WO2016047138A1 - 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法 - Google Patents

磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016047138A1
WO2016047138A1 PCT/JP2015/004851 JP2015004851W WO2016047138A1 WO 2016047138 A1 WO2016047138 A1 WO 2016047138A1 JP 2015004851 W JP2015004851 W JP 2015004851W WO 2016047138 A1 WO2016047138 A1 WO 2016047138A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
aluminum alloy
alloy plate
mass
inclusions
treatment
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/004851
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
高太郎 北脇
林　稔
吉司 橋本
利一 久本
Original Assignee
株式会社Uacj
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社Uacj filed Critical 株式会社Uacj
Priority to CN201580002654.0A priority Critical patent/CN105745344B/zh
Priority to US15/117,209 priority patent/US9613648B2/en
Publication of WO2016047138A1 publication Critical patent/WO2016047138A1/ja

Links

Images

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/84—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers
    • G11B5/8404—Processes or apparatus specially adapted for manufacturing record carriers manufacturing base layers
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/003—Aluminium alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/04—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds
    • B22D11/049—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into open-ended moulds for direct chill casting, e.g. electromagnetic casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/1206—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for plastic shaping of strands
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D15/00—Casting using a mould or core of which a part significant to the process is of high thermal conductivity, e.g. chill casting; Moulds or accessories specially adapted therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/047—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with magnesium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C18/00—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating
    • C23C18/16—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating by reduction or substitution, e.g. electroless plating
    • C23C18/1601—Process or apparatus
    • C23C18/1633—Process of electroless plating
    • C23C18/1646—Characteristics of the product obtained
    • C23C18/165—Multilayered product
    • C23C18/1651—Two or more layers only obtained by electroless plating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C18/00—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating
    • C23C18/16—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating by reduction or substitution, e.g. electroless plating
    • C23C18/31—Coating with metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C18/00—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating
    • C23C18/16—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating by reduction or substitution, e.g. electroless plating
    • C23C18/31—Coating with metals
    • C23C18/32—Coating with nickel, cobalt or mixtures thereof with phosphorus or boron
    • C23C18/34—Coating with nickel, cobalt or mixtures thereof with phosphorus or boron using reducing agents
    • C23C18/36—Coating with nickel, cobalt or mixtures thereof with phosphorus or boron using reducing agents using hypophosphites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C18/00—Chemical coating by decomposition of either liquid compounds or solutions of the coating forming compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating; Contact plating
    • C23C18/54—Contact plating, i.e. electroless electrochemical plating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • G—PHYSICS
    • G11—INFORMATION STORAGE
    • G11B—INFORMATION STORAGE BASED ON RELATIVE MOVEMENT BETWEEN RECORD CARRIER AND TRANSDUCER
    • G11B5/00—Recording by magnetisation or demagnetisation of a record carrier; Reproducing by magnetic means; Record carriers therefor
    • G11B5/62—Record carriers characterised by the selection of the material
    • G11B5/73—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer
    • G11B5/735—Base layers, i.e. all non-magnetic layers lying under a lowermost magnetic recording layer, e.g. including any non-magnetic layer in between a first magnetic recording layer and either an underlying substrate or a soft magnetic underlayer characterised by the back layer
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/221—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by cold-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by hot-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B2003/001—Aluminium or its alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate having a smooth plating surface, a production method capable of producing the aluminum alloy plate at low cost, and a method for producing a magnetic disk using the aluminum alloy plate.
  • JIS5086 (Mg: 3.5 to 4.5 mass%, Fe ⁇ 0.50 mass%), which has excellent plating properties and excellent mechanical properties and workability, is used for computer storage devices.
  • a general aluminum alloy magnetic disk is manufactured by first producing an annular aluminum alloy substrate, plating the annular aluminum alloy substrate, and then attaching a magnetic material to the surface of the substrate.
  • an aluminum alloy magnetic disk made of the JIS 5086 alloy is manufactured by the following process. First, an aluminum alloy is cast, the ingot is hot-rolled, and then cold-rolled. In addition, it anneals as needed and produces a rolling material. Next, this rolled material is punched into an annular shape, and an annular aluminum alloy plate is laminated. Furthermore, an annular aluminum alloy substrate is produced by performing pressure annealing that performs flattening by applying pressure from above and below the laminate.
  • the annular aluminum alloy substrate thus manufactured is subjected to cutting, grinding, degreasing, etching, and zincate treatment (Zn substitution treatment) as pretreatment, and then Ni— which is a hard nonmagnetic metal as a ground treatment.
  • Zn substitution treatment zincate treatment
  • Ni— which is a hard nonmagnetic metal as a ground treatment.
  • P is electrolessly plated and the plated surface is polished, a magnetic material is sputtered to produce an aluminum alloy magnetic disk.
  • the cause of plating pits is known to be a large depression on the surface of the aluminum alloy substrate. This large depression is caused by coarse non-metallic inclusions and intermetallic compounds existing on the substrate surface. It has been found that it occurs when it is dropped during grinding or plating pretreatment.
  • Patent Document 1 describes a method of increasing the cooling rate at the time of solidification in casting to refine foreign matters such as Al—Fe—Mn intermetallic compounds.
  • Patent Document 2 describes a method of reducing Ti, V, and Zr, which are impurities of molten aluminum, by effectively utilizing a reaction with B prior to segregation purification.
  • the high-purity bare metal manufactured by this method as a raw material for an aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate, the generation of foreign matters such as TiB 2 , VB 2 , ZrB 2 is suppressed.
  • Patent Document 1 it is possible to make the Al—Fe—Mn intermetallic compound fine, but it is not possible to reduce coarse inclusions, so that the target high smoothness is achieved. The problem of not being obtained remained.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and has an aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate that has a highly smooth plating surface and can be manufactured at low cost, and a magnetic material using the aluminum alloy plate.
  • the purpose is to provide a disc.
  • the present inventors paid attention to Ti—V—B—Zr-based inclusions as inclusions, the relationship between the distribution of inclusions and the smoothness of the plating surface, and the inclusions.
  • the research on the relationship between the production of products and the manufacturing conditions was conducted.
  • the content of (Ti + V + Zr) and the content of B, the molten metal temperature and holding time in the holding furnace before casting, and the molten metal temperature at the start of casting produced Ti-VB-Zr-based inclusions. It has been found that it has a great influence on the smoothness of the ground surface, and the present invention has been completed.
  • Mg 3.0 to 8.0 mass%
  • Cu 0.005 to 0.150 mass%
  • Zn 0.05 to 0.60 mass%
  • Cr 0.010 to 0 300 mass%
  • Fe 0.001 to 0.030 mass%
  • Si 0.001 to 0.030 mass%
  • B 0.0001 to 0.
  • the presence density of Ti—V—B—Zr inclusions having a longest diameter of more than 5 ⁇ m, which is made of an aluminum alloy containing 0010 mass% and comprising the balance Al and inevitable impurities, is 0/6000 mm 2 , 3 to a magnetic disk substrate characterized in that the density of the Ti-V-B-Zr-based inclusions is one / 6000 mm 2 or less with a maximum diameter of 5 ⁇ m It was Miniumu alloy plate.
  • the present invention provides, in claim 2, the method for producing an aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate according to claim 1, wherein the molten aluminum alloy is held in a holding furnace at 700 to 850 ° C. for 30 minutes or more.
  • a step of casting an ingot from the molten metal held in the molten metal holding step, in which the molten metal temperature at the start of casting is 700 to 850 ° C., and hot rolling for hot rolling the cast ingot A method of manufacturing an aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate, comprising: a step, and a cold rolling step of cold rolling a hot rolled plate.
  • the present invention according to claim 3 is a step of preparing a disk blank by punching the aluminum alloy plate for a magnetic disk according to claim 1 into an annular shape, and a step of flattening the disk blank by pressure annealing, A processing step for cutting, grinding, degreasing and etching a flattened disc blank, a step for zincating the processed aluminum alloy plate, and a step for subjecting the zincate-treated aluminum alloy plate to a base plating treatment And a step of attaching a magnetic material to the surface of the aluminum alloy plate subjected to the base plating treatment.
  • the aluminum alloy substrate for a magnetic disk substrate according to the present invention provides excellent smoothness of the plating surface without using a high-purity metal, so that the capacity and density of the aluminum alloy substrate can be increased.
  • a board can be provided at low cost. Further, by using such an aluminum alloy plate, a large capacity and high density magnetic disk can be provided.
