DE69623240T2

DE69623240T2 - Magnetplattenträger, magnetische platte und verfahren zur herstellung des magnetplattenträgers

Info

Publication number: DE69623240T2
Application number: DE69623240T
Authority: DE
Inventors: Masahiro Abe; Tomio Suzuki; Fuminori Takeya
Original assignee: NGK Insulators Ltd
Current assignee: NGK Insulators Ltd
Priority date: 1995-06-21
Filing date: 1996-06-21
Publication date: 2003-03-27
Anticipated expiration: 2016-06-22
Also published as: WO1997001164A1; US6048589A; US6086977A; DE69623240D1; EP1124219A1; EP0779612B1; EP0779612A1; EP0779612A4

Description

Hintergrund der Erfindung

(1) Gebiet der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Glaskörper mit einer polierten Oberfläche, Substrate für Magnetplatten, die einen solchen Glaskörper umfassen, Magnetplatten sowie ein Verfahren zur Herstellung des Glaskörpers.

(2) Stand der Technik

Die Hauptbestandteile einer magnetischen Speichervorrichtung wie eines Computers sind ein magnetisches Aufzeichnungsmedium und ein Magnetkopf zur magnetischen Aufzeichnung und Wiedergabe. Als magnetisches Aufzeichnungsmedium sind Disketten und Festplatten bekannt. Was die Festplatte betrifft, wird als Substratmaterial dafür hauptsächlich eine Aluminiumlegierung verwendet. Jedoch nimmt durch die Miniaturisierung des Hardfestplatten-Laufwerks das Spiel des Magnetkopfs beträchtlich ab. Aufgrund dessen ist sehr große Präzision erforderlich, was die Flachheit und Glätte der Oberfläche der Magnetplatte betrifft.
Im Allgemeinen ist es notwendig, die maximale vertikale Höhe einer ungleichmäßigen Oberfläche der Magnetplatte auf nicht mehr als die Hälfte des Spiels des Magnetkopfs zu beschränken. Beispielsweise darf bei einem Festplatten- Laufwerk mit einem zulässigen Spiel von z. B. 75 nm die maximale Vertikale der unebenen Oberfläche der Platte nicht über 38 nm liegen. Insbesondere ist es heute erforderlich, dass die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit Ra der unebenen Oberfläche einer Lese/Schreib-Zone des Magnetplattensubstrats nicht mehr als 20 Å beträgt. Ein Substrat aus Aluminiumlegierung weist jedoch geringe Härte auf. Daher wird, auch wenn das Substrat unter Verwendung von Hochpräzisions-Schleifkörnern und Bearbeitungsmaschinen poliert wird, die polierte Oberfläche des Substrats plastisch verformt. Folglich ist es schwierig, eine ebene und glatte Oberfläche mit einer hohen Präzision über einem bestimmten Grad zu erzeugen. Beispielsweise kann, auch wenn die Oberfläche des Substratkörpers aus Aluminiumlegierung mit Nickel/Phosphor plattiert ist, eine ebene und glatte Oberfläche auf dem obigen Niveau erhalten werden.
Weiters ist es, wenn das Hardfestplatten-Laufwerk miniaturisiert und dünner gemacht wird, erforderlich, dass die Dicke des Magnetplattensubstrats geringer wird. Da die Aluminiumlegierung jedoch geringe Festigkeit und geringe Steifigkeit aufweist, ist es schwierig, die Platte dünner zu machen und dabei eine bestimmte Festigkeit beizubehalten, die aufgrund der Spezifikation des Festplatten-Laufwerks erforderlich ist. Insbesondere wird, wenn das Magnetplatten-Substrat nicht mehr als 0,5 mm hat, die Festigkeit des Substrats unzureichend, so dass das Substrat bei Rotation mit hoher Geschwindigkeit und beim Hochfahren verzogen werden kann oder vibriert.
Seit kurzem werden Köpfe vom Magnetwiderstandstyp (MR-Köpfe) verwendet, und die Notwendigkeit, das Rauschen der Magnetplatte zu verringern, wird immer größer. Um ein solches Rauschen zu verringern, ist es als wirksam bekannt, einen Magnetfilm thermisch zu behandeln, wenn oder nachdem der Magnetfilm einem Sputter-Vorgang unterzogen wird. Um das Rauschen der Magnetplatte durch die Wärmebehandlung wirksam zu verringern, muss die Wärmebehandlung bei einer Temperatur nicht unter 280ºC durchgeführt werden. Die Wärmebehandlungstemperatur kann jedoch im Fall des Aluminiumlegierungssubstrats nicht auf mehr als 280ºC angehoben werden.
Wenn die Festplatte kompakter und dünner wird, besteht starker Bedarf, die Dicke der Substrate für die Magnetplatten zu verringern. Da die Aluminiumlegierung jedoch geringe Festigkeit und geringe Steifigkeit aufweist, ist es schwierig, die Platten dünner zu machen und gleichzeitig die Festigkeit beizubehalten, die aufgrund der Spezifikation des Festplatten-Laufwerks notwendig ist. Insbesondere, wenn das Magnetplatten-Laufwerk auf nicht mehr als 0,5 mm bearbeitet wird, besteht das Problem, dass das Substrat aufgrund seiner unzureichenden Festigkeit während einer Hochgeschwindigkeitsrotation oder zum Zeitpunkt des Hochfahrens sich verwirft oder die Oberfläche des Substrats vibriert.
Um das obige Problem zu lösen, sind in manchen Fällen in der Praxis Magnetplatten-Substrate aus Glas eingesetzt worden. Da jedoch im Fall des Substrats für die HDD-Magnetplatte besonders hohe Festigkeit erforderlich ist, muss chemisch gehärtetes Glas oder Glaskeramik eingesetzt werden. Wenn ein solches Glasmaterial verwendet wird, kann eine magnetisch aufzeichnende Oberfläche mit einem sehr kleinen Ra nicht über 2 nm gebildet werden.
Da Glas tatsächlich geringe Festigkeit aufweist, verfügt es über keine ausreichende Zuverlässigkeit, um es als Substrate für Magnet-Festplatten vom HDD-Typ zu verwenden. Chemisch verstärktes Glas, wie Natronkalkglas, ist ebenfalls bekannt. Wenn jedoch ein solches chemisch gehärtetes Glas als Substrat für Magnetplatten verwendet wird, kann eine magnetische Aufzeichnungsoberfläche gebildet werden, die ein sehr kleines Ra, nicht mehr als 2 nm, aufweisen.
Da Glas eine niedrige Festigkeit hat, ist es nicht zuverlässig genug, um als Substrat für HDD-artige Magnet-Festplatten verwendet werden zu können. Chemisch verstärktes Glas, wie Natronkalkglas ist ebenso bekannt. Wenn solch ein chemisch gehärtetes Glas jedoch als Substrat für Magnetplatten verwendet wird, können im Substrat enthaltene Alkalimetallionen herausgelöst werden, wodurch ein Magnetfilm korrodiert wird.
Einerseits ist es, um das Phänomen des Festfahrens des Kopfes zu vermeiden, bei dem der Magnetkopfgleiter an der Oberfläche der Magnetplatte stecken bleibt, wenn das Magnetplatten-Laufwerk angehalten wird, notwendig, der Oberfläche der Magnetplatte eine solche Textur zu verleihen, dass sie aus Erhebungen mit einer Höhe von etwa 200 Å besteht. Andererseits ist es, wie oben erwähnt, notwendig, ein hohes Ausmaß an Ebenheit und Glätte der Oberfläche zu erreichen. Aus diesem Grund werden auf der Oberfläche der Magnetplatte eine Lese/Schreibe-Zone und eine Parkspur ausgebildet, und die Lese/Schreib-Zone wird feinpoliert, um die magnetische Aufzeichnungsdichte zu erhöhen, während auf der Parkspur die Textur ausgebildet wird.

Zusammenfassung der Erfindung

Die obige Textur wird im Fall eines Natronkalkglases (chemisch gehärtetes Glas) durch ein Photographieverfahren oder ein Ätzverfahren ausgebildet. Diese Verfahren sind jedoch sehr kostspielig, und es ergeben sich noch höhere Kosten, um insbesondere die Fläche der Spitzen der Erhebungen zu verringern, die die Textur bilden.
Weiters wird im Fall des Aluminiumsubstrats für die Magnetplatte ein Metall mit einem niedrigen Schmelzpunkt auf die Oberfläche des Substrats gesputtert, die erhitzt wird, um winzige, halbkugelförmige Erhebungen zu bilden. Es ist jedoch schwierig und kostspielig, derartige Erhebungen nur auf der Parkspur auszubilden.
Weiters wird, was das Magnetplattensubstrat aus kristallisiertem Glas betrifft, eine Textur durch Polieren gebildet, indem Härte-Unterschiede zwischen kristallinen Körnern und der intergranularen Phase genutzt werden, die das kristallisierte Glas bildet. Nach diesem Verfahren wurde die Textur jedoch sowohl auf der Parkspur als auch der Lese/Schreib-Zone gebildet, es war jedoch unmöglich, die Textur auf der Parkspur allein auszubilden.
Unter diesen Umständen haben die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes die Verwendung von kristallinem Glas als Material für Magnetplatten-Substrate untersucht. Im kristallisierten Glas liegen annähernd alle enthaltenen Alkalimetallionen in der kristallinen Phase vor, während nur eine sehr kleine Menge davon in der Glasmatrix vorliegt. Daher tritt nicht das Problem auf, dass die Alkalimetallingredienzien herausgelöst werden, wodurch der Magnetfilm korrodiert wird. Da das kristalline Glas im Vergleich zum chemisch gehärteten Glas geringe Schwankungen aufweist, was die Härte und Biegefestigkeit aufweist, verfügt ersteres über bessere Zuverlässigkeit, und wird besonders dann stark bevorzugt, wenn die Dicke des Magnetplatten-Substrats nicht mehr als 0,5 mm oder weniger beträgt.
Da das chemisch gehärtete Glas jedoch vollständig amorph ist, kann die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) nach dem Polieren des chemisch gehärteten Glases auf etwa 6 Å verringert werden, um es als Magnetplatten-Substrat zu verwenden. Da sich jedoch die Härte des kristallinen Glases zwischen der kristallinen Phase und der amorphen Phase unterscheidet, werden zwischen der kristallinen Phase und der amorphen Phase auch nach dem Polieren unwiderruflich feine Unebenheiten gebildet. Als Ergebnis war es schwierig, die mittlere Mittellinien- Oberflächenrauigkeit der polierten Oberfläche auf nicht mehr als 20 Å zu senken.
Aus den obigen Gründen haben die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes entdeckt, dass, wenn ein spezifisches kristallisiertes Glas auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2;-Basis verwendet wird, die mittlere Mittellinien- Oberflächenrauigkeit seiner bearbeiteten Oberfläche, die Feinpolieren unterzogen worden ist, auf nicht mehr als 2 nm verringert werden kann. Folglich haben die Erfinder in der JP-A-7-174.895 spezifisch ein Magnetplatten-Substrat offenbart, bei dem ein solches kristallisiertes Glas verwendet wird.
Aber auch danach ist mit der Multimedia-Entwicklung der Bedarf zur Aufzeichnung insbesondere eines größeren Informationsvolumens, wie Bildinformation auf einer kompakteren Magnetplatte gestiegen, so dass eine Zunahme der Aufzeichnungsdichte in den Magnetplatten verlangt wurde. Als Ergebnis ist es erforderlich, dass die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) der Lese/Schreib-Zone nicht über 10 Å liegt. In Hinblick auf ein Substrat aus allgemeinem kristallisiertem Glas und ein Magnetplatten-Substrat aus kristallisiertem Glas auf Li&sub2;O-AlzO&sub3;-SiO&sub2;-Basis ist es schwierig, die obige Anforderung zu erfüllen.
Was nicht-kristallisiertes Glas und teilweise kristallisiertes Glas mit geringer Kristallinität betrifft, wäre es möglich, die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit so zu steuern, dass sie nach dem Feinpolieren nicht mehr als 10 Å beträgt. Die Festigkeit dieser Materialien ist jedoch relativ gering, so dass eine bestimmte Festigkeit, die für die Magnetplatten-Substrate geeignet ist, nicht erzielt werden kann.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, es zu ermöglichen, die mittlere Mittellinien-Rauigkeit (Ra) der Oberfläche des kristallisierten Glases auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;- SiO&sub2;-Basis nach dem Feinpolieren beträchtlich zu verringern, während eine bestimmte Kristallinität und Festigkeit beibehalten wird, so dass eine Ebenheit bis auf insbesondere nicht mehr als 1 nm erreicht werden kann.
Die vorliegende Erfindung stellt einen Glaskörper bereit, der eine polierte Oberfläche aufweist und aus einem kristallisierten Glas auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2;-Basis besteht, wie in Anspruch 1 dargelegt.
Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Magnetplatten-Substrat, das aus dem obigen kristallisierten Glaskörper besteht und eine ebene und glatte Oberfläche mit einer mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) nicht über 1 nm aufweist. Die Erfindung betrifft auch eine Magnetplatte, die dieses Magnetplatten-Substrat, einen Unterlagenfilm, der auf der ebenen und glatten Oberfläche des Magnetplattensubstrats ausgebildet ist, sowie einen metallischen Magnetfilm auf dem Unterlagenfilm umfasst.
Die Erfindung stellt auch das Verfahren zur Herstellung eines kristallisierten Glaskörpers bereit, wie in Anspruch 8 dargelegt.
Zunächst werden Techniken zur Texturierung von Magnetplatten-Substraten beschrieben, die den Glaskörper gemäß vorliegender Erfindung umfassen.
Die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes haben Untersuchungen durchgeführt, um die Texturen wirksam auf den Oberflächen der Magnetplattensubstrate aus Glas ausbilden zu können, insbesondere auf den Oberflächen der Magnetplatten-Substrate aus kristallisiertem Glas. Während dieser Untersuchungen haben die Erfinder herausgefunden, dass, wenn ein Metall, das zum Absorbieren eines Lichts mit einer bestimmten Wellenlänge fähig ist, in zumindest einem Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substrats enthalten war und die Oberfläche des Magnetplatten-Substrats mit einem hochenergetischen Licht bestrahlt wurde, der Oberflächenabschnitt des Substrats, der mit dem hochenergetischen Licht bestrahlt wurde, vortrat. Weiters haben die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes herausgefunden, dass, wenn die Abmessung der vorragenden Abschnitte angemessen gesteuert wird, ein derartiger vorragender Abschnitt äußert wirkungsvoll als Textur auf der Oberfläche des Magnetplatten-Substrats oder insbesondere als Textur auf der Parkspur des Substrats einzusetzen ist. Die vorliegende Erfindung ist auf Basis dieser Ergebnisse gemacht worden.
Zumindest der Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substrats kann angemessen vorragen gelassen werden, indem das Metall zumindest im Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substrats aufgenommen wird. Insbesondere ist es einfach, die Deckabschnitte der Vorsprünge, die durch das erfindungsgemäße Verfahren gebildet werden, sehr klein auszubilden. Wenn die Gesamtfläche der Deckabschnitte der Vorsprünge auf diese Weise sehr klein ausgebildet wird, kann die Reibung zwischen dem Magnetkopf und der Oberfläche des Magnetplatten-Substrats weitgehend verringert werden.
Die Gesamtfläche der Deckabschnitte der Vorsprünge und das Verhältnis zwischen der Gesamtfläche der Deckabschnitte der Vorsprünge und der Fläche der Parkzone kann willkürlich gesteuert werden, indem lediglich die Oberfläche des Substrats, die mit dem hochenergetischen Licht zu bestrahlen ist, die Ausgangsleistung eines derartigen Lichts usw. eingestellt wird. Mit der Gesamtfläche der Deckabschnitte der Vorsprünge ist die Gesamtfläche der Abschnitte der Vorsprünge gemeint, die den Magnetkopfgleiter tatsächlich berühren sollen.
Kristallisiertes Glas weist im Vergleich zu chemisch gehärtetem Glas eine höhere Zuverlässigkeit auf, was die Festigkeit betrifft, weil kristallisiertes Glas weniger Schwankungen bezüglich Härte und Biegefestigkeit ausgesetzt ist. Insbesondere in Fällen, bei denen die Dicke des Substrats nicht mehr als 0,5 mm beträgt, wird kristallisiertes Glas stark bevorzugt, da die Festigkeit wie gewünscht beibehalten wird. Als derartiges kristallisiertes Glas wird kristallisiertes Glas auf Li&sub2;O-SiO&sub2;-Al&sub2;O&sub3;- Basis gemäß vorliegender Erfindung eingesetzt, wie nachstehend erörtert.
Der Begriff "Oberflächenabschnitt" des Magnetplatten-Substrats bezeichnet eine Zone des Substrats bis zu einer Tiefe von zumindest 10 um von der Oberfläche aus. Es ist notwendig, dass die oben beschriebenen Metallionen zumindest in diesem Oberflächenabschnitt enthalten sind.
Wenn die Menge der Metallionen, die in den Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substrats aufgenommen werden, zunimmt, werden die durch das hochenergetische Licht gebildeten Erhebungen höher. Außerdem besteht eine Korrelation zwischen der Menge, der Abtastgeschwindigkeit und dem Drosselungszustand des hochenergetischen Lichts, mit dem bestrahlt werden soll, der Wärmemenge, die für einen Einheitszeitraum pro Einheitsfläche auf den Lichtbestrahlungspunkt anzuwenden ist, und der Höhe der Erhebungen. Daher müssen diese Parameter entsprechend festgelegt werden.
Der Grund, weshalb die Erhebungen durch Bestrahlen mit dem hochenergetischen Licht gebildet werden, ist nicht klar, wird aber wie folgt angenommen. Stellen des Magnetplatten-Substratkörpers, wo die Metallionen im Oberflächenabschnitt enthalten sind, absorbieren das einstrahlende Licht mit einer höheren Rate, so dass diese Stellen eine ausreichende Temperatur erreichen, um Stoffaustausch hervorzurufen. In der Oberfläche des Magnetplatten-Substratkörpers verbleibt eine durch das Feinpolieren verursachte Verformungsspannung. Es wird angenommen, dass die Volumina der obigen Stellen durch die Freisetzung der Verformung durch die Wärme zunehmen, die durch das hochenergetische Licht verursacht wird, und dass der Stoffaustausch durch die Wärme des hochenergetischen Lichts in einer solchen Richtung erfolgt, dass die Fläche der Oberfläche des eben und glatt polierten Substrats abnimmt. Weiters kann angenommen werden, dass die im Substrat enthaltene kristalline Phase in eine amorphe Phase umgewandelt wird, und das Volumen des relevanten Abschnitts nach dieser Umwandlung zunimmt.
Als das oben erwähnte Metall werden Metallelemente wie Silber, Kupfer(I), Thallium, Mangan, Chrom, Kobalt, Eisen, Nickel, Titan, Vanadium, Cer und Neodym bevorzugt. Als Laserstrahl, mit dem die Oberfläche des Magnetplatten- Substratkörpers zu bestrahlen ist, werden YAG-Laser- und Argonionlaserstrahl bevorzugt. Insbesondere wird YAG-Laserstrahl bevorzugt. Weiters kann die Wellenlänge des Laserstrahls in Abhängigkeit von der Art des Metallelements variiert werden, das im Oberflächenabschnitt des Substrats enthalten ist.
Um das Metallelement in zumindest den Oberflächenabschnitt des Magnetplatten- Substratkörpers aufzunehmen, können die beiden folgenden Verfahren eingesetzt werden.

(Verfahren 1)

Die Metallionen werden nur in einen Oberflächenabschnitt nur des Magnetplatten- Substrats aufgenommen. Für diesen Zweck wird das Magnetplatten-Substrat, nachdem es feinpoliert worden war, in ein geschmolzenes Salz eingetaucht, das die bestimmten Metallionen enthält, so dass die Metallionen in den Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substrats diffundiert werden. Alternativ dazu können die Metallionen in den Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substrats diffundiert werden, indem eine Paste, die die bestimmten Metallionen enthält, auf die feinpolierte Oberfläche des Magnetplatten-Substrats aufgetragen und dann das aufgetragene Substrat erhitzt wird.
Beim obigen Verfahren werden besonders die Silberionen, Kupfer(I)-ionen und Thalliumionen bevorzugt, und von diesen werden Silberionen am meisten bevorzugt. Als geschmolzenes Salz zum Eindiffundieren der Metallionen in das Substrat können beispielsweise Silbernitrat, Kupfer(I)-chlorid und Thalliumnitrat genannt werden.

(Verfahren 2)

Das Metall kann in den gesamten Magnetplatten-Substratkörper aufgenommen werden. Mit anderen Worten, ein Oxid, das Metallionen enthält, kann als eine der Glaskomponenten in ein rohes Glasmaterial aufgenommen werden, um das Magnetplatten-Substrat zu bilden. In diesem Fall wird ein Glasvorformling für das Substrat erzeugt, in dem ein Glasmaterial erhalten wird, indem ein Metall allein oder eine Metallverbindung in ein pulverförmiges Ausgangsglasmaterial gemischt und das gemischte Pulver geschmolzen wird.
Bei diesem Magnetplatten-Substrat und seinem Herstellungsverfahren muss das obige Metall allein oder die Metallverbindung nur während des Herstellungsverfahrens des Glas-Vorformlings in das Ausgangsglasmaterial aufgenommen werden, mit einem Verfahren, das dem herkömmlichen Verfahren zur Herstellung von Magnetplatten-Substraten ähnlich ist, was vom Produktionsstandpunkt aus einen großen Vorteil darstellt. Anderseits wird, da das Verfahren, bei dem das Substrat in das geschmolzene Salz eingetaucht wird, den Eintauch-Schritt erfordert, die Anzahl der Produktionsschritte ungünstig um einen erhöht. Weiters ist es bei diesem Verfahren 2 nicht wahrscheinlich, dass es zu Schwankungen kommt, was die physikalischen Eigenschaften in jedem Abschnitt des Magnetplatten-Substrats betrifft.
Beim Verfahren 2 besteht das obige Metalloxid vorzugsweise in einem oder mehreren Arten von Metalloxiden, die aus der aus Manganoxid, Chromoxid, Kobaltoxid, Eisenoxid, Nickeloxid, Titanoxid, Vanadiumoxid, Ceroxid, Neodymoxid, Silberoxid, Kupferoxid, Thalliumoxid bestehenden Gruppe ausgewählt sind. Mehr bevorzugt besteht das obige Metalloxid aus einer oder mehreren Arten von Metalloxiden, die aus der aus Manganoxid, Chromoxid, Kobaltoxid, Eisenoxid, Nickeloxid, Titanoxid, Vanadiumoxid, Ceroxid und Neodymoxid bestehenden Gruppe ausgewählt sind. Weiters können als Metalloxid eine oder mehrere Arten von Metalloxiden eingesetzt werden, die aus der aus Silberoxid, Kupferoxid, Thalliumoxid, Eisenoxid, Chromoxid und Kobaltoxid bestehenden Gruppe ausgewählt sind. Als Metallverbindungen, die in das Glasrohmaterial aufgenommen werden können, werden die obigen Metalloxide bevorzugt. Außerdem können Hydroxide, Carbonate, Nitrate und Phosphate solcher Metalle verwendet werden. Weiters kann im Fall von Chromoxid eine Dichromatverbindung verwendet werden.
Die Zugabemenge des Metalls oder der Metallverbindung zum Glasrohmaterial liegt vorzugsweise im Bereich von 0,01 bis 3,0 Gewichtsteilen bezogen auf 100 Gewichtsteile der anderen Komponente(n) des Roh-Glasmaterials, berechnet bezogen auf das Gewicht des Metalloxids. Wenn die Zugabemenge unter 0,01 Gewichtsteile liegt, kann das hochenergetische Licht mit einer vorgegebenen Wellenlänge nicht wirksam absorbiert werden. Wenn die Zugabemenge andererseits über 3,0 Gewichtsteilen liegt, kann primär an einer Stelle, wo das Licht auftrifft, Verdampfung auftreten, so dass nicht leicht eine Textur mit angemessener Gestalt ausgebildet werden kann.
Die Beziehung zwischen den verschiedenen obigen Metalloxiden und den Wellenlängen des hochenergetischen Lichts zur wirksamen Ausbildung der Texturen wird nachstehend gezeigt. Tabelle 1
Von den obigen Metalloxiden kann eine Art davon in das Substrat aufgenommen werden. In diesem Fall wird in Bezug auf das Substrat, das ein zur Gruppe I gehörendes Metalloxid enthält, mit einem hochenergetischen Licht mit einer Wellenlänge von 750 bis 1.600 nm bestrahlt. Was das Substrat betrifft, das ein zur Gruppe II gehörendes Metalloxid enthält, wird mit hochenergetischem Licht mit einer Wellenfänge von 400 bis 750 nm bestrahlt. Weiters wird, was das Substrat betrifft, das ein zur Gruppe III gehörendes Metalloxid enthält, mit hochenergetischem Licht mit einer Wellenlänge von 200 bis 400 nm bestrahlt.
In das Substrat können zwei oder mehr Arten der Metalloxide aufgenommen werden. In diesem Fall kann die Textur wirksam gebildet werden, indem das hochenergetische Licht mit dieser Wellenlänge eingesetzt wird, auch wenn aus den verschiedenen Gruppen ausgewählte Metalloxide gleichzeitig im Substrat enthalten sind und wenn die Wellenlänge des hochenergetischen Lichts in den Wellenlängenbereich für eine dieser Gruppen fällt. In diesem Fall ist das Verhältnis zwischen dem/den zu jeder der Gruppen gehörenden Metalloxid(en) bevorzugt unabhängig voneinander auf 0,01 bis 3,0 Gewichtsteile festgelegt. Außerdem beträgt die Gesamtmenge der Metalloxide vorzugsweise 0,01 bis 10,0 Gewichtsteile.
Die Höhe der Erhebungen, die auf der Parkspur ausgebildet sind, beträgt vorzugsweise nicht mehr als die Hälfte des Spiels eines Magnetkopfgleiters. So beträgt die Höhe der Erhebungen bevorzugt nicht mehr als 25 nm, mehr bevorzugt nicht mehr als 20 nm. Wenn die Magnetplatte wiederholt verwendet wird, werden die Erhebungen abgenutzt. Daher beträgt die Höhe der Erhebungen vorzugsweise nicht weniger als 5 nm und mehr bevorzugt nicht weniger als 10 nm.
Wenn die Fläche der Deckabschnitte des Erhebungen, die Parkspur einnehmen, zunimmt, wird die Reibungskraft größer, wenn sich die Magnetplatte zu drehen beginnt. Aus diesem Grund beträgt das Verhältnis zwischen der Fläche der Deckabschnitte der Erhebungen und der Gesamtfläche der Parkspur bevorzugt 5% oder weniger. Anderseits liegt das Verhältnis vorzugsweise nicht unter 2%, so dass der Abrieb der Erhebungen aufgrund des Gleitens auf dem Magnetkopf verringert werden kann.
Mit dem Herstellungsverfahren gemäß vorliegender Erfindung kann eine Anzahl von Erhebungen kontinuierlich ausgebildet werden, indem das hochenergetische Licht intermittierend auf das feinpolierte Magnetplatten-Substrat gelenkt wird, während das Substrat in einer konstanten Richtung in Bezug auf das hochenergetische Licht gedreht wird. In diesem Fall kann die Quelle für hochenergetisches Licht gedreht werden, oder der Magnetplatten-Substratkörper kann gedreht werden, oder beide können gedreht werden. In diesem Fall hat jede Erhebung eine planar bogenförmige Gestalt, die sich in Umfangsrichtung des Magnetplatten-Substrats erstreckt. Alternativ dazu kann die Parkspur in ringförmiger Gestalt mit dem hochenergetischen Licht bestrahlt werden, oder die Parkspur kann durch Schlitze in Gestalt eines erwünschten Musters mit dem hochenergetischen Licht bestrahlt werden. Dadurch kann die zum Ausbilden der Erhebungen erforderliche Zeit stark verringert werden.
Zum Feinpolieren des Magnetplatten-Substrats kann ein bekanntes Feinpolieren, wie sogenanntes Läppen und Polieren eingesetzt werden.
Nun wird das kristallisierte Glas selbst und sein Herstellungsverfahren gemäß vorliegender Erfindung erklärt. Die Erfinder des vorliegenden Anmeldungs¬ gegenstandes haben wiederholt das kristallisierte Glas auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2;-Basis untersucht, aber verschiedene Probleme festgestellt. Das heißt, es wurde klar gemacht, dass das β-Spodumen üblicherweise im kristallisierten Glas dieses Typs gefällt wird (typischerweise in der japanischen Patentanmeldung Nr. 1-174.895 beschrieben), und aggregierte Teilchen können durch die Aggregation von Kristallen in Abhängigkeit von einem Additiv in der Zusammensetzung der Ausgangsmaterialien und der Erwärmungstemperatur für die Kristallisation gebildet werden, und die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit wird durch derartige aggregierte Teilchen weiter erhöht.
Beispielsweise beschreibt die EP-A-626353, die der JP-A-6-329.440 entspricht, ein Verfahren zur Regulierung der Oberflächenrauigkeit des kristallisierten Glases auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2;-Basis. Die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit kann jedoch durch dieses Verfahren nicht auf einen Wert nicht über 1 nm verringert werden. Spezifisch wird eine Rauigkeit nach dem Polieren von 1,5 bis 5 nm erwähnt. Das Glas umfasst 65-83% SiO&sub2;, 8-11% Li&sub2;O, 0-7% K&sub2;O, 0,5-5,5% MgO, 0-4% ZuO, 0-5% PbO (worin MgO + ZnO + PbO = 0,5-5,5% ist), 1-4% P&sub2;O&sub5;, 0-7% Al&sub2;O&sub3; und 0-2% (As&sub2;O&sub3; + Sb&sub2;O&sub3;).
Die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes haben ein rohes Glas, das die Zusammensetzung Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2; aufweist, die 65 bis 85 Gew.-% SiO&sub2;, 8 bis 15 Gew.-% Li&sub2;O, 2 bis 8 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 1 bis 5 Gew.-% P&sub2;O&sub5; und 1 bis 10 Gew.-% ZrO&sub2; enthält, bei verschiedenen Temperaturen in dem Zustand kristallisiert, dass ZrO&sub2; im rohen Glas enthalten war. Die Erfinder haben überraschenderweise festgestellt, dass in einem bestimmten Kristallisationstemperaturbereich die Aggregation der Sekundärteilchen verschwand und feine Kristalle in den Glasphasen extrem gleichmäßig dispergiert wurden. Als Ergebnis wurde entdeckt, dass die mittlere Mittellinien-Rauigkeit nach dem Feinpolieren des kristallisierten Glases extrem verringert war und dass sie auf ein Ra nicht über 1 nm verringert werden konnte.
Wenn kein ZrO&sub2; zugegeben wird, sind im Kristall eine eukryptische Phase (Li&sub2;O·Al&sub2;O&sub3;·2SiO&sub2;) und die Spodumenphase (Li&sub2;O·Al&sub2;O&sub3;·4SiO&sub2;) vorherrschend. Wenn 0,5 Gew.-% ZrO&sub2; zugegeben wird, blieb immer noch eine beträchtliche Menge der eukryptischen Phase und der Spodumenphase bestehen, obwohl sie leicht verringert wurde, und es verbleiben einige aggregierte Teilchen. Wenn nicht weniger als 1,0 Gew.-% ZrO&sub2; zugegeben wurden, waren sowohl die eukryptische Phase als auch die Spodumenphase beträchtlich verringert, und durch ein Mikroskop war keine Aggregation der sekundären Aggregate zu beobachten. Es war auch festzustellen, dass die kristallisierte Hauptphase Lithiumdisilicat (Li&sub2;O·2SiO&sub2;) war. Außerdem wurde bestätigt, dass, da die Kristallisation voranschritt, das kristallisierte Glas eine ausreichende Festigkeit aufwies, um es als Magnetplatten-Substrat zu verwenden.
Wenn die Intensität des Röntgenbeugungs-Peaks von Lithiumdisilikat mit 100 angenommen wurde, beträgt die Summe aus der Intensität der eukryptischen Phase und jener der Spodumenphase vorzugsweise nicht mehr als 50, und mehr bevorzugt nicht mehr als 40.
Um den Glas-Vorformling zu kristallisieren, musste die maximale Temperatur im Kristallisationsschritt 680ºC bis 770ºC betragen. Wenn die maximale Temperatur über 770ºC lag, wurden der Eucryptit usw. weiterhin erzeugt, und die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) nach dem Feinpolieren nahm zu. Von diesem Standpunkt aus ist es mehr vorzuziehen, die maximale Temperatur auf nicht mehr als 760ºC einzustellen. Die Festigkeit des kristallisierten Glases wurde erhöht, indem die maximale Temperatur auf nicht weniger als 680ºC eingestellt wurde. Von diesem Standpunkt aus wird ein Einstellen auf nicht weniger als 700ºC mehr bevorzugt.
Das kristallisierte Glas gemäß vorliegender Erfindung kann die Al&sub2;O&sub3;-Phase, die β- Cristobalitphase und die Li&sub2;O·SiO&sub2;-Phase enthalten. Wenn die Intensität des Röntgenbeugungspeaks von Lithiumdisilikat mit 100 angenommen wird, beträgt die Intensität des Röntgenbeugungspeaks der Al&sub2;O&sub3;-Phase vorzugsweise nicht mehr als 50, und die Intensität des Röntgenbeugungspeaks des β-Cristobalits beträgt vorzugsweise nicht mehr als 50, während die Intensität des Röntgenbeugungspeaks der LiO&sub2;·SiO&sub2;-Phase vorzugsweise nicht mehr als 70 beträgt. Die Untergrenze einer jeden dieser Phasen ist null. Das kristallisierte Glas gemäß vorliegender Erfindung enthält im Wesentlichen keinen α-Quarz, das heißt durch Röntgenbeugung wird kein α-Quarz detektiert, oder sein Peak liegt nicht über 5. Weiters beträgt die Kristallinität des kristallisierten Glases vorzugsweise nicht weniger als 60%.
In der Zusammensetzung des Glas-Vorformlings ist SiO&sub2; eine grundlegende Komponente, die unabdingbar ist, um Lithiumdisilikat zu erhalten. Wenn der Gehalt an SiO&sub2; unter 65 Gew.-% liegt, ist es schwierig, die erwünschten kristallinen Phasen zu fällen, während es, wenn er über 85% liegt, schwierig ist, das Glas zu schmelzen.
Wenn die Al&sub2;O&sub3;-Komponente im Glas-Vorformling über 8 Gew.-% liegt, ist die Erzeugungsmenge der Eucryptit-Phase tendenziell übermäßig, so dass die Festigkeit des Magnetplatten-Substrats abnimmt und die mittlere Mittellinien- Oberflächenrauigkeit zunimmt.
Wie oben erwähnt, muss der Gehalt an ZrO&sub2; nicht unter 1 Gew.-% liegen. Wenn dieser Gehalt nicht unter 2 Gew.-% liegt, kann die mittlere Mittellinien- Oberflächenrauigkeit weiter verringert werden. Wenn der Gehalt an ZrO&sub2; über 10 Gew.-% liegt, nimmt die Schmelztemperatur des Glases zu, was die industrielle Handhabung schwierig macht. Von diesem Standpunkt aus ist es vorzuziehen, den Gehalt an ZrO&sub2; auf nicht mehr als 8 Gew.-% festzulegen und mehr bevorzugt ihn auf nicht mehr als 4 Gew.-% festzulegen.
Im kristallisierten Glas gemäß vorliegender Erfindung kann bzw. können (eine) andere Komponente(n) enthalten sein. TiO&sub2;, SnO&sub2; und ein Fluorid eines Edelmetalls wie Platin können einzeln oder in einem gemischten Zustand aus zwei oder mehr Arten davon enthalten sein.
Weiters können 0 bis 7 Gew.-% K&sub2;O enthalten sein. Das hat die Funktion, die Schmelz- und Formungstemperaturen von Glas zu senken und Entglasung des Glases während des Formens zu verhindern. Um die obigen Funktionen zu erfüllen, wird der Gehalt an K&sub2;O vorzugsweise auf nicht weniger als 2 Gew.-% eingestellt. Wenn dieser Gehalt 7 Gew.-% übersteigt, verringert sich die Festigkeit des kristallisierten Glases tendenziell. Eines oder beide aus As&sub2;O&sub3; und Sb&sub2;O&sub3; können in einer Gesamtmenge von 0 bis 2 Gew.-% enthalten sein. Es handelt sich um ein Läuterungsmittel. Außerdem können 0 bis 3 Gew.-% B&sub2;O&sub3;-Komponente, 0 bis 3 Gew.-% CaO-Komponente, 0 bis 3 Gew.-% SrO und 0 bis 3 Gew.-% BaO enthalten sein.
Wie oben erwähnt, ist im kristallisierten Glas jedoch im Wesentlichen keine MgO- Komponente enthalten. Dass im kristallisierten Glas im Wesentlichen keine MgO- Komponente enthalten ist, bedeutet, dass eine MgO-Komponente, die als unvermeidliche Verunreinigung auftritt, die in anderen pulverigen Ausgangskomponenten enthalten ist, nicht ausgeschlossen ist.
Der Glas-Vorformling wird erzeugt, indem Ausgangsmaterialien, die die obigen Metallatome enthalten, im obigen Gewichtsverhältnis gemischt werden und das resultierende Gemisch geschmolzen wird. Als derartige Ausgangsmaterialien können beispielsweise Oxide, Carbonate, Nitrate, Phosphate und Hydroxide dieser metallischen Atome genannt werden. Weiters kann als Atmosphäre für die Kristallisation des Glas-Vorformlings unter Erwärmung eine Freiluftatmosphäre, eine reduzierende Atmosphäre, eine Dampfatmosphäre, eine Druckatmosphäre oder dergleichen gewählt werden.
Wenn der Glas-Vorformling im obigen Herstellungsverfahren erwärmt wird, werden vorzugsweise Kristallkerne unter der Bedingung erzeugt, dass der Temperaturbereich zumindest nicht unter 500ºC liegt und die Erwärmungsrate 50 bis 300ºC/h beträgt. Darüber hinaus ist es vorzuziehen, die Kristallkerne zu erzeugen, indem das Glas zumindest für 1 bis 4 h in einem Temperaturbereich von 500ºC bis 580ºC gehalten wird.
Um ein Element aus dem obigen kristallisierten Glas mit Schleifkörnern Feinpolieren zu unterziehen, kann ein Magnetplatten-Substrat durch ein bekanntes Feinpolieren wie Läppen oder Polieren erzeugt werden. Außerdem kann auf einer Hauptebene des Magnetplatten-Substrats gemäß vorliegender Erfindung eine Behandlungsunterlagenschicht, ein Magnetfilm, ein Schutzfilm oder dergleichen ausgebildet werden, und weiters kann ein Schmiermittel auf die Schutzschicht aufgetragen werden.
Abgesehen von der Lese/Schreib-Zone kann auf dem Magnetplatten-Substrat aus dem kristallisierten Glas gemäß vorliegender Erfindung eine Parkspur vorgesehen werden. Die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) der Lese/Schreib-Zone beträgt vorzugsweise 0,5 bis 1 nm, während die maximale Höhe der Lese/Schreib- Zone nicht über 10 nm liegt.
Als nächstes haben es die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes geschafft, dass, wenn ein Magnetplatten-Substratkörper aus dem kristallisierten Glas gemäß dem zweiten Aspekt erzeugt werden sollte, ein metallisches Element, das Licht absorbiert, in zumindest einen Oberflächenabschnitt des Magnetplatten- Substratkörpers aufgenommen wurde und eine Textur gebildet wurde, indem seine Oberfläche mit hochenergetischem Licht bestrahlt wurde, und die Erfinder haben tatsächlich Versuche durchgeführt. In der Folge haben die Erfinder entdeckt, dass eine Textur mit einer regulierten Höhe auf einer extrem ebenen und glatten Oberfläche ausgebildet werden konnte, die feinpoliert war, wobei die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit nicht über 1 nm lag.
Das Verfahren zum Aufnehmen des Licht absorbierenden metallischen Elements zumindest im Oberflächenabschnitt des Magnetplatten-Substratkörpers kann das gleiche sein wie die beiden Verfahren, die in Zusammenhang mit dem oben genannten ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung erklärt wurden. Insbesondere wurde das obige Metallelement günstigerweise in Form eines Oxids in das kristallisierte Glas aufgenommen.
Die Erfinder des vorliegenden Anmeldungsgegenstandes haben ihre Untersuchungen fortgesetzt und entdeckt, dass, wenn das obige Oxid ein anderes als Chromoxid ist, eine Textur mit einer angemessenen Höhe mit hoher Produktivität ausgebildet werden kann, indem die Gesamt-Zugabemenge des Oxids bzw. der Oxide auf nicht weniger als 0,01 Gewichtsteile festgelegt wird. Weiters war festzustellen, dass, wenn die Zugabemenge des Oxids bzw. der Oxide erhöht wurde, die Intensität des Peaks der β-Eucryptit-Phase tendenziell zunahm. Wenn diese Intensität über einen bestimmten Wert hinaus angehoben wird, wird es schwierig, nach dem Feinpolieren eine ebene und glatte Oberfläche mit einer mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit nicht über 1 nm auszubilden. Von diesem Standpunkt aus können, wenn die Gesamt-Zugabemenge des Oxids bzw. der Oxide nicht über 3 Gewichtsteilen liegt, insbesondere die Erzeugung der β-Eucryptit-Phase unterdrückt werden, und die Texturen können in Massenproduktion erzeugt werden, wobei die ebenen und glatten polierten Oberflächen erzielt werden.
Beispielsweise lag, wenn Eisenoxid, Manganoxid und/oder Kobaltoxid zugegeben wurden, die Intensität des Peaks (2θ = 26,1º) der β-Eucryptit-Phase nicht unter 50, wenn die Intensität des Peaks (2θ = 24,8º) des Lithiumdisilicats mit 100 angenommen wurde, wenn die Gesamt- oder Einzel-Zugabemenge dieser Oxide 3 Gewichtsteile überschritt. Folglich konnte die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit nicht auf nicht mehr als 1 nm unterdrückt werden.
Wenn jedoch von den obigen Oxiden Chromoxid zugegeben wird, erfüllt es die Funktion, die Erzeugung der β-Eucryptit-Phase zu unterdrücken. Daher liegt, wenn zumindest Chromoxid in den Additiven enthalten ist, die Zugabemenge von Chromoxid vorzugsweise nicht unter 0,01 Gewichtsteilen, aber nicht über 10 Gewichtsteilen. Insbesondere ist es, wenn Chromoxid gemeinsam mit einem anderen Oxid als Chromoxid verwendet wird, vorzuziehen, dass die Zugabemenge von Chromoxid nicht unter 0,5 Gewichtsteilen, aber nicht über 10 Gewichtsteilen, liegt, und die Gesamt-Zugabemenge nicht unter 3 Gewichtsteilen, aber nicht über 10 Gewichtsteilen liegt.
Als Metall, das zur Lichtabsorption fähig ist und in den Magnetplatten-Substratkörper gemäß vorliegender Erfindung aufgenommen werden kann, werden Übergangsmetallelemente bevorzugt.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Fig. 1(a) ist eine Draufsicht, die eine Ausführungsform des Magnetplatten-Substrats 1 zeigt;
Fig. 1 (b) ist eine Draufsicht, die eine Ausführungsform einer Magnetplatte 10 zeigt;
Fig. 2 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der mittleren Mittellinien- Oberflächenrauigkeit (Ra) und der Kristallisationstemperatur in kristallisierten Gläsern mit unterschiedlichen Zusammensetzungen zeigt, die eine Ausführungsform der vorliegenden Erfindung darstellen;
Fig. 3 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Beugungsintensität der Eucryptit-Phase und der Kristallisationstemperatur für kristallisierte Gläser mit unterschiedlichen Zusammensetzungen zeigt;
Fig. 4 ist ein mit einem elektronischen Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Foto, das ein Keramikgewebe mit einer feinpolierten Oberfläche zeigt, die durch Polieren eines kristallisierten Glases erhalten wurde, das unter Verwendung eines Rohmaterials mit einer Zusammensetzung C und durch Einstellen einer Kristallisationstemperatur auf 750ºC erzeugt wurde;
Fig. 5 ist ein mit einem elektronischen Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Foto, das ein Keramikgewebe mit einer feinpolierten Oberfläche zeigt, die durch Polieren eines kristallisierten Glases erhalten wurde, das unter Verwendung eines Rohmaterials mit der Zusammensetzung C und durch Einstellen einer Kristallisationstemperatur auf 790ºC erzeugt wurde;
Fig. 6 ist ein mit einem elektronischen Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Foto, das ein Keramikgewebe mit einer feinpolierten Oberfläche zeigt, die durch Polieren eines kristallisierten Glases erhalten wurde, das unter Verwendung eines Rohmaterials mit der Zusammensetzung A und durch Einstellen einer Kristallisationstemperatur auf 750ºC erzeugt wurde;
Fig. 7 ist ein mit einem elektronischen Rasterelektronenmikroskop aufgenommenes Foto, das ein Keramikgewebe mit einer feinpolierten Oberfläche zeigt, die durch Polieren eines kristallisierten Glases erhalten wurde, das unter Verwendung eines Rohmaterials mit der Zusammensetzung F und durch Einstellen einer Kristallisationstemperatur auf 750ºC erzeugt wurde.
Wie in Fig. 1 (a) gezeigt, können eine Lese/Schreib-Zone 2 und eine Parkspur 3 getrennt auf einem Substrat 1 für eine Magnetplatte gemäß vorliegender Erfindung vorgesehen sein. Die Höhe (Rp) der Ebenheit der Parkspur 3 liegt vorzugsweise im Bereich von 5 bis 20 nm. Weiters ist es vorzuziehen, dass ein Abstandshalter- Laminationsabschnitt 4 innerhalb der Parkspur 3 vorgesehen ist, und dass die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit des Abstandshalter-Laminationsabschnitts nicht mehr als 3 nm beträgt. Im Abstandshalter-Laminationsabschnitt 4 ist ein rundes Loch 5 vorgesehen.
Im Magnetplatten-Substrat gemäß vorliegender Erfindung muss zumindest ein Magnetfilm auf einer Hauptfläche des obigen Substrats ausgebildet sein. Vorzugsweise kann, wie in Fig. 1(b) gezeigt, eine Magnetplatte 10 erzeugt werden, indem ein Behandlungsunterlagenfilm 6, ein magnetischer Film 7, eine Schutzfilm 8 und ein Schmierfilm 9 nacheinander auf der Oberfläche des Magnetplatten-Substrats 1 ausgebildet werden.
Nachstehend werden Versuchsergebnisse beschrieben, die die vorliegende Erfindung veranschaulichen.
Ein Rohmaterial aus einer jeden Zusammensetzung wurde hergestellt, so dass ein in Tabelle 1 gezeigtes Verhältnis zwischen den Oxiden bestand. Das in Tabelle 1 gezeigt Verhältnis bezieht sich auf Gewichtsprozentsätze von Metalloxiden in einem Glas-Vorformling. Tabelle 1

(Herstellungsbeispiele für Zusammensetzung C)

Verbindungen, die jeweilige Metalle enthielten, wurden so gemischt, dass ein Gewichtsverhältnis der Oxide entstand, wie in Zusammensetzung C von Tabelle 1 gezeigt, und das resultierende Gemisch wurde durch Erhitzen auf 1.400ºC geschmolzen. Die Schmelze wurde geformt und allmählich abgekühlt, wodurch ein Glas-Vorformling erhalten wurde. Kristallkerne wurden gebildet, indem der resultierende Glas-Vorformling in einer Stickstoffatmosphäre für 1 h auf 520ºC gehalten wurde. Das Glas wurde mit einer Erhitzungsrate von 100ºC/h erwärmt und für 4 h auf einer bestimmten Kristallisationstemperatur gehalten, gefolgt von Abkühlen auf Raumtemperatur. Dadurch wurde ein kristallisiertes Glas erhalten.
Eine Versuchsprobe mit einer Länge von 15 mm, einer Breite von 15 mm und einer Dicke von 0,8 mm wurde aus jedem kristallisierten Glas ausgeschnitten, und einander gegenüberliegende Flächen dieser Versuchsprobe wurden unter Verwendung von Ceroxid-Schleifteilchen mit einem mittleren Teilchendurchmesser von 1,5 um auf einem Poliertisch mit einander gegenüberliegenden Flächen feinpoliert, der mit Polyurethankissen verbunden war. Die mittlere Mittellinien- Oberflächenrauigkeit (Ra) der fertigpolierten Flächen wurde unter Verwendung eines Oberflächen-Rauigkeitsmessers gemessen, der an einer Berührungsnadel mit einem Durchmesser von 0,5 um befestigt war. Die Messergebnisse werden in Tabelle 2 gezeigt. Kristalline Phasen im kristallisierten Glas wurden durch das Röntgenbeugungsverfahren identifiziert, und die Intensität des Peaks (Maxima) einer jeden kristallinen Phase wurde gemessen. Ein relatives Verhältnis der Intensität des Peaks einer jeden kristallinen Phase wird in Tabelle 2 gezeigt, während die Intensität des Peaks von Lithiumdiscilicat (Li&sub2;O·2SiO&sub2;) als 100 angenommen wird. Die Beziehung zwischen der mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) und der Kristallisationstemperatur wird in Fig. 2 gezeigt, und die Beziehung zwischen der Intensität (absoluter Wert) der Beugung der Eucryptit-Phase und der Kristallisationstemperatur wird in Fig. 3 gezeigt. Tabelle 2

(Herstellungsbeispiele für Zusammensetzung A)

Jede Versuchsprobe wurde auf die gleiche Weise wie oben hergestellt, und Ra (angegeben in Å: 10Å = 1 nm) und das relative Verhältnis in der Intensität des Peaks der jeweiligen kristallinen Phasen wurde in Bezug auf die jeweilige Versuchsprobe gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 3 gezeigt. Die Beziehung zwischen der mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) und der Kristallisationstemperatur wird in Fig. 2 gezeigt, und die Beziehung zwischen der Intensität der Beugung der Eucryptit-Phase und der Kristallisationstemperatur wird in Fig. 3 gezeigt. Tabelle 3

(Herstellungsbeispiele für Zusammensetzung B)

Jede Versuchsprobe wurde auf die gleiche Weise wie oben erzeugt, und Ra und das relative Verhältnis der Intensität des Peaks der jeweiligen kristallinen Phasen wurde in bezug auf jede Versuchsprobe gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 4 gezeigt. Die Beziehung zwischen der mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) und der Kristallisationstemperatur wird in Fig. 2 gezeigt, und die Beziehung zwischen der Intensität der Beugung der Eucryptit-Phase und der Kristallisationstemperatur wird in Fig. 3 gezeigt. Tabelle 4

(Herstellungsbeispiele der Zusammensetzungen D und E)

