CN110622243B - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Abstract

一种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，该磁盘用铝合金基板的特征在于，由含有Fe：0.4～3.0mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的铝合金构成，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子以5000个/mm2以上的分布密度分散。

Description

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
技术领域
本发明涉及高强度且具有良好的颤振(fluttering)特性的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。
背景技术
被用于计算机的存储装置的磁盘使用具有良好的镀敷性且机械特性及加工性优异的基板来制造。例如，由以JIS5086(含有Mg：3.5～4.5mass％、Fe：0.50mass％以下、Si：0.40mass％以下、Mn：0.20～0.70mass％、Cr：0.05～0.25mass％、Cu：0.10mass％以下、Ti：0.15mass％以下、以及Zn：0.25mass％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成)铝合金为基础的基板等制造而成。
一般的磁盘的制造通过如下方式进行：首先，制作圆环状铝合金基板，并对该铝合金基板实施镀敷，接着，使磁性体附着于该铝合金基板的表面。
例如，利用上述JIS5086合金的铝合金制磁盘通过以下的制造工序来制造。首先，铸造预定化学成分的铝合金材料，并对其铸坯进行热轧，接着，实施冷轧，制作具有作为磁盘所需厚度的轧制材料。对于该轧制材料，优选根据需要在冷轧的期间等实施退火。接着，将该轧制材料冲切为圆环状，为了除去由上述制造工序产生的应变等，将制成圆环状的铝合金板层叠，一边从两端部的两面加压一边实施退火，进行使其平坦化的加压退火，制作出圆环状铝合金基板。
针对以这种方式制作的圆环状铝合金基板，实施作为前处理的切削加工、磨削加工、脱脂、刻蚀及浸锌处理(Zn置换处理)，接着，作为基底处理，无电解镀敷作为硬质非磁性金属的Ni－P，并在对该镀层表面实施抛光后，将磁性体溅射于Ni－P无电解镀层表面，从而制造出铝合金制磁盘。
可是，近年来，由于多媒体等的需要，对磁盘要求大容量化及高密度化，进一步要求高速化。为了大容量化，被搭载于存储装置的磁盘的片数在増加，随之也要求磁盘的薄壁化。然而，因为当使磁盘用铝合金基板薄壁化时，强度会降低，所以要求铝合金基板的高强度化。
此外，随着薄壁化、以及高速化，伴随着刚性的降低以及高速旋转所导致的流体力的増加，激振力会増加，从而易于发生盘颤(disk flutter)。其原因在于，当使磁盘以高速旋转时，在盘间会产生不稳定的气流，因该气流会导致磁盘发生振动(颤振)。这种现象被认为因以下原因而发生：当基板的刚性较低时，磁盘的振动会变大，而磁头无法追随该变化。当颤振发生时，作为读取部的磁头的定位误差会増加。因此，强烈要求减少盘颤。
此外，由于磁盘的高密度化，每1比特的磁区域日益被微小化。随着该微细化，容易发生磁头的定位误差的偏离所导致的读取错误，从而强烈要求减少作为磁头的定位误差的主要原因的盘颤。
根据这种实际情况，近年来，强烈期望具有高强度且盘颤较小的特性的磁盘用铝合金基板，并进行了研究。例如，提出了一种方案，其将具有与盘相对的板的气流抑制部件安装在硬盘驱动器内。专利文献1提出了一种磁盘装置，该磁盘装置在致动器的上游侧设置有空气扰流器。该空气扰流器会使吹向磁盘上的致动器的空气流变弱，从而降低磁头的紊流振动。此外，空气扰流器会使磁盘上的气流变弱，从而抑制盘颤。此外，在专利文献2中，提出了一种如下的方法：使铝合金板含有较多有助于提高其强度的Mg，从而提高其强度。
然而，在专利文献1公开的方法中，因设置的空气扰流器与磁盘用基板的间隔的差异，颤振抑制效果会不同，由于需要部件的高精度，所以导致部件成本的増大。
此外，虽然专利文献2所示的使铝合金板含有较多的Mg的方法对于提高强度是有效的，但现状却是：易于发生盘颤，并未得到作为目标的较小的盘颤特性。
[现有技术文献]
[专利文献]
专利文献1:日本特开2002-313061号公报
专利文献2:日本特开2006-241513号公报
发明内容
[发明要解决的课题]
本发明鉴于上述实际情况而完成，其目的在于提供一种高强度且盘的颤振特性优异的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。
[用于解决技术课题的方法]
即，本发明在技术方案1中为：一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，由含有Fe：0.4～3.0mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的铝合金构成，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子以5000个/mm2以上的分布密度分散。
本发明在技术方案2中为：根据技术方案1，所述铝合金还包含从Mn：0.1～3.0mass％、Si：0.1～0.4mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％以及Zr：0.01～1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。
