JP6427267B2 - 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 - Google Patents
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Description
とした。
まず、磁気ディスク用アルミニウム合金基板を構成するアルミニウム合金組成について説明する。
Mgは、主としてアルミニウム合金基板の強度を向上させる効果を有する。また、Mgは、ジンケート処理時のジンケート皮膜を均一に、薄く、かつ、緻密に付着させる作用を奏するので、ジンケート処理工程の次工程である下地めっき処理工程において、Ni−Pからなるめっき表面の平滑性が向上する。Mgの含有量は、2.0〜8.0mass%(以下、単に「%」と記す)である。Mgの含有量が2.0%未満では強度が不十分であり、8.0%を超えると粗大なMg−Si系化合物が生成し、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時に粗大なMg−Si系化合物が脱落して、めっき表面に従来ピットが発生する。その結果、めっき表面の平滑性が低下する。好ましいMg含有量は、強度と製造の容易さの兼合いから3.0〜6.0%である。
Beは鋳造時に、Mgの溶湯酸化を抑制する効果と材料自体の耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Beの添加量が多いと、切削加工・研削加工の後の歪取り加熱処理においてBeが表層に濃化し、Beを含有するAl/Mg/Be酸化物が形成される。そして、これにめっき処理を行うと、めっき表面に従来ピットよりもサイズが小さい微細ピットが生じ易くなることが判明した。これは、Beを含有するAl/Mg/Be酸化物がBeを含有しないAl/Mg酸化物に比べて耐食性が高いことに関係していると考えられる。すなわち、Al/Mg/Be酸化物はその高耐食性によって、エッチングなどのめっき前処理によっては除去され難いためと考えられる。
Cuはジンケート処理時のAl溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させる効果を有する。その結果、次工程の下地めっき処理で形成されるNi−Pからなるめっき表面の平滑性を向上させる。Cuの含有量は、0.003〜0.150%とする。Cu含有量が0.003%未満では上記効果が十分に得られない。一方、Cu含有量が0.150%を超えると粗大なAl−Cu−Mg−Zn系金属間化合物が生成して、めっき処理後に従来ピットが発生し平滑性が低下する。更に、材料自体の耐食性を低下させるため、ジンケート処理により生成するジンケート皮膜が不均一となり、めっきの密着性や平滑性が低下する。好ましいCu含有量は、0.005〜0.100%である。
ZnはCuと同様にジンケート処理時のAl溶解量を減少させ、またジンケート皮膜を均一に、薄く、緻密に付着させ、次工程の下地めっき処理で形成されるNi−Pからなるめっき表面の平滑性を向上させる効果を有する。Znの含有量は、0.05〜0.60%とする。Zn含有量が、0.05%未満では上記効果が十分に得られない。一方、Zn含有量が0.60%を超えると、粗大なAl−Cu−Mg−Zn系金属間化合物が生成して、めっき処理後における従来ピットが発生し平滑性が低下する。さらに、材料自体の加工性や耐食性を低下させる。好ましいZn含有量は、0.05〜0.50%である。
Crは鋳造時に微細な金属間化合物を生成するが、一部はマトリックスに固溶して強度向上に寄与する。また切削性と研削性を高め、更に再結晶組織を微細にして、めっき層の密着性を向上させる効果を有する。Crの含有量は、0.010〜0.300%とする。Cr含有量が0.010%未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Cr含有量が0.300%を超えると、鋳造時において過剰分が晶出すると同時に粗大なAl−Cr系金属間化合物が生成し、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削の加工時に粗大なAl−Cr系金属間化合物が脱落して、めっき表面に大きな従来ピットが発生しめっき表面の平滑性が低下する。好ましいCr含有量は、0.010〜0.200%である。
Siは本発明の必須元素であるMgと結合し、めっき層において欠陥となる金属間化合物を生成するため、アルミニウム合金中にSiが含有されることは好ましくない。Siの含有量が0.060%を超えると、粗大なMg−Si系金属間化合物が生成して従来ピットなどの発生原因になる。従って、Si含有量を0.060%以下に規制する。Si含有量は、0.025%未満に規制するのが好ましく、0%が最も好ましいい。
Feはアルミニウム中には殆ど固溶せず、Al−Fe系金属間化合物としてアルミニウム地金中に存在する。このアルミニウム中に存在するFeは本発明の必須元素であるAlと結合し、めっき層において欠陥となる金属間化合物を生成するため、アルミニウム合金中にFeが含有されることは好ましくない。Feの含有量が0.060%を超えると、粗大なAl−Fe系金属間化合物が生成して従来ピットなどの発生原因になる。従って、Fe含有量を0.060%以下に規制する。Fe含有量は、0.025%未満に規制するのが好ましく、0%が最も好ましい。
また、本発明に係るアルミニウム合金の残部は、アルミニウムと不可避的不純物とからなる。ここで、不可避的不純物(例えばMn等)は、各々が0.03%以下で、かつ、合計で0.15%以下であれば、本発明で得られるアルミニウム合金基板としての特性を損なうことはない。
塩素:
Clの含有量が多いと本発明の必須元素であるMgと結合し、一部はMg−Cl系化合物として存在し、めっき処理を行うとめっき表面に微細ピットが生じ易くなることが判明した。これはCl系化合物がめっき処理中に溶解し、溶け出したClがAlマトリックスの溶解性を高めていることと関係していると考えられる。即ち、Cl系化合物はめっき処理液に対して溶解性が高いため、めっき処理中にCl系化合物がめっき処理液中に溶解し、Alマトリックスに凹部が形成される。この凹部が大きい場合は、Clイオンはめっき処理液中に拡散してAlマトリックスの溶解は停止する。一方、凹部が微細な場合は、Clイオンが微細な凹部の中に留まりAlマトリックスの溶解が起こり続けるものと考えられる。この微細な凹部においては、Alマトリックスの溶解が続くことによりめっきが付着し難く、その結果、めっき表面に微細ピットが発生すると考えられる。従来において問題であったピットは、Al−Fe系化合物等がめっき前処理中に溶解しAlマトリックスに巨大な凹部が形成され、めっき処理によってこの巨大な凹部が埋まりきらずにピットとなっていた。しかしながら、Mg−Cl系化合物に起因する微細ピットは、Alマトリックスに形成される凹部は微細で小さいものの、Alマトリックスの溶解が続くことで微細ピットが形成されるのが特徴である。
次に、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表層のBeの濃化状態について説明する。
以下に、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法について詳細に説明する。
0.5〜10.0時間加熱保持後に熱間圧延を行なう。均質化処理を行なう場合には、前記加熱保持を均質化処理で代替してもよい。
この実施例では、アルミニウム合金の合金組成やCl含有量、(IBe/Ibulk)×(CBe)、更に、歪取り加熱処理の条件について検討した。まず、表1に示す成分組成の各アルミニウム合金を常法に従って溶解し、アルミニウム合金溶湯を溶製した(ステップS101)。なお、原料を溶解する前に、原料中に含有されるCl含有量の測定を行い、合金No.7以外の合金についてはCl含有量が0.00300%以下のアルミニウム地金を使用した。合金No.7はCl含有量が0.00360%のアルミニウム地金を使用し、得られたアルミニウム合金のCl濃度が0.00332%であった。次に、アルミニウム合金溶湯をDC鋳造法により鋳造し鋳塊を作製した(ステップS102)。
歪取り加熱処理(ステップS109)の後における磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表層の深さ方向に沿ったBeをGDS分析した。具体的には、上述のようにBeの最大発光強度及び母材内部の平均Be強度を測定して、アルミニウム合金基板の表層におけるBeの酸化状態を評価した。GDS分析は、株式会社堀場製作所製のJY−5000RFの装置を用い実施した。GDSの測定条件は、アルゴンガス置換後の圧力600Pa、出力30W、モジュール700、フェーズ300、アノード径4mmφとした。測定試料の表面から深さ2.0μmまでスパッタする際におけるBeの最大ピーク高さを最大発光強度とした。また、測定試料の表面からの深さが1.5〜2.0μmの間におけるBeの平均高さを平均強度とした。結果を表3に示す。
Ni−Pめっき処理して研磨(ステップS111)後の下地処理した磁気ディスク用アルミニウム合金基板表面における従来ピット及び微細ピットの個数を求めた。従来ピットについては、光学顕微鏡により1000倍の倍率で観察視野を1mm2とし、最長径1μm以上の大きさの従来ピットの個数を計測し、単位面積当たりの個数(個数密度:個/mm2)を求めた。微細ピットについては、SEMにより2000倍の倍率で観察視野を1mm2とし、最長径0.5μm以上1μm未満の大きさの微細ピットの個数を計測し、単位面積当たりの個数(個数密度:個/mm2)を求めた。ここで、従来ピット及び微細ピット共に最長径とは、各ピットの長さとして観察されるもののうち最大のものをいう。また、従来ピットの最長径の上限は限定されるものではないが、10μm以上のものは観察されなかった。微細ピットでは、最長径が0.5μm未満のものは観察されなかったので対象外とした。なお、従来ピット及び微細ピット共に、1mm2の観察視野中にピットの全体が存在している場合は勿論、ピットの一部のみが観察されたものも一個として数えた。評価基準としては、従来ピットの個数密度が0個/mm2の場合を優良(◎印)とし、1個/mm2の場合を良好(○印)とし、2個/mm2以上の場合を不良(×印)とした。微細ピットの個数密度が0個/mm2の場合を優良(◎印)とし、1〜5個/mm2の場合を良好(○印)とし、6個/mm2以上の場合を不良(×印)とした。結果を表3に示す。
Claims (5)
- Mg:2.0〜8.0mass%、Be:0.00001〜0.00200mass%、Cu:0.003〜0.150mass%、Zn:0.05〜0.60mass%、Cr:0.010〜0.300mass%を含有し、Si:0.060mass%以下及びFe:0.060mass%以下に規制し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、グロー放電質量分析法(GDMS)によって測定したアルミニウム合金中のClの含有量が0.00300mass%以下に規制されることを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- 前記アルミニウム合金が、Be:0.00001〜0.00025mass%を含有する、請求項1に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- めっき前処理を施す前において、グロー放電発光分析装置(GDS)による表面深さ方向におけるBeの最大発光強度を(IBe)とし、アルミニウム合金の母材内部におけるBeの平均発光強度を(Ibulk)とし、上記Be含有量を(CBe)として、(IBe/Ibulk)×(CBe)≦0.1000である、請求項1又は2に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板。
- 請求項3に記載の磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法において、前記アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延板を円環状ディスクに加工する加工工程と、円環状ディスクを加圧平坦化してディスクブランクとする加圧平坦化焼鈍工程と、ディスクブランクの切削・研削工程と、切削・研削したディスクブランクを加熱処理する加熱処理工程とを含み、当該加熱処理工程が、150℃から200〜400℃の範囲にある保持温度まで20.0℃/分以上の昇温速度でディスクブランクを加熱する加熱昇温段階と、前記保温温度において5〜15分間ディスクブランクを加熱保持する加熱保持段階と、前記保持温度から150℃まで20.0℃/分以上の降温速度でディスクブランクを冷却する冷却降温段階とを含むことを特徴とする磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法。
- 請求項1〜3のいずれか一項に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金基板に、めっきと磁性体が設けられていることを特徴とする磁気ディスク。
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