专利名称：结晶玻璃及其制法、磁盘用基片和磁盘的制作方法
本申请是分案申请。原申请的申请日为1996年12月21日，其申请号为96123896.8，发明名称为“磁盘用基片、磁盘及磁盘用基片的制造方法”。
本发明涉及磁盘用基片及其适用于基片的结晶玻璃、磁盘和磁盘用基片的制造方法。
计算机等磁记录装置的主要构成要素有磁记录载体和磁记录重放用的磁头。作为磁记录载体，公知的有软磁盘和硬磁盘。其中，作为硬磁盘用的基片材料目前可使用的主要是铝合金。但是，最近随着硬磁盘驱动器的小型化，使磁头的上浮量明显减少。伴随而来的是对磁盘表面的平滑性有极高的精度要求。
一般，磁盘表面凹凸的最大高度必须在磁头的上浮量的一半以下。例如，上浮量为75nm的硬磁盘驱动，盘表面凹凸的最大高度必须在38nm以下。特别是近来，要求磁盘用基片的读写区的表面粗糙度算术平均偏差值Ra在20埃以下。但是，对于铝合金基片，由于其硬度低。采用高精度磨料及加工机械进行研磨加工，由于研磨面塑性变形，难以制造一定程度以上的高精度平坦表面。即使铝合金基片表面镀镍-磷，也无法形成上述水平的平滑面。
而且，随着硬磁盘驱动器的小型化、薄型化的进展，对磁盘用基片的厚度减小的要求日益强烈。但是，由于铝合金的强度、刚性较低，所以既要保持由硬磁盘驱动器的规格所要求的强度，又要使磁盘薄型化是困难的。特别是，如果把磁盘用基片加工至0.5mm厚以下，则由于基片强度不足，存在产生基片高速旋转时和装置起动时基片反弹，基片面出现偏差的问题。
而且，近来开始使用磁阻效应型磁头(MR磁头)，对磁盘噪声的降低要求日益强烈。作为降低此噪声的方法，已知在溅射磁性膜时，或者在溅射后，对磁性膜热处理是有效的。这样，由于热处理能有效地降低磁盘噪声，必须在280℃或以上的温度下进行此热处理。但是，铝合金基片不能加热到280℃以上的此热处理温度。
为了解决上述问题，作为磁盘用基片材料，玻璃制的磁盘用基片已有一部分实用化了。但是，作为HDD用的磁盘用基片，由于要求极高的强度，必须使用化学强化玻璃和微晶玻璃等强化玻璃，而使用这些材料，则可形成具有20埃以下的极小Ra的磁记录面。
由于玻璃的强度还是较低，所以作为HDD用磁盘用基片使用时，可靠性也不够。而且，已知的还有钠钙玻璃等化学强化玻璃，如果使用这些玻璃作为磁盘用基片，则基片中含有的碱金属离子会溶出，往往腐蚀磁性膜。
另一方面，停止磁盘驱动器时，为了防止磁盘表面与磁头滑块吸附在一起，而使磁头滑块升起，必须在磁盘表面形成由高200埃的突起构成的纹理。另一方面，必须实现前述的高度平滑的表面。因此，在磁盘表面形成读写区和起落区，为了提高读写区的磁记录密度而进行精密研磨加工，在起落区形成纹理。
作为形成这种纹理的方法，对于钠钙玻璃(化学强化玻璃)，是采用光刻及腐蚀法。但是，此种方法成本高，特别是由于构成纹理的突起顶部的面积较小，需要更大的成本。
而且，对于铝制磁盘用基片等，采用如下方法，即在基片表面溅射低熔点金属，通过加热形成细微的半球状突起。但是，仅在起落区形成这些突起是困难的，需要较高的成本。
对于结晶玻璃制的磁盘用基片，是采用如下方法，即利用构成结晶玻璃的结晶粒与晶界相之间的硬度差，通过研磨加工形成纹理。但是，由此方法在起落区和读写区均形成纹理，不能仅在着靶区一方形成纹理。
因此，本发明人对作为磁盘用基片的材料所使用的结晶玻璃做了研究。在结晶玻璃中，所含的碱金属离子大部分是存在于结晶相中，由于玻璃母体中连微量都不存在，所以不会发生碱金属成分溶出，腐蚀磁性膜的问题。而且，对于结晶玻璃，与化学强化玻璃相比，由于不存在硬度和抗弯强度的偏差，所以可靠性更为优异，尤其是磁盘用基片厚度薄至0.5mm以下时更好。
但是，由于化学强化玻璃整体是非晶的，为了作为磁盘用基片使用，要对化学强化的玻璃表面抛光加工，这样可使加工后的表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)降至6埃的程度。但是，对于结晶玻璃，由于结晶相与非晶相的硬度不同，即使抛光加工后，结晶相与非晶相之间也会产生不可避免的微小凹凸。结果，难以使加工面的表面粗糙度算术平均偏差值抑制在20埃以下。
基于这些理由，本发明人发现，如果使用特定的Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃，则可使精密研磨加工后的加工面的表面粗糙度算术平均偏差值减小到20埃以下的水平，特愿平7-174895号说明书中详细公开了使用此结晶玻璃的磁盘用基片。
但是，此后，随着多媒体化的进展，日渐希望把图象信息等大容量信息记录在更小型的磁盘内，需要进一步提高磁盘的记录密度。结果，要求特别是磁盘的读写区中，表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)在10埃以下。由一般的结晶玻璃构成的基片，尤其是由Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃构成的磁盘用基片中，极难满足这些条件。不过，如果是非结晶化的玻璃，或者是结晶化率较低的结晶化过程的玻璃，则可以使精密研磨加工后的表面粗糙度算术平均偏差值在10埃以下，但这些材料强度相对较低，所以不能获得磁盘用基片所要求的强度。
本发明的目的是提供一种在玻璃制磁盘用基片表面，特别是起落区等所希望的位置形成纹理的方法。
而且，本发明的目的是在短时间内以高生产率对多个磁盘用基片形成。
另外，本发明的目的是在Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃中，一边维持预定的结晶率和强度，一边使结晶玻璃表面精密研磨加工后的表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)显著降低，特别是获得具有10埃以下的Ra的平滑面。
进而，本发明的目的是在Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃中，一边维持预定的结晶率及强度，一边获得具有10埃以下的Ra的研磨加工面，而且在此面上形成适当高度的纹理。
本发明第一方案涉及一种磁盘用基片，包括玻璃制的磁盘用基片本体，其特征在于，此磁盘用基片本体至少在表面区域含有吸收光的金属元素，而且此磁盘用基片本体表面形成有纹理；而且还涉及一种磁盘，其特征在于包括所述的磁盘用基片，在所述磁盘用基片上形成的磁性膜。
