专利名称：玻璃陶瓷的制作方法
技术领域：
本发明涉及新型玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷轻质，却具有足够高的机械强度和透光性，并且具有可以与其它材料相匹配的热膨胀特性。更进一步说，本发明涉及具有既适用作为信息存贮介质的基体、又适用作为高密度记录材料和用作滤光器(特别是WDM或DWDM滤光器或晶粒平平整过滤器)的杰出平滑性的玻璃陶瓷，上述信息存贮介质要有与磁信息存贮装置组成部件的材料相匹配的热膨胀特性，上述滤光器要有与多层膜的良好粘接性、适宜的热膨胀特征和杰出的透光性。
目前个人电脑的多媒体趋势和数字摄像机和数字相机的发展需要处理大量的数据，例如移动图象和声音，并且人们日益需要信息存贮装置能够高记录密度地记录信息。为了适应这种趋势，要求信息存贮装置降低其位单元尺寸，以增加记录密度。当位尺寸降低时，磁头就会将会进步靠近信息存贮介质如磁盘的表面进行操作。当磁头在信息存贮介质上以较低的滑动高度(接近接触)状态或呈接触状态操作时，信息存贮介质表面的超级平滑性将变成一个重要的因素。另一方面，与常规的接触区域系统不同的是，人们开发出了斜坡负载系统，根据该系统，除了当磁头移动到磁盘以外时起动或终止磁头时以外，磁头与磁盘表面完全接触。因此人们要求信息存贮介质的表面更进一步地光滑。
另外，随着信息处理量的增加，就需要更细、更准确和更薄的磁膜并且这要求较少的碱成分(Li/na和K)由基体中脱离出来。
此外，这种新型信息存贮介质在移动物体上还出现了一些新的运用，包括APS相机、蜂窝电话、数字相机、数字摄像机和插卡式驱动器、手提和桌面个人电脑的硬盘驱动器、服务器的硬盘驱动器以及新型高记录密度介质，包括垂直磁记录介质、岛磁记录介质和用于半导体记忆的存贮介质。为了适应这些新的要求，就需要信息存贮介质的基体具有更高的物理、化学和电性能。
传统上，人们一直采用铝合金来作为磁盘基体。但是，在铝合金基体中，由于材料的缺陷，会在抛光过程中在基体的表面上形成突起或斑点状突起和凹陷，并且如上所说，作为信息存贮介质的基体，其平滑性是不够的。铝合金是一种较软的材料，其杨氏模量和表面硬度较低，因而会在驱动器的高速转动过程中发生振动，这样会使介质变形。铝合金还难以使基体变薄。此外，铝合金基体在与磁头接触时会受到损坏。因此，铝合金不能充分适应日前高密度记录的需要。
作为一种可以消除铝合金这些缺陷的材料，人们已知的是经过化学钢化的玻璃，如铝硅酸盐玻璃(SiO2-Al2O3-Na2O)。但是这种经过化学钢化的玻璃的缺点在于(1)由于在化学钢化之后需要进行抛光，增强层在使磁盘变薄时会不稳定，以及(2)由于玻璃含有Li2O、Na2O和K2O成分作为必要成分，成膜性能会下降并且需要进行腐蚀或全表面阻挡涂层，以防止这些成分脱离出来。另外经过化学钢化的玻璃基体在基体表面上具有少量起伏并且难以用较低成本稳定地生产这种产品。
为了克服化学钢化玻璃基体的这些缺陷，人们已知有某些玻璃-陶瓷基体。公开在日本专利延迟公开6-329440中的SiO2-Li2O-MgO-P2O5玻璃陶瓷是一种特别好的全表面纹理材料，它含有作为主晶相的二硅酸锂(Li2O·2SiO2)和α-石英(α-SiO2)并且其中通过控制α-石英的晶粒尺寸可以省去常规的机械或化学纹理形成过程并且表面粗糙度Ra(数学平均粗糙度)控制在15～50埃。但是目前所追求的表面粗糙度Ra为5.0埃或更低，优选地为3.0埃或更低，更优选地为2.0埃或更低，而现有的玻璃陶瓷不能充分地与伴随高密度记录的低滑动高度趋势相吻合。此外现有的玻璃陶瓷含有主晶相二硅酸锂(Li2O·2SiO2)并且没有考虑到碱成分脱出和在抛光过程中形成小斑点的问题，虽然玻璃陶瓷中的碱成分量小于化学钢化玻璃的。
公开在日本专利申请延迟公开10-45426中的SiO2-Li2O-K2O-MgO-ZnO-P2O5-Al2O3玻璃陶瓷或SiO2-Li2O-K2O-MgO-ZnO-P2O5-Al2O3-ZrO2玻璃陶瓷是用于激光纹理化的玻璃陶瓷，它含有作为主晶相或晶相的二硅酸锂(Li2O·2SiO2)、二硅酸锂和α-石英的混合物以及二硅酸锂和α-方石英(α-SiO2)的混合物中的至少一种。这些玻璃陶瓷不能充分与由于快速增加的记录容量而造成的低滑动高度趋势相吻合，这种快速增加的记录容量要求表面粗糙度Ra为5.0埃或更低，优选地为3.0埃或更低，更优选地为2.0埃或更低。此外，该玻璃陶瓷含有主晶相二硅酸锂并且没有考虑到碱成分脱出以及在抛光过程中形成小斑点的问题，这些均是人们目前所要解决的。