本发明在技术方案3中为：根据技术方案1或2，所述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。
本发明在技术方案4中为：根据技术方案1～3中任一项，所述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V构成的组中选择的1种或2种以上。
本发明在技术方案5中为：根据技术方案1～4中任一项，截面的板厚方向上的平均结晶粒度为70μm以下。
本发明在技术方案6中为：在技术方案1～5中任一项，在大气中，以340℃进行3小时的加热后的屈服强度为60MPa以上。
本发明在技术方案7中为：一种磁盘，其特征在于，在技术方案1～6中任一项所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解Ni－P镀敷处理层和其上的磁性体层。
本发明在技术方案8中为：一种如技术方案1至6中任一项所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包括使用所述铝合金连续铸造铸造板的连续铸造工序、将铸造板冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切成圆环状的盘坯冲切工序、对冲切后的盘坯加压退火的加压退火工序、对加压退火后的盘坯实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序；将所述连续铸造工序后经过1分钟以后的铸造板的温度设为230～350℃，且将所述连续铸造工序后经过10分钟以后的铸造板的温度设为150℃以上且小于230℃。
本发明在技术方案9中为：一种如技术方案1～6中任一项所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包括使用所述铝合金连续铸造铸造板的连续铸造工序、对铸造板进行均质化处理的均质化处理工序、对均质化处理后的铸造板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切成圆环状的盘坯冲切工序、对冲切后的盘坯加压退火的加压退火工序、对加压退火后的盘坯实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序；将所述连续铸造工序后经过1分钟以后的铸造板的温度设为230～350℃，且将所述连续铸造工序后经过10分钟以后的铸造板的温度设为150℃以上且小于230℃；在所述均质化处理工序中，对铸造板进行300～450℃、0.5～24小时的热处理。
本发明在技术方案10中为：根据技术方案8或9，在所述冷轧工序之前或过程中还包括对铸造板或轧制板进行退火的退火处理工序。
[发明效果]
根据本发明，能够提供高强度且盘的颤振特性优异的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。
附图说明
图1是表示本发明涉及的磁盘用铝合金基板以及磁盘的制造方法的流程图。
具体实施方式
本发明人们着眼于基板的强度及颤振特性与基板的材料的关系，并针对这些特性与基板(磁盘材料)的特性的关系而进行了深入调查研究。结果，发现Fe含量和第二相粒子的分布会对强度造成较大影响。此外，还发现铝合金基板的Fe含量和第二相粒子会对在空气中或氦气中测定的磁盘的颤振特性造成较大影响。因此，本发明人们针对Fe含量，以及金属组织中的具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子进行研究，结果发现：在最长径0.5μm以上且小于2.0μm的第二相粒子中，特别是Fe量处于0.4～3.0mass％(下面，省略简记为“％”)，以5000个/mm2以上的分布密度分散的磁盘用铝合金基板中，强度和颤振特性会提高，得以完成了本发明。
A.本发明涉及的磁盘用铝合金基板
以下，针对本发明涉及的磁盘用铝合金基板(以下，简记为“本发明涉及的铝合金基板”或简单记为“铝合金基板”)详细地进行说明。
1.合金组成
下面，针对构成本发明涉及的使用Al－Fe系合金的磁盘用铝合金基板的铝合金成分及其含量进行说明。
Fe：
Fe为必需元素，主要作为第二相粒子(Al－Fe系金属间化合物等)，一部分固溶于基体而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量被迅速地吸收，从而会得到极为良好的颤振特性。在铝合金中的Fe含量小于0.4％时，不能得到充分的强度和颤振特性。另一方面，当Fe含量超过3.0％时，会生成许多粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒。这种粗大的Al－Fe系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时，会脱落而产生较大凹陷，从而使镀层表面的平滑性降低以及发生镀层剥离。此外，也会发生轧制工序中的加工性降低。因此，将铝合金中的Fe含量设为0.4～3.0％的范围。Fe含量优选为0.6～2.0％，更优选0.8～1.8％的范围。
也可以是，为了进一步提高磁盘用铝合金基板的强度和颤振特性，作为第1选择性元素，使其进一步含有从由Mn：0.1～3.0％、Si：0.1～0.4％、Ni：0.1～3.0％、Cu：0.005～1.000％、Mg：0.1～6.0％、Cr：0.01～1.00％、Zr：0.01～1.00％构成的组中选择的1种或2种以上。此外，也可以是，作为第2选择性元素，使其进一步含有Zn：0.005～1.000％。进而，也可以是，作为第3选择性元素，使其进一步含有从由合计含量为0.005～0.500％的Ti、B以及V构成的组中选择的1种或2种以上。以下，针对这些选择元素进行说明。
