JPS60140B2 - 磁気デイスク用Ａｌ基合金板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は磁気ディスク用ＡＩ基合金板の製造法に関し、
詳細には、マトリッ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、これらの晶出物を極力微細化
し、研磨により容易に平滑性の優れたディスク用基盤を
与える様な磁気ディスク用Ｍ基合金板を製造する方法に
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
磁気ディスク用基盤は、ＡＩ基合金板の表面を機械加工
して所定の厚さにし更に精密研磨した後、その表面に磁
性体薄膜を被覆してなるものであり、磁性体薄膜を磁化
させることによって信号を記憶する。

この種の磁気ディスク用基盤には一般に下記の様な特性
が要求される。ｍ 磁気ヘッドと磁気ディスク用基盤と
の間隙を一定に保ち記憶特性を安定化させる為、研磨後
の表面精度が良好であること。

【２）磁性体薄膜の形成に悪影響を及ぼす突起や穴が少
なく且つづ・さし、こと。

‘３｝ 基盤を作製する際の機械加工や研磨、及び軟質
材として使用する際の高速回転等に対して十分耐え得る
機械的強度を有すること。

ｔ４１ 耐食性が良好で且つある程度の耐熱性を有する
こと。

‘５１ 非磁性、軽量であり且つ廉価であること。

一方磁気ディスク用基盤として現在最も多用されている
のは、ＡＡ規格５０８６のＡＩ合金であるが、近年磁気
ディスクに対する大容量化、高密度化の要求は益々強く
なる傾向にあり、１ビット相当の磁塊化領域は益々微少
化されると共に、磁性体膜の薄肉化、磁気ヘッドと磁気
ディスクの隙間の減少化が望まれている。しかし上記Ａ
Ａ５０８６合金では、前記諸特性（特に表面精度）を十
分に満たす様な基盤は得られ難い。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った。

その結果以下の事実が確認された。‘ａ｝ 前記合金製
のディスク用基盤では、金属マトリックス中に直径（若
しくは長さ）が１０仏の程度の金属間化合物（例えばＡ
Ｉ−Ｆｅ一Ｍｎ系やＭｇ−Ｓｉ系の晶出物）が多数存在
し、これらの晶出物は金属マトリックスとは不連続であ
り且つマトリックスより硬度が高いから、基盤を機粉加
工や研磨加工したときに表面に突起部として残るか、或
は脱落してその後に穴ができる。その結果研磨を十分に
行なっても良好な表面積度が得られない。｛ｂ｝ 鋳造
時に銭塊微細化剤の添加が少量である場合、圧延後の製
品表面に相当する錆塊部分は幅が約１肋程度の羽毛状晶
となり、その境界部に金属間化合物のミクロ偏析が生じ
、このミクロ偏析がその後の熱間圧延中の再結晶挙動に
影響を与え、製品において表面を王水でエッチングした
ときに現出するマクロ組織が約１肋周期の粗大なものと
なる。

この銭塊のミクロ偏析に起因するマクロ組織に対応して
材料の硬度に差ができ、この硬度差に対応してディスク
基盤の切削、研磨時に約１肋程度の周期で微少ウネリ（
一般に「さざ波現象」と呼び、周期０．５〜２肋、高さ
０．１仏Ｒｍａｘ程度）が生じる為、磁気ヘッドとディ
スクとの間隙を完全に一定とすることが困難である。本
発明者等は前述の様な究明結果を基に、錆塊内に生成す
る晶出物を可及的に微細化し且つミクロ橘析を防止して
やれば、ＡＩ基合金板の表面積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、特に連続鋳造によって製造される鋳造物を極力薄
肉にしてやれば、急冷効果によって晶出物が著しく微細
化し、かつ結晶組織も微細化されることからミクロ偏析
も激減し、上記の目的が見事に達成されることを知り、
滋に本発明を完成するに至った。即ち本発明に係る磁気
ディスク用Ｎ基合金板の製造法とは、合金元素としてＭ
ｇ：２〜６％、Ｍｎ：１％以下、Ｆｅ三０．３％以下、
Ｚｎ：０．２５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下を含み、
更に銭塊組織微細化の為Ｔｉ：０．００１〜０．０８％
及び／若しくはＢ：０．０００５〜０．０１％を配合し
てなるＮ基合金溶湯を、板厚が４〜１５肌となる様に連
続鋳造し、更に圧延するところに要旨が存在する。

