JPH01312054A - 磁気ディスク用アルミニウム合金及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、磁気ディスク用アルミニウム合金に係り、特
に耐熱性の優れた磁気ディスク用アルミニウム合金素材
及びその製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）近年、磁気デ
ィスクに対する高記録密度化の要求は益々強くなる傾向
にあり、１ビット当りの記録領域は益々微小化されつつ
ある。この目的のために、コンピューターメーカーから
求められているアルミ基盤の表面の凹凸に対する減少の
要求は、厳しいものとなっている。 この要求に対応して、金属間化合物の微細化が考えられ
てきた。これは、例えば、特公昭６２−３２２６６号に
開示されている如く、超高純度にして金属間化合物を極
めて微細にする方法である。 この方法は、特公昭５６−３９６９９号に開示されてい
る技術を発端とするものである。素材の製造分野におけ
るこのような手段は、金属間化合物が研削及び切削後に
脱落して穴になるか若しくは残存して突起になることに
より磁気ディスクにおける記録エラーとなることを防止
することを目的としている。 一方、従来は、磁気ディスク用アルミ素材としてＡＡ５
０８６合金が長期にわたり使用されてきた。このアルミ
ニウム合金は、強度、耐熱性、耐蝕性、切削性に優れる
ために使用されてきたものであるが、高密度化を優先す
るあまり、上記高純度化の中で耐熱性・切削性が軽視さ
れていた。 本発明は、上記従来技術の欠点を解消し、高密度磁気デ
ィスク用として、特に切削性に優れ且つ耐熱性に優れる
アルミニウム合金を提供すること、並びにその製造方法
を提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するために、本発明者らが鋭意研究した
結果、単なる高純度化だけでは磁気ディスクにおける高
記録密度化の要求には対応しきれ一３＝ ないことが究明された。 すなわち、これら高純度アルミ材はディスク製造工程中
の熱処理による影響を受は易く、工程中でフラットネス
が変化し易いという問題が生じ易い。また、高純度なる
が故に切削性も劣り、ツールマーク等の問題も発生し易
かった。 これらのうち、まず、切削性に関しては、材料がねばい
程、また晶出物が小さい程切削しにくいことを究明し、
高密度化に対しては若干不利ではあるが、■Ｍｎを添加
して強度を上げることと共に、■晶出物サイズを特定範
囲内にコントロールすることが必要であることを見い出
した。また、高純度なるが故に再結晶粒径が大きく、切
削仕上げ表面にて結晶粒段差が形成され易く、結晶粒径
コントロールも必要であることも究明した。すなわち、
切削性を高めるためには、組成及び製造工程をコントロ
ールして強度を高め、晶出物サイズを特定し、また再結
晶粒径を微細にするという全てのことが必要であること
を究明したのである。 また、耐熱性に関しても、高純度とすることにより問題
が発生し易いことも究明した。すなわち、高純度材はも
ともと結晶粒径が大きいが、冷間加工率が大きいと、た
とえ軟質材であってもその後の熱処理により巨大再結晶
が形成され易い。この巨大再結晶は、仕上げ加工前に形
成されると切削後の表面粗度が極端に悪くなり、また磁
性膜形成後の熱処理で形成された場合、磁性特性が極端
に低下する。更に、熱間圧延条件等が不適当で圧延材の
表裏で組織差がある場合、この熱処理で基盤が歪み易く
、やはり磁性特性が低下する。したがって、表裏での組
織差をなくし、且つ巨大再結晶粒が形成されないように
製造工程をコントロールする必要がある。 以上の知見に基づき、更に詳細に実験研究を重ねて、こ
こに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｍｇ：３〜６％を含み、更にＭｎ
：０．１５−０．３０％及びＣｒ：０．０２〜０゜０５
％未満を含み、残部がＡｌ及び不純物からなり、該不純
物のうちＦｅ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．００５％
以下、Ｃｕ：０．００５％以下、Ｚｎ：Ｏ。 ０１％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｎａ：Ｏ，０Ｏ
Ｏ６％以下、その他の不純物が合計で０．００５％以下
であることを特徴とする耐熱性及び切削性価れた磁気デ
ィスク用アルミニウム合金を要旨とするものである。 また、その製造法に係る本発明は、上記化学成分を有す
るアルミニウム合金につき、４５０〜ｂ延終了温度を２
８０℃以上とする熱間圧延を行い、更に２５％以上６０
％以下の圧延率で冷間圧延を行い、所定板厚とし、或い
は更に必要に応じて、更に中間焼鈍を施し、次いで２５
％以上の圧延率で冷間圧延を行うことを特徴とする耐熱
性及び切削性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金
の製造方法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 まず、本発明における化学成分の限定理由を説明する。 Ｍｇ： Ｍｇは強度付与に不可欠の元素であり、このためには３
％以上の添加が必須である。しかし、６％を超えて含有
されるとＭｇＯ等の酸化物が形成され易く、線状欠陥が
発生し易い。したがって、Ｍｇ量は３〜６％の範囲とす
る。 Ｍｎ： Ｍｎは切削性の向上及び耐熱性の向上に必須の元素であ
り、この目的のためには０．１５％以上の添加が必要で
ある。しかし、０．３０％を超えて含まれると晶出物が
粗大化し易くなる。したがって、Ｍｎ量は０．１５〜０
．３０％の範囲とする。 Ｃｒ： Ｃｒは再結晶粒の微細化のために必要な元素であり、少
なくとも０．０２％の添加が必要である。 しかし、０．０５％以上含有されると晶出物が粗大化し
易くなる。したがって、Ｃｒ量は０．０２％以上、０．
０５％未満の範囲とする。 以上の各元素を必須成分とするが、本発明においては、
以下の如く不純物を規制する必要がある。 すなわち、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ及びその他の不純物
は、晶出物粗大化の原因となり易く、それぞれ０．００
５％以下とする。 また、Ｚｎについては、やはり晶出物粗大化の原因とな
るが、その影響が小さく、０．０１％以下であれば許容
される。 Ｎａは、熱間圧延時に粒界割れの原因となり易く、した
がって、０．０００６％以下とする。従来のＡＡ５０８
６合金程度の純度では、０．０００８％程度のＮａが含
有されても熱間割れの原因とはならなかったが、本発明
の程度の純度では熱間圧延中の結晶粒粗大化現象が生じ
易く、したがって、Ｎａ量が大きく影響し、特に熱間圧
延開始直後の割れが顕著となるので、上記のようにＮａ
量を規制する。 次に、本発明の製造工程について説明する。 前述の如く本発明による方法においては、特に均質化処
理、熱間圧延、冷間圧延、更には場合により中間焼鈍後
の冷間圧延の各条件が規制されるものである。 まず、上記化学成分を有するアルミニウム合金は、常法
により溶解するが、この溶湯を厚み２０Ｏ〜６００ミリ
程度の鋳塊に鋳込むと、通常は２〜４μｍの晶出物サイ
ズとなる。磁気ディスクの記録の高密度化のためには、
化合物サイズは小さいことが望ましいが、耐熱性及び切
削性の点よりＭｎを添加すると化合物サイズは若干粗大
化する。 また、不純物に起因する晶出物以外に、溶解時に形成さ
れる酸化物や、地金及び中間合金中に存在する酸化物に
起因する介在物は、常法に従いフィルターを用いて除去
するのが良い。 このような鋳塊を固剤後、均質化加熱、熱間圧延をする
。均質化加熱温度は、４５０℃未満では鋳造時のミクロ
偏析が除去しきれず、また５５０℃超ではバーニング等
の現象が発生するため、４５０〜５５０℃の範囲とする
。また保持時間は、１時間未満ではミクロ偏析除去の効
果が充分でなく、また３０時間超ではもはや効果が飽和
してしまい、経済的でなくなるので、１〜３０時間の範
囲とする。 熱間圧延においては、圧延終了温度が２８０℃未満では
再結晶が不充分若しくは不完全であり、冷間圧延後の製
品としての使用時、すなわち、完全軟質材であるサブス
トレート上に磁性膜形成後に乾燥若しくは性能付与のた
めに更に熱処理を施すが、この熱処理において変形が生
じ易いため、圧延終了温度を２８０℃以上とする。これ
は前記したように、熱間圧延終了時の再結晶が不均一で
あると冷間圧延終了後の軟質材においても組織不均一は
残存し、高温度での熱処理時に板の表裏での組織差に起
因して微小変形を起こすためである。 なお、圧延終了温度は３８０℃以下とすることが望まし
い、これは、３８０℃超では熱間圧延終了時に再結晶粒
が粗大化し易く、冷延後に軟質材とした際に微細な再結
晶粒が得にくいことがあるためである。 熱間圧延終了後の板は、更に冷間圧延を行い、その後、
軟質材として使用するが、再結晶粒微細化のため、圧延
率は高い方が望ましい。この目的のためには２５％以上
の圧延率が必要である。しかし、あまり圧延率が高いと
高温での熱処理時に再結晶粒が粗大化し易くなるので、
６０％以下とすることが望ましい。 また、熱間圧延終了板厚が最終板厚に比して厚く圧延率
が６０％を超える場合には、冷間圧延の工程途中で中間
焼鈍を施し、更に冷間圧延を行う。 この中間焼鈍後の圧延率も２５％以上とすることが必要
である。 冷間圧延終了後の板は、常法により、ブランク形状に打
抜き、更に歪み矯正のために半硬質焼鈍若しくは軟質焼
鈍を行う。これらのブランクは、粗切削を行った後、再
度の歪み取り焼鈍（軟質化焼鈍）を行い、仕上げ切削・
研削を行い、サブストレート（基盤）とする。 サブストレートは、表面清浄後に磁性膜を形成するか、
或いは陽極酸化処理後に磁性膜を形成する。磁性膜形成
工程では、その形成時に熱が発生するか、形成後の乾燥
若しくは性能付与のための焼鈍により加熱される。この
温度は高い場合には３８０℃にも達するが、本発明によ
り得られた素材の場合には耐熱性に問題はない。 （実施例） 以下に本発明の実施例を示す。 失凰桝よ 第１表に示す比較例１〜４及び本発明例１の組成のアル
ミニウム合金の鋳塊につき、固剤後、５４０℃で１０時
間の均質化加熱を行い、そのまま熱間圧延を開始し３３
０℃で終了した。熱間圧延終了板厚は４ｍｍであった。 その後、２ｍｍ厚まで冷間圧延し、ブランク形状に打抜
き、３４０℃で４時間の歪み取り焼鈍を施した。この焼
鈍の段階での平均再結晶粒径を調べた。その結果を第２
表に示す。第２表より明らかな如く、本発明例１は結晶
粒が小さく優れていることがわかる。この点では比較例
３．４も同様である。 これらブランクを約０．１ｍｍの削り代での粗切削、再
度の歪み取り焼鈍を行い、仕上げ切削を行って切削性を
調べた。その結果を第２表に示す。 なお、この切削には単結晶ダイヤモンドのバイトを用い
、切削性は、従来材であるＡＡ５０８６合金を基準にし
、◎（ＡＡ５０８６合金なみ）、Ｏ（切削性は若干劣る
が大幅なバイト寿命の低減なし）、Δ（切削性が劣り大
幅なバイト寿命の低減あり）にて評価した。 第２表より、切削性に関しては、本発明例１及び比較例
３が優れていることがわかる。なお、比較例４は、Ｎａ
含有量が高い例であり、熱間圧延中に表面に割れが発生
し、その結果、ブランクの状態で表面に小割れが残存し
、切削を行っても表面不良が残存した。 更に、仕上げ切削表面で晶出物の分布につき測定した結
果を第２表に併記する。なお、晶出物の分布の測定は、
走査型電子顕微鏡にて１０００倍で画像入力し、画像処
理装置にて計数し、０．５μｍ毎に分級した。第２表に
示した結果より、本発明例１は晶出物サイズが適度にコ
ントロールされているが、比較例３では、晶出物の最大
径が５゜０μｍもあり、したがって、高密度用素材とし
て適していないことがわかる。 次に、仕上げ切削を行った基盤について、磁気ディスク
の製造工程で加わる可能性のある熱処理に対する耐熱性
を調べるため、更に３７０℃、３８５℃、４００℃、４
１５℃、４３０℃、４４５°Ｃ及び４６０℃と１５℃お
きに各８時間保持し、巨大再結晶の形成される温度（巨
大再結晶温度）を調べた。その結果を第２表に併記する
。なお、この熱処理で昇温速度は約４０℃／ｈｒとし、
降温条件は特に管理しなかった。巨大再結晶の有無はマ
ク・ロエッチングにて判定した。 第２表より、本発明例１及び比較例３が巨大再結晶温度
が高いことがわかる。 また、上記と同しく基盤の耐熱性を調べるため、仕上げ
切削後の基盤につき、５％蓚酸中で３Ａ／ｄｍ２の電流
密度で１０μｍの陽極酸化を行い、更に研磨を行い、そ
の後３８０℃で４ｈｒの熱処理を施し、熱処理前後での
面歪みの変化量を調べた。この面歪みの変化量を基盤変
形度と呼ぶが、この測定は測定器（商品名：ニブツク）
にて行った。なお、６μｍ以下は読み取り精度が低いた
め、単にレンジで示した。上記工程は耐熱性し３関する
磁気ディスク製造工程類似試験である。 この基盤変形度に関しても、第２表に示すとおり、変形
度は巨大再結晶温度が高いことと対応して小さくなって
おり、本発明例１及び比較例３が優れていることがわか
る。 これらの結果より総合評価をすると、本発明例１が優れ
ていることが明らかである。 また、上記各側についての機械的性質を第３表に示すが
、本発明例１は強度が高いことが明らかである。

【以下余白１ ヌ１１」隙 第１表中の比較例１及び本発明例１の組成のアルミニウ
ム合金鋳塊につき、固剤後、５５０℃で６時間の均質化
加熱を施し、その後熱間圧延を行い３１０℃で熱間圧延
を終了して６．５ｍｍとし、更に４ｍｍ厚に冷間圧延を
行い、ブランク形状に打ち抜き、３７０℃で２ｈｒの歪
み取り焼鈍を施し、更に仕上げ切削を行った。このとき
の結晶粒組織及び切削後の表面粗度を第４表に示す。 同表より、比較例１の組成ではすでに巨大再結晶が発生
しており、その結果、表面粗度が本発明例１の組成のも
のに比べて非常に大きくなっていることが明らかである
。 このことより、巨大再結晶粒の形成されない本発明例１
は優れた切削性を有することがわかる。 【以下余白】 ＝２０− 去】１１工 第１表に示した本発明例２、比較例５〜７の組成のアル
ミニウム合金鋳塊につき、固剤後、均質化加熱を５００
℃で１０ｈｒ施し、圧延終了温度３６０℃で熱間圧延を
終了して４ｍｍ厚とし、更に２ｍｍ厚まで冷間圧延を行
い、ブランク形状に打抜き、３６０℃で２ｈｒの歪み取
、り焼鈍を施した。 これらにつき、性能評価を行った結果を第５表に示す。 同表より、本発明例２は、上記実施例にて説明した如く
、結晶粒径、切削性及び最大晶出物の点で優れることは
明らかである。 【以下余白１ 実施例４ 第１表にて実施例４と示した組成のアルミニウム合金鋳
塊につき、開削後、５１０℃で１２時間の均質化加熱を
施し、更に第６表に示す工程にて熱間圧延及び冷間圧延
を行い、ブランク形状とし、３４０℃で２時間の歪み取
り焼鈍を施した。 これらの性能評価の結果を第７表に示す。なお、ここで
表面粗度変化と称するのは、耐熱性評価のための基盤変
形度評価試験と同一の試験条件であり、ここでは熱処理
前後の表面粗度の測定を行ったものである。この工程は
耐熱性に関する磁気ディスク製造工程類似試験である。 同表より、各側とも結晶粒径及び切削性は大差がないこ
とがわかる。 しかし、本発明例３．４は巨大再結晶温度が高く、また
これに対応して表面粗度の変化が少なく、耐熱性の点で
も本発明工程が優れていることが明らかである。すなわ
ち、せっかく精密切削を行った表面が磁性膜形成条件に
類似した条件で粗くなってしまうような素材（比較例８
．９）であっては、−２２＝ 高密度用素材として明らかに不適正であるが、本発明例
３．４とも磁性膜形成工程を経ても表面粗度の変化が少
ない。 【以下余白） （発明の効果） 以上詳述した如く、本発明に係る磁気ディスク用アルミ
素材は、特定成分の含有量と不純物規制により成分調整
し、製造工程をコントロールして得られるので、切削性
及び耐熱性に優れ、高密度磁気ディスク用として好適で
ある。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　中　　村　　　尚 、２５−

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量で（以下、同じ）、Ｍｇ：３〜６％を含み、
   更にＭｎ：０．１５〜０．３０％及びＣｒ：０．０２〜
   ０．０５％未満を含み、残部がＡｌ及び不純物からなり
   、該不純物のうちＦｅ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．
   ００５％以下、Ｃｕ：０．００５％以下、Ｚｎ：０．０
   １％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｎａ：０．０００
   ６％以下、その他の不純物が合計で０．００５％以下で
   あることを特徴とする耐熱性及び切削性に優れた磁気デ
   ィスク用アルミニウム合金。
2. （２）Ｍｇ：３〜６％を含み、更にＭｎ：０．１５〜０
   ．３０％及びＣｒ：０．０２〜０．０５％未満を含み、
   残部がＡｌ及び不純物からなり、該不純物のうちＦｅ：
   ０．００５％以下、Ｓｉ：０．００５％以下、Ｃｕ：０
   ．００５％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０
   ０５％以下、Ｎａ：０．０００６％以下、その他の不純
   物が合計で０．００５％以下であるアルミニウム合金に
   つき、４５０〜５５０℃×１〜３０ｈｒの均質化加熱を
   施した後、圧延終了温度を２８０℃以上とする熱間圧延
   を行い、更に２５％以上６０％以下の圧延率で冷間圧延
   を行い、所定板厚とすることを特徴とする耐熱性及び切
   削性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金の製造方
   法。
3. （３）Ｍｇ：３〜６％Ｍｇを含み、更にＭｎ：０．１５
   〜０．３０％及びＣｒ：０．０２〜０．０５％未満を含
   み、残部がＡｌ及び不純物からなり、該不純物のうちＦ
   ｅ：０．００５％以下、Ｓｉ：０．００５％以下、Ｃｕ
   ：０．００５％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０
   ．００５％以下、Ｎａ：０．０００６％以下、その他の
   不純物が合計で０．００５％以下であるアルミニウム合
   金につき、４５０〜５５０℃×１〜３０ｈｒの均質化加
   熱を施した後、圧延終了温度を２８０℃以上とする熱間
   圧延を行い、更に２５％以上６０％以下の圧延率で冷間
   圧延を行った後、中間焼鈍を施し、次いで２５％以上の
   圧延率で冷間圧延を行うことを特徴とする耐熱性及び切
   削性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金の製造方
   法。