JPH0288741A - 高記録密度ディスク用素材及びその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は高密度磁気ディスク用アルミニウム合金板及び
その製造法に関するものである。

（従来の技術） 磁気ディスク材料としては、軽量、非磁性、高速回転に
耐える剛性などの点から、アルミニウム合金が用いられ
ている。磁気ディスク用アルミニウム合金板（ブランク
材）は、精密切削若しくは精密研磨などの精密表面仕上
げを行ってディスク用基板（サブストレート材）とし、
脱脂等の前処理を行った後、磁性膜を形成する。

近年の磁気記録密度の向上に伴い、磁気ヘッド浮上高さ
はますます低くなると共に、記録の単位面積は小さくな
ってきている。このため、サブストレーｌ−材のフラッ
トネスに対する要求及びサブストレート材表面の微少な
凹凸の現象に対する要求はますます厳しくなっている。

また、電子産業分野での競争の激化のため、磁気ディス
クに関しても低コスト化が指向されてきている。このた
め、ブランク材及びサブストレート材についても低価格
な高品質材が要求されている。

（発明が解決しようとする課題） 従来、ブランク材の内部品質としては、全ての金属間化
合物が小さいことが必要と考えられてきた。これは、金
属間化合物はアルミニウム合金マトリックスよりも高硬
度であるため、切削若しくは研磨仕上げにおいて突起と
して残るか又は脱落して穴となり、結果として磁性膜の
厚みが局部的に変り、記録エラーとなり易いためである
。

このため、従来は、例えば特公昭６２−３２２６０号の
如く超高純度地金、すなわち、純度９９゜９９％のＡｌ
地金の使用による金属間化合物の微細化の提案などがな
されていた。

しかし乍ら、超高純度Ａｌ地金使用によるブランク材は
、高品質ではあっても非常に高価であり、実質上電算機
業界での量産採用はなされなかった。

また、特にコストを重視する塗布型ディスク向けの使用
は、検討の対象にもなり得なかった。

もっとも、最近、特開昭６３−９６２５４号に示される
ように低純度のＡｌ地金を使用する試みがなされており
、金属間化合物の微細化の点では超高純度Ａｌ地金を使
用したに比べて満足できるものではない。

本発明は、か）る事情に鑑みてなされたものであって、
従来主たる方法として提案されてきた高純度Ａｌ地金の
使用による高密度化対応ブランク材の製造の方法を採ら
ず、比較的低い純度のＡＰ地金を使用して低コストの高
記録密度化対応材を提供すること、並びにそれを製造し
得る方法を提供することを目的とするものである。

（課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため、本発明の高記録密度ディスク
用素材は、Ｍｇ：３〜５％及びｓｉ：ｏ、。

１５％〜０．０３０％を含有するＡｌ−Ｍｇ合金におい
て、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物が４μｍ以下であることを特徴
とするものである。

また、その製造方法は、Ｍｇ：３〜５％及びＳｊ：０．
１５〜０．０３０％を含有するＡｌ−Ｍｇ合金の鋳塊に
、均熱温度が５００℃〜５６０℃、保持時間が１１１ｒ
以上の均熱処理を施し、次いで圧延量始温度５００℃以
上で熱間圧延を行うことを特徴とするものである。

以下に本発明を更に詳細に説明する。

まず、Ａｌ地金純度に関連する究明点、すなわち、高純
度Ａｌ地金の使用を回避可能とした幾つかの究明点を示
す。

前述の如く、磁気ディスクに記録エラーをもたらす素材
側の原因は、サブストレート材の表面の突起及びピット
が主と考えられていた。このため、粗大な金属間化合物
の存在は許されないとされていた。

しかし乍ら、磁気ディスクの記録エラーについて多数調
査分析したところ、記録エラーの素材側原因の殆どがピ
ットであり、突起に起因する記録エラーは非常に少ない
ことが判明した。すなわち、記録エラーをなくすために
はピットをなくせばよいことを究明したのである。

