JP3612864B2 - Sealing glass - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明はガラス組成物，封着用ガラス及びそれにより接合された磁気ヘッド並びに磁気記録再生装置に係り、特に融点を上げることなく、高強度できるため、封着用ガラス，ブラウン管用のパネルガラス，耐熱性機器の他、液晶ディスプレイ，プラズマディスプレイの前面ガラス等に適用可能なガラス組成物とその製法及び封着用ガラスにより接合された構造体，高性能な磁気ヘッドとその製法、並びにこの磁気ヘッドを搭載した磁気記録再生装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来より、ＶＴＲ等の磁気記録再生装置に搭載される磁気ヘッドのコア材や半導体センサーの接合，ＩＣ，ＬＳＩ等の電子回路部品の被覆，電子管の封止等には、各部品の耐熱温度以下で作業可能な封着用ガラスが用いられている。耐熱温度が高い場合には化学的耐久性や機械的強度が比較的良好なＳｉＯ２ −Ｂ２Ｏ３系やＰｂＯ−ＳｉＯ２ 系等の封着用ガラスが用いられているが、耐熱温度が低い場合には、主としてＰｂＯ−Ｂ２Ｏ３系の封着用ガラスが用いられている。
【０００３】
ＶＴＲ用の磁気ヘッドの場合、現在磁気コア材料として飽和磁束密度（Ｂｓ）が約５０００ガウスの単結晶Ｍｎ−Ｚｎフェライトが用いられている。このフェライトの耐熱温度は約８００℃であるため、接合ガラスとして、７００〜８００℃で接合可能なＰｂＯ−ＳｉＯ２−Ｒ２Ｏ系やＺｎＯ−Ｂ２Ｏ３−ＳｉＯ２−Ｒ２Ｏ−ＲＯ系ガラスが用いられている。ここでＲ２Ｏ はアルカリ金属酸化物、ＲＯはアルカリ土類金属酸化物である。近年、磁気記録再生装置の高性能化及び磁気記録媒体の高記録密度化が進み、それに対応して磁気ヘッドもＢｓが約１００００ガウスのＣｏ系アモルファス金属磁性膜やセンダスト合金膜、及び１２０００ガウス以上のＦｅ−Ｎ系、もしくはＦｅ−Ｃ系等の鉄元素を主成分とした磁性膜が開発されるようになった。
【０００４】
これらの磁性膜は高い飽和磁束密度を有している一方、耐熱温度がＭｎ−Ｚｎフェライトより著しく低く、そのため接合温度はＣｏ系アモルファス金属磁性膜で４８０℃以下，センダスト合金膜で６００℃前後，Ｆｅ−Ｎ系磁性膜では５００℃〜５５０℃、及びＦｅ−Ｃ系では５５０℃〜６００℃となっている。そのため、特開昭６３−１７０２４０号，特開昭６３−２９８８０７号，特開平３−２６５５３９号，特開平２− １８４５４１号，特開平２−２５８６４９ 号等に記載のように、これらの耐熱温度以下で接合可能なＰｂＯ−Ｂ２Ｏ３系封着用ガラスが用いられている。また、特開平４− １３２６３４号等に記載のようにＶ２Ｏ５−Ｐ２Ｏ５系封着用ガラスも提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上記従来技術では、６００℃以下の低温での接合性、十分な機械的強度及び脱泡性の三者を同時に満足するために十分な配慮がなされていなかった。最近では磁気記録再生装置の高密度記録化への要求がさらに高まっており、それに搭載される磁気ヘッドは高出力を有し、かつより過酷な使用条件下での使用に耐えられる強度をもつことが要求されている。この要求に応えられる磁気コア材として飽和磁束密度が非常に高いＦｅ−Ｃ系もしくはＦｅ−Ｎ系の磁性膜が検討されている。このため、６００℃以下の低温で封着可能なガラスを用いる必要がある。
【０００６】
また、磁気ヘッドと磁気記録媒体との間のテープタッチを向上させるため、磁気ヘッドの磁気記録媒体との摺動幅を低減させなければならない。さらに、記録容量を増加させるため、磁気ヘッドと磁気記録媒体との相対速度を従来よりも著しく大きくする必要がある。
【０００７】
これらの要請により、磁気ヘッドのガラス接合部は従来にも増して過酷な使用環境にさらされる。従って、従来の低温で封着可能な封着用ガラスでは、機械的強度が不十分なため、テープ摺動中にガラス接合部から破壊してしまうことがある。すなわち、例えば特開昭６３−１７０２４０号，特開昭６３−２９８８０７号及び特開平３− ２６５５３９号記載のようなガラスでは、その機械的強度が不十分であり、上記の使用環境に十分に耐えることは難しい。
【０００８】
また特開平２−１８４５４１ 号及び特開平２−２５８６４９ 号記載の封着用ガラスでは、機械的強度は優れている一方、結晶化成分が多いため、ガラスの粘度を調整しにくく、脱泡制御が難しい。さらに特開平４−１３２６３４ 号記載の封着用ガラスでは、 Ｐ２Ｏ５を含むため、原料中に含まれる水分による気泡の発生が懸念される。
【０００９】
本発明の目的は、機械的強度が高くかつ気泡発生の少ないガラス組成物を提供することにある。また、特に低温で溶融し、かつ封着時に気泡発生が少ない封着用ガラスとその製法及びこれを用いた構造体を提供することにある。
【００１０】
また、本発明の目的は、このガラスを用いて、ハイビジョン用デジタルＶＴＲ等に搭載されるような過酷な使用条件にも耐え得る高性能かつ高信頼性の磁気ヘッドとその製法及びその磁気ヘッドを搭載した高性能，高信頼性の磁気記録再生装置を提供するにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明によれば、ガラス母相中に少なくとも１種の希土類元素を含有し、かつ同種の希土類元素を含む結晶質粒子が分散しているガラス組成物が提供される。上記希土類元素としてはＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ， Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕの中から選ばれたものであることが好ましい。
【００１２】
更に、上記希土類元素は、ガラス組成物全体に対して、酸化物換算で、０．３〜３．０ 重量％含有されていることが望ましい。
【００１３】
また、上記の結晶質粒子は、その粒径が１〜５０ｎｍであることが好ましく、更に粒径が３〜１０ｎｍであることが好ましい。粒子の粒径が１ｎｍより小さい場合には機械的強度向上の効果が小さく、５０ｎｍを超える場合には、ガラスの良好な流動性や脱泡性が得られにくい。より好ましくはその粒径を３〜１０ｎｍとすることにより、さらに良好な機械的強度が得られる。
【００１４】
また、本発明の封着用ガラスは、希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有する封着用ガラスであって、このガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなる。前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含んでいる。前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。また前記微細粒子は、その粒径が１〜５０ｎｍであり、より好ましくはその粒径は３〜１０ｎｍである。また前記微細粒子は結晶質である。さらに前記マトリックスは重金属酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。好ましくは前記重金属酸化物を鉛酸化物とする。マトリックスが鉛酸化物等の重金属酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有する低温で封着可能なガラスから構成される場合に、その機械的強度改善に効果がある。
【００１５】
また本発明の封着用ガラスは以下の酸化物換算で、ＰｂＯ：４４〜９１重量％，Ｂ２Ｏ３：６重量％以上，ＳｉＯ２ ：０〜３０重量％、かつＢ２Ｏ３とＳｉＯ２ の合計が６〜４０重量％，Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）：０．３〜２．９重量％を含み、微細粒子が均一に分散されている。さらに好ましくは以下の酸化物換算でＰｂＯ：４４〜７７重量％，Ｂ２Ｏ３：６〜２０重量％，ＳｉＯ２ ：０〜３０重量％、かつ Ｂ２Ｏ３とＳｉＯ２ の合計が６〜４０重量％，ＺｎＯ，Ａｌ２Ｏ３，Ｒ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属元素）のうち少なくとも一種以上：０〜２５重量％，Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ） ：０．５〜１．５重量％を含み、微細粒子が均一に分散されている。ＰｂＯ含有量が４４重量％未満或いは９１重量％を超える場合、ガラス化しにくい。Ｂ２Ｏ３が６重量％未満であると希土類元素を含んだ微細粒子をガラス中に均一に分散させることができない。ＳｉＯ２ が３０重量％を超え、或いはＢ２Ｏ３とＳｉＯ２ の含有量の合計が６重量％未満であると、加えた希土類酸化物が粉末の状態でガラス中に残存する。またＢ２Ｏ３とＳｉＯ２ の含有量の合計が４０重量％を超えるとガラス化傾向が増大する。またＬｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）が０．３ 重量％未満であると機械的強度の向上の効果が小さく、２．９ 重量％を超えるとガラスの流動性，脱泡性が損なわれる。
【００１６】
さらに本発明の封着用ガラスは希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有する封着用ガラスであって、このガラスはマトリックス中に微細粒子と低膨張フィラー材が均一に分散されてなっている。前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含んでいる。また前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。前記微細粒子の粒径が１〜５０ｎｍであり、前記マトリックスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。さらに、低膨張フィラー材は珪酸ジルコニウム，チタン酸鉛，β−ユークリプタイト，石英ガラスのうち少なくとも一種以上である。ガラスマトリックス中に珪酸ジルコニウム，チタン酸鉛，β−ユークリプタイト，石英ガラス等の低膨張フィラー材を均一に分散することによって、見かけの熱膨張係数を低下でき、低膨張の被封着体の封着に適用することができる。
【００１７】
本発明のガラスの製法は、ガラスの原料の混合粉末をるつぼ中で加熱してガラス融液を得る工程と、ガラス融液中に微細粒子を析出させる工程と、前記るつぼの外壁に接触した振動発生機により発生する振動によって前記ガラス融液を連続撹拌する工程と、そのガラス融液を冷却することによってガラスを得る工程と、このガラスを再加熱し、徐冷する工程とを含んでいる。前記ガラスの原料は、希土類，鉛，硼素及び／または珪素の各元素を含んでいる。また前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。前記微細粒子は、その粒径が１〜５０ｎｍである。
【００１８】
さらに本発明の構造体は、少なくとも基体とその上面に被覆された封着用ガラスとから構成され、この封着用ガラスが希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつこのガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなる。また、少なくとも一対の基体とその間に介在された封着用ガラスとから構成され、この一対の基体はこの封着用ガラスによって接合され、この封着用ガラスが希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつこのガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなる。
【００１９】
前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含み、前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。また前記微細粒子の粒径が１〜５０ｎｍであり、前記マトリックスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。
【００２０】
つぎに、本発明の磁気ヘッドは、一対の磁気コアと、その間に介在された非磁性ギャップ材と、その一対の磁気コアを接合する封着用ガラスとからなり、この封着用ガラスが希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつこのガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなる。前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含んでいる。前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。前記微細粒子の粒径は１〜５０ｎｍであり、好ましくは前記微細粒子の粒径は３〜１０ｎｍである。前記マトリックスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。
【００２１】
また本発明の磁気ヘッドは、一対の磁気コアと、その間に介在された非磁性ギャップ材と、その一対の磁気コアを接合する封着用ガラスとからなり、その封着用ガラスは以下の酸化物換算でＰｂＯ：４４〜７７重量％，Ｂ２Ｏ３：６〜２０重量％，ＳｉＯ２ ：０〜２５重量％、かつＢ２Ｏ３とＳｉＯ２ の合計が６〜３０重量％，Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）：０．５〜１．５重量％，残部がＡｌ２Ｏ３，ＺｎＯ，Ｒ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属元素）のうち少なくとも一種以上を含み、微細粒子が均一に分散されている。以上の封着用ガラスのマイクロビッカース硬度Ｈｖは４２５以上である。さらに前記磁気コアは磁性膜を形成した支持体からなっており、さらに好ましくは前記磁性膜はＦｅ系である。ＰｂＯの含有量が７７重量％を超えると希土類元素を含有させたときの機械的強度の向上効果が小さい。またＢ２Ｏ３が２０重量％を超えた場合も機械的強度の向上効果が小さい。またＺｎＯ，Ａｌ２Ｏ３を含有させると、ガラスの化学的安定性や機械的強度がさらに向上する。また、 Ｒ２Ｏ （Ｒ：アルカリ金属元素）を含有するとガラスを低融化することができる。ここで、アルカリ金属元素とは、リチウム，ナトリウム，カリウム，ルビジウム，セシウム等の元素をさす。しかし、ＺｎＯ，Ａｌ２Ｏ３，Ｒ２Ｏ の合計の含有量が２５重量％を超えると、ガラスは結晶化する。またＬｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｙ， Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）が０．５ 重量％未満或いは１．５ 重量％を超えると、機械的強度の向上に与える効果は小さい。本発明の封着用ガラスは、良好な機械的強度，流動性，脱泡性を持つことから、このガラスを用いて封着された構造体は、その信頼性を大幅に向上できる。このため、磁気ヘッドのような構造体には非常に有効である。
【００２２】
さらに本発明の磁気ヘッドは、ギャップ部のみが突合わせ面である磁性膜を形成した一対の磁気コアと、この一対の磁気コアの間に介在する非磁性ギャップ材と、封着用ガラスとから構成され、この封着用ガラスは前記突合わせ面を接合している。前記封着用ガラスは希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつこのガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなる。前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含み、前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。前記微細粒子の粒径は１〜５０ｎｍでありより好ましくは前記微細粒子の粒径は３〜１０ｎｍである。前記マトリックスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。より好ましくは前記磁性膜はＦｅ系とする。上記磁気ヘッドの記録媒体との摺動幅は６５μｍ以下であることが好ましい。
【００２３】
また本発明の磁気ヘッドの製法は、少なくとも、一対の磁気コアの突合わせ部に非磁性ギャップ材を形成する工程と、それら一対の磁気コアを突合わせる工程と、希土類元素のうち少なくとも一種以上を含んだ封着用ガラスで封着する工程と、その封着用ガラス中に微細粒子を析出させる工程と、を含んでいる。前記微細粒子を析出させる工程は前記磁気コアの耐熱温度以下で行われる熱処理によってなされる。前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含んでおり、前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ， Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。また前記微細粒子の粒径は１〜５０ｎｍであり、さらに好ましくは前記微細粒子の粒径は３〜１０ｎｍである。さらに前記封着用ガラスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。
【００２４】
また本発明の磁気記録再生装置は、磁性膜を形成した支持体からなる一対の磁気コアを、非磁性ギャップ材を介して、封着用ガラスで接合した磁気ヘッドと、この磁気ヘッドを多数個装着したシリンダー部とこのシリンダー部の駆動部と、情報記録媒体との間の情報処理を行う制御部と、を少なくとも備えており、前記封着用ガラスが希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつこのガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなる。
【００２５】
前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含んでおり、前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。また、前記微細粒子の粒径は１〜５０ｎｍであり、より好ましくは前記微細粒子の粒径は３〜１０ｎｍである。さらに前記マトリックスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。
【００２６】
さらに本発明の磁気記録再生装置は、ギャップ部のみが突合わせ面である磁性膜を形成した一対の磁気コアと、この一対の磁気コアの間に介在する非磁性ギャップ材と、封着用ガラスとから構成され、この封着用ガラスは前記突合わせ面を接合して構成される磁気ヘッドと、この磁気ヘッドを一個または複数個装着する装着用治具と、この装着用治具を多数個装着したシリンダー部とこのシリンダー部の駆動部と、情報記録媒体との間の情報処理を行う制御部と、を少なくとも備えている。前記封着用ガラスは希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつこのガラスはマトリックス中に微細粒子が均一に分散されてなっている。前記微細粒子は前記希土類元素のうち少なくとも一種以上を含み、前記希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕである。また前記微細粒子の粒径は１〜５０ｎｍであり、より好ましくは前記微細粒子の粒径は３〜１０ｎｍである。さらに、前記マトリックスは鉛酸化物と、酸化硼素及び／または酸化珪素を含有している。本発明の磁気記録再生装置に搭載される上記磁気ヘッドは前記磁性膜がＦｅ系であることがよく、好ましくは前記磁気ヘッドの記録媒体との摺動幅は６５μｍ以下であることが望ましい。さらに前記磁気ヘッドと記録媒体との相対速度は２０ｍ／秒以上であるとよい。本発明の封着用ガラスは、低温での流動性に優れていることから、耐熱性は低いが高い飽和磁束密度を有するＦｅを主成分とする磁性膜を使用でき、信頼性と性能ともに優れた磁気ヘッドが得られる。特に封着用ガラスのマイクロビッカース硬度が４２５以上であると、磁気ヘッドの製造歩留りが良好で、ヘッドチップ強度も強く、かつ磁気ヘッドと磁気記録媒体との相対速度が５２ｍ／秒以上であっても高寿命な磁気ヘッドを得ることができる。
【００２７】
さらに本発明の封着ガラスを用いることによって磁気ヘッドの摺動幅を６５ μｍ以下とすることができ、その結果、テープタッチの改善による性能向上と、信頼性保持を図ることができる。また本発明の封着用ガラスによって、磁気ヘッドはギャップ部のみの接合を可能とし、磁気ヘッドのコイル巻線工程を大幅に簡略化できる。
【００２８】
さらに本発明の磁気ヘッドを搭載した磁気記録再生装置は、大幅に性能と信頼性を向上できる。また磁気ヘッドと磁気記録媒体との相対速度が２０ｍ／秒以上であるハイビジョン用デジタルＶＴＲ等の磁気記録再生装置等に対応できる。
【００２９】
本発明は、次の酸化物換算及び重量で、ＰｂＯ３０〜９３％，Ｂ２Ｏ３２５％以下及びＳｉＯ２ ３０％以下からなり、マイクロビッカース硬さが３７０以上及び１０４ ポイズの粘度に達する温度が６００℃以下であることを特徴とする封着用ガラスにある。