日本专利申请延迟公开9-35234公开了一种SiO2-Al2O3-Li2O玻璃陶瓷磁盘基体，它含有二硅酸锂和β-锂辉石(Li2O·Al2O3·4SiO2)主晶相。在该玻璃陶瓷中，主晶相是β-锂辉石，它具有负热膨胀特性，会使基体具有低热膨胀特性，而具有正热膨胀特性的晶相如α-石英和α-方石英的生长受到限制。结果，该玻璃陶瓷抛光后的表面粗糙度Ra为20埃(在实施例中为12～17埃)，该结果仍然太粗糙，以至于不能与目前的要求相吻合并且不能充分地与由于日益增加的记录容量而导致的磁头的低滑动高度趋势相吻合。此外长出具有负热膨胀特性的晶体作为主晶相的材料显然是不利的，其原因在于相对于信息存贮装置的其它部件来说，它会在平均线膨胀系数上产生差异。另外，该玻璃陶瓷需要较高的温度820-920℃以进行结晶，这是不利于低成本大规模生产的，该玻璃陶瓷含有二硅酸锂作为主晶相并且没有考虑到碱成分的脱出和在抛光过程中形成小斑点的问题，这些是目前需要解决的。
包括日本专利申请延迟公开9-35234在内的国际公开WO97/01164公开了用于磁盘的玻璃陶瓷，其中结晶热处理是在较低的温度范围680-770℃内进行的。针对上述要求而进行的改进在该玻璃陶瓷上仍然是不够的并且该玻璃陶瓷所有例子的晶相均为具有负热膨胀特性的β-锂霞石，因此这是不利的，其原因在于相对于该信息存贮装置的部件来说这会在平均线热膨胀系数上产生差异。另外，该主晶相为二硅酸锂并且没有考虑到碱成分的脱出和在抛光过程中形成小斑点的问题，这些是目前要解决的。
日本专利申请延迟公开11-343143公开了用于信息存贮介质的SiO2-Al2O3-MgO-Y2O3-TiO2-Li2O玻璃陶瓷基体，它含有包含顽辉石(MgAl2O3)的主晶相石英溶体(MgO-Al2O3-SiO2石英固溶体)。由于该玻璃陶瓷的主晶相为具有负热膨胀特性的β-石英固溶体，它会在基体中产生低膨胀特性，这些玻璃陶瓷在热膨胀特性方面完全不同于本发明的含有α-石英或其固溶体、或α-方英石或其固溶体的玻璃陶瓷，因此不能获得在本发明说明书中所说的合适的平均线热膨胀系数。
下面将描述用于滤光器的材料。滤光器可以切断或通过特定波长的光线并且还有一些滤光器可以降低光强度，而与波长无关。前者包括仅仅通过特定波长的光的带通滤光器、切断特定波长的凹口通过式滤光器和仅仅通过短于或长于特定波长的光的高通过和低通过式滤光器。后者包括ND滤光器。
滤光器还可以分成吸收式滤光器和干涉式滤光器。有代表性的吸收式滤光器是ND式滤光器，有代表性的干涉式滤光器是带通滤光器。采用由塑料制成的基体用于吸收式滤光器，如用于摄影的那些滤光器。由于用于滤光器的基体要受到较强的激光光束，这就要求它们具有稳定性和耐热性，无定形玻璃正可用作这些基体。
通过交替地将具有高折射率的介电薄膜层H与具有较低折射度的介电薄膜层L叠层、在由如玻璃制成的基体上形成多层介电膜，可以形成带通滤光器。
在用于WDM(波长区域复合)和DWDM(致密波长区域复合)光通信系统中的带通滤光器中，该带中心波长的温度稳定性在用于通过波长的狭窄频带宽度被设定成将该带通滤光器用于透光和接收高密度波长时就会出现问题。更进一步地说，该带通滤光器是一种敏感元件，其中频带的中心频率会随着温度的稍许变化而变化，因此在采用该带通滤光器时，应通过温度控制器进行温度补偿。但是这种温度控制器实际上不能使用，其原因在于在该带通滤光器的位置处空间有限。由于在光信息量增加时必须降低该频带，因此温度稳定已经变成得日益重要。
过去，人们已经采用无定形玻璃作为上述带通滤光器的基体。这种现有的基体在其膜的压应力方面和稳定性方面是不够的，其原因在于其热膨胀性和机械强度不够高。此外无定形玻璃具有较低的表面硬度，并且如果要产生较高的热膨胀性，则需加入较大量的碱成分，这将会导致在该基体上形成介电膜过程中和之后出现碱成分脱出的问题。因此无定形玻璃不能满足滤光器基体的要求，特别是作为带通滤光器。
因此，本发明的一个目的在于提供适合用作信息存贮介质基体的玻璃陶瓷，该基体具有极好的平滑性，它可以与不断增加的信息存贮介质记录容量相适应并且可以解决基体上碱成分脱出的问题。
本发明的另一个目的在于提供适合用作滤光器基体的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷的热膨胀特性足以避免在采用由单层或多层膜的滤光器的温度下中心波长的变化(即具有较高的热膨胀系数并且使膜具有较高的压应力，从而改善了膜中心波长的温度稳定性)，并且还具有一定的机械性能，从而使该滤光器具有足够的稳定性和可操作性，并且具有极好的透光性。