Mn：
Mn主要作为第二相粒子(Al－Mn系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量会被迅速吸收，从而会得到极其良好的颤振特性。通过使铝合金中的Mn含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Mn含量为3.0％以下，从而会抑制粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Mn系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Mn含量设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。
Si：
Si主要作为第二相粒子(Si颗粒等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量会被迅速吸收，从而会得到极其良好的颤振特性。通过使铝合金中的Si含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Si含量为0.4％以下，从而会抑制粗大的Si颗粒大量生成。能够抑制这种粗大的Si颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Si含量设为0.1～0.4％的范围，更优选的是，设为0.1～0.3％的范围。
Ni：
Ni主要作为第二相粒子(Al－Ni系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。当对这种材料施加振动时，由于第二相粒子与基体的界面处的粘性流动，振动能量会被迅速吸收，从而会得到极其良好的颤振特性。通过使铝合金中的Ni含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Ni含量为3.0％以下，从而会抑制粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Ni系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Ni含量设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。
Cu：
Cu主要作为第二相粒子(Al－Cu系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。此外，会减少浸锌处理时的Al溶解量。进而，使浸锌被膜均匀、较薄、致密地附着，发挥提高下个工序即镀敷工序中的平滑性的效果。通过使铝合金中的Cu含量为0.005％以上，从而能够进一步提高铝合金基板的强度和提高颤振特性的效果及提高平滑性的效果。此外，通过使铝合金中的Cu含量为1.000％以下，从而会抑制粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒的大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Cu系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步提高使镀层表面的平滑性提高的效果，此外，能够进一步抑制镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Cu含量设为0.005～1.000％的范围，更优选的是，设为0.005～0.400％的范围。
Mg：
Mg主要作为第二相粒子(Mg－Si系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。通过使铝合金中的Mg含量为0.1％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Mg含量为6.0％以下，从而会抑制粗大的Mg－Si系金属间化合物颗粒的大量生成。能够抑制这种粗大的Mg－Si系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Mg含量设为0.1～6.0％的范围，更优选的是，设为0.3％以上且小于1.0％的范围。
Cr：
Cr主要作为第二相粒子(Al－Cr系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。通过使铝合金中的Cr含量为0.01％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Cr含量为1.00％以下，从而会抑制粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒的大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Cr含量设为0.01～1.00％的范围，更优选的是，设为0.10～0.50％的范围。
Zr：
Zr主要作为第二相粒子(Al－Zr系金属间化合物等)而存在，发挥提高铝合金基板的强度和颤振特性的效果。通过使铝合金中的Zr含量为0.01％以上，从而能够进一步提高使铝合金基板的强度和颤振特性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Zr含量为1.00％以下，从而会抑制粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒的大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒在刻蚀时、浸锌处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制发生镀层表面的平滑性的降低及镀层剥离的情况。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Zr含量设为0.01～1.00％的范围，更优选的是，设为0.10～0.50％的范围。