【００３０】
さらに本発明は、上述のガラスにＡｌ２Ｏ３１０％以下，ＺｎＯ１５％以下， Ｎａ２Ｏ１５％以下，Ｋ２Ｏ１５％以下，Ｂｉ２Ｏ３１５％以下，ＴｅＯ２１０％ 以下，Ｆｅ２Ｏ３１０％以下，ＳｒＯ５％以下，ＴｉＯ２５％ 以下の少なくとも一種を有するもの、これらに、Ｌｎ２Ｏ３（但し、ＬｎはＳｃ，Ｙ，Ｌａ，ランタニドの少なくとも一種である）を有することを特徴とする封着用ガラスにある。
【００３１】
本発明は、磁性膜を形成した支持体からなる一対の磁気コアを、非磁性ギャップ材を介して封着用ガラスで接合された磁気ヘッドと、該磁気ヘッドを多数個装着したシリンダー部と、該シリンダー部の駆動部と、金属磁性膜を有するテープからなる情報記録媒体からの情報を処理する制御と、を備え、前記シリンダー部と情報記録媒体との相対速度が２０ｍ／秒以上又は５０ｍ／秒以上であり、前記磁気ヘッドの前記情報記録媒体との摺動面の摺動幅が６５μｍ以下及び前記シリンダー部の回転と前記情報記録媒体との摺動で前記磁気ヘッドの破壊時間が５００時間以上であることを特徴とするハイビジョン用磁気記録再生装置にある。
【００３２】
磁気コアに表１に示すようにフェライトより飽和磁束密度が高いＣｏ系非晶質合金，センダスト系合金，Ｆｅ−Ｃ系材料等の磁性膜が使用される。これらの磁性膜の飽和磁束密度は８０００ガウス以上で、フェライトの４０００〜５０００ガウスに比べ非常に高いので、このような磁性膜を用いた磁気ヘッドを用いれば従来の磁気ヘッドより著しい高密度記録化が得られる。
【００３３】
支持体には、表２に示すように磁気ヘッドの耐摩耗性の点でマイクロビッカース硬さＨｖが少なくとも６００は必要である。さらに、支持体は磁性膜の熱膨張係数にある程度合わせる必要があるので、表１に示した磁性膜Ａには表２のａ〜ｃの支持体、磁性膜Ｂにはｅとｆの支持体、及び磁性膜Ｃにはｃとｄの支持体の組合せが好ましい。
【００３４】
本発明は、業務用高精細デジタルＶＴＲ，民生用高精細６ｍｍデジタルＶＴＲ，民生用デジタルビデオカセット，アナログ式８ｍｍ−ＶＴＲ，Ｓ−ＶＨＳ，Ｗ− ＶＨＳ−ＶＴＲに用いることができる。
【００３５】
【表１】
【表２】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施例を示す。
【００３８】
（実施例１）
表３に、本発明で検討したガラスの配合組成（重量％），含有させた希土類元素の種類（Ｌｎ），熱膨張特性より測定したガラス転移温度（Ｔｇ／℃）及び変形温度（Ｔｄ：℃），マイクロビッカース硬度（Ｈｖ：ｋｇｆ・ｍｍ￣２）を示す。また検討したガラスの作製時のガラス化の状態及びこのガラスを用いて構造体を作製したときの構造体の状態を示す。Ｔｇ及びＴｄのいずれも伸び率と温度との関係を示す線図によって求められ、Ｔｇは最初に伸び率が急に大きくなる点を示し、Ｔｄはその伸び率が飽和する点で示したものである。試料は５ｍｍφのもので、これに対し１０ｇの荷重をかけて測定される。
【００３９】
ガラス作製方法は、定められた量の原料粉末を白金製のるつぼに秤量して入れ、混合した後、電気炉中で約１０００〜１１００℃で溶解した。原料が十分に溶解した後、約１時間，炉床に設けられた超音波発生機により融液中に超音波を発生することにより撹拌を行った。その後、約３００℃に加熱された黒鉛製の治具にガラス融液を流し込むことによりガラスブロックを作製した。その後、５℃／分以下（好ましくは１〜２℃／分）の徐冷，加工し、各試験片を作製した。
【００４０】
【表３】
ガラスの熱膨張特性は、５ｍｍφ×３０ｍｍＨの試験片を用いて大気中、５℃／分の昇温速度の条件で測定した。標準試料には石英ガラスを用いた。またマイクロビッカース硬度は、荷重１００ｇ，荷重印加時間１５秒の条件で１０個所測定し、その平均値とした。またガラス化の項には、ガラス作製時にガラス化したものは○、ガラス化が不十分なもの、もしくはガラス化しなかったものは×を記した。構造体の項は、図７に示した構造体を作製し、ガラスの流動性，気泡の脱泡性，透明性等を評価し、良好なものには○、良好でないものにはその原因を記入した。
【００４２】
図８にこの構造体の作製方法を示す。ａ＝１４ｍｍ，ｂ＝７ｍｍ，ｃ＝１ｍｍのＭｎ−Ｚｎフェライト単結晶基板のｂ方向に、深さｄ，幅ｅがともに０．３ｍｍ の矩形状の溝を多数本設けた基体として被接合体２の溝きり面に、基体と同じ大きさの封着用ガラス１からなる板を載せ、熱処理して図７に示す構造体を得た。熱処理条件は、各ガラスの粘度が１０４ｐｏｉｓｅとなる５８０℃，３０分とした。雰囲気は真空とした。
【００４３】
Ｎｏ．１ガラスは、酸化鉛，酸化珪素及び酸化硼素を主成分とし、希土類元素を含有しない基本のガラスである。このＮｏ．１ガラスのＺｎＯ成分の１重量％を希土類元素の酸化物に置き換えることによってＮｏ．２〜１７のガラス組成を決定した。
【００４４】
実施例Ｎｏ．５のガラスは、添加したＣｅが粉末のままガラス中に残存しており、均一なガラスを作製することができなかった。従って、表１に示した値はこの粉末が残存した状態で測定したものである。その他のガラスは、ガラス作製時、失透等が生じず、良好なガラスであった。
【００４５】
図１及び図２に、表１に示した各ガラスに含有させた希土類元素の原子番号に対する各ガラスの変形温度とマイクロビッカース硬度の変化を示す。図１に示すように、変形温度はどの希土類元素を含有させた場合でもＮｏ．１ガラスとほぼ等しく、約４２０℃と一定であった。また、図２に示すように、マイクロビッカース硬度は希土類元素を含有しないＮｏ．１ガラスに比べ、どのガラスも上昇することが分かった。特に、Ｐｒ以降の希土類元素を含有させたＮｏ．６からＮｏ．１７のガラスでは、Ｎｏ．１ガラスに比べ約１０％〜２６％上昇していた。このように、希土類酸化物を含有することにより、ガラスの特性温度を上昇することなくマイクロビッカース硬度のみを上昇できることが分かった。
【００４６】
また既述のように、超音波により連続撹拌してガラスを作製した場合にはマイクロビッカース硬度のばらつきは小さかったが、このような連続撹拌を行わないでガラスを作製した場合には、マイクロビッカース硬度が大きくばらついた。従って、信頼性の高い封着用ガラスを得るためには、上記のような連続撹拌を行うことが望ましい。
【００４７】
次に、機械的強度向上の効果を図９に示す三点曲げ強度によって評価した。試料にはＮｏ．１ガラスとＥｒ２Ｏ３ を１．０重量％を含有したＮｏ．１４ガラスを用いた。試験片は、各ガラスブロックより厚さ１ｍｍ，幅２ｍｍ，長さ３ｍｍとした。この試験片を下部スパン１．２ｍｍ の測定用治具にセットし、三点曲げ強度を測定した。測定因数ｎ′は各試料とも１６個とした。加えた荷重をｗ（Ｎ）とすると、三点曲げ強度σ（ＭＰａ）は、σ＝（３ｎｗ／２ｌｍ２ ）となる。
【００４８】
ここで、ｎは下部スパン長さ、ｌは試験片の幅、ｍは試験片の厚さである。
【００４９】
各試料の三点曲げ強度の平均値（σ／ＭＰａ）を表４に示す。希土類元素を含有しないＮｏ．１ガラスでは、平均の三点曲げ強度は７０ＭＰａであったが、Ｅｒを含有したＮｏ．１４ガラスでは１０２ＭＰａと、約４５％向上していた。このように、希土類元素の酸化物を含有させることにより、マイクロビッカース硬度のみならず、三点曲げ強度も大幅に向上させることができた。
【００５０】
【表４】
以上のように、希土類元素を含有することにより、特性温度を上昇することなく機械的強度を向上させることができる。この原因を解明するため、透過型電子顕微鏡を用いて希土類元素の有無によるガラスの内部構造の違いを調べた。 Ｅｒ２Ｏ３を含有したＮｏ．１４ガラスと希土類元素を含有しないＮｏ．１ガラスとを透過型電子顕微鏡にて観察した結果、Ｎｏ．１ガラスでは全体が均一な非晶質であったが、Ｎｏ．１４ガラスでは非晶質のマトリックス内に、粒径が約４．５ｎｍ の微細な粒子が見られた。ＥＤＳによる点分析では、この粒子はＥｒを多く含んでいることが分かった。さらに高倍率の観察により、この粒子が結晶質であることを示す格子像が観察された。このことから、この微粒子は、Ｅｒ２Ｏ３をガラス中に含有させることにより、添加したＥｒが核となって生成した微細な結晶粒子であると推察できる。
【００５２】
また、Ｅｒ２Ｏ３の原料粉末の粒径が約１μｍ程度であったことから、Ｅｒ２Ｏ３粉末は一旦ガラス融液中に溶解した後、融液の冷却によって飽和溶解度を超え、ガラス中に析出して核形成、及び成長が起こり、上記のような微細粒子が生成したと考えられる。
【００５３】
またＦＴ−ＩＲによりガラスの結合種を同定した結果、Ｅｒ２Ｏ３を含有した Ｎｏ．１４ガラスと含有しないＮｏ．１ガラスとではほとんど変化が見られなかった。以上のことより、ガラスの結合は希土類元素の添加によってあまり変化しないため、特性温度に与える影響はあまりない。しかし、ガラス中に数ナノメートルオーダーの微細粒子が存在することにより、クラックの進展が抑制され機械的強度が向上したと考えられる。
【００５４】
以上のように、希土類元素のうち少なくとも一種以上を含有し、かつガラス中に微細粒子が均一に分散されたガラスでは、特性温度を上昇させることなく機械的強度を向上させることができる。また上記希土類元素は、微細粒子中に多く存在しており、このような粒子を生成するためには必須の成分である。従って、添加した希土類元素は微細粒子中に含まれていると、より均一にガラス中に微細粒子を含有させることができる。
【００５５】
また希土類元素のうち、Ｃｅも特性温度を上昇することなくガラスの機械的強度を向上させるが、Ｃｅ粉末がガラス中に残存するため好ましくなかった。これは、他の希土類イオンが３価であるのに対し、Ｃｅは４価が安定であることから、ガラスに対する溶解度が他の希土類酸化物と異なっていたためと考えられる。さらに図７の構造体を作製したところ、Ｎｏ．５ガラスでは粉末がガラス中に残存するために気泡の脱泡性が良好ではなかった。他のガラスでは、ガラスの流動性，脱泡性，透明性とも良好であった。このため、これらのガラスは磁気ヘッド等のガラスの透明性が要求される構造体にも使用することができる。
【００５６】
またＳｃ，Ｙ，Ｌａはその上昇率が小さかった。またＰｍは放射性同位体しか存在しないため、実用に供するのは難しかった。以上のことより、Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕを用いることが好ましい。
【００５７】
（実施例２）
次に、実施例１で検討した希土類元素の酸化物の含有量に対するガラスの諸特性を検討する。本実施例では、Ｐｒ，Ｎｄ及びＥｒを含む三種類の酸化物について検討した。ガラスの作製方法及び評価方法は、実施例１に準ずる。
【００５８】
表５のガラス化の項に示すように、各元素とも酸化物を４．０ 重量％含有する（Ｎｏ．６Ｆ，７Ｆ，１４Ｆ）と、ガラス化しなかった。また３．０重量％以上含有させると（Ｎｏ．６Ｅ，６Ｆ，７Ｅ，７Ｆ，１４Ｅ，１４Ｆ）構造体作製時、ガラスの流動性が良好でなく、脱泡性も良好とはいえなかった。また含有量が２．９重量％（Ｎｏ．６Ｄ，７Ｄ，１４Ｄ）では、ガラスの流動性も良好で、気泡の発生も少なかった。以上より、希土類元素の酸化物を２．９ 重量％を超えて含有すると、結晶化傾向の増大によりガラスの流動性及び脱泡性が損なわれ、封着用ガラスとしては望ましくない。
【００５９】
表５中、ガラス作製時及び構造体作製時に良好な結果が得られた各Ａ〜Ｄのガラスの希土類元素の酸化物の含有量と変形温度との関係を図３に、またマイクロビッカース硬度との関係を図４に示す。図３，図４において、○はＰｒ、△は Ｎｄ、□はＥｒの酸化物を含有したガラスの特性を示している。●はランタニド元素を含有しないＮｏ．１ガラスのプロットである。
【００６０】
【表５】
図３に示すように、各元素の含有量が変化しても、変形温度は約４２０℃と、ほとんど変化していなかった。また図４より、各元素とも酸化物の含有量が１．０重量％（Ｎｏ．６，７，１４）のとき、マイクロビッカース硬度が最大となっていた。また１．０ 重量％を超えて含有すると、そのマイクロビッカース硬度は約 ４４０と、Ｎｏ．１ガラスよりは向上しているが、含有量の増加に伴い低下していた。また、各元素とも酸化物の含有量が０．３ 重量％ではマイクロビッカース硬度は４２０以上と大幅に向上しているが、０．１重量％（Ｎｏ．６Ａ，７Ａ，１４Ａ）では約４００と、その効果が小さかった。
【００６２】
上記原因を究明するために、希土類元素の含有量を変化させたガラスの透過型電子顕微鏡観察を行い、希土類元素の含有量と析出した微細粒子の粒径との関係を調べた。希土類元素としてＥｒを含有させた場合のＥｒ酸化物の添加量と微細粒子の粒子径との関係を図５に示す。析出している粒子の粒径は、添加するＥｒ酸化物の量が多くなるに従って増加しており、２．０ 重量％のとき約２０ｎｍ，２．９ 重量％のとき約５０ｎｍとなっていた。この際、ガラスの流動性は損なわれていなかった。３．０ 重量％のときには粒子径は５０ｎｍを超えていた。この程度の粒子径になると、ガラスの流動性が損なわれていた。従って、ガラス中に存在する微細粒子の粒径は５０ｎｍ以下であるとガラスの流動性が損なわれず、封着用ガラスとして有効である。
【００６３】
またＥｒ酸化物の含有量が０．３重量％のとき、粒子径は１ｎｍであり、０．１重量％ではそれ以下であった。この粒子径と、マイクロビッカース硬度との関係を図６に示す。この図のように、粒子径が１ｎｍの場合はマイクロビッカース硬度が向上しているが、粒子径がそれ以下ではマイクロビッカース硬度はほとんど変化していなかった。また、粒子径が約３ｎｍ以上１０ｎｍ以下では、マイクロビッカース硬度を約４６０前後にまで高めることができた。粒径が３ｎｍ未満及び１０ｎｍを超える場合、マイクロビッカース硬度の上昇率が小さかった。
【００６４】
以上より、析出する微細粒子の粒径は１ｎｍ以上５０ｎｍ以下であると、ガラスのマイクロビッカース硬度を向上させ、なおかつガラスの流動性も損なわれず、良好なガラスが得られる。すなわち、微細粒子の粒径が１ｎｍ未満では、マイクロビッカース硬度の向上の度合いが小さく、５０ｎｍを超える場合はガラスの流動性が低下してしまい、また脱泡性も悪くなる。また、微細粒子の粒径が３ ｎｍ以上１０ｎｍ以下であると、マイクロビッカース硬度の上昇率が大きい。
【００６５】
また希土類元素の酸化物の含有量で見ると、２．９重量％を超える場合にはガラスの流動性，脱泡性も良好でなくなる。０．３重量％未満ではマイクロビッカース硬度の上昇が小さい。従って、希土類元素の酸化物の含有量は、０．３重量％〜２．９重量％が好ましい。より好ましくは０．５重量％〜１．５重量％であると、マイクロビッカース硬度の上昇率が大きい。
【００６６】
以上はガラスの網目形成酸化物として酸化硼素及び酸化珪素を用いたが、ほかに、酸化リンやフッ素を含有したガラスが低温接合ガラスの成分として考えられる。これらを成分としてガラスを作製したところ、希土類元素を含有したガラスが得られたが、希土類を添加したことによる機械的強度の向上が見られなかった。これは、これらのガラスの希土類元素の溶解度が大きく、希土類元素を核とした微結晶が生成しないためと考えられる。このことより、ガラスの網目形成酸化物として、酸化硼素及び／または酸化珪素を用いることが好ましい。
【００６７】
また、本実施例で作製した構造体は、本発明の高強度かつ気泡の発生の少ないガラスを用いて封着されるため、非常に信頼性が高い。
【００６８】
（実施例３）
本実施例では、希土類元素の酸化物の含有により安定にガラスを得ることができ、かつ機械的強度が向上できるガラスの各成分の組成範囲について検討した。検討したガラスの配合組成（重量％），ガラス化の状態，透明性，構造体の良否、及び熱膨張特性より求めたガラス転移温度（Ｔｇ／℃），変形温度（Ｔｄ／℃），マイクロビッカース硬度（Ｈｖ）を表６〜表９に示す。表６，表７において、Ｎｏ．２２〜５０のガラスは、それぞれ表８，表９に示したＮｏ．５１〜８２のガラスのＰｂＯ，Ｂｉ２Ｏ３等の重金属酸化物を主成分としたガラスに、Ｅｒ２Ｏ３を各１．０ 重量％含有させたものである。
【００６９】
【表６】
【表７】
【表８】
【表９】
表６〜表９において、各項目の評価方法は、実施例１に準じた。構造体作製時の熱処理温度は、ガラスの粘度が１０４ｐｏｉｓｅとなる温度で３０分保持した。雰囲気は真空とした。また透明性は、ガラスブロックから約１０ｍｍ厚さを切りだし、可視光の透光性を調べた。
【００７４】
表８〜表９に示すように、本発明で検討したガラスのうち、希土類元素の酸化物を含有していないＮｏ．５１〜７９のガラスは、すべてガラス化した。
【００７５】
表６Ｎｏ．３５はＰｂＯ含有量が４４％でガラス化したが、表７のＮｏ．４９では、ＰｂＯ含有量が４３重量％でガラス化しなかった。また、表７のＮｏ．４３ガラスは、ＰｂＯ含有量が９２重量％でガラス化しなかったが、表６Ｎｏ．３０ガラスはＰｂＯ含有量が９１重量％，Ｎｏ．３２ガラスでは９０重量％であったがガラス化した。これらのことから、ＰｂＯ含有量は、４４重量％以上，９１重量％以下であることが好ましい。
【００７６】
表７Ｎｏ．４６及び５０では、Ｂ２Ｏ３の含有量が５重量％及び４重量％であるため、添加したＥｒ２Ｏ３が粉末のままガラス中に残存し、ガラス構造中に均一に分散させることができなかった。表６Ｎｏ．２４，３０及び３２では、Ｂ２Ｏ３含有量が６重量％であったが添加したＥｒ２Ｏ３粉末は均一にガラス中に溶解した。従って、Ｂ２Ｏ３含有量は６重量％以上であることが好ましい。
【００７７】
表７Ｎｏ．４４では、ＳｉＯ２ の含有量が３２重量％であるが、Ｅｒ２Ｏ３の粉末がガラス中に残存し、ガラス構造中に均一に分散させることができなかった。また、表６Ｎｏ．３１ではＳｉＯ２ の含有量が３０重量％であったのでＥｒ２Ｏ３を均一に分散できた。従って、ＳｉＯ２ の含有量は３０重量％以下であることが望ましい。
【００７８】
表７Ｎｏ．４５では、ＳｉＯ２ 含有量は３０重量％以下、かつＢ２Ｏ３の含有量は６重量％以上であるが、ＳｉＯ２ とＢ２Ｏ３の含有量の合計が４１重量％であるためガラス化領域からはずれ、ガラス化しなかった。一方、表６Ｎｏ．３１では ＳｉＯ２ とＢ２Ｏ３の含有量の合計が４０重量％であるためガラス化領域内にあり、ガラス化した。また、ＳｉＯ２ とＢ２Ｏ３の含有量の合計が６重量％未満であると、添加したＥｒ２Ｏ３が粉末のままガラス中に残存するため好ましくない。従って、ＳｉＯ２ とＢ２Ｏ３の含有量の合計が６〜４０重量％であることが望ましい。次に、各ガラスのマイクロビッカース硬度に注目すると、上記ガラスのうち、ガラス化したものは全てマイクロビッカース硬度は上昇していた。表６Ｎｏ．２２，２３ではＰｂＯ含有量がそれぞれ８３重量％，７８重量％であり、マイクロビッカース硬度の上昇の度合いが小さかった。一方表６Ｎｏ．３６ではＰｂＯ含有量は、７７重量％であるがマイクロビッカース硬度は大きく向上した。従って、 ＰｂＯ含有量は、７７重量％以下であることがより好ましい。
【００７９】
また表６Ｎｏ．２９はＢ２Ｏ３を２２重量％含んでおり、マイクロビッカース硬度の上昇の度合いが小さかった。しかし、表７Ｎｏ．３７は、Ｂ２Ｏ３を２０重量％含むため、マイクロビッカース硬度が大幅に上昇した。従って、Ｂ２Ｏ３含有量は ２０重量％以下であることがより望ましい。
【００８０】
Ａｌ２Ｏ３，ＺｎＯ等の酸化物を含有させると、マイクロビッカース硬度を向上させることができるが、表７Ｎｏ．４７，４８では、アルカリ金属酸化物の種類に依存せず、Ａｌ２Ｏ３，ＺｎＯ，Ｒ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属元素）の合計が３０重量％であるためガラス化しなかった。表６Ｎｏ．３４ではＡｌ２Ｏ３，ＺｎＯ，Ｒ２Ｏ （Ｒ：アルカリ金属元素）の合計が２５重量％，Ｎｏ．３５では２１重量％であったがガラス化した。従って、Ａｌ２Ｏ３，ＺｎＯ，Ｒ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属元素）の合計は２５重量％以下であることが好ましい。
【００８１】
また、表６Ｎｏ．２５及び２７はＰｂＯの一部を重金属酸化物の一種である Ｂｉ２Ｏ３で置換したものである。これらのガラスはＥｒの酸化物の含有によってマイクロビッカース硬度が大幅に向上した。しかし、ガラスが濃く着色しているため、ガラス内部のクラックや気泡を発見することが困難になる。従ってこれらのガラスを封着用ガラスとして用いることは好ましくない。このようなガラスの着色を起こす酸化物には、このほかにＳｂ２Ｏ３，Ｆｅ２Ｏ３等がある。この理由により、Ｎｏ．２８ガラスも封着用ガラスとしては好ましくない。
【００８２】
さらに、ＴｅＯ２ を含有するＮｏ．２６ガラスもＥｒ酸化物の含有によってマイクロビッカース硬度が大きく向上しており、透明性にも優れている。しかし、構造体を作製してその気泡の発生状況を検討すると、ガラス中に気泡の発生が多数見られることから、封着用ガラスとしては好ましくない。
【００８３】
以上のことから、重金属酸化物としては、ガラスが着色せず、気泡の発生も少ない鉛酸化物がより好ましい。
【００８４】
表９Ｎｏ．８０及び８１ではガラス作製時、ガラス化しなかった。このため、このガラスは封着用ガラスとしては好ましくない。また、Ｎｏ．８２を含め構造体を作製したところ、ガラス流動性を失っており、図８の基板の溝にガラスが充填されていなかった。従って、これらのガラスは封着用ガラスとして用いることは難しい。
【００８５】
以上の実施例の透過型電子顕微鏡観察を行ったところ、ガラスにより粒径が異なるが、数ｎｍ〜数十ｎｍの微細粒子が存在していた。このことによりマイクロビッカース硬度が上昇したと思われる。
【００８６】
