JPS6143423B2 - - Google Patents
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- JPS6143423B2 JPS6143423B2 JP55179886A JP17988680A JPS6143423B2 JP S6143423 B2 JPS6143423 B2 JP S6143423B2 JP 55179886 A JP55179886 A JP 55179886A JP 17988680 A JP17988680 A JP 17988680A JP S6143423 B2 JPS6143423 B2 JP S6143423B2
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Landscapes
- Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は磁気デイスク用Ａ基合金板の製法に
関し、詳細には、(1)マトリツクス中の非金属介在
物及び金属間化合物を少なくすると共にこれらを
均一微細に分散させ、且つ(2)マトリツクスのマク
ロ組織を均一微細にし、切削及び研磨によつて容
易に平滑性を優れたデイスク基盤を与える様な、
磁気デイスク用Ａ基合金板の製法に関するもの
である。 電子計算機における記憶媒体として最も汎用さ
れている磁気デイスク基盤は、Ａ基合金板の表
面を切削加工して所定の厚さにし、更に精密研磨
もしくは精密切削した表面に磁性体薄膜を被覆し
た構造からなり、この磁性体薄膜を磁化させるこ
とによつて信号を記憶する。この種の磁気デイス
ク基盤には一般に下記の特性が要求される。 (1) 磁気ヘツドと磁気デイスク基盤との間隙を一
定に保ち記憶の応答特性を安定化させる為、精
密研磨もしくは精密切削後の表面精度が良好で
あること。即ち基盤全体のひずみや微少うねり
が少ないこと。 (2) 磁性体薄膜を一定厚さとするのに悪影響を及
ぼす突起や穴等の表面欠陥が少なく且つ小さい
こと。またたとえ微細な欠陥であつてもそれが
集合体となつていないこと。 (3) 基盤を作製する際の切削加工や研磨が安定し
て行なえ、且つ使用時の高速回転に十分耐え得
る機械的強度を有すること。 (4) 非磁性、軽量であること。 (5) 耐食性が良好で且つある程度の耐熱性を有す
ること。 一方磁気デイスク用基盤として現在最も汎用さ
れているのはAA規格5086合金であるが、近年の
磁気デイスクに対する大容量化、高密度化の要求
は益々強くなり、１ビツト当りの磁化領域は益々
微少化されると共に、磁性体膜の薄肉化及び磁気
ヘツドと磁気デイスクの間隙の減少化が望まれて
いる。しかし上記のAA5086合金では、前記諸特
性のうち表面精度及び表面欠陥の点で高密度化に
適合できない。 本発明者等は前述の様な状況のもとで、まず良
好な表面精度が得られない原因を究明すべく研究
を行なつたところ、以下の事実が確認された。 〔Ａ〕 現在までのデイスク基盤は表面を精密研
磨すると素材の圧延方向と平行な方向に細長く
伸びた周期0.5〜２mm程度、最大高さ0.10〜0.15
μRmax程度の微少うねりが存在した。 この原因を追求したところ、以下のことが判
明した。 (1) デイスク基盤の表面研磨後の微少うねりの
周期とマクロ組織とは対応しており、マクロ
組織が粗いほど微少うねりの高さが大きくな
る。 (2)―通常のDC鋳造法（鋳塊厚300〜600mm程
度）において粗いマクロ組織が形成される原
因の１つは、鋳塊のサブ組織の粗さ（金属間
化合物の偏在）であり、鋳塊組織を微細にす
れば製品のマクロ組織も微細になり、微少う
ねりが軽減する。 (2)−また通常の鋳塊から圧延する場合に粗い
マクロ組織が形成される今１つの原因は下記
の通りである。 熱間圧延終了後のマクロ組織は、通常熱間
圧延初期の結晶粒が引伸ばされた組織であ
る。即ち熱間圧延中の再結晶は動的再結晶で
あり、わずかな加工量でも次々と再結晶する
為個々の再結晶粒はたとえ微細であつても熱
間圧延初期の結晶粒径と非常に密接な関係が
あり、引き伸ばされた初期の結晶粒の中に若
干方位の異なつた再結晶粒が存在する状態に
なつている。従つて通常の鋳造法で微少うね
りを軽減させる為には、鋳造条件及び熱間圧
延条件をコントロールしてマクロ組織を微細
にする必要がある。 〔Ｂ〕AA5086合金製のデイスク基盤には、マト
リツクス中に直径もしくは長さが15μｍ程度の
金属間化合物が多数存在しており、この金属間
化合物は主としてＡ―Fe―Mn系共晶化合物