Zn：
Zn发挥如下的效果：减少浸锌处理时的Al溶解量，使浸锌被膜均匀、较薄、致密地附着，并提高下个工序即镀敷工序中的平滑性及密接性。此外，与其他添加元素形成第二相粒子，发挥提高颤振特性的效果。通过使铝合金中的Zn含量为0.005％以上，使浸锌处理时的Al溶解量减少，使浸锌被膜均匀、较薄、致密地附着，从而能够进一步提高使镀敷的平滑性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Zn含量为1.000％以下，浸锌被膜会变得均匀而能够进一步抑制镀层表面的平滑性降低，并能够进一步抑制镀层剥离的发生。并且，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，优选铝合金中的Zn含量设为0.005～1.000％的范围，更优选的是，设为0.100～0.700的范围。
Ti、B、V：
Ti、B及V在铸造时的凝固过程中，会形成第二相粒子(TiB2等硼化物、或是Al3Ti或Ti－V－B颗粒等)，因为他们会成为晶粒核，所以能够使晶粒微细化。结果，镀敷性得到改善。此外，由于晶粒会微细化，能够减小第二相粒子的尺寸的不均匀性，发挥减低铝合金基板中的强度和颤振特性的波动的效果。但是，当Ti、B及V的合计含量小于0.005％时，不会得到上述效果。另一方面，即使Ti、B及V的合计含量超过0.500％，其效果也会饱和，不会得到进一步的显著的改善效果。因此，优选在添加有Ti、B及V的情况下的Ti、B及V的合计含量设为0.005～0.500％的范围，更优选的是，设为0.005～0.100％的范围。另外，所谓合计量，在仅含有Ti、B及V中的任意1种的情况下，是指这1种的量，在含有任意2种的情况下，是指这2种的合计量，在含有全部3种的情况下，是指这3种的合计量。
其他元素：
此外，本发明中使用的铝合金的剩余部分由Al以及不可避免的杂质构成。在此，作为不可避免的杂质，可举出Ga、Sn等，只要分别小于0.1％，且合计小于0.2％，就不会损害作为在本发明中得到的铝合金基板的特性。
2.第二相粒子的分布状态
接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板中的第二相粒子的分布状态进行说明。
在本发明的铝合金基板中，在金属组织中，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子以5000个/mm2以上的分布密度分散。
在此，所谓第二相粒子，意味着析出物或结晶物，具体而言，是指Al－Fe系金属间化合物(Al3Fe、Al6Fe、Al6(Fe、Mn)、Al－Fe－Si、Al－Fe－Mn－Si、Al－Fe－Ni、Al－Cu－Fe等)、Al－Mn系金属间化合物(Al6Mn、Al－Mn－Si)、Si颗粒、Al－Ni系金属间化合物(Al3Ni等)、Al－Cu系金属间化合物(Al2Cu等)、Mg－Si系金属间化合物(Mg2Si等)、Al－Cr系金属间化合物(Al7Cr等)、以及Al－Zr系金属间化合物(Al3Zr等)等颗粒。
在本发明的铝合金基板的金属组织中，在具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子为5000个/mm2以上的情况下，发挥高强度地维持铝合金基板的效果。一般，因发生加压退火时的晶界移动而铝合金基板的强度大幅降低。但是，当第二相粒子以5000个/mm2以上而大量存在时，加压退火时的晶界移动被阻止(钉扎)，从而能够维持高强度。
在存在于本发明的铝合金基板的金属组织中的第二相粒子的最长径为2.0μm以上的情况下，由于冷轧等的轧制时在第二相粒子的周围发生不均匀的形变，加压退火时容易发生再次结晶，因而高强度的维持效果不充分。另一方面，在第二相粒子的最长径为小于0.5μm的情况下，第二相粒子的最长径小而难以获得晶界移动的阻止效应，因而高强度的维持效果不充分。因此，存在于铝合金基板的金属组织中的第二相粒子的最长径设为0.5μm以上且小于2.0μm的范围。此外，该第二相粒子的最长径优选为小于0.5～1.5μm的范围。
在本发明的铝合金基板的金属组织中，在具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子为小于5000个/mm2的情况下，承受晶界移动的阻止效应的具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子较少，因而高强度的维持效果不充分。因此，在本发明的铝合金基板的金属组织中，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子以5000个/mm2以上的分布密度分散。此外，该分布密度从提高强度的观点出发，优选10000个/mm2以上的范围，较优选30000个/mm2以上的范围。此外，该分布密度的上限值并没有特别地限定，根据采用的铝合金的组成或制造方法而自然地确定，在本发明中，为200000个/mm2左右。
另外，在本发明中，所谓最长径，是指在由光学显微镜观测的第二相粒子的平面图像中，首先，测量轮廓线上的一点与轮廓线上的其他点的距离的最大值，接着，针对轮廓线上的所有的点来测量该最大值，最后，从所有这些最大值中选择最大的值。
3.颤振特性
