JP3140702B2 - 磁気ディスク基板用結晶化ガラス、磁気ディスク基板および磁気ディスク - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、磁気ディスク基板
用結晶化ガラスに関するものである。

【０００２】

【従来の技術】最近、ガラス製の磁気ディスク基板が、
一部で実用化されている。ただし、ＨＤＤ用の磁気ディ
スク基板としては、特に高い強度が要求される。しか
し、ガラスは、一般的に強度が低いことから、ＨＤＤ用
の磁気ディスク基板として使用するには、信頼性が十分
ではない。このため、化学強化ガラスやガラスセラミッ
クス等の強化ガラスを使用する必要がある。しかし、ソ
ーダライムガラスなどの化学強化ガラスを、磁気ディス
ク基板の材質として使用すると、基板中に含有されるア
ルカリ金属イオンが溶出し、磁性膜を腐食することがあ
る。

【０００３】このため、本発明者は、磁気ディスク基板
の材質として、結晶化ガラスを使用することを検討し
た。結晶化ガラスにおいては、含有されるアルカリ金属
イオンのほとんどが結晶相中に存在しており、ガラスマ
トリックス中には微量しか存在しないために、アルカリ
金属成分が溶出して磁性膜を腐食するという問題は生じ
ない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、化学強化ガラ
スは、その全体が非晶質であるので、磁気ディスク基板
として使用するために、化学強化ガラスの表面をポリッ
シング加工すると、加工後の中心線平均表面粗さ（Ｒ
ａ）を６オングストローム程度にまで減少させることが
できる。これに対して、結晶化ガラスの場合には、結晶
相と非晶質相との硬度が相違している。このため、ポリ
ッシング加工後においても、結晶相と非晶質相との間で
不可避的に微小な凹凸が発生してしまう。この結果、加
工面の中心線平均表面粗さを２０オングストローム以下
に抑えることは困難であった。

【０００５】この問題を解決するために、本発明者は、
特定のＬｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂Ｏ₃ −ＳｉＯ₂ 系の結晶化ガラ
スを使用すれば、精密研磨加工後の加工面の中心線平均
表面粗さを２０オングストローム以下のレベルにまで減
少させうることを発見し、特願平７−１７４８９５号明
細書において、この結晶化ガラスを使用した磁気ディス
ク基板を具体的に開示した。

【０００６】しかし、この後にも、マルチメディア化の
進展に伴い、特に画像情報などの大容量の情報を、一層
小型の磁気ディスク内に記録したいとの要望が強くな
り、磁気ディスクにおける記録密度の一層の向上が求め
られるようになってきた。この結果、特に磁気ディスク
のリードライトゾーンにおいては、中心線平均表面粗さ
（Ｒａ）を、１０オングストローム以下の領域まで低下
させることが求められている。Ｌｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃ −
ＳｉＯ₂ 系の結晶化ガラスからなる磁気ディスク基板に
おいて、この条件を満足することは極めて困難である。
もっとも、結晶化していないガラスや、結晶化率の低い
結晶化の途上のガラスであれば、精密研磨加工後の中心
線平均表面粗さを１０オングストローム以下とすること
は可能であろうが、これらの材質の強度は相対的に低
い。

【０００７】更に、現在、磁気ディスク基板用のガラス
としては、１００℃から３００℃までの熱膨張係数が８
０〜１００×１０^-7／ｋ、好ましくは８５〜９０×１０
^-7／ｋの材料が、事実上の標準となっている。これは、
磁気ディスク基板を支持するドライブシャフトが、熱膨
張係数が１００×１０^-7／ｋ程度のＳＵＳで出来てお
り、基板とシャフトとの熱膨張係数の差が大きいと、基
板の変形が起こり、記録再生時にトラブルを起こすため
である。このため、ガラスの熱膨張係数を前記の範囲に
入れることが、ガラスの組成を設計する上で、必要不可
欠な要件になっている。

