃ）、比熱差（ΔＣｐ）を測定し、結晶化度（Χｃ）と可動非晶量（Χｍａ）を算出しさらに下記式から剛直非晶量（Χｒａ）を算出した。
　[融解熱量と冷結晶化熱量の差]
・測定手法　：通常ＤＳＣ法
・測定装置　：ＴＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製Ｑ１０００
・データ処理：ＴＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製　”Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ　Ａｎａｌｙｓｉｓ２０００”
・雰囲気　　：窒素流（５０ｍＬ／ｍｉｎ）
・温度，熱量校正：高純度インジウム（Ｔｍ＝１５６．６１℃，ΔＨｍ＝２８．７０ｇ／Ｊ）
・温度範囲　：０～３００℃
・昇温速度　：１０℃／ｍｉｎ
・試料量　　：１０ｍｇ
・試料容器　：アルミニウム製標準容器
・測定回数　：２回。
　[比熱差]
・測定手法　：温度変調ＤＳＣ法
・測定装置　：ＴＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製Ｑ１０００
・データ処理：ＴＡ　Ｉｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓ社製　”Ｕｎｉｖｅｒｓａｌ　Ａｎａｌｙｓｉｓ２０００”
・雰囲気　　：窒素流（５０ｍＬ／ｍｉｎ）
・温度，熱量校正：高純度インジウム（Ｔｍ＝１５６．６１℃，ΔＨｍ＝２８．７０ｇ／Ｊ）
・比熱校正　：サファイア
・温度範囲　：０～２００℃
・昇温速度　：２℃／ｍｉｎ
・試料量　　：５ｍｇ
・試料容器　：アルミニウム製標準容器
・測定回数　：２回。
　[剛直非晶量]
・結晶化度（Χｃ）［％］＝（（ΔＨｍ－ΔＨｃ）／ＰＥＴ（またはＰＥＮ）の完全結晶融解熱量）×１００
　　ΔＨｍ：融解熱量［Ｊ／ｇ］
　　ΔＨｃ：冷結晶化熱量［Ｊ／ｇ］
　　ＰＥＴの完全結晶融解熱量：１４０．１０［Ｊ／ｇ］
　　ＰＥＮの完全結晶融解熱量：１０３．３１［Ｊ／ｇ］
・可動非晶量（Χｍａ）［％］＝（ΔＣｐ／ＰＥＴ（またはＰＥＮ）の完全非晶比熱差）×１００
　　ΔＣｐ：Ｔｇ前後での比熱差
　　ＰＥＴの完全非晶比熱差：０．４０５２Ｊ／ｇ℃
　　ＰＥＮの完全非晶比熱差：０．３３７２Ｊ／ｇ℃
・剛直非晶量（Χｒａ）［％］＝１００－（Χｃ＋Χｍａ）。
　ここで、ＰＥＴの含有量がフィルム組成中５０質量％を超える場合、ＰＥＴの完全結晶融解熱量とＰＥＴの完全非晶比熱量を用い、一方、ＰＥＮの含有量がフィルム組成中５０質量％を超える場合、ＰＥＮの完全結晶融解熱量とＰＥＮ完全非晶比熱量を用いる。なお、ＰＥＴとＰＥＮが等量（５０質量％）の場合、実質上結晶を形成しないため、融解熱量（ΔＨｍ）が得られない。
　（１２）工程適性
　１ｍ幅にスリットしたフィルムを、張力２００Ｎで搬送させ、支持体の一方の表面（Ａ面）に下記組成の磁性塗料および非磁性塗料をエクストルージョンコーターにより重層塗布し（上層が磁性塗料で、塗布厚０．２μｍ、下層が非磁性塗料で塗布厚０．９μm）、磁気配向させ、乾燥温度１００℃で乾燥させる。次いで反対側の表面（Ｂ面）に下記組成のバックコートを塗布した後、小型テストカレンダー装置（スチール／ナイロンロール、５段）で、温度８５℃、線圧２．０×１０５Ｎ／ｍでカレンダー処理した後巻き取った。幅方向の収縮量や塗布の状態から工程適性を下記の基準で評価した。
ＡＡ：幅方向の収縮量が５ｍｍ未満で問題なく磁性層、下層、バックコート層が形成された。
Ａ：幅方向の収縮量が５ｍｍ以上、１０ｍｍ未満で磁性層、下層、バックコート層が形成された。
Ｂ：幅方向の収縮量が１０ｍｍ以上、２０ｍｍ未満またはシワが発生し磁性層、下層、バックコート層の一部に塗布ムラが見られた。
Ｃ：幅方向の収縮量が２０ｍｍ以上、またはシワが激しく発生し磁性層、下層、バックコート層の塗布が行えなかった。
　次の実施例に基づき、本発明の実施形態を説明する。なお、ここでポリエチレンテレフタレートをＰＥＴ、ポリエチレンナフタレートをＰＥＮ、ポリエーテルイミドをＰＥＩと表記する。
　（参考例１）
　テレフタル酸ジメチル１９４質量部とエチレングリコール１２４質量部とをエステル交換反応装置に仕込み、内容物を１４０℃に加熱して溶解した。その後、内容物を撹拌しながら酢酸マグネシウム４水塩０．１質量部および三酸化アンチモン０．０５質量部を加え、１４０～２３０℃でメタノールを留出しつつエステル交換反応を行った。次いで、リン酸トリメチルの５質量部エチレングリコール溶液を１質量部（リン酸トリメチルとして０．０５質量部）添加した。