颤振特性也会因硬盘驱动器的电动机特性而受到影响。在本发明中，颤振特性在空气中优选为50nm以下，更优选为30nm以下。可判断的是，只要为50nm以下，就可耐受一般的HDD的相关使用。在超过50nm的情况下，读取部即磁头的定位误差会増加。
此外，颤振特性在氦气中优选为30nm以下，更优选为20nm以下。如果为30nm以下，则判断为能够耐受更高密度的记录容量的HDD的相关使用。在超过30nm的情况下，读取部即磁头的定位误差会増加。
在此，因为根据所使用的硬盘驱动器，所需的颤振特性会不同，所以针对该颤振特性而适当决定第二相粒子的分布状态为好。它们通过以下方式得到：分别对包含以下所述的添加元素的含量、铸造时的冷却速度的铸造方法、以及之后的热处理和加工的热历程及加工经历进行适当调整。
在本发明的实施方案中，优选铝合金板的厚度为0.45mm以上。当铝合金板的厚度小于0.45mm时，则基板有可能因安装硬盘驱动器时等发生的下落等所引起的加速力而变形。但是，只要能够通过进一步增加屈服强度来抑制变形，就不限于此。另外，当铝合金板的厚度超过1.30mm时，虽然颤振特性得到改善，但可搭载于硬盘内的盘片数会减少，因此并不优选。因此，铝合金板的厚度更优选为0.45～1.30mm，进一步优选为0.50～1.00mm。
另外，能够通过向硬盘内填充氦气来降低流体力。这是因为，氦气的气体粘度与空气相比较小，约为其1/8。通过使气体的流体力变小，可降低伴随硬盘的旋转的气体流动所产生的颤振。
4.结晶粒度
接着，针对本发明的铝合金基板的截面的板厚方向上的平均结晶粒度进行说明。
本发明的铝合金基板的截面的板厚方向上的平均结晶粒度优选为70μm以下。在该平均结晶粒度为70μm以下的情况下，发挥进一步提高铝合金基板的强度的效果。在此，上述截面表示L－ST截面(轧制方向和板厚方向形成的截面)。晶粒在轧制工序中在板材的轧制方向上延伸，因此轧制加工后板厚方向的结晶粒度小于轧制方向或与其正交的(也与板厚方向正交)方向的结晶粒度。在此，在轧制加工后所实施的加压退火工序中，形成再结晶粒时其结晶粒度增大。
该平均结晶粒度超过70μm时，由于晶粒的粗大化而强度可能降低。在铝合金基板的强度降低的情况下，在其输送时或安装时等存在因施加外力等而变形的风险，因此铝合金基板的结晶粒度的平均优选为70μm以下，较优选50μm以下。此外，该平均结晶粒度的下限值并没有特别地限定，但根据使用的铝合金的组成或制造方法而自然确定，在本发明中，为1μm左右。
本发明的铝合金基板的截面的板厚方向上的平均结晶粒度如以下这样进行测定。针对磨削加工(步骤S107)后的铝合金基板截面(L－ST截面)，使用Barker试剂实施Barker刻蚀，用偏光显微镜以200倍的倍率拍摄1视野，使得整个厚度进入视野中。结晶粒度的测量使用交线法来实施，即对存在于沿着板厚方向的整个板厚之间且与画出的直线交叉的晶粒的数量进行计数，在此，在ST方向上画5条1000μm的直线。以这些测量值的算术平均值作为平均结晶粒度。
5.屈服强度
下面，针对本发明的铝合金基板的屈服强度进行说明。
在本发明的铝合金基板中，优选在大气中以340℃加热3小时后的屈服强度为60MPa以上。在该情况中，能够发挥进一步抑制磁盘制造时的基板的变形的效果。若铝合金基板的屈服强度降低，则在输送时或安装时等存在因施加外力等而变形的风险。因此，优选在大气中的以340℃加热3小时后的铝合金基板的屈服强度为60MPa以上，较优选为75MPa以上。此外，在自磁盘用基板的制造(图1的步骤S107)至磁体的附着(图1的步骤S110)的工序中进行的加热处理最高也小于350℃，因此规定以340℃加热时的屈服强度。此外，上述屈服强度的上限并没有特别地限定，根据合金组成或制造条件而自然确定，在本发明中，为250MPa左右。
B.本发明的铝合金基板的制造方法
下面，详细地说明本发明的铝合金基板的制作工序的各工序以及过程条件。
按照图1示出的流程说明本发明的铝合金基板的制造方法。在此，铝合金组分的制备(步骤S101)～冷轧(步骤S104)是制作铝合金基板的工序，盘坯的制作(步骤S105)～磁体的附着(步骤S110)是将所制造的铝合金基板作成磁盘的工序。
6.铝合金成分的制备及铸造
首先，按照常规方法加热、熔融具有上述成分组成的铝合金材料的熔液，进行制备(步骤S101)。接着，由所制备的铝合金材料的熔液通过连续铸造法(CC法)，铸造2.0～10.0mm左右的铝合金的薄板(步骤S102)。
在此，在CC法中，通过铸造浇注嘴向一对辊(或者，带式连铸机(belt caster)、块式连铸机(block caster))之间供给熔液，以来自辊的排热直接铸造铝合金的铸造板。
在利用CC法的铝合金的薄板的铸造中，将铸造后经过1分钟以后的铸造板的温度设为230～350℃，优选设为240～340℃。进一步，将铸造后经过10分钟以后铸造板的温度设为150℃以上且小于230℃，优选设为160～220℃。这样，将铸造后经过1分钟以后的铸造板的温度设为230～350℃，并且通过将铸造后经过10分钟以后的铸造板的温度设为150℃以上且小于230℃，使其中分布许多微细的第二相粒子(主要为Al－Fe系化合物)，能够得到提高强度的效果。
相比于DC铸造法，CC法由于凝固时的冷却速度大幅加快，Fe等的添加元素的固溶量增多。因此，在用CC法铸造铸造板后，在铸造板的温度从600℃左右的高温冷却至室温的过程中，存在析出的第二相粒子在相对低温且短时间内粗大化的可能性。
在铸造后经过1分钟以后铸造板的温度超过350℃的情况下，第二相粒子呈粗大化，强度降低。另一方面，在铸造后经过1分钟以后，铸造板的温度小于230℃的情况下，由于冷却速度过快，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子的析出减少，强度降低。