以上実施例２，３より、以下の酸化物換算で、ＰｂＯ：４４〜９１重量％， Ｂ２Ｏ３：６重量％以上，ＳｉＯ２：０〜３０重量％、かつＢ２Ｏ３とＳｉＯ２の合計が６〜４０重量％，Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｙ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）：０．３〜２．９重量％からなり、かつ微細粒子が均一に分散されると、良好なガラスが得られる。
【００８７】
さらに好ましくは、ＰｂＯ：４４〜７７重量％，Ｂ２Ｏ３：６〜２０重量％， ＳｉＯ２：０〜３０重量％，ＺｎＯ，Ａｌ２Ｏ３，Ｒ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属元素）のうち少なくとも一種以上：０〜２５重量％，Ｌｎ２Ｏ３（Ｌｎ：Ｙ，Ｐｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕ）：０．５〜１．５ 重量％からなり、微細粒子が均一に分散されると、機械的特性を大幅に向上させることができる。
【００８８】
（実施例４）
表１０に、表１のＮｏ．１４ガラスに種々の低膨張フィラー粉末を混合して作製した封着用ガラスのフィラー材添加量，添加したフィラー材の粒径、及び熱膨張特性より求められた熱膨張係数（α，５０℃〜３００℃），転移温度（Ｔｇ／℃），変形温度（Ｔｄ／℃）及びマイクロビッカース硬度（Ｈｖ）を示す。フィラー材として、ＺｒＳｉＯ４，ＰｂＴｉＯ３，β−ユークリプタイト及び石英ガラスを用いた。また、各フィラー材の添加量、及び粒径は、各フィラー材により最も好ましい量とした。
【００８９】
【表１０】
この封着用ガラスの作製方法は、Ｎｏ．１４ガラスのブロックをらいかい機を用いて粉砕し、粉末とした後、低膨張フィラー粉末を加えてアセトンを用いて湿式混合した。混合後、約４０ｍｍφのペレットに成形し、５００℃で加熱し、ガラス粉末と低膨張フィラー粉末とを焼結させ、封着用ガラスのブロックを得た。このブロックから、熱膨張特性、及びマイクロビッカース硬度の試験片を切りだし、各試験に供した。
【００９１】
表１０に示すように、低膨張フィラー材を添加しないＮｏ．１４ガラスの熱膨張係数は約１１７×１０￣７／℃であったが、各種の低膨張フィラー材を添加した Ｎｏ．８３〜８６の封着用ガラスでは、５２〜７２×１０￣７／℃であった。ガラス転移温度、及び変形温度はＮｏ．１４ガラスに比べて若干変化していた。これは、フィラー材添加後の加熱による反応によってフィラー材の成分であるＺｒ，Ｓｉ等がガラス構造中に取り込まれたことによる。また、マイクロビッカース硬度は約４７０と、大きな値を示した。
【００９２】
以上のように、希土類元素を含有し、ガラス中に微細粒子が均一に分散したガラスに低膨張フィラー材を混合した封着用ガラスを用いれば、熱膨張係数の低い被接合材に対しても信頼性の高い接合部が得られる。また、実施例１より、添加する希土類元素はＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ， Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕのうち少なくとも一種以上であることが好ましい。
【００９３】
また実施例２の検討から、ガラス中に存在する微細粒子の粒径は１ｎｍ〜５０ｎｍであることが好ましい。またガラス中に鉛酸化物と酸化硼素及び／または酸化珪素を含有することが好ましい。さらに、用いる低膨張フィラー粉末は、珪酸ジルコニウム，チタン酸鉛，β−ユークリプタイト，石英ガラスの一種以上であることが好ましい。
【００９４】
図１０は実施例１〜４におけるＰｂＯ量とＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ 量との関係を示す図である。これらの実施例におけるＰｂＯ量とＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ 量はａ点（３０％，１８％），ｂ点（５０％，５０％），ｃ点（９４％，６％），ｄ点（８０％，６％），ｅ点（６５％，１８％）及びａ点の各点を結ぶ範囲内にあり、この範囲内でビッカース硬さを３７０以上と変形温度を５００℃以下とすることができる。
【００９５】
図１１はＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ 量とビッカース硬さとの関係を示す線図である。図に示すようにＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ 量を多くすることによって硬さが高くなる。白丸印はＰｂＯ−ＳｉＯ２−Ｂ２Ｏ３ の３元系であり、黒丸印はこの３元系に希土類元素を除く他の成分を含むものである。図に示すように、ＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ に対してＡｌ２Ｏ３，ＺｎＯ，Ｎａ２Ｏ，Ｋ２Ｏ，Ｂｉ２Ｏ３，ＴｅＯ２，Ｆｅ２Ｏ３ を含むものは３元系に対してこれらの組合せによって硬さを高めるもの、低めるものがある。これらの成分は互いに有機的に結びついて関係しているものであり、互いの組合せによって目標の硬さと変形温度とを有するものを得ることができる。
【００９６】
図中の実線はＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３量と硬さとの関係から（ＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３８％，Ｈｖ２９０），（ＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３４０％，Ｈｖ４６２），（ＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３４７％，Ｈｖ４２２）の各点を結ぶことによって得られる。硬さＨｖは２４２＋５．５×〔ＳｉＯ２（％）＋Ｂ２Ｏ３（％）〕の式によって求められる値以上の硬さが特に好ましい。点線の硬さＨｖは２３０＋５．２３×〔ＳｉＯ２（％）＋Ｂ２Ｏ３（％）〕の式によって求められる値以上が好ましい。
【００９７】
図１２はビッカース硬さと変形温度との関係を示す線図である。図に示すように変形温度が高くなるにつれて硬さも高くなる。図中、白丸印はＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３を含む３元系のものと、これに希土類元素を除く他の成分を加えたもので、線は３元系のものである。黒丸印は希土類元素を含むもので、３元系のものよりいずれも同じ変形温度に対して高い硬さが得られる。これは希土類元素による微細な析出物の形成によるものと思われる。図中の実線は変形温度と硬さとの関係から（Ｔｄ３３０℃，Ｈｖ２６０），（Ｔｄ４３２℃，Ｈｖ４１６），（Ｔｄ４８１℃，Ｈｖ４６２），（Ｔｄ５１９℃，Ｈｖ４２２）の各点を結ぶことによって得られ、実線より上の硬さを有するのが特に好ましい。また、点線の硬さは−１０２＋１．０８７×Ｔｄ（℃）の式によって求められ、それ以上の硬さとするのが好ましい。
【００９８】
（実施例５）
本発明を鉛系ガラス以外のものに適用した実施例を示す。表１１に、検討したガラスの組成を示す。
【００９９】
【表１１】
試料Ｎo.８７はホウケイ酸ガラス、８８はブラウン管用のパネルガラス、８９はソーダライムガラスである。ホウケイ酸ガラスは、耐熱機器の他、液晶ディスプレイ用のパネルガラス等としても用いられている。また、ソーダライムガラスは、板ガラスの他、プラズマディスプレイ用のパネルガラス等としても用いられている。これらのガラスに希土類酸化物の一つであるＥｒ2Ｏ3を表に示した量だけ含有させた。Ｅｒ2Ｏ3を含有したガラスと含有しないガラスのビッカース硬度も示す。このように、これらのガラスの硬度も希土類元素を含有させることによって大きく向上できることがわかった。またこれらのガラスの透過型電子顕微鏡写真には、粒径約１０ｎｍの微細な粒子が均一に分散していることがわかった。上記より、希土類元素の微量添加は、ホウケイ酸ガラス，ソーダライムガラス等においても同様の効果があることがわかった。
【０１０１】
（実施例６）
二つの被接合体を低温封着用ガラスを用いて接着して構成される構造体の実施例を示す。被接合体としてＭｎ−Ｚｎフェライト単結晶の平板を用いた。また、封着用ガラスとしてＮｏ．１４ガラスを用いた。また比較例としてＮｏ．１４ガラスとほぼ同程度の変形温度を持つ表７Ｎｏ．７９ガラス、及びＮｏ．１４ガラスの変形温度よりも１００℃高い変形温度を持つＺｎＯ−Ｂ２Ｏ３−ＳｉＯ２−Ｎａ２Ｏ− ＢａＯ系ガラス（Ａ）を用いて同様の構造体を作製した。（Ａ）ガラスは、変形温度が高く、機械的強度が高い。従って耐熱性の高い被接合材の接合に用いられている。
【０１０２】
構造体は長さ２０ｍｍ，幅１５ｍｍ，厚さ１ｍｍの二枚のフェライト単結晶平板にこの平板よりも若干サイズの小さい封着用ガラス板を挾み、荷重を加えながら熱処理して接合体を得た。熱処理条件は、Ｎｏ．１４及び７９ガラスでは真空中、５８０℃，３０分で、またガラス（Ａ）では真空中、７５０℃，１０分で行った。得られた接合体を幅２ｍｍ，長さ１ｍｍ，厚さ２．２ｍｍ に切断した。
【０１０３】
この構造体の接合部の接合強度を測定した。測定方法の斜視図を図９に示す。切りだした試験片の接合面が地面に対して垂直に、かつ三点曲げ測定用治具の長手方向に平行になるように三点曲げ強度測定用治具４，４′上にセットした。この時、４，４′間のスパンｎは１．２ｍｍ とした。試料をセット後、負荷治具３を用いて荷重ｗを試験片にかけ、最大応力を破壊荷重とし、数１に従って破壊応力σを算出した。
【０１０４】
【表１２】
各種封着用ガラスを用いて接合した構造体の平均の破壊応力σ、及び破壊様式を表１２に示す。この表に示すように、Ｎｏ．１４ガラスを用いた構造体の破壊応力は１００ＭＰａ，Ｎｏ．７９ガラスを用いた構造体の破壊応力は８０ＭＰａと、Ｎｏ．１４ガラスを用いた構造体の破壊応力がＮｏ．７９よりも２０％高かった。また、（Ａ）ガラスを用いた構造体の破壊応力は９０ＭＰａであり、Ｎｏ．１４ガラスを用いた構造体の破壊応力の方が大きな破壊応力を示した。
【０１０６】
さらに、試験片の破壊様式を観察したところ、Ｎｏ．７９ガラスでは接合界面、あるいはガラス部から破壊していたのに対し、Ｎｏ．１４ガラス及び（Ａ）ガラスではほとんどの試験片がフェライト基板から破壊していた。このように、本発明のガラスを用いた構造体は、接合温度が低いにもかかわらず、変形温度の高いガラスを用いて高い温度で接合した構造体と同等もしくはそれ以上の機械的強度を持ち、接合部分の高信頼化を図ることができた。
【０１０７】
以上のように、本発明の構造体は信頼性が非常に高い接合部を有していた。すなわち、実施例１に示したように低温で接合でき、なおかつ機械的強度の強いガラスを用いることにより、ガラスそのものの信頼性が高い。さらに実施例１〜３に示したように、このガラスは気泡の発生が非常に少なく、被接合体と緻密に接合するため、接合界面からの破壊も起こりにくい。
【０１０８】
（実施例７）
表１０のＮｏ．８４の封着用ガラスを用いて、図７，実施例５と同様の構造体を作製した。基体及び被接合材として、熱膨張係数が７０×１０￣７／℃のα−アルミナ焼結体を用いた。また接合条件も実施例１，５と同様に行った。気泡，クラックは観察されず、基体及び被接合体に対する濡れ性も良好であった。また、接合強度も大きく、信頼性の高いガラス接合部を有する構造体を得ることができた。
【０１０９】
（実施例８）
実施例１〜４に示した本発明の封着用ガラスを用いて磁気ヘッドを作製した。本発明で作製した磁気ヘッドの斜視図を図１３，図１４に示す。図１３はＭｎ−Ｚｎフェライト単結晶を用いたいわゆるフェライトヘッドである。図１４はこのＭｎ−Ｚｎフェライト単結晶を支持体として磁性膜をスパッタリングで形成した磁気ヘッドである。１１，１１′は磁気コア、１２はコイル巻線窓、１４は磁性膜、１５は磁気ギャップ、１６は封着用ガラスである。またｔは摺動幅、Ｔはコア幅で約０．１５ｍｍ 、Ｃ′はコア厚さ約２．３ｍｍ 、Ｈはヘッド高さ約１．７ｍｍ 、摺動部コア幅ｔは約０．１４ｍｍ である。本実施例では、磁性膜１４としてＦｅ−Ｔａ−Ｃ系磁性膜（飽和磁束密度Ｂｓ＝１２０００ガウス）を用いた。以降、図１４に示した磁気ヘッドをＦＴＣヘッドと記す。
【０１１０】
本発明の磁気ヘッド作製方法を図１５〜図１７に示す。図１５に示すように、磁気コア１１となる基板にコイル巻線溝１２及びトラック溝１３を設け、磁気ギャップ面を形成した。次に図１６に示すように、磁気ギャップ面にＦｅ−Ｔａ−Ｃ系磁性膜１４を高周波スパッタリング法により約５μｍ形成した。さらに基板としての磁気コア１１または磁性膜１４の上にギャップスペーサーとしてＳｉＯ２層１５を高周波スパッタ法により約０．１５μｍ 形成した。さらに、封着用ガラスとの反応を防止するため、反応防止膜としてＣｒ膜１７を約０．１０μｍ 形成した。
【０１１１】
次に図１７に示すように磁気コアとなる磁性膜を形成した基板としての磁気コア１１，１１′を左右突合わせ、封着用ガラス１６の棒を配置し、ガラスの粘度が１０４Ｐｏｉｓｅになる温度まで真空中で加熱し、２５分間保持して左右のコアブロックを接合させ、１〜２℃／分の速度で冷却時、封着温度よりも約７０℃低い温度で２０分保持した。その後、研磨，研削，切断を行い、図１４に示すＦＴＣヘッドを得た。また、図１３に示すフェライトヘッドは、上記工程のうち、磁気ギャップ面にＦｅ−Ｔａ−Ｃ系磁性膜１４及び反応防止膜１７を形成する工程を省いて作製した。
【０１１２】
次に、接合に用いる封着用ガラスについて検討する。Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性膜は、飽和磁束密度が１．３〜１．５テスラであるがその耐熱温度が６００℃と低いため、ガラスの接合工程はこの温度以下で行う必要がある。従って、表６Ｎｏ．３１，３５及び表７Ｎｏ．３８，４０，４１，４２ガラスは、変形温度が４５０℃以上であるため、６００℃以下で接合することは難しい。従って、Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ磁性膜を用いた磁気ヘッドの封着用ガラスとしては好ましくない。
【０１１３】
すなわち、これらのガラスはＢ２Ｏ３，ＳｉＯ２ といった網目形成酸化物成分の合計の含有量がほぼ３５重量％であるために特性温度が高い。表７Ｎｏ．３７ガラスはＢ２Ｏ３とＳｉＯ２ の合計の含有量は３０重量％であるが、変形温度が４１１℃と低いため接合温度が６００℃以下となり得る。このことから、Ｂ２Ｏ３と ＳｉＯ２ の合計の含有量は、３０重量％以下であることが望ましい。また、実施例３における検討より、ＰｂＯの含有量は４４から７７重量％であることが好ましい。またＢ２Ｏ３は６〜２０重量％であり、ＳｉＯ２ は３０重量％以下であることが好ましい。さらに、Ａｌ２Ｏ３，ＺｎＯ，Ｒ２Ｏ（Ｒ：アルカリ金属元素）を含むとより信頼性の高いガラス接合部を有する磁気ヘッドが得られる。
【０１１４】
以上により、封着用ガラスとしてＮｏ．１０，１４，６Ｂ，３４，３７，３９を選択し、ＦＴＣヘッドを作製した。また、比較例として、表８，表９からＮｏ． ５５及び７９ガラスを選び、同様にＦＴＣヘッドを作製した。さらに、Ｎｏ．１４ガラスを用いてフェライトヘッドも作製した。表１３に、作製した磁気ヘッドの、封着用ガラスのＮｏ．，接合温度，製造歩留り（％），ヘッドチップ強度（ｇｆ），ヘッド性能、及び磁気記録媒体との相対速度が１１，２０及び５２ｍ／秒で摺動試験したときのヘッド破壊時間を示す。磁気記録媒体には保磁力として１０００エルステッド以上、好ましくは１５００Ｏｅ以上のメタルテープ又は蒸着テープが使用される。
【０１１５】
なお、ヘッドチップ強度は図１８に示す引っ張り試験方法によった。図１８において、２９，２９′はヘッドチップの固定治具、３０は抗折試験機、３１は抗折試験機の設置台、３２はヘッドチップである。またヘッド性能は五つのヘッドチップにコイルを巻線し、その磁気特性を評価することによった。良好なものは○、問題のある場合は△を示した。摺動試験のヘッド破壊時間は、５００時間を超えたヘッドチップは２重丸で示した。また５００時間以下の時間で破壊したヘッドチップは、破壊した時間を記した。作製した磁気ヘッドの摺動幅ｔは６５ μｍ、コア幅Ｔは２０７μｍ、コア厚さＣ′は１．５２ｍｍ、またヘッド高さＨは １．９ｍｍとした。
【０１１６】
【表１３】
ガラスＮｏ．１０，１４，３７，３９で接合したヘッドチップは、製造歩留りが９０％を超え、さらにチップ強度も３００ｇを超えており、信頼性の高いヘッドチップである。また、これらのヘッドチップは、相対速度５２ｍ／秒の摺動試験でも、５００時間以上破損することはなかった。しかし、ガラスＮｏ．６Ｂ，３４では比較例のガラスＮｏ．５５，７９で接合したヘッドチップよりは高歩留りかつ高強度を有していたが、製造歩留りも９０％未満であり、チップ強度も３００ｇに満たなかった。また、摺動試験でも、条件によって５００時間に満たなかった。従って、信頼性の高いヘッドとは言い難い。
【０１１８】
これは、ガラスＮｏ．１０，１４，３７，３９のマイクロビッカース硬度が４２５以上であるのに対し、ガラスＮｏ．６Ｂ，３４のそれはそれぞれ４０５，４２２と、４２５に満たないためと思われる。これらのことから、用いる封着用ガラスのマイクロビッカース硬度は、４２５以上であることが好ましい。
【０１１９】
フェライトヘッドは、ヘッド性能は出力が小さく、問題があるが、製造歩留りが９４％，チップ強度が４００ｇｆであり、ヘッド破壊時間も５００時間を超え、信頼性の高い磁気ヘッドが得られた。このように、本発明の磁気ヘッドを用いれば、ＦＴＣヘッドや、フェライトヘッドといった異種の磁気ヘッドの間に同一のガラスを用いることができる。従って、生産性を大幅に向上できる。
【０１２０】
以上より実施例１〜４に示した本発明の封着用ガラスを用いることにより、信頼性の高い磁気ヘッドが得られる。また高性能な磁気ヘッドを得るために、用いる磁気コアは磁性膜を形成した支持体からなることが好ましく、さらに好ましくはＦｅ系磁性膜であることがよい。さらに、本発明の封着用ガラスを用いて磁気ヘッドを製造することにより、量産効率を向上させ、製造歩留りを向上させることができる。
【０１２１】
本実施例では磁気ヘッドの製造工程において磁気ヘッドをガラス封着温度よりも約７０℃低い温度で保持したが、この冷却時保持をしないで作製した磁気ヘッドとのヘッドチップ強度を比較した。封着用ガラスにはＮｏ．１４ガラスを用いた。その結果、冷却時保持した磁気ヘッドのヘッドチップ強度は冷却時保持しない磁気ヘッドのヘッドチップ強度より約１０％高い値となった。これは、冷却時保持によりガラス中に生成する微細粒子の生成が促進され、ガラス自身の機械的強度が向上するためと考えられる。
【０１２２】
このことから、封着用ガラスとして希土類元素を含有したガラスを用いて磁気ヘッドを作製する際、ガラス充填温度よりも低い温度で加熱処理する等の方法で封着用ガラス中に微細粒子を生成させることにより、より信頼性の高い磁気ヘッドが得られる。
【０１２３】
（実施例９）
次に、封着用ガラスとしてＮｏ．１０，１４，６Ｂ，７９を用いて、摺動幅が １００μｍ，６５μｍ，５５μｍの三種類のヘッドチップを作製した。チップ強度，ヘッド性能及びヘッド破壊時間は、実施例７と同様に評価した。結果を表 １４に示す。
【０１２４】
【表１４】
磁気ヘッドの磁気記録媒体との接触状態により磁気記録再生特性が変化することから、磁気記録再生特性によりテープタッチとして評価した。○は良好なテープタッチを示したもの、△は良好とはいえないものである。また装置性能は相対速度を１１ｍ／秒，２０ｍ／秒，５２ｍ／秒と変化させたときの、以上のパラメータから得られた特性と、装置の出力との総合評価である。○は良好、△はいずれかのパラメータに問題が残されているもの、×は磁気ヘッドとして使用不可能であることを示す。
【０１２６】
ガラスＮｏ．１０及び１４を用いた磁気ヘッドでは、その摺動幅に係わらず高歩留りで製造でき、高チップ強度を示した。また、ヘッド性能も良好であった。また、ヘッド破壊時間も摺動幅５５μｍ，相対速度が５２ｍ／秒の場合でも５００時間を超えた。摺動幅１００μｍでは、テープタッチがよくないため、磁気記録再生特性が低く、問題があった。また摺動幅が６５μｍ以上の場合でも、相対速度が１１ｍ／秒では装置性能に問題があった。
【０１２７】
一方、Ｎｏ．６Ｂで接合した磁気ヘッドでは、摺動幅の低減に伴い、ヘッド製造時、ガラス接合部、もしくはガラスと磁性膜との界面による剥離が増加し、製造歩留りが低減した。また、チップ強度はコア幅が等しいため、ほぼ変化しなかった。摺動幅１００μｍでは、テープタッチが悪かった。摺動幅６５μｍでは相対速度が２０ｍ／秒以上でヘッド破壊時間が５００時間に満たなかった。摺動幅 ５５μｍの磁気ヘッドは、出力の安定性がなく、ヘッド性能は良好ではなかった。さらに、ヘッド破壊時間も５００時間に満たなかった。以上のことから、これらの磁気ヘッドを用いた場合の装置性能は、良好なものは得られなかった。Ｎｏ．７９で接合した磁気ヘッドもＮｏ．６Ｂで接合した磁気ヘッドほぼ同様の特性を示し、良好とはいえない。
【０１２８】
以上のように、実施例１〜３で示した本発明の封着用ガラスを用いた磁気ヘッドを搭載することにより、高性能な磁気記録再生装置が得られる。さらに好ましくは、磁気記録媒体との摺動幅が６５μｍ以下であることがよい。また、磁気記録媒体との相対速度は、２０ｍ／秒以上であると、より高性能な磁気記録再生装置が得られる。
