WO2022114060A1 - ガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法、及び円環形状のガラス板 - Google Patents

ガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法、及び円環形状のガラス板 Download PDF

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修平 東
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    • C03C2218/30—Aspects of methods for coating glass not covered above
    • C03C2218/31—Pre-treatment

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a glass plate including chamfering of the end face of a glass base plate, a method for manufacturing a glass substrate for a magnetic disk, a method for manufacturing a magnetic disk, and a ring-shaped glass plate.
  • the HDD (hard disk drive) device for data recording a magnetic disk in which a magnetic film is provided on a glass substrate for a ring-shaped magnetic disk is used.
  • the end face of the annular glass plate which is the base of the glass substrate for the magnetic disk, which is the final product, has fine particles adhering to the main surface and adversely affects the performance of the magnetic disk. It is preferable to smooth the surface of the end face where particles are likely to be generated.
  • the glass plate is suitable for gripping a jig that grips the outer peripheral end surface of the glass substrate when forming a magnetic film on the main surface of the glass substrate. It is preferable to align the end faces with the target shape.
  • Patent Document 1 As a method for forming an end surface of a glass plate into a target shape, a method of finishing the edge of a sheet such as a glass plate is known (Patent Document 1).
  • the edge of the sheet is preheated to a high temperature, the preheated edge is heated by a laser beam, heated by the laser beam, and then the edge is further annealed to reduce the residual stress. This suppresses the generation of unacceptable amounts of residual tensile stress, cracks or defects along the edges.
  • edge finishing method when the above-mentioned edge finishing method is applied to an annular glass base plate that is a base of a glass substrate for a magnetic disk, it is after heating by irradiation with a laser beam and before annealing, for example, immediately after irradiation with a laser beam.
  • the glass plate may crack. Further, it is disadvantageous in terms of production efficiency to perform annealing after heating by irradiation with a laser beam.
  • the present invention relates to a method for manufacturing a glass plate that does not cause cracking of a glass plate after irradiation with a laser beam, a method for manufacturing a glass substrate for a magnetic disk, and a magnetic disk when the end face is chamfered by irradiation with a laser beam. It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing the above, and to provide a ring-shaped glass plate which is less likely to be cracked.
  • One aspect of the present invention is A method for manufacturing a glass plate including chamfering of the end face.
  • the chamfering process is The step of irradiating the end face of the glass base plate before the chamfering process with a laser beam to form a chamfered surface, A step of heating the glass base plate before irradiation with the laser beam is provided.
  • the temperature of the glass base plate when the glass base plate is heated is Tp [° C.]
  • the glass transition point of the glass base plate is Tg [° C.]
  • the average linear expansion coefficient of the glass base plate is ⁇ [1]. / ° C.], (Tg ⁇ Tp) ⁇ ⁇ 5.67 ⁇ 107 ⁇ ⁇ + 840 is satisfied.
  • (Tg-Tp) ⁇ -3.28 ⁇ 10 7 ⁇ ⁇ + 428 is satisfied.
  • (Tg-Tp) ⁇ 50 ° C. is satisfied. It is more preferable that (Tg—Tp) ⁇ 100 ° C. is satisfied.
  • the average linear expansion coefficient ⁇ of the glass base plate is preferably 20 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.] to 60 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.].
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a glass substrate for a magnetic disk by using the method of manufacturing a glass plate.
  • the glass base plate has an annular shape. After manufacturing the glass plate using the method for manufacturing the glass plate, the main surface of the manufactured glass plate is ground and / or polished to manufacture a glass substrate for a magnetic disk.
  • Yet another aspect of the present invention is a method for manufacturing a magnetic disk, characterized in that a magnetic film is formed on the main surface of the glass substrate for a magnetic disk manufactured by the method for manufacturing a glass substrate for a magnetic disk. be.
  • Yet another aspect of the present invention is an annular glass plate having a circular hole in the center.
  • the ring-shaped glass plate has a method surface, an inner peripheral end surface forming the contour of the circular hole, and an outer peripheral end surface.
  • the inner peripheral end surface and the outer peripheral end surface have chamfered surfaces.
  • the maximum value of the residual stress at the end of the main surface in the vicinity of the inner peripheral end surface is larger than the maximum value of the residual stress at the end of the main surface in the vicinity of the outer peripheral end surface.
  • It is a glass plate with a shape. It is preferable that the residual stress is 50 [nm] or less in terms of the retardation value at any place on the main surface of the glass plate.
  • the glass plate is a glass substrate for a magnetic disk, and the arithmetic average roughness Ra of the main surface is preferably 0.2 nm or less.
  • (A) is a perspective view of an example of a glass plate manufactured by the method of manufacturing a glass plate according to an embodiment, and (b) is a view showing an example of a cross-sectional shape of a chamfered surface, (c). ) Is a diagram showing an example of the shape of the end face of the glass base plate before the chamfering process. It is a figure which shows an example of the formation of a chamfered surface by irradiation of a laser beam performed in one Embodiment. It is a figure which shows an example of the region which shows the presence or absence of the cracking of a glass plate in the graph with the average linear expansion coefficient ⁇ and the temperature difference (Tg-Tp) as the coordinate axes.
  • the method for manufacturing a glass plate of one embodiment includes a chamfering process in which the end face of the glass base plate is chamfered.
  • the end face of the glass base plate is irradiated with laser light to form a chamfered surface, but the glass base plate is heated before the chamfering treatment is performed.
  • this heating is referred to as preheating. That is, by preheating the glass base plate, the end face can be easily melted or softened by irradiation with a laser beam to form a chamfered surface.
  • the glass base plate by preheating the glass base plate, it is possible to reduce or suppress the occurrence of cracks in the glass plate immediately after the chamfered surface is formed by irradiation with laser light.
  • the crack may occur after a predetermined time has elapsed as described above and immediately before the post-process performed after the chamfering process. rice field.
  • cracks that occur late are referred to as delayed cracks.
  • the inventor of the present application has taken measures to suppress delayed cracking in addition to cracking of the glass plate that occurs immediately after irradiation of the laser beam for forming the chamfered surface due to the residual strain generated in the glass plate after the chamfering treatment.
  • Tp the temperature of the glass base plate when the glass base plate is heated
  • Tg the glass transition point of the glass base plate
  • ⁇ the average linear expansion coefficient of the glass base plate
  • the temperature Tp should be set so as to satisfy (Tg-Tp) ⁇ -5.67 x 10 7. ⁇ + 840 in order to prevent the glass plate from cracking immediately after irradiation with the laser beam.
  • the average linear expansion coefficient ⁇ is a linear expansion coefficient at 100 ° C to 300 ° C.
  • the glass transition point Tg and the coefficient of linear expansion ⁇ can be measured using, for example, a thermomechanical analyzer (TMA; Thermal Analysis).
  • FIG. 1A is a perspective view of an example of a glass plate manufactured by the method for manufacturing a glass plate according to an embodiment
  • FIG. 1B is a diagram showing an example of a cross-sectional shape of a chamfered surface.
  • Yes is a diagram showing an example of the shape of the end face of the glass plate before the chamfering process.
  • the glass plate 1 shown in FIG. 1A is an annular thin glass plate having a circular hole 3 in the center.
  • the glass plate does not have to be in the shape of a ring, and may be in the shape of a disk having a circular outer circumference without holes 3. Further, the glass plate does not have to have a circular disk shape on the outer circumference, or may be a rectangular glass plate, and the shape is not particularly limited.
  • the glass plate 1 has an annular shape, it can be used as a base plate for a glass substrate for a magnetic disk. When manufacturing this glass substrate for a magnetic disk, the size of the glass substrate for a magnetic disk is not limited.
  • the outer diameter (nominal value) is 95 mm to 100 mm, and the inner diameter (nominal value) is 25 mm.
  • the outer diameter (nominal value) is 65 mm to 70 mm, and the inner diameter (nominal value) is 20 mm.
  • the plate thickness of the glass substrate for a magnetic disk is, for example, 0.20 mm to 0.7 mm, preferably 0.30 mm to 0.6 mm, and more preferably 0.30 mm to 0.53 mm.
  • a magnetic film is formed on the main surface of the glass substrate for a magnetic disk to form a magnetic disk.
  • FIG. 1B is a diagram showing an example of the cross-sectional shape of the chamfered surface formed by the present invention.
  • the cross-sectional shape is the shape of the end face when the glass plate 1 is cut along the radial direction on the surface passing through the central axis of the glass plate (the rotation axis in the case of a glass substrate for a magnetic disk).
  • the cross-sectional shape of the end surface 5 including the chamfered surface is a curved surface shape formed by a smooth curve protruding outward in the radial direction.
  • the end face 5 including the chamfered surface is also simply referred to as an end face 5.
  • the end surface 5 is a curved surface formed by a smooth curve protruding radially outward, but as another example, two curved surfaces connected to two main surfaces and two curved surfaces, respectively. It may be formed so as to have a side wall surface that is located between the two curved surfaces and is located at the center of the end surface and extends linearly in the thickness direction of the glass plate 1. As yet another example, it has two inclined surfaces connected to each of the two main surfaces and a side wall surface between the two inclined surfaces and located at the center of the end surface, and the two inclined surfaces and the side wall surface.
  • any of these may be formed so as to extend substantially linearly in the thickness direction.
  • the boundary portion of each of the above surfaces may be rounded or angular.
  • the chamfering length of the glass plate 1 after the chamfering process is defined as the difference between the radius of the position where the end face protrudes most in the radial direction and the radius of the position where the main surface starts to incline toward the end face, for example. It can be 30 to 200 ⁇ m.
  • a magnetic film is formed on the main surface of the glass plate 1 to form a magnetic disk.
  • FIG. 1C is a diagram showing an example of the shape of the end surface 7 of the glass base plate before the chamfering process.
  • the corner portion of the boundary between the main surface of the glass base plate and the end face 7 is melted and becomes a curved surface as shown in FIG. 1 (b), for example. Be chamfered.
  • the end surface 7 of the glass base plate before the chamfering treatment is a surface substantially orthogonal to the main surface of the glass base plate. Such a surface is preferable because the end surface 5 including the chamfered surface can be formed symmetrically with respect to the main surfaces on both sides by irradiating the end surface 7 with a laser beam described later.