在铸造后经过10分钟以后铸造板的温度为230℃以上的情况下，第二相粒子呈粗大化，强度降低。此外，在铸造后经过10分钟以后铸造板的温度小于150℃的情况下，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子的析出减少，强度降低。
此外，在CC法中作为冷却铸造板的方法，例如能够采用风扇气冷、喷雾冷却、喷淋冷却以及水冷却等的方法。
7.均质化处理
接着，根据需要实施铸造板的均质化处理(步骤S103)。均质化处理的加热处理条件为300～450℃、0.5～24小时，优选为310～440℃、0.5～20小时。通过像这样将均质化处理的加热处理条件设为300～450℃、0.5～24小时，能够得到减小第二相粒子的尺寸的不均匀性，降低铝合金基板的强度和颤振特性的偏差的效果。均质化处理的温度小于300℃时得不到上述效果，超过450℃时第二相粒子呈粗大化，强度可能会降低。此外，均质化处理时间小于0.5小时得不到上述效果，超过24小时时第二相粒子呈粗大化，强度可能会降低。此外，相比于从高温降温至300～450℃的情况，从室温附近升温至300～450℃的情况下存在许多细微的第二相粒子，如果在300～450℃下加热24小时以内，则能够抑制第二相粒子的粗大化。
8.冷轧
接着，将板材冷轧成为1.8mm至0.45mm左右的铝合金板(步骤S104)。通过冷轧加工成需要的产品板厚。冷轧的条件并没有特别的限定，根据所需的产品板强度或板厚确定即可，优选将轧制率设为10～95％。在冷轧之前，或者在过程中，为了确保冷轧加工性，可以实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如若为间歇式加热，则优选在200℃以上且小于380℃、0.1～10小时的条件下进行，若为连续式加热，则优选在250℃以上且小于400℃、保持0～60秒时间的条件下进行。在此，在连续式中处理时间为0秒是指，到达处理温度后即刻停止加热。
在将铝合金板作为磁盘用而进行加工时，将铝合金板冲切成圆环状，制作盘坯(步骤S105)。然后，将盘坯在大气中，例如以100℃以上且小于350℃进行30分钟以上的加压退火，制作出平坦化的毛坯(步骤S106)。接着，对毛坯实施切削加工、磨削加工，制作铝合金基板(步骤S107)。接着，对铝合金基板表面实施脱脂、刻蚀、浸锌处理(Zn置换处理)(步骤S108)。接着，对浸锌处理后的表面实施Ni－P镀敷处理作为基底处理(步骤S109)。最后，通过溅射使磁体附着于Ni－P镀敷处理面，成为磁盘(步骤S110)。
此外，在步骤S107中形成铝合金基板后，没有在350℃以上的温度曝晒，因而构成第二相粒子的金属间化合物种类或其分布没有变化。因此，可以代替在步骤S107中制作的铝合金基板而使用Ni－P镀敷处理(步骤S109)工序后的铝合金基板或磁盘，进行构成第二相粒子的金属间化合物种类或其分布的评价。
实施例
下面，基于实施例对本发明进一步详细说明，但本发明并不限定于此。
按照常规方法熔化表1～表3示出的成分组成的各合金材料，熔炼铝合金熔液(步骤S101)。表1～表3中“－”表示测量临界值以下。
[表1]
Figure GDA0002935921350000151
[表2]
Figure GDA0002935921350000161
[表3]
Figure GDA0002935921350000171
接着，通过CC法铸造铝合金熔液，制作铸造板(步骤S102)。在表4～6中示出铸造板的厚度、铸造后经过1分钟以后的铸造板温度，以及在铸造后经过10分钟以后的铸造板的温度。此外，针对合金No.A8～A10以及AC8～AC12实施均质化处理(步骤S103)。这些均质化处理条件也在表4～6中示出。
[表4]
表4
Figure GDA0002935921350000191
[表5]
表5
Figure GDA0002935921350000201
[表6]
表6
Figure GDA0002935921350000211
接着，对实施或未实施均质化处理的所有板材，通过冷轧轧制至最终板厚即0.8mm制成铝合金板(步骤S104)。此外，实施例3～6在冷轧的过程中(板厚3.0mm)实施了退火处理，实施例11在冷轧之前实施了退火处理。实施例3用间隙式加热炉以200℃×9.5小时的条件实施了退火处理，实施例4用间隙式加热炉以370℃×0.1小时的条件实施了退火处理，实施例5用连续式加热炉以250℃×60秒的条件实施了退火处理，实施例6用连续式加热炉以390℃×0秒的条件实施了退火处理，实施例11用间隙式加热炉以250℃×3.0小时的条件实施了退火处理。由这些铝合金板冲切成外径96mm、内径24mm的圆环状，制作盘坯(步骤S105)。
对以这种方式制作的盘坯以340℃实施3小时的加压退火(步骤S106)。对其进行端面加工，使得其外径成为95mm，内径成为25mm，进行磨削加工(表面磨削10μm)(步骤S107)。然后，在利用AD－68F(商品名，上村工业制)，以60℃进行5分钟的脱脂后，利用AD－107F(商品名，上村工业制)，以65℃进行1分钟的刻蚀，进而用30％HNO3水溶液(室温)来进行20秒的剥黑膜处理(步骤S108)。
在通过这种方式调整了表面状态后，将盘坯浸渍在AD－301F－3X(商品名，上村工业制)的20℃的浸锌处理液中0.5分钟，从而对表面实施浸锌处理(步骤S108)。另外，浸锌处理总计进行两次，在浸锌处理之间，将盘坯浸渍在室温的30％HNO3水溶液中20秒，从而对表面进行剥离处理。在利用无电解镀Ni－P处理液(NIMUDENHDX(商品名，上村工业制))来在经浸锌处理的表面无电解镀敷16μm厚度的Ni－P后，利用毛布来进行加工研磨(研磨量4μm))(步骤S109)。