【０１２９】
（実施例１０）
図１９は実施例８の単結晶フェライト基板としての磁気コア１１，１１′を用いたスパッタリング磁性膜（Ｆｅ−Ｔａ−Ｃ合金）からなる磁気ヘッドに対し、封着用ガラスをスパッタリングによって約０．３ｍｍ の厚さで形成して接合するタイプのもので、若干実施例８のタイプのものより接合強度が低いが、同等の摺動特性を有する。（３３２），（１１３）及び（１１０）は各々の表面の面指数を示すものである。各部材は９０％以上がかかる面指数になるようにするのが好ましい。
【０１３０】
図中、高さＨは２．０ｍｍ、幅Ｃ′は２．０ｍｍ、厚さＴは１４０μｍ，テープ摺動面の摺動幅ｔが６５μｍ又は５５μｍである。厚さＴは幅Ｃ′に対し０．０５〜 ０．１ 倍の大きさにするのが好ましい。摺動幅はより高記録密度化に対してはさらに小さくなる。
【０１３１】
（実施例１１）
本発明の封着用ガラスを用いて、図２０に示す磁気ヘッドを作製した。図２０において、１１，１１′はＭｎ−Ｚｎフェライト基板からなる磁気コア、１４，１４′は磁性膜、１５は磁気ギャップ、１６は封着用ガラスである。本実施例では、ヘッド高さＨを０．７ｍｍ，コア厚さＣ′を１．５ｍｍとした。磁性膜には飽和磁束密度が１．０〜１．５ＴのＦｅ−Ｔａ−Ｃ系又はＦｅ−Ｔａ−Ｎ系磁性膜を用いた。この磁気ヘッドの製造方法は実施例７と同様であるが、磁気コアの加工形状を変更した。また、封着用ガラスには表１のＮｏ．１４ガラスを用い、実施例９と同様に接合した。
【０１３２】
図２０のように、この磁気ヘッドはギャップ部のみが突合わせ面になっており、封着用ガラスによってこの突合わせ面が接合された構造になっている。
【０１３３】
図２１に示すように、この磁気ヘッドを専用の装着治具に装着した。装着治具は、Ｆｅ−Ｃ系の軟磁性体を用いて作製した。図２１において、１８は磁気ヘッドに装着されるコイル、１９は装着治具、２０はコイルの端子誘導孔である。この磁気ヘッドにあらかじめ数回巻かれたコイル１８を磁気コア１１の下端にはめこんだ。コイルのはめこまれた磁気ヘッドを装着治具にはめこみ、接合した。コイルの端子は端子誘導孔２０から外部に誘導した。
【０１３４】
装着治具をＦｅ−Ｃ系軟磁性体を用いたことにより、この材料が導電性であるため、摺動時に生じる静電荷をアースすることができた。また、ヘッドコアが小さいことによる磁気特性の劣化も防止できた。
【０１３５】
この磁気ヘッドは、従来の磁気ヘッドのコイル巻線窓より下の部分を欠いた構造になっており、ヘッド高さＨが従来の磁気ヘッドの半分以下としたため、磁気ヘッドの重量を半分以下にすることができた。そのため、シリンダーを回転させるモーターの消費電力を低減させることができた。また封着用ガラスはギャップ部のみに充填されており、この封着用ガラスのみによって二つの磁気コアが接合されている。そのため、コイル巻線窓より下の部分に充填される封着用ガラスがないので、本発明の高強度の封着用ガラスを用いなければ作製することは困難であった。
【０１３６】
また、巻かれたコイルをはめこむだけでコイルの取付けが完了するため、従来のコイル巻線工程が大幅に簡略化することができた。またヘッド高さが従来の半分以下であるため、切断工程の作業時間を約半分に短縮できた。また、従来よりもゆっくり切断した場合には、ヘッドチップの加工歩留りを向上させ、チッピングの少ないヘッドチップを得ることができた。
【０１３７】
（実施例１２）
実施例９〜１１で得た磁気ヘッドを装着した装着治具を搭載した磁気記録再生装置の概略の構成図を図２２に示す。使用した磁気ヘッドであるビデオヘッド ２１は、シリンダー２２に多数個装着されている。またビデオヘッド２１はそれにより収集した情報を処理する色信号処理部２３及び輝度信号処理部２４からなる制御部と接続され、カセット２５に収められている磁気記録テープ２６との間で情報を読みだし、再生，記録できるようになっている。またビデオヘッドはモーター２７及びモーター駆動部２８を含む駆動部に接続されている。
【０１３８】
この磁気記録再生装置により記録再生特性を測定したところ、良好な特性を示した。以上のことから、高性能で信頼性の高い磁気記録再生装置を、量産性よく、高歩留りで生産することができた。
【０１３９】
テープ２６には保磁力として１０００Ｏｅ以上、好ましくは１５００Ｏｅ以上の蒸着メタルテープが用いられ、本実施例の磁気ヘッドによって信頼性の高い記録，消去ができる。
【０１４０】
図２３は本発明の要部をなすテープガイド回転シリンダーの部分断面図である。１０１は磁気テープを外周面で添接ガイドする回転シリンダーである。固定シリンダーは外周に磁気テープをヘリカル状に案内するガイド部を有し、図示しない基板に固定されている。軸受手段は固定シリンダーに設けられ、回転自在に支持された軸であり、ディスクは軸に固着される。回転シリンダー１０１はこのディスクに固定されている。１１０ａ，１１０ｂ（図には示されていないが、１１０ａと１８０゜対向する位置に設置）はフィールド毎に設けた色信号の記録再生用のヘッドで所定のヘッドキャップを形成したフェライト等の磁性薄板からなり、それぞれヘッドベース１０４ａ，１０４ｂに接着固定されている。１１１ａ，１１１ｂは同様にフィールド毎に設けた輝度信号の記録再生用のヘッドで色信号用ヘッドチップ１１０ａ，１１０ｂと同じくそれぞれヘッドベース１０３ａ，１０３ｂに接着固定されている。ヘッドベース１０３ａはヘッド支持体１０２の一方の面 １０２ａ，ねじ１０７ａにより固定されている。一方、ヘッドベース１０４ａはヘッド支持体１０２の面１０２ａと平行で軸方向に所定の間隙を持って形成されている面１０２ｂにねじ１０８ａにより固定されている。また、このヘッド支持体１０２は面１０２ａと面１０２ｂから軸方向に突出している部分がないように形成されているのでラッピング加工等により、厚さ寸法，面１０２ａ，面１０２ｂの平行度面相度も高精度にかつ簡単に加工される。
【０１４１】
図２４は上側から見た他の例の本発明の磁気ヘッドを搭載した回転シリンダーを示す。図において、（７１Ａ），（７１Ｂ）は音声信号の記録ヘッド、（７２Ａ），（７２Ｂ）は音声信号の記録確認用の再生ヘッド、（７３Ａ），（７３Ｂ）は音声信号の再生ヘッド、（７４Ａ），（７４Ｂ）は映像信号が変速再生時用の音声信号の再生ヘッドである。さらに（８１）は映像信号の記録再生ヘッド、（８２）は映像信号の変速再生ヘッド、（８３）は映像信号の消去ヘッドである。
【０１４２】
ここで音声信号の記録再生用のヘッドは全部で８個、これに対して映像信号用のヘッドは３個であり、合計１１個のヘッドをバランス良く設けることは、特に映像信号用の記録再生ヘッド（８１）と変速再生ヘッド（８２）の配置ではできないので、図中に示すようにバランス用のダミーヘッド９０が設けられ、計１２個のヘッドが等分割で配置される。
【０１４３】
これらの配置は色々な組合せがあり、他に周方向に４個及びそれを縦方向に４連にした計１６個にすることができる。
【０１４４】
本実施例はハイビジョンの新しい展開に対し使用できるものである。表１５は３２形の直視形ディスプレイの主な仕様及び表１６は高精細投写形ディスプレイの主な仕様を示すものである。後者のスクリーンサイズは５３形から２５０形及び走査周波数は水平が３５ｋＨｚ又は７０ｋＨｚまでのマルチスキャンである。図２５は６面ハイビジョンマルチシステムの標準系統図である。ハイビジョン信号は、ハイビジョン拡大分配器で各ディスプレイに高精細（ＥＤ：Ｅｘｔｅｎｄｅｄ Ｄｅｆｉｎｉｔｉｏｎ）信号で分配され、各ディスプレイは走査線５２５本の順次走査である。
【０１４５】
業務用ハイビジョンにおいてはテープの相対速度は５１．５ ｍ／秒以上となり、前述のように高いヘッド性能が要求される。民生用においては２０ｍ／秒以上の相対速度が要求される。
【０１４６】
【表１５】
【表１６】
（実施例１３）
本発明で作製した６ｍｍデジタルＶＴＲの概略の構造図の一例を図２６に示す。各信号処理、及び磁気ヘッド周辺の摺動系の構成は図２２に示したものと同一とした。光学系を介して取り込まれる映像信号、及びマイクロホンを介して取り込まれる音声信号がそれぞれシリンダー２２に装着された書き込み用ヘッド、及びオーディオヘッドに伝達され、媒体への書き込みを行う。また媒体からの信号再生は、読み出し用ヘッドから再生端子へ送られる。
【０１４９】
（実施例１４）
本発明で作製した６ｍｍデジタルビデオカセット（６ｍｍ−ＤＶＣ）の構成の概略図の一例を図２７に示す。図２７において、３０はパーソナルコンピュータまたはワークステーションを示す。３１は本発明の６ｍｍ−ＤＶＣである。３０で作製されたコンピュータグラフィックス等の画像情報を６ｍｍ−ＤＶＣに記録，保存した。さらに６ｍｍ−ＤＶＣからの情報をコンピュータで処理した。また、ビデオカセットとして、図２２，図２５等から得られた情報を有するソフトを３１に装着することによって、それらの情報を３０により処理可能であった。
【０１５０】
（実施例１５）
図２８は本発明で作製した透過型電子顕微鏡に装着したデジタルビデオカセットの一構成図を示す。図において、３２は鏡筒、３３は検鏡試料、３４は電子線のディテクター、３５はファイバーケーブル、３６はデジタルビデオカセット、３７はモニター、３８はデジタルプリンター、３９は電子線である。試料を通過した電子線はその強度情報をディテクターによって光信号に変換され、３６のデジタルビデオカセットに入力される。この情報は３７のモニターで高精細な画面を見ながら検鏡できるのみならず、プリントすることによって印画紙に焼き付けた写真以上の高精細な画像が得られる。
【０１５１】
さらに試料から発生する特性Ｘ線の情報を収集し、３６に収集することにより、同時に試料の組成の分析も行うことができた。
【０１５２】
（実施例１６）
図２９は本発明で作製した走査型電子顕微鏡に装着したデジタルビデオカセットの一構成図を示す。図において、４０は二次電子，反射電子等の検出器である。この場合も図２７の透過型電子顕微鏡の例と同様な高精細な画像を得ることが可能であった。
【０１５３】
【発明の効果】
本発明によれば、特性温度を上昇させずにガラスのマイクロビッカース硬度，三点曲げ強度といった機械的強度を、大幅に向上させることができる。またこの封着用ガラスを用いて構造体を作製することによって、耐熱温度の低い部品に対しても、従来の特性温度の高いガラスと同等、もしくはそれ以上の信頼性の高いガラス接合部を得ることができる。
【０１５４】
またこの封着用ガラスを用いてＦｅ−Ｃ系等の高飽和磁束密度の磁性膜の耐熱温度以下で接合した磁気ヘッドとすることにより、磁気ヘッドの磁気記録媒体との摺動幅を６５μｍにし、さらに磁気記録媒体との相対速度を２０ｍ／秒以上としても磁気ヘッドは破損しない。さらに、上記の条件で摺動させることにより、高い磁気記録再生特性を持ち、なおかつ信頼性の高い磁気ヘッド及び磁気記録再生装置磁気を供給することができる。
【０１５５】
また本発明の新しい構造を有する磁気ヘッドでは、磁気ヘッドの重量を半分以下にすることができる。そのため、シリンダーを回転させるモーターの消費電力を低減させることが可能である。また、巻かれたコイルをはめこむだけでコイルの取付けが完了するため、従来のコイルを巻く工程が大幅に簡略化される。またヘッド高さが従来の半分以下であるため、切断工程の作業時間を短縮できる。もしくは、従来よりもゆっくり切断して、ヘッドチップの加工歩留りを向上させ、チッピングの少ないヘッドチップを得ることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ガラス中に含有させた希土類元素の原子番号とガラスの変形温度との関係を示す図。
【図２】ガラス中に含有させた希土類元素の原子番号とガラスのマイクロビッカース硬度との関係を示す図。
【図３】希土類酸化物の含有量とガラスの変形温度との関係を示す図。
【図４】希土類酸化物の含有量とマイクロビッカース硬度との関係を示す図。
【図５】希土類酸化物の含有量とガラス中に存在する微細粒子粒径との関係を示す図。
【図６】微細粒子の粒径とマイクロビッカース硬度との関係を示す図。
【図７】本発明の構造体の斜視図。
【図８】図８の構造体の接合方法。
【図９】接合強度の測定方法。
【図１０】ＰｂＯ−ＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ 組成を示す図。
【図１１】ビッカース硬さとＳｉＯ２＋Ｂ２Ｏ３ 量との関係を示す図。
【図１２】ビッカース硬さと変形温度Ｔｄとの関係を示す図。
【図１３】本発明の磁気ヘッドの斜視図。
【図１４】本発明の磁性膜を有する磁気ヘッドの斜視図。
【図１５】磁気ヘッドの作製手順を示す図。
【図１６】磁気ヘッドの作製手順を示す図。
【図１７】磁気ヘッドの作製手順を示す図。
【図１８】ヘッドチップ強度の測定治具。
【図１９】本発明の磁気ヘッドの斜視図。
【図２０】本発明の磁気ヘッドの斜視図。
【図２１】本発明の磁気ヘッドの装着方法を示す図。
【図２２】本発明の磁気記録再生装置の構成図。
【図２３】本発明の磁気ヘッドを搭載した回転ドラムの斜視図。
【図２４】本発明の磁気ヘッドを搭載した回転ドラムの正面図。
【図２５】ハイビジョンマルチシステムの系統図。
【図２６】本発明の６ｍｍデジタルＶＴＲの構成図。
【図２７】本発明の６ｍｍデジタルビデオカセットの構成図。
【図２８】本発明の透過型電子顕微鏡の構成図。
【図２９】本発明の走査型電子顕微鏡の構成図。
【符号の説明】
１…封着用ガラス、２，２′…被接合体、１１，１１′…磁気コア、１４， １４′…磁性膜、１５…磁気ギャップ、１６…封着用ガラス、１８，１８′…コイル、１９…装着治具、２０…端子誘導孔、２１…ビデオヘッド、２２…シリンダー、２６…磁気記録媒体。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a glass composition, a sealing glass, and a magnetic head and a magnetic recording / reproducing apparatus joined by the glass composition. In particular, since the glass can be high-strength without increasing its melting point, sealing glass, panel glass for a cathode ray tube, Other heat-resistant equipment , Glass composition applicable to the front glass of liquid crystal display and plasma display, and its manufacturing method and structure bonded by sealing glass, high-performance magnetic head and its manufacturing method, and magnetic recording / reproducing equipped with this magnetic head Relates to the device.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, the core material of a magnetic head mounted on a magnetic recording / reproducing apparatus such as a VTR, the bonding of a semiconductor sensor, the covering of electronic circuit components such as IC and LSI, the sealing of an electron tube, etc. Sealing glass that can be worked on is used. When the heat resistant temperature is high, SiO with relatively good chemical durability and mechanical strength 2 -B 2 O 3 System and PbO-SiO 2 Glass for sealing is used, but when the heat-resistant temperature is low, it is mainly PbO-B 2 O 3 System sealing glass is used.
[0003]
In the case of a magnetic head for VTR, single crystal Mn—Zn ferrite having a saturation magnetic flux density (Bs) of about 5000 gauss is currently used as a magnetic core material. Since the heat resistance temperature of this ferrite is about 800 ° C., PbO—SiO that can be bonded at 700 to 800 ° C. as a bonding glass. 2 -R 2 O-based and ZnO-B 2 O 3 -SiO 2 -R 2 O-RO type glass is used. Where R 2 O is an alkali metal oxide and RO is an alkaline earth metal oxide. In recent years, the performance of magnetic recording / reproducing apparatuses and the recording density of magnetic recording media have increased. Correspondingly, the magnetic head also has a Co-based amorphous metal magnetic film with a Bs of about 10,000 Gauss, a Sendust alloy film, and over 12,000 Gauss. Magnetic films mainly composed of iron elements such as Fe-N or Fe-C have been developed.
[0004]
While these magnetic films have a high saturation magnetic flux density, their heat resistance temperature is significantly lower than that of Mn-Zn ferrite, so that the bonding temperature is 480 ° C or less for Co-based amorphous metal magnetic films, around 600 ° C for Sendust alloy films, The temperature is 500 ° C. to 550 ° C. for the Fe—N magnetic film and 550 ° C. to 600 ° C. for the Fe—C system. Therefore, as described in JP-A-63-170240, JP-A-63-298807, JP-A-3-265539, JP-A-2-184541, JP-A-2-258649, etc. PbO-B that can be joined 2 O 3 System sealing glass is used. Further, as described in JP-A-4-132634, etc., V 2 O 5 -P 2 O 5 System sealing glasses have also been proposed.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
In the above prior art, sufficient consideration has not been made in order to simultaneously satisfy the three properties of bondability at a low temperature of 600 ° C. or lower, sufficient mechanical strength, and defoaming property. Recently, the demand for high-density recording of magnetic recording / reproducing devices is further increasing, and the magnetic head mounted on the recording / reproducing apparatus has high output and strength enough to withstand use under harsh usage conditions. Is required. Fe-C-based or Fe-N-based magnetic films having a very high saturation magnetic flux density have been studied as magnetic core materials that can meet this requirement. For this reason, it is necessary to use glass that can be sealed at a low temperature of 600 ° C. or lower.