  • the shape of the end face 7 shown in FIG. 1 (c) is an example, and is not limited to a shape substantially orthogonal to the main surface, and has a rounded corner or an inclination with respect to the main surface. It may have an orthogonal shape.
  • the glass base plate shown in FIG. 1 (c) is preheated.
  • the glass base plate is arranged in the space where the heater or the like is arranged, and the temperature of the entire glass base plate is raised to the temperature Tp.
  • the heater for example, an infrared heater such as a halogen lamp heater, a carbon heater, or a sheathed heater can be used.
  • the temperature of the glass base plate hardly changes depending on the location of the glass base plate, and is set to a substantially uniform temperature.
  • the substantially uniform temperature means, for example, that the temperature difference between the maximum temperature and the minimum temperature is 50 ° C. or less.
  • the temperature when the end face 7 of the glass base plate is irradiated with the laser beam can also be made uniform over the entire circumference of the end face 7, and as a result, the glass can be made uniform.
  • the shape of the chamfered surface, which is affected by the molten state of the glass of the end surface 7 of the base plate, can be stably formed with a constant shape in the circumferential direction. Further, when the temperature of the glass base plate is preheated so as to be substantially uniform on the main surface, the temperature difference becomes small in the radial direction from the vicinity of the end face of the annular glass base plate toward the center when irradiated with the laser beam.
  • the maximum value (peak) of the residual strain generated in the vicinity of the end face which will be described later, can be reduced.
  • troubles cracking, trailing cracks, cracks, etc.
  • the glass is a material having relatively low thermal conductivity, so that the glass base plate is oriented toward the center of the base plate. It is difficult to conduct heat toward the glass base plate, and as a result, a large temperature difference occurs between the main surface end portion of the glass base plate and the inner portion in the radial direction with respect to the main surface end portion. If the laser beam is irradiated in this state, heating by the laser beam is applied and the temperature difference becomes larger, so that high residual strain (residual stress) tends to occur locally, which is not preferable.
  • the temperature Tp is the temperature of the glass base plate 10 at the start of irradiation of the laser beam L. Further, the glass base plate having a temperature Tp can be irradiated with laser light while being irradiated with infrared rays or the like by a heater so as to maintain the temperature Tp.
  • FIG. 2 is a diagram showing an example of formation of a chamfered surface by irradiation with a laser beam. Specifically, as shown in FIG. 2, the disk-shaped glass base plate 10 having a circular hole 16 has a main surface 12 and an end surface 14. The main surface 12 usually has substantially the same shape on the front and back (hereinafter, also referred to as a pair of main surfaces).
  • the end face 14 is an end face substantially perpendicular to the main surface 12.
  • the outer peripheral end face is the end face 14 of the shape processing by the laser beam L, but the inner peripheral end face along the circular hole 16 can also be the target of the shape processing by the laser light L.
  • the end face 14 is irradiated with the laser beam L, and the end face 14 is set to the target shape while moving the laser beam L relative to the end face 14 in the circumferential direction of the disk-shaped glass base plate 10. Process.
  • the method of irradiating the laser beam L is, for example, that the laser beam L emitted from a laser light source (not shown) is converted into parallel light through an optical system including a collimator or the like, and then the laser beam L is focused via the focusing lens 24. ,
  • the expanding laser beam L can be applied to the end face 14.
  • the laser beam L incident from above the main surface of the glass base plate 10 may be reflected by a reflection mirror installed in the circular hole.
  • both the chamfering process of the outer peripheral end surface and the chamfering process of the inner peripheral end surface are performed, they may be performed at the same time or separately. If they are done separately, the order may be either first. Further, the preheating may be carried out for each chamfering treatment or may be performed at the first time, but if the latter is used, the production efficiency can be improved.
  • the glass base plate 10 is rotated at a constant speed with the center position of the glass base plate 10 as the center of rotation.
  • the laser beam L is applied to the entire circumference of the end face 14 of the glass base plate 10 while the laser light L and the end face 14 are relatively moved in the circumferential direction of the disk-shaped glass base plate 10. .
  • the end face 14 of the laser beam L is irradiated from the normal direction at the irradiation position of the end face 14.
  • the normal direction includes not only the perfect normal direction (inclination angle from the normal direction of 0 degrees) but also the range in which the inclination angle with respect to the normal direction is within 10 degrees as an allowable range.
  • the end face 14 of the laser beam L may be irradiated within a range of an inclination angle of 0 ° ⁇ 45 degrees with respect to the normal direction of the end face 14 at the irradiation position.
  • Such an annular glass base plate 10 can be obtained, for example, by a separation method using a laser beam from a plate-shaped glass prepared in advance.
  • the plate-shaped glass that is the base of the ring-shaped glass base plate 10 is manufactured by, for example, a floating method or a down-draw method. Alternatively, a block of molten glass may be press-molded using a mold.
  • the plate thickness of the plate-shaped glass that is the base of the glass base plate 10 is thicker than the target plate thickness of the glass substrate for the magnetic disk, which is the final product, by the amount of grinding and polishing allowance, for example, 10 to 300 ⁇ m. About thick.
  • the cross-sectional intensity distribution of the laser beam L irradiating the end face 14 can be set to a single mode. That is, the cross-sectional intensity distribution of the laser beam L can be a Gaussian distribution.
  • the width of the light beam (irradiation spot) of the laser beam L on the irradiation position on the end face 14 in the thickness direction of the glass base plate 10 is W1 [mm], and the thickness of the glass base plate 10 is Th [mm].
  • W1> Th in the irradiation of the laser beam L, and Pd ⁇ Th is 0.8 to 15 [W / mm]. It is preferable to use the irradiation condition of.
  • the light flux of the laser beam L is irradiated so as to protrude from both sides of the glass base plate 10 in the thickness direction as shown in FIG. Further, by making the widths protruding from both sides of the end face 14 equal, chamfering can be performed evenly on both sides of the glass base plate 10 in the thickness direction, and the shapes of the two chamfered surfaces can be made equal. ..
  • the average power density Pd is a value obtained by dividing the total power P [W] of the laser beam L by the area of the light flux in the portion irradiated with the laser beam L.
  • the average power density Pd is 4 ⁇ P / W1 / W2. It is defined as / ⁇ [W / mm 2 ] ( ⁇ is the circumference ratio).
  • the average power density Pd can be, for example, 1 to 30 [W / mm 2 ].
  • a CO 2 laser beam is used as an example of the laser beam L, but it is not limited to the CO 2 laser beam as long as it has an oscillation wavelength that is absorbed by the glass.
  • a CO laser oscillation wavelength of about 5 ⁇ m or 10.6 ⁇ m
  • an Er-YAG laser oscillation wavelength of about 2.94 ⁇ m
  • the wavelength is preferably 3 ⁇ m or more. Further, it is more preferable that the wavelength is 11 ⁇ m or less. If the wavelength is shorter than 3 ⁇ m, it becomes difficult for the glass to absorb the laser beam, and the end face 14 of the glass base plate 10 may not be sufficiently heated.
  • the oscillation form of the laser light source is not particularly limited, and may be any of continuous oscillation light (CW light), pulse oscillation light, and modulation light of continuous oscillation light.
  • CW light continuous oscillation light
  • pulse oscillation light and continuously oscillating light if the relative moving speed of the laser light L is high, the shape of the chamfered surface may be uneven in the moving direction.
  • the oscillation and modulation frequencies are preferably 1 kHz or higher, more preferably 5 kHz or higher, and even more preferably 10 kHz or higher.
  • the relative moving speed between the laser beam L and the end face of the glass base plate 10 is, for example, 0.7 to 100 [mm / sec].
  • the width W1 of the luminous flux and the length W2 described later can be set by adjusting the irradiation position of the laser beam L on the glass base plate 10 by using, for example, two cylindrical lenses. Further, the width W1 can be obtained from the beam profiler, and the length W2 can be obtained from the beam shape by the beam profiler and the diameter D of the glass plate.
  • the glass base plate 10 on which the chamfered surface is formed that is, the main surface of the glass plate 1
  • the end face polishing treatment of the glass plate 1 can be performed. Further, the glass plate 1 may be appropriately chemically strengthened before and after grinding or polishing of the main surface or between these.
  • the end face 14 of the laser beam L shown in FIG. 2 is irradiated to form the chamfered surface, but the irradiated portion of the surface of the end face 14 is locally heated to a high temperature by the irradiation of the laser beam L.
  • a difference in thermal expansion from the inner region in the radial direction is generated, and cracks occur in the vicinity of the end surface 14 of the glass plate 1 immediately after the formation of the chamfered surface.
  • delayed cracks may be found just before the post-process performed after the chamfering process.
  • the glass base plate 10 is preheated before irradiating the end surface 14 of the laser beam L for the formation of the chamfered surface.
  • the temperature of the glass base plate 10 when the glass base plate 10 is preheated is set to Tp [° C.]
  • the glass transition point of the glass base plate 10 is set to Tg [° C.]
  • the average linear expansion coefficient of the glass base plate 10 is set.
  • the preheating temperature Tp of the glass base plate 10 so as to satisfy (Tg-Tp) ⁇ -3.67 ⁇ 10 7 ⁇ ⁇ + 500 from the viewpoint of preventing the occurrence of delayed cracking. .. Further, it is preferable to set the temperature Tp so as to satisfy (Tg-Tp) ⁇ -3.28 ⁇ 107 ⁇ ⁇ + 428 from the viewpoint of preventing the occurrence of cracks.
  • the annealing treatment is a treatment in which the glass base plate 10 after the chamfering treatment is heated to a temperature equal to or higher than the strain point of the glass, and then slowly cooled to reduce the residual strain (residual stress) inside the glass.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of a region showing the presence or absence of cracks in the glass base plate 10 in a graph having an average linear expansion coefficient ⁇ and a temperature difference (Tg—Tp) as coordinate axes.
  • the straight lines L1, L2, and L3 shown in FIG. 3 are straight lines that divide the regions where "cracking", “delayed cracking", and “cracking" of the glass base plate 10 occur.
  • “Crack” refers to cracks that occur immediately after the formation of the chamfered surface, and “delayed cracking” means that cracks do not occur immediately after the formation of the chamfered surface, but about 50 to 70 within about 1 hour after the chamfering process. A crack that occurs with a probability of%.