とMg2Si系共晶化合物であり、これらの化合物
はマトリツクスとは不連続で且つマトリツクス
よりも硬度が高いから、基盤を切削加工及び研
磨加工する際に表面に突起状欠陥として残るか
或はこれが脱落してその後に穴欠陥が形成され
る。その結果、切削及び研磨を十分に行なつて
も表面精度を十分に高めることができない。 本発明者等は前述の様な究明結果を基に、鋳塊
内に生成する晶出物を可及的に微細化し且つミク
ロ偏析を防止してやれば、Ａ基合金板の表面精
度を大幅に改善できるであろうと考え、かかる着
想を実現すべく添加合金元素の種類及び添加量並
びに鋳造条件等について鋭意研究を進めてきた。
その結果、添加合金元素の種類及び添加量を限定
すると共に、特に連続鋳造によつて製造される鋳
造物を極力薄肉にしてやれば、急冷効果によつて
晶出物が著しく微細化し、且つ結晶組織も微細化
してミクロ偏析も激減し、上記の目的が見事に達
成されることを知つた。 本発明はかかる知見を基にして完成されたもの
であつて、その構成は、合金元素としてMn：0.9
〜1.4％を含有すると共に、Ti：0.03〜0.08％及
び／又はＢ：0.01％以下を含んでなるＡ基合金
溶湯を、板厚が４〜15mmとなる様に連続鋳造し、
更に圧延するところに要旨が存在する。 まず添加合金元素について説明する。 Mnは合金板の機械的強度及び耐食性を高める
のに不可欠の成分であり、0.9％未満ではこれら
の効果が有効に発揮されない。しかし多すぎると
金属間化合物の生成量が多くなつて偏析が起こ
り、晶出物が粗大化するので1.4％以下に抑える
べきである。 Ti及びＢは鋳塊組織を微細化しミクロ偏析を
防止するのに不可欠の元素であり、これらの効果
を有効に発揮させる為にはTi：0.03％以上及び微
量のＢ（好ましくは0.0005％以上）を単独で或は
併用しなければならない。しかしTiが0.08％、Ｂ
が0.01％を越れると、電気化学的吸着現象を応用
したフイルターによる溶湯通過処理段階で過剰分
が殆んど除去されてしまうから、これ以上の添加
は無駄である。 尚本発明でベース金属として使用されるＡは
99％以上の純度を有するものであり、Ａ中に不
可避的に含まれるFe、Si等は、不純物量程度で
ある限り晶出物の粗大化は殆んどなく実害はな
い。 本発明では上記成分組成のＡ合金を溶解した
後、電気化学的吸着現象を応用したフイルターを
常法に従つて通過させて溶湯中の非金属介在物を
除去し、更に連続鋳造を行なうが、目的達成の為
には連続鋳造工程で板厚を４〜15mmにしなければ
ならない。従来の連続鋳造法では厚さが300〜600
mm程度のスラブを得るのが通例である。ところが
本発明者等が実験により確認した結果では、スラ
ブが厚肉であると急冷が困難になり凝固時に晶出
物が粗大化するから、合金組成を如何に調整して
みても晶出物の大きさご３μｍ以下に微細化する
ことはできない。ところが連続鋳造工程で板厚を
15mm以下に設定すると、鋳造板が極めて急速に冷
却される結果、晶出物を著しく微細化できると共
に結晶粒も微細化される。殊に本発明で用いられ
る組成は過冷却現象を起こし易いＡ―Mn系合
金であるから、急冷による晶出物微細化効果が如
実に発揮される。 ちなみに従来の連続鋳造法で得た厚さ300〜600
mm程度のスラブの晶出物サイズは約12μｍである
のに対し、厚さを15mm以下に設定すると冷却速度
を10倍以上に高めることができ、それに伴なつて
晶出物サイズは３μｍ以下になる。しかも結晶粒
が微細化できる為ミクロ偏析も殆んど起こらな
い。 従つてその後熱間、温間或は冷間圧延して得ら
れるＡ基合金板は、極めて微細な晶出物が均一
に分散した状態で得ることができ、これを機械加
工及び研磨加工しても粗大晶出物に起因する凹凸
やミクロ偏析に起因するさざ波現象等を生じる恐
れがない。 尚上記の効果からも明らかな様に、連続鋳造時
の板厚は薄い程好ましいが、デイスク基盤の打抜
加工、切削加工及び研磨加工の精度面から少なく
とも50％以上の冷間圧延が必要であり、４mmを下
限と定めた。一方板厚が15mmを越えると冷却速度
を十分に高め得なくなり、晶出物の微細化効果が
満足に発揮されない。 尚本発明において連続鋳造とは半連続鋳造を含
むものである。 本発明は概略以上の様に構成されており、その
効果を要約すれば下記の通りである。 (1) 添加合金元素の種類及び添加量を限定すると
共に、特に連続鋳造時の板厚を可及的に薄くし
て板材を急冷する様にしたから、晶出物を著し
く微細化でき且つマトリツクス中に均一に分散
させることができる。従つて粗大晶出物に起因