　トリメチルリン酸のエチレングリコール溶液を添加すると反応内容物の温度が低下する。そこで余剰のエチレングリコールを留出させながら反応内容物の温度が２３０℃に復帰するまで撹拌を継続した。このようにしてエステル交換反応装置内の反応内容物の温度が２３０℃に達したら、反応内容物を重合装置へ移行した。
　移行後、反応系を２３０℃から２９０℃まで徐々に昇温するとともに、圧力を０．１ｋＰａまで下げた。最終温度、最終圧力到達までの時間はともに６０分とした。最終温度、最終圧力に到達した後、２時間（重合を始めて３時間）反応させたところ、重合装置の撹拌トルクが所定の値（重合装置の仕様によって具体的な値は異なるが、本重合装置にて固有粘度０．６２のポリエチレンテレフタレートが示す値を所定の値とした）を示した。そこで反応系を窒素パージし常圧に戻して重縮合反応を停止し、冷水にストランド状に吐出、直ちにカッティングして固有粘度０．６２のポリエチレンテレフタレートのＰＥＴペレットＸを得た。（Ｔｍ＝２５５℃、Ｔｇ＝７８℃）。
　（参考例２）
　２８０℃に加熱された同方向回転タイプのベント式２軸混練押出機に、参考例１にて作製したＰＥＴペレットＸを９９質量部と平均径０．０６μｍのコロイダルシリカ粒子の１０質量部水スラリーを１０質量部（コロイダルシリカ粒子として１質量部）供給し、ベント孔を１ｋＰａ以下の減圧度に保持し水分を除去し、平均径０．０６μｍのコロイダルシリカ粒子を１質量部含有する固有粘度０．６２のＰＥＴペレットＺ０．０６を得た。
　（参考例３）
　２８０℃に加熱された同方向回転タイプのベント式２軸混練押出機に、参考例１にて作製したＰＥＴペレットＸを９８質量部と平均径０．３μｍの球状架橋ポリスチレン粒子の１０質量部水スラリーを２０質量部（球状架橋ポリスチレンとして２質量部）供給し、ベント孔を１ｋＰａ以下の減圧度に保持し水分を除去し、平均径０．３μｍの球状架橋ポリスチレン粒子を２質量部含有する固有粘度０．６２のＰＥＴペレットＺ０．３を得た。
　（参考例４）
　平均径０．３μｍの球状架橋ポリスチレン粒子ではなく平均径０．８μｍの球状架橋ポリスチレン粒子を用いたこと以外、参考例２と同様の方法にて、平均径０．８μｍの球状架橋ポリスチレン粒子を２質量部含有する固有粘度０．６２のＰＥＴペレットＺ０．８を得た。
　（参考例５）
　温度３００℃に加熱されたニーディングパドル混練部を３箇所設けた同方向回転タイプのベント式２軸混練押出機（日本製鋼所製、スクリュー直径３０ｍｍ、スクリュー長さ／スクリュー直径＝４５．５）に、参考例１で得られたＰＥＴペレットＸの５０質量部とＳＡＢＩＣイノベーティブプラスチック社製のＰＥＩ“Ｕｌｔｅｍ１０１０”のペレット５０質量部を供給し、スクリュー回転数３００回転／分で溶融押出してストランド状に吐出し、温度２５℃の水で冷却した後、直ちにカッティングしてブレンドチップ（Ｉ）を作製した。
　（参考例６）
　２，６－ナフタレンジカルボン酸ジメチル１００質量部とエチレングリコール６０質量部の混合物に、酢酸マンガン・４水和物塩０．０３質量部を添加し、１５０℃の温度から２４０℃の温度に徐々に昇温しながらエステル交換反応を行った。途中、反応温度が１７０℃に達した時点で三酸化アンチモン０．０２４質量部を添加した。また、反応温度が２２０℃に達した時点で３，５－ジカルボキシベンゼンスルホン酸テトラブチルホスホニウム塩０．０４２質量部（２ｍｍｏｌ％に相当）を添加した。その後、引き続いてエステル交換反応を行い、トリメチルリン酸０．０２３質量部を添加した。次いで、反応生成物を重合装置に移し、２９０℃の温度まで昇温し、３０Ｐａの高減圧下にて重縮合反応を行い、重合装置の撹拌トルクが所定の値（重合装置の仕様によって具体的な値は異なるが、本重合装置にて固有粘度０．６５のポリエチレン－２，６－ナフタレートが示す値を所定の値とした）を示した。そこで反応系を窒素パージし常圧に戻して重縮合反応を停止し、冷水にストランド状に吐出、直ちにカッティングして固有粘度０．６５のＰＥＮペレットＸ’を得た。
　（参考例７）
　２８０℃に加熱された同方向回転タイプのベント式２軸混練押出機に、参考例６にて作製したＰＥＮペレットＸ’を９９質量部と平均径０．０６μｍのコロイダルシリカ粒子の１０質量部水スラリーを１０質量部（コロイダルシリカ粒子として１質量部）供給し、ベント孔を１ｋＰａ以下の減圧度に保持し水分を除去し、平均径０．０６μｍのコロイダルシリカ粒子を１質量部含有する固有粘度０．６５のＰＥＮペレットＺ’０．０６を得た。
　（参考例８）