次に、このピットの形成原因であるが、従来は精密切削
時に金属間化合物が脱落することにより形成されるもの
と考えられていた。この点につい一 ても表面の詳細ｆ７Ｒ察を行ったところ、切削等におい
て脱落により形成される場合よりも、磁性膜形成のため
の前処理、すなわち、脱脂及びクロメート処理により特
定の金属間化合物（Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物）が溶解してピ
ットを形成する頻度が非常に多いことを究明したのであ
る。

すなわち、従来は、Ａ　Ｑ　−Ｆｅ、　Ａ　Ｑ　−Ｍｎ
Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｒ、Ｍｇ−８ｉ、Ａｌ−Ｆ
ｅ−８ｉ系などの全ての晶出物につき、その大きさ数を
減少させるべく高純度地金化が図られてきたが、上記の
究明点に基づき、Ｍｇ−８ｉ系晶出物を厳しくコントロ
ールすれば、その他の系の晶出物は、高純度地金を使用
するほどには厳しくする必要がないことが判明した。ま
た、Ｍｇ−８ｉ品出物の大きさは４μｍ以下であれば、
塗布型ディスクとしては充分なる高密度化が可能である
ことを究明した。

次に、Ｍｇ−８ｉ晶出物の微細化との関連で組成との関
係を示す。

まず、Ｍｇ−３ｉ品出物はＭｇ及びＳｉにより形成され
るのであるから、当然、両元素とも含有量が少ない方が
晶出物の形成も少ない。しかし、Ｍｇは磁気ディスク用
素材として充分な強度を得るのに必須な元素であり、こ
のため、Ｍｇは３％以上の添加が必要である。

また、Ｓｉはどのような純度のＡｌ地金を使用しても不
可避に混入する元素である。そして、高純度地金である
９　９．９９％（例、９９．９９２％）Ａｌ地金を用い
ると、通常、０．００８％程度以下のＳｉを含有したブ
ランク材が得られる。この場合はＭｇ−８ｉ晶出物は４
μｌ以下となるが、価格的に非常に高価となる。この非
常に高価な地金に比較して廉価な地金である９９゜９０
〜９９．９７％／ｌ地金を使用した場合は０．０２〜０
．０３％のＳｉ含有量のブランク材が得られるが、この
程度のＳｉを含有する場合、Ｍｇ−８ｉ品出物が多量に
形成され、記録のエラーとなる場合が多かった。

しかし乍ら、以下に説明する如く、本発明では。

このような低価格のＡｌ地金を用い、Ｓｉ含有量が０．
０１５〜０．０３０％であっても、高密度用ディスク材
として使用可能なブランク材を得ることを可能にしたの
である。

まず、本発明における化学成分の限定理由を説明する。

Ｓｉ：０１０１５〜０．０３０％ 前述のように、Ｓｉについては、使用地金の点より、０
．０１５％以上０．０３０％以下とする。

Ｓｉを０．０１５％以上とするのは、０．０１５％未満
であると、Ｍｇ−８ｉ品出物は微細化されても高価格高
純度地金を使用せざるを得す、経済的でなくなるからで
ある。一方、０．０３０％を超えると、本発明法に係る
工程においてもＭｇ−Ｓｉ系晶出物の微細化が困難とな
る。

Ｍｇ：３〜５％ Ｍｇは強度付与のために必須な元素であり、３％以上の
添加を行う必要がある。しかし、５％を超えると鋳造時
にＭｇＯ等の介在物が形成され易く、かつ、Ｍｇ−８ｉ
系晶出物も粗大化し易くなるので、５％以下に規制する
必要がある。

なお、ＦｅはＡｌ−Ｆｅ系などの晶出物を形成し易くす
るので、少ないことが望ましい。通常の低純度Ａｌ地金
を使用した場合、上記Ｓｉ量の規制からＦｅは０．０７
０％以下となる。このように品出物の点からはＦｅは少
ないことが望ましいが、後述の熱間割れの防止のために
は添加されていることが望ましく、０．０２５％以上含
有していることが好ましい。