  • the straight line L1 is a straight line that separates the case where "cracking” occurs and the case where "cracking” does not occur.
  • the straight line L2 is a straight line that separates the case where "delayed cracking” does not occur and the case where "delayed cracking” occurs.
  • the straight line L3 is a straight line that distinguishes between the case where "cracking” occurs and the case where "cracking” does not occur. In the region located above the straight line L1, "cracking" occurs.
  • the temperature difference (Tg-Tp) should be located in the regions RA to RC equal to or lower than the straight line L1.
  • the average line of the glass plate 1 is located in the regions RB and RC where the temperature difference (Tg - Tp) is equal to or lower than the straight line L2.
  • the average linear expansion coefficient ⁇ of the glass plate 1 is set so that the temperature difference (Tg-Tp) is located in the region RC equal to or lower than the straight line L3.
  • the flatness refers to the PV value (difference value between the highest value and the lowest value in the height direction) of the flatness on the entire surface of the main surface, and can be measured by, for example, a flat nestester.
  • the deterioration of flatness means, for example, that the flatness changes by 30 ⁇ m or more.
  • (Tg—Tp) ⁇ 100 ° C. is satisfied, the deterioration of flatness can be suppressed to 15 ⁇ m or less, which is more preferable.
  • the average coefficient of linear expansion ⁇ of the glass plate 1 is not particularly limited, but when it is finally used as a substrate for a magnetic disk of a hard disk drive device, it is, for example, 100 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.] or less. According to one embodiment, the average coefficient of linear expansion ⁇ is preferably 20 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.] to 60 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.]. When the average coefficient of linear expansion ⁇ exceeds 60 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.], the upper limit of applicable (Tg-Tp) is relatively small, and the temperature Tp and the glass transition point Tg are close to each other. It is necessary to strictly control the temperature of the.
  • the flatness may be deteriorated due to the softening of the glass plate 1.
  • the average coefficient of linear expansion ⁇ is less than 20 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.]
  • the difference from the coefficient of linear expansion of the spindle material of the hard disk drive device is large. If it becomes too large, the glass plate may break when the spindle expands due to heat.
  • the upper limit of the average linear expansion coefficient ⁇ is more preferably 45 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.].
  • the lower limit of the average linear expansion coefficient ⁇ is more preferably 30 ⁇ 10 -7 [1 / ° C.].
  • the portion of the main surface near the inner peripheral end face of the glass plate 1 (the annular region on the main surface within 3 mm in the radial direction with respect to the radius of the inner peripheral end face as a reference (zero)), that is, near the inner peripheral end face.
  • the maximum value of the residual stress at the end of the main surface is the part of the main surface near the outer peripheral end face (the annular region on the main surface within 3 mm in the radial direction with respect to the radius of the outer peripheral end face as a reference (zero)), that is, the outer peripheral surface. It is preferable to make it larger than the maximum value of the residual stress at the edge of the main surface in the vicinity.
  • the residual stress generated on the main surface end or end face by irradiation with laser light is usually compressive stress.
  • the main surface end portion and the end surface on the inner peripheral end surface side thereof are the HDD.
  • the residual stress suppresses the damage of the magnetic disk due to the contact. That is, the above effect can be obtained by making the retardation value at the main surface end portion on the inner peripheral end face side larger than the retardation value at the main surface end portion on the outer peripheral end face side.
  • the residual stress at the main surface end portion near the inner peripheral end surface is preferably 50 [nm] or less, and more preferably 20 [nm] or less in terms of retardation value. Further, the residual stress at the main surface end portion in the vicinity of the outer peripheral end surface is preferably 30 [nm] or less in terms of retardation value. Further, the residual stress on the main surface of the glass plate 1 excluding the main surface end portion on the inner peripheral end face side and the main surface end portion on the outer peripheral end face side (hereinafter, also referred to as the middle peripheral region) is the inner peripheral end surface. It is preferably smaller than the maximum residual stress of the main surface end portion on the side and / or the main surface end portion on the outer peripheral end face side.
  • the residual stress in the middle peripheral region is preferably 20 [nm] or less, and more preferably 10 [nm] or less in terms of retardation value. Further, the residual stress is preferably 50 [nm] or less, and more preferably 20 [nm] or less in the retardation value at any place on the main surface of the glass plate 1.
  • the retardation value is used as the residual stress value.
  • the retardation value can be measured using, for example, a two-dimensional birefringence evaluation device such as PA-200 manufactured by Photonic Lattice. When investigating the distribution of the retardation value on the main surface of the glass plate 1, the measurement resolution may be, for example, about 0.05 to 0.2 mm in the in-plane direction.
  • the temperature Tp at the time of chamfering the inner peripheral end surface is set to the temperature Tp at the time of chamfering the outer peripheral end surface within the range satisfying the condition of the region RC shown in FIG. It may be lower than the temperature Tp. If the same glass plate 1 is used, the glass transition point Tg and the average coefficient of linear expansion ⁇ do not change. Therefore, when the temperature Tp is lowered, (Tg—Tp) increases and the residual stress increases.
  • the glass plate 1 When a glass substrate for a magnetic disk is manufactured from the glass plate 1, after the chamfering process, the glass plate 1 is used as an intermediate glass plate before becoming a glass substrate for a magnetic disk, and the main surface of the glass plate 1 is ground and / Alternatively, a polishing process is performed. Of these, the grinding process does not have to be performed. When both the grinding process and the polishing process are performed, the glass plate 1 is ground and then polished. In the grinding process, for example, a double-sided grinding device equipped with a planetary gear mechanism is used to grind the main surfaces on both sides of the glass plate 1. Specifically, the main surfaces on both sides of the glass plate 1 are ground while holding the glass plate 1 in the holding holes provided in the holding member (carrier) of the double-sided grinding device.
  • the double-sided grinding device has a pair of upper and lower surface plates (upper surface plate and lower surface plate), and the glass plate 1 is sandwiched between the upper surface plate and the lower surface plate. Then, by moving one or both of the upper surface plate and the lower surface plate and relatively moving the glass plate 1 and each surface plate while supplying coolant, both main surfaces of the glass plate 1 are moved. Can be ground.
  • a grinding member in which fixed abrasive grains in which diamond is fixed with a resin is formed in a sheet shape can be mounted on a surface plate for grinding. By performing the grinding process, the flatness of the main surface can be reduced.
  • the flatness of the main surface after the grinding process is, for example, a PV value of flatness of 10 ⁇ m or less.
  • the first polishing is applied to the main surface of the glass plate 1 after grinding. Specifically, the main surfaces on both sides of the glass plate 1 are polished while holding the glass plate 1 in the holding holes provided in the polishing carrier of the double-sided polishing device.
  • the purpose of the first polishing is to remove scratches and strains remaining on the main surface after the grinding process, or to roughly adjust (decrease) minute surface irregularities (microwaveness and roughness).
  • the glass plate 1 is polished while applying a polishing slurry using a double-sided polishing device having the same configuration as the double-sided grinding device used for the above-mentioned grinding process using fixed abrasive grains.
  • a polishing slurry containing free abrasive grains is used.
  • the free abrasive grains used for the first polishing for example, abrasive grains such as cerium oxide or zirconia are used.
  • the double-sided polishing device Similar to the double-sided grinding device, the double-sided polishing device also has a glass plate 1 sandwiched between a pair of upper and lower surface plates.
  • An annular flat plate polishing pad (for example, a resin polisher) is attached to the upper surface of the lower surface plate and the bottom surface of the upper surface plate as a whole. Then, by moving one or both of the upper surface plate and the lower surface plate, the glass plate 1 and each surface plate are relatively moved to polish both main surfaces of the glass plate 1. ..
  • the size of the abrasive grains is preferably in the range of 0.5 to 3 ⁇ m in terms of average particle size (d50).
  • the glass plate 1 may be chemically strengthened after the first polishing or the second polishing.
  • a mixed melt of potassium nitrate and sodium nitrate is used as the chemically strengthened liquid, and the glass plate 1 is immersed in the chemically strengthened liquid.
  • a compressive stress layer can be formed on the surface of the glass plate 1 by ion exchange.
  • the second polishing process aims at finishing the main surface.
  • the second polishing process is mirror polishing.
  • a double-sided polishing apparatus having the same configuration as the double-sided polishing apparatus used for the first polishing is used. Specifically, the main surfaces on both sides of the glass plate 1 are polished while the glass plate 1 is held in the holding holes provided in the polishing carrier of the double-sided polishing device.
  • the type and particle size of the free abrasive grains are different from those in the first polishing treatment, and the hardness of the resin polisher is also different.
  • the hardness of the resin polisher is preferably smaller than that at the time of the first polishing treatment.
  • a polishing liquid containing colloidal silica as free abrasive grains is supplied between the polishing pad of the double-sided polishing apparatus and the main surface of the glass plate 1, and the main surface of the glass plate 1 is polished.
  • the size of the abrasive grains used for the second polishing is preferably in the range of 5 to 50 nm in terms of average particle size (d50).
  • the roughness of the main surface of the glass plate 1 after the second polishing treatment is 0.2 nm or less in arithmetic average roughness Ra when measured using, for example, AFM.
  • the necessity of the chemical strengthening treatment may be appropriately selected in consideration of the glass composition and necessity.
  • polishing treatment may be added in addition to the first polishing treatment and the second polishing treatment, and the polishing treatment of the two main surfaces may be completed by one polishing treatment. Further, the order of each of the above processes may be changed as appropriate. In this way, the main surface of the glass plate 1 can be polished to obtain a glass substrate for a magnetic disk that satisfies the conditions required for the glass plate for a magnetic disk. After that, at least a magnetic film is formed on the glass plate 1 (glass substrate for a magnetic disk) produced by polishing the main surface to produce a magnetic disk.
  • the main surface of the chamfered glass plate 1 is ground or polished.
  • the end face should not be polished, or even if the end face is polished, the removal allowance by polishing the end face should be 5 ⁇ m or less. Can be done. Therefore, the production cost can be reduced by reducing the amount of end face polishing.
  • the laser beam L can form a chamfered surface (end surface) having small surface irregularities. In other words, by irradiating the laser beam L, a fire-made surface can be formed on the end surface (including the chamfered surface and the side wall surface).