针对冷轧(步骤S104)后的铝合金板、磨削加工(步骤S107)工序后的铝合金基板、以及、镀敷处理研磨(步骤S109)工序后的铝合金基板的各样品，进行了以下的评价。另外，针对各样品，对以相同条件制作的3张盘实施了至镀敷处理的工序，但在比较例4、5、19～26的盘中，3张均发生了镀层剥离。因此，在这些比较例中，无法进行强度和颤振特性的评价。此外，在实施例1、40～42中，在3张中的1张上发生了镀层剥离，使用未发生镀层剥离的2张盘来实施了评价。
〔具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子的分布密度〕
对磨削加工(步骤S107)后的铝合金基板截面，利用光学显微镜，以1000倍的倍率观察1mm2的视野，并使用粒子分析软件A像君(商品名，旭化成工程(股份)公司制)来测定第二相粒子的分布密度(个/mm2)。在距离沿铝合金基板的L－ST截面(轧制方向和板厚方向所成的截面)的表面板厚的1/4附近(在板厚方向距离表面0.2mm的位置)实施了观察。将结果在表7～9中示出。
[表7]
表7
Figure GDA0002935921350000231
[表8]
表8
Figure GDA0002935921350000241
[表9]
表9
Figure GDA0002935921350000251
〔截面的板厚方向上的平均结晶粒度〕
针对磨削加工(步骤S107)后的铝合金基板截面(L－ST截面)，使用Barker试剂(バーカー氏液)实施Barker刻蚀，用偏光显微镜以200倍的倍率拍摄1视野，使得整个厚度进入视野中。结晶粒度的测量利用该交线法进行，即对存在于沿着板厚方向遍及整个板厚之间的、与所画出的直线交叉的结晶粒的数量进行计数，在此，在ST方向上画5条1000μm的直线来实施，将其算术平均值作为平均结晶粒度。将结果在表7～9中示出。
〔屈服强度〕
屈服强度遵照JIS Z2241，在以340℃来对冷轧(步骤S104)后的铝合金板进行3小时的退火(加压退火模拟加热)后，以340℃进行3小时的大气中加热，沿轧制方向提取JIS5号试片，并在n＝2下进行测定。关于强度的评价，将屈服强度为75MPa以上的情况记为A(优)，将60MPa以上小于75MPa记为B(良)，将小于60MPa记为C(劣)。另外，可以对磨削加工后的铝合金基板或磁盘的镀层进行剥离，并从表面被磨削了10μm的基板上提取试片。对于该试片，也能够以340℃来进行3小时的大气中加热，从而评价屈服强度。此时的试片的尺寸设为：平行部的宽度5±0.14mm、试片的原标点距离10mm、肩部的半径2.5mm、以及平行部长度15mm。将结果在表7～9中示出。
〔盘颤的测定〕
使用镀敷处理研磨(步骤S109)工序后的铝合金基板，进行盘颤的测定。盘颤的测定通过在空气的存在下，将铝合金基板设置在市售的硬盘驱动器上来进行。关于驱动器，使用Seagate制ST2000(商品名)，关于电动机驱动，通过将techno alive制SLD102(商品名)与电机直接耦合来对其进行驱动。旋转数设为7200rpm，关于盘，始终设置有多张，对于其上部的磁盘的表面，利用作为激光多普勒测速仪的小野测器制LDV1800(商品名)来观察表面的振动。利用小野测器制FFT分析装置DS3200(商品名)来对观察到的振动进行频谱分析。观察是通过在硬盘驱动器的盖上开孔来从该孔观察盘表面的方式来进行的。此外，取下被设置于市售的硬盘的可压缩板来进行评价。
颤振特性的评价根据出现颤振的300～1500Hz附近的较宽的峰值的最大位移(盘颤振(nm))来进行。可以知道，该较宽的峰值被称为NRRO(Non－Repeatable Run Out：不可重复偏转)，对磁头的定位误差存在较大影响。关于颤振特性的评价，在空气中，将在30nm以下的情况记作A(优)，将超过30nm且为40nm以下记作B(良)，将超过40nm且为50nm以下记作C(可)，将大于50nm的情况记作D(劣)。将结果在表7～9中示出。
如表7～9所示，实施例1～42能够得到良好的强度和颤振特性。与此相反，在比较例1～26中，强度和颤振特性双方、或强度较差，或者，发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
另一方面，在比较例1～3中，由于Fe含量过少，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。其结果，强度和颤振特性较差。
在比较例4、5中，因Fe含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例6、7中，因铸造后经过1分钟以后的铸造板的温度过高，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。因此，强度较差。
在比较例8、9中，因均质化处理时间过长，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。因此，强度较差。
在比较例10～12中，均质化处理温度过高，因而具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。因此，强度较差。
在比较例13、14中，铸造后经过1分钟以后的铸造板的温度过低，因而具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。因此，强度较差。
在比较例15、16中，在铸造后经过10分钟以后铸造板的温度过高，因而具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。因此，强度较差。
在比较例17、18中，在铸造后经过10分钟以后的铸造板的温度过低，因而具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第2相粒子的分布密度过少。因此，强度较差。