ＭｎはＭｇ−Ｓｉ系晶出物の分布とは直接関係ないが、
Ａ　Ｑ　−Ｍｎ　−Ｆｅ、　Ａ　Ｑ−Ｍｎ等の品出物の
粗大化を防止するため、０．３％以下とすることが望ま
しい。

その他の元素は、不純物である限り、本発明の効果に影
響を与えない。

次に、本発明における製造工程について、その条件の限
定理由を説明する。

上記組成、表面性状のディスク用素材を得るため、種々
の実験を行った。

失腹貫よ 第１表に示す化学成分を有するＡｌ−Ｍｇ合金Ｎｏ　１
の鋳塊につき、均質化加熱温度のＭｇ−Ｓｉ系晶出物に
及ぼす影響を調査した。その結果を第１図に示す。なお
、第１図の結果を得るに際しては、各熱処理後の鋳塊に
つき鏡面切削を行い、その後走査型電子顕微鏡にて５０
０倍の倍率で面積１０ｍｌ１１２を測定し、１μｍ以上
２μｍ未満の晶出物を２μｍとして、２μｍ以上３μｍ
未満の晶出物を３μｍ（以下、同様）とする要領にて表
示した。

第１図において明らかな如く、従来は、Ｍｇ−８Ｌ系晶
出物（Ｍｇ、Ｓｉの形態）の数、大きさは温度を上げる
と単調に減少するというのが常識であったが、この常識
とは異なり、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物は均熱温度が４００〜
４５０℃で鋳造ままの状態より成長し、それより更に高
温にすると、再び小さくなる。

この結果より、均熱温度は５００℃以上とする必要があ
ることが判明した。

失１性裟 第１表に示す化学成分を有するＡｌ−Ｍｇ合金Ｎα２の
鋳塊につき、均質化加熱温度のＭｇ−３ｉ系晶出物分布
に及ぼす影響を調べた。その結果を第２図に示す。

この結果から、均熱温度が５６０℃まではＭｇ−８ｉ系
晶出物は単調に減少することがわかる。

しかし、５６０℃を超えるとバーニング等の問題が発生
し易いため、５６０℃以下とする必要があることが判明
した。

失１貫主 第１表に示す化学成分を有するＡｌ−Ｍｇ合金＆３の鋳
塊につき、均質化加熱時の昇温速度、冷却速度及び保持
時間のＭｇ−Ｓｉ系晶出物分布に及ぼす影響を調べた。

その結果をそれぞれ第３図、第４図及び第５図に示す。

第３図及び第４図から、昇温速度はＭｇ−Ｓｉ系晶出物
の分布に影響を及ぼさないことがわかるが、冷却速度は
分布に大きく影響を与え、徐冷するほどＭｇ−Ｓｉ系晶
出物が多くなる（大きくなる）ことが認められる。また
第５図から、保持時間は長いほど、Ｍｇ−８Ｌ系晶出物
は小さくなることがわかり、保持時間は少なくとも１ｈ
ｒ以上が必要であることが判明した。

失腹災± 実験例３の場合と同じ組成の鋳塊につき、第６図中に示
す条件の均質化加熱を施し、均質化加熱条件のＭｇ−８
ｉ品出物分布に及ぼす影響を調べた。

その結果は、第６図に示すように、４０℃の徐冷を含む
加熱条件では、たとえ組成が同一であってもＭｇ−Ｓｉ
系晶出物が非常に多いことが認められる。

更に、上記組成の鋳塊から１５ｍｍ厚の小型鋳塊を切り
出し、上記の均質化熱処理後、空冷せずに２ｍｍ厚まで
熱間圧延を行い、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物を測定した結果を
第７図に示す。この結果から、均質化熱処理後の鋳塊で
のＭｇ−Ｓｉ系晶出物分布は、熱間圧延後においてもそ
の傾向は維持されることがわかる。