[0006]
Further, in order to improve the tape touch between the magnetic head and the magnetic recording medium, the sliding width of the magnetic head with respect to the magnetic recording medium must be reduced. Furthermore, in order to increase the recording capacity, it is necessary to make the relative velocity between the magnetic head and the magnetic recording medium significantly higher than before.
[0007]
Due to these requirements, the glass joint portion of the magnetic head is exposed to a harsher use environment than ever before. Therefore, the conventional sealing glass that can be sealed at a low temperature has insufficient mechanical strength and may break from the glass joint during sliding of the tape. That is, for example, glasses such as those described in JP-A-63-170240, JP-A-63-298807 and JP-A-3-265539 have insufficient mechanical strength and sufficiently withstand the above-mentioned use environment. It ’s difficult.
[0008]
The sealing glass described in JP-A-2-184541 and JP-A-2-258649 is excellent in mechanical strength, but has a large amount of crystallization components, so that it is difficult to adjust the viscosity of the glass and it is difficult to control defoaming. . Furthermore, in the sealing glass described in JP-A-4-132634, P 2 O 5 Therefore, generation of bubbles due to moisture contained in the raw material is a concern.
[0009]
An object of the present invention is to provide a glass composition having high mechanical strength and less bubble generation. Another object of the present invention is to provide a sealing glass that melts at a low temperature and generates less bubbles at the time of sealing, a manufacturing method thereof, and a structure using the same.
[0010]
Another object of the present invention is to provide a high-performance and high-reliability magnetic head that can withstand harsh use conditions such as those mounted on a high-definition digital VTR using this glass, its manufacturing method, and its magnetic head. The purpose is to provide a high-performance, high-reliability magnetic recording / reproducing device.
[0011]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, according to the present invention, there is provided a glass composition in which at least one rare earth element is contained in a glass matrix and crystalline particles containing the same rare earth element are dispersed. . The rare earth element is preferably selected from Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
[0012]
Furthermore, it is desirable that the rare earth element is contained in an amount of 0.3 to 3.0% by weight in terms of oxide with respect to the entire glass composition.
[0013]
The crystalline particles preferably have a particle size of 1 to 50 nm, and more preferably 3 to 10 nm. When the particle diameter is smaller than 1 nm, the effect of improving the mechanical strength is small, and when it exceeds 50 nm, it is difficult to obtain good flowability and defoaming property of the glass. More preferably, by setting the particle size to 3 to 10 nm, even better mechanical strength can be obtained.
[0014]
The sealing glass of the present invention is a sealing glass containing at least one kind of rare earth elements, and the glass has fine particles uniformly dispersed in a matrix. The fine particles contain at least one of the rare earth elements. The rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, more preferably 3 to 10 nm. The fine particles are crystalline. Further, the matrix contains a heavy metal oxide and boron oxide and / or silicon oxide. Preferably, the heavy metal oxide is lead oxide. When the matrix is composed of a heavy metal oxide such as lead oxide and glass that can be sealed at a low temperature containing boron oxide and / or silicon oxide, it is effective in improving the mechanical strength.
[0015]
Moreover, the glass for sealing of this invention is PbO: 44-91 weight%, B in conversion of the following oxides. 2 O 3 : 6% by weight or more, SiO 2 : 0 to 30% by weight, and B 2 O 3 And
[0016]
Further, the sealing glass of the present invention is a sealing glass containing at least one kind of rare earth elements, and in this glass, fine particles and a low expansion filler material are uniformly dispersed in a matrix. The fine particles contain at least one of the rare earth elements. The rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, and the matrix contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide. Further, the low expansion filler material is at least one of zirconium silicate, lead titanate, β-eucryptite, and quartz glass. By uniformly dispersing low-expansion filler materials such as zirconium silicate, lead titanate, β-eucryptite, and quartz glass in the glass matrix, the apparent thermal expansion coefficient can be reduced, and the low expansion sealant Can be applied for sealing.
[0017]
The glass production method of the present invention includes a step of heating a mixed powder of glass raw materials in a crucible to obtain a glass melt, a step of precipitating fine particles in the glass melt, and a vibration in contact with the outer wall of the crucible. The method includes a step of continuously stirring the glass melt by vibration generated by a generator, a step of obtaining glass by cooling the glass melt, and a step of reheating and gradually cooling the glass. The glass raw material contains each element of rare earth, lead, boron and / or silicon. The rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm.
[0018]
Furthermore, the structure of the present invention is composed of at least a substrate and a sealing glass coated on the upper surface thereof, the sealing glass contains at least one kind of rare earth elements, and the glass has fine particles in a matrix. Are uniformly dispersed. Further, it is composed of at least a pair of substrates and a sealing glass interposed therebetween, the pair of substrates is joined by the sealing glass, the sealing glass contains at least one or more of rare earth elements, and In this glass, fine particles are uniformly dispersed in a matrix.
[0019]
The fine particles include at least one of the rare earth elements, and the rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, and the matrix contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide.
[0020]
Next, the magnetic head of the present invention comprises a pair of magnetic cores, a nonmagnetic gap material interposed therebetween, and a sealing glass that joins the pair of magnetic cores. Of these, the glass contains at least one kind, and fine particles are uniformly dispersed in the matrix. The fine particles contain at least one of the rare earth elements. The rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, preferably the fine particles have a particle size of 3 to 10 nm. The matrix contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide.
[0021]
The magnetic head of the present invention comprises a pair of magnetic cores, a nonmagnetic gap material interposed therebetween, and a sealing glass that joins the pair of magnetic cores. PbO: 44 to 77% by weight, B 2 O 3 : 6 to 20% by weight, SiO 2 : 0 to 25% by weight, and B 2 O 3 And SiO 2 The total of 6-30% by weight, Ln 2 O 3 (Ln: Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu): 0.5 to 1.5% by weight, the balance being Al 2 O 3 , ZnO, R 2 At least one or more of O (R: alkali metal element) is contained, and fine particles are uniformly dispersed. The sealing glass has a micro Vickers hardness Hv of 425 or more. Further, the magnetic core is made of a support on which a magnetic film is formed, and more preferably, the magnetic film is Fe-based. When the content of PbO exceeds 77% by weight, the effect of improving the mechanical strength when a rare earth element is contained is small. Also B 2 O 3 When the amount exceeds 20% by weight, the effect of improving the mechanical strength is small. ZnO, Al 2 O 3 When it contains, the chemical stability and mechanical strength of glass will further improve. R 2 When O 2 (R: alkali metal element) is contained, the glass can be melted low. Here, the alkali metal element refers to an element such as lithium, sodium, potassium, rubidium, or cesium. However, ZnO, Al 2 O 3 , R 2 If the total content of
[0022]
Furthermore, the magnetic head of the present invention comprises a pair of magnetic cores formed with a magnetic film whose only gap portion is a butting surface, a nonmagnetic gap material interposed between the pair of magnetic cores, and sealing glass The sealing glass joins the butt surfaces. The glass for sealing contains at least one kind of rare earth elements, and the glass has fine particles uniformly dispersed in a matrix. The fine particles include at least one of the rare earth elements, and the rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, more preferably the fine particles have a particle size of 3 to 10 nm. The matrix contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide. More preferably, the magnetic film is Fe-based. The sliding width of the magnetic head with respect to the recording medium is preferably 65 μm or less.