　２８０℃に加熱された同方向回転タイプのベント式２軸混練押出機に、参考例６にて作製したＰＥＮペレットＸ’を９８質量部と平均径０．３μｍの球状架橋ポリスチレン粒子の１０質量部水スラリーを２０質量部（球状架橋ポリスチレンとして２質量部）供給し、ベント孔を１ｋＰａ以下の減圧度に保持し水分を除去し、平均径０．３μｍの球状架橋ポリスチレン粒子を２質量部含有する固有粘度０．６５のＰＥＮペレットＺ’０．３を得た。
　（参考例９）
　平均径０．３μｍの球状架橋ポリスチレン粒子ではなく平均径０．８μｍの球状架橋ポリスチレン粒子を用いたこと以外、参考例８と同様の方法にて、平均径０．８μｍの球状架橋ポリスチレン粒子を２質量部含有する固有粘度０．６５のＰＥＮペレットＺ’０．８を得た。
　（実施例１）
　押出機Ｅ、Ｆ２台を用いた。参考例１、２で得られたＰＥＴペレットＸ８０質量部、ＰＥＴペレットＺ０．０６２０質量部をそれぞれ１８０℃で３時間減圧乾燥した後、２８０℃に加熱された押出機Ｅに供給した。参考例１、３、４で得られたＰＥＴペレットＸ８４質量部、ＰＥＴペレットＺ０．３１５質量部、およびＰＥＴペレットＺ０．８１質量部をそれぞれ１８０℃で３時間減圧乾燥した後、２８０℃に加熱された押出機Ｆに供給した。２層積層するべくＴダイ中で合流させ（積層比　押出機Ｅ（Ａ面側）／押出機Ｆ（Ｂ面側）＝７／１）、表面温度２５℃のキャストドラムに静電荷を印加させながらＢ面側がキャスティングドラムに接触するように密着冷却固化し、積層未延伸フィルムを作製した。
　続いて、得られた積層未延伸フィルムを加熱したロール群で予熱した後、９０℃の温度で３．３倍延伸を行い（ＭＤ延伸）、２５℃の温度のロール群で冷却して一軸延伸フィルムを得た。得られた一軸延伸フィルムの両端をクリップで把持しながらテンター内の８５℃の温度の予熱ゾーンに導き、引き続き連続的に１０５℃の温度の加熱ゾーンで長手方向に直角な幅方向（ＴＤ方向）に３．７倍延伸し（ＴＤ延伸１）、さらに続いて１８０℃の温度の加熱ゾーンでに幅方向に１．３倍延伸した（ＴＤ延伸２）。引き続いて、テンター内の熱処理ゾーンで１８０℃の温度で５秒間の熱処理を施し、さらに１８０℃の温度で１％幅方向に弛緩処理を行った。次いで、２５℃に均一に冷却後、フィルムエッジを除去し、コア上に巻き取って厚さ５μｍの二軸延伸ポリエステルフィルムを得た。
　得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例２）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際にＭＤ方向のヤング率が低いためやや保存安定性やスリット性が劣るものの寸法安定性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例３）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際にＭＤ方向のヤング率が高いためやや製膜性が劣るものの寸法安定性、保存安定性、スリット性に優れた特性を有していた。
　（実施例４）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際にＴＤ方向のヤング率が低いためやや寸法安定性が劣るものの保存安定性、スリット性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例５）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際にＴＤ方向のヤング率が高いためややスリット性や製膜性が劣るものの寸法安定性、保存安定性に優れた特性を有していた。
　（実施例６）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際に結晶性が低いためやや保存安定性やスリット性が劣るものの寸法安定性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例７）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際に結晶性が高いためやや寸法安定性が劣るものの保存安定性、スリット性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例８）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際に平均屈折率ｎ＿ｂａｒが低いためやや製膜性が劣るものの寸法安定性、保存安定性、スリット性に優れた特性を有していた。
　（実施例９）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、磁気テープとして使用した際に平均屈折率ｎ＿ｂａｒが高いためやや寸法安定性が劣るものの保存安定性、スリット性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例１０）
