JPS604263B2 - 磁気デイスク基盤用Ａｌ合金板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、表面精度の高い磁気ディスク用基盤の素材と
なる山合金板の製造方法に関するものである。

電子計算機等の記憶媒体として利用されている磁気ディ
スクは、ＡＩ合金板の表面を切削加工して所定の厚さに
し、更に精密研磨若しくは精密切削して得られる基盤の
表面に磁性体薄膜を被覆したものである。

この種の磁気ディスク用基盤には一般に下記の様な特性
が要求される。‘１｝ 磁気ヘッドと磁気ディスクとの
間隙を一定に保ち記憶の応答特性を安定化させる為、精
密研磨若しくは精密切削後の表面精度が良好であること
。

即ち基盤全体のひずみや微４・うねりが少ないこと。■
一定厚の磁性体薄膜を形成する上で悪影響を及ぼす突
起や穴等の表面欠陥が少なく且つ４・さし、こと。

またたとえ微細な欠陥であってもそれらが局部的に集中
していないこと。｛３｝ 基盤を作製する際の切削加工
や研磨を安定して行なうことができ、且つ使用時の高速
回転に十分耐え得る機械的強度を有していること。

【４１ 非磁性、軽量であること。｛５｝ 耐食性が良
好で且つある程度の耐熱性を有していること。

一方磁気ディスク用基盤として現在最も多用されている
のはＡＡ規格５０８６合金であるが、近年磁気ディスク
に対する大容量化及び高密度化の要請は益々強くなって
、１ビット当りの磁化領域は更に微４・化されており、
又磁性体膜の薄肉化及び磁気ヘッドと磁気ディスクの間
隙の減少化も望まれている。

しかし上記ＡＡ５０８６合金では、前記諸特性のうち表
面精度及び表面欠陥の点で高密度化に適合できる様な基
盤は得られ難い。本発明者等は前述の様な状況のもとで
、まず良好な表面精度が得られない原因を明らかにすべ
く研究を行なった。

その結果以下の事実が確認された。〔Ａ〕 汎用されて
いるディスク用基盤は表面を精密研磨すると素材の圧延
方向と平行に細長く伸びた周期０．５〜２肋程度、最大
高さ（Ｐｍａｘ）０．１〜０．１５ｒ程度の微小うねり
が生成した。

この原因を追求したところ以下のことが判明した。｛１
｝ ディスク用基盤の表面研磨後の微小うねりの周期と
マクロの組織とは対応しており、マクロ組織が粗い程微
小うねりの高さが大となる。

（２〕（ｉ）粗いマクロ組織が形成される原因の１つは
銭塊のサブ組織の粗さ（金属間化合物の偏在）にあり、
鏡塊サブ組織を微細にすれば製品のマクロ組織も微細と
なり、微小うねりは軽減する。

｛２）（ｉｉ）粗いマクロ組織が形成される今１つの原
因は以下の通りである。

熱間圧延終了後のマクロ組織は、通常は熱間圧延初期の
結晶粒が引き伸ばされた組織である。即ち熱間圧延中の
再結晶は動的再結晶であり、わずかな加工によって次々
に再結晶して行く為、個々の再結晶粒自体はたとえ微細
であっても全体としては熱間圧延初期に形成された結晶
粒径によって製品組織が左右され、引き伸ばされた初期
の結晶粒の中に若干方位の異なった再結晶粒が存在する
状態となっている。従って微小うねり軽減させる為には
、銭塊条件及び熱間圧延条件をコントロールしマクロ組
織を微細にする必要がある。

〔Ｂ〕 ＡＡ５０８６合金製のディスク用基盤には、金
属マトリックス中に直径もしくは長さが１５ムｍ程度の
金属間化合物が多数存在していた。

この金属間化合物は主としてＡＩ−Ｆｅ−Ｍｎ系共晶化
合物及びＭ軸Ｓｉ系共晶化合物であり、これらの晶出物
は金属マトリックスとは不連続で且つマトリックスより
硬質であるから、基盤を切削及び研磨加工する際に表面
に突起状欠陥として残るか、或は脱落してその後に穴欠
陥が残る。その結果、切削や研磨を十分に行なっても表
面欠陥を皆無にすることはできない。本発明者等は前述
の様な研究結果を踏まえ、金属間化合物を形成する元素
の含有量を減少させると共に、銭魂組織を微細均一な羽
毛状晶組織とすれば、金属間化合物が少なくなると共に
微細化され、且つ均一な分布状態が与えられ、それらの
結果、表面精度を改善できるであろうと考え、かかる着
想を実現すべく添加合金元素の種類、添加量及び鋳造条
件等について鋭意研究を進めてきた。

その結果、下記の方法を採用すればそれらの目的が見事
に達成されることを知り、滋に本発明の完成をみた。即
ち本発明に係る磁気ディスク基盤用Ｎ合金板の製造方法
とは、Ｍｇ：３〜６％及びＣｒ：０．０４〜０．１％を
必須成分として含み、Ｓｉ≦０．０８％、Ｆｅミ０．１
％及びＭｎＳＯ．２％であるＡＩ合金溶湯を、方向の揃
った羽毛状組織を有し且つ製品表面として露出される部
位におけるデンドラィンの平均セルサィズが３５仏ｍ以
下となる様に鋳造し、得られた該銭塊を５００ｏｏ以下
の熱延開始温度で熱間圧延した後所望の板厚まで冷間圧
延するところに要旨が存在する。

まず合金元素について説明する。

Ｍｇはディスク用基盤に所定の機械的強度を与えるのに
不可欠の元素であり、３％以上添加しなければならない
。

しかし多すぎるとＡＩ−Ｍｇ金属間化合物が生成し易く
なると共に、溶解・鋳造時の高温酸化によって非金属介
在物（Ｍぬ）が生成し表面積度が低下するので、６％以
下に止めるべきである。Ｃｒは合金の耐食性を高めると
共に、Ｍｇの添加量が多い場合の熱間脆性の低下を防止
する作用があり、これらの効果を有効に発揮させる為に
は少なくとも０．０４％以上を添加する必要がある。

しかし０．１％を超えるとＡＩ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物が
粗大化し、最終製品の表面積度が低下する。Ｆｅは粗大
なＡＩ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物〔通常ＡＩ６（Ｆｅ，Ｍｎ
）或はＡＩ２（Ｆｅ−Ｍｎ）であるが、組成的にはＡＩ
−Ｆｅ中にＭｎが含まれた状態〕の生成を助長し、製品
の表面精度を阻害する。

しかし０．１％以下であれば実害はない。ＳｉはＭ鞍Ｓ
ｉ系晶出物の生成を助長し製品の表面精度を劣化させる
が、０．０８％禾満であれば実害は殆んど認められない
。

ＭｎはＣｒと同様合金の耐食性を高める作用があるが、
０．２％を越えるとＮ−Ｆｅ−Ｍｎ系晶出物が粗大化し
、製品の表面精度が低下する。

上記の池徴量のＺｎやＣｕ等が混入することもあるが、
これらは不純物量である限り殆んど悪影響は認められな
い。

しかしＺｎやＣｕは最終製品の耐食性を低下させると共
に晶出物となって表面精度を低下させる傾向があるので
、Ｚｎは０．２５％以下、Ｃｕは０．１％以下に夫々制
限することが望ましい。更に結晶組織の微細化剤として
徴量（０．０１％程度以下）のＴｉやＢを添加するのも
有効である。本発明では上記成分組成のＡＩ合金を溶融
した後、常法に従って電気学的吸着現象を応用したフィ
ルターを通過させて非金属介在物を除去し鋳造する。鋳
造に当っては、特定の鋳造条件を設定することによって
参考写真１（鋳造断面の組織写真：１／２倍）及び参考
写真２（製品表面相当部の断面ミクロ写真：５針昔）に
現われる如く方向の揃った羽毛状晶で且つ製品表面に表
われてくる部位のデンドラィトの平均セルサイズを３５
山ｍ以下にする。この様な銭塊組織は高温高速鋳造法を
採用することによって容易に得られる。ちなみに鋳造条
件に考慮を払わない場合は、参考写真３（銭塊断面の組
織写真：１／２倍）及び参考写真４（羽毛状晶の乱れた
部分の粗大なヂンドラィトを示すミクロ写真：５ぴ音）
に現われる如く製品表面に相当する部位で羽毛状晶が乱
れると共に、粗大なデンドラィト組織が生じる。しかも
通常は参考写真５（製品表面相当部のミクロ組織：５０
倍）にみられる如く、デンドラィトの平均セルサィズが
４５ｒｍ以上と粗大になる。通常デンドラィトセルバウ
ンダリーには不純物が濃縮され、共晶化合物が生成し易
い。

従ってセルサィズは微細な方が濃縮度が小さく、晶出物
サイズが４・さくなると共に分布もより均一となる。ま
た羽毛状晶が乱れると（参考写真４）、晶出物の分布が
不均一になってミクロ偏析が生じる。銭魂組織には、前
述の羽毛状晶組織の他に粒状晶組織があり、参考写真６
はこの粒状組織（５０倍）を示したものである。粒状組
織においては、各結晶粒内でデンドラィトが花弁状とな
っており、鋳造原料中に多量の結晶微細化剤を添加した
場合でも中心部のサイズは大きく、その微細化には限度
がある。更に粒状晶組織と羽毛状晶組織を比較すると、
粗大な羽毛状晶組織は粒状組織よりも晶出物サイズが大
きく且つ分布も不均一であるが、微細な羽毛状晶組織は
粒状晶組織よりも晶出物サイズが４・さく且つ分布も均
一である。即ち先に述べた特定の鋳造条件によって、鎌
塊組織を方向性の揃った微細な羽毛状晶組織としてやれ
ば、共晶化合物は微細で且つマトリックス中に均一に分
散した状態となり、次いで行なわれる均質化加熱、熱間
圧延、冷間圧延によって良質のＡＩ合金板を得ることが
できる。次に鏡魂の均質加熱条件は特に限定されないが
、最も好ましいのは（４５０〜５６０ｑｏ）×（２〜４
８時間）である。

しかして４５０００、２時間未満ではＭｇの園溶分散に
よる均質化が不十分で且つ熱間割れを起こすことがあり
、また５６０午０を越えるとバーニングが発生し易く、
４８時間超ではＭｇの固溶分散が飽和状態に達するので
それ以上の加熱は不経済である。また熱間圧延は５００
℃以下の開始温度で行なわなければならない。

前述の如く熱間圧延中の再結晶は動的再結晶であり、各
パス毎に少ない加工度で次々に再結晶する為、個々の再
結晶粒はたとえ微細であっても熱間圧延初期の結晶粒と
密接な関係があり、引き伸ばされた初期の結晶粒の中に
方位の異なった再結晶粒が生成している。この熱間圧延
初期の結晶粒がマクロ組織を構成するから、マクロ組織
を微細にする為には熱間圧延初期の結晶粒径を小さくす
るのが有効である。この様な観点から、熱間圧延中にお
ける熱間圧延材の表面付近の結晶粒径を小さくする条件
を考えると、熱間圧延温度を下げると共に１パス当りの
圧下量を大きくすればよいが、熱間圧延開始温度を５０
０ｏｏ以下に設定してやれば、ディスク用基盤として十
分小さなマクロ組織を得ることができる。この様にして
熱間圧延を行なった後は、所定の板厚まで冷間圧延して
磁気ディスク基盤用の板材とされるが、この板材は、マ
トリックス中に微細な晶出物が均一に分散した、ミクロ
偏析のない微細なマクロ組織を有している。従ってこれ
を切削加工乃び研磨加工すれば、粗大晶出物に起因する
凹凸や粗大なマクロ組織に起因する微小うねりのない高
表面精度のディスク用基盤を得ることができ、磁気ディ
スクの大容量化及び高密度化の要請に答え得ることにな
った。次に実施例を挙げて本発明の効果を明確にする。

実施例 １ 第１表に示す成分組成のＡＩ合金溶湯を、常法に従い電
気化学的吸着現象を応用したフィルターで処理して非金
属介在物を除去した後、高温高速鋳造法で鋳造し、方向
の揃った微細な羽毛状晶（デンドラィトの平均セルサィ
ズ：３３山ｍ）の銭塊を得た。

得られた錆塊を面削して厚さ３６０肌のスラブを得、各
スラブを５１０こ○で８時間灼熱処理した後、６柳厚ま
で熱間圧延した。

尚熱間圧延の開始温度は４８０〜４６０００とした。次
いで袷間圧延して２．１６肌厚に調整した後、２５００
０で２時間蛾鈍して半硬化材とした。片面を約０．１柳
切削した後３４０ｏｏで２時鴇電蟻鈍して軟質材とし、
次にパフ研磨して仕上げ、夫々の表面積度等を測定した
。また各欧質材の機械的性質も測定した。これらの結果
を第２表及び第１図に示す。尚金属間化合物については
、各研磨物の表面を１０００倍の顕微鏡で圧延方向に０
．１脚、圧延方向と直角な方向に５肌の領域（面積：０
．５柵）２０点を選択してこれらを測定した後、１柵当
りに換算し、１〆ｍ以下、１ムｍ超２〃ｍ以下、２仏ｍ
超３山ｍ以下、・・・・・・に分類し、化合物の大きさ
と数の分布状況を調べた。

第１図の符号は第１，２表の符号に対応する。

第１表 溶湯の成分組成 鰍第２表性能試験 これらの結果からも明らかな様に、本発明の要件を満足
する符号１及び２は、比較例（符号３，４）に比べて金
属間化合物の数及びサイズ共に著しく小さい値を示して
おり、従来材（従来から使用されているＡＡ規格５０８
６合金：符号５）に比べると更に顕著な差がみられる。

実施例 ２第３表に示す成分組成のＡＩ合金熔湯を、実
施例１と同様にフィルターで処理して非金属介在物を除
去した後鋳造し、（Ａ）参考写真１，２に示す様な方向
の揃った微細な羽毛状晶、（Ｂ）参考写真３，４，５に
示す様に方向に不揃いな粗い羽毛状晶及び（Ｃ）参考写
真６に示す様な粒状晶を有する夫々の鍵塊を得、面削を
施こして厚さ９６０側のスラブを得た。

得られた各スラブを５３０ｑ０で６時間均熱処理した後
、４９０〜４８０００を開始温度として４．５側厚まで
熱間圧延を行ない、更に冷間圧延して２．１６柳に調整
した。

以下実施例１と同様にして半硬化暁銘、欧質化競錨及び
パフ研磨を行ない、表面精度及び機械的性質を調べた。
結果を第４表及び第２図に示す。

第３表 溶湯の成分組成 協 第４表性能試験 これらの結果からも明らかな様に、本発明の要件を満足
する符号６の合金板は微小うねりが少なく且つ金属間化
合物の数及びサイズ共に小さい値を示している。

これに対し方向の不揃いな粗い結晶組織を有する符号７
の合金板には、微小うねりがみられると共に金属間化合
物のサイズが大きい。しかもこの合金板の研磨表面には
金属間化合物の集合体が観察され（参考写真７：１００
０倍）、表面欠陥を生じることが確認された。また粒状
晶組織を有する符号８の合金板は、微小うねりは少ない
けれども金属間化合物のサイズが若干大きく且つ数も多
く、十分な表面精度は期待できない。施例 ３第５表に
示す成分組成のＡＩ合金溶湯を用い、実施例１と同様に
してフィルター処理及び鰭造を行なって微細な羽毛状晶
組織を有する銭塊を得、面肖りして３６物舷厚のスラブ
を３個作製した。

このスラブを５２０００で１畑時間均熱処理した後、開
始温度を５１０００、４７３ｏｏ及び４３５００として
４．５肌厚まで熱間圧延し、次いで冷間圧延して２．１
６肋厚に調整した。以下実施例１と同様にして半硬化焼
錨、軟質化暁錨及びパフ研磨仕上げを行なった後、微小
うねりの程度を調べた。結果を第６表に示す。

第５表 溶湯の成分組織 燐 第６表 熱間圧延条件及び性能 これらの結果からも明らかな様に、熱間圧延開始温度が
５００ｑｏを越えると（符号９）、マクロ組織が粗くな
ると共に微小うねりが現われ易くなるので、熱間圧延開
始温度は５００℃以下にするのがよし、。

尚参考写真８，９及び１０は符号９，１０及び１１で得
た研磨仕上げ板を王水でエッチングした後のマクロ写真
（３倍）で、この写真からも明らかな如く熱間圧延開始
温度を５００℃以下に設定したもの（符号１０，１１）
の表面精度は極めて優れている。

【図面の簡単な説明】

第１，２図は実施例で得たＡＩ合金板中の金属間化合物
の分布状況を示すグラフである。 第１図 第２図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｍｇ：３〜６％及びＣｒ：０．０４〜０．１％を必
   須成分として含み、Ｓｉ≦０．０８％、Ｆｅ≦０．１％
   及びＭｎ≦０．２％であるＡｌ合金溶湯を、方向性の揃
   った羽毛状組織を有し且つ製品表面として露出される部
   位におけるデンドライトの平均セルサイズが３５μｍ以
   下となるように鋳造し、得られた鋳塊を５００℃以下の
   熱延開始温度で熱間圧延した後所望の板厚まで冷間圧延
   することを特徴とする磁気デイスク基盤用Ａｌ合金板の
   製造方法。