在比较例19中，因Mn含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例20中，因Si含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例21中，因Ni含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例22中，因Cu含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例23中，因Mg含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例24中，因Cr含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例25中，因Zr含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
在比较例26中，因Zn含量过多而发生了镀层剥离，无法进行强度和颤振特性的评价。
[工业上的可利用性]
通过本发明，得到高强度且盘的颤振特性优异的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。

Claims (14)

1.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，
由含有Fe：0.4～3.0mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成的铝合金构成，具有0.5μm以上且小于2.0μm的最长径的第二相粒子以5000个/mm2以上的分布密度分散。
2.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还包括从Mn：0.1～3.0mass％、Si：0.1～0.4mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Mg：0.1～6.0mass％、Cr：0.01～1.00mass％以及Zr：0.01～1.00mass％构成的组中选择的1种或2种以上。
3.根据权利要求2所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。
4.根据权利要求2所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V构成的组中选择的1种或2种以上。
5.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。
6.根据权利要求5所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V构成的组中选择的1种或2种以上。
7.根据权利要求3所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V构成的组中选择的1种或2种以上。
8.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，
所述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％的Ti、B以及V构成的组中选择的1种或2种以上。
9.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，
截面的板厚方向上的平均结晶粒度为70μm以下。
10.根据权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，
在大气中，以340℃进行3小时的加热后的屈服强度为60MPa以上。
11.一种磁盘，其特征在于，
在权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解Ni－P镀敷处理层和其上的磁性体层。
12.一种如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包括：
使用所述铝合金连续铸造铸造板的连续铸造工序，
对铸造板进行冷轧的冷轧工序，
将冷轧板冲切成圆环状的盘坯冲切工序，
对冲切后的盘坯加压退火的加压退火工序，以及
对加压退火后的盘坯实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序；
其中，将所述连续铸造工序后经过1分钟以后的铸造板的温度设为230～350℃，且将所述连续铸造工序后经过10分钟以后的铸造板的温度设为150℃以上且小于230℃。
13.根据权利要求12所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，
在所述冷轧工序之前或过程中，还包括对铸造板或轧制板退火的退火处理工序。
14.一种如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包括：
使用所述铝合金连续铸造铸造板的连续铸造工序，
对铸造板进行均质化处理的均质化处理工序，
对均质化处理后的铸造板进行冷轧的冷轧工序，
将冷轧板冲切成圆环状的盘坯冲切工序，
对冲切后的盘坯进行加压退火的加压退火工序，以及
对加压退火后的盘坯实施切削加工和磨削加工的切削磨削工序；
其中，将所述连续铸造工序后经过1分钟以后的铸造板的温度设为230～350℃，且将所述连续铸造工序后经过10分钟以后的铸造板的温度设为150℃以上且小于230℃；
在所述均质化处理工序中，对铸造板进行300～450℃、0.5～24小时的热处理。
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