JPS6119754A - 磁気デイスク用ａ１基合金板 - Google Patents
磁気デイスク用ａ１基合金板Info
- Publication number
- JPS6119754A JPS6119754A JP13943684A JP13943684A JPS6119754A JP S6119754 A JPS6119754 A JP S6119754A JP 13943684 A JP13943684 A JP 13943684A JP 13943684 A JP13943684 A JP 13943684A JP S6119754 A JPS6119754 A JP S6119754A
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- Japan
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- less
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- magnetic disc
- magnetic
- base alloy
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
発明の目的
（産業上の利用分野）
電子計算機に用いられる記憶装置のひとつに磁気ディス
クがある。この磁気ディスクは、基板の表面に磁性体を
被覆し、この被覆膜を磁化することにより情報を記憶す
る。
クがある。この磁気ディスクは、基板の表面に磁性体を
被覆し、この被覆膜を磁化することにより情報を記憶す
る。
本発明は、この磁気ディスクの基板として用いるＡ１基
合金板およびその製造方法に関するものである。
合金板およびその製造方法に関するものである。
この磁気ディスク基板には次のような特性が要求される
。
。
（１）磁気ヘッドの安定な浮上と、記録特性の安定性を
得るために、研磨後の表面精度（「あらさ」や「うねり
」と呼ばれる。）が良好なことり （２）表面に形成される磁性膜の欠陥のもとどなる突起
や穴状のくぼみがないこと。
得るために、研磨後の表面精度（「あらさ」や「うねり
」と呼ばれる。）が良好なことり （２）表面に形成される磁性膜の欠陥のもとどなる突起
や穴状のくぼみがないこと。
（３）基板を形成する過程における機械加工・研磨ある
いは、使用時の高速回転に耐える機械的強度を有するこ
と。
いは、使用時の高速回転に耐える機械的強度を有するこ
と。
（４）軽量でかつ耐食性があり、しかもある程度の耐熱
性を有すること。
性を有すること。
（従来の技術）
このような特性をみたすＡ１合金として、従来よりＪＩ
Ｓ Ａ ５０８６が用いられてきている。
Ｓ Ａ ５０８６が用いられてきている。
しかるに近年、磁気ディスクの大容量化、高配ヘッドと
磁気ディスクとの間隔の減少が必要となってきたため、
基板の切削加工・研磨後の表面精度の一層の向上が要求
され、ＪＩＳ Ａ ５０Ｂ６合金では要求に応じられな
くなってきた。
磁気ディスクとの間隔の減少が必要となってきたため、
基板の切削加工・研磨後の表面精度の一層の向上が要求
され、ＪＩＳ Ａ ５０Ｂ６合金では要求に応じられな
くなってきた。
この基板に対する要求は、従来の塗布型磁性膜のタイプ
から、より高性能なメッキ型・スパッタリング型・蒸着
型の磁性膜のタイプになるにしたがってますます厳しく
なってくる。
から、より高性能なメッキ型・スパッタリング型・蒸着
型の磁性膜のタイプになるにしたがってますます厳しく
なってくる。
（発明の解決しようとする問題点）
この切削加工・研磨後の基板の表面精度に影響する要因
−には次のようなものが挙げられる。
−には次のようなものが挙げられる。
（１） Ａｌ基合金の基板中には、＾１−Ｆｅ、Ａｌ−
Ｆｅ−５ｉ。
Ｆｅ−５ｉ。
＾１−Ｆｅ−Ｍｎ、Ｔｉ＾ｌ＋ 、Ｍｇ２ Ｓｉ等の金
属間化合物が存在し、これらはＡｌマトリックスにより
硬度が高いため、切削加工・研磨を施した場合、突起も
しくはくぼみの原因となる。
属間化合物が存在し、これらはＡｌマトリックスにより
硬度が高いため、切削加工・研磨を施した場合、突起も
しくはくぼみの原因となる。
したがって、これらの金属化合物は小さいほど望ましい
が、大きくても１０μをこえないことが必要である。
が、大きくても１０μをこえないことが必要である。
（２）鋳塊の結晶粒が大きいか、または羽毛状品と称さ
れる粗大な結晶が生成した場合、結晶粒界に粗大な金属
間化合物の層が存在したり、結晶方位の差が大きくなっ
たりする。この鋳塊組織は、通常の圧延工程を経て作ら
れた板においても、一部残留する。そしてその板を磁気
ディスク基板として切削加工・研磨を施すと、場所によ
る組織の違いにより、１＋ａｍ〜数ｍの周期のうねりを
生じる。
れる粗大な結晶が生成した場合、結晶粒界に粗大な金属
間化合物の層が存在したり、結晶方位の差が大きくなっ
たりする。この鋳塊組織は、通常の圧延工程を経て作ら
れた板においても、一部残留する。そしてその板を磁気
ディスク基板として切削加工・研磨を施すと、場所によ
る組織の違いにより、１＋ａｍ〜数ｍの周期のうねりを
生じる。
これらのうねるをなくすためには、鋳塊の段階で結晶粒
径を２ｎｗｎ以下にすることが望ましい。
径を２ｎｗｎ以下にすることが望ましい。
（３）鋳塊中に、Ａｌ２０９．Ａ１２ Ｍｇ０４，５ｉ
０２等の酸化物や、ＴｉＢ２ 、ＡＩＮ、ＴｉＣ等の介
在物が存在すると圧延中に圧延方向に伸ばされた形で板
に存在する。これらはＡｌマトリックスよりも硬度が著
しく高いため、磁気ディスク基板の切削加工時に、スト
リンガ−と呼ばれる局部的な突起やくぼみの原因となる
。また場合によっては切削工具の刃先を損傷する原因に
もなる。
０２等の酸化物や、ＴｉＢ２ 、ＡＩＮ、ＴｉＣ等の介
在物が存在すると圧延中に圧延方向に伸ばされた形で板
に存在する。これらはＡｌマトリックスよりも硬度が著
しく高いため、磁気ディスク基板の切削加工時に、スト
リンガ−と呼ばれる局部的な突起やくぼみの原因となる
。また場合によっては切削工具の刃先を損傷する原因に
もなる。
上記（２）の解決のため、従来よりＡ１鋳塊の結晶粒微
細化のため一般的に用いられる、Ａｌ−Ｔｉ中間合金や
、ＡＩ−Ｔｉ−Ｂの中間合金を用いることが考えられる
。
細化のため一般的に用いられる、Ａｌ−Ｔｉ中間合金や
、ＡＩ−Ｔｉ−Ｂの中間合金を用いることが考えられる
。
しかし、上記問題点（１）で指摘した、突起・くぼみの
原因となるＡｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−５ｉ、Ａｌ−Ｆｅ
−Ｍｎ。
原因となるＡｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−５ｉ、Ａｌ−Ｆｅ
−Ｍｎ。
Ｍｇ２ Ｓｉ等の金属間化合物の数と大きさは、一般に
他の元素の添加によって増加するとされていたので、Ｔ
１についても、０．０３％以上添加することはあきらめ
られていた。
他の元素の添加によって増加するとされていたので、Ｔ
１についても、０．０３％以上添加することはあきらめ
られていた。
Ａｌ−Ｔｉ中間合金を用いる場合、０．０３％未満の添
加では結晶粒微細化効果は充分でなくまたより低濃度で
も微細化効果を得られるＡｌ−Ｔｉ−８粒子の核生成作
用であるので、上記（３）の局部的な突起やくぼみの原
因となり、磁気ディスク用人１基合金板には使用できな
い。
加では結晶粒微細化効果は充分でなくまたより低濃度で
も微細化効果を得られるＡｌ−Ｔｉ−８粒子の核生成作
用であるので、上記（３）の局部的な突起やくぼみの原
因となり、磁気ディスク用人１基合金板には使用できな
い。
このように、Ｔｉの結晶粒の微細化による機械加工、研
磨後の「うねり」防止はあきらめられており、上記（２
）と（１）・（３）とを同時に解決することは非常に困
難な実情であった。
磨後の「うねり」防止はあきらめられており、上記（２
）と（１）・（３）とを同時に解決することは非常に困
難な実情であった。
発明の構成
（問題点を解決するための手段）
本発明者らはこの点を克服するため鋭意研究の結果、下
記の事実を見出すにいたった。すなわち、鋳塊中のＡｌ
−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−５ｉ 、Ａｌ−Ｆｅ−トＩｎ、Ｍ
ｇ２ Ｓｊなどの金属間化合物の減少及び微細化にはＦ
ｅ及びＳｌ自体の低減が必要であるが、せっかくこれら
を低減しても、それ以外の元素が、Ｆｅ、Ｓｉの固溶量
を減するものであると元も子もない。特にＦｅはＡｌ中
への平衡固溶量がもともとわずかであるので、晶出しす
く、この第三元素の影響をうけやすい。このような観点
から特にＦｅ系の晶出物（Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−５
ｉ。
記の事実を見出すにいたった。すなわち、鋳塊中のＡｌ
−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−５ｉ 、Ａｌ−Ｆｅ−トＩｎ、Ｍ
ｇ２ Ｓｊなどの金属間化合物の減少及び微細化にはＦ
ｅ及びＳｌ自体の低減が必要であるが、せっかくこれら
を低減しても、それ以外の元素が、Ｆｅ、Ｓｉの固溶量
を減するものであると元も子もない。特にＦｅはＡｌ中
への平衡固溶量がもともとわずかであるので、晶出しす
く、この第三元素の影響をうけやすい。このような観点
から特にＦｅ系の晶出物（Ａｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−５
ｉ。
Ａｌ・Ｆｅ−Ｍｎ等）への第三元素の影響についてあら
ためて実験したところ、意外にもＡ１と包晶反応を呈す
る金属、たとえばＴｉ、Ｚｒ、ＣｒはＦｅ系の晶出物量
にほとんど影響しないことを見出した。
ためて実験したところ、意外にもＡ１と包晶反応を呈す
る金属、たとえばＴｉ、Ｚｒ、ＣｒはＦｅ系の晶出物量
にほとんど影響しないことを見出した。
この理由は、次のように考えられる。すなわち、Ｔｉ
、 Ｚｒ 、 ＣｒはＡ１と包晶反応を呈するため、Ａ
１との分配係数Ｋｏ （以下単にＫｏと略す）〉１であ
る。Ｋｏ＞１の元素は通常の凝固に際し凝固初期に濃縮
され。
、 Ｚｒ 、 ＣｒはＡ１と包晶反応を呈するため、Ａ
１との分配係数Ｋｏ （以下単にＫｏと略す）〉１であ
る。Ｋｏ＞１の元素は通常の凝固に際し凝固初期に濃縮
され。
凝固終期には希薄される。一方Ｆｅ、ＳｉはＫｏ＜１の
元素なので、通常の凝固に際し、凝固初期のＡ１固相中
にはわずかじか固溶せず、凝固の進行に伴って固溶が増
大し、凝固終期で濃縮され、ついには金属間化合物の晶
出に至る。よって、Ｋｏ＞１のＴｉ。
元素なので、通常の凝固に際し、凝固初期のＡ１固相中
にはわずかじか固溶せず、凝固の進行に伴って固溶が増
大し、凝固終期で濃縮され、ついには金属間化合物の晶
出に至る。よって、Ｋｏ＞１のＴｉ。
Ｚｒ、Ｃｒは、Ｆｅ、Ｓｉの濃縮される凝固終期にはほ
とんど残留しないため、Ｆｅ、Ｓｉ系の金属間化合物の
晶出には影響しない。
とんど残留しないため、Ｆｅ、Ｓｉ系の金属間化合物の
晶出には影響しない。
特にＴ１はＫＯ−８であり、Ｚｒのに０．＝：ｊ、５、
ＣｒのＫＯ＝１．８とくらべＫｏが著しく大きいので特
にＦｅ系晶出物への影響は少ない。
ＣｒのＫＯ＝１．８とくらべＫｏが著しく大きいので特
にＦｅ系晶出物への影響は少ない。
本発明は、上記の知見によって到達したもので、その構
成は、Ｍｇ ３．０〜６．０％（重量％、以下同じ）、
Ｔｉ ０．０３−０，１５％、不純物としてＦｅ ０．
１５％以下、Ｓｉ ０．１５％以下、Ｂ ０．００３％
以下、Ｚｒ ０．０５％以下、残部不可避的不純物より
なる磁気ディスク用Ａ１基合金板である。
成は、Ｍｇ ３．０〜６．０％（重量％、以下同じ）、
Ｔｉ ０．０３−０，１５％、不純物としてＦｅ ０．
１５％以下、Ｓｉ ０．１５％以下、Ｂ ０．００３％
以下、Ｚｒ ０．０５％以下、残部不可避的不純物より
なる磁気ディスク用Ａ１基合金板である。
（作用）
まず各化学成分の添加理由を説明する。
Ｍ［は磁気ディスク基板に所定の機械的性質を付与する
元素であり、３．０％以下では強度が不足し、６．０％
を越えるとＡｌ−Ｍｇ系の金属化合物が生成し好ましく
ない。
元素であり、３．０％以下では強度が不足し、６．０％
を越えるとＡｌ−Ｍｇ系の金属化合物が生成し好ましく
ない。
Ｔｉは、Ｆｅ、Ｓｉ系の金属間化合物の量を大きさを増
すことなく、結晶粒の微細化をはかる元素であり、０．
０３％未満では微細化効果が充分でなく、０．１５％を
越えると粗大な初晶ＴｉＡ１金属間化合物が生じ好まし
くない。
すことなく、結晶粒の微細化をはかる元素であり、０．
０３％未満では微細化効果が充分でなく、０．１５％を
越えると粗大な初晶ＴｉＡ１金属間化合物が生じ好まし
くない。
Ｆｅ、Ｓｉは地金中の不純物であるが、結果として強度
や再結晶粒微細化に寄与することもある。しかし、各々
０．１５％を越えると金属間化合物の量が、磁気ディス
ク基板として認容できない量になってしまう。
や再結晶粒微細化に寄与することもある。しかし、各々
０．１５％を越えると金属間化合物の量が、磁気ディス
ク基板として認容できない量になってしまう。
Ｂは、地金や結晶粒微細化剤から混入するが、０．００
０５％を越えると、Ｔｉ８粒子が生成し好ましくない。
０５％を越えると、Ｔｉ８粒子が生成し好ましくない。
よってＴｉの添加にはＡｌ−Ｔｉ−Ｂ中間合金は用いな
い。
い。
Ｚｒは、Ｔｉと共存するとＴｉの結晶粒微細化効果の妨
げとなるので０．０５％以下に規制する必要がある。
げとなるので０．０５％以下に規制する必要がある。
次に製造方法について説明する。
上記に組成を有するＡ１合金を溶解した後、通常は溶湯
中に微細なＡｒガス気泡を導入したり、種々の濾過体に
通して、溶湯を清浄化してから、鋳造して造塊する。
中に微細なＡｒガス気泡を導入したり、種々の濾過体に
通して、溶湯を清浄化してから、鋳造して造塊する。
この溶製に際し、Ｔｉの添加に用いるＡｌ’ Ｔｉ中間
合金には、鋳造のまま用いられる「ワツフルタイプ」と
、鋳塊を圧延又は線引き加工して外径５〜２０Ｍ１のロ
ンド状に成形した「ロッドタイプ」との２種類があるこ
とが知られているが、「ロッドタイプ」を用いることが
より好まいＡ。なぜならｉｆ、本発明者らの実験の結果
、本願発明のＴｉ添加量ｏ、ｏ３−Ｌｏ、１ｓ％という
低濃度でも「ロッドタイプ」のものは安定して有効な結
晶粒微細化が達成されたからである。なお、ロッドタイ
プのＡｌ−Ｔｉ中間合金は鋳造中に樋で添加する方法が
一般的であるが、炉内に投入しても効果は変わらなし＼
。
合金には、鋳造のまま用いられる「ワツフルタイプ」と
、鋳塊を圧延又は線引き加工して外径５〜２０Ｍ１のロ
ンド状に成形した「ロッドタイプ」との２種類があるこ
とが知られているが、「ロッドタイプ」を用いることが
より好まいＡ。なぜならｉｆ、本発明者らの実験の結果
、本願発明のＴｉ添加量ｏ、ｏ３−Ｌｏ、１ｓ％という
低濃度でも「ロッドタイプ」のものは安定して有効な結
晶粒微細化が達成されたからである。なお、ロッドタイ
プのＡｌ−Ｔｉ中間合金は鋳造中に樋で添加する方法が
一般的であるが、炉内に投入しても効果は変わらなし＼
。
次に、この鋳塊を通常の工程で圧延して所定の板厚にす
る。なお、熱間圧延に先出ち割れ防止等の目的で４００
〜５６０°Ｃ・２〜４８時間の均質化処理を施すことが
望ましく、また、熱間圧延温度の開始温度は、５００℃
未満が望ましい。５００℃以上だとマクロ組織が粗くな
って好ましくなし）からである。
る。なお、熱間圧延に先出ち割れ防止等の目的で４００
〜５６０°Ｃ・２〜４８時間の均質化処理を施すことが
望ましく、また、熱間圧延温度の開始温度は、５００℃
未満が望ましい。５００℃以上だとマクロ組織が粗くな
って好ましくなし）からである。
（実施例）
第１表に示す化学組成の合金を溶製し、その溶湯を耐火
物をパイプ状に焼成したフィルターにて濾過し粗大な介
在物を除去した後、厚さ４５０ｍｍＸ第１表 第２表 第３表 幅１２００ｎｍＸ長さ３７００＋ｎｍのサイズにＤＣ鋳
造した。
物をパイプ状に焼成したフィルターにて濾過し粗大な介
在物を除去した後、厚さ４５０ｍｍＸ第１表 第２表 第３表 幅１２００ｎｍＸ長さ３７００＋ｎｍのサイズにＤＣ鋳
造した。
この鋳塊の鋳造終了部から３００ｍの位置からスライス
状のサンプルを切り出し、鋳塊のマクロ組織と、表面か
ら３０ｉｎ離れた位置での結晶粒サイズを観察・測定し
た。
状のサンプルを切り出し、鋳塊のマクロ組織と、表面か
ら３０ｉｎ離れた位置での結晶粒サイズを観察・測定し
た。
次にこの鋳塊を片面１０ｗｎずつ固剤し５３０℃で８時
間保持した後４７０℃で熱間圧延を開始し板厚５ｍに仕
上げ、その後冷間圧延で板厚を２ｍにした。
間保持した後４７０℃で熱間圧延を開始し板厚５ｍに仕
上げ、その後冷間圧延で板厚を２ｍにした。
ついでこの板材を打抜加工して外径３６θφｍ内径１６
０φｍの中空円板とし、しかる後３５０℃で２時間焼鈍
し、磁気ディスク用基板とした。この段階での基板の機
械的性質を第２表に示す。
０φｍの中空円板とし、しかる後３５０℃で２時間焼鈍
し、磁気ディスク用基板とした。この段階での基板の機
械的性質を第２表に示す。
この基板を各合金について２００枚用意し、片面０．１
ｎｗｎずつ両面を切削加工した後、２ｍ１ｗｎ以」二の
長さの切削キズ（ストリンガ−）のある基板の数を測定
した。
ｎｗｎずつ両面を切削加工した後、２ｍ１ｗｎ以」二の
長さの切削キズ（ストリンガ−）のある基板の数を測定
した。
さらに、うち１枚ずつを調布研磨した、その表面精度（
粗さ、うねりの周期）と、金属間化合物の数を測定した
。
粗さ、うねりの周期）と、金属間化合物の数を測定した
。
これらの観察結果と、機械的性質以外の測定結果を第３
表に示す。
表に示す。
Claims (1)
- １、Ｍｇ３．０〜６．０％（重量％、以下同じ）、Ｔｉ
０．０３〜０．１５％、不純物としてＦｅ０．１５％以
下、Ｓｉ０．１５％以下、Ｂ０．０００５％以下、Ｚｒ
０．０５以下、残部不可避的不純物よりなる磁気ディス
ク用Ａｌ基合金板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13943684A JPS6119754A (ja) | 1984-07-05 | 1984-07-05 | 磁気デイスク用ａ１基合金板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13943684A JPS6119754A (ja) | 1984-07-05 | 1984-07-05 | 磁気デイスク用ａ１基合金板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6119754A true JPS6119754A (ja) | 1986-01-28 |
Family
ID=15245150
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13943684A Pending JPS6119754A (ja) | 1984-07-05 | 1984-07-05 | 磁気デイスク用ａ１基合金板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6119754A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4745742A (en) * | 1986-08-20 | 1988-05-24 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Dual path exhaust pipe for mounting an oxygen sensor |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5816059A (ja) * | 1981-07-20 | 1983-01-29 | Kobe Steel Ltd | 磁気デイスク基盤用Ａｌ基合金板の製造法 |
-
1984
- 1984-07-05 JP JP13943684A patent/JPS6119754A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5816059A (ja) * | 1981-07-20 | 1983-01-29 | Kobe Steel Ltd | 磁気デイスク基盤用Ａｌ基合金板の製造法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4745742A (en) * | 1986-08-20 | 1988-05-24 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Dual path exhaust pipe for mounting an oxygen sensor |
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