[0023]
The method of manufacturing a magnetic head according to the present invention includes at least a step of forming a nonmagnetic gap material at a butting portion of a pair of magnetic cores, a step of butting the pair of magnetic cores, and at least one or more of rare earth elements. A step of sealing with the included sealing glass, and a step of depositing fine particles in the sealing glass. The step of precipitating the fine particles is performed by a heat treatment performed at a temperature lower than the heat resistant temperature of the magnetic core. The fine particles include at least one of the rare earth elements, and the rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, and more preferably the fine particles have a particle size of 3 to 10 nm. Further, the glass for sealing contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide.
[0024]
Further, the magnetic recording / reproducing apparatus of the present invention includes a magnetic head in which a pair of magnetic cores made of a support on which a magnetic film is formed are bonded with sealing glass through a nonmagnetic gap material, and a plurality of the magnetic heads are mounted. A cylinder portion, a drive portion of the cylinder portion, and a control portion that performs information processing between the information recording medium, and the sealing glass contains at least one kind of rare earth elements, and In this glass, fine particles are uniformly dispersed in a matrix.
[0025]
The fine particles include at least one of the rare earth elements, and the rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, more preferably the fine particles have a particle size of 3 to 10 nm. Furthermore, the matrix contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide.
[0026]
Furthermore, the magnetic recording / reproducing apparatus of the present invention includes a pair of magnetic cores in which only a gap portion is a butting surface, a nonmagnetic gap material interposed between the pair of magnetic cores, sealing glass, The sealing glass has a magnetic head formed by joining the abutting surfaces, a mounting jig for mounting one or a plurality of the magnetic heads, and a large number of mounting jigs. At least a cylinder unit, a drive unit of the cylinder unit, and a control unit that performs information processing between the information recording medium are provided. The sealing glass contains at least one kind of rare earth elements, and the glass has fine particles uniformly dispersed in the matrix. The fine particles include at least one of the rare earth elements, and the rare earth elements are Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. The fine particles have a particle size of 1 to 50 nm, more preferably the fine particles have a particle size of 3 to 10 nm. Further, the matrix contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide. In the magnetic head mounted on the magnetic recording / reproducing apparatus of the present invention, the magnetic film is preferably Fe-based, and the sliding width of the magnetic head with respect to the recording medium is preferably 65 μm or less. Further, the relative speed between the magnetic head and the recording medium is preferably 20 m / second or more. Since the glass for sealing of the present invention is excellent in fluidity at low temperature, a magnetic film mainly composed of Fe having low heat resistance but high saturation magnetic flux density can be used, and both reliability and performance are excellent. A magnetic head is obtained. In particular, when the micro Vickers hardness of the sealing glass is 425 or more, the manufacturing yield of the magnetic head is good, the head chip strength is strong, and the relative speed between the magnetic head and the magnetic recording medium is 52 m / second or more. A long-life magnetic head can be obtained.
[0027]
Furthermore, by using the sealing glass of the present invention, the sliding width of the magnetic head can be reduced to 65 μm or less, and as a result, performance can be improved and reliability can be maintained by improving tape touch. Further, the sealing glass of the present invention enables the magnetic head to join only the gap portion, and can greatly simplify the coil winding process of the magnetic head.
[0028]
Furthermore, a magnetic recording / reproducing apparatus equipped with the magnetic head of the present invention can greatly improve performance and reliability. Further, it can be applied to a magnetic recording / reproducing apparatus such as a high-vision digital VTR in which the relative speed between the magnetic head and the magnetic recording medium is 20 m / sec or more.
[0029]
The present invention is the following oxide conversion and weight,
[0030]
Furthermore, the present invention provides an Al to the above glass. 2
[0031]
The present invention includes a magnetic head in which a pair of magnetic cores formed of a support on which a magnetic film is formed are bonded with sealing glass through a nonmagnetic gap material, a cylinder portion on which a plurality of the magnetic heads are mounted, And a control section for processing information from an information recording medium comprising a tape having a metal magnetic film, and a relative speed between the cylinder section and the information recording medium is 20 m / sec or more or 50 m / sec. The sliding width of the sliding surface of the magnetic head with respect to the information recording medium is 65 μm or less, and the destruction time of the magnetic head is 500 hours or more due to rotation of the cylinder part and sliding with the information recording medium. The present invention resides in a magnetic recording / reproducing apparatus for high vision.
[0032]
As shown in Table 1, a magnetic film such as a Co-based amorphous alloy, Sendust-based alloy, or Fe-C-based material having a saturation magnetic flux density higher than that of ferrite is used for the magnetic core. These magnetic films have a saturation magnetic flux density of 8000 gauss or higher, which is much higher than that of ferrite of 4000 to 5000 gauss. Therefore, if a magnetic head using such a magnetic film is used, the recording density is significantly higher than that of a conventional magnetic head. Is obtained.
[0033]
As shown in Table 2, the support needs to have a micro Vickers hardness Hv of at least 600 in view of wear resistance of the magnetic head. Further, since the support needs to be adjusted to some extent with the thermal expansion coefficient of the magnetic film, the magnetic film A shown in Table 1 has the supports a to c in Table 2, and the magnetic film B has the supports e and f. For the magnetic film C, a combination of c and d supports is preferred.
[0034]
The present invention can be used for commercial high-definition digital VTRs, consumer high-
[0035]
[Table 1]
[Table 2]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Examples of the present invention are shown below.
[0038]
Example 1
Table 3 shows the glass composition temperature (Tg / ° C.) and deformation temperature (Td: ° C.) measured from the blending composition (% by weight) of the glass examined in the present invention, the kind of the rare earth element contained (Ln), the thermal expansion characteristics. ), Micro Vickers hardness (Hv: kgf · mm￣) 2 ). Moreover, the state of vitrification at the time of preparation of the examined glass and the state of the structure when a structure is produced using this glass are shown. Both Tg and Td are obtained from a diagram showing the relationship between the elongation rate and temperature. Tg indicates the point at which the elongation rate suddenly increases first, and Td indicates the point at which the elongation rate saturates. is there. The sample is 5 mmφ and is measured with a load of 10 g.
[0039]
In the glass production method, a predetermined amount of raw material powder was weighed into a platinum crucible, mixed, and then melted at about 1000 to 1100 ° C. in an electric furnace. After the raw materials were sufficiently dissolved, stirring was performed by generating ultrasonic waves in the melt with an ultrasonic generator provided on the hearth for about 1 hour. Then, the glass block was produced by pouring glass melt into a graphite jig heated to about 300 ° C. Then, it annealed and processed at 5 degrees C / min or less (preferably 1-2 degrees C / min), and produced each test piece.
[0040]
[Table 3]
The thermal expansion characteristics of the glass were measured using a test piece of 5 mmφ × 30 mmH in the air at a temperature rising rate of 5 ° C./min. Quartz glass was used as a standard sample. The micro Vickers hardness was measured at 10 points under the conditions of a load of 100 g and a load application time of 15 seconds, and the average value was taken. In addition, in the vitrification section, “○” indicates vitrification at the time of glass production, and “x” indicates inadequate vitrification or not vitrification. For the term of the structure, the structure shown in FIG. 7 was prepared, and the fluidity of the glass, the defoaming property, and the transparency of the glass were evaluated. Filled in.
[0042]
FIG. 8 shows a method for manufacturing this structure. A substrate to be bonded as a substrate provided with a number of rectangular grooves each having a depth d and a width e of 0.3 mm in the b direction of a Mn—Zn ferrite single crystal substrate having a = 14 mm, b = 7 mm, and c = 1 mm. A plate made of sealing
[0043]
No. One glass is a basic glass containing lead oxide, silicon oxide and boron oxide as main components and containing no rare earth elements. This No. No. 1 by replacing 1% by weight of the ZnO component of the glass with a rare earth oxide. A glass composition of 2-17 was determined.
[0044]
Example No. In the glass No. 5, the added Ce remained in the glass as a powder, and a uniform glass could not be produced. Therefore, the values shown in Table 1 are measured with this powder remaining. The other glass was a good glass without devitrification or the like during glass production.
[0045]
1 and 2 show changes in the deformation temperature and micro Vickers hardness of each glass with respect to the atomic number of the rare earth element contained in each glass shown in Table 1. As shown in FIG. 1, the deformation temperature is No. no matter which rare earth element is contained. It was almost equal to 1 glass and constant at about 420 ° C. Further, as shown in FIG. 2, the micro Vickers hardness is No. containing no rare earth element. It was found that all glasses rose compared to 1 glass. In particular, No. 1 containing rare earth elements after Pr. 6 to No. In the case of No. 17 glass, no. It was about 10% to 26% higher than 1 glass. Thus, it was found that the inclusion of the rare earth oxide can increase only the micro Vickers hardness without increasing the characteristic temperature of the glass.
[0046]
In addition, as described above, when glass was prepared by continuous stirring with ultrasonic waves, the variation in micro Vickers hardness was small. Hardness varied greatly. Therefore, in order to obtain a glass for sealing with high reliability, it is desirable to perform continuous stirring as described above.
[0047]
Next, the effect of improving the mechanical strength was evaluated by the three-point bending strength shown in FIG. No. 1 glass and Er 2 O 3 Containing 1.0 wt. 14 glass was used. The test piece was 1 mm thick, 2 mm wide, and 3 mm long from each glass block. This test piece was set in a measuring jig having a lower span of 1.2 mm, and the three-point bending strength was measured. The measurement factor n ′ was 16 for each sample. When the applied load is w (N), the three-point bending strength σ (MPa) is σ = (3nw / 2lm) 2 )
[0048]
Here, n is the length of the lower span, l is the width of the test piece, and m is the thickness of the test piece.
[0049]
Table 4 shows the average value (σ / MPa) of the three-point bending strength of each sample. No. containing no rare earth element In the case of No. 1 glass, the average three-point bending strength was 70 MPa. In 14 glass, it was 102 MPa, an improvement of about 45%. Thus, by including the rare earth element oxide, not only the micro Vickers hardness but also the three-point bending strength could be greatly improved.
[0050]
[Table 4]
As described above, the mechanical strength can be improved without increasing the characteristic temperature by containing the rare earth element. In order to elucidate the cause, the difference in the internal structure of the glass with and without rare earth elements was examined using a transmission electron microscope. Er 2 O 3 Containing no. No. 14 glass and no. No. 1 glass was observed with a transmission electron microscope. No. 1 glass was uniformly amorphous as a whole. In 14 glass, fine particles having a particle size of about 4.5 nm were observed in an amorphous matrix. Point analysis by EDS revealed that the particles contained a large amount of Er. Furthermore, a lattice image indicating that the particles are crystalline was observed by observation at a high magnification. From this, this fine particle is Er 2 O 3 It can be inferred that the inclusion of Er in the glass results in fine crystal particles produced by the added Er as a nucleus.
[0052]
Er 2 O 3 Since the particle size of the raw material powder was about 1 μm, Er 2 O 3 It is considered that the powder once melted in the glass melt, exceeded the saturation solubility by cooling of the melt, precipitated in the glass, nucleated and grown, and the fine particles as described above were generated.
[0053]
Moreover, as a result of identifying the binding species of glass by FT-IR, Er 2 O 3 Containing no. No. 14 glass and no. Little change was seen with 1 glass. From the above, since the glass bond does not change much by the addition of rare earth elements, it has little influence on the characteristic temperature. However, the presence of fine particles on the order of several nanometers in the glass is considered to suppress the progress of cracks and improve the mechanical strength.
[0054]
As described above, in a glass containing at least one kind of rare earth elements and fine particles uniformly dispersed in the glass, the mechanical strength can be improved without increasing the characteristic temperature. Further, the rare earth element is present in a large amount in fine particles, and is an essential component for producing such particles. Therefore, if the added rare earth element is contained in the fine particles, the fine particles can be more uniformly contained in the glass.
[0055]
Of the rare earth elements, Ce also improves the mechanical strength of the glass without increasing the characteristic temperature, but is not preferable because Ce powder remains in the glass. This is thought to be because the solubility in glass was different from that of other rare earth oxides because Ce was stable in terms of tetravalence while other rare earth ions were trivalent. Further, when the structure of FIG. In 5 glass, since the powder remained in the glass, the defoaming property of the bubbles was not good. With other glasses, the fluidity, defoaming and transparency of the glass were good. For this reason, these glasses can also be used for structures such as magnetic heads that require transparency of glass.
[0056]
Sc, Y, La had a small increase rate. Moreover, since Pm has only a radioisotope, it was difficult to put it to practical use. From the above, it is preferable to use Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
[0057]
(Example 2)
Next, various characteristics of the glass with respect to the rare earth element oxide content examined in Example 1 will be examined. In this example, three types of oxides containing Pr, Nd, and Er were examined. The production method and evaluation method of glass are the same as in Example 1.
[0058]
As shown in the section of vitrification in Table 5, when each element contained 4.0% by weight of oxide (No. 6F, 7F, 14F), it did not vitrify. Moreover, when it contained 3.0 weight% or more (No.6E, 6F, 7E, 7F, 14E, 14F), it was not able to be said that the fluidity | liquidity of glass was good and the defoaming property was not favorable at the time of structure preparation. Further, when the content was 2.9% by weight (No. 6D, 7D, 14D), the flowability of the glass was good and the generation of bubbles was small. As mentioned above, when the oxide of rare earth elements exceeds 2.9% by weight, the flowability and defoaming property of the glass are impaired due to an increase in crystallization tendency, which is not desirable as sealing glass.
[0059]
In Table 5, the relationship between the content of rare earth element oxide and deformation temperature in each of the glasses A to D, which has obtained good results at the time of glass production and structure production, is shown in FIG. 3, and the micro Vickers hardness and The relationship is shown in FIG. In FIGS. 3 and 4, ◯ indicates the characteristics of glass containing Pr, Δ is Nd, and □ is an oxide containing Er oxide. ● No. containing no lanthanide element. It is a plot of 1 glass.
[0060]
[Table 5]
As shown in FIG. 3, even when the content of each element was changed, the deformation temperature was about 420 ° C. and hardly changed. In addition, as shown in FIG. 4, the micro Vickers hardness was maximized when the oxide content of each element was 1.0% by weight (No. 6, 7, 14). When the content exceeds 1.0% by weight, the micro Vickers hardness is about 440. Although it was improved over 1 glass, it was decreased with increasing content. In addition, the micro Vickers hardness is significantly improved to 420 or more when the oxide content is 0.3% by weight for each element, but about 0.1 for 0.1% by weight (No. 6A, 7A, 14A). The effect was small.
[0062]
In order to investigate the above cause, a transmission electron microscope observation of the glass with the rare earth element content changed was performed, and the relationship between the rare earth element content and the particle size of the precipitated fine particles was investigated. FIG. 5 shows the relationship between the added amount of Er oxide and the particle diameter of fine particles when Er is contained as a rare earth element. The particle size of the precipitated particles increased as the amount of Er oxide added increased, and was about 20 nm at 2.0 wt% and about 50 nm at 2.9 wt%. At this time, the fluidity of the glass was not impaired. When the amount was 3.0% by weight, the particle diameter exceeded 50 nm. When the particle size is about this level, the fluidity of the glass has been impaired. Therefore, if the particle size of the fine particles present in the glass is 50 nm or less, the fluidity of the glass is not impaired, and the glass is effective as a sealing glass.
[0063]
Further, when the content of Er oxide was 0.3% by weight, the particle diameter was 1 nm, and at 0.1% by weight, it was less than that. FIG. 6 shows the relationship between the particle diameter and the micro Vickers hardness. As shown in this figure, when the particle size is 1 nm, the micro Vickers hardness is improved, but when the particle size is less than that, the micro Vickers hardness is hardly changed. In addition, when the particle diameter was about 3 nm or more and 10 nm or less, the micro Vickers hardness could be increased to about 460. When the particle size was less than 3 nm and more than 10 nm, the increase rate of micro Vickers hardness was small.
[0064]
From the above, when the particle size of the precipitated fine particles is 1 nm or more and 50 nm or less, the micro Vickers hardness of the glass is improved and the fluidity of the glass is not impaired, and a good glass is obtained. That is, if the particle size of the fine particles is less than 1 nm, the degree of improvement in micro Vickers hardness is small, and if it exceeds 50 nm, the fluidity of the glass is lowered and the defoaming property is also deteriorated. Further, when the particle size of the fine particles is 3 nm or more and 10 nm or less, the increase rate of the micro Vickers hardness is large.
[0065]
Further, in terms of the content of rare earth element oxides, when it exceeds 2.9% by weight, the flowability and defoaming properties of the glass are not good. If it is less than 0.3% by weight, the increase in micro Vickers hardness is small. Therefore, the content of the rare earth element oxide is preferably 0.3 wt% to 2.9 wt%. More preferably, when it is 0.5 wt% to 1.5 wt%, the rate of increase in micro Vickers hardness is large.
[0066]
In the above, boron oxide and silicon oxide are used as the network-forming oxide of the glass, but glass containing phosphorus oxide or fluorine is considered as a component of the low-temperature bonding glass. When glass was produced using these as components, a glass containing a rare earth element was obtained, but no improvement in mechanical strength due to the addition of the rare earth was observed. This is presumably because the rare earth elements in these glasses have a high solubility, and microcrystals having rare earth elements as nuclei are not generated. For this reason, it is preferable to use boron oxide and / or silicon oxide as the glass network-forming oxide.
[0067]
In addition, the structure manufactured in this example is very reliable because it is sealed using the glass of the present invention with high strength and less bubble generation.
[0068]
Example 3
In this example, the composition range of each component of the glass, which can stably obtain a glass and can improve the mechanical strength by the inclusion of an oxide of a rare earth element, was examined. Glass transition temperature (Tg / ° C), deformation temperature (Td / ° C), micro Vickers determined from the composition (% by weight) of the glass studied, vitrification state, transparency, structural quality, and thermal expansion characteristics Hardness (Hv) is shown in Tables 6-9. In Tables 6 and 7, no. The glasses Nos. 22 to 50 are Nos. Shown in Tables 8 and 9, respectively. 51-82 glass PbO, Bi 2 O 3 To glass mainly composed of heavy metal oxides such as Er 2 O 3 Are each contained in an amount of 1.0% by weight.
