JPH0122229B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPH0122229B2 JPH0122229B2 JP59192356A JP19235684A JPH0122229B2 JP H0122229 B2 JPH0122229 B2 JP H0122229B2 JP 59192356 A JP59192356 A JP 59192356A JP 19235684 A JP19235684 A JP 19235684A JP H0122229 B2 JPH0122229 B2 JP H0122229B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- density
- magnetic
- zro
- amount
- substrate
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
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- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Magnetic Heads (AREA)
- Thin Magnetic Films (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は磁気ヘツドなどに使用される磁性薄膜
を成膜するのに好適な非磁性基板材料に関するも
のである。 （従来の技術） 近年、磁気記録の分野においては記録密度の高
密度化が強く要望されており、従来のγ−Fe2O3
を樹脂とともにデイスク上に塗布したものにおい
ても、高保磁力とするためにCoをドープしたも
のが用いられている。更に、磁気記録密度を上げ
るために、Ni−Ｐの無電解メツキ、更にはCo−
Pt、Co−Ni−Pt、Co−Niなどをスパツターで付
けた記録媒体が使われ出している。 一方、垂直磁気記録用記録媒体としては、塗布
型ではＣ軸異方性の大きい六方晶Baフエライト、
薄膜型ではCo−Cr磁性膜などが有望視され開発
が進められている。 また、磁気ヘツドに関しても従来のフエライト
コアから形成された磁気ヘツドでは対応できない
ため、新たな構成の磁気ヘツドの開発が進められ
ている。高密度磁気記録用磁気ヘツドでは、コア
としてCo−Nb−Zr系材料を用いたものが有望視
されている。これは、Co−ZrにNbを添加するこ
とにより飽和磁束密度は低下するものの、透磁率
が上昇するため、総合的な意味で磁気特性を改善
したものであるが、現在では、ガラス等の非磁性
基板の上にスパツタリングによつてCo−Nb−Zr
膜を成膜し、ボンデイングによつてギヤツプ部を
形成する方式のものが実用化されている。また、
Co−Nb−Zr膜だけでは磁束密度が不足するため
バツクアツプ材としてフエライトを使用すること
も多いが、いずれにしろ磁気デイスク面と対向す
る面には非磁性基板を使用せざるを得ない。しか
しながら、現在用いられているガラスでは耐摩耗
性あるいは摺動特性の面で問題点がある。そのた
め、ガラス以外の新たな非磁性基板が求められて
いる。 （発明が解決しようとする問題点） 上述したように磁気ヘツド用の非磁性基板にお
いては、その上に直接Co−Nb−Zr膜を成膜する
ため、次のような特性を満足する必要がある。 第１に熱膨張係数がCo−Nb−Zr膜の100×
10-7℃-1と同等であることが必要である。基板材
と薄膜との熱膨張係数差があまり大きいと、成膜
後の冷却中に膜の剥離、割れといつた問題点を生
じる。そのため熱膨張係数差は大きくとも±10×
10-7℃-1、望ましくは±５×10-7℃-1であること
が必要である。 第２に直接成膜されるため基板の表面状態が極
めて重要であり、ポアは多くとも１％以内である
こと、また、表面粗さ、微小うねりなどもできる
だけ小さいことが望まれる。 第３に摺動中に磁気デイスクを傷つけないこ
と、すなわち摺動特性が良好なことが求められ
る。 第４にヘツド形状に加工する際に加工性が良好
なことが求められる。 本発明は、上記基板としての要求特性を満足す
る磁気ヘツド用セラミツクス基板を提供すること
を目的とするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、上記目的を達成するために、酸化イ