  • Steps 1 to 5 are steps for manufacturing an aluminum alloy plate
  • Steps 6 to 11 are steps for forming the manufactured aluminum alloy plate into a magnetic disk.
  • Step 1 A molten metal blended in an aluminum alloy having a desired composition (for example, blended in a composition shown in Table 1 described later) in a melting furnace is transferred to a holding furnace. Further, the molten metal is held at a predetermined temperature for a predetermined time in a holding furnace.
  • Step 2 Cast the mixed aluminum alloy melt.
  • Step 3 The cast ingot is chamfered and subjected to a homogenization process (the homogenization process is not essential).
  • Step 4 A chamfered or homogenized ingot is hot-rolled to obtain a rolled plate. Here, the plate thickness is about 3.0 mm.
  • Step 5 Cold-roll the hot-rolled rolled sheet to obtain an aluminum alloy sheet.
  • Step 6 An aluminum alloy plate is punched into an annular shape to create a disc blank.
  • Step 7 Flatten the disc blank by pressure annealing.
  • Step 8 Cutting, grinding, degreasing, and etching are performed on the flattened disk blank to obtain an aluminum alloy substrate for a magnetic disk.
  • Step 9 Zincate treatment (Zn substitution treatment) is performed on the surface of the aluminum alloy substrate for magnetic disk.
  • Step 10 The surface subjected to the zincate treatment is subjected to a base treatment (Ni—P plating).
  • Step 11 A magnetic material is deposited on the surface of the ground surface by sputtering to obtain a magnetic disk.
  • Mg 3.0 to 8.0 mass% Mg is an element mainly having an effect of improving the strength of the aluminum alloy plate. Further, since the zincate film at the time of the zincate treatment is uniformly, thinly and densely adhered, the smoothness of the plating surface made of Ni—P is improved in the base treatment step which is the next step of the zincate treatment step.
  • the reason why the Mg content is specified to be 3.0 to 8.0 mass% (hereinafter, simply referred to as “%”) is that the strength is insufficient when the content is less than 3.0%, and the zincate produced by the zincate treatment. This is because the film becomes non-uniform, and the adhesion and smoothness of the plating decrease.
  • the Mg content is preferably 3.5 to 7.0% in view of the balance between strength and manufacturability.
  • Cu 0.005 to 0.150%
  • Cu is an element that has the effect of reducing the amount of dissolved Al during the zincate treatment, and depositing the zincate film uniformly, thinly and densely. Due to such an effect, the smoothness of the plating surface made of Ni—P is improved in the base treatment process which is the next process of the zincate treatment process.
  • the reason why the Cu content is specified to be 0.005 to 0.150% is that if the content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 0.150%, a coarse Al—Cu—Mg—Zn intermetallic compound is produced, and the intermetallic compound falls off during etching, zincate treatment, cutting and grinding, and large depressions. This is for reducing the smoothness of the plating surface. Further, if it exceeds 0.150%, the corrosion resistance of the material itself is lowered, so that the zincate film produced by the zincate treatment becomes non-uniform, and the adhesion and smoothness of the plating are lowered. A preferable Cu content is 0.005 to 0.100%.
  • Zn 0.05 to 0.60% Zn, like Cu, reduces the amount of Al dissolved during the zincate treatment, and deposits the zincate film uniformly, thinly, and densely. Therefore, in the ground treatment step, which is the next step of the zincate treatment step, The smoothness of the plating surface made of -P is improved.
  • the reason why the Zn content is specified to be 0.05 to 0.60% is that if the content is less than 0.05%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 0.60%, coarse Al-Cu-Mg-Zn intermetallic compounds are formed, and the intermetallic compounds fall off during etching, zincate treatment, cutting and grinding, and large depressions. This is for reducing the smoothness of the plating surface. Further, if it exceeds 0.60%, the workability and corrosion resistance of the material itself are lowered, so that the zincate film produced by the zincate treatment becomes non-uniform, and the adhesion and smoothness of the plating are lowered.
  • a preferable Zn content is 0.05 to 0.50%.
  • Cr 0.010 to 0.300% Cr produces fine intermetallic compounds at the time of casting, but a part is an element that contributes to strength improvement by solid solution in the matrix. In addition, it has the effect of improving the machinability and grindability, further reducing the recrystallized structure, improving the adhesion of the plating layer, and suppressing the occurrence of plating pits.
  • the reason why the Cr content is specified to be 0.010 to 0.300% is that if the content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 0.300%, excess Al is crystallized during casting and at the same time a coarse Al-Cr intermetallic compound is formed, and during etching, zincate treatment, cutting and grinding, This is because the compound falls off and generates a large depression that causes plating pits.
  • a preferable Cr content is 0.010 to 0.200%.
  • Fe 0.001 to 0.030% Fe hardly dissolves in the aluminum base material and exists in the aluminum metal as an Al—Fe intermetallic compound. Since this Al—Fe-based intermetallic compound becomes a defect on the ground surface, it is not preferable that Fe be contained in the aluminum alloy. However, removing Fe to less than 0.001% results in refining aluminum ingots with high purity, resulting in high costs. On the other hand, if the Fe content exceeds 0.030%, a coarse Al—Fe based intermetallic compound is formed, and this coarse Al—Fe based intermetallic is produced during etching, zincate treatment, cutting and grinding. The compound falls off and a large depression is generated, and the smoothness of the plating surface is lowered. Therefore, the Fe content is adjusted to be 0.001 to 0.030%. A preferable Fe content is 0.001 to 0.025%.
  • Si 0.001 to 0.030% Since Si combines with Mg, which is an essential element of the aluminum alloy plate of the present invention, to produce an Mg—Si intermetallic compound that becomes a defect on the ground surface, it is not preferable that Si be contained in the aluminum alloy. However, Si exists as an inevitable impurity in the aluminum ingot. For the adjustment of the aluminum alloy in Step 1, an aluminum ingot having a high purity, for example, a purity of 99.9% or more is used, and such a ingot also contains Si. Removing Si from the aluminum ingot to less than 0.001% refining the aluminum ingot with high purity, resulting in high cost.
  • the Si content exceeds 0.030%, a coarse Mg-Si intermetallic compound is formed, and this coarse Mg-Si intermetallic compound is produced during etching, zincate treatment, cutting and grinding. The compound falls off and a large depression is generated, and the smoothness of the plating surface is lowered. Accordingly, the Si content is adjusted to be 0.001 to 0.030%. A preferable Si content is 0.001 to 0.025%.
  • Ti + V + Zr 0.0010 to 0.0100% Since Ti, V, and Zr combine with B to form Ti—V—B—Zr-based inclusions that become defects on the ground surface, it is not preferable that Ti, V, and Zr are contained in the aluminum alloy. However, Ti, V, and Zr exist as inevitable impurities in the aluminum base metal. In order to reduce the total content of Ti, V and Zr in the aluminum ingot to less than 0.0010%, the aluminum ingot is refined with high purity, resulting in high cost. On the other hand, when the total content of Ti, V and Zr exceeds 0.0100%, coarse Ti-V-B-Zr-based inclusions are generated, and these inclusions become the starting point during grinding and cause grinding flaws.
  • the total content of Ti, V and Zr is adjusted to be 0.0010 to 0.0100%.
  • the preferred total content of Ti, V and Zr is 0.0010 to 0.0060%.
  • the preferable contents of Ti, V, and Zr elements are Ti: 0.0003 to 0.0050%, V: 0.0006 to 0.0050%, and Zr: 0.0001 to 0.0010%. .
  • the total content of Ti, V, and Zr is the total of the three types of content when all of these three types of elements are contained, and when any two types are contained. It is the total of these two types of content, and when only one type is contained, it is this one type of content.
  • B 0.0001 to 0.0010% Since B combines with Ti, V, and Zr to form Ti—V—B—Zr-based inclusions that become defects on the ground surface, it is not preferable that B be contained in the aluminum alloy. However, B exists as an inevitable impurity in the aluminum ingot. In order to reduce the B content in the aluminum ingot to less than 0.0001%, the aluminum ingot is refined with high purity, resulting in high costs. On the other hand, when the content of B exceeds 0.0010%, coarse Ti-V-B-Zr-based inclusions are generated, and this inclusion becomes the starting point during grinding, resulting in grinding flaws. As a result of falling off and generating large depressions, the smoothness of the plating surface is reduced. Therefore, the B content is adjusted to be 0.0001 to 0.0010%. A preferable B content is 0.0001 to 0.0005%.
  • the addition amount when adding Be is preferably 0.0001 to 0.0050%.
  • the inevitable impurities referred to here are elements other than the above Mg, Cu, Zn, Cr, Fe, Si, Ti, V, Zr, B, and Be, and examples thereof include Mn and Ga. If these inevitable impurities are each 0.03% or less and the total is 0.15% or less, the characteristics of the aluminum alloy plate according to the present invention will not be impaired.
  • the existence density of Ti-VB-Zr-based inclusions having the longest diameter exceeding 5 ⁇ m is 0/6000 mm 2 and is 3 to 5 ⁇ m.
  • the existence density of the Ti—V—B—Zr inclusion having the longest diameter is set to 1 piece / 6000 mm 2 or less.
  • the Ti—V—B—Zr-based inclusion defined in the present invention refers to an inclusion that can be confirmed to contain Ti, V, B, and Zr by WDS analysis of an electron beam microanalyzer (EPMA). .
  • the longest diameter refers to a point on the contour line and other points on the contour line in the planar image of the Ti-VB-Zr-based inclusion obtained by WDS analysis of an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • Ti / VB-Zr type having a longest diameter of 3 to 5 ⁇ m, with the existence density of Ti—V—B—Zr type inclusions having the longest diameter exceeding 5 ⁇ m in the aluminum alloy plate being 0/6000 mm 2
  • the presence density of inclusions to 1/6000 mm 2 or less, generation of large depressions and grinding flaws on the substrate surface during grinding or pre-plating treatment is reduced, and a smooth plating surface can be obtained.
  • Ti—V—B—Zr inclusions are present on the substrate surface, grinding flaws are generated in a wide range starting from the inclusions during grinding, and the dispersion state of the inclusions can be visually confirmed.
  • the existence density of the Ti—V—B—Zr inclusions having the longest diameter of 3 to 5 ⁇ m is set to 1/6000 mm 2 or less, preferably 0/6000 mm 2 .
  • step 1 the molten aluminum alloy adjusted to the alloy composition range of the present invention is heated and held in a holding furnace so as not to be cooled and solidified before being cast. Thereafter, casting is performed according to a conventional method such as a semi-continuous casting (DC casting) method (step 2), and the resulting ingot is homogenized (step 3), hot rolled (step 4), cold rolled (step 5). ) To produce an aluminum alloy plate.
  • DC casting semi-continuous casting
  • Heating temperature of the molten metal in the holding furnace 700-850 ° C
  • the heating temperature of the molten metal in the holding furnace is less than 700 ° C.
  • a large amount of Ti—V—B—Zr-based inclusions having a longest diameter of 3 ⁇ m or more are generated during holding, and such a temperature of less than 700 ° C. In this case, the inclusions cannot be sufficiently removed even if kept for a long time, and remain in the molten aluminum alloy.
  • the heating temperature of the molten metal in the holding furnace exceeds 850 ° C., power consumption and the like increase, resulting in an increase in cost. Therefore, the heating temperature of the molten metal in the holding furnace is set to 700 to 850 ° C.
  • the heating temperature of the molten metal in a preferable holding furnace is 750 to 850 ° C.
  • Holding time of the molten metal in the holding furnace 30 minutes or longer Ti-VB- having the longest diameter of 3 ⁇ m or more that could not be completely dissolved in the molten metal by setting the holding time of the molten metal in the holding furnace to 30 minutes or longer. Zr inclusions can be precipitated and removed.
  • the holding time of the molten metal in the holding furnace is the time that the aluminum alloy molten metal adjusted in the melting furnace is all transferred to the holding furnace and is held after processing such as degassing is performed in the furnace. Say that. If the holding time of the molten metal in the holding furnace is less than 30 minutes, the inclusions are not sufficiently precipitated and remain in the molten aluminum alloy.
  • the molten metal holding time in the holding furnace is 30 minutes or more.
  • the holding time of the molten metal in a preferable holding furnace is 60 minutes or more. Note that the longer the molten metal holding time in the holding furnace, the better, but 600 minutes or less is preferable from an economical viewpoint.
  • Inline treatment After the molten metal is held in a holding furnace, it is preferable to perform degassing treatment and filtration treatment inline according to a conventional method before casting.
  • the in-line degassing apparatus a commercially available apparatus such as SNIF or ALPUR may be used. These apparatuses supply a gas into the molten metal as fine bubbles by rotating a rotating body with a blade at a high speed while blowing argon gas or a mixed gas of argon and chlorine into the molten metal. Thereby, dehydrogenation gas and inclusions can be removed in-line in a short time.
  • As the in-line filtration treatment a ceramic tube filter, a ceramic foam filter, an alumina ball filter or the like is used, and inclusions are removed by a cake filtration mechanism or a filter medium filtration mechanism.
  • melt temperature at the start of casting 700-850 ° C
  • the molten metal temperature at the start of casting is set to 700 to 850 ° C. similarly to the heating temperature of the molten metal in the holding furnace.
  • the molten metal temperature at the start of casting is less than 700 ° C., a large amount of Ti—V—B—Zr inclusions having a longest diameter of 3 ⁇ m or more are generated before the start of casting.
  • the molten metal temperature at the start of casting is set to 700 to 850 ° C.
  • the molten metal temperature at the start of casting is preferably 700 to 800 ° C.
  • the hot rolling start temperature is set to 400 to 500 ° C.
  • the hot rolling end temperature is set to 260 to 380 ° C.
  • the product is finished to the required product thickness by cold rolling.
  • the conditions for cold rolling are not particularly limited, and may be determined according to the required product plate strength and plate thickness.
  • the rolling rate is 20 to 80%.
  • Annealing treatment may be performed before cold rolling or during cold rolling in order to ensure cold rolling processability.
  • the batch-type heating is performed at 250 to 430 ° C. for 0.1 to 10 hours, and the continuous heating is performed at 400 to 500 ° C. from 0 to 60 ° C. It is preferable to carry out under the condition of holding for 2 seconds.
  • the aluminum alloy plate manufactured as described above is processed according to the application.
  • the aluminum alloy plate is punched into an annular shape (step 6), and subjected to pressure annealing at 250 to 430 ° C. for 30 minutes or more in air (step 7).
  • the flattened disc blank is cut, ground, degreased, and etched (step 8), and then a zincate process (step 9), a base plating process (step 10), and adhesion of magnetic material by sputtering (step 11) is performed magnetically.
  • Step 1 An aluminum alloy melt having the composition shown in Table 1 was melted. And this molten metal was hold
  • Step 2 The aluminum alloy melt was made into an ingot having a thickness of 500 mm by a DC casting method, and chamfering was performed on both sides by 15 mm.
  • Step 3 Alloy No. in Table 1 Except 6 was homogenized at 510 ° C. for 6 hours.
  • Step 4 Hot rolling was performed at a rolling start temperature of 460 ° C. and a rolling end temperature of 340 ° C. to obtain a hot rolled plate having a thickness of 3.0 mm.
  • Step 5 Example No. Hot rolled sheets other than the alloy No.
  • Step 7 were rolled to a final sheet thickness of 1.0 mm by cold rolling (rolling ratio: 66.7%) without intermediate annealing to obtain aluminum alloy sheets.
  • Step 6 The aluminum alloy plate was punched out into an annular shape having an outer diameter of 96 mm and an inner diameter of 24 mm to produce a disc blank.
  • Step 7 The disc blank was subjected to pressure annealing at 340 ° C. for 4 hours.
  • Step 8 End face processing was performed to obtain an outer diameter of 95 mm and an inner diameter of 25 mm, and grinding (surface 10 ⁇ m grinding) was performed. Then, after degreasing for 5 minutes at 60 ° C. with AD-68F (manufactured by Uemura Kogyo), etching is performed for 1 minute at 65 ° C. with AD-107F (manufactured by Uemura Kogyo), and 30% HNO 3 aqueous solution (room temperature ) For 20 seconds.
  • AD-68F manufactured by Uemura Kogyo
  • etching is performed for 1 minute at 65 ° C. with AD-107F (manufactured by Uemura Kogyo)
  • 30% HNO 3 aqueous solution room temperature
  • Step 9 The surface of the disc blank whose surface was adjusted was subjected to double zincate treatment using AD-301F-3X (manufactured by Uemura Kogyo).
  • Step 10 Ni-P is electrolessly plated to a thickness of 17 ⁇ m using an electroless Ni-P plating solution (Nimden HDX (manufactured by Uemura Kogyo)) on the zincate-treated surface, and then finish polishing with a blanket. (Polishing amount 4 ⁇ m)).
  • Comparative Example 8 since there was too much Mg content, a large amount of coarse Al—Mg-based intermetallic compound was produced, and this intermetallic compound dropped off during the pre-plating treatment, and a large depression was generated on the surface of the aluminum alloy plate. did. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was poor.
  • Comparative Example 9 since there was too much Cu content, a large amount of coarse Al—Cu—Mg—Zn-based intermetallic compound was produced, and this intermetallic compound dropped off during the pre-plating treatment, and a large depression was formed on the surface of the aluminum alloy plate. There has occurred. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was poor.
  • Comparative Example 10 since there was too much Zn content, a large amount of coarse Al—Cu—Mg—Zn-based intermetallic compound was produced, and this intermetallic compound dropped off during the pre-plating treatment, and a large depression was formed on the surface of the aluminum alloy plate. There has occurred. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was poor.
  • Comparative Example 11 since there was too much Cr content, a large amount of coarse Al—Cr intermetallic compound was produced, and this intermetallic compound dropped off during the pre-plating treatment, and a large depression was generated on the surface of the aluminum alloy plate. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was poor.
  • Comparative Example 12 since there was too much Fe content, a large amount of coarse Al—Fe intermetallic compound was generated, and this intermetallic compound dropped off during the pre-plating treatment, and a large depression was generated on the surface of the aluminum alloy plate. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was poor.
  • Comparative Example 13 since there was too much Si content, a large amount of coarse Mg—Si intermetallic compound was generated, and this intermetallic compound dropped off during the plating pretreatment, and a large depression was generated on the surface of the aluminum alloy plate. As a result, many pits were generated on the plating surface, and the smoothness of the plating surface was poor.
  • the aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate according to the present invention when the aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate according to the present invention is subjected to processing such as grinding and pretreatment for plating, the number of Ti—V—B—Zr inclusions having the longest diameter of 3 ⁇ m or more is large. Since it is controlled, it has the effect of suppressing the occurrence of dents and grinding flaws, and excellent plating surface smoothness can be obtained. In addition, since excellent smoothness of the plating surface can be obtained without using a high purity metal, it is possible to provide an aluminum alloy plate for a magnetic disk substrate capable of high capacity and high density at low cost. It also has an excellent effect. Furthermore, by using such an aluminum alloy plate, a large capacity and high density magnetic disk can be obtained.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Manufacturing Of Magnetic Record Carriers (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

Abstract

　研削面が平滑な磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及び当該アルミニウム合金板を低コストで製造可能な製造方法、ならびに、磁気ディスクを提供する。　Ｍｇ：３．０～８．０ｍａｓｓ％（以下、％）、Ｃｕ：０．００５～０．１５０％、Ｚｎ：０．０５～０．６０％、Ｃｒ：０．０１０～０．３００％、Ｆｅ：０．００１～０．０３０％、Ｓｉ：０．００１～０．０３０％、更に（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）：０．００１０～０．０１００％、Ｂ：０．０００１～０．００１０％を含有し、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、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が０個／６０００ｍｍ２であり、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が１個／６０００ｍｍ２以下である磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法。

Description

磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法
　本発明は、めっき表面が平滑である磁気ディスク基板用アルミニウム合金板、当該アルミニウム合金板を低コストで製造可能な製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金板を用いた磁気ディスクの製造方法に関する。
　コンピュータの記憶装置に用いられるアルミニウム合金製磁気ディスクは、良好なめっき性を有することとともに機械的特性や加工性が優れたＪＩＳ５０８６（Ｍｇ：３．５～４．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ≦０．５０ｍａｓｓ％、Ｓｉ≦０．４０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．２０～０．７０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５～０．２５ｍａｓｓ％、Ｃｕ≦０．１０ｍａｓｓ％、Ｔｉ≦０．１５ｍａｓｓ％、Ｚｎ≦０．２５ｍａｓｓ％、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなる）を用いたアルミニウム合金基板、また、ＪＩＳ５０８６中の不純物であるＦｅ、Ｓｉ等の含有量を制限してマトリックス中の金属間化合物を小さくしたアルミニウム合金基板、或いは、ＣｕやＺｎを添加してめっき性を改善したアルミニウム合金基板等から製造されている。
　一般的なアルミニウム合金製磁気ディスクは、まず、円環状アルミニウム合金基板を作製し、この円環状アルミニウム合金基板にめっきを施し、次いで、この基板表面に磁性体を付着させることにより製造される。
　例えば前記ＪＩＳ５０８６合金によるアルミニウム合金製磁気ディスクは、以下の工程により製造される。まず、アルミニウム合金を鋳造し、その鋳塊を熱間圧延し、次いで冷間圧延を施す。なお、必要に応じて焼鈍を施して圧延材を作製する。次に、この圧延材を円環状に打抜き、円環状アルミニウム合金板を積層する。更に、積層体の上下から加圧しつつ焼鈍を施して平坦化する加圧焼鈍を行うことにより、円環状アルミニウム合金基板が作製される。
　このようにして作製された円環状アルミニウム合金基板に、前処理として切削加工、研削加工、脱脂、エッチング、ジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施し、次いで、下地処理として硬質非磁性金属であるＮｉ－Ｐを無電解めっきし、このめっき表面にポリッシングを施した後に、磁性体をスパッタリングしてアルミニウム合金製磁気ディスクが製造される。
　ところで、近年、磁気ディスクには、マルチメディア等のニーズから大容量化及び高密度化が求められており、近い将来には、面記録密度２Ｔｂ／ｉｎ２が達成されようとしている。そして、磁気ディスクの記録密度の向上には、データ読み取り時にエラーの原因となる磁気ディスク表面のめっきピット（孔）をより少なくすることが必要とされ、めっき表面に高い平滑性が要求されている。
　めっきピットの発生原因としては、アルミニウム合金基板表面に存在する大きな窪みが一因として知られており、この大きな窪みは、基板表面に存在する粗大な非金属介在物や金属間化合物などの異物が研削加工やめっき前処理時に脱落して、発生することが判明している。
　このような実情から、近年ではアルミニウム合金基板に存在する異物の低減が強く望まれ、検討がなされている。特許文献１には、鋳造における凝固時の冷却速度を高めてＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物等の異物を微細化する方法が記載されている。
　特許文献２には、アルミニウム溶湯の不純物であるＴｉ、Ｖ及びＺｒを偏析精製に先立って、Ｂとの反応を有効に利用して低減させる方法が記載されている。この方法で製造した高純度地金を磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の原料として使用することで、ＴｉＢ２、ＶＢ２、ＺｒＢ２等の異物の生成を抑制している。
特開昭５６－１０５８４６号公報 特開２００２－１７３７１８号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の方法では、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系金属間化合物を微細にすることは可能であるが、粗大な介在物を低減させることは出来ないため目標とする高平滑性が得られないという問題が残った。
　また、特許文献２に記載のように複数回の精錬の実施により高純度とすることで粗大な介在物は低減するが、通常の精錬よりも工程数が多いためコストが増加するという問題が残った。
　本発明は、上記問題点を解決すべくなされたもので、高平滑性のめっき表面を有し、低コストで製造可能な磁気ディスク基板用アルミニウム合金板、ならびに、当該アルミニウム合金板を用いた磁気ディスクの提供を目的とする。
　本発明者らは上記問題点の解決のために、介在物としてＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物に注目し、この介在物の分布状態とめっき表面の平滑性の関係、ならびに、この介在物の生成と製造条件の関係について鋭意調査研究した。その結果、（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）の含有量とＢの含有量、鋳造前の保持炉での溶湯温度と保持時間、ならびに、鋳造開始時の溶湯温度が、Ｔｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の生成と研削面の平滑性に大きな影響を与えることを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明は請求項１において、Ｍｇ：３．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５～０．１５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５～０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１０～０．３００ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．００１～０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．００１～０．０３０ｍａｓｓ％含有し、更に（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００１０ｍａｓｓ％を含有し、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、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が０個／６０００ｍｍ２であり、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が１個／６０００ｍｍ２以下であることを特徴とする磁気ディスク基板用アルミニウム合金板とした。
　更に本発明は請求項２では、請求項１に記載の磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法において、前記アルミニウム合金の溶湯を保持炉中で７００～８５０℃で３０分以上保持する溶湯保持工程と、当該溶湯保持工程で保持した溶湯から鋳塊を鋳造する工程であって、鋳造開始時の溶湯温度を７００～８５０℃とする鋳造工程と、鋳造した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を含むことを特徴とする磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法とした。
　本発明は請求項３では、請求項１に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板を円環状に打ち抜いてディスクブランクを調製す工程と、前記ディスクブランクを加圧焼鈍して平坦化する工程と、平坦化したディスクブランクに切削加工、研削加工、脱脂処理及びエッチング処理を施す加工処理工程と、加工処理したアルミニウム合金板をジンケート処理する工程と、ジンケート処理したアルミニウム合金板を下地めっき処理する工程と、下地めっき処理したアルミニウム合金板の表面に磁性体を付着する工程とを備えることを特徴とする磁気ディスクの製造方法とした。
　本発明に係る磁気ディスク基板用アルミニウム合金基板は、高純度地金を使用することなく優れためっき表面の平滑性が得られるため、大容量化及び高密度化が可能な磁気ディスク基板用アルミニウム合金板を低コストで提供することができる。更に、このようなアルミニウム合金板を用いることにより、大容量及び高密度の磁気ディスクを提供することができる。
本発明に係るアルミニウム合金板の製造工程から磁気ディスクの製造に至る工程のフロー図である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　先ず、アルミニウム合金板の製造工程から磁気ディスクの製造工程を図１に示すフローに従って説明する。ここで、ステップ１～５までは、アルミニウム合金板製造の工程であり、ステップ６～１１は、製造されたアルミニウム合金板を磁気ディスクに成形する工程である。
１．製造工程
　（１）ステップ１：溶解炉で所望組成のアルミニウム合金に配合した（例えば、後述の表１に示す組成に配合した）溶湯を保持炉に転湯する。更に、保持炉において、溶湯を所定温度で所定時間保持する。
　（２）ステップ２：配合したアルミニウム合金溶湯を鋳造する。
　（３）ステップ３：鋳造した鋳塊を面削し、均質化処理を施す（均質化処理工程は、必須ではない）。
　（４）ステップ４：面削した、又は、均質化処理した鋳塊を熱間圧延して圧延板とする。ここで板厚は３．０ｍｍ程度とする。
　（５）ステップ５：熱間圧延した圧延板を冷間圧延してアルミニウム合金板とする。なお、冷間圧延の前又は途中において焼鈍を施す（焼鈍は、必須ではない）。
　（６）ステップ６：アルミニウム合金板を円環状に打ち抜き、ディスクブランクを作成する。
　（７）ステップ７：ディスクブランクを加圧焼鈍により平坦化する。
　（８）ステップ８：平坦化したディスクブランクに切削加工、研削加工、脱脂、エッチングを施して磁気ディスク用アルミニウム合金基板とする。
　（９）ステップ９：磁気ディスク用アルミニウム合金基板の表面にジンケート処理（Ｚｎ置換処理）を施す。
　（１０）ステップ１０：ジンケート処理した表面を下地処理（Ｎｉ－Ｐめっき）する。
　（１１）ステップ１１：下地処理した表面にスパッタリングで磁性体を付着させて磁気ディスクとする。
２．アルミニウム合金組成
　まず、ステップ１のアルミニウム合金の各組成の配合について詳細に説明する。アルミニウム合金の成分組成限定理由は次の通りである。
Ｍｇ：３．０～８．０ｍａｓｓ％
　Ｍｇは、主としてアルミニウム合金板の強度を向上させる効果を有する元素である。また、ジンケート処理時のジンケート皮膜を均一に、薄く、かつ、緻密に付着させるので、ジンケート処理工程の次工程である下地処理工程において、Ｎｉ－Ｐからなるめっき表面の平滑性が向上する。Ｍｇの含有量を３．０～８．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）に規定した理由は、３．０％未満では強度が不十分であり、更に、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ためである。８．０％を超えると粗大なＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物が生成して、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時において、金属間化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下するためである。Ｍｇの含有量は強度と製造性との兼合いから、３．５～７．０％とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．００５～０．１５０％
　Ｃｕはジンケート処理時においてＡｌ溶解量を減少させ、また、ジンケート皮膜を均一に、薄く、かつ、緻密に付着させる効果を有する元素である。このような効果により、ジンケート処理工程の次工程である下地処理工程において、Ｎｉ－Ｐからなるめっき表面の平滑性が向上する。
　Ｃｕの含有量を０．００５～０．１５０％に規定した理由は、０．００５％未満では上記効果が十分に得られないためである。一方、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、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時において、金属間化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性を低下させるためである。更に、０．１５０％を超える場合には、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ためである。好ましいＣｕ含有量は、０．００５～０．１００％である。
Ｚｎ：０．０５～０．６０％
　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、かつ、緻密に付着させるので、ジンケート処理工程の次工程である下地処理工程において、Ｎｉ－Ｐからなるめっき表面の平滑性が向上する。
　Ｚｎの含有量を０．０５～０．６０％に規定した理由は、０．０５％未満では上記効果が十分に得られないためである。一方、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、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時において、金属間化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性を低下させるためである。更に、０．６０％を超える場合には、材料自体の加工性や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ためである。好ましいＺｎ含有量は、０．０５～０．５０％である。
Ｃｒ：０．０１０～０．３００％
　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元素である。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めっきピットの発生を抑制する効果を有する。
　Ｃｒの含有量を０．０１０～０．３００％に規定した理由は、０．０１０％未満では上記効果が十分に得られないためである。一方、０．３００％を超えると、鋳造時に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て、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時において、この金属間化合物が脱落してめっきピットの原因となる大きな窪みを発生するためである。好ましいＣｒ含有量は、０．０１０～０．２００％である。
Ｆｅ：０．００１～０．０３０％
　Ｆｅはアルミニウム母材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Ａｌ－Ｆｅ系金属間化合物は研削面において欠陥となるため、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。しかしながら、Ｆｅを０．００１％未満まで取り除くのは、アルミニウム地金を高純度に精錬することになりコスト高を招く。一方、Ｆｅ含有量が０．０３０％を超えると粗大なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物が生成して、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時において、この粗大なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。従って、Ｆｅの含有量を０．００１～０．０３０％となるように調整する。好ましいＦｅ含有量は、０．００１～０．０２５％である。
Ｓｉ：０．００１～０．０３０％
　Ｓｉは本発明のアルミニウム合金板の必須元素であるＭｇと結合し、研削面において欠陥となるＭｇ－Ｓｉ系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。しかしながら、Ｓｉはアルミニウム地金に不可避的不純物として存在する。ステップ１におけるアルミニウム合金の調整には純度の高い、例えば純度９９．９％以上のアルミニウム地金を用いるが、このような地金にもＳｉが含有されている。アルミニウム地金からＳｉを０．００１％未満まで取り除くのは、アルミニウム地金を高純度に精錬することとなりコスト高を招く。一方、Ｓｉ含有量が０．０３０％を超えると粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が生成して、エッチング時、ジンケート処理時、切削や研削加工時において、この粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が脱落して大きな窪みが発生し、めっき表面の平滑性が低下する。従って、Ｓｉの含有量を０．００１～０．０３０％となるように調整する。好ましいＳｉ含有量は、０．００１～０．０２５％である。
（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）：０．００１０～０．０１００％
　Ｔｉ、Ｖ、ＺｒはＢと結合し、研削面において欠陥となるＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物を生成するため、アルミニウム合金中にＴｉ、Ｖ、Ｚｒが含有されることは好ましくない。しかしながら、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒはアルミニウム地金に不可避的不純物として存在する。アルミニウム地金中のＴｉ、Ｖ及びＺｒの合計含有量を０．００１０％未満にするには、アルミニウム地金を高純度に精錬することとなりコスト高を招く。一方、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒの合計含有量が０．０１００％を超えると粗大なＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が生成して、研削加工時にこの介在物が起点となり研削傷が発生したり、この介在物が脱落して大きな窪みが発生したりすることにより、めっき表面の平滑性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒの合計含有量を０．００１０～０．０１００％となるように調整する。Ｔｉ、Ｖ及びＺｒの好ましい合計含有量は、０．００１０～０．００６０％である。
　なお、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒの各元素の好ましい含有量は、Ｔｉ：０．０００３～０．００５０％、Ｖ：０．０００６～０．００５０％、Ｚｒ：０．０００１～０．００１０％である。また、Ｔｉ、Ｖ及びＺｒの合計含有量とは、これら３種類の元素が全て含有されている場合には３種類の含有量の合計であり、いずれか２種類が含有されている場合にはこれら２種類の含有量の合計であり、いずれか１種類のみが含有されている場合にはこの１種類の含有量である。
Ｂ：０．０００１～０．００１０％
　ＢはＴｉ、Ｖ、Ｚｒと結合し、研削面において欠陥となるＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物を生成するため、アルミニウム合金中にＢが含有されることは好ましくない。しかしながら、Ｂはアルミニウム地金に不可避的不純物として存在する。アルミニウム地金中のＢの含有量を０．０００１％未満にするには、アルミニウム地金を高純度に精錬することとなりコスト高を招く。一方、Ｂの含有量が０．００１０％を超えると粗大なＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が生成して、研削加工時にこの介在物が起点となり研削傷が発生したり、この介在物が脱落して大きな窪みが発生したりすることにより、めっき表面の平滑性が低下する。従って、Ｂの含有量を０．０００１～０．００１０％となるように調整する。好ましいＢ含有量は、０．０００１～０．０００５％である。
その他の元素
　鋳造時において、Ｍｇの溶湯酸化を抑制するため微量のＢｅを添加してもよい。但し、Ｂｅ含有量が０．０００１％未満では上記効果が十分に得られず、一方、０．００５０％を超えてＢｅを添加してもその添加効果が飽和して、それ以上の顕著な改善効果が得られない。従って、Ｂｅを添加する場合の添加量は、０．０００１～０．００５０％とするのが好ましい。
　上記各元素の他は、Ａｌ及び不可避的不純物である。ここで言う不可避的不純物とは上記のＭｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｂ、Ｂｅを除く元素であり、例えばＭｎ、Ｇａ等が挙げられる。これらの不可避的不純物は、各々が０．０３％以下で、かつ、合計が０．１５％以下であれば、本発明に係るアルミニウム合金板としてその特性を損なうことはない。
３．Ｔｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度
　本発明においては、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度を０個／６０００ｍｍ２とし、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度を１個／６０００ｍｍ２以下とする。ここで、本発明で規定するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物とは、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）のＷＤＳ分析によりＴｉ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒを含有することが確認できる介在物をいう。また、本発明において最長径とは、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）のＷＤＳ分析により得られるＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の平面画像において、まず、輪郭線上における一点と輪郭線上の他の点との距離の最大値を計測し、次に、この最大値を輪郭線上における全ての点について計測し、最後に、これら全最大値のうちから選択される最も大きなものをいう。
　アルミニウム合金板中において、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度を０個／６０００ｍｍ２とし、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度を１個／６０００ｍｍ２以下とすることにより、研削加工やめっき前処理時に基板表面に大きな窪みや研削傷の発生が少なくなり、平滑なめっき表面を得ることができる。Ｔｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が基板表面に存在すると、研削加工時にこの介在物を起点に広範囲に研削傷が発生するため、この介在物の分散状態は目視で確認することができる。アルミニウム合金板中に存在するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の最長径が５μｍを超える場合は、この介在物に起因する基板表面での大きな窪みや研削傷が発生し、めっき表面の平滑性が低下する。一方、アルミニウム合金板中に存在するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の最長径が３～５μｍの場合は、この介在物に起因する窪みや研削傷の大きさがめっきピットの発生に多少の影響を及ぼす。しかしながら、このような３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が、６０００ｍｍ２当たり１個以下であれば、ピットの発生に対する影響は無視することができる。なお、アルミニウム合金板中に存在するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の最長径が３μｍ未満の場合には、この介在物により発生する窪みや研削傷の大きさは問題視されない。ここで、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度を１個／６０００ｍｍ２以下とするが、好ましくは０個／６０００ｍｍ２である。
４．磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法
　次に、本発明に係る磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法について詳細に説明する。前記ステップ１において本発明の合金組成範囲に調整されたアルミニウム合金溶湯を、鋳造されるまでに冷えて固まらないように保持炉で加熱・保持する。その後、半連続鋳造（ＤＣ鋳造）法などの常法に従って鋳造し（ステップ２）、得られた鋳塊に均質化処理（ステップ３）、熱間圧延（ステップ４）、冷間圧延（ステップ５）を施しアルミニウム合金板を製造する。いずれの工程もＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の分布状態に影響を与えるが、本発明者らは特にステップ１の保持炉での加熱温度と保持時間及び鋳造開始時の溶湯温度に注目した。
４－１．保持炉での溶湯の加熱温度：７００～８５０℃
　保持炉での溶湯の加熱温度を７００～８５０℃とすることでＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の一部が溶湯中に溶解するため、介在物を低減することが出来る。保持炉での溶湯の加熱温度が７００℃未満の場合には、３μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が保持中に多く生成し、このような７００℃未満の温度で長時間保持を行ってもこの介在物を十分に除去することが出来ず、アルミニウム合金溶湯中に残存する。その結果、この介在物起因によって基板表面に大きな窪み及び研削傷が発生し、めっき表面の平滑性が低下する。一方、保持炉での溶湯の加熱温度が８５０℃を超える場合には、電力消費等が増加するのでコスト増加を招く。従って、保持炉での溶湯の加熱温度は７００～８５０℃とする。好ましい保持炉での溶湯の加熱温度は、７５０～８５０℃である。
４－２．保持炉での溶湯の保持時間：３０分以上
　保持炉での溶湯の保持時間を３０分以上とすることで、溶湯中に溶解しきれなかった３μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物を沈殿させて除去することが出来る。なお、保持炉での溶湯の保持時間とは、溶解炉で調整されたアルミニウム合金溶湯が保持炉に全て転湯され、炉内で脱ガス処理等の処理が行われた後に保持されている時間のことを言う。保持炉での溶湯の保持時間が３０分未満では上記介在物の沈殿が不十分であり、アルミニウム合金溶湯中に残存する。その結果、この介在物起因によって基板表面に大きな窪み及び研削傷が発生し、めっき表面の平滑性が低下する。従って、保持炉での溶湯の保持時間は３０分以上とする。好ましい保持炉での溶湯の保持時間は６０分以上である。なお、保持炉での溶湯の保持時間は長いほど良いが経済的な観点から６００分以下が好ましい。
４－３．インライン処理
　保持炉で溶湯を保持した後、鋳造を行う前に脱ガス処理及び濾過処理を常法に従いインラインで行うことが好ましい。インライン脱ガス処理装置としては、ＳＮＩＦやＡＬＰＵＲなどの商標で市販されているものを使用すれば良い。これらの装置は、アルゴンガスやアルゴンと塩素の混合ガスを溶湯に吹き込みながら、羽根付き回転体を高速で回転させてガスを微細な気泡として溶湯中に供給する。これにより、脱水素ガス及び介在物の除去がインラインで短時間に行える。インライン濾過処理としては、セラミックチューブフィルターやセラミックフォームフィルター、アルミナボールフィルター等が用いられ、ケーク濾過機構や濾材濾過機構により介在物を除去する。
４－４．鋳造開始時の溶湯温度：７００～８５０℃
　保持炉で溶湯を保持した後、インラインでの脱ガス処理及び濾過処理を行うと溶湯温度が低下することがある。そのため、鋳造開始時の溶湯温度も保持炉での溶湯の加熱温度と同じく７００～８５０℃とする。鋳造開始時の溶湯温度が７００℃未満の場合には、３μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が鋳造開始前において多く生成する。その結果、この介在物起因によって基板表面に大きな窪み及び研削傷が発生し、めっき表面の平滑性が低下する。一方、鋳造開始時の溶湯温度を８５０℃を超えるように保つには電力消費等が増加するので、コスト増加を招く。従って、鋳造開始時の溶湯温度は７００～８５０℃とする。好ましい鋳造開始時の溶湯温度は、７００～８００℃である。
　保持炉で溶湯の保持を行った後は鋳造を行い、その後、必要に応じて均質化処理を行う。均質化処理を実施する場合には、例えば５００～５７０℃で１～１０時間の条件で行うことが好ましい。次に熱間圧延するに当たっては、特にその条件は限定されるものではないが、例えば、熱間圧延開始温度を４００～５００℃とし、熱間圧延終了温度を２６０～３８０℃とする。
　熱間圧延終了後は、冷間圧延によって所要の製品板厚に仕上げる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではなく、必要な製品板強度や板厚に応じて定めれば良く、例えば圧延率を２０～８０％とする。
　冷間圧延の前又は冷間圧延の途中において、冷間圧延加工性を確保するために焼鈍処理を施してもよい。焼鈍処理を実施する場合には、バッチ式の加熱ならば、２５０～４３０℃で０．１～１０時間の条件で行うことが好ましく、連続式の加熱ならば、４００～５００℃で０～６０秒間保持の条件で行うことが好ましい。
　以上のようにして製造したアルミニウム合金板を、用途に応じて加工する。アルミニウム合金板を磁気ディスク用として加工するには、このアルミニウム合金板を円環状に打ち抜き（ステップ６）、大気中にて２５０～４３０℃で３０分以上の加圧焼鈍（ステップ７）を行い、平坦化したディスクブランクを切削加工、研削加工、脱脂、エッチング（ステップ８）して、ジンケート処理（ステップ９）、下地めっき処理（ステップ１０）、スパッタリングによる磁性体の付着（ステップ１１）を行い磁気ディスクとする。
　以下に、本発明を磁気ディスク基板に使用した実施例により詳細に説明する。まず、図１の各ステップについて説明する。
　（１）ステップ１：表１に示す成分組成のアルミニウム合金溶湯を溶製した。そして、この溶湯を表２に示す条件で保持炉において保持した。
　（２）ステップ２：アルミニウム合金溶湯をＤＣ鋳造法により厚さ５００ｍｍの鋳塊とし、両面１５ｍｍの面削を行った。
　（３）ステップ３：表１の合金Ｎｏ．６以外は、５１０℃で６時間の均質化処理を施した。
　（４）ステップ４：圧延開始温度４６０℃、圧延終了温度３４０℃で熱間圧延を行ない、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした。
　（５）ステップ５：実施例Ｎｏ．７の合金以外の熱間圧延板は中間焼鈍を行なわずに冷間圧延（圧延率６６．７％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした。
　実施例Ｎｏ．７では、まず第１の冷間圧延（圧延率３３．３％）を施した後、バッチ式焼鈍炉を用いて、３００℃で２時間の条件で中間焼鈍を行なった。次いで、第２の冷間圧延（圧延率５０．０％）により最終板厚の１．０ｍｍまで圧延し、アルミニウム合金板とした。
　（６）ステップ６：前記アルミニウム合金板から外径９６ｍｍ、内径２４ｍｍの円環状に打抜き、ディスクブランクを作製した。
　（７）ステップ７：ディスクブランクを３４０℃で４時間加圧焼鈍を施した。
　（８）ステップ８：端面加工を行い外径９５ｍｍ、内径２５ｍｍとし、グラインディング加工（表面１０μｍ研削）を行った。その後、ＡＤ－６８Ｆ（上村工業製）により６０℃で５分の脱脂を行った後、ＡＤ－１０７Ｆ（上村工業製）により６５℃で１分のエッチングを行い、更に３０％ＨＮＯ３水溶液（室温）で２０秒間デスマットした。
　（９）ステップ９：表面を調整したディスクブランク表面に、ＡＤ－３０１Ｆ－３Ｘ（上村工業製）を用いてダブルジンケート処理を施した。
　（１０）ステップ１０：ジンケート処理した表面に無電解Ｎｉ－Ｐめっき処理液（ニムデンＨＤＸ（上村工業製））を用いてＮｉ－Ｐを１７μｍ厚さに無電解めっきした後、羽布により仕上げ研磨（研磨量４μｍ））を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　前記研削加工（ステップ８）後、及び前記めっき処理（ステップ１０）後のアルミニウム合金板について以下の評価を行った。
〔Ｔｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度〕
　３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物と、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度（個／６０００ｍｍ２）は、研削加工後のアルミニウム合金板表面を目視で検査し、ＥＰＭＡの観察像とＷＤＳ分析（波長分散型Ｘ線分析）により３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物、ならびに、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物を同定しつつ、各々の６５９７ｍｍ２当たりの個数を数えて存在密度（個／６０００ｍｍ２）に換算して求めた。Ｔｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が基板表面に存在すると研削加工時にこの介在物を起点に広範囲に研削傷が発生するため、介在物の分散状態は目視で確認することができる。上記存在密度を、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
〔めっき表面の平滑性〕
　Ｎｉ－Ｐめっき処理後のアルミニウム合金板の表面をＯＳＡ（Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｓｕｒｆａｃｅ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）等の機器を用いて観察し、６５９７ｍｍ２当たりに存在する最長径１μｍ以上の大きさの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／６０００ｍｍ２）を求めた。評価の基準は、ピットが０個／６０００ｍｍ２の場合を優良（◎印）とし、１個／６０００ｍｍ２の場合を良好（○印）、２個／６０００ｍｍ２以上の場合を不良（×印）とした。評価結果を表３に示す。
　表３に示すように、実施例１～７では、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物、ならびに、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が請求項１を満たしており、めっき表面の平滑性が優良又は良好な磁気ディスク基板用アルミニウム合金板が得られた。
　これに対して比較例８～２３では何れも、本発明の規定外の構成要素を含んでいたため、めっき表面の平滑性が不良であった。
　即ち、比較例８では、Ｍｇ含有量が多過ぎたために粗大なＡｌ－Ｍｇ系金属間化合物が多く生成され、この金属間化合物がめっき前処理で脱落してアルミニウム合金板表面に大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例９では、Ｃｕ含有量が多過ぎたために粗大なＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｎ系金属間化合物が多く生成され、この金属間化合物がめっき前処理で脱落してアルミニウム合金板表面に大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１０では、Ｚｎ含有量が多過ぎたために粗大なＡｌ－Ｃｕ－Ｍｇ－Ｚｎ系金属間化合物が多く生成され、この金属間化合物がめっき前処理で脱落してアルミニウム合金板表面に大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１１では、Ｃｒ含有量が多過ぎたために粗大なＡｌ－Ｃｒ系金属間化合物が多く生成し、この金属間化合物がめっき前処理で脱落してアルミニウム合金板表面に大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１２では、Ｆｅ含有量が多過ぎたために粗大なＡｌ－Ｆｅ系金属間化合物が多く生成し、この金属間化合物がめっき前処理で脱落してアルミニウム合金板表面に大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１３では、Ｓｉ含有量が多過ぎたために粗大なＭｇ－Ｓｉ系金属間化合物が多く生成し、この金属間化合物がめっき前処理で脱落してアルミニウム合金板表面に大きな窪みが発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１４では、（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）の含有量が多過ぎたために粗大なＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が多く生成し、研削加工やめっき前処理時にアルミニウム合金板表面に大きな窪みや研削傷が多数発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１５では、Ｂ含有量が多過ぎたために粗大なＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が多く生成し、研削加工やめっき前処理時にアルミニウム合金板表面に大きな窪みや研削傷が多数発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１６では、Ｍｇ含有量が少な過ぎたためにジンケート皮膜が不均一となった。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１７では、Ｃｕ含有量が少な過ぎたためにジンケート皮膜が不均一となった。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１８では、Ｚｎ含有量が少な過ぎたためにジンケート皮膜が不均一となった。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例１９では、Ｃｒ含有量が少な過ぎたためにアルミニウム合金板の結晶粒が粗大化し、めっきの密着性が低下した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例２０、２１では、保持炉での溶湯の加熱温度及び鋳造開始時の溶湯温度が低過ぎたために粗大なＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が多く生成し、研削加工やめっき前処理時にアルミニウム合金板表面に大きな窪みや研削傷が多数発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　比較例２２、２３では、保持炉での溶湯の保持時間が短過ぎたために粗大なＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物が多く残存し、研削加工やめっき前処理時にアルミニウム合金板表面に大きな窪みや研削傷が多数発生した。その結果、めっき表面にピットが多数発生し、めっき表面の平滑性が不良となった。
　上述のように、本発明に係る磁気ディスク基板用アルミニウム合金板は研削加工やめっき前処理等の処理を行うにあたり、３μｍ以上の最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の個数が制御されているために、窪みや研削傷の発生を抑制する効果を有し、優れためっき表面平滑性を得ることが出来る。また、高純度地金を使用することなく優れためっき表面の平滑性が得られるため、高容量化及び高密度化が可能な磁気ディスク基板用アルミニウム合金板を低コストで提供することができるという優れた効果も有する。更に、このようなアルミニウム合金板を用いることにより、大容量及び高密度の磁気ディスクが得られる。

Claims (3)

  1. 　Ｍｇ：３．０～８．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．００５～０．１５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５～０．６０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０１０～０．３００ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．００１～０．０３０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．００１～０．０３０ｍａｓｓ％含有し、更に（Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）：０．００１０～０．０１００ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００１～０．００１０ｍａｓｓ％を含有し、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、５μｍを超える最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が０個／６０００ｍｍ２であり、３～５μｍの最長径を有するＴｉ－Ｖ－Ｂ－Ｚｒ系介在物の存在密度が１個／６０００ｍｍ２以下であることを特徴とする磁気ディスク基板用アルミニウム合金板。
  2. 　請求項１に記載の磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法において、前記アルミニウム合金の溶湯を保持炉中で７００～８５０℃で３０分以上保持する溶湯保持工程と、当該溶湯保持工程で保持した溶湯から鋳塊を鋳造する工程であって、鋳造開始時の溶湯温度を７００～８５０℃とする鋳造工程と、鋳造した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を含むことを特徴とする磁気ディスク基板用アルミニウム合金板の製造方法。
  3. 　請求項１に記載される磁気ディスク用アルミニウム合金板を円環状に打ち抜いてディスクブランクを調製す工程と、前記ディスクブランクを加圧焼鈍して平坦化する工程と、平坦化したディスクブランクに切削加工、研削加工、脱脂処理及びエッチング処理を施す加工処理工程と、加工処理したアルミニウム合金板をジンケート処理する工程と、ジンケート処理したアルミニウム合金板を下地めっき処理する工程と、下地めっき処理したアルミニウム合金板の表面に磁性体を付着する工程とを備えることを特徴とする磁気ディスクの製造方法。
PCT/JP2015/004851 2014-09-27 2015-09-24 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法 WO2016047138A1 (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201580002654.0A CN105745344B (zh) 2014-09-27 2015-09-24 磁盘基板用铝合金板及其制造方法以及磁盘的制造方法
US15/117,209 US9613648B2 (en) 2014-09-27 2015-09-24 Aluminum alloy plate for magnetic disc substrate, method for manufacturing same, and method for manufacturing magnetic disc

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-197651 2014-09-27
JP2014197651A JP5762612B1 (ja) 2014-09-27 2014-09-27 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016047138A1 true WO2016047138A1 (ja) 2016-03-31

Family

ID=53887773

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/004851 WO2016047138A1 (ja) 2014-09-27 2015-09-24 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9613648B2 (ja)
JP (1) JP5762612B1 (ja)
CN (1) CN105745344B (ja)
MY (1) MY161115A (ja)
WO (1) WO2016047138A1 (ja)

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5762612B1 (ja) 2014-09-27 2015-08-12 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法
CN107532245B (zh) * 2015-05-28 2019-07-16 株式会社Uacj 磁盘用铝合金基板及其制造方法、以及使用了该磁盘用铝合金基板的磁盘
JP6646551B2 (ja) * 2015-12-25 2020-02-14 昭和電工株式会社 磁気記録媒体用基板
CN105568084A (zh) * 2015-12-31 2016-05-11 新疆众和股份有限公司 一种硬盘用铝基铝镁合金基片及其制备工艺
JP6574740B2 (ja) * 2016-07-08 2019-09-11 昭和電工株式会社 磁気記録媒体用基板およびハードディスクドライブ
JP6998305B2 (ja) * 2016-08-01 2022-02-04 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、並びに磁気ディスク
CN107893179A (zh) * 2016-10-03 2018-04-10 株式会社神户制钢所 磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片
WO2018143177A1 (ja) * 2017-02-01 2018-08-09 株式会社Uacj アルミニウム合金製の磁気ディスク基板及びその製造方法
JP6832179B2 (ja) * 2017-02-03 2021-02-24 昭和電工株式会社 磁気記録媒体用基板およびハードディスクドライブ
JP6437583B2 (ja) * 2017-02-27 2018-12-12 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、この磁気ディスク基板用アルミニウム合金板を用いた磁気ディスク
MY192572A (en) * 2017-03-31 2022-08-29 Hoya Corp Non-magnetic substrate for magnetic disk, and magnetic disk
JP6389546B1 (ja) * 2017-05-12 2018-09-12 株式会社Uacj 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、この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
JP6427290B1 (ja) * 2017-11-22 2018-11-21 株式会社Uacj 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
JP7011942B2 (ja) * 2018-01-19 2022-02-10 昭和電工株式会社 磁気記録媒体用アルミニウム合金基板、磁気記録媒体用基板、磁気記録媒体およびハードディスクドライブ
JP7011944B2 (ja) * 2018-01-19 2022-02-10 昭和電工株式会社 磁気記録媒体用アルミニウム合金基板、磁気記録媒体用基板、磁気記録媒体およびハードディスクドライブ
JP7011943B2 (ja) * 2018-01-19 2022-02-10 昭和電工株式会社 磁気記録媒体用アルミニウム合金基板とその製造方法、磁気記録媒体用基板、磁気記録媒体およびハードディスクドライブ
JP6439066B1 (ja) * 2018-03-09 2018-12-19 株式会社Uacj 磁気ディスク基板及びその製造方法並びに磁気ディスク
JP6895918B2 (ja) 2018-03-23 2021-06-30 古河電気工業株式会社 磁気ディスク用アルミニウム合金基板、ディスク駆動装置、及び磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
CN108486435B (zh) * 2018-04-28 2019-11-12 中铝东南材料院（福建）科技有限公司 一种高平坦度硬盘用铝合金基板及其制备方法
JP6492219B1 (ja) 2018-09-21 2019-03-27 株式会社Uacj 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
JP7132289B2 (ja) * 2019-12-09 2022-09-06 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク、磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート、及び磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法
CN111549303A (zh) * 2020-06-02 2020-08-18 成都宏明双新科技股份有限公司 一种化学镍热处理工艺
CN115323228A (zh) * 2022-08-19 2022-11-11 光智科技股份有限公司 一种划片刀铝飞盘用新型铝合金的制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0625785A (ja) * 1992-07-06 1994-02-01 Nippon Light Metal Co Ltd 鏡面加工用Ａｌ−Ｍｇ合金
JP2011102415A (ja) * 2009-11-10 2011-05-26 Kobe Steel Ltd 磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2013023737A (ja) * 2011-07-22 2013-02-04 Furukawa-Sky Aluminum Corp 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
JP2014196530A (ja) * 2013-03-29 2014-10-16 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP5762612B1 (ja) * 2014-09-27 2015-08-12 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60140B2 (ja) * 1980-01-28 1985-01-05 株式会社神戸製鋼所 磁気デイスク用Ａｌ基合金板の製造法
JPH0297639A (ja) * 1988-09-30 1990-04-10 Furukawa Alum Co Ltd メツキ性に優れた磁気デイスク基板用アルミニウム合金
JPH02111839A (ja) * 1988-10-18 1990-04-24 Kobe Steel Ltd 優れたメッキ性を有するディスク用アルミニウム合金板とその製造方法
JPH11315338A (ja) * 1998-05-07 1999-11-16 Sumitomo Light Metal Ind Ltd ジンケート処理性に優れた磁気ディスク用アルミニウム合金
JP3458840B2 (ja) * 2000-12-06 2003-10-20 日本軽金属株式会社 アルミニウム処理方法
JP5325472B2 (ja) * 2007-09-05 2013-10-23 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金基板およびその製造方法
JP5199714B2 (ja) * 2008-03-31 2013-05-15 株式会社神戸製鋼所 磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
JP2013112884A (ja) * 2011-11-30 2013-06-10 Furukawa-Sky Aluminum Corp アルミニウム合金基板及びその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0625785A (ja) * 1992-07-06 1994-02-01 Nippon Light Metal Co Ltd 鏡面加工用Ａｌ−Ｍｇ合金
JP2011102415A (ja) * 2009-11-10 2011-05-26 Kobe Steel Ltd 磁気ディスク用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2013023737A (ja) * 2011-07-22 2013-02-04 Furukawa-Sky Aluminum Corp 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
JP2014196530A (ja) * 2013-03-29 2014-10-16 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP5762612B1 (ja) * 2014-09-27 2015-08-12 株式会社Uacj 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
MY161115A (en) 2017-04-14
JP2016069665A (ja) 2016-05-09
JP5762612B1 (ja) 2015-08-12
CN105745344B (zh) 2017-06-13
US20160351224A1 (en) 2016-12-01
US9613648B2 (en) 2017-04-04
CN105745344A (zh) 2016-07-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5762612B1 (ja) 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、ならびに、磁気ディスクの製造方法
JP6807142B2 (ja) 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
JP6427267B2 (ja) 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
JP6998305B2 (ja) 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法、並びに磁気ディスク
JP5199714B2 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法
JP5767384B1 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板、磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及び磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP2009079286A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板およびその製造方法
JP5901168B2 (ja) 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、下地処理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
JP2020029595A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランク及びその製造方法、ならびに、当該磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクを用いた磁気ディスク及びその製造方法
JP6131083B2 (ja) 磁気ディスク基板用アルミニウム合金板及びその製造方法
JP2015089956A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板
JP2019167602A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金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板を用いた磁気ディスク
WO2018092547A1 (ja) 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
JP2017110273A (ja) 磁気ディスク基板用アルミニウム合金基板及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金基板を用いた磁気ディスクの製造方法
JP2017179590A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金ブランクおよび磁気ディスク用アルミニウム合金サブストレート
JP5836352B2 (ja) 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
CN113614264A (zh) 磁盘用铝合金坯体和磁盘用铝合金基片
JP2005194590A (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金基板およびその製造方法
JP4477999B2 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法、磁気ディスク用アルミニウム合金板、および磁気ディスク用アルミニウム合金基板
WO2017018451A1 (ja) 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
WO2023167219A1 (ja) アルミニウム合金原料の製造方法、アルミニウム合金鋳塊の製造方法、アルミニウム合金板の製造方法、めっき用アルミニウム合金基板の製造方法、磁気ディスク用アルミニウム合金基板の製造方法、磁気ディスクの製造方法及び磁気ディスク
JP4477998B2 (ja) 磁気ディスク用アルミニウム合金板の製造方法、磁気ディスク用アルミニウム合金板、および磁気ディスク用アルミニウム合金基板
JP2018059138A (ja) 磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金板、磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金ブランク及び磁気ディスク用Ａｌ−Ｍｇ系合金サブストレート
US20230120845A1 (en) Aluminum alloy substrate for magnetic disk, and magnetic disk using same
US20230111915A1 (en) Aluminum alloy substrate for magnetic disks, and magnetic disk using said aluminum alloy substrate for magnetic disks

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15844580

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15117209

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15844580

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1