　押出機Ｅ、Ｆ２台を用い、２９５℃に加熱された押出機Ｅには、参考例１、２、５で得られたＰＥＴペレットＸ７０質量部、ＰＥＴペレットＺ０．０６２０質量部、ブレンドチップ（Ｉ）１０質量部を１８０℃で３時間減圧乾燥した後に供給し、同じく２９５℃に加熱された押出機Ｆには、参考例１、３、４、５で得られたＰＥＴペレットＸ７４質量部、ＰＥＴペレットＺ０．３１５質量部、ＰＥＴペレットＺ０．８１質量部、ブレンドチップ（Ｉ）１０質量部を１８０℃で３時間減圧乾燥した後に供給した。２層積層するべくＴダイ中で合流させ（積層比Ｅ（Ａ面側）／Ｆ（Ｂ面側）＝７／１）、表面温度２５℃のキャストドラムに静電荷を印加させながら密着冷却固化し、積層未延伸フィルムを作製したことと表１の通り製膜条件を変更したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
　得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性に優れた特性を有していた。
　（実施例１１）
　実施例１で用いたＰＥＴペレットＸ、ＰＥＴペレットＺ０．０６、ＰＥＴペレットＺ０．３、ＰＥＴペレットＺ０．８を参考例６、７、８、９で得られたＰＥＮペレットＸ’、ＰＥＮペレットＺ’０．０６、ＰＥＮペレットＺ’０．３、ＰＥＮペレットＺ’０．８に変更し積層未延伸フィルムを作製したことと表１の通り製膜条件を変更したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムを評価したところ、表に示すように、寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性にやや優れた特性を有していた。
　（実施例１２）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムはＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度（９２℃）より高温化（９５℃）したことで幅方向の分子鎖主鎖方向の結晶子サイズが大きく、結晶配向度が高く、剛直非晶量が多くなり、表に示すように、磁気テープとして使用した際に寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性、工程適性に優れた特性を有していた。
　（実施例１３）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムはＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度より高温化したことで幅方向の分子鎖主鎖方向の結晶子サイズが大きく、結晶配向度が高く、剛直非晶量が多くなり、表に示すように、磁気テープとして使用した際に寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性、工程適性に優れた特性を有していた。
　（実施例１４）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムはＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度より過度に高温化したことで製膜性はやや劣るが、幅方向の分子鎖主鎖方向の結晶子サイズが大きく、結晶配向度が高く、剛直非晶量が多くなり、表に示すように、磁気テープとして使用した際に寸法安定性、保存安定性、スリット性、工程適性に優れた特性を有していた。
　（実施例１５）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。
得られた二軸配向ポリエステルフィルムはＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度よりやや低いため、幅方向の分子鎖主鎖方向の結晶子サイズを成長させる効果がやや小さく、表に示すように、磁気テープとして使用した際に工程適性にやや劣るものの、寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性、優れた特性を有していた。
　（実施例１６）