ツトリウムを10〜30wt％、酸化アルミニウムを
0.5〜10wt％、MnO2、TiO2、およびFe2O3のう
ちの一種以上またはSiO2を0.2〜10wt％含有し、
残部が実質的に立方晶酸化ジルコニウムであるこ
とを特徴とする磁気ヘツド用ジルコニア基板であ
る。 本発明は、安定化（立方晶）ジルコニアを基板
材料として用いることにより、上記第１、第３の
要求特性を満足することを見出したことにより成
されたものである。すなわち、酸化ジルコニウム
（ZrO2）の熱膨張係数は酸化イツトリウム
（Y2O3）量によつても多少変化するが、90〜110
×10-7℃であり、アモルフアスCo−Nb−Zr膜を
成膜した場合の密着性は非常に良好である。ま
た、ZrO2は他の酸化アルミニウム（Al2O3）等の
セラミツクスに比べ摺動特性に極めて優れてお
り、耐摩耗性もまた良好である。 ZrO2は周知の通り、既存の用途として大きく
分けて２つある。ひとつは微細なZrO2粉末に少
量のMgO、CaO、Y2O3等の安定化剤を添加して
高温相である正方晶を室温まで残留させ、その応
力誘起変態により高強度・強靭性を得る部分安定
化ジルコニアである。もうひとつは安定化剤を多
量に添加して高温における酸素イオン導電性を利
用した酸素センサーなどに使用される安定化ジル
コニアである。このように安定化剤の量によつ
て、ZrO2の性質は大きく変化する。部分安定化
ZrO2では結晶粒は微細であり、また容易に高密
度品を得られるが、一方では切削時の抵抗が大き
すぎるため基板材料としては第４の加工性が良好
という要求特性に反するため不適当である。一
方、立方晶が主体の安定化ジルコニアでは、加工
性は部分安定化ジルコニアに比較して格段に改善
されるが、立方晶は粒成長をおこしやすく粒内に
ポアが残るため、高密度品が得られにくいという
欠点がある。 本発明においては安定化ジルコニアにMnO2、
TiO2、Fe2O3、あるいはSiO2焼結助剤を添加す
ることによつて高密度化を達成したものである。
すなわち、これらの酸化物はいずれもZrO2中に
固溶し、ZrO2の焼結を促進するため、高密度化
に効果がある。 一方、上記酸化物の添加は粒成長を促進するた
め、粒内に大きな消滅できないポアが残存する可
能性がある。そのため、本発明では、ZrO2と固
溶しないAl2O3を添加し、その分散によつて立方
晶ZrO2の粒成長を抑制する。このように本発明
においてはAl2O3と焼結助剤を併用することによ
り、焼結促進と粒成長抑制の両方の効果が見られ
るため、常圧焼結のみでも相対密度96〜97％程度
の焼結体が得られる。これをさらにHIPすること
により、相対密度99％以上を達成できたものであ
る。 また本発明の実施において、望ましい効果を得
るためには、以下に述べるように、組成、焼結条
件等を所定の範囲内に選択することが必要であ
る。安定化剤のY2O3の添加量は10〜30wt％であ
ることが好ましいが、その理由は10wt％未満で
は残留正方晶が存在するため切削抵抗が大きくな
り、一方、Y2O3量が30wt％を越えると焼結密度
が上がりにくくなること、及び立方晶に
Y4Zr3O12などが析出し摺動特性に悪影響を及ぼ
すからである。Al2O3の添加量は0.5〜10wt％が
望ましい。これは0.5wt％未満ではZrO2中に分散
して結晶粒成長を抑制する作用がないためであ
り、また10wt％を越えると硬さが増加し、ZrO2
のもつ摺動特性が損われてしまうためである。
MnO2、TiO2、Fe2O3、あるいはSiO2等の焼結助
剤の添加量は0.2〜10wt％に限定する必要がある。
これは0.2wt％未満では助剤としての焼結密度向
上の効果がないためであり、また10wt％を越え
ると、Al2O3の場合とは逆に、ZrO2の硬さを低下
させるためである。また本発明において、Al2O3
及び焼結助剤の添加量が多い場合は、熱膨張係数
が90×10-7℃-1以下に低下し、100±10×10-7℃
-1という本発明の目的とする範囲を越えてしまう
ため、添加量が多すぎるのは不適当である。焼結
条件としては大気中1300〜1600℃の焼成が望まし
い。これは1300℃以下では焼結が不十分であり、
密度が上らないためであり、また1600℃以上では
Al2O3を含有していても粒成長を抑制できなくな