而且，本发明的第一方案还涉及上述磁盘用基片的制造方法，其特征在于玻璃制的磁盘用基片本体至少在表面区域含有吸收光的金属元素，通过在此磁盘用基片本体表面照射高能量光来形成纹理。
本发明的第二方案涉及结晶玻璃，其特征在于是Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃，含有65-85wt％的SiO2、8-15wt％的Li2O、2-8wt％的Al2O3、1-5wt％的P2O5和1-10wt％的ZrO2，主结晶相是焦硅酸锂(Li2O·2SiO2)。
而且，本发明的第二方案还涉及一种磁盘用基片，其特征在于由所述结晶化玻璃构成，具有表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)在10埃以下的平滑面；而且还涉及具有所述磁盘用基片、在磁盘用基片的平滑面上形成的底膜和在此底膜上的金属磁性层。
为了制造与第二方案相关的结晶玻璃，在制造Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃时，通过在最高温度为680℃-770℃的热处理，使含有65-85wt％的SiO2、8-15wt％Li2O、2-8wt％的Al2O3、1-5wt％的P2O5和1-10wt％的ZrO2的原料玻璃结晶化。
第一方案本发明人对为在玻璃制磁盘用基片、特别是结晶玻璃所构成的磁盘用基片表面有效地形成纹理进行了研究。在此过程中，磁盘用基片至少在表面区域预先含有吸收预定波长段的光的金属离子，向磁盘用基片表面照射高能量光，从而可发现高能量光的照射区域隆起。因此，如果适当控制此隆起的尺寸，可以发现作为磁盘用基片表面上的纹理，尤其是起落区上的纹理是非常有效的，因而做出了本发明。
至少借助在磁盘用基片的表面区域含有上述金属元素，从而可以适当地实施隆起的形成。特别是，根据本发明容易使形成的隆起成为其顶部极小的形态。这样，通过使顶部面积减少，可以进一步减少与磁头表面的摩擦。
这样，根据本发明，针对由各种玻璃构成的磁盘用基片，可以在其特定部位、尤其是仅在起落区，在短时间内极有效地形成具有所希尺寸的纹理，由此可以低成本地批量生产适合高密度记录的磁盘用基片。
而且，可以仅控制高能量光的照射面积、输出等，任意地控制顶部面积以及顶部全面积与起落区面积之比例，可以发现此控制极为容易。这里，所谓顶部全面积是指隆起部位的顶部中实际与磁头滑块接触的部分的全面积。
本发明第一方案中，作为构成磁盘用基片的玻璃，可例举的有钠钙玻璃等化学强化玻璃、结晶玻璃、无碱玻璃、硅酸铝玻璃。其中，从强度失来看，以化学强化玻璃和结晶玻璃为好。
另外，结晶玻璃与化学强化玻璃相比，由于其硬度和抗弯强度无离散，所以强度的可靠性进一步提高。特别是，一边使磁盘用基片厚度减薄至0.5mm以下，一边保持期望的强度，这是非常理想的。作为这种结晶玻璃，特别是以Li2O-SiO2-Al2O3系结晶玻璃为好。以下说明这种良好新颖的结晶玻璃的组成和制造方法。
所谓磁盘用基片表面区域是指从表面看至少涉及深10μm的区域。必须至少在此范围内含有上述金属离子。
如果磁盘用基片表面区域内导入的金属元素的量过多，则由高能量光产生的突起高度较大。而且，突起高度与照射的高能量光的光量、扫描速度及光圈状态等、单位面积的光照射点、单位时间供给的热量相关，必须适当地设定这些各种参数。
因照射高能量光而发生突起的原因，尚不明确，但可考虑如下理由。亦即，在磁盘基片表面区域，含有金属离子的位置提高了对照射的光的吸收率，到达了产生物质移动的温度。磁盘用基片表面，残留有精密研磨加工时增加的加工形变。这种形变由高能量光的热所释放，可考虑为体积膨胀。而且可认为是，平滑切开的表面，在高能量光的热作用下，向其表面积变小的方向发生物质移动。进而，基片所含的结晶相在高能量光的热作用下转变为非晶质，可以认为随着这种转变体积发生膨胀。
作为上述金属元素，以银、一价铜、铊、锰、铬、钴、铁、镍、钛、钒、铈、钕等各金属元素为好。作在磁盘用基片表面照射的激光，以YAG激光、氩离子激光等为好。特别是YAG激光较好。而且，激光波长可根据表面导入的金属元素种类来变化。
为了使磁盘用片至少在表面区域含有上述金属元素，可采用以下两种方法。
(方法一)仅在磁盘用基片表面区域含有金属离子。为此，首先对磁盘用基片做精密研磨加工，之后，把此磁盘用基片浸渍在预定的金属离子的融盐中，金属离子可在磁盘用基片表面区域扩散。而且在磁盘用基片的精密研磨面上涂覆含有预定的金属离子浆料，通过对磁盘用基片加热处理，可使金属离子向磁盘用基片表面区域扩散。
此方法中，特别是以银离子、一价铜离子、铊离子为好，银离子最好。而且，作为使这些金属离子在基片内扩散的融盐，可例举硝酸银、氯化亚铜、硝酸铊等。
(方法二)磁盘用基片全部都可含有金属离子。换言之，作为构成磁盘用基片的玻璃成分，可以包括含金属离子的氧化物。此时，在磁盘用基片的原料玻璃成形阶段，在原料粉末中混合上述金属的单体或者金属化合物，获得混合粉末，溶融此混合粉末，制造原料玻璃。
根据此方法的磁盘用基片及其制造方法，在与已有的磁盘用基片同样的制造方法中，如果在原料玻璃制造阶段添加上述金属单体或者化合物则较好，因此制造上的便利较大。如果采用把磁盘用基片在上述融盐中浸渍的方法，由于需要此浸渍工序，所以增加了一道制造工序，因而是不利的。而且，根据本方案，磁盘用基片的各部分的物性难以发生偏离。
此时，上述氧化物以选自下列集合中的一种以上的金属氧化物为好，氧化锰、氧化铬、氧化钴、氧化铁、氧化镍、氧化钛、氧化钒、氧化铈、氧化钕、氧化银、氧化铜及氧化铊，选自下列集合中的一种以上的金属氧化物更好，氧化锰、氧化铬、氧化钴、氧化铁、氧化镍、氧化钛、氧化钒、氧化铈及氧化钕。而且，可以使用选自下列集合中的一种以上的金属氧化物，氧化银、氧化铜、氧化铊、氧化铁、氧化铬及氧化钴。
作为玻璃原料中可含有的金属化合物，以上述各种金属的氧化物为好，但也可使用上述各种金属的氢氧化物、碳酸盐、硝酸盐、磷酸盐等。而且，在使用氧化铬时，可使用氧化二铬。
这里，玻璃原料中的金属或金属化合物的添加量，换算成金属氧化物的重量时，相对于其原料粉末的100重量份，以0.01-3.0重量份的范围内为好。如果不足0.01重量份，则不能有效地吸收预定波长的高能量光。而且，如果添加量超过3.0重量份，则在接收光的场合的状态，成为蒸发中心，难以形成适当形状的纹理。
以下展示上述各金属氧化物与为形成纹理而最有效的高能量光的波长的关系。