  • the fire-made surface is formed by heating and melting the glass surface, and is a smooth surface with few scratches and microcracks.
  • the surface roughness of the chamfered surface (end surface) formed by irradiation with the laser beam L can be, for example, an arithmetic average roughness Ra (JIS B0601 2001) of 50 nm or less.
  • the arithmetic average roughness Ra is more preferably 30 nm or less, and further preferably 20 nm or less.
  • the arithmetic mean roughness Ra of the end face can be measured, for example, with a laser microscope.
  • the glass plate 1 can be made of glass having a glass transition point Tg of 500 ° C. or higher.
  • the glass transition point Tg is preferably 650 ° C. or higher, and more preferably 750 ° C. or higher.
  • the glass transition point Tg is preferably set to 650 ° C. or higher, and more preferably 750 ° C. or higher, in consideration of the heat treatment when forming the magnetic film or the like of the magnetic disk on the glass substrate for the magnetic disk.
  • aluminosilicate glass soda lime glass, borosilicate glass and the like can be used. Further, amorphous glass is more preferable in that a glass substrate for a magnetic disk having excellent flatness of the main surface and strength of the substrate can be produced.
  • composition of the glass plate 1 or the glass base plate 10 of the present embodiment is not limited, but preferably, in terms of oxide standard, SiO 2 is 50 to 75% and Al 2 O 3 is expressed in mol%. 1 to 15%, B 2 O 3 0 to 15%, Li 2 O, Na 2 O and K 2 O at least one component selected from 0 to 35% in total, MgO, CaO, SrO, BaO And ZnO at least one component selected from 0-20% in total, as well as ZrO 2 , TIO 2 , La 2 O 3 , Y 2 O 3 , Ta 2 O 5 , Nb 2 O 5 and HfO 2 . It is an amorphous aluminosilicate glass having a composition of 0 to 10% in total of at least one of these components.
  • the temperature Tp of the glass base plate 10 was measured using a non-contact thermometer (thermography).
  • the temperature was Tp at the middle peripheral portion of the main surface, and the temperature was substantially uniform over the entire main surface including the vicinity of the inner peripheral end face and the outer peripheral end face.
  • the moving speed of moving along the end face 14 of the laser beam L was set to 20 [mm / sec].
  • the outer peripheral end surface of the glass base plate 10 was chamfered, and then the inner peripheral end surface was chamfered.
  • Preheating was performed at a temperature of Tp before the chamfering treatment of the outer peripheral end face, and the chamfering treatment of the outer peripheral end face and the chamfering treatment of the inner peripheral end face were performed in this order while maintaining the temperature.
  • no annealing treatment was performed to reduce the residual stress on the main surface.
  • Table 1 below shows the crack occurrence level under each condition.
  • C in the “crack generation level” column means that “cracking” occurred immediately after the laser irradiation.
  • B means that “cracking” did not occur immediately after the laser irradiation, but “delayed cracking” occurred.
  • A means that “cracking” and “delayed cracking” immediately after laser irradiation did not occur, but “cracking” occurred.
  • AA means that "cracking", “delayed cracking”, and “cracking” did not occur after laser irradiation.
  • the temperature Tp at the time of chamfering the inner peripheral end surface is adjusted to be 20 ° C. lower than the temperature Tp at the time of chamfering the outer peripheral end surface to prepare the annular glass plate 1. Further, the main surface was polished so that the arithmetic average roughness Ra was 0.2 nm or less to obtain a glass substrate for a magnetic disk (conditions 31 to 33).
  • the retardation of the annular glass plate 1 before the main surface polishing and the glass substrate for the magnetic disk after the main surface polishing obtained under each of the conditions 31 to 33 was measured, the retardation was measured before and after the main surface polishing under any condition. The values and distribution of the retardation values were almost the same.
  • the maximum residual stress on the main surface is 50 nm or less, and there are retardation peaks near the outer peripheral end face and the inner peripheral end face in the radial direction, and near the inner peripheral end face.
  • the maximum value of the residual stress at the end of the main surface was larger than the maximum value of the residual stress at the end of the main surface near the outer peripheral end face.
  • the maximum value of the residual stress at the main surface end near the inner peripheral end face is 50 nm or less
  • the maximum residual stress at the main surface end near the outer peripheral end face is 30 nm or less
  • the residual stress in the middle peripheral region is 30 nm or less. It was 20 nm or less.
  • the surface roughness Ra of the outer peripheral end face and the inner peripheral end face was 50 nm or less.