るためである。なお、HIP条件としては1200〜
1500℃、1000〜1500気圧が望ましい。 また、本発明におけるジルコニアセラミツクス
には不純物としてMgO、HfO2、CaOなど合計で
2wt％以下含有されていても何等本発明の効果を
減ずるものではない。 本発明においては、ZrO2を安定化するために
Y2O3を添加しているが、その添加法としては
ZrO2、Y2O3粉末を混合して直接焼結してもよい
し、あるいは溶液状態から共沈させ仮焼した粉末
を使用してもよい。 （実施例） 本発明の磁気ヘツド用ジルコニア基板につい
て、実施例によりさらに詳細に説明する。 二次粒子径0.5μｍの微細なZrO2粉末にY2O3、
Al2O3、焼結助剤としてMnO2、TiO2、SiO2、
Fe2O3を表に示す割合で配合し、エタノールを溶
媒としてボールミル混合をした。これにバインダ
ーとしてポリビニルアルコール（PVA）、ポリエ
チレングリコール（PEG）を添加し、スプレー
ドライヤーで造粒し成形後第１表に示す条件で焼
結した。これを水中置換法で密度を測定後、平面
研削、鏡面ラツプにより3″ウエハーとした。表面
粗さを測定後アモルフアスCo−10at％Nb−3.5at
％Zr膜（Coは残部）をスパツタリングによつて
成膜し、膜の密着性を評価した。また、切削抵抗
は外周スライサーでブレードにかかる応力を圧電
素子によつて測定した。以上の結果を第２表に示
す。表中のNo.１、５、６、９、10、13、14、17は
比較例である。
を成膜するのに好適な非磁性基板材料に関するも
のである。 （従来の技術） 近年、磁気記録の分野においては記録密度の高
密度化が強く要望されており、従来のγ−Fe2O3
を樹脂とともにデイスク上に塗布したものにおい
ても、高保磁力とするためにCoをドープしたも
のが用いられている。更に、磁気記録密度を上げ
るために、Ni−Ｐの無電解メツキ、更にはCo−
Pt、Co−Ni−Pt、Co−Niなどをスパツターで付
けた記録媒体が使われ出している。 一方、垂直磁気記録用記録媒体としては、塗布
型ではＣ軸異方性の大きい六方晶Baフエライト、
薄膜型ではCo−Cr磁性膜などが有望視され開発
が進められている。 また、磁気ヘツドに関しても従来のフエライト
コアから形成された磁気ヘツドでは対応できない
ため、新たな構成の磁気ヘツドの開発が進められ
ている。高密度磁気記録用磁気ヘツドでは、コア
としてCo−Nb−Zr系材料を用いたものが有望視
されている。これは、Co−ZrにNbを添加するこ
とにより飽和磁束密度は低下するものの、透磁率
が上昇するため、総合的な意味で磁気特性を改善
したものであるが、現在では、ガラス等の非磁性
基板の上にスパツタリングによつてCo−Nb−Zr
膜を成膜し、ボンデイングによつてギヤツプ部を
形成する方式のものが実用化されている。また、
Co−Nb−Zr膜だけでは磁束密度が不足するため
バツクアツプ材としてフエライトを使用すること
も多いが、いずれにしろ磁気デイスク面と対向す
る面には非磁性基板を使用せざるを得ない。しか
しながら、現在用いられているガラスでは耐摩耗
性あるいは摺動特性の面で問題点がある。そのた
め、ガラス以外の新たな非磁性基板が求められて
いる。 （発明が解決しようとする問題点） 上述したように磁気ヘツド用の非磁性基板にお
いては、その上に直接Co−Nb−Zr膜を成膜する
ため、次のような特性を満足する必要がある。 第１に熱膨張係数がCo−Nb−Zr膜の100×
10-7℃-1と同等であることが必要である。基板材
と薄膜との熱膨張係数差があまり大きいと、成膜
後の冷却中に膜の剥離、割れといつた問題点を生
じる。そのため熱膨張係数差は大きくとも±10×
10-7℃-1、望ましくは±５×10-7℃-1であること
が必要である。 第２に直接成膜されるため基板の表面状態が極
めて重要であり、ポアは多くとも１％以内である
こと、また、表面粗さ、微小うねりなどもできる
だけ小さいことが望まれる。 第３に摺動中に磁気デイスクを傷つけないこ
と、すなわち摺動特性が良好なことが求められ
る。 第４にヘツド形状に加工する際に加工性が良好
なことが求められる。 本発明は、上記基板としての要求特性を満足す
る磁気ヘツド用セラミツクス基板を提供すること
を目的とするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明は、上記目的を達成するために、酸化イ
