CN111164228A - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Abstract

一种磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及在该磁盘用铝合金基板的表面设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性层的磁盘，该磁盘用铝合金基板由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％(以下，简称“％”)、Si：小于0.10％、Mg：小于0.10％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，该磁盘用铝合金基板中，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以1000个/mm2以上的分布密度分散，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散。

Description

磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用该磁盘用铝合金 基板的磁盘
技术领域
本发明涉及具有良好的镀敷性和颤振特性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。
背景技术
被用于计算机的存储装置的磁盘被用具有良好的镀敷性、并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％以下及Zn：0.25mass％以下，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成)所制成的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，由上述JIS5086合金制成的铝合金制磁盘通过以下的制造工序来制造。首先，铸造采用了预定的化学成分的铝合金材料，并对其铸锭进行热轧，接着，实施冷轧，制作作为磁盘而具有所需厚度的轧制材料。优选的是，根据需要，对该轧制材料在冷轧的中途等实施退火。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，一边从两端部的两个表面加压一边进行实施退火以使其平坦化的加压退火，从而制作圆环状铝合金基板。
针对以这种方式制作的圆环状铝合金基板，作为前处理，实施切削加工、磨削加工、脱脂、侵蚀及锌酸盐处理(Zn置换处理)，接着，作为基底处理，对作为硬质非磁性金属的Ni－P进行无电解镀，在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，从而制造铝合金制磁盘。
并且，近年来，对于磁盘，根据多媒体等的需要，要求大容量化及高密度化，进而要求高速化。为了大容量化，被搭载于存储装置的磁盘的片数在増加，随此，也在要求磁盘的薄化。
然而，随着薄化、以及高速化，伴随刚性的降低及高速旋转所导致的流体力的増加的激振力会増加，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，而该气流会导致产生磁盘的振动(颤振)。这种现象被认为因如下原因而发生：当基板的刚性较低时，磁盘的振动会变大，而磁头无法追踪到该变化。当颤振发生时，读取部即磁头的定位误差会増加。因此，强烈要求盘颤的减少。
此外，由于磁盘的高密度化，每1比特的磁区域愈发被微细化。随着该微细化，磁头的定位误差的偏离所导致的读取错误变得易于发生，从而强烈要求磁头的定位误差的主要原因即盘颤的减少。
此外，因为由于磁盘的高密度化，每1比特的磁区域愈发被微小化，所以即使在磁盘的镀层表面存在微细的坑(孔)，也会成为在读取数据时引发错误的原因。因此，对于磁盘的镀层表面，需要少坑的较高的平滑性。
根据这种实际情况，近年来，强烈期望镀敷性优异且具有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。在专利文献1中，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。进而，在专利文献2中，提出了一种如下的方法：使其含有较多有助于提高铝合金板的刚性的Si，从而提高刚性。
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，从而因需要部件的高精度而招致部件成本的増大。
此外，专利文献2所示的提高Si含量的方法对提高刚性是有效的，但现状在于，未得到目标的优异的镀敷性。
[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:WO2016/068293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镀敷性和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技术方案]
即，本发明在权利要求1中，为一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％、Si：小于0.10mass％、Mg：小于0.10mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以1000个/mm2以上的分布密度分散，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散。