  • the annular glass plate 1 was produced under the same conditions as the condition 30 except that (Tg-Tp) was changed (conditions 34 to 37).
  • the crack generation level under these conditions was AA.
  • the flatness of the glass base plate and the glass plate before and after the laser irradiation treatment including preheating was measured, and the result of calculating the increase amount of the flatness is shown in Table 2.

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Abstract

ガラス板の端面に面取を行う面取処理を含むガラス板の製造方法において、前記面取処理は、前記ガラス板の端面にレーザ光を照射して面取面を形成するステップと、前記面取面を形成する前に前記ガラス板を加熱するステップと、を備える。前記ガラス素板を加熱したときの前記ガラス素板の温度をＴｐ［℃］とし、前記ガラス素板のガラス転移点をＴｇ［℃］とし、前記ガラス素板の平均線膨張係数をα［１／℃］としたとき、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足する。

Description

ガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法、及び円環形状のガラス板
　本発明は、ガラス素板の端面の面取処理を含むガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法、及び円環形状のガラス板に関する。
　データ記録のためのＨＤＤ（ハードディスクドライブ）装置には、円環形状の磁気ディスク用ガラス基板に磁性膜が設けられた磁気ディスクが用いられる。
　磁気ディスク用ガラス基板を製造するとき、最終製品である磁気ディスク用ガラス基板の素となる円環状のガラス板の端面は、微細なパーティクルが主表面に付着して磁気ディスクの性能に悪影響を与えないためにも、パーティクルの発生しやすい端面の表面を滑らかにすることが好ましい。また、磁気ディスクを精度よくＨＤＤ装置に組み込む点から、さらには、ガラス基板の主表面に磁性膜を形成する際にガラス基板の外周端面を把持する治具の把持に適するように、ガラス板の端面を目標形状に揃えることが好ましい。
ガラス板の端面を目標形状にするための方法として、ガラス板等のシートのエッジの仕上げ方法が知られている（特許文献１）。この仕上げ方法では、シートのエッジを高温に予熱し、予熱されたエッジをレーザ光で加熱し、レーザ光で加熱後、さらにエッジをアニール処理して残留応力を低減させる。
これにより、エッジに沿った許容不能な量の残留引っ張り応力、ヒビまたは欠陥の発生が抑制される。
特開２０１０－５１９１６４号公報
　しかし、上記エッジの仕上げ方法を磁気ディスク用ガラス基板の素になる円環形状のガラス素板に適用した場合、レーザ光の照射による加熱の後であってアニールする前、例えばレーザ光照射直後にガラス板に割れが生じる場合があった。
　さらに、レーザ光の照射による加熱後、アニールを行うことは生産効率の点でも不利である。
そこで、本発明は、レーザ光の照射により端面に面取処理をするとき、レーザ光の照射後においてガラス板の割れを発生させないガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法を提供するとともに、割れの発生しにくい円環形状のガラス板を提供することを目的とする。
本発明の一態様は、
端面の面取処理を含むガラス板の製造方法であって、
　前記面取処理は、
　前記面取処理の前のガラス素板の端面にレーザ光を照射して面取面を形成するステップと、
　前記レーザ光の照射前に前記ガラス素板を加熱するステップと、を備え、
　前記ガラス素板を加熱したときの前記ガラス素板の温度をＴｐ［℃］とし、前記ガラス素板のガラス転移点をＴｇ［℃］とし、前記ガラス素板の平均線膨張係数をα［１／℃］としたとき、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足する。
　（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．６７×１０７・α＋５００を満足する、ことが好ましい。
　（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．２８×１０７・α＋４２８を満足する、ことが好ましい。
　（Ｔｇ－Ｔｐ）≧５０℃を満足する、ことが好ましい。なお、（Ｔｇ－Ｔｐ）≧１００℃を満足することがさらに好ましい。
　前記ガラス素板の平均線膨張係数αは、２０×１０－７［１／℃］～６０×１０－７［１／℃］である、ことが好ましい。
　前記面取処理の後の前記ガラス素板にアニール処理を行わない、ことが好ましい。
　本発明の他の一態様は、前記ガラス板の製造方法を用いて磁気ディスク用ガラス基板を製造する方法である。
　前記ガラス素板は、円環形状である。
　前記ガラス板の製造方法を用いて前記ガラス板を製造した後、製造した前記ガラス板の主表面に研削及び／又は研磨を行って磁気ディスク用ガラス基板を製造する。
　本発明のさらに他の一態様は、前記磁気ディスク用ガラス基板の製造方法により製造された前記磁気ディスク用ガラス基板の主表面に磁性膜を形成する、ことを特徴とする磁気ディスクの製造方法である。
　本発明のさらに他の一態様は、中心部に円孔を有する円環形状のガラス板であって、
　前記円環形状のガラス板は、手法面と、前記円孔の輪郭を形成する内周端面と、外周端面とを有し、
　前記内周端面及び前記外周端面には面取面を有しており、
　前記内周端面の近傍の前記主表面の端部における残留応力の最大値は、前記外周端面の近傍の前記主表面の端部における残留応力の最大値よりも大きい、ことを特徴とする円環形状のガラス板である。
　前記ガラス板の主表面のいずれの場所でも、残留応力はリタデーション値で５０［ｎｍ］以下であることが好ましい。
　前記ガラス板は磁気ディスク用ガラス基板であって、前記主表面の算術平均粗さＲａは０．２ｎｍ以下であることが好ましい。
　上述のガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、および磁気ディスクの製造方法によれば、レーザ光の照射によりガラス素板の端面に面取処理をするとき、レーザ光の照射後においてガラス板の割れを発生させない。
（ａ）は、一実施形態であるガラス板の製造方法で製造されるガラス板の一例の斜視図であり、（ｂ）は、面取面の断面形状の一例を示す図であり、（ｃ）は、面取処理前のガラス素板の端面の形状の一例を示す図である。 一実施形態で行うレーザ光の照射による面取面の形成の一例を示す図である。 平均線膨張係数αと温度差（Ｔｇ－Ｔｐ）を座標軸としたグラフにおけるガラス板の割れ等の有無を示す領域の一例を示す図である。
　以下、一実施形態のガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法、及び円環形状のガラス板について詳細に説明する。
　一実施形態のガラス板の製造方法は、ガラス素板の端面に面取加工を行う面取処理を含む。面取処理では、ガラス素板の端面にレーザ光を照射して面取面が形成されるが、この面取処理を行う前に、ガラス素板は加熱される。以降、この加熱を事前加熱という。すなわち、ガラス素板を事前加熱することで、レーザ光の照射により容易に端面を溶解状態あるいは軟化させ、面取面を形成することができる。また、ガラス素板を事前加熱することにより、レーザ光の照射により面取面を形成した直後にガラス板に割れが発生することを低減、抑制することができる。しかし、面取面の形成直後にガラス板に割れが発生しない場合でも、上述したように所定の時間が経過して、面取処理後に行う後工程の直前に遅れて割れが発生する場合もあった。以降、遅れて発生する割れを、遅れ割れという。
　そこで、本願発明者は、面取処理後のガラス板に生じる残留歪みによって、面取面形成のためのレーザ光の照射直後に発生するガラス板の割れの他に、遅れ割れを抑制する対策を鋭意検討した結果、以下の対策を見出した。すなわち、ガラス素板を加熱したときのガラス素板の温度をＴｐ［℃］とし、ガラス素板のガラス転移点をＴｇ［℃］とし、ガラス素板の平均線膨張係数をα［１／℃］としたとき、レーザ光の照射直後に発生するガラス板の割れを防止するために、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足するように、温度Ｔｐを設定することである。ここで、平均線膨張係数αは、１００℃～３００℃における線膨張係数である。なお、ガラス転移点Ｔｇ、平均線膨張係数αは、例えば熱機械分析装置（ＴＭＡ；Ｔｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ａｎａｌｙｓｉｓ）を用いて測定することができる。
　上記対策により、レーザ光の照射直後に発生するガラス板の割れを防止することができ、さらに、上記（Ｔｇ－Ｔｐ）の範囲を制限することにより、面取処理後の後工程の前に遅れて発生するガラス板の遅れ割れの発生、さらにはひびの発生を防止することができる。
　図１（ａ）は、一実施形態であるガラス板の製造方法で製造されるガラス板の一例の斜視図であり、図１（ｂ）は、面取面の断面形状の一例を示す図であり、（ｃ）は、面取処理前のガラス板の端面の形状の一例を示す図である。
　図１（ａ）に示すガラス板１は、中心部に円孔３を有する円環状の薄板のガラス板である。
ガラス板は、円環形状でなくてもよく、円孔３のあいていない外周が円形状の円板形状でもよい。さらには、ガラス板は、外周が円形状の円板形状でなくてもよく、矩形形状のガラス板でもよく、形状は特に制限されない。
　ガラス板１は円環形状の場合、磁気ディスク用ガラス基板の素板として用いることができる。この磁気ディスク用ガラス基板を作製する場合、磁気ディスク用ガラス基板のサイズは制限されない。公称直径３．５インチの磁気ディスク用ガラス基板の場合、例えば、外径（公称値）は、９５ｍｍ～１００ｍｍであり、内径（公称値）は２５ｍｍ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（公称値）は、６５ｍｍ～７０ｍｍであり、内径（公称値）は２０ｍｍである。磁気ディスク用ガラス基板の板厚は、例えば０．２０ｍｍ～０．７ｍｍ、好ましくは０．３０ｍｍ～０．６ｍｍであり、より好ましくは、０．３０ｍｍ～０．５３ｍｍである。この磁気ディスク用ガラス基板の主表面上に磁性膜が形成されて磁気ディスクが作られる。
　図１（ａ）に示すガラス板１には、端面の面取加工により端面の面取面が形成されている。図１（ｂ）は、本件発明により形成される面取面の断面形状の一例を示す図である。断面形状は、ガラス板の中心軸（磁気ディスク用ガラス基板となる場合の回転軸）を通る面で半径方向に沿ってガラス板１を切断したときの端面の形状である。図１（ｂ）に示すように、面取面を含む端面５の断面形状は、径方向外側に突出した滑らかな曲線によって作られる湾曲面形状を成している。以後、面取面を含む端面５を、単に端面５とも呼ぶ。