本发明人为了达到本发明的上述目的而进行了大量的研究和实验，结果发现通过对特定的基础玻璃进行特定的热处理，可以获得含有选自下列晶相中的至少一种作为主晶相的玻璃陶瓷α-方石英、α-方石英固溶体、α-石英和α-石英固溶体，该玻璃陶瓷基本上不含有二硅酸锂(Li2O·2SiO2)、硅酸锂(Li2O·SiO2)、β-锂辉石、β-锂霞石、β-石英、云母或氟钠钙镁闪石(fluorrichterite)，并且基本上不含有Cr成分或Mn成分，而且通过该结构，它适合用作信息存贮介质的基体，该基体解决了目前想要解决的问题，即降低碱成分脱出的问题和在基体表面出现小斑点的问题，它可以控制晶粒到非常细小的晶粒直径，小于0.1微米，并且在抛光以后可以产生远优于现有的玻璃陶瓷的表面平滑度，而且可以控制其热膨胀特性，使之与该信息存贮装置部件的热膨胀特性相匹配。还发现本发明的玻璃陶瓷的热膨胀特性、机械强度和透光性非常适合用于为滤光器、特别是WDM和DWDM带通滤光器和增益平度滤光器，因此本发明的玻璃陶瓷适合用作滤光器的基体。
根据本发明，它提供了含有选自下列晶相中的至少一种作为主晶相的玻璃陶瓷α-方石英、α-方石英固溶体、α-石英和α-石英固溶体，该玻璃陶瓷基本上不含有二硅酸锂(Li2O·2SiO2)、硅酸锂(Li2O·SiO2)、β-锂辉石、β-锂霞石、β-石英、云母或氟钠钙镁闪石(fluorrichterite)，并且基本上不含有Cr成分或Mn成分，并且其平均线膨胀系数在-50℃～+70℃范围内为+65×10-7/℃～140×10-7/℃，所说的主晶相的平均晶粒直径小于0.10微米。
用于本文中时，“基本上不含有二硅酸锂(Li2O·2SiO2)、硅酸锂(Li2O·SiO2)、β-锂辉石、β-锂霞石、β-石英、云母或氟钠钙镁闪石(fluorrichterite)”是指二硅酸锂或其它所说晶体的存在量小到不会对该玻璃陶瓷的物理和化学性能产生实质性影响。该量使得结晶度，即该玻璃陶瓷中特定晶体的质量比例小于3％，优选地小于1％或为杂质水平。此外，用于本文中时，“基本上不含有Cr成分或Mn成分”是指Cr成分或Mn成分的存在量小到不能对该玻璃陶瓷的物理和化学性能产生实质性影响。该量可以认为是杂质水平。
在本发明的一个方面，该玻璃陶瓷的杨氏模量为80GPa或更高。
在本发明的另一个方面，该玻璃陶瓷的比重为2.3-2.7。
在本发明的另一个方面，在波长950～1600nm范围内，该玻璃陶瓷在10毫米板厚度下的透光率为90％或者更高。
在本发明的另一个方面，该玻璃陶瓷的维氏硬度为600-800。
在本发明的另一个方面，该玻璃陶瓷的抗弯强度为250MPa或更高。
在本发明的另一个方面，该玻璃陶瓷的组成以氧化物基的质量百分比计包括
SiO265-75％Li2O4-小于7％K2O 0-3％Na2O0-3％MgO+ZnO+SrO+BaO+CaO 2-15％Y2O3+WO3+La2O3+Bi2O30-3％SnO20-3％P2O51-2.5％ZrO22-7％Al2O35-9％Sb2O3+As2O30-1％在本发明的另一个方面，该玻璃陶瓷通过在400-600℃的温度下对基础玻璃进行1-7小时热处理以进行成核作用以及在650-750℃的温度下再进行1-7小时热处理以进行结晶而制得。
下面将描述对主晶相、平均晶体昌粒直径、平均线膨胀系数、表面特性、组成、热处理条件等进行限制的原因。该玻璃陶瓷组成根据它们在基础玻璃中氧化物基的重量百分比表示。在本说明书中，“主晶相”是指具有较大析出比例的全部晶相。更进一步地说，在用于X-射线衍射分析中的X-射线图中，其中纵坐标表示X射线衍射强度，横坐标表示衍射角度，如果表示具有最大析出比例的晶相的主峰(最高峰)的强度设定为100，则主峰(即晶相的最高峰)的X射线衍射强度的比例(下文中称为“X-射线强度比例”)为30或更高的晶相被称为“主晶相”。
为了获得所需的热膨胀系数，合适的玻璃陶瓷是含有至少一种选自下列晶相中的主晶相的玻璃陶瓷α-方石英、α-方石英固溶体、α-石英和α-石英固溶体。通过选择这些主晶相中的一种或多种，可以较容易地制得具有优异化学稳定性和物理特性的玻璃陶瓷。除了上述主晶相以外的晶相的X射线强度比例优选地应小于20，更优选地为小于10，最优选地为小于5。
已经发现在主晶相中不存在二硅酸锂时，可以降低由于抛光过程中的机械原因而导致的基体表面出现小斑点的可能性，并且优选地该玻璃陶瓷基本上不含有二硅酸锂。另外，优选地本发明的玻璃陶瓷基本上不含有具有负热膨胀特性的β-锂辉石、β-锂霞石或β-方石英(β-SiO2)、或硅酸锂(Li2O·SiO2)、透辉石、顽辉石、云母、α-鳞石英或氟钠钙镁闪石(fluorrichterite)。