表1
基片中可以含有上述各种金属氧化物中的一种。这时，较好的是，对含有第一组的金属氧化物的基片，照射波长为750-1600nm的高能量光，对含有第二组的金属氧化物的基片，照射波长为400-750nm的高能量光，对含有第三组的金属氧化物的基片，照射波长为200-400nm的高能量光。
基片中可含有二种金属氧化物、三种以上的金属氧化物。这时，如果基片同时含有从上述各组之中的不同组选择的金属氧化物，则当高能量光波长属于任一组的波长范围，使用其波长高能量光均可有效地形成纹理。这时，属于各组的金属氧化物的比例，个个分别为0.01-3.0重量份为好。而且，金属氧化物的总量以0.01-10.0重量份为好。
在起落区形成的突起高度，在磁头滑块的上浮量的一半以下为好，因此在250埃以下为好，在200埃以下更好。而且，当磁盘反复使用时，由于此突起被磨损，此突起高度在50埃以上为好，在100埃以上更好。
如果起落区内的上述突起顶部所占面积较大，则磁盘旋转起始时的摩擦力较大。为此，该面积占起落区总面积的比例在50％以下为好。为了减少与磁头滑动接触引起的磨损，上述比例在2％以上为好。
本发明的制造方法中，精密研磨加工后的磁盘用基片，相对于高能量光，在一定方向上做相对旋转，与此相对，通过间歇地照射高能量光，可以连续地形成多个突起。这时，可以旋转高能量光的光源，也可旋转磁盘用基片，或者旋转两者。此时，各突起的平面形状成为磁盘用基片圆周方向延伸的圆弧状。作为其它方法，可以在起落区照射形成环状的高能量光，通过成形为预定图形狭缝，在起落区照射高能量光，通过这样，可以大幅度减少加工所需的时间。
在特别适合构成本发明的磁盘用基片的结晶玻璃中，其主结晶层，由焦硅酸锂(Li2O·2SiO2)相、β-锂辉石(Li2O·Al2O3·4SiO2)相或者β-锂辉石固溶体相所占据，而且SiO2结晶相所占比例在2wt％以下。
为了制造由这样的结晶玻璃构成的基片，要制造含有65-85wt％的SiO2、8-15wt％的Li2O、5-8wt％的Al2O3、1-5wt％的P2O5的组成的原料玻璃。在820-950℃的热处理温度加热此原料玻璃，制造结晶玻璃。最好通过精密研磨加工，使由此结晶玻璃构成的磁盘用基片的至少磁记录侧表面，其表面粗糙度算术平均偏差在20埃以下。
本发明人对构成磁盘的Li2O-SiO2-Al2O3系结晶玻璃重复研究，结果，通过限定该原料比例、而在上述温度条件下使原料玻璃结晶，Li2O-SiO2相和SiO2相大部分消失，成功地转变为Li2O-2SiO2相和β-锂辉石(Li2O·Al2O3·4SiO2)相或者β-锂辉石固溶体相。此结晶玻璃的主结晶相为焦硅酸锂相和β-锂辉石相或者β-锂辉石固溶体相所占据，而且SiO2相所占比例在2wt％以下。
这样，对由此结晶玻璃构成的磁盘用基片的磁记录面一侧进行精密研磨加工，从而成功地使其表面粗糙度算术平均偏差值在20埃以下。并且，这种研磨加工所需要的时间，与由已有的Li2O-SiO2-Al2O3系结晶玻璃构成的磁盘用基片相比，可以明显地减少。
获得如此的作用效果的理由，可以考虑为大概是因为，Li2O-2SiO2相与β-锂辉石相或者锂辉石固溶体相具有几乎相同的硬度，以这些相为主结晶相、而且几乎不含SiO2构成的结晶相的陶瓷组织，从微观来看具有相对于磨料大体上是均匀的物理特性。
这里，Al2O3是形成β-锂辉石及β-锂辉石固溶体的必要成分。其含量如果不足5wt％，则不能在结晶相中生成β锂辉石，同时如果SiO2结晶量超过2％，则使研磨加工后的基片表面的粗糙度算术平均偏差值变劣。
SiO2是获得焦硅酸锂相等的结晶相所必不少的基本成分，但如果其含量不足65wt％，则难以析出期望的结晶相，超过85％，则玻璃难以溶融。
然后，本发明人发现，试着对上述原料玻璃热处理的结果，必须采用820-950℃作为结晶化温度。亦即，已知已有的Li2O-SiO2-Al2O3系玻璃在700-950℃的宽范围内结晶化。但是，本发明中，通过使上述组成的原料玻璃结晶化，成功地实现了较好生成30-60wt％的焦硅酸锂相和1-40wt％的β-锂辉石及β-锂辉石固溶体相，而且其比例在1.0以上。
另外，为了使结晶玻璃的强度处于最高的状态，发现结晶温度在820-920℃的范围较好，在820℃-900℃更好。
具体地讲，原料玻璃热处理时，如果此热处理温度、亦即结晶化温度在700℃-750℃，会生成Li2O·SiO2相、Li2O·2SiO2相达30-50％，生成若干由SiO2构成的结晶相。这时，温度越高，Li2O·SiO2相和Li2O·2SiO2相就同时增加。这个阶段可以使表面粗糙度算术平均偏差较小，但基片强度低，无法使用。
如果温度上升至800℃，则Li2O·SiO2相急剧消失，Li2O·2SiO2相和SiO2相急剧增多。结果，表面粗糙度算术平均偏差增大，研磨加工所需时间显著增多。
可是，在820℃SiO2相消失。同时，Li2O·2SiO2相仅稍有增多。与此同时，发现β-锂辉石相急剧增多。亦即，在此温度区域中，开始发生Al2O3成分的结晶化，生成β-锂辉石相(Li2O、Al2O3、4SiO2)或者β-锂辉石固溶体。而且，达到上述(Li2O、Al2O3、4SiO2)的组成的前一阶段，结晶构造类似，但不能达到结晶相内Li2O、Al2O3及SiO2的正确比例，所以称为β-锂辉石固溶体。
因此，在820℃-900℃的范围内，焦硅酸锂相、β-锂辉石相或β-锂辉石固溶体同时缓慢增加。而且，在此范围内，平均晶粒直径在1.0μm以下，可以保持极高的基片强度。如果超过900℃，结晶相无大的变化，但如果玻璃陶瓷中的平均晶粒直径超过1.0μm，则会增加，开始可见基片强度降低的倾向，如果超过920℃，则基片强度更为降低。
本发明的基片中，β-锂辉石相与原来的焦硅酸锂相比较，如果过分增加，则表明存在问题。亦即，焦硅酸锂相/(β-锂辉石相及β-锂辉石固溶体总量)的重量比不足1.0之前，β-锂辉石颗粒的成长一直进行，作为磁盘用基片的机械强度降低。
这就意味着上述重量比例在1.0以上更好。
如果原料玻璃中的Al2O3成分超过8wt％，则β-锂辉石颗粒的成长终止，磁盘用基片的强度较低。因此，Al2O3的量必须在8wt％以下。
而且，上述制造方法中的原料玻璃加热时，至少在500℃以上的温度区域把升温速度控制在50-300℃/小时，从而有利于结晶核的生成。而且至少在500℃-580℃的温度区域内保持1-4小时，从而有利于结晶核的生成。