　図１（ｂ）に示す例では、端面５は、径方向外側に突出した滑らかな曲線によって作られる湾曲面であるが、他の一例として、２つの主表面とそれぞれつながる２つの湾曲面と、当該２つの湾曲面の間であって端面の中央部に位置し、直線状にガラス板１の厚さ方向に延びる側壁面とを有するように形成してもよい。さらに他の一例として、２つの主表面とそれぞれつながる２つの傾斜面と、当該２つの傾斜面の間であって端面の中央部に位置する側壁面とを有し、２つの傾斜面と側壁面のいずれもが略直線状に厚さ方向に延びるように形成してもよい。なお、上記の各面の境界部は、丸みを帯びていてもよいし、角ばっていてもよい。上記の面取処理後のガラス板１の面取長は、半径方向において端面が最も突出した位置の半径と、主表面が端面に向かって傾斜し始める位置の半径との差分として定義され、例えば３０～２００μｍとすることができる。
　磁気ディスク用ガラス基板の場合、このガラス板１を必要に応じて、主表面の研削及び研磨を行った後、ガラス板１の主表面上に磁性膜が形成されて磁気ディスクが作られる。
　図１（ｃ）は、面取処理前のガラス素板の端面７の形状の一例を示す図である。この端面７に、後述するレーザー光を照射することにより、ガラス素板の主表面と端面７との境界部の角部が溶解し、例えば図１（ｂ）のように湾曲面となることで面取される。面取処理前のガラス素板の端面７は、ガラス素板の主表面に対して略直交する面である。このような面は、後述するレーザ光を端面７に照射することにより、面取面を含む端面５を両側の主表面に対して対称的に形成させることができるので好ましい。なお、図１（ｃ）に示す端面７の形状は、一例であって、主表面に対して略直交する形状に制限されず、角部が丸みを帯びている形状や主表面に対して傾斜した形状であってもよい。
　面取処理のために行うレーザ光の照射前に、図１（ｃ）に示すガラス素板は事前加熱される。事前加熱では、ヒータ等を配置した空間内にガラス素板を配置してガラス素板全体の温度を温度Ｔｐに上げる。ヒータとしては例えば、ハロゲンランプヒータ、カーボンヒータ、シーズヒータなどの赤外線ヒータ等を用いることができる。ガラス素板の温度は、ガラス素板の場所によって殆ど変化せず、略均一な温度にする。略均一な温度とは、例えば、最高温度と最低温度の温度差が５０℃以下であることをいう。ガラス素板の温度を略均一な温度Ｔｐにすることで、ガラス素板の端面７にレーザ光を照射したときの温度も端面７の全周上で均一にすることができ、その結果、ガラス素板の端面７のガラスの溶解状態に影響を受ける面取面の形状を円周方向に一定の形状で安定的に形成することができる。
　また、ガラス素板の温度が主表面上において略均一となるように事前加熱すると、レーザ光の照射時において、円環状のガラス素板の端面近傍から中心方向に向かう半径方向において温度差を小さくできるので、後述する端面近傍に生じる残留歪の最大値（ピーク）を小さくすることができる。その結果、レーザー光による面取処理後のトラブル（割れ、後れ割れ、ひびなど）を抑制しやすくなるため好ましい。
　他方、ガラス素板の端面７及びこの端面７近傍の主表面端部のみを局部的に温度Ｔｐに加熱した場合、ガラスは熱伝導性が比較的小さい材料のため、ガラス素板の中心方向に向かって熱伝導しにくく、その結果、ガラス素板の主表面端部とこの主表面端部に対して半径方向の内側の部分との間で大きな温度差が生じる。その状態でレーザー光を照射すると、レーザー光による加熱が加わってさらに温度差が大きくなるので、高い残留歪（残留応力）が局所的に発生しやすくなるので好ましくない。
　温度Ｔｐは、レーザ光Ｌの照射開始時のガラス素板１０の温度である。また、温度Ｔｐのガラス素板は、温度Ｔｐを維持するようにヒータによる赤外線等の照射を受けながら、レーザ光の照射を受けることもできる。
　図２は、レーザ光の照射による面取面の形成の一例を示す図である。具体的には、図２に示すように、円孔１６のあいた円板形状のガラス素板１０は、主表面１２と端面１４とを有する。主表面１２は通常、表と裏で略同じ形状である（以後、一対の主表面とも言う）。端面１４は、主表面１２に略垂直な端面である。図２に示す例では、外周端面をレーザ光Ｌによる形状加工の端面１４としているが、円孔１６に沿った内周端面もレーザ光Ｌによる形状加工の対象とすることができる。
　本実施形態では、端面１４にレーザ光Ｌを照射し、レーザ光Ｌを、円板形状のガラス素板１０の周方向に端面１４に対して相対的に移動しながら、端面１４を目標形状に加工する。レーザ光Ｌの照射方法は、例えば、図示されないレーザ光源から出射したレーザ光Ｌを、コリーメータ等を含む光学系を通して平行光とした後、集束レンズ２４を介してレーザ光Ｌを集束させた後、拡張するレーザ光Ｌを端面１４に照射することができる。
　なお、内周端面にレーザ光Ｌを照射する場合、例えば、ガラス素板１０の主表面の上方から入射させたレーザ光Ｌを、円孔内に設置した反射ミラーで反射させればよい。
　なお、外周端面の面取処理と内周端面の面取処理とを両方行う場合、それらを同時に行ってもよいし、別々に行ってもよい。それらを別々に行う場合、その順序はどちらを先に行ってもよい。また、事前加熱は、各面取処理毎に実施しても最初の１度にまとめてもよいが、後者とすると生産効率を高めることができる。
　一方、ガラス素板１０は、ガラス素板１０の中心位置を回転中心として一定速度で回転させる。こうして、レーザ光Ｌと端面１４とを、円板形状のガラス素板１０の周方向にお互いに相対的に移動させながら、レーザ光Ｌはガラス素板１０の端面１４の全周に照射される。
　ここで、レーザ光Ｌの端面１４への照射は、端面１４の照射位置における法線方向から行うことが好ましい。ここで法線方向とは、完全な法線方向（法線方向からの傾斜角度０度）の他に、法線方向に対する傾斜角度が１０度以内の範囲内も許容範囲として含まれる。なお、レーザ光Ｌの端面１４への照射は、照射位置における端面１４の法線方向に対して傾斜角度０度±４５度の範囲内で傾斜させてもよい。
　このような円環形状のガラス素板１０は、例えば、予め作製された板状ガラスからレーザ光を用いる分離方法等により得ることができる。円環形状のガラス素板１０の素となる板状ガラスは、例えば、フローティング法あるいはダウンドロー法を用いて作製されたものである。あるいは、溶融ガラスの塊を、金型を用いてプレス成形したものであってもよい。ガラス素板１０の素となる板状ガラスの板厚は、最終製品である磁気ディスク用ガラス基板の目標板厚に対して、研削及び研磨の取り代量の分だけ厚く、例えば、１０～３００μｍ程度厚い。
　端面１４に照射するレーザ光Ｌの断面強度分布はシングルモードとすることができる。すなわち、レーザ光Ｌの断面強度分布は、ガウス分布とすることができる。このようなレーザ光Ｌの、端面１４における照射位置上の光束（照射スポット）のガラス素板１０の厚さ方向の幅をＷ１［ｍｍ］とし、ガラス素板１０の厚さをＴｈ［ｍｍ］とし、レーザ光Ｌの平均パワー密度をＰｄ［Ｗ／ｍｍ２］としたとき、レーザ光Ｌの照射では、Ｗ１＞Ｔｈであって、Ｐｄ×Ｔｈは、０．８～１５［Ｗ／ｍｍ］である照射条件を用いることが好ましい。ここで、レーザ光Ｌの光束は、図２に示すようにガラス素板１０の厚さ方向の両側にはみ出すように照射されるのが好ましい。また、端面１４の両側にはみ出す幅を同等とすることで、ガラス素板１０の厚さ方向の両側において面取りを均等に行うことができ、２つの面取面の形状を同等にすることができる。平均パワー密度Ｐｄは、レーザ光Ｌの全パワーＰ［Ｗ］を、レーザ光Ｌの照射する部分における光束の面積で割った値である。レーザ光Ｌの光束が、短軸半径がＷ１／２、長軸半径がＷ２／２である楕円形状（図２参照）を成している場合、平均パワー密度Ｐｄは４×Ｐ／Ｗ１／Ｗ２／π［Ｗ／ｍｍ２］（πは円周率）と規定される。平均パワー密度Ｐｄは、例えば１～３０［Ｗ／ｍｍ２］とすることができる。
　ここで、レーザ光Ｌの一例として、ＣＯ２レーザ光を用いるが、ガラスに対し吸収がある発振波長であればよく、ＣＯ２レーザ光に制限されない。例えば、ＣＯレーザ（発振波長約５μｍや１０．６μｍ）、Ｅｒ－ＹＡＧレーザ（発振波長約２．９４μｍ）等が挙げられる。ＣＯ２レーザ光を用いる場合、波長は３μｍ以上とすることが好ましい。さらに、波長を１１μｍ以下とするとより好ましい。波長が３μｍよりも短いと、ガラスがレーザ光を吸収しにくくなり、ガラス素板１０の端面１４を十分に加熱できない場合がある。また、波長が１１μｍより長いと、レーザ装置の入手が困難である場合がある。なお、レーザ光源の発振形態は特に限定されず、連続発振光（ＣＷ光）、パルス発振光、連続発振光の変調光のいずれであってもよい。但し、パルス発振光および連続発振光の変調光の場合、レーザ光Ｌの相対的な移動速度が速い場合に移動方向に面取面の形状のムラを生じる虞がある。その場合、発振および変調の周波数は１ｋＨｚ以上が好ましく、より好ましくは５ｋＨｚ以上、さらに好ましくは１０ｋＨｚ以上である。
　なお、レーザ光Ｌとガラス素板１０の端面との相対的な移動速度は、例えば０．７～１００[ｍｍ／秒]である。
　光束の幅Ｗ１及び後述する長さＷ２は、レーザ光Ｌのガラス素板１０への照射位置を、例えば２枚のシリンドリカルレンズを用いて調整することで設定することができる。また、幅Ｗ１はビームプロファイラから求めることができ、長さＷ２は、ビームプロファイラによるビーム形状とガラス板の直径Ｄから求めることができる。
　この後、面取面の形成されたガラス素板１０、すなわちガラス板１の主表面に、研削及び／または研磨が行われ、さらに適宜洗浄等が行われて磁気ディスク用ガラス基板が作製される。また、必要に応じて、ガラス板１の端面研磨処理を行うこともできる。また、主表面の研削や研磨の前後やこれらの合間に、適宜ガラス板１に化学強化を施してもよい。
　本実施形態では、面取面の形成のために、図２に示すレーザ光Ｌの端面１４への照射を行うが、レーザ光Ｌの照射によって端面１４の表面の照射部分が局所的に高温になり、その結果、半径方向の内側領域との熱膨張の差の相違が生まれて、面取面の形成直後にガラス板１の端面１４の近傍に割れが発生する。また、面取面の形成直後にガラス板１に割れが発生しない場合でも、面取処理後に行う後工程の直前までに遅れ割れの発生が見つかる場合がある。　このため、本実施形態では、面取面の形成のためにレーザ光Ｌの端面１４への照射を行う前に、ガラス素板１０の事前加熱を行う。このとき、ガラス素板１０を事前加熱したときのガラス素板１０の温度をＴｐ［℃］とし、ガラス素板１０のガラス転移点をＴｇ［℃］とし、ガラス素板１０の平均線膨張係数をα［１／℃］としたとき、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足するように、ガラス素板１０の事前加熱の温度Ｔｐを設定する。
　この場合、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．６７×１０７・α＋５００を満足するように、ガラス素板１０の事前加熱の温度Ｔｐを設定することが、遅れ割れの発生を防止する点から好ましい。さらに、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．２８×１０７・α＋４２８を満足するように、温度Ｔｐを設定することが、ひびの発生を防止する点から好ましい。
　このように、温度Ｔｐを設定することにより、割れおよび遅れ割れの発生を抑制するので、従来のように残留歪を低減するために、面取り処理後のガラス素板１０にアニール処理をしなくてよい。ここで、アニール処理とは、面取り処理後のガラス素板１０を、例えば当該ガラスの歪点以上の温度に加熱し、その後ゆっくり冷却してガラス内部の残留歪（残留応力）を小さくする処理のことを言う。
　図３は、平均線膨張係数αと温度差（Ｔｇ－Ｔｐ）を座標軸としたグラフにおけるガラス素板１０の割れの有無を示す領域の一例を示す図である。
　図３に示す直線Ｌ１、Ｌ２、Ｌ３は、ガラス素板１０の“割れ”、“遅れ割れ”、および、“ひび”が発生する領域を区切る直線である。
　“割れ”は、面取面の形成直後に発生する割れをいい、“遅れ割れ”は、面取面の形成直後に割れは発生しないが、面取処理後約1時間以内におよそ５０～７０％の確率で割れが発生する割れをいう。“ひび”は、面取面の形成直後の“割れ”や“遅れ割れ”とは異なり、ごくまれに、後工程（主表面の研削、研磨）の際中にガラス板１に亀裂や割れが発生するものをいう。
　直線Ｌ１は、“割れ”が発生する場合と、“割れ”が発生しない場合とを区分けする直線である。
　直線Ｌ２は、“遅れ割れ”が発生しない場合と、“遅れ割れ”が発生する場合とを区分けする直線である。
　直線Ｌ３は、“ひび”が発生する場合と、“ひび”が発生しない場合とを区分けする直線である。
　直線Ｌ１よりも上に位置する領域では、“割れ”が発生する。
　直線Ｌ１と同等からそれよりも下に位置する領域ＲＡでは、“割れ”が発生しない。
　直線Ｌ２と同等かそれよりも下に位置する領域ＲＢでは、“割れ”も“遅れ割れ”も発生すしない。
　直線Ｌ３と同等かそれより下に位置する領域ＲＣでは、“割れ”、“遅れ割れ”が発生せず、“ひび”も発生しない。
　このように、平均線膨張係数αと温度差（Ｔｇ－Ｔｐ）により、“割れ”、“遅れ割れ”、“ひび”の発生の有無を区分けすることができる。
　したがって、面取面の形成直後に“割れ”が発生しないようにするためには、温度差（Ｔｇ－Ｔｐ）が直線Ｌ１と同等かそれより低い領域ＲＡ～ＲＣに位置するように、ガラス板１の平均線膨張係数αとＴｇに応じて温度Ｔｐを設定すればよい。すなわち、直線Ｌ１は、（Ｔｇ－Ｔｐ）＝－５．６７×１０７・α＋８４０で表されるので、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足するように温度Ｔｐを設定する。
　さらに、“遅れ割れ”が発生しないようにするためには、温度差（Ｔｇ－Ｔｐ）が直線Ｌ２と同等かそれより低い領域ＲＢ，ＲＣに位置するように、ガラス板１の平均線膨張係数αとＴｇに応じて温度Ｔｐを設定すればよい。すなわち、直線Ｌ２は、（Ｔｇ－Ｔｐ）＝－５．６７×１０７・α＋８４０で表されるので、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．６７×１０７・α＋５００を満足するように温度Ｔｐを設定する。
　さらに、“ひび”が発生しないようにするためには、温度差（Ｔｇ－Ｔｐ）が直線Ｌ３と同等かそれより低い領域ＲＣに位置するように、ガラス板１の平均線膨張係数αとＴｇに応じて温度Ｔｐを設定すればよい。すなわち、直線Ｌ３は、（Ｔｇ－Ｔｐ）＝－３．２８×１０７・α＋４２８で表されるので、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．２８×１０７・α＋４２８を満足するように温度Ｔｐを設定する。
　一実施形態によれば、（Ｔｇ－Ｔｐ）≧５０℃を満足することが好ましい。事前加熱における温度Ｔｐとガラス転移点Ｔｇとの差が５０℃未満になると、ガラス素板１０が変形して平坦度が悪化（増加）する虞があるので好ましくない。平坦度が悪化すると、その後の工程における板厚方向の取代が増大するので好ましくない。ここで平坦度とは、主表面全面におけるフラットネスのＰＶ値（高さ方向における最も高い値と最も低い値との差分値）のことを言い、例えばフラットネステスター等で測定することができる。また、平坦度の悪化とは、例えば平坦度が３０μｍ以上変化することをいう。なお、（Ｔｇ－Ｔｐ）≧１００℃を満足すると、平坦度の悪化を１５μｍ以下に抑制することができるので、より好ましい。
　ガラス板１の平均線膨張係数αは特に制限はないが、最終的にハードディスクドライブ装置の磁気ディスク用基板として用いる場合、例えば１００×１０－７［１／℃］以下である。一実施形態によれば、平均線膨張係数αは、２０×１０－７［１／℃］～６０×１０－７［１／℃］であることが好ましい。平均線膨張係数αが６０×１０－７［１／℃］超の場合、適用可能な（Ｔｇ－Ｔｐ）の上限値が比較的小さく、温度Ｔｐとガラス転移点Ｔｇとが近いため、温度Ｔｐの温度制御を厳密にすることが必要になる。温度Ｔｐとガラス転移点Ｔｇが近づきすぎると、ガラス板１の軟化による平坦度悪化が発生する虞がある。また、平均線膨張係数αが２０×１０－７［１／℃］未満の場合、ガラス板をハードディスクドライブ装置の磁気ディスクに用いる場合、ハードディスクドライブ装置のスピンドル材料の線膨張係数との差が大きくなりすぎて、スピンドルが熱で膨張した際にガラス板が割れる虞がある。なお、上記観点から、平均線膨張係数αの上限は、４５×１０－７［１／℃］であることがより好ましい。また、上記観点から、平均線膨張係数αの下限は、３０×１０－７［１／℃］であることがより好ましい。
　こうして事前加熱及びレーザ光Ｌの照射により、面取面を内周端面及び外周端面に有する、レーザ光照射直後の“割れ”のない円環形状のガラス板１を作製することができる。
　ここで、ガラス板１の内周端面近傍の主表面の部分（内周端面の半径を基準（ゼロ）として半径方向に３ｍｍ以内の主表面上の円環状の領域）、すなわち内周端面近傍の主表面端部における残留応力の最大値は、外周端面近傍の主表面の部分（外周端面の半径を基準（ゼロ）として半径方向に３ｍｍ以内の主表面上の円環状の領域）、すなわち外周面近傍の主表面端部における残留応力の最大値よりも大きくすることが好ましい。事前加熱においてガラス素板の主表面全体を略均一な温度とすることによって、ガラス板１の半径方向に残留応力を見たとき、上記の内周端面近傍及び外周端面近傍の主表面端部にそれぞれ残留応力のピークを形成することができる。
　レーザ光の照射により主表面端部や端面に生じる残留応力は通常は圧縮応力である。一方、円環状のガラス板１を用いて磁気ディスク用ガラス基板、さらには磁気ディスクを製造し、ＨＤＤ装置に磁気ディスクを内蔵する場合、その内周端面側の主表面端部や端面は、ＨＤＤ装置のスピンドル、スペーサ、クランパー等と強く接触し、傷がつく可能性がある。そのようなとき、残留応力は上記接触による磁気ディスクの傷つきを抑制する。すなわち、内周端面側の主表面端部におけるリタデーション値を、外周端面側の主表面端部におけるリタデーション値よりも大きくすることで、上記のような効果を得ることができる。なお、内周端面近傍の主表面端部における残留応力はリタデーション値で５０［ｎｍ］以下であることが好ましく、２０［ｎｍ］以下であるとより好ましい。また、外周端面近傍の主表面端部における残留応力はリタデーション値で３０［ｎｍ］以下であることが好ましい。
　また、ガラス板１の主表面上の、内周端面側の主表面端部及び外周端面側の主表面端部を除いた領域（以後、中周領域とも呼ぶ）の残留応力は、内周端面側の主表面端部及び／又は外周端面側の主表面端部の残留応力の最大値よりも小さいことが好ましい。この中周領域の残留応力は、リタデーション値で２０［ｎｍ］以下であることが好ましく、１０［ｎｍ］以下であるとより好ましい。
　また、ガラス板１の主表面のいずれの場所でも、残留応力はリタデーション値で５０［ｎｍ］以下であると好ましく、２０［ｎｍ］以下であるとより好ましい。
　本発明において残留応力の値は、リタデーション値を用いる。リタデーション値は、例えば、フォトニックラティス社製ＰＡ－２００などの二次元複屈折評価装置を用いて測定することができる。ガラス板１の主表面におけるリタデーション値の分布を調べる場合、測定分解能は面内方向において例えば約０．０５～０．２ｍｍとすればよい。
　上記のようなガラス板１を得るには、図３に示す領域ＲＣの条件を満たす範囲内において、例えば、内周端面の面取処理時の温度Ｔｐを、外周端面の面取処理時の温度Ｔｐよりも低くすればよい。同一のガラス板１であれば、ガラス転移点Ｔｇ及び平均線膨張係数αは変わらないので、温度Ｔｐを低くすると（Ｔｇ－Ｔｐ）が大きくなり、残留応力が増加する。なお、上記のようなガラス板１を得る場合、（１）事前加熱、（２）外周端面の面取処理、（３）内周端面の面取処理、の順に実施することが好ましい。この順序では自然放冷を利用して内周端面の面取処理時のガラス素板の温度を低下させやすいので、事前加熱を最初の１度で済ませることができる。
　ガラス板１から磁気ディスク用ガラス基板を作製する場合、上記面取処理後、ガラス板１を磁気ディスク用ガラス基板となる前の中間体のガラス板として、ガラス板１の主表面の研削及び／又は研磨処理が行われる。このうち研削処理は行われなくてもよい。
　研削処理と研磨処理の両方を行う場合、ガラス板１の研削後、研磨が行われる。
　研削処理では、例えば、遊星歯車機構を備えた両面研削装置を用いて、ガラス板１の両側の主表面に対して研削加工を行う。具体的には、ガラス板１を、両面研削装置の保持部材（キャリア）に設けられた保持孔内に保持しながらガラス板１の両側の主表面の研削を行う。両面研削装置は、上下一対の定盤（上定盤および下定盤）を有しており、上定盤および下定盤の間にガラス板１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、クーラントを供給しながらガラス板１と各定盤とを相対的に移動させることにより、ガラス板１の両主表面を研削することができる。例えば、ダイヤモンドを樹脂で固定した固定砥粒をシート状に形成した研削部材を定盤に装着して研削処理をすることができる。研削処理を行うことで、主表面の平坦度を小さくすることができる。研削処理後の主表面の平坦度は、例えばフラットネスのＰＶ値で１０μｍ以下である。
　次に、研削後のガラス板１の主表面に第１研磨が施される。具体的には、ガラス板１を、両面研磨装置の研磨用キャリアに設けられた保持孔内に保持しながらガラス板１の両側の主表面の研磨が行われる。第１研磨は、研削処理後の主表面に残留したキズや歪みの除去、あるいは微小な表面凹凸（マイクロウェービネスや、粗さ）のおおまかな調整（低下）を目的とする。
　第１研磨処理では、固定砥粒による上述の研削処理に用いる両面研削装置と同様の構成を備えた両面研磨装置を用いて、研磨スラリを与えながらガラス板１が研磨される。第１研磨処理では、遊離砥粒を含んだ研磨スラリが用いられる。第１研磨に用いる遊離砥粒として、例えば、酸化セリウム、あるいはジルコニア等の砥粒が用いられる。両面研磨装置も、両面研削装置と同様に、上下一対の定盤の間にガラス板１が狭持される。下定盤の上面及び上定盤の底面には、全体として円環形状の平板の研磨パッド（例えば、樹脂ポリッシャ）が取り付けられている。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、ガラス板１と各定盤とを相対的に移動させることにより、ガラス板１の両主表面を研磨する。研磨砥粒の大きさは、平均粒径（ｄ５０）で０．５～３μｍの範囲内であることが好ましい。
　第１研磨後または第２研磨後に、ガラス板１を化学強化してもよい。この場合、化学強化液として、例えば硝酸カリウムと硝酸ナトリウムの混合熔融液等を用い、ガラス板１を化学強化液中に浸漬する。これにより、イオン交換によってガラス板１の表面に圧縮応力層を形成することができる。
　次に、ガラス板１に第２研磨が施される。第２研磨処理は、主表面の仕上げ加工を目的とする。第２研磨処理は鏡面研磨である。第２研磨においても、第１研磨に用いる両面研磨装置と同様の構成を有する両面研磨装置が用いられる。具体的には、ガラス板１を、両面研磨装置の研磨用キャリアに設けられた保持孔内に保持させながら、ガラス板１の両側の主表面の研磨が行われる。第２研磨処理では、第１研磨処理に対して、遊離砥粒の種類及び粒子サイズが異なり、樹脂ポリッシャの硬度も異なる。樹脂ポリッシャの硬度は第１研磨処理時よりも小さいことが好ましい。例えばコロイダルシリカを遊離砥粒として含む研磨液が両面研磨装置の研磨パッドとガラス板１の主表面との間に供給され、ガラス板１の主表面が研磨される。第２研磨に用いる研磨砥粒の大きさは、平均粒径（ｄ５０）で５～５０ｎｍの範囲内であることが好ましい。第２研磨処理後のガラス板１の主表面の粗さは、例えばＡＦＭを用いて測定したときの算術平均粗さＲａで０．２ｎｍ以下である。