大負潰ｊ− 第１表に示す化学成分を有するＡｌ−Ｍｇ合金Ｎα４の
鋳塊を開削後、５４０℃Ｘ１０ｈｒ加熱し、熱間圧延を
５３０，５００，４７０℃で開始し、６ＩＩＩ１１厚で
終了した。この後、更に４■厚まで冷間圧延し、片側約
０．１１Ｉ１１を切削し、鏡面仕上げを行い、Ｍｇ−Ｓ
ｉ系晶出物につき評価した。その結果を第２表に示す。

なお１本例での冷間圧延板は倍率１０００倍で評価した
。また第２表における圧延順１．２．３は、熱間圧延を
行なった順序である。通常、バッチ炉で均熱する場合は
特定本数をひとまとめに均熱し、その後１本づつ取り出
して熱間圧延をする。

この際、炉の最後の方の取り出しとなってくると、鋳塊
の温度は自然に低下してきて徐冷したと同じ状況となる
。このため熱間圧延温度は第２表に示す如く低下するこ
とが多い。

第２表の結果より、冷延板のＭｇ−Ｓｉ系晶出物は熱間
圧延開始温度が５００℃未満になると急激に増加するた
め、熱間圧延開始温度は５００℃以上にする必要がある
ことがわかる。この理由は実験例１及び３に示したとお
りである。従来は、熱間圧延開始温度を４７０℃程度以
下にすることが熱間割れ防止等のため常識とされていた
が、これでは低純度Ａｌ地金を使用した場合にＭｇ−Ｓ
ｉ系晶出物の大きさがせいぜい５μｍ以上のものを低減
するに止まっていたのに対し、熱間圧延開始温度を高め
る効果は顕著である。

なお、熱間圧延開始温度が５３０℃と高い場合、Ｍｇ−
Ｓｉ系晶出物は微細化されるが、熱間圧延の初期に表面
割れが発生し易い。これは、高温における急激な歪の導
入に伴い、圧延板表面に巨大な結晶粒が形成されるため
と考えられるため、歪速度の低下が必要とされる。この
点、表面割れの防止のためには、粗大結晶粒の形成を少
しでも抑制するため、Ｆｅを０．０２５％以上含有する
ようにコントロールすることが好ましいことが別途確認
された。

したがって、熱間圧延開始温度は５００℃以上とするが
、Ｆｅ含有量を０．０２５％以上、好ましくは０．０４
０％以上の如く高めて熱間割れの防止を図り、しかしＦ
ｅ含有量の増加に伴うＡｕＦｅ系品出物の増加を防止す
ることを考慮すると、５００〜５６０℃が望ましく、更
には５１０〜５３０℃が好ましい。

【以下余白１ 以上の実験で得た知見に基づき１本発明による製造工程
条件としては、既述の組成を有するＡｌ−Ｍｇ合金の鋳
塊に、まず、均熱温度５００〜５６０℃、保持時間１ｈ
ｒ以上の均熱処理を施すことが必要である。次いで行う
熱間圧延では、圧延開始温度を５００℃以上にする必要
がある。

なお、均熱処理における他の条件は特に制限しないが、
昇温速度は４０℃／ｈｒを超える加熱速度が好ましく、
空冷、水冷等の冷却が望ましい。また熱間圧延では、歪
速度はＦｅ量との関連で決めるのが好ましく、１５　（
１／ｓｅｃ）以下の如く低いのが望ましい。