ツトリウムを10〜30wt％、酸化アルミニウムを
0.5〜10wt％、MnO2、TiO2、およびFe2O3のう
ちの一種以上またはSiO2を0.2〜10wt％含有し、
残部が実質的に立方晶酸化ジルコニウムであるこ
とを特徴とする磁気ヘツド用ジルコニア基板であ
る。 本発明は、安定化（立方晶）ジルコニアを基板
材料として用いることにより、上記第１、第３の
要求特性を満足することを見出したことにより成
されたものである。すなわち、酸化ジルコニウム
（ZrO2）の熱膨張係数は酸化イツトリウム
（Y2O3）量によつても多少変化するが、90〜110
×10-7℃であり、アモルフアスCo−Nb−Zr膜を
成膜した場合の密着性は非常に良好である。ま
た、ZrO2は他の酸化アルミニウム（Al2O3）等の
セラミツクスに比べ摺動特性に極めて優れてお
り、耐摩耗性もまた良好である。 ZrO2は周知の通り、既存の用途として大きく
分けて２つある。ひとつは微細なZrO2粉末に少
量のMgO、CaO、Y2O3等の安定化剤を添加して
高温相である正方晶を室温まで残留させ、その応
力誘起変態により高強度・強靭性を得る部分安定
化ジルコニアである。もうひとつは安定化剤を多
量に添加して高温における酸素イオン導電性を利
用した酸素センサーなどに使用される安定化ジル
コニアである。このように安定化剤の量によつ
て、ZrO2の性質は大きく変化する。部分安定化
ZrO2では結晶粒は微細であり、また容易に高密
度品を得られるが、一方では切削時の抵抗が大き
すぎるため基板材料としては第４の加工性が良好
という要求特性に反するため不適当である。一
方、立方晶が主体の安定化ジルコニアでは、加工
性は部分安定化ジルコニアに比較して格段に改善
されるが、立方晶は粒成長をおこしやすく粒内に
ポアが残るため、高密度品が得られにくいという
欠点がある。 本発明においては安定化ジルコニアにMnO2、
TiO2、Fe2O3、あるいはSiO2焼結助剤を添加す
ることによつて高密度化を達成したものである。
すなわち、これらの酸化物はいずれもZrO2中に
固溶し、ZrO2の焼結を促進するため、高密度化
に効果がある。 一方、上記酸化物の添加は粒成長を促進するた
め、粒内に大きな消滅できないポアが残存する可
能性がある。そのため、本発明では、ZrO2と固
溶しないAl2O3を添加し、その分散によつて立方
晶ZrO2の粒成長を抑制する。このように本発明
においてはAl2O3と焼結助剤を併用することによ
り、焼結促進と粒成長抑制の両方の効果が見られ
るため、常圧焼結のみでも相対密度96〜97％程度
の焼結体が得られる。これをさらにHIPすること
により、相対密度99％以上を達成できたものであ
る。 また本発明の実施において、望ましい効果を得
るためには、以下に述べるように、組成、焼結条
件等を所定の範囲内に選択することが必要であ
る。安定化剤のY2O3の添加量は10〜30wt％であ
ることが好ましいが、その理由は10wt％未満で
は残留正方晶が存在するため切削抵抗が大きくな
り、一方、Y2O3量が30wt％を越えると焼結密度
が上がりにくくなること、及び立方晶に
Y4Zr3O12などが析出し摺動特性に悪影響を及ぼ
すからである。Al2O3の添加量は0.5〜10wt％が
望ましい。これは0.5wt％未満ではZrO2中に分散
して結晶粒成長を抑制する作用がないためであ
り、また10wt％を越えると硬さが増加し、ZrO2
のもつ摺動特性が損われてしまうためである。
MnO2、TiO2、Fe2O3、あるいはSiO2等の焼結助
剤の添加量は0.2〜10wt％に限定する必要がある。
これは0.2wt％未満では助剤としての焼結密度向
上の効果がないためであり、また10wt％を越え
ると、Al2O3の場合とは逆に、ZrO2の硬さを低下
させるためである。また本発明において、Al2O3
及び焼結助剤の添加量が多い場合は、熱膨張係数
が90×10-7℃-1以下に低下し、100±10×10-7℃
-1という本発明の目的とする範囲を越えてしまう
ため、添加量が多すぎるのは不適当である。焼結
条件としては大気中1300〜1600℃の焼成が望まし
い。これは1300℃以下では焼結が不十分であり、
密度が上らないためであり、また1600℃以上では
Al2O3を含有していても粒成長を抑制できなくな
るためである。なお、HIP条件としては1200〜