　なお、化学強化処理の要否については、ガラス組成や必要性を考慮して適宜選択すればよい。また、第１研磨処理及び第２研磨処理の他にさらに別の研磨処理を加えてもよく、２つの主表面の研磨処理を１つの研磨処理で済ませてもよい。また、上記各処理の順番は、適宜変更してもよい。
　こうして、ガラス板１の主表面を研磨して、磁気ディスク用ガラス板に要求される条件を満足した磁気ディスク用ガラス基板を得ることができる。
　この後、主表面が研磨されて作製されたガラス板１（磁気ディスク用ガラス基板）に、少なくとも磁性膜を形成して磁気ディスクが作製される。
　このように、ガラス板１の製造方法では、面取処理を行ったガラス板１の主表面を研削あるいは研磨する。この場合、端面の面取処理後、主表面の研削あるいは研磨の前に、端面の研磨を行わない、あるいは、端面の研磨を行っても、端面の研磨による取り代量は５μｍ以下とすることができる。したがって、端面研磨量を減らすことにより生産コストを低減することができる。これは、レーザ光Ｌにより、表面凹凸が小さい面取面（端面）を形成することができるからである。換言すれば、レーザ光Ｌの照射によって、端面（面取面や側壁面を含む）に火造り面を形成することができる。火造り面は、ガラス表面を加熱して溶融させることにより形成されるものであり、傷やマイクロクラックが少ない滑らかな面である。　レーザ光Ｌの照射によって形成された面取面（端面）の表面粗さは、例えば算術平均粗さＲａ（ＪＩＳ　Ｂ０６０１　２００１）で５０ｎｍ以下にすることができる。なお、上記算術平均粗さＲａは３０ｎｍ以下とすることがより好ましく、２０ｎｍ以下とすることがさらに好ましい。端面の算術平均粗さＲａは、例えばレーザー顕微鏡で測定することができる。
　一実施形態によれば、ガラス板１は、ガラス転移点Ｔｇが５００℃以上のガラスで構成することができる。ガラス転移点Ｔｇは６５０℃以上であることが好ましく、７５０℃以上であることがより好ましい。ガラス転移点Ｔｇが高い程、ガラス板１を加熱したときの熱収縮と、熱収縮に起因して発生する変形（基板の反り等）を抑制することができる。したがって、磁気ディスクの磁性膜等を磁気ディスク用ガラス基板に形成する際の熱処理を考慮して、ガラス転移点Ｔｇを６５０℃以上とすることが好ましく、７５０℃以上とすることがより好ましい。
　本実施形態におけるガラス板１あるいはガラス素板１０の材料として、アルミノシリケートガラス、ソーダライムガラス、ボロシリケートガラスなどを用いることができる。また、主表面の平坦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、アモルファスのガラスとするとさらに好ましい。
　本実施形態のガラス板１あるいはガラス素板１０の組成を限定するものではないが、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％、Ｂ２Ｏ３を０～１５％、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０～３５％、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。
（実験例）
　本実施形態のガラス板１の製造方法の効果を確認するために、平均線膨張係数αの異なるガラス素板１０を種々用意し、ガラス素板１０の事前加熱における温度Ｔｐを種々変更して、ガラス板１を作製し、ガラス板１の“割れ”、“遅れ割れ”を目視で観察した。さらに、“割れ”、“遅れ割れ”のないものは、研削及び研磨を行った後、“ひび”を目視により観察した。
　ガラス板１の外径は９５ｍｍ、内孔の内径は２５ｍｍ、厚さＴｈは０．７ｍｍであった。　事前加熱では、ガラス素板１０の主表面全体を赤外線ヒータにより加熱した。この事前加熱により内周端面及び外周端面も同時に加熱される。ガラス素板１０の温度Ｔｐは、非接触温度計（サーモグラフィ）を用いて計測した。加熱したときのガラス素板１０の主表面の温度を計測したところ、主表面の中周部において温度Ｔｐとなっており、内周端面及び外周端面の近傍を含む主表面全体において略均一な温度であった。
　レーザ光Ｌの照射条件は、幅Ｗ１＝１ｍｍ、長さＷ２＝１０ｍｍとし、平均パワー密度Ｐｄを５．１［Ｗ／ｍｍ２］とした。レーザ光Ｌの端面１４に沿って移動する移動速度２０［ｍｍ／秒］とした。先にガラス素板１０の外周端面を面取処理し、その後内周端面を面取処理した。事前加熱は外周端面の面取処理の前に温度Ｔｐで実施し、温度を維持しつつ外周端面の面取処理と内周端面の面取処理とをこの順で行った。なお、面取り処理後、主表面の残留応力を低減させるためのアニール処理を行わなかった。
　下記表１に、各条件における割れ発生レベルを示す。“割れ発生レベル”の欄における“Ｃ”は、レーザ光照射直後に“割れ”が発生したことを意味する。“Ｂ”は、レーザ光照射直後の“割れ”は発生しなかったが“遅れ割れ”が発生したことを意味する。“Ａ”は、レーザ光照射直後の“割れ”、及び“遅れ割れ”が発生しなかったが、“ひび”が発生したことを意味する。“ＡＡ”は、レーザ光照射後の“割れ”、“遅れ割れ”、及び“ひび”が発生しなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
表１の結果より、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足するように事前加熱をする（条件６～１５）ことにより、レーザ光の照射後においてレーザ照射直後の“割れ”が発生しないことがわかる。
　また、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．６７×１０７・α＋５００を満足するように事前加熱をする（条件１６～２５）ことにより、“遅れ割れ”が発生しないことがわかる。
　また、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．２８×１０７・α＋４２８を満足するように事前加熱をする（条件２６～３０）ことにより、“ひび”が発生しないことがわかる。
　次に、条件２６～２８において、内周端面の面取処理時の温度Ｔｐが、外周端面の面取処理時の温度Ｔｐより２０℃低くなるように調節して円環状のガラス板１を作製し、さらに、算術平均粗さＲａが０．２ｎｍ以下となるように主表面の研磨を行って磁気ディスク用ガラス基板を得た（条件３１～３３）。条件３１～３３のそれぞれにおいて得られた、主表面研磨前の円環状のガラス板１及び主表面研磨後の磁気ディスク用ガラス基板についてリタデーションを測定したところ、いずれの条件においても主表面研磨前後におけるリタデーション値の値や分布はほぼ同一であった。具体的には、いずれの条件においても、主表面の残留応力の最大値は５０ｎｍ以下であり、半径方向において外周端面近傍及び内周端面近傍にリタデーション値のピークが存在し、内周端面近傍の主表面端部の残留応力の最大値は、外周端面近傍の主表面端部における残留応力の最大値よりも大きかった。また、内周端面近傍の主表面端部の残留応力の最大値は５０ｎｍ以下であり、外周端面近傍の主表面端部の残留応力の最大値は３０ｎｍ以下であり、中周領域の残留応力は２０ｎｍ以下であった。また、外周端面及び内周端面の表面粗さＲａは５０ｎｍ以下であった。
　また、（Ｔｇ－Ｔｐ）を変更した以外は条件３０と同じ条件で円環状のガラス板１を作製した（条件３４～３７）。これらの条件の割れ発生レベルはいずれもＡＡであった。これらの条件において、事前加熱を含むレーザ照射処理の前後のガラス素板及びガラス板の平坦度を測定し、平坦度の増加量を算出した結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の結果より、（Ｔｇ－Ｔｐ）≧５０℃とすると平坦度の増加量を３０μｍ以下に抑制できることがわかる。また、（Ｔｇ－Ｔｐ）≧１００℃とすると平坦度の増加量をさらに小さい１５μｍ以下に抑制できることがわかる。
　以上、本発明のガラス板の製造方法、磁気ディスク用ガラス基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法、及び円環形状のガラス板について詳細に説明したが、本発明は上記実施形態及び実施例に限定されず、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もちろんである。
１　ガラス板
３　円孔
５，７　端面
１０　ガラス素板
１２　主表面
１４　端面
１６　円孔
２４　集束レンズ 

Claims (11)

  1. 　端面の面取処理を含むガラス板の製造方法であって、
    　前記面取処理は、
    　前記面取処理の前のガラス素板の端面にレーザ光を照射して面取面を形成するステップと、
    　前記レーザ光の照射前に前記ガラス素板を加熱するステップと、を備え、
    　前記ガラス素板を加熱したときの前記ガラス素板の温度をＴｐ［℃］とし、前記ガラス素板のガラス転移点をＴｇ［℃］とし、前記ガラス素板の平均線膨張係数をα［１／℃］としたとき、（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－５．６７×１０７・α＋８４０を満足する、ことを特徴とするガラス板の製造方法。
  2. 　（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．６７×１０７・α＋５００を満足する、請求項１に記載のガラス板の製造方法。
  3. 　（Ｔｇ－Ｔｐ）≦－３．２８×１０７・α＋４２８を満足する、請求項１または２に記載のガラス板の製造方法。
  4. 　（Ｔｇ－Ｔｐ）≧５０℃を満足する、請求項１～３のいずれか１項に記載のガラス板の製造方法。
  5. 　前記ガラス素板の平均線膨張係数αは、２０×１０－７［１／℃］～６０×１０－７［１／℃］である、請求項１～４のいずれか１項に記載のガラス板の製造方法。
  6. 　前記面取処理の後の前記ガラス素板にアニール処理を行わない、請求項１～５のいずれか１項に記載のガラス板の製造方法。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のガラス板の製造方法を用いて磁気ディスク用ガラス基板を製造する方法であって、
    　前記ガラス素板は、円環形状であり、
    　前記ガラス板の製造方法を用いて前記ガラス板を製造した後、製造した前記ガラス板の主表面に研削及び／又は研磨を行って磁気ディスク用ガラス基板を製造することを特徴とする磁気ディスク用ガラス基板の製造方法。
  8. 　請求項７に記載の磁気ディスク用ガラス基板の製造方法により製造された前記磁気ディスク用ガラス基板の主表面に磁性膜を形成する、ことを特徴とする磁気ディスクの製造方法。
  9. 　中心部に円孔を有する円環形状のガラス板であって、
    　前記円環形状のガラス板は、主表面と、前記円孔の輪郭を形成する内周端面と、外周端面とを有し、
    　前記内周端面及び前記外周端面には面取面を有しており、
    　前記内周端面の近傍の前記主表面の端部における残留応力の最大値は、前記外周端面の近傍の前記主表面の端部における残留応力の最大値よりも大きい、ことを特徴とする円環形状のガラス板。
  10. 　前記ガラス板の主表面のいずれの場所でも、残留応力はリタデーション値で５０［ｎｍ］以下である、請求項９に記載の円環形状のガラス板。
  11. 　前記ガラス板は磁気ディスク用ガラス基板であって、
    　前記主表面の算術平均粗さＲａは０．２ｎｍ以下である、請求項９又は１０に記載の円環形状のガラス板。
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