【０００８】本発明の課題は、Ｌｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃ −
ＳｉＯ₂ 系の磁気ディスク基板用結晶化ガラスにおい
て、所定の強度を維持しつつ、その結晶化ガラスの表面
を精密研磨加工した後の中心線平均表面粗さ（Ｒａ）を
顕著に低減し、かつ１００℃から３００℃までの熱膨張
係数を８０〜１００×１０^-7／ｋの範囲内に制御できる
ようにすることである。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は、Ｌｉ₂ Ｏ−Ａ
ｌ₂ Ｏ₃ −ＳｉＯ₂ 系の磁気ディスク用結晶化ガラスで
あって、この結晶化ガラスの主結晶相が二ケイ酸リチウ
ム（Ｌｉ₂ Ｏ・２ＳｉＯ₂ ）相であり、Ｘ線回折法で求
めた二ケイ酸リチウム相のピーク強度Ｉ（Ｌ２Ｓ）を１
００としたときのクリストバライト相のピーク強度Ｉ
（ＣＲ１）が２０以上、５０以下であり、かつ、Ｃｒ₂
Ｏ₃ およびＭｎＯ以外の金属酸化物の合計量を１００重
量部としたときに、１．０重量部以上、３．０重量部以
下のＣｒ₂ Ｏ₃ と、１．０重量部以上、３．０重量部以
下のＭｎＯとを含有していることを特徴とする。

【００１０】本発明者は、Ｌｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃ −Ｓｉ
Ｏ₂ 系の結晶化ガラスについて検討を重ねてきたが、前
記の問題を解決することは困難であった。例えば、特開
平６−３２９４４０号公報には、Ｌｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃
−ＳｉＯ₂ 系の結晶化ガラスにおいて表面粗度を制御す
る方法が記載されているが、この方法では中心線平均表
面粗さを１０オングストローム以下の水準まで低下させ
ることはできない。

【００１１】また、本発明者は、特願平７−１７４８９
５号明細書において、特定組成のＬｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃
−ＳｉＯ₂ 系の結晶化ガラスを開示した。しかし、この
系の結晶化ガラスにおいても、１００℃から３００℃ま
での熱膨張係数を８０〜１００×１０^-7／ｋの範囲内に
保持しつつ、かつ同時に精密研磨加工後の中心線平均表
面粗さ（Ｒａ）を１０オングストローム以下、更には８
オングストローム以下のレベルまで減少させることは困
難であった。

【００１２】本発明者は、これらの観点から更に検討を
進め、次の結論を得た。即ち、結晶化ガラスの熱膨張に
関する特性は、結晶化ガラス中に析出している結晶相の
種類および量、結晶化ガラス中に残留するガラス相の組
成と量との影響を受ける。

【００１３】具体的には、二ケイ酸リチウム（リチウム
ダイシリケート）相を主結晶相とするＬｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂
Ｏ₃ −ＳｉＯ₂ 系の結晶化ガラスにおいて、主結晶とし
て二ケイ酸リチウムのみが析出する場合には、結晶化ガ
ラスの熱膨張係数は７５〜７８×１０^-7／ｋ程度であっ
た。この系の結晶化ガラスの熱膨張係数を、８０〜１０
０×１０^-7／ｋの範囲内に入れるためには、結晶化ガラ
ス中に残留するガラス相の熱膨張係数を増大させる方法
がある。このためには、ガラスのアルカリ成分を増加さ
せることが考えられる。しかし、この方法では、熱膨張
係数の増大の効果がさほど顕著でない上、磁気ディスク
の耐候性を劣化させるおそれがある。

【００１４】また、この系の結晶化ガラスの熱膨張係数
を、８０〜１００×１０^-7／ｋの範囲内に入れるために
は、熱膨張係数の大きい副結晶相、もしくは相転移によ
って体積膨張を起こす副結晶相を、析出させる方法があ
る。この場合には、副結晶相としては、クリストバライ
ト相、クオーツ相、ユークリプタイト相等が挙げられ
る。

【００１５】本発明者は、この系の結晶化ガラスにおい
て、クリストバライト相、クオーツ相、ユークリプタイ
ト相等の各種の副結晶相の中から、クリストバライト相
を選択し、結晶化ガラス中に析出させるようにした。こ
の際、主結晶相である二ケイ酸リチウムに対するクリス
トバライト相の存在比率が重要であることがわかった。

【００１６】具体的には、Ｘ線回折法で求めた二ケイ酸
リチウム相のピーク強度Ｉ（Ｌ２Ｓ）を１００としたと
き、クリストバライト相のピーク強度Ｉ（ＣＲ１）を２
０以上、５０以下とする必要があり、これによって、結
晶化ガラスの熱膨張係数を８０〜１００×１０^-7／ｋの
範囲内に制御可能であることが判明した。

【００１７】しかし、こうした結晶化ガラスの中には、
相当量のクリストバライト相が生成していることから、
既述したように、クリストバライト相の粒状の粒子が結
晶化ガラスの組織中に存在しており、かつクリストバラ
イト相の硬度は二ケイ酸リチウムの硬度よりも高い。こ
のため、この種の結晶化ガラスからなる磁気ディスク基
板を精密研磨加工した後にも、磁気ディスク基板の表面
の中心線平均表面粗さを１０オングストローム以下、更
には８オングストローム以下のレベルにまで減少させる
ことはできなかった。

【００１８】しかし、このように所定量のクリストバラ
イト相が析出している結晶化ガラスにおいて、１．０重
量部以上、３．０重量部以下のＣｒ₂ Ｏ₃ と、１．０重
量部以上、３．０重量部以下のＭｎＯとを含有させるこ
とによって、クリストバライト相の粒子が顕著に微細化
し、磁気ディスク基板の表面のＲａを１０オングストロ
ーム、更には８オングストローム以下に減少させうるこ
とを見いだし、本発明に到達した。

【００１９】

【発明の実施形態】１．０重量部以上、２．０重量部以
下のＣｒ₂ Ｏ₃ を結晶化ガラス中に含有させることが一
層好ましい。また、１．５重量部以上、２．５重量部以
下のＭｎＯを結晶化ガラス中に含有させることが一層好
ましい。これによって磁気ディスク基板の表面を一層平
滑化できる。

【００２０】また、二ケイ酸リチウム相のピーク強度Ｉ
（Ｌ２Ｓ）を１００としたときのクリストバライト相の
ピーク強度Ｉ（ＣＲ１）を２５以上、４０以下とするこ
とが一層好ましい。これによって、熱膨張係数を８５〜
９０×１０^-7／ｋの範囲内まで制御できるようになっ
た。

【００２１】本発明においては、結晶化ガラスが、Ｓｉ
Ｏ₂ ：７０〜８０重量％、Ｌｉ₂ Ｏ：８〜１２重量％、
Ａｌ₂ Ｏ₃ ：２〜８重量％、Ｐ₂ Ｏ₅ ：１〜３重量％、
ＺｒＯ₂ ：１〜８重量％の組成を有していることが特に
好ましい。この中に、前記した量のＣｒ₂ Ｏ₃ 、ＭｎＯ
をも配合する。

【００２２】この系の結晶化ガラスにおいてＺｒＯ₂ を
添加しない場合には、結晶中においてユークリプタイト
（Ｌｉ₂ Ｏ・Ａｌ₂ Ｏ₃ ・２ＳｉＯ₂ ）相およびスポジ
ュウメン（Ｌｉ₂ Ｏ・Ａｌ₂ Ｏ₃ ・４ＳｉＯ₂ ）相が生
成し易くなる。しかし、ＺｒＯ₂ を１．０重量％以上添
加することによって、ユークリプタイト相およびスポジ
ュウメン相がいずれも著しく減少し、顕微鏡的に見たと
きに二次粒子の凝集も見られなくなる。

【００２３】二ケイ酸リチウムのＸ線回折ピーク強度を
１００とした場合に、ユークリプタイト相のＸ線回折ピ
ーク強度とスポジュウメン相のＸ線回折ピーク強度との
合計は、５０以下であることが好ましく、４０以下とす
ることが一層好ましい。

【００２４】また、原ガラスを結晶化処理する際に、こ
の結晶化工程における最高温度は、７３０℃〜７８０℃
とすることが好ましく、７５０〜７７０°とすることが
一層好ましい。これが７８０℃を越えると、ユークリプ
タイト相等が生成し、精密研磨加工後のＲａが上昇する
傾向がある。また、７３０℃以上とすることによって、
結晶化ガラスの強度が一層向上した。

【００２５】本発明の結晶化ガラスは、更に、ペタライ
ト相、Ａｌ₂ Ｏ₃ 相、Ｌｉ₂ Ｏ・ＳｉＯ₂ 相を含有する
ことがある。二ケイ酸リチウムのＸ線回折ピーク強度を
１００とした場合に、Ａｌ₂ Ｏ₃ 相のＸ線回折ピーク強
度は、５０以下とすることが好ましく、Ｌｉ₂ Ｏ・Ｓｉ
Ｏ₂ 相のＸ線回折ピーク強度は、７０以下とすることが
好ましい。これらの下限は０である。ただし、本発明の
結晶化ガラスは、α−石英を実質的に含有しておらず、
即ち、α−石英がＸ線回折によって検出されないか、あ
るいはピークの強度が５以下である。また、結晶化ガラ
スの結晶化率は６０％以上とすることが好ましい。

【００２６】原ガラスの組成において、ＳｉＯ₂ は、ニ
ケイ酸リチウム相等の結晶相を得るために必要不可欠な
基本的成分であるが、ＳｉＯ₂ の量が７０重量％未満で
あると、所望の結晶相の析出が困難となり、８０％を越
えると、ガラスの溶融が困難になる。

【００２７】原ガラスにおけるＡｌ₂ Ｏ₃ 成分が８重量
％を越えると、ユークリプタイト相の生成量が過多にな
り易く、磁気ディスク用基板の強度が低下し、かつ中心
線平均粗さが増加する。従って、Ａｌ₂ Ｏ₃ の量は８重
量％以下とすることが必要である。

【００２８】ＺｒＯ₂ の含有量は、２重量％以上とする
ことによって、中心線平均表面粗さをより一層減少させ
うる。ただし、ＺｒＯ₂ の含有量が８重量％を越える
と、ガラスの溶融温度が高くなり、工業的に取り扱うこ
とが困難になる。この観点からは、ＺｒＯ₂ の含有量を
６重量％以下とすることが好ましい。

【００２９】本発明の結晶化ガラス中には、他の成分を
含有させることができる。まず、ＴｉＯ₂ 、ＳｎＯ₂ 、
白金等の貴金属のフッ化物を、単独で、または２種以上
混合して、含有させることができる。

【００３０】また、Ｋ₂ Ｏを０〜７重量％含有させるこ
とができる。これは、ガラスの溶融、成形温度を低下さ
せるのと共に、成形時のガラスの失透を抑制する効果が
ある。この作用を発揮させるには、この含有量を２重量
％以上とすることが更に好ましい。また、この含有量が
７重量％を越えると、結晶化ガラスの強度が低下する傾
向がある。

【００３１】Ａｓ₂ Ｏ₃ とＳｂ₂ Ｏ₃ との一方または双
方を、合計で０〜２重量％含有させることもできる。こ
れらは、ガラス溶融の際の清澄剤である。その他、Ｂ₂
Ｏ₃ 成分を０〜３重量％、ＣａＯ成分を０〜３重量％、
ＳｒＯを０〜３重量％、ＢａＯを０〜３重量％含有させ
ることができる。

【００３２】結晶化ガラス中には、ＭｇＯ成分を実質的
に含有しないことが好ましい。ただし、ここで実質的に
含有しないとは、他の成分の原料粉末中に含有されてい
る不可避的不純物に由来するＭｇＯ成分は排除しない、
という趣旨である。

【００３３】原ガラスを製造する際には、上記の各金属
原子を含有する各原料を、上記の重量比率に該当するよ
うに混合し、この混合物を溶融させる。この原料として
は、各金属原子の酸化物、炭酸塩、硝酸塩、リン酸塩、
水酸化物を例示することができる。また、原ガラスを熱
処理して結晶化させる際の雰囲気としては、大気雰囲
気、還元雰囲気、水蒸気雰囲気、加圧雰囲気等を選択す
ることができる。

【００３４】また、上記の製造方法において原ガラスを
加熱する際には、少なくとも５００℃以上の温度領域で
の温度上昇速度を５０〜３００℃／時間に制御すること
によって結晶核の生成を進行させることが好ましい。ま
た、少なくとも５００℃〜５８０℃の温度領域内で１〜
４時間保持することによって結晶核の生成を進行させる
ことが好ましい。

【００３５】上記の結晶化ガラスからなる素材を、砥粒
によって精密研磨加工する工程では、いわゆるラッピン
グ、ポリッシング等、公知の精密研磨加工方法によって
研磨し、磁気ディスク基板を作製できる。また、本発明
の磁気ディスク基板の主面上には、下地処理層、磁性
膜、保護膜等を形成することができ、更に保護膜上に潤
滑剤を塗布することができる。

【００３６】

【実施例】（実験１） （結晶化ガラスの作製）表１、表２に示す各金属酸化物
の重量比（Ｃｒ₂ Ｏ₃ とＭｎＯとを除いて、各数字は
「重量％」単位である。）になるように、各金属を含む
化合物を混合した。この際、比較例１−４を除く各例に
おいては、酸化物１００重量部に対して、表１、表２に
示す各重量部のＣｒ₂ Ｏ₃ とＭｎＯとを、同時に混合し
た。この混合物を１５００℃で５時間熱処理し、溶融さ
せた。

【００３７】この溶融物を成形し、徐々に冷却して、円
盤状の原ガラスを得た。この原ガラスから、寸法１５ｍ
ｍ×２０ｍｍ×０．８ｍｍの板状の試験試料と、寸法
３．５ｍｍ×３．５ｍｍ×５０ｍｍの棒状の試験試料と
を切り出した。なお、厚さ０．８ｍｍの板状の試験試料
の表面は、♯４００の砥石で仕上げた。

【００３８】各試験試料を、窒素雰囲気中で、５２０℃
で保持して１時間核形成したあと、１００℃／時間で７
６０℃まで昇温し、４時間保持し、１００℃／時間の速
度で冷却し、結晶化を行った。

【００３９】（Ｘ線回折試験）銅のＫα線を使ったＸ線
回折装置（理学電機製「ガイガーフレックス」：管電圧
３０ｋＶ、管電流２０ｍＡ）を使用して、結晶化の終わ
った厚さ０．８ｍｍの板状の試験試料の表面の結晶相を
同定した。図１に、実施例１−１、実施例１−３、比較
例１−３の各結晶化ガラスの各Ｘ線回折チャートを示
す。

【００４０】この結果、主結晶相として、二ケイ酸リチ
ウム相（Ｌｉ₂ Ｏ・２ＳｉＯ₂ ：ピーク角度 ２θ＝２
３．８°，２４．３°，２４．８°）、副結晶相とし
て、クリストバライト相（ＳｉＯ₂ ：ピーク角度 ２θ
＝２１．６°）が観察された。なお、ペタライト相（Ｌ
ｉ₂ Ｏ・Ａｌ₂ Ｏ₃ ・８ＳｉＯ₂ ：ピーク角度 ２θ＝
２３．９°，２４．３°）も生成していると考えられる
が、二ケイ酸リチウム相と回折角度が重なっているた
め、分離することが難しい。

【００４１】クリストバライト相としては、高温相であ
るβ相の位置に回折ピークが観察されるが、このピーク
はブロードであり、ピークの一部は、低温相であるα相
の位置（２θ＝２１．９°）まで裾を引いている。

【００４２】本発明において、二ケイ酸リチウム相のピ
ーク強度Ｉ（Ｌ２Ｓ）とは、二ケイ酸リチウムのメイン
ピーク（２θ＝２４．８°）の回折強度であり、クリス
トバライト相の回折強度（Ｉ（ＣＲ１））とは、２θ＝
２１．６°のピークの回折強度である。Ｉ（Ｌ２Ｓ）を
１００としたときのＩ（ＣＲ１）の大きさを、表１、表
２に示す。

【００４３】（熱膨張係数の測定）次に、結晶化の終わ
った長さ５０ｍｍの棒状試験試料を切断し、長さ４０ｍ
ｍの試験試料を得た。圧縮加重方式の熱膨張率測定装置
（理学電機製「ＭＪ８００ＧＭ」）で、試験試料の熱膨
張率を測定した。実施例１−１，実施例１−３及び比較
例１−３の熱膨張率の測定結果を、図２のグラフに示
す。なお、この装置の基準温度は４０℃である。１００
〜３００℃の熱膨張率の差から、各例の試料の熱膨張係
数αを計算した。その結果を表１、表２に示す。

【００４４】（精密研磨加工後の平滑面におけるＲａの
測定）また、結晶化の終わった厚さ０．８ｍｍの板状の
試験試料を、両面ラップ盤を使って、ＧＣ♯７００の砥
粒で、厚さが０．７１０ｍｍになるまで研磨加工した。
更に、ＧＣ♯１０００の砥粒で、試験試料の厚さが０．
６７０ｍｍになるまでラップした。次いで、酸化セリウ
ム砥粒を使って、試験試料の厚さが０．６３５ｍｍにな
るまでポリッシュし、精密研磨体を得た。

【００４５】０．５ミクロンのダイヤモンドの先端がつ
いた触針式の表面粗さ計（東京精密製「サーフコム９０
０Ｂ」）で、精密研磨体の表面の中心線平均表面粗さＲ
ａを測定した。この結果を表１、表２に示す。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】（試験結果）図２から判るように、熱膨張
率のカーブには、１４０℃〜２００℃の付近で偏曲が見
られる。Ｘ線回折法で測定したときに、β−クリストバ
ライトのピークの強度が相対的に大きいものほど、熱膨
張率のカーブにおける偏曲の度合いが大きくなってい
る。従って、この熱膨張率のカーブの偏曲は、結晶化ガ
ラス中のクリストバライトのα相がβ相に相転移する際
の体積膨張に基づくものと考えられる。

【００４９】実施例１−１〜１−３においては、Ａｌ₂
Ｏ₃ を５．６重量％から４．６重量％へと減少させ、こ
れにつれてＺｒＯ₂ の割合を増大させた。このように、
Ａｌ₂ Ｏ₃ をＺｒＯ₂ で置換すると、ＺｒＯ₂ による置
換量が大きくなるのにつれて、β−クリストバライト相
のピーク強度が大きくなり、熱膨張係数も大きくなる。
実施例１−４〜１−９においても、これと同様の傾向が
見られた。この結果、熱膨張係数を８０〜１００×１０
^-7／ｋに制御できた。

【００５０】また、実施例１─１〜１−９においては、
Ｃｒ₂ Ｏ₃ 、ＭｎＯを所定量添加しているが、Ｒａは８
オングストローム以下であった。

【００５１】比較例１−１、１−２では、Ｉ（ＣＲ１）
が２０以下であるが、熱膨張係数は７５または７６×１
０^-7／ｋであった。比較例１−３では、Ｉ（ＣＲ１）が
５４であるが、熱膨張係数が１００×１０^-7／ｋを越え
ている。比較例１−６では、Ｉ（ＣＲ１）が９４である
が、熱膨張係数が１１０×１０^-7／ｋを越えている。こ
れらの結果から、結晶化ガラスの熱膨張係数を所望の８
０〜１００×１０^-7／ｋに制御するためには、Ｉ（ＣＲ
１）を２０以上、５０以下とするべきであり、２５以上
とすることが一層好ましいことが判る。

【００５２】次に、前記の精密研磨が終わった、実施例
１−２の精密研磨体と比較例１−４の精密研磨体との各
表面を、５％フッ酸水溶液で３分間エッチングした後、
走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した結果を、図３と
図４に示す。

【００５３】Ｃｒ₂ Ｏ₃ とＭｎＯを含有させた実施例１
−２と、含有させていない比較例１−４との間では、β
−クリストバライトのピーク強度および熱膨張係数は同
じ程度である。しかし、ＳＥＭで観察した微構造および
精密研磨加工後の表面粗さに、相違が見られる。

【００５４】即ち、比較例１−４では、クリストバライ
ト相の粒状（最大径：０．５μｍ）の結晶が観察される
のに対して（図４）、実施例１−２ではクリストバライ
ト相の結晶が微細化し、最大径は０．２μｍ程度に低下
し、結晶粒子が分散した状態で存在している（図３）。
この結晶の析出状態の差が、精密研磨後の表面粗さの差
に反映している。

【００５５】比較例１−５から判るように、Ｃｒ₂ Ｏ₃
とＭｎＯとを含有させる効果は、含有量がそれぞれ０．
５重量部である場合には、十分ではない。また、比較例
１−６から判るように、Ｃｒ₂ Ｏ₃ とＭｎＯとの各含有
量が３．２重量部であると、クリストバライト相の析出
量が大きくなりすぎ、熱膨張係数が所望の値より大きく
なってしまう。従って、Ｃｒ₂ Ｏ₃ の含有量は、１．０
〜３．０重量部とする必要があり、１．０〜２．０重量
部とすることが一層好ましい。また、ＭｎＯの含有量
は、１．０〜３．０重量部とする必要があり、１．５〜
２．５重量部とすることが一層好ましい。

【００５６】（抗折強度試験、硬度試験）次に、精密研
磨を行った後の実施例１−２の試験試料から、寸法２ｍ
ｍ×１８ｍｍの抗折強度測定用の試験片を作製した。Ｊ
ＩＳ １６０１に基づいて抗折強度を測定したところ、
２２０ＭＰａであった。また、精密研磨を行った後の実
施例１−２の試験試料の表面のヌープ硬度を、押し込み
荷重５００ｇｆで測定したところ、６７５であった。

【００５７】（実験２）実験１と同様にして、結晶化ガ
ラスの試験試料を作製した。ただし、各酸化物の重量比
が、表３に示す値となるようにした。

【００５８】次いで、実験１と同様にして、結晶化後の
ガラスのＩ（ＣＲ１）、結晶化後のガラスの熱膨張係数
α、精密研磨後の表面の中心線平均表面粗さを測定し
た。この結果を表３に示す。

【００５９】

【表３】

【００６０】実験２においては、Ａｌ₂ Ｏ₃ の一部をＳ
ｉＯ₂ で置換することにした。実施例２−１において
は、Ｉ（ＣＲ１）が２５であり、熱膨張係数が８４×１
０^-7／ｋであった。実施例２−２では、実施例２−１と
比較してＳｉＯ₂ が増加しており、これによってＩ（Ｃ
Ｒ１）が３０に増加している。この熱膨張係数は８８×
１０^-7／ｋであった。いずれも、精密研磨加工後のＩ
（ＣＲ１）は８μｍであった。

【００６１】比較例２−１においては、更にＳｉＯ₂ に
よる置換量が大きいが、Ｉ（ＣＲ１）が５８になってお
り、熱膨張係数が１００×１０^-7／ｋに達している。

【００６２】（実験３）実験１と同様にして、原ガラス
を作製した。ただし、各酸化物の重量比を、表１の実施
例１−２と同じにした。この原ガラスから、寸法１５×
２０×厚さ０．８ｍｍの板状の試験試料と、寸法３．５
ｍｍ×３．５ｍｍ×５０ｍｍの棒状の試験試料を切り出
した。なお、厚さ０．８ｍｍの板状の試験試料の表面
は、♯４００の砥石で仕上げた。

【００６３】各試験試料を、窒素雰囲気中で、５２０℃
で１時間核形成したあと、１００℃／時間の速度で、表
４に示す各結晶化温度まで昇温し、４時間保持した。次
いで、１００℃／時間の速度で冷却し、結晶化させた。

【００６４】次いで、実験１と同様に、結晶化後のガラ
スのＩ（ＣＲ１）、結晶化後のガラスの熱膨張係数α、
精密研磨後の表面の中心線平均表面粗さＲａを測定し
た。この結果を表４に示す。

【００６５】

【表４】

【００６６】結晶化温度が、７３０℃から７９０℃に向
かって上昇するのに伴って、Ｉ（ＣＲ１）が大きくな
る。結晶化温度が７７０℃以上では、クリストバライト
相のピーク強度はあまり変化しないが、β−ユークリプ
タイト相の析出がみられ、精密研磨後の表面粗さが劣化
する。従って、結晶化温度は、７３０℃以上、７８０℃
以下が好ましく、７４０℃以上、７７０℃以下が一層好
ましい。

【００６７】（実験４）実験１と同様にして、実施例１
−２の組成の結晶化ガラスからなる試験試料を作製し
た。ただし、酸化物１００重量部に対して、表５に示す
各重量部の各金属酸化物をガラス原料と同時に混合し、
結晶化ガラス中に含有させた。

【００６８】次いで、実験１と同様にして、結晶化後の
ガラスのＩ（ＣＲ１）、結晶化後のガラスの熱膨張係数
α、精密研磨後の表面の中心線平均表面粗さＲａを測定
した。この結果を表５に示す。

【００６９】

【表５】

【００７０】表５から判るように、実施例１−２の組成
のガラス中に、ＣｏＯ、Ｆｅ₂ Ｏ₃ 、ＮｉＯを添加した
各実施例４−１、４−２、４−３に関しても、Ｃｒ₂ Ｏ
₃ ，ＭｎＯの添加による本発明の作用効果が得られた。
従って、Ｃｒ₂ Ｏ₃ ，ＭｎＯと同時に、他の酸化物を、
特性に変化が生じない範囲で結晶化ガラス中に含有させ
ることができる。しかし、これらの金属酸化物の含有量
が多くなると、β−ユークリプタイト相が生成し、精密
研磨後の表面粗さが劣化する。従って、ＣｏＯ、Ｆｅ₂
Ｏ₃ 、ＮｉＯ以外の金属酸化物の合計量を１００重量部
としたときに、ＣｏＯ、Ｆｅ₂ Ｏ₃ 、ＮｉＯの合計含有
量を３重量部以下とすることが好ましく、２重量部以下
とすることが一層好ましい。

【００７１】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、Ｌ
ｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃ −ＳｉＯ₂ 系の磁気ディスク基板用
結晶化ガラスにおいて、所定の強度を維持しつつ、結晶
化ガラスの表面を精密研磨加工した後の中心線平均表面
粗さ（Ｒａ）を顕著に低減し、かつ１００℃から３００
℃までの熱膨張係数を８０〜１００×１０ ^-7／ｋの範囲
内にできる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の実施例１−１、１−３および比較例１
−３の各Ｘ線回折の測定結果を示すグラフである。

【図２】本発明の実施例１−１、１−３および比較例１
−３について、温度と熱膨張率との関係を示すグラフで
ある。

【図３】本発明の実施例１−２について、精密研磨体の
表面をエッチングした後のセラミックス組織を示す、走
査型電子顕微鏡写真である。

【図４】比較例１−４について、精密研磨体の表面をエ
ッチングした後のセラミックス組織を示す、走査型電子
顕微鏡写真である。

Claims (8)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｌｉ₂ Ｏ−Ａｌ₂ Ｏ₃ −ＳｉＯ₂ 系の磁気
   ディスク基板用結晶化ガラスであって、この磁気ディス
   ク基板用結晶化ガラスの主結晶相が二ケイ酸リチウム
   （Ｌｉ₂ Ｏ・２ＳｉＯ₂ ）であり、Ｘ線回折法で求めた
   二ケイ酸リチウム相のピーク強度Ｉ（Ｌ２Ｓ）を１００
   としたときのクリストバライト相のピーク強度Ｉ（ＣＲ
   １）が２０以上、５０以下であり、かつ、Ｃｒ₂ Ｏ₃ お
   よびＭｎＯ以外の金属酸化物の合計量を１００重量部と
   したときに、１．０重量部以上、３．０重量部以下のＣ
   ｒ₂ Ｏ₃ と、１．０重量部以上、３．０重量部以下のＭ
   ｎＯとを含有していることを特徴とする、磁気ディスク
   基板用結晶化ガラス。
2. 【請求項２】１．０重量部以上、２．０重量部以下のＣ
   ｒ₂ Ｏ₃ と、１．５重量部以上、２．５重量部以下のＭ
   ｎＯとを含有していることを特徴とする、請求項１記載
   の磁気ディスク基板用結晶化ガラス。
3. 【請求項３】Ｘ線回折法で求めた二ケイ酸リチウム（Ｌ
   ｉ₂ Ｏ・２ＳｉＯ₂ ）相のピーク強度Ｉ（Ｌ２Ｓ）を１
   ００としたときのクリストバライト相のピーク強度Ｉ
   （ＣＲ１）が２５以上、４０以下であることを特徴とす
   る、請求項１または２記載の磁気ディスク基板用結晶化
   ガラス。
4. 【請求項４】Ｃｒ₂ Ｏ₃ およびＭｎＯ以外に、Ｓｉ
   Ｏ₂ ：７０〜８０重量％、Ｌｉ₂ Ｏ：８〜１２重量％、
   Ａｌ₂ Ｏ₃ ：２〜８重量％、Ｐ₂ Ｏ₅ ：１〜３重量％お
   よびＺｒＯ₂ ：１〜８重量％の組成を含んでいることを
   特徴とする、請求項１〜３のいずれか一つの請求項に記
   載の磁気ディスク基板用結晶化ガラス。
5. 【請求項５】ＣｏＯ、Ｆｅ₂ Ｏ₃ およびＮｉＯからなる
   群より選ばれた一種以上の酸化物の存在量が、ＣｏＯ、
   Ｆｅ₂ Ｏ₃ およびＮｉＯ以外の金属酸化物の合計量を１
   ００重量部としたときに、３重量部以下であることを特
   徴とする、請求項４記載の磁気ディスク基板用結晶化ガ
   ラス。
6. 【請求項６】１００℃から３００℃までの熱膨張係数が
   ８０×１０^-7／ｋ以上、１００×１０^-7／ｋ以下である
   ことを特徴とする、請求項１〜５のいずれか一つの請求
   項に記載の磁気ディスク基板用結晶化ガラス。
7. 【請求項７】請求項１〜６のいずれか一つの請求項に記
   載の磁気ディスク基板用結晶化ガラスからなる磁気ディ
   スク基板であって、中心線平均表面粗さ（Ｒａ）が８オ
   ングストローム以下の平滑面を備えていることを特徴と
   する、磁気ディスク基板。
8. 【請求項８】請求項７記載の磁気ディスク基板、前記平
   滑面上に形成されている下地膜、およびこの下地膜上の
   金属磁性層を備えていることを特徴とする、磁気ディス
   ク。