本发明在权利要求2中为：在权利要求1中，上述铝合金还含有从由Mn：0.1～3.0mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～1.00mass％构成的组中选择出的1种或2种以上。
本发明在权利要求3中为：在权利要求1或2中，上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。
本发明在权利要求4中，为：在权利要求1～3的任何一项中，上述铝合金还含有从由合计含量为0.005～0.500mass％以下的Ti、B及V构成的组中选择出的1种或2种以上。
本发明在权利要求5中，为：在权利要求1～4的任何一项中，平坦度为30μm以下。
本发明在权利要求6中，为：在权利要求1～5的任何一项中，拉伸强度为90MPa以上。
本发明在权利要求7中，为一种磁盘，其特征在于，在权利要求1～6的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层与其上的磁性层。
本发明在权利要求8中，为权利要求1～6的任何一项所记载的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，包含用上述铝合金铸造铸锭的铸造工序、对铸锭进行热轧的热轧工序、对热轧板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为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施以切削加工和磨削加工的切削、磨削工序，在上述热轧工序中，在250～450℃的温度范围内，以40％以上的压缩比对铸锭进行热轧。
本发明在权利要求9中，为：在权利要求8中，在上述铸造工序与上述热轧工序之间，还包括均匀化热处理工序，该均匀化热处理工序以280～620℃对铸锭进行0.5～60小时的加热处理。
本发明在权利要求10中，为：在权利要求8或9中，还包含在上述冷轧工序之前或中途对轧制板进行退火的退火处理工序，且该退火处理工序可为以300～390℃进行0.1～10小时的分批退火处理工序、或以400～500℃进行0～60秒的连续退火处理工序。
[发明效果]
通过本发明，能够提供一种镀敷性和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是表示本发明的磁盘用铝合金基板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镀敷性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)的特性的关系专心进行了调查研究。结果发现：Fe、Si及Mg含量、Al－Fe系金属间化合物和Mg－Si系金属间化合物的尺寸分布会对镀敷性及颤振特性造成较大影响。结果，本发明人们发现：在一种磁盘用铝合金基板中，镀敷性和颤振特性会提高，该磁盘用铝合金基板中，Fe含量为0.40～3.00mass％(以下，简称为“％”)，Si含量小于0.10％，Mg含量小于0.10％的范围，且具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以1000个/mm2以上的分布密度分散，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散。基于这些认识，本发明人们得以完成本发明。
A.磁盘用铝合金基板
以下，针对本发明的磁盘用铝合金基板(以下，称为“本发明的铝合金基板”或简称为“铝合金基板”)详细地进行说明。
1.合金组分
以下，针对使用本发明的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，主要作为第二相颗粒(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，由于第二相颗粒与基体的界面处的粘性流动，振动能量被迅速吸收，从而会得到极为良好的颤振特性。当铝合金中的Fe含量小于0.4％时，不会得到足够的强度和颤振特性。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侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时会脱落而产生较大的凹陷，从而发生因产生镀层坑导致的镀层表面的平滑性降低及镀层剥离。此外，也会发生轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Fe含量设为0.4～3.0％的范围。关于Fe含量，优选的是0.6～2.0％，更优选的是，0.8～1.8％的范围。
Si：
Si主要作为第二相颗粒(Si颗粒或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，当存在许多Mg－Si系金属间化合物时，在镀层表面会产生微细的坑，镀层表面的平滑性会降低。这被认为是Mg－Si系金属间化合物在镀敷处理之前时一部分变性为Si－O所引起的。即，认为其原因在于：Si－O因其高耐腐蚀性而难以被侵蚀等镀敷前处理除去。存在于铝合金基板的表面的Mg－Si系金属间化合物在侵蚀处理等镀敷前处理中，一部分会溶解，而一部分会变性为高耐腐蚀性的Si－O并残留。结果，认为在Si－O的周围，Al基体的溶解反应会集中发生。进而，认为在残留有一部分该Si－O的部分中，在镀敷处理中，Al基体的溶解会持续，从而形成以Si－O为中心的微细的凹部。由于在该凹部中，Al基体的溶解持续，所以镀层难以附着，结果在镀层表面会产生微细坑。当铝合金中的Si含量为0.10％以上时，会生成许多Mg－Si系金属间化合物，在镀层表面会产生微细的坑，镀层表面的平滑性会降低。因此，铝合金中的Si含量设为小于0.10％的范围。Si含量优选限制为0.08％以下，更优选的是，限制为0.02％以下。另外，Si的下限值并不被特别地限定，在本发明中，设为0.01％。