次に、本発明の実施例を示す。なお、前述の実験例も本
発明の実施例たる得ることは云うまでもない。

（実施例） 低純度Ａｌ地金（９９，９２〜９９．９４％）を使用し
て常法により溶解、鋳造して得られた第３表に示す化学
成分を有するＡｇ−Ｍｇ合金Ｎα１の鋳塊に５４０℃Ｘ
２０ｈｒの均熱処理を施した後、第４表に示す条件で熱
間圧延を行い、冷間圧延により２ｍｍ厚にした。なお、
平均歪速度は板厚１５ｎ＋ｍ以上においてのもので、歪
速度ε（１／ｓｅｃ）は、ここで、ｎ：ロール回転数（
ｒｐｍ） ｒ：加工率＝（出側厚）／（入側厚） Ｈｏ：入り側板厚（、ｍ） Ｒｏ＝ロール半径（ＩＩＩＩｌｌ） の式により求めた。

熱間粗圧延の表面状況を調べると共に、冷延板について
Ｍｇ−８ｉ系晶出物の評価を行った。その結果を第４表
に示す。なお、晶出物は走査型電子顕微鏡にて１０００
倍の倍率で面積１０ｍｍ２を測定した。

第４表より、熱延条件が適切な工程によれば、全く不具
合がなく、かつ高密度ディスク材としての特性も満たし
ていることが認められる。なお、第４表の歪速度２０　
（１／ｓｅｃ）は従来圧延条件である。

（比較例） 第３表に示す化学成分を有するＡｌ−Ｍｇ合金Ｎα２（
Ｓｉが多い）の鋳塊を５５０℃Ｘ６ｈｒで均熱処理した
後、５３０℃で熱間圧延を開始し、鋳塊厚（３６０ｍｍ
）から１５ｍｍ厚での熱間粗圧延の平均歪速度を１０　
（１／ｓｅｃ）にコントロールし、その後４．５ｍｍ厚
まで熱間圧延し、更に２ｍｍ厚まで冷間圧延した。

その後、表面から０．１１ＩＩｌ切削した鏡面について
Ｍｇ−８ｉ系晶出物の評価を行った。この結果、Ｓｉ量
が多く本発明範囲外の組成では、５μｍ以上の大きさの
Ｍｇ−８ｉ系晶出物が８個／ｍｍ２存在し、高密度ディ
スク用素材としては適さないことがわかった。

【以下余白］ （発明の効果） 以上詳述した如く、本発明に係る工程によれば、比較的
低純度のアルミニウム地金を用いても、塗布型ディスク
用として充分なる高密度ディスク用素材を得ることがで
きる。したがって、製造コストは高純度地金である９　
９．９９％アルミニウム地金の使用の場合に比較して半
分以下で済み、工業製品の製造という点において非常に
大きい効果である。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２図はそれぞれＭｇ−８ｉ系晶出物分布に
及ぼす均質化加熱温度の影響を示す図、第３図乃至第５
図はＭｇ−Ｓｉ系晶出物分布に及ぼす均質化処理の昇温
速度、冷却速度及び保持時間の影響を示す図であって、
第３図は昇温速度の場合、第４図は冷却速度の場合、第
５図は保持時間の場合を示し、 第６図は各種の熱履歴の均質化処理条件のＭｇＳｉ系品
出物品出物分布す影響を示す図、第７図は均質化処理時
のＭｇ−Ｓｉ系晶出物分布を熱延板で評価した結果を示
す図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｍｇ：３〜５％及びＳ
   ｉ：０．０１５〜０．０３０％を含有するＡｌ−Ｍｇ合
   金において、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物が４μｍ以下であるこ
   とを特徴とする高記録密度磁気ディスク用素材。
2. （２）Ｍｇ：３〜５％及びＳｉ：０．０１５〜０．０３
   ０％を含有するＡｌ−Ｍｇ合金の鋳塊に、均熱温度が５
   ００〜５６０℃、保持時間が１ｈｒ以上の均熱処理を施
   し、次いで圧延開始温度５００℃以上で熱間圧延を行う
   ことを特徴とする高記録密度ディスク用素材の製造方法
   。
3. （３）熱間圧延における粗圧延の歪速度が１５（１／ｓ
   ｅｃ）以下である請求項２記載の方法。
4. （４）低純度Ａｌ地金を使用する請求項２記載の方法。