而且，此系的结晶玻璃中，可以含有其它成分。首先，作为P2O5以外的核形成剂，可单独含有或者2种以上混合含有TiO2、ZrO2、SnO2等金属氧化物或者铂等的金属、氟化物。而且可以含有0-7wt％的K2O。这样，可在降低玻璃的溶融、成形温度的同时，取得抑制成形时玻璃的失透现象。从发挥此作用来看，上述含量在2wt％以上更好。该含量超过7wt％，则出现玻璃陶瓷强度降低的倾向。As2O3和Sb2O3的一种或两种的含量总计可在0-2wt％。它们是玻璃溶融时的澄清剂。
其它，可含有0-3wt％的B2O3成分、0-3wt％的CaO成分、0-3wt％的SrO、0-3wt％的BaO。最好实际上不含MgO成分。
制造原料玻璃时，符合上述重量比例适当地混合含有上述各种金属原子的各种原料，使此混合物溶融。作为原料，例如可用各种金属原子的氧化物、碳酸盐、硝酸盐、磷酸盐、氢氧化物。而且，作为原料玻璃热处理进行结晶化时的气氛，可选用大气气氛、水蒸汽气氛、加压气氛。
为了对磁盘用基片精密研磨加工，可以采用通常所说的研磨、热光等公知的精密研磨加工方法。
第二方案接着说明与本发明第二方案相关的结晶玻璃的实体及其制造方法。本发明人多次对Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃的研究，但存在解决上述问题的困难。亦即，此系的结晶玻璃(典型地记载于特愿平7-174895号说明书)中，通常析出β-锂辉石相等，由此原料的组成中的添加剂种类如结晶化时的热处理温度，使得结晶彼此之间凝聚，往往形成二次颗粒，表明由此二次颗粒而使表面粗糙度算术平均偏差值进一步增大。
例如，在特开平6-329440号公报中，记载了控制Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃的表面粗糙度的方法，而由此方法不能把表面粗糙度算术平均偏差值降到10埃以下水平。
这样，本发明人发现，具有65-85wt％的SiO2、8-15wt％的Li2O、2-8wt％的Al2O3、1-5wt％的P2O5这样的Li2O-Al2O3-SiO2系的组成的原料玻璃结晶化时，此原料玻璃中含有ZrO2，原料玻璃在各种温度结晶化的时候，令人惊奇的是，在预定的结晶化温度的范围内，二次颗粒的凝聚消失，细小的微晶非常均匀地分散在玻璃相之间。结果，结晶玻璃在精密研磨加工后的表面粗糙度算术平均偏差明显降低，发现按所期望的能实现10埃以下的Ra，实现了本发明。
不添加ZrO2时，结晶中锂霞石(Li2O·Al2O3·2SiO2)相和锂辉石(Li2O·Al2O3·4SiO2)相占优势。如果添加0.5wt％的ZrO2，则锂霞石相和锂辉石相略有减少，但还残留相当多，并有若干二次颗粒残留。通过添加1.0wt％以上的ZrO2，锂霞石相和锂辉石相均明显减少，从显微镜看来发现二次颗粒的凝聚。与此同时，确定主结晶相成为焦硅酸锂(Li2O·2SiO2)。但是，由于进行结晶化，可以确认结晶玻璃的强度增大，具有作为磁盘用基片的足够的强度。
当焦硅酸锂的X射线衍射峰值强度为100时，锂霞石相的X射线衍射峰值强度和锂辉石相的X射线衍射峰值强度的总量，在50以下较好，40以下更好。
原料玻璃结晶化处理时，此结晶化工序的最高温度必须在680℃-770℃。如果超过770℃，依然生成锂霞石相等，精密研磨加工后的表面粗糙度算术平均偏差(Ra)增大。从这点讲，最高温度在760℃以下更好。而且，在680℃以上，可进一步提高结晶玻璃的强度。按此观点，在700℃以上更好。
本发明的结晶玻璃往往含有Al2O3相、β-方英石相、Li2O·SiO2相。当焦硅酸锂的X射线衍射峰值强度为100时，Al2O3相的X射线衍射峰值强度在50以下为好，β-方英石相的X射线衍射峰值强度在50以下为好，Li2O·SiO2相的X射线衍射峰值强度在70以下为好。这些的下限为零。但是，本发明的结晶玻璃实际上不含α-石英，亦即通过X射线衍射未检出α-石英，或者其峰值强度在5以下。而且，结晶玻璃的结晶化率在60％以上为好。
原料玻璃的组成中，SiO2是获得焦硅酸锂相等结晶相所必不可少的基本成分，如果SiO2的量不足65wt％，则难以析出期望的结晶相，超过85％，玻璃的溶融变得困难。
如果原料玻璃的Al2O3成分超过8wt％，锂霞石相的生成量容易过多，磁盘用基片的强度降低，而且粗糙度算术平均偏差增大，因此，Al2O3的量必须在8wt％以下。
ZrO2的含量与上述那样必须在1wt％以上，通过设定成2wt％以上，可进一步减小表面粗糙度算术平均偏差值。但是，如果ZrO2含量超过10wt％，玻璃的溶融温度变高，工业化的操作变难。按此观点，ZrO2含量在8wt％以下为好，在4wt％以下更好。
本发明的结晶玻璃中，可以含有其它成分。首先，可以单独或者二种以上混合含有TiO2、SnO2、铂等贵金属的氟化物。
而且，可以含有0-7wt％的K2O。这样可以降低玻璃溶融、成形温度，与此同时还有抑制成形时玻璃失透的效果。为发挥此作用，其含量在2wt％以上更好。而且，其含量如果超过7wt％，则出现结晶玻璃强度降低的倾向。
还可以含有总量为0-2wt％的As2O3和Sb2O3中的一种或两种。这些是玻璃溶融时的澄清剂。另外，可以含有0-3wt％的B2O3、0-3wt％的CaO、0-3wt％的SrO、0-3wt％的BaO。
但是，结晶玻璃中，以实质上不含上述的MgO成分为好。但是，这里所说的实质上不含有，其含意并不排除因其它成分的原料粉末中含有的不可避免的杂质而带来的MgO成分。
制造原料玻璃时，按上述重量比例适当地混合含有上述各种金属原子的各原料，溶融此混合物。作为此原料，可例举的有各金属原子的氧化物、碳酸盐、硝酸盐、磷酸盐、氢氧化物。而且，作为对原料玻璃热处理进行结晶化时的气氛，可以选择大气气氛、还原气氛、水蒸汽气氛、加压气氛等。
而且，在上述制造方法中的原料玻璃加热时，至少把500℃以上的温度区段的升温速度控制在50-300℃/小时，这样有利于结晶核生成的进行。而且，在500℃-580℃的温度区段内保持1-4小时，从而有利于结晶核生成的进行。
利用磨料对由上述结晶玻璃构成坯材进行精密研磨加工的工序，通过通常所称的研磨、抛光等公知的精密研磨加工方法进行研磨，做成磁盘用基片。可以在本发明的磁盘用基片主面上形成底处理层、磁性膜、保护膜等，还可以在保护膜上涂覆润滑剂。