する表面の凹凸及びミクロ偏析に起因するさざ
波現象を可及的に防止でき、表面精度の高い磁
気デイスク用Ａ基合金板を得ることができ
る。 (2) 従つて磁性体膜の薄肉化、磁気ヘツドと磁気
デイスクの間隙の減少化が可能になり、磁気デ
イスクの大容量化及び高密度化に適合できる。 (3) 機械的強度、耐熱性、耐食性においても従来
品と同等乃至それ以上であり、また製法も簡単
であるから、従来品と同程度の価格で提供でき
る。 次に本発明の実施例を示す。 実施例 第１表に示す組成のＡ基合金溶湯を、通常用
いられている電気化学的吸着現象を応用したフイ
ルターを通過させて非金属介在物を除去した後、
５mm厚に連続鋳造し、更に冷間圧延して２mm厚の
板材とした。この板材を300℃で２時間歪取焼鈍
した後、デイスク基盤加工の通常の工程に従つ
て、0.1mm切削加工した後340℃で２時間歪取焼鈍
した。次いでバフ研磨して仕上げ、デイスク基盤
としての性能を調べ、下記の結果を得た。
関し、詳細には、(1)マトリツクス中の非金属介在
物及び金属間化合物を少なくすると共にこれらを
均一微細に分散させ、且つ(2)マトリツクスのマク
ロ組織を均一微細にし、切削及び研磨によつて容
易に平滑性を優れたデイスク基盤を与える様な、
磁気デイスク用Ａ基合金板の製法に関するもの
である。 電子計算機における記憶媒体として最も汎用さ
れている磁気デイスク基盤は、Ａ基合金板の表
面を切削加工して所定の厚さにし、更に精密研磨
もしくは精密切削した表面に磁性体薄膜を被覆し
た構造からなり、この磁性体薄膜を磁化させるこ
とによつて信号を記憶する。この種の磁気デイス
ク基盤には一般に下記の特性が要求される。 (1) 磁気ヘツドと磁気デイスク基盤との間隙を一
定に保ち記憶の応答特性を安定化させる為、精
密研磨もしくは精密切削後の表面精度が良好で
あること。即ち基盤全体のひずみや微少うねり
が少ないこと。 (2) 磁性体薄膜を一定厚さとするのに悪影響を及
ぼす突起や穴等の表面欠陥が少なく且つ小さい
こと。またたとえ微細な欠陥であつてもそれが
集合体となつていないこと。 (3) 基盤を作製する際の切削加工や研磨が安定し
て行なえ、且つ使用時の高速回転に十分耐え得
る機械的強度を有すること。 (4) 非磁性、軽量であること。 (5) 耐食性が良好で且つある程度の耐熱性を有す
ること。 一方磁気デイスク用基盤として現在最も汎用さ
れているのはAA規格5086合金であるが、近年の
磁気デイスクに対する大容量化、高密度化の要求
は益々強くなり、１ビツト当りの磁化領域は益々
微少化されると共に、磁性体膜の薄肉化及び磁気
ヘツドと磁気デイスクの間隙の減少化が望まれて
いる。しかし上記のAA5086合金では、前記諸特
性のうち表面精度及び表面欠陥の点で高密度化に
適合できない。 本発明者等は前述の様な状況のもとで、まず良
好な表面精度が得られない原因を究明すべく研究
を行なつたところ、以下の事実が確認された。 〔Ａ〕 現在までのデイスク基盤は表面を精密研
磨すると素材の圧延方向と平行な方向に細長く
伸びた周期0.5〜２mm程度、最大高さ0.10〜0.15
μRmax程度の微少うねりが存在した。 この原因を追求したところ、以下のことが判
明した。 (1) デイスク基盤の表面研磨後の微少うねりの
周期とマクロ組織とは対応しており、マクロ
組織が粗いほど微少うねりの高さが大きくな
る。 (2)―通常のDC鋳造法（鋳塊厚300〜600mm程
度）において粗いマクロ組織が形成される原
因の１つは、鋳塊のサブ組織の粗さ（金属間
化合物の偏在）であり、鋳塊組織を微細にす
れば製品のマクロ組織も微細になり、微少う
ねりが軽減する。 (2)−また通常の鋳塊から圧延する場合に粗い
マクロ組織が形成される今１つの原因は下記
の通りである。 熱間圧延終了後のマクロ組織は、通常熱間
圧延初期の結晶粒が引伸ばされた組織であ
る。即ち熱間圧延中の再結晶は動的再結晶で
あり、わずかな加工量でも次々と再結晶する
為個々の再結晶粒はたとえ微細であつても熱
間圧延初期の結晶粒径と非常に密接な関係が
あり、引き伸ばされた初期の結晶粒の中に若
干方位の異なつた再結晶粒が存在する状態に
なつている。従つて通常の鋳造法で微少うね
りを軽減させる為には、鋳造条件及び熱間圧
延条件をコントロールしてマクロ組織を微細
にする必要がある。 〔Ｂ〕AA5086合金製のデイスク基盤には、マト
リツクス中に直径もしくは長さが15μｍ程度の
金属間化合物が多数存在しており、この金属間
化合物は主としてＡ―Fe―Mn系共晶化合物
とMg2Si系共晶化合物であり、これらの化合物
はマトリツクスとは不連続で且つマトリツクス
よりも硬度が高いから、基盤を切削加工及び研
磨加工する際に表面に突起状欠陥として残るか
或はこれが脱落してその後に穴欠陥が形成され
る。その結果、切削及び研磨を十分に行なつて
も表面精度を十分に高めることができない。 本発明者等は前述の様な究明結果を基に、鋳塊
内に生成する晶出物を可及的に微細化し且つミク
ロ偏析を防止してやれば、Ａ基合金板の表面精
度を大幅に改善できるであろうと考え、かかる着
想を実現すべく添加合金元素の種類及び添加量並
びに鋳造条件等について鋭意研究を進めてきた。
その結果、添加合金元素の種類及び添加量を限定
すると共に、特に連続鋳造によつて製造される鋳
造物を極力薄肉にしてやれば、急冷効果によつて
晶出物が著しく微細化し、且つ結晶組織も微細化
してミクロ偏析も激減し、上記の目的が見事に達
成されることを知つた。 本発明はかかる知見を基にして完成されたもの
であつて、その構成は、合金元素としてMn：0.9
〜1.4％を含有すると共に、Ti：0.03〜0.08％及
び／又はＢ：0.01％以下を含んでなるＡ基合金
溶湯を、板厚が４〜15mmとなる様に連続鋳造し、
更に圧延するところに要旨が存在する。 まず添加合金元素について説明する。 Mnは合金板の機械的強度及び耐食性を高める
のに不可欠の成分であり、0.9％未満ではこれら
の効果が有効に発揮されない。しかし多すぎると
金属間化合物の生成量が多くなつて偏析が起こ
り、晶出物が粗大化するので1.4％以下に抑える
べきである。 Ti及びＢは鋳塊組織を微細化しミクロ偏析を
防止するのに不可欠の元素であり、これらの効果
を有効に発揮させる為にはTi：0.03％以上及び微
量のＢ（好ましくは0.0005％以上）を単独で或は
併用しなければならない。しかしTiが0.08％、Ｂ
が0.01％を越れると、電気化学的吸着現象を応用
したフイルターによる溶湯通過処理段階で過剰分
が殆んど除去されてしまうから、これ以上の添加
は無駄である。 尚本発明でベース金属として使用されるＡは
99％以上の純度を有するものであり、Ａ中に不
可避的に含まれるFe、Si等は、不純物量程度で
ある限り晶出物の粗大化は殆んどなく実害はな
い。 本発明では上記成分組成のＡ合金を溶解した
後、電気化学的吸着現象を応用したフイルターを
常法に従つて通過させて溶湯中の非金属介在物を
除去し、更に連続鋳造を行なうが、目的達成の為
には連続鋳造工程で板厚を４〜15mmにしなければ
ならない。従来の連続鋳造法では厚さが300〜600
mm程度のスラブを得るのが通例である。ところが
本発明者等が実験により確認した結果では、スラ
ブが厚肉であると急冷が困難になり凝固時に晶出
物が粗大化するから、合金組成を如何に調整して
みても晶出物の大きさご３μｍ以下に微細化する
ことはできない。ところが連続鋳造工程で板厚を
15mm以下に設定すると、鋳造板が極めて急速に冷
却される結果、晶出物を著しく微細化できると共
に結晶粒も微細化される。殊に本発明で用いられ
る組成は過冷却現象を起こし易いＡ―Mn系合
金であるから、急冷による晶出物微細化効果が如
実に発揮される。 ちなみに従来の連続鋳造法で得た厚さ300〜600
mm程度のスラブの晶出物サイズは約12μｍである
のに対し、厚さを15mm以下に設定すると冷却速度
を10倍以上に高めることができ、それに伴なつて
晶出物サイズは３μｍ以下になる。しかも結晶粒
が微細化できる為ミクロ偏析も殆んど起こらな
い。 従つてその後熱間、温間或は冷間圧延して得ら
れるＡ基合金板は、極めて微細な晶出物が均一
に分散した状態で得ることができ、これを機械加
工及び研磨加工しても粗大晶出物に起因する凹凸
やミクロ偏析に起因するさざ波現象等を生じる恐
れがない。 尚上記の効果からも明らかな様に、連続鋳造時
の板厚は薄い程好ましいが、デイスク基盤の打抜
加工、切削加工及び研磨加工の精度面から少なく
とも50％以上の冷間圧延が必要であり、４mmを下
限と定めた。一方板厚が15mmを越えると冷却速度
を十分に高め得なくなり、晶出物の微細化効果が
満足に発揮されない。 尚本発明において連続鋳造とは半連続鋳造を含
むものである。 本発明は概略以上の様に構成されており、その
効果を要約すれば下記の通りである。 (1) 添加合金元素の種類及び添加量を限定すると
共に、特に連続鋳造時の板厚を可及的に薄くし
て板材を急冷する様にしたから、晶出物を著し
く微細化でき且つマトリツクス中に均一に分散
させることができる。従つて粗大晶出物に起因
する表面の凹凸及びミクロ偏析に起因するさざ
波現象を可及的に防止でき、表面精度の高い磁
気デイスク用Ａ基合金板を得ることができ
る。 (2) 従つて磁性体膜の薄肉化、磁気ヘツドと磁気
デイスクの間隙の減少化が可能になり、磁気デ
イスクの大容量化及び高密度化に適合できる。 (3) 機械的強度、耐熱性、耐食性においても従来
品と同等乃至それ以上であり、また製法も簡単
であるから、従来品と同程度の価格で提供でき
る。 次に本発明の実施例を示す。 実施例 第１表に示す組成のＡ基合金溶湯を、通常用
いられている電気化学的吸着現象を応用したフイ
ルターを通過させて非金属介在物を除去した後、
５mm厚に連続鋳造し、更に冷間圧延して２mm厚の
板材とした。この板材を300℃で２時間歪取焼鈍
した後、デイスク基盤加工の通常の工程に従つ
て、0.1mm切削加工した後340℃で２時間歪取焼鈍
した。次いでバフ研磨して仕上げ、デイスク基盤
としての性能を調べ、下記の結果を得た。
【表】
〔性能試験結果〕
微少うねり：0.01μmRmax
（通常は0.1μmRmax程度）
晶出物最大サイズ：２μｍ
（通常は15μｍ程度）
機械的性質
耐力（Kg／mm2）：17.6
抗張力（Kg／mm2）：20.4
伸び（％） ：12.5
上記の結果からも明らかなように、本発明によ
つて得たＡ基合金板は極めて高い表面精度を示
すと共に機械的性質も良好である。
つて得たＡ基合金板は極めて高い表面精度を示
すと共に機械的性質も良好である。
Claims (1)
- １ 合金元素としてMn：0.9〜1.4％を含有する
他、Ti：0.03〜0.08％及び／若しくはＢ：0.01％
以下を含んでなるＡ基合金溶湯を、板厚が４〜
15mmとなる様に連続鋳造し、更に圧延することを
特徴とする磁気デイスク用Ａ基合金板の製法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55179886A JPS57104654A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Manufacture of al alloy plate for magnetic disk |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP55179886A JPS57104654A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Manufacture of al alloy plate for magnetic disk |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57104654A JPS57104654A (en) | 1982-06-29 |
| JPS6143423B2 true JPS6143423B2 (ja) | 1986-09-27 |
Family
ID=16073611
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55179886A Granted JPS57104654A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Manufacture of al alloy plate for magnetic disk |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57104654A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6357735A (ja) * | 1986-08-27 | 1988-03-12 | Sky Alum Co Ltd | 耐熱性アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
| WO2017188320A1 (ja) * | 2016-04-27 | 2017-11-02 | 株式会社Uacj | 磁気ディスク用基板 |
-
1980
- 1980-12-18 JP JP55179886A patent/JPS57104654A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57104654A (en) | 1982-06-29 |
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