1500℃、1000〜1500気圧が望ましい。 また、本発明におけるジルコニアセラミツクス
には不純物としてMgO、HfO2、CaOなど合計で
2wt％以下含有されていても何等本発明の効果を
減ずるものではない。 本発明においては、ZrO2を安定化するために
Y2O3を添加しているが、その添加法としては
ZrO2、Y2O3粉末を混合して直接焼結してもよい
し、あるいは溶液状態から共沈させ仮焼した粉末
を使用してもよい。 （実施例） 本発明の磁気ヘツド用ジルコニア基板につい
て、実施例によりさらに詳細に説明する。 二次粒子径0.5μｍの微細なZrO2粉末にY2O3、
Al2O3、焼結助剤としてMnO2、TiO2、SiO2、
Fe2O3を表に示す割合で配合し、エタノールを溶
媒としてボールミル混合をした。これにバインダ
ーとしてポリビニルアルコール（PVA）、ポリエ
チレングリコール（PEG）を添加し、スプレー
ドライヤーで造粒し成形後第１表に示す条件で焼
結した。これを水中置換法で密度を測定後、平面
研削、鏡面ラツプにより3″ウエハーとした。表面
粗さを測定後アモルフアスCo−10at％Nb−3.5at
％Zr膜（Coは残部）をスパツタリングによつて
成膜し、膜の密着性を評価した。また、切削抵抗
は外周スライサーでブレードにかかる応力を圧電
素子によつて測定した。以上の結果を第２表に示
す。表中のNo.１、５、６、９、10、13、14、17は
比較例である。
【表】
【表】
【表】
【表】
No.１〜５ではAl2O35wt％、TiO25wt％添加し、
Y2O3量を変化させた場合である。Y2O3量が少な
いNo.１では相対密度はほぼ理論密度まで緻密化し
ており、また結晶粒径も微細であるが、他の場合
に比べ切削抵抗が著しく大きいため基板材として
は不適である。Y2O3量をふやすと切削抵抗は低
下するが、No.５のように多すぎると密度が急減し
てしまう。 No.６〜９はY2O315wt％、TiO25wt％を添加
し、Al2O3量を変化させたものである。No.６のよ
うにAl2O3量が少ないと、結晶粒径は15〜20μｍ
と大きいのに対しAl2O3を増加させていくと結晶
粒は微細になつていき切削時のチツピングが小さ
くなる。しかし、多すぎると熱膨張係数が小さく
なつて膜の密着性が悪化する。 No.10〜13はY2O315wt％、Al2O35wt％を添加し
TiO2量を変化させたものである。TiO2量が少な
い場合には十分な焼結密度が得られない。TiO2
量が増加すると十分な密度になるが、多すぎると
熱膨張係数が小さくなり、また硬さが小さくな
る。 No.14〜17は焼結温度を変化させた場合である。
1200℃では95％と密度が低い。1300℃ではHIPに
かかる程度に十分に緻密化するが、1600℃以上で
はAl2O3を添加していても結晶粒の粒成長を抑え
ることはできない。 No.18〜21ではTiO2の代りにMnO2、SiO2、
Fe2O3などを添加した場合であるが、粒径、焼結
体の色に違いはみられるものの、いずれも十分な
密度が得られた。 （発明の効果） 本発明によるジルコニア基板は、以上述べてき
たように摺動特性、高密度品、加工性などの点に
優れ、磁気ヘツド用の基板として好適な材料であ
る。
Y2O3量を変化させた場合である。Y2O3量が少な
いNo.１では相対密度はほぼ理論密度まで緻密化し
ており、また結晶粒径も微細であるが、他の場合
に比べ切削抵抗が著しく大きいため基板材として
は不適である。Y2O3量をふやすと切削抵抗は低
下するが、No.５のように多すぎると密度が急減し
てしまう。 No.６〜９はY2O315wt％、TiO25wt％を添加
し、Al2O3量を変化させたものである。No.６のよ
うにAl2O3量が少ないと、結晶粒径は15〜20μｍ
と大きいのに対しAl2O3を増加させていくと結晶
粒は微細になつていき切削時のチツピングが小さ
くなる。しかし、多すぎると熱膨張係数が小さく
なつて膜の密着性が悪化する。 No.10〜13はY2O315wt％、Al2O35wt％を添加し
TiO2量を変化させたものである。TiO2量が少な
い場合には十分な焼結密度が得られない。TiO2
量が増加すると十分な密度になるが、多すぎると
熱膨張係数が小さくなり、また硬さが小さくな
る。 No.14〜17は焼結温度を変化させた場合である。
1200℃では95％と密度が低い。1300℃ではHIPに