以下添加合金元素の種類、量及び連続鋳造条件等を定め
た理由を追って本発明の構成及び作用効果を説明するが
、前・後記の趣旨に適合し得る範囲の変更はすべて本発
明技術の範鴫に含まれる。

まず添加合金元素について説明する。Ｍｇはディスク用
基盤に所定の機械的強度を付与するのに不可欠の元素で
あり、少なくとも２％以上含有させなければならない。

しかし多すぎるとＭｇ−Ｓｉ金属間化合物の生成量が増
大すると共に、漆製及び連続鋳造時の高温酸化によって
Ｍｇ○（非金属介在物）が生成し表面精度が低下するの
で、６％以下に止めるべきである。Ｍｎは合金板の耐食
性を高め、Ｆｅは合金板の強度を高める作用があるが、
共に多すぎると粗大なＡＩ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物が生成
し易くなるので、それぞれ、Ｍｎは１％以下、Ｆｅは０
．３％以下に止めるべきである。

ＣｒはＭｎと同様に合金板の耐食性を高める作用がある
が、０．３５％を越えると前記山一Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物
を粗大化し表面精度を低下させるので好ましくない。

Ｚｎは最終製品の耐食性を低下させる額向があるが、０
．２５％以下であればこの欠点は猪んど現われない。

Ｔｉ及びＢは銭塊組織を微細化しミクロ偏析を防止する
為に有効な元素で、これらの効果を有意に発揮させる為
にはＴｉ：０．００１％以上及びＢ：０．０００５％以
上を単独で添加し或は併用することが望まれる。

しかしＴｉが０．０８％、Ｂが０．０１％を越えると、
電気化学的吸着現象を応用したフィルターによる溶傷通
過処理段階で過剰分が裕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。尚本発明で使用されるＡＩ
は９９％程度以上の純度を有するものであり、ＡＩ中に
不可避的に含まれるＣｕ、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ＡＩ基合金を溶解した後、電気化学
的吸着現象を応用したフィルターを常法に従って通過さ
せて溶傷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４〜１
５肌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脚程度のス
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、徐袷段階で晶出物が成長するから、合金組
成を如何に調整してみても晶出物の大きさを３ムの以下
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１５側以下に設定すると、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同時に結
晶粒の微細化ができることが判った。ちなみにスラブ厚
さが３００〜６００側程度の従来の連続鋳造法で得たも
のの晶出物サイズは約１２ぶれ程度であるのに対し、厚
さを１５柳以下に設定すると冷却速度を１の音以上に高
めることができ、それに伴なつて晶出物サイズは３仏肌
以下になる。しかも結晶粒が微細化できるため、ミクロ
橋析もほとんど起こらない。従ってその後熱間、温間或
は冷間圧延して得られるＡＩ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
やミクロ偏祈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、ディスク板の打抜加工「切削及び研
磨加工の精度上から少なくとも５０％以上の冷間圧延が
必要であり、４側までの板厚に止めるべきである。

一方板厚が１５脚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
トリックス中に均一に分散させることができる。

従って粗大晶出物に起因する表面の凹凸及びミクロ偏折
に起因するさざ波現象を可及的に防止でき、極めて高い
表面精度の磁気ディスク用ＡＩ基合金板を得ることがで
きる。■ 従って磁性体膜の薄肉化、磁気ヘッドと磁気
ディスクの間隙の減少化が可能になり、磁気ディスクの
大容量化及び高密度化に適合できる。糊 機械的強度、
耐熱性、耐食性等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 １ 第１表の符号１〜４に示す組成のＮ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ィルタ
ーを通過させて非金属介在物を除去した後、５側の板厚
に連続鋳造した。

鋳造後の板材の表面結晶粒径は、結晶粒微細化剤（Ｔｉ
及び／又はＢ）の添加により０．０５５肋となる様に調
整した。得られた各鋳造板を冷間圧延して２側の板厚に
調整し、次いで熱処理（２５０００×２時間）して半硬
化材とした。また比較の為、第１表の符号５に示す組成
のＡＩ基合金溶湯を用い、同様にして非金属介在物を除
去した後常法に従って連続鋳造し、面削を施して３６仇
吻厚のスラブを得た。