由本发明的结晶玻璃制造的磁盘用基片，可以设置与读写区不同的降落区。降落区的表面粗糙度算术平均偏差(Ra)，在5-10埃为好。而且，读写区的最大高度在100埃以下为好。
其次，本发明人发现，采用第二方案的结晶玻璃制造磁盘用基片本体时，此磁盘用基片本体至少在表面区域含有吸收光的金属元素，在此表面照射高能量光，形成纹理，在进行此实验的位置，可以在表面粗糙度在10埃以下的极为平滑的精密研磨面上形成可控制高度的纹理。
磁盘用基片本体至少在表面区域含有吸收光的金属元素的方法，与上述本发明第一方案的项目中所说明的两种方法相同。特别是，结晶玻璃中作为氧化物含有的上述金属元素是适合的。
本发明人进行了进一步研究，上述氧化物是除氧化铬之外的氧化物时，其氧化物添加总量取0.01重量份以上，可以发现能形成高度适当、生产性良好的纹理。如果增加上述氧化物的添加量，β-锂霞石相的峰值强度将有增大的趋势。如果大到一定程度，则难以形成精密研磨加工后具有10埃的表面粗糙度算术平均偏差值的平滑面。按此观点，把上述氧化物的添加总量取在3重量份以下，特别是可抑制β-锂霞石相的生成，实现平滑的研磨面，同时还可大量形成纹理。
例如，添加氧化铁、氧化锰、氧化钴时，如果添加总量或者单独添加量超过3重量份，则在焦硅酸锂相峰值强度(2θ=24.8°)为100时，β-锂霞石相的峰值强度(2θ=26.1°)在50以上，不会使表面粗糙度算术平均偏差值在10埃以下。
但是，上述氧化物之中，如果添加氧化铬，则具有抑制β-锂霞石相生成的效果。因此，添加物中至少含氧化铬时，氧化铬的添加量在0.01重量份以上、10重量份以下为好。特别是，氧化铬和其余的上述氧化物合用时，氧化铬添加量在0.5重量份以上、10重量份以下，添加总量在3重量份以上-10重量份为好。
而且，根据本发明的磁盘用基片本体中可添加的吸收光的金属以过渡金属元素为好。
图1(a)是磁盘用基片1的一个例子的平面图。
图1(b)是磁盘10的一个例子的平面图。
图2(a)是在起落区3上形成的纹理的平面形状的平面示意图。
图2(b)是图2(a)的部分放大图。
图3是磁盘用基片在AgNO3融盐中的浸渍时间与因照射激光而产生的突起高度的关系示意图。
图4是用表面粗糙度计来测量因激光加工而生成的突起断面形状的结果曲线图。
图5是本发明的第二方案中，各种成分系的结晶玻璃的表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)与结晶温度的关系曲线图。
图6是各种成分系的结晶玻璃的锂霞石相的衍射强度与结晶温度的关系曲线图。
图7是对使用成分系C的原料，结晶温度在750℃所得的结晶玻璃，进行抛光加工所得的精密研磨加工面的陶瓷组织的扫描型电子显微镜象片。
图8是对使用成分系C的原料、结晶温度在790℃所得的结晶玻璃，进行抛光加工所得的精密研磨加工面的陶瓷组织的扫描型电子显微镜象片。
图9是对使用成分系A的原料、结晶温度在750℃所得结晶玻璃，经抛光加工所得精密研磨加工面的陶瓷组织的扫描型电子显微镜象片。
图10是对使用成分系F的原料、结晶温度在750℃ 所得结晶玻璃，经抛光加工所得精密研磨加工面的陶瓷组织的扫描型电子显微镜象片。
如图1(a)所示，本发明的磁盘用基片1中除了读写区2之外，还可设置起落区3。起落区3的平滑高度(Rp)定成50-200埃为好，另外，在起落区3内侧设置隔离多层部位4，同时此隔离多层部位4的表面粗糙度算术平均偏差值在3nm以下为好。在隔离多层部位4的内侧形成圆形孔5。
本发明的磁盘中，至少要在上述基片的主面上形成磁性膜。最好如图1(b)所示，在磁盘用基片1的表面上，依次形成底处理层6、磁性膜7、保护膜8、润滑膜9，由此制成磁盘10。
以下更具体地说明实验结果。
第一方案的实验结果实施例1磁盘用基片的原料玻璃的制造选取76.5wt％的SiO2、7.1wt％的Al2O3、11.4wt％的Li2O、2.9wt％的K2O、1.9wt％的P2O5及0.2wt％的Sb2O3，混合含各种金属的化合物粉末，在1350℃对此混合物热处理20小时，使其熔融，对此熔融物成形，慢慢冷却后获得圆形原料玻璃。
制成磁盘用基片在大气气氛中以50℃/小时的速度提高所得原料玻璃的温度，重850℃的大气气氛中热处理4小时。然后，以50℃/小时的速度冷却至室温，获得结晶玻璃构成的基片材料。此基片材料的尺寸是外径为65mm、内径为20mm的圆盘形状。
对此基片材料做结晶相的判定，测量各结晶相的重量比。通过X射线衍射来做这些测量。结果，焦硅酸锂相的比例占48wt％，β-锂辉石相的比例占19wt％。
使用金刚石磨料对此基片材料两侧主面做平面研削加工，形成厚度为0.75mm、平面度为8μm。然后，使用GC磨料对两侧的研削面进行研磨加工，获得厚0.64mm的精密研磨体。之后，使用氧化铈磨料，对精密研磨体精抛光加工，使其厚度为0.635mm。其表面粗糙度算术平均偏差值Ra为20埃，平面度在5μm以内。
向磁盘用基片表面区域导入银离子把磁盘用基片在25℃的异丙醇中浸渍4分钟，洗净。在97％的AgNO3溶液(温度250℃)浸渍磁盘用基片，从而在磁盘用基片表面区域含有银离子。
照射激光形成纹理对旋转中的磁盘用基片表面照射YAG激光(波长1.06μm、输出50W)。磁盘用基片的旋转速度为60mm/秒。这样，形成多个如图2(a)及(b)所示的平面形状的突起。这里，起落区3中，朝向圆周方向形成多个细长的突起11，各突起11在起落区3的半径方向排列有多个。用表面粗糙计来测量这些突起的表面形态。
各突起高度与溶液中磁盘用基片的浸渍时间的关系如图3所示。浸渍时间为60秒时在磁盘用基片表面生成的突起的断面形状由表面粗糙计来测量，结果如图4所示。
正如由这些结果可见，磁盘用基片在250℃的溶液中浸渍30-60秒时，在上述激光照射条件下，形成高度为100-200埃的突起。
实施例2与实施例1同样地，对磁盘用基片表面做抛光精加工，在保持为250℃的97％AgNO3溶液中浸渍45秒，在磁盘用基片表面导入银离子。在此磁盘用基片的起落区，用上述激光照射条件，按图2(a)(b)所示图形照射。结果，在激光照射部分，形成平均高度为170埃的突起。
这里，在图2(b)中，突起11的半径方向的尺寸c为0.05mm，突起11的圆周方向的尺寸a为0.065mm，相邻各突起11的圆周方向的间距b为0.8mm，相邻各突起11的半径方向的间距d为0.2mm。这样加工所需的时间每一块磁盘用基片仅需10秒。
在此磁盘用基片上，形成图1(b)所示的各层，制成CSS(接触起止)试验用磁盘10。亦即，在磁盘用基片1表面上，形成厚150nm的铬溅射膜作为底层6，在此表面上形成厚60nm的Co-Ta-Cr磁性膜7，在此表面上通过溅射形成厚30nm的碳膜作为保护膜8，在此表面涂覆润滑剂形成润滑层9。
此磁盘10供CSS试验用时，使用尺寸占磁头滑块的50％的薄膜磁头，重3.5g、旋转数为4500rpm，对起落区进行实验。结果，5万次CSS试验后，磁头与磁盘的摩擦系数为0.3，还非常好。
实施例3与上述实施例1同样，制造表2所示各实验序号的试料。
磁盘用基片的原料玻璃的制造选取76.5wt％的SiO2、7.1wt％的Al2O3、11.4wt％的Li2O、2.9wt％的K2O、1.9wt％的P2O5及0.2wt％的Sb2O3，混合含各金属的化合物。此时，把混合物粉末中的上述氧化物换算为100重量份，与此相对，按表2所示各添加比例(重量份)添加表2所示各添加物。但是，实验3-3中不添加上述金属氧化物。把此混合物放入铂坩埚中，在1450℃热处理15小时，使其熔融。把此熔融物注入铸模中，缓慢冷却，通过切割获得圆板状原料玻璃。
制做磁盘用基片在大气气氛中以50℃/小时的速度提高所得原料玻璃的温度，在850℃的大气气氛中热处理6小时。然后，以50℃/小时的速度冷却至室温，制成由结晶玻璃构成的基片材料。此基片材料的尺寸是外径为65mm、内径为20mm的圆盘状。
对此基片材料做结晶相判定，测量各结晶相的重量比。由X射线衍射法来完成这些测量。结果，焦硅酸锂相比例为48wt％，3-锂辉石相比例在19wt％。
使用金刚石磨料，对基片材料两侧主面做平面研削加工，直至厚0.75mm、平面度8μm。然后，使用GC磨料对两侧研削面做研磨加工，获得厚0.64mm的精密研磨体。之后，使用氧化铈磨料，对精密研磨体做抛光精加工，使其厚度达0.635mm。其表面粗糙度算术平均偏差值Ra为10埃、平面度在5μm以内。
照射激光形成纹理对旋转中的磁盘用基片表面照射YAG激光。磁盘用基片的旋转速度为60mm/秒。由此，形成图2(a)和(b)所示平面形状的多个突起。这里，在起落区3中，朝向其圆周方向形成多个细长的突起11，各突起11在起落区3的半径方向成多个排列。由表面粗糙计测量这些突起的高度及表面形态。
表2
本发明的3-1、3-2号实验中，使用波长1064nm的激光，添加3.0重量份的NiO或CuO。结果，可以形成150、180埃的具有尖顶端良好形态的突起。本发明之外的3-3号实验，不可能生成突起。而且，本发明的3-4～3-8号实验，基片内含有MnO2，其添加量做各种变化。结果，每一例均可形成突起。但是，由于作为纹理适当的突起高度通常为50-200nm，所以MnO2添加量在0.01-3.0重量份为好。
实施例4与上述实施例3相同，制造表3所示各实验序号的试样。但是，按表3所示改变添加金属化合物和添加量。
表3
本发明的4-1、4-2号实验，使用波长533nm的激光，添加1.0或2.0重量份的CoO或Nd2O3。结果，可以形成具有60、100埃的高度、具有尖的顶端的好形态的突起。本发明的4-3～4-7号实验，使用波长266nm的激光，添加1.0重量份的TiO2、V2O5、K2Cr2O7、Fe2O3、CeO2。结果，可以形成具有80-170埃的高度及尖的顶端的良好形态的突起。
实施例5与上述实施例3相同，制造表4所示各实施序号的试样。但是，按表4所示改变添加金属化合物和添加量，分别添加三种金属氧化物。
表4
本发明的5-1～5-3号实验，添加MnO2、CoO和K2Cr2O7，改变激光波长为1064nm、533nm、266nm。结果，无论照射何种波长的激光，均能形成高度为50-200埃、具有尖顶端的良好形态的突起。
本发明的5-4、5-5号实验，添加CoO、Fe2O3和TiO2或MnO2，激光波长是533nm。结果，能形成高度为50、110埃、具有尖顶端的良好形态的突起。
以下，说明与本发明第二方案相关的实验结果。
按表5所示各氧化物的比例制备各成分系的原料。但是，表5所示各比例表示的原料玻璃中的各金属的氧化物的重量百分比。
表5
由成份系C的制造例按表5的成分系C所示的各氧化物重量比，混合含各金属的化合物，在1400℃对此混合物热处理熔融，对此熔融物成形，缓慢冷却，制得原料玻璃。把所得的原料玻璃在氮气氛中520℃温度下保持1小时，使形成晶核，然后以100℃/小时的速度升温，用表6所示的一定晶化温度保持4小时，接着冷却至室温，获得晶体玻璃。
从各结晶玻璃切生长15mm、宽15mm、厚0.8mm的试样，在贴有聚氨基甲酸乙酯衬垫的两面抛光盘上，使用平均颗粒直径为1.5μm的氧化铈磨料，对试样两面进行抛光精研磨加工。使用安装有探针直径为0.5μm的探针的表面粗糙度测量仪，测量此精抛光的表面的表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)。表6列出了测量结果。通过X射线衍射法，判定结晶玻璃中的各结晶相，而且测量各结晶相的峰值强度。因此，以焦硅酸锂(Li2O·2SiO2)的峰值强度为100时的各结晶相的峰值强度的相对比例列于表6。图5展示了表面粗糙度算术平均偏差(Ra)与结晶温度的关系，图6展示了锂霞石相的衍射强度(绝对值)与结晶温度的关系。
表6
成分系A的制造例与上述同样地制造各试样，对各个试样测量其Ra各结晶相的峰值强度的相对比例。结果如表7所示。而且，图5展示了表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)和结晶温度的关系，图6展示了锂霞石相的衍射强度与结晶温度的关系。
表7
成分系B的制造例与上述同样地制造各试样，测量各试样的Ra和各结晶相的峰值强度的相对比例。结果如表8所示。而且，图5展示了表面粗糙度算术平均值(Ra)与结晶温度的关系，图6展示了锂霞石相的衍射强度与结晶温度的关系。
表8
成分系D、E的制造例与上述同样地制造各试样，测量各试样的Ra和各结晶峰值强度的相对比例。结果如表9所示。
表9
对使用成分系A、B、C、D、E的结晶玻璃的评价成分系A中不添加ZrO2。此时，随着结晶温度的降低，表面粗糙度算术平均偏差值缓慢下降，在730℃的结晶温度时该平均值约为15埃。而且，锂霞石相的衍射强度较大。
成分系B中添加了0.5wt％的ZrO2，但未发现其表面粗糙度算术平均偏差值和锂霞石相等结晶相，与使用成分系A时明显不同。
与此相对，使用添加了2.0wt％的ZrO2的原料的成分系C中，结晶温度接近770℃时，表面粗糙度算术平均偏差值明显减少，结果可获得10埃以下的表面粗糙度算术平均偏差值。但是，此时未发现结晶玻璃的强度降低。
通过观察结晶温度与结晶相的关系，在使用成分系C时，尤其是从图6可看出，生成锂霞石相的结晶温度，与不添加ZrO2时相比，向高温侧漂移。结果，锂辉石相的生成温度进一步提高。并且，结晶温度在从约790℃ 到约770℃时，锂霞石相的生成量明显减少，同时，焦硅酸锂相增加，表明生成了Al2O3相。由此结果可知，锂霞石相的峰值强度的相对比例在50以下时，结晶玻璃精密研磨加工后的表面粗糙度平均偏差值显著降低。
成分系D相对于成分系C而言，SiO2略有增加，Li2O略有减少，但获得同样的结果。而且成分系E、成分系D中，还增加了0.1wt％的Fe2O3，而且减少了0.1wt％的K2O，但得到同样的结果。
使用成分系F的制造例及评价使用成分系F的原料，如前所述，制造由结晶玻璃构成的试样，测量表面粗糙度算术平均偏差值和结晶相。在此成分系中，SiO2减少至71.0wt％，作为替换添加3.5wt％的MgO。在750℃结晶化时，由X射线衍射图形不能观察到锂霞石相和锂辉石相，但能观察到α-石英相。抛光加工后的表面粗糙度算术平均偏差值为18埃。
利用电子显微镜观察此精密研磨面，研磨面可见α-石英的二次颗粒。由于此凝聚的二次颗粒的硬度比其它结晶相和晶界还高，所以难以获得高于上述的平滑性。
用电子显微镜观察在抛光加工后，把上述各试样在5wt％的氢氟酸溶液中腐蚀1分钟，用扫描型电子显微镜观察此腐蚀面。其中，图7展示的是使用成分系C、结晶温度为750℃ 的情形，图8所示是使用成分系C、结晶温度为790℃的情形，图9所示是使用成分系A、结晶温度为750℃的情形，图10所示是使用成分系F、结晶温度为750℃的情形。
由图8可知，结晶温度为790℃时，由锂霞石相的生长形成二次颗粒，生成聚集颗粒，由于此二次颗粒与焦硅酸锂相硬度不同，所以难以提高表面粗糙度算术平均偏差值。与此相对，由图7可知，由于锂霞石相减少，上述二次颗粒消失。正如由图6也可知的此状态那样，残留有微量的锂霞石相，但可认为其不生长对表面粗糙度无影响。这种现象，从未图示的其它扫描电镜照片也明确地看出。
图9、图10中也可见到由锂霞石相或者α-石英相构成的二次颗粒。
强度的测量结果由使用成分系C的原料、结晶温度为730℃的结晶玻璃切出尺寸为4×40×3mm的试样，根据“JIS R1601”测量室温的4点抗弯强度。结果，是24OMPa。由使用成分系A的原料、结晶温度为730的结晶玻璃切出尺寸为4×40×3mm的试样，根据“JIS R1601”测量室温的4点抗弯强度。结果是220MPa。
再对使用成分系A的原料、结晶温度为700℃所得的结晶玻璃，使用与上述相同的方法测量其4点抗弯强度，结果是150MPa。
以下，说明在第二方案的磁盘用基片本体上通过激光形成纹理的实施例。
实施例6按如下组成比例混合含各金属的化合物粉末，SiO276.1wt％、Li2O 9.9wt％、Al2O37.1wt％、K2O 2.8wt％、ZrO22.0wt％、P2O51.9wt％、Sb2O30.2wt％。此时，把该混合粉末按上述氧化物换算为100重量份，与其相对地按表10所示比例(重量份)添加表10所示的添加物。将此混合物放入铂坩埚，在1450℃热处理5小时，使其熔融。将此熔融物压制成型，制成圆盘状原料玻璃。
然后，对此圆盘状原料玻璃研削加工，其外径为65mm，并开出内径为20mm的孔。
所得原料玻璃在氮气氛中于520℃保持1小时，形成结晶核，之后以100℃/小时的速度升温，在730℃保持2小时，然后冷却到室温，制成由结晶玻璃构成的基片材料。
通过使用铜的Kα线的X射线衍射法，判定基片材料的结晶相。结果，除6-18号实验外，其余各水平均仅观察到焦硅酸锂的结晶相。
6-18号实验中观察到焦硅酸锂和β-锂霞石相。此时，以焦硅酸锂相的峰值强度(2θ=24.8℃)为100,β-锂霞石相的峰值强度(2θ-26.1°)是200。这里，结晶温度下降到680℃发生结晶化时，焦硅酸锂相的峰值强度为100时，β-锂霞石相的峰值强度成为35，在实验中使用此试样。
使用金刚石砂轮，把这些基片材料的两侧主面平面研削加工成厚0.75mm、平面度为8μm。然后，使用GC磨料，对两侧的研削面研磨加工，制成厚0.64mm的精密研磨体。之后，使用氧化铈磨料，抛光精加工使精密研磨体厚度达0.635mm，制成磁盘用基片。该表面的表面粗糙度平均值Ra是6-9埃，平面度在5μm以内。
在此磁盘用基片表面照射YAG四次谐波的脉冲激光(波长266nm、脉冲振荡、Q转换)，进行加工。此时的加工条件是，激光振荡频率为2KHz脉冲幅度为25毫微秒，光点直径为20μm，加工速度为200mm/秒。一边用热量计式的功率计测量激光的输出，一边改变及加工。用光干涉式表面粗糙度测量仪、三维探针式形状测量仪等测量激光照射的加工部位的形状。
所得的加工形态如表10所列。凸状的加工痕迹获得率较高。
表10
无添加物水准的6-1号实验试样，即使激光输出达到最大，也无法加工。除6-1号之外，在各添加比例的结晶玻璃中，激光输出小时，其加工痕迹的形状为“无加工痕迹”，激光输出大时，则产生凸状隆起，如果进一步提高激光输出，则产生坑。此时，在坑周围会产生环状隆起，与激光输出无关，环状隆起的高度为500埃的程度，作为目标的高度，利用200埃以下的纹理是可行的。
产生凸状隆起时隆起高度与激光输出成比例。调整激光输出，按0.05重量份到1.60重量份的各添加比例，可得到目标为高200以下的凸状。
随着Fe2O3添加比例的增大，获得凸状隆起所必需的激光输出降低，范围变窄。添加3.20。重量份的Fe2O3的6-18号实验，由0.5mw的输出，即可在加工部位开出孔。按上述减小激光输出是不实用的，添加比例在3重量份以下为好。
实施例7与实施6相同，制造磁盘用玻璃基片。但是，按表11所示改变添加物种类和添加量。
采用铜的Kα线的X射线衍射法，制定此基片材料的结晶相时，仅观察到各水平的焦硅酸锂结晶相。
通过与实施例6相同的加工，对磁盘用基片精加工。该表面的表面粗糙度算术平均偏差值Ra是7-8埃，平面度在4μm以内。
然后，按与实施例6相同的条件，用YAG的四次谐波脉冲激光加工，评价加工形状。
表11
这样，在添加V2O5、TiO2、CeO2、CuO的结晶玻璃中，如果调整激光输出，可以获得高度在200埃以下的凸状隆起。
实施例8按如下组成比例混合含各金属的化合物，SiO276.2wt％、Li2O 10.0wt％、Al2O36.5wt％、K2O 3.2wt％、ZrO22.5wt％、P2O51.5wt％、Sb2O30.1wt％。此时，把此混合粉末按上述氧化物换算为100重量份，与此相对按表12所示比例(重量份)添加表12所示添加物。
但是，对于Cr2O3。按表12所示的Cr2O3重量份数值，以K2Cr207的形式添加。
将此混合物置于铂坩埚，在1450℃热处理5小时，使其熔融。对此熔融物成形，制成圆盘状原料玻璃。
表12
然后，按与实施例6同样的顺序，加工玻璃板的内径与外径，使原料玻璃结晶化。此时，结晶温度在680-760℃之间变化。
按与实施例6同样的顺序，采用X射线衍射，一样判定结晶相。
对于各种添加水平，结晶温度高时，出现β锂霞石相的峰值强度大的倾向。而且，在同一温度结晶时，对于8-1～5和8-8～10号实验，随着添加量增多，出现β锂霞石相的峰值强度增大的倾向。以焦硅酸锂相的峰值强度(2θ=24.8°)为100时，实验中使用β锂霞石相的峰值强度(2θ=26.1°)为40以下的试样。
随后，与实施例6相同地加工，对磁盘用基片精加工，使此表面的表面粗糙度算术平均偏差值Ra为7-10埃，平面度在5μm以内。
在此磁盘用基片表面上照射YAG二次谐波脉冲激光(波长532nm、CW振荡、Q转换)，进行加工。此时的加工条件是，激光振荡频率为1KHz，脉冲幅度75毫微秒，光点直径为20μm，加工速度为40mm/秒。采用热量计式的功率仪测量激光输出，随时调节，进行加工。
与实施例6相同，对照射激光的加工部位的形状的测量结果列于表13。
表13
使用YAG二次谐波的脉冲激光、加工结晶玻璃时的加工痕迹的形状，与使用四次谐波时相同，随着激光输出的增大，依次由“无加工痕迹”→“凸状隆起”→“开孔”变化。
仍采用YAG二次谐波脉冲激光，同时调整激光输出和添加物的种类、含量，可以获得作为目标的高度为200以下的凸状纹理。
实施例9对实施例8的8-1序号试样，照射氩激光(波长514nm、CW振荡)，进行加工。此加工条件是，激光输出为700mW、光点直径为50μm、加工速度为4mm/秒。激光焦点参差调谐在试样上方同时进行加工。
激光照射的加工部位，焦点参差调谐量从0mm到1.2mm之间任一水平均可形成凸状隆起(无开孔现象)。用表面粗糙度测量仪测量此隆起的形状，结果如表14所示。
表14
这样，仍使用氩激光的CW光，如果调节在试样表面的激光能量密度，可以获得作为目标的高度在200埃以下的凸状纹理。
实施例10按如下组成比例混合含各金属的化合物，SiO276.1wt％、Li2O 9.9wt％、Al2O36.1wt％、K2O 2.8wt％、ZrO23.0wt％、P2O51.9wt％、Sb2O30.2wt％。对于100重量份的混合物粉末，按表15所示比例(重量份)添加表15所示添加物。将此混合物放入铂坩埚，在1450℃热处理5小时，使其熔融。对此熔融物压制成形，制成圆盘状原玻璃。将此圆盘状原料玻璃切削成15mm×15mm×0.8mm的尺寸。
把所得原料玻璃在氮气氛中于520℃保持一小时，形成结晶核后，以100℃/小时的速度升温，在710-730℃保持4小时，随后冷却至室温，制成结晶玻璃。
利用铜的Kα线的X射线衍射法，同样判定基片材料的结晶相。当焦硅酸锂相的峰值强度(2θ=24.8°)为100时，β锂霞石相的峰值强度(2θ-26.1°)如表15所示。
与实施例6相同，使用氧化铈磨料，精磨加工至厚度为0.635mm。用0.5μm的探针的表面粗糙度测量仪测量此表面的粗糙度。所得表面粗糙度算术平均偏差值Ra如表15所示。
表15
由表15的10-1、2、3、4、6、7、8、10、11、12、13号可知，如果添加这些氧化物，β锂霞石相的峰值强度与添加量成比例地出现增大的倾向。
为使表面粗糙度算术平均偏差值在10埃以下，除氧化铬以外的氧化物，添加总量或各量均以在3重量份以下为好。而且考虑到已有的激光加工机械所能发生的激光输出，添加量在0.01重量份以上为好。
但是，由10-5、9、14、15、16、18、19、20号试样可知，添加了氧化铬，存在抑制3-锂霞石相的生成的效果。如果超过10重量份，则结晶化时的结晶量减少，导致强度降低。
如果按添加总量为3重量份以上添加除氧化铬以外的氧化物时，再添加0.5重量份以上的氧化铬，则可利用氧化铬对β-锂霞石相生成的抑制效果，上述氧化物的总量可达10重量份。
权利要求
1．一种结晶玻璃，它是Li2O-Al2O3-SiO2系的结晶玻璃，其特征在于，所述结晶玻璃含有SiO2:65-85wt％、Li2O:8-15wt％、AlO3:2-8wt％、P2O5:1-5wt％、ZrO2:1-10wt％，主结晶相焦硅酸锂(Li2O·2SiO2)。
2．根据权利要求1的结晶玻璃，其特征在于，在精密加工后获得中心线的表面粗糙度算术平均值(Ra)在10埃以下的平滑面。
3．根据权利要求1或2的结晶玻璃，其特征在于，构成所述结晶玻璃的结晶相之中，在焦硅酸锂(Li2O·2SiO2)的X射线衍射峰值强度为100时，锂霞石(Li2O·Al2O3·2SiO2)相的X射线衍射峰值强度和锂辉石(Li2O·Al2O3·4SiO2)相的X射线峰值强度的总和在50以下。
4．根据权利要求1-3中任一项的结晶玻璃，其特征在于，所述结晶玻璃组成中实质上不含MgO。
5．一种磁盘用基片，其特征在于，它具有由权利要求1-4中任何一项所述结晶玻璃构成的平滑面，所述平滑面中心线的表面粗糙度算术平均偏差值(Ra)在10埃以下。
6．一种磁盘，其特征在于，它具有权利要求5的磁盘用基片、在此磁盘用基片的所述平滑面上形成的底膜、以及在此底膜上的金属磁性层。
7．一种结晶玻璃的制造方法，该玻璃是Li2O-Al2O3-SiO2系结晶玻璃，其特征在于，对含有以下组成的原料玻璃在最高温度为680℃-770℃的范围进行加热处理，借此使其结晶化，所述原料玻璃的组成为SiO2:65-85wt％、Li2O:8-15wt％、Al2O3:2-8wt％、P2O5:1-5wt％、ZrO2:1-10wt％。
全文摘要
本发明提供一种Li
文档编号C03C10/12GK1313254SQ00137449
公开日2001年9月19日 申请日期1996年12月21日 优先权日1996年2月26日
发明者铃木富雄, 竹矢文则, 阿部真博 申请人:日本碍子株式会社