现在将描述平均线热膨胀系数。当记录密度增加时，磁头相对磁信息存贮装置的定位要求较高的精度，因此要求基体和相应的装置的部件具有较高的精确尺寸。因此不能忽略基体与该装置的部件之间的热膨胀系数差异的影响，并且必须尽最大可能地降低热膨胀系数的差异。更准确地说，优选地基体的热膨胀系数仅仅稍稍大于该驱动装置的部件的热膨胀系数。作为小型磁信息存贮介质的部件，常常采用热膨胀系数为+90×10-7/℃～+100×10-7/℃的材料，因此要求该基体的热膨胀系数在该范围内。但是，有的磁盘驱动器制造商会采用热膨胀系数在上述范围以外的材料作为部件材料，即其热膨胀系数在约+60×10-7/℃～+135×10-7/℃范围内。为此在本发明的晶体系统中，已经确定了平均线热膨胀系数，从而尽可能地使得该基体适用于多种部件材料，同时具有足够的基体强度。已经发现该平均线膨胀系数在-50℃～+70℃范围内优选地应为+65×10-7/℃～140×10-7/℃。在相同的温度范围内，更优选的平均线膨胀系数为+70×10-7/℃～+120×10-7/℃。
对于用于滤光器的玻璃陶瓷来说，如前所说，频带中心波长的温度稳定性是非常重要的并且需要比组成膜的材料具有更大热膨胀系数的玻璃陶瓷。其原因将在下面进行描述。
在带通滤光器和增益平度滤光器中，中心波长的温度稳定性在一定程度上取决于由该薄膜构成的介电体的折射率温度系数以及在更大程度上取决于基体的热膨胀系数。这是由于折射率是通过该薄膜的膜原子密度确定的。也就是说，该薄膜的膜原子密度越高，由于中心频率的温度而造成的变化越小。对于在其上形成薄膜的滤光器来说，该薄膜的膜原子强度极大地受到基体热膨胀系数的影响。更进一步地说，膜形成过程中的基体的温度大约为200℃并且基体将明显地膨胀。在该膨胀的基体上形成薄膜并且当该基体冷却时，由于它们之间的热膨胀系数差，该薄膜将受到压应力。结果，该薄膜的膜原子密度就会增加并且折射率以相应增加。透过的光的中心频率的温度稳定性也会增加。折射率的变化量在超过一定量的应力范围内饱和，从而折射率的增加比例变小，即使该压应力在该范围内得到增加。因此，基体的热膨胀系数越大，施加到在该基体上形成的介电薄膜的压应力也越大，结果由于使用滤光器的温度而导致的折射率变化将下降。因此，当需要考虑中心频率的温度稳定性时，应该将该玻璃陶瓷的热膨胀系数设定在超过介电薄膜的热膨胀系数的较大的数值下。
本发明的研究和实验已经获得了下列发现如果在-20℃～+70℃温度范围内的热膨胀系数为65×10-7/℃或更高，则在将该玻璃陶瓷用作带通滤光器或增益平度滤光器的温度范围内可以将足够的压应力施加到该膜上并且如果热膨胀系数超过140×10-7/℃，基体与膜之间的热膨胀系数的差异会变大，以至于会发生膜与基体相脱离的问题。优选的热膨胀系数范围为90×10-7/℃～130×10-7/℃，更优选的范围为95×10-7/℃～125×10-7/℃。
下面将描述主晶相的平均晶粒直径。如前所说，信息存贮介质表面记录密度的增加已经导致了接近接触记录系统的发展，在该系统中，磁头的滑动高度为0.025微米或更低，或者导致了接触记录系统的发展，在该系统中，磁头与信息存贮介质的表面完全接触操作。为了与这种趋势与吻合，该信息存贮介质必须具有比常规介质更优越的平滑性。如果人们试图在具有常规平滑水平的磁记录介质上实现高记录密度的信息输入和输出，则由于磁头与磁记录介质表面之间的距离太大而不能实现磁信号的输入和输出。如果该距离减小，则将发生磁头与介质表面突出物的碰撞，从而损坏磁头或介质。为了防止磁头或介质发生损坏，即使磁头是在如此低的滑动高度下或者完全接触的情况下，已经发现优选地该信息存贮介质的表面粗糙度Ra(数学平均粗糙度)应为5.0埃或更低，更优选地为3.0埃或更低，最优选地为2.0埃或更低。为了获得这种超平抛光表面，主晶相的平均晶粒直径应为0.10微米或更低，更优选地为0.05微米或更低，最优选地为0.02微米或更低。
通过均匀析出细晶体，可以增加该玻璃陶瓷的机械强度。由于析出的晶体阻止了微裂纹的长大，可以明显减少小碎片，例如基体在抛光过程中形成的碎片。当将该玻璃陶瓷用作滤光器时，细晶体可以改善透光性。当将该玻璃陶瓷用作滤光器时，平均晶粒直径优选地为0.10微米或更低，更优选地为0.05微米或更低，最优选地为0.02微米或更低。
下面将描述机械强度，即杨氏模量和抗弯强度。当将玻璃陶瓷用作磁盘基体时，这些机械强度因素是较重要的。当记录密度增加时，磁盘本身高速旋转。为了降低磁盘由于高速旋转而导致的振动，杨氏模量优选地应为80GPa或更高并且抗弯强度优选地为250MPa或更高。当将该玻璃陶瓷用作滤光器时，该玻璃陶瓷应具有较高的杨氏模量和抗弯强度。更进一步地说，当将玻璃陶瓷用作WDM滤光器时，需要将该玻璃陶瓷处理成尺寸为2毫米或更小×2毫米或更小×2毫米或更小的小薄片，因此如果玻璃陶瓷不具有足够的杨氏模量和抗弯强度，则很难进行这种处理以获得如此小的薄片。因此，该玻璃陶瓷优选地其杨氏模量应为80GPa或更高并且其抗弯强度为250MPa或更高。更优选地，其杨氏模量为85GPa并且更优选地其抗弯强度为290MPa。最优选地，其抗弯强度为300MPa。
当采用该玻璃陶瓷作为滤光器时，如果透光率较低，则在产生信号时会导致一些困难，例如信噪比降低。因此需要使透光率尽可能地大并且还发现透光率必须最小为90％。用于带通滤光器和增益平度滤光器的波长范围为950～1600nm，而对于该波长范围来说，在10mm板厚度下的透光率为90％。对于该波长范围的透光率来说，优选地透光率应为95％或更高，更优选地为97％或更高。
为了达到在信息存贮装置中高速旋转，除了杨氏模量以外，比重也是一个重要的因素。如果比重过大，即使杨氏模量足够高，也会在高速旋转过程中产生振动。如果比重过低，则难以达到所需的机械强度，特别是杨氏模量。为了平衡杨氏模量和比重，优选地杨氏模理与比重的比应为30-65(GPa)，更优选地为33-60(GPa)。
当将玻璃陶瓷用作信息存贮介质基体时，它们很容易被划伤，因此它们不能用作信息存贮介质的基体，除非它们具有一定量的维氏硬度。但是如果维氏硬度太大，则该玻璃陶瓷难以处理。考虑到这些因素的平衡，优选地，该玻璃陶瓷的维氏硬度为600-800。当将该玻璃陶瓷用作滤光器时，如果维氏硬度太小，基体势必容易划伤，结果透过的光会在具有划伤的基体部分产生发散，从而降低该滤光器的功能。如果维氏硬度太大，则可操作性就会产生问题，特别是当将该玻璃陶瓷加工成小薄片时，将会形成裂纹或碎屑。为了在这些因素之间达到平衡，优选地该玻璃陶瓷的维氏硬度应为600-800，并且更优选地为650-760。
下面将描述对基础玻璃组成范围进行限定的原因。
SiO2成分是一种非常重要的成分，在加热基础玻璃时，它会形成α-方石英、α-方石英固溶体、α-石英和α-石英固溶体主晶相。如果该成分的含有小于65％，在该玻璃陶瓷中生长的晶相将会不稳定并且其结构将会变粗，如果该成分的含量超过75％，则难以熔化和形成基础玻璃。该成分优选的量为不超过65％和/或最高达75％。该成分更优选的范围为68-74％。
Li2O成分对于改进该基础玻璃的熔化性能来说是一种重要的成分。如果该成分的含量小于4％，则该作用不能实现，结果在熔化该基础玻璃时会产生困难。如果该成分超过7％，则会有Li脱出并且增加析出二硅酸锂晶体。该成分更优选的范围为4.5％～6.5％，最优选的范围为4.5～6.0％。
K2O和Na2O成分可以有效地降低熔化温度，而且在这些成分与Li2O共存时，可以有效地防止碱离子由玻璃基质中脱出。这是因为该玻璃陶瓷的电性能(更进一步地说是体电阻)由于少量碱成分的混合和共存而得到改进。更进一步地说，通过向含有较大量Li2O成分的玻璃中加入K2O和Na2O成分，可以改进体电阻，并且玻璃中碱离子的移动可以得到限制，结果防止玻璃中的碱离子脱出。至于这些成分的含量，最高达3％K2O和最高达3％Na2O就足够了。已经发现这些成分每一种的加入量超过3％时，将会增加碱的脱出，而不是降低它。K2O和Na2O成分每一种成分的优选范围为0～小于3％。更优选的K2O成分范围为0.1～2.5％并且更优选的Na2O成分的范围为0～2.5％。
MgO、ZnO、SrO、BaO和CaO成分可以有效地改进该玻璃的熔化性能并且防止长成的晶体结构变得太粗。这些成分的总量优选地为2％或更高，但如果这些成分的总量超过15％，则长成的晶体会变得不稳定并且结构会变得太粗。
P2O5成分作为晶核剂是不可缺少的。为了加强成核作用并且防止长成的晶体的结构变得太粗，该成分的含量优选地应为1.0％或更高。为了防止基础玻璃变得乳浊化(或失透)并且维持大规模稳定生产，该成分的含量优选地应为2.5％或更低。
ZrO2成分是一种非常重要的成分，与P2O5成分相似，它起玻璃晶核剂的作用并且可以有效地使长成的晶粒更细而且改进了材料的机械强度和化学稳定性。为了达到这些效果，该成分优选的量为为2％或更高。如果这种成分加入量过量，则基础玻璃难以熔化并且像ZrSiO4这样的原料不会熔化。为此，该成分的含量优选地为7％或更低。该成分的优选范围为2-6％，并且该成分更优选的上限最高达5％。
SnO2成分与ZrO2成分相类似，它也是起玻璃晶核剂的作用。该成分的加入量最高达3％。
Al2O3成分是一种可以改进玻璃陶瓷化学稳定性和机械强度，特别是其硬度的成分并且该成分的加入量优选地为5％或更高。如果加入过量该成分，玻璃的熔化性能和抗失透性会下降，而且长成的晶体会变成β-锂辉石(Li2O·Al2O3·4SiO2)，该晶相是一种负热膨胀特性的晶体。由于β-锂辉石的析出降低了该材料的平均线膨胀系数，这种晶体的析出应尽可能避免。为此，该成分的量优选地应限于9％或更低。更优选地，该成分的下限应为大于5％，其上限应小于9％。最优选地，该成分的下限应大于6％，其下限应小于8％。
加入Y2O3、WO3、La2O3和Bi2O3成分可以改进熔化性能，该性能在Li2O成分含量相当低的组合物中会下降，上述成分还可以增加玻璃的杨氏模量。如果这些成分的总量超过3％，则难以稳定析出所需的晶体。
Sb2O3和As2O3成分可以作为澄清剂而加入。这些成分中一种或两种的总量最高达1％。
可以加入最高达3％(基于氧化物的质量％)的Ga、Ge、Cu、Fe、Co、Nb、Ti、V、Ce、Gd或B，但不应降低该玻璃陶瓷所需的性能。优选地，该玻璃陶瓷基本上不含有Mo、Ta、Mn、Cr或F。
为了制造本发明的玻璃陶瓷，将具有上述组成的基础玻璃熔化，将其热成型和/冷成型，在400～600℃的温度范围内对其进行约1～7小时热处理以产生晶核，并且在650～750℃的温度范围内对其进行约1～7小时热处理以使之结晶。
通过热处理而获得的玻璃陶瓷含有至少一种选自下列晶相中的主晶相的玻璃陶瓷α-方石英、α-方石英固溶体、α-石英和α-石英固溶体，晶相的平均晶粒直径小于0.10微米。
通过用常规方法研磨和抛光所获得的玻璃陶瓷，可以获得表面粗糙度Ra为1.0～5.0埃的玻璃陶瓷。通过在该玻璃陶瓷基体上形成磁膜以及(如果需要的话)其它的层包括Ni-P镀层、底涂层、保护层和润滑层，可以获得磁信息存贮盘。对于滤光器来说，通过在将基体材料抛光并且加工成尺寸为1mm×1mm×1mm的小片后在玻璃陶瓷基体上形成Ta2O5/SiO2多层膜，可以获得比现有的滤光器具有更小的因温度而造成的中心波长变化的滤光器。这些滤光器适合用作带通滤光器和增益平度滤光器。
为了制得上述实施例中的玻璃陶瓷基体，将原料包括氧化物、碳酸盐和硝酸盐混合并且在常规熔化装置中在大约1350℃～1450℃的温度下熔化。将熔融玻璃搅拌以使之均化，而后将其成型为盘形并且退火，以形成玻璃制品。随后将形成的玻璃在400～600℃的温度下进行大约1～7小时热处理，以形成晶核，而后在650～750℃的温度下进行大约1～7小时热处理，以使之结晶，由此获得所需的玻璃陶瓷。而后将该玻璃陶瓷用800#～2000#金刚石砂研磨大约5～30分钟，随后用晶粒直径为0.02～3微米的氧化铈抛光剂进行大约30～60分钟最后的抛光。
用透射电子显微镜(TEM)对各种晶相的晶粒直径(平均)进行测定。各种晶粒的类型用X-射线衍射仪(XRD)鉴别。
用原子力显微镜(AFM)测定表面粗糙度Ra(数学平均粗糙度)。
通过离子色谱测定Li离子的洗脱量。通过将80毫升超纯水(在室温下)和直径为65mm、厚度为0.635mm的圆片充入膜包中，将该膜包在加热到约30℃的干燥器中保持约3小时，而后取出该圆片，从而进行离子色谱测定。平均线热膨胀系数根据JOGIS(日本光学玻璃工业标准)16进行测定。杨氏模量根据JIS R1602、通过超声脉冲技术测定。抗弯强度根据JIS R1601(三点抗弯强度)测定。维氏硬度根据JIS R1610测定。在波长950～1600nm范围内板厚度为10mm时的透光率用分光光度计测定。比重根据JOGIS 05测定。
表1实施例1 实施例2 实施例3SiO273.3 75.0 69.2Li2O 5.0 5.5 5.0P2O52.0 2.1 2.0ZrO22.4 4.0 2.4Al2O37.5 7.5 7.5MgO 0.8 1.8 1.4ZnO 4.0 0.5 6.0SrO 1.0 0.6 2.0RaO 1.0 0.5 2.0
Y2O3WO3La2O3Bi2O3K2O 2.0 2.0 2.0Na2OSb2O31.0 0.5成核作用温度(℃)550 560 540结晶温度(℃)710 750 720α-cris.SS α-cris.SS α-cris.SS主晶相 ＜0.01微米 ＜0.01微米 ＜0.01微米平均晶粒直径 α-石英SS0.01微米平均线热膨胀系数(×10-7/℃) 72 110 100透光率(％) 99.0 91.099.0杨氏模量(GPa) 82 89 81抗弯强度(MPa) 290 400 350维氏硬度760 740 740表面粗糙度Ra(埃) 1.0 2.2 2.0比重2.43 2.482.44Li离子洗脱(微克/盘) 0.31 0.380.28(微克/cm2) 0.0046 0.056 0.0041表2实施例4 实施例5 实施例6SiO263.9 63.966.9Li2O6.0 6.0 6.0P2O52.5 2.5 2.5ZrO22.4 2.4 2.4Al2O37.5 7.5 7.5MgO 2.0 2.0 2.0ZnO 6.0 6.0 6.0
SrO1.7 1.7 1.7BaO2.6 2.6 2.6Y2O3GeO2=3.0Gd2O3=3.0 Ga2O3=2.0WO3La2O3Bi2O3K2O 2.0 2.0 2.0Na2OSb2O30.4 0.4 0.4成核作用温度(℃) 550 560 540结晶温度(℃) 710 750 720α-cris.SS α-cris.SS α-cris.SS主晶相 ＜0.01微米 ＜0.01微米 ＜0.01微米平均晶粒直径平均线热膨胀系数(×10-7/℃)74 100 93透光率(％) 99.0 99.099.0杨氏模量(GPa) 82 89 81抗弯强度(MPa) 400 500 450维氏硬度 740 740 740表面粗糙度Ra(埃)1.0 2.2 2.0比重 2.45 2.482.44Li离子洗脱(微克/盘) 0.22 0.230.19(微克/cm2)0.0033 0.034 0.0028表3实施例7 实施例8 实施例9SiO268.2 69.169.0Li2O 5.0 5.0 5.0P2O52.0 2.0 2.0ZrO22.4 2.4 2.0Al2O37.0 7.0 7.1MgO1.4 1.0 1.4
ZnO 6.0 7.0 6.0SrO 2.0 2.0 2.0BaO 2.0 2.0 2.0Y2O31.0WO30.5La2O3Bi2O30.5K2O2.0 2.0 2.0Na2O 0.5Sb2O3As2O30.5 0.5 0.5成核作用温度(℃) 480 470 500结晶温度(℃) 715 720 730α-cris.SS α-cris.SS α-cris.SS主晶相 ＜0.01微米 ＜0.01微米 ＜0.01微米平均晶粒直径 α-石英SS0.01微米平均线热膨胀系数(×10-7/℃) 85 110 104透光率(％) 99.5 92.099.5杨氏模量(GPa) 85 98 90抗弯强度(MPa) 300 550 360维氏硬度740 730 760表面粗糙度Ra(埃) 1.0 2.2 2.0比重2.45 2.432.46Li离子洗脱(微克/盘) 0.32 0.270.25(微克/cm2) 0.0047 0.0040 0.0037表4实施例 对比实施例 对比实施例10 12SiO269.1 74.2 76.1Li2O 5.0 9.6 11.8
P2O52.0 1.5 2.0ZrO22.4 0.4 -Al2O37.0 9.6 7.1MgO1.0PbO=2.3-ZnO7.0 - -SrO1.5 - -BaO1.5Y2O3WO30.5La2O30.5Bi2O3K2O 2.0 2.4 2.8Na2OSb2O30.2As2O30.5成核作用温度(℃) 470 540 500结晶温度(℃) 720 800 850α-cris.SS 二硅酸锂二硅酸锂主晶相 ＜0.01微米1.5微米 0.1微米平均晶粒直径α-石英SS α-方石英SS β-锂辉石0.01微米0.3微米 0.2微米平均线热膨胀系数(×10-7/℃)94 48 49透光率(％) 97.0 74 60杨氏模量(GPa) 97 80 86抗弯强度(MPa) 600 180 200维氏硬度 750 800 850表面粗糙度Ra(埃)2.0 12 11比重 2.50 2.462.55Li离子洗脱(微克/盘) 0.32 3.003.80(微克/cm2)0.0047 0.0443 0.0562如表1-4中所示，本发明的玻璃陶瓷在主晶相上与现有技术的Li2O·SiO2系统的对比实施例不同。本发明的玻璃陶瓷不含有二硅酸锂(Li2Si2O5)，但是含有至少一种下列晶相α-方石英(α-SiO2)、α-方石英(α-SiO2)固溶体、α-石英(α-SiO2)和α-石英(α-SiO2)固溶体。在对比实施例1的玻璃陶瓷中，二硅酸锂晶相具有较大的晶粒直径(平均)，为1.5微米或更大，并且在对比实施例2中，β-锂辉石晶相也具有较大的晶粒直径(平均)，为0.2微米。这些对比实施例的晶粒全部具有针形或米状晶粒形状。考虑到目前的超平趋势，对比实施例的玻璃陶瓷将会在抛光后的表面粗糙度方面存在困难并且会引起其它一些缺陷。对比实施例1和2的表面粗糙度Ra为11埃或更高，这表明在对比实施例中极难获得所需的优异的平滑表面特性(即Ra为5埃或更低)。
此外，在热膨胀特性方面，对比实施例1和2的玻璃陶瓷具有较低的平均线热膨胀系数，为48×10-7/℃和49×10-7/℃，该数据不适用于信息存贮介质的基体或滤光器的基体。
在上述实施例的玻璃陶瓷上通过DC溅射法形成Cr中间层(80nm)、Co-Cr磁层(50nm)和SiC保护层(10nm)。而后在所形成的膜上形成全氟聚乙烯润滑层(5nm)，以保护信息存贮介质。如此获得的信息存贮介质与现有的信息存贮介质相比可以降低滑动高度，其原因在于其优异的超平滑性。另外，本发明的信息存贮介质可以用作随机载入系统的信息存贮装置，在该系统中，磁头与信息存贮介质的表面相接触，从而输入或输出信号，但它不会损坏磁头或介质。此外，本发明的信息存贮介质通过激光纹理加工可以形成稳定的表面轮廓，用于着陆区系统。
在上述实施例的玻璃陶瓷上还可以通过溅射法形成多层介电膜(例如TiO2/SiO2,Ta2O5/SiO2或Nb2O3/SiO2)，从而获得滤光器。在由此获得的滤光器中，由于温度变化而造成的透过光中心波长的变化明显降低，因而可以获得优异的波长分辨率。
如上所述，根据本发明，它还提供了适用作为信息存贮介质基体的玻璃陶瓷，它去除了现有基体的缺陷并且具有优异的原子水平的平滑度，可以与高记录密度所需的磁头低滑动高度或接触记录相适应，玻璃中具有尽可能低的碱成分并且二硅酸锂晶体的析出受到限制，这种晶体在基体抛光过程中会导致碱脱出和表面缺陷(出现斑点)。
本发明还提供了用作滤光器基体的玻璃陶瓷，它具有优异的平滑性，在处理过程中不太会起屑，与多层膜所选定的波长具有极好的粘合性并且可以向该多层膜提供足够的压应力。
权利要求
1．含有选自下列晶相中的至少一种作为主晶相的玻璃陶瓷α-方石英、α-方石英固溶体、α-石英和α-石英固溶体，该玻璃陶瓷基本上不含有二硅酸锂(Li2O·2SiO2)、硅酸锂(Li2O·SiO2)、β-锂辉石、β-锂霞石、β-石英、云母或氟钠钙镁闪石(fluorrichterite)，并且基本上不含有Cr成分或Mn成分，并且其在-50℃～+70℃范围内的平均线膨胀系数为+65×10-7/℃～140×10-7/℃，所说的主晶相的平均晶粒直径小于0.10微米。
2．如权利要求1所说的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷的杨氏模量为80GPa或更高。
3．如权利要求1或2所说的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷的比重为2.3-2.7。
4．如权利要求1-3中任一项所说的玻璃陶瓷，在波长950～1600nm范围内，该玻璃陶瓷在10毫米板厚度下的透光率为90％或者更高。
5．如权利要求1-4中任一项所说的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷的抗弯强度为250MPa或更高。
6．如权利要求1-5中任一项所说的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷的维氏硬度为600-800。
7．如权利要求1-6中任一项所说的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷的组成以氧化物基的质量百分比计包括SiO265-75％Li2O 4-小于7％K2O 0-3％Na2O 0-3％MgO+ZnO+SrO+BaO+CaO2-15％Y2O3+WO3+La2O3+Bi2O30-3％SnO20-3％P2O51-2.5％ZrO22-7％Al2O35-9％Sb2O3+As2O30-1％
8．如权利要求1-7中任一项所说的玻璃陶瓷，该玻璃陶瓷是通过在400-600℃的温度下对基础玻璃进行1-7小时热处理以进行成核作用以及在650-750℃的温度下再进行1-7小时热处理以进行结晶而制得。
全文摘要
本发明提供了含有选自下列晶相中的至少一种作为主晶相的玻璃陶瓷:α－方石英、α－方石英固溶体、α－石英和α－石英固溶体,该玻璃陶瓷基本上不含有二硅酸锂(Li
文档编号G11B5/82GK1306946SQ0013296
公开日2001年8月8日 申请日期2000年11月15日 优先权日2000年2月1日
发明者后藤直雪, 片冈球子, 八木俊刚 申请人:株式会社小原