このスラブの結晶組織は羽毛状晶であった。このスラブ
を均質化加熱処理（５２０００×６時間）した後、５柳
厚に熱間圧延し、更に冷間圧延して２側厚に調整した後
熱処理（２５０００×２時間）して半硬化材とした。得
られた各供試板の片面を、ディスク基盤加工の通常の工
程に従って０．１脚切削加工した後焼鈍して欧質化し、
次いでバフ研磨して仕上げ、表面精密度（晶出物に起因
する凹凸）、表面精度（さざ波現象）及び機械的性質を
測定した。結果を第２表に示す。尚表面精度は、供試板
の表面を酸化アルミニウム粉でバフ研磨した後、表面粗
度計による最大表面粗度から求めた。

また表面精密度は、研磨後の表面を走査型電子顕微鏡で
観察して評価した。観察面は、５０針音の倍率で圧延方
向に０．２側、これと直交する方向に５肋で囲まれる矩
形１側の面を１０箇所選び、夫々の視野に存在する晶出
物を２．５仏の以上、３．７５ぶれ以上、５ムｗ以上、
１０ｒの以上の４段階に分類し、夫々の個数をカウント
して評価した。第１表 第２表 第１、２表からも明らかな様に、本発明で得たＡＩ基合
金基盤（符号１〜４）の表面精度及び表面精密度は比較
例（従来法）で得たもの（符号５）に比べて極めて良好
である。

現在のところ「コンピューターの大容量化・高密度化を
達成する為には、装置面からの制約により晶出物に起因
する凹凸長さ‘ま３仏の以下にすべきものとされている
が「従来法ではかかる要請に適合し難いのに対し」本発
明を採用すると凹凸の最大長さが３．０仏の以下のＡＩ
合金板を確実に得ることができる。しかも本発明では連
続鋳造の段階で晶出物が微細化されかつ結晶組織も微細
化されることからミクロ偏析が激減し、研磨時のさざ波
現象も殆んど現われない。また機械的性質は殆んど差が
認められず、主としてＭｇの含有量によって決まってく
る。

実施例 ２ 第３表に示す符号６及び７の成分組成のＡＩ基合金溶湯
を用い、実施例１と同様にして非金属介在物を除去した
後、１２職の板厚に連続鋳造した。

鋳造後の板材の表面結晶粒径は、結晶粒微細化剤（Ｔｉ
）の添加により０．０５肋となる様に調整した。・得ら
れた各鋳造板を終了温度３３０００で５柳厚まで熱間圧
延した後袷間圧延して２側厚に調整し、次いで熱処理（
２５０００×２時間）して半硬化材とした。また符号８
及び９については、同様にして２０肋厚に連続鋳造（結
晶粒蓬：０．０５５側）した後、終了温度３００００で
５肌厚まで熱間圧延し、更に２肌厚まで冷間圧延した後
前記と同じ条件で熱処理して半硬化材とした。

更に符号１０については、同様にして１２肌厚に連続鋳
造した後、袷間圧延して板厚４脚とし、次いで３４００
０で３時間焼鈍した後２脚厚まで冷間圧延し、熱処理（
２５０ｏＣ×２時間）して半硬化材とした。

尚上記における焼鈍の目的は、冷間圧延率の増大によっ
て板材の強度が大きくなり、圧延費用が高まる（パス数
を増加しなければならなくなる）のを防止する為であり
、圧延の途中で軟質化すればパス数の減少を図ることが
できた。得られた各供試板を実施例１と同様にして切削
加工、競鎚及びバフ研磨仕上げし、表面精密度、表面精
度及び機械的性質を測定した。

結果を第４表に一括して示す。第３表 第４表 第３、４表の結果からも明らかな様に、本発明で規定す
る条件を満足する実施例（符号６、７及び１０）では、
連続鋳造後の圧延条件の如何を問わず、表面精密度が最
大凹凸長さ３．０山肌以下という必要条件を満足するが
、連続鋳造時の板厚を１５肋超に設定した比較例（符号
８、９）では、結晶粒微細化効果が不十分で最終仕上げ
板表面の最大凹凸長さは３Ａｍを越え、磁気ディスクの
高密度化及び大容量化の要請に応えることができない。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ 合金元素としてＭｇ：２〜６％、Ｍｎ：１％以下、
   Ｆｅ：０．３％以下、Ｚｎ：０．２５％以下、Ｃｒ：０
   ．３５％以下を必須的に含み、更に、Ｔｉ：０．００１
   〜０．０８％及び／若しくはＢ：０．０００５〜０．０
   １％を選択的に含んでなるＡｌ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Ａｌ基合金板の製造法。