　表の通り製膜条件を変更した以外は実施例１１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。ポリエチレンナフタレートはＭＤ延伸後のフィルムの結晶化度が高いためＴＤ延伸１の予熱温度をＭＤ延伸後のフィルムの冷結晶化温度より高くしても、製膜性が悪化し、結晶化の進行と配向緩和が起こり、表に示すように、磁気テープとして使用した際に工程適性にやや優れるものの、寸法安定性、保存安定性、スリット性、製膜性にやや劣る特性を有していた。
　（実施例１７）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。熱固定温度がＴＤ延伸２温度よりも高いため、平均屈折率ｎ＿ｂａｒが本願の最も好ましい範囲外のため得られた二軸配向ポリエステルフィルムは寸法安定性がやや劣っていた。
　（比較例１）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。ＴＤヤング率とＭＤヤング率の比が小さいため、製膜性が悪化し、得られた二軸配向ポリエステルフィルムは寸法安定性が大きく劣っていた。
　（比較例２）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。ＴＤヤング率とＭＤヤング率の比が大きいため、湿度膨張係数が大きくなり、製膜性が悪化し、得られた二軸配向ポリエステルフィルムは保存安定性やスリット性が大きく劣っていた。
　（比較例３）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。ＴＤ延伸１倍率とＴＤ延伸２倍率の比（ＴＤ延伸１倍率／ＴＤ延伸２倍率）が小さいため湿度膨張係数が大きくなり、製膜性が悪化し、得られた二軸配向ポリエステルフィルムは寸法安定性が大きく劣っていた。
　（比較例４）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。熱固定温度がＴＤ延伸２温度よりも低いため、平均屈折率ｎ＿ｂａｒが本願の範囲外のため得られた二軸配向ポリエステルフィルムは寸法安定性やスリット性が劣っていた。
　（比較例５）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。熱固定温度がＴＤ延伸２温度よりも低く、また、微小融解ピーク温度Ｔ－ｍｅｔａが本願の範囲外のため得られた二軸配向ポリエステルフィルムは寸法安定性や保存安定性、スリット性が大きく劣っていた。
　（比較例６）
　表の製膜条件で延伸したこと以外は実施例１と同様に二軸配向ポリエステルフィルムを得た。熱固定温度がＴＤ延伸２温度よりも高く、また、微小融解ピーク温度Ｔ－ｍｅｔａが本願の範囲外のため得られた二軸配向ポリエステルフィルムは寸法安定性が大きく劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　１：レーザー発振器
　２：受光部
　３：荷重検出器
　４：荷重
　５：フリーロール
　６：フリーロール
　７：フリーロール
　８：フリーロール
　９：磁気テープ
１０：レーザー光

Claims (9)

  1. 　幅方向のヤング率ＥＴＤと長手方向のヤング率ＥＭＤとの比ＥＴＤ／ＥＭＤが１．５～３であり、長手方向の屈折率ｎＭＤと幅方向の屈折率ｎＴＤと厚み方向の屈折率ｎＺＤとの平均で示されるｎ＿ｂａｒ（（ｎＭＤ＋ｎＴＤ＋ｎＺＤ）／３）が１．５９０～１．６８０であり、微小融解ピーク温度Ｔ－ｍｅｔａが１６０～１９０℃であり、幅方向の湿度膨張係数が０～６ｐｐｍ／％ＲＨである二軸配向ポリエステルフィルム。
  2. 　長手方向の屈折率ｎＭＤと幅方向の屈折率ｎＴＤとの差で示される複屈折Δｎ（ｎＭＤ－ｎＴＤ）が－０．０６０～－０．０２０である、請求項１の二軸配向ポリエステルフィルム。
  3. 　融解熱量ΔＨｍが３０～４５Ｊ／ｇである、請求項１または２の二軸配向ポリエステルフィルム。
  4. 　長手方向のヤング率が３．０～４．４ＧＰａである、請求項１～３のいずれかの二軸配向ポリエステルフィルム。
  5. 　温度変調ＤＳＣから算出される剛直非晶量が３８～５０％である、請求項１～４のいずれかの二軸配向ポリエステルフィルム。
  6. 　ポリエステルの主成分がポリエチレンテレフタレートである、請求項１～５のいずれかの二軸配向ポリエステルフィルム。
  7. 　幅方向の広角Ｘ線による結晶主鎖方向の結晶子サイズが５．５～８．０ｎｍである、請求項６の二軸配向ポリエステルフィルム。
  8. 　幅方向の広角Ｘ線による結晶主鎖方向の結晶配向度が０．６８～０．９０である、請求項６または７の二軸配向ポリエステルフィルム。
  9. 　請求項１～８のいずれかの二軸配向ポリエステルフィルムを用いたリニア磁気記録媒体。
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