Mg：
Mg主要作为第二相颗粒(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，当存在许多Mg－Si系金属间化合物时，在镀层表面会产生微细的坑，镀层表面的平滑性会降低。当铝合金中的Mg含量为0.10％以上时，会产生许多Mg－Si系金属间化合物，在镀层表面会产生微细的坑，镀层表面的平滑性会降低。因此，铝合金中的Mg含量设为小于0.10％的范围。Mg含量优选限制为0.08％以下，更优选的是，限制为0.02％以下。另外，Mg的下限值并不被特别地限定，在本发明中，设为0.00％。
也可以是，为了进一步提高磁盘用铝合金基板的镀敷性及颤振特性，作为第1选择性元素，进一步使其含有从由Mn：0.1～3.0％、Ni：0.1～3.0％、Cu：0.005～1.000％、Cr：0.01～1.00％、以及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，进一步使其含有Zn：0.005～1.000％。进而，也可以是，作为第3选择性元素，进一步使其含有从由合计含量为0.005～0.500％的Ti、B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主要作为第二相颗粒(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，由于第二相颗粒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。由于铝合金中的Mn含量为0.1％以上，因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，由于铝合金中的Mn含量为3.0％以下，因而会抑制粗大的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侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Mn含量优选设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。
Ni：
Ni主要作为第二相颗粒(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，由于第二相颗粒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，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，能抑制粗大的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侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Ni含量优选设为0.1～3.0％的范围，更优选的是，设为0.1～1.0％的范围。
Cu：
Cu主要作为第二相颗粒(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，会减少锌酸盐处理时的Al溶解量。进而，使锌酸盐皮膜均匀、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，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及使平滑性提高的效果。此外，通过使铝合金中的Cu含量为1.000％以下，能抑制粗大的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侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大的凹陷，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，铝合金中的Cu含量优选设为0.005～1.000％的范围，更优选的是，设为0.005～0.400％的范围。
Cr：
Cr主要作为第二相颗粒(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，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，能抑制粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Cr系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Cr含量优选设为0.01～1.00％的范围，更优选的是，设为0.10～0.50％的范围。
Zr：
Zr主要作为第二相颗粒(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，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，能抑制粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒大量生成。能够抑制这种粗大的Al－Zr系金属间化合物颗粒在侵蚀时、锌酸盐处理时、切削加工时或磨削加工时脱落而产生较大凹陷的情况，并进一步抑制镀层表面的平滑性降低及镀层剥离的发生。此外，能够进一步抑制轧制工序中的加工性降低。