Jede Versuchsprobe wurde auf die gleiche Weise wie oben hergestellt, und Ra und das relative Verhältnis zwischen der Intensität des Peaks der jeweiligen kristallinen Phasen wurde in Bezug auf jede Versuchsprobe gemessen. Die Ergebnisse werden in Tabelle 5 gezeigt. Tabelle 5

(Bewertung der kristallisierten Gläser unter Einsatz der Zusammensetzungen A, B, C, D und E)

In Zusammensetzung A wurde kein ZrO&sub2; zugegeben. In diesem Fall beträgt die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit, obwohl sie durch das Senken der Kristallisationstemperatur allmählich verringert wird, auch bei einer Kristallisationstemperatur von 730ºC etwa 1,5 nm. Die Intensität der Beugung der Eucryptit-Phase ist groß.
In Zusammensetzung B wurden 0,5 Gew.-% ZrO&sub2; zugegeben. Im Vergleich zu Fällen, bei denen Zusammensetzung A eingesetzt wurde, werden jedoch keine auffälligen Unterschiede in Bezug auf die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit und die kristallinen Phasen wie die Eucryptit-Phase beobachtet.
Andererseits nahm in Zusammensetzung C, bei der ein Rohmaterial verwendet wurde, in dem 2,0 Gew.-% ZrO&sub2; zugegeben wurde, die mittlere Mittellinien-Rauigkeit nahe der Kristallisationstemperatur von 770ºC merklich ab, und folglich wurde eine mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit nicht über 1 nm erzielt. Außerdem war keine Reduktion der Festigkeit des kristallisierenden Glases festzustellen.
Weiters wurde, wenn die Beziehung zwischen der Kristallisationstemperatur und den kristallinen Phasen beobachtet wird, wie insbesondere aus Fig. 3 klar ist, im Vergleich zu einem Fall, dass kein ZrO&sub2; zugegeben wird, die Kristallisationstemperatur, bei der die Eucryptit-Phase erzeugt wird, bei der Verwendung von Zusammensetzung C auf in einen weit höheren Temperaturbereich verlagert. Als Ergebnis steigt die Temperatur, bei der die Spodumen-Phase erzeugt wird, weiter an. Es ist zu erkennen, dass die Produktionsmenge der Eucryptit-Phase deutlich abnimmt, wenn die Kristallisationstemperatur von etwa 790ºC auf etwa 770 ºC sinkt, und gleichzeitig die Lithiumsilikatphase zunimmt und die Erzeugung der Al&sub2;O&sub3;-Phase beginnt. Aus diesen Ergebnissen ist zu erkennen, dass sich die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit nach dem Feinpolieren in Bezug auf das kristallisierte Glas, bei dem der relative Anteil der Eucryptit-Phase nicht über 50 liegt, deutlich verringert.
Im Vergleich zu Zusammensetzung C wird in Zusammensetzung D SiO&sub2; leicht angehoben, und Li&sub2;O wird leicht verringert, aber es werden ähnliche Ergebnisse erzielt. In Zusammensetzung E wurden weiters 0,1 Gew.-% Fe&sub2;O&sub3; zugegeben, und K&sub2;O wurde im Vergleich zu Zusammensetzung D um 0,1 Gew.-% verringert, es wurden jedoch ähnliche Ergebnisse erzielt.

(Herstellungsbeispiele unter Verwendung von Zusammensetzung F und Bewertungen)

Wie oben erwähnt, wurde eine Versuchsprobe unter Verwendung eines kristallisierten Glases erzeugt, indem ein Rohmaterial mit der Zusammensetzung F verwendet wurde, und die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit und die kristallinen Phasen wurden gemessen. In dieser Zusammensetzung wurde SiO&sub2; auf 71,0 Gew.-% verringert, und 3,5 Gew.-% MgO wurde statt dessen zugeben. Wenn die Kristallisation bei 750ºC bewirkt wurde, wurden durch ein Röntgenbeugungsmuster weder Eucryptit-Phase noch Spodumen-Phase beobachtet, es wurde jedoch ein α-Quarzphase darin beobachtet. Die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit nach dem Polieren betrug 1,8 nm.
Die Betrachtung der feinpolierten Oberfläche durch ein Elektronenmikroskop zeigte Sekundärteilchen aus α-Quarz auf der polierten Oberfläche. Da die aggregierten Sekundärteilchen eine höhere Härte aufweisen als die anderen kristallinen Phasen und die Korngrenze, war es schwierig, höhere Ebenheit zu erzielen.

(Betrachtung mit dem Elektronenmikroskop)

Jede oben genannte Versuchsprobe wurde poliert und dann in einer Salzsäurelösung mit 5 Gew.-% 1 min lang geätzt. Die geätzte Oberfläche wurde mit dem Elektronenmikroskop beobachtet. In Bezug auf Versuchsproben wird in Fig. 4 eine Versuchsprobe gezeigt, bei der Zusammensetzung C verwendet und die bei einer Kristallisationstemperatur von 750ºC behandelt wird, und in Fig. 5 wird eine gezeigt, bei der Zusammensetzung C verwendet wird und die bei einer Kristallisationstemperatur von 790ºC behandelt wird, während Fig. 6 eine Versuchsprobe zeigt, bei der Zusammensetzung A verwendet wird und die bei 750 ºC behandelt wird, und Fig. 7 eine zeigt, bei der Zusammensetzung F verwendet wird und die bei einer Kristallisationstemperatur von 750ºC behandelt wird.
Wie aus Fig. 5 zu erkennen, wurden, wenn die Kristallisationstemperatur 790ºC betrug, die Sekundärteilchen oder die aggregierten Teilchen aufgrund des Wachstums der Eucryptit-Phase erzeugt, und aufgrund der Differenz in der Härte zwischen den Sekundärteilchen und der Lithiumdisilikat-Phase wurde es schwierig, die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit zu verbessern. Im Gegensatz dazu verschwinden, wie in Fig. 4 zu sehen, die obigen Sekundärteilchen, wenn die Eucryptit-Phase abnimmt. Wie aus Fig. 3 zu erkennen ist, verbleibt auch in diesem Zustand immer noch eine sehr kleine Menge der Eucryptitphase, aber da ein solche Eucryptit-Phase nicht wächst, wird angenommen, dass die Phase die Oberflächenrauigkeit nicht beeinflusst. Das obige Phänomen kann klar aus anderen, nicht gezeigten mit dem Rasterelektronenmikroskop gemachten Fotos abgelesen werden.
In den Fig. 6 und 7 ist auch die Erzeugung der Sekundärteilchen aus der Eucryptit-Phase oder der α-Quarz-Phase zu sehen.

(Messergebnisse der Festigkeit)

Eine Versuchsprobe mit den Abmessungen 4 · 40 · 3 mm wurde aus einem kristallisierten Glas unter Verwendung eine Rohmaterials aus Zusammensetzung C ausgeschnitten und bei einer Kristallisationstemperatur von 730ºC behandelt, und ihre Vierpunkt-Biegefestigkeit wurde bei Raumtemperatur nach der JIS R1601 gemessen. Als Ergebnis betrug die Biegefestigkeit 240 MPa. Weiters wurde aus einem kristallisierten Glas unter Verwendung ein Rohmaterials aus Zusammensetzung A eine Versuchsprobe mit den Abmessungen 4 · 40 · 3 mm ausgeschnitten und bei einer Kristallisationstemperatur von 730ºC behandelt, und seine Vierpunkt-Biegefestigkeit wurde bei Raumtemperatur nach der JIS R1601 gemessen. Als Ergebnis betrug die Biegefestigkeit 220 MPa.
Weiters wurde die Vierpunkt-Biegefestigkeit eines kristallisierten Glases, das erhalten wurde, indem ein Rohmaterial aus Zusammensetzung A und eine Kristallisationstemperatur von 700ºC eingesetzt wurden, bei Raumtemperatur nach dem gleichen Verfahren gemessen, wie oben erwähnt. Als Ergebnis betrug die Biegefestigkeit 150 MPa.
Als nächstes werden Beispiele beschrieben, bei denen die Textur auf einem Magnetplatten-Substratkörper gemäß dem zweiten Aspekt mit einem Laserstrahl ausgebildet wurde.

Beispiel 1

Pulverförmige Verbindungen, die jeweilige Metalle enthielten, wurden so gemischt, dass ein Compoundierungsverhältnis von 76,1 Gew.-% SiO&sub2;, 9,9 Gew.-% Li&sub2;O, 7,1 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 2,8 Gew.-% K&sub2;O, 2,0 Gew.-% ZrO&sub2;, 1,9 Gew.-% P&sub2;O&sub5; und 0,2 Gew.- % Sb&sub2;O&sub3; entstand. Zu diesem Zeitpunkt wurde ein in Tabelle 6 gezeigtes Additiv in einem in Fig. 7 gezeigten Anteil (Gewichtsteile) in Bezug auf 100 Gewichtsteile des resultierenden Pulvergemisches, berechnet in Form eines Oxids, zugegeben. Das resultierende Gemisch wurde in einen Platin-Schmelztiegel gefüllt und geschmolzen, indem es für 5 h auf 1.450ºC erhitzt wurde. Die Schmelze wurde formgepresst, wodurch ein Glas-Vorformling in Gestalt einer runden Scheibe erhalten wurde.
Kristallkerne wurden gebildet, indem der resultierende Glas-Vorformling in einer Stickstoff-Atmosphäre für 1 h auf 520ºC erhitzt wurde, und dann wurde das Glas mit einer Erwärmungsrate von 100ºC/h erhitzt, für 2 h auf 730ºC gehalten und auf Raumtemperatur abgekühlt. Dadurch wurde ein Substratmaterial aus einem kristallisierten Glas erhalten.
Eine kristalline Phase dieses Substratmaterials wurde durch Röntgenbeugungsverfahren unter Einsatz einer Kα-Kupfer-Linie identifiziert. Als Ergebnis wurde mit Ausnahme der Versuche Nr. 6-18 nur kristalline Lithiumdisilikat-Phase beobachtet.
In Versuch Nr. 6-18 wurden die Lithiumdisilikat-Phase und die β-Eucryptit-Phase beobachtet. Zu diesem Zeitpunkt betrug die Intensität des Peaks (2θ = 26,1º) der β- Eucryptit-Phase 200, wenn die Intensität des Peaks (2θ = 24,8º) der Lithiumdisilikat- Phase mit 100 angenommen wurde. Dann betrug, wenn die Kristallisation bei einer verringerten Kristallisationstemperatur von 680ºC durchgeführt wurde, die Intensität des Peaks der β-Eucryptit-Phase 35, wenn die Intensität des Peaks der Lithiumdisilikatphase mit 100 angenommen wurde. Daher wurde diese Probe verwendet.
Einander gegenüberliegende Oberflächen eines jeden Substratmaterials wurden bis zu einer Ebenheit von 8 um mit einer Dicke von 0,75 mm plan-poliert, indem eine Diamant-Schleifscheibe verwendet wurde. Dann wurden die polierten einander gegenüberliegenden Oberflächen unter Verwendung von GC-Schleifteilchen geläppt, wodurch ein feinpolierter Körper mit einer Dicke von 0,64 mm erhalten wurde. Daraufhin wurde der feinpolierte Körper bis zu einer Dicke von 0,635 mm fertigpoliert, indem Ceroxid-Schleifteilchen verwendet wurden, wodurch ein Magnetplatten-Substrat erhalten wurde. Die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit der so behandelten Oberflächen betrug 0,6 bis 0,9 nm, und ihre Ebenheit lag im Bereich von 5 um.
Die Oberfläche des obigen Magnetplatten-Substrat wurde bearbeitet, indem es mit einem YAG-Laserstrahl mit Puls vom vierten harmonischen Typ (Wellenlänge: 266 nm, Pulsoszillation, Q-Schalter) bestrahlt wurde. Dabei waren die Bearbeitungsbedingungen, dass die Oszillationsfrequenz 2 kHz, die Pulsbreite 25 ns, der Punktdurchmesser 20 um und die Bearbeitungsgeschwindigkeit 200 mm/s bezogen auf den Laser betrug. Während die Ausgangsleistung des Lasers mit einem Leistungsmesser vom Kalorienmess-Typ gemessen wurde, wurde diese Ausgangsleistung variiert, und Bearbeitung wurde durchgeführt. Die Gestalt des bearbeiteten Abschnitts, auf den mit dem Laserstrahl gestrahlt wurde, wurde mit einem Oberflächenrauigkeitsmesser vom Lichtinterferenz-Typ und einer dreidimensionalen Formmesseinheit vom Kontaktnadel-Typ gemessen.
Die erhaltenen bearbeiteten Formen werden in Tabelle 6 gezeigt. Von der bearbeiteten Spur mit einer vorragenden Gestalt wird die Höhe gezeigt. Tabelle 6
In Bezug auf Versuch Nr. 6-1, bei dem kein Additiv zugegeben werden konnte, konnte auch durch das Anheben der Ausgangsleistung des Lasers auf sein Maximum keine Bearbeitung bewirkt werden.
In Bezug auf die kristallisierten Gläser, bei denen ein Additiv in einem jeweiligen Anteil zugegeben wurde, mit Ausnahme von Versuch Nr. 6-1, war die Form der Bearbeitungsspur "keine Bearbeitungsspur" dann der Fall, wenn die Ausgangsleistung des Lasers klein war, und nahm eine aufgequollene erhabene Gestalt an, wenn die Ausgangsleistung des Lasers groß war. Weiters wurde, wenn die Ausgangsgröße des Lasers angehoben wurde, ein Loch gebildet. Dabei wurde zwar ein ringförmiger gequollener Abschnitt um das Loch gebildet, aber die Höhe des aufgequollenen Abschnitts betrug unabhängig von der Ausgangsleistung des Lasers 50 nm. Daher konnten derartige kristallisierte Gläser nicht für eine Textur mit einer Zielhöhe nicht über 20 nm eingesetzt werden.
Wenn die aufgequollene erhabene Gestalt erhalten wurde, war die Höhe des aufgequollenen Abschnitts proportional zum Ausgang des Lasers. Die Erhebungen mit der Zielhöhe von nicht mehr als 20 nm konnten durch die Zugabe eines Additivs im Bereich von 0,05 Gewichtsteilen bis 1,60 Gewichtsteilen erhalten werden.
Wenn die Zugabemenge von Fe&sub2;O&sub3; erhöht wurde, verringerte sich die Ausgangsleistung des Lasers, der erforderlich war, um die aufgequollenen Erhebungen zu erhalten, und seine Bandbreite verengte sich. In Versuch Nr. 6-18, bei dem 3,20 Gewichtsteile Fe&sub2;O&sub3; zugegeben wurden, wurde in einem Bearbeitungsabschnitt bei einem Ausgang von 0,5 mW ein Loch gebildet. Es ist nicht praktisch, den Laserausgang auf weniger als diese Höhe zu reduzieren, und die Zugabemenge beträgt vorzugsweise nicht mehr als 3 Gewichtsteile.

Beispiel II

Glassubstrate für Magnetplatten wurden nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel I hergestellt, mit der Maßgabe, dass die Art und die Menge des Additivs variiert wurden, wie in Tabelle 7 gezeigt.
Die kristalline Phase des resultierenden Substratmaterials wurde unter Einsatz der Kα-Kupfer-Linie nach dem Röntgenbeugungsverfahren identifiziert, und in jeder Versuchsprobe wurde nur das Lithiumdisilikat beobachtet.
Das Substratmaterial wurde zu einem Magnetplatten-Substrat fertigbearbeitet, indem es auf die gleiche Weise wie in Beispiel I bearbeitet wurde. Die mittlere Mittellinien- Oberflächenrauigkeit Ra seiner Oberfläche betrug 0,7 bis 0,8 nm, und die Ebenheit lag innerhalb von 4 um.
Als nächstes wurde das Substrat bearbeitet, indem es mit einem YAG-Laserstrahl mit Puls vom vierten harmonischen Typ20 bestrahlt wurde, und die Gestalt des resultierenden bearbeiteten Abschnitts wurde bewertet. Tabelle 7
Wie oben gezeigt, konnten in Bezug auf die kristallisierten Gläser, bei denen V&sub2;O&sub5;, TiO&sub2;, CeO&sub2; oder CuO zugegebenen wurden, keine aufgequollenen Erhebungen mit einer Höhe nicht über 20 nm erhalten werden, indem die Ausgangsleistung des Lasers eingestellt wurde.

Beispiel III

Pulverförmige Verbindungen, die jeweilige Metalle enthielten, wurden gemischt, so dass ein Compoundierungsverhältnis von 76,2 Gew.-% SiO&sub2;, 10,0 Gew.-% Li&sub2;O, 6,5 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 3,2 Gew.-% K&sub2;O, 2,5 Gew.-% ZrO&sub2;, 1,5 Gew.-% P&sub2;O&sub5; und 0,1 Gew.- % Sb&sub2;O&sub3; erhalten wurde. Dabei wurde das in Tabelle 8 gezeigte Additiv in einem in Tabelle 8 gezeigten Verhältnis (Gewichtsteile) in Bezug auf 100 Gewichtsteile des resultierenden Pulvergemisches, berechnet in Form eines Oxids, zugegeben.
Was Cr&sub2;O&sub3; betrifft, wurde es in Form von K&sub2;Cr&sub2;O&sub7; zugegeben, was die in Tabelle 8 gezeigten Gewichtsteile von Cr&sub2;O&sub3; ergab.
Das resultierende Gemisch wurde in einen Platinschmelztiegel gefüllt und durch Erwärmen auf 1.450ºC für 5 h geschmolzen. Die Schmelze wurde formgepresst, wodurch ein Glas-Vorformling in Form einer runden Scheibe erhalten wurde. Tabelle 8
Als nächstes wurden ein Innendurchmesser und ein Außendurchmesser der Glasplatte nach dem gleichen Verfahren wie in Beispiel I bearbeitet, und der Glas- Vorformling wurde kristallisiert. Dabei wurde die Kristallisationstemperatur zwischen 680ºC und 760ºC variiert.
Die kristalline Phase wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel I nach dem Röntgenbeugungsverfahren identifiziert.
Bei den Versuchsproben bestand mit zunehmender Kristallisationstemperatur die Tendenz, dass die Intensität des Peaks der β-Eucryptit-Phase zunahm. Wenn die Kristallisation bei der gleichen Temperatur durchgeführt wurde, besteht in den Versuchen Nr. 8-1 bis 8-5 und 8-8 bis 8-10 die Tendenz, dass mit zunehmender Zugabemenge die Intensität des Peaks der β-Eucryptit-Phase zunahm. Bei den Versuchen wurden Proben verwendet, bei denen die Intensität des Peaks (2θ = 26,1º) der β-Eucryptitphase nicht über 40 lag, wenn die Intensität des Peaks (2θ = 24,8º) der Lithiumdisilikatphase mit 100 angenommen wurde.
Die Probe wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel I zu einem Magnetplatten- Substrat fertigberarbeitet. Die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit Ra betrug 0,7 bis 1 nm, und die Ebenheit der fertigen Oberfläche lag innerhalb von 5 um.
Die Oberfläche des obigen Magnetplatten-Substrats wurde bearbeitet, indem sie mit einem YAG-Laserstrahl mit Puls vom zweiten harmonischen Typ (Wellenlänge: 532 nm, CW-Oszillation, Q-Schalter) bestrahlt wurde. Dabei waren die Bearbeitungsbedingungen, dass die Oszillationsfrequenz 1 kHz, die Pulsbreite 75 ns, der Punktdurchmesser 20 um und die Bearbeitungsgeschwindigkeit 40 mm/s in Bezug auf den Laser betrug. Während die Ausgangsleistung des Lasers mit dem Leistungsmesser vom Kalorienmesstyp gemessen wurde, wurde dieser Output variiert und Bearbeitung bewirkt.
Die Gestalt oder Form des bearbeiteten Abschnitts, der mit dem Laserstrahl bestrahlt wurde, wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel I gemessen, und die Messergebnisse werden in Tabelle 9 gezeigt. Tabelle 9
Wenn der Ausgang des Lasers zunahm, veränderte sich die Gestalt des bearbeiteten Abschnitts, der durch Bearbeitung des kristallisierten Glases unter Verwendung des YAG-Laserstrahls mit Puls vom zweiten harmonischen Typ erhalten wurde, nacheinander von "keine Bearbeitungsspur", "gequollene erhabene Gestalt" und "Lochbohrung" in dieser Reihenfolge, wie bei der Verwendung des YAG-Laserstrahls mit Puls vom vierten harmonischen Typ.
Auch wenn der YAG-Laserstrahl mit Puls vom zweiten harmonischen Typ verwendet wurde, konnte die Textur mit aufgequollenen Erhebungen in der Zielhöhe von nicht mehr als 20 nm erhalten werden, indem der Ausgang des Lasers in Abhängigkeit von der Art und der Menge des Additivs eingestellt wurde.

Beispiel IV

Eine Probe von Versuch Nr. 8-1 in Beispiel III wurde durch Bestrahlung mit einem Argonlaserstrahl (Wellenlänge: 514 nm, CW-Oszillation) bearbeitet. Dabei waren die Bearbeitungsbedingungen eine Ausgangsleistung von 700 mW, ein Punktdurchmesser von 50 um und eine Bearbeitungsgeschwindigkeit von 4 mm/s in Bezug auf den Laser. Die Bearbeitung wurde in dem Zustand durchgeführt, dass der Fokus des Laserstrahls von der Probe nach oben bewegt wurde.
Der bearbeitete Abschnitt, der mit dem Laserstrahl bestrahlt wurde, wurde in jedem Versuchsbeispiel in Form einer Erhebung aufgequollen, wobei das Ausmaß der Fokus-Bewegung im Bereich von 0 mm bis 1,2 mm betrug (es wurde kein Loch gebohrt).
Die gequollene Gestalt wurde durch das Oberflächenrauigkeitsmessgerät gemessen, und es wurden die Ergebnisse in Tabelle 10 erhalten.

Tabelle 10

Fokus-Abweichungsausmaß (mm) Höhe der Erhebung (Å)
0 33750
0.50 16680
1.00 4860
1.10 1670
1.13 830
1.15 330
1.20 160
1.22 keine Bearbeitungsspur
Wie oben zu erkennen, konnte auch dann, wenn der Argonlaser-CW-Strahl verwendet wurde, eine Textur mit gequollenen Erhebungen einer Zielhöhe nicht über 20 nm erhalten werden, indem die Dichte der Energie des Laserstrahls an der Oberfläche der Probe eingestellt wurde.

Beispiel V

Pulverförmige Verbindungen, die jeweilige Metalle enthielten, wurden gemischt, so dass ein Compoundierungsverhältnis von 76,1 Gew.-% SiO&sub2;, 9,9 Gew.-% Li&sub2;O, 6,1 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 2,8 Gew.-% K&sub2;O, 3,0 Gew.-% ZrO&sub2;, 1,9 Gew.-% P&sub2;O&sub5; und 0,2 Gew.- % Sb&sub2;O&sub3; entstand. Dabei wurde das in Tabelle 11 gezeigte Additiv in einem in Tabelle 11 gezeigten Anteil (Gewichtsteile) in Bezug auf 100 Gewichtsteile des resultierenden Pulvergemisches zugegeben.
Das resultierende Gemisch wurde in einen Platinschmelztiegel gefüllt und geschmolzen, indem es für 5 h auf 1.450ºC erhitzt wurde. Die Schmelze wurde formgepresst, wodurch ein Glas-Vorformling in Gestalt einer runden Scheibe erhalten wurde. Dieser runde scheibenförmige Glas-Vorformling wurde auf die Abmessungen 15 mm · 15 mm · 0,8 mm geschliffen.
Kristallkerne wurden gebildet, indem der resultierende Glas-Vorformling für 1 h in einer Stickstoffatmosphäre auf 520ºC gehalten wurde, und dann wurde das Glas mit einer Erwärmungsrate von 100ºC/h erhitzt, für 4 h auf 710ºC bis 730ºC gehalten und auf Raumtemperatur abgekühlt. Dadurch wurde ein kristallisiertes Glas erhalten.
Eine kristalline Phase dieses Substratmaterials wurde durch das Röntgenbeugungsverfahren unter Einsatz einer Kα-Kupfer-Linie identifiziert. Die Intensität des Peaks (2θ = 26,1º) der β-Eucryptit-Phase wird in Tabelle 11 gezeigt, wobei die Intensität des Peaks (2θ = 24,8º) der Lithiumdisilikatphase als 100 angenommen wird.
Das Substratmaterial wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel I unter Verwendung von Ceroxid-Schleifteilchen bis zu einer Dicke von 0,635 mm feinpoliert. Die Oberflächenrauigkeit der so behandelten Oberflächen wurde gemessen, indem der Oberflächenrauigkeitsmesser mit einer Kontaktnadel mit 0,5 um eingesetzt wurde. Die so erhaltene mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit Ra wird in Tabelle 11 gezeigt. Tabelle 11
Wie aus den Versuchen Nr. 10-1, 10-2, 10-3, 10-4, 10-6, 10-7, 10-8, 10-10, 10-11, 10-12 und 10-13 zu entnehmen ist, besteht die Tendenz, dass die Intensität des Peaks der p-Eucryptit-Phase im Verhältnis zur Zugabemenge des zugegebenen Oxids zunimmt.
Um die mittlere Mittellinien-Oberflächenrauigkeit auf nicht mehr als 1 nm zu senken, beträgt die Gesamt- oder Einzelmenge des Oxids bzw. der Oxide mit Ausnahme von Chromoxid vorzugsweise nicht mehr als 3 Gewichtsteile.
Wie aus den Versuchen Nr. 10-5, 10-9, 10-14, 10-15, 10-16, 10-18, 10-19 und 10-20 zu entnehmen ist, erfüllt die Zugabe von Chromoxid die Funktion, die Produktion der β-Eucryptit-Phase zu senken. Die Zugabemenge von Chromoxid beträgt vorzugsweise nicht mehr als 10 Gewichtsteile. Wenn die Zugabemenge 10 Gewichtsteile übersteigt, verringert sich die Menge der Kristalle beim Kristallisieren, wodurch die Festigkeit verringert wird.
Auch wenn das Oxid bzw. die Oxide mit Ausnahme von Chromoxid in einer Gesamtmenge nicht unter 3 Gewichtsteilen zugeben wird bzw. werden, kann die Wirkung der Verringerung der Produktion der β-Eucryptit-Phase mit Chromoxid eingesetzt werden, wenn Chromoxid in einer Menge von 0,5 Gewichtsteilen zugegeben wird. Die obigen Oxide können in einer Gesamtmenge von nicht mehr als 10 Gewichtsteilen zugegeben werden.

Claims

1. Glaskörper mit einer polierten Oberfläche und aus einem kristallisierten Glas auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2;-Basis, das 65 bis 85 Gew.-% SiO&sub2;, 8 bis 15 Gew.-% Li&sub2;O, 2 bis 8 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 1 bis 5 Gew.-% P&sub2;O&sub5; und 1 bis 10 Gew.-% ZrO&sub2; enthält und im Wesentlichen kein MgO enthält und Lithiumdisilikat (Li&sub2;O·2SiO&sub2;) als Hauptkristallphase aufweist, und der eine ebene und glatte polierte Oberfläche mit einer mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) nicht über 1 nm aufweist.

2. Glaskörper nach Anspruch 1, worin bei den kristallinen Phasen, die das kristallisierte Glas bilden, die Summe der Intensitäten der Röntgenbeugungs-Maxima der eukryptischen (Li&sub2;O·Al&sub2;O&sub3;·2SiO&sub2;-) Phase und der Spodumen-Phase (Li&sub2;O·Al&sub2;O&sub3;·4SiO&sub2;-) Phase nicht über 50 liegt, wenn die Intensität des Röntgenbeugungs-Maximums der Lithiumdisilikat- (Li&sub2;O·2SiO&sub2;-) Phase als 100 angenommen wird.

3. Glaskörper nach Anspruch 1 oder 2, worin ein oder mehrere zusätzliche Metallelemente im kristallisierten Glas in Form von Oxid oder Oxiden mit Ausnahme von Chromoxiden vorhanden sind und die Gesamtmenge derartiger Oxide nicht unter 0,01 Gewichtsteilen aber nicht über 3 Gewichtsteilen bezogen auf 100 Gewichtsteile der anderen Komponenten des Glases liegt.

4. Glaskörper nach Anspruch 1 oder 2, worin im kristallisierten Glas ein oder mehrere zusätzliche Metallelemente in Form eines Oxids oder von Oxiden vorhanden ist bzw. sind, wobei das Oxid oder die Oxide zumindest Chromoxid umfassen, wobei die Chromoxid-Menge nicht unter 0,01 Gewichtsteilen, aber nicht über 10 Gewichtsteilen, bezogen auf 100 Gewichtsteile der anderen Komponenten des Glases, liegt.

5. Glaskörper nach Anspruch 4, worin die Menge an Chromoxid nicht unter 0,5 Gewichtsteilen und nicht über 10 Gewichtsteilen bezogen auf 100 Gewichtsteile der anderen Komponenten des Glases liegt und die Gesamtmenge an Oxiden der zusätz¬ lichen Metallelemente nicht unter 3 Gewichtsteilen und nicht über 10 Gewichtsteilen bezogen auf 100 Gewichtsteile der anderen Komponenten des Glases liegt.

6. Magnetplatten-Substrat, das einen Glaskörper nach einem der Ansprüche 1 bis 5 umfasst.

7. Magnetplatte, die das Magnetplatten-Substrat nach Anspruch 6, einen Unterlagenfilm, der auf der ebenen und glatten Oberfläche des Magnetplatten-Substrats ausgebildet ist, sowie eine metallische Magnetschicht auf dem Unterlagenfilm umfasst.

8. Verfahren zur Herstellung eines kristallisierten Glaskörpers auf Li&sub2;O-Al&sub2;O&sub3;-SiO&sub2;- Basis, das die Schritte des Kristallisierens eines Glasvorformlings, der 65 bis 85 Gew.- SiO&sub2;, 8 bis 15 Gew.-% Li&sub2;O, 2 bis 8 Gew.-% Al&sub2;O&sub3;, 1 bis 5 Gew.-% P&sub2;O&sub5; und 1 bis 10 Gew.-% ZrO&sub2; enthält, im Wesentlichen kein MgO enthält und Lithiumdisilikat (Li&sub2;O·2SiO&sub2;) als Hauptkristallphase aufweist, durch Wärmebehandlung, so dass die Höchsttemperatur bei der Wärmebehandlung im Bereich von 680ºC bis 770ºC beträgt, sowie des Polierens einer Oberfläche des Glaskörpers umfasst, um eine ebene und glatte polierte Oberfläche mit einer mittleren Mittellinien-Oberflächenrauigkeit (Ra) nicht über 1 nm bereitzustellen.