かかる程度に十分に緻密化するが、1600℃以上で
はAl2O3を添加していても結晶粒の粒成長を抑え
ることはできない。 No.18〜21ではTiO2の代りにMnO2、SiO2、
Fe2O3などを添加した場合であるが、粒径、焼結
体の色に違いはみられるものの、いずれも十分な
密度が得られた。 （発明の効果） 本発明によるジルコニア基板は、以上述べてき
たように摺動特性、高密度品、加工性などの点に
優れ、磁気ヘツド用の基板として好適な材料であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比で、酸化イツトリウムを10〜30％、酸
化アルミニウムを0.5〜10％、MnO2、TiO2、お
よびFe2O3のうちの一種以上、またはSiO2を0.2
〜10％含有し、残部が実質的に立方晶酸化ジルコ
ニウムであることを特徴とする磁気ヘツド用ジル
コニア基板。 ２ 熱膨張係数が90〜110×10-7℃であることを
特徴とする特許請求の範囲第１項記載の磁気ヘツ
ド用ジルコニア基板。 ３ 理論密度の99％以上の密度を有することを特
徴とする特許請求の範囲第１項または第２項記載
の磁気ヘツド用ジルコニア基板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59192356A JPS6172682A (ja) | 1984-09-13 | 1984-09-13 | 磁気ヘツド用ジルコニア基板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59192356A JPS6172682A (ja) | 1984-09-13 | 1984-09-13 | 磁気ヘツド用ジルコニア基板 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28028485A Division JPS61142520A (ja) | 1985-12-13 | 1985-12-13 | 薄膜磁気ヘツド |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6172682A JPS6172682A (ja) | 1986-04-14 |
| JPH0122229B2 true JPH0122229B2 (ja) | 1989-04-25 |
Family
ID=16289913
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59192356A Granted JPS6172682A (ja) | 1984-09-13 | 1984-09-13 | 磁気ヘツド用ジルコニア基板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6172682A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63279410A (ja) * | 1987-05-11 | 1988-11-16 | Sony Corp | 薄膜磁気ヘッド |
| JPS64351U (ja) * | 1987-06-19 | 1989-01-05 | ||
| JP5036271B2 (ja) * | 2006-10-16 | 2012-09-26 | 株式会社ニッカトー | ジルコニア質導電性焼結体 |
| CN101654366B (zh) * | 2009-09-10 | 2012-10-24 | 中国矿业大学(北京) | 复合助烧剂及其用于低温制备纳米晶陶瓷的方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6077406A (ja) * | 1983-10-04 | 1985-05-02 | Hitachi Metals Ltd | 薄膜磁気ヘツド用基板及びその製造方法 |
-
1984
- 1984-09-13 JP JP59192356A patent/JPS6172682A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6172682A (ja) | 1986-04-14 |
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