因此，铝合金中的Zr含量优选设为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：减少锌酸盐处理时的Al溶解量，并使锌酸盐皮膜均匀、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，还发挥形成其它添加元素和第二相颗粒，并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，能够进一步提高减少锌酸盐处理时的Al溶解量，使锌酸盐皮膜均匀、较薄、致密地附着，并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，锌酸盐皮膜会变得均匀，而能够进一步抑制镀层表面的平滑性降低，此外，能够进一步抑制镀层剥离的发生。因此，铝合金中的Zn含量优选设为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，会形成第二相颗粒(TiB2等硼化物、或是Al3Ti或Ti－V－B颗粒等)，因为它们会成为晶粒的核，所以能使晶粒微细化。结果，镀敷性会改善。此外，由于晶粒会微细化，因而会发挥使第二相颗粒的尺寸的不均匀性变小，并减小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，不会得到更多的显著的改善效果。因此，在添加有Ti、B及V的情况下的Ti、B及V的合计含量优选设为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，用于本发明的铝合金的剩余部分由Al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，只要它们各自都小于0.10％，且合计小于0.20％，就不会损害作为本发明中得到的铝合金基板的特性。
2.金属间化合物的分布状态
接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板中的金属间化合物的分布状态进行说明。
在本发明的磁盘用铝合金基板中，在金属组织中，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以1000个/mm2以上的分布密度分散，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散。
在此，所谓上述金属间化合物，意味着析出物或结晶物的第二相颗粒，具体而言，作为Al－Fe系金属间化合物，可举出Al3Fe、Al6Fe、Al6(Fe、Mn)、Al－Fe－Si、Al－Fe－Mn－Si、Al－Fe－Ni、以及Al－Cu－Fe等，Mg－Si系金属间化合物是指Mg2Si等颗粒等。本发明的铝合金基板除上述Al－Fe系金属间化合物和Mg－Si系金属间化合物之外，也含有Al－Mn系金属间化合物(Al6Mn、Al－Mn－Si)、Al－Ni系金属间化合物(Al3Ni等)、Al－Cu系金属间化合物(Al2Cu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)等金属间化合物。另外，第二相颗粒除上述金属间化合物以外，也包含Si颗粒等。
在本发明的磁盘用铝合金基板中，在金属组织中，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以1000个/mm2以上的分布密度分散，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散。通过限定预定的金属间化合物的大小和分布状态(表面密度)，镀层表面的微细坑会减少，镀层表面的平滑性会提高。
就Al－Fe系金属间化合物而言，认为在镀敷前处理的侵蚀时等，在该金属间化合物上，会发生阴极反应，在该金属间化合物的周围，会发生阳极反应(Al基体的溶解)。在具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物较少的情况下，发生阴极、阳极反应的位置较少，因此，认为阴极、阳极反应会集中发生，并产生较大凹陷，在镀层表面会产生微细坑。另一方面，在具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物较多的情况下，阴极、阳极反应发生的位置较多，因此认为阴极、阳极反应较为分散，难以产生较大凹陷，镀层表面的微细坑会减少。
在具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以小于1000个/mm2的较少的分布密度分散的情况下，在镀层表面会产生微细坑，镀层表面的平滑性会降低。因此，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物的分布密度设为1000个/mm2以上。此外，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物的分布密度优选3000个/mm2以上的范围，更优选的是，5000个/mm2以上的范围。该分布密度的上限并不被特别地限定，当分布密度变大时，粗大的镀层坑更易产生，当分布密度超过50000个/mm2时，会存在镀层表面的平滑性降低的风险。因此，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物的分布密度的上限优选50000个/mm2。
在存在于铝合金基板的金属组织中的Al－Fe系金属间化合物的最长径小于2μm的情况下，作为发生阴极、阳极反应的位置较小，因此不会得到抑制较大凹陷产生的效果。另一方面，在最长径为3μm以上的情况下，阴极、阳极反应会过于变得激烈，因此，这也得不到抑制较大凹陷产生的效果。因此，在本发明中，限定了具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物的分布密度。另外，在Al－Fe系金属间化合物中，存在具有3μm以上的最长径的化合物，但当最长径变大时，易产生粗大的镀层坑，当最长径超过50μm时，会存在镀层表面的平滑性降低的风险。因此，优选的是，不存在具有50μm以上的最长径的Al－Fe系金属间化合物。
Mg－Si系金属间化合物如上所述，主要成为微细坑的产生原因，并使镀层表面的平滑性降低。因此，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物的分布密度设为1个/mm2以下。此外，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物的分布密度优选0个/mm2。
在存在于铝合金基板的金属组织中的Mg－Si系金属间化合物的最长径小于1μm的情况下，尺寸较小，因此不会对镀层坑的产生造成较大影响。另外，Mg－Si系金属间化合物的最长径的上限并不被特别限定，但当最长径变大时，易产生粗大的镀层坑，当最长径超过20μm时，会存在因粗大的镀层坑导致的镀层表面的平滑性降低的风险。因此，从抑制粗大镀层坑的产生的点来看，需要不使最长径超过20μm的Mg－Si系金属间化合物存在。因此，在抑制微细坑的产生的本发明中，最长径的上限优选设为20μm。
另外，在本发明中，所谓最长径，是指在以光学显微镜观测到的金属间化合物的平面图像中，首先，计测轮廓线上的一点与轮廓线上其它点的距离的最大值，接着，针对轮廓线上的所有点来计测该最大值，最后，从所有这些最大值中选择出来的最大的径。
3.颤振特性
接着，说明颤振特性，颤振特性也会因硬盘驱动器的电机特性而受到影响。在本发明中，关于颤振特性，在空气中，优选为50nm以下，更优选的是，为30nm以下。可判断的是，只要为50nm以下，就可耐一般的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，关于颤振特性，在氦气中，优选为30nm以下，更优选的是，为20nm以下。可判断的是，只要为30nm以下，就可耐一般的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金属间化合物的分布状态为好。这些通过如下方式得到：分别对添加元素的含量、以及以下叙述的铸造时的冷却速度的铸造方法、其后的热处理和加工的热经历及加工经历进行适当调整。
在本发明的实施方案中，铝合金基板的厚度优选为0.45mm以上。当铝合金基板的厚度小于0.45mm时，会存在基板因安装硬盘驱动器时等发生的下落等所产生的加速力而发生变形的风险。但是，只要能够通过进一步增加屈服强度来抑制变形，就不受此限。另外，当铝合金基板的厚度超过1.30mm时，因为虽然颤振特性会改善，但可搭载于硬盘内的盘片数会减少，所以并不优选。因此，关于铝合金基板的厚度，更优选的是设为0.45～1.30mm，进一步优选的是，设为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，可减少因硬盘的旋转所伴随的气体的流动而发生的颤振。
4.平坦度
接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板中的平坦度进行说明。
在本发明的磁盘用铝合金基板中，优选平坦度为30μm以下。在该情况下，可发挥进一步提高铝合金基板的镀层表面的平滑性的效果。当铝合金基板的平坦度超过30μm时，在镀敷处理后，在为了提高平滑性而进行的表面研磨时，会产生切削残留。结果，会存在在镀层表面产生微细坑，镀层表面的平滑性降低的风险。因此，铝合金基板的平坦度优选设为30μm以下，更优选的是，设为20μm以下。另外，虽然平坦度越小越为优选，但难以设为0μm。平坦度的下限并不被特别限定，但在本发明中，优选1μm左右。
5.拉伸强度
接着，针对本发明的磁盘用铝合金基板的拉伸强度进行说明。
在本发明的磁盘用铝合金基板中，拉伸强度优选为90MPa以上。在该情况下，在磁盘制造工序中，可发挥进一步抑制形成于基板表面的裂纹的效果。当铝合金基板的拉伸强度小于90MPa时，在搬运时或磨削时等，在加以外力时，会弄伤表面。结果，会存在在镀层表面产生微细坑，镀层表面的平滑性降低的风险。因此，铝合金基板的拉伸强度优选90MPa以上，更优选的是，110MPa以上。另外，拉伸强度的上限并不被特别地限定，根据合金组分及制造条件自然确定，在本发明中，为300MPa左右。
B.磁盘用铝合金基板的制造方法
以下，详细说明本发明的磁盘用铝合金基板的制造工序的各工序及工艺条件。
按照图1的流程，说明使用铝合金基板的磁盘的制造方法。在此，铝合金成分的调制(步骤S101)～冷轧(步骤S105)为制造铝合金板的工序，盘坯的制作(步骤S106)～磁性体的附着(步骤S111)为将被制造出来的铝合金板制成磁盘的工序。
首先，针对制造铝合金板的工序进行说明。首先，通过按照常规方法来将具有上述的成分组分的铝合金材料的熔液加热熔融，从而对其进行调制(步骤S101)。接着，通过半连续铸造(DC铸造)法或连续铸造(CC铸造)法等，基于被调制好的铝合金材料的熔液来铸造铝合金(步骤S102)。在此，DC铸造法和CC铸造法如下所示。
在DC铸造法中，从流出槽(spout)通过并注入的熔液由被直接喷出到底块(bottomblock)，被水冷后的模具壁，以及铸锭(ingot)的外周部的冷却水夺去热量，从而发生凝固，并作为铸锭而被拉出到下方。
在CC铸造法中，将熔液通过铸造喷嘴供给到一对辊(或带式连铸机，块式连铸机)之间，并利用来自辊的散热来直接铸造薄板。
DC铸造法与CC铸造法的较大不同点在于铸造时的冷却速度。在冷却速度较大的CC铸造法中，特征是第二相颗粒的尺寸与DC铸造相比较小。
接着，根据需要，针对被铸造出来的铝合金铸锭实施均匀化热处理(步骤S103)。在进行均匀化热处理的情况下，以280～620℃进行0.5～60小时，优选的是，以280～620℃进行1.0～50小时的加热处理。当均匀化热处理时的加热温度小于280℃或加热时间小于0.5小时时，会存在如下风险：均匀化热处理不充分，每个铝合金基板的镀敷性和颤振特性的偏差变大。当均匀化热处理时的加热温度超过620℃时，会存在发生熔融的风险。即使均匀化热处理时的加热时间超过60小时，该效果也会饱和，从而得不到其以上的显著的改善效果。
接着，根据需要，将进行了均匀化热处理的铝合金通过热轧工序制成板材(步骤S104)。在热轧工序中，在250～450℃的温度范围内，实施将压缩比设为40％以上的热轧。通过在250～450℃的温度范围内，实施将压缩比设为40％以上的热轧，从而能够粉碎原本存在的粗大的Al－Fe系金属间化合物并将其微细化，并最终使具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物的分布密度成为1000个/mm2以上，从而镀层表面的平滑性会提高。
在250～450℃以下的温度范围内的压缩比小于40％的情况下，通过粗大的Al－Fe系金属间化合物的粉碎进行的微细化不够充分，镀层表面的平滑性会降低。此外，在热轧的温度小于250℃的情况下，材料的变形阻力会变大，因此难以将压缩比设为40％以上。另一方面，在热轧的温度超过450℃的情况下，通过粗大的Al－Fe系金属间化合物的粉碎进行的微细化不够充分，镀层表面的平滑性会降低。如此，热轧在250～450℃的温度范围内，以40％以上的压缩比实施。250～450℃的温度范围内的热轧的压缩比优选50％以上，更优选的是，60％以上。此外，压缩比40％以上的热轧温度优选250～430℃的温度范围，更优选的是，250～400℃的温度范围。另外，为了在250～450℃的温度范围内实施压缩比40％以上的热轧，优选将热轧开始温度设为280～600℃，将热轧结束温度设为150～400℃。另外，热轧温度可取150～600℃的范围，通过将处于该温度范围中250～450℃时的压缩比设为40％以上，从而能够使具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物的分布密度成为1000个/mm2以上，从而镀层表面的平滑性会提高。
接着，对热轧后的板材进行冷轧，从而将其制成1.3mm～0.45mm左右的铝合金板(步骤S105)。在热轧结束后，通过冷轧，将其加工成所需要的产品板厚。冷轧的条件并不被特别地限定，只要根据需要的产品板强度或板厚来确定即可，优选的是，将轧制率设为10～95％。也可以是，在冷轧前或冷轧途中，为了确保冷轧加工性而实施退火处理。在实施退火处理的情况下，例如当为分批式的加热时，优选以300～390℃、0.1～10小时的条件进行，当为连续式的加热时，优选以400～500℃保持0～60秒的条件进行。在此，所谓保持时间0秒，意味着到达加热温度后，立即停止加热保持而使其冷却。
接着，针对将如上述那样制造的铝合金板制造成磁盘的工序进行说明。为了将铝合金板加工为磁盘用，将铝合金板冲切为圆环状，制成盘坯(步骤S106)。接着，将盘坯在大气中，例如以100～390℃进行30分钟以上的加压退火，制作平坦化的坯料(步骤S107)。接着，依次对坯料实施切削加工、磨削加工、以及优选地，以250～400℃的温度进行的5～15分钟的去应力加热处理，制作铝合金基板(步骤S108)。接着，对铝合金基板表面实施脱脂、酸侵蚀处理、去污处理、以及锌酸盐处理(Zn置换处理)(步骤S109)。
脱脂处理阶段使用市售的AD－68F(上村工业制)脱脂液等，优选以温度40～70℃、处理时间3～10分钟、浓度200～800mL/L的条件进行脱脂。酸侵蚀处理阶段使用市售的AD－107F(上村工业制)侵蚀液等，优选以温度50～75℃、处理时间0.5～5分钟、浓度20～100mL/L的条件进行酸侵蚀。在酸侵蚀处理后，在已经适用了化合物除去工序的情况下，作为通常的去污处理，使用HNO3，优选以温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件来进行去污处理。也可以是，在未适用化合物除去工序的情况下，不实施去污处理而实施上述化合物除去处理，或是除实施去污处理以外，还实施上述化合物除去处理。
第1次锌酸盐处理阶段使用市售的AD－301F－3X(上村工业制)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。在第1次锌酸盐处理阶段后，使用HNO3，优选以温度15～40℃、处理时间10～120秒、浓度：10～60％的条件进行Zn剥离处理。然后，以与第1次锌酸盐处理相同的条件实施第2次锌酸盐处理阶段。
对经第2次锌酸盐处理后的铝合金基材表面实施无电解下的Ni－P镀敷处理工序作为基底镀敷处理(S110)。无电解下的Ni－P镀敷处理使用市售的NIMUDEN HDX(上村工业制)镀敷液等，优选以温度80～95℃、处理时间30～180分钟、Ni浓度3～10g/L的条件进行镀敷处理。通过这种无电解下的Ni－P镀敷处理工序，可得到基底镀敷处理后的磁盘用的铝合金基板。
C.磁盘
最后，通过研磨，使基底镀敷处理后的磁盘用的铝合金基板的表面变得平滑，并通过溅镀，使由基底层、磁性层、保护膜及润滑层等构成的磁性介质附着于表面，制成磁盘(步骤S111)。
另外，在制成铝合金板(S105)后，不会被暴露于超过400℃的温度，因此化合物的分布及成分不会发生变化。因此，也可以是，取代铝合金基板(S108)，而是使用铝合金板(S105)或盘坯(步骤S106)、铝合金基板(步骤S110)、磁盘(步骤S111)来进行化合物的分布或成分等的评价。
实施例
以下，基于实施例，进一步详细说明本发明，但本发明并不被限定于此。
针对磁盘用铝合金基板的实施例进行说明。按照常规方法，使表1～3所示的成分组分的各合金材料熔解，熔制铝合金熔液(步骤S101)。在表1～3中，“－”表示测定极限值以下。
[表1]
Figure BDA0002430542280000151
[表2]
Figure BDA0002430542280000161
[表3]
Figure BDA0002430542280000171
接着，通过DC铸造法铸造铝合金熔液，制作厚度400mm的铸锭，并将其两面切削15mm(步骤S102)。接着，对面切削后的铸锭以550℃实施10小时的均匀化热处理(步骤S103)。接着，以热轧开始温度540℃、热轧结束温度200℃的条件进行热轧，制成板厚2.0mm的热轧板(步骤S104)。在热轧时，将250～450℃的温度范围内的压缩比于表4～6中示出。
[表4]
表4
Figure BDA0002430542280000181
[表5]
表5
Figure BDA0002430542280000191
[表6]
表6
Figure BDA0002430542280000201
在热轧后，对A1、A3、A5及AC1号合金的热轧板以360℃、2小时的条件实施退火(分批式)处理。像以上那样制作的所有热轧板通过冷轧(轧制率60.0％)轧制到最终板厚0.8mm，制成铝合金板(步骤S105)。由该铝合金板起，冲切成外径96mm、内径24mm的圆环状，制作盘坯(步骤S106)。
对像这样制作的盘坯，在0.5MPa的压力下，以250℃实施3小时的加压平坦化处理(步骤S107)。接着，对加压平坦化处理后的盘坯进行端面加工，使外径成为95mm，内径成为25mm，并进行磨削(grinding)加工(表面磨削10μm)，从而制成铝合金基板(步骤S108)。然后，在利用AD－68F(商品名，上村工业制)以60℃进行了5分钟的脱脂后，利用AD－107F(商品名，上村工业制)以65℃进行1分钟的酸侵蚀，进而以30％HNO3水溶液(室温)进行20秒的去污(步骤S109)。
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℃的锌酸盐处理液中0.5分钟，从而对表面实施锌酸盐处理(步骤S109)。另外，锌酸盐处理总计进行两次，在锌酸盐处理之间，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(NIMUDEN HDX(商品名，上村工业制))来在经锌酸盐处理的表面无电解镀敷15μm厚度的Ni－P后，利用绒布来进行加工研磨(研磨量4.5μm))，从而制成磁盘用的铝合金基板(步骤S110)。
针对冷轧(步骤S105)后的铝合金板、加压平坦化处理(步骤S107)后的盘坯、磨削加工(步骤S108)工序后的铝合金基板、以及镀敷处理研磨(步骤S110)工序后的铝合金基板，进行了以下的评价。另外，虽然针对各样品，对5张盘实施到了镀敷处理，但在比较例4～15的盘中，5张都发生了镀层剥离，因此无法进行盘颤的测定。此外，在实施例1中，5张中的1张，在实施例40及41中5张中的2张，在实施例42中5张中的3张发生了镀层剥离，但使用未发生镀层剥离的盘来实施的评价。
〔拉伸强度〕
拉伸强度符合JISZ2241，在对冷轧(步骤S105)后的铝合金板以250℃进行3小时的退火(加压平坦化处理模拟加热)后，沿轧制方向提取JIS5号试片，在n＝2下进行了测定。关于强度的评价，将拉伸强度为130MPa以上的情况记为A(优)，将110MPa以上、小于130MPa记为B(良)，将90MPa以上、小于110MPa记为C(尚可)，将小于90MPa记为D(劣)。
〔Al－Fe系金属间化合物及Mg－Si系金属间化合物的分布密度〕
在对磨削加工(步骤S108)后的铝合金基板断面进行研磨后，利用光学显微镜，以400倍的倍率对观察视野1mm2的范围进行观察，并用颗粒分析软件A像君(商品名，旭化成工程(股份)有限公司制)来进行了金属间化合物的最长径及分布密度(个/mm2)的测定。测定使用了距表面沿厚度方向在板厚的1/4部分的截面。
〔盘颤的测定〕
使用镀敷处理研磨(步骤S110)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来进行。关于驱动器，使用Seagate制ST2000(商品名)，关于电机驱动，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，始终在其上部的磁盘的表面设置有多张，并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。通过在硬盘驱动器的盖上开孔来从该孔观察盘表面，从而进行观察。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附近的较宽波峰的最大位移(盘颤振(nm))来进行。可以知道，该较宽的波峰被称为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以下的情况下记作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(尚可)，将大于50nm的情况记作D(劣)。
〔平坦度〕
利用平坦度测定器测定了加压平坦处理后的50片坯料的平坦度。将平坦度的最大值为20μm以下记为A(优)，将平坦度的最大值超过20μm小于30μm记为B(良)，将平坦度的最大值为30μm以上记为D(劣)。另外，该平坦度为以ZyGO非接触平坦度测定机测定的值。
〔基底处理后的磁盘用铝合金基板的平滑性〕
求得镀敷处理研磨(步骤S110)工序后的铝合金基板表面中的微细坑的个数。利用SEM以2000倍的倍率将观察视野设为1mm2，计测最长径0.4μm以上且小于0.9μm的大小的微细坑的个数，并求得每单位面积的个数(个数密度：个/mm2)。
在此，所谓微细坑的最长径，是指：在以SEM观测到的坑的平面图像中，首先，计测轮廓线上的一点与轮廓线上的其它点的距离的最大值，接着，针对轮廓线上的所有点计测该最大值，最后，从所有这些最大值中选择出的最大的值。此外，微细坑的最长径的下限并不被特别地限定，但最长径小于0.4μm的微细坑不会被观察到，因此不在对象之内。另外，在所有坑都存在于1mm2的观察视野中的情况下，仅观察的到坑的一部分的坑当然也计为一个。作为评价基准，将微细坑的个数密度为0个/mm2的情况记为A(优)，将1～7个/mm2的情况记为B(良)，将8个/mm2以上的情况记为D(劣)。
将以上的评价结果在表7～9中示出。
[表7]
Figure BDA0002430542280000231
[表8]
Figure BDA0002430542280000241
[表9]
Figure BDA0002430542280000251
如表7、8所示，在实施例1～48中，能够得到良好的强度和颤振特性。
与此相反，在比较例1～3中，因为铝合金的Fe含量过少，所以强度及颤振特性较差。此外，因为Al－Fe系金属间化合物较少，所以在镀层表面会产生许多微细坑，镀层表面的平滑性较差。
在比较例4、5中，铝合金的Fe含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例6中，铝合金的Mn含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例7中，铝合金的Si含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。此外，存在许多Mg－Si系金属间化合物，因此在镀层表面产生许多微细坑，镀层表面的平滑性较差。
在比较例8中，铝合金的Ni含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例9中，铝合金的Cu含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例10中，铝合金的Mg含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。此外，存在许多Mg－Si系金属间化合物，因此在镀层表面产生许多微细坑，镀层表面的平滑性较差。
在比较例11中，铝合金的Cr含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例12中，铝合金的Zr含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例13中，铝合金的Zn含量过多，因此如前所述，发生镀层剥离，从而无法评价颤振特性，不适于作为磁盘。
在比较例14、15中，因为热轧时的250～450℃的温度范围内的压缩比过低，所以Al－Fe系金属间化合物较少，因此，在镀层表面产生许多微细坑，镀层表面的平滑性较差。
[工业可利用性]
通过本发明，可得到一种镀敷性良好、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 (10)

1.一种磁盘用铝合金基板，其特征在于，
由铝合金构成，该铝合金含有Fe：0.4～3.0mass％、Si：小于0.10mass％、Mg：小于0.10mass％，剩余部分由Al及不可避免的杂质构成，具有2μm以上、小于3μm的最长径的Al－Fe系金属间化合物以1000个/mm2以上的分布密度分散，具有1μm以上的最长径的Mg－Si系金属间化合物以1个/mm2以下的分布密度分散。
2.如权利要求1所述的磁盘用铝合金基板，其中，
上述铝合金还含有从由Mn：0.1～3.0mass％、Ni：0.1～3.0mass％、Cu：0.005～1.000mass％、Cr：0.01～1.00mass％及Zr：0.01～1.00mass％构成的组中选择出的1种或2种以上。
3.如权利要求1或2所述的磁盘用铝合金基板，其中，
上述铝合金还含有Zn：0.005～1.000mass％。
4.如权利要求1～3的任何一项所述的磁盘用铝合金基板，其中，
上述铝合金还含有合计含量为0.005～0.500mass％以下的、从由Ti、B及V构成的组中选择出的1种或2种以上。
5.如权利要求1～4的任何一项所述的磁盘用铝合金基板，其中，
平坦度为30μm以下。
6.如权利要求1～5的任何一项所述的磁盘用铝合金基板，其中，
拉伸强度为90MPa以上。
7.一种磁盘，其特征在于，
在如权利要求1～6的任何一项所述的磁盘用铝合金基板的表面，设置有无电解镀Ni－P处理层和其上的磁性层。
8.如权利要求1～6的任何一项所记载的磁盘用铝合金基板的制造方法，其特征在于，
包含用上述铝合金铸造铸锭的铸造工序、对铸锭进行热轧的热轧工序、对热轧板进行冷轧的冷轧工序、将冷轧板冲切为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施以切削加工和磨削加工的切削、磨削工序，在上述热轧工序中，在250～450℃的温度范围内，以40％以上的压缩比对铸锭进行热轧。
9.如权利要求8所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，
在上述铸造工序与上述热轧工序之间，还包含均匀化热处理工序，该均匀化热处理工序以280～620℃对铸锭进行0.5～60小时的加热处理。
10.如权利要求8或9所述的磁盘用铝合金基板的制造方法，其中，
还包含在上述冷轧工序之前或中途对轧制板进行退火的退火处理工序，该退火处理工序可为以300～390℃进行0.1～10小时的分批退火处理工序、或以400～500℃进行0～60秒的连续退火处理工序。
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