[0069]
[Table 6]
[Table 7]
[Table 8]
[Table 9]
In Tables 6 to 9, the evaluation method for each item was in accordance with Example 1. The heat treatment temperature at the time of producing the structure is such that the viscosity of the glass is 10 4 It was kept for 30 minutes at the temperature at which poison was obtained. The atmosphere was a vacuum. For transparency, a thickness of about 10 mm was cut from the glass block, and the translucency of visible light was examined.
[0074]
As shown in Tables 8 to 9, among the glasses examined in the present invention, No. 1 containing no rare earth element oxide. All the
[0075]
Table 6 No. No. 35 was vitrified with a PbO content of 44%. No. 49 was not vitrified at a PbO content of 43% by weight. In Table 7, No. No. 43 glass was not vitrified at a PbO content of 92% by weight. No. 30 glass has a PbO content of 91% by weight. Although it was 90% by weight in 32 glass, it was vitrified. For these reasons, the PbO content is preferably 44% by weight or more and 91% by weight or less.
[0076]
Table 7 No. 46 and 50, B 2 O 3 The added Er is 5% by weight and 4% by weight. 2 O 3 Remained in the glass as a powder and could not be uniformly dispersed in the glass structure. Table 6 No. 24, 30 and 32, B 2 O 3 The Er content was 6% by weight but added 2 O 3 The powder was uniformly dissolved in the glass. Therefore, B 2 O 3 The content is preferably 6% by weight or more.
[0077]
Table 7 No. 44, SiO 2 The Er content is 32% by weight, but Er 2 O 3 This powder remained in the glass and could not be uniformly dispersed in the glass structure. Table 6 No. 31 is SiO 2 Er content was 30% by weight, so Er 2 O 3 Could be uniformly dispersed. Therefore, SiO 2 The content of is desirably 30% by weight or less.
[0078]
Table 7 No. 45, SiO 2 The content is 30% by weight or less, and B 2 O 3 The content of is 6% by weight or more, but SiO 2 And B 2 O 3 Since the total content of 41% was 41% by weight, it was out of the vitrification region and was not vitrified. On the other hand, in Table 6 No. 31 is SiO 2 And B 2 O 3 Since the total content of was 40% by weight, it was in the vitrification region and vitrified. In addition, SiO 2 And B 2 O 3 When the total content is less than 6% by weight, the added Er 2 O 3 Is not preferable because it remains in the glass as a powder. Therefore, SiO 2 And B 2 O 3 The total content of is desirably 6 to 40% by weight. Next, paying attention to the micro Vickers hardness of each glass, among the above glasses, all of the glasses vitrified had an increased micro Vickers hardness. Table 6 No. In 22 and 23, the PbO contents were 83% by weight and 78% by weight, respectively, and the degree of increase in micro Vickers hardness was small. On the other hand, Table 6 No. In 36, the PbO content was 77% by weight, but the micro Vickers hardness was greatly improved. Therefore, the PbO content is more preferably 77% by weight or less.
[0079]
Table 6 No. 29 is B 2 O 3 Of 22% by weight, and the degree of increase in micro Vickers hardness was small. However, Table 7 No. 37 is B 2 O 3 Therefore, the micro Vickers hardness significantly increased. Therefore, B 2 O 3 The content is more preferably 20% by weight or less.
[0080]
Al 2 O 3 When an oxide such as ZnO is included, the micro Vickers hardness can be improved. In 47 and 48, it does not depend on the kind of alkali metal oxide, Al 2 O 3 , ZnO, R 2 Since the total of O (R: alkali metal element) was 30% by weight, it was not vitrified. Table 6 No. 34 is Al 2 O 3 , ZnO, R 2 The total of O (R: alkali metal element) is 25% by weight. Although it was 21% by weight in 35, it was vitrified. Therefore, Al 2 O 3 , ZnO, R 2 The total of O (R: alkali metal element) is preferably 25% by weight or less.
[0081]
Table 6 No. 25 and 27 are a kind of heavy metal oxides, part of PbO 2 O 3 Is replaced with. These glasses were significantly improved in micro Vickers hardness due to the inclusion of Er oxide. However, since the glass is darkly colored, it becomes difficult to find cracks and bubbles inside the glass. Therefore, it is not preferable to use these glasses as sealing glass. In addition to these oxides that cause the coloring of glass, Sb 2 O 3 , Fe 2 O 3 Etc. For this reason, no. 28 glass is also not preferred as sealing glass.
[0082]
In addition, TeO 2 Containing no. The 26 glass also has greatly improved micro Vickers hardness due to the inclusion of Er oxide, and is excellent in transparency. However, when a structure is prepared and the occurrence of bubbles is examined, a large number of bubbles are observed in the glass, which is not preferable as glass for sealing.
[0083]
From the above, as the heavy metal oxide, lead oxide is preferable because it does not color the glass and generates less bubbles.
[0084]
Table 9 No. In 80 and 81, it did not vitrify at the time of glass preparation. For this reason, this glass is not preferable as sealing glass. No. When a structure including 82 was produced, the glass fluidity was lost, and the groove of the substrate in FIG. 8 was not filled with glass. Therefore, these glasses are difficult to use as sealing glass.
[0085]
When the transmission electron microscope observation of the above Example was performed, although the particle size was different with glass, there existed fine particles of several nm to several tens of nm. This seems to have increased the micro Vickers hardness.
[0086]
As described above in Examples 2 and 3, PbO: 44 to 91% by weight, B in terms of the following oxides 2 O 3 : 6% by weight or more, SiO 2 : 0 to 30% by weight, and B 2 O 3 And
[0087]
More preferably, PbO: 44 to 77% by weight, B 2 O 3 : 6 to 20% by weight, SiO 2 : 0 to 30% by weight, ZnO, Al 2 O 3 , R 2 At least one or more of O (R: alkali metal element): 0 to 25% by weight, Ln 2 O 3 (Ln: Y, Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu): 0.5 to 1.5% by weight, and fine particles are uniformly dispersed And mechanical properties can be greatly improved.
[0088]
Example 4
Table 10 shows No. 1 in Table 1. Thermal expansion coefficient (α, 50 ° C. to 300 ° C.) determined from the amount of filler material added to the sealing glass produced by mixing various low expansion filler powders with 14 glass, the particle size of the added filler material, and the thermal expansion characteristics ° C.), transition temperature (Tg / ° C.), deformation temperature (Td / ° C.) and micro Vickers hardness (Hv). As filler material, ZrSiO 4 , PbTiO 3 , Β-eucryptite and quartz glass were used. Moreover, the addition amount and particle size of each filler material were the most preferable amounts for each filler material.
[0089]
[Table 10]
The method for producing this sealing glass is No. 1. A 14 glass block was pulverized using a roughing machine to form a powder, and then a low expansion filler powder was added and wet mixed using acetone. After mixing, it was molded into pellets of about 40 mmφ and heated at 500 ° C. to sinter the glass powder and low expansion filler powder to obtain a glass block for sealing. From this block, test pieces of thermal expansion characteristics and micro Vickers hardness were cut out and used for each test.
[0091]
As shown in Table 10, no. The thermal expansion coefficient of 14 glass is about 117 × 10￣ 7 No. was added with various low expansion filler materials. For sealing glass of 83-86, 52-72 × 10 mm 7 / ° C. The glass transition temperature and deformation temperature are No. It was slightly changed compared to 14 glass. This is because Zr, Si, and the like, which are components of the filler material, are taken into the glass structure by a reaction by heating after the filler material is added. The micro Vickers hardness was as large as about 470.
[0092]
As described above, if sealing glass containing rare earth elements and glass with fine particles uniformly dispersed in glass and a low expansion filler material is used, it is reliable even for materials with low thermal expansion coefficients. A highly bonded part can be obtained. From Example 1, it is preferable that the rare earth element to be added is at least one of Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu.
[0093]
Further, from the examination of Example 2, it is preferable that the particle diameter of the fine particles present in the glass is 1 nm to 50 nm. The glass preferably contains lead oxide and boron oxide and / or silicon oxide. Furthermore, the low expansion filler powder to be used is preferably at least one of zirconium silicate, lead titanate, β-eucryptite, and quartz glass.
[0094]
FIG. 10 shows the amount of PbO and SiO in Examples 1 to 4. 2 + B 2 O 3 It is a figure which shows the relationship with quantity. The amount of PbO and SiO in these examples 2 + B 2 O 3 The amount is a point (30%, 18%), b point (50%, 50%), c point (94%, 6%), d point (80%, 6%), e point (65%, 18%) ) And point a, and within this range, the Vickers hardness can be 370 or more and the deformation temperature can be 500 ° C. or less.
[0095]
FIG. 11 shows SiO 2 + B 2 O 3 It is a diagram which shows the relationship between quantity and Vickers hardness. As shown in the figure 2 + B 2 O 3 Increasing the amount increases the hardness. The white circle is PbO-SiO 2 -B 2 O 3 The black circle mark includes other components excluding rare earth elements in this ternary system. As shown in the figure, SiO 2 + B 2 O 3 Against Al 2 O 3 , ZnO, Na 2 O, K 2 O, Bi 2 O 3 , TeO 2 , Fe 2 O 3 Some of them include those that increase the hardness and those that reduce them by a combination of these to the ternary system. These components are organically linked and related to each other, and a combination having the target hardness and deformation temperature can be obtained.
[0096]
The solid line in the figure is SiO 2 + B 2 O 3 From the relationship between quantity and hardness (SiO 2 + B 2 O 3 8%, Hv290), (SiO 2 + B 2 O 3 40%, Hv462), (SiO 2 + B 2 O 3 47% and Hv 422). Hardness Hv is 242 + 5.5 × [SiO 2 (%) + B 2 O 3 (%)] Is more preferable than the value obtained by the formula. The hardness Hv of the dotted line is 230 + 5.23 × [SiO 2 (%) + B 2 O 3 (%)] Or more is preferably obtained by the formula.
[0097]
FIG. 12 is a diagram showing the relationship between Vickers hardness and deformation temperature. As shown in the figure, the hardness increases as the deformation temperature increases. In the figure, white circles indicate SiO 2 + B 2 O 3 The ternary system including, and other components except for rare earth elements are added to this, and the lines are ternary. A black circle mark contains a rare earth element, and higher hardness is obtained with respect to the same deformation temperature than that of a ternary system. This seems to be due to the formation of fine precipitates by rare earth elements. The solid line in the figure is obtained by connecting the points of (Td330 ° C, Hv260), (Td432 ° C, Hv416), (Td481 ° C, Hv462), (Td519 ° C, Hv422) from the relationship between the deformation temperature and the hardness. It is particularly preferred to have a hardness above the solid line. Moreover, the hardness of a dotted line is calculated | required by the formula of -102 + 1.087 * Td (degreeC), and it is preferable to set it as the hardness beyond it.
[0098]
(Example 5)
The Example which applied this invention to things other than lead-type glass is shown. Table 11 shows the composition of the examined glass.
[0099]
[Table 11]
Sample No. 87 is borosilicate glass, 88 is a CRT panel glass, and 89 is soda lime glass. Borosilicate glass Other heat-resistant equipment It is also used as panel glass for liquid crystal displays. In addition to plate glass, soda lime glass is used as panel glass for plasma displays. Er is one of the rare earth oxides in these glasses 2 O Three Was added in the amount shown in the table. Er 2 O Three The Vickers hardness of the glass containing and not containing is also shown. Thus, it was found that the hardness of these glasses can be greatly improved by containing rare earth elements. Moreover, it was found in the transmission electron micrographs of these glasses that fine particles having a particle diameter of about 10 nm were uniformly dispersed. From the above, it was found that addition of a small amount of rare earth element has the same effect in borosilicate glass, soda lime glass, and the like.
[0101]
(Example 6)
The Example of the structure comprised by adhere | attaching two to-be-joined bodies using the glass for low temperature sealing is shown. A flat plate of Mn—Zn ferrite single crystal was used as the joined body. Moreover, as sealing glass, No. 14 glass was used. As a comparative example, No. No. 14 having a deformation temperature almost the same as that of No. 14 glass. 79 glass, and no. ZnO-B having a
[0102]
The structure was obtained by sandwiching a glass plate for sealing slightly smaller than this flat plate on two ferrite single crystal flat plates having a length of 20 mm, a width of 15 mm, and a thickness of 1 mm, and applying heat to obtain a joined body. . The heat treatment conditions are No. In the case of 14 and 79 glass, it was performed in vacuum at 580 ° C. for 30 minutes, and in the case of glass (A), it was performed in vacuum at 750 ° C. for 10 minutes. The obtained joined body was cut into a width of 2 mm, a length of 1 mm, and a thickness of 2.2 mm.
[0103]
The joint strength of the joint portion of this structure was measured. A perspective view of the measuring method is shown in FIG. The cut test piece was set on the three-point bending
[0104]
[Table 12]
Table 12 shows the average breaking stress σ and the breaking mode of the structures bonded using various sealing glasses. As shown in this table, no. The fracture stress of the structure using 14 glass is 100 MPa, No. The fracture stress of the structure using 79 glass is 80 MPa. The fracture stress of the structure using 14 glass is No. 14. 20% higher than 79. Moreover, (A) The fracture stress of the structure using glass is 90 MPa. The fracture stress of the structure using 14 glass showed a greater fracture stress.
[0106]
Furthermore, when the fracture mode of the test piece was observed, no. No. 79 glass was broken from the bonding interface or glass part. In 14 glass and (A) glass, most specimens were broken from the ferrite substrate. As described above, the structure using the glass of the present invention has a mechanical strength equal to or higher than that of a structure bonded at a high temperature using a glass having a high deformation temperature, although the bonding temperature is low. As a result, it was possible to improve the reliability of the joint.
[0107]
As described above, the structure of the present invention has a highly reliable joint. That is, the reliability of the glass itself is high by using a glass that can be bonded at a low temperature and has high mechanical strength as shown in Example 1. Further, as shown in Examples 1 to 3, since this glass has very few bubbles and is closely bonded to the object to be bonded, it is difficult to break from the bonding interface.
[0108]
(Example 7)
No. in Table 10 A structure similar to that shown in FIG. 7 and Example 5 was prepared using 84 sealing glass. As the substrate and the material to be joined, the thermal expansion coefficient is 70 × 10￣ 7 An α-alumina sintered body at / ° C was used. The joining conditions were the same as in Examples 1 and 5. Bubbles and cracks were not observed, and the wettability to the substrate and the joined body was also good. In addition, it was possible to obtain a structure having high bonding strength and a highly reliable glass bonding portion.
[0109]
(Example 8)
A magnetic head was manufactured using the sealing glass of the present invention shown in Examples 1 to 4. A perspective view of a magnetic head manufactured according to the present invention is shown in FIGS. FIG. 13 shows a so-called ferrite head using a Mn—Zn ferrite single crystal. FIG. 14 shows a magnetic head in which a magnetic film is formed by sputtering using this Mn—Zn ferrite single crystal as a support. 11 and 11 'are magnetic cores, 12 are coil winding windows, 14 are magnetic films, 15 are magnetic gaps, and 16 is sealing glass. T is a sliding width, T is a core width of about 0.15 mm, C 'is a core thickness of about 2.3 mm, H is a head height of about 1.7 mm, and a sliding portion core width t is about 0.14 mm. is there. In this example, an Fe—Ta—C-based magnetic film (saturation magnetic flux density Bs = 12000 gauss) was used as the
[0110]
The magnetic head manufacturing method of the present invention is shown in FIGS. As shown in FIG. 15, the
[0111]
Next, as shown in FIG. 17, the
[0112]
Next, the glass for sealing used for joining is examined. The Fe—Ta—C magnetic film has a saturation magnetic flux density of 1.3 to 1.5 Tesla, but its heat-resistant temperature is as low as 600 ° C., so the glass bonding step needs to be performed below this temperature. Therefore, Table 6 No. 31, 35 and Table 7 Since 38, 40, 41, 42 glass has a deformation temperature of 450 ° C. or higher, it is difficult to bond the glass at 600 ° C. or lower. Therefore, it is not preferable as a glass for sealing a magnetic head using an Fe—Ta—C magnetic film.
[0113]
That is, these glasses are B 2 O 3 , SiO 2 Since the total content of the network-forming oxide components is approximately 35% by weight, the characteristic temperature is high. Table 7 No. 37 glass is B 2 O 3 And SiO 2 However, since the deformation temperature is as low as 411 ° C., the joining temperature can be 600 ° C. or less. From this, B 2 O 3 And SiO 2 The total content of is desirably 30% by weight or less. From the study in Example 3, the PbO content is preferably 44 to 77% by weight. Also B 2 O 3 Is 6-20% by weight and SiO 2 Is preferably 30% by weight or less. In addition, Al 2 O 3 , ZnO, R 2 When O (R: alkali metal element) is included, a magnetic head having a more reliable glass joint can be obtained.
[0114]
As described above, as a sealing glass, No. 10, 14, 6B, 34, 37, 39 were selected to produce FTC heads. As comparative examples, Tables 8 and 9 show No. 55 and 79 glasses were selected and FTC heads were similarly produced. Furthermore, no. A ferrite head was also produced using 14 glass. Table 13 shows the No. of the sealing glass of the produced magnetic head. , Bonding temperature, manufacturing yield (%), head chip strength (gf), head performance, and head breaking time when the sliding speed is 11, 20, and 52 m / sec relative to the magnetic recording medium. For the magnetic recording medium, a metal tape or vapor deposition tape having a coercive force of 1000 Oersted or more, preferably 1500 Oe or more is used.
[0115]
The head chip strength was determined by the tensile test method shown in FIG. In FIG. 18, 29 and 29 ′ are head chip fixing jigs, 30 is a bending test machine, 31 is a mounting table for the bending test machine, and 32 is a head chip. The head performance was based on the evaluation of the magnetic characteristics of a coil wound around five head chips. Good results were indicated by ◯, and when there was a problem, △ was indicated. The head breaking time in the sliding test is indicated by a double circle for the head chip exceeding 500 hours. In addition, the time when the head chip was destroyed in 500 hours or less was recorded. The manufactured magnetic head had a sliding width t of 65 μm, a core width T of 207 μm, a core thickness C ′ of 1.52 mm, and a head height H of 1.9 mm.
[0116]
[Table 13]
Glass No. The head chip joined at 10, 14, 37, 39 has a manufacturing yield of over 90% and a chip strength of over 300 g, and is a highly reliable head chip. Further, these head chips were not damaged for 500 hours or more even in a sliding test at a relative speed of 52 m / sec. However, glass no. In 6B and 34, the glass No. of the comparative example. Although the yield and strength were higher than those of the head chips joined at 55 and 79, the production yield was less than 90%, and the chip strength was less than 300 g. Also in the sliding test, it was less than 500 hours depending on the conditions. Therefore, it is difficult to say that the head is highly reliable.
[0118]
This is a glass no. The micro Vickers hardness of 10, 14, 37, 39 is 425 or more, whereas the glass No. It seems that those of 6B and 34 are less than 405, 422 and 425, respectively. From these things, it is preferable that the micro Vickers hardness of the glass for sealing to be used is 425 or more.
[0119]
The ferrite head has a problem that the head performance is low in output and has a problem. However, the manufacturing yield is 94%, the chip strength is 400 gf, the head breaking time exceeds 500 hours, and a highly reliable magnetic head is obtained. Thus, if the magnetic head of the present invention is used, the same glass can be used between different kinds of magnetic heads such as an FTC head and a ferrite head. Therefore, productivity can be greatly improved.
[0120]
As described above, by using the sealing glass of the present invention shown in Examples 1 to 4, a highly reliable magnetic head can be obtained. In order to obtain a high-performance magnetic head, the magnetic core used is preferably composed of a support on which a magnetic film is formed, and more preferably an Fe-based magnetic film. Further, by manufacturing a magnetic head using the sealing glass of the present invention, mass production efficiency can be improved and manufacturing yield can be improved.
[0121]
In the present embodiment, the magnetic head was held at a temperature lower by about 70 ° C. than the glass sealing temperature in the magnetic head manufacturing process, but the head chip strength was compared with the magnetic head produced without being held during cooling. No. for sealing glass. 14 glass was used. As a result, the head chip strength of the magnetic head held during cooling was about 10% higher than the head chip strength of the magnetic head not held during cooling. This is considered to be because the generation of fine particles generated in the glass is promoted by holding during cooling, and the mechanical strength of the glass itself is improved.
[0122]
From this, when producing magnetic heads using glass containing rare earth elements as sealing glass, fine particles are generated in the sealing glass by a method such as heat treatment at a temperature lower than the glass filling temperature. Thus, a more reliable magnetic head can be obtained.
[0123]
Example 9
Next, as sealing glass, No. Using 10, 14, 6B, 79, three types of head chips with sliding widths of 100 μm, 65 μm, and 55 μm were manufactured. Chip strength, head performance, and head breaking time were evaluated in the same manner as in Example 7. The results are shown in Table 14.
[0124]
[Table 14]
Since the magnetic recording / reproducing characteristics change depending on the contact state of the magnetic head with the magnetic recording medium, the magnetic recording / reproducing characteristics were evaluated as a tape touch. A circle indicates a good tape touch, and a triangle indicates that it is not good. The device performance is a comprehensive evaluation of the characteristics obtained from the above parameters and the output of the device when the relative speed is changed to 11 m / sec, 20 m / sec, and 52 m / sec. ○ indicates good, Δ indicates that a problem remains in any of the parameters, and × indicates that the magnetic head cannot be used.
[0126]
Glass No. Magnetic heads using 10 and 14 could be manufactured with a high yield regardless of the sliding width, and showed high chip strength. The head performance was also good. The head breaking time exceeded 500 hours even when the sliding width was 55 μm and the relative speed was 52 m / sec. When the sliding width is 100 μm, since the tape touch is not good, the magnetic recording / reproducing characteristics are low, which is problematic. Even when the sliding width was 65 μm or more, there was a problem in the apparatus performance when the relative speed was 11 m / sec.
[0127]
On the other hand, no. In the magnetic head joined with 6B, along with the reduction of the sliding width, the peeling at the glass joint or the interface between the glass and the magnetic film increased during head production, and the production yield was reduced. Further, the chip strength was almost unchanged because the core width was equal. When the sliding width was 100 μm, the tape touch was bad. When the sliding width was 65 μm, the relative speed was 20 m / sec or more, and the head breaking time was less than 500 hours. The magnetic head having a sliding width of 55 μm did not have stable output and the head performance was not good. Further, the head breaking time was less than 500 hours. From the above, the apparatus performance when these magnetic heads are used cannot be obtained. No. No. 79 is also used for the magnetic head. The magnetic head bonded at 6B exhibits almost the same characteristics and is not good.
[0128]
As described above, a high-performance magnetic recording / reproducing apparatus can be obtained by mounting the magnetic head using the sealing glass of the present invention shown in Examples 1 to 3. More preferably, the sliding width with the magnetic recording medium is 65 μm or less. Further, when the relative speed with respect to the magnetic recording medium is 20 m / second or more, a higher performance magnetic recording / reproducing apparatus can be obtained.
[0129]
(Example 10)
FIG. 19 shows a sealing glass of about 0.3 mm by sputtering with respect to a magnetic head composed of a sputtering magnetic film (Fe—Ta—C alloy) using
[0130]
In the figure, the height H is 2.0 mm, the width C ′ is 2.0 mm, the thickness T is 140 μm, and the sliding width t of the tape sliding surface is 65 μm or 55 μm. The thickness T is preferably 0.05 to 0.1 times the width C ′. The sliding width is further reduced for higher recording density.
[0131]
(Example 11)
A magnetic head shown in FIG. 20 was produced using the sealing glass of the present invention. In FIG. 20, 11 and 11 'are magnetic cores made of a Mn-Zn ferrite substrate, 14 and 14' are magnetic films, 15 is a magnetic gap, and 16 is sealing glass. In this embodiment, the head height H is 0.7 mm, and the core thickness C ′ is 1.5 mm. An Fe—Ta—C or Fe—Ta—N magnetic film having a saturation magnetic flux density of 1.0 to 1.5 T was used as the magnetic film. The manufacturing method of this magnetic head is the same as that of Example 7, but the processing shape of the magnetic core was changed. In addition, No. 1 in Table 1 is used for the sealing glass. 14 glass was used in the same manner as in Example 9.
[0132]
As shown in FIG. 20, this magnetic head has a structure in which only the gap portion serves as a butt surface, and the butt surface is joined by sealing glass.
[0133]
As shown in FIG. 21, this magnetic head was mounted on a dedicated mounting jig. The mounting jig was manufactured using a Fe-C soft magnetic material. In FIG. 21, 18 is a coil mounted on the magnetic head, 19 is a mounting jig, and 20 is a terminal guide hole of the coil. A
[0134]
By using an Fe—C soft magnetic material for the mounting jig, this material is conductive, so that an electrostatic charge generated during sliding can be grounded. In addition, the deterioration of magnetic characteristics due to the small head core could be prevented.
[0135]
This magnetic head has a structure lacking a portion below the coil winding window of the conventional magnetic head, and the head height H is less than half that of the conventional magnetic head, so the weight of the magnetic head is less than half. We were able to. Therefore, it was possible to reduce the power consumption of the motor that rotates the cylinder. Further, the sealing glass is filled only in the gap portion, and the two magnetic cores are joined only by the sealing glass. Therefore, since there is no sealing glass filled in a portion below the coil winding window, it is difficult to produce the glass without using the high-strength sealing glass of the present invention.
[0136]
Further, since the attachment of the coil is completed simply by fitting the wound coil, the conventional coil winding process can be greatly simplified. In addition, since the head height is less than half that of the conventional head, the working time of the cutting process can be reduced to about half. In addition, when the cutting is performed more slowly than before, the processing yield of the head chip can be improved and a head chip with less chipping can be obtained.
[0137]
(Example 12)
FIG. 22 shows a schematic configuration diagram of a magnetic recording / reproducing apparatus equipped with a mounting jig on which the magnetic heads obtained in Examples 9 to 11 are mounted. A large number of video heads 21 which are magnetic heads used are mounted on a
[0138]
When recording / reproducing characteristics were measured with this magnetic recording / reproducing apparatus, good characteristics were shown. From the above, it was possible to produce a high-performance and highly reliable magnetic recording / reproducing apparatus with high productivity and high yield.
[0139]
A vapor deposited metal tape having a coercive force of 1000 Oe or more, preferably 1500 Oe or more is used for the tape 26, and highly reliable recording and erasing can be performed by the magnetic head of this embodiment.
[0140]
FIG. 23 is a partial cross-sectional view of a tape guide rotating cylinder constituting the main part of the present invention. Reference numeral 101 denotes a rotating cylinder that guides and guides the magnetic tape on the outer peripheral surface. The fixed cylinder has a guide portion for guiding the magnetic tape in a helical shape on the outer periphery, and is fixed to a substrate (not shown). The bearing means is a shaft provided on the fixed cylinder and supported rotatably, and the disk is fixed to the shaft. The rotating cylinder 101 is fixed to this disk. 110a, 110b (not shown in the figure, but installed at a position opposite to 110a at 180 °) is a magnetic thin plate made of ferrite or the like in which a predetermined head cap is formed by a head for recording and reproducing color signals provided for each field. And bonded and fixed to the head bases 104a and 104b, respectively. Similarly, 111a and 111b are luminance signal recording / reproducing heads provided for each field, and are bonded and fixed to the
[0141]
FIG. 24 shows a rotating cylinder equipped with another example of the magnetic head of the present invention as viewed from above. In the figure, (71A) and (71B) are audio signal recording heads, (72A) and (72B) are audio signal recording confirmation reproducing heads, (73A) and (73B) are audio signal reproducing heads, 74A) and 74B are reproduction heads of audio signals whose video signals are for variable speed reproduction. Further, (81) is a video signal recording / reproducing head, (82) is a video signal variable speed reproducing head, and (83) is a video signal erasing head.
[0142]
Here, there are a total of eight heads for recording / reproducing audio signals, and three heads for video signals, and three heads for video signals. Since the arrangement of the head (81) and the variable speed reproduction head (82) is not possible, as shown in the figure, a balancing
[0143]
There are various combinations of these arrangements, and there can be a total of 16 in a total of 4 in the circumferential direction and 4 in the vertical direction.
[0144]
This embodiment can be used for a new development of high vision. Table 15 shows the main specifications of the 32-inch direct-view display, and Table 16 shows the main specifications of the high-definition projection display. The latter screen size is from 53 to 250, and the scanning frequency is multiscan up to 35 kHz or 70 kHz in the horizontal direction. FIG. 25 is a standard system diagram of the 6-plane high-vision multi-system. The high-definition signal is distributed to each display as a high-definition (ED) signal by a high-definition enlargement / distribution distributor, and each display is sequentially scanned by 525 scanning lines.
[0145]
In commercial high-definition, the relative speed of the tape is 51.5 m / second or more, and high head performance is required as described above. For consumer use, a relative speed of 20 m / sec or more is required.
[0146]
[Table 15]
[Table 16]
(Example 13)
FIG. 26 shows an example of a schematic structural diagram of a 6 mm digital VTR manufactured by the present invention. The signal processing and the configuration of the sliding system around the magnetic head were the same as those shown in FIG. The video signal captured via the optical system and the audio signal captured via the microphone are respectively transmitted to the writing head and the audio head mounted on the
[0149]
(Example 14)
FIG. 27 shows an example of a schematic diagram of the configuration of a 6 mm digital video cassette (6 mm-DVC) manufactured according to the present invention. In FIG. 27,
[0150]
(Example 15)
FIG. 28 shows a configuration diagram of a digital video cassette mounted on a transmission electron microscope manufactured according to the present invention. In the figure, 32 is a lens barrel, 33 is a microscopic sample, 34 is an electron beam detector, 35 is a fiber cable, 36 is a digital video cassette, 37 is a monitor, 38 is a digital printer, and 39 is an electron beam. The intensity information of the electron beam that has passed through the sample is converted into an optical signal by a detector and input to a 36 digital video cassette. This information can be viewed on a 37 monitor while viewing a high-definition screen, and by printing, a higher-definition image than a photograph printed on a photographic paper can be obtained.
[0151]
Furthermore, by collecting information on characteristic X-rays generated from the sample and collecting it in 36, it was possible to analyze the composition of the sample at the same time.
[0152]
(Example 16)
FIG. 29 shows a block diagram of a digital video cassette mounted on a scanning electron microscope manufactured according to the present invention. In the figure,
[0153]
【The invention's effect】
According to the present invention, mechanical strength such as micro Vickers hardness and three-point bending strength of glass can be significantly improved without increasing the characteristic temperature. In addition, by producing a structure using this sealing glass, a highly reliable glass bonding part equivalent to or higher than conventional glass having a high characteristic temperature can be obtained even for parts having a low heat-resistant temperature. Can do.
[0154]
In addition, by using the sealing glass as a magnetic head bonded at a temperature lower than the heat resistance temperature of the magnetic film having a high saturation magnetic flux density such as Fe-C, the sliding width of the magnetic head with respect to the magnetic recording medium is set to 65 μm. Further, even if the relative speed with respect to the magnetic recording medium is set to 20 m / second or more, the magnetic head is not damaged. Furthermore, by sliding under the above conditions, it is possible to supply a magnetic head and magnetic recording / reproducing apparatus having high magnetic recording / reproducing characteristics and high reliability.
[0155]
In the magnetic head having the new structure of the present invention, the weight of the magnetic head can be reduced to half or less. Therefore, it is possible to reduce the power consumption of the motor that rotates the cylinder. Further, since the attachment of the coil is completed simply by fitting the wound coil, the conventional coil winding process is greatly simplified. In addition, since the head height is less than half of the conventional height, the working time of the cutting process can be shortened. Alternatively, it is possible to obtain a head chip with less chipping by cutting more slowly than before to improve the processing yield of the head chip.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing a relationship between an atomic number of a rare earth element contained in glass and a deformation temperature of the glass.
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the atomic number of rare earth elements contained in glass and the micro Vickers hardness of glass.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the rare earth oxide content and the deformation temperature of glass.
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the rare earth oxide content and micro Vickers hardness.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the rare earth oxide content and the particle size of fine particles present in glass.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the particle size of fine particles and micro Vickers hardness.
FIG. 7 is a perspective view of the structure of the present invention.
8 is a method for joining the structures shown in FIG. 8;
FIG. 9 shows a method for measuring bonding strength.
FIG. 10: PbO—SiO 2 + B 2 O 3 The figure which shows a composition.
FIG. 11: Vickers hardness and SiO 2 + B 2 O 3 The figure which shows the relationship with quantity.
FIG. 12 is a diagram showing the relationship between Vickers hardness and deformation temperature Td.
FIG. 13 is a perspective view of the magnetic head of the present invention.
FIG. 14 is a perspective view of a magnetic head having a magnetic film of the present invention.
FIG. 15 is a view showing a manufacturing procedure of the magnetic head.
FIG. 16 is a view showing a manufacturing procedure of the magnetic head.
FIG. 17 is a diagram showing a manufacturing procedure of the magnetic head.
FIG. 18 is a head chip strength measurement jig.
FIG. 19 is a perspective view of a magnetic head of the present invention.
FIG. 20 is a perspective view of the magnetic head of the present invention.
FIG. 21 is a view showing a mounting method of the magnetic head of the present invention.
FIG. 22 is a configuration diagram of a magnetic recording / reproducing apparatus according to the present invention.
FIG. 23 is a perspective view of a rotating drum equipped with the magnetic head of the present invention.
FIG. 24 is a front view of a rotating drum equipped with the magnetic head of the present invention.
FIG. 25 is a system diagram of a high-vision multi-system.
FIG. 26 is a configuration diagram of a 6 mm digital VTR according to the present invention.
FIG. 27 is a block diagram of a 6 mm digital video cassette according to the present invention.
FIG. 28 is a configuration diagram of a transmission electron microscope of the present invention.
FIG. 29 is a configuration diagram of a scanning electron microscope of the present invention.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF
Claims (11)
Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕの中から選ばれた少なくとも１種の希土類元素を含有し、かつ同種の希土類元素を含む結晶質粒子が分散していることを特徴とするガラス組成物であって、前記希土類元素が、ガラス組成物全体に対して、酸化物換算で、０.３ 〜２.９重量％含有されていることを特徴とするＰｂＯ−ＳｉＯ 2 −Ｂ 2 Ｏ 3 系封着用ガラス組成物。 PbO-SiO 2 -B 2 O 3 system Pr to glass matrix phase, Nd, Sm, Eu, Gd , Tb,
A glass composition comprising at least one kind of rare earth element selected from Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu, and having dispersed therein crystalline particles containing the same kind of rare earth element. The PbO—SiO 2 —B 2 O 3 system is characterized in that the rare earth element is contained in an amount of 0.3 to 2.9% by weight in terms of oxide based on the whole glass composition. Glass composition for sealing .
３０重量％，Ｂ2Ｏ3とＳｉＯ2 の合計が６〜４０重量％，ＺｎＯ,Ａｌ2Ｏ3，Ｒ2Ｏ（但し、Ｒはアルカリ金属元素である)のうち少なくとも一種以上：０〜２５重量％，Ｌｎ2Ｏ3（但し、ＬｎはＰｒ，Ｎｄ，Ｓｍ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，Ｅｒ，Ｔｍ，Ｙｂ，Ｌｕの一種以上である）：０.５〜１.５重量％を含み、マトリックス中にＬｎ2Ｏ3微細粒子が均一に分散されていることを特徴とする封着用ガラス。PbO in terms of oxide: 44 to 77 wt%, B 2 O 3: 6~20 wt%, SiO 2: 0 to
30% by weight, the total of B 2 O 3 and SiO 2 is 6 to 40% by weight, and at least one or more of ZnO, Al 2 O 3 and R 2 O (where R is an alkali metal element): 0 to 25 % By weight, Ln 2 O 3 (wherein Ln is one or more of Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu): 0.5 to 1.5 weight %, Ln 2 O 3 fine particles are uniformly dispersed in the matrix.
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