CN107835863B - 磁盘用铝合金基板及其制造方法 - Google Patents

磁盘用铝合金基板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107835863B
CN107835863B CN201680039666.5A CN201680039666A CN107835863B CN 107835863 B CN107835863 B CN 107835863B CN 201680039666 A CN201680039666 A CN 201680039666A CN 107835863 B CN107835863 B CN 107835863B
Authority
CN
China
Prior art keywords
aluminium alloy
base plate
disk
molten metal
alloy base
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.)
Active
Application number
CN201680039666.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107835863A (zh
Inventor
北胁高太郎
村田拓哉
日比野旭
北村直纪
太田裕己
高桥英希
森高志
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Guhe Electrical Industry Co Ltd
UACJ Corp
Original Assignee
Guhe Electrical Industry Co Ltd
UACJ Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Guhe Electrical Industry Co Ltd, UACJ Corp filed Critical Guhe Electrical Industry Co Ltd
Priority claimed from PCT/JP2016/072027 external-priority patent/WO2017018451A1/ja
Publication of CN107835863A publication Critical patent/CN107835863A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107835863B publication Critical patent/CN107835863B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G11B5/73911—Inorganic substrates
    • G11B5/73917—Metallic substrates, i.e. elemental metal or metal alloy substrates
    • G11B5/73919—Aluminium or titanium elemental or alloy substrates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/003—Rolling non-ferrous metals immediately subsequent to continuous casting, i.e. in-line rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D1/00—Treatment of fused masses in the ladle or the supply runners before casting
    • B22D1/002—Treatment with gases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/739—Magnetic recording media substrates
    • G11B5/73911—Inorganic substrates
    • G11B5/73913—Composites or coated substrates
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/84—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/84—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers
    • G11B5/8404—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers manufacturing base layers
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B2003/001—Aluminium or its alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Magnetic Record Carriers (AREA)

Abstract

一种磁盘用铝合金基板及其制造方法，所述磁盘用铝合金基板的特征在于，包含含有Mg：4.5～10.0质量％(以下将质量％简记为％)、Be：0.00001～0.00200％、Cu：0.003～0.150％、Zn：0.05～0.60％、Cr：0.010～0.300％、Si：0.060％以下、Fe：0.060％以下，剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金，Mg系氧化物的含量为50ppm以下，将在实施镀敷前处理之前，由辉光放电发光分析装置所得的表面深度方向上的Be的最大发光强度设为(IBe)、将铝合金的母材内部的Be的平均发光强度设为(Ibulk)、将所述Be含量设为(CBe)，(IBe/Ibulk)×(CBe)0.1000％。

Description

磁盘用铝合金基板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种金属镀层表面的平滑性及强度优异的磁盘用铝合金基板及其制造方法。
背景技术
计算机的存储装置中使用的铝合金制磁盘是由具有良好的镀敷性并且机械特性或加工性优异的铝合金基板来制造，所述铝合金基板将日本工业标准(JapaneseIndustrial Standards，JIS)5086(3.5质量％以上且4.5质量％以下的Mg、0.50质量％以下的Fe、0.40质量％以下的Si、0.20质量％以上且0.70质量％以下的Mn、0.05质量％以上且0.25质量％以下的Cr、0.10质量％以下的Cu、0.15质量％以下的Ti、0.25质量％以下的Zn、剩余部分的Al及不可避免的杂质)作为原料(base)。进而，铝合金制磁盘出于改善由镀敷前处理工序中的金属间化合物的脱落所导致的凹坑不良的目的，而由限制JIS5086中的作为杂质的Fe、Si、Mn等的含量并减少基质中的金属间化合物的铝合金基板来制造；或者出于改善镀敷性的目的，而由特意添加了JIS5086中的Cu或Zn的铝合金基板等来制造。
一般的铝合金制磁盘是通过以下方式而制造：首先，在制作铝合金板后，制作圆环状铝合金基板(空白圆盘(disc blank))，在进行了切削加工、磨削加工后实施退火而制成铝合金基板；其次，对所述铝合金基板实施镀敷，进而使磁性体附着于铝合金基板的表面。
例如，使用所述JIS5086合金的铝合金制磁盘是通过以下制造工序来制造。首先，铸造设为所期望的化学成分的铝合金，对所述铸块进行热轧，接着实施冷轧，制作具有作为磁盘而所需的厚度的轧制材。对于所述轧制材，视需要在冷轧的中途等实施退火。其次，将所述轧制材冲压为圆环状，为了去除由所述制造工序所产生的应变等，而将圆环状的铝合金板层叠，进行自两面加压同时实施退火来加以平坦化的加压退火，由此来制作空白圆盘。
在对以所述方式制作的空白圆盘实施切削加工、磨削加工作为前处理后，为了去除由加工工序所产生的应变等，而对空白圆盘进行加热，由此来制作铝合金基板。其次，实施脱脂、蚀刻、锌酸盐(zincate)处理(Zn置换处理)作为镀敷前处理，进而实施硬质非磁性金属的Ni-P无电解镀敷作为基底处理。最后，在对Ni-P无电解金属镀层表面实施抛光后，对磁性体进行溅射，从而制造铝合金制磁盘。
且，近年来，根据多媒体等的需求而对磁盘要求大容量化及高密度化。为了进一步的大容量化，而增加存储装置所搭载的磁盘的个数，伴随于此，还要求磁盘的薄壁化。然而，若将磁盘用铝合金基板薄壁化，则强度降低，因而要求铝合金基板的高强度化。
另一方面，为了磁盘的记录密度的进一步高密度化，需要进一步减少磁头相对于磁盘的悬浮量，且使两者的距离间进一步稳定。因此，对磁盘用铝合金基板的Ni-P金属镀层表面要求高平滑性。
而且，由于磁盘的高密度化，每一比特的磁性区域渐渐微小化，因而即便在磁盘的金属镀层表面存在微细的凹坑(孔)，也会导致在数据读取时产生错误。因此对磁盘的金属镀层表面要求凹坑少的高平滑性。
根据此种实际情况，近年来强烈期望一种具有高强度、具备金属镀层表面的优异的平滑性的磁盘用铝合金基板，并正在进行研究。例如，专利文献1中，提出有通过在Al-Mg系合金中添加0.05～1重量％的Mn，并将最终的冷轧的加工率设为10～50％，来提高铝合金基板的再结晶温度，制成未再结晶组织使其高强度化的高强度磁盘用Al衬底(substrate)的制造方法。而且，专利文献2中提出有通过大量含有有助于铝合金板的强度提高的Mg，并控制Al-Fe系与Mg-Si系的金属间化合物的尺寸，来提高强度与Ni-P金属镀层表面的平滑性的方法。
然而，专利文献1所揭示的方法中，存在以下问题：Mn的添加量多，因而粗大的Al-Fe-Mn系的金属间化合物大量存在于铝合金基板表面，在镀敷前处理时脱落而产生大的洼陷，金属镀层表面的平滑性降低。
而且，仅限定专利文献2所示的金属间化合物(Al-Fe系、Mg-Si系)的尺寸，可防止Ni-P金属镀层表面所产生的具有最长直径1μm以上的尺寸的凹坑(以下记为“现有凹坑”。另外，因锌酸盐涂膜或金属镀层的密接性不良而产生的凹坑也记为现有凹坑)的产生，但无法防止具有最长直径0.5μm以上且小于1μm的尺寸的微细的凹坑(以下记为“微细凹坑”)的产生，现状便是无法获得作为目标的Ni-P金属镀层表面的高平滑性。
[现有技术文献]
[专利文献]
专利文献1：日本专利特开昭63-223150号公报
专利文献2：日本专利特开2006-241513号公报
发明内容
[发明所要解决的课题]
本发明是鉴于所述实际情况而成，其目的在于提供一种金属镀层表面的平滑性及强度优异的磁盘用铝合金基板。
[解决课题的技术手段]
即，本发明的磁盘用铝合金基板在技术方案1中为如下磁盘用铝合金基板，其特征在于，包含含有Mg：4.5～10.0质量％、Be：0.00001～0.00200质量％、Cu：0.003～0.150质量％、Zn：0.05～0.60质量％、Cr：0.010～0.300质量％，且限制为Si：0.060质量％以下及Fe：0.060质量％以下，剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金，Mg系氧化物的含量为50ppm以下，将在实施镀敷前处理之前，由辉光放电发光分析装置(GDS)所得的表面深度方向上的Be的最大发光强度设为(IBe)、将铝合金的母材内部的Be的平均发光强度设为(Ibulk)、将所述Be含量设为(CBe)质量％，(IBe/Ibulk)×(CBe)≦0.1000质量％。
本发明的磁盘用铝合金基板的制造方法在技术方案2中为如下磁盘用铝合金基板的制造方法，其是制造如技术方案1所述的磁盘用铝合金基板的方法，所述制造方法的特征在于，包括：调整工序，调整所述铝合金的熔融金属；熔融金属保持工序，对进行了调整的所述铝合金的熔融金属进行加热保持；铸造工序，对进行了加热保持的熔融金属进行铸造；热轧工序，对铸块进行热轧；冷轧工序，对热轧板进行冷轧；加工工序，将冷轧板加工为圆环状圆盘；加压平坦化退火工序，对圆环状圆盘进行加压平坦化而制成空白圆盘；切削·磨削工序，对空白圆盘进行切削·磨削；以及进行了切削·磨削的空白圆盘的应变消除加热处理工序，所述熔融金属保持工序中，将所述铝合金的熔融金属在保持炉中以处于700～850℃的范围的保持温度加热保持0.5小时以上且小于6.0小时，自所述熔融金属保持工序结束至所述铸造工序开始为止的时间为0.3小时以下，且自所述熔融金属保持工序开始至所述铸造工序开始为止的时间为6.0小时以下，所述铸造工序中，将铸造开始时的熔融金属温度设为700～850℃来铸造熔融金属，所述应变消除加热处理工序中包括：加热升温阶段，以20.0℃/分钟以上的升温速度将空白圆盘自150℃加热至处于200～400℃的范围的保持温度；加热保持阶段，在所述保持温度下将空白圆盘加热保持5～15分钟；以及冷却降温阶段，以20.0℃/分钟以上的降温速度将空白圆盘自所述保持温度冷却至150℃。
进而，本发明的磁盘在技术方案3中为如下磁盘，其特征在于，在如技术方案1所述的磁盘用铝合金基板上设置有金属镀层与磁性体。
[发明的效果]
本发明的磁盘用铝合金基板及其制造方法发挥金属镀层表面的平滑性及强度优异这一显著的效果。
附图说明
图1是表示本发明的磁盘用铝合金基板、进行了基底处理的磁盘用铝合金基板、以及磁盘的制造工序的流程图。
图2是表示本发明的磁盘用铝合金基板的表面的深度方向上的GDS分析的一例的图表。
具体实施方式
本发明者等人着眼于进行了基底处理的磁盘用铝合金基板的金属镀层表面的平滑性及强度，对这些特性与磁盘用铝合金基板的成分及组织的关系进行了努力调查研究。结果，本发明等人发现：磁盘用铝合金基板的表层中的Al/Mg/Be氧化物与铝合金基板中的Mg系氧化物对由微细凹坑及现有凹坑所致的金属镀层表面的平滑性造成很大影响。基于这些发现，本发明者等人完成了本发明。
以下，对本发明的实施形态的磁盘用铝合金基板进行详细说明。
1.铝合金组成
首先，对构成本发明的实施形态的磁盘用铝合金基板的铝合金成分进行说明。
镁：
Mg主要具有提高铝合金基板的强度的效果。而且，Mg发挥使锌酸盐处理时的锌酸盐涂膜均匀地、薄且致密地附着的作用，因此在锌酸盐处理工序的下一工序即基底镀敷处理工序中，包含Ni-P的金属镀层表面的平滑性提高。Mg的含量为4.5～10.0质量％(以下略记为“％”)。若Mg的含量低于4.5％，则强度不充分，若超过10.0％，则生成粗大的Mg-Si系化合物，在蚀刻时、锌酸盐处理时、切削或磨削的加工时粗大的Mg-Si系化合物脱落，在金属镀层表面产生大的凹坑(现有凹坑)。结果，金属镀层表面的平滑性降低。就兼具强度及制造的容易度而言，优选的Mg的含量为4.5～7.0％。
铍：
Be在铸造时具有抑制Mg的熔融金属氧化的效果及提高材料自身的耐蚀性的效果。然而，若Be的添加量多，则在切削加工·磨削加工之后的应变消除加热处理时，Be在表层浓化，形成含有Be的Al/Mg/Be氧化物。并且判明，若对其进行镀敷处理，则在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑。认为其与以下方面有关，即与不含Be的Al/Mg氧化物相比，含有Be的Al/Mg/Be氧化物的耐蚀性高。即认为原因在于，Al/Mg/Be氧化物由于其高耐蚀性，而难以通过蚀刻等镀敷前处理来去除。
此种形成于表层的Al/Mg/Be氧化物的厚度未必均匀，通过在表层形成厚(Be的表面浓化多)的部分与薄(Be的表面浓化少)的部分而产生厚度差。在Be的表面浓化多的部分中，通过蚀刻处理等镀敷前处理而Al/Mg/Be氧化物的厚度增加，由此Al/Mg/Be氧化物未完全去除而一部分残存。结果，认为在镀敷处理中在Al/Mg/Be氧化物上引起阴极反应，在Al/Mg/Be氧化物的周围引起阳极反应(Al基质的溶解)。进而，在所述Al/Mg/Be氧化物一部分残存的部分中，在镀敷处理中Al基质的溶解继续发生，形成以Al/Mg/Be氧化物为中心的微细的凹陷。所述凹部中，由于Al基质的溶解继续发生而金属镀层难以附着，结果，认为在金属镀层表面产生微细凹坑。关于从前一直成为问题的现有凹坑，Al-Fe系化合物等在镀敷前处理中溶解，在Al基质中形成巨大的凹陷，镀敷处理中所述巨大的凹陷没有得到完全掩埋而成为凹坑。然而，起因于Al/Mg/Be氧化物的微细凹坑的特征在于，Al基质中所形成的凹坑微细且小，但由于Al基质的溶解继续发生而形成微细凹坑。
如上所述，若Be量少则Al/Mg/Be氧化物变薄，因而在镀敷前处理中将Al/Mg/Be氧化物去除。另一方面，若Be量多则Al/Mg/Be氧化物变厚，在镀敷前处理中Al/Mg/Be氧化物未完全去除而残存。结果，产生微细凹坑，认为Al/Mg/Be氧化物的厚度差大的部分越多，则产生越多的微细凹坑。
另一方面，若Be的添加量少，则生成许多Mg系氧化物。结果判明，若进行镀敷处理则在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑。对此认为，Mg系氧化物在镀敷处理中溶解，溶出的Mg粒子对微细凹坑的产生造成影响。即认为，Mg系氧化物对镀敷处理液的溶解性高，因而在镀敷处理中Mg系氧化物溶解，因Mg粒子溶出而金属镀层难以附着，结果，在金属镀层表面产生微细凹坑。
Be的含量设为0.00001～0.00200％。原因在于，若小于0.00001％，则生成许多Mg系氧化物，在镀敷处理时，在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑，金属镀层表面的平滑性降低；另一方面，若超过0.00200％，则在磨削后的加热时形成厚的Al/Mg/Be氧化物，因而在镀敷处理时产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性降低。优选的Be的含量为0.00010～0.00170％。
铜：
Cu具有减少锌酸盐处理使的Al溶解量，而且使锌酸盐涂膜均匀地、薄且致密地附着的效果。结果，提高下一工序即基底镀敷处理中所形成的包含Ni-P的金属镀层表面的平滑性。Cu的含量设为0.003～0.150％。若Cu的含量小于0.003％，则无法充分获得所述效果。另一方面，若Cu含量超过0.150％，则生成粗大的Al-Cu-Mg-Zn系金属间化合物，产生镀敷处理后的现有凹坑，平滑性降低。进而，使材料自身的耐蚀性降低，因而通过锌酸盐处理生成的锌酸盐涂膜不均匀，金属镀层的密接性或平滑性降低。优选的Cu含量为0.005～0.100％。
锌：
Zn与Cu同样地具有使锌酸盐处理时的Al溶解量减少，而且使锌酸盐涂膜均匀地、薄且致密地附着，提高下一工序即基底镀敷处理中所形成的包含Ni-P的金属镀层表面的平滑性的效果。Zn的含量设为0.05～0.60％。若Zn的含量小于0.05％，则无法充分获得所述效果。另一方面，若Zn含量超过0.60％，则生成粗大的Al-Cu-Mg-Zn系金属间化合物，产生镀敷处理后的现有凹坑，平滑性降低。进而，使材料自身的加工性或耐蚀性降低。优选的Zn含量为0.05～0.50％。
铬：
Cr在铸造时生成微细的金属间化合物，但一部分在基质中固溶而有助于强度提高。而且具有提高切削性与磨削性，进而使再结晶组织微细，提高镀敷层的密接性的效果。Cr的含量设为0.010～0.300％。若Cr的含量小于0.010％，则无法充分获得所述效果。另一方面，若Cr含量超过0.300％，则在铸造时过量结晶同时生成粗大的Al-Cr系金属间化合物，在蚀刻时、锌酸盐处理时、切削或磨削的加工时粗大的Al-Cr系金属间化合物脱落，在金属镀层表面产生大的现有凹坑，金属镀层表面的平滑性降低。优选的Cr含量为0.010～0.200％。
硅：
Si与作为本发明的必需元素的Mg结合，生成镀敷层中成为缺陷的金属间化合物，因而铝合金中含有Si欠佳。若Si的含量超过0.060％，则生成粗大的Mg-Si系金属间化合物，导致产生现有凹坑等。因此，将Si含量限制为0.060％以下。Si含量优选限制为小于0.025％，最优选为0％。
铁：
Fe在铝中几乎不固溶，作为Al-Fe系金属间化合物而存在于铝基体金属中。所述铝中存在的Fe与作为本发明的必需元素的Al结合，生成镀敷层中成为缺陷的金属间化合物，因而铝合金中含有Fe欠佳。若Fe的含量超过0.060％，则生成粗大的Al-Fe系金属间化合物，导致产生现有凹坑等。因此，将Fe含量限制为0.060％以下。Fe含量优选限制为小于0.025％，最优选为0％。
其他元素：
而且，本发明的实施形态的铝合金的剩余部分包含铝及不可避免的杂质。此处，不可避免的杂质(例如Mn等)若各自为0.03％以下、且合计为0.15％以下，则无损本发明中可获得的作为铝合金基板的特性。
2.磁盘用铝合金基板的表层的Be的浓化状态
其次，对本发明的磁盘用铝合金基板的表层的Be的浓化状态进行说明。
磁盘用铝合金基板(实施了后述的应变消除加热处理的、实施镀敷前处理之前的铝合金基板)的表层中的Be的浓化状态如图2所示，可通过利用辉光放电发光分析装置(GDC)进行表面的深度方向上的分析来进行评价。若利用GDS进行了分析时的Be的最大发光强度(IBe)与铝合金基板的母材内部的平均Be强度(Ibulk)的比即(IBe/Ibulk)、和Be浓度CBe(％)的乘积即(IBe/Ibulk)×(CBe)为0.1000％以下，则铝合金基板的表层中的Al/Mg/Be氧化物薄，因而Al/Mg/Be氧化物可通过镀敷前处理来去除，从而抑制凹坑的产生。另一方面，若所述(IBe/Ibulk)×(CBe)超过0.1000％，则Al/Mg/Be氧化物厚，因而通过镀敷前处理，Al/Mg/Be氧化物没有得到完全去除而残存，产生许多微细凹坑。因此，将所述(IBe/Ibulk)×(CBe)规定为0.1000％以下。所述(IBe/Ibulk)×(CBe)优选限制为0.0500％以下。另外，(IBe/Ibulk)×(CBe)的下限值是根据铝合金组成或制造方法来决定，本发明中，优选为0.0010％，更优选为0.0001％。
本发明中，在铝合金基板表层的GDS测定中，所谓Be的最大发光强度(IBe)，是指自铝合金基板的最表层至深度2.0μm进行测定时的Be发光强度的最大值。而且，所谓铝合金基板的母材内部的平均Be强度(Ibulk)，是指自铝合金基板的最表层算起的深度为1.5μm～2.0μm间的Be发光强度的平均值。
3.Mg系氧化物的含量
其次，对本发明的磁盘用铝合金基板中的Mg系氧化物的含量进行说明。
若铝合金基板中的Mg系氧化物的含量超过50ppm，则在镀敷处理时，在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑，金属镀层表面的平滑性降低。因此，Mg系氧化物的含量限制为50ppm以下。Mg系氧化物的含量优选限制为10ppm以下，最优选为0ppm。另外，本发明中，所谓Mg系氧化物，是指MgO及Al2MgO4这样的包含Mg的氧化物。而且，铝合金基板中的Mg系氧化物量是通过碘甲醇法、即氧化物提取法来进行测定。
4.磁盘用铝合金基板的制造方法
以下，对本发明的磁盘用铝合金基板的制造工序进行详细说明。
参照图1所示的流程图对磁盘用铝合金基板的制造方法进行说明。此处，铝合金成分的调整(步骤S101)～应变消除加热处理(步骤S110)是制造本发明的磁盘用铝合金基板的工序。并且，通过对所述磁盘用铝合金基板实施镀敷前处理(步骤S111)、及接下来的基底(Ni-P)镀敷处理(步骤S112)，来制作本发明的进行了基底处理的磁盘用铝合金基板。进而，通过使磁性体附着于进行了基底处理的磁盘用铝合金基板的表面(步骤S113)，来制作磁盘。首先，对制造磁盘用铝合金基板的工序进行说明。
通过依据常法进行加热·熔融来调整具有以上所述的成分组成的铝合金的熔融金属(步骤S101)。其次，利用保持炉来对经调整的铝合金的熔融金属进行加热保持(步骤S102)。
通过将保持炉中的熔融金属的加热温度设为700～850℃，可减少Mg系氧化物的生成与夹杂物的生成。在保持炉中的熔融金属的加热温度小于700℃的情况下，在保持中产生许多夹杂物，即便在此种小于700℃的温度下长时间保持，也无法将所述夹杂物充分去除，而在铝合金熔融金属中残存。结果，由于所述夹杂物而在基板表面产生大的洼陷及磨削损伤，金属镀层表面的平滑性降低。另一方面，在保持炉中的熔融金属的加热温度超过850℃的情况下，生成许多Mg系氧化物，若进行镀敷处理则在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑。因此，保持炉中的熔融金属的加热温度设为700～850℃。而且，优选的保持炉中的熔融金属的加热温度为750～850℃。
通过将保持炉中的熔融金属的保持时间设为0.5小时以上且小于6.0小时，可抑制Mg系氧化物的生成，使熔融金属中未完全溶解的夹杂物(Ti-V-Zr-B系粒子等)沉淀而将其去除。另外，所谓保持炉中的熔融金属的保持时间，是指经溶解炉调整的铝合金熔融金属完全转移至保持炉，并在炉内进行了脱气处理等处理后所保持的时间。若保持炉中的熔融金属的保持时间小于0.5小时，则所述夹杂物的沉淀不充分，在铝合金熔融金属中残存。结果，由于所述夹杂物而在基板表面产生大的洼陷及磨削损伤，金属镀层表面的平滑性降低。另一方面，若保持炉中的熔融金属的保持时间为6.0小时以上，则生成许多Mg系氧化物，若进行镀敷处理则在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑。因此，保持炉中的熔融金属的保持时间设为0.5小时以上且小于6.0小时。而且，优选的保持炉中的熔融金属的保持时间为0.5小时以上且3.0小时以下。
另外，优选在利用保持炉对熔融金属加以保持后，在进行铸造之前依据常法来进行在线脱气处理或在线的过滤处理。作为在线脱气处理装置，可使用以SNIF或ALPUR等商标进行市售的装置。这些在线脱气处理装置一边将氩气或氩与氮等的混合气体吹入熔融金属，一边使带叶片的旋转体高速旋转来将气体制成微细的气泡从而供给至熔融金属中。由此，可在线且短时间地进行脱氢气及夹杂物的去除。作为在线过滤处理，可使用陶瓷管过滤器(ceramic tube filter)或陶瓷泡沫过滤器(ceramic foam filter)、氧化铝球过滤器等，通过滤饼过滤机构或滤材过滤机构来将夹杂物去除。
在利用保持炉对熔融金属加以保持后，若进行在线的脱气处理及过滤处理，则有时熔融金属温度降低。因此，铸造开始时的熔融金属温度也与保持炉中的熔融金属的加热温度同样地设为700～850℃。在铸造开始时的熔融金属温度小于700℃的情况下，在铸造开始前生成许多所述夹杂物。结果，由于所述夹杂物而在基板表面产生大的洼陷及磨削损伤，金属镀层表面的平滑性降低。另一方面，若铸造开始时的熔融金属温度超过850℃，则生成许多Mg系氧化物，若进行镀敷处理则在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑。因此，铸造开始时的熔融金属温度设为700～850℃。而且，优选的铸造开始时的熔融金属温度为700～800℃。
而且，若在利用保持炉对熔融金属加以保持后，至进行铸造为止花费时间，则生成许多Mg系氧化物。因此，将在利用保持炉对熔融金属加以保持后，至开始铸造为止的时间(自熔融金属保持工序结束至铸造工序开始为止的时间)设为0.3小时以下，且将自熔融金属保持至铸造开始为止的时间(自熔融金属保持工序开始至铸造工序开始为止的时间)设为6.0小时以下。在至铸造开始时为止的时间超过0.3小时且自熔融金属保持至铸造开始为止的时间超过6.0小时的情况下，生成许多Mg系氧化物，若进行镀敷处理则在金属镀层表面产生许多较现有凹坑而言尺寸更小的微细凹坑。因此，在利用保持炉对熔融金属加以保持后，至开始铸造为止的时间设为0.3小时以下，且自熔融金属保持至铸造开始为止的时间设为6.0小时以下。而且，至铸造开始为止的优选时间为0.1小时以下，且自熔融金属保持至铸造开始为止的优选时间为3.1小时以下。
其次，对经加热保持的铝合金的熔融金属进行脱气处理，利用半连续铸造法(直接冷铸(direct chill，DC)铸造法)或连续铸造法(CC(continuous casting)法)等铸造铝合金(步骤S103)。
其次，对经铸造的铝合金的铸块实施均质化处理(步骤S104)。也可不进行均质化处理，在实施的情况下，优选在480～560℃、1小时以上的条件下进行，更优选在500～550℃、2小时以上的条件下进行。在处理温度小于480℃的情况下、或在处理时间小于1小时的情况下，存在无法获得充分的均质化效果的情况。而且，若为超过560℃的处理温度，则担心材料溶解。
其次，将进行了铸造的铝合金的铸块、或者在实施了均质化处理的情况下将进行了均质化处理的铝合金的铸块，通过热轧而制成板材(步骤S105)。热轧的条件并无特别限定，优选将热轧开始温度设为300～500℃，更优选设为320～480℃。而且，热轧结束温度优选设为260～400℃，更优选设为280～380℃。若热轧开始温度小于300℃，则无法确保热轧加工性，若超过500℃，则存在晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况。若热轧结束温度小于260℃，则无法确保热轧加工性，若超过400℃，则存在晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况。另外，就热轧而言，通常将铸块在以热轧开始温度加热保持0.5～10.0小时后进行热轧。在进行均质化处理的情况下，也可利用均质化处理来代替所述加热保持。
其次，对热轧板进行冷轧，制成优选为0.4～2.0mm、更优选为0.6～2.0mm的铝合金板(步骤S106)。即，在热轧结束后，通过冷轧来加工为所需要的制品板厚。冷轧的条件并无特别限定，只要根据所需的制品板强度或板厚来决定即可，优选将轧制率设为20～90％，更优选设为20～80％。若所述轧制率小于20％，则存在加压平坦化退火中晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况，若所述轧制率超过90％，则存在制造时间变长，导致制造性降低的情况。
为了确保良好的冷轧加工性，也可在冷轧前或冷轧中途中实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如就分批式退火而言，优选在300～450℃、0.1～10小时的条件下进行，更优选在300～380℃、1～5小时的条件下进行。在退火温度小于300℃的情况或退火时间小于0.1小时的情况下，有时无法获得充分的退火效果。而且，在退火温度超过450℃的情况下，存在晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况，在退火时间超过10小时的情况下，导致生产性的降低。另一方面，就连续式退火而言，优选在以400～500℃保持0～60秒钟的条件下进行，更优选在以450～500℃保持0～30秒钟的条件下进行。在退火温度小于400℃的情况下，有时无法获得充分的退火效果。而且，在退火温度超过500℃的情况下，存在晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况，在退火时间超过60秒的情况下，存在晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况。另外，所谓所述情况下的0秒，是指在到达所期望的退火温度后，直接进行冷却。
为了将以所述方式获得的铝合金板加工为磁盘用铝合金基板，首先，将铝合金板冲压为圆环状来制作铝合金板(步骤S107)。其次，对圆环状铝合金板，在大气中以300～450℃实施30分钟以上、优选以300～380℃实施60分钟以上的加压平坦化退火，制作平坦化的空白圆盘(步骤S108)。在处理温度小于300℃的情况下或若处理时间小于30分钟，则存在无法获得平坦化的效果的情况。在处理温度超过450℃的情况下，存在晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低的情况。另外，加压通常在1.0～3.0MPa的压力下进行。
其次，在对平坦化的空白圆盘实施切削加工与磨削加工(步骤S109)后，进行用于将空白圆盘的应变消除的加热处理(步骤S110)。
在应变消除加热处理的加热升温时，在自150℃至处于200～400℃的范围的保持温度为止的升温速度小于20.0℃/分钟的情况下，铝合金基板表层中的Al/Mg/Be氧化物变厚。结果，通过镀敷前处理，Al/Mg/Be氧化物没有得到完全去除而残存，产生许多微细凹坑。因此，所述升温速度设为20.0℃/分钟以上。所述升温速度优选为30.0℃/分钟以上。所述升温速度的上限值并无特别限定，依存于装置的加热能力，本发明中优选设为60.0℃/分钟。而且，将升温速度规定为自150℃起的原因在于，即便在小于150℃的温度范围中长时间保持，也不会对Ce的浓化造成大的影响。
在加热处理中的保持温度小于200℃的情况下，加工应变未被去除，因而在镀敷处理后的加热时(例如磁性体溅射的加热时)基板变形而无法用作磁盘。另一方面，在保持温度超过400℃的情况下，铝合金基板表层中的Al/Mg/Be氧化物变厚，因而镀敷前处理中Al/Mg/Be氧化物没有得到完全去除而残存，产生许多微细凹坑。因此，将保持温度设为200～400℃。另外，优选的保持温度为200～290℃。
在保持温度下的保持时间小于5分钟的情况下，加工应变未被去除，因而在镀敷处理后的加热时(例如磁性体溅射的加热时)基板变形而无法用作磁盘。另一方面，在保持时间超过15分钟的情况下，铝合金基板表层中的Al/Mg/Be氧化物变厚，因而镀敷前处理中Al/Mg/Be氧化物没有得到完全去除而残存，产生许多微细凹坑。因此，保持时间设为5～15分钟。另外，优选的保持时间为5～10分钟。
在应变消除加热处理的冷却降温时，在自处于200～400℃的范围的保持时间至150℃的降温速度小于20.0℃/分钟的情况下，铝合金基板表层中的Al/Mg/Be氧化物变厚。结果，通过镀敷前处理，Al/Mg/Be氧化物没有得到完全去除而残存，产生许多微细凹坑。因此，所述降温速度设为20.0℃/分钟以上。所述降温速度优选为30.0℃/分钟以上。所述降温速度的上限值并无特别限定，还依存于装置的冷却能力，本发明中优选设为60.0℃/分钟。而且，将降温速度规定为至150℃为止的原因如上所述。
通过以上各工序而制作本发明的磁盘用铝合金基板。
对以如上所述的方式而制作的磁盘用铝合金基板实施脱脂、蚀刻、锌酸盐处理(Zn置换处理)作为镀敷前处理(步骤S111)。
脱脂是使用市售的AD-68F(上村工业制造)脱脂液等，优选在温度40～70℃、处理时间3～10分钟、浓度200～800mL/L的条件下进行脱脂，更优选在温度45～65℃、处理时间4～8分钟、浓度300～700mL/L的条件下进行。在温度小于40℃的情况或处理时间小于3分钟的情况下，或者在浓度小于200mL/L的情况下，有时无法获得充分的脱脂效果。而且，在温度超过70℃的情况或处理时间超过10分钟的情况下，或者在浓度超过800mL/L的情况下，基板表面的平滑性降低，有时在镀敷处理后产生凹坑，平滑性降低。
蚀刻是使用市售的AD-107F(上村工业制造)蚀刻液等，优选在温度50～75℃、处理时间0.5～5分钟、浓度20～100mL/L的条件下进行蚀刻，更优选在温度55～70℃、处理时间0.5～3分钟、浓度40～100mL/L的条件下进行。在温度小于50℃的情况或处理时间小于0.5分钟的情况下，或者在浓度小于20mL/L的情况下，有时无法获得充分的蚀刻效果。而且，在温度超过75℃的情况或处理时间超过5分钟的情况下，或者在浓度超过100mL/L的情况下，基板表面的平滑性降低，有时在镀敷处理后产生凹坑，平滑性降低。另外，在蚀刻处理与后述的锌酸盐处理之间，也可进行通常的除灰(desmutting)处理(在室温的20～50％左右的浓度的HNO3水溶液中浸渍10～120秒钟)。
锌酸盐处理是使用市售的AD-301F-3X(上村工业制造)的锌酸盐处理液等，优选在温度10～35℃、处理时间0.1～5分钟、浓度100～500mL/L的条件下进行，更优选在温度15～30℃、处理时间0.1～2分钟、浓度200～400mL/L的条件下进行。在温度小于10℃的情况或处理时间小于0.1分钟的情况下，或者在浓度小于100mL/L的情况下，锌酸盐涂膜不均匀，有时在镀敷处理后产生现有凹坑，平滑性降低。而且，在温度超过35℃的情况或处理时间超过5分钟的情况下，或者在浓度超过500mL/L的情况下，也会使锌酸盐涂膜不均匀，有时在镀敷处理后产生现有凹坑，平滑性降低。
进而，对于进行了锌酸盐处理的铝合金基板表面，在作为基底处理而实施了无电解下的Ni-P镀敷处理后进行表面的研磨(步骤S112)。无电解下的Ni-P镀敷处理是使用市售的尼姆丹(Nimuden)HDX(上村工业制造)镀敷液等，优选在温度80～95℃、处理时间30～180分钟、Ni浓度3～10g/L的条件下进行镀敷处理，更优选在温度85～95℃、处理时间60～120分钟、Ni浓度4～9g/L的条件下进行。在温度小于80℃的情况或Ni浓度小于3g/L的情况下，金属镀层的成长速度慢，存在导致生产性降低的情况。在处理时间小于30分钟的情况下，容易在金属镀层表面产生缺陷，有时金属镀层表面的平滑性降低。在温度超过95℃的情况或Ni浓度超过10g/L的情况下，金属镀层不均匀地成长，因而存在金属镀层的平滑性降低的情况。在处理时间超过180分钟的情况下，有时会导致生产性的降低。
通过这些镀敷前处理、以及Ni-P镀敷处理，可获得本发明的进行了基底处理的磁盘用铝合金基板。最后，通过溅射而使磁性体附着于进行了基底镀敷处理的表面，制成磁盘(步骤S113)。
以上所述的各工序均与Mg系氧化物的生成及表层的Be的氧化有关，本发明的磁盘用铝合金基板的特性在步骤S102的铝合金的熔融金属的加热保持工序、步骤S103的铸造阶段及步骤S110的应变消除加热处理时受到特别大的影响。如以上所述，铝合金的熔融金属的加热保持工序中，为了限制Mg系氧化物量，而以如下时间来进行：将铝合金的熔融金属在保持炉中在处于700～850℃的范围的保持温度下加热保持0.5小时以上且小于6.0小时，自所述熔融金属保持工序结束至所述铸造工序开始为止的时间为0.3小时以下，且自所述熔融金属保持工序开始至所述铸造工序开始为止的时间为6.0小时以下。而且，铸造工序中，将铸造开始时的熔融金属温度设为700～850℃来进行铸造工序。通过在此种条件下进行熔融金属保持与铸造，可抑制Mg系氧化物的生成，抑制微细凹坑的产生。而且，如以上所述，应变消除加热处理中，为了获得表层中的所期望的Be的浓化状态，包括：以20.0℃/分钟以上的升温速度将空白圆盘自150℃加热至处于200～400℃的范围的保持温度的加热升温阶段；在保持温度下将空白圆盘加热保持5～15分钟的加热保持阶段；以及以20.0℃/分钟以上的降温速度将空白圆盘自保持温度冷却至150℃的冷却降温阶段。通过在此种条件下进行加热处理，可抑制表层中的Be的浓化，防止微细凹坑的产生。
[实施例]
以下，基于实施例来更详细地对本发明进行说明，但本发明并不限定于这些。
首先，依据常法来溶解表1所示的成分组成的各合金，熔铸铝合金熔融金属(步骤S101)。
[表1]
表1
其次，在表2所示的条件下，利用保持炉来对铝合金熔融金属进行加热保持(步骤S102)。其次，利用半连续铸造法(DC铸造方法)来铸造经加热保持的铝合金熔融金属，制作铸块(步骤S103)。
[表2]
表2
所述铸块将两面平面切削为15mm，合金No.2以外的合金在510℃下实施了3小时的均质化处理(步骤S104)。其次，以热轧开始温度460℃、热轧结束温度340℃进行热轧，制成板厚3.0mm的热轧板(步骤S105)。合金No.7以外的热轧板未进行中间退火而是通过冷轧(轧制率67％)轧制至板厚1.0mm制成最终轧制板(步骤S106)。另外，合金No.7中，在首先实施了第一冷轧(轧制率33％)后，使用分批式退火炉在300℃、2小时的条件下进行中间退火。接着，通过第二冷轧(轧制率50％)轧制至板厚1.0mm制成最终轧制板(步骤S106)。将以所述方式获得的铝合金板冲压为外径96mm、内径24mm的圆环状，制作圆环状铝合金板(步骤S107)。
对以如上所述的方式获得的圆环状铝合金板，在1.5MPa的压力下以400℃实施3小时的加压平坦化退火，制成空白圆盘(步骤S108)。进而，对所述空白圆盘的端面实施磨削加工，制成外径95mm、内径25mm，进而，进行将表面磨削10μm的磨削加工(研磨(grinding)加工)(步骤S109)。其次，在表3的条件下进行加热，制成铝合金基板(步骤S110)。
[表3]
表3
然后，对实施了应变消除加热处理的磁盘用铝合金基板实施镀敷前处理。具体而言，首先，将磁盘用铝合金基板在60℃的AD-68F(上村工业制造)脱脂液(浓度：550mL/L)中浸渍5分钟，对表面进行脱脂处理。其次，在65℃的AD-107F(上村工业制造)蚀刻液(浓度：70mL/L)中浸渍1分钟，对表面进行蚀刻处理。进而，在室温的30％HNO3水溶液中浸渍20秒钟，对表面进行除灰处理。在以所述方式修整表面状态后，将铝合金基板在AD-301F-3X(上村工业制造)的20℃的锌酸盐处理液(浓度：300mL/L)中浸渍0.5分钟，对表面实施锌酸盐处理(步骤S111)。另外，锌酸盐处理合计进行2次，在锌酸盐处理间在室温的30％HNO3水溶液中浸渍20秒钟，对表面进行剥离处理。如以上所述，完成镀敷前处理。其次，对进行了锌酸盐处理的铝合金基板表面，使用无电解Ni-P镀敷处理液(尼姆丹(Nimuden)HDX(上村工业制造)、Ni浓度7g/L)，以形成18μm厚的Ni-P镀敷层的方式实施无电解镀敷。无电解Ni-P镀敷处理是以温度92℃、处理时间160分钟来进行。最后，利用翼布，以6μm的研磨量对镀敷面进行加工研磨(步骤S112)。以所述方式制成进行了基底处理的磁盘用铝合金基板。
对于冷轧工序(步骤S106)后的铝合金板、磨削加工后的应变消除加热处理(步骤S110)后的磁盘用铝合金基板、及基底(Ni-P)镀敷处理(附带研磨)(步骤S112)后的进行了基底处理的磁盘用铝合金基板进行以下评价。另外，如表4所示，使用合金No.30的比较例30中由于磨削加工后的加热时的温度低，使用合金No.33的比较例33中由于磨削加工后的加热时的保持时间短，因此均是加工应变未完全去除。结果，在镀敷处理后的加热时基板变形，无法满足作为“磁盘用”的构成要件，因而未进行以下评价(参照表4)。
[表4]
表4
〔强度〕
在将冷轧工序(步骤S106)后的铝合金板在400℃、3小时的条件下进行加热后，使用岛津制作所制造的英斯特朗(Instron)型拉伸试验机AG-50kNG，测定沿轧制方向切出的JIS5号试验片的耐力(沿轧制方向的方向上)。测定条件设为：标点距离为50mm、十字头速度为10mm/分钟。作为评价基准，将耐力120MPa以上者评价为优良(符号◎)，将耐力小于120MPa者评价为不良(符号×)。将结果示于表4中。
〔磁盘用铝合金基板的Mg系氧化物量〕
通过碘甲醇法、即氧化物提取法来测定应变消除加热处理(步骤S110)后的磁盘用铝合金基板的Mg系氧化物量。作为评价基准，将Mg系氧化物量为50ppm以下者评价为优良(符号◎)，将超过50ppm者评价为不良(符号×)。将结果示于表4中。
〔磁盘用铝合金基板的表层的Be的浓化状态〕
对应变消除加热处理(步骤S110)后的磁盘用铝合金基板的表面的沿深度方向的Be进行GDS分析。具体而言，如以上所述来测定Be的最大发光强度及母材内部的平均Be强度，对铝合金基板的表层中的Be的氧化状态进行评价。GDS分析是使用堀场制作所股份有限公司制造的JY-5000RF装置来实施。GDS的测定条件设为：氩气置换后的压力为600Pa、输出为30W、模块为700、相位为300、阳极直径为4mmφ。将测定试样的自表面至深度2.0μm为止飞溅时的Be的最大峰值高度作为最大发光强度。而且，将测定试样的自表面算起的深度为1.5～2.0μm间的Be的平均高度作为平均强度。将以所述方式测定的Be的最大发光强度设为(IBe)与铝合金板母材内部的平均Be强度(Ibulk)的比(IBe/Ibulk)、和Be浓度(CBe)的乘积即(IBe/Ibulk)×(CBe)为0.1000％以下者评价为优良(符号◎)，将超过0.1000％者评价为不良(符号×)。将结果示于表4中。
〔进行了基底处理的磁盘用铝合金基板的平滑性〕
求出进行Ni-P镀敷处理并研磨(步骤S112)后的进行了基底处理的磁盘用铝合金基板表面中的现有凹坑及微细凹坑的个数。关于现有凹坑，利用光学显微镜，以1000倍的倍率将观察视野设为1mm2，测量最长直径1μm以上的大小的现有凹坑的个数，求出每单位面积的个数(个数密度：个/mm2)。关于微细凹坑，利用扫描电子显微镜(scanning electronmicroscope，SEM)，以2000倍的倍率将观察视野设为1mm2，测量最长直径0.5μm以上且小于1μm的大小的微细凹坑的个数，求出每单位面积的个数(个数密度：个/mm2)。此处，现有凹坑及微细凹坑的最长直径均是指作为各凹坑的长度来观察者中最大者。而且，现有凹坑的最长直径的上限并无限定，但未观察到10μm以上者。微细凹坑中，未观察到最长直径小于0.5μm者，因此不作为对象。另外，关于现有凹坑及微细凹坑，在1mm2的观察视野中存在全部凹坑的情况下，当然也均将仅观察到凹坑的一部分者计数为一个。作为评价基准，将现有凹坑及微细凹坑的个数密度均为0个/mm2的情况评价为优良(符号◎)，将其中一者或两者为1个/mm2以上的情况评价为良好(符号○)，将其中一者或两者为2个/mm2以上的情况评价为不良(符号×)。将结果示于表4中。
如表4所示，实施例1～实施例7中，可获得Mg系氧化物量及表层的Be的浓化状态优良，金属镀层表面的平滑性与强度优异的磁盘用铝合金基板。与此相对，比较例8～比较例29、比较例31、比较例32、比较例34～比较例36中，均含有本发明的规定范围外的构成要素，因而所述金属镀层表面的平滑性不良。
即，比较例8中，Mg含量过多，因而生成许多粗大的Al-Mg系金属间化合物，所述金属间化合物在镀敷前处理中脱落而在铝合金基板表面产生大的洼陷。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例9中，Cu含量过多，因而生成许多粗大的Al-Cu-Mg-Zn系金属间化合物，所述金属间化合物在镀敷前处理中脱落而在铝合金基板表面产生大的洼陷。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例10中，Zn含量过多，因而生成许多粗大的Al-Cu-Mg-Zn系金属间化合物，所述金属间化合物在镀敷前处理中脱落而在铝合金基板表面产生大的洼陷。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例11中，Cr含量过多，因而生成许多粗大的Al-Cr系金属间化合物，所述金属间化合物在镀敷前处理中脱落而在铝合金基板表面产生大的洼陷。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例12中，Fe含量过多，因而生成许多粗大的Al-Fe系金属间化合物，所述金属间化合物在镀敷前处理中脱落而在铝合金基板表面产生大的洼陷。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例13中，Si含量过多，因而生成许多粗大的Al-Si系金属间化合物，所述金属间化合物在镀敷前处理中脱落而在铝合金基板表面产生大的洼陷。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例14中，Be含量过多，因而在磨削后的应变消除加热处理中发生Be的浓化。并且，(IBe/Ibulk)×(CBe)超过上限值0.1000％，为0.1150％。因此，在磨削后的应变消除加热处理中发生浓化，形成厚的Al/Mg/Be氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例15中，Mg含量过少，因而耐力低。结果，强度不良。
比较例16中，Cu含量过少，因而锌酸盐涂膜不均匀。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例17中，Zn含量过少，因而锌酸盐涂膜不均匀。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例18中，Cr含量过少，因而铝合金板的晶粒粗大化，金属镀层的密接性降低。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例19中，Be含量过少，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例20中，保持炉中的熔融金属的加热温度过高，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例21中，保持炉中的熔融金属的加热温度及铸造开始时的熔融金属温度过低，因而生成许多粗大的夹杂物，在磨削加工或镀敷前处理时在铝合金板表面产生大量大的洼陷或磨削损伤。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例22中，保持炉中的熔融金属的保持时间过长，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例23中，保持炉中的熔融金属的保持时间过短，因而残存许多粗大的夹杂物，在磨削加工或镀敷前处理时在铝合金板表面产生大量大的洼陷或磨削损伤。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例24、比较例25中，自熔融金属保持工序结束至铸造工序开始为止的时间、以及自熔融金属保持工序开始至铸造工序开始为止的时间过长，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例26中，保持炉中的熔融金属的加热温度及铸造开始时的熔融金属温度过高，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例27中，铸造开始时的熔融金属温度过低，因而生成许多粗大的夹杂物，在磨削加工或镀敷前处理时在铝合金板表面产生大量大的洼陷或磨削损伤。结果，容易在金属镀层表面产生现有凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例28中，磨削加工后的加热时的升温速度(自100℃至保持温度200～400℃为止)过慢，因而在磨削后的应变消除加热处理中发生Be的浓化。并且，(IBe/Ibulk)×(CBe)超过上限值0.1000％，为0.1150％。因此，表层的Al/Mg/Be氧化物变厚，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例29中，磨削加工后的加热时的保持温度过高，因而在磨削后的应变消除加热处理中发生Be的浓化。并且，(IBe/Ibulk)×(CBe)超过上限值0.1000％，为0.1250％。因此，在磨削后的应变消除加热处理中发生浓化，表层的Al/Mg/Be氧化物变厚。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例31、比较例32中，磨削加工后的加热时的保持时间过长，因而在磨削后的应变消除加热处理中发生Be的浓化。并且，(IBe/Ibulk)×(CBe)超过上限值0.1000％，比较例31中为0.1100％，比较例32中为0.1300％。因此，在磨削后的应变消除加热处理中发生浓化，表层的Al/Mg/Be氧化物变厚。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例34中，磨削加工后的加热时的降温速度(自保持温度200～400℃至100℃为止)过慢，因而在磨削后的应变消除加热处理中发生Be的浓化。并且，(IBe/Ibulk)×(CBe)超过上限值0.1000％，为0.1100％。因此，表层的Al/Mg/Be氧化物变厚，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例35中，自熔融金属保持工序开始至铸造开始为止的时间过长，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
比较例36中，保持炉中的熔融金属的保持时间及自熔融金属保持工序结束至铸造开始为止的时间以及自熔融金属保持工序开始至铸造开始为止的时间过长，因而生成许多Mg系氧化物。结果，容易在金属镀层表面产生微细凹坑，金属镀层表面的平滑性不良。
本发明能够在不脱离本发明的广义的精神与范围的情况下达成各种实施方式及变形。另外，以上所述的实施方式是用以对本发明进行说明，并非限定本发明的范围。即，本发明的范围并非由实施方式表示而是由权利要求书表示。并且，在权利要求书内及与其同等的发明的意义的范围内所实施的各种变形被视为在本发明的范围内。
本申请基于在2015年7月28日提出申请的日本专利申请特愿2015-148298号、与在2016年7月21日提出申请的日本专利申请特愿2016-143017号。将日本专利申请特愿2015-148298号与日本专利申请特愿2016-143017号的说明书、权利要求书及附图的全部内容以参照的形式并入本说明书中。
[产业上的可利用性]
本发明可获得金属镀层表面的平滑性及强度优异的磁盘用铝合金基板以及进行了基底处理的磁盘用铝合金基板，其产业上的可利用性优异。

Claims (3)

1.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，包含含有Mg：4.5～10.0质量％、Be：0.00001～0.00200质量％、Cu：0.003～0.150质量％、Zn：0.05～0.60质量％、Cr：0.010～0.300质量％，且限制为Si：0.060质量％以下及Fe：0.060质量％以下，剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金，Mg系氧化物的含量为50ppm以下，将在实施镀敷前处理之前，由辉光放电发光分析装置(GDS)所得的表面深度方向上的Be的最大发光强度设为(IBe)、将铝合金的母材内部的Be的平均发光强度设为(Ibulk)、将所述Be含量设为(CBe)质量％，(IBe/Ibulk)×(CBe)≦0.1000质量％。
2.一种磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，其是制造如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的方法，所述制造方法的特征在于，包括：调整工序，调整所述铝合金的熔融金属；熔融金属保持工序，对进行了调整的所述铝合金的熔融金属进行加热保持；铸造工序，对进行了加热保持的熔融金属进行铸造；热轧工序，对铸块进行热轧；冷轧工序，对热轧板进行冷轧；加工工序，将冷轧板加工为圆环状圆盘；加压平坦化退火工序，对圆环状圆盘进行加压平坦化而制成空白圆盘；切削·磨削工序，对空白圆盘进行切削·磨削；以及进行了切削·磨削的空白圆盘的应变消除加热处理工序，所述熔融金属保持工序中，将所述铝合金的熔融金属在保持炉中以处于700～850℃的范围的保持温度加热保持0.5小时以上且小于6.0小时，自所述熔融金属保持工序结束至所述铸造工序开始为止的时间为0.3小时以下，且自所述熔融金属保持工序开始至所述铸造工序开始为止的时间为6.0小时以下，所述铸造工序中，将铸造开始时的熔融金属温度设为700～850℃来铸造熔融金属，所述应变消除加热处理工序中包括：加热升温阶段，以20.0℃/分钟以上的升温速度将空白圆盘自150℃加热至处于200～400℃的范围的保持温度；加热保持阶段，在所述保持温度下将空白圆盘加热保持5～15分钟；以及冷却降温阶段，以20.0℃/分钟以上的降温速度将空白圆盘自所述保持温度冷却至150℃。
3.一种磁盘，其特征在于，在如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板上设置有金属镀层与磁性体。
CN201680039666.5A 2015-07-28 2016-07-27 磁盘用铝合金基板及其制造方法 Active CN107835863B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-148298 2015-07-28
JP2015148298 2015-07-28
JP2016143017A JP6807142B2 (ja) 2015-07-28 2016-07-21 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法
JP2016-143017 2016-07-21
PCT/JP2016/072027 WO2017018451A1 (ja) 2015-07-28 2016-07-27 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107835863A CN107835863A (zh) 2018-03-23
CN107835863B true CN107835863B (zh) 2019-10-29

Family

ID=57985717

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680039666.5A Active CN107835863B (zh) 2015-07-28 2016-07-27 磁盘用铝合金基板及其制造方法

Country Status (3)

Country Link
US (1) US20180221928A1 (zh)
JP (1) JP6807142B2 (zh)
CN (1) CN107835863B (zh)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107532245B (zh) * 2015-05-28 2019-07-16 株式会社Uacj 磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用了该磁盘用铝合金基板的磁盘
JP6437583B2 (ja) * 2017-02-27 2018-12-12 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク基板用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスク
JP6389546B1 (ja) 2017-05-12 2018-09-12 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
JP6427290B1 (ja) * 2017-11-22 2018-11-21 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
JP6389577B1 (ja) * 2018-02-17 2018-09-12 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク
JP6439064B1 (ja) * 2018-02-23 2018-12-19 株式会社Uacj 磁気ディスク、並びに、磁気ディスク用のアルミニウム合基板及び該アルミニウム合金基板の製造方法
JP6684865B2 (ja) * 2018-03-09 2020-04-22 株式会社Uacj 磁気ディスク用基板及びその製造方法、並びに、当該磁気ディスク用基板を用いた磁気ディスク
JP7027211B2 (ja) * 2018-03-26 2022-03-01 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスク
JP7132289B2 (ja) * 2019-12-09 2022-09-06 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク、磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート、及び磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法
JP6990290B1 (ja) * 2020-12-24 2022-02-03 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金ディスクブランク及び磁気ディスク
CN113832374B (zh) * 2021-08-13 2022-07-29 河南明泰铝业股份有限公司 一种5a12铝合金热轧坯料及其生产方法
CN113804913B (zh) * 2021-10-13 2022-11-29 东南大学 一种利用单个光流传感器获取球形电机旋转速度的方法
JP7132415B1 (ja) 2021-11-11 2022-09-06 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102465222A (zh) * 2010-11-02 2012-05-23 株式会社神户制钢所 磁盘用铝合金基板及其制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS627829A (ja) * 1985-07-03 1987-01-14 Showa Alum Corp 磁気デイスク基板用アルミニウム合金
JPS6254053A (ja) * 1985-09-02 1987-03-09 Sumitomo Light Metal Ind Ltd メツキ性とメツキ層の密着性にすぐれメツキ欠陥の少ない磁気デイスク用アルミニウム合金
JPS62133038A (ja) * 1985-12-04 1987-06-16 Showa Alum Corp 鏡面切削性に優れたアルミニウム合金
JPH11315338A (ja) * 1998-05-07 1999-11-16 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ジンケート処理性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金
JP5199714B2 (ja) * 2008-03-31 2013-05-15 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
JP5271094B2 (ja) * 2009-01-20 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金基板およびその製造方法
JP5901168B2 (ja) * 2011-07-22 2016-04-06 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、下地処理磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法
JP5836352B2 (ja) * 2013-11-11 2015-12-24 株式会社Uacj 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102465222A (zh) * 2010-11-02 2012-05-23 株式会社神户制钢所 磁盘用铝合金基板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN107835863A (zh) 2018-03-23
US20180221928A1 (en) 2018-08-09
JP6807142B2 (ja) 2021-01-06
JP2017031507A (ja) 2017-02-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107835863B (zh) 磁盘用铝合金基板及其制造方法
CN105745344B (zh) 磁盘基板用铝合金板及其制造方法以及磁盘的制造方法
CN107532245B (zh) 磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用了该磁盘用铝合金基板的磁盘
JP6998305B2 (ja) 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、並びに磁気ディスク
JP5199714B2 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
CN111164228B (zh) 磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘
CN106319303B (zh) 用于磁盘的铝合金坯料和用于磁盘的铝合金基板
JP5767384B1 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
CN111771241B (zh) 磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金基板的磁盘
JP2020029595A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクを用いた磁気ディスク及びその製造方法
JP2017186597A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP2011102415A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2020114945A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
WO2017163943A1 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
CN108884520B (zh) 磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片
JP6439066B1 (ja) 磁気ディスク基板及びその製造方法並びに磁気ディスク
JP2018059180A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP2020114944A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP2565741B2 (ja) 砥石による研削性及びメッキ性に優れたディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法
WO2017018451A1 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板及びその製造方法
JP7474356B2 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ディスクブランク及び磁気ディスク
CN107893179A (zh) 磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片
JP6990290B1 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ディスクブランク及び磁気ディスク
WO2023167219A1 (ja) アルミニウム合金原料の製造方法、アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金板の製造方法、めっき用アルミニウム合金基板の製造方法、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法及び磁気ディスク
